CN103958703A - 由低碳含量的奥氏体不锈钢制成的预制体生产用于核反应堆的耐磨损且耐腐蚀的包层的方法、相应的包层及相应的控制簇 - Google Patents

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Abstract

本方法包括以下步骤：提供由奥氏体不锈钢制成的管状预制体，所述奥氏体不锈钢的碳含量小于或等于0.03重量％；使所述预制体成形；精加工所述预制体以形成包层(21)；通过扩散原子种类来硬化所述包层(21)的外表面(29)；在所述提供步骤之前或者在所述成形步骤或精加工步骤期间，使所述预制体经受至少一次固溶退火，所述固溶退火具有以下子步骤：将所述预制体加热至足够高的温度并持续足够长的时间以使可选地存在的沉淀物溶入溶液中；以使可以在室温下保持不含沉淀物和亚稳态的奥氏体结构的速率使所述预制体淬火。

Description

由低碳含量的奥氏体不锈钢制成的预制体生产用于核反应堆的耐磨损且耐腐蚀的包层的方法、相应的包层及相应的控制簇
技术领域
本发明涉及制造不锈钢的部件，该部件的耐磨损性和耐腐蚀性经由通过扩散一种或多种原子种类的硬化处理而被改进。
本发明特别适用于制造旨在用于轻水反应堆(light water reactor，LWR)且特别是加压水反应堆(Pressurized Water Reactor，PWR)中的中子吸收棒。
背景技术
中子吸收棒通常被集合成控制簇(control cluster)。在这些簇中，一些簇在操作时经常在导轨(guide)中移动并摩擦导轨。这些簇在水流的影响下还振动。因此，其中所含有的棒冒着变得磨损和失去它们部分的中子吸收能力(正是反应堆安全的本质)的风险。中子吸收棒的包层(cladding)和端塞(end plug)尤其暴露于这种磨损风险中。
特别是当以负荷跟踪模式(load-following mode)使用反应堆时，一些吸收棒运动的频率和振幅，特别是对于保持在固定位置的簇，一些吸收棒振动的频率和振幅是这样的：考虑到由摩擦引起的磨损，经常有必要尽早控制并确保更换一定数量的簇。
为了对抗这种磨损，已经提出通过渗氮(nitriding)来硬化包层的外表面。文献FR-2604188、EP-446083、EP-537062和EP-801142描述了等离子体渗氮步骤。
这些渗氮步骤为对抗吸收棒的包层的磨损提供了有效的防护。
然而，已经发现如此渗氮的一些表面具有不足的耐腐蚀性，并且在制造之后的运输期间、贮存期间或当使控制簇运行时，可能开始生锈。
发明内容
本发明的目的之一是通过提出一种允许制造具有良好的耐磨损性和良好的耐腐蚀性的部件的方法来克服上述缺点。
为此，本发明涉及一种生产用于核反应堆的耐磨损且耐腐蚀的不锈钢的包层的方法，所述方法包括以下步骤：
提供奥氏体不锈钢的管状坯件(blank)，所述奥氏体不锈钢的碳含量等于或小于0.03重量％；
使所述坯件成形；
精加工(finishing)所述坯件以形成所述包层；
通过扩散一种或多种原子种类(atomic species)来硬化所述包层的外表面；
在所述提供步骤之前或者在所述成形步骤或精加工步骤期间，使所述坯件经受至少一次固溶退火(solution annealing)，所述固溶退火具有以下子步骤：
将所述坯件加热至足够高的温度并持续足够长的时间以使任何存在的沉淀物溶解；
以使所述奥氏体结构在室温下保持在亚稳态且不含沉淀物的速率使所述坯件淬火。
根据所述方法的其它可选特征：
所述加热子步骤是在1020℃和1100℃之间的温度下进行，优选在1040℃和1080℃之间的温度下进行；
所述加热子步骤进行1分30秒和30分钟之间的时间，优选进行3分钟和10分钟之间的时间；
在所述淬火子步骤期间，所述坯件在少于3分钟内从淬火初始温度冷却至低于850℃，并且在少于一刻钟内冷却至低于450℃；
在所述成形步骤期间或所述精加工步骤期间，所述固溶退火之后没有进行产生表面拉应力的操作；
在所述成形步骤期间或所述精加工步骤期间，所述固溶退火之后没有进行研磨(grinding)、涂刷(brushing)、抛光(polishing)或磨光(buffing)；
所述精加工步骤包括所述包层的外表面的至少一种去除表层(stripping)或摩擦精加工(tribo-finishing)；
所述部件的外表面的硬化步骤包括等离子体渗氮；
所述包层的外表面的硬化步骤包括碳氮共渗(carbonitriding)或氮碳共渗(nitrocarburizing)；
所述硬化步骤包括渗碳(carburizing)或表面硬化(case hardening)；以及
所述坯件没有焊缝(weld)。
本发明还涉及按照如上所述的方法所得到的包层。
本发明还涉及一种用于加压水型核反应堆的控制簇，所述控制簇包括多脚架组件(spider assembly)和由所述多脚架组件支撑的吸收棒，所述吸收棒具有含有至少一种中子吸收材料的包层和包层端塞，其特征在于，至少一些所述吸收棒的包层是如上所述的包层。
附图说明
通过仅作为例子并且参考附图而给出的以下描述，本发明的其它方面和优点将变得显而易见：
图1是示出根据本发明的控制簇的吸收棒的局部横截面示意图；
图2给出在渗氮之前和之后AISI 316L包层的强度/电势曲线；
图3～图5示出由对渗氮包层所进行的恒电势测试而来的曲线图，图3～图5对应于不同的奥氏体钢组成和不同的渗氮条件；
图6给出在渗氮前由焊接的坯件和非焊接的坯件而来的包层的强度/电势曲线图；
图7是在渗氮后由焊接的坯件和非焊接的坯件而来的包层类似于图6的视图。
具体实施方式
在图1中，可以看到部分的核燃料组件1和部分的控制簇3，该控制簇3控制该组件1负载在其中的核反应堆的芯的反应性。
常规地，组件1包括一束核燃料棒(未示出)和保持且支撑该束的骨架。骨架5包括下端件7、上端件9以及连接下端件7和上端件9的导管11。单个导管(guide tube)11示于图1中。
控制簇3包括仅能在图1中看到一个的中子吸收棒13和多脚架结构15，该多脚架结构15支撑且保持吸收棒13在适当的位置，使得它们处于彼此平行并且沿着与组件1的导管11相同的网格阵列横向地放置，该组件1上有控制簇3。
多脚架结构15包括连接体部分17和侧翼(wing)19，该连接体部分17将控制簇3连接到移动机构(未示出)，该侧翼19接合到连接体部分17，其中，每个侧翼19都被固定到一个或多个吸收棒13上。
图1中所示的棒13包括含有至少一种中子吸收材料(例如，以碳化硼B4C的一堆丸粒23的形式)的包层21。该包层21是例如长度为3.8m、外径为9.70mm且厚度为0.5mm的管。该包层21被上端塞25和下端塞27封闭。下端塞27的底部例如向下收敛。
常规地，为了调节反应堆的反应性，将控制簇3插入反应堆芯中或从反应堆芯提取出，以便使吸收棒13在相应的导管11内部并且沿着导轨(未示出)移动，该导轨位于该反应堆的上部内元件(upper inner element)中。
包层21是由例如AISI304或AISI316型奥氏体钢(一般是低碳AISI304L或AISI316L)制成。端塞27是由例如AISI308奥氏体钢(一般是低碳AISI308L)制成。这些钢的组成(以铸造后的重量％计)列于表1中：
表1
其余为铁和生产杂质。
更一般地，包层21由碳含量优选为0.03重量％或更低的奥氏体不锈钢制成。它也可以由其它类型的不锈钢制成，优选低碳的不锈钢制成。
还优选地，包层21由不具有焊缝的管状坯件制成。如果热处理已经允许沉淀物(尤其是铬和钼的碳化物和氮化物)重新溶解，包层21也可以由例如轧焊的坯件制成，下面描述的用固溶退火处理就是这种情况。
包层21例如使用包括以下步骤的制造方法来得到：
-提供奥氏体不锈钢的管状坯件，所述管状坯件可选地经受固熔退火处理，即，在本说明书的含义中的处理，该处理包括：
·将所述管状坯件加热至足够高的温度并持续足够长的时间以溶解沉淀物，特别是铬和钼的碳化物和氮化物；然后
·以使所述奥氏体结构随后在室温下保持亚稳态且不含沉淀物的速率使所述管状坯件淬火；
-使所述坯件成形，此步骤包括以下子步骤：
·如果所述管状坯件尚未经过固溶退火，那么执行这样的固溶退火；
·进行一次或多次冷拔或轧制循环，每次之后进行这样的固溶退火；
·最终拉伸；
-精加工，该精加工步骤可以包括以下子步骤：
·整形(trueing)
·在砂条和砂轮上抛光
·质量控制，和/或
·去除表层/钝化(passivation)。
对于上述固溶退火操作，优选确保加热在严格高于1020℃的温度下，优选高于1040℃的温度下，优选低于1100℃的温度下，进一步优选低于1080℃的温度下进行。
加热时间例如在对于窄厚度(约1mm)的坯件的1分30秒和对于较大厚度(约1cm)的坯件的30分钟之间，并优选在3分钟和10分钟之间。加热时间，特别是对于最后一次热处理，一定不能太长以至不能限制晶粒生长，这种生长可能会损害最终组件的性质。
优选确保淬火以防止钢保持在450～800℃的温度下，铬的氮化物和碳化物的沉积范围。如果炉负载低，例如，几个坯件没捆绑在一起，那么优选地，使用中性气体或非氧化性气体的气体淬火足以确保冷却而没有沉积。临界淬火速率取决于钢的碳含量；碳含量越高，临界淬火速率越快。因此，对于0.03％的碳的重量含量，在淬火期间温度优选在少于3分钟内从淬火初始温度下降至低于850℃的温度，并且优选对于窄厚度(约1mm)的坯件在少于一刻钟内从淬火初始温度下降至低于450℃的温度，并且对于较大厚度(约1cm)的坯件在少于一小时内从淬火初始温度下降至低于450℃的温度。
表2给出了奥氏体不锈钢的无焊缝管状坯件的成形步骤和精加工步骤的顺序以生产包层21的两个实施例。在这些不同的操作之后，所得到的包层21在焊接到下端塞27上之后，将经受通过扩散一种或多种原子种类来使它的外表面29硬化。该硬化处理被进一步描述。
表2
下端塞27可使用包括例如以下步骤的方法来生产：
-提供通过热轧而得到的奥氏体不锈钢圆柱形坯件；
-固溶退火，加热到适合于该部件的大部分的温度，一般为1050℃和1150℃之间的温度，优选为1070和1130℃之间的温度；
-重新整形；
-无心研磨；
-通过机械加工来成形；
-精加工。
将下端塞27装配在相应的包层21的末端，并且例如在防止氧化的保护性气氛下使用TIG(钨极惰性气体)焊接将其焊接。
然后使包层21及其下端塞27经受通过扩散一种或多种原子种类来硬化它们各自的外表面29和31的步骤。
这可以是如在文献FR-2604188、EP-446083、EP-537062和EP-801142中所述的渗氮步骤。
优选地，例如，它是如在文献EP-801142中所述的碳氮共渗步骤或氮碳共渗步骤。
例如，可以在340℃和450℃之间且优选在400℃和420℃之间的处理温度下使包层21及其下端塞27经受含有氮气、氢气和烃的等离子体活化气体气氛。
包层21和端塞27的接近于它们各自的外表面29和31的层变得扩散有碳和氮，从而在厚度可为10～60μm的这些表面层的钢中形成碳和氮的固溶体。
更一般地，除了上面所述的之外，可以使用通过扩散原子种类的外表面29和31的其它硬化步骤：气体渗氮、离子表面硬化(ion case hardening)......。
在包层21和端塞27上由此形成的表面层提供了增强的耐磨损性。
本申请人还已经确定了：用上述方法得到的包层21和下端塞27，在硬化步骤后，表现出良好的耐腐蚀性，特别是比使用现有技术方法所得到的包层和端塞表现出更好的耐腐蚀性。
通过使用如上所述的一次或多次固溶退火操作，使在渗氮步骤期间降低了表面层的含氮奥氏体分相(de-mixing)为铬氮化物和贫铬的金属相。
可以用下式解释所述分相：
γN→γN–x+α+CrN
其中，γN表示含氮奥氏体，
γN–x表示含有较少氮的奥氏体，
α表示铁素体和CrN表示铬氮化物。
因此，降低了包层21的外表面29和下端塞27的外表面31在它们使用过程中的腐蚀风险。
此外，如果碳含量低，那么可减少碳化物晶种(seed)的存在，碳化物晶种可能在渗氮步骤期间导致碳氮化物的形成并且也可能引起表面层中的奥氏体分相。因此，该特征也有助于降低对腐蚀的敏感性。
固溶退火操作可以在提供坯件之前和/或在成形步骤或精加工步骤期间进行。
另外，如下所述，如果管状坯件是无焊缝的，那么这也允许降低包层21对腐蚀的敏感性。
图2给出了：在70℃的除去空气的硼酸溶液(2000ppm的H3BO3形式的B和1000ppm的SO4 2-)中的，如前所述所得到的AISI316L包层21在渗氮之前(曲线32)和渗氮之后(曲线33)的强度/电势曲线，或极化曲线。
沿X轴给出以μA/cm2表示的腐蚀电流，而沿Y轴给出以相对于饱和甘汞电极的mV表示(mV/SCE)的电势。可以看出，渗氮前包层21对腐蚀的敏感性低，而它却能比渗氮的包层21高8倍。
当考虑到非渗氮的奥氏体不锈钢的活性峰，它可遵循恒电势测试期间的腐蚀电流的趋势和电量(current quantity)的趋势，根据法拉第定律，该电量与可腐蚀的材料的量有关。
关于所使用的钢(AISI304L和AISI316L)的组成和可腐蚀的铁和镍元素的各自化合价，当考虑到活性峰(对于这些钢为-490mV/SCE)时，2.4～2.7C/cm2对应于约1μm的可腐蚀厚度。
图3～图5允许对不同渗氮包层(包括在过高的温度下一次渗氮的包层)的恒电势测试结果之间进行比较。在这些图中，虚线曲线表示以μA/cm2计的腐蚀电流I，并且实线曲线表示以C/cm2计的腐蚀电量Q。
对于这三个测试中的每一个，活性峰(activity peak)(-490mV/SCE)被认为是在70℃的除去空气的硼酸溶液(2000ppm的H3BO3形式的B和1000ppm的SO4 2-)中。
图3和图4分别示出由AISI304L钢制成的包层21。这两个包层的区别在于：图4中的包层在过高的温度下进行渗氮。图5涉及由AISI316L钢所得到的并且合适地渗氮的包层21。考虑到非渗氮奥氏体不锈钢的腐蚀电量是0.00C/cm2，腐蚀电流Q的测定量分别为2.37C/cm2、10.03Cm2和1.53C/cm2。
这些恒电势测试的结果很好地吻合显微照片：由强电流所标志的渗氮层对腐蚀的敏感性也被在金相截面中看到的可视攻击(attack)所揭示。
因此，在恒电势测试期间所测得的腐蚀电量Q的基础上，可以提出对腐蚀的敏感性的一个验收标准。所选择的值是3C/cm2，被分析部件所测定的Q值必须较低以使所分析部件具有令人满意的耐腐蚀性。
根据图3和图5的曲线，因此，渗氮后的AISI304L和AISI316L包层21的腐蚀敏感性小于3C/cm2。
然而，已经发现：尽管铬含量和因此理论上更强的非氧化性(non-oxidizability)，一些AISI308L的端塞27(不是按照上述方法得到的，并且已被焊接到这些包层21的底部并同时已被渗氮)可以表现出较大的腐蚀敏感性(至多12C/cm2)。
图6给出了在上述硼酸溶液中的如下包层的强度/电势曲线：由具有焊接的含有0.046重量％的碳的坯件所得到的AISI316的包层21(曲线34)和由不具有焊缝的含有0.02重量％的碳的坯件所得到的AISI316L的包层21(曲线35)。
可以看出，尽管钢的碳含量不同，在渗氮之前，无论包层21是由具有焊缝还是由不具有焊缝的坯件得到的，包层21对腐蚀的敏感性是相似的。
图7允许对由具有焊接(曲线37)和不具有焊接(曲线39)的坯件而得到的相同的包层21在相同条件下渗氮后的强度/电势曲线之间进行比较。
可以看出，相对于曲线39，曲线37的电流强度在腐蚀峰41处高出约50倍且在钝化平台43处高出约25倍。
因此，使用由不具有焊缝且具有低的碳含量的管状坯件制成的包层21允许在包层21的渗氮后显著降低对腐蚀的敏感性。
一种可能的解释是，当焊接坯件时，对加热和冷却期间的温度缺乏控制，如果它是管状坯件，这不仅引起焊接区域和热影响区域的敏感化，而且还引起整个坯件的敏感化。在随后的渗氮期间，这种敏感化通过奥氏体的分相而变得明显。
下面的表3允许对在渗氮前进行(情况1、情况3和情况4)或没有进行(情况2)如上所述的固溶退火的，由焊接和非焊接的坯件所得到的包层21在渗氮后对腐蚀的敏感性之间进行比较，这种固溶退火允许重新溶解沉淀物并且去除由成形产生的残留应力。
表3
因此，确定的是，第一使用具有低的碳含量的非焊接坯件和第二使用能够去除沉淀物的高的固溶退火允许显著且独立地降低对腐蚀的敏感性。
但是，即使在高的固溶退火之后，相对高的碳含量(情况2和情况3)仍然影响对腐蚀的敏感性。
在优选使用非焊接的管状坯件的同时，也可使用轧焊坯件(rolled-weldedblank)，如果在焊接后它们经受如上所述的高的固熔退火处理，该高的固熔退火将允许重新溶解沉淀物。
更一般地，出人意料地确定的是，用于成形的最终拉伸步骤后的精加工处理，诸如研磨、涂刷、抛光或磨光操作，可能对渗氮包层21的耐腐蚀性具有影响。
下面的表4对渗氮步骤前和成形步骤后的用或不用抛光或磨光操作所得到的具有不同表面状态的渗氮包层21对腐蚀的敏感性之间进行了比较。对渗氮后的包层21的外表面29的硬度和粗糙度进行了测定。
表4
情况1 情况2 情况3
抛光 是 否 否
磨光 是 是 否
计算粗糙度Ra 0.19～0.21 0.31～0.64 0.29～0.44
硬度HV50 1038 1038 1107
硬度HV100 1097 1048 1105
以μm计的(已硬化的层的)厚度 18 17.8 17.3
以C/cm2计的Q 1.65 1.04 0.5
因此，在渗氮之后，通过机械加工处理所赋予的表面加工硬度提高了对腐蚀的敏感性(抛光和磨光都具有至少0.5C/m2的损失)。
因此，优选使用在硬化步骤之前尚未经受这样的机械加工步骤的部件来形成包层21、端塞27以及更一般地任何其它部件，这些可用于核反应堆中且必须具有良好的耐磨损性和耐腐蚀性。
这种机械精加工步骤的存在可以解释在图3～图5中的恒电势测试期间在一些下端塞27上所发现的腐蚀敏感性。
对于端塞27以及更一般地能够用于核反应堆且必须显示良好的耐磨损性和耐腐蚀性的任何其它机械加工部件，诸如导向销、螺帽和螺杆......，不能总执行机械加工操作以防止形成加工硬化的表面层，该加工硬化的表面层在随后的硬化操作中将导致对腐蚀的敏感性的降级(degradation)。
下面的表5给出了用于不同模式的表面预加工的加工硬化深度(根据L.E.Samuels and G.G Wallwork,J.Iron Steel Inst.186(1957)211(L.E.Samuels和G.GWallwork，钢铁研究所杂志，186期(1957年)211页))。
表5
尽管如此，在部件的成形步骤前和渗氮步骤后所进行的处理允许通过去除表面层的加工硬度来防止该降级。在下面给出这些处理的四个实例。可以任选地组合这些处理。
第一处理包括在上述条件下的固溶退火。该固溶退火允许重新溶解由例如机械加工所产生的碳化物和氮化物并且允许重新溶解马氏体相微沉淀物，该马氏体相微沉淀物是渗氮期间使奥氏体分相的许多晶种。固溶退火还允许去除表面机械应力，该表面机械应力在硬化步骤期间促进奥氏体的这种分相。然而，如果期望在部件的大部分中保持加工硬度从而保证较大的机械性质，这种处理是不适用的，但端塞27的实施例不是这种情况。
第二处理包括使用硝酸或硝酸氢氟酸(fluonitric acid)、王水......的化学去除表层。去除表层也可以是使用酸浴、糊剂或凝胶进行15～120分钟的电化学去除表层，或者电化学辅助的更快去除表层。使用去除表层，例如，可溶解0.5～5μm的金属铬贫乏的表面层。因此，在硬化步骤期间对腐蚀的敏感性可以被限制并且甚至消除。该处理与由加工硬化所提供的在部件的大部分中所保持的机械性质相容。
第三处理包括在Ar-H2气氛中、250℃下使用射频等离子体进行去除表层2～4h。使用这种去除表层将金属铬缺乏的表面层粉碎至例如0.5～5μm，这降低了渗氮后对腐蚀的敏感性。在渗氮之前将这种处理应用在了AISI316L的机械加工的销(pin)上。在400℃+/-20℃下氮碳共渗进行80h的期间所达到的扩散深度超过20μm。然而，优选的是，避免经由射频等离子体进行持续去除表层超过8h，因为表面可能变得过于活化并且可能使氮气一到达渗氮相就沉淀为CrN。例如，由恒电势测试所测定的对腐蚀的敏感性对于2h的去除表层时间达到3E-08C/cm2，并且对于超过8h的去除表层时间达到大于10C/cm2。
第四处理是相继使用越来越细的磨料的摩擦精加工。在没有引起发热并因此没有表面拉应力并且没有干扰下面的层的情况下，去除的深度在几小时内、一般在小于3小时内可以达到10μm，这足以去除机械加工期间最受干扰的厚度。因此，对腐蚀的敏感性不受随后的硬化处理影响。摩擦精加工可以通过振动与部件接触的磨料来实施，其中该部件和磨料放在振动外壳中。
去除表面层的加工硬度的处理优选用于如下部件，这些部件的成形涉及去除具有局部暂时加热(localised temporary heating)风险的材料和例如通过机械加工而产生表面拉应力。
对于通过成形没有去除材料所得到的部件，例如包层，优选使用精加工处理，这允许避免出现在外表面上的加工硬化，特别是表面拉应力。
更一般地，上述特性可以被彼此独立地使用，并且可以仅被应用到例如控制簇3的一些棒13上。
因此，可以使用例如低的碳含量，它独立于固溶退火并且独立于不应用精加工步骤。
类似地，可以将一些上述特征应用到焊接的管状坯件。

Claims (13)

1.一种制造用于核反应堆的耐磨损且耐腐蚀的包层(21)的方法，所述方法包括以下步骤：
提供奥氏体不锈钢的管状坯件，所述奥氏体不锈钢的碳含量等于或小于0.03重量％；
使所述坯件成形；
精加工所述坯件以形成所述包层(21)；
通过扩散一种或多种原子种类来硬化所述包层(21)的外表面(29)；
在所述提供步骤之前，或者在所述成形步骤或精加工步骤期间，使所述坯件经受至少一次固溶退火，所述固溶退火具有以下子步骤：
将所述坯件加热至足够高的温度并持续足够长的时间以使任何存在的沉淀物溶解；
以使所述奥氏体结构在室温下保持在亚稳态且不含沉淀物的速率使所述坯件淬火。
2.根据权利要求1所述的方法，其中，所述加热子步骤是在1020℃和1100℃之间的温度下进行，优选在1040℃和1080℃之间的温度下进行。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其中，所述加热子步骤进行1分30秒和30分钟之间的时间，优选进行3分钟和10分钟之间的时间。
4.根据前述权利要求中任意一项所述的方法，其中，在所述淬火子步骤期间，所述坯件在少于3分钟内从淬火初始温度冷却至低于850℃，并且在少于一刻钟内冷却至低于450℃。
5.根据前述权利要求中任意一项所述的方法，其中，在所述成形步骤期间或所述精加工步骤期间，所述固溶退火之后没有进行产生表面拉应力的操作。
6.根据前述权利要求中任意一项所述的方法，其中，在所述成形步骤期间或所述精加工步骤期间，所述固溶退火之后没有进行研磨、涂刷、抛光或磨光。
7.根据前述权利要求中任意一项所述的方法，其中，所述精加工步骤包括所述包层(21)的外表面(29)的至少一次去除表层或摩擦精加工。
8.根据前述权利要求中任意一项所述的方法，其中，所述包层(21)的外表面(29)的硬化步骤包括等离子体渗氮。
9.根据权利要求8所述的方法，其中，所述包层(21)的外表面(29)的硬化步骤包括碳氮共渗或氮碳共渗。
10.根据权利要求1～7中任意一项所述的方法，其中，所述硬化步骤包括渗碳或表面硬化。
11.根据前述权利要求中任意一项所述的方法，其中，所述坯件不是焊接的。
12.一种按照根据前述权利要求中任意一项所述的方法所得到的奥氏体不锈钢的包层(21)。
13.一种用于加压水型核反应堆的控制簇(3)，所述控制簇(3)包括多脚架结构(15)和由所述多脚架支撑的吸收棒(13)，所述吸收棒(13)包括含有至少一种中子吸收材料(23)的包层(21)和封闭所述包层(21)的端塞(25、27)，其特征在于，至少一些所述吸收棒(13)的包层(21)是根据权利要求12所述的包层。
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