CN104313400B - 一种碳化硼铝基复合材料及中子吸收板 - Google Patents

一种碳化硼铝基复合材料及中子吸收板 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种碳化硼铝基复合材料及中子吸收板。按质量分数计，所述碳化硼铝基复合材料中包括：15％～35％的B4C，0.5～7％的Ti元素，60％～84.5％为Al元素；且所述复合材料中，所述Ti元素的存在形式包括：以TiB2化合物的形式包覆在B4C颗粒表面。所述中子吸收板是由上述碳化硼铝基复合材料制成的板材。本发明的碳化硼铝基复合材料，经试验验证其常温下延伸率为6～16％，优于现有的复合材料，制成中子吸收板材使用时，能耐受住碰撞或者热应力变形，不易断裂，从而提高贮存安全性能。同时其抗拉强度和中子吸收性能也均能满足应用要求。

Description

一种碳化硼铝基复合材料及中子吸收板
【技术领域】
本发明涉及核能源领域的中子吸收材料，特别是涉及一种碳化硼铝基复合材料及中子吸收板。
【背景技术】
碳化硼中的10B具有较高的中子吸收能力，因此被用于制作中子吸收材料而广泛应用于核能源领域中。包括碳化硼和铝基体的复合材料是现有的常用中子吸收材料，而现有的较为成熟的制备该中子吸收材料的方法主要有粉末冶金法和液态搅拌法。目前针对不同的制备方法，中子吸收材料的成分体系也不同。中子吸收材料制成中子吸收板材进行使用。使用时，核反应堆卸下的乏燃料棒集中装载在不锈钢格架中，中子吸收板材则插在不锈钢格架与乏燃料棒之间的缝隙内，通过中子吸收板材对乏燃料棒释放的中子进行吸收，从而隔绝向外的辐射。
目前，不同的成分体系制得的中子吸收板的中子吸收性能、安全贮存性能各不相同，差异显著。例如，现有的某些制得的中子吸收板产品，经常在贮存过程中发生安全事故，例如贮存时乏燃料过热引发安全事故，再例如中子吸收板材发生破裂，进而无法有效吸收中子，导致严重的辐射问题。
【发明内容】
本发明所要解决的技术问题是：弥补上述现有技术的不足，提出一种碳化硼铝基复合材料及中子吸收板，复合材料的延伸率较好，抗拉强度满足应用要求；制得的中子吸收板材用于乏燃料贮存系统中时安全性较高，同时中子吸收性也能满足应用需求。
本发明的技术问题通过以下的技术方案予以解决：
一种碳化硼铝基复合材料，按质量分数计，所述复合材料中包括：15％～35％的B4C，0.5～7％的Ti元素，60％～84.5％为Al元素；且所述复合材料中，所述Ti元素的存在形式包括：以TiB2化合物的形式包覆在B4C颗粒表面。
一种中子吸收板，所述中子吸收板是由碳化硼铝基复合材料制成的板材，所述碳化硼铝基复合材料为上述所述的碳化硼铝基复合材料。
本发明与现有技术对比的有益效果是：
本发明的碳化硼铝基复合材料，含有特定含量的组分，且Ti以Ti-B化合物TiB2的形式包覆在B4C颗粒表面。这样，在使用液态搅拌法制备复合材料时，组分中添加的Ti可有效抑制B4C与Al在高温下发生反应，确保最终形成B4C-Al复合材料；且Ti以化合物TiB2的形式包覆在B4C颗粒，对B4C颗粒进行保护，确保B4C颗粒作为增强相，提高复合材料的力学性能。本发明的复合材料，经试验验证其常温下延伸率为6～16％，优于现有的复合材料，制成中子吸收板材使用时，能耐受住碰撞或者热应力变形，不易断裂，从而提高贮存安全性能。同时经试验验证，其抗拉强度在110～230，能满足抗拉强度应用要求。而复合材料的10B面密度是随材料中B4C的量增加而增加的，复合材料含15％～35％的B4C，以板材厚度3mm为例可计算出其10B面密度大约为0.0184～0.0367g/cm2，中子吸收效率约为93％～99％，能满足基本的中子吸收应用。
【附图说明】
图1是本发明具体实施方式中的实验例2的碳化硼铝基复合材料的扫描电镜形貌图；
图2是本发明具体实施方式中的实验例2的碳化硼铝基复合材料的背散射图；
图3是本发明具体实施方式中的实验例3的碳化硼铝基复合材料的扫描电镜形貌图；
图4是本发明具体实施方式中的实验例5的碳化硼铝基复合材料的扫描电镜形貌图。
【具体实施方式】
下面结合具体实施方式并对照附图对本发明做进一步详细说明。
本发明在对复合材料的成分，以及制得的中子吸收板材的应用方面进行深入研究，发现某些贮存过程中的安全事故是由于多种原因导致的，有的是因为中子吸收板材的中子吸收性能不高，才导致乏燃料棒过热引发安全事故。也有的是由于中子吸收板材自身的力学性能，例如抗拉强度、延伸率不够，才容易在贮存过程中因震荡、撞击发生破裂。还有一些是由于受到高温硼酸水溶液的腐蚀而发生破裂，为此研究出一种成分体系，具有较好的力学性能，且能耐受硼酸水溶液的腐蚀，从而确保贮存的安全性能；同时配方组成的复合材料的中子吸收性能也能满足基本的应用需求。而在改进碳化硼-铝基复合材料成分体系的过程中，本发明人发现制备具有一定中子吸收性能，且力学性能较好的复合材料时需要考虑多方面的问题：1)碳化硼的含量对中子吸收性能，力学性能，抗腐蚀性能的影响；2)铝基体中添加的元素对碳化硼铝基体界面反应的影响；3)铝基体中添加元素最终形成的增强相及其分布状态。通过对上述问题的分析研究，最终提出本发明的碳化硼铝基复合材料。
此处需强调本发明提出的复合材料的力学性能中，除抗拉强度满足应用需求之外，更主要的是延伸率也较好。这是因为，前述乏燃料贮存系统中，不锈钢格架(通常为304不锈钢所制焊接、铆接格架)为主要承力载体，其强度较高(一般为600MPa左右)，插入的中子吸收板材并不需要承载外力。因此，目前研发过程中，仅要求复合材料的抗拉强度(UTS)在80MPa以上，即可满足要求，较少关注复合材料的延伸率。因此本发明提出一种具有较好延伸率性能的复合材已具有足够创新。
本具体实施方式中，复合材料，按质量分数计，包括：15％～35％的B4C，0.5～7％的Ti元素，60％～84.5％为Al元素。且所述复合材料中，所述Ti以Ti-B化合物TiB2的形式包覆在B4C颗粒表面的微观结构上。Ti的含量相对较少，因此铝基体中无残余的单独的Ti单质。
本具体实施方式的复合材料，当通过液态搅拌法制备时，包括以下步骤：1)配料：按最终复合材料的成分体系，称取一定质量的Al、Al-Ti母合金和B4C粉末；清洗纯Al和Al-Ti母合金；预热B4C粉末。2)熔炼：将清洗好的纯Al和Al-Ti母合金置入坩埚中，在真空环境下加热熔融，形成一定比例的铝合金熔体。3)搅拌：对熔融的铝合金熔体扒渣精炼，待温度稳定到710℃～720℃后，置入B4C粉末并搅拌，使B4C粉末颗粒均匀分散在铝合金熔体中。4)铸造：待搅拌至B4C粉末颗粒分布均匀、熔体有一定流动性时，将熔体浇注入模具中，在模具中即制得中子吸收板材。步骤4)中的模具包括水冷装置。
上述液态搅拌工艺制备时，原料中的Ti会和Al、B4C发生反应6Al+3Ti+2B4C＝2Al3BC+3TiB2，从而Ti能有效地抑制高温液态搅拌法制备过程中B4C与Al发生反应，避免Al与B4C之间反应生成有害的产物渣，确保最终搅拌法制得B4C-Al复合材料，而非无用有害的产物渣。而最终的复合材料中，Ti以Ti-B化合物TiB2的形式包覆碳化硼颗粒，可阻止进一步的界面反应保护B4C颗粒不再损伤，一定程度上确保复合材料的力学性能。而其中B4C的含量在15％～35％，Ti元素占0.5～7％，Al元素占60％～84.5％，Ti以TiB2的形式包覆B4C颗粒，经试验验证，具有良好的力学性能，特别是延伸率，而延伸率代表着材料的可变形能力，高的延伸率不仅意味着复合材料更容易加工为板材产品，而且在其装载服役过程中，不会因为偶然的碰撞或者热应力变形发生断裂，进而确保使用过程中的安全性能。本发明得到的复合材料的高延伸率是一项优秀的性能。将该复合材料制成板材，例如挤压、压制或者轧制成型成为板材，用于乏燃料贮存系统中，将有效提高安全贮存性能。
具体地，Ti元素的质量分数为0.5～5％，且所述Ti全部以Ti-B化合物的形式包覆在B4C颗粒表面。此时Ti含量较少，因此全部与B4C反应，最终全部以Ti-B化合物的形式包覆在B4C颗粒表面。此时Ti全部用于发挥抑制B4C与Al的高温反应。
优选地，Ti元素的质量分数为5～7％，且一部分Ti以Ti-B化合物的形式包覆在B4C颗粒表面，其余Ti以Al3Ti形式弥散分布在铝基体中。Ti含量相对较多，部分Ti与B4C反应，以Ti-B化合物的形式包覆在B4C颗粒表面；部分Ti未与B4C反应，分布在铝基体中，作为铝基体的成分。Ti的该优选含量下，除包覆在B4C颗粒表面的Ti用于抑制B4C与Al的高温反应外，分布在铝基体中的Ti以Al3Ti形式弥散分布，而非团聚分布，弥散分布的Al3Ti是一种铝基体高温增强相，因此可辅助提升复合材料在高温环境下的力学性能，提升制得的中子吸收板材应用时的安全贮存性能。
除上述Ti含量的设置作为一种优选方向外，还可在复合材料中添加金属元素Mg、Si和Sr进行改进，作为另一种优选方向。复合材料包括15％～35％的B4C，0.5～7％的Ti元素，0.8～1.2％的Mg元素，0.4～0.8％的Si元素，0.01～0.05％的Sr元素，60％～83％的Al元素。且Ti以Ti-B化合物的形式包覆在B4C颗粒表面，Mg和Si以Mg2Si形式弥散分布在铝基体中。该优选的成分体系，使得复合材料除常温下力学性能较好之外，高温力学性能也较好，可进一步提升制得的中子吸收板材应用时的安全贮存性能。当制备过程中增加Mg、Si和Sr，Mg和Si生成Mg2Si，则Mg2Si可作为铝基体的高温增强相，且Sr的添加，虽然含量较少，却使得Mg2Si以弥散化(微小颗粒)的形式分布在铝基体中，因此也可有效提升复合材料在高温环境下的力学性能，提升安全贮存性能。
当添加金属元素改进时，也可仅添加Mg和Si，具体为：复合材料包括15％～35％的B4C，0.5～7％的Ti元素，0.8～1.2％的Mg元素，0.4～0.8％的Si元素，60％～83％的Al元素。当未添加Sr改进时，仅Mg和Si生成Mg2Si，则Mg2Si也可作为铝基体的高温增强相，但Mg2Si会以较大的沉淀相分布在铝基体中，对复合材料在高温环境下的力学性能提升不大。
另外，B4C的质量分数优选为28％～35％，此时Al的质量分数为60％～71％。当在此范围内时，除具有前述所述的良好的力学性能(抗拉强度和延伸率)，确保安全性能之外，还可特别针对湿法贮存系统进行适用。对于湿法贮存系统的国际惯例，目前国际通用的格架尺寸下，合适的中子吸收板材的厚度应为3mm。而当厚度仅为3mm时，当B4C的质量分数为28％时，其中子吸收能力也能达到0.0343g/cm2，能满足湿法贮存时对中子吸收的要求。因此，当B4C的质量分数优选为28％～35％时，得到的复合材料除能针对干法贮存系统适用之外，也能针对湿法贮存系统进行适用，确保一定中子吸收性能和安全贮存性能。
如下，通过设置实验验证本申请的复合材料具有优良的抗拉强度和延伸率。
实施例1
按照液体搅拌法制备碳化硼铝基复合材料，具体制备过程按照如下步骤进行：
1)配料：称取一定质量的Al、Al-Ti母合金和B4C粉末；清洗纯Al和Al-Ti母合金；预热B4C粉末。此处确定原料的质量时，根据最终的设计目标换算出各自相应的质量。例如，希望制备出100公斤的复合材料，且希望复合材料中含有30公斤的B4C(30％)，且有5公斤的Ti元素(5％)，65公斤的Al元素(65％)，则B4C粉末取30公斤；如果使用Al-Ti-10合金，则Al-Ti-10合金取50公斤，使得Ti有5公斤，Al已有45公斤，余下取纯Al原料20公斤，即确保65公斤的Al元素。理论上按照上述原则换算即可，实践中考虑到杂质、损耗的问题，可根据生产制备的经验相应微调实际称取的质量值。
2)熔炼：将清洗好的纯Al和Al-Ti母合金置入坩埚中，在真空环境下加热熔融，形成一定比例的铝合金熔体。
3)搅拌：对熔融的铝合金熔体扒渣精炼，待温度稳定到720℃后，置入B4C粉末并搅拌，使B4C粉末颗粒均匀分散在铝合金熔体中。
4)铸造：待搅拌至B4C粉末颗粒分布均匀、熔体流动性适当状态时，将熔体浇注入模具中，模具包括水冷装置。
上述模具中即制得本实施例中的碳化硼铝基复合材料，通过美标ASTM D3171-11所规定的化学沉淀法分析得到复合材料的成分体系包括28％的B4C，通过X射线荧光光谱分析法、电感耦合等离子体-发射光谱测试法等方法确定得到复合材料的成分体系包括2％的Ti元素和69％的Al元素，另外还可测得部分微量(0.5％～3％)的杂质，杂质为Al3BC和其它杂质元素(原材料铝中引入的杂质，例如Fe、Ni、Mn等，含量一般不超过0.1％)。通过观察本实施例中的碳化硼铝基复合材料微观形貌，发现Ti以Ti-B反应产物TiB2的形式包覆在B4C颗粒外。测试其抗拉强度和延伸率，列于表1中。
实施例2，相对于实施例1的不同之处在于：各组分的含量有所变化。
具体制备时，仅步骤1)称取一定质量的Al、Al-Ti母合金和B4C粉末时的具体质量不同，其余步骤与实施例1中的步骤相同，制得本实施例中的碳化硼铝基复合材料，通过化学沉淀法分析得到包括33％的B4C，通过X射线荧光光谱分析法确定得到包括3.5％的Ti元素和62％的Al元素，另外还可测得部分微量(0.5％～5％)的杂质(Al3BC和其它杂质元素)。
如图1和2所示，分别为本实施例中的碳化硼铝基复合材料的扫描电镜形貌图及背散射图。从该微观结构照片中可以发现，在B4C颗粒表面包覆了一层致密的Ti-B反应产物，该产物不但能够阻止进一步的界面反应保护B4C颗粒不再损伤，而且B4C颗粒与界面、铝合金基体结合紧密，也预示着其具有优秀的力学性能。
测试本实施例中的碳化硼铝基复合材料的抗拉强度和延伸率，列于表1中。
实施例3，相对于实施例1的不同之处在于：各组分的含量有所变化，关键的变化在于Ti含量的增加，且一部分Ti以Ti-B化合物的形式包覆在B4C颗粒表面，其余Ti以Al3Ti形式弥散分布在铝基体中。
具体制备时，仅步骤1)称取一定质量的Al、Al-Ti母合金和B4C粉末时的具体质量不同，其余步骤与实施例1中的步骤相同，制得本实施例中的碳化硼铝基复合材料，通过化学沉淀法分析得到包括31％的B4C，通过X射线荧光光谱分析法确定得到包括6％的Ti元素和61％的Al元素，另外还可测得部分微量(0.5％～5％)的杂质(Al3BC和其它杂质元素)。
如图3所示，为本实施例中的碳化硼铝基复合材料的扫描电镜形貌图。从该微观结构照片中可以发现，除了部分Ti以Ti-B反应产物TiB2的形式包覆B4C颗粒外，其余的钛以Al3Ti的形式弥散分布在铝合金基体中，这一第二相弥散分布状态也能有助于提高复合材料的常温及高温力学性能。
测试本实施例中的碳化硼铝基复合材料的抗拉强度和延伸率，列于表1中。
实施例4，相对于实施例1的不同之处在于：各组分的含量有所变化。具体地，最终制得的碳化硼铝基复合材料的成分体系的分析结果为：通过化学沉淀法分析得到包括15％的B4C，通过X射线荧光光谱分析法确定得到包括1％的Ti元素和83％的Al元素，另外还可测得部分微量(0.5～1.5％)的杂质(Al3BC和其它杂质元素)。测试本实施例中的碳化硼铝基复合材料的抗拉强度和延伸率，列于表1中。
实施例5：相对于前述4个实施例的不同之处在于：组分中新增加Mg，Si和Sr。
按照液体搅拌法制备碳化硼铝基复合材料，具体制备过程按照如下步骤进行：
1)配料：称取一定质量的Al、Al-Ti母合金、Al-Si母合金、纯Mg、Sr和B4C粉末。清洗纯Al和Al-Ti母合金、Al-Si母合金；预热B4C粉末。
2)熔炼：将称量清洗好的纯Al、Al-Ti、Al-Si母合金置入坩埚中，在真空环境下加热融化，形成一定比例的铝合金熔体。
3)搅拌：对熔融的铝合金扒渣精炼，待温度稳定到720℃后，置入B4C粉末并搅拌，使B4C粉末颗粒均匀分散在铝合金熔体中。
4)铸造：待搅拌至B4C颗粒分布均匀、熔体流动性适当状态，加入设计所需量的纯Mg和Sr，短时间内(2～5分钟)再搅拌均匀后将熔体浇注至入模具中，模具包括水冷装置。
上述模具中即制得本实施例中的碳化硼铝基复合材料，通过化学沉淀法分析得到复合材料的成分体系包括31％的B4C，通过X射线荧光光谱分析法确定得到复合材料的成分体系包括4％的Ti元素，1.2％的Mg元素，0.8％的Si元素，0.04％的Sr元素和62％的Al元素，另外还可测得部分微量(0.5％～3.5％)的杂质(Al3BC和前述杂质)。如图4所示，为本实施例中的碳化硼铝基复合材料的扫描电镜形貌图。从该微观结构照片中可以发现，除了Ti以Ti-B反应产物TiB2的形式包覆B4C颗粒外，通过添加Mg，Si能够生成Mg2Si，而通过添加Sr，使Mg2Si弥散化分布在铝基体中，从而这一第二相弥散分布状态能有助于提高复合材料的常温及高温力学性能。
测试本实施例中的碳化硼铝基复合材料的抗拉强度和延伸率，列于表1中。
实施例6：相对于实施例5的不同之处在于：各组分的含量有所变化。
具体制备时，仅步骤1)称取一定质量的Al、Al-Ti母合金、Al-Si母合金、Mg、Sr和B4C粉末时的具体质量不同，其余步骤与实施例5中的步骤相同，制得本实施例中的碳化硼铝基复合材料，通过化学沉淀法分析得到复合材料的成分体系包括15％的B4C，通过X射线荧光光谱分析法确定得到复合材料的成分体系包括2％的Ti，1％的Mg，0.8％的Si，0.04％的Sr和80％的Al，另外还可测得部分微量(0.5％～2％)的杂质(Al3BC和其它杂质元素)。
测试本实施例中的碳化硼铝基复合材料的抗拉强度和延伸率，列于表1中。
实施例7：相对于实施例5的不同之处在于：组分中新增加的成分仅Mg，Si，没有Sr。
具体制备时，步骤1)称取一定质量的Al、Al-Ti母合金、Al-Si母合金、Mg和B4C粉末。清洗纯Al和Al-Ti母合金、Al-Si母合金；预热B4C粉末。称取的质量与实施例5中不同，按本实施例的设计目标以及经验微调调整得到。相应地，步骤4)中，待搅拌至B4C颗粒分布均匀、熔体流动性适当状态，仅加入设计所需量的Mg(没有Sr)，搅拌均匀后将熔体浇注至入模具中，模具包括水冷装置。制得本实施例中的碳化硼铝基复合材料，通过化学沉淀法分析得到复合材料的成分体系包括31％的B4C，通过X射线荧光光谱分析法法确定得到复合材料的成分体系包括2％的Ti，1％的Mg，0.8％的Si和64％的Al，另外还可测得0.5％～2％部分微量的Al3BC和前述杂质。
测试本实施例中的碳化硼铝基复合材料的抗拉强度和延伸率，列于表1中。
对比例：以如下产品的成分比例(质量分数)进行对比：
材料 Al Si+Fe Cu Mn Zn Mg Ti B4C
对比例 82.0～82.35 1.5 0.3 0.2 0.25 0.45～0.8 0.15 14.8
测试对比例中的碳化硼铝基复合材料的抗拉强度和延伸率，也列于表1中。
实施例1～7和对比例中的碳化硼铝基复合材料的测试结果如表1所示：
表1
从表1的测试数据可知，实施例1～7中特定成分，特定微观形貌的碳化硼铝基复合材料，其综合力学性能，特别是延伸率均优于对比例1中的碳化硼铝基复合材料。虽然对比例中的B4C含量为14.8％，与实施例4中B4C含量为15％接近，但整体成分体系有较大不同，最终本实施例4的复合材料的延伸率较好。关于实施例4的复合材料，由于碳化硼含量低(仅15％)且没有高温强化相，因此其抗拉强度较低，仅110MPa，但也满足大于80MPa的应用需求，但主要地，其延伸率相对于对比例确实有显著提高。本实施例1～7的复合材料制成中子吸收板后，用于乏燃料贮存系统中时，可避免板材破裂，提高贮存安全性能。
比较实施例3、5、6和对比例1的高温力学性能，发现实施例3、5和6的高温力学性能较好，原因是实施例3中Ti成分较多，部分Ti以Ti-B反应产物TiB2的形式包覆B4C颗粒外，其余的钛以Al3Ti的形式弥散分布在铝合金基体中。而实施例5和6，则是因为增加了Mg，Si和Sr组分，Ti以Ti-B反应产物TiB2的形式包覆B4C颗粒，Mg2Si弥散化分布在铝基体中。而实施例7的复合材料，虽然也添加了Mg，Si，但由于没有添加Sr，Mg，Si生成的Mg2Si没有Sr的帮助，会生成较大的沉淀相，而非如实施例5中所述的极细小的弥散相，因此对复合材料常温、高温力学性能的提高没有实施例5和6高。
除经上述对比验证之外，本实施例的复合材料的力学性能优于B4C含量低于15％，以及高于35％的复合材料。可能的原因分析如下：B4C含量在15％～35％范围内时，一方面，相对于B4C含量低于15％的复合材料，其力学性能与铝合金基体更为接近，因此具有较好的延展性等力学性能，这样制成的中子吸收板不易发生断裂。另一方面，相对于B4C含量高于35％的复合材料，本发明由于含量相对低，所以碳化硼颗粒间不会留下较多的微孔与微缝隙，因此贮存时即使处于高温硼酸水溶液中，也不会发生严重的点蚀或表面腐蚀，因此也不易发生腐蚀导致的破裂或变形，从而提高贮存安全性。
以上内容是结合具体的优选实施方式对本发明所作的进一步详细说明，不能认定本发明的具体实施只局限于这些说明。对于本发明所属技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下做出若干替代或明显变型，而且性能或用途相同，都应当视为属于本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种碳化硼铝基复合材料，其特征在于：按质量分数计，所述复合材料中包括：15％～35％的B4C，0.5～7％的Ti元素，60％～84.5％为Al元素；且所述复合材料的制备过程中，原料中的Ti和Al、B4C发生反应6Al+3Ti+2B4C＝2Al3BC+3TiB2，使得所述复合材料中，所述Ti元素的存在形式包括：以TiB2化合物的形式包覆在B4C颗粒表面。
2.根据权利要求1所述的碳化硼铝基复合材料，其特征在于：所述Ti元素的质量分数为5～7％，且一部分Ti以TiB2化合物的形式包覆在B4C颗粒表面，其余Ti以Al3Ti化合物的形式弥散分布在所述碳化硼铝基复合材料的铝基体中。
3.根据权利要求2所述的碳化硼铝基复合材料，其特征在于：所述复合材料包括：31％的B4C，6％的Ti元素，61％的Al元素；且所述复合材料中，部分Ti以TiB2化合物的形式包覆在B4C颗粒表面，其余Ti以Al3Ti化合物的形式弥散分布在所述碳化硼铝基复合材料的铝基体中。
4.根据权利要求1所述的碳化硼铝基复合材料，其特征在于：所述Ti元素的质量分数为0.5～5％，且所述Ti全部以TiB2化合物的形式包覆在B4C颗粒表面。
5.根据权利要求1或2所述的碳化硼铝基复合材料，其特征在于：所述复合材料还包括：0.8～1.2％的Mg元素、0.4～0.8％的Si元素、0.01～0.05％的Sr元素；所述Al元素的质量分数为60％～83％；且所述复合材料中，Mg元素和Si元素以Mg2Si形式弥散分布在所述碳化硼铝基复合材料的铝基体中。
6.根据权利要求5所述的碳化硼铝基复合材料，其特征在于：所述复合材料包括：31％的B4C，4％的Ti元素，62％的Al元素，1.2％的Mg元素，0.8％的Si元素，0.04％的Sr元素；且所述复合材料中，Ti全部以TiB2化合物的形式包覆在B4C颗粒表面，Mg元素和Si元素以Mg2Si形式弥散分布在所述碳化硼铝基复合材料的铝基体中。
7.根据权利要求5所述的碳化硼铝基复合材料，其特征在于：所述复合材料包括：15％的B4C，2％的Ti元素，80％的Al元素，1％的Mg元素，0.8％的Si元素，0.04％的Sr元素；且所述复合材料中，Ti全部以TiB2化合物的形式包覆在B4C颗粒表面，Mg元素和Si元素以Mg2Si形式弥散分布在所述碳化硼铝基复合材料的铝基体中。
8.根据权利要求1或2所述的碳化硼铝基复合材料，其特征在于：所述复合材料还包括：0.8～1.2％的Mg元素、0.4～0.8％的Si元素；所述Al元素的质量分数为60％～83％。
9.根据权利要求1所述的碳化硼铝基复合材料，其特征在于：所述B4C的质量分数为28％～35％；所述Al元素的质量分数为60％～71％。
10.一种中子吸收板，其特征在于：所述中子吸收板是由碳化硼铝基复合材料制成的板材，所述碳化硼铝基复合材料为权利要求1至9任一项权利要求所述的碳化硼铝基复合材料。
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