CN1795281A

CN1795281A - 高级抗侵蚀碳氮化物金属陶瓷

Info

Publication number: CN1795281A
Application number: CN 200480014025
Authority: CN
Inventors: 金昌旻; N-R·V·班加罗; 陈炫佑; 具滋荣; J·R·彼得松; R·L·安特拉姆; C·J·福勒
Original assignee: ExxonMobil Research and Engineering Co
Current assignee: ExxonMobil Technology and Engineering Co
Priority date: 2003-05-20
Filing date: 2004-05-18
Publication date: 2006-06-28
Anticipated expiration: 2024-05-18
Also published as: ZA200509370B; CN100415919C

Abstract

本发明包括一种式(PQ)(RS)所示的金属陶瓷复合物，其包含陶瓷相(PQ)和粘合剂相(RS)，其中P是选自由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Fe、Mn及其混合物组成的组的金属，Q是碳氮化物，R是选自由Fe、Ni、Co、Mn及其混合物组成的组的金属，S包括至少一种选自Cr、Al、Si和Y中的元素。

Description

高级抗侵蚀碳氮化物金属陶瓷

技术领域

本发明大致涉及金属陶瓷，特别是含有金属碳氮化物的金属陶瓷复合物。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由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将可铸氧化铝耐火材料进行化学结合。将这些可铸氧化铝耐火材料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)或金属加强件粘附到表面上。其也容易结合到其它耐火表面上。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。

发明概述

本发明包括一种式(PQ)(RS)所示的金属陶瓷复合物，其包含陶瓷相(PQ)和粘合剂相(RS)，其中

P是选自由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Fe、Mn及其混合物组成的组的金属，

Q是碳氮化物，

R是选自由Fe、Ni、Co、Mn及其混合物组成的组的金属，

S包括选自Cr、Al、Si和Y的至少一种元素。

附图的简要说明

图1是使用30体积％的304不锈钢(304SS)粘合剂制造的TiC_0.7N_0.3金属陶瓷的扫描电子显微镜(SEM)图，显示了分散在粘合剂中的Ti(C，N)陶瓷相粒子、和新相M₂(C，N)(其中M主要是Cr、Fe和Ti)和M(C，N)碳氮化物(其中M主要是Ti和Ta)的再沉淀。该显微照片中还显示出在Ti(C，N)陶瓷周围形成M(C，N)边缘。

图2是与图1所示相同的金属陶瓷的透射电子显微镜(TEM)图。

图3是使用25体积％Haynes^556合金粘合剂制造的TiC_0.7N_0.3金属陶瓷的SEM图，显示了分散在粘合剂中的Ti(C，N)陶瓷相粒子、和新相M₂(C，N)(其中M主要是Cr、Fe和Ti)和M₂(C，N)(其中M主要是Mo、Nb、Cr和Ti)的再沉淀。

图4是与图3所示相同的金属陶瓷的透射电子显微镜(TEM)图。

图5是显示氧化物层厚度(微米)的图，其为使用30体积％粘合剂制造的本发明的碳氮化钛金属陶瓷在800℃的空气中暴露65小时后抗氧化性的量度。还显示了碳化钛和氮化钛金属陶瓷的抗氧化性作对比。

发明详述

式(PQ)(RS)所示的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Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Fe、Mn及其混合物组成的组的金属。Q是碳氮化物。由此，碳氮化物金属陶瓷复合物中的陶瓷相(PQ)是金属碳氮化物。(PQ)中P与Q的摩尔比可为1∶3至3∶1不等，优选在1∶2至2∶1范围内。作为非限制性示例性例子，当P＝Ti时，(PQ)可以是Ti(C，N)，其中P∶Q为1∶1。当P＝Cr时，(PQ)可以是Cr₂(C，N)，其中P∶Q为2∶1。陶瓷相使碳氮化物金属陶瓷具有硬度，并在最高达大约1000℃下具有抗侵蚀性。

金属陶瓷的陶瓷相(PQ)优选分散在粘合剂相(RS)中。分散陶瓷粒子的直径优选为0.5至3000微米。更优选地，直径为0.5至100微米。分散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。粒子直径是指3D形状粒子最长轴的测量结果。可以使用显微镜方法，例如光学显微法(OM)、扫描电子显微法(SEM)和透射电子显微法(TEM)测量粒子大小。在本发明的另一具体实施方式中，陶瓷相(PQ)以具有给定纵横比(片状物的长度与厚度的比)的片状物分散。长度∶厚度的比可以为5∶1至20∶1不等。片状物微结构通过在侵蚀过程中将载荷从粘合剂相(RS)有效地传递到陶瓷相(PQ)来使其具有优异的机械性能。

式(PQ)(RS)所示的碳氮化物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是包括选自由Cr、Al、Si和Y组成的组的至少一种元素的合金金属。S可以进一步包括选自由Y、Ti、Zr、Hf、Ta、V、Nb、Cr、Mo、W及其混合物组成的组的异价(aliovalent)元素。Cr、Al、Si、Y及其混合物的总重量为粘合剂(RS)重量的至少大约12重量％。异价元素是粘合剂重量的大约0.01重量％至大约5重量％，优选大约0.01重量％至大约2重量％。元素Ti、Zr、Hf、Ta、V、Nb、Cr、Mo、W是特征为在氧化态时呈多价态的异价元素。这些元素降低了氧化物层(oxidescale)中的瑕疵传递(defect transport)，由此提供改进的抗腐蚀性。

在碳氮化物金属陶瓷复合物中，粘合剂相(RS)占金属陶瓷体积的5至50体积％，优选5至30体积％。R与S的质量比为50/50至90/10不等。在一个优选具体实施方式中，粘合剂相(RS)中铬含量为粘合剂(RS)重量的至少12重量％。在另一优选具体实施方式中，粘合剂相(RS)中锆和铪总含量为粘合剂相(RS)总重量的大约0.01重量％至大约2.0重量％。

金属陶瓷复合物可以进一步包括第二碳氮化物(P’Q)，其中P’选自Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Fe、Ni、Co、Mn、Al、Si、Y及其混合物。换言之，第二碳氮化物是由来自金属陶瓷复合物(PQ)(RS)的P、R、S及其组合的金属元素形成的。(P’Q)中P’与Q的比率可为3∶1至1∶3不等。本发明的金属陶瓷中总陶瓷相体积包括(PQ)和第二碳氮化物(P’Q)。在碳氮化物金属陶瓷复合物中，(PQ)+(P’Q)占金属陶瓷体积的大约50至95体积％。

金属陶瓷相(和金属陶瓷组分)的体积百分比不包括由多孔性造成的孔体积。金属陶瓷可以通过0.1至15体积％的多孔表征。优选地，多孔的体积占金属陶瓷体积的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。平均孔隙大小优选等于或小于陶瓷相(PQ)的平均粒度。

本发明的一个方面是金属陶瓷的微观形态学。陶瓷相可以作为球形、椭圆形、多面体、扭曲球形、扭曲椭圆形和扭曲多面体形的粒子或片状物分散。金属陶瓷还可以包括层状结构，其中芯层碳氮化物被第二碳氮化物层包围。优选地，至少50％的分散粒子是各个碳氮化物陶瓷粒子之间的粒子-粒子间距为至少1纳米的分散粒子。可以例如通过如SEM和TEM之类的显微法测定粒子-粒子间距。

在例如金属和陶瓷之类的结晶固体中，各原子或离子的排列方式是：它们在被称作晶格的排列上显示出三维周期性。例如金属碳化物和金属氮化物之类的陶瓷相分别是含有互相渗透的金属原子和非金属原子亚晶格的结晶固体。例如，在TiC陶瓷相中，有两个亚晶格，一个是Ti金属，另一个是C非金属，其中不允许Ti和C的晶格位置互换。然而，在许多碳化物和氮化物中，对于所有可能的化学物，碳和氮可以轻易地在非金属亚晶格上互相取代，也就是从纯碳化物至纯氮化物。因此，在这些情况下，存在完全的互溶性，其中在从纯碳化物至纯氮化物的整个范围内，相同金属的碳化物和氮化物都互相溶解。例如，TiC和TiN可以互相溶解，产生通常称作碳氮化物相的混合的碳化物-氮化物，其标作Ti(C，N)。在这种情况下，碳和氮在碳原子或氮原子亚晶格中自由地互相取代。然而，在这些碳氮化物中，总金属原子与总非金属原子的比率仍然保持在1∶1。类似地，也会发生Ti被其它金属原子取代的情况。例如，Nb可以部分或完全取代Ti，形成(Ti，Nb)(C，N)。在这些混合碳氮化物中总的金属与总的非金属原子的比率仍然保持在1∶1。这是族IV(Ti、Zr、Hf)和族V(V、Nb、Tb)元素的主要单碳化物和单氮化物的特征，也就是，总的金属与总的非金属原子的比率为1∶1。一个例外是VC和VN，它们仅可以部分互溶。碳氮化物(C，N)中碳含量为大约0.01至大约0.99、优选大约0.1至大约0.9、更优选大约0.3至大约0.7不等，并被简写为(C，N)。

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。本发明的碳氮化物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。本发明的碳氮化物金属陶瓷的腐蚀速率低于1×10^-10克2/厘米⁴·秒。

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。主要由前面段落所述的本发明金属陶瓷的(RS)相使金属陶瓷具有这种特性。

本发明的另一方面是避免使金属间沉淀物(例如冶金领域普通技术人员已知的δ相)脆化。本发明的碳氮化物金属陶瓷含有优选低于大约5体积％的这种脆化相。主要是含有前面段落所述的(PQ)和(RS)相的本发明的金属陶瓷使其具有这种特性。

以所需体积比使用合适的陶瓷粉末和粘合剂粉末作原材料，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。将这些粉末在存在有机液体(例如乙醇)的球磨中研磨，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℃至最高达大约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。按照本发明方法制备金属陶瓷，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℃下免受侵蚀。这种稳定性使它们可以使用超过2年的时间，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的温度下会发生转变，形成对金属陶瓷的性质具有不利影响的相。

本发明的金属陶瓷的高温稳定性使它们适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。由此，通过给该表面提供一层本发明的金属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通过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

在HDPE研磨罐中用乙醇分散70体积％的平均直径为1.3微米的TiC_0.7N_0.3粉末(来自Japan New Metals Company)和30体积％平均直径为6.7微米的304不锈钢(SS)粉末(Osprey Metals，Fe(余量)：18.5Cr：9.6Ni：1.4Mn：0.63Si，95.9％在-16微米以下筛出)。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 AutomatedX-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℃，并在400℃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1500℃并在1500℃保持2小时。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)69体积％的平均粒度约为1.5微米的TiC_0.7N_0.3

ii)2体积％的平均粒度约为0.5微米的第二碳氮化物M₂(C，N)，其中M＝63Cr∶24Fe∶13Ti(重量％)

iii)29体积％的贫Cr合金粘合剂。

图1是按照本实施例加工的TiC_0.7N_0.3金属陶瓷的SEM图像，其中比例条代表2微米。在该图像中，TiC_0.7N_0.3相呈深色，粘合剂相呈浅色。在粘合剂相中也显示出了富Cr的第二M₂(C，N)相。富M，例如富Cr，是指金属M的比例高于包括M的其它组分金属。M主要是Ti和Ta的M(C，N)碳氮化物作为围绕TiC_0.7N_0.3核心的边缘形成。Ta被认为是来自TiC_0.7N_0.3粉末的杂质。图2是按照本实施例加工的TiC_0.7N_0.3金属陶瓷的TEM图像，其中比例条代表0.5微米。在该图像中TiC_0.7N_0.3相呈浅色，粘合剂相呈深色。在粘合剂相中也显示出了富Cr的第二M₂(C，N)相。M(C，N)边缘围绕TiC_0.7N_0.3核心形成。粘合剂相的化学性质是贫Cr的(由于沉淀了富Cr的第二M₂(C，N)相)和富Ti的(由于溶解了TiC_0.7N_0.3)。

实施例2

使用75体积％平均直径为1.3微米的TiC_0.3N_0.7粉末(来自Japan NewMetals Company)和25体积％平均直径为6.7微米的Haynes^566合金粉末(Osprey Metals，Fe(余量)：20.5Cr：20.3Ni：17.3Co：2.9Mo：2.5W：0.92Mn：0.45Si：0.47Ta，96.2％在-16微米以下筛出)，如实施例1中所述加工金属陶瓷盘片。然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低于100℃。

所得金属陶瓷含有：

i)74体积％的平均粒度约为2微米的TiC_0.3N_0.7

ii)2体积％的平均粒度约为0.5微米的第二碳氮化物M₂(C，N)，其中M＝65Cr∶9Mo∶12Ti∶10Fe∶3Co∶1Ni(重量％)

iii)1体积％的平均粒度约为0.5微米的第二碳氮化物M₂(C，N)，其中M＝49Cr∶30Mo∶7Ti∶10Fe∶3Co∶1Ni(重量％)

iv)23体积％的贫Cr合金粘合剂(36Fe∶18Cr∶22Ni∶21Co∶3Ti，重量％)。

图3是按照该实施例加工的TiC_0.3C_0.7金属陶瓷的SEM图像，其中比例条代表2微米。在该图像中，TiC_0.3C_0.7相呈深色，粘合剂相呈浅色。在粘合剂相中还显示出富Cr的第二M₂(C，N)相和富Mo的第二M₂(C，N)相。图4是按照该实施例加工的TiC_0.3C_0.7金属陶瓷的TEM图像，其中比例条代表0.5微米。在该图像中，TiC_0.3C_0.7相呈浅色，粘合剂相呈深色。在粘合剂相中还显示出富Cr的第二M₂(C，N)相。在粘合剂相中还显示出富Cr的第二M₂(C，N)相和富Mo的第二M₂(C，N)相。粘合剂相的化学性质是贫Cr和富Ti的。

实施例3

对实施例1和2的各金属陶瓷进行氧化试验。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)中将该样品在800℃下暴露在100立方厘米/分钟的空气中。

3)将步骤(2)在800℃下进行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)在图5中任何低于150微米的值都代表可接受的抗腐蚀性。

图5显示了在TiC、Ti(C，N)和TiN金属陶瓷表面形成的氧化物层的厚度。很明显，Ti(C，N)金属陶瓷具有优于TiC或TiN金属陶瓷的抗氧化性。对于Ti(C，N)金属陶瓷，不考虑较低的粘合剂含量，在使用Haynes^556合金粘合剂制造的金属陶瓷上形成的氧化物层的厚度略低于使用304SS制造的金属陶瓷。这种改进是由于Haynes^556合金粘合剂中存在的异价元素。TiC金属陶瓷的氧化机制是TiO₂的生成，其受到TiO₂晶格中隙间Ti⁺⁴离子向外扩散的控制。由于异价元素的阳离子大小(例如Nb⁺⁵＝0.070纳米)与Ti⁺⁴的(0.068纳米)相当，因此，当氧化开始时，碳化物或金属相中存在的异价元素取代性地溶入TiO₂晶格。由于充分溶解的Nb⁺⁵离子提高了TiO₂晶格的电子浓度，因此，TiO₂中隙间Ti⁺⁴离子的浓度降低，由此抑制氧化。该实施例表明异价元素提供优异抗氧化性的有利作用。

实施例4

对实施例1和2的各金属陶瓷热侵蚀和磨耗试验(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(220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)将步骤(2)在732℃下进行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，并将金属陶瓷样品的结果与对照标准进行比较。

Claims

1.一种式(PQ)(RS)所示的金属陶瓷复合物，其包含陶瓷相(PQ)和粘合剂相(RS)，其中

Q是碳氮化物，

R是选自由Fe、Ni、Co、Mn及其混合物组成的组的金属，

S包括至少一种选自Cr、Al、Si和Y的元素。

2.权利要求1的金属陶瓷复合物，其中陶瓷相(PQ)占金属陶瓷体积的大约50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∶Q的摩尔比可以为1∶3至3∶1不等。

4.权利要求1的金属陶瓷复合物，其中所述陶瓷相(PQ)作为直径为0.5微米至3000微米的球形粒子分散在粘合剂相(RS)中。

5.权利要求1的金属陶瓷复合物，其中粘合剂相(RS)占金属陶瓷体积的5至50体积％，而且R与S的质量比为50/50至90/10。

6.权利要求5的金属陶瓷复合物，其中所述Cr、Al、Si、Y及其混合物的总重量为粘合剂相(RS)重量的至少12重量％。

7.权利要求1的金属陶瓷复合物，其中S进一步包括选自由Y、Ti、Zr、Hf、Ta、V、Nb、Cr、Mo、W及其混合物组成的组的至少一种异价元素，其占粘合剂相(RS)总重量的0.01至5重量％。

8.权利要求1的金属陶瓷复合物，其进一步包含第二碳氮化物(P’Q)，其中P’选自由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Fe、Ni、Co、Mn、Al、Si、Y及其混合物组成的组。

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，当在空气中在冲击速度为至少大约45.7米/秒(150英尺/秒)、冲击角度约为45度且温度为至少大约732℃(1350°F)的1200克/分钟的10微米至100微米SiC粒子中暴露至少7小时时，其具有低于大约1×10^-6立方厘米/克损失的侵蚀速率。

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，其具有低于大约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，当在空气中在冲击速度为至少大约45.7米/秒(150英尺/秒)、冲击角度约为45度且温度为至少大约732℃(1350°F)的1200克/分钟的10微米至100微米SiC粒子中暴露至少7小时时，其具有低于大约1×10^-6立方厘米/克的侵蚀速率，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，其具有低于大约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.权利要求1的金属陶瓷复合物，其含有低于金属陶瓷体积的约5体积％的脆化相。

14.一种保护在最高达1000℃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1-13的金属陶瓷复合物。

15.一种保护在300℃至1000℃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1-13的金属陶瓷复合物。

16.权利要求14的方法，其中所述表面包括液体-固体旋风分离器的内表面。