摘要
为了制备高强度、轻质泡沫钢材料，并提高其在吸能方面的性能。本文以FeSiB为第二相增强相，以316L不锈钢粉与不同质量分数(0%、5%、10%、15%)FeSiB粉的混合粉末作为原料、无水CaCl2颗粒为造孔剂，采用粉末冶金烧结-溶解法制备泡沫FeSiB/316L复合材料。利用扫描电镜（SEM）和X射线衍射（XRD）对试样进行微观组织结构分析，并对试样进行轴向准静态压缩测试，分析讨论了不同质量分数的FeSiB对泡沫钢压缩变形行为和吸能特性的影响。研究表明:泡沫FeSiB/316L复合材料孔结构多为不规则形状且分布均匀；当FeSiB添加量在0%~15%时，随着FeSiB含量的增加，复合材料的压缩强度从42.61 MPa开始逐步提高，最高达到100.26 MPa；阐明了材料力学性能的增强机理，主要归因于晶粒细化和第二相析出强化的叠加效应，且第二相析出强化起决定性作用；随着FeSiB含量的增加，复合材料的能量吸收值逐步增大，当应变量为10%~40%时，孔隙率为63.32%的15%泡沫FeSiB/316L复合材料，其单位体积的能量吸收值约为泡沫铝的7~8倍，这表明其具有更加优良的吸能特性；随着FeSiB含量的增加，复合材料的理想吸能效率逐步提高，最高可达0.77，表明泡沫FeSiB/316L复合材料相较于纯316L泡沫钢更接近于理想的吸能材料。
关键词
Abstract
In order to prepare high-strength and light-weight foam steel material and improve its performance in energy absorption, the foam FeSiB/316L composites were prepared by powder metallurgy sintering-dissolution method, using 316L stainless steel powder and FeSiB powder with different mass fractions (0%、 5%、 10%、 15%) as raw materials and anhydrous CaCl2 particles as pore-forming agent. The microstructure of the samples was analyzed by SEM and XRD, and the quasi-static compression test was carried out on the samples The effects of different mass fractions of FeSiB on the compressive deformation behavior and energy absorption characteristics of foam steel were analyzed and discussed. The results show that the pore structure of foam FeSiB/316L composites is mostly irregular and evenly distributed. When the mass fraction of FeSiB is 0%-15%, with the increase of FeSiB content, the compressive strength of foam FeSiB/316L composite is up to 100.26 MPa. When the strain is 10%-40%, the energy absorption value per unit volume of 15% foam FeSiB/316L composite is about 7-8 times that of aluminum foam. The ideal energy absorption efficiency (I) of the FeSiB/316L foam composite can reach up to 0.77, which indicates that the FeSiB/316L foam composite is closer to the ideal energy absorption material than the pure 316L foam steel.
泡沫钢作为一种新型多孔材料，在汽车、船舶、桥梁防护结构、电子设备及碰撞安全等各个领域有着广泛的应用[1-4]。为了进一步提升其性能，研究者们对泡沫金属复合材料的制备和性能进行了广泛的研究。与传统泡沫金属材料不同，泡沫金属复合材料是通过将增强体引入传统金属基体中制备而成，从而增强了材料的本身强度[5-6]。泡沫金属复合材料具有出色的力学性能、优异的隔热性能和较低的热膨胀系数，因此，在小型无人机、海洋管线、医疗器械等行业具有广阔的应用前景[7-9]。
目前国内外有关泡沫钢及其复合材料的制备工艺主要包含熔体金属发泡法[10]、空心球法[11-12]、金属-气体共晶定向凝固法[13-14]、选区激光熔化法[15-16]、粉末冶金[17-19]等方法。针对高熔点钢铁材料，熔体金属发泡法难以控制孔尺寸和分布；空心球法工艺流程长且成本高，研究及应用较少；金属-气体共晶定向凝固法可以调节工艺参数实现对孔隙率、孔径等结构参数和力学性能的有效调控，但孔隙分布均匀性难以控制；选区激光熔化法制备的泡沫钢具有良好的力学性能和应用潜力，但成本较高，应用较少。相比之下，粉末冶金-造孔剂法是制备泡沫钢最常用的方法，也是制备高孔隙率泡沫钢的主要方法。该方法制备流程周期短、成本低，通过控制造孔剂的含量和尺寸形态来控制孔隙率和孔形貌。Liang等[18]使用CaCl2作为造孔剂，使用粉末冶金方法制备具有不同相对密度的304和430泡沫钢，并比较了两种不锈钢的力学性能，分析性能差异的原因。Hamid等[19]以尿素颗粒作为造孔剂，通过粉末冶金法制备了开孔泡沫钢，并研究了Cr含量对泡沫钢的孔隙率及力学性能的影响。Beko等[20]通过粉末冶金-溶解法生产了用于高温应用的具有不同孔隙率的Cu-Ni-Mo和Mo基泡沫钢。
为了制备高强轻质泡沫钢吸能材料，本文采用高强度铁基非晶态合金作为增强相，利用其与基体更好的润湿性，对不锈钢材料进行强化。本文采用粉末冶金烧结-溶解法制备了FeSiB添加量（质量分数）分别为5%、10%与15%的泡沫FeSiB/316L复合材料和纯316L泡沫钢试样，分析讨论不同质量分数FeSiB的加入对泡沫钢压缩应力-应变曲线及平台应力的影响，以及对能量吸收值和理想吸能效率的影响，并与泡沫铝的吸能性能进行对比分析。
1 实验
1.1 原料
实验原料选用316L不锈钢粉末、FeSiB非晶粉末以及无水氯化钙颗粒。其中316L不锈钢粉末由汉邦公司提供，由气雾化方式制备，粉末粒径为16~40 μm，该粉末X射线能谱分析结果见表1。铁基非晶合金粉末FeSiB是由上海卜微应用材料技术有限公司提供，粉末平均粒径为10 μm，化学成分见表2。无水氯化钙颗粒粒径分布为1~1.6 mm，形貌图见图1（a）。
表1316L不锈钢粉末的化学成分（质量分数/%）
Table1Chemical composition of 316L stainless steel powder (wt.%)
表2FeSiB粉末的化学成分（质量分数/%）
Table2Chemical composition of FeSiB powder (wt.%)
图1无水CaCl2颗粒（a）及 FeSiB+316L混合复合粉末SEM形貌（b）
Fig.1(a) Anhydrous CaCl2 particles and (b) SEM images of FeSiB+316L mixed composite powder
本实验设计FeSiB粉末的添加量（质量分数）分别为0%、5%、10%、15%，共4组，FeSiB/316L混合粉末采用重庆增隆新材料科技有限公司生产的行星式球磨机进行混合。从图1（b）可以看出，两种粉末混合后分布均匀，部分粉末形态不再呈球形，这有利于压坯过程中粉末颗粒之间的紧密结合。
1.2 泡沫FeSiB/316L复合材料的制备工艺
首先将FeSiB/316L混合粉末和无水CaCl2颗粒按一定配比（无水CaCl2颗粒体积分数为70%）均匀混合，并在混料过程中添加适量的无水乙醇，约占总质量的4%，采用手动混粉法混合15 min左右。然后将混合均匀的粉料置于自制的压坯模具中，采用电子万能试验机进行压坯。将圆柱坯料取出放入恒温干燥箱中，干燥温度首先设置到80℃，保温时间60~90 min，然后再将温度设置到150℃，干燥时间180~240 min，使圆柱坯料中的无水乙醇充分去除。将干燥后的圆柱坯料放在坩埚内置于真空烧结炉中，烧结温度为1 200℃，保温2 h，烧结完成后随炉冷却。样品取出后充分进行水洗，通过水溶去除样品内部残余CaCl2，再采用线切割机将圆柱形样品制成矩形试样，样品尺寸根据GB/T31930—2015[21]定为10 mm×10 mm×15 mm。干燥完成后即得到实验所用试样。
采用X射线衍射仪（Empyrean）对泡沫FeSiB/316L复合材料的试样抛光表面进行物相分析，电压30 kV，电流40 mA，扫描角度20°~100°，扫描速率为1 （°）/min。使用JSM-5610LV场发射扫描电子显微镜对其微观形貌进行表征，根据标准步骤，用于金相表征的立方体样品在研磨和抛光后用腐蚀液（20 mL H2O、5 mL HCL和5 mL FeCl3）腐蚀3 s。利用Instron5967电子万能材料试验机对泡沫FeSiB/316L复合材料进行准静态压缩测试，压头移动速率为1 mm/min。添加不同质量分数FeSiB的泡沫FeSiB/316L复合材料的实际孔隙率，通过测量体积和质量计算得出，FeSiB质量分数为0%、5%、10%与15%的泡沫FeSiB/316L复合材料的孔隙率分别为65.15%、61.51%、62.36%及63.32%。
2 结果与分析
2.1 泡沫FeSiB/316L复合材料孔结构微观组织及物相分析
图2为1 200℃、保温2 h的烧结条件下泡沫FeSiB/316L复合材料孔结构形貌。由图2（a）~（c）可见，泡沫FeSiB/316L复合材料内部孔结构分布较为均匀，孔壁较厚，孔形貌多为不规则形状，少数呈球形，孔径分布在0.5~1.5 mm。由图2（d）可见，孔壁内表面较为粗糙。从图2（e）可以看出，原始的金属颗粒会通过烧结冶金结合作用相互连接起来，从而形成基体晶粒。这些晶粒的尺寸分布在10 μm到30 μm之间。
图2泡沫FeSiB/316L复合材料孔结构组织形貌图
Fig.2Organizational morphology of the pore structure of foam FeSiB/316L composites： (a) macroscopic longitudinal section of FeSiB/316L foam composites with different mass fraction; (b) macroscopic cross section of FeSiB/316L foam composites with different mass fraction; (c) 15% foam FeSiB/316L composite porous; (d) rectangular single-hole magnification in fig.2 (c) ; (e) fig.2 (d) magnification diagram of metallurgical bonding of inner rectangular grains
图3为含有不同质量分数FeSiB增强相的泡沫钢复合材料的XRD衍射谱图。纯316L泡沫钢的衍射图谱只显示了γ（111）、γ（200）和γ（220）的3个奥氏体衍射峰。然而，含有FeSiB的316L泡沫复合材料的衍射谱显示了衍射位点和峰强度的变化。对于泡沫FeSiB/316L复合材料，衍射谱显示了共计6个衍射位点，分别位于43.631°、44.589°、50.522°、64.981°、74.564°和81.944°。而纯316L泡沫钢的衍射谱图只显示了43.604°、50.721°和74.619°的3个衍射位点。在44.589°、64.981°和81.944°处出现了3个额外的峰值，这是由于FeSiB的加入导致α-Fe相的形成，这3个位点对应于α-Fe相的晶面指数（110）、（200）和（211）。由于非晶FeSiB的加入，316L基体由奥氏体相组织转变为奥氏体+铁素体相组织。与纯316L泡沫钢相比，泡沫FeSiB/316L复合材料的衍射峰向较低的角度移动，根据布拉格方程（2dhklsinθ=nλ），低角度偏移表明，泡沫FeSiB/316L复合材料的晶间间距增大，这是由于添加FeSiB后，微量的B元素以间隙固溶的形式进入基体，扩大了晶间间距。
通过使用JADE软件分析，得到了纯316L泡沫钢和含有FeSiB的316L泡沫复合材料的衍射峰的半高宽值（FWHM）。纯316L泡沫钢的衍射峰半高宽值分别为0.337、0.441、0.451，而15%泡沫FeSiB/316L复合材料的衍射峰半高宽值分别为0.279、0.304、0.519、0.820、0.538、0.438。通过比较相同物相的衍射峰半高宽值发现，15%泡沫FeSiB/316L复合材料的衍射峰半高宽值大于纯316L泡沫钢，依据Scherrer公式（1）[22]可知加入非晶粉末后其晶粒得到了细化。
(1)
式中：D为晶粒尺寸；k为Schereer常数；λ为X射线波长；β为衍射峰半高宽值；θ为衍射角度。
此外，图3中除标定的γ-Fe峰与α-Fe峰外，无其他衍射峰存在，表明样品在烧结过程中，未发生明显氧化，同时，造孔剂CaCl2已经基本除尽。
图3泡沫FeSiB/316L复合材料的XRD谱图
Fig.3(a) XRD spectrum of foam FeSiB/316L composites; (b) (111) diffraction peak magnification; (c) (200) diffraction peak magnification; (d) (220) diffraction peak magnification
2.2 FeSiB/316L复合材料的压缩变形行为
2.2.1 应力-应变曲线
将4组泡沫FeSiB/316L复合材料进行准静态压缩测试，绘制得到图4压缩应力-应变曲线。根据图4可知，泡沫FeSiB/316L复合材料在外界载荷作用下经历了3个阶段的变形。第1阶段为弹性变形阶段，应力随应变呈线性增加；第2阶段为塑性屈服变形阶段，应力随应变的增加缓慢上升，并在应力-应变曲线上形成一个宽度较大的平台变形区；第3阶段为压缩密实阶段，应力随应变的增大而急剧增加。此外，随着FeSiB含量的增加，泡沫FeSiB/316L复合材料的平台应力随之增大。以Rpc0.2作为泡沫FeSiB/316L复合材料的压缩强度，FeSiB质量分数为0%、5%、10%与15%的泡沫FeSiB/316L复合材料的压缩强度分别为42.61、55.01、75.09与100.26 MPa，表明其压缩强度也在随之增大。
图4不同质量分数泡沫FeSiB/316L复合材料应力-应变曲线
Fig.4Stress-strain curves of foam FeSiB/316L composites with different mass fraction
2.2.2 变形过程
图5为15%泡沫FeSiB/316L复合材料在应变量为0%~70%时的压缩变形过程。图5显示，孔形貌多为不规则且分布均匀，在应变量达到10%前，孔洞结构未发生明显的变形，而后变形过程进入屈服平台阶段。在应变量达到20%时，试样局部开始出现与水平面呈45°倾斜的剪切带，如变形区域1。在应变量达到30%~40%过程中，剪切带开始逐步扩展，同时可以看到，孔壁较为薄弱的地方发生塑性变形，变形的孔洞数量开始增多，由于剪切带的不断扩展，左侧孔壁开始横向膨胀变形，同时发生塑性变形的薄壁开始脱落，如变形区域2、3、4和5所示。在应变量达到50%时，剪切带已经扩展至整个变形区域，部分孔洞开始闭合，如变形区域6所示。在应变量达到60%以后，试样开始进入密实阶段，大多数孔洞已经完全坍塌且逐步闭合，应力-应变曲线也开始陡增，变形过程与之对应。
图515%泡沫FeSiB/316L复合材料在应变量为0%~70%时的压缩变形过程
Fig.5Compression deformation process of 15% foam FeSiB/316L composites at 0%-70% strain
2.3 泡沫FeSiB/316L复合材料强化机理分析
非晶FeSiB粉末的加入大大提高了316L泡沫钢试样的强度，为探究其性能增强机理，本文将对材料微观结构及成分进行进一步分析。
图6为添加FeSiB质量分数分别为0%、5%、10%与15%时材料在金相显微镜下的形貌图，其中，黄色区域代表晶粒，而晶粒上黑色区域则是第二相析出相。为了更精确地探究不同FeSiB添加量下试样晶粒尺寸的差异，利用ImageJ软件对不同质量分数FeSiB的泡沫FeSiB/316L复合材料的金相图像进行了晶粒尺寸的测量和统计，得到了晶粒尺寸分布的直方图，如图7所示。从图7可以看出，纯316L泡沫钢与泡沫FeSiB/316L复合材料的晶粒均分布较为均匀，大部分晶粒分布在20~28 μm范围。同时，泡沫FeSiB/316L复合材料中40~50 μm的晶粒消失。这是由于FeSiB的加入，抑制了晶粒的长大，使得晶粒细化，这与图3的XRD分析结果一致。
图6添加不同质量分数FeSiB后试样的金相图
Fig.6Metallographic diagram of samples with different FeSiB mass fraction: (a) 0%； (b) 5%； (c) 10%； (d) 15%
图7添加不同质量分数FeSiB后试样的晶粒尺寸分布图
Fig.7Grain size distribution of the sample after adding different FeSiB mass fractions: (a) 0%； (b) 5%； (c) 10%； (d) 15%
采用扫描电子显微镜进一步探究了第二相析出相的分布与作用。图8所示为添加FeSiB质量分数分别为0%、5%、10%与15%时材料的显微形貌。在图8中均可以观察到大小不等的孔洞，这是由于压坯成型的圆柱形坯料在真空烧结时，因造孔剂氯化钙颗粒的熔点低于粉末的熔点，氯化钙颗粒会先融化，从这些孔洞中流出。未添加FeSiB时，试样表面几乎看不到白色的第二相，而添加FeSiB质量分数为5%、10%与15%时，基体中均可以观察到颗粒较大的白色相析出。这种白色相大多数呈柱状和椭球状，柱状相的长度和椭球状相的长轴长度都在10 μm以内。从图8可以看出，随着添加的FeSiB质量分数增多，这种细小的白色相的含量也增多，且柱状相的长度和椭球状相的长轴长度均有增大的趋势。
图8添加不同质量分数FeSiB后试样的微观形貌
Fig.8Microstructure of the sample after adding different FeSiB mass fractions: (a) 0%； (b) 5%； (c) 10%； (d) 15%
为了确定基体中这种细小白色第二相的成分，对白色相以及基体部分进行EDS元素分析。当FeSiB质量分数为5%与10%时，对观察到的清晰的白色第二相进行了测试，基体及白色相点扫描分析结果分别如图9和10所示。
图95%泡沫FeSiB/316L复合材料的EDS元素分析结果:（a）EDS点扫描测试示意图；（b）区域1元素成分；（c）区域2元素成分；（d）区域3元素成分
Fig.95% foam FeSiB/316L composite EDS element analysis results: (a) EDS point scanning test diagram; (b) element composition at zone 1; (c) element composition at zone 2; (d) element composition at zone 3
图1010%泡沫FeSiB/316L复合材料的EDS元素分析结果:（a）EDS点扫描测试示意图；（b）区域1元素成分；（c）区域2元素成分；（d）区域3元素成分
Fig.1010% foam FeSiB/316L composite EDS element analysis results: (a) EDS point scanning test diagram; (b) element composition at zone 1; (c) element composition at zone 2; (d) element composition at zone 3
由能谱分析结果可知，奥氏体基体中Fe元素含量高于Cr元素含量，而铁素体析出相中Cr元素含量明显增多，甚至高于Fe元素含量，可见铁素体析出相形成一个个“富铬粒子”。纯316L泡沫钢试样在真空烧结时未形成明显的析出相，这可能是因为没有额外的Si和B元素促进新相的形成。FeSiB的加入改变了原有的化学平衡，Si影响了Cr的分布和析出行为，导致析出相中Cr的含量相对较高，这将会明显增强材料的强度。通过对比5%与10%泡沫FeSiB/316L复合材料能谱分析结果可知，测量区域中几乎不含有B元素。5%泡沫FeSiB/316L复合材料中，Si元素仅分布在基体中，而10%泡沫FeSiB/316L复合材料中，Si元素不仅存在于基体中，还富集于白色的第二相颗粒中。这进一步证实了FeSiB基本已溶化分解，微量的B元素以间隙固溶的形式进入基体。随着FeSiB含量增多，Si元素会与白色第二相一起析出，这与图3的XRD分析结果显示的物相变化相符。根据图3添加不同质量分数FeSiB后试样的X射线衍射谱，FeSiB加入后，Si元素和B元素会导致奥氏体转化为铁素体，扩大了铁素体相区，从而使铁素体析出相“富铬粒子”增多。这些细小的“富铬粒子”均匀地分布在基体中，增加了位错的阻力，使滑移难以进行，促进材料强度提高。同时，基体转化为奥氏体+铁素体双相组织，位错在不同晶体结构的两相之间穿越时也会受到阻碍作用，这也会对材料强度的提高做出一定贡献。
2.4 FeSiB/316L复合材料的能量吸收性能
本研究对泡沫FeSiB/316L复合材料的应力-应变曲线进行了计算分析，得到了致密化应变（εd）、能量吸收值（C）、比吸能（SE）、吸能效率（E）和理想吸能效率（I）等参数。致密化应变是通过能量效率法计算得到[23]。首先，根据试样已知的应力-应变曲线，可以得到吸能效率E，用来反映材料吸能的最佳工作状态，如式（2）所示
(2)
式中：σ（ε）为压缩应力；ε为指定的应变。然后，绘制吸能效率-应变曲线，并从该曲线中获得吸能效率的最大值，其最大值对应的应变即为试样的致密化应变εd，如式（3）所示
(3)
经计算分析，绘制图11所示FeSiB泡沫FeSiB/316L复合材料吸能效率-应变曲线，得到FeSiB质量分数为0%、5%、10%与15%的泡沫FeSiB/316L复合材料的致密化应变分别为46.19%、45.82%、54.47%与58.07%。相较于纯316L泡沫钢，泡沫FeSiB/316L复合材料的致密化应变有所增大，表明其在较大应变条件下具有更好的吸能性能。
图11不同质量分数泡沫FeSiB/316L复合材料吸能效率-应变曲线
Fig.11Energy absorption efficiency-strain curves for different mass fractions of foam FeSiB/316L composites
能量吸收值是评估多孔材料在压缩过程中吸能性能的重要指标之一。它表示单位体积的试样在一定应变范围内所吸收的能量，即压缩应力应变曲线下的面积。能量吸收值的计算公式如下
(4)
式中:C为单位体积试样的能量吸收值，即样品在应变量为εm时，应力-应变曲线与坐标轴所包围的面积; εm为任意应变; σ为应力，即为应变ε的函数。比吸能是指单位质量试样所吸收的能量，见式（5），其中ρ为试样的密度（试样的质量与其表观体积之比）。FeSiB质量分数为0%、5%、10%与15%的泡沫FeSiB/316L复合材料的密度分别为2.718×103、3.002×103、2.920×103与2.860×103 kg/m3。
(5)
图12为不同质量分数泡沫FeSiB/316L复合材料能量吸收-应变曲线。从图12可以观察到，当应变量低于5%时，泡沫FeSiB/316L复合材料的能量吸收值较低。这是因为在泡沫FeSiB/316L复合材料受到外界载荷时，其主要吸能发生在塑性平台屈服阶段。同时，曲线清晰地显示，在达到压缩密实阶段前，单位体积泡沫FeSiB/316L复合材料的能量吸收值随着应变量的增加呈线性增加。当试样的应变达到40%时，其能量吸收值-应变曲线会出现拐点，能量吸收值增加缓慢。这是因为能量吸收值的大小受平台应力和平台区域宽度两个参数的共同影响，其中平台应力的影响明显大于平台区域宽度。平台应力取10%~50%应变范围内应力的平均值。经计算得到，FeSiB质量分数为0%、5%、10%与15%泡沫FeSiB/316L复合材料的平台应力分别为58.03、77.35、89.95与112.80 MPa。15%泡沫FeSiB/316L复合材料的平台应力相对较高，因此具有较好的吸能特性。图13为不同质量分数泡沫FeSiB/316L复合材料比吸能-应变曲线。从图13可以看出，该曲线与单位体积泡沫FeSiB/316L复合材料的能量吸收值-应变曲线的变化趋势基本一致，从比吸能的角度来评估材料吸能性能的优劣时，可以认为15%泡沫FeSiB/316L复合材料相较于纯316L泡沫钢是更加轻质的吸能材料。
图12不同质量分数泡沫FeSiB/316L复合材料的能量吸收值-应变曲线
Fig.12Energy absorption value-strain curves for different mass fractions of foam FeSiB/316L composites
图13不同质量分数泡沫FeSiB/316L复合材料的比吸能-应变曲线
Fig.13Specific energy absorption-strain curves for different mass fractions of foam FeSiB/316L composites
图14为不同质量分数泡沫FeSiB/316L复合材料与泡沫铝在不同应变下能量吸收值对比（泡沫FeSiB/316L复合材料的孔径范围为0.5~1.5 mm，泡沫铝的孔径范围为0.8~2.0 mm）。从图14可以直观地看出，在孔隙率相近时（粉末冶金法制备的泡沫铝为60%，且孔结构均匀不规则），纯316L泡沫钢单位体积的能量吸收值约为泡沫铝的2~3倍。而15%泡沫FeSiB/316L复合材料单位体积的能量吸收值约为泡沫铝的7~8倍。通过对应力应变曲线拟合计算得到，泡沫铝的平台应力约为18.35 MPa，可见泡沫铝的平台应力较纯316L泡沫钢与泡沫FeSiB/316L复合材料低。因此，从单位体积材料能量吸收的角度出发，纯316L泡沫钢在吸能性能上相比于泡沫铝具有更突出的优点，而且非晶FeSiB的加入，明显增强了吸能性能，使得泡沫FeSiB/316L复合材料成为一种更优秀的吸能材料。
Fig.14Comparison of energy absorption values of different mass fractions of foam FeSiB/316L composites with aluminum foam[24]
理想吸能效率（I）是表征泡沫材料吸能性能的另外一个重要指标，它是在任意应变下，应力-应变曲线所包围的面积与其对应的矩形面积之比，即
(6)
其中σm为εm对应的应力。这个指标反映了材料与理想吸能材料之间的接近程度，即理想吸能效率越高，材料的吸能性能越接近理想吸能材料。
图15为不同质量分数泡沫FeSiB/316L复合材料理想吸能效率-应力曲线，可以看到泡沫FeSiB/316L复合材料的理想吸能效率-应力曲线展现出相同的变化趋势，均为理想吸能效率随应力的增大呈现先增加后减小的趋势。同时，FeSiB质量分数为0%、5%、10%与15%的泡沫FeSiB/316L复合材料的最大理想吸能效率分别为0.69、0.70、0.73和0.77，对应的应力分别为44.24、44.51、88.02和134.83 MPa。15%泡沫FeSiB/316L复合材料的最大理想吸能效率最大，这表明泡沫FeSiB/316L复合材料相较于纯316L泡沫钢更接近于理想的吸能材料。从图15中还可以看出，在较低应力之前，泡沫FeSiB/316L复合材料的理想吸能效率相差不大，但随应力继续增大，15%泡沫FeSiB/316L复合材料具有更大的理想吸能效率。这一结果表明，在较大应变与应力条件下的能量吸收应用中，15%泡沫FeSiB/316L复合材料具有更大的优势。
图15不同质量分数泡沫FeSiB/316L复合材料理想吸能效率-应力曲线
Fig.15Ideal energy absorption efficiency-stress curves for different mass fractions of foam FeSiB/316L composites
3 结论
1）采用粉末冶金烧结-溶解法成功制备了孔隙率为65.15%、61.51%、62.36%与63.32%，孔径分布为0.5~1.5 mm的泡沫FeSiB/316L复合材料，其孔结构多为不规则形状且分布均匀。
2）由于FeSiB的加入，泡沫FeSiB/316L复合材料的基体发生了相变，从单一的奥氏体相转变为奥氏体与铁素体的双相组织，同时泡沫FeSiB/316L复合材料的晶粒细化，晶粒尺寸减小，且随着FeSiB含量的增加，泡沫FeSiB/316L复合材料的压缩强度从42.61 MPa逐步提高，最高达100.26 MPa。泡沫FeSiB/316L复合材料试样析出第二相“富铬粒子”，这些细小的“富铬粒子”均匀地分布在基体中，增加了位错的阻力，使滑移难以进行，提高了材料的强度。
3）当FeSiB添加量（质量分数）在0%~15%时，泡沫FeSiB/316L复合材料的比吸能随着FeSiB含量的增加而增大，表明15%泡沫FeSiB/316L复合材料相较于纯316L泡沫钢是更加轻质的吸能材料；当应变量为10%~40%时，孔隙率为63.32%的15%泡沫FeSiB/316L复合材料，其单位体积的能量吸收值为5.76~37.71 MJ/m3，约为泡沫铝的7~8倍；同时，泡沫FeSiB/316L复合材料的理想吸能效率逐步提高，在较大应变与应力条件下的能量吸收应用中，15%泡沫FeSiB/316L复合材料具有更大的优势。
