稀土金属Y对Ni-Cr-Al多孔材料高温抗氧化性能的影响

吴靓，段震，张汭，杨格，肖逸锋，钱锦文，张乾坤，张明华

稀土金属Y对Ni-Cr-Al多孔材料高温抗氧化性能的影响

吴靓，段震，张汭，杨格，肖逸锋，钱锦文，张乾坤，张明华

（湘潭大学 a. 机械工程学院；b. 焊接机器人及应用技术湖南省重点实验室； c. 复杂轨迹加工工艺及装备教育部工程研究中心，湖南 湘潭 411105）

研究稀土金属Y对Ni-Cr-Al多孔材料高温抗氧化性能的影响，探讨镍基多孔材料的应用原理。以Ni，Cr，Al元素粉末为原材料，通过添加稀土金属Y，使用粉末冶金方法制备多孔材料，研究其在不同温度时间段氧化后的氧化动力学曲线以及稀土金属Y在氧化过程的作用。相比Ni-Cr-Al多孔材料，Ni-Cr-Al-Y组的氧化增重在前期（0~40 h）更高，在中期（40~220 h）基本持平，但后期却（220~400 h）低于Ni-Cr-Al组；2Y组的开孔隙率在1000 ℃下氧化400 h后减少率约为40.22%，其余组的下降幅度均在25%附近；Ni-Cr-Al-Y多孔材料的初始物相组织中出现了(Ni,Y)固溶体，-NiAl物相衍射峰减小。稀土金属Y的主要作用为前期降低贫Al相生成Al2O3的浓度，中期起“钉扎”作用，后期隔绝空气。

稀土金属Y；粉末冶金法；高温抗氧化；Ni-Cr-Al多孔材料

多孔材料由于其特殊的结构而具有较高的比表面积、轻量、催化、透过和吸附等特性，被广泛应用在医学材料、能源储存、电池行业与过滤系统等方面[1—4]。多孔材料可以根据材料类型分为多孔金属材料、多孔陶瓷材料和泡沫塑料3种[5]。多孔材料因为其优良的孔隙结构，在过滤系统领域的应用较为广泛，尤其是高温过滤方面，既具有良好的渗透性，又具有优良的抗高温氧化性。多孔陶瓷材料却不具备多孔金属材料的低廉成本与良好的机械加工性能，因此金属多孔材料的研究更为全面，应用更为广泛，其中镍基合金因具有耐高温氧化、耐腐蚀和易机加工等优良性能，受到广泛关注。镍基高温合金是在Cr20Ni80的基础上发展起来的，并在此基础上，通过添加Cu，Mo，Si，Fe等，获得具有不同优良性能的镍基合金，适用于不同的应用领域[6]。

Ni-Cr合金与Ni-Cr-Mo合金在较高的温度下依旧保持良好的耐蚀性，在Ni-Cr的基础上添加Al制备了Ni-Cr-Al合金，并发现Al的添加有助于提高合金的高温抗氧化性能，且Al与Cr相互作用可以降低形成氧化膜的临界含量[7]；楼翰一等[8]发现Ni-Cr-Al纳米晶的高温氧化行为与铸件不同，且可以在前期更快生成粘附性更好的纳米Al2O3膜层。在Ni-Cr-Al基础上研究的Ni-Cr-Al-Y涂层，多被应用在高温氧化方面，并取得了较多的研究结果。

文中以Ni，Cr，Al元素粉末为原材料，通过添加稀土金属Y，使用粉末冶金方法制备多孔材料，得到孔隙均匀且连通、孔隙率高的Ni-Cr-Al-Y多孔材料，并研究了其在不同温度时间段氧化后的氧化动力学曲线，分析稀土金属Y在氧化过程的作用。

1 实验

材料均为商用纯度超过99.9%、粒径均≤48 μm的球形Ni，Cr，Al粉末和粒径≤72 μm的稀土Y金属粉末，Ni，Cr，Al，Y质量比按照75−∶16∶9∶进行粉末配制（=0.5，1，1.5，2），另有一组不添加Y的Ni，Cr，Al的质量比为75∶16∶9，其元素粉末质量分数如表1所示。将粉末同时进行混合均匀、加入质量分数为4%的硬脂酸，放在温度为50~60 ℃的烘干箱内干燥，将干燥好的粉末过筛，并在压制机上冷压成形，最后在真空度为1×10−3~1×10−4Pa下进行真空烧结，最终烧结温度设定为1280 ℃，保温3 h。在氧化实验前，将烧好的样品置于酒精溶液中超声波清洗30 min，并烘干至3次称重没有质量变化为止，记录下原始质量，并得到其原始孔结构和组织结构，将样品按预定的氧化时间分组并对样品进行恒温氧化；氧化后称量并计算氧化增重，以得到材料的氧化动力学曲线，计算其氧化速率。氧化实验设定的不同氧化时间段为2，5，10，20，40，70，100，140，180，220，260，300，350，400 h。同时采用X射线衍射仪（X-ray Powder diffractometer，XRD）、多孔材料检测仪、扫描电子显微镜（Scanning electron microscope，SEM）等对氧化后样品的物相、孔结构、微观形貌及元素分析进行表征。

表1 Ni-Cr-Al-Y元素粉末配比（质量分数）

Tab.1 Ni-Cr-Al-Y proportion of element powder (mass fraction) %

2 Ni-Cr-Al-Y多孔材料氧化前的宏观、显微形貌与孔结构

Ni，Cr，Al，Y粉末材料在最终温度为1280 ℃下保温3 h得到的Ni-Cr-Al-Y多孔材料的宏观形貌见图1。径向膨胀率、开孔隙率和最大孔径如表2所示。结合图1与表2可知，所有的生坯经烧结后发生了径向膨胀，但彼此的径向膨胀率相差不大，只有Ni-Cr-Al组和Ni-Cr-Al-2Y组的膨胀接近10%，说明少量稀土Y的添加对Ni-Cr-Al多孔材料的径向膨胀率影响不大。根据表2所示的开孔隙率进行分析，所有烧结获得的样品开孔隙率相差不多，整体孔隙率较高，且均在45%以上，说明少量稀土Y的添加对Ni-Cr-Al多孔材料的最大孔径影响不大。根据表2所示的最大孔径进行分析，烧结获得样品的最大孔径相差不多，均在23 μm左右，说明少量稀土Y的添加对Ni-Cr-Al多孔材料的最大孔径影响不大。Ni-Cr-Al-Y多孔材料的宏观形貌都表现出近圆形，与生坯的圆饼形相似，外观上也无明显的弯曲与变形等宏观缺陷。综上所述，最终烧结温度为1280 ℃，成形效果极佳，少量稀土Y的添加对Ni-Cr-Al多孔材料的孔结构没有较为明显的影响。

图1 Ni-Cr-Al-Y多孔材料的宏观形貌

表2 Ni-Cr-Al-Y多孔材料孔结构参数

Tab.2 Main pore structure parameters of porous Ni-Cr-Al-Y alloy

Ni-Cr-Al组，Ni-Cr-Al-0.5Y组，Ni-Cr-Al-1Y组，Ni-Cr-Al-1.5Y组，Ni-Cr-Al-2Y组多孔材料氧化前的表面形貌如图2a—e所示。由图2可以看出，不同Y含量的Ni-Cr-A-Y合金多孔材料都具有良好的成形性，并且孔隙完整且连通。微观表面的基体骨架较大，孔隙尺寸，分布均匀，孔隙间连通且在相同的标尺下，Ni-Cr-Al组，Ni-Cr-Al-0.5Y组，Ni-Cr-Al-1Y组，Ni-Cr-Al-1.5Y组和Ni-Cr-Al-2Y组的微观孔结构都不具有明显的差距，也同样可以验证上文中所描述的孔结构成形较好。

图2 Ni-Cr-Al-Y多孔材料的表面形貌

3 结果与讨论

3.1 Ni-Cr-Al-Y多孔材料氧化动力学行为

图3为Ni-Cr-Al-Y多孔材料在1000 ℃下氧化后，质量增加随氧化时间的变化曲线。可以看出，在1000 ℃氧化前期，Ni-Cr-Al-Y的氧化质量增加都呈快速上升趋势，中期的上升趋势减缓但持续上升，到了后期，2Y组在220 h后出现了断崖式下降又趋于平稳，其他4组的氧化质量增加趋势降低，出现了平缓的趋势。每一组添加了稀土Y的氧化质量增加在前期（0~40 h）都比Ni-Cr-Al多孔材料的氧化质量增加要高，中期（40~220 h）也存在不相上下的氧化质量增加，但是到了后期（220~400 h），添加Y的4组氧化质量增加便开始低于没有添加Y的Ni-Cr-Al组，尤其是2Y组，220 h后出现了断崖式下降且趋于平稳。

图3 Ni-Cr-Al-Y多孔材料氧化质量增加Δm/m0随氧化时间t的变化曲线

图4为Ni-Cr-Al-Y多孔材料在1000 ℃下(Δ/0)2随氧化时间的变化曲线，其斜率代表平均氧化速率。表3为Ni-Cr-Al-Y多孔材料不同时间段的平均氧化速率，可以由氧化动力学方程式（1）计算得到：

式中：Δ为氧化增加的质量（g）；0为样品的初始质量（g）；p为氧化抛物线常数或氧化速率[(%)2/h]；为氧化时间（h）。

由表3结合图5可知，Ni-Cr-Al-Y多孔材料的氧化质量增加过程主要分为3个阶段，前期（0~40 h）的瞬态氧化阶段，中期（40~220 h）的缓慢增加阶段，最后（220~400 h）阶段则是稳定阶段。前期（0~40 h）是氧化膜快速增长的阶段，此阶段在多孔材料的表面直接与空气接触，表面也存在较多易于氧化的元素，连通且均匀的孔隙使氧气能充分与表面发生氧化反应生成氧化物，且实验氧化温度高，导致氧化物更容易成核容易生长，因此初期氧化速率快；中期（40~220 h）随着氧化的进行，表面有更多的氧化物生成，使多孔材料的表面隔绝空气，表面不容易接触到空气，导致氧化速率下降；后期（220~400 h）随着表面氧化膜的生成和氧化层变厚，氧化向基体扩散越来越难，氧化速率快速下降，并生成稳定的氧化物。

图4 Ni-Cr-Al-Y多孔材料氧化质量增加(Δm/m0)2随氧化时间t的变化曲线

图5 Ni-Cr-Al-Y多孔材料在1000 ℃下(Δm/m0)2的分析

表3 Ni-Cr-Al-Y多孔材料的氧化质量增加抛物线常数p

Tab.3 Parabolic constants Kp of Ni-Cr-Al-xY porous alloys at different oxidation times

3.2 Ni-Cr-Al-Y多孔材料的氧化后孔隙率变化

图6为Ni-Cr-Al-Y多孔材料开孔隙率的变化曲线。从图6可知，随着氧化时间的增加，Ni-Cr-Al-Y多孔材料的开孔隙率是不断下降的，其原因与前文提到的氧化物增多也是有直接关系的。在氧化前期，随着氧化膜的快速生成，孔隙率快速下降，随着氧化时间的延长，氧化质量增加趋势降低，孔隙率的降低速度也随着降低，到后期孔隙率的变化平缓。Ni-Cr-Al组的开孔隙率由初始的48.38%，在1000 ℃下氧化400 h后下降为35.35%，减少率约为26.93%；0.5Y组的开孔隙率由最初的46.05%，在1000 ℃下氧化400 h后下降为34.9%，减少率为24.21%；1Y组的开孔隙率由最初的45.65%，在1000 ℃下氧化400 h后下降为36.79%，减少率约为18.99%；1.5Y组的开孔隙率由最初的49.85%，在1000 ℃下氧化400 h后下降为37.24%，减少率约为25.30%；2Y组的开孔隙率由最开始的47.36%，在1000 ℃下氧化400 h后下降为28.31%，减少率约为40.22%。由此可见，除了2Y组的下降幅度较大之外，其他组的下降幅度均在25%附近，孔隙率下降不明显，且孔隙率整体较高，说明Ni-Cr-Al-Y多孔材料的高温氧化抗性较为优良。

图6 Ni-Cr-Al-Y多孔材料在1000 ℃下开孔隙率随氧化时间的变化曲线

3.3 Ni-Cr-Al-Y多孔材料的物相分析

图7a—e为Ni-Cr-Al-Y多孔材料在1000 ℃下氧化不同时间后的XRD图谱。由图7a可知，Ni-Cr-Al多孔材料烧结完成后的物相组织为-(Cr,Al)Ni，'-(Ni,Cr)3Al以及少量的-NiAl。由图7b—e可知，在添加稀土Y之后，出现了少量的(Ni,Y)固溶体，因此，添加了稀土Y的Ni-Cr-Al-Y多孔材料的初始物相组织与Ni-Cr-Al有所不同，都出现了(Ni,Y)固溶体的同时，-NiAl物相衍射峰减小。由图7a可知，Ni-Cr-Al多孔材料随着氧化时间的延长，材料表面出现了Al的氧化物衍射峰，并且随着时间的延长衍射峰变强；基体组织由/'相向(Cr,Ni)固溶体转变，Al元素在基体组织转变的过程中多数转变为Al的氧化物Al2O3，并最终以氧化物Al2O3的形式存在。

Ni-Cr-Al-0.5Y组和Ni-Cr-Al-1Y组多孔材料随着氧化时间延长，物相变化的XRD综合图谱见图7b—c。可知，稀土Y在前期，首先生成了Y的氧化物Y2O3，这也就是在前期氧化质量增加快速升高的原因。随着Y被氧化生成氧化物之后，基体中的Al也被氧化，生成了大量的氧化物Al2O3。生成的氧化物富集在多孔材料的表面，对内部的金属起保护作用。图7b的物相组织出现了Ni基体元素，但尚未发现NiO的存在，说明氧化层对基体的保护还是起到了一定的作用。图7c显示400 h后在XRD图谱中出现了Y与Al，Cr的混合氧化物Y(Cr,Al)O3，可能是基体内部的Y向外扩散产生了Y(Cr,Al)O3混合氧化物。对基体相分析，表面的基体组织由初始相/'，转变为相组织，最终转变为(Cr,Ni)固溶体，说明表面的Al在被全部氧化之后，Al由内部向表面迁移，并与氧结合生成了Al2O3。

Ni-Cr-Al-1.5Y组多孔材料随着氧化时间延长，物相变化的XRD综合图谱见图7d。可知，初始的物相组织主要为/'、少量的相和(Ni,Y)固溶体。随着氧化时间的推移，材料表面生成了Y的氧化物和少量Al的氧化物，但是也有Y与Al，Cr的混合氧化物Y(Cr,Al)O3生成，但后续就消失了，且在20 h时就生成了Al的氧化物，结合图7c可证明，稀土Y的增加可以促进Al2O3的生成[8—9]，即Y在金属表面快速生成氧化物，降低了Al生产Al2O3的临界浓度，起到一定促进作用。到了300 h之后消失的混合氧化物Y(Cr,Al)O3又重新出现，说明在金属基体内部还是有少量的Y存在，在持续的氧化过程中，Y又重新出现在金属表面，并出现了Y2O3和Al的混合氧化物YAlO3，稳定性高于Y2O3[10]。由此可以分析，在氧化过程中稀土Y的移动方向有从基体内部向表面运动的趋势。表面持续存在的Y2O3，说明Y的氧化物有着较强的高温稳定性。

Ni-Cr-Al-2Y组多孔材料随着氧化时间延长，物相变化的XRD综合图谱见图7e。可知，在氧化20 h后，金属表面产生了Y的氧化物和Al的氧化物，再一次证明Y2O3的生成在一定程度上有促进Al2O3生成的倾向。在140 h时，在XRD的图谱中出现了少量的NiO相，且结合图3可知，在70 h之后Ni-Cr-Al-2Y组的氧化质量增加速度明显超过了其他4组，尤其是与3组添加Y的Ni-Cr-Al-Y对比。说明Ni-Cr-Al-2Y组在Al被空气氧化成Al2O3的同时，还有Ni转变为NiO的过程同时进行，即基体元素Ni被氧化。在后续的300 h和400 h的XRD都可以看到NiO的出现，说明140 h出现的NiO不是偶然出现的，基体元素Ni被氧化生成了氧化物[11]。NiO的氧化规律为直线型，即在氧化时间充足的前提下，表面形成的NiO会重复生成脱落再生成再脱落的循环，因此可以断定，只要持续有NiO的生成，材料就一直会被氧化直至失去稳定氧化层的保护。

图7 Ni-Cr-Al-Y多孔材料1000 ℃氧化不同时间的XRD图谱

3.4 Ni-Cr-Al-Y多孔材料的氧化后表面形貌特征

Ni-Cr-Al-Y多孔材料氧化前具有良好的成形性，并且孔洞完整且连通。表面的基体骨架较大，孔隙尺寸分布均匀，孔隙间连通，如图2所示。Ni-Cr-Al-Y多孔材料在1000 ℃氧化400 h的表面形貌见图8a—e。可以看出，Ni-Cr-Al-Y多孔材料在1000 ℃下氧化400 h后依旧没有出现孔堵塞现象，与氧化前的表面形貌保持着较高的统一，只是在表面出现颗粒状或者絮状的附着物，对孔结构影响不大。无论是从热力学角度分析还是氧化行为分析，得到的答案都与上述分析不谋而合，即Ni-Cr-Al多孔材料的高温氧化产物主要为Al2O3，Cr2O3，NiAl2O4，但Cr2O3在900 ℃以上高温稳定性较差[12]，所以在1000 ℃时，Ni-Cr-Al-Y存在的氧化物一般为Al2O3，Y2O3与少量的Y(Cr,Al)O3[10]。

图8 Ni-Cr-Al-Y多孔材料在1000 ℃氧化400 h的SEM形貌

图9a—e为Ni-Cr-Al-Y多孔材料在1000 ℃氧化400 h的能谱（Energy dispersive spectrometer，EDS）图。由图7知，Ni-Cr-Al-Y多孔材料在1000 ℃氧化400 h后的相组成较为简单，为(Cr,Ni)固溶体，Al2O3，Y2O3和混合氧化物Y(Cr,Al)O3，但2Y组额外有NiO，因此可以在EDS上看到明显的基体组织和氧化层。Ni-Cr-Al的EDS见图9a，其中主要分为两部分，灰色的基体和深灰色的氧化层。从表4测试点的结果可以得出，Ni-Cr-Al多孔材料在1000 ℃氧化400 h后得到的基体组织为(Ni,Cr)固溶体，而氧化层组织为Al2O3为主的氧化物。

图9b—d分别为Ni-Cr-Al-0.5Y，Ni-Cr-Al-1Y，Ni-Cr-Al-1.5Y多孔材料的EDS，可以看出主要分为3部分，灰色的基体、接近基体的深灰色的内氧化层与少量灰白色的外氧化层[13—14]。从表4测试点的结果可以得出，Ni-Cr-Al-0.5Y，Ni-Cr-Al-1Y，Ni-Cr-Al-1.5Y多孔材料在1000 ℃氧化400 h后得到的基体组织均为(Ni,Cr)固溶体，而接近基体的内氧化层组织为Al2O3为主的氧化物，远离基体的外氧化层除了Al2O3外，还具有少量的Y2O3与YAlO3钙钛矿的混合氧化物。

Ni-Cr-Al-2Y多孔材料在1000 ℃氧化400 h的EDS见图9e，也可以看出主要分为3部分，与其他几组相同，灰色的基体、接近基体的深灰色的内氧化层与少量灰白色的外氧化层。从表4测试点的结果可以得出，Ni-Cr-Al-2Y多孔材料在1000 ℃氧化400 h后得到的基体组织均为(Ni,Cr)固溶体，而接近基体的内氧化层组织为Al2O3为主的氧化物，远离基体的外氧化层除了Al2O3，增加了大量的Y2O3偏聚，这可能是导致出现NiO的原因[8,15]。

表4 图9中A—O点的EDS成分测试结果（原子数分数）

Tab.4 EDS composition test results of A—O in Fig.9 (atom fraction) %

图9 Ni-Cr-Al-Y多孔材料1000 ℃氧化400 h的EDS

图10为Ni-Cr-Al-2Y多孔材料在1000 ℃下氧化400 h后的线扫描能谱。该线从左到右前后经过了4次氧化层，可以明显看出来，在氧化层附近的相基本为Al2O3和少量的Y2O3，基体相也符合前面的分析，为(Ni,Cr)固溶体。在25 μm左边出现了Y2O3的富集，并且出现了一定的Ni凸起，符合以上对NiO的猜想，确定是Y2O3的偏聚，使Al2O3含量较少，且Y2O3氧化膜致密性较差，氧可以透过Y2O3氧化膜，直接与基体接触，导致基体元素Ni被氧化。

4 Ni-Cr-Al-Y的氧化机理

Ni-Cr-Al多孔材料的氧化机理是由动力学和热力学共同影响的，在高温下生成的高温产物不外乎是Al2O3，Cr2O3，Ni(Cr,Al)O4。Ni在高温时产生的氧化物NiO是一种不饱和的氧化物，而且会随着时间的延长，不断脱落，再生成新的NiO，破坏了基体被氧化和脱落引起的循环，并随着时间的延长会出现宏观方面的缺陷，因此，镍基高温合金的突破点之一就在于获得一种能在短时间获得氧化膜并能保护基体的合金。稀土金属因其具有较高的活性，又被称为活性元素，在一些化学反应中起到促进作用。

稀土金属Y因为具备较高的活性，所以在较低温度下就会被迅速氧化，生成的氧化物Y2O3，Y和Y2O3都会使后期生成的物质晶粒细化，之后生成的氧化物在以Y2O3为基础的周围生成氧化物层。因为后续产生的氧化物会分布在Y2O3的周围，所以导致新的氧化物层被Y2O3以“钉扎”的方式增加了其氧化膜的粘附性[18]。Y2O3的生成降低了Al生成氧化物所需要的临界浓度，从而降低了Al2O3的生成难度，从对Ni-Cr-Al-0.5Y组与Ni-Cr-Al-1Y，Ni-Cr-Al-1.5Y，Ni-Cr-Al-2Y组的对比中不难发现，增加Y含量在一定程度上可以促进Al2O3在短时间内生成，但在Ni-Cr-Al-2Y的氧化过程中Al2O3的生成出现了断崖式的下降，结合物相分析可以得知，过量的Y会降低Ni-Cr-Al多孔材料的抗氧化能力，即过量Y2O3的偏聚使氧化层透过氧气的能力增加，使内部基体通过Y2O3的偏聚而被氧化[19—20]。

图10 Ni-Cr-Al-2Y多孔材料的线扫描能谱

Ni-Cr-Al-Y在氧化过程中主要有以下的几个氧化过程：① 氧化初期，稀土金属Y与空气接触在低温时快速生成了Y2O3，使氧化后质量快速增加，并且Y2O3的生成会使周围的贫Al相发生氧化的临界含量降低，并能生成Al的氧化物；② 氧化时间进行到中期之后，生成的Al2O3代替Y2O3成为氧化膜的主要组成成分，又由于Y2O3“钉扎”作用的存在，使生成的Al2O3氧化膜具有良好的粘附性，并且成为致密的氧化膜附着在材料表面；③ 氧化后期，材料表面生成大量的氧化膜，防止外界的氧气与内部基体发生反应，保护基体。

5 结论

1）Ni-Cr-Al-Y多孔材料的恒温氧化行为受氧化时间的影响，在氧化400 h后，Ni-Cr-Al，Ni-Cr-Al-0.5Y，Ni-Cr-Al-1Y，Ni-Cr-Al-1.5Y的氧化速率分别为0.181，0.178，0.176，0.169 %2/h。高温氧化动力学曲线基本符合抛物线趋势，并且表现出优异的高温抗氧化性能。

2）Ni-Cr-Al-Y多孔材料氧化前后都具有较高的孔隙率，说明稀土Y的添加对Ni-Cr-Al高温氧化后的孔隙率没有明显的影响，对其应用于高温除尘提供了一定的理论基础。

3）Ni-Cr-Al-Y多孔材料在1000 ℃氧化400 h后的氧化产物主要以Al2O3和Y2O3为主，加以少量YAlO3钙钛矿，只有Ni-Cr-Al-2Y出现了NiO，即过量的Y的添加，会出现Y2O3偏聚，影响Ni-Cr-Al-Y多孔材料的高温抗氧化性。

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Effect of Rare Earth Metal Y on High Temperature Oxidation Resistance of Ni-Cr-Al Porous Materials

WU Liang, DUAN Zhen, ZHANG Rui, YANG Ge, XIAO Yi-feng, QIAN Jin-wen, ZHANG Qian-kun, ZHANG Ming-hua

(a. School of Mechanical Engineering, Xiangtan University; b. Hunan Provincial Key Laboratory of Welding Robots and Application Technology; c. Engineering Research Center of the Ministry of Education for Complex Trajectory Processing Technology and Equipment, Xiangtan University, Xiangtan 411105, China)

To study the effect of rare earth metal Y on the high-temperature oxidation resistance of Ni-Cr-Al porous materials, as well as to explore the application principles of nickel-based porous materials. The porous materials were prepared by powder metallurgy with Ni, Cr, and Al as raw materials and added rare earth Y. The oxidation kinetics curve after oxidation at different temperatures and in different time periods and the rare earth metal Y in the oxidation process effect was studied. The oxidizing weight of the Ni-Cr-Al-Y group increased higher than that of the Ni-Cr-Al porous material in the early stage (0-40 h), which was similar in the medium term (40-220 h) but lower in the later period (220-400 h) than the Ni-Cr-Al group. After 400 h of oxidation at 1000 ℃, the open porosity of Group 2Y was about 40.22%, and the decrease in the other groups was about 25%. The Ni-Cr-Al-Y porous material (Ni,Y) solid solution appeared in the initial phase structure, and the diffraction peak of-NiAl phase decreased. The main role of rare earth metal Y is to reduce the concentration of Al2O3formed by the poor Al phase in the early stage, play a “pinning” role in the middle stage with isolate the air at late stage.

rare earth metal Y; powder metallurgy; high temperature oxidation resistance; Ni-Cr-Al porous material

10.3969/j.issn.1674-6457.2021.02.008

TG425

A

1674-6457(2021)02-0048-08

2020-10-24

国家自然科学基金（51504213）；湖南省教育厅优秀青年项目（17B250）；开放课题（AWJ-20-M02）

吴靓（1986—），女，博士，副教授，主要研究方向为粉末冶金技术、多孔材料的制备、材料的腐蚀与防护及催化性能、异种材料的钎焊等。

肖逸锋（1975—），男，博士，教授，主要研究方向为耐磨材料、多孔材料和异种合金焊接。