CN115233105A - 一种超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金及其制备方法 - Google Patents

一种超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金及其制备方法，超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金包括以下质量百分数的成分：19～23％Cr，24～26％Ni，0.03～0.1％C，0.6～1.0％Nb，0.2～0.8％Si，0.6～1.0％Mn，0.8～2.2％Mo，1.5～4.5％W，P≤0.008％，O≤0.003％，余量为Fe；Mo和W两者相互协同，作为一种可能的优选方式，W和Mo的质量比为1.8:1～2.2:1，还可添加0.003～0.01％B和/或2～4％Al，且Cr和Al质量百分数≤24％，保证了所得不锈钢的固溶强化效果，也具有析出强化效果，提高了不锈钢的力学强度和抗蠕变性能。

Description

一种超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金及其制 备方法
技术领域
本发明涉及高温合金材料及特种合金材料技术领域，具体涉及一种超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金及其制备方法。
背景技术
目前全球核电机组普遍为压水式反应堆，其传热工质采用“朗肯循环”，限制了循环效率的提升(目前最先进的大型水冷堆，热效率刚刚超过40％)，不再适用于未来核反应堆的设计理念。
采用超临界流体作为传热工质的“布雷顿循环”，利用超临界流体在拟临界区附近存在物性突变现象，可有效降低压缩功耗，实现气冷堆在中等堆芯出口温度下达到较高传热效率。同时相较于蒸汽循环，布雷顿循环系统体积大幅减小，也正因此，以超临界气体作为传热工质的反应堆，成为GEN IV设计研发的热点之一。
燃料包壳，是反应堆的第二道屏障(燃料本身作为第一道屏障)，作用是防止裂变产物逸散、避免燃料受冷却剂腐蚀以及有效导出热能。压水堆包壳材料主要采用Zr合金，超临界气冷式反应堆系统设计堆芯出口温度为650℃，已超过Zr合金的使用极限，必须考虑研发新型合金。
从目前公开报导资料来看，20世纪60年代英国研发的第二代商用改进型气冷堆(Advanced Gas Reactor,AGR)，是气冷堆的典型代表，AGR堆的传热工质采用4MPa的CO2，堆芯出口平均温度设计为650℃，这是迄今为止工况环境最接近超临界气冷式反应堆的堆型。AGR堆使用20Cr25NiNb不锈钢作为包壳材料，已有超过40年的堆内运行经验。原型20Cr25NiNb高温强化相只有MC相，缺乏其他强化相。根据国内仿制材料研究数据，650℃下该种钢的高温力学强度和蠕变性能均较差，这显然无法满足采用超压力设计的气冷式反应堆的服役需求。
发明内容
本发明的目的在于提供一种超临界流体冷气堆燃料包壳用奥氏体不锈钢及其制备方法，以解决国内制备得到的20Cr25NiNb在650℃下高温力学强度和蠕变性能均较差，无法满足服役需求的问题。
本发明提供一种超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金，包括以下质量百分数的成分：19～23％Cr，24～26％Ni，0.03～0.1％C，0.6～1.0％Nb，0.2～0.8％Si，0.6～1.0％Mn，0.8～2.2％Mo，1.5～4.5％W，P≤0.008％，O≤0.003％，余量为Fe。
本发明的有益效果：本发明通过Ni含量大于Cr含量且Ni含量大于24wt％的设计，保证了高温固溶处理后得到基体为奥氏体FCC结构(图1，图1中M的曲线和SiO2的曲线是重合的)。通过添加Mo和W，Mo和W两者相互协同，保证了所得不锈钢的固溶强化效果，也具有析出强化效果，提高了不锈钢的力学强度和抗蠕变性能。
作为一种可能的优选方式，W和Mo的质量比为1.8:1～2.2:1，优选地，W的质量百分数小于3％，以使得固溶强化效果更好。
作为一种可能的优选方式，超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金，包括以下质量百分数的成分：19～23％Cr，24～26％Ni，0.03～0.1％C，0.6～1.0％Nb，0.2～0.8％Si，0.6～1.0％Mn，1.0～1.5％Mo，2.0～3.0％W，P≤0.008％，O≤0.003％，余量为Fe，以使得固溶强化效果更好。
作为一种可能的实施方式，超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金包括以下质量百分数的成分：19～23％Cr，26％Ni，0.03～0.1％C，0.6～1.0％Nb，0.2～0.8％Si，0.6～1.0％Mn，0.8～2.2％Mo，1.5～4.5％W，0.003～0.01％B和/或2～4％Al，P≤0.008％，O≤0.003％，余量为Fe，Cr的质量百分数和Al的质量百分数之和不大于24％；添加B元素，B、Mo以及W三者协同作用，在保证固溶强化效果的同时还可以有效地抑制了长时间高温(>650℃)下Laves第二相的粗化和在满足相平衡的情况下促进性能良好相的析出，从而显著提高不锈钢的组织稳定性，保证了长时高温服役下不锈钢抗蠕变强度；如图2所示，在本发明的Ni和Cr元素含量范围内，即使按上述成分要求添加了Al元素，固溶处理并快冷后得到的不锈钢也是奥氏体相(Cr的质量百分数和Al的质量百分数之和大于24％则有铁素体相析出)，但是添加Al元素以后，Al、B、Mo以及W四者共同协同作用，不仅具有前述的效果，Al元素促进镍铝相在基体弥散析出，实现了更好的析出强化效果，而且由于高Cr含量使得材料高温下生成氧化铬，氧化铬作为载体在其与奥氏体基体之间生成氧化铝膜(当没有氧化铬时，很难单独形成氧化铝膜的，两者缺一不可)。从而相比现有反应堆燃料包壳材料20Cr25NiNb，可同时提高了不锈钢的高温力学性能和抗腐蚀性能；最后还进一步保证了长时高温服役下不锈钢抗蠕变强度。
作为一种可能的实施方式，超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金包括以下质量百分数的成分：20％Cr，26％Ni，0.03～0.1％C，0.6～1.0％Nb，0.2～0.8％Si，0.6～1.0％Mn，1.0～1.5％Mo，2.0～3.0％W，0.003～0.01％B和/或3％Al，P≤0.008％，O≤0.003％，余量为Fe；效果与上一个可能的实施方式相同，不再赘述。
作为一种可能的实施方式，所述Fe来源的原料的纯度大于99.9wt％。
本发明还公开了一种上述超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金的制备方法包括：
将各原料混合后熔炼成铸锭；
将铸锭在1100℃～1300℃下退火2～3小时，得到钢锭；
将钢锭在1180℃～1220℃下保温2～3小时后进行锻造，锻造比4:1～5:1，终锻温度为1050℃～1100℃，得到板材；
将板材在1150℃～1250℃下进行固溶处理0.5～2小时后淬灭；
将固溶处理得到的板材在920℃～940℃的惰性气体中保温0.8～1.2小时后炉冷。
本发明的有益效果：本发明通过各个步骤的相互配合，使得最终获得的奥氏体不锈钢具有较为均匀细小的组织，避免了C元素形成Cr23C6，减小了晶间腐蚀发生的可能，提高不锈钢的力学性能和组织稳定性。
作为一种可能的优选方式，钢锭在进行锻造之前还包括除去钢锭表面的氧化皮。
作为一种可能的优选方式，板材在固溶处理之前还包括除去所述板材表面的氧化皮。
作为一种可能的实施方式，熔炼在真空熔炼炉内进行，熔炼炉内的真空度为1×10-3～1×10-2Pa。
附图说明
图1为(19-24)％Cr24％Ni合金在1200℃的主要析出相示意图；
图2为不同Cr含量(19-24％)、不同Al含量(2-4％)下合金在1200℃的主要析出相示意图；
图3为实施例3制备得到的不锈钢在650℃下处理1000h后的SEM形貌图；
图4为实施例1-4和对比例1-2制备得到的不锈钢的拉伸曲线图。
具体实施方式
为了使本发明所要解决的技术问题、技术方案及有益效果更加清楚明白，以下对本发明进行进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。
本发明的发明人根据国内仿制材料研究数据，650℃下仿制20Cr25NiNb的高温力学强度和蠕变性能均较差，不能满足采用超压力设计的气冷式反应堆的服役需求，因此亟需克服上述问题。
本发明的发明人偶然发现通过添加金属元素Mo和W，两者配合使用时保证了所得不锈钢的固溶强化效果，也具有析出强化效果，有利于Laves第二相析出，在该基础上进一步添加添加B和/或Al，并调整Cr的含量，可以显著地提高了不锈钢的力学强度和抗蠕变性能。
本发明公开了一种超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金，包括以下质量百分数的成分：19～23％Cr，24～26％Ni，0.03～0.1％C，0.6～1.0％Nb，0.2～0.8％Si，0.6～1.0％Mn，0.8～2.2％Mo，1.5～4.5％W，P≤0.008％，O≤0.003％，余量为Fe。
如本文所用，所述“超临界流体”是指高于临界温度和临界压力以上的流体，所述超临界流体没有明显的气液分界面。
本发明中，通过添加金属元素Mo和W，两者协同作用，不仅可以保证不锈钢的固溶强化效果，还能促进Laves第二相析出的效果，同时相比Mo元素W在奥氏体中原子扩散速率更小，表明相比传统单纯加Mo强化不锈钢的做法，同时添加Mo和W形成的Laves相在长时间高温下更不易粗化，从而提高不锈钢的力学强度和抗蠕变性能。
为了使得固溶强化效果和析出效果更好，本发明中，W和Mo的质量比可以为1.8:1～2.2:1，不仅如此，还可以将W的质量百分数调整至小于3％，也可以将两者结合起来；或；可以将Mo的质量百分数调整为1.0～1.5％，W的质量百分数调整为2.0～3.0％，且使得W和Mo的质量比满足1.8:1～2.2:1，合适地，2:1。
为了进一步提高不锈钢的抗蠕变性能和力学性能，可以添加B元素，B、Mo以及W三者协同作用，在保证固溶强化效果的同时还可以有效地抑制了长时间高温(>650℃)下Laves第二相的粗化和在满足相平衡的情况下促进性能良好相的析出，从而显著提高不锈钢的组织稳定性，保证了长时高温服役下不锈钢抗蠕变强度；本发明中，所述B的添加质量一般为0.003～0.008％，合适地，0.003～0.005％。
为了进一步提高不锈钢的抗蠕变性能和力学性能，可以添加Al元素，在Ni含量大于Cr含量且Ni含量约26wt％、Cr和Al质量百分数小于等于24％时，合金基体依然是奥氏体FCC结构，Al与Ni形成镍铝相，镍铝相具有良好的高温力学性能和抗蠕变性能；本发明中，所述Al的添加质量一般为2～4％，合适地，3％。
本发明中，在提高不锈钢的抗蠕变性能和力学性能时，也可以同时添加Al元素和B元素，Al、B、Mo以及W四者共同协同作用，不仅具有前述的效果，而且由于高Cr在高温下生成氧化铬，氧化铬作为载体在氧化铬-奥氏体基体之间生成氧化铝膜(当没有氧化铬时，是很难形成氧化铝膜的，两者缺一不可)，从而提高了不锈钢的高温力学性能和抗腐蚀性能，还进一步保证了长时高温服役下不锈钢抗蠕变强度。
本发明中，不仅是所述Fe来源的原料的纯度大于99.9wt％，其他成分来源的原料纯度需要满足制备得到的不锈钢中P≤0.008wt％，O≤0.003wt％。
本发明还公开了一种上述超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金的制备方法，包括以下步骤：
S1.将各原料混合后熔炼成铸锭；
本发明中，所述熔炼可以在真空熔炼炉中进行，真空熔炼炉的真空度一般为1×10-3～1×10-2Pa，合适地，5×10-3～1×10-2Pa。
S2.将所述铸锭在1100℃～1300℃下退火2～3小时，得到钢锭；
本发明中，合适地，所述退火温度为1200±20℃，更合适地，1200℃。
S3.将所述钢锭在1180℃～1220℃下保温2～3小时后进行锻造，终锻温度为1050℃～1100℃，得到板材；
本发明中，合适地，1200℃；本发明中，合适地，所述终锻温度1080℃～1100℃，更合适地，1100℃；合适地，锻造比为4:1～5:1。
S4.将所述板材在1150℃～1250℃下进行固溶处理0.5～2小时后淬灭；
本发明中，合适地，所述固溶的温度为1200±20℃，更合适地，1200℃。
S5.将固溶处理得到的板材在920℃～940℃的惰性气体中保温0.8～1.2小时后炉冷。
本发明中，所述惰性气体可以为0族元素对应的气体，具体可以为氦气(He)、氖气(Ne)、氩气(Ar)、氪气(Kr)以及氙气(Xe)等，合适地，氩气。
本发明通过各个步骤的相互配合，使得最终获得的奥氏体不锈钢具有较为均匀细小的组织，避免了C元素形成Cr23C6，减小了晶间腐蚀发生的可能，提高不锈钢的力学性能和组织稳定性。
实施例
以下各实施例中以工业纯铁(99.6wt％)、工业纯镍(99.95wt％)、工业纯铬(99.95wt％)、镍铌(62％)中间合金、工业纯硅、工业纯钼条、工业纯钨条、工业纯锰(99.9wt％)、工业纯铝、石墨碳、硼(22wt％)铁中间合金为原料。
实施例1
超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金由以下步骤制备得到：
S1.将工业纯铁10.3kg、工业纯镍4.6kg、工业纯铬4kg、镍铌中间合金240g、工业纯硅100g、工业纯锰140g、工业纯钼140g、工业纯钨400g以及石墨碳9g混合加入真空度为1×10-2Pa的真空熔炼炉内熔炼3小时，得到铸锭1；
S2.将所述铸锭1在目标温度为1300℃下进行退火处理2小时，得到钢锭1；
S3.将钢锭1在目标温度为1200℃下保温3小时后进行锻造，终锻的目标温度为1050℃，得到板材1；
S4.将板材1在目标温度为1250℃下进行固溶处理0.5小时后，水中淬灭；
S5.将固溶处理后的板材1在目标温度为930℃的氩气环境中进行稳定处理1h后随炉冷却即可。
实施例2
超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金由以下步骤制备得到：
S1.将工业纯铁10.2kg、工业纯镍5.2kg、工业纯铬4.5kg、镍铌中间合金220g、工业纯硅100g、工业纯锰160g、工业纯钼210g、工业纯钨600g、硼(22％)铁中间合金6g以及石墨碳9g混合加入真空度为1×10-3Pa的真空熔炼炉内熔炼2小时，得到铸锭2；
S2.将所述铸锭2在目标温度为1100℃下进行退火处理2小时，得到钢锭2；
S3.将钢锭2在目标温度为1180℃下保温2小时后进行锻造，终锻的目标温度为1050℃，得到板材2；
S4.将板材2在目标温度为1150℃下进行固溶处理3小时后，水中淬灭；
S5.将固溶处理后的板材2在目标温度为920℃的氩气环境中进行稳定处理1.2h后随炉冷却即可。
实施例3
超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金由以下步骤制备得到：
S1.将工业纯铁10.2kg、工业纯镍5kg、工业纯铬4kg、镍铌中间合金242g、工业纯硅100g、工业纯锰160g、工业纯钼150g、工业纯钨420g、工业纯铝580g以及石墨碳8g混合加入真空度为5×10-3Pa的真空熔炼炉内熔炼3小时，得到铸锭3；
S2.将所述铸锭3在目标温度为1200℃下进行退火处理3小时，得到钢锭3；
S3.将钢锭3在目标温度为1200℃下保温3小时后进行锻造，终锻的目标温度为1100℃，得到板材3；
S4.将板材3在目标温度为1200℃下进行固溶处理3小时后，水中淬灭；
S5.将固溶处理后的板材3在目标温度为940℃的氩气环境中进行稳定处理0.8h后随炉冷却即可。
实施例4
超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金由以下步骤制备得到：
S1.将工业纯铁10.2kg、工业纯镍5.3kg、工业纯铬4.3kg、镍铌中间合金245g、工业纯硅50g、工业纯锰160g、工业纯钼210g、工业纯钨600g、工业纯铝550g以及石墨碳8g混合加入真空度为1×10-2Pa的真空熔炼炉内熔炼3小时，得到铸锭4；
S2.将所述铸锭4在目标温度为1300℃下进行退火处理2小时，得到钢锭4；
S3.将钢锭4在目标温度为1200℃下保温3小时后进行锻造，终锻的目标温度为1050℃，得到板材4；
S4.将板材4在目标温度为1250℃下进行固溶处理0.5小时后，水中淬灭；
S5.将固溶处理后的板材4在目标温度为930℃的氩气环境中进行稳定处理1h后随炉冷却即可。
超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金原料
对比例1
制备冷气堆燃料包壳用不锈钢包括以下步骤：
S1.将工业纯铁10.5kg、工业纯镍4.8kg、工业纯铬4kg、镍铌中间合金250g、工业纯硅100g、工业纯锰160g以及石墨碳8.5g混合加入真空度为1×10-2Pa的真空熔炼炉内熔炼3小时，得到铸锭5；
S2.将所述铸锭5在目标温度为1300℃下进行退火处理2小时，得到钢锭5；
S3.将钢锭5在目标温度为1200℃下保温3小时后进行锻造，终锻的目标温度为1050℃，得到板材5；
S4.将板材5在目标温度为1250℃下进行固溶处理0.5小时后，水中淬灭；
S5.将固溶处理后的板材5在目标温度为930℃的氩气环境中进行稳定处理1h后随炉冷却即可。
对比例2
制备冷气堆燃料包壳用不锈钢包括以下步骤：
S1.将工业纯铁10.5kg、工业纯镍4.5kg、工业纯铬4kg、镍铌中间合金230g、工业纯硅100g、工业纯锰140g以及氮化铬铁70g、石墨碳8g混合加入高纯氮气保护的气氛熔炼炉内熔炼2小时，得到铸锭6；
S2.将所述铸锭6在目标温度为1100℃下进行退火处理2小时，得到钢锭6；
S3.将钢锭6在目标温度为1180℃下保温2小时后进行锻造，终锻的目标温度为1050℃，得到板材6；
S4.将板材6在目标温度为1150℃下进行固溶处理3小时后，水中淬灭；
S5.将固溶处理后的板材6在目标温度为920℃的氩气环境中进行稳定处理1.2h后随炉冷却即可。
超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金原料现对实施例1-4以及对比例1-2制备得到的不锈钢中各成分进行含量测试，结果如表1所示，表1中为质量百分数。
表1
Figure BDA0003769967050000071
Figure BDA0003769967050000081
需要说明的是：表1中“Bal.”为“banlance”的缩写，意思为除了其他化学元素，剩下就是Fe的质量百分数。
现对实施例1-4和对比例1制备得到的不锈钢抗蠕变性能和力学性能进行测定，测定结果分别如表2和表3所示；其中，抗蠕变性能的测试方法为：采用M12棒状试样，试样总长为74mm，标距段为
Figure BDA0003769967050000083
采用空气蠕变试验机开展测试，测试温度为650℃，加载应力180MPa，以10℃/秒速度升温至测试温度，保温1小时开始测量。拉伸性能的测试方法为：采用满足国标要求的拉伸M6棒状试样，总长47mm，标距段为
Figure BDA0003769967050000084
拉伸速率为屈服结束前0.2mm/min，屈服结束后1.8mm/min。
表2抗蠕变性能
样品 实验条件 蠕变时间 变形量 应变率
实施例1 650℃，180MPa 598h 0.6548mm 2.62％
实施例2 650℃，180MPa 589h 0.4187mm 1.68％
实施例3 650℃，180Mpa 600h 0.0745mm 0.30％
实施例4 650℃，180Mpa 600h 0.0472mm 0.19％
对比例1 650℃，180MPa 600h 0.8357mm 3.34％
对比例2 650℃，180MPa 599h 1.0475mm 4.19％
表3力学性能
Figure BDA0003769967050000082
由表2和表3可知，实施例1和对比例1-2相比，当添加适量的Mo和W后，得到的不锈钢的抗蠕变性能和力学性能均有所增加(虽然对比例2加N后提升了合金的强度水平，然而表1表明其蠕变性能反而变差)，说明Mo和W具有协同强化作用；当在实施例1的基础上增加B或Al后(实施例2、3)，得到的不锈钢的抗蠕变性能和力学性能均优于实施例1，说明添加B或Al后有利于提升抗蠕变性能和力学性能；当在实施例1的基础上增加B和Al后(实施例4)，得到的不锈钢的抗蠕变性能和力学性能均优于实施例2和3，说明B和Al均有协同作用。
实施例3制备得到的不锈钢在650℃下处理1000h后的SEM形貌图如图3所示，由图3可知，协同添加W/Mo/B/Al元素的合金650℃下高温强度和高温蠕变性能同时显著提升。650℃时效1000h的扫描电镜照片显示，实施例3成分晶内存在细小弥散分布的Laves相，同时晶界大量分布NiAl相，且与Laves相相间隔分布。这些细小弥散的第二相是高温下材料具备良好力学性能和蠕变性能的微观原因。
图4为实施例1-4和对比例1-2制备得到的不锈钢的拉伸曲线图，由图4可知，随着W/Mo元素的添加，材料抗拉强度提升；Al的添加，使得合金的抗拉强度显著提升，同时添加Al和B则可以显著提高屈强比，提升材料的塑韧性。
以上所述的具体实施方式，对本发明的目的、技术方案和有益效果进行了进一步详细说明，所应理解的是，以上所述仅为本发明的具体实施方式而已，并不用于限定本发明的保护范围，凡在本发明的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金，其特征在于，包括以下质量百分数的成分：19～23％Cr，24～26％Ni，0.03～0.1％C，0.6～1.0％Nb，0.2～0.8％Si，0.6～1.0％Mn，0.8～2.2％Mo，1.5～4.5％W，P≤0.008％，O≤0.003％，余量为Fe。
2.根据权利要求1所述的超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金，其特征在于，所述W和Mo的质量比为1.8:1～2.2:1，优选地，所述W的质量百分数小于3％。
3.根据权利要求1或2所述的超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金，其特征在于，包括以下质量百分数的成分：19～23％Cr，24～26％Ni，0.03～0.1％C，0.6～1.0％Nb，0.2～0.8％Si，0.6～1.0％Mn，1.0～1.5％Mo，2.0～3.0％W，P≤0.008％，O≤0.003％，余量为Fe。
4.根据权利要求1所述的超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金，其特征在于，包括以下质量百分数的成分：19～23％Cr，26％Ni，0.03～0.1％C，0.6～1.0％Nb，0.2～0.8％Si，0.6～1.0％Mn，0.8～2.2％Mo，1.5～4.5％W，0.003～0.01％B和/或2～4％Al，P≤0.008％，O≤0.003％，余量为Fe。
5.根据权利要求3所述的超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金，其特征在于，包括以下质量百分数的成分：19～23％Cr，26％Ni，0.03～0.1％C，0.6～1.0％Nb，0.2～0.8％Si，0.6～1.0％Mn，1.0～1.5％Mo，2.0～3.0％W，0.003～0.01％B和/或2～4％Al，P≤0.008％，O≤0.003％，余量为F；
Cr的质量百分数和Al的质量百分数之和不大于24％。
6.根据权利要求1所述的超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金，其特征在于，所述Fe来源的原料的纯度大于99.9wt％。
7.一种如权利要求1-6任一项所述超临界气冷反应堆燃料包壳用奥氏体不锈钢合金的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括：
将各原料混合后熔炼成铸锭；
将所述铸锭在1100℃～1300℃下退火2～3小时，得到钢锭；
将所述钢锭在1180℃～1220℃下保温2～3小时后进行锻造，终锻温度为1050℃～1100℃，锻造比为4:1～5:1，得到板材；
将所述板材在1150℃～1250℃下进行固溶处理0.5～2小时后淬灭；
将固溶处理得到的板材在920℃～940℃的惰性气体中保温0.8～1.2小时后炉冷。
8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述钢锭在进行锻造之前还包括除去所述钢锭表面的氧化皮。
9.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述板材在固溶处理之前还包括除去所述板材表面的氧化皮。
10.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述熔炼在真空熔炼炉内进行，熔炼炉内的真空度为1×10-3～1×10-2Pa。
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