微量Y對FeCrAl合金包殼力學與氧化性能的影響

劉 洋 馬海濱 吳利翔 郭達禧 嚴 俊 楊榮坤 任啟森 薛佳祥

1（中廣核研究院有限公司 ATF研發(fā)專項辦公室 深圳 518000）

2（核電站高安全性事故溶錯燃料技術工程實驗室 深圳 518000）

核電站運行期間，發(fā)生芯塊包殼相互作用（Pellet Cladding Interaction，PCI）和失水事故（Loss of Coolant Accident，LOCA）等極端惡劣工況時，包殼管內(nèi)部壓力持續(xù)增加，進而導致包殼管的腫脹變形，造成反應堆中冷卻劑通道的局部堵塞，降低系統(tǒng)傳熱效率，導致包殼管溫度升高，強度降低，當包殼管內(nèi)部壓力大于爆破強度臨界值時，腫脹的包殼破裂，釋放大量的裂變產(chǎn)物，危害公共安全［1-6］。因此，新型核燃料包殼內(nèi)壓爆破和抗高溫水蒸氣氧化性能研究就變得尤為重要。

FeCrAl 合金優(yōu)異的高溫力學性能、耐腐蝕性能、抗高溫水蒸氣氧化性能及抗輻照性能，已成為事故容錯燃料（Accident Tolerant Fuel，ATF）包殼候選材料之一。Gussev 等［7］采用原位爆破試驗裝置，對西屋公司研制的一系列FeCrAl 合金包殼焊接密封樣品進行升溫爆破性能測試，包殼初始內(nèi)壓約為2.07 MPa，利用CCD相機對包殼升溫過程中內(nèi)壓升高所導致的周向腫脹量進行在線采集。結果表明：第一代FeCrAl 合金包殼的爆破行為與Zr 合金包殼相似，爆破溫度在800 ℃左右，腫脹量約為30%，并未顯著提升包殼在事故工況下的安全性能。為進一步提高其高溫強度，研究人員在第一代FeCrAl合金包殼中添加適量的Mo、Ti、W 和Y 等一種或幾種元素，利用固容和第二相析出強化機制，成功研制出了力學強度更為優(yōu)異的第二代FeCrAl 合金包殼。原位爆破試驗結果表明，第二代FeCrAl 合金包殼在1 100 ℃之前未發(fā)生大變形或破裂，高溫爆破性能顯著優(yōu)于Zr 包殼，有效提高了反應堆運行的安全性。吳玉超等［8］研究了Y含量對FeCrAl合金力學性能影響。研究發(fā)現(xiàn)，Y含量為0.044%時，Y完全固容到合金基體中，未對拉伸和沖擊性能產(chǎn)生明顯影響；隨著Y含量的增加，超過固溶度的Y以Fe-Y相的形式析出。Y 含量為0.24%時，F(xiàn)e-Y 相以球狀布于FeCrAl合金基體中，拉伸和沖擊性能顯著改善；Y含量增至0.66%時，F(xiàn)e-Y 相以網(wǎng)狀分布于FeCrAl 合金基體中，提高強度的同時惡化了韌性。目前，關于不同Y含量對FeCrAl合金拉伸性能，沖擊韌性和保壓升溫爆破等力學失效行為的影響已見相關報道［9］，但關于微量Y 對FeCrAl 合金包殼充壓爆破性能的影響還少有針對性研究報道。

與其他合金在高溫條件下的氧化行為相似，F(xiàn)eCrAl 合金在高溫水蒸氣腐氧化環(huán)境下也存在表面Al2O3氧化膜脫落的現(xiàn)象，導致對基體的保護作用下降。FeCrAl 合金中添加適量的稀土元素Y 不僅可以提高力學性能，同時也可顯著改善高溫氧化性能［10-11］。Falaakh 等［12］研 究 了Y 對kathal@APMT（0.2% Y）和Fe136Y（0.143% Y）合金在1 200 ℃高溫水蒸氣環(huán)境下氧化性能的影響，并結合透射電子顯微鏡（Transmission Electron Microscope，TEM）對氧化膜演化過程進行分析。結果表明：兩種合金表面均形成了致密雙層結構氧化膜，外層為含有Fe、Cr元素的Al2O3氧化膜，內(nèi)層為純Al2O3氧化膜。Y 的添加有效降低了Cr 含量降低所引起氧化性能降低的負面影響。喬海波等［13］研究了0.08% Y對FeCrAl合金1 200 ℃干燥空氣環(huán)境下氧化性能的影響，并對氧化機理進行分析。同F(xiàn)eCrAl合金氧化膜相比，F(xiàn)eCrAlY 合金氧化膜更為細小致密，無氧化膜開裂和剝落現(xiàn)象，Y提高了氧化膜的黏附性，降低了基體的氧化速率。但關于微量Y 對FeCrAl 合金包殼在不同溫度水蒸氣環(huán)境下氧化失效行為影響的報道還不充分。

本文以自主研發(fā)的FeCrAl 合金包殼為研究對象，通過內(nèi)壓爆破試驗機和高溫熱分析綜合儀對其內(nèi)壓爆破和高溫水蒸氣氧化性能進行測試。結合光學顯微鏡、掃描電子顯微鏡等設備對內(nèi)壓爆破和高溫水蒸氣氧化后包殼的顯微組織形貌、破口形貌、氧化膜形貌和成分等進行系統(tǒng)表征分析，論述微量Y元素對FeCrAl 合金包殼在不同溫度內(nèi)壓爆破和水蒸氣環(huán)境下氧化失效行為的影響。為后續(xù)FeCrAl合金包殼自主化研發(fā)提供借鑒。

1 實驗材料與方法

采用真空感應熔煉法制備FeCrAl 和FeCrAlY合金鑄錠，開坯后經(jīng)鍛造制備成棒材。隨后利用機加鉆孔方式將合金棒材加工成管坯。最后將管坯經(jīng)過傳統(tǒng)冷軋工藝加工成滿足尺寸精度要求的管材，即滿足核電經(jīng)濟性要求的FeCrAl 和FeCrAlY 合金包殼。FeCrAl、FeCrAlY 合金包殼化學成分如表1所示。

表1 FeCrAl、FeCrAlY合金包殼化學成分（wt%）Table 1 Chemical composition of FeCrAl and FeCrAlY alloy cladding (wt%)

采用光學顯微鏡（DMi8-A）觀察包殼顯微組織形貌。采用X 射線衍射儀（EMPYREAN）分析表面氧化膜的相組成。采用掃描電子顯微鏡（Gemini 500）觀察包殼破口和氧化產(chǎn)物形貌，并結合能量色散譜儀（Energy Dispersive Spectrometer，EDS）能譜分析氧化產(chǎn)物成分。

采用內(nèi)壓爆破試驗（HBM-HT-20-B）機開展FeCrAl、FeCrAlY合金包殼內(nèi)壓爆破試驗，升壓速率13.5 MPa·min-1，試驗溫度室溫（Room Temperature，RT）到1 000 ℃。RT～400 ℃時，加壓介質(zhì)為高溫導熱油；400～1 000 ℃時，由于溫度過高，高溫導熱油會碳化分解，故加壓介質(zhì)采用高純Ar作為壓力介質(zhì)。

采用熱重分析儀（Thermal Gravimetric Analyzer（TGA），SETARAM，F(xiàn)rance）對FeCrAl、FeCrAlY 合金包殼進行高溫水蒸氣氧化試驗。試驗溫度800 ℃、1 000 ℃和1 200 ℃，氧化時間8 h，水蒸氣流量50 mL·min-1。

2 顯微組織

FeCrAl、FeCrAlY 合金包殼橫截面顯微組織形貌如圖1所示。

圖1 FeCrAl (a)和FeCrAlY (b)合金包殼橫截面顯微組織形貌Fig.1 Cross-section microstructure of FeCrAl (a) and FeCrAlY (b) alloy cladding

可以看出，F(xiàn)eCrAl、FeCrAlY合金包殼顯微組織均為等軸晶，晶粒尺寸無明顯差異，約為50 μm。Y在FeCrAl合金中固溶溫度隨升高而增大，最大固溶度約為0.041%，過量的Y以單質(zhì)和Fe-Y相形式存合金基體中［14］。FeCrAlY合金包殼顯微組織中未發(fā)現(xiàn)Fe-Y第二相的析出，表明微量Y主要固溶到包殼基體中。

3 內(nèi)壓爆破試驗結果

3.1 爆破強度

薄壁管爆破強度計算公式［15］：

式中：σB為包殼爆破強度，MPa；PB為包殼爆破時內(nèi)部壓強，MPa；ODavg為平均外徑，mm；eavg為平均壁厚，mm；emin為最小壁厚，mm。

不同溫度FeCrAl、FeCrAlY 合金包殼爆破強度如圖2 所示?？梢钥闯觯現(xiàn)eCrAl、FeCrAlY 合金包殼具有優(yōu)異的爆破性能，尤其是高溫爆破性能。350 ℃時，F(xiàn)eCrAl、FeCrAlY 合金包殼爆破強度分別為578 MPa 和556 MPa；溫度升高至600 ℃時，包殼爆破強度均為369 MPa；溫度達到800 ℃時，包殼仍保持較高爆破強度，分別為136 MPa 和138 MPa；溫度達到1 000 ℃時，包殼仍保持一定的爆破強度，分別為65 MPa 和75 MPa。微量Y 的添加，對FeCrAl合金包殼內(nèi)壓爆破強度無顯著影響。

圖2 不同溫度FeCrAl、FeCrAlY合金包殼爆破強度Fig.2 Burst strength of FeCrAl and FeCrAlY alloy cladding at different temperatures

3.2 破口分析

不同溫度FeCrAl、FeCrAlY 合金包殼內(nèi)壓爆破后宏觀和微觀形貌如圖3所示?？梢钥闯?，F(xiàn)eCrAl、FeCrAlY合金包殼爆破后宏觀形貌無顯著差異。RT和350 ℃時，加載介質(zhì)為高溫硅油，包殼破口沿軸向撕裂開，形貌完好，且隨著溫度的升高（圖3（a，b，f，g）），破口開口增大；600 ℃、800 ℃和1 000 ℃時，加載介質(zhì)為Ar 氣，破裂過程中，內(nèi)壓釋放會對破口形貌造成破壞。尤其在600 ℃和800 ℃時，包殼仍具有一定的抗壓能力，內(nèi)壓釋放對破口形貌破壞嚴重，試樣件破口出現(xiàn)收縮卷曲現(xiàn)象，是由于管壁較薄，彈塑性較好，爆破后彈性變形回復造成的（圖3（c，d，h，i））；1 000 ℃時，包殼爆破強度的下降，破裂后形貌較為完整（圖3（e，j））。

圖3 不同溫度FeCrAl、FeCrAlY合金包殼內(nèi)壓爆破后宏觀形貌(a,b,c,d,e) FeCrAl RT，350 ℃，600 ℃，800 ℃和1 000 ℃，(f,g,h,i,j) FeCrAlY RT，350 ℃，600 ℃，800 ℃和1 000 ℃Fig.3 Macromorphology of FeCrAl and FeCrAlY alloy cladding after internal pressure burst test at different temperature(a,b,c,d,e) FeCrAl RT, 350 ℃, 600 ℃, 800 ℃ and 1 000 ℃, (f,g,h,i,j) FeCrAlY RT, 350 ℃, 600 ℃, 800 ℃ and 1 000 ℃

FeCrAl、FeCrAlY合金包殼破口微觀形貌如圖4所示?？梢钥闯?，不同溫度下包殼破口均存在不同數(shù)量、大小的韌窩，韌窩是金屬材料塑性斷裂的主要特征，表明包殼具有良好的塑性。微量Y 的添加未對FeCrAl合金包殼破口形貌產(chǎn)生影響。

圖4 不同溫度FeCrAl、FeCrAlY合金包殼破口微觀形貌(a,b) FeCrAl RT，350 ℃，(c,d) FeCrAlY RT，350 ℃Fig.4 Rupture opening micromorphology of FeCrAl and FeCrAlY alloy cladding at different temperature(a,b) FeCrAl RT, 350 ℃, (c,d) FeCrAlY RT, 350 ℃

4 高溫水蒸氣氧化試驗結果

4.1 氧化增重曲線

不同溫度FeCrAl、FeCrAlY 合金包殼氧化增重曲線如圖5 所示?？梢钥闯?，F(xiàn)eCrAl、FeCrAlY 合金包殼在高溫水蒸氣環(huán)境中的氧化增重趨勢相同，隨著溫度的升高，氧化增重量顯著提高。氧化初期，無氧化膜的FeCrAl、FeCrAlY 合金包殼與高溫水蒸氣直接接觸，氧化增重速率快。隨著氧化時間的增加，包殼表面形成氧化膜，阻礙高溫水蒸氣與包殼基體接觸，氧化增重速率下降。

圖5 不同溫度FeCrAl、FeCrAlY合金包殼水蒸氣氧化8 h增重曲線Fig.5 Oxidation increment curves of FeCrAl and FeCrAlY alloy cladding after stream oxidation at different temperatures for 8 h

不同溫度FeCrAl、FeCrAlY 合金包殼氧化增重量如表2 所示。相比于FeCrAl 合金包殼，F(xiàn)eCrAlY合金包殼在800 ℃、1 000 ℃和1 200 ℃水蒸氣氧化8 h 條件下氧化增重量分別下降65.1%、60.0%和31.5%。微量Y的添加有效降低了FeCrAl合金包殼在高溫水蒸氣環(huán)境下的氧化速率。

表2 不同溫度水蒸氣氧化8 h后FeCrAl、FeCrAlY合金包殼氧化增量（mg·dm-2）Table 2 Oxidation weight gain of FeCrAl and FeCrAlY alloy cladding after stream oxidation at different temperatures for 8 h (mg·dm-2)

4.2 XRD分析

不同溫度FeCrAl、FeCrAlY合金水蒸氣氧化8 h氧化產(chǎn)物X 射線衍射儀（X-ray Diffractometry，XRD）分析如圖6 所示?？梢钥闯?，800 ℃和1 000 ℃水蒸氣氧化8 h后，F(xiàn)eCrAl、FeCrAlY合金包殼衍射峰為α-Fe，未出現(xiàn)明顯的氧化產(chǎn)物衍射峰，這主要是由于氧化產(chǎn)物膜較薄的原因所致。1 200 ℃水蒸氣氧化8 h 后，F(xiàn)eCrAl 和FeCrAlY 合金包殼均出現(xiàn)明顯的α-Al2O3氧化產(chǎn)物峰，表明氧化膜厚度增加。

圖6 FeCrAl (a)和FeCrAlY (b)合金包殼不同溫度水蒸氣氧化8 h氧化產(chǎn)物XRD分析Fig.6 XRD analysis of oxidation products of FeCrAl (a) and FeCrAlY (b) alloy cladding after stream oxidation at different temperatures for 8 h

4.3 氧化后表面形貌分析

不同溫度水蒸氣氧化8 h后FeCrAl、FeCrAlY合金包殼宏觀形貌如圖7 所示?？梢钥闯?，原始FeCrAl 和FeCrAlY 合金包殼宏觀形貌無明顯差異，高溫水蒸氣氧化后出現(xiàn)明顯差異。FeCrAl 合金包殼800 ℃氧化后，表面氧化膜呈藍綠色（圖7（b））；1 000 ℃和1 200 ℃氧化后，表面氧化膜呈灰白色，出現(xiàn)剝落現(xiàn)象（圖7（c，d））。添加Y后，F(xiàn)eCrAl合金包殼800 ℃氧化后表面氧化膜由藍綠色演變?yōu)樽仙▓D7（f））；1 000 ℃和1 200 ℃氧化后，表面氧化膜由灰白色演變?yōu)楹诨疑?，未出現(xiàn)剝落現(xiàn)象（圖7（f，g，h））。

圖7 不同溫度水蒸氣氧化8 h后FeCrAl、FeCrAlY合金包殼宏觀形貌 (a,b,c,d) FeCrAl原始樣品，800 ℃、1 000 ℃和1 200 ℃，(e,f,g,h) FeCrAlY原始樣品，800 ℃、1 000 ℃和1 200 ℃（彩圖見網(wǎng)絡版）Fig.7 Macrostructure of FeCrAl and FeCrAlY alloy cladding after stream oxidation at different temperatures for 8 h (color online) (a, b, c, d) FeCrAl original sample, 800 ℃, 1 000 ℃and 1 200 ℃, (e, f, g, h) FeCrAlY original sample, 800 ℃,1 000 ℃ and 1 200 ℃

不同溫度水蒸氣氧化8 h后FeCrAl合金包殼表面、截面氧化膜形貌如圖8 所示。800 ℃氧化后，F(xiàn)eCrAl 合金包殼表面無明顯氧化，A 區(qū)域未形成具有明顯形貌特征的Al2O3氧化產(chǎn)物，F(xiàn)eCrAl合金包殼氧化膜厚度約為0.8 μm（圖8（a，d，h））。1 000 ℃氧化后，F(xiàn)eCrAl 合金包殼表面局部氧化膜脫落，未脫落區(qū)域B 氧化膜為疏松的片狀結構，脫落C 區(qū)域氧化膜為疏松塊狀結構（圖8（b，e，g））。1 200 ℃氧化后，F(xiàn)eCrAl合金包殼表面氧化膜呈波浪狀，D區(qū)域放大結果表明且氧化膜疏松多孔（圖8（c，f）），氧化膜截面形貌表明，波浪狀氧化膜已與基體發(fā)生脫離（圖8（i））。

圖8 800 ℃、1 000 ℃和1 200 ℃水蒸氣氧化8 h后FeCrAl合金包殼表面氧化膜形貌(a,b,c)，A、B、D和C區(qū)域氧化膜放大圖(d,e,f,g)，1 000 ℃和1 200 ℃截面氧化膜形貌(h,i)Fig.8 Morphology of surface oxide films of FeCrAl alloy cladding after stream oxidation at 800 ℃, 1 000 ℃ and 1 200 ℃ for 8 h (a,b,c), amplification diagram of oxide films in region A, B, C and D (d,e,h,g), 1 000 ℃ and 1 200 ℃ crosssection oxide films morphology (h,i)

不同溫度水蒸氣氧化8 h后FeCrAl合金包殼表面氧化膜EDS 能譜分析如圖9 所示。EDS 結果表明，原始FeCrAl合金包殼主要由Fe、Cr和Al元素組成，同時在局部檢測到了少量的Mo元素（圖9（a））。800 ℃表面氧化膜除Al 和O 元素外，同時檢測到了較強的Fe和Cr元素信號，可能是由于氧化膜厚度較薄，包殼基體層噪音所致（圖9（b））。1 000 ℃時，F(xiàn)eCrAl 合金包殼B 區(qū)域主要由Al 和O 元素組成的Al2O3氧化膜，C 區(qū)域主要為Fe 和Cr元素，同時檢測到了少量的Al和O元素信號，表明基體外表面重新生成了Al2O3氧化膜（圖9（c））。1 200 ℃氧化膜為由Al和O元素組成的Al2O3氧化膜（圖9（d））。

圖9 不同溫度水蒸氣氧化8 h后FeCrAl合金包殼表面氧化膜EDS分析 (a) 原始樣品，(b) 800 ℃，(c) 1 000 ℃，(d) 1 200 ℃Fig.9 EDS analysis of surface oxide films of FeCrAl alloy cladding after stream oxidation at different temperatures for 8 h(a) Original sample, (b) 800 ℃, (c) 1 000 ℃, (d) 1 200 ℃

不同溫度水蒸氣氧化8 h 后FeCrAlY 合金包殼表面、截面氧化膜形貌如圖10 所示?？梢钥闯觯?00 ℃氧化后，F(xiàn)eCrAlY 合金包殼表面無明顯氧化，A區(qū)域未形成具有清晰形貌特征的Al2O3氧化產(chǎn)物，氧化膜厚度約為0.5 μm（圖10（a，d，g））。1 000 ℃氧化后，F(xiàn)eCrAlY 合金包殼表面小塊狀氧化產(chǎn)物數(shù)量顯著增多，未出現(xiàn)氧化膜剝落現(xiàn)象，D區(qū)域放大結果表明氧化膜致密，厚度約為2 μm，Y與基體結合緊密（圖9（b，e，h））。1 200 ℃時，F(xiàn)eCrAlY合金包殼表面小塊狀氧化產(chǎn)物尺寸增大，部分區(qū)域出現(xiàn)微小波浪狀，氧化產(chǎn)物膜仍保持較好的致密度，厚度約為5 μm，且仍與基體保持緊密結合（圖10（c，f，i））。

圖10 800 ℃、1 000 ℃和1 200 ℃水蒸氣氧化8 h后FeCrAY合金包殼表面氧化膜形貌(a,b,c)，A、B和C區(qū)域氧化膜放大圖(d,e,f)，800 ℃、1 000 ℃和1 200 ℃截面氧化膜形貌(g,h,i)Fig.10 Morphology of surface oxide films of FeCrAl alloy cladding after stream oxidation at 800 ℃, 1 000 ℃ and 1 200 ℃ for 8 h(a,b,c), amplification diagram of oxide films in region E, F and G (d,e,f), 800 ℃, 1 000 ℃ and 1 200 ℃ cross-section oxide films morphology (g,h,i)

不同溫度水蒸氣氧化8 h 后FeCrAlY 合金包殼表面氧化膜EDS 能譜分析如圖11 所示。EDS 結果表明，原始FeCrAlY 合金包殼主要由Fe、Cr、Al 和Y元素組成，同時在局部檢測到了少量的Mo元素（圖11（a））。800 ℃氧化后，F(xiàn)eCrAlY合金包殼氧化膜除Al、O 和Y 元素外，同時檢測到了較強的Fe 和Cr 元素信號，可能是由于氧化膜厚度較薄，合金基體層噪音所致（圖11（b））。1 000 ℃氧化后，F(xiàn)eCrAlY 合金包殼氧化產(chǎn)物除Al、O和Y元素外，仍檢測到較強的Fe和Cr信號，表明氧化膜含有Fe、Cr元素組成的氧化產(chǎn)物（圖11（c））。1 200 ℃時，F(xiàn)eCrAlY 合金包殼氧化膜主要由Al、O和Y元素組成，未檢測到明顯的Fe和Cr元素信號（圖11（d））。

圖11 不同溫度水蒸氣氧化8 h后FeCrAlY合金包殼表面氧化膜EDS分析(a) 原始樣品，(b) 800 ℃，(c) 1 000 ℃，(d) 1 200 ℃Fig.11 EDS analysis of surface oxide films of FeCrAlY alloy cladding after stream oxidation at different temperatures for 8 h(a) Original sample, (b) 800 ℃, (c) 1 000 ℃, (d) 1 200 ℃

5 結果和討論

Y在熔煉FeCrAl合金中主要以Fe-Y、單質(zhì)Y和少量固溶的形式存在。適量Y（0%～0.24%）的添加能夠改善FeCrAl 合金的力學性能。一方面，Y 能夠細化合金基體晶粒，起到細晶強化的作用；另一方面，固溶析出的Y 以Fe-Y 相的形式存在，并以球狀或橢球狀分布于基體中，起到第二相強化作用［8，16-17］。Y 在FeCrAl 中 微 固 溶，其 最 大 約 為0.041%。本文FeCrAlY 合金包殼中的Y 含量為0.031%，完全固溶到合金基體中，微觀組織中未觀察到Fe-Y第二相的析出，且晶粒尺寸未發(fā)生明顯變化。固溶到FeCrAl 合金包殼中的微量Y 未對內(nèi)壓爆破性能產(chǎn)生明顯影響。

微量Y 的添加顯著提高了FeCrAl 合金包殼的抗高溫水蒸氣氧化性能。相比于FeCrAl合金包殼，800 ℃水蒸氣氧化8 h 后，F(xiàn)eCrAlY 包殼氧化增重量下降65.1%，氧化膜厚度下降約37.5%，僅為0.5 μm。EDS 分析結果表明，F(xiàn)eCrAl 和FeCrAlY 合金包殼氧化膜主要由Al和O元素組成，同時檢測到了較強的Fe、Cr和Y元素信號，可能是由于氧化膜較薄，包殼基體層噪音所致。1 000 ℃水蒸氣氧化8 h 后，F(xiàn)eCrAl 合金包殼氧化膜為由Al 和O 元素組成的Al2O3相，表面氧化膜出現(xiàn)脫落現(xiàn)象。研究表明，在950～1 000 ℃，F(xiàn)eCrAl合金包殼氧化膜主要由（ε、γ、δ和θ）-Al2O3亞穩(wěn)相和穩(wěn)態(tài)α-Al2O3組成。其中，θ-Al2O3向穩(wěn)態(tài)α-Al2O3轉變過程中，伴隨13%～14.3%的體積收縮，因此，在α-Al2O3氧化膜中形成拉應力，導致氧化膜脫落［18］。添加微量Y 元素后，F(xiàn)eCrAlY合金包殼1 000 ℃水蒸氣氧化8 h 后增重量下降60.0%，未出現(xiàn)與FeCrAl 合金包殼相同的氧化膜脫落現(xiàn)象，氧化膜與基體界面結合較好。EDS 分析結果表明，F(xiàn)eCrAlY合金包殼氧化膜除Al和O元素外，同時檢測到了Fe、Cr 和Y 元素信號。Pivin 等［19］指出，高溫氧化過程中，Y元素能夠優(yōu)先在合金表面形成α-Y2O3、α-Y2O3、α-Al2O3和Fe2O3具有相同的晶格類型（三方晶系），互溶度較高，進而形成以α-Y2O3為核心的（Fe、Cr、Al）2O3復合氧化膜，有效降低了氧化膜內(nèi)部的生長應力，形成附著性較好的平坦氧化膜。FeCrAl 合金包殼1 200 ℃/8 h 水蒸氣氧化后表面Al2O3氧化膜為波浪狀，生長方向不一，與包殼基體之間存在孔洞，對基體的保護作用較弱。研究表明，F(xiàn)eCrAl 合金包殼在氧化過程中，O 從氧化物晶界向內(nèi)擴散，同時Al 離子通過氧化膜向外擴散，兩者在氧化膜內(nèi)相遇發(fā)生反應，引發(fā)氧化膜的橫向生長，使氧化膜內(nèi)產(chǎn)生高度集中的壓應力，這種應力使氧化膜呈波浪狀，且局部同基體脫離，并容易斷裂［20］。添加微量Y 元素后，F(xiàn)eCrAlY 合金包殼1 200 ℃/8 h 水蒸氣氧化后表面氧化膜主要由Al、O和Y元素組成，氧化增重量下降31.5%，表面氧化膜較為平整，與基體界面結合緊密，未出現(xiàn)脫落現(xiàn)象。研究表明，彌散分布在氧化膜中的Y 或Y2O3能夠有效阻擋合金離子向外擴展，使氧化膜生長只能依靠氧向內(nèi)擴散，即氧化反應主要發(fā)生在氧化膜與基體界面上，進而減少內(nèi)部應力，提高黏附性［18］。

6 結語

本文對FeCrAl 和FeCrAlY 合金包殼內(nèi)壓爆破和高溫水蒸氣氧化性能進行測試，結合顯微組織形貌、破口形貌、氧化膜物相、形貌和成分分析結果，論述了微量Y 對FeCrAl 合金包殼內(nèi)壓爆破和高溫水蒸氣氧化性能的影響，具體結論如下：

1）FeCrAl 和FeCrAlY 合金包殼顯微組織形貌結果表明，微量Y 主要固溶到包殼基體中，未形成Fe-Y第二相。

2）不同溫度下FeCrAl 和FeCrAlY 合金包殼內(nèi)壓爆破強度無明顯差異，破口形貌未發(fā)生改變，固溶到包殼基體中的微量Y 未對內(nèi)壓爆破性能產(chǎn)生影響。

3）添加微量Y 有效降低了FeCrAl 合金包殼在高溫水蒸氣環(huán)境下的氧化速率。800 ℃、1 000 ℃和1 200 ℃水蒸氣氧化8 h條件下氧化增重量分別下降65.1%、60.0%和31.5%。

4）1 000 ℃水蒸氣氧化8 h 條件下，F(xiàn)eCrAlY 合金包殼表面形成含有Al、O、Fe、Cr 和Y 元素的復合氧化膜，有效降低了氧化膜的生長應力，形成附著性較好的平坦氧化膜，對基體具有較好的保護作用。

5）1 200 ℃水蒸氣氧化8 h 條件下，F(xiàn)eCrAlY 合金包殼表面形成含有Al、O和Y元素的復合氧化膜，氧化膜較為平整，與基體界面結合緊密，未出現(xiàn)脫落現(xiàn)象。

作者貢獻聲明劉洋負責試驗方案制定者、試驗方案的執(zhí)行者、數(shù)據(jù)采集處理、論文初稿撰寫、論文校對與修訂；馬海濱負責提供研究思路，指導論文寫作與修改，對文章知識性內(nèi)容作批評性審閱；吳利翔負責文獻調(diào)研，指導論文寫作與修改，初稿審閱；郭達禧負責參與文獻收集整理工作，數(shù)據(jù)整理；嚴俊負責參與文獻收集整理工作，數(shù)據(jù)整理；楊榮坤負責文獻調(diào)研，指導論文寫作與修改，初稿審閱；任啟森負責指導論文寫作與修改，初稿審閱；薛佳祥負責指導論文寫作與修改，初稿審閱。