应用于极端热环境的氧化物多孔陶瓷及气凝胶隔热材料

原文发表于《科技导报》202 6年第1 3期《应用于极端热环境的氧化物多孔陶瓷及气凝胶隔热材料》

随着航空航天装备向更高速度、更长航时方向发展，飞行器在极端热环境中面临“新热障”挑战。《科技导报》邀请山东理工大学材料科学与工程学院、高温功能陶瓷材料学科与技术中心温广武教授团队撰写文章，系统介绍了氧化物多孔陶瓷及气凝胶作为高性能隔热材料的研究进展，详细阐述了氧化物多孔陶瓷及气凝胶的材料特性、制备方法、隔热性能、力学性能和耐高温性能等。通过组分设计、纤维增强、结构调控等手段，可以对多孔氧化物陶瓷及气凝胶在隔热性能与力学性能上进行调节，使其在极端环境热防护系统中展现出广阔的应用前景。

随着航空航天技术的发展，飞行器在极端环境下面临的高热流、高焓、强氧化及高动压等“新热障”问题日益突出。飞行器迎风面和机翼处温度可达1400℃以上（图1），对热防护技术提出严峻挑战。在“防隔热一体化”趋势下，隔热材料须兼具优异的隔热性能、耐温性能和力学性能。现有多孔陶瓷和气凝胶存在显著性能权衡，亟须通过材料设计优化综合性能以满足极端应用场景的要求。本文基于极端环境热防护系统对隔热材料的性能需求，系统论述了多孔氧化物陶瓷及气凝胶隔热材料的研究进展。

图1 航天飞机热防护系统隔热材料分布及再入大气层时的温度场

1 多孔氧化物陶瓷及气凝胶的种类

多孔氧化物陶瓷及气凝胶是指以氧化物为主要成分的多孔陶瓷及气凝胶材料，主要包括SiO₂、Al₂O₃、ZrO₂、莫来石、镁铝尖晶石及玄武岩多孔陶瓷和气凝胶，其基本性能参数见表1。SiO₂具有轻质隔热的优势，Al₂O₃具有优异高温承载性能，ZrO₂具备优异耐温特性，莫来石兼具优异的抗热震性能和力学性能，镁铝尖晶石和玄武岩纤维毡兼具良好的隔热性能和力学性能（图2）。氧化物陶瓷在受到机械应力时易产生裂纹并迅速扩展，高孔隙率会进一步削弱力学性能，在实际使用中需要平衡隔热性能和力学性能。

表1 氧化物陶瓷材料基本性能参数

图2 气凝胶隔热材料在航天装备中的应用

2 多孔氧化物陶瓷和气凝胶的制备方法

溶胶凝胶法通过分子级反应实现多组分原子级均匀混合，可精准构筑纳米尺度多孔结构，气凝胶产物形成连续三维纳米网状骨架，多孔陶瓷产物则形成纳米-亚微米级孔隙的刚性骨架，但力学强度偏低，高温下纳米孔易坍塌。

静电纺丝技术利用静电场将聚合物溶液拉伸成纳米纤维，构建“纤维间大孔+纤维内纳米孔”的多级孔体系，大幅增强结构稳定性与抗变形能力，但高温热冲击下会出现结构塌陷和塑性变形，气凝胶制备尚未实现产业化。

发泡法通过物理或化学方法在基体内部引入并稳定气泡，工艺简单，孔隙率最高可达95%，但孔隙尺寸较大且分布不均匀，力学性能相对较差。

其他方法包括凝胶注模法（孔隙结构可控、力学性能优于发泡法）、模板法（可精确调控孔径尺寸和形状，但工艺复杂成本高）和无压烧结（工艺简单成本低，但孔隙精细调控难度大）。

3 多孔氧化物陶瓷和气凝胶的性能

3.1 SiO₂多孔陶瓷和气凝胶

SiO₂多孔陶瓷和气凝胶因轻质、低导热且结构易于调控，具有优异的隔热性能，当前研究主要聚焦于力学性能和耐高温性能的提升。Li等通过发泡法制备的SiO₂多孔陶瓷孔隙率90%~97%，热导率0.039~0.079 W/(m·K)，抗压强度0.01~0.05 MPa，能够承受1200℃以上高温（图3）。

图3 烧结温度、固含量和纳米硅添加量对多孔陶瓷性能的影响

Hu等通过发泡-凝胶注模-冷冻干燥法制备多孔SiC/SiO₂陶瓷，孔隙率83.1%，热导率0.116 W/(m·K)，抗压强度最高4.508 MPa（图4）。

图4 SiC/SiO₂多孔陶瓷的SEM图

Cai等采用溶胶凝胶法制备单分散SiO₂气凝胶，密度0.206~0.221 g/cm³，热导率低至0.027 W/(m·K)，短时耐温极限900℃（图5）。

图5 单分散SiO₂气凝胶的制备流程

引入陶瓷纤维可进一步提升耐温极限和力学性能，莫来石纤维复合SiO₂气凝胶可承受1600℃高温热冲击，但热导率上升至0.069~0.085 W/(m·K)（图6）。

图6 单分散SiO₂气凝胶、莫来石纤维复合SiO₂气凝胶和石英纤维针刺毡增强的SiO₂陶瓷气凝胶SEM图

溶胶凝胶结合真空浸渍法制备的石英纤维针刺毡增强SiO₂陶瓷气凝胶复合材料（CASS），密度0.3~0.6 g/cm³，热导率仅0.022~0.042 W/(m·K)，抗压强度高达14 MPa，但耐温极限仅为1100℃。Pan等通过同轴静电纺丝制备核壳BN/SiO₂纳米纤维膜，热导率仅0.046 W/(m·K)，抗拉强度7.2 MPa。SiO₂多孔陶瓷热导率范围0.039~0.210 W/(m·K)，气凝胶热导率0.022~0.085 W/(m·K)，抗压强度整体偏低（0.01~14.00 MPa），与SiC、莫来石复合后短时耐温可提升至1600℃。

3.2 Al₂O₃多孔陶瓷和气凝胶

Al₂O₃多孔陶瓷及气凝胶耐高温性能和力学性能好，但由于Al₂O₃本征热导率高，隔热性能相对较差。He等通过发泡法制备的Al₂O₃多孔陶瓷孔隙率63.75%~85.04%，抗压强度1.30~4.21 MPa，可承受1450℃以上高温。Wang等通过发泡法制备孔隙率82%、抗压强度39 MPa的多孔Al₂O₃陶瓷，可承受1350℃以上高温（图7）。

图7 不同分散剂和疏水改性剂含量制备的多孔Al₂O₃陶瓷的SEM图

Zhang等通过溶胶凝胶结合冷冻干燥制备Al₂O₃/SiC复合气凝胶，热导率仅0.03 W/(m·K)，抗压强度1.56 MPa（图8）。

图8 Al₂O₃/SiC、Al₂O₃/SiO₂复合气凝胶实物图和SEM图

Zhang等制备的Al₂O₃-SiO₂气凝胶密度仅0.33~0.36 g/cm³，热导率0.039 W/(m·K)，抗压强度8.05 MPa，可承受1300℃高温。Al₂O₃多孔陶瓷热导率较高，气凝胶热导率显著降低至0.030~0.039 W/(m·K)，多孔陶瓷抗压强度1.3~39 MPa，气凝胶仅1.58~8.05 MPa，短时耐温多孔陶瓷可达1350℃，气凝胶约1300℃。

3.3 莫来石多孔陶瓷和气凝胶

莫来石多孔陶瓷和气凝胶具有热导率低、力学性能好和耐高温性能好的特点。姚彩玉通过造孔剂法制备莫来石多孔陶瓷，孔隙率31.94%~42.19%，热导率1.078~1.582 W/(m·K)，抗弯强度42.52~69.70 MPa（图9）。

图9 莫来石陶瓷和Al₂O₃-莫来石多孔陶瓷的SEM图

Ren等通过发泡法制备Al₂O₃-莫来石多孔陶瓷，孔隙率达95.9%，抗压强度3.9 MPa。Guo等通过静电纺丝法制备莫来石纤维膜，热导率0.035 W/(m·K)，可承受1300℃高温。Liu等通过凝胶注模法制备莫来石纤维多孔陶瓷，热导率0.194~0.436 W/(m·K)，抗压强度1.25~6.42 MPa（图10）。

图10 莫来石纤维多孔陶瓷实物图和SEM图

You等首先通过溶胶凝胶法制备了Al₂O₃纳米棒-SiO₂前驱体气凝胶，随后通过高温烧结转化为莫来石气凝胶。该莫来石气凝胶的密度为0.176~0.244 g/cm³，热导率为0.0375~0.0551 W/(m·K)，抗压强度为0.369 MPa。Al₂O₃纳米棒-SiO₂气凝胶的亚微米骨架结构（图11(a)）有助于在高温下保持孔隙结构的稳定性，热处理过程中非晶球状颗粒的形成和骨架的粗化也起到了加强内部结构和增强骨架连接的作用（图11(b)），使得莫来石气凝胶能够承受1300℃的高温热冲击。

为了进一步提高莫来石多孔陶瓷的力学性能和耐温极限，Peng等通过溶胶凝胶法制得硅铝溶胶，再将莫来石纤维毡浸渍在硅铝溶胶中，经过超临界干燥和烧结得到莫来石纤维增强Al₂O₃/SiO₂气凝胶复合材料（MFAS）。MFAS的密度为0.37~0.39 g/cm³，热导率为0.036~0.044 W/(m·K)，能够承受1500℃的高温热冲击，隔热温差高达1120℃。气凝胶颗粒主要聚集在纤维连接处（图11(c)），增强了内部结构，抗压强度达1.4 MPa。

为了进一步提高耐温极限，Tian等通过溶胶凝胶法制得有机硅溶胶，在真空辅助下将其浸渍到莫来石刚性纤维陶瓷瓦（RFC）中，最后经过常压干燥得到有机硅/莫来石刚性纤维陶瓷瓦复合材料，复合材料的热导率和抗压强度分别为0.091 W/(m·K)和2.6 MPa，隔热温差为800℃，并且能够承受2000℃高温热冲击。Chang等也以溶胶凝胶结合浸渍工艺制备了莫来石纤维增强Al₂O₃/SiO₂气凝胶复合材料（图11(d)），密度为0.32~0.86 g/cm³，孔隙率为73.30%~90.03%，热导率为0.12~0.22 W/(m·K)，能够承受1400℃的高温热冲击，抗压强度达4.25 MPa，但浸渍工艺使纤维表面附着了过多的气凝胶颗粒，导致热导率有所提升，隔热性能下降，且在高温下热应力倾向于集中在纤维与基体接触区，容易导致接触区纤维脆化。

Cheng等首先以静电纺丝法制得莫来石纤维气凝胶，再将其浸渍在硅铝溶胶中，经干燥烧结后得到纳米纤维-纳米片二元协同结构的莫来石气凝胶（图11(e)(f)），能够承受80%的应变，最大的抗压强度为0.17 MPa，热导率为0.028~0.038 W/(m·K)，能够承受1300℃的高温热冲击。莫来石多孔陶瓷存在三维晶须结构或颗粒堆积骨架，孔隙率为31.94%~42.19%，热导率变化范围较大（0.194~1.582 W/(m·K))。莫来石气凝胶为纳米纤维/纳米片二元结构或纤维气凝胶复合网络结构，热导率为0.028~0.220 W/(m·K)。较致密的陶瓷骨架使莫来石多孔陶瓷的抗压强度较高，最高可达69.70 MPa，而莫来石气凝胶的抗压强度仅为0.17~2.60 MPa。依托于莫来石的高熔点，莫来石多孔陶瓷及气凝胶均具有优异的耐高温性能，其中气凝胶因纤维增强抑制了纳米孔坍塌，短时耐温极限略高于多孔陶瓷，高达1500℃。

图11 莫来石及Al₂O₃/SiO₂气凝胶复合材料的SEM图

3.4 ZrO₂多孔陶瓷和气凝胶

ZrO₂多孔陶瓷和气凝胶具有隔热性能好的特点，但是ZrO₂高温下的相变使得ZrO₂多孔陶瓷和气凝胶的高温稳定性较差。通过引入第二相（如Y₂O₃、SiO₂）、结构设计，能够有效抑制其相变，提升其在高温下的力学性能。

Lang等通过球磨发泡法制备了孔隙率为73%~89%、抗压强度为0.4~7.6 MPa的多孔氧化钇稳定氧化锆（YSZ）陶瓷，相比搅拌发泡工艺，球磨发泡法效率更高，制备的多孔陶瓷孔隙分布更均匀、强度更高。Meng等通过发泡-凝胶注模工艺制备了多孔YSZ陶瓷。随着浆料固相含量增加，陶瓷孔隙率降低，抗压强度和热导率呈上升趋势（图12）。

图12 多孔YSZ陶瓷压缩强度和热导率随烧结温度和固含量的变化规律

YSZ多孔陶瓷抗压强度为0.69~3.66 MPa，室温热导率为0.137~0.254 W/(m·K)，在高温下表现出良好的隔热性能。Xu等将莫来石纤维引入ZrO₂多孔陶瓷，采用真空辅助过滤制备了ZrO₂/莫来石复合纤维纸。厚度为5 mm、莫来石纤维质量分数为7%的复合纸在加热180 s后，热表面温度约为1370℃，冷面平均温度保持在269.7℃左右。Li等通过溶胶凝胶法制备了ZrO₂-SiO₂溶胶，然后将前驱体溶胶渗入莫来石纤维中，最后经超临界干燥获得莫来石纤维掺杂ZrO₂/SiO₂气凝胶（QFZSA）复合材料（图13(a)），密度仅为0.22 g/cm³，抗压强度高达5.5 MPa，热导率低至0.036 W/(m·K)，能够承受1300℃的高温热冲击。在1000℃热处理后复合材料内部显示出10~100 μm的大孔径（图13(b)、(c)），由于气凝胶矩阵与石英纤维之间的收缩不匹配，产生了内在应力和裂纹，削弱了复合材料的耐高温性能。

图13 QFZSA复合材料的实物图和SEM图

Guo等通过静电纺丝法制备了ZrO₂/SiO₂复合气凝胶，其密度仅为0.15~0.55 g/cm³，热导率为0.104 W/(m·K)，抗拉强度仅为1.6 kPa，能够承受1300℃的高温热冲击。该ZrO₂/SiO₂复合气凝胶具有优异的隔热性能，超轻质多孔结构能够有效抑制热传导，截留的非晶碳能够提升红外吸收率，并且次晶结构能保护碳在1100℃不被氧化，削弱热辐射，接近于零的泊松比与热膨胀系数，能够规避热应力导致的结构坍塌。

为进一步提高ZrO₂多孔陶瓷的隔热性能、耐高温性能和力学性能，Wen等通过溶胶凝胶法制得前驱体溶液，再通过离心纺丝技术成功制备出由中空连续YSZ纤维组装而成的层状毡。中空YSZ毡的密度仅为0.38 g/cm³，拉伸强度为439.56 kPa，热导率为0.103 W/(m·K)，能够承受1600℃的高温热冲击。空心结构能够有效减少空气含量并增加热辐射面积，从而增强了这些纤维的隔热性能和耐高温性能。

Wang等通过溶剂热法合成了用于复合材料基体的SiBCN-ZrO₂前驱体溶胶，然后将溶胶浸渍到碳纤维预制体，经烧结后得到了碳纤维/SiBCN-ZrO₂复合材料，结合了气凝胶的固有隔热性和碳纤维的结构完整性。复合材料的密度仅为0.25~0.26 g/cm³，抗压强度高达3.19 MPa，热导率仅为0.075 W/(m·K)，能够承受1000℃以上的高温热冲击。

ZrO₂气凝胶内部为纳米多孔网络，热导率为0.075~0.104 W/(m·K)；多孔陶瓷以微米级气泡或纤维堆积孔隙为主，骨架相对致密，传热路径比气凝胶短，热导率为0.137~0.254 W/(m·K)。ZrO₂多孔陶瓷骨架为刚性颗粒堆积或中空纤维组装，抗相变收缩能力强，力学稳定性优于ZrO₂气凝胶；ZrO₂气凝胶骨架由纳米颗粒或短纤维交联形成，缺乏连续承载结构，力学强度低，仅为0.17~5.50 MPa。ZrO₂在高温下易发生相变，伴随体积收缩，多孔陶瓷通过中空纤维结构或稳定相掺杂抵抗收缩，短时耐温性能高达1600℃；气凝胶需进行相变抑制，否则纳米孔易坍塌，影响耐温性能。

3.5 镁铝尖晶石多孔陶瓷

镁铝尖晶石多孔陶瓷力学性能和耐高温性能好，但隔热性能相对较差。Chen等以镁铝尖晶石空心球为模板制备多孔陶瓷，孔隙率67.2%~71.9%，热导率0.18~0.38 W/(m·K)，抗压强度6.1~17.1 MPa，可承受1700℃以上高温（图14）。Wang等通过静电纺丝制备镁铝尖晶石纤维，密度1.6~12.2 mg/cm³，热导率0.0263~0.0316 W/(m·K)，抗压强度30 kPa，可承受1600℃以上高温。

图14 模板法制备的镁铝尖晶石多孔陶瓷的SEM图

3.6 玄武岩多孔陶瓷和气凝胶

玄武岩多孔陶瓷和气凝胶具有轻质和热导率低的特点。Song等通过发泡法制备玄武岩纤维/聚乙烯醇纤维复合泡沫陶瓷，密度仅0.0089 g/cm³，热导率仅0.031 W/(m·K)（图15（a）、（b））。郑王波通过溶胶凝胶结合冷冻干燥制备玄武岩-SiO₂气凝胶，孔隙率90%，抗压强度0.62 MPa，热导率0.0268 W/(m·K)（图15（c）、（d））。

图15 玄武岩纤维/聚乙烯醇纤维复合泡沫陶瓷、玄武岩-SiO₂气凝胶的实物和SEM图

不同方法制备氧化物多孔陶瓷及气凝胶的孔隙率、密度和热导率数据如表2所示。

表2 不同方法制备的氧化物多孔陶瓷及气凝胶的孔隙率、密度和热导率

SiO₂和玄武岩制备的多孔陶瓷及气凝胶隔热性能尤为突出，发泡法制备的多孔氧化物陶瓷孔隙率高、热导率低，溶胶凝胶法制备的氧化物气凝胶隔热性能优于其他方法。耐高温方面，镁铝尖晶石多孔陶瓷可承受1700℃高温，中空YSZ纤维毡可承受1600℃高温。力学性能方面，镁铝尖晶石多孔陶瓷抗压强度高达17.1 MPa。

4 结论

多孔氧化物陶瓷的制备方法、微观结构与性能之间存在紧密协同关系。溶胶凝胶法构建纳米多孔骨架实现低热导率但力学强度不足；静电纺丝技术借纤维网络增强韧性却面临高温稳定性难题；发泡法、模板法、无压烧结和凝胶注模法在大孔构筑、结构仿生、工艺流程、孔隙调整上各具优势。SiO₂多孔陶瓷与气凝胶隔热性能卓越；Al₂O₃多孔陶瓷及气凝胶隔热与力学性能较为平衡；ZrO₂经Y₂O₃稳定后具有优异高温稳定性；莫来石综合性能均衡；镁铝尖晶石高温稳定性与力学性能优异；玄武岩多孔陶瓷具低密度、低热导及低成本特点。当前各体系仍存在界面热应力、断裂韧性差、高温相变、烧结温度高、成本高等问题。未来发展需进一步优化制备工艺与结构设计，推动多孔陶瓷及气凝胶从单一隔热向“隔热-承载”方向发展。

本文作者：王鹏、陈亚茹、程之强、张丽娟、徐宝升、温广武

作者简介：王鹏，山东理工大学材料科学与工程学院、中材江西电瓷电气有限公司、高温功能陶瓷材料学科与技术中心、山东工业陶瓷研究设计院有限公司，副教授，研究方向为超高温陶瓷材料、多孔陶瓷和气凝胶材料；张丽娟（通信作者），哈尔滨工业大学复合材料与结构研究所、航天特种材料及工艺技术研究所，研究员，研究方向为超高温隔热材料；温广武（共同通信作者），山东理工大学材料科学与工程学院、高温功能陶瓷材料学科与技术中心，教授，研究方向为特种陶瓷与碳材料。

文章来 源 ： 王鹏,陈亚茹,程之强,等.应用于极端热环境的氧化物多孔陶瓷及气凝胶隔热材料[J].科技导报,2026,44(13):115-130.

本文有删改，

内容为【科技导报】公众号原创，欢迎转载
白名单回复后台「转载」

《科技导报》创刊于1980年，中国科协学术会刊，主要刊登科学前沿和技术热点领域突破性的研究成果、权威性的科学评论、引领性的高端综述，发表促进经济社会发展、完善科技管理、优化科研环境、培育科学文化、促进科技创新和科技成果转化的决策咨询建议。常设栏目有院士卷首语、科技新闻、科技评论、专稿专题、综述、论文、政策建议、科技人文等。