原文发表于《科技导报》2026 年第2 期 《 (B 4C+Al2O3)/Al 中子吸收材料的稳定化工艺》
(B4C+Al2O3)/Al复合材料作为乏燃料干式贮存系统中的关键中子吸收材料，其高温长期服役的可靠性直接关系到核废料安全管理。该结构功能一体化材料在高温条件下面临非晶Al2O3（am−Al2O3）向γ−Al2O3相变的风险，可能引起力学性能下降，但其组织演化及性能稳定性仍缺乏系统认识。为此，研究人员对材料进行了400°C/100 h和550°C/8 h两种稳定化处理，并通过400°C下最长4000 h的退火实验评估其长期稳定性。结果表明，稳定化处理后材料在室温和350°C下的抗拉强度分别保持在220.0和100.0 MPa以上。微观组织分析显示，am−Al2O3部分转变为γ−Al2O3，但在长期退火过程中组织与性能均趋于稳定。两种工艺均能有效提升材料的热稳定性，为其在乏燃料干式贮存容器中的长期安全服役提供了依据。
随着核电的发展，反应堆运行产生的乏燃料管理问题已成为核能可持续发展的重要科学与工程挑战。乏燃料中放射性核素对环境和人类健康构成潜在威胁，因此，实现安全、经济、可持续的乏燃料贮存是核燃料循环体系中的关键环节。在此背景下，中子吸收材料的应用尤为重要。其中，B4C/Al复合材料因材料均匀性好、力学性能优异、耐高温与抗辐射能力强、制备工艺简便且成本低廉，成为研究热点。
乏燃料中期贮存主要包括湿式和干式两种方式。由于干式贮存在安全性和经济性方面具有明显优势，正逐步取代湿式贮存。干式贮存系统的服役温度可超过300℃，且多数系统以60年为目标服役期，这对中子吸收材料在高温下的长期稳定性提出了更高要求。基于此，在传统B4C/Al复合材料基础上，通过引入非晶Al2O3（am−Al2O3）制备的(B4C+Al2O3)/Al复合材料表现出优异的高温性能。am−Al2O3可在制备过程中钉扎晶界、抑制晶界滑动，并在挤压作用下显著细化晶粒，从而提高材料的初始高温强度。然而，am−Al2O3属于亚稳相，在高温服役条件下可能转变为γ−Al2O3，进而削弱其强化效果，其长期稳定性仍需验证。
目前，关于(B4C+Al2O3)/Al复合材料在长期高温热暴露下的组织与力学性能演化，尤其是am−Al2O3的热稳定性，仍缺乏系统研究。为此，本研究对该复合材料板材进行400℃/100 h和550℃/8 h稳定化处理，并在400 ℃下进行最长4000 h的退火试验。通过分析不同热暴露时间下的拉伸性能和微观组织特征，揭示材料在高温服役条件下的稳定状态，为其在干式贮存领域的工程化应用提供依据。
1 材料与试验方法
本研究采用粉末冶金工艺制备(B4C+Al2O3)/Al复合材料。选用平均粒径为1.2和8 μm的铝粉与B4C颗粒作为原料，其中Al2O3由铝粉表面的自然氧化引入。将铝粉与质量分数为10%的B4C颗粒机械混合8 h，以获得均匀分布的混合粉末。随后，混合粉末经冷压和脱气处理后，在530℃下进行真空热压制备致密坯锭，并于450℃以9∶1的挤压比热挤压成板材。挤压态板材分别进行400℃/100 h和550℃/8 h两种稳定化处理，随后在400℃下进行最长4000 h的退火实验，以模拟长期热暴露并评估其稳定性。
为系统评估不同热处理状态下材料的组织与性能演化，对挤压态、稳定化处理态及400℃退火后的样品进行了微观组织观察和力学性能测试。微观组织沿挤压方向进行分析，采用OM、SEM/EBSD和TEM进行多尺度表征。OM样品经逐级研磨和SiO2悬浮液抛光制备；TEM样品经研磨、凹坑处理及离子减薄获得；EBSD样品则采用三离子束抛光制备。
沿挤压方向加工棒状拉伸试样，平行段直径为5 mm、长度为35 mm。每种工况下至少测试3个试样，以保证数据可靠性。拉伸实验在应变速率10⁻3s⁻1下进行，分别开展室温和350℃高温拉伸测试。试样断裂后，使用SEM观察断口形貌，以分析断裂机理。
2 结果与讨论
2.1 400℃/100 h 稳定化工艺研究
经400℃/100 h稳定化处理及不同时长退火后，(B4C+Al2O3)/Al复合材料在室温与350℃下的力学性能演变如图1所示。稳定化处理后，复合材料板材在室温下的抗拉强度Rm为233.0 MPa，较原始板材下降6.9%；在350℃下的Rm为118.7 MPa，下降16.2%。随后在400℃下退火过程中，材料的力学性能基本保持稳定，表明服役前进行稳定化处理是必要的，400℃/100 h工艺可使材料力学性能进入稳定状态。尽管强度略有降低，其Rm仍高于部分已报道的B4C/Al基中子吸收材料及其他中子吸收合金，显示出较好的综合性能优势。
图1 （B4C+Al2O3）/Al 复合材料板材经过 400℃/100 h 稳定化处理和 400℃ 下不同退火时间的力学性能
(B4C+Al2O3)/Al复合材料板材在初始状态、经400℃/100 h稳定化处理及400℃/4000 h退火后的显微硬度如表1所示。结果表明，稳定化处理后显微硬度明显下降，这可能与微观组织中am−Al2O3向γ−Al2O3的转变有关。相关研究也表明，随着am−Al2O3晶化为γ−Al2O3，材料的显微硬度通常呈下降趋势。
表1 （B4C+Al2O3）/Al 复合材料及其经过 400℃/100 h 稳定化处理和 400℃/4000 h 退火后样品的显微硬度
图2给出了复合材料板材在不同状态下的OM图像。经400℃/100 h稳定化处理及400℃/4000 h退火后，B4C颗粒在Al基体中的分布未发生明显变化，仍保持均匀分散，且未观察到界面反应产物。沿挤压方向获得的IPF图（图 3）显示，原始板材晶粒沿挤压方向拉长，平均晶粒尺寸约为1.5μm。稳定化处理后晶粒尺寸略增至约1.7 μm，而经400℃/4000 h退火后晶粒形貌和尺寸基本不变（约1.6 μm）。长时间退火过程中，低角度晶界数量有所减少，但高角度晶界仍占主导，表明复合材料具有良好的热稳定性。
图2 （B4C+Al2O3）/Al 复合材料板材的 OM 图像（图中箭头表示挤压方向）
图3 （B4C+Al2O3）/Al 复合材料板材的 IPF 图像（图中箭头表示挤压方向）
TEM结果如图4所示。原始板材中，Al2O3沿晶界呈网状分布。经400℃/100 h稳定化处理后，大部分am−Al2O3仍以片层状存在，但其周围出现颗粒状γ−Al2O3，表明部分am−Al2O3发生晶化。尽管400℃低于文献中报道的典型结晶温度，长期热暴露仍可促进am−Al2O3向γ−Al2O3的转变，这一过程会削弱材料的力学性能。经400℃/4000 h退火后，板材微观组织与稳定化处理后的状态基本一致，说明稳定化处理后组织已趋于稳定，γ−Al2O3的存在同时抑制了晶粒长大。
图4 （B4C+Al2O3）/Al 复合材料板材的 TEM 图像
室温拉伸断口SEM结果如图5所示。原始板材断口呈现典型韧性断裂特征，基体表面分布细小韧窝。经稳定化处理及长时退火后，断口形貌相似，但韧窝和撕裂棱更加明显，其变化与颗粒–基体界面脱粘及组织演化有关。350℃下的断口形貌如图6所示，原始板材表现为典型高温韧性断裂；而稳定化处理及退火后，断口中出现沿晶断裂特征。该转变可归因于热暴露过程中am−Al2O3向γ−Al2O3的相变，γ−Al2O3的形成削弱了晶界结合强度，促使裂纹沿晶界扩展，从而改变了高温断裂形貌。
图5 室温下（B4C+Al2O3）/Al 复合材料板材断口的 SEM 图像
图6 350℃ 下（B4C+Al2O3）/Al 复合材料板材断口的 SEM 图像
2.2 550℃/8 h 稳定化工艺研究
550℃/8 h稳定化处理后的(B4C+Al2O3)/Al复合材料板材及其在400℃下退火1000和4000 h后的IPF图像如图7所示。与400℃/100 h稳定化处理相比，550℃/8 h处理后的板材仍以沿挤压方向拉长的晶粒为主，但晶粒长径比减小，并出现少量等轴晶。不同状态下样品的平均晶粒尺寸分别为1.6、1.7和1.7 μm，说明后续400℃退火未引起晶粒长大。
图7 550℃/8 h 稳定化处理后的（B4C+Al2O3）/Al 复合材料板材以及其在 400℃ 下退火 1000 和 4000 h 后的 IPF 图（图中箭头表示挤压方向）
图8为经 550℃/8 h稳定化处理及后续400℃退火样品沿挤压方向的TEM图像。与400℃/100 h工艺不同，550℃/8 h稳定化后晶界附近形成大量颗粒状γ−Al2O3，am−Al2O3仍然存在，但由片层状转变为块状。在随后的400℃长时退火过程中，微观组织未发生明显变化，Al2O3仍主要分布于晶界附近，表明经550℃/8 h稳定化后组织已进入稳定状态。
图8 550℃/8 h 稳定化处理后的（B4C+Al2O3）/Al 复合材料板材以及其在 400℃ 下退火 1000 和 4000 h 后的 TEM 图像
图9显示了经550℃/8 h稳定化处理及其在400℃下退火1000和4000 h后样品的室温拉伸断口形貌。三者断口特征相似，均表现为颗粒–基体脱粘与颗粒断裂，并在大韧窝撕裂棱周围分布细小韧窝，说明后续退火对室温断裂行为影响较小。
图9 室温下 550℃/8 h 稳定化处理后的（B4C+Al2O3）/Al 复合材料板材以及其在 400℃ 下高温退火 1000 和 4000 h 后断口的 SEM 图像
350℃下的拉伸断口形貌如图10所示。经550℃稳定化处理后，三种状态下的高温断口形貌基本一致，部分区域未见明显韧窝，呈现晶间断裂特征；同时，局部区域仍可观察到与400℃稳定化处理样品相似的沿晶断裂形貌。
图10 550℃/8 h 稳定化处理后的（B4C+Al2O3）/Al 复合材料板材以及其在 400℃ 下继续高温退火 1000 和 4000 h 后样品在 350℃ 下断口的 SEM 图像
综合分析可知，400℃/100 h与550℃/8 h两种稳定化工艺均能使(B4C+Al2O3)/Al复合材料在长期热暴露下保持组织和力学性能稳定，其性能水平均满足工程应用需求。尽管550℃/8 h工艺促进了更充分的am−Al2O3向γ−Al2O3转变，但其力学性能与400℃/100 h工艺相当，且长时退火后显微硬度保持稳定。结果表明，高温短时与低温长时稳定化处理均可有效避免晶粒长大和界面反应，保证材料在350℃下的长期服役可靠性，为稳定化工艺优化及工程应用提供了依据。
3 结论
1）复合材料板材经400℃/100 h稳定化处理后，力学性能略有下降，室温Rm为 233.0 MPa，350℃下Rm为118.7 MPa，显微硬度由76.0 HV0.2降至约71.4 HV0.2；在随后高温退火验证中，力学性能保持稳定。
2）经550℃/8 h稳定化处理后，复合材料板材的力学性能同样仅轻微下降，室温Rm为227.8 MPa，350℃下Rm为110.1 MPa，显微硬度约为70.2 HV0.2；后续高温退火过程中，其力学性能亦未发生明显变化。
3）微观组织分析表明，两种稳定化工艺均促进了am−Al2O3向γ−Al2O3的转变，其中550℃工艺转变更为显著，但未引起晶粒粗化或界面失效。相比之下，550℃/8 h稳定化处理可在更短时间内实现组织与力学性能稳定，表现出更优的综合效果和更高的工程应用潜力。
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