这是一篇高温隔热气凝胶的论文解读。论文题为《Grain boundary segregation of ceramic aerogels for reliable thermal insulation at extreme conditions》（用于极端条件下可靠隔热的陶瓷气凝胶晶界偏聚），2026 年发表于 Nature Communications（Article in Press）。
它做的事是：在钇-锆（yttria-zirconia）纤维气凝胶中让锆原子偏聚到氧化钇晶粒的晶界上，用这层偏聚抑制晶界迁移、压住高温下的晶粒长大，从而在 1500℃ 空气中做到体积收缩小于 3%、晶粒尺寸仅 172 nm；同时凭借 98.12% 的近红外反射率，在密度 50 mg·cm⁻³ 下把 1000℃ 的热导率压到 89 mW·m⁻¹·K⁻¹[1]。
下面按论文的行文顺序逐节拆解，便于对照原文阅读。所有数据均引自论文正文、方法与补充材料[1]。
论文信息速览：Nature Communications，Article in Press；DOI: 10.1038/s41467-026-77371-w；第一作者 Zhengli Yan、Yingde Zhao（同等贡献），通讯作者 Yuanpeng Deng、Hui Li、Xiang Xu；单位为哈尔滨工业大学（工业和信息化部土木工程灾害智能防控与减缓重点实验室、教育部结构动力学行为与控制重点实验室）；收稿 2025 年 11 月 13 日，接收 2026 年 8 月 18 日。
一、论文要解决的问题
陶瓷气凝胶的两难。 论文开篇的定位是：陶瓷气凝胶因轻质、耐高温、超低热导率，已成为航空航天、军工与高温工业极端条件隔热的首选体系。为克服本征脆性，研究者把构筑单元从颗粒改成一维纤维，纤维气凝胶在压缩、弯曲、拉伸、扭转上的表现都更好。但问题随之而来——高温下显著的晶粒长大会导致纤维严重断裂、体积大幅收缩甚至结构坍塌，进而使隔热性能退化、引发热失控。论文由此判断：热稳定性已成为纤维陶瓷气凝胶走向实用的一道关键路障。
已有办法都盯着晶粒内部。 论文梳理了两类策略。一类是熵工程：中熵 (Ti₀.₄₂Zr₀.₄₂Y₀.₀₈Si₀.₀₈)O₂.₀₈、单相高熵 (La₁/₄Sm₁/₄Gd₁/₄Y₁/₄)₂Zr₂O₇ 靠晶格畸变与缓慢扩散在 1400℃ 维持小晶粒，高熵 (Zr₀.₂Hf₀.₂Ti₀.₂Gd₀.₂Y₀.₂)O₂-δ 纤维膜在 1200℃ 50 h、1400℃ 180 s 后仍保持柔性。另一类是晶体/相设计：亚晶锆石纳米纤维气凝胶靠晶体对非晶态的钉扎效应，在约 1300℃ 火焰下实现 50% 压缩应变[2]；纳米晶-玻璃双相莫来石纤维海绵在 1500℃ 以下表现出温度不变的超弹性[3]；多相 Al₂O₃/ZrO₂/Y₂O₃ 复合靠限域效应在 1400℃ 下保持柔性。
论文指出的共同短板是：这些策略主要关注晶粒内部的结构稳定化，而晶界作为另一个决定热稳定性的关键因素，因结构构型更复杂、调控手段更困难而少被关注——结果是这类气凝胶在 1200℃ 以上仍缓慢长大，到 1500℃ 及以上则快速增长。
隔热的另一半账。 陶瓷气凝胶室温热导率可低至 26 mW·m⁻¹·K⁻¹ 以下，靠的是对热传导与对流的强抑制。但按 Stefan-Boltzmann 定律，辐射传热随温度三次方上升，超过 500℃ 后成为主导。因此高温隔热设计必须抑制热辐射：碳质气凝胶红外吸收好但抗氧化性差，只能用于真空或空气中 600℃ 以下；氧化物陶瓷气凝胶使用温度高得多，普遍走红外反射路线——Y₂O₃ 与 TiO₂ 反射率分别达 83% 与 89.9%，稀土锆酸盐 La₂Zr₂O₇ 与 Y₂Zr₂O₇ 更高，达 93.2% 与 96.34%[4]。
难点在于两者难兼得。 TiO₂ 高温软化严重、体积收缩大；Y₂O₃ 与稀土锆酸盐则有严重的晶粒长大问题[4]。论文给出的核心挑战因此是：如何在陶瓷气凝胶中同时实现热稳定性与隔热性能的协同增强。
二、气流辅助离心纺丝：气凝胶是怎么纺出来的
为什么要改造离心纺丝。 离心纺丝安全、简便、产量高，适合大规模低成本制备纤维；但常规离心纺丝的产物是甜甜圈状环或致密膜（补充材料图 S1a），无法直接用于构筑三维纤维气凝胶。
改造点在纺盘上。 作者在薄壁圆柱纺盘壁上开出四个对称内弯的沟槽。高速旋转（约 10000 rpm）时，前驱体溶液经输液管连续供入旋转盘，在离心力下从喷丝孔（直径 0.3 mm）甩出；沟槽同时产生速度超过 8 m·s⁻¹ 的强气流。论文用 CFD 模拟（多重参考系框架、SST k-ω 湍流模型）刻画了腔体内旋转盘产生的流场。
近场拉伸、远场组装。 在离心拉伸与近场射流共同作用下，初生前驱体被充分干燥并拉伸成连续纤维；随后在远场空气湍流场中随机缠结、逐层堆积，形成蓬松的三维层状纤维气凝胶。纤维收集在以纺盘为中心、半径 60 cm 的收集壁上。
前驱体与热处理。 前驱体由聚乙酰丙酮钇（PAY）、聚乙酰丙酮锆（PAZ）与聚乙烯吡咯烷酮（PVP）溶于甲醇制得，前驱体溶胶与 PVP 重量比 40:1，60℃ 搅拌 2 h 得金黄色透明溶液，黏度 10 Pa·s。Y:Zr 摩尔比覆盖 1:0（Y₂O₃）、10:1 到 1:1（Y₂Zr₂O₇）共 11 个配比。收集的纤维在马弗炉流动空气中以 2 ℃·min⁻¹ 升至 1000℃ 并保温 2 h，脱除有机物与溶剂、完成陶瓷结晶。
得到的宏观结构。 依托近场射流与远场湍流，初生纤维可组装成密度 30–50 mg·cm⁻³ 的低密度气凝胶（图 1b）。层内陶瓷纤维随机交织，相邻层之间由表面缠结的纤维连接，形成均匀的层状纤维网络；制备出的气凝胶可轻松切割成方形、圆形、六边形等形状。除特别说明外，后续力学与热学测试均使用密度 50 mg·cm⁻³ 的样品。
三、晶界偏聚：锆是怎么钉在晶界上的
先找配比窗口。 论文考察了 Y-Zr 摩尔比从 1:0 到 6:1 的变化，发现晶界处 Zr 偏聚呈反常的上升趋势；但从 5:1 继续增锆到 1:1，钇-锆陶瓷开始发生相变。据此，按名义化学组成记为 Y₆Zr₁O₁₁ 的样品被确定为晶界 Zr 偏聚最优的组分。论文给出的范围是：Zr 晶界偏聚发生在 10:1–6:1 这一特定区间并在 6:1 达到最大；继续增加 Zr 含量主要导致晶粒从立方 Y₂O₃ 向 Y₂Zr₂O₇（缺陷萤石结构）相变。
偏聚长什么样。 1000℃ 退火后的 Y₆Zr₁O₁₁ 保持 C 型立方 Y₂O₃ 结构，平均晶粒尺寸 14.62 nm。1500℃ 退火后，HAADF-STEM 与 EDS 显示：晶粒内部 Y 与 Zr 的元素信号呈完全的原子尺度共格、并与 O 高度共定位，说明晶粒内成分均匀、无相偏聚或局部富集（图 2b）——即 Zr⁴⁺ 以置换方式进入 Y₂O₃ 晶格。对照之下，晶界处检测到明显的 Zr 富集，形成厚度约 5 nm 的富 Zr 晶界，同时 Y 浓度略有下降；K 边线扫给出晶界 Zr 信号比晶内高约 20%（图 2c）。
为什么会偏聚。 论文把显著的 Zr 晶界偏聚归因于热力学驱动力与动力学稳定机制的协同：晶界本身原子排列无序、界面能高，是溶质原子的有利"汇"[5]；而 Zr⁴⁺（0.92 Å）与 Y³⁺（1.16 Å）之间的离子半径与电荷失配，使 Zr 在能量上更偏好晶界位而非晶格位。
两种模拟互为补充。 论文先用密度泛函理论（CP2K，GGA-PBE）计算位点相关的偏聚能 Eseg：构建 Σ3{111} 对称晶界模型（约 494 原子），把距晶界面约 6 Å 的 Zr 原子与更靠近晶界的 Y 原子逐一交换，比较不同距离下的能量，结果支持 Zr 偏聚在能量上有利且有助于晶界稳定。受 DFT 尺寸与时间尺度限制，论文再用 GPUMD 与神经演化势 NEP89 做杂化蒙特卡洛-分子动力学模拟：构建从 Y₁₀Zr₁ 到 Y₁Zr₁ 的一系列 Σ5{310} 晶界模型（约 8000 原子），先常规 MD 平衡 200 ps，再在 1273 K 下做 10 ns 杂化模拟，每 100 个 MD 步尝试 10 次 Zr/Y 交换。图 2d 展示 Y₆Zr₁O₁₁ 中 Zr 分数沿垂直晶界方向的演化——从均匀分布逐步在晶界累积并趋于准稳态。在所有组分中，Y₆Zr₁O₁₁ 的晶界-晶内 Zr 分数差最大、偏聚态与均匀态的能量差 ΔE 最有利，与实验一致（图 2e）。
偏聚怎么变成"细晶增强"。 论文强调这与常规的表面能驱动颗粒团聚不同：晶界偏聚首先改变了晶界迁移的模式，而 6:1 的最优配比带来最强的偏聚，进而产生增强的 Cahn 杂质拖曳（impurity-drag）与 Zener 钉扎效应，抑制晶界迁移。同时 6:1 也是相变拐点——越过它，相变会显著加剧晶粒长大、抵消偏聚的稳定作用。
6:1 这个数是怎么定下来的
配比筛选的逻辑是两条曲线叠在一起：一条是 Zr 晶界偏聚强度随 Zr 含量上升（10:1→6:1），另一条是相变——Zr 过多（5:1 及以后）晶粒从立方 Y₂O₃ 转向 Y₂Zr₂O₇。偏聚带来的钉扎与杂质拖曳让晶粒长不大，相变则会把这份收益抵消掉。两条曲线的交点恰好落在 6:1：偏聚最强，而相变尚未发生。
四、晶粒长不长的证据：表征与热稳定性
1500℃ 下的晶粒尺寸对比。 论文比较了不同 Y-Zr 摩尔比的纤维在空气 1500℃ 煅烧 2 h 后的晶粒尺寸（图 3a, c）：Y₆Zr₁O₁₁ 最小，仅约 172 nm；任何偏离都会使晶粒变大——无偏聚的 Y₂O₃ 约 419 nm，发生相变的 Y₂Zr₂O₇ 约 288 nm。晶粒尺寸统计用 Nano Measure 1.2 自动完成，每个组分测量超过 300 个晶粒，纤维从样品中随机选取。论文的解释是：相比其他配比微弱的偏聚，Y₆Zr₁O₁₁ 中显著的 Zr 偏聚带来更稳定的晶界结构与更有效的钉扎。论文同时指出，超过 1500℃ 后晶粒长大变得明显，但该纤维的平均晶粒尺寸仍小于对照组。
XRD：固溶而非分相。 XRD 显示为高结晶度立方 Y₂O₃ 相、无任何相变（图 3b）。由于 Zr 掺入，衍射峰相对纯 Y₂O₃ 向高 2θ 角略微偏移，说明 Zr⁴⁺ 置换固溶进晶格。更值得注意的是随退火温度升高，衍射峰持续渐变、精修晶格参数一致下降：论文将其解释为单相固溶体的逐步结晶，而 Zr⁴⁺ 在 1000℃ 到 1500℃ 间扩散动力学增强，触发 Zr 从富 Zr 晶界向晶粒内部反向固溶——晶格参数从 10.57 Å 降到 10.55 Å（图 3d）。这条"Zr 回溶"的证据被用来支撑偏聚对晶粒长大的抑制作用。
其余表征。 Raman 显示所有退火温度下均为单相固溶体，特征 Fg + Ag 模（约 378 cm⁻¹）峰形宽化源于 Zr⁴⁺ 溶入立方 Y₂O₃（图 3e）；TG-DSC 显示升温至 1500℃ 无吸热/放热峰、无质量变化（图 3f）；XPS 确认元素组成符合预期、未检出杂质。三者共同支撑该气凝胶在极端条件下的材料稳定性。
长期高温体积稳定性。 1500℃ 空气中曝露 24 h 后，Y₆Zr₁O₁₁ 气凝胶体积收缩仅 2.37%；中间组分 Y₈Zr₁O₁₄、Y₄Zr₁O₈ 为 10–15%；无偏聚的 Y₂O₃ 与相变的 Y₂Zr₂O₇ 均超过 50%（图 4e）。
热冲击与火焰。 论文用自建气动系统在 1000℃ 与 25℃ 之间做急剧热冲击，100 次循环后气凝胶保持原有形貌、强度衰减小于 1%（图 4f）。双侧丁烷火焰烧蚀（约 1300℃）下，气凝胶可承受 80% 压缩应变并完全回复，同时在同样条件下表现出超过 20% 的近线性拉伸应变（图 4g, h）。液氮浸泡（−196℃）测试也显示稳定的压缩回复性。
五、力学性能：从单根纤维到整块气凝胶
单纤维。 由于单根纤维决定气凝胶整体性能，论文先测了单根 Y₆Zr₁O₁₁ 纤维的室温力学。得益于偏聚带来的细晶增强，1000℃ 退火后的纤维截面致密、表面光滑无缺陷；单轴拉伸下断裂强度与应变分别达 1.53 GPa 与 8%。1500℃ 煅烧 2 h 后，纤维平均晶粒仅约 172 nm，断裂强度与应变仍保持在约 1 GPa 与 4.5%（图 4d），高于中间组分 Y₈Zr₁O₁₄ 与 Y₄Zr₁O₈，约为无偏聚 Y₂O₃ 与相变 Y₂Zr₂O₇ 的两倍。
压缩。 用万能力学试验机（Instron 3365，100 N 传感器，10 mm·min⁻¹）测试：气凝胶可从 2.0 cm 压缩到 0.4 cm，卸载后完全回复，压缩应变达 80%（图 4a）。得益于层状纤维结构，压缩过程中未观察到侧向膨胀或收缩，表现为近零泊松比行为。论文认为这种相容的变形模式避免了应力集中与应变失配：50% 应变下循环 500 次后仍完全可回复，应力衰减仅 2.6%，能量损失系数基本不变（0.417–0.432）。
拉伸、弯曲与扭转。 拉伸测试显示近线性应变可达 23.5%，随后非线性段延伸至 60%（图 4b）；弯曲采用两点屈曲法，弯曲应变达 90% 而无明显结构破坏；360° 循环扭转十次后，扭转应力达到稳态，残余应力比稳定在约 60%（图 4c）。
六、高温隔热：98.12% 反射率与 89 mW·m⁻¹·K⁻¹
先把对流排除。 论文指出，室温到高温空气中的传热由固/气传导、空气对流与热辐射构成；已有研究表明当多孔纤维集合体密度超过 24 mg·cm⁻³ 时，受限孔隙已足够小、可抑制空气对流。因此密度 50 mg·cm⁻³ 的样品可视为无对流整体，只需考虑固/气传导与热辐射。
辐射为什么主导。 高于 500℃ 时辐射传热随温度三次方快速上升，成为主导因素；按 Wien 位移定律，高温热辐射主要落在近红外（780–2500 nm）区间，因此关键指标是 NIR 反射率。
反射率来自两处。 用带 PTFE 背衬的 UV-Vis-NIR 分光光度计（Shimadzu UV-3600i Plus）测得 Y₆Zr₁O₁₁ 在 NIR 区反射率高达 98.12%（图 5a）。论文说明，Y₂O₃ 与 Y₈Zr₁O₁₄ 因钇含量更高反射率略高，但高温体积收缩分别约 65% 与 10%，热稳定性差得多。此外纤维直径约 2 μm、与 NIR 波长相当，可产生共振 Mie 散射进一步增强反射。
层状结构帮了两次忙。 相比常规气凝胶的随机纤维分布，层状装配带来增强的逐层辐射反射效应（图 5b）：它有效减小热辐射的穿透深度，而随机结构需要更大厚度与更高密度才能达到同样效果。层状结构同时削弱固相传导——层内沿纤维的传导路径主要垂直于热流方向，使面外导热很低；而纤维内部的晶界偏聚与纤维间的物理连接点，进一步降低面内热传播。
实测热导率。 用平板热流计法测得：25℃ 下 28 mW·m⁻¹·K⁻¹，1000℃ 下仅 89 mW·m⁻¹·K⁻¹（密度 50 mg·cm⁻³）（图 5c）。与既有工作对比（图 5d）：SiO₂、Al₂O₃ 等常规陶瓷气凝胶室温热导率更低，但工作温度被限制在 1000℃ 以下；锆酸盐与莫来石体系在 1000℃ 下热导率更高，工作温度低于 1400℃。
装到飞行器热防护系统里试试
为评估实用隔热性能，论文把 Y₆Zr₁O₁₁ 气凝胶作为隔热层（TIL）集成进航天器热防护系统（TPS）模型。背景是：对下一代可重复使用航天器，TPS 是抵御再入气动加热的关键屏障，而高速气流冲刷与高温曝露可能使隔热层发生严重体积收缩或结构坍塌，导致灾难性热失控。
实验构型是厚度 3 cm、六边形的气凝胶隔热层，承受丁烷火焰烧蚀（约 1300℃）。烧蚀 30 min 后背面温度始终低于 100℃（最高 97.2℃），在密度仅 50 mg·cm⁻³ 的前提下实现了正背面超过 1150℃ 的温度衰减（图 5e, f）。
对照组的数据更有对照意义：Y₈Zr₁O₁₄ 与 Y₄Zr₁O₈ 在烧蚀中出现表面收缩，Y₂O₃、Y₂Zr₂O₇ 与常规 3YSZ 气凝胶出现严重收缩与表面损伤；相应地这些隔热层背面温度分别升至 146.9℃（Y₂O₃）、136.7℃（3YSZ）、121.3℃（Y₂Zr₂O₇）、117.9℃（Y₄Zr₁O₈）与 109.8℃（Y₈Zr₁O₁₄）——论文将其归因于结构损伤导致的隔热退化或热失控（图 5g）。
论文还加做了机械载荷叠加工况：3 cm 厚气凝胶在振动条件下（500 s 内 100 次 50% 压缩应变）从底部承受约 1300℃ 火焰，顶面温度保持在约 78℃。
七、论文中的条件边界与限定
论文结论部分未设专门的局限性讨论。以下为正文与实验方法中的条件性表述，供评估适用边界时参考。
1. 最优组分窗口窄，且与相变相邻。 Zr 晶界偏聚只在 Y:Zr = 10:1–6:1 区间显著并在 6:1 达到最大；继续增锆（5:1 及以后）会引发立方 Y₂O₃ 向 Y₂Zr₂O₇ 的相变，正文明确指出相变会显著加剧晶粒长大、抵消偏聚的稳定作用。6:1 是"偏聚最强且尚未相变"的临界点，而非宽工艺窗口。
2. 温度上限的数据边界。 关键稳定性数据集中在 1500℃（2 h 煅烧、24 h 长时曝露）；论文同时说明超过 1500℃ 后晶粒长大变得明显，但未给出更高温区长时曝露的收缩率数据，TG-DSC 的测试上限也是 1500℃。
3. 反射率与热稳定性之间存在权衡。 Y₂O₃ 与 Y₈Zr₁O₁₄ 的 NIR 反射率略高于 Y₆Zr₁O₁₁，但高温体积收缩分别约 65% 与 10%；选择 6:1 是稳定性优先的权衡结果，而非反射率最优解。
4. 模拟构型为简化模型。 DFT 仅用单一 Σ3{111} 对称晶界模型（494 原子）做位点偏聚能比较；MCMD 用 Σ5{310} 模型（约 8000 原子）。论文在方法中说明，模拟胞中的晶界比例远高于真实多晶材料，无法严格隔离出块体主导区，因此晶内参考值以全体系空间平均近似。
5. 工况构型单一。 力学与热学测试除特别说明外均使用密度 50 mg·cm⁻³ 的样品；TPS 验证采用 3 cm 厚、约 1300℃ 丁烷火焰、30 min 的单一构型，正文未给出更高热流、更长时间或其他气氛条件下的数据；热冲击循环为 1000℃↔25℃ 共 100 次。
写在最后
概括起来：论文用气流辅助离心纺丝（约 10000 rpm、沟槽产生 >8 m·s⁻¹ 气流、近场拉伸 + 远场湍流层状组装、1000℃ 退火 2 h）制备出密度 30–50 mg·cm⁻³ 的钇-锆纤维气凝胶；通过组分筛选确定 Y₆Zr₁O₁₁ 为最优配比，使 Zr 在氧化钇晶界偏聚形成约 5 nm 厚的富 Zr 层（晶界 Zr 信号比晶内高约 20%），借助 Cahn 杂质拖曳与 Zener 钉扎抑制晶界迁移；1500℃ 空气煅烧 2 h 后晶粒仅约 172 nm（对比 Y₂O₃ 约 419 nm、Y₂Zr₂O₇ 约 288 nm），1500℃ 曝露 24 h 体积收缩仅 2.37%；凭 98.12% 的近红外反射率与层状结构，在密度 50 mg·cm⁻³ 下实现 25℃ 28 mW·m⁻¹·K⁻¹、1000℃ 89 mW·m⁻¹·K⁻¹ 的热导率；3 cm 厚隔热层在约 1300℃ 火焰烧蚀 30 min 后背面温度低于 100℃。
图注速览
图 1 设计与制备：气流辅助离心纺丝三阶段示意（前驱体纺丝、气流辅助成纤、高温煅烧）；样品光学照片与微观结构 SEM。
图 2 晶界偏聚行为：多晶形貌明场 TEM 与选区电子衍射；晶粒内原子分辨 HAADF-STEM 与 EDS 面扫；晶界处高分辨 HAADF-STEM 与成分分布（插图比例尺 5 nm，灰色阴影为晶内区域）；MCMD 过程示意与 Zr 分数沿垂直晶界方向的演化（蓝色阴影为晶界核心区）；不同 Y-Zr 摩尔比的模拟结果——Y₆Zr₁O₁₁ 偏聚最显著、偏聚能最低。
图 3 材料表征：不同 Y-Zr 摩尔比纤维 1500℃ 退火 2 h 后的晶粒尺寸对比；Y₂O₃ 与 Y₆Zr₁O₁₁ 的 XRD（虚线为纯 Y₂O₃ 的 (222) 峰位）；Rietveld 精修的晶格常数与 Zr 占位随温度变化；Raman 谱；TG-DSC 曲线。
图 4 力学与热学性能：80% 应变压缩曲线；拉伸曲线；360° 循环扭转；1500℃ 煅烧 2 h 后单纤维拉伸；1500℃ 24 h 热稳定性；100 次热冲击前后应力-应变曲线；丁烷火焰下 80% 压缩应变的红外图像；火焰中单轴拉伸照片。
图 5 隔热性能：UV-Vis-NIR 反射谱；层状与随机结构的辐射反射与固相传导示意；100–1000℃ 热导率；与既有气凝胶在 ρ ≤ 50 mg·cm⁻³、1000℃ 下的对比；航天器应用示意与隔热层背面红外图像；正背面温差随加热时间变化；不同气凝胶背面温度对比。
参考文献
[1] Yan Z, Zhao Y, Guo J, Zhao H, Xu J, Dang S, Wang D, Song C, Yu H, Zhang J, Liu D, Chen J, Li C, Lin T, Zhao H, Zhang S, Chen W, Deng Y, Li H, Xu X. Grain boundary segregation of ceramic aerogels for reliable thermal insulation at extreme conditions. Nature Communications, 2026 (Article in Press). DOI: 10.1038/s41467-026-77371-w
[2] Guo J, Fu S, Deng Y, Xu X, et al. Hypocrystalline ceramic aerogels for thermal insulation at extreme conditions. Nature, 2022, 606: 909–916（本文参考文献 13）
[3] Li L, et al. Nanograin-glass dual-phasic, elasto-flexible, fatigue-tolerant, and heat-insulating ceramic sponges at large scales. Materials Today, 2022, 54: 72–82（本文参考文献 20）
[4] Xie Y, et al. High temperature and high strength Y₂Zr₂O₇ flexible fibrous membrane for efficient heat insulation and acoustic absorption. Chemical Engineering Journal, 2021, 416: 128994（本文参考文献 33，Y₂Zr₂O₇ 红外反射率 96.34%）
[5] Feng B, et al. Atomically ordered solute segregation behaviour in an oxide grain boundary. Nature Communications, 2016, 7: 11079（本文参考文献 35）
（文中"Y₂O₃ 红外反射率 83%、TiO₂ 89.9%、La₂Zr₂O₇ 93.2%""中熵 (Ti₀.₄₂Zr₀.₄₂Y₀.₀₈Si₀.₀₈)O₂.₀₈ 在 1400℃ 维持小晶粒"等对比数据，引自本文引言及其参考文献 30、31、32、16，具体出处以原文为准。）
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