时这些相已经相对较大，并且它们不利于合金的成形能力。
[0060] 另外，Ni含量应限制为至多0. 1%，因为超过该含量，过量的Zr2 (Fe，Ni)将会析 出。此外，在腐蚀条件下Ni将导致从水中吸收过量的氢。
[0061] Sn含量设定在杂质水平（对于三元合金）和2%之间。Sn对所需析出物的形成 和生长几乎没有影响，并且，如本领域已知，根据希望占优势的性能对其含量进行调整。对 于含量〇~〇. 6%，耐腐蚀性是最优的，并且这样的合金特别适合于燃料包覆层。对于含量 0. 6%~2%，合金的机械性能得到改进，从而该合金最适合于燃料组件的结构元件，即最适 合于导套管和水通道。
[0062] 0含量为600ppm~2000ppm，优选1200ppm~1600ppm，因为这样的含量对于获得 这类合金的令人满意的机械性能是经典的。基于本领域已知的类似的经典原因，Si含量不 高于120ppm，且C含量不高于150ppm。
[0063] 可以以高至35ppm的含量将S添加到合金中，以改进其耐蠕变性，这是本领域所公 知的。
[0064] 其它元素可以以杂质水平存在，这些其它元素源自原料的熔炼和铸造成锭的合金 的制造。
[0065] 关于合金从锭到最终产品所经历的热机械处理，对于本发明至关重要的特征是， 至少单个冷轧-退火循环的退火或若干冷轧-退火循环之一的退火必须在高温下进行，即 该温度包括在600°C以上到700°C或（710-20XNb%)°C中的最低温度以下之间的温度；并 且可能在（各个）所述高温退火之前或之后进行的所有其它属于冷轧-退火循环的退火都 不超过600°C，以避免β -Zr析出物，其中，上述单个冷轧-退火循环或若干冷轧-退火循 环在热成形步骤（对于管来讲至少进行挤出，对于片材来讲至少进行热轧，对于其它类型 的元件来讲可能至少进行锻造）之后进行或在再加热和淬火步骤例如β淬火之后进行，其 中，该再加热和淬火步骤在进行热成形步骤之后进行或者在进行若干热成形步骤的情况下 进行热成形步骤之一之后进行。
[0066] 本发明独有的高温退火可选自：
[0067] 在两个冷轧步骤之间进行的一个或若干个中间退火；
[0068] 在最后一次冷轧步骤之后进行的可能的最终退火，如果想获得更高的机械性能 (例如，耐蠕变性），同时接受耐腐蚀性的一些轻微降低。
[0069] 最佳地，上述方法包括至少两个循环的冷轧-退火步骤，该至少两个循环的冷 轧-退火步骤在热成形之后进行，或者在热成形之后可能进行的淬火之后进行，或者在退 火之后进行，该退火在热成形或在最后一次热成形步骤之后进行的淬火之后进行。在该最 佳的方法中，属于这些冷轧-退火步骤的所有退火，或仅它们中的一个或一些是如上所述 的高温类型。
[0070] 必须理解的是，可在热成形和第一冷轧-退火循环之间进行的退火也可以在大于 600°C下进行，并且甚至在比700°C和（710 - 20XNb% ) °C中的最低温度更高的温度下进 行，例如在热成形的温度下进行。但是，根据本发明，以后进行的至少一次退火必须在600°C 以上到700°C或（710 - 20XNb% ) °C中的最低温度以下之间的温度下进行。
[0071] 冷轧必须理解为是在室温和100°C之间进行的轧制，这在Zr合金的冶金学领域内 是公知的。
[0072] 必须很好地注意到，在希望得到最佳耐腐蚀性的情况下，为产品提供最终的应力 消除或再结晶（全部或部分）状态的最通常进行的最终退火不是本发明所说的处理，其下 限和上限在上文中已被限定。在这种情况下，该最终退火必须不在高温下进行，以不过分增 加固溶体中的Nb量。该最终退火根据所需的再结晶速率可在470 °C~600 °C下进行。通常， 对于传统的批次退火工艺，该温度是：
[0073] 500°C~600°C，在若干小时内获得完全再结晶；
[0074] 450 °C~480 °C，在若干小时内获得仅是应力消除的状态；
[0075] 470 °C~520 °C，在若干小时内获得部分再结晶的状态。
[0076] 必须理解的是，这些温度和持续时间限制的组合可根据精确的合金组成和在成形 步骤过程中该合金所经历的变形而改变。此外，每次退火的温度和持续时间取决于退火工 -H- 〇
[0077] 通常，如果在连续退火炉中进行退火，最终退火的持续时间比上述持续时间短，在 这种情况下，对于最终退火来讲，在560°C~600°C范围内持续若干分钟至15分钟可获得应 力消除状态。
[0078] 因此，必须理解，精确的最终退火条件，如果该最终退火不是旨在获得所需要的没 有β-Zr析出的析出物的处理，就不是本发明的一部分，知道本领域技术人员根据所需的 最终结构通过常规考虑和实验能够调节它们。
[0079] 所述处理条件产生所希望的析出物的均匀分布。
[0080] 析出物的算术平均尺寸优选为50nm~250nm。算术平均尺寸由析出物的纯粹平均 当量直径所限定。
[0081] 析出物的算术平均尺寸取决于合金所经历的热处理，特别是取决于在热成形步骤 之前进行的再加热的温度和持续时间，以及在、或可能在冷轧步骤之前、之间和之后进行的 退火的温度和持续时间。本领域技术人员将容易地确定这些热处理的什么样的参数能够产 生析出物的所需尺寸，析出物的所需尺寸随核反应堆类型的不同而不同。对于在BWR中使 用的锆合金来讲，析出物的算术平均尺寸例如优选为50nm~150nm，对于在PWR中使用的锆 合金来讲例如优选为80nm~250nm〇
[0082] 本发明的优点之一在于，与传统的处理相比，它有助于容忍实际退火温度精确性 的一些缺失，其可以稍微超过600°C，而对于具有最常见组成的三元/四元合金的处理方 法，必须严格不能超过600°C。此外，尽管可以升高退火温度，但根据本发明的合金组成的 选择结合本发明的退火条件，允许避免β-Zr的不利析出。它还允许在相对较高的温度下 (例如对将被切割成片材的运行的带材进行连续退火）进行短时间的退火，同时获得所需 的再结晶速率而没有析出不希望的相的风险。这样的短时间退火工艺允许同时获得良好的 工厂生产力和具有均匀结构的扁平产品。
[0083] 对具有表1中所述组成的不同合金进行了实验。
[0086] 表1 :所测试的合金的组成
[0087] "痕量"必须理解为（以及在本文的其它部分）：意思是该元素的存在被认为在通 常分析装置的检测限之下，通常小于lOppm。因此，该元素可以不存在，或以没有冶金学效果 的非常低的含量存在。
[0088] 该表中没有提及的元素至多以痕量水平存在。
[0089] 这些合金都已经历了现将描述的处理。
[0090] 对于四元合金1和2,进行了如下所述的参考处理：
[0091] 对合金进行恪炼，并将该合金铸造成重约I. 7kg且厚约50mm的金属块（slug);
[0092] 在900°C下加热该金属块1小时，并且将其锻造成厚为22mm的金属块；
[0093] 在1050°C下对β相进行热处理30分钟，随后在空气中冷却至环境温度；
[0094] 对热处理后的金属块进行机械加工以使其厚为16mm ;
[0095] 在580°C下加热30分钟，并进行热轧以使厚为6. 5mm ;然后，使经热轧的金属块冷 却至室温；
[0096] 在真空下在580°C下进行退火4小时，然后在真空下冷却至环境温度；
[0097] 在室温下进行第一冷轧步骤以使厚为4. 5mm ;
[0098] 在真空下在580°C下进行中间退火4小时；
[0099] 在室温下进行第二次冷轧步骤使厚度降为2. 7_ ;
[0100] 在真空下在580°C下进行中间退火10小时；
[0101] 在室温下进行第三次冷轧步骤使厚度降为I. 5mm ;
[0102] 在真空下在580°C下进行最终退火10小时。
[0103] 该最后一个步骤对应于工业生产过程的倒数第二个操作。在工业生产过程中，进 行最终冷轧以将厚度降至约〇. 5_，之后进行最终热处理以获得所需的最终冶金学状态。最 终热处理可以根据本发明或者不根据本发明来进行。
[0104] 对于这些合金，也进行了根据本发明的处理，在650°C下进行最终退火1小时，或 在675°C下进行4小时，而不是在580°C下进行10小时，所有其它步骤和参数与参考处理的 相同。
[0105] 对于四元合金3,进行了如下所述的参考处理：
[0106] 对合金进行熔炼，并将该合金铸造成重约I. 7kg且厚约50mm的金属块；
[0107] 在900°C下加热该金属块1小时，并且将其锻造成厚为22mm的金属块；
[0108] 在1050°C下对β相进行热处理30分钟，随后在空气中冷却至环境温度；
[0109] 对热处理后的金属块进行机械加工以使其厚为16mm ;
[0110] 在580°C下加热30分钟，并进行热轧以使厚为6. 5mm ;然后，使经热轧的金属块冷 却至室温；
[0111] 在真空下在580°c下进行退火4小时，然后在真空下冷却至环境温度；
[0112] 在室温下进行第一冷轧步骤以使厚为4. 5_ ;
[0113] 在真空下在580°C下进行中间退火4小时；
[0114] 在室温下进行第二次冷轧步骤使厚度降为3. Imm ;
[0115] 在真空下在580°C下进行中间退火4小时；
[0116] 在室温下进行第三次冷轧步骤使厚度降为I. 5mm ;
[0117] 在真空下在580°C下进行最终退火10小时。
[0118] 对于该合金，也进行了根据本发明的处理，在650°C下进行最终退火1小时，而不 是在580°C下进行10小时，所有其它步骤和参数与参考处理的相同。
[0119] 在对这些合金进行最终退火后，经这样处理的这些合金中的一些的微结构示于图 1~图15中。
[0120] 图1示出进行