随着“碳达峰，碳中和”目标的提出，清洁低碳已经成为全球能源发展的主基调。 核能作为高效率、低排放的稳定基荷能源， 成为世界能源向清洁低碳转型的重要选项。然而，核能发电产生的乏燃料会产生热中子、伽马射线及其他高能射线[1]，仍然具有较强的放射性， 需进行有效贮存及后处理。 截止2022 年底，我国商运核电机组达到53 台，发电量达4 177.8 亿千瓦时， 其中51 台压水堆累计产生了8 931 tHM 乏燃料，年增量为805 tHM[2]，核电站乏燃料累计产生量预测见图1a。 我国乏燃料处理采用封闭循环处理，先将乏燃料贮存在堆水池中以其降低放射性和温度，再置于贮存罐中进行长期贮存或运输到后处理厂回收高价值物质[3]，典型乏燃料运输设备见图1b[4-5]。 据统计，我国仅有3 000 tHM 的贮存能力[2]，乏燃料的安全贮存及后处理成为我国核电工业必须解决的关键问题。 因此，发展高强可靠性中子屏蔽材料(中子吸收材料)，是维护乏燃料处理全周期安全及促进我国核能发展的核心保障。
图1 我国乏燃料累计产生量预测与典型运输设备：(a)我国核电站乏燃料累计产生量预测；(b)典型乏燃料运输设备[4-5]
Fig.1 Prediction of cumulative spent fuel generation in China and typical transportation equipment:(a)forecast of the cumulative production of spent fuel from nuclear power plants in China;(b)typical spent fuel transportation equipment[4-5]
乏燃料产生的有害射线以中子和伽马射线为主。 其中，中子是一种具有很强穿透能力的电中性粒子，根据中子能量的大小，可以将其分为热中子(0.025 eV)、慢中子(＜5 keV)、中能中子(5～100 keV)以及快中子(0.1～500 MeV)[6]。 中子屏蔽是先通过中子与原子核碰撞时发生的弹性散射和非弹性散射实现高能中子慢化，同时引起电离辐射[7]；当中子能量降低为热中子后，通过中子吸收元素完成中子吸收，从而实现中子屏蔽。 一般通过中子屏蔽系数(α0)来评价材料的中子屏蔽性能，通过下式计算获得[8]：
式中，I0 为中子透过量；I 为中子入射量；Σt t 为总宏观中子吸收截面。 中子吸收截面是反映元素中子屏蔽性能的重要参数，中子吸收截面越大的元素具有更好的中子屏蔽性能。 常见中子吸收元素及其中子吸收截面见表1。 其中10B 因其价格相对低廉、原子序数小、无毒等特性，成为应用最广泛的中子屏蔽材料；而Gd 具有最大的中子吸收截面，展现出优异的中子屏蔽性能，正逐渐被学者引入到中子屏蔽材料领域。 Eu、Sm 及Cd 因价格过高或具有毒性等原因，还未得到充分研究。
表1 常见中子吸收元素的中子吸收截面[9]
Tab.1 Cross section of common neutron-absorbing elements[9]
ZElementNeutron-absorption cross section(barn)5 10B3 840 48Cd2 529 62Sm5 594 63Eu4 300 64Gd49 177
常见的中子吸收材料包括硼钢[10-12]、混凝土[13-15]、铝硼合金[16-17]、B4C/Al 复合材料[18-20]、铝钆合金[21-22]和聚合物基复合材料[23-24]。 其中，铝基中子屏蔽材料因其良好的力学性能及较小的密度， 能够满足结构功能一体化和轻量化要求[25-26]。 因此，国内外学者针对Al 基中子屏蔽材料进行了大量研究[27-29]， 其中以B4C/Al 复合材料为主。 然而，工业要求B4C/Al 复合材料中B4C 的含量不低于30%[28-29]， 随着B4C 含量的提升，材料的塑性严重降低，恶化铝基复合材料的力学性能[30]。 此外，B4C 与Al 的润湿性较差，在熔体易团聚， 且B4C 与Al 熔体易发生界面反应生成B2O3[31]及Al-B-C 三元化合物[32]。基于上述原因，目前B4C/Al 复合材料主要采用粉末冶金方法制备。 Gd具有最大的中子吸收截面， 有望取代10B 成为主流中子吸收元素，作为良好的中子吸收剂替代B4C，Gd与B4C 之间的质量关系，可通过等效硼含量(BEq)计算，其表达式为[25]：
式中，BEq 为等效B 的质量分数；%B 为B 元素的质量分数；%Gd 为Gd 元素的质量分数。 此外，还可以通过硼面密度计算(EBAD)来评价材料的材料中等效硼含量[8]：
式中，ρ 为复合材料密度；t 为复合材料厚度；WI 为复合材料中B4C 的质量分数；E 为B4C 中B 元素的质量分数。 此外，Gd 的引入可以改善Al 基中子屏蔽材料的塑韧性[22,33-34]， 目前国内外学者针对含Gd 元素Al 基中子屏蔽材料的制备及性能强化进行了大量研究，包括含Gd 元素中子屏蔽Al 合金[22,34-39]及含Gd 元素中子屏蔽Al 基复合材料。Gd 具有最大的中子吸收截面， 理论上能够满足Al 基中子屏蔽材料的中子吸收要求。 为了验证Gd 单屏蔽元素Al 基中子屏蔽材料的可行性，徐天寒等[1]通过蒙特卡洛模拟对相同厚度下含Gd 的Al 基中子屏蔽合金和B4C/Al 复合材料的中子透射率进行比较， 结果显示，含Gd 的Al 基中子屏蔽合金有着更优的中子屏蔽性能。此外，当材料厚度限制到3 mm 时，Gd 的最佳添加量是4%(质量分数，下同)；当材料厚度缩小到2 mm 时，Gd 的最佳添加量增加为6%。 然而，过量Gd 元素的引入会导致Al3Gd 相粗大， 恶化合金的力学性能[35]。
过量Gd 对Al 合金基体性能的恶性影响是影响含Gd 的Al 基中子屏蔽材料发展的关键因素。 控制Al3Gd 相尺寸， 减小溶质元素在晶粒间的富集是提高Gd 的Al 基中子屏蔽材料力学性能的有效途径。 通过优化合金配比、引入增强颗粒或改进制备工艺，能够平衡Gd 的Al 基中子屏蔽材料的中子屏蔽性能和力学性能。 本文从目前含Gd 元素中子屏蔽Al 基材料的成分设计和制备工艺出发， 主要阐述组分设计及制备工艺对含Gd 元素中子屏蔽Al合金及含Gd 元素中子屏蔽Al 基复合材料组织细化的影响，总结含Gd 元素的Al 基中子屏蔽材料力学性能强化机理，旨在为含Gd 元素Al 基中子屏蔽材料的前沿发展提供关键理论支撑与参考。
1 含Gd 元素中子屏蔽Al 合金
为了解决含Gd 元素中子屏蔽Al 合金在力学性能和中子屏蔽性能之间的矛盾，学者们主要从成分设计和制备工艺优化2 个方面改善含Gd 相在Al基体内的分布及尺寸，促进Gd 元素的均匀分布，从而提升力学性能。 Ghandvar 等[35-36]通过重力铸造法分别制备了Al-Gd-Mg-Si 和Al-Gd-Mg-Si-Sb 合金。引入适量Gd 元素和Sb 元素能够有效细化Mg2Si相， 并使Mg2Si 相的形貌由树枝状和片状转变为短棒状和八面体状。 这是由于Gd 和Sb 会在Mg2Si 的生长前沿富集，阻碍其沿(100)面生长，导致Mg2Si相的形貌发生改变。 然而， 当Gd 的含量稍多时，Al2Si2Gd、AlSiGd 和MgGd 金属间化合物开始析出。随着Gd 含量进一步提升，含Gd 相转变为针刺状和层片状，恶化了合金的性能。 此外，热挤压导致材料发生剧烈塑性变形， 从而促进Mg2Si 相和含Gd 相的细化和形态转变。 Khorshidi 等[34]同样通过重力铸造法制备了Al-Gd-Mg-Si 合金， 研究了Gd 含量对合金性能的影响。 发现Gd 能够抑制Mg2Si 相生长，从而细化Mg2Si 相， 而且Gd 含量的提高会导致层状MgGd 相加厚，导致合金性能发生恶化，不同Gd含量的Al-Gd-Mg-Si 合金组织见图2。 以上结果与Ghandvar 等研究相符。 此外，当进一步引入过量Gd后， 富集在Mg2Si 生长前沿的Gd 元素开始向晶界处转移形成含Gd 相，导致Gd 对Mg2Si 相的细化效果减弱。
图2 不同Gd 含量Al-15%Mg2Si 合金形貌变化的高倍FESEM 显微照片：(a)0.5%;(b)1%;(c)2%;(d)4%[34]
Fig.2 High-magnification FESEM micrographs showing the morphological changes in the Al-15 wt.%Mg2Si composites containing various Gd contents:(a)0.5 wt.%;(b)1 wt.%;(c)2 wt.%;(d)4 wt.%[34]
Yang 等[39]利用粉末冶金工艺制备了Al-6Mg-5Gd合金，发现烧结态合金具有不均匀的微观结构，导致挤压态合金出现双峰晶粒结构， 而烧结态和挤压态合金的显微组织与烧结粉末粒度和烧结温度有关。当烧结温度为405 ℃时，纳米级Al4MgGd 晶粒通过Orowan 机制阻碍位错运动，对合金力学性能有明显的提升作用，使材料的屈服强度达到335 MPa，极限拉伸强度达到了462 MPa，同时伸长率为10.2%。 然而，当烧结温度升高到480 ℃时，Al4MgGd 相发生相变，晶粒尺寸变大，丧失了双峰晶粒结构的优势。
Ding 等[38]研究了Al-5Cu-6Gd-10Bi 中子-伽马射线双屏蔽材料， 发现Bi 元素的引入形成了一种Bi@Gd5Bi3 核壳结构相(图3)，消耗了大量Gd 元素，避免了本该在Al-Cu-Gd 体系中生成的脆性Al3Gd相，确保了增强相Al2Cu 的析出。此外，热轧使Al2Cu相部分溶解，在基体内弥散分布，大幅提升材料力学性能，相较于铸态，轧制态材料的屈服强度由90.2 MPa 提升到133.3 MPa，极限抗拉强度由139.4 MPa 提升到204.9 MPa，伸长率由1.9%提升到13.4%，提升幅度分别为47.8%、47.0%、13.4%。 Bi 的引入还为材料提供了良好的γ 射线屏蔽能力，该工作对含Gd 元素Al基中子-伽马射线双屏蔽材料提供了研究思路。
图3 Bi@Gd5Bi3 核壳结构显微组织表征和相分析：(a)SEM 像及EDS 谱；(b)点1 和2 的EDS 分析[38]
Fig.3 Microstructure characterization and phase analysis of the Bi@Gd5Bi3 dual phase:(a)SEM observation and related EDS mapping;(b)EDS analysis of points 1 and 2[38]
目前的研究表明， 添加Mg 元素可通过形成Al4MgGd 复合相替代Al3Gd 相。 Bi 元素的引入可形成Bi@Gd5Bi3 核壳结构， 将Gd 元素固定于复合相中，抑制Al3Gd 相生成。Mg 及Bi 元素的引入能够形成新的含Gd 相，促进Gd 元素分布的均匀性，避免大块Al3Gd 相析出， 有利于改善Gd 元素在晶界富集导致合金性能恶化的情况。在铸造工艺方面，超声辅助铸造通过空化效应和声流效应可细化Al3Gd 相平均尺寸， 促进Gd 元素均匀分布。 粉末冶金工艺中， 烧结温度控制在405～480 ℃可使Al3Gd 相保持纳米级析出， 烧结温度过高时会导致析出相粗化至微米级。 热变形工艺方面，热挤压和热轧都能显著细化Al3Gd 相，提升材料的力学性能。
2 含Gd 元素中子屏蔽Al 基复合材料
引入增强颗粒提升材料的力学性能是常用的强化手段，对于含Gd 元素中子屏蔽Al 基复合材料而言，增强颗粒能够细化含Gd 元素中子屏蔽Al 基复合材料的组织，控制含Gd 相的大小和分布，从而提高材料的力学性能。 除了常规的增强颗粒外，Gd2O3 作为Gd 的天然氧化物， 其开采难度更低，成本与B4C 相近，远低于纯Gd，具备良好的中子吸收性能。 Gd2O3 可作为增强颗粒引入Al 基体中，在保证材料中子屏蔽性能， 提升材料力学性能的同时降低材料制备成本。 下面将根据Gd 元素在材料中的形态分别讨论成分设计和制备工艺对含Gd 单质中子屏蔽Al 基复合材料及含Gd2O3 颗粒中子屏蔽Al基复合材料的力学性能及变形性能的影响。
2.1 Gd-Al 基复合材料
为了解决Gd 元素富集带来的不利影响， 可以从减少Gd 含量或者细化含Gd 相2 个角度考虑。通过引入同样具有中子吸收能力的B4C 颗粒能够减少Gd 元素的用量，避免过量Gd 富集和过量B4C 团聚的问题，实现材料力学性能的提升，不少学者已经成功制备了(B4C+Gd)/Al 基屏蔽材料[40-43]。 西安交通大学刘志伟教授团队[42-43]通过超声辅助铸造法制备了(10%B4C+3.6%Gd)/Al6061，B4C 颗粒在超声空化作用下均匀分布在基体内，Gd 的引入导致晶界处形成Al3Gd 相， 使得复合材料的平均晶粒尺寸由144 μm 细化到44 μm。 热压缩试验分析表明，(B4C+Gd)/Al 复合材料的主要变形机理是位错蠕变， 而且通过对热加工图的分析得出，Gd 元素添加能够促进Al 基体的动态再结晶过程， 有助于提升材料的塑性变形能力。 此外，热挤压改性使得晶界处Al3Gd 破碎为小颗粒(图4)， 平均晶粒细化到33 μm，改性消除了由粗大Al3Gd 导致的应力集中，提高了复合材料的强度和塑性，改性复合材料的极限抗拉性能达到了342 MPa，伸长率达到2.4%。
图4 (B4C+Gd)/Al6061 显微组织表征：(a～c) 铸态复合材料SEM 像及EDS 分析；(d,e)热挤压及热处理改性复合材料SEM 像[43]
Fig.4 Microstructure characterization and phase analysis of(B4C+Gd)/Al6061:(a～c)SEM images and related EDS analyses of the as-cast composite;(d,e)SEM images of the modified composite[43]
相较于铸造法，粉末冶金工艺更容易制备成分均匀、 增强颗粒弥散分布的复合材料， 学者们针对粉末冶金制备含Gd 元素中子屏蔽Al 基复合材料开展了大量的研究。 哈尔滨工业大学姜龙涛教授团队通过粉末冶金制备了(15%B4C+1%Gd)/Al[25,41]及(15%B4C+1%Gd)/Al6061[8,40]。 蒙特卡洛模拟及热中子屏蔽实验表明， 用Gd 取代部分B4C 制备的复合材料具有与B4C/Al 几乎相同的屏蔽性能。 研究还发现Gd 与Al 形成了Al2Gd3 相、Al5Gd3O12 相及Al11GdO18 相，Al5Gd3O12 的弹性模量和纳米压痕硬度分别达到312 和20 GPa[44]，能够作为增强相提高Al基体的性能。 此外，在B4C 颗粒界面处还发现了GdB66 相， 能够改善B4C 颗粒与基体的界面结合强度，从而改善材料变形性能。通过热挤压之后，含Gd相得到了充分细化， 且细化效果随着挤压比提高而提高，不同挤压比细化效果见图5，挤压比由10∶1 提升到54∶1 后，含Gd 相(黄圈)显著细化，而B4C(红圈)形态和尺寸并未发生明显改变。 此外，热挤压还改善了其与基体的界面结合强度， 使得材料的裂纹扩展方式由沿晶扩展转变为近界面扩展， 大大提升了材料的力学性能。 热挤压之前，(15%B4C+1%Gd)/Al 的伸长率由4%提升到了9%， 但抗拉强度由300 MPa 降低到了170 MPa。 通过热挤压细化组织以后，(15%B4C+1%Gd)/Al 表现出了良好的力学性能，与15%B4C/Al 相比，其抗拉强度达到260 MPa，提升了约15%，而塑性稍有降低，从8%降低到7%。(15%B4C+1%Gd)/Al6061 中含Gd 相主要以Al5Gd3O12存在，通过热轧能够充分细化含Gd 相，使其分布均匀化，从而提高中子屏蔽性能及力学性能，相比与热轧之前的复合材料，热轧之后抗拉强度由350 MPa 提升到380 MPa，伸长率由2.5%提升到5%左右。 与相同轧制工艺下的B4C/Al6061 相比， 含Gd 的复合材料具有更良好的中子屏蔽性能及略优的力学性能，这是由于含Gd 相的强度较低且缺陷较多， 在相同的变形条件下更容易发生破碎细化，提高材料的性能。
图5 不同挤压比下(15%B4C+1%Gd)/Al 复合材料的BSE 像：(a)10∶1；(b)51∶1[41]
Fig.5 BSE images of the(15 wt.%B4C+1 wt.%Gd)/Al composite with different extrusion ratios:(a)10∶1;(b)51∶1[41]
除引入B4C 颗粒以减少Gd 含量外， 通过引入增强颗粒细化含Gd 相组织，促进Gd 元素均匀分布也是提升含Gd 单质中子屏蔽Al 基复合材料力学性能的重要手段。 TiB2 是Al 合金中常用的晶粒细化剂， 能作为α-Al 的异质形核核心实现晶粒细化。上海交通大学陈哲教授团队[45-46]在Al-Mg-Gd 合金中引入TiB2，通过粉末冶金制备了超细等轴晶的6TiB2/Al-5Mg-1Gd 复合中子屏蔽材料，晶粒尺寸约为1.79 μm，增强相Al-Mg-Gd 相的平均晶粒为89 nm。TiB2 与亚微米级的Al-Mg-Gd 相共同作用，抑制晶粒长大，通过细晶强化机制提升了材料的力学性能，与未添加TiB2 的工作(Al-6Mg-5Gd)对比，复合材料伸长率由10%提升到了15%左右，强度基本不变。
2.2 Gd2O3-Al 基复合材料
Gd2O3 与Gd 同样具备中子吸收能力，而且Gd2O3/Al 复合材料的变形性能优于B4C/Al 复合材料[47]，与纯Gd 相比，Gd2O3 还能作为提高材料强度的增强颗粒引入基体中，这使得含Gd2O3 颗粒中子屏蔽Al 基复合材料得到广泛关注。 Zhang 等[48]通过粉末冶金制备了10%Gd2O3/Al6061， 通过中子屏蔽实验验证了10%Gd2O3/Al 与30%B4C/Al 具有相当的中子屏蔽性能。Gd2O3 的引入在Al 基体中生成了Al5Gd3O12相，这与姜龙涛教授团队的研究结果一致。Al5Gd3O12相有利于改善Gd2O3 颗粒与Al 基体的界面结合强度，与30%B4C/Al6061 相比，该复合材料的塑性得到大幅提高， 由4%提升到16%， 拉伸强度相当；Gd2O3 的引入也强化了Al6061 基体， 拉伸强度由155 MPa 提升到了240 MPa。
Gaylan 等[49]通过粉末冶金制备(B4C+Gd2O3)/Al及(B4C+Gd)/Al 复合材料，重点研究了Gd2O3 和Gd对Al 基复合材料耐蚀性能的影响。结果表明，Gd 的添加会促进材料的电化学腐蚀，恶化材料的耐蚀性能， 而Gd2O3 可以避免材料由于电位差导致的电化学腐蚀，(B4C+Gd2O3)/Al 相比于(B4C+Gd)/Al 具有更好的耐蚀性能，但是硬度有所降低。Li 等[21]通过粉末冶金制备了10%Gd2O3/Al6061 复合材料，并利用热轧工艺提升材料性能。 烧结之后Gd2O3 颗粒沿晶界分布，形成连续多边的网状结构(图6a)。 轧制过程中， 大晶粒破碎细化导致了小角度晶界增加(图6b)。当轧制变形量进一步增加时，一部分小角度晶界通过吸收位错转变为大角度晶界， 而且位错运动到Gd2O3 周围后受到阻碍， 从而在Gd2O3 附近形成位错环(图6c)。此外，晶界处的Gd2O3 颗粒在变形过程中阻碍晶界移动，导致大量位错产生，部分位错甚至进入Al 晶粒中，形成再结晶晶粒和亚晶粒，使得Al晶面滑移受阻，从而促进了动态再结晶形核，这表明热轧通过晶界调控实现了Gd2O3/Al6061 复合材料力学性能优化。
图6 轧制过程中组织演变示意：(a)烧结态；(b)小变形量轧制态；(c)大变形量轧制态[21]
Fig.6 Schematic diagram of microstructure evolution during the rolling process:(a)sintered state;(b)low-strain rolled state;(c)high-strain rolled state[21]
碳化硅(SiC)是一种低密度高硬度的增强颗粒，广泛应用于Al 基复合材料中。 Lian 等[50]在Gd2O3/Al6061 中引入SiC 颗粒，发现材料的拉伸强度随着SiC 含量的提高而升高， 而伸长率则随SiC 含量的提高先增高后降低。SiC 与Al 基体生成Al4SiC4 相，能够抑制网状Gd2O3 的形成，促进Gd2O3 均匀分布，增强了Al 基体之间的连通性，从而改善了材料的塑性。
乏燃料在贮存及运输过程中除了中子以外还会产生大量的伽马射线， 然而Gd 仅具有中子吸收能力，如何妥善处理伽马射线是Al 基屏蔽材料面临的问题之一。 W 作为高原子序数元素，对高能射线具有良好的屏蔽性能， 是常用的伽马射线屏蔽元素。Kursun 等[51]通过粉末冶金制备了(W+Gd2O3)/Al 复合材料， 蒙特卡洛N 粒子模拟结果表明，W 的引入为Gd2O3/Al 基复合材料提供了良好的伽马射线屏蔽性能。 Wang 等 [52] 同样通过粉末冶金制备了(25%W+10%Gd2O3)/Al 复合材料， 对烧结工艺及材料的耐蚀性能进行了测试， 得出最佳烧结工艺是600 ℃下烧结2 h，烧结温度偏低或烧结时间过短导致材料致密度降低， 而过高的烧结温度和过长的烧结时间会导致严重的团聚， 恶化材料力学性能和耐蚀性能。 此外，浸泡腐蚀实验结果表明，该复合材料在硼酸环境下的腐蚀产物是Al2O3，但Gd2O3 和W 导致钝化膜并不致密，使得材料发生了严重的点蚀。
Cong 等[53]研究了(25%W+25%Gd2O3)/Al 复合材料的耐蚀性能， 观察到Al2O3 的生成能够提高材料的耐蚀性，但Gd2O3 周围的氧化膜疏松且薄，氧化膜的致密性遭到破坏， 从而发生了剧烈的点蚀， 这与Wang 等[54]的研究结果一致。由于Gd2O3 的耐蚀性较强，而且烧结产物Al3Gd 和Al5Gd3O12 也具有较强的耐蚀性能， 这使得材料的耐蚀性能随着Gd2O3 的增加而提高。 此外， 他们还对材料进行了Fe+辐照实验，高能Fe+粒子的撞击导致Al 基体发生非晶化转变，形成大量辐照缺陷和快速通道，降低了材料的耐蚀性能。
Wang 等[54]制备了(7%W+7%Gd2O3)/Al6061 复合材料，并重点研究了H+原位辐照下材料辐照缺陷的演变。 在H+辐照作用下，Al 基体中先形成位错环，随后出现氢致气泡，位错环的密度和尺寸随着辐照持续作用逐渐增加并趋于稳定， 氢致气泡也随辐照作用不断增加扩大， 最后形成快速生长的隧道结构。大量的位错环及隧道能够提高材料的力学性能，在2.885×1017 H2+/cm2 辐照后， 位错环的增加可以为材料提高约75.5 MPa 的屈服强度。
基于当前含Gd 元素中子屏蔽Al 基复合材料的研究进展，学者们通过多元素复合协同强化、第二相颗粒引入及微观结构优化等策略， 有效实现了材料中子屏蔽性能与力学性能的协同提升。 其中，Gd元素与B4C 颗粒协同吸收在保证中子屏蔽效率的同时，通过细化晶粒、形成Al-Gd-O 强化相及改善B4C 颗粒界面结合等机制显著增强了材料塑性；而Gd2O3 的替代应用不仅降低了原料成本，其与Al 基体原位生成的Al5Gd3O12 相更通过抑制晶界腐蚀、优化颗粒分布等方式提升了材料的综合性能。 γ 射线屏蔽元素引入含Gd 的Al 基中子屏蔽复合材料中有望实现中子-伽马射线双屏蔽， 是有良好发展前景研究方向之一。 然而颗粒的分散性及界面结合问题，目前针对含Gd2O3 颗粒中子屏蔽Al 基复合材料的研究只针对粉末冶金工艺， 如何提高粉末冶金制备板材的效率或者开创铸造法制备含Gd2O3 颗粒中子屏蔽Al 基复合材料是该材料面临的主要问题。文中提及主要研究的力学性能对比见表2。
表2 主要研究课题的力学性能对比
Tab.2 Comparison of the mechanical properties of the main studies mentioned in this paper
MatertialsPreparation technologyTensile strength/MPaElongation/%Source 30 wt.%B4C/Alpowder metallurgy2972.5Zhang[28]Al-6Mg-5Gdpowder metallurgy46210.2Yang[39]Al-5Cu-6Gd-10BiCasting204.913.4Ding[38](10 wt.%B4C+3.6 wt.%Gd)/Al6061Casting3422.4Chen[43](15 wt.%B4C+1 wt.%Gd)/Alpowder metallurgy26015Xu[41](15 wt.%B4C+1 wt.%Gd)/Al6061powder metallurgy3805Jiang[8]6TiB2/Al-5Mg-1Gdpowder metallurgy46415.6Yang[45]10 wt.%Gd2O3/Al6061powder metallurgy24016Zhang[48]
3 总结与展望
3.1 总结
基于含Gd 元素中子屏蔽Al 基材料引入过量Gd 导致材料力学性能恶化的特点，综述了近年来组分设计和制备工艺对含Gd 元素中子屏蔽Al 基材料力学性能和变形性能的相关研究。
(1)在组分设计方面，Mg、Si、Cu 等合金元素及B4C、TiB2、Gd2O3、SiC 等增强颗粒能够细化含Gd相，部分研究发现Gd 还能与增强颗粒和元素发生协同细化效果，有利于材料力学性能提升，但是含Gd 相种类繁多， 相关机制还未进行深入探讨研究；Gd2O3具有成本低、耐蚀性能好、力学性能良好等优势，但针对Gd2O3-Al 基中子屏蔽复合材料的研究集中于粉末冶金领域。
(2)制备工艺方面，针对粉末冶金工艺研究最多，大量研究表明粉末冶金能制备组织细小的含Gd元素中子屏蔽Al 基材料； 铸造法的研究相对较少，目前超声辅助铸造法能够满足材料成分均匀、 增强颗粒弥散分布的要求。热挤压、轧制等塑性变形工艺可以细化含Gd 相，促进动态再结晶，同时改善第二相颗粒与Al 基体的界面结合强度，其中热挤压具有更大的变形量，晶粒细化更为明显，对材料力学性能影响更显著。
(3)通过系统分析可知，含Gd 元素中子屏蔽Al基材料性能提升基于“组织强化主导、 多相协同增效、界面缺陷调控”的多级强化机制。其中，纳米析出相与微米增强颗粒协同强化、 热变形加工诱导的动态再结晶以及Gd 元素特有的界面改性作用， 是含Gd 元素中子屏蔽Al 基材料力学性能和变形性能提升的主要机制。
3.2 展望
含Gd 元素中子屏蔽Al 基材料作为乏燃料贮存及运输过程的防护材料，需要综合考虑屏蔽性能、力学性能和变形性能，目前研究均是采用合金化、引入增强颗粒或改善制备工艺实现组织细化， 促进含Gd 相均匀分布， 从而提升中子屏蔽材料力学性能。在实际服役过程中， 乏燃料贮存罐一般采用多层结构，内层材料以屏蔽性能为主，外层材料则以力学性能为主， 较少贮存罐外壳层数是实现乏燃料贮存及运输轻量化的有效途径之一。 梯度功能材料通过空间连续变化的结构设计， 可以制备内部性能和外部性能不一致的材料[55-56]，为解决屏蔽性能与力学性能的协同优化提供了新思路。 制备Gd 元素含量由内层向外层逐渐降低的含Gd 元素中子屏蔽Al 基材料， 有望能兼顾内部的高屏蔽性能要求和外部的高力学性能要求，从而减少乏燃料贮存罐外壳层数。此外，双屏蔽或多屏蔽也能减少贮存罐外壳层数，目前该领域主要聚焦于(W+Gd2O3)/Al 复合材料的开发，通过Gd2O3 的中子吸收能力与W 的高原子序数特性实现双重防护，Bi[57]和Pb[58]等元素因具备高密度与强光电效应， 在γ 射线屏蔽领域展现出独特优势，具有制备含Gd 元素多屏蔽Al 基材料的潜力。
在乏燃料贮存及运输过程中， 中子屏蔽材料的运用以板材为主，粉末冶金和热挤压成本高，难以制备大块板材， 需探索大尺寸的粉末冶金和热挤压工艺，或提高铸造法及热轧板材的力学性能。 3D 打印技术为复杂结构屏蔽材料的制备提供了新思路，通过激光选区熔化或多材料打印技术，可实现Gd2O3、B4C 等吸收相的空间精准调控， 同时结合热挤压或热轧后处理，进一步优化材料组织与性能。未来需重点突破多材料兼容打印、界面结合强化等关键技术，推动高性能双屏蔽材料的工程化应用。
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