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铝质量分数对FeCrAl合金多孔材料性能的影响

郭菲, 余航, 高振城, 马骏梁, 张惠斌

郭菲, 余航, 高振城, 马骏梁, 张惠斌. 铝质量分数对FeCrAl合金多孔材料性能的影响[J]. 粉末冶金技术, 2022, 40(2): 145-151. DOI: 10.19591/j.cnki.cn11-1974/tf.2021100003
引用本文: 郭菲, 余航, 高振城, 马骏梁, 张惠斌. 铝质量分数对FeCrAl合金多孔材料性能的影响[J]. 粉末冶金技术, 2022, 40(2): 145-151. DOI: 10.19591/j.cnki.cn11-1974/tf.2021100003
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GUO Fei, YU Hang, GAO Zhen-cheng, MA Jun-liang, ZHANG Hui-bin. Effect of Al mass fraction on the properties of porous FeCrAl alloys[J]. Powder Metallurgy Technology, 2022, 40(2): 145-151. DOI: 10.19591/j.cnki.cn11-1974/tf.2021100003
Citation: GUO Fei, YU Hang, GAO Zhen-cheng, MA Jun-liang, ZHANG Hui-bin. Effect of Al mass fraction on the properties of porous FeCrAl alloys[J]. Powder Metallurgy Technology, 2022, 40(2): 145-151. DOI: 10.19591/j.cnki.cn11-1974/tf.2021100003
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铝质量分数对FeCrAl合金多孔材料性能的影响

  • 浙江工业大学材料科学与工程学院, 杭州 310014

基金项目: 国家自然科学基金资助项目（51801183）；浙江省自然科学基金资助项目（LGG21E010006）
详细信息
    通讯作者:

    张惠斌: E-mail: zhanghb@zjut.edu.cn

  • 中图分类号: TF124

Effect of Al mass fraction on the properties of porous FeCrAl alloys

  • College of Materials Science and Engineering, Zhejiang University of Technology, Hangzhou 310014, China

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摘要

    摘要
  • 摘要: 铁铬铝（FeCrAl）合金是一种典型的耐热合金，由其开发而成的耐高温金属多孔材料已经在煤气净化、高温催化剂载体等方面获得了广泛的应用。在反应合成制备FeCrAl合金多孔材料过程中，铝质量分数在多孔材料孔结构、力学性能及抗氧化性能等方面具有重要影响。本文在Fe‒20%Cr合金（质量分数）基础上添加不同质量分数的铝粉（0～20%），以铁、铝、铬元素混合粉为原料，通过反应合成方法制备了一系列FeCrAl合金多孔材料（Fe‒20Cr‒xAl，x=0～20%，质量分数），研究了铝质量分数对Fe‒20Cr‒xAl多孔材料物相、孔结构、力学性能以及抗氧化性能的影响。结果表明，添加5%铝（质量分数）的Fe‒20Cr‒xAl多孔材料具有较优的孔隙度和力学性能，同时在600～800 ℃高温氧化实验中表现出最优的抗氧化性能和力学性能稳定性。
    Abstract: The typical heat-resistant FeCrAl alloys have recently been developed as the high-temperature resistant porous materials which are applied widely in the fields of coal-gas purification and high-temperature catalyst carrier. The aluminum mass fraction has an important influence on the pore structure, mechanical property, and oxidation resistance of the FeCrAl alloy porous materials prepared by the reactive synthesis. In this paper, a series of Fe‒20Cr‒xAl alloy porous materials (x=0~20%, mass fraction) were prepared by the reactive synthesis using the mixed Fe, Cr, and Al elemental powders as the raw materials. The effects of Al mass fraction on the phase composition, pore structure, mechanical property, and oxidation resistance of the FeCrAl porous materials were investigated. The results show that, the synthesized Fe‒20Cr‒5Al porous materials possess the superior pore structure and mechanical property, and show the optimal oxidation resistance and mechanical property stability in the high temperature oxidation experiment at 600~800 ℃.
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  • 铁铬铝（FeCrAl）合金多孔材料具有优异的高温强度、高温抗氧化、抗硫化、抗熔融盐腐蚀等性能[1-7]，该种材料的主要成分为铁、铬和铝，价格相对低廉。得益于铝元素在高温下形成的保护性氧化膜，FeCrAl合金多孔材料的耐硫腐蚀性能优于价格较为昂贵的不锈钢以及Inconel 600、Hastelloy X等镍基合金多孔材料[8]，在高温煤气过滤、化工合成气催化剂载体等方面得到了广泛应用[9‒10]。

    粉末烧结FeCrAl合金多孔材料的制造一般从高温冶炼开始，然后通过雾化工艺获得合金粉末，进一步采用成形和烧结获得具有特定宏观外形和微观孔结构的多孔材料。然而，高铝合金的熔炼过程会发生剧烈的铝热反应，易导致熔炼坩埚或炉衬的损坏，合金熔体的氧化损失也无可避免[11]。同时，采用水雾化法制备非球形预合金粉末过程会导致粉末发生不可逆的氧化，而且获得的预合金粉末成形差，烧结活性低，尤其随着Fe‒Cr‒Al体系中铬和铝含量的增加，这些问题会进一步加剧[12]。

    反应合成是解决上述问题的可行途径。使用铁、铬和铝元素混合粉末反应合成工艺，无需耗电大的熔炼和雾化制粉装置，工艺流程大大缩短[12]。该方法的优点还包括原材料成本低廉、成形性好、烧结温度低以及可灵活调整孔结构和合金成分。因此，该方法近年来获得了广泛的研究和应用。在反应合成过程中，铝含量不仅直接决定合金的成分，而且对多孔材料的孔结构、力学性能和高温性能均存在较大影响[13‒14]。研究表明，铝作为造孔元素，反应合成中提高铝含量有利于孔隙度的增加[15]。但是，过量的铝会增加材料的脆性，引起力学性能的下降[16]。同时，铝作为钝化膜形成元素，其含量对高温使用寿命有重大影响[17]。因此，优化FeCrAl合金多孔材料的铝含量，寻求材料孔隙度与力学性能、抗高温氧化性能之间的平衡点，是获得综合性能优异的反应合成FeCrAl合金多孔材料的关键。

    本文在Fe‒20%Cr（质量分数）合金基础上分别添加质量分数0%、5%、10%和20%的铝，采用铁、铬和铝元素混合粉末反应合成工艺制备了含有不同质量分数铝的FeCrAl合金多孔材料（Fe‒20Cr‒xAl，x=0～20%），系统研究铝质量分数对材料的孔隙度、力学性能和高温抗氧化性能的影响，并分析相关机理。

    1.   实验材料及方法

    1.1   样品制备

    以电解铁粉（43 μm，99.5%）、气雾化铝粉（38 μm，99.0%）、机械粉碎铬粉（8.0 μm，99.8%）等元素粉为原料，根据Fe‒20Cr、Fe‒20Cr‒5Al、Fe‒20Cr‒10Al和Fe‒20Cr‒20Al（质量分数）的配比称取各元素粉末，并置于V型混料机中进行混合，每批粉末混合12 h。采用钢模冷压（200 MPa）将混合均匀的粉末成形为圆片状（ϕ20 mm×2 mm）和骨棒状（测试区10 mm×4 mm×2 mm）试样，分别用于孔结构以及力学性能测试。将试样置于真空炉中烧结，真空度为1.0×10‒2 Pa。采用梯度升温烧结工艺，在650 ℃和1100 ℃恒温保持2 h，以避免在元素粉反应合成过程中剧烈放热可能引起的自蔓延反应。最终烧结温度为1250 ℃，保温时间2 h，以获得成分扩散均匀、力学强度良好的多孔体试样。

    1.2   氧化实验

    依据《钢及高温合金的抗氧化性测定试验方法HB 5258-2000》标准相关要求开展氧化实验。氧化实验在马弗炉中进行，测试氛围为空气，测试温度分别为600、700和800 ℃，温度偏差不超过±5 ℃。测试总时长100 h，测试过程中按一定时间间隔取出样品，冷却至室温后，采用分析天平进行质量测试，天平精度为1.0 × 10−7 kg，并根据质量变化绘制试样高温氧化质量变化曲线。

    1.3   表征

    采用阿基米德排水法测量多孔材料的开孔隙度，其计算公式如式（1）所示。

    $$ {\theta _0}{\text{ = }}\frac{{{\rho _0}\left( {{m_1} - {m_0}} \right)}}{{{\rho _1}\left( {{m_1} - {m_2}} \right)}} \times 100\text{%} $$ (1)

    式中：θ0为多孔材料的开孔隙度，%；ρ0为纯水密度，g·cm‒3；ρ1为完全填充多孔材料的石蜡密度，g·cm‒3；m0为干燥试样的质重，g；m1为被石蜡完全填充的试样在空气中的质重，g；m2为被石蜡完全填充的试样在纯水中的质重，g。

    采用泡压法测定多孔材料的孔径，使用FBP-Ⅲ型多孔材料性能检测仪测试。选用对FeAl合金有良好浸润性的体积分数95%的乙醇水溶液作为浸润介质，其接触角ω ≈ 0，记录均匀产生气泡的压力数据，按下式（2）进行计算，求出材料的平均孔径（d）。

    $$ d = \frac{{4\gamma }}{{\Delta P}} $$ (2)

    式中：γ为液体介质的表面张力，N·m‒1；ΔP为压力，Pa。

    利用Instron 5984型万能试验机检测多孔材料的力学性能，通过Dmax 2500 VB型X射线衍射仪（X-ray diffraction，XRD）测试材料的物相，采用JEOL JXA-8530F型场发射扫描电镜（field emission scanning electron microscope，FESEM）观察试样的横截面和氧化后微观结构。

    2.   结果与讨论

    2.1   铝质量分数对相组成、孔结构和力学性能的影响

    2.1.1   相组成

    图1为所制备的不同铝含量FeCrAl合金多孔材料的X射线衍射谱图。可以看到，当铝质量分数为0～10%时，FeCrAl合金呈现为α铁素体相（FeCr），Cr和Al元素均固溶于α-Fe中；由于Al原子半径较大，衍射峰随铝含量增加出现一定的左移。当铝质量分数增加到20%，Fe‒20Cr‒20Al样品呈现为B2结构FeAl相，属于金属间化合物，Cr固溶于FeAl相中[16]。上述样品经1250 ℃烧结后均呈现为单一相，说明反应合成过程元素已经充分扩散均匀。

    图  1  Fe‒20Cr‒xAl多孔材料X射线衍射谱图
    Figure  1.  XRD patterns of the Fe‒20Cr‒xAl porous materials
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    2.1.2   孔结构

    图2所示为制备的不同铝含量FeCrAl合金多孔材料试样的截面形貌。从图中可以看出，四种试样均具有明显的多孔结构。整体而言，随着Al含量的增加，材料的开孔隙度和孔径均增加；试样的烧结颈发育良好，孔隙相互连通，说明已达到良好的烧结状态。根据图3中样品开孔隙度和平均孔径测试结果可知，随试样中铝含量提高，试样开孔隙度从16.8%升高至55.5%，平均孔径由5.8 μm变为76.1 μm，说明铝元素具有明显的造孔作用。

    图  2  多孔材料的孔结构：（a）Fe‒20Cr；（b）Fe‒20Cr‒5Al；（c）Fe‒20Cr‒10Al；（d）Fe‒20Cr‒20Al
    Figure  2.  Pore structures of the porous materials: (a) Fe‒20Cr; (b) Fe‒20Cr‒5Al; (c) Fe‒20Cr‒10Al; (d) Fe‒20Cr‒20Al
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    图  3  Fe‒20Cr‒xAl合金多孔材料的开孔隙度和平均孔径
    Figure  3.  Open porosities and the average pore sizes of the porous Fe‒20Cr‒xAl materials
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    如图2（a）所示，相较于添加铝的样品，Fe‒20Cr试样孔径及开孔隙度较低。由于铁和铬元素熔点差异小，偏扩散系数差异小，因此两者间几乎不存在明显的Kirkendall效应，在自由能驱动下，烧结过程中原始粉末间隙孔会进一步下降；铝和铁、铬的熔点差异大，在反应合成过程中存在显著的Kirkendall效应，因此会发生显著的Kirkendall效应造孔[18‒19]。在粉末原始间隙孔基础上，由于偏扩散过程中金属间化合物生长导致的体积膨胀和铝液流出成孔，添加铝的样品烧结后孔隙度大幅度增加[15]。此外，研究表明，Fe‒Al和Cr‒Al金属间化合物的相变过程也对孔隙的发展存在重要作用[1,12,20]。因此，随Al含量的增加，Al元素和Fe、Cr元素间的反应造孔作用也愈加显著，从而提高了孔隙度；在Al元素增加的同时，骨架元素Fe含量降低，总体孔隙数量下降，因而单个孔隙尺寸增大。

    2.1.3   力学性能

    Fe‒20Cr‒xAl合金多孔材料的拉伸强度和断裂延伸率如图4所示。由图可知，当铝质量分数从0%增加到20%，试样的拉伸强度从297.1 MPa减小至29.9 MPa，并且出现连续降低的趋势；其断裂延伸率随铝含量的增加同样呈现不断减小的趋势，断裂伸长率从14.5%降低至3.2%。多孔材料的力学性能主要受孔结构和材料本征性能两方面的影响。一方面，多孔结构本身力学性能较差，且随孔隙度的增加，试样的结构强度降低；另一方面，当韧塑性较优异的铁素体相转变为脆性的金属间化合物B2结构FeAl相后，试样的本征力学性能下降[16]。可见，Al元素的添加对多孔材料在室温下的强度和韧性有较大的负面影响，通过增加Al含量来提高孔隙度的代价是牺牲材料的力学性能。

    图  4  Fe‒20Cr‒xAl合金多孔材料的拉伸强度和断裂伸长率
    Figure  4.  Tensile strength and elongation of the porous Fe‒20Cr‒xAl materials
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    2.2   铝质量分数对材料抗高温性能的影响

    2.2.1   抗高温氧化性能

    图5为Fe‒20Cr、Fe‒20Cr‒5Al、Fe‒20Cr‒10Al和Fe‒20Cr‒20Al四种多孔材料在600、700和800 ℃干燥空气中循环氧化的质量增重曲线。由图可以看到，四种多孔材料经过100 h循环氧化后，Fe‒20Cr试样氧化增重最严重，其在600、700、800 ℃下氧化增重率分别为0.94%、2.93%、4.85%；Fe‒20Cr‒5Al在600、700、800 ℃下都具有最低的氧化增重率，分别是0.06%、0.39%、1.07%。几种微孔材料的比表面积（Fe‒20Cr‒0Al 0.55 m2∙g‒1、Fe‒20Cr‒5Al 0.58 m2∙g‒1、Fe‒20Cr‒10Al 0.57 m2∙g‒1、Fe‒20Cr‒20Al 0.62 m2∙g‒1）差别不大，因此，多孔材料的质量变化速率可以用于评价材料的抗高温氧化性能。整体而言，FeCrAl合金试样优于FeCr合金试样，说明高温下Cr2O3的保护作用逊色于Al2O3。Fe‒20Cr‒5Al样品质量增量较低，10Al和5Al样品的抗高温性能相近，20Al样品氧化增重率与5Al样品相比稍大。

    图  5  Fe‒20Cr‒xAl合金多孔材料循环氧化质量增重曲线：（a）600 ℃；（b）700 ℃；（c）800 ℃
    Figure  5.  Mass gain curves of the Fe‒20Cr‒xAl porous materials oxidized at different temperatures: (a) 600 ℃; (b) 700 ℃; (c)800 ℃
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    几种试样的循环氧化质量增加曲线表现出两阶段特征。在前30 h的氧化初始阶段，多孔试样的质量变化与氧化时间呈抛物线规律。通常这种多孔材料的质量变化过程可以采用Wagner公式[21]进行描述，如式（3）所示。

    $$ {\left( {\frac{{\Delta m}}{{{m_0}}}} \right)^2} = {k_{\text{p}}}t + C $$ (3)

    式中：∆m为氧化后的质量变化量，m0为样品的初始质量，kp为抛物线常数，t为氧化时间，C为常数。这种抛物线速率氧化常与氧化膜的构建和多孔材料的孔结构存在有关[21]。在30 h以后，四种材料的氧化增重基本呈现为线性变化，说明材料表面已经形成稳定的氧化膜，可以阻碍氧的向内扩散以及金属元素的向外传输，起到隔绝金属材料基体和外界氧化性氛围的作用。表1汇总了这四种多孔材料氧化初期30 h内的抛物线速率常数以及之后线性速率常数。总体来说，Al质量分数为5%～10%的样品在高温氧化初期更好地遵循抛物线规律，而且在增重阶段线性速率较低，说明形成的氧化膜具有更好的保护性。

    表  1  Fe‒20Cr‒xAl合金多孔材料在初始和稳定阶段的氧化速率常数和拟合系数（R2）
    Table  1.  Oxidation rate constants and the fitting coefficients (R2) of the porous Fe‒20Cr‒xAl materials in the initial and subsequent stable oxidation stages
    试样抛物线速率常数 / (%·h‒1)R2线性速率常数 / (%·h‒1)R2
    Fe‒20Cr （600 ℃）8.7×10−30.804.0×10−30.99
    Fe‒20Cr‒5Al（600 ℃）5.2×10−40.862.5×10−40.89
    Fe‒20Cr‒10Al（600 ℃）1.4×10−30.693.0×10−40.99
    Fe‒20Cr‒20Al（600 ℃）1.7×10−30.726.3×10−40.98
    Fe‒20Cr （700 ℃）5.3×10−20.791.4×10−20.98
    Fe‒20Cr‒5Al（700 ℃）5.0×10−30.951.4×10−30.88
    Fe‒20Cr‒10Al（700 ℃）5.2×10−30.951.8×10−30.92
    Fe‒20Cr‒20Al（700 ℃）9.0×10−30.984.4×10−30.98
    Fe‒20Cr （800 ℃）9.0×10−20.902.1×10−20.96
    Fe‒20Cr‒5Al （800 ℃）1.5×10−20.985.0×10−30.99
    Fe‒20Cr‒10Al（800 ℃）1.9×10−20.976.5×10−30.98
    Fe‒20Cr‒20Al（800 ℃）4.0×10−20.871.1×10−20.99
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    图6为四种不同铝含量FeCrAl多孔材料在800 ℃下氧化100 h后的X射线衍射谱图。在Fe‒20Cr试样谱图上可见到Cr2O3和Fe2O3的峰，其中Cr2O3峰较明显。在Fe‒20Cr‒5Al、Fe‒20Cr‒10Al和Fe‒20Cr‒20Al试样的X射线衍射图谱上可看到α-Al2O3相的衍射峰，也可以观察到微弱的γ-Al2O3相衍射峰。γ-Al2O3一般是铝氧化物的初生产物，在高温氧化过程中会逐渐转变为α-Al2O3[22]。此外，在Fe‒20Cr‒5Al和Fe‒20Cr‒10Al样品上还可以观察到微弱的氧化铬，而在Fe‒20Cr‒20Al样品上几乎观测不到铁、铬氧化物的X射线衍射信号。说明，随着试样铝含量的增加，氧化膜逐渐向纯的氧化铝膜转变。结合氧化增重结果可以推测，铝元素引入后试样抗高温氧化性能的提升得益于氧化铝膜对氧化铬膜的替代，但是微量存在的氧化铬反而有利于提高氧化铝膜的保护性。

    图  6  800 ℃氧化100 h后Fe‒20Cr‒xAl合金多孔材料的X射线衍射谱图
    Figure  6.  XRD patterns of the Fe‒20Cr‒xAl porous materials oxidized at 800 ℃ for 100 h
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    图7是Fe‒20Cr‒xAl多孔材料在800 ℃下氧化100 h后的表面显微形貌。由图可以看到，四个试样多孔骨架表面均被氧化物覆盖。根据能谱分析结果，Fe‒20Cr样品骨架上的颗粒状物质为氧化铬，其余为铁氧化物，这种氧化膜在高温下的保护性相对较差。Fe‒20Cr‒5Al样品表面可以发现一些“须状”氧化物，其主要成分为氧化铝。这种须状的氧化铝常见于其他FeCrAl合金高温氧化层，一般认为是铝元素向外扩散并氧化形成的γ-Al2O3[23]。这种氧化层一般呈现为双层结构，须状γ-Al2O3的下层为致密的α-Al2O3及复合氧化物层，可以为金属基体提供良好的保护[24]。随着铝含量的进一步提高，表面的氧化层逐渐转化为连续单一的氧化铝。同时，可以注意到氧化铝层从须状结构转变为等轴结构。有文献认为[23]，这种须状γ-Al2O3是在氧化初期由于表面铝含量不足，铝元素从铁铬氧化物间隙中往外扩散、氧化和生产所导致；当铝含量提高后，铝的选择性氧化足以形成连续单一的氧化铝膜层。这一结果与X射线衍射分析结果相符合。但是，从氧化速率来看，Fe‒20Cr‒20Al样品的氧化速率高于Fe‒20Cr‒5Al样品，说明这种单一的氧化铝膜的保护性并非是最理想的。高铝样品抗氧化性能的下降可能是由于足量铝的选择性氧化抑制了铁铝和铬铝复合氧化物的生成，氧化膜的晶格缺陷和氧化膜与基体的应力增加使氧化膜隔绝氧和金属离子扩散的能力下降[25]。

    图  7  多孔材料在800 ℃氧化100 h后显微形貌：（a）Fe‒20Cr‒0Al；（b）Fe‒20Cr‒5Al；（c）Fe‒20Cr‒10Al；（d）Fe‒20Cr‒20Al
    Figure  7.  SEM images of the porous materials oxidized at 800 ℃ for 100 h: (a) Fe‒20Cr‒0Al; (b) Fe‒20Cr‒5Al; (c) Fe‒20Cr‒10Al; (d) Fe‒20Cr‒20Al
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    2.2.2   高温力学性能稳定性

    如图8所示，随着氧化时间的增加，几种FeCrAl合金多孔材料的拉伸强度和断裂伸长率均呈现连续下降的趋势。其中，Fe‒20Cr‒0Al、Fe‒20Cr‒10Al和Fe‒20Cr‒20Al样品的拉伸强度显著下降，下降幅度分别达32.6%、40.9%和41.8%，而Fe‒20Cr‒5Al样品仅下降了14.4%；从断裂延伸率来看，Fe‒20Cr‒0Al、Fe‒20Cr‒10Al和Fe‒20Cr‒20Al样品分别下降了31%、55.6%和52.1%，而Fe‒20Cr‒5Al样品仅下降了24.4%。可见，相较于其他三种样品，Fe‒20Cr‒5Al多孔材料在800 ℃氧化后可以较好地维持力学性能。这一规律与氧化增重规律基本一致，说明氧化导致的基体金属消耗所引起结构强度下降是高温力学性能下降的主要原因。

    图  8  800 ℃下Fe‒20Cr‒xAl合金多孔材料的拉伸强度（a）和断裂伸长率（b）与氧化时间的关系
    Figure  8.  Tensile strength (a) and elongation (b) of the Fe‒20Cr‒xAl porous materials oxidized at 800 ℃ for the different oxidation times
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    3.   结论

    （1）采用元素混合粉反应合成方法制备了Fe‒20Cr、Fe‒20Cr‒5Al、Fe‒20Cr‒10Al、Fe‒20Cr‒20Al合金多孔材料。Al质量分数从0%增加到20%过程中，Fe‒20Cr‒xAl从铁素体转变为B2 FeAl相。多孔试样的开孔隙率和平均孔径显著增大，而拉伸强度和断裂伸长率逐渐减小。

    （2）在600、700和800 ℃下循环氧化100 h后，相较于Fe‒20Cr样品，引入铝元素后，氧化增重率显著下降，其中Fe‒20Cr‒5Al样品的氧化增重率均最低。氧化膜分析表明复合氧化物构成的氧化膜具有更好的保护性。

    （3）在800 ℃下循环氧化100 h过程中，Fe‒20Cr‒5Al的拉伸强度、断裂伸长率变化较小。结合孔隙度和抗氧化实验结果可知，Fe‒20Cr‒5Al合金多孔材料具有较好的综合性能。

  • 图  1   Fe‒20Cr‒xAl多孔材料X射线衍射谱图

    Figure  1.   XRD patterns of the Fe‒20Cr‒xAl porous materials

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    图  2   多孔材料的孔结构：（a）Fe‒20Cr；（b）Fe‒20Cr‒5Al；（c）Fe‒20Cr‒10Al；（d）Fe‒20Cr‒20Al

    Figure  2.   Pore structures of the porous materials: (a) Fe‒20Cr; (b) Fe‒20Cr‒5Al; (c) Fe‒20Cr‒10Al; (d) Fe‒20Cr‒20Al

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    图  3   Fe‒20Cr‒xAl合金多孔材料的开孔隙度和平均孔径

    Figure  3.   Open porosities and the average pore sizes of the porous Fe‒20Cr‒xAl materials

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    图  4   Fe‒20Cr‒xAl合金多孔材料的拉伸强度和断裂伸长率

    Figure  4.   Tensile strength and elongation of the porous Fe‒20Cr‒xAl materials

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    图  5   Fe‒20Cr‒xAl合金多孔材料循环氧化质量增重曲线：（a）600 ℃；（b）700 ℃；（c）800 ℃

    Figure  5.   Mass gain curves of the Fe‒20Cr‒xAl porous materials oxidized at different temperatures: (a) 600 ℃; (b) 700 ℃; (c)800 ℃

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    图  6   800 ℃氧化100 h后Fe‒20Cr‒xAl合金多孔材料的X射线衍射谱图

    Figure  6.   XRD patterns of the Fe‒20Cr‒xAl porous materials oxidized at 800 ℃ for 100 h

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    图  7   多孔材料在800 ℃氧化100 h后显微形貌：（a）Fe‒20Cr‒0Al；（b）Fe‒20Cr‒5Al；（c）Fe‒20Cr‒10Al；（d）Fe‒20Cr‒20Al

    Figure  7.   SEM images of the porous materials oxidized at 800 ℃ for 100 h: (a) Fe‒20Cr‒0Al; (b) Fe‒20Cr‒5Al; (c) Fe‒20Cr‒10Al; (d) Fe‒20Cr‒20Al

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    图  8   800 ℃下Fe‒20Cr‒xAl合金多孔材料的拉伸强度（a）和断裂伸长率（b）与氧化时间的关系

    Figure  8.   Tensile strength (a) and elongation (b) of the Fe‒20Cr‒xAl porous materials oxidized at 800 ℃ for the different oxidation times

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    表  1   Fe‒20Cr‒xAl合金多孔材料在初始和稳定阶段的氧化速率常数和拟合系数（R2）

    Table  1   Oxidation rate constants and the fitting coefficients (R2) of the porous Fe‒20Cr‒xAl materials in the initial and subsequent stable oxidation stages

    试样抛物线速率常数 / (%·h‒1)R2线性速率常数 / (%·h‒1)R2
    Fe‒20Cr （600 ℃）8.7×10−30.804.0×10−30.99
    Fe‒20Cr‒5Al（600 ℃）5.2×10−40.862.5×10−40.89
    Fe‒20Cr‒10Al（600 ℃）1.4×10−30.693.0×10−40.99
    Fe‒20Cr‒20Al（600 ℃）1.7×10−30.726.3×10−40.98
    Fe‒20Cr （700 ℃）5.3×10−20.791.4×10−20.98
    Fe‒20Cr‒5Al（700 ℃）5.0×10−30.951.4×10−30.88
    Fe‒20Cr‒10Al（700 ℃）5.2×10−30.951.8×10−30.92
    Fe‒20Cr‒20Al（700 ℃）9.0×10−30.984.4×10−30.98
    Fe‒20Cr （800 ℃）9.0×10−20.902.1×10−20.96
    Fe‒20Cr‒5Al （800 ℃）1.5×10−20.985.0×10−30.99
    Fe‒20Cr‒10Al（800 ℃）1.9×10−20.976.5×10−30.98
    Fe‒20Cr‒20Al（800 ℃）4.0×10−20.871.1×10−20.99
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    • 参考文献(25)
  • [1]

    Zhang H B, Wang L F, Ma J L, et al. Reactive synthesis of porous FeAlCr intermetallics with enhanced mechanical property and oxidation resistance by introducing yttrium borides. Mater Chem Phys, 2021, 273: 124929 DOI: 10.1016/j.matchemphys.2021.124929
    [2]

    Zhang H B, Gao H Y, Yu H, et al. The role of Cr in the reactive synthesis of porous FeAlCr intermetallic compounds. Mater Chem Phys, 2020, 249: 123013 DOI: 10.1016/j.matchemphys.2020.123013
    [3]

    Yin L, Jurewicz T B, Larsen M, et al. Uniform corrosion of FeCrAl cladding tubing for accident tolerant fuels in light water reactors. J Nucl Mater, 2021, 554: 153090 DOI: 10.1016/j.jnucmat.2021.153090
    [4]

    Tan P, Li A J, Chen J M, et al. Sulfidation resistance of porous FeCrAl alloy. Mater Sci Forum, 2018, 933: 226 DOI: 10.4028/www.scientific.net/MSF.933.226
    [5] 刘玉瑛, 郑清瑶. 铝粉对Al2O3–MgO复合材料抗氧化性的影响. 粉末冶金技术, 2019, 37(5): 367

    Liu Y Y, Zheng Q Y. Effect of aluminum powders on the oxidation resistance of Al2O3‒MgO composites. Powder Metall Technol, 2019, 37(5): 367
    [6]

    Jiang G, Xu D, Feng P, et al. Corrosion of FeCrAl alloys used as fuel cladding in nuclear reactors. J Alloys Compd, 2021, 869: 159235 DOI: 10.1016/j.jallcom.2021.159235
    [7]

    Gussev M N, Field K G, Yamamoto Y. Design, properties, and weldability of advanced oxidation-resistant FeCrAl alloys. Mater Des, 2017, 129: 227 DOI: 10.1016/j.matdes.2017.05.009
    [8] 王峰, 奚正平, 汤慧萍, 等. Fe‒Al 合金多孔材料研究进展. 粉末冶金技术, 2010, 28(6): 463

    Wang F, Xi Z P, Tang H P, et al. Research progress of porous Fe‒Al alloy materials. Powder Metall Technol, 2010, 28(6): 463
    [9]

    Zhang H B, Liu X L, Jiang Y, et al. Direct separation of arsenic and antimony oxides by high-temperature filtration with porous FeAl intermetallic. J Hazard Mater, 2017, 338: 364 DOI: 10.1016/j.jhazmat.2017.05.049
    [10]

    Pauletto G, Vaccari A, Groppi G, et al. FeCrAl as a catalyst support. Chem Rev, 2020, 120(15): 7516 DOI: 10.1021/acs.chemrev.0c00149
    [11]

    Uvarov V I, Kapustin R D, Kirillov A O, et al. Nanoporous high-temperature filters based on Ti–Al ceramic SHS materials. Ceram Int, 2020, 46(14): 23180 DOI: 10.1016/j.ceramint.2020.06.098
    [12]

    Zhang H B, Gao H Y, Liu X L, et al. Reactive synthesis and assessment of porous Fe‒20.5Al‒18Cr intermetallic material:A comparative study with porous FeCrAl material produced from prealloyed powders. Sep Purif Technol, 2019, 220: 152
    [13]

    Zhang G Y, Chu R, Zhang H, et al. The oxidation mechanism of FeCrAl alloy added with rare earth Y from first-principle study. Adv Mater Res, 2013, 853: 192 DOI: 10.4028/www.scientific.net/AMR.853.192
    [14] 戴学峰, 林晓冬, 张杰, 等. 事故容错燃料包壳Fe‒Cr‒Al合金α-α′相分离的研究进展. 材料热处理学报, 2021, 42(7): 13

    Dai X F, Lin X D, Zhang J, et al. Research progress of α-α' phase separation of Fe‒Cr‒Al alloys for accident tolerant fuel cladding. Trans Mater Heat Treat, 2021, 42(7): 13
    [15]

    Gao H Y, He Y H, Zou J, et al. Pore structure control for porous FeAl intermetallics. Intermetallics, 2013, 32: 423 DOI: 10.1016/j.intermet.2012.08.030
    [16] 贾文清, 刘向兵, 徐超亮, 等. 粉末冶金法制备核燃料包壳FeCrAl合金研究进展. 粉末冶金技术, 2022, 40(1): 22

    Jia W Q, Liu X B, Xu C L, et al. Recent progress on powder metallurgy in preparation of FeCrAl alloy for nuclear fuel cladding. Powder Metall Technol, 2022, 40(1): 22
    [17]

    He L X, Liu C H, Lin J H, et al. Microstructure, oxidation and corrosion properties of FeCrAl coatings with low Al content prepared by magnetron sputtering for accident tolerant fuel cladding. J Nucl Mater, 2021, 551: 152966 DOI: 10.1016/j.jnucmat.2021.152966
    [18]

    Jiang Y, He Y H, Gao H Y. Recent progress in porous intermetallics: Synthesis mechanism, pore structure, and material properties. J Mater Sci Technol, 2021, 74: 89 DOI: 10.1016/j.jmst.2020.10.007
    [19]

    Yost A R, Erdeniz D, Puente A E P Y, et al. Effect of diffusion distance on evolution of Kirkendall pores in titanium-coated nickel wires. Intermetallics, 2019, 104: 124 DOI: 10.1016/j.intermet.2018.10.020
    [20]

    Gao H Y, He Y H, Zou J, et al. Tortuosity factor for porous FeAl intermetallics fabricated by reactive synthesis. Trans Nonferrous Met Soc China, 2012, 22(9): 2179 DOI: 10.1016/S1003-6326(11)61446-5
    [21]

    Butler T M, Weaver M L. Oxidation behavior of arc melted AlCoCrFeNi multi-component high-entropy alloys. J Alloys Compd, 2016, 674: 229 DOI: 10.1016/j.jallcom.2016.02.257
    [22]

    Düvel A, Romanova E, Sharifi M, et al. Mechanically induced phase transformation of γ-Al2O3 into α-Al2O3. Access to structurally disordered γ-Al2O3 with a controllable amount of pentacoordinated Al sites. J Phys Chem C, 2011, 115(46): 22770
    [23]

    Kovarik L, Bowden M, Szanyi J. High temperature transition aluminas in δ-Al2O3/θ-Al2O3 stability range: Review. J Catal, 2021, 393: 357 DOI: 10.1016/j.jcat.2020.10.009
    [24]

    Tolpygo V K, Dryden J R, Clarke D R. Determination of the growth stress and strain in α-Al2O3 scales during the oxidation of Fe–22Cr–4.8Al–0.3Y alloy. Acta Mater, 1998, 46(3): 927 DOI: 10.1016/S1359-6454(97)00306-6
    [25]

    Li X F, Meng C Y, Xu X T, et al. Effect of Al content on high-temperature oxidation behavior and failure mechanism of CrAl-coated zircaloy. Corros Sci, 2021, 192: 109856 DOI: 10.1016/j.corsci.2021.109856
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    1. 张连重，张连武，于月苹，梁伟杰，李青宇，李涤尘. 增材制造技术在军事装备保障领域研究现状及展望. 热加工工艺. 2024(20): 25-29 . 百度学术
    2. 于佳明，杨永强，Vyacheslav Trofimov，王迪，黄锦辉，王岩，周瀚翔. 无保护气氛下激光粉末床熔融成形Sn-3.0Ag-0.5Cu(SAC305)合金工艺和力学性能研究. 中国激光. 2023(24): 148-159 . 百度学术

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出版历程
  • 收稿日期:  2021-10-08
  • 录用日期:  2021-11-30
  • 网络出版日期:  2021-11-30
  • 刊出日期:  2022-04-25

目录

摘要
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  • 1.   实验材料及方法

  • 1.1   样品制备

  • 1.2   氧化实验

  • 1.3   表征

  • 2.   结果与讨论

  • 2.1   铝质量分数对相组成、孔结构和力学性能的影响

  • 2.1.1   相组成
  • 2.1.2   孔结构
  • 2.1.3   力学性能

  • 2.2   铝质量分数对材料抗高温性能的影响

  • 2.2.1   抗高温氧化性能
  • 2.2.2   高温力学性能稳定性

  • 3.   结论

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