事故耐受燃料包壳应用中Kanthal APMT铁素体合金的激光束焊接性能及微观组织表征

《Nuclear Engineering and Design》：Laser beam welding properties and microstructural characterization of Kanthal APMT ferritic alloys in the application of accident tolerant fuel cladding

　　

•FeCrAl焊接件的抗拉强度达到了原始棒材的78%。然而，延展性显著降低。
•在高功率激光束单侧焊接技术中观察到了焊接裂纹和气孔。
•通过焊接工艺可改变基体（BM）、热影响区（HAZ）和熔合区（FZ）之间的弥散强化效果。
•熔合区中的晶粒粗化以及热影响区中的回复和再结晶导致了焊接件的软化。

**引言**

铁-铬-铝（FeCrAl）合金是一类先进的抗氧化铁基合金，其典型铬含量在10 wt%至22 wt%之间，铝含量在4 wt%至8 wt%之间，可能还含有钼等少量其他元素以及微量其他元素（Briggs等，2017；Edmondson等，2016；Field等，2017）。主要的FeCrAl合金包括氧化物弥散强化（ODS）FeCrAl钢（如Fe-15Cr-4Al、MA 956（Fe-20Cr-4.5Al-0.5Y-0.5Ti））和马氏体钢（如Kanthal APMT（Fe-21Cr-5Al-3Mo）、SUS430（Fe17Cr）以及Fe-12Cr-6Al钢）。铝的加入通过在事故条件下形成氧化铝层来改善高温抗氧化性能（Cabet等，2019；Rebak等，2018）。铬的加入进一步在高温蒸汽中稳定了氧化铝层。FeCrAl合金是先进核反应堆最具有前景的结构和包壳候选材料之一，特别是那些在比当前轻水反应堆更高温度和更恶劣辐照环境下运行的反应堆。这归因于它们的高热导率、低热膨胀系数、优异的高温强度和耐腐蚀性，最重要的是，由于第二相颗粒的存在在辐照下作为缺陷阱，在中子辐照下具有非常低的空泡肿胀率（Cahn，1961；Dubuisson等，1993；Garner和Puigh，1991；Kluek，2005；Soisson和Jourdan，2016）。目前，锻造FeCrAl和粉末冶金FeCrAl合金都在开发中。最系统的工作集中在美国的锻造FeCrAl合金开发上，而日本则致力于ODS FeCrAl合金的开发（Barrett等，2012）。

目前，全球核燃料公司（GNF）是唯一考虑将FeCrAl包壳作为近期耐事故燃料（ATF）设计的美国燃料供应商。GNF测试了多种不同的FeCrAl合金，包括Kanthal APMT、C26M（Fe-12Cr-6Al-2Mo-0.2Si-0.03Y）和MA956；装有C26M燃料的棒和不带燃料的Kanthal APMT、C26M和MA956棒已被插入铅测试组件中（Goodson和Geelhood，2020）。在燃料棒的组装过程中，装有燃料棒的管必须在两端通过钨极惰性气体保护焊（TIG）或电阻压力焊（PRW）与端盖密封焊接（Braase和May，2015；Gan等，2017；Gussev等，2017b；Rebak等，2018；Regina等，2007）。FeCrAl合金的可焊性已使用TIG（Gussev等，2017b；Regina等，2007）、PRW（Braase和May，2015；Gan等，2017；Rebak，2018）、激光束焊（LBW）（Field等，2014；Fu等，2021；Gussev等，2017b；Kadiri等，2006；McPherson等，2003；Tusek等，2002；Wan等，2026；Zhang等，2019）、电子束焊（EBW）（Dawson等，2024）和搅拌摩擦焊（FSW）（Kang等，1996；Sittiho等，2018；Wan等，2026）进行了研究。GNF研究了为ATF包壳开发的IronClad的可焊性，使用了TIG和PRW技术。目前的IronClad由Kanthal APMT（Fe-21Cr-5Al-3Mo）或C26M制成。后者是一种最优合金成分，具有较低的Cr以避免辐照脆化（Rebak，2018）。TIG和PRW焊接技术都显示出良好的前景（Rebak，2018）。

对FeCrAl焊缝板上堆焊的LBW力学性能进行了详细研究，以确定焊缝性能随Cr（13–17.5 wt%）和Al（3–4.4 wt%）合金化浓度的变化规律（Field等，2014）。对于所有拟定的合金，LBW产生了无缺陷的焊缝，不存在裂纹或夹杂物（Field等，2014）。焊缝强度的降低归因于冷加工试样热影响区（HAZ）中加热引起的晶粒生长、再结晶和回复。在焊接试样中，缩颈和断裂始终发生在熔合区（FZ）。未观察到焊接引起的脆化。当在环境压力低于0.1 kPa、激光功率为850 W、焊接速度为30 r/min的条件下对FeCrAl（Fe-12Cr-4Al-2Mo）包壳进行焊接时，焊接件的接头强度超过基体，延伸率达到20.1%（Wei等，2026）。随着环境压力的降低，焊接熔深增加，而焊缝宽度减小。

如果Cr元素含量较高，FeCrAl合金将受到辐照诱导的富Cr α'相析出的影响。在357°C下经中子辐照至1.8 dpa后，C35M（Fe-13Cr-10Al-1Mo，at.%）激光束焊缝的FZ和HAZ中α'的密度仅为基体的三分之一，FZ和HAZ中的位错环密度不到基体的一半（Zhang等，2019）。推荐FeCrAl合金的成分为10–13 wt% Cr。不同Al和Cr浓度对所选FeCrAl合金可焊性的影响有限（Field等，2014）。尽管Kanthal APMT含有比当前用于ATF包壳优化的FeCrAl（10–13%）更高浓度的Cr（21%），但研究Kanthal APMT作为高Cr、含氧化物弥散相的FeCrAl参考合金的激光焊接行为仍然是必要的。

尽管使用LBW对某些FeCrAl合金成分展示了良好的可焊性，但焊接件中延展性的损失和晶粒粗化仍然是焊接FeCrAl合金的主要关注点之一（Field等，2014；Gussev等，2017b；Hu等，2023；Kadiri等，2006；McPherson等，2003；Tusek等，2002；Wan等，2026）。在激光焊接的FeCrAl（Fe-13Cr-4Al-1Nb-2Mo-0.1Y）合金中观察到了明显的软化（Hu等，2023）。软化区域的宽度与热输入成正比。激光焊接FeCrAl合金的抗拉强度（UTS）和延伸率分别高达652 MPa和9.7%，对应最优热输入为94.7 J/mm（Hu等，2023）。FZ中再析出的Fe2(Nb,Mo) Laves相颗粒小于200 nm，而HAZ中因Ostwald熟化而粗化的颗粒大于1.6 μm。与原始材料中600–900 nm的Laves相相比，Laves相的双峰尺寸分布是焊缝软化的内在原因（Hu等，2023）。此外，在FZ和熔合线中检测到了气孔缺陷。气孔引起的应力集中导致裂纹萌生、扩展，最终导致焊缝失效。增强Laves相的析出同时消除气孔缺陷被认为是实现FeCrAl合金接头高强度的有前景的策略（Hu等，2023）。

搅拌摩擦焊（FSW）作为一种固相接合技术，已被用于研究FeCrAl合金的可焊性（Kang等，1996；Sittiho等，2018；Wan等，2026），特别是针对粉末冶金FeCrAl合金，如Kanthal APMT合金（Sittiho等，2018）。根据拉伸结果计算，Kanthal APMT合金的FSW效率（即搅拌区（SZ）强度与基体（BM）强度之比）接近100%（Sittiho等，2018）。FSW通过SZ中的动态再结晶将APMT板的典型热轧微观组织改为细晶组织，从而减缓了热老化脆化（475°C脆化）的程度（Sittiho等，2018）。由于机械驱动的颗粒聚集和动力学驱动的Ostwald熟化，原始第二相颗粒发生了不同程度的粗化（Sittiho等，2018）。FSW大幅改变了MA 956（Fe-20Cr-4.5Al-0.5Y-0.5Ti）合金焊接区域中颗粒的化学成分、尺寸和形状（Kang等，1996）。富Al或富Ti颗粒的数量大幅减少，并形成了大的不规则形状颗粒（Kang等，1996）。MA 956基体含有均匀分布的小直径（约20 nm）Y2O3颗粒。在MA 956基体中还观察到少量较大直径（约100 nm）、球形Al2O3、Ti(C,N)、Y2O3-Al2O3以及含Al-Ti-Y的颗粒。在再结晶区域，连接线处的晶粒尺寸最大，并在焊接接头的径向方向上明显增大（Kang等，1996）。

Kanthal APMT马氏体FeCrAl合金在焊接过程中可能存在对裂纹的敏感性（Braase和May，2015；Gan等，2017；Gussev等，2017b；Regina等，2007）。例如，Regina等人（Regina等，2007）表明，使用TIG和气体金属弧焊（GMAW）进行的FeCrAl焊overlay，当使用高铬和高铝变体时，对焊接诱导裂纹具有更高的敏感性。Bermejo和Thuvander（Bermejo和Thuvander，2025）比较了三种Kanthal FeCrAl合金（Fe-10Cr-4Al-0.3Si、Fe-12.5Cr-3.7Al-1.3Si、Fe-21Cr-5Al-3Mo（APMT））作为overlay焊的性能。低于100°C的高韧脆转变温度证实了FeCrAl合金的低延展性和高冷裂纹敏感性。碳化物可能是推动α相分离（富Fe与富Cr）的起始点，这解释了硬化并导致APMT overlay焊缝延展性的大幅降低。尽管使用激光束焊对某些FeCrAl合金成分展示了良好的可焊性（Field等，2014；Gussev等，2017b；McPherson等，2003；Kadiri等，2006；Tusek等，2002），但焊接件中延展性的损失和晶粒粗化仍然是主要的关注点之一。

高铬弥散强化马氏体钢的熔焊问题包括相偏析、氢损伤、应力腐蚀开裂、焊缝裂纹、马氏体转变和细小第二相颗粒的损失（Bermejo和Thuvander，2025；Kadiri等，2006；McPherson等，2003；Miao等，2007；Regina等，2007）。焊接过程中表现出的这种不良性能可能是FeCrAl合金在核反应堆应用中设计和技术推广的限制因素。必须增强这些FeCrAl合金的可焊性。目前FeCrAl合金焊接的常规做法包括预热至250–350°C、层间温度250°C，以及在850°C焊后热处理30分钟之前保持焊缝温度在250°C以上。尽管这些措施有效，但它们严重复杂化了生产效率并增加了生产成本（Kanthan技术规范，2018）。

已探索了多种合金设计策略来提高FeCrAl合金的可焊性。Dupont和Adams（Adams和DuPont，2010；DuPont和Adams，2009）在FeCrAl焊overlay中引入了TiC添加剂，作为一种包含氢陷阱位点的方法。TiC添加剂有利于降低FeCrAl合金在TIG焊接过程中对氢脆的敏感性（DuPont和Adams，2009）。在Fe-10Al-5Cr基合金中添加Ti和C会产生由铁素体和由铁素体和TiC组成的枝晶间共晶组成的微观组织。除了与激光焊接相关的非常高的冷却速率外，通常预期增大的冷却速率会产生更多铁素体/TiC共晶，这是由于液体中溶质积聚增加所致（Adams和DuPont，2010）。TiC可用于降低FeCrAl基合金对氢裂纹的敏感性。TiC降低了氢辅助裂纹的严重程度，使得含20 wt% Al和11 wt% Cr的合金可以焊接而不产生裂纹。含TiC的Fe-10Al-5Cr基焊缝的耐腐蚀性与无TiC的overlay在短期测试中相当。在Fe基合金中添加碳化物通常作为氢陷阱位点，作为一种缓解氢裂纹的手段。第二相的存在不会显著影响耐腐蚀性（Adams和DuPont，2010；DuPont和Adams，2009）。Gussev等人（Gussev等，2017b）探索了TiC和Nb基添加剂的加入以促进Laves相的形成，从而提高FeCrAl合金的可焊性。在这两种情况下，TiC或Laves相的弥散分布导致FZ中晶粒尺寸减小，进而与不含弥散相的合金相比，减少了焊缝的软化（Gussev等，2017b）。总体而言，只要合金和工艺参数得到适当优化，FeCrAl合金可焊性的问题已被证明不显著。

由于Kanthal APMT含有高浓度的Cr和Al，需要对其进行可焊性的验证和增强。

本研究采用激光束焊接技术，因为在小区域内产生大量热输入，与传统TIG焊接相比，可降低焊缝的微结构变化。本研究的目的是评估激光束焊接用于先进的抗氧化Kanthal APMT Fe-21Cr-5Al-3Mo合金的可行性，并考察粉末冶金铁素体FeCrAl合金的开裂倾向和由此产生的微结构。

**材料、激光束焊接及拉伸测试**

本研究所用Kanthal APMT棒材购自Kanthal公司。该材料采用粉末冶金技术制造，使用快速凝固（RSP）/气体雾化制备合金粉末，随后进行热等静压（HIP）和热挤压处理。所接收材料的标称化学成分（wt%）为：Cr 20.5–23.5，Al 5.0，Mo 3.0，Y 0.1，Hf 0.1，C < 0.08，Si < 0.7，Mn < 0.4，余量为Fe。在粉末冶金过程中形成了富钇的AlY氧化物。

**原始材料**

图2(a)至图2(d)展示了所接收Kanthal APMT棒材的典型微结构。沿轴向方向由细长的铁素体晶粒组成，并含有大量弥散强化颗粒（图2(a)）。在横截面上，典型微结构为等轴铁素体晶粒，平均晶粒尺寸为25±5μm（图2(b)）。XRD分析确认，主要相为铁素体相，即Kanthal APMT的基体相（图6）。

**粉末冶金Kanthal APMTEffect**

**激光束焊接对Kanthal APMT焊缝力学性能和强化机制的影响**

成功的焊接通常意味着焊缝无缺陷。理想的微结构特征和基础力学性能应尽可能接近基体材料。Kanthal APMT是一种先进的粉末冶金弥散强化合金。焊接对材料的力学性能有负面影响，因为焊接改变了晶粒结构和弥散相的分布（Gussev et al., 2017a）。激光束焊接的高温输入导致——

**总结与结论**

• 初步实验结果表明，激光束焊接可用于FeCrAl合金的连接。FeCrAl焊缝的极限抗拉强度达到了原始FeCrAl棒材的78%。然而，由于熔合区微结构的显著变化，焊缝的延展性相比基体材料显著降低。需要进一步改进和优化焊接参数及焊后热处理，以提高力学性能。

**作者贡献声明**

Lin Xiao：撰写——审阅与编辑，撰写——原稿，监督，调查，资金获取，形式分析，概念构思。Robyn Sloan：验证，方法学，调查。Shane Audette：监督。Kaiping Zhang：方法学，调查，形式分析。Peng Peng：撰写——审阅与编辑，监督，方法学。

**利益冲突声明**

作者声明以下财务利益/人际关系，可能被视为潜在利益冲突：[本人声明，提交本文意味着所述工作未曾公开发表，且未在其他地方投稿审稿中，其发表已获得所有作者以及工作所在机构的负责主管部门的批准或默许，且若被接受，将不会——]

**致谢**

作者感谢加拿大国家实验室（CNL）以下人员的帮助、协助和指导：Hongbing Yu、Reza Esmaeilizadeh、Abhi Ghosh、April Pelletier、Jeffrey Baschuk、Catherine Thiriet、Ali Siddiqui和Rosaura Ham-Su。本研究得到加拿大原子能有限公司联邦核科学与技术工作计划的支持。

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