参考处理之后，即在580°C下进行最终退火，参考合金1的最终微结 构，以及图2示出进行参考处理之后的相同的合金，在该参考处理中，最终退火在650°C下 进行。
[0121] 图1中示出的在580°C下进行最终退火的参考合金1具有许多复式条纹（duplex stripes)。这种所不希望的微结构（因为，一般来讲，对于金属部件，多相微结构是所不希 望的，并且大的晶粒在成形步骤中不容易变形）是由良好再结晶的小晶粒或不良再结晶的 大晶粒所形成的连续条纹。避免获得这样的复式微结构的可能的方法是升高退火温度，这 种方法用实验进行了实施，其产生了图2的微结构。将退火温度增加至650°C允许获得近乎 完全的再结晶，但不足以完全消除复式条纹。可看见具有高位错量的一些晶粒。析出物排 列（precipitate alignments)非常少，并且可以是晶粒间和晶粒内两种。
[0122] 根据透射电子显微镜检测（未示出），在650°C下进行退火的参考合金1中存在的 相按递减顺序为：
[0123] 金属间拉夫斯相Zr (Fe，Nb，Cr) 2，主要是立方的，但也有六方的；
[0124] β -Zr ；
[0125] 金属间津特尔相Zr2 (Fe，Ni);
[0126] β-Nbo
[0127] 图3中示出的在580°C下进行最终退火的合金2也具有许多复式条纹，但比在 580°C下进行退火的参考合金1的少很多。晶粒尺寸比参考合金1更一致且更大。再结晶 速率更高。这些区别的解释可能是合金1中较高量的Nb，其增加了析出物的数量（但Nb在 固溶体中的量并没有增加很多）。在700°C下进行最终退火的合金2产生了图4中所示的 微结构。该结构近乎完全再结晶。观察到了析出物排列，从而它们的分布不够均匀。如前 所述，在650°C下进行最终退火的合金1产生了图2中所示的微结构。在该温度下，该结构 已经几乎完全再结晶，但存在β -Zr相，这是一个主要缺点。
[0128] 样品的透射电子显微镜检测（未示出）表明，在700°C下进行退火的合金2中存在 的相按递减顺序为：
[0129] 立方金属间拉夫斯相Zr (Fe，Nb，Cr)2;
[0130]金属间相 Zr4Fe2;
[0131] 金属间津特尔相Zr2 (Fe，Ni)。
[0132] 值得注意的是，尽管在700°C下进行高温下的最终退火，而不是在参照合金1的 650°C下进行退火，但没有观察到β-Zr相（并且也没有观察到β-Nb相）。因此，与参考合 金1相比，对合金组成的改变产生了主要希望的结果，即不存在β-Zr相。此外，析出物的 分布足够均匀。
[0133] 图5示出合金3的微结构，合金3的组成是根据本发明的组成，但用参考处理对合 金3进行处理，即在580°C下进行最终退火10小时，该温度对于根据本发明的方法来讲太 低。图6示出在675°C下进行最终退火1小时后的相同的合金，以及图7示出在700°C下进 行最终退火1小时后的相同的合金。
[0134] 在580°C下进行最终退火10小时，该合金完全再结晶，只有金属间拉夫斯相：没有 观察到β-Zr相（并且也没有观察到β-Nb相）。但能够获得该令人满意的结构仅仅是因 为长时间的批退火处理，此外，这样的处理不能确保在工业条件下处理的同一批次的所有 元件都经历完全相同的"在温度下的时间"条件而与它们在一批处理中的位置无关（在批 处理的中心或边缘）。因此，存在一批次的所有元件不都具有相同的结构和性质的风险。
[0135] 在675°C下进行最终退火之后，该合金仍具有高位错密度的晶粒，并且在一些区 域，观察到析出物排列，而在其它地方析出物的分布足够均匀。存在的相是六方和立方金属 间拉夫斯相Zr(Nb，Fe，Cr) 2。
[0136] 没有观察到β-Zr和β-Nb。
[0137] 在700°C下进行最终退火之后，该合金仍具有有限量的高位错密度的晶粒，并且在 一些区域，观察到析出物排列，而在其它地方析出物的分布足够均匀。存在的相是六方和立 方金属间拉夫斯相Zr(Nb，Fe，Cr) 2。
[0138] 在三重晶界处可观察到不过量的β _Zr，但表明对于该合金组成，至少对于退火持 续时间为1小时来讲，700°C的退火温度是必须不能超过的上限。
[0139] 对于本发明的合金，能够在高温下经历短时间的退火而不形成不利的β _Zr，使能 够在连续退火炉中进行这些退火，并因此能够更加确定地获得结构和性能具有良好同质性 的带材。
[0140] 对于合金4、5和6,进行了如下所述的参考处理：
[0141] 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；
[0142] 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；
[0143] 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；
[0144] 对热处理后的金属块进行机械加工以使其厚为16mm ;
[0145] 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；
[0146] 在真空下在580°C下进行退火10小时，然后在真空下冷却至环境温度；
[0147] 在室温下进行第一冷轧步骤以使厚为4. 5_ ;
[0148] 在真空下在580°C下进行中间退火10小时；
[0149] 在室温下进行第二次冷轧步骤使厚度降为2. 7_ ;
[0150] 在真空下在580°C下进行中间退火10小时；
[0151] 在室温下进行第三次冷轧步骤使厚度降为I. 5mm ;
[0152] 在真空下在580°C下进行最终退火20小时。
[0153] 对于这些合金，也进行了根据本发明的处理，在650°C、675°C或700°C下进行最终 退火1小时，而不是在580°C下进行20小时，所有其它步骤和参数与参考处理的相同。
[0154] 图8示出进行参考处理即在580°C下进行最终退火20小时之后的参考合金4的微 结构，参考合金4的组成不是根据本发明的组成，该温度对于根据本发明的方法来讲太低。 事实上，存在拉夫斯相的Zr (Fe，Nb，Cr)2析出物，但还存在显著量的β -Nb相。
[0155] 图9示出在700°C下进行最终退火1小时后的相同的合金。该微结构示出许多大 的区域，其是β-Zr和六方金属间拉夫斯相Zr(Fe，Nb，Cr) 2。圆形区域是β-Nb和小金属 间相。
[0156] 最终退火温度的降低并未实现不存在β _Zr。因此，表明参考合金4的组成并不允 许达到本发明的目标。
[0157] 图10示出进行参考处理即在580°C下进行最终退火20小时之后的合金5,合金5 的组成是根据本发明的组成。图11示出在700°C下进行最终退火1小时后的相同的合金， 以及图12示出在675°C下进行最终退火1小时后的相同的合金。
[0158] 在580°C下进行最终退火之后，该合金含有Zr4Fe2析出物，没有C14和C15拉夫斯 相。
[0159] 在700°C下进行最终退火之后，观察到主要是1 μπι宽的金属间相Zr4FejP β-Zr。 因此，认为该微结构是不合适的。
[0160] 但在675°C下进行最终退火之后，没有观察到β-Zr和β-Nb。观察到了球状相 Zr4Fe2 (约 500nm 宽）和拉夫斯相 Zr (Fe，Nb，Cr) 2 (50nm ~IOOnm 宽），其中，Zr4Fe2都在晶 粒内位置，拉夫斯相Zr(Fe，Nb，Cr) 2主要在晶粒间位置。所以，根据本发明，参考合金4的 组成结合合适的退火温度允许获得没有β-Zr和β-Nb的微结构。
[0161] 图13示出进行参考处理即在580°C下进行最终退火20小时之后的参考合金6。图 14示出在700°C下进行最终退火1小时后的相同的合金，以及图15示出在650°C下进行最 终退火1小时后的相同的合金。
[0162] 在580°C下进行退火之后，该合金含有金属间拉夫斯相21"$6，他，0) 2析出物。它 的结构完全令人满意，但处理的持续时间太长。
[0163] 在700°C下进行退火之后，该合金含有大量的β -Zr析出物和基本为六方拉夫斯 相Zr (Fe，Nb，Cr) 2类型的球状相。
[0164] 在650°C下进行退火之后，该合金主要含有100 μ m~200 μ m宽的晶粒内球状拉夫 斯相Zr(Fe，Nb，Cr)2析出物，但β-Zr也以长的晶粒内和晶粒间析出物（50nmX500nm)显 著存在。
[0165] 因此，在任何所测试的改进的退火条件下，参考合金6的组成都没有产生令人满 意的结构。
[0166] 针对不同的退火条件，对其组成允许获得满意的结构结果的合金所需的次生相析 出物的算术平均尺寸进行了比较。结果示于表2中。
[0168] 表2 :根据退火条件的次生相析出物的尺寸
[0169] 这些尺寸是可以预期的。退火使析出物尺寸增加，其中，在测试条件下析出物尺寸 总是在约75nm和约115nm之间。
[0170] 对上述样品中的一些进行了腐蚀测试，并且对下述样品也进行了腐蚀测试：
[0171] 编号为 7 的合金，其组成为 Zr :1% ;Nb :0· 3% ;Sn :0· 5% ;Fe :0· 12% ;Cu :0· 18% ; V :IlOOppm ;0、Ni和S :痕量，该合金已经历了合金3的参考处理。
[0172] 编号为8的传统Zr-1% Nb合金，其组成为300ppm的Fe、30ppm的Cr、22ppm的S、 HOOppm的0、45ppm的C、痕量的V和Si，并且该合金已经历了如下处理：
[0173] 对合金进行熔炼以获得工业锭（6吨）；
[0174] 在900 °C~750 °C下对该锭进行锻造；
[0175] 在1050 °C下对β相进行热处理30分钟，随后进行水淬火；
[0176] 在600 °C下挤出；