含硼金属复合材料的研究与应用 元琳琳 （北京有色金属与稀土应用研究所，北京１ ０００１ ２） 摘要 本文综述了层状金属复合材料与金属基复合材料的复合机理及制备工艺特点，阐述了金属复 合材料在航空、电子等科技领域中的应用。重点介绍了含硼不锈钢作为中子吸收材料在国内外的 研究进展以及硼铝合金、硼相增强铝基复合材料的应用现状。 关键词：复合材料：硼：不锈钢：铝合金 １前言 近年来，随着航空航天、汽车制造业的迅 猛发展，对金属材料的要求也更加严格，既需 泛应用于各种核反应堆屏蔽系统中并发挥着相 当重要的作用，其中绝大多数与硼有着密切的 关系。这也一定程度上促进了含硼金属材料的 发展，使其广泛应用于航空航天、汽车、核屏 蔽等领域。 要具有高强度、高韧性、高耐磨性和腐蚀性， 又需要比重小，价格低廉。因此，单一的金属 或合金已不能完全满足现代工业的需求。而金 属复合材料可以将物理、化学、力学性能各异 的材料结合为一体，既保留金属基体的特性， ２金属复合材料概述 ２．１层状金属复合材料的技术发展 ２．１．１层状金属复合材料概述 又弥补各自的不足，得到综合性能良好的材料。 金属基复合材料被认为是２ １世纪最具发 展潜力的高性能材料之一。其中，含硼化物金 属基复合材料一直备受关注。硼是化学元素周 期表中的第二周期…Ａ族第一个元素，属于非 层状金属复合材料是将两种或者多种物理 化学性质不同的金属，通过铸造、轧制、挤压、 拉拔、焊接等加工而形成一个整体的新材料。 层状金属复合材料各组元之间呈层状分布，而 不是由某一种或几种组元均匀分散于另一种组 元之中，如双金属复合材料、多层金属复合材 料。层状金属复合材料在保持各组元金属原有 金属元素。在高温下硼可与很多金属反应，形 成金属硼化物。尤其是硼与过渡金属元素形成 的二硼化物，属于六方晶系，具有良好的导电 性和金属性，￣ｋｔｌ，还具有熔点高、硬度高和高 耐磨腐蚀性等特点，适合作为制备结构材料的 添加物。 特性的基础上，还具有任一组元无法具备的综 合性能，这样使复合材料的物理和化学等性能 比单一金属优越得多。 与传统的单一金属材料相比，层状金属复 合材料最大的优越性在于它综合了各组元材料 的性能。一方面它可以相互改善和弥补各组元 材料的性能，充分发挥各组元的性能优点。例 如，利用钛和钢制作的钛钢复合容器，其中的 钛具有良好的耐腐烛性，而钢的强度、刚度高， 并且比钛便宜得多，另一方面它可以获得单一 同时，硼对中子吸收能力强，ｌ０Ｂ可以有效 屏蔽中子射线，热中子吸收截面高达 ３８３７ｂａｒｎｓ，远高于其他元素。众所周知，辐 射防护材料的研制已成为科研领域最为重要的 课题之一，对国防和民用有着极其重要的意义。 国内外对屏蔽材料已进行了大量的研究，使得 屏蔽材料有了很大的发展，很多屏蔽材料已广 ４ 材料不易具备的物理、化学性能，或者在同一 合材料是复合材料的一个重要分支，在国民经 时间里，它可发挥出不同的功能作用。例如， 将铁片和黄铜片复合构成的材料，具有可控制 济建设中发挥的作用越来越重要。 层状金属复合材料各组元材料自成一个或 数个整体，各组元之间通过界面结合的方式复 合成一体，因此该复合材料也被称为结合型复 温度的开关功能；又如在两层塑料中间夹一层 铜片所构成的层状复合材料，它在不同方向上 具有导电和隔热的双重功能，这些功能是单一 材料不可能实现的。由此可见，层状金属复合 材料不但可以改进材料的性能，而且它开拓了 一合材料。按照构成复合材料组元的类型不同， 一层状金属复合材料～ 层状金属复合材料可细分为金属／金属复合材 料、金属／陶瓷复合材料、金属／高分子复合材 料等多种，如图１所示。 条设计、制备材料的新途径，并已在很多工 业和技术部门中得到了广泛应用。层状金属复 图１层状金属复合材料的分类 层状金属复合材料除了具有被复合单一材 料，其包覆率在１０％～１ ６％。这种双面包覆钎料 的铝合金复合带材具有良好的加工性能和钎焊 性能，钎焊时不需要手工施加焊料，易于在炉 中实现自动钎焊，大大提高生产效率 此外，层状金属复合材料一般生产成本低， 料的物理、化学特性外，还具备单一材料不具 备的其他性能或功能特点，如光、电、磁、力 学、阻尼、耐热、耐磨、耐蚀等等。以热双金 属材料为例，其复合层数通常为两层。该层状 复合材料不但具有被复合的单一材料的导热性、 设计比较灵活，在工程应用方面比颗粒增强复 导电性和线膨胀系数的特性，而且还具有热敏 功能，因此在家电保护器、热继电器、启辉器、 温控器、断路器等电器中得到了广泛的应用又 合材料、纤维增强复合材料具有更大的发展空 间。 ２．１．２层状金属复合材料的制备 目前层状金属复合材料的加工方法种类很 如，汽车热交换器用三层铝合金复合材料一般 都是以３ＸＸＸ系防锈铝为芯材（常用的合金为 ＡＡ３００３），４ＸＸＸ系铝合金钎料为皮材（常用 的合金为ＡＡ４３４３，４０４５等），通过热轧、冷轧 等工艺形成一种ＡＩ—Ｓｉ／ＡＩ—Ｍｎ／ＡＩ—Ｓｉ层状复合材 多，以往主要有固相复合法、固一液相复合法。 固相复合法主要有轧制复合法、爆炸复合法、 挤压复合法、扩散复合法等：固一液相复合法包 括铸造复合法、钎焊法。除了以上的方法，目 ５ 前又发展了一些新型复合技术包括喷射沉积、 铸轧复合、自蔓延高温合成、反向凝固、电磁 连铸复合法。 氧化薄膜，使表面露出新鲜金属。并且在复合 金属表面产生了具有微观变形、熔合及波浪状 特征的焊接结合区，从而实现金属焊接的新技 术。该方法具有如下的特点：第一，该法能实 现在物理化学性质差别较大的金属之间复合。 第二，由于在极短的时间完成复合过程，因此 （１）固相复合法 ①轧制复合法是轧机对金属板施加的强大 压力，使待复合金属表面发生塑性变形，从而 使金属表层破裂。随后，从破裂的金属表面露 出洁净新鲜的金属层，并在压力的作用下，形 在复合表面上扩散过程来不及进行，这样避免 脆性金属化合物的出现，像钛／钢、锆／钢等金 成复合表面的初步结合，在随后的加热过程中 属之间可采用此方法。第三，在该过程中产生 复合面继续增加，最后完全结合。轧制复合包 括：热轧法、冷轧、异步轧制复合法。热轧复 合法是把基板和覆板叠加在一起，并将四周焊 合防止氧化，最后在轧机的作用下产生结合的 方法。该方法是通过施Ｎｇｌ＇；ｂｎ变形力在复合金 属接触表面产生具有流体特性的粘流体。该粘 流体在表面出现新鲜金属时，它们立刻形成粘 着摩擦作用促进金属间的粘着，并在高温的作 用下激活在粘着点的扩散行为，从而实现金属 间的结合。冷轧复合技术是美国在２０世纪 ５０年代初研制成功的，具体工艺方法是表面处 理＋轧制复合＋退火强化。该方法较热轧复合首 次变形量大，可以进行多种材料的复合，并且 生产的产品尺寸精度高，可进行大批量生产。 因此，是目前应用最广泛的金属复合技术之一。 异步轧制复合法是通过调整上下轧辊的速度， 使之产生不对称运动进而进行复合的新技术。 它具有如下特点：首先，金属板相对于上下轧 辊接触表面的摩擦力方向相反，从而在板材中 间形成搓轧区；其次，作用于金属的压力均匀 分布，对两种金属加载不同的压力，能够使表 面复合处产生滑动作用，并且在滑动作用下可 以降低轧制时的阻力。因此，该方法可以制备 界面结合强度高、表面质量高的复合材料。 ②爆炸复合法是利用炸药作为动力，通过 炸药爆炸产生强大冲击力驱动覆板高速撞击基 板，瞬间产生的冲击力不仅破坏了材料表面的 ６ 、 的冲击力可以对金属表面进行清理，因而表面 不需特殊处理。第四，爆炸复合不需要成套复 杂设备可以用于生产面积较大的复合板材或板 坯，目前可以实现复合的金属有３００多种。 ③挤压复合将经表面处理后的待复合金 属组合在一起，然后放入挤压模具中并在合适 的工艺参数下进行挤压，使金属之间紧密接触 并复合。此方法可用于生产双金属棒、线、管。 缺点是进行复合的材料种类有所，生产过 程不连续，所使用的设备比较复杂。 ④扩散复合法该方法也可用来制备复合 材料，能够进行同类材料或异种材料之间的复 合。该方法是将待复合的材料加热到一定的温 度，并施加一定的压力，促使界面原子发生扩 散实现结合。扩散焊接接头性能决定于所选材 料类型、结合面质量、温度、压力及时间。焊 接类型包括自扩散连接、异扩散连接、瞬时液 相扩散连接及相变超塑性扩散连接。该方法适 合于熔点高、化学活性强的金属，对于异种金 属以及金属与非金属的连接也可用该方法。利 用此方法得到的接头与母材性能相同，并且宏 观变形小，残余应力小。 （２）液一固相复合法 ①铸造复合法是同时将固相材料和液相 材料倒人铸模中进行复合，经过冷却后凝固成 复合材料的技术。铸造复合法包括两种。第一 种是包覆铸造成形法，该方法是把液相金属包 覆在固相金属上，通常对于熔点相差较大而且 钎焊温度低，引起的变形和应力小，适于异种 难以变形的材料可用此法复合。包覆铸造成形 金属的连接。但此方法得到的结合部位强度不 法包括：轧辊复合层连续铸造法、复合线材铸 高，易出现气孔、夹杂、偏析等缺陷。 拉及反向凝固连续铸造法。该方法的主要缺点 （３）新型复合技术 是在复合前预处理过程复杂，在生产的低熔点 ①喷射沉积技术是由英国的ＳｉｎｇｅｒＡ Ｒ Ｅ 合金表面质量不高，需要进行表面修整，导致 教授提出来的。如图２所示，它是将液态金属 生产过程复杂、生产成本高。第二种是双流铸 的雾化并在高速气体的作用下喷射到金属沉积 造法，是把两种液态金属同时加人结晶器中， 器上的快速凝固成型制备技术。其主要过程包 通过控制铸造过程中的工艺参数，使结晶器内 括熔融金属的气体雾化以及雾化熔滴的沉积。 金属按顺序由外向内凝固，实现两种金属的部 Ｒ．Ｂｒｏｏｋｓ等人在１ ９７４年运用喷射沉积原理开 分混合，产生合适宽度的中间结合层。该方法 发了著名的Ｏｓｐｒｅｙ工艺并应用于生产锻造坯。 通过加装电磁制动技术，使结晶器下部产生水 Ｂｒｏｏｋｓ等人对Ｏｓｐｒｅｙ工艺进行不断地研究改 平磁场，从而使两种液态金属之间的混合受到 进，研发了适合于该方法的合金种类，并设计 阻碍，得到界面分明的复合材料。铸造复合法 和生产了Ｏｓｐｒｅｙ成套设备。该方法适于加工 具有生产连续化、生产成本低、应用范围广等 一般方法难以生产的高合金和超合金管、棒和 特点。 坯材。从此，Ｏｓｐｒｅｙ铸轧复合法工艺代表着 ②钎焊法是利用填充金属熔化填充母材 喷射沉积技术。 间隙并产生作用使两种金属复合一起的方法。 图２喷射沉积技术示意图 ②铸轧复合法。该方法的工艺过程为：将 合板材。通过选择合适的工艺条件可得到较高 两块金属板叠加在一起，并在内层涂上剥离剂， 的结合强度。此方法工艺简单，可用于大规模 将四周密封后放人液态金属中，经冷却凝固后 生产。日本川琦钢铁公司运用铸轧法开发生产 对其进行轧制，最后将四周的密封去掉得到复 了ＫＡＰ复合钢板。东北大学在２０世纪８Ｏ年 ７ 代率先开展研究了液态一 …—、 、， 半固态加工技术，铸轧法也包括在其中。 它是将液态金属浇铸在固态金属板带上，让半 凝固状态的液态金属与固态金属板一同进入轧 ． ’ ｉ，－－ ▲ Ｓｋｉｎ ｐｎ鞯 一 ． ‘ ｌ ：＝筠 ＝嚣葛 机实现复合。该方法将铸造法与轧制法结合起 来使用，能够实现较高的结合强度。但此工艺 ＼ 目前还不完善，需要进一步改进。 ③自蔓延高温合成（简称ＳＨＳ）是在１９６７ 年由前苏联科学家Ｍｅｒｚｈａｎｏｖ提出的一种新 兰翻兰善兰暑 型材料加工方法，它是借助参与合成反应的粉 末混合物燃烧时放出的大量的热量使反应自发 进行，熔化的基材表面与反应产物融合在一起 形成复层材料。该方法可用于同种或异种材料 之间的焊接，如难熔合金、非金属、金属间化 合物等。ＳＨＳ具有反应速度高、能源消耗小、 工艺简单等特点。影响ＳＨＳ焊接的主要因素包 括反应物的组成、粒度及其分布，加热方式及 升温速度，施加压力的大小，母材表面处理状 态及之后的冷却速率和冷却条件。 ④反向凝固法是１ ９８９年由德国人发明的 薄板反向凝固连铸技术。如图３此方法是让基 板从熔融的不锈钢液中穿过，然后迅速冷却， 使液态钢液凝固并覆着在基板表面。该方法可 进行金属复合板的生产。与其它方法不同，包 覆层金属液是在内部基材金属表面上凝固，从 而有利于凝固的补缩。该方法具有工艺简单、 生产效率高、耗能少的特点。为了保证凝固后 界面的质量，要控制好基材穿过金属液的时间、 包覆金属液的温度及基材的厚度。 ８ 图３反向凝固技术示意图 ⑤电磁连铸复合法。该方法通过在结晶器 下方的加一水平磁场，使其对金属液流动施加 洛仑兹力作用，通过作用使金属液之间的混合 受到阻碍，最终形成界面清晰的复合材料。其 基本原理是：两种成分不同的金属液同时通过 不同长短的浸人式结晶器，形成上下两个区域， 为了阻碍金属液之间混合，通过结晶器下的水 平磁场产生洛仑磁力控制金属液的流动方向， 依靠磁力作用把结晶器内分为上下两层，并且 在水平磁场作用下形成一条分界线。最后通过 冷却凝固作用，使两种金属液分别凝固形成复 合钢坯的内层和外层。该方法的优点：第一， 由于两种材料的复合是在结晶器内直接实现， 可避免结合面产生氧化、夹渣等现象；第二， 由于是液一液结合，因此与其它方法相比，不用 预先进行表面处理，而且生产的复合材料界面 结合强度很高：第三，效率高，可用于大规模 生产。 ２．１．３层状金属复合材料复合机理 层状复合材料复合的途径和方式多样，例 如爆炸复合、轧制复合、沉积复合、离子喷涂 复合和挤压复合等，其复合过程与工艺各不相 同。对于界面和复合机理，存在不同的看法和 理论。尽管如此，界面上金属原子间的相互作 用是复合的关键。 层状复合材料的界面结合机理非常复杂， 它是材料科学和工程领域长期研究和争论的课 题。但有些材料的复合机理已形成了共识。描 述复合机理有机械哨合理论、薄膜理论、再结 晶理论、位错理论、扩散理论、能量理论、三 阶段理论等。其理论的多样化是因为大量实验 数据的缺乏、复合机制自身多样化和复杂的缘 故。但是人们根据不同的金属组合，考虑不同 的材料状态往往采用不同的机理形式，或多种 机理联合作用的形式。 （１）机械啮合理论是Ｂｏｗｄｅｎ和Ｔａｂｏ于 Ｉ ９３９年最先提出，该理论认为，在较大的压力 作用下，两种金属表面相互喷合，最终达到金 属之间牢固的结合。这一理论的应用范围很窄， 仅仅适用于金属接触表面非常粗糙的固相复合。 （２）薄膜理论薄膜理论认为，金属结合表面的 状态决定金属之间的结合，与金属材料本身的 性能没有关系。当除去金属表面的油污与氧化 膜后，在压力的作用下，金属表面的氧化膜破 裂，新鲜金属从裂缝中被挤出并且相互接触， 当两种金属无限接近达到原子间力的作用范围 内时，就形成初始的复合。该理论认为氧化膜 是界面结合的障碍，有氧化膜的地方材料是不 能焊合的，只有氧化膜破裂，新鲜金属裸露并 互相接触，金属才有可能结合。氧化膜越脆、 越薄，在塑性变形时越易破碎，复合就越容易； 氧化膜韧而易变形，则在变形时氧化膜会随同 金属一起变形，使新鲜金属难以裸露，金属复 合就困难。 （３）再结晶理论是Ｐｏｒｋｓ Ｊ Ｍ在１ ９５３年提出 的，该理论认为金属材料在塑性变形过程中接 触区的再结晶是材料实现复合的过程。在高温 热变形作用下，复合界面两侧的金属原子重新 排列，组成同属于界面两侧材料的共同晶粒， 使相互接触的金属形成冶金结合（也称金属学 的结合）。虽然再结晶理论能很好的解释热塑性 加工复合的情况，但不能解释冷轧复合的情况。 （４）位错理论认为，在塑性变形过程中，位错 运动并塞积到金属的接触表面，使金属的氧化 膜破裂，并产生高度只有原子间隔的小台阶， 有利于金属的连接。位错理论具体的连接过程 有待深入研究，且在面对没有产生塑性变形的 双金属复合过程时，此理论无法对其过程进行 解释。 （５）谢苗洛夫ＡＮ于１９５８年提出了金属 结合的能量理论。能量理论认为，引起金属间 相互结合的条件是金属原子所含有的能量已达 到其临界值。在塑性变形的金属材料相互接触 过程中，只有当接触处金属原子的能量达到某 一临界值时，它们之间才有可能形成金属键， 从而使两种金属的界面连接在一起。能量理论 实质是从原子能量跃迁至某一临界值的概率形 成金属键的角度来解释界面结合的过程，可以 比较广地解释一些复合现象，但是也存在着一 些解释不了的问题。 （６）扩散理论是卡扎科夫于二十世纪７Ｏ代提 出的。该理论认为金属在０．６—０．８倍的溶化温度 （Ｔｍ）下进行轧制复合时，可在结合界面处形 成一层很薄的扩散区。这一扩散区内界面两侧 的原子之间相互扩散，从而保证了优质的冶金 结合界面形成的可能。对于层状复合材料的复 合，扩散过程有着重要意义。然而，扩散需要 考虑接触表面的激活过程和相互结合过程，这 些过程根据复合的金属和温度不同，所需时间 大不相同，且界面有的是两种金属固溶，有的 是形成脆性化合物。因此，扩散理论很难作为 所有形式的轧制复合的理论基础。 （７）三阶段理论认为，在温度和压力条件共同 作用下，层状金属复合材料的复合过程一般包 括三个阶段：①表面接触阶段，此阶段中，，轧 ９ 制复合材料在塑性变形时，氧化膜破裂、新鲜 金属被裸露，在整个接触面上，金属原子互相 接近到能够引起物理作用的距离，异种金属原 子之间产生弱键作用，形成弱键结合。②接触 表面的激活阶段，异种金属表面在此阶段产生 物理和化学的相互作用，最终形成金属键。⑨ 体相互作用阶段，此阶段异种金属原子通过结 合界面向垂直于界面方向进行扩散，表面缺陷 逐渐消失，这种体扩散是由化学势引起的。 ３金属基复合材料的研究现状 金属基复合材料（Ｍｅｔａｌ ｍａｔｒｉｘ ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ，ＭＭＣ）是以金属或合金为基体， 以颗粒、晶须或纤维为增强体复合而成的材料。 通过合理的设计可实现良好的复合效应，使基 体与增强体相互取长补短，发挥出各自的性能 及工艺优势。与传统的金属材料相比，ＭＭＣ 具有更高的比强度、比模量，耐热性能好，热 膨胀系数低，尺寸稳定性更高：与陶瓷材料相 比，ＭＭＣ的塑性、韧性、二次加工成型性要 优越得多。金属基复合材料起源于２Ｏ世纪５０ 年代末期或６Ｏ年代初期，近年来，逐渐成为我 国应用较为广泛、发展迅速的复合材料。 ３．１金属基复合材料的分类 按基体材料分为：黑色金属基（钢、铁）、 有色金属基（铝基、锌基、镁基、铜基、钛基、 镍基）、耐热金属基、金属闻化合物基复合材料 等。目前铝基、镁基、钛基复合材料发展较为 成熟，已逐步应用于航空航天、电子、汽车等 工业领域。 按增强体分为：连续纤维增强金属基复合 材料；非连续增强金属基复合材料（颗粒、短 纤维、晶须增强金属基复合材料） 混杂增强金 属复合材料、层板金属基复合材料；自生增强 金属基复合材料（包括反应、定向凝固、大变 形等途径自生颗粒、晶须、纤维状增强体）等。 】０ 其中，自生复合材料的增强相在热力学上是稳 定的，界面结合强度高，而且增强体的尺寸和 体积分数可以通过工艺参数控制，是目前研究 的热点。 ３．２金属基复合材料的制备 颗粒增强金属基复合材料的制备方法有很 多，主要可以分为三类：液相法、固相法和固一 液（双相）法。液相法又可以分为搅拌熔铸法、 液态浸渗法和喷射沉积法等。固相法是指粉末 冶金法。双相法主要是指建立在喷射成型基础 上的喷射共沉积法用于生产颗粒增强金属基复 合材料。 （１）搅拌熔铸法 通过机械搅拌装置使颗粒争强体与液态金 属基体混合，然后通过常压铸造或真空常压铸 造或压力铸造制成复合材料锭子或零件。可分 为漩涡法和Ｄｕｒａｌｃａｎ法。其中，Ｓｕｒａｐｐａ和 Ｒｏｈｔｇｉ最早采用搅拌法制备，通过机械搅拌在 熔体中产生涡流引人颗粒。而搅拌工艺取得最 重要的突破来自于Ｓｋｉｂｏ和Ｓｃｈｕｓｔｅｒ开发的 Ｄｕｒａｌｃａｎ工艺。 搅拌复合工艺最大的优点在于采用常规的 熔炼设备，成本低廉，可以制备精密复杂零件， 但仍存在一些问题有待解决，如：铸造缺陷（气 体、夹杂物的混入），颗粒分布不均匀，另外， 复合需要较长时间和较高温度，基体金属与颗 粒之间易发生截面反应，颗粒的增加会使金属 熔体的粘度增大，使颗粒再混入变形区，增强 体的体积分数一般不超过２５％。 （２）液态浸渗法 浸渗工艺包括高压、气压、无压浸渗三种， 该制备技术已用于制造Ｔｏｙｏｔｏ发动机活塞。 液态金属浸渗法是一种制备大体积分数复合材 料的好方法，但是存在预制块的变形、微观结 构不均匀、晶粒尺寸粗大和界面反应等缺点。 其中，挤压铸造法又称高压铸造法，是液 态金属浸润工艺方法的一种，被认为是制备金 制块：然后将预制块放入固定在压力机上的预 热模具中，注入液态金属后，加压使液态金属 渗透预制块并在压力下凝固成复合材料，如图 ４所示。 属基复合材料最有效的方法之一，乃为目前批 量生产纤维增强金属基复合材料的主要方法。 该工艺主要包括两个过程，首先将长纤维、短 纤维、晶须或者颗粒加以合适的粘结剂制成预 ｐｒｅＳＳＵｒｅ ｐ ｐ 图４液态金属浸润工艺 气压浸渗能有效防止金属和增强体的氧化 了界面反应，改善界面，提高了浸润性， 减少了出现气孔等缺陷的几率。由于其制造过 程气压不超过１ ＯＭＰａ，所以零件不易开裂。但 （３）喷射沉积法法 喷射成形技术是英国斯旺西大学Ａ． Ｓｉｎｇｅｒ教授于１ ９６８年首先提出的，其目的是 在于从熔融金属直接制得固态成品或半成品， 见图５。喷射沉积法结合了粉末冶金和快速凝 固的技术特点，在特制的装置内利用惰性气体 是，低气压浸渗难以制造大型件，生产效率低， 工艺步骤多，周期长。 无压浸渗是金属液体在没有外压力和真空 的推动作用将液态金属和颗粒一起喷射到沉积 器上而得到复合材料。这样的方法制得的材料 具有致密度高、颗粒分布均匀、生产效率高等 特点。但其工艺设备复杂，控制过程难度大， 增强相的尺寸一般是细微颗粒，大颗粒和不连 的条件下，自发地渗入预制体间隙，冷却凝固 获得致密的复合材料。该技术投资小，可制备 复杂薄壁的零件，无需耐高温的模具；若浸渗 强的金属，可加阻尼层，过度增长，以实 现复杂薄壁结构的近无余量制备。 续纤维等容易堵塞喷口。 重 暾 士 ｌｊ蕈 图５喷射成形技术示意图 （４）原位生成法 少有一种元素仍处于固态。烧结过程中粉末颗 原位生成法分为固态自生法和液态自生法。 粒间通过扩散、再结晶、熔焊、化合、溶解等 其基本原理是：把预期反应生成增强相的两种 或多种组分粉末与基体金属混合均匀，或者在 一系列的物理化学过程，成为具有一定孔隙度 的冶金产品。④后处理。一般情况下，烧结好 的制件可直接使用。但对于某些尺寸要求精度 高并且有高的硬度、耐磨性的制件还要进行烧 熔融基体中加入能反应生成预期增强相的元素 或者化合物，在一定温度下，元素之间发生放 热反应，在基体的熔液中生成并析出细小、弥 结后处理。后处理包括精压、滚压、挤压、淬 散的增强相。增强相的含量可以通过反应元素 的加入量来控制。 （５）粉末冶金法 火、表面淬火、浸油、及熔渗等。 就铝基复合材料而言，粉末冶金法成本高 但是拉伸和疲劳性能好，铸造法成本降低但是 不容易均匀分布，且颗粒基体间容易发生界面 反应从而影响界面结合力。 粉末冶金制备复合材料的优点很突出：① 基体和增强体基本不受，可选择不同的增 强体种类、尺寸、数量，甚至多种增强体共同 强化：②基体金属与强化颗粒之间不易发生反 应：③工艺简单易操作。但其缺点也很明显： 尺寸受限，复杂型腔难以制备，成本高，界面 难以融合，成品致密性差等。 粉末冶金法是一种用于制备与成形非连续 增强体（短纤维、晶须或颗粒）增强金属基复 合材料的传统固态工艺方法。它是利用粉末冶 金原理，将增强体与金属粉末按设计要求的比 例在适当的条件下混和均匀，经压制、烧结得 到复合材料预胚，然后进行二次加工成形。 具体来说，粉末冶金的生产过程包括：① 生产粉末。粉末的生产过程包括粉末的制取、 粉料的混合等步骤。为改善粉末的成型性和可 塑性通常加入汽油、橡胶或石蜡等增塑剂。② 压制成型。粉末在５００—６００ＭＰａ压力下，压成 所需形状。③烧结。在保护气氛的高温炉或真 （６）流变铸造法 流变铸造法是对处于固一液两相区的熔体 施加强烈搅拌形成低粘度的半固态浆液，同时 引人陶瓷颗粒，利用半固态浆液的触变特性分 空炉中进行。烧结不同于金属熔化，烧结时至 】２ 散增强相，阻止陶瓷颗粒的下沉或漂浮，保证 陶瓷颗粒弥散分布于金属熔体中，但存在搅拌 对热中子的吸收截面接近于７５０靶 因此 Ｂ 对热中子的吸收截面是天然丰度硼的５倍还多 工艺所有的问题，仅适用于凝固区间较宽的金 属，也存在界面反应、颗粒偏析等问题。 （７）固液两相区热压复合工艺 是石墨的２Ｏ多倍，是作为中子防护材料的混凝 土的５００多倍。 ＪｏＢ通过以下（ｎ，（２１）反应： 固液两相区热压复合工艺具有流变性，可 ’。Ｂ＋ ｎ＝ Ｌｉ（Ｏ．８７ＭｅＶ）＋ Ｈｅ（１．５３ＭｅＶ） 吸收辐射中子。且反应产物 Ｌｉ和 Ｈｅ均为稳 进行流变铸造；半固态浆液具有触变性，可将 流变铸造锭重新加热到所要求的固相组分的软 化度，送到压铸机中压铸，由于压铸时浇口处 的剪切作用，可恢复其流变性而充满铸型，此 称作触变铸造。颗粒或短纤维增强材料加人到 强烈搅拌的半固态合金中。由于半固态浆液中 球状碎晶粒子对添加粒子的分散和捕捉作用， 既防止了添加粒子的上浮、下沉和凝聚，又使 添加粒子在浆液中均匀分散，改善了润湿性， 促进界面结合。 ４含硼不锈钢及其研究进展 ４．１硼元素的性能 硼的原子序数５，原子量１Ｏ．８１１。硼是微 量易溶的轻元素，主要存在于水圈及上地壳沉 积岩系中，海相沉积物、大洋热液蚀变玄武岩 及海水是硼的主要载体。它和氮、氧都有很强 的亲和力，并能与硫、碳化合。硼与某些金属 （如钛等）化合生成极硬的硼化物。硼的良好 物理性能之一是吸收中子。石墨中有百万分之 一的硼就足以能阻碍或完全停止铀一石墨核子 反应堆的链锁反应。 硼元素具有良好的屏蔽特性，被广泛应用 于多种屏蔽材料中。硼元素的屏蔽特性，主要 是指硼具有优异的吸收中子的能力。硼有两种 稳定同位索，即 Ｂ和¨Ｂ，天然丰度分别为 １ ９．７８％和８Ｏ．２２％。促进硼同位素分离迅速发 展的主要原因就在于硼同位素对热中子吸收截 面的巨大差别上：１ ０Ｂ对热中子的吸收截面为 ３８３７靶，¨Ｂ仅为０．００５靶，天然丰度的硼的 定的非放射性同位素，具有很高的电离能力， 而且 Ｌｉ也具有相当大的快中子俘获截面。 由于对热中子的强烈吸收倾向使得富集 旧Ｂ在核电、现代工业、军事装备、及医药等方 面的应用日益广泛。 （１）在核电方面，富集的 Ｂ以硼酸的形式制 成控制箱，控制核反应的速度，使核反应堆稳 定、安全的运行；与锂、铬等元素制成控制棒， 对反应堆起应急和保护作用；或者用于反应堆 的防护材料，这些材料一般是以单质硼、碳化 硼或者硼酸铝的形式出现，硼在吸收中子上的 应用极大的改善了核燃料的运作状况。 （２）在医疗方面∞Ｂ同位素可用于癌症的治疗， 用中子束照射浓缩硼，由 Ｂ的离子化反应会 产生ａ射线，它的能量足以杀死癌细胞，且对 正常组织的伤害非常小，几乎不会产生副作用， 应用效果很好。 ４．２硼对钢的影响 （１）硼在钢中的作用 硼在钢中的作用非常复杂，它含量很低， 在钢中的溶解度极小，与各种晶体缺陷（如晶 界、位错和空位等）有强烈的相互作用：它与钢 中的其他元素如氧、氮、碳等能形成各种类型 的夹杂物和析出相。因而，在不同状态的钢中， 由于其经历冶炼、加工、热处理的“热历史” 不同，硼的分布及作用就不同。即使在同样含 硼量的钢中，由于硼分布状态的变化，实际对 钢淬透性、韧性等起作用的硼量会完全不同。 １３ 钢中加人微量的硼，能提高钢的淬透性。 研究表明，钢中的硼含量为０．００１－０．００２５％时 对改善钢的淬透性最有利，也有人认为是 ０．０００５—０．００７％之间：当其含量低于Ｏ．０００５％时 硼的作用是不确定的；高于０．００７％含硼钢就要 出现热脆现象。硼提高钢的淬透性的原因是在 奥氏体转化过程中，新相ｆ指铁素体）成核最容 易在晶界处发生。由于硼吸附在晶界上，填充 了缺陷，这样就降低了晶界能位，使新相成核 困难，奥氏体稳定性增加。但在晶界缺陷被填 完以后，若加入更多的硼，由于晶界的“硼相” 沉淀，反而增加了晶界能位，同时“硼相”也 将做为新相的核心，促使成核速度增加，致使 淬透性下降，这表明硼提高钢的淬透性有一个 合适的“有效硼”量。硼提高钢的淬透性的作 用可用硼的淬透性系数ｆＢ来表示： ｆＢ＝ＤＩＢ／ＤＩ 其中Ｄ—ｅ和Ｄ，，分别为含硼和不含硼（其它化 学成分、晶粒度完全相同）的钢，在理想淬火 之后心部含有５０％马氏体组织的直径。但ｆＢ的 变化却相当复杂，它与碳、硼含量、热处理等 都有关系。Ｒａｈｒｅｓ整理出来与碳含量的平均关 系式是： ｆＢ＝１＋１．Ｓ（０．９一％Ｃ） 由此式可知，随着碳含量增加，ｆＢ值减小，亦 即硼的作用减弱，到共析成分附近，ｆＢ＝１，硼 的作用为零。另外，共析碳量减小，硼的作用 自然也变小。因此钢中含有较多其它合金元素， 特别是Ｃｒ、Ｍｏ等，使共析碳量降低，因而影 响硼的作用。 微量的硼对合金还有强化作用，因为微量 硼偏聚于某些缺陷区，如形成位错周围的“原 子气团”，就可以起一种应变时效作用，它拖着 位错，使它不易运动，起强化作用，因此提高 了晶界强度，减少晶界裂纹的形成倾向。但是 如果钢中加入的硼量过高造成“硼相”沿晶界 １ ４ 呈网状沉淀，则会降低钢的冲击韧性，恶化材 料的机械性能。 硼作用于钢液的结晶过程可使初生晶粒大 大细化。在炼钢过程中，硼可以有效地脱氧去 氮，从而在本质上改变钢中氧、氮造成的时效 倾向。硼还可以改善结构钢的断裂韧性，并能 改变晶界组织与状态，使抗蠕变性能提高。 所有这些正是硼在优质钢生产中应用日益 推广的原因。总之，加硼合金化，实际上通常 是为了达到下列目的： ①在结构钢生产中提高淬透性及与此有关 的性能； ②在保证钢淬透性的前提下，节约贵重金 属和稀缺合金元素（如Ｃｒ、Ｎｉ、 Ｍｏ等）； ③在某些特殊合金生产中，提高热强性和 吸收中子的能力等等。 从吸收中子性能上要求，硼的含量越高越 好。而实际上，硼的含量越高，屏蔽材料的延 展性、塑性、焊接性、机加工性、韧性等性能 就越差，即产生所谓的“硼脆”现象。造成“硼 脆”现象有多方面的原因，它不仅与钢中硼的 含量过高有关，而且和硼在钢中的存在形态一 固溶硼、“硼相”、硼的氧化物、氮化物以及它 们之间相互转变有关，特别是和“硼相”的数 量、形态分布密切相关。 （２）硼相的形成 当钢中硼含量或工艺条件不适宜时，在硼 钢的奥氏体晶界上就会有一种使钢变脆的、网 状分布的沉淀相出现；钢中的硼含量越高，这 种沉淀相的量就越多。显然，这种相的出现与 硼有关，因此称之为“硼相”。由于“硼相”沿 晶界呈网状沉淀的作用，硼钢往往会由韧性状 态变为脆性状态。 “硼相”是一种晶界沉淀物。它以一些长 条形的片状物或稍带尖角的多边形小颗粒沿着 奥氏体晶界排列起来，呈链状构成各种网络。 在光学显微镜下观察时，随所用的浸蚀剂不同 个级别：Ａ级和Ｂ级。根据相关报导，Ａ级别 的含硼不锈钢仅能通过粉末冶金一热变形工艺 生产，Ｂ级别的含硼不锈钢则通常是由常规铸 锭一热变形工艺生产的，标准中高硼不锈钢的热 而变化其色彩。经酒精溶液或铝酸按溶液 浸蚀后，它们是一些白色的明亮条片或小点状 物，而经苦昧酸浸蚀后，则被染成蓝色或黑色 在电子显微镜下，它们是一些块状物凸起于晶 界处。若用过氧化钠浸蚀时，则可染成暗红色。 ４．３含硼不锈钢的发展 处理制度为１ ０４０℃固溶处理。由于采用粉末冶 金制备工艺，成分更加洁净、均匀，含硼化合 物的尺寸更小、分布更均匀。 目前高硼不锈钢３０４Ｂ４和３０４Ｂ７在ＩＴＥＲ （国际热核反应堆）项目中已得到成功的应用。 ＩＴＥＲ（国际热核聚变实验堆）项目中，在真空 容器内墙防护罩（ＶＶ—ＩＷＳ）内使用了３０４Ｂ４ 和３０４Ｂ７高硼不锈钢，如图６所示。真空容器 含硼不锈钢作为中子吸收材料，美国、日 本和英国在这方面处于领先的地位。含硼１—２％ 不锈钢作为控制棒、核反应堆的热中子屏蔽以 及核废料的存储架己使用多年但在公开的刊物 上，此类信息还十分有限。 美国于上世纪８０年代开始研究含硼不锈 钢材料的生产制备技术，并且制定了相关标准 ＡＳＴＭ Ａ８８７—８９。该标准中按照成分规定了８ 种硼含量不同的含硼不锈钢，每种又分成了两 为了在极端工况下保持机械稳定性由两层墙构 成，其内壳和外壳由肋状结构连接。两层之间 填充有内墙防护块起到屏蔽中子的作用，其中 使用３０４Ｂ４及３０４Ｂ７的防护块填充两层之间 ６０％的体积。每一块都有钢板和垫片堆叠而成， 所有防护块用量达１ ７００多吨。 等离子体侧 图６喷射成形技术示意图 美国学者Ｅｄｗａｒｄ Ａ．Ｌｏｒｉａ和Ｈｕｇｈ Ｓ．Ｉｓａａｃｓ［ ”对含硼不锈钢进行了较为系统的研 究。其中硼的含量为０．５３％，在对含硼不锈钢 较，得出了合理的加热工艺。结果表明，随着 不锈钢中硼的加入，塑性和韧性有很大的下降， 特别是铸态的含硼不锈钢，其可加工性很差， 无论是铸态还是热轧态，硼钢的性能均与加热 的微观组织和结构进行研究之后，他们还重点 讨论了含硼不锈钢的热加工问题，通过在不同 温度有很大的关系，在１０００—１１８Ｏ℃范围内， 有较好的机械性能；当温度超过１ ２００℃，其延 ｌ５ 的加热温度和轧制温度下硼钢的力学性能的比 展能力几乎为零，原因是硼相（Ｆｅ，Ｃｒ）２Ｂ与 奥氏体在１１ ５０—１ ２２５℃的温度范围内形成低熔 点共晶。共晶物的熔化导致了硼钢的热脆性。 因此含硼不锈钢的热加工温度一定不能超过 １２００℃。 日本对含硼不锈钢也作了大量研究，早在 上世纪８０年代，日本就开展了辐射防护材料的 研究，并提出含硼１．０—１．４％的３０４不锈钢具有 良好吸收热中子的特性，并对含其热加工性能 进行了实验。这些研究指出，由于硼含量大于 １．０％的含硼３０４不锈钢在１ ０００。Ｃ以下轧制时 边缘出现裂纹，其热轧应在１１ＯＯ一１ １５０￣Ｃ温度 范围内完成。按这样的要求轧制试生产的含１．１％ 和１．４％硼的含硼３０４不锈钢经过１０５０。Ｃ固溶 处理后，屈服强度分别为２６７和２８８ＭＰａ，比 普通３０４钢（２４８ＭＰａ）高，延性较低。这些 含硼奥氏体不锈钢中有大量细小的硼化物均匀 弥散分布。住友金属工业公司在３ｏ４ＢＮ钢的基 础上，采用添加Ｂ元素研制３０４ＢＮ１和３０４ＢＮ２ 两种不锈钢，前者添加０．６％Ｂ，后者添加１．１％Ｂ。 以此成分生产热轧带钢，进行拉伸、腐蚀性、 焊接性能等试验，均满足设计目标要求。以这 种热轧带钢采用理弧焊接方法生产圆形焊管， 后经冷拔方法作成方形焊管，可以满足核燃料 贮存要求。同时，由于这种工艺要求的轧制温 度范围极窄，一般最高可生产的不锈钢中含硼 量为１—１．５％，较多的为１—１．２％而不超过２％。 日本电力研究所的安岛辰郎等，对含 硼ＳＵＳ３０４不锈钢进行了深入研究。研究结果 表明３０４含硼不锈钢在Ｂ（ｗｔ％）＝Ｏ．５时拉伸 强度达到最大值，大约为６５０ＭＰａ，超过这个 含量，拉伸强度下降，屈服应力随着硼含量的 增加而增大，面缩率随着硼含量的增加而迅速 下降，表明含硼钢的塑性随着硼含量的增加而 变坏。 我国对含有微量硼的低合金钢研究较早， 】６ 从１ ９５７年炼出第一炉工业硼钢以来，研制出 了一大批结合我国资源、性能较好的钢号，在 硼钢的生产、使用等方面积累了不少经验，取 得不少成绩，但对于作为屏蔽材料的高硼不锈 钢的研究起步较晚，我国在２０世纪６０年代末 开始了含硼量为３．０％左右的不锈钢的研究工 作，７Ｏ年代中期又开展了含Ｏ．４％富集。。Ｂ硼（相 当于２．Ｏ％天然硼）不锈钢的研究工作。中国核 动力研究设计院研制的硼含量为０．５ｗｔ％的高 硼不锈钢，目前己用于了反应堆的防护系统。 北京科技大学的宋锦修等为了进一步改善 含硼３１ ６不锈钢的力学性能和扩大应用范围， 对热处理后的含硼３ １ ６不锈钢（含硼２．２—２．５％） 的显微组织、硬度、冲击韧性和抗压强度进行 了分析和研究，找出了较适合的热处理制度为： ９８０℃固溶４ｈ，水冷和４００℃回火６ｈ，空冷。 经处理后，硬度提高了１ ５％，冲击韧性提高了 １ １Ｏ％，抗压强度提高了１９％。其原因是晶界上 的非平衡偏聚的网状硼化物出现断网，同时基 体上析出了大量的二次硼化物。 ５含硼铝基屏蔽材料及其研究进展 ５．１硼铝合金 硼在铝中的溶解度非常低，仅有限量的硼 与铝合金化，且在晶界上形成富硼的硼化物， 增加了材料的脆性。由于硼铝合金中硼含量低， 因而用作乏燃料贮运用的中子吸收材料板时有 相对低的硼一１ Ｏ面密度。例如，一种含天然硼 质量分数为４％、厚度为０．２５ｃｍ的硼铝板， 其硼一１ Ｏ面密度为０．００５ｇ／ｃｍ ，在乏燃料水 池格架或容器中如果用这种硼一１ ０含量的中子 吸收材料，不能提供足够的核反应临界控制。 因此，为保证硼铝合金既有高的硼一１ ０面密度， 又不至于因加入过量的硼而引起材料的加工性 能严重恶化，乏燃料贮运用中子材料用的硼铝 合金通常添加富集硼一１ ０。 Ｅａｇｌｅ Ｐｉｃｈｅｒ公司有两种硼铝合金用作乏 燃料中子吸收材料，一种是以１１００铝为基体， 基体中构成的复合材料，其主要是以板的形式 在乏燃料水池或燃料运输容器中使用，制备方 法主要包括金属熔炼工艺、粉末冶金法、浸渗 另一种是以６３５ １铝为基体。Ｅａｇｌｅ Ｐｉｃｈｅｒ用 富集度９５％硼一１ Ｏ为硼源制备硼铝铸件，然后 热轧到最后使用的规格。１１ ００Ａ Ｉ－Ｂ合金仅用作 中子吸收材料，而６３５ Ｉ ＡＩ—Ｂ合金可用作结构材 工艺法等。但从商业制造成本和工艺复杂情况 考虑，更多的采用金属熔炼工艺和粉末冶金法。 金属熔炼工艺制备过程存在较严重的界面反应， 料和中子吸收材料。硼铝合金基本的生产过程 包括：富集硼一１０的化合物与熔融铝混合，熔 融合金直接铸造为锭子，铸锭进一步挤压或轧 制加工。无论是采用挤压还是轧制，最后生产 的硼铝板都能达到最大理论密度，几乎没有内 缩孔。熔融法制备的１１ ００Ａｌ—Ｂ合金，硼的质量 分数为Ｏ．５％一４．５％，天然硼当量质量分数为 ２．７％一２４．６％，不采用热淬火处理。６３５ＩＡ Ｉ－Ｂ 合金在铸造过程中，硼铝化合物优先沉积在晶 界，在铸锭周围会出现相对低硼浓度的环带区 域。为了制备有更均匀硼含量的铸锭，加入一 种钛盐到熔融的铝基体中。这种铸锭合金包含 第二相ＴｉＢ２沉积在晶界，此种钛沉积物比硼化 铝沉积物更小，在铸锭的外部边缘不容易形成 大量沉淀聚集物，防止形成硼浓度不均的环带 区域。钛作为晶粒细化剂，倾向于使铝硼合金 组织各向同性，其中钛质量分数约为４．６％。采 用该工艺制备的硼铝合金其富集硼一１ ０的质量 分数为０．５％一２．５％，该材料需采用Ｔ５热淬火 处理。Ｅａｇｌｅ Ｐｉｃｈｅｒ硼铝合金作为干式贮运系 统中子吸收材料已经通过鉴定测试，结果表明， 该材料在去离子水或０．２３ｍｏｉ／Ｌ硼酸水溶液 中于４Ｏ。Ｃ有良好的性能。硼铝合金在８０。Ｃ的 去离子水中有良好的抗腐蚀性能，而在硼酸水 溶液中，ｐＨ＝４．５—６．５时有局部点蚀。硼铝合金 在用干式贮运容器设计寿命的中子剂量（１ ｘ １ ０ ｎｖｔ）辐照下，没有发现被检查样品的尺寸 变化和因辐照引起的材料损伤。 ５．２ Ｂ４Ｃ／ＡＩ中子吸收材料 Ｂ Ｃ／Ａｌ中子吸收材料是由Ｂ４Ｃ弥散在ＡＩ 所形成的界面产物易于结合成团，导致硼分布 不均匀，同时还将严重恶化材料的力学性能， 影响材料的使用，因此常在金属熔炼工艺中添 加少量的金属钛来降低界面反应。另外，采用 粉末冶金法、电火花等离子快速烧结工艺也可 有效降低界面反应产物。粉末冶金法制备的 Ｂ４Ｃ／Ａｉ中子吸收材料按照材料的密度不同分 为低密度Ｂ４Ｃ／ＡＩ材料（在美国称为Ｂｏｒａ１）和 高密度Ｂ４Ｃ／ＡＩ材料（在美国称为Ｍｅｔａｍｉｃ）。 其中Ｂｏｒａｌ是由Ｂ４Ｃ和ＡＩ基体构成的芯体，外 面包覆一层铝组成，而Ｍｅｔａｍｉｃ则表面没有 包覆。Ｂｏｒａｌ板的芯部包含了一些微孔，这也 使得其实际密度小于理论密度。Ｍｅｔａｍｉｃ制备 过程中采用等静压制坯、真空烧结、挤出预成 型等工艺，最后制备的板材避免了内部的微孔， 接近全致密。 美国ＡＡＲ制造公司在研制Ｂｏｒａｌ的过程中 发现当Ｂ Ｃ质量分数高于５Ｏ％后，在烧结过程 中Ｂ Ｃ颗粒和铝粉不能形成充分的粘结，确定 Ｂｏｒａｌ最高Ｂ４Ｃ质量分数不超过５Ｏ％为好，Ｂ４Ｃ 粉平均粒度８５ｐｍ。２００４年ＡＡＲ为改善Ｂｏｒａｌ 的性能，采用新的制备工艺，使铝粉在轧制过 程中发生烧结，从而增强了芯体和包壳的粘结 性。计算表明当ＢｏｒａＩ面密度大于０．０３５ｇ／ｃｍ 后几乎达到理想中子吸收材料的效果。 Ｍｅｔａｍｉｃ的原料是６０６ １ ＡＩ粉和ＡＳＴＭ Ｃ一７５０ 规定的ｌ型Ｂ４Ｃ粉。据ＭＥＴＡＭＩＣ，ＬＬＣ．公司 报道，若Ｂ４Ｃ在Ｍｅｔａｍｉｃ中的质量分数低于 ２５％，则Ｍｅｔａｍｉｃ能用通常铝工业上的标准 焊接工艺进行焊接，而氩弧焊是常用的焊接手 】７ 段。Ｒｅｙｎｏｌｄｓ金属公司、ＥＰＲＩ和东北技术公 司（Ｎｏｒｔｈｅａｓｔ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ ｃｏｒｐ．）对 比较了两种不同含量的Ｂ Ｃ颗粒增强铝基复合 材料的摩擦学性能，研究了接触载荷和相对滑 动速度对两种材料的摩擦磨损性能影响。结果 表明，ＡＩ／Ｂ Ｃ复合材料磨损量随着载荷与相对 滑动速度的增大而增加，摩擦系数则随着载荷 和相对滑动速度的增大而减小。 Ｍｅｔａｍｉｃ进行质量鉴定试验， 结果表明该材 料能够满足乏燃料贮存和运输设备内中子吸收 条件的要求。质量分数３１％Ｂ４Ｃ的Ｍｅｔａｍｉｃ 已经被美国核管会批准用于乏燃料湿法贮存设 备，并被推荐用于阿肯色州核电厂１区和２区 的乏燃料格架，另外在Ａ Ｐ１ ０００核电厂乏燃料 水池的设计中也采用了这种材料作为中子吸收 材料。加拿大Ａｌｃａｎ公司研究了４种类型的 Ｂ４Ｃ／ＡＩ中子吸收材料一６３５１ ＡＩ—Ｂ４Ｃ、 ６０６３ＡＩ—Ｂ４Ｃ、１１ ＯＯＡＩ—Ｂ４Ｃ、ＡＩ—Ｓｉ—Ｂ４Ｃ。这些材 Ｒ．Ｋａｙｉｋｃｉ等人尝试通过成本低且简单直 接的铸造方法，在铝熔液中原位生成ＡＩＢ２层片， 制备铝基复合材料。通过在标准的高温摩擦磨 损测试仪上进行干摩擦滑动定义ＡＩ—ＡＩＢ２复合 材料的摩擦学性能。结果表明，复合材料的磨 损率随着加载和滑动速度增大而增加，且明显 低于基体材料。ＡＩ及其复合材料的摩擦系数随 着加载载荷线性降低。 Ｚ．Ｈｕｍｂｅｒｔｏ Ｍｅｌｇａｒｅｊｏ等人采用离心 料都采用金属熔炼工艺制备。在制备过程中为 降低严重的界面反应，加入了质量分数为 ０．５％一２．０％的钛。根据Ａｌｃａｎ报道，６３５ １ Ａｌ—Ｂ４Ｃ、 ６０６３ＡＩ—Ｂ Ｃ材料有良好的热导性，能挤压和轧 制，有优异的力学性能可用作结构材料，但Ｂ Ｃ 的质量分数应小于１ ８％，１１ ｏ０ＡＩ—Ｂ４Ｃ不能用于 结构材料，Ｂ Ｃ的质量分数可达到２８％。我国 对Ｂ４Ｃ／ＡＩ材料的研究更多关注熔炼工艺中Ａｌ 铸造方法制备含ＡＩＢ２颗粒增强的铝基功能梯度 复合材料。离心浇注材料出现二次硼化物的偏 析，铸件外部高容积密度的增强相一硼化物颗 粒转化为这些区域较高的硬度和整体耐磨性， 因此该区域具有更高的表面硬度和微观硬度。 另一方面，内部区域硼化物相对贫瘠，因此磨 损率较高。球盘磨损实验表明，铸件外部磨损 量最小。 与Ｂ Ｃ的润湿性以及材料的界面反应特征。东 北大学彭可武等采用Ｘ射线衍射和差热分析系 统研究了Ｂ４Ｃ和ＡＩ在０—１ ５０ｏ。Ｃ高温范围内 的化学反应和相组成。近年来，以乏燃料贮运 用中子吸收材料为目的的Ｂ Ｃ／ＡＩ材料的研究 Ｏｍｅｒ Ｓａｖａｓ等人通过在１ ４００。Ｃ向铝 铜合金中直接添加Ｂ２ｏ３，溶解约３ｗｔ％的硼， 在国内几个研究单位也取得了初步的研究成果， 原位合成硼化物颗粒增强铝基复合材料。并用 但具体的相关研究论文或报告较少。 ｐｉｎ—ｏｎ—ｄｉｓｋ实验分析了在不同条件下复合材 ５＿３含硼铝基耐磨材料 铝基复合材料的密度约为钢的三分之一， 而耐磨性与铸铁相当。而硼化物在摩擦过程中 氧化形成氧化硼，具有较好的减摩作用，且对 料的磨损行为。结果表明，通过向Ａｌ＿Ｃｕ基体 中添加３３ｖｏ１％的立方形硼化物颗粒制备的复 合材料，累积重量损失可减小６８％。 Ｆｅｒｉｔ Ｆｉｃｉｃｉ等人通过原位合成方法制备了 含５ｗｔ％，１ ０ ｗｔ％，２０ ｗｔ％，３０ ｗｔ％ＡｌＢ２的铝基 复合材料，并采用ｐｉｎ—ｏｎ—ｄｉｓｋ实验，研究了 摩擦副材料具有一定改性作用。 影响颗粒增强铝基复合材料的因素包括： 工作载荷、环境温度、材料结构、加工工艺等， 这些因素并不是单一作用，而是常交互作用。 许多专家学者对此进行了深入研究。吕亮等人 １ Ｒ 在不同滑动速度和载荷下，增强相比例对磨损 和摩擦行为的影响。实验结果表明，磨损率随 着加载载荷和滑动距离的增加而增加。提高增 强相在基体中的含量可使耐磨性提高３％一３０‰ 工．２００ １，４２（４８２】：４０—４３ 王小红，唐荻，许荣昌，温永红．铝／铜 ６结语 复合材料既保留了原组成材料的主要特点， 又可通过复合效应获得原组分所不具备的性能。 轧制复合工艺及界面结合机理【Ｊ】．有色 金属．２００７，５９（１）：２１—２４ 王晓峰．Ｈ６２黄铜／碳钢双金属管内压扩 可通过设计使各组分的性能互相补充，彼此关 联，从而获得新的优越性能，与一般材料简单 混合有本质区别。随着科技进步，各领域对材 料性能的要求越来越高，金属复合材料必将成 为重点研究课题之一。 参考文献 ，●Ｌ ｒ－；，ＩＬ ，Ｉ，Ｉ，Ｉ，Ｉ，Ｉ ¨ 杜善义．先进复合材料与航空航天［Ｊ】．复 合材料学报，２００７，２４（１）：１—１１． 郑学家．金属硼化物与含硼合金【Ｍ】．北 京：化学工业出版社，２０１２． 袁亲松．Ｚｒ、Ｃｒ、Ｎｉ对高硼钢组织的影 响［Ｄ】．西华大学，２００９． 刘江．金属复合材料生产技术的现状与发 展趋势［Ｊ】．金属功能材料，２００８，１ ５（１】： ４４—４７，５２． 左铁镛，黄伯云，李成功，等．中国材 料工程大典第五卷有色金属材料工程 （下）【Ｍ】，北京：化学工业出版社，２００５． 王祝堂．汽车热交换器用铝板带箔［Ｊ】．轻 合金加工技术，２００５，３３（Ｉ １）： １—８． 张锋刚．碳钢／不锈钢液固相扩散复合的 研究【Ｄ】，大连交通大学，２００９ 马志新，胡捷，李德富等．层状金属复 合板的研究和生产现状［Ｊ】．稀有金 属．２００３。２７（６ｌ：７９９—８０３ 山村美彦，福田隆．压延７ １ 钢 制造２＝＝结合强度特性【Ｊ】。塑性２＝加 散复合的研究［Ｄ】．大连交通大学．２００５ 汤富麟．异步单机连轧研究【Ｊ】．钢 铁．１ ９７９，１ ４｛６）：４３—５５ 曾润根．热双金属室温固相复合【Ｊ】．上海 金属．１ ９８２，４（２｝：４７—５３ 魏伟，史庆南．铜／钢双金属板异步轧制 复合机理研究【Ｊ】． 稀有金 属．２００１，２５（４）：３０７—３１１ 【１ ５】 张永福，丁修坤．双金属固相复合异步 轧制新工艺【ｊ】．东北工学院学 报．１ ９９１，１ ２（６）：６Ｉ ９—６２４ 【１ ６】 郑远谋，黄荣光．爆炸焊接和金属复合 材料【Ｊ】．上海有色金属．１ ９９８， １９（３１：１２１—１２６ 【１ ７】 杨扬，张新明，李振华等．爆炸复合的 研究现状与发展趋势【Ｊ】．材料导 报．１９９５（１）：７２—７６ 【１ ８】 郑远谋等．爆炸焊接及在制造双金属材 料中的应用【Ｊ】． 汽车工艺材 料．１９９８（２）：１２—１５ 【１ ９】 于昕．铜过渡层钛／钢扩散复合研究 【Ｄ】．大连交通大学．２００９ 【２０】 陈燕俊等．层叠复合材料加工技术新进 展 【Ｊ１． 材 料 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ｍｉｃｅ．Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｒａｄｉａｔｉｏｎ Ｏｎｃｏｌｏｇｙ Ｂｉｏｌｏｇｙ Ｐｈｙｓｉｅｓ．１ ９９９ ，４３（２１ ， ４３２—－４３６． 【６２】Ｐｒｏｚｏｒｏｖｓｋｉｉ Ｅ．Ｖ，Ｐｅｔｒｏｖ Ｇ．Ｌ．Ｔｈｅ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ ｏｆ Ａｕｓｔｅｎｉｔｉｅ ＣｈｒＯｍｉｕｍ—Ｎｉｅｋｅｌ Ｓｔｅｅｌｓ Ａｌｌｏｙｅｄ ｗｉｔｈ Ｂｏｒｏｎ［Ｊ】，Ａｖｔ Ｓｖａｒｋａ，１ ９６６，Ｉ，Ｉ 【６３】Ｏｈｔａｎｉ Ｎ ｅｔａ１．Ｐｒｏｅ．７ｔｈｌｎｔ．Ｃｏｎｆ．ＲａｄｉａｔｉＯｎＳｈｉｅｌ ｄｉｎｇ，Ｂｏｕｍｅｍｏｕｔｈ，ＵＫ，１ ９８８，２，３３ 【６４】Ｂｏｒｌａｎｄ Ｊ．Ｃ，Ｙｏｕｎｇｅｒ Ｒ．Ｎ．Ｓｏｍｅ ａｓｐｅｃｔｓ ｏｆ ｃｒａｃｋｉｎｇ ｉｎ ｗｅｌｄｅｄ Ｃｒ－Ｎｉ Ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃ ｓｔｅｅｌｓ［Ｊ】，Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｗｅｌｄｉｎｇ Ｊｏｕｒｎａｌ，１９６０，７ｆ１），ｐ２２． 【６５】Ｏｈｔａｎｉ Ｎ，ｅｔａ１．Ｐｒｏｃ．Ｉｎｔ．Ｃａｎｔ．Ｆａｓｔ Ｒｅａｃｅｔｏｒ ａｎｄ Ｒｅｌａｔｅｄ Ｆｕｅｌ Ｃｙｅｌｅｓ，Ｋｙｏｔｏ，Ｊａｐａｎ，１ ９９ １，３． 【６６】Ｓｕｚｕｋｉ Ｔ，ｅｔａ１．Ｐｒｏｅ．７ Ｉｎｔ．Ｃａｎｔ．Ｒａｄｉａｔｉｏｎ Ｓｈｉｅｌｄｉｎｇ ， Ｂｏｕｒｎｅｏｏｕｔｈ，ＵＫ，Ｓｅｐ．１９８８，１，Ｐ３０７． 【６７】ＡＳＴＭ Ｃｏｍｍｉｔｔｅｅ Ａ一１．Ｓｔａｎｄａｒｄ ＳＤｅｃｍＣａｔｉｏｎ ｆｏｒ Ｂｏｒａｔｅｄ Ｓｔａｉｎｌｅｓｓ Ｓｔｅｅｌ Ｐｌａｔｅ，Ｓｈｅｅｔ，ａｎｄ Ｓｔｒｉｐ ｆｏｒ Ｎｕ ｃｌｅａｒ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ［Ｓ】． Ａｎｎｕａｌ Ｂｏｏｋ ｏｆ ＡＳＴＭ Ｓｔａｎｄａｒｄｓ，２０００，Ｖｏｌ ０１．０３． ［６８】Ｒｏｂｉｎｏ Ｃ Ｖ， Ｃｉｅｓｌａｋ Ｍ Ｊ． Ｈｉｇｈ—ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ ｏｆ ａｄｖａｎｃｅｄ ｂｏｒａｔｅｄ ｓｔａｉｎｌｅｓｓ ｓｔｅｅｌｓ［Ｊ】． Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ＴｒａｎｓａＣｔｉｏｎＳ Ａ，１ ９９５，２６ （７１：Ｉ ６７３—１ ６８５． 【６９】刘常乐，武松涛等．ＩＴＥＲ真空室中子屏 蔽设计［Ｊ］．核聚变与等离子体物理，２００５， 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【７９】Ｏｎｏｒｏａ Ｊ，Ｓａｌｖａｄｏｒｂ ＭＤ，Ｃａｍｂｒｏｎｅｒｃｏ ＬＥＧ．Ｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ａｌｕｍｉｎｉｕｍ ａｌｌｏｙｓ ｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄ ｗｉｔｈ 【８８】Ｇｏｇｏｔｓｉ Ｙ Ｇ，ＡＭ Ｋｏｖａｌ。ｃｈｅｎｋｏ，ＩＡ Ｋｏｓｓｋｏ ＴｒｉｂｏｃｈｅｍｉｃａＩｉｎｔｅｒａｃｔｉｏｎｓ ｏｆ ｂｏｒｏｎ ｃａｒｂｉｄｅ ｐａｒｔｉｃｌｅｓ［Ｊ１．Ｍａｔｅｒ Ｓｉｃ Ｅｎｇ Ａ，２００９，４０９（２）：４２ １ Ｅｌｅｃｔｒｉｃ Ｐｏｗｅｒ ｏｆ Ｒｅｓｅａｒｃｈ ｎｅｕｔｒｏｎ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ．Ｈａｎｄｂｏｏｋ ｂｏｒｏｎ ｃａｒｂｉｄｅｓ ａｇａｉｎｓｔ ｓｔｅｅｌ Ｗｅａｒ １９９２ １５４：１３３—１４０ 【８９】Ｒ．Ｋａｙｉｋｃｉ，０．Ｓａｖａ，Ｓ．Ｋｏｋｓａｌ，Ａ． Ｄｅｍｉｒ，Ｔｈｅ Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ Ｒｅｉｎｆｏｒｃｅｍｅｎｔ ａｂｓｏｒｂｅｒ ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｆｏｒ ｓｐｅｎｔ ｎｕｃｌｅａｒ ｆｕｅｌ ｔｒａｎｓＤＯｒｔａｔｉＯｎ ａｎｄ ｓｔｏｒａｇｅ Ｒａｔｉｏ ｏｎ ｔｈｅ Ｗｅａｒ Ｂｅｈａｖｉｏｕｒ ｏｆ ＡＩＢ２ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ ２００６ ｅｄｉｔｉｏｎ［Ｒ】．Ａｍｅｒｉｃａｎ：ＥＰＲＩ，２００６ Ｅｌｅｃｔｒｉｃ Ｐｏｗｅｒ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ．Ｈａｎｄｂｏｏｋ ｏｆ ｎｅｕｔｒｏｎ ａｂｓｏｒｂｅｒ ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｆｏｒ ｓｐｅｎｔ ｎｕｃｌｅａｒ ｆｕｅｌ ｔｒａｎＳＤｏｒｔａｔｉｏｎ ａｎｄ ｓｔｏｒａｇｅ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ ２００９ ｅｄｉｔｉｏｎ［Ｒ］．Ａｍｅｒｉｃａｎ：ＥＰＲＩ，２００９ 【８２】 Ｋｅｎｎｅｔｈ Ｄ Ｋｏｋ．Ｎｕｃｌｅａｒ ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ ｈａｎｄｂｏｏｋ［Ｍ】．Ｎｅｗ Ｙｏｒｋ：ＣＲＣ Ｐｒｅｓｓ，２００９ 【８３】 Ｅｌｅｃｔｒｉｃ Ｐｏｗｅｒ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ．Ｉｎｄｕｓｔｒｙ Ｓｐｅｎｔ Ｆｕｅｌ Ｓｔｏｒａｇｅ Ｈａｎｄｂｏｏｋ［Ｒ】．Ａｍｅｒｉｃａｎ：ＥＰＲＩ，２０１ ０ 【８４】 ＷｅＳｔｉｎｇｈｏｕＳｅ ｅｌｅｃｔｒｉｃ ｃｏｍｐａｎｙ ＬＬＣ ＡＰ １ ０００ ｅｕｒｏｐｅａｎ ｄｅｓｉｇｎ ｃｏｎｔｒｏｌ ｄｏｃｕｍｅｎｔ ａｕｘｉｌｉａｒｙ ｓｙｓｔｅｍｓ［Ｚ］．Ａｍｅｒｉｃａｎ：Ｗｅｓｔｉｎｇｈｏｕｓｅ Ｅｌｅｃｔｒｉｃ Ｃｏｍｐａｎｙ，２００８ 【８５】 王希军，马南钢，丁华东．铝在Ｂ４Ｃ陶瓷 上的润湿性【Ｊ】．机械工程材料，２００８，３２ （５） ： １ ５ 【８６】 彭可武，吴文远，徐玉．Ｂ４Ｃ和ＡＩ在高温 条件下的化学反应及相组成的研究［Ｊ】． 稀有金属与硬质合金，２００８，３６（１）： １ ６ 【８７】 吕亮，朱华，Ｆｅｎｇ Ｔａｎｇ，碳化硼增强 铝基复合材料的摩擦磨损性能【Ｊ】，机械 工程材料，２００７，３１：６４—６６ ２３
