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在二元过渡族金属碳化物ZrC中引入Al或/和Si元素可以合成出具有新的晶体结构和电子结构的三元或四元碳化物Zr-Al(Si)-C。与其相应的二元碳化物ZrC相比，Zr-Al(Si)-C陶瓷不仅保持了ZrC良好的导电、导热性能，还具有更好的烧结性能、断裂韧性、强度和抗高温氧化性能；与MAX相结构的Ti-Al-C体系相比，Zr-Al(Si)-C陶瓷具有更加优异的高温刚性和高温强度。这些优异的性能使得Zr-Al(Si)-C陶瓷在高温结构材料方面具有潜在的应用前景。
虽然与相应的二元碳化物ZrC相比，Zr-Al(Si)-C陶瓷的抗高温氧化性有很大提高。但与Ti-Al-C陶瓷相比，Zr-Al(Si)-C陶瓷的抗氧化性仍不够理想。Ti-Al-C具有优异的抗氧化性能主要因为在氧化过程中能够发生选择性氧化从而生成连续致密的α-Al2O3保护膜。而Zr-Al(Si)-C陶瓷在氧化过程中各种元素几乎同时氧化生成ZrO2和Al2O3等均匀混合氧化膜。其中ZrO2中的氧扩散系数很高，这是Zr-Al(Si)-C陶瓷生成的氧化膜不具有保护性的原因之一。因此降低ZrO2中的氧扩散系数提高Zr-Al(Si)-C陶瓷抗氧化性能的手段之一。
以Zr粉、Ti粉、Al粉、Si粉和石墨粉为原料利用热压法原位合成了单相致密的[Zr1-x(Ti)x]2[Al(Si)]4C5(0≤x≤0.3)固溶体。研究发现Ti元素的掺杂显著提高了Zr2[Al(Si)]4C5陶瓷在1000-1300℃的抗高温氧化性能。这主要是因为[Zr1-x(Ti)x]2[Al(Si)]4C5固溶体在氧化过程中生成了(Zr，Ti)O2固溶体。由于Ti掺杂的ZrO2具有更强的共价键，因此可以更有效地阻碍氧的扩散，提高Zr2[Al(Si)]4C5陶瓷的抗氧化性。
以Zr粉、Nb粉、Al粉、Si粉和石墨粉为原料利用热压法原位合成了单相致密的[Zr0.9Nb0.1]2[Al(Si)]4C固溶体。Nb元素的掺杂显著提高了Zr2[Al(Si)]4C5陶瓷在1000-1300℃的抗高温氧化性能。这主要是因为[Zr0.9Nb0.1]2[Al(Si)]4C固溶体固溶体在氧化过程中生成了(Zr，Nb)O2同溶体。与ZrO2相比，(Zr，Nb)O2固溶体中具有更少的氧空位，从而阻碍了氧离子在氧化膜中的扩散，提高了Zr2[Al(Si)]4C5陶瓷的抗高温氧化性能。
通过对热压[Zr(Nb0.1)]2[Al(Si)]4C5陶瓷不同加工方向上的晶体取向进行观察，发现在热压制备的[Zr(Nb0.1)]2[Al(Si)]4C5陶瓷中，垂直于热压方向表面表现出基面(00l)晶面的择优取向，而平行于热压方向的表面则表现出(10l)和(11l)面的择优取向，这主要是Zr-Al-C体系陶瓷的晶粒形状和热压过程中的晶体取向生长造成的；对不同切割平面的抗高温氧化性进行研究，发现平行于热压方向的平面较垂直于热压方向的平面表现出更优异的抗高温氧化性能，这可能是由沿着两个面的晶体择优生长造成的，具体的原因有待进一步分析。
研究了Zr2[Al(Si)]4C5/SiC复合材料在900-1300℃的氧化行为，发现SiC的加入严重降低了Zr2[Al(Si)]4C5在1000℃左右的抗氧化能力，Zr2[Al(Si)]4C5/SiC复合材料在这一温度加速氧化。采用了固体包埋渗的方法在Zr2[Al(Si)]4C5/SiC复合材料表面制备出了一层厚度约为20μm渗硼层，渗硼层比较均一、致密，主要由ZrB2、SiC和Al2O3组成。经过渗硼处理后，Zr2[Al(Si)]4C5/SiC复合材料在1000℃左右的抗氧化性得到了显著改善，这主要是因为渗层中的ZrB2氧化时生成了在低温下具有保护性的B2O3；除此之外，渗硼处理的复合材料也显示出优异的超高温氧化性能(1800℃)。