CN1791691A - 抗高温侵蚀－腐蚀的多级金属陶瓷 - Google Patents

Abstract

一种式(PQ)(RS)X所示的金属陶瓷复合物，其包括：陶瓷相(PQ)，粘合剂相(RS)和X，其中X是选自由氧化物分散体E、金属间化合物F和衍生化合物G组成的组中的至少一种，其中所述陶瓷相(PQ)作为直径大约0.5至3000微米的粒子分散在粘合剂相(RS)中，所述X作为大小为约1纳米至400纳米的粒子分散在粘合剂相(RS)中。

Description

抗高温侵蚀-腐蚀的多级金属陶瓷

技术领域

本发明大致涉及金属陶瓷，特别是多级(multi-scale)金属陶瓷复合物及其制备方法。这些金属陶瓷适用于需要具有优异的抗侵蚀和抗腐蚀性的材料的高温应用领域。

背景技术

抗侵蚀材料可用于表面受到侵蚀力的许多应用领域。例如，在各种化学和石油环境中暴露在含有坚硬的固体粒子(例如催化剂粒子)的侵蚀性流体中的精炼工艺容器壁和内件会受到侵蚀和腐蚀。保护这些容器和内件免受侵蚀和腐蚀引起的材料降解(尤其是在高温下)是一项技术挑战。对于需要保护以免受到最严重的侵蚀和腐蚀的组件，例如用于将固体粒子与流体流分离的内部旋风分离器(例如用于将催化剂粒子与工艺流体分离的流化床催化裂化装置(FCCU)中的内部旋风分离器)的内壁，目前使用的是耐火衬里。抗侵蚀材料的现有技术是化学结合的可铸氧化铝耐火材料。这些可铸氧化铝耐火材料被施用到需要保护的表面上，并在热固化时硬化，并通过金属锚栓(anchor)或金属加强件粘附在表面上。其也容易粘合到其它耐火表面上。一种市售耐火材料的典型化学组成是80.0重量％Al₂O₃、7.2重量％SiO₂、1.0重量％Fe₂O₃、4.8重量％MgO/CaO、4.5重量％P₂O₅。现有技术状况下的耐火衬里的使用寿命受到由高速粒子撞击、机械破裂化和散裂(spallation)引起的衬里过度机械磨耗的极大限制。因此，对于高温应用领域，需要具有优异的抗侵蚀和抗腐蚀性质的材料。本发明的金属陶瓷复合物就满足了这一需要。

陶瓷-金属复合材料被称作金属陶瓷。为高硬度和断裂韧性适当设计的具有足够化学稳定性的金属陶瓷可以提供比现有技术中已知的耐火材料高得多的抗侵蚀性。金属陶瓷通常含有陶瓷相和粘合剂相，并且一般使用粉末冶金技术制得，其中将金属和陶瓷粉末混合、压制并高温烧结以形成密实的压块。

本发明涉及适用于高温应用领域的含有陶瓷相和分散强化粘合剂相的多级金属陶瓷复合物。除了优异的抗腐蚀性，分散强化粘合剂相的强度和韧度是在化学和石油加工操作中或在其它需要升高温度下的抗侵蚀性的操作中使金属陶瓷具有提高的抗侵蚀性的一些材料参数。

本发明包括新型且改进的金属陶瓷复合物。

本发明还包括适合在高温下使用的金属陶瓷复合物。

此外，本发明包括一种改进的保护金属表面在高温条件下免受侵蚀和腐蚀的方法。

根据下列详细描述，可以清楚地了解这些目的和其它目的。

发明概要

本发明包括一种式(PQ)(RS)X所示的金属陶瓷复合物，其包括：陶瓷相(PQ)、粘合剂相(RS)和X，其中X是选自由氧化物分散体E、金属间化合物F和衍生化合物G组成的组中的至少一种，其中所述陶瓷相(PQ)作为直径大约0.5至3000微米的粒子分散在粘合剂相(RS)中，所述X作为大小为大约1纳米至400纳米的粒子分散在粘合剂相(RS)中。

附图的简要说明

图1是使用γ’Ni₃(AlTi)强化粘合剂相(Ni(余量)∶15Cr∶3Al∶1Ti)制成的多级金属陶瓷示意图和显示立方形γ’Ni₃(AlTi)再沉淀的粘合剂相透射式电子显微镜(TEM)图像。

图2是显示βNiAl再沉淀的、使用βNiAl强化粘合剂相(Fe(余量)∶18Cr∶8Ni∶5Al)制成的多级金属陶瓷示意图。

图3a是显示出Y/Al氧化物分散体的、使用20体积％FeCrAlY合金粘合剂制成的TiB₂金属陶瓷的SEM图像，图3b是如图3a所示相同的所选粘合剂区域的TEM图像。

发明详述

机械变形和降解作用的结合产生了侵蚀作用。对于可延展金属和合金，例如金属陶瓷中的粘合剂相，表面的材料损耗大多与依序进行的挤出、锻造和断裂有关。下式可以分析性地说明由侵蚀性(E)表示的材料损耗。

$E\∝\frac{{\mathrm{\ρ}}_p\·{v^2}_p}{P_t}\·f\left(\mathrm{\α}\right)$

其中v_p是z撞击目标物的侵蚀物(erodant)的速度，r_p是撞击目标物的侵蚀物的密度，P_t是目标物的塑性流动应力，α是冲击角度。

申请人相信，首先通过金属陶瓷骨架、然后通过金属粘合剂的强度和韧度可以控制金属陶瓷的侵蚀作用。因此，在本发明中，申请人想出一种通过提高金属粘合剂相的流动强度同时基本保持断裂韧性来提高金属陶瓷的抗侵蚀性能的方法。一种提高材料流动应力的方法是使加强相细微分散在金属粘合剂相内。这是本发明的多级金属陶瓷的原理。

式(PQ)(RS)X所示的多级金属陶瓷复合物的一个组分是标作(PQ)的陶瓷相。在陶瓷相(PQ)中，P是选自由Al、Si、Mg、长式元素周期表(LongForm of The Periodic Table of Elements)中族IV、族V、族VI元素及其混合物组成的组的金属。Q选自由碳化物、氮化物、硼化物、碳氮化物、氧化物及其混合物组成的组。因此，多级金属陶瓷复合物中的陶瓷相(PQ)是金属碳化物、金属氮化物、金属硼化物、金属碳氮化物或金属氧化物。(PQ)中P∶Q的摩尔比为0.5∶1至30∶1不等。作为示例性例子，当P＝Cr、Q是碳化物时，那么(PQ)可以是Cr₂₃C₆，其中P∶Q为大约4∶1。当P＝Cr、Q是碳化物时，那么(PQ)可以是Cr₇C₃，其中P∶Q为大约2∶1。陶瓷相使多级金属陶瓷具有硬度，并在高达大约1500℃下具有抗侵蚀性。在多级金属陶瓷复合物中，(PQ)占多级金属陶瓷体积的大约30至95体积％，优选50至95体积％，更优选70至90体积％。

式(PQ)(RS)X所示的多级金属陶瓷复合物的另一组分是标作(RS)的粘合剂相。在该粘合剂相(RS)中，R是选自由Fe、Ni、Co、Mn及其混合物组成的组的基底金属。S是选自Si、Cr、Ti、Al、Nb、Mo及其混合物的融合成分。此外，该粘合剂相是多级复合物的连续相，陶瓷相(PQ)作为大小为大约0.5至3000微米的粒子分布在粘合剂相(RS)中。优选地，大小为大约1至2000微米。更优选地，大小为大约1至1000微米。分散的陶瓷粒子可以具有任何形状。一些非限制性例子包括球形、椭圆形、多面体、扭曲球形、扭曲椭圆形和扭曲多面体。粒度直径是指对3-D形状的粒子最长轴的测量结果。可以使用显微镜方法，例如光学显微术(OM)、扫描电子显微术(SEM)和电子透射显微术(TEM)测量粒度。在多级金属陶瓷复合物中，(RS)占多级金属陶瓷体积的4.5至70体积％。基底金属R与融合金属S的质量比为50/50至90/10。在一个优选具体实施方案中，粘合剂相(RS)中的铬含量为粘合剂相(RS)总重量的至少12重量％。

式(PQ)(RS)X所示的多级金属陶瓷复合物的又一组分，其中X是标作E的氧化物分散体相。氧化物分散体相包含选自由Al、Ti、Nb、Zr、Hf、V、Ta、Cr、Mo、W、Fe、Mn、Ni、Si、Y的氧化物及其混合物组成的组的氧化物。氧化物分散体的一个特征在于该氧化物分散体E作为直径大约1纳米至大约400纳米、优选大约1纳米至大约200纳米、更优选大约1纳米至大约100纳米的粒子分散在基本连续的粘合剂相(RS)中。在一个优选具体实施方案中，可以将氧化物分散体加入粘合剂相中。在另一具体实施方式中，它们可以在制备过程中现场形成。在又一具体实施方式中，它们可以在使用过程中形成。当氧化物是现场形成的时，将形成氧化物的元素在烧结过程之前加到粘合剂相中。形成氧化物的元素是Al、Ti、Nb、Zr、Hf、V、Ta、Cr、Mo、W、Fe、Mn、Ni、Si、Y及其混合物。在多级金属陶瓷复合物中，E占多级金属陶瓷体积的大约0.1至10体积％。

式(PQ)(RS)X所示的多级金属陶瓷复合物的又一组分(其中X是金属间化合物F)选自由γ’(gamma’)和β(beta)——例如Ni₃Al、Ni₃Ti、Ni₃Nb、NiAl、Ni₂AlTi、NiTi、Ni₂AlSi、FeAl、Fe₃Al、CoAl、Co₃Al、Ti₃Al、Al₃Ti、TiAl、Ti₂AlNb、TiAl₂Mn、TaAl₃、NbAl₃及其混合物——组成的组。金属间化合物F可以由粘合剂相(RS)在金属陶瓷烧结过程中形成，或者由特别的处理形成，例如从烧结温度冷却至环境温度的过程中的中间温度保持。此外，金属间化合物粒子可以以粉末形式加入粘合剂粉末中并混合，作为制造金属陶瓷的初始粉末。金属间化合物粒子也可以在使用过程中现场形成，或者通过适当的烧结后加热处理形成。金属间化合物F的一个特征在于它们作为直径大约1纳米至大约400纳米、优选大约1纳米至大约200纳米、更优选大约1纳米至大约100纳米的粒子分散在连续的粘合剂相(RS)中。金属间化合物F占多级金属陶瓷体积的大约0.1至10体积％。

图1是使用γ’Ni₃(AlTi)强化粘合剂相(Ni(余量)∶15Cr∶3Al∶1Ti)制成的多级金属陶瓷示意图和显示立方形γ’Ni₃(AlTi)再沉淀的粘合剂相透射式电子显微镜(TEM)图像。图2是显示βNiAl再沉淀的、使用βNiAl强化粘合剂相(Fe(余量)∶18Cr∶8Ni∶5Al)制成的多级金属陶瓷示意图。

式(PQ)(RS)X所示的多级金属陶瓷复合物的又一组分，其中X是在有或没有粘合剂相单元(RS)共同参与的情况下由陶瓷相(PQ)衍生出的衍生化合物G。例如，G可以表示成P_aR_bS_cQ_d，其中P、Q、R、S如上所述，且a、b、c、d是0至30的整数或分数。作为非限制性示例性例子，当P是VI族元素Cr、Q是碳化物、b和c是0时，G可以是Cr₂₃C₆、Cr₇C₃、Cr₃C₂。衍生化合物G的一个特征在于它们作为直径大约1纳米至大约400纳米、优选大约1纳米至大约200纳米、更优选大约1纳米至大约100纳米的粒子分散在连续的粘合剂相(RS)中。在多级金属陶瓷复合物中，G占多级金属陶瓷体积的大约0.01至10体积％。X在(PQ)(RS)X中的总的体积百分比是金属陶瓷体积的大约0.01至10体积％。

因此，在多级金属陶瓷复合物中存在连续粘合剂相(RS)和至少两个分散相：陶瓷(PQ)；和氧化物分散体E、金属间化合物F和衍生化合物G中的至少一种，使得分散陶瓷相(PQ)的直径为大约0.5至3000微米，分散E、F和G组分的直径为大约1纳米至400纳米。这种分散粒子分布(其中一组(E、F、G)包括较细级别的粒子范围，另一组(PQ)包括较粗级别的粒子范围)代表了本发明的多级金属陶瓷。粘合剂相(RS)中的分散相(PQ)、E、F和G可以以聚集的形式存在。聚集形式的非限制性例子包括二联体、三联体、四联体和更高数量的多联体。

金属陶瓷相(和金属陶瓷组分)的体积百分比不包括由多孔造成的孔体积。金属陶瓷可以通过0.1至15体积％的多孔表征。优选地，多孔的体积为金属陶瓷体积的0.1至低于10％。包含多孔的这些孔优选不相连而是作为离散的孔分布在金属陶瓷体中。平均孔径大小优选等于或小于陶瓷相(PQ)的平均粒度。

在本发明的金属陶瓷中，粘合剂相设计成不仅具有裂纹钝化能力，而且作为抗侵蚀相独立地提供step-out抗侵蚀的金属陶瓷。提高粘合剂相的抗侵蚀性的一个方法是通过E、F、G组分单独或结合的分散强化提高在使用温度下的流动应力。

本发明的金属陶瓷复合物具有提高的抗侵蚀和腐蚀性能。通过本公开的实施例部分中描述的热侵蚀和磨耗试验(HEAT)测定侵蚀速率。本发明的多级金属陶瓷的侵蚀速率低于每克SiC侵蚀物1.0×10^-6立方厘米。通过本公开的实施例部分中描述的热解重量分析法(TGA)测定腐蚀速率。当在800℃下在100立方厘米/分钟的空气中暴露至少65小时时，本发明的多级金属陶瓷的腐蚀速率低于1×10^-10克²/厘米⁴·秒，或平均氧化物层厚度低于150微米、优选低于30微米。

优选地，该金属陶瓷具有大于大约3MPa·m^1/2、优选大于大约5MPa·m^1/2、最优选大于大约10MPa·m^1/2的断裂韧性。断裂韧性是在单调负载条件下抵抗材料中裂纹扩展的能力。断裂韧性是指裂纹开始以不稳定方式在材料中扩散时的临界应力强度因数。优选使用三点弯曲几何形式的加载(其中在弯曲样品的受拉侧上有预制裂纹)以断裂力学理论测量断裂韧性。主要是前面段落所述的本发明金属陶瓷的(RS)相使其具有这种特性。

以所需体积比使用合适的陶瓷粉末和粘合剂粉末作原料，通过一般的粉末冶金技术，例如混合、研磨、压制、烧结和冷却，制造金属陶瓷复合物。将这些粉末在有机液体(例如乙醇)的存在下在球磨中研磨，至足以使这些粉末互相充分分散的时间。去除液体并将磨碎的粉末干燥，置于冲模中并压成生坯。然后将所得生坯在高于大约1200℃至最高达约1750℃的温度下烧结大约10分钟至大约4小时。该烧结操作优选在惰性气氛或还原气氛或在真空下进行。例如，惰性气氛可以是氩气，还原气氛可以是氢气。此后，使烧结体冷却，通常冷却至环境条件。按照本发明的方法制备的金属陶瓷可以制造厚度超过5毫米的金属陶瓷材料块。

本发明的金属陶瓷的一个特征是它们的微结构稳定性，即使在升高的温度下也是如此，这使得它们特别适合用于保护金属表面在大约300℃至大约850℃的温度下免受侵蚀。这种稳定性使它们可以使用超过2年，例如大约2年至大约10年。相反，许多已知的金属陶瓷在升高温度下会产生转变，这会形成对金属陶瓷的性质具有不利影响的相。

本发明金属陶瓷的高温稳定性使它们适合用于目前使用耐火材料的应用领域。合适用途的非限制性列举包括用于工艺容器、输送管路、旋风分离器(例如在精炼工业所用的流化床催化裂化装置的旋风分离器中的流体-固体旋风分离器)、栅格嵌件、温度计套管、阀体、滑阀阀门和导管、催化剂再生器等的衬里。这样，通过给该表面提供一层本发明的陶瓷复合物层来保护暴露在侵蚀或腐蚀环境下、尤其是大约300℃至大约850℃下的金属表面。可以通过机械方法或焊接将本发明的金属陶瓷固定到金属表面上。

实施例

体积百分比的测定：

通过扫描电子显微法由2维面积分数测定各个相、组分和孔体积(或孔隙率)的体积百分比。在烧结的金属陶瓷样品上进行扫描电子显微(SEM)以获得优选放大1000倍的二次电子图像。对于SEM扫描的区域，使用能量分散式X射线光谱法(EDXS)获得X射线点象。在样品的五个相邻区域进行SEM和EDXS分析。然后使用图像分析软件：EDXImaging/Mapping版本3.2(EDAX Inc.Mahwah，New Jersey 07430，USA)对每一区域测定各相的2维面积分数。由五次测量结果确定面积分数的算术平均值。然后通过将平均面积分数乘以100来确定体积百分比(体积％)。实施例中所示的体积％对于测得低于2体积％的相量具有+/-50％的精度，对于测得等于大于2体积％的相量具有+/-20％的精度。

重量百分比的测定：

通过标准EDXS分析法测定金属陶瓷相中各元素的重量百分比。

加入下列非限制性实施例以进一步阐述本发明。

实施例1：TiB₂金属陶瓷

以80体积％平均直径为14.0微米的TiB₂粉末(99.5％纯度，来自AlfaAesar，99％在-325目下筛出)和20体积％的Fe-26Cr合金粉末(99.5％纯度，74重量％Fe：26重量％Cr，来自Alfa Aesar，在-150目至+325目之间筛出)为原料制备不含Y/Al氧化物分散体的金属陶瓷。在HDPE研磨罐中用乙醇分散TiB₂粉末和Fe-26Cr合金粉末。在球磨中用氧化钇强化的氧化锆(YTZ)球(直径10毫米，来自Tosoh Ceramics)以100rpm将粉末在乙醇中混合24小时。通过在真空烘箱中以130℃加热24小时从混合粉末中去除乙醇。在单轴水压机(SPEX 3630 Automated X-press)中的40毫米直径的冲模中以5,000psi将干燥的粉末压实。在氩气中将制成的盘片生坯以25℃/分钟的速度升温至400℃，并保持30分钟以去除残余溶剂。然后在氩气中以15℃/分钟的速度将盘片加热至1700℃中，并在1700℃保持30分钟。然后以-15℃/分钟的速度将温度降至低于100℃。

所得金属陶瓷含有：

i)79体积％平均粒度为7微米的TiB₂

ii)7体积％平均粒度为2微米的M₂B，其中M＝56Cr∶41Fe∶3Ti(重量％)

iii)14体积％贫Cr合金粘合剂(82重量％Fe：16重量％Cr：2重量％Ti)。

实施例2：TiB₂多级金属陶瓷

以80体积％平均直径为14.0微米的TiB₂粉末(99.5％纯度，来自AlfaAesar，99％在-325目以下筛出)和20体积％平均直径为6.7微米的FeCrAlY合金粉末(Osprey Metals，Fe(余量)：19.9Cr∶5.3Al∶0.64Y，95.1％在-16目以下筛出)为原料制备含有Y/Al氧化物分散体的金属陶瓷。按照实施例1所述加工粉末后，将金属陶瓷盘片在氩气中以15℃/分钟的速度加热至1500℃并在1500℃保持2小时。然后以-15℃/分钟的速度将温度降至100℃以下。

所得金属陶瓷含有：

i)79体积％平均粒度为7微米的TiB₂

ii)4体积％平均粒度为2微米的M₂B，其中M＝53Cr∶45Fe∶2Ti(重量％)

iii)1体积％粒度为5-80纳米的Y/Al氧化物分散体

iv)16体积％贫Cr合金粘合剂(78Fe∶17Cr∶3Al∶2Ti，重量％)。

图3a是按照实施例2加工的TiB₂金属陶瓷的SEM图像，其中比例条代表5微米。在该图中，TiB₂相呈现深色，粘合剂相呈现浅色。富Cr的M₂B型硼化物相和Y/Al氧化物相也显示在粘合剂相中。图3b是与图3a相同的所选粘合剂区域的TEM图像，只是其中比例条代表0.1微米。在该图像中，观察到大小为5-80纳米的细微Y/Al氧化物分散体。这些细微Y/Al氧化物分散体呈现深色，粘合剂相呈现浅色。

实施例3：侵蚀试验

对实施例1和2的各金属陶瓷进行热侵蚀和磨耗试验(HEAT)。所用程序如下：

1)将直径约为35毫米、厚度约为5毫米的金属陶瓷盘片样品称重。

2)然后使盘片一面的中心经受由热空气夹带的1200克/分钟的SiC粒子(200粒度，#1级黑色碳化硅，UK磨料，Northbrook，IL)的处理，该热空气出自直径为0.5英寸的管子，其末端以45°角距离目标1英寸。SiC的速度为45.7米/秒。

3)在732℃下将步骤(2)进行7小时。

4)在7小时后，使样品冷却至环境温度并称重测量重量损失。

5)测量市售的可铸耐火材料样品的侵蚀并用作对照标准。将对照标准的侵蚀定为值1，并在表1中将金属陶瓷样品的结果与对照标准进行比较。在表1中，任何大于1的值都代表与对照标准相比有所改进。实施例2的含有Y/Al氧化物分散体的样品的侵蚀与实施例1的不含Y/Al氧化物分散体的样品相比，显示出更好的HEAT结果。

                                    表1

金属陶瓷	起始重量(克)	最终重量(克)	重量损失(克)	堆积密度(克/立方厘米)	侵蚀物(克)	侵蚀(立方厘米/克)	改进[(标准化侵蚀)-1]
								TiB2-20FeCrTiB2-20FeCrAlY	20.471214.9274	20.159614.8027	0.31160.1247	5.114.90	5.04E+55.04E+5	1.2099E-75.0494E-8	8.717.4

实施例4：腐蚀试验

对实施例1和2的各金属陶瓷进行腐蚀试验。所用程序如下：

1)将大约10平方毫米大小且大约1毫米厚的金属陶瓷样品抛光到600粒度金刚石精加工表面，并在丙酮中清洗。

2)然后在热重分析仪(TGA)中于800℃下将该样品暴露在100立方厘米/分钟的空气中。

3)在800℃下将步骤(2)进行65小时。

4)在65小时后，使样品冷却至环境温度。

5)通过腐蚀表面的截面显微镜检查法测定氧化物层的厚度。

6)在表2中，任何低于150微米、优选低于30微米的值都代表可接受的抗腐蚀性。

               表2

金属陶瓷	氧化物层厚度(微米)
		TiB2-20FeCrTiB2-20FeCrAlY	18.015.0

Claims (15)

1.一种式(PQ)(RS)X所示的金属陶瓷复合物，其包括：陶瓷相(PQ)、粘合剂相(RS)和X，其中X是选自由氧化物分散体E、金属间化合物F和衍生化合物G组成的组中的至少一种，其中所述陶瓷相(PQ)作为直径大约0.5至3000微米的粒子分散在粘合剂相(RS)中，所述X作为大小为约1纳米至400纳米的粒子分散在粘合剂相(RS)中。

2.权利要求1的金属陶瓷复合物，其中陶瓷相(PQ)含有选自由Al、Si、Mg、IV族、V族、VI族元素及其混合物组成的组的金属P和选自由碳化物、氮化物、硼化物、碳氮化物、氧化物及其混合物的组成的组的Q，其中陶瓷相(PQ)占金属陶瓷复合物体积的大约30至95体积％。

3.权利要求2的金属陶瓷复合物，其中陶瓷相(PQ)中P与Q的摩尔比可以为0.5∶1至30∶1不等。

4.权利要求2的金属陶瓷复合物，其中陶瓷相(PQ)占金属陶瓷体积的大约55至95体积％。

5.权利要求1的金属陶瓷复合物，其中粘合剂相(RS)含有选自由Fe、Ni、Co、Mn及其混合物组成的组的基底金属R和选自由Si、Cr、Ti、Al、Nb、Mo及其混合物组成的组的融合金属S，且其中粘合剂相(RS)占金属陶瓷体积的4.5至70体积％，基底金属R与融合金属S的质量比为50/50至90/10。

6.权利要求1的金属陶瓷复合物，其中氧化物分散体E选自由Al、Ti、Nb、Zr、Hf、V、Ta、Cr、Mo、W、Fe、Mn、Ni、Si、Y的氧化物及其混合物组成的组，并且占金属陶瓷体积的大约0.1至10体积％。

7.权利要求1的金属陶瓷复合物，其中金属间化合物F选自由γ’(gamma’)和β(beta)例如Ni₃Al、Ni₃Ti、Ni₃Nb、NiAl、Ni₂AlTi、NiTi、Ni₂AlSi、FeAl、Fe₃Al、CoAl、Co₃Al、Ti₃Al、Al₃Ti、TiAl、Ti₂AlNb、TiAl₂Mn、TaAl₃、NbAl₃及其混合物组成的组，并且占金属陶瓷体积的大约0.1至10体积％。

8.权利要求1的金属陶瓷复合物，其中衍生化合物G衍生自陶瓷相(PQ)或者陶瓷相(PQ)和粘合剂相(RS)，并且占金属陶瓷体积的大约0.01至10体积％。

9.权利要求1的金属陶瓷复合物，其具有大于大约3MPa·m^1/2的断裂韧性。

10.权利要求1的金属陶瓷复合物，其具有低于大约每克SiC侵蚀物1×10^-6立方厘米的侵蚀速率。

11.权利要求1的金属陶瓷复合物，当在800℃下在100立方厘米/分钟的空气中暴露至少65小时时，其具有低于约1×10-10克²/厘米⁴·秒的腐蚀速率或平均厚度低于150微米的氧化物层。

12.权利要求1的金属陶瓷复合物，其具有低于大约每克SiC侵蚀物1×10^-6立方厘米的侵蚀速率，并且当在800℃下在100立方厘米/分钟的空气中暴露至少65小时时，具有低于约1×10^-10克²/厘米⁴秒的腐蚀速率或平均厚度低于150微米的氧化物层。

13.一种保护在最高达850℃的温度下受到侵蚀的金属表面的方法，该方法包括为该金属表面提供按照权利要求1-12的金属陶瓷复合物。

14.一种保护在300℃至850℃的温度下受到侵蚀的金属表面的方法，该方法包括为该金属表面提供按照权利要求1-12的金属陶瓷复合物。

15.权利要求13的方法，其中所述表面包括液体-固体旋风分离器的内表面。

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