賈文清，劉向兵?，徐超亮，李遠飛，錢王潔，全琪煒，尹 建

蘇州熱工研究院有限公司，蘇州 215004

核燃料包殼是包容放射性物質的第一道安全屏障，其可靠性是核反應堆安全運行的重要保障。傳統(tǒng)的鋯合金燃料包殼在高溫下會與水作用產生大量氫氣，從而引發(fā)一系列爆炸，這也是導致福島核事故的主要原因之一[1?3]。為提高核燃料包殼在嚴重事故工況下的固有安全性，美國、日本等國家相繼啟動了新一代事故容錯燃料（accident-tolerant fuel，ATF）包殼的研發(fā)，相關研究引起了廣泛關注和重視[4?10]。由于具有抗高溫氧化性和高強度等優(yōu)異的綜合性能，F(xiàn)eCrAl合金成為事故容錯燃料包殼乃至第四代反應堆的重要候選材料之一[4?8,10?12]。本文對核燃料包殼FeCrAl合金成分設計和制備方法的研究進展進行概述，梳理和分析了不同制備方法對FeCrAl合金組織性能的影響，為核燃料包殼FeCrAl合金的設計和制備研究提供參考。

1 FeCrAl合金成分設計

作為核反應堆的關鍵安全屏障，核燃料包殼需在高溫高壓和高輻照劑量的惡劣環(huán)境下長期服役，因此在合金設計時需要結合力學性能、可加工性、抗高溫氧化性、抗輻照性能及中子經濟性等多方面綜合考慮[8,11]。FeCrAl合金以優(yōu)異的高溫穩(wěn)定性和抗氧化等性能在電熱合金、高溫催化元件等多個領域得到廣泛應用，但由于反應堆芯服役工況的復雜性，現(xiàn)有FeCrAl合金不能完全適用，因此需在已有合金基礎上優(yōu)化合金成分及制備工藝，開發(fā)新型FeCrAl基材料，以適應下一代事故容錯燃料包殼的性能要求[5]。

作為主要合金元素，Al和Cr元素成分變化對合金性能有很大影響。實驗研究表明，Cr和Al元素的添加可對提高合金性能產生有利作用，但含量（質量分數）過高會帶來負面影響。例如提高Cr質量分數會降低材料抗老化性能[13]；Al元素含量過高會引起組織粗大，從而降低合金強度；同時增加Cr元素與Al元素質量分數會帶來焊接開裂和加工性能劣化等問題，如圖1所示[11]。Liu等[14]利用分子動力學方法研究了Cr和Al含量（質量分數）對FeCrAl合金性能的影響，表明Cr元素可以提高合金力學性能，但Al元素過高會引起彈性和塑性降低，與實驗結果可以很好地吻合。在綜合考慮力學性能和抗高溫氧化性能等因素基礎上，Al元素質量分數通常為5%左右。Cr元素有利于提高合金強度和抗氧化性能，但其含量過高會使材料易于產生α′相，從而導致抗熱老化和抗輻照性能降低，因此不同研究學者對Cr元素質量分數的合理范圍存在一定爭議，范圍覆蓋12%～20%，跨度較大[15]。經典商用PM2000和YHf合金材料的Cr質量分數可達20%[2]，Ukai和Kimura等日本學者提出了Cr質量分數為 9%、16% 的合金[16?20]，以 Field 等[21?23]為代表的美國橡樹嶺實驗室對中子輻照性能的研究認為Cr質量分數應控制在12%以下，以避免富Cr的α′脆性相產生。綜合考慮材料力學性能、抗氧化性能和抗輻照性能等因素，我國學者通常在質量分數13%～16%范圍內對Cr元素含量進行優(yōu)化[12,24?26]。

圖1 核燃料包殼FeCrAl合金成分設計范圍[11]Fig.1 Composition design range of the FeCrAl alloys used for the nuclear fuel cladding[11]

此外，F(xiàn)eCrAl合金中添加微量Y、Nb、Zr、Ti及稀土元素可以在保持足夠抗高溫氧化性和良好可加工性的基礎上明顯提高材料力學性能，如圖2所示[5,27]。實驗研究表明，Y元素可以在合金中形成Y–Fe相，通過抑制晶粒長大和俘獲碳原子來抑制其脆化現(xiàn)象[28]。適量添加Nb、Mo元素可以使FeCrAl合金中形成Fe2Nb型Laves相，從而有效穩(wěn)定變形和再結晶組織[24,29]。Zr、Hf元素可以起到細化晶粒和釘扎位錯的作用，也可以增加氧化物彌散強化（oxide dispersion strengthened，ODS）FeCrAl合金中氧化物彌散相的分布，從而大大增強合金強度[19?20,30?32]。La 可以在提高 FeCrAl合金的高溫抗拉強度的同時，消除其高溫第三脆性區(qū)[33]。微量的Ce等稀土元素可以抑制鋁離子擴散和硫偏析，從而增強合金抗氧化性能[34]。隨著材料制備工藝進步和氧化物彌散強化FeCrAl合金開發(fā)，更多的元素可以采用氧化物顆粒等多種形式添加進入材料中，但這些合金元素對力學性能、抗高溫氧化和抗輻照等綜合性能的影響及其作用機理有待進一步全面和系統(tǒng)的探究。

圖2 添加不同元素對FeCrAl合金力學性能的影響[5]Fig.2 Mechanical properties of the FeCrAl alloys added by the different elements[5]

2 傳統(tǒng)熔煉方法制備 FeCrAl合金

由于具有便捷高效、工藝成熟、便于大規(guī)模工業(yè)化應用等優(yōu)點，傳統(tǒng)熔煉方法被廣泛應用于新型核燃料包殼FeCrAl材料制備之中。國內外學者利用電弧熔煉和真空感應熔煉等方法制備了不同成分的FeCrAl合金，并對其組織和性能開展了大量研究。

研究人員利用經典電弧熔煉方法制備FeCrAl合金材料并進行了大量研究。Yamamoto等[2]利用電弧熔煉方法制備了不同成分的C35MC/C35MNC/C35MN等材料，并通過力學性能和蒸汽氧化性能等方面的實驗表征，研究了Cr、Al、Y及Nb等微量添加元素對合金性能的影響。結果表明，合金中出現(xiàn)了大量Laves相、M23C6和NbC相等第二相粒子，如圖3所示[2]。由于M23C6（M主要為Cr）尺寸過大，NbC體積密度過小，二者對合金力學性能無顯著提高，只有微米級Laves相可以均勻地在材料內彌散分布，從而有效地細化晶粒并提高合金強度[2]。趙琳[26]利用電弧熔煉法制備了Fe–13Cr–5Al合金，通過微觀組織和微柱力學性能表征，驗證了熔煉合金中晶界、位錯等對合金的強化效果。Field等[21]采用高溫中子輻照對電弧熔煉的FeCrAl合金進行抗輻照性能分析，結果表明，合金在低劑量下會發(fā)生早期調幅分解，而Al元素可以在一定程度上抑制Cr元素波動，從而減弱輻照硬化趨勢。

圖3 FeCrAl合金第二相表征[2]：（a）C35MC；（b）C35MNC；（c）C35MNFig.3 Second phase characterization in FeCrAl alloys[2]: (a) C35MC; (b) C35MNC; (c) C35MN

此外，研究人員也利用真空感應熔煉方法制備了部分FeCrAl合金并開展相應研究工作。Yamamoto等[2]和Sun等[35?37]通過適當的熱處理和加工工藝控制，證明傳統(tǒng)熔煉方法制備FeCrAl的可加工性和力學性能可以達到甚至超過部分商用彌散強化FeCrAl合金，從而開發(fā)出含Mo和Nb元素的新型FeCrAl材料，如圖4所示[37]。通過感應熔煉和400 ℃下的分步軋制工藝，Yamamoto等[38]制備出可加工性和強度均符合要求的Fe–13Cr–5.2Al–2Mo合金薄壁管。Hou等[39]對真空熔煉合金Al2O3氧化層中Fe、Cr和S雜質含量和分布的研究結果表明，熔煉中存在的雜質元素S會在Al2O3氧化層和金屬界面之間發(fā)生聚集和偏析，并與Fe和Cr在氧化物晶界處發(fā)生共吸附，從而導致氧化層疏松，并最終降低材料抗氧化性能。近年來，國內學者也以改變Fe、Cr、Al主要基體元素比例和添加微量Y、Zr、W、Hf元素為設計思路，使用該方法制備了不同成分的FeCrAl合金，并對其組織性能和變形加工工藝進行研究。何楊[40]利用真空感應熔煉方法制備了FeCrAl合金，對其凝固特性的研究表明，過高的Al含量會增大晶格常數，導致晶粒粗化和Al2O3、AlN等夾雜物的生成。柏廣海等[12]通過熱模擬壓縮試驗系統(tǒng)研究了FeCrAl合金的熱變形行為，得到其最佳熱加工工藝參數。Shi等[41]和Zhang等[42]創(chuàng)新性地提出真空熔煉方法，也可以在合金中引入微米級Y2O3顆粒，通過氧化物彌散相提高合金強度。

圖4 制備成形的FeCrAl合金管材（a）和管材截面金相組織（b）[37]Fig.4 FeCrAl tubes fabricated by the tube drawing (a) and the cross-section optical micrograph of the FeCrAl tube (b)[37]

總體而言，以電弧熔煉和真空感應熔煉為代表的傳統(tǒng)熔煉方法被廣泛用于核燃料包殼FeCrAl合金的制備，合金熔煉工藝日趨成熟，但材料組織調控工藝有待進一步優(yōu)化，其綜合服役性能和元素影響機制有待深入研究。

3 粉末冶金法制備氧化物彌散強化 FeCrAl合金

在新型核燃料包殼研發(fā)過程中，中子經濟性是制約FeCrAl合金發(fā)展和應用的主要問題之一[8]。通過提高合金強度，以更薄壁厚的燃料包殼滿足力學性能要求，可有效提高其中子經濟性和競爭力。相關研究表明，相比于傳統(tǒng)方法熔煉的FeCrAl合金，以粉末冶金方法制備的氧化物彌散強化FeCrAl合金在保持抗高溫氧化性能的基礎上獲得了力學性能的顯著提高。在滿足力學性能要求的前提下，氧化物彌散強化FeCrAl厚度可降低至約250 μm，相比于傳統(tǒng)熔煉FeCrAl所需的300 μm壁厚，可減少約17%的中子損失[9,43]，近年來受到廣泛關注。

粉末冶金法制備氧化物彌散強化FeCrAl合金性能與粉末顆粒、熱固結成形方法及工藝參數密切相關。目前，國內外學者主要選用Y2O3等作為彌散氧化物，采取機械合金化（mechanical alloying，MA）方法制備粉末，隨后利用熱擠壓、熱等靜壓、放電等離子燒結等方法制備氧化物彌散強化FeCrAl合金，并對其力學性能、抗高溫氧化性能、抗輻照性能等進行了系統(tǒng)研究。

3.1 熱擠壓

熱擠壓（hot extrusion，HE）是將金屬粉末在不同尺寸的模具中進行高溫擠壓成形的工藝，其主要流程如圖5所示[44]，被廣泛用于管材和復雜形狀部件的制備。目前采用機械合金化法制粉和熱擠壓工藝制備的氧化物彌散強化FeCrAl合金主要有歐洲的12YW/12YWT、美國橡樹嶺國家實驗室的125Y合金和日本的SOC系列合金等。Unocic等[30]在鐵素體合金中引入Y3Al5O12、Y2Hf2O7和HfO2等納米彌散相，開發(fā)了12YW/125Y等氧化物彌散強化鐵素體合金，研究表明，高密度的納米彌散相可以大幅細化晶粒并提高材料強度。日本學者則研發(fā)了以SOC-9、SOC-14和SOC-16材料為代表的氧化物彌散強化FeCrAl合金，研究表明，通過1050～1150 ℃溫度下的熱擠壓工藝優(yōu)化，可以大幅提高彌散相密度并減小其尺寸，從而提高合金強度[45]。

圖5 機械合金化和熱擠壓方法制備氧化物彌散強化FeCrAl合金示意圖[44]Fig.5 Schematic of ODS FeCrAl Alloy Manufacturing process by mechanical alloying and hot extrusion[44]

對熱擠壓制備氧化物彌散強化合金而言，前期機械合金化過程中元素種類及添加形式的選擇至關重要。不同元素粉末在制備過程中可以作用形成多種新的彌散相，其彌散效果和對合金性能的影響存在較大差異。Kimura等[18]對前人實驗結果的總結分析表明，Y–Al氧化物顆粒對FeCrAl合金的強化效果有限，而Y–Ti氧化物可以有效強化合金。Zr和Hf的添加會在熱固結過程中與Y、Al、O等元素 作 用 形 成 YAlO3、 ZrO2、 δ-Y4Zr3O12和 立 方Y2Hf2O7等納米氧化物顆粒，從而提高材料強度、熱穩(wěn)定性及抗輻照等性能[19?20,30,46]。Unocic等[30]對氧化物彌散強化Fe–12Cr–5Al合金的研究表明，合金內存在YAG、Al2O3、Hf(C,N)、Y2Hf2O7和HfO2等大量析出相，但對其晶粒尺寸和力學性能造成影響的主要是初始加入的Y2O3和ZrO2顆粒。此外，對不同元素而言，其氧化物形成能和穩(wěn)定性有很大差別，從而導致合金化效果差異明顯[18]。研究表明，Y的氧化物較為穩(wěn)定，因此通常以Y2O3形式將其加入合金中[30]。但對于Ti元素而言，氧化物反而會影響添加效果。Ukai等[47]在合金中分別添加了Ti粉和TiO2粉末，結果表明，Ti粉可以更有效地將氧化物彌散至基體內，其對合金的強化效果明顯優(yōu)于TiO2粉末。

此外，在機械合金化和熱擠壓過程中，分散條件和熱擠壓參數會顯著影響合金性能。通過對粉末形貌和微觀結構的研究，Iwata等[48]認為Fe–16Cr–4Al–0.3Ti–1.8W–0.35Y2O3合金化 12 h 后可使其形狀、尺寸及元素分布達到最佳狀態(tài)，時間過長或過短均有一定不利影響。Ohtsuka等[17]研究了不同機械合金化條件對9Cr-氧化物彌散強化FeCrAl合金的影響，結果表明，過量氧氣是影響氧化物顆粒細密分布的重要原因，因此通過在機械合金化開始時低速攪拌和持續(xù)通入Ar氣的方式，可以有效減少過量的氧，從而提高合金高溫強度。同時，不同合金粉末所需的合金化時間也有明顯差異。Massey等[49]對機械合金化的影響研究表明，合金化時間的延長有利于細化晶粒并顯著提高氧化物彌散強化FeCrAl合金高溫強度。此外，在熱擠壓過程中，溫度是影響合金性能的關鍵因素。Massey等[49]研究表明，降低熱擠壓溫度可以有效提高合金強度。Ukai等[44]進一步研究指出，850 ℃左右的熱擠壓溫度可以得到完全再結晶的Y2O3-氧化物彌散強鐵素體組織，有效提高材料蠕變強度。

3.2 熱等靜壓

相比于其他成形技術，熱等靜壓（hot isostatic pressing，HIP）方法具有成形溫度低、制備材料無各向異性、相對密度高、晶粒細小、力學性能好等優(yōu)點，被廣泛應用于核燃料包殼氧化物彌散強化FeCrAl合金制備[50]。以Kanthal APM/APMT、MA956/MA957和PM2000合金為代表的一批商用氧化物彌散強化FeCrAl合金均采用熱等靜壓方法進行熱固結[27,43]，主要工藝流程如圖6所示[51]。

圖6 熱等靜壓制備工藝流程[51]Fig.6 Schematic of the basic HIP production process[51]

對輕水堆而言，燃料包殼正常工況服役溫度約為320 ℃，但在事故工況下可迅速升至1200 ℃[52]，因此在設計時需要充分考慮其在不同溫度范圍下強化機制的差異。研究表明，在溫度較低時（＜700 ℃），氧化物彌散強化FeCrAl合金強化機制以固溶強化、彌散強化和晶界強化為主；在高溫情況下（＞700 ℃），熱激活過程會導致晶界強化和固溶強化效果大幅降低，并改變彌散相和位錯之間的交互作用，最終導致蠕變效應[53]。因此，許多研究學者致力于通過彌散相和組織調控來提高其蠕變強度。

研究表明，熱等靜壓是加入氧化物彌散相并維持其穩(wěn)定性的有效方法。J?nsson等[51]研究表明，在APM合金中添加質量分數3%的Mo及微量夾雜物，可以在提高合金強度和蠕變性能的同時，提高其高溫穩(wěn)定性，優(yōu)化后的APMT合金在1300 ℃下仍能保持較為細小的晶粒，未出現(xiàn)明顯的晶粒長大。類似地，MA956合金中的氧化物彌散相也具有很強的高溫穩(wěn)定性，在基體接近熔點時仍沒有發(fā)生粗化，可以起到釘扎位錯和提高高溫蠕變強度的作用；在材料變形的過程中，位錯和第二相粒子會發(fā)生強烈的交互作用，從而進一步提高材料強度[54]。此外，Li等[55]創(chuàng)新性地采用分步內氧化法和熱等靜壓法進行氧化物彌散強化FeCrAl制備工作，在擴大彌散相尺寸分布范圍的同時避免了碳化物等有害相的生成，從而提高了合金力學性能。

雖然Y2O3等彌散相的加入可以有效提高高溫蠕變性能，但制備及后續(xù)處理工藝不當可能會造成氧化物粗化等問題，導致晶粒過度長大和材料力學性能下降[56]。例如，在1300 ℃熱處理后，MA957合金內2 nm左右的富Ti、Y和O元素的析出相有尺寸增大和密度減小的趨勢，并且在晶界處發(fā)生了明顯粗化，如圖7所示[57]，從而導致強化效果減弱。但目前在材料制備過程中的氧化物生長和轉變形式仍存在一定爭議，不同學者分別在PM2000和MA956合金中發(fā)現(xiàn)了Y4Al2O9、YAlO3、Y4Al3O9、Y3Al5O12和Y3Al5O12等多種不同晶體結構的Y–Al氧化物彌散顆粒[27,30]。此外，加工過程中混入H元素可能會導致氧化物彌散強化合金在拉伸過程中出現(xiàn)分層現(xiàn)象，從而導致材料韌性降低和特定方向力學性能下降[58]。

圖7 MA957合金的金相組織：（a）原始狀態(tài)；（b）1300 ℃退火1 h；（c）1300 ℃退火24 h[57]Fig.7 Optical micrographs of MA957: (a) as-received condition; (b) annealing for 1 h at 1300 ℃; (c) annealing for 24 h at 1300 ℃[57]

總體而言，熱等靜壓方法制備FeCrAl合金的工藝日趨成熟，因此研究人員對其進一步開展了綜合服役性能研究，并將其與常規(guī)熔煉合金進行對比。例如，Quadakkers等[59]和Czyrska-Filemonowicz等[60]對常規(guī)熔煉FeCrAl合金和熱等靜壓方法制備氧化物彌散強化FeCrAl合金進行了抗氧化性能的對比研究。結果表明，在氧化過程發(fā)生早期，Al元素從氧化層/合金界面向氣體/氧化層界面遷移。添加Y元素并未根本性改變氧化層生長機制，但Y2O3彌散相的加入改變了氧化層與基體之間的離子擴散速率，抑制了氧化層生長，從而增強了材料的抗氧化性能[59]。而在1200 ℃以上的高溫情況下，Y元素含量的提高反而會加劇氧化層中空位的形成，從而加速合金氧化速率，減弱其保護作用[61]。此外，氧化層形貌還與基體晶粒取向密切相關[60]，因此有必要進一步探索和優(yōu)化組織調控工藝來提高合金抗氧化性能。Field等[22]對熱等靜壓方法制備的APMT合金與電弧熔煉制備的FeCrAl合金進行了中子輻照性能對比研究。結果表明，盡管二者均在7 dpa達到飽和，但在力學響應和斷裂方式等方面均存在明顯差異，如圖8所示[22]，APMT合金強度明顯優(yōu)于電弧熔煉合金，且表現(xiàn)出明顯的動態(tài)時效應變特征，但其室溫失效模式均為脆性斷裂，相比之下，部分電弧熔煉合金韌性更好。

圖8 常規(guī)熔煉FeCrAl合金（a）與熱等靜壓法制備APMT合金（b）中子輻照前后拉伸曲線 [22]Fig.8 Tensile curves before and after the neutron irradiation for FeCrAl alloys by melting method (a) and APMT alloys by HIP(b)[22]

3.3 放電等離子燒結

放電等離子燒結（spark plasma sintering，SPS）具有熱效率高、放電點彌散分布和粉末加熱均勻等優(yōu)點，近年來被應用于氧化物彌散強化FeCrAl合金的制備和研發(fā)，目前仍處于工藝探索階段[50,62]?，F(xiàn)有研究表明，該方法在添加納米彌散相的同時可以有效進行組織調控，具有一定應用前景。

熱等靜壓制備及熱處理過程可能導致氧化物彌散相發(fā)生粗化，減弱強化效果，以放電等離子燒結方法加入其他彌散元素可以在一定程度上解決該問題[56?57]。研究表明，Y會與Al2O3形成復雜的氧化物[27,30]，導致彌散相粗化和力學性能降低，Shibata等[63]提出在放電等離子燒結過程中以CeO2代替Y2O3顆粒，從而在保證力學性能的同時，提高合金抗氧化性能。另外一個方法是以內氧化法和放電等離子燒結來使Al2O3顆粒在材料內部均勻分布，直接以Al2O3作為彌散相，但由于彌散相數密度過低，該方法的強化效果僅有CeO2顆粒的一半[64]。

研究學者通過調整放電等離子燒結制備工藝，進一步優(yōu)化了材料組織性能。García-Junceda等[32]研究表明，提高放電等離子燒結升溫速率會使超細晶數密度增大，但同時造成的粒徑分布范圍過大會導致粉末顆粒之間塑性變形和合金元素的不均勻分布，從而引發(fā)放電等離子燒結過程中晶粒尺寸異常演變。Zhang等[65]和Nishikawa[66]等在粉末中添加適量Co和Ni元素，使材料內部發(fā)生局部γ/α相轉變，利用形成的局部奧氏體相提高合金加工過程中微觀組織的可控性。Ding等[67]在放電等離子燒結制備過程中加入納米ZrC顆粒，反而使氧化物彌散強化FeCrAl合金延展性有所下降，但通過后續(xù)熱鍛工藝可以使合金延展性和熱穩(wěn)定性獲得再次提升。此外，加入Co元素并使用合理的放電等離子燒結工藝還可以使合金中出現(xiàn)彌散分布的有序強化相，所帶來的強化效果甚至高于氧化物彌散強化，從而大大提高合金強度，不同機制的強化效果隨溫度變化如圖9所示[68]。

圖9 不同機制的強化效果隨溫度的變化[68]Fig.9 Temperature dependency of the strengthening effects in the different mechanisms [68]

此外，放電等離子燒結還可以用來進行氧化物彌散強化FeCrAl合金的焊接。通過對表面粗糙度、溫度和駐留時間等參數的控制，Naimi等[69]成功利用放電等離子燒結技術對PM2000進行了快速焊接，并通過微觀組織表征和力學性能測試證明了焊接質量。

但目前而言，利用放電等離子燒結方法制備氧化物彌散強化FeCrAl合金尚處于探索階段，與熱擠壓和熱等靜壓等傳統(tǒng)固結方法相比仍存在一些問題。Liu等[70]在同樣的制粉工藝下，對比了放電等離子燒結和熱等靜壓兩種不同燒結工藝對合金性能的影響，如圖10所示，熱等靜壓方法制備的氧化物彌散強化FeCrAl合金在相對密度和拉伸強度等多方面指標均優(yōu)于放電等離子燒結，更為適當的放電等離子燒結工藝還有待進一步分析探索。

圖10 放電等離子燒結（a）和熱等靜壓方法（b）制備FeCrAl合金拋光組織對比[70]Fig.10 Polishing images of the SPS (a) and HIP (b) FeCrAl samples[70]

3.4 選擇性激光燒結

作為先進增材制造技術，選擇性激光燒結（selective laser sintering，SLS）具有速度快、應用靈活和燒結相對密度高等優(yōu)點，獲得廣泛關注和重視[50,71?72]。快速固結冷卻方法可以使合金中的彌散相保存下來，從而使選擇性激光燒結法制備氧化物彌散強化FCrAl合金成為可能。Walker等[73]使用PM2000粉末和連續(xù)激光燒結方法直接制備了氧化物彌散強化FrCrAl合金薄壁材料，但由于激光掃描速度、退火參數等因素，合金存在晶粒尺寸分布不均等問題。

其他研究學者在這一思路基礎上又有效優(yōu)化了選擇性激光燒結工藝。Boegelein等[53]優(yōu)化了選擇性激光燒結和后續(xù)熱處理工藝，提高了合金在長期高溫下的元素結合力和熱穩(wěn)定性。研究表明，采用該方法可以很好地保留氧化物的彌散狀態(tài)，而后續(xù)退火可以使未析出的Y形成新的細小沉淀相，從而提高位錯的俘獲效率，增強合金強度。但由于在融化過程中的不連續(xù)性，合金會形成[001]纖維織構和沿選擇性激光燒結前進方向的柱狀晶，導致拉伸強度和楊氏模量表現(xiàn)出明顯的各向異性，在垂直方向容易發(fā)生脆性斷裂。此外，Gao等[74]也嘗試采用電子束燒結工藝在18Cr-氧化物彌散強化鐵素體鋼制備過程中保留了納米彌散相，并通過后續(xù)熱處理進一步優(yōu)化了合金性能[50]。但總體而言，該方法在氧化物彌散強化FeCrAl合金的制備研究中仍處于初期探索階段，具體工藝參數及組織性能特征有待深入研究。

3.5 粉末冶金法與傳統(tǒng)熔煉法制備優(yōu)劣勢分析

由于FeCrAl合金在電熱元件等領域有一定應用和積累，近年來利用傳統(tǒng)熔煉法和粉末冶金法制備滿足新型事故容錯燃料包殼性能要求的FeCrAl合金的研究進展迅速。目前，不同方法制備FeCrAl合金的研究均以添加微量元素和改進制備工藝為手段，通過引入彌散分布的第二相來達到細化晶粒、釘扎位錯和優(yōu)化合金綜合性能的目標。以電弧熔煉和真空感應熔煉方法為代表的傳統(tǒng)熔煉方法可通過難熔金屬元素和Laves相等第二相的彌散分布來強化合金，但熔煉過程中M23C6等粒子的引入、彌散相尺寸調控和元素偏析等問題還有待進一步解決。粉末冶金法制備的氧化物彌散強化FeCrAl合金則通過引入尺寸更為細小、彌散分布更均勻的納米級Y2O3、HfO2等氧化物彌散相來達到該目的。表1給出了不同方法制備的FeCrAl合金平均晶粒尺寸和拉伸強度，可以看出，粉末冶金法與傳統(tǒng)熔煉法相比，合金的平均晶粒尺寸更加細小，室溫和高溫拉伸強度普遍更加優(yōu)異，因此，粉末冶金法是實現(xiàn)組織調控和合金強化的有效手段。此外，氧化物彌散相的加入可以通過改變氧化層與基體之間的離子擴散速率來抑制氧化層生長，從而提高材料的抗氧化性能[59]。

表1 不同方法制備FeCrAl合金晶粒尺寸與拉伸性能Table 1 Grain size and tensile properties of the FeCrAl alloy prepared by various methods

盡管如此，利用粉末冶金方法制備的FeCrAl合金通常韌性和塑形較差，其室溫失效模式以脆性斷裂為主[22]，這為后續(xù)管材加工和焊接等工藝選擇提出了很大的挑戰(zhàn)。此外，核燃料包殼要求單根管材尺寸至少達到3～4 m[75]，粉末冶金法在規(guī)?；苽浯蟪叽鏔eCrAl合金方面的劣勢也限制了其發(fā)展和應用。總體而言，與傳統(tǒng)熔煉法相比，以粉末冶金法制備FeCrAl合金的管材在加工工藝及綜合性能等方面的研究還不夠全面，系統(tǒng)的工藝和性能參數有待進一步完善。

4 結論與展望

由于具有強度高、抗高溫氧化性好等優(yōu)異的綜合性能，F(xiàn)eCrAl合金已成為新一代事故容錯燃料包殼的重要候選材料之一。經過多年積累，核燃料包殼FeCrAl合金的設計和制備研究已取得一定進展。作為主要研究方向之一，利用粉末冶金方法制備性能更為優(yōu)異的氧化物彌散強化FeCrAl合金前景廣闊，受到國內外學者的廣泛關注。

元素組成和制備加工工藝是影響FeCrAl合金組織性能的關鍵因素。在Cr、Al含量相對固定的情況下，添加微量Y、Nb、La等元素是實現(xiàn)性能突破的有效方法，但這些合金元素對實際服役工況下綜合性能的影響及其作用機理還需要更為全面和系統(tǒng)的探究。此外，相比于傳統(tǒng)熔煉方法，粉末冶金法制備氧化物彌散強化FeCrAl合金的綜合性能有一定優(yōu)勢。通過大量研究，熱擠壓和熱等靜壓熱固結工藝日趨成熟，放電等離子燒結和選擇性激光燒結技術的發(fā)展為氧化物彌散強化FeCrAl合金制備提供了新的思路，后續(xù)對粉末冶金方法制備大尺寸材料和薄壁管加工工藝的研究有待進一步深入開展。