《Materials》：Tribology of GA and GI Steel Sheets in Forming: Coating-Failure Mechanisms, Evaluation Methods, and Governing Factors
本综述对热镀锌（GI）和合金化热镀锌（GA）钢板在成形过程中的磨损与镀层失效进行了系统评述。GI和GA钢板因其兼具腐蚀防护能力与可接受的成形性能，在汽车板冲压成形中应用广泛。然而，其锌基镀层在成形过程中极易发生摩擦与变形诱导损伤，从而导致镀层退化、表面劣化、粘模（galling）、生产不稳定以及模具加速磨损。由于镀层微观组织与力学响应的显著差异，GI和GA钢板在相近成形条件下表现出截然不同的摩擦学行为与失效模式。GI镀层以较软的富锌外层为特征，更易发生涂抹（smearing）、粘附（adhesion）与粘模；而GA镀层由脆性Fe–Zn金属间化合物相组成，更易发生开裂、剥落（flaking）、粉化（powdering）及碎屑诱导的磨粒磨损。本综述首先从微观组织、表面形貌及力学与摩擦学性能方面对GI和GA镀层的内在特性进行比较；其次，系统评述了广泛应用于摩擦与磨损评价的实验室方法，包括拉带试验（strip-drawing）、扭转压缩试验（twist compression）、拉延筋试验（draw-bead）、拉伸带材试验（tensile strip）、深冲试验（deep-drawing）及U形槽成形试验（U-channel forming），并重点阐述了这些方法所能揭示的接触条件与失效机制；第三，讨论了主导损伤机制，包括粘着磨损（adhesive wear）、磨粒磨损（abrasive wear）、镀层断裂、材料转移及粘模；最后，关键评述了模具性能、润滑条件、成形参数及有限元模拟对镀层失效的影响。现有证据表明，GI和GA钢板的镀层失效受镀层微观组织、接触压力、模具表面状态、润滑状态及变形路径之间的耦合作用共同控制。然而，当前研究仍较为分散，对于工业相关成形条件下镀层损伤演化的集成理解仍显缺乏。因此，未来研究应聚焦于镀层特异性摩擦学模型、原位（in situ）及多尺度表征，以及实验-数值耦合策略，以在保持镀层完整性的同时实现工艺优化。
2. GI和GA镀层与成形摩擦学相关的特性
GI和GA钢板在成形过程中失效行为的差异主要源于镀层结构、表面形貌以及力学和摩擦学特性的不同。图2所示的Fe–Zn二元平衡相图清晰展示了与热镀锌相关的相组成及关键等温反应温度，包括四种铁锌金属间化合物：Γ1、Γ、δ和ζ相。GI镀层主要由纯锌相组成；GA镀层经合金化热处理后，Fe扩散进入锌层，依次生成上述脆性金属间化合物相。各相在硬度和塑性上的显著差异决定了GI和GA镀层在冲压中不同的摩擦行为，这也是解释两类镀锌钢板成形过程中锌层剥离与咬合失效机理的热力学基础。
GI钢板通过热镀锌工艺生产，其微观组织由钢基体、薄界面抑制层及富锌外层组成，Zn为主要成分，Fe集中于基体，界面处存在薄的富Al层。这一结构赋予GI镀层良好的延展性和变形协调能力，使其在成形过程中能够适应接触诱导的变形。然而，较软的富锌外层也使GI镀层在严重摩擦接触下更易发生涂抹、粘附和粘模。
相比之下，GA钢板是对热镀锌镀层进行后热处理获得的，原始锌层转变为以Γ、δ和ζ相为主的Zn–Fe金属间化合物镀层。与GI相比，GA镀层具有更复杂的合金化结构，且表面通常更粗糙、多孔。EDS分析显示GA镀层截面中Zn分布更均匀，镀层内可检测到Fe，界面处的Al含量极为有限。这些结构特征使GA镀层具有更高的硬度，在搬运过程中抗表面划伤能力优于GI镀层，但同时使镀层更脆，容纳塑性变形的能力下降。因此，GA钢板在成形中更易发生开裂、剥落和粉化，而GI钢板更多表现为变形主导的损伤模式，如涂抹和粘附。
在成形过程中，钢基体承担主要的拉伸、弯曲及整体变形载荷，而锌基镀层则承受局部法向压力、切向剪切、微凸体压入以及与基体的应变不匹配。镀层失效不能仅由镀层硬度评估，而是受镀层延展性或脆性、相组成、镀层厚度、基体支撑、界面结合力、接触几何及润滑条件共同控制。对于GI镀层而言，较软的锌镀层在法向接触下可发生塑性变形，促进微凸体压平，导致比相同法向载荷下无镀层钢板更大的真实接触面积，这在中度载荷下可以减轻局部应力集中，但在高接触压力或润滑失效时也可能促进局部犁沟、涂抹和材料转移。U形槽成形研究表明，GI钢板特别容易发生与划伤和粘模相关的表面劣化，损伤严重程度强烈依赖于模具硬度和表面状态。此外，热镀锌镀层的晶体塑性模拟表明，基体约束在拉伸变形过程中会在镀层内部产生不均匀的应力状态，因此必须将局部镀层响应与钢基体的力学支撑结合起来考虑。
对于GA镀层，Fe–Zn金属间化合物镀层比富锌GI镀层具有更高硬度但更低的变形容限。各金属间化合物相与钢基体之间的力学不匹配促进了变形过程中的局部应力集中。实验和数值研究表明，在弯曲和拉伸变形过程中，裂纹可能在脆性Fe–Zn相中萌生，并在更严苛的加载条件下扩展为碎裂、粉化或界面剥落。He等人报道Γ相具有高强度但塑性容纳能力极为有限，导致弯曲过程中早期裂纹萌生。Park等人进一步表明，拉延筋滑动成形中拉伸变形与摩擦剪切的耦合作用可导致GA镀层的局部界面剥落。因此，GA镀层比GI镀层更能抵抗轻度表面压痕，但对超过脆性金属间化合物层断裂抗力的局部变形和剪切应力更为敏感。
关于冲裁、修边、冲孔及其他剪切工序中GI和GA镀层的直接系统比较研究仍然有限，因此切边附近镀层响应不应仅依据钢板整体强度或镀层硬度来推断。未来研究应使用镀层损失宽度、切边附近裂纹密度、裸露基体面积、毛刺形貌以及脱落碎屑的数量和成分等指标，量化剪切后的镀层损伤。总体而言，GI镀层以较软的富锌外层和更好的变形能力为特征，倾向于缓解局部应力集中，但更易发生粘附转移和粘模；而GA镀层以较硬且更脆的Zn–Fe金属间化合物相为主导，塑性材料转移的敏感性较低，但更易发生开裂、碎裂和碎屑产生。
3. 摩擦、磨损及镀层失效的实验评价方法
实验室摩擦学测试为GI和GA镀层的固有性能与其成形失效行为之间提供了重要联系。由于板料与模具的相互作用受接触压力、滑动、弯曲-回弯变形、润滑和模具表面状态耦合效应控制，没有任何单一测试能完全再现实际成形的所有方面。实验室方法大致可分为摩擦导向测试和过程模拟测试两类。摩擦导向测试主要用于测量摩擦系数和检测早期界面损伤；过程模拟测试则能更好地再现实际成形的应力状态，更适合评估真实变形条件下的镀层失效。
3.1 摩擦与磨损评价的实验室方法
摩擦导向实验室测试主要用于量化界面摩擦并检查润滑剂失效、表面损伤和材料转移的早期阶段。拉带试验是板料成形摩擦学中应用最广泛的方法之一，金属带材在两个工作面平坦的对偶表面之间被拉动，因其结构简单、力测量直接以及对两接触表面摩擦力平均摩擦系数计算精度较高而被广泛认为是可靠的摩擦学评估方法。然而，由于涉及两个独立接触区域且试验过程中带材可能发生弯曲，测得的摩擦系数可能存在一定不确定性。
扭转压缩试验（TCT）是另一种常用于评估润滑剂和添加剂效果的实验室方法，其独特优势在于能够同时监测摩擦和界面温度，同时为成形相关接触条件下的润滑剂性能、粘模萌生和表面缺陷发展提供洞察。拉延筋试验再现了板料成形特有的弯曲-回弯和滑动行为，可在板料相对模具滑动时评估摩擦系数，并可利用常规电子或伺服液压拉伸试验机进行。拉伸带材试验中，板带绕过圆柱销以模拟拉延和拉伸条件，利用Capstan模型由实测带材张力计算摩擦系数，试验后检查销表面可进一步揭示磨损和材料转移程度。
过程模拟测试则旨在更真实地再现工业冲压中的变形路径和应力状态。深冲杯形试验通过测量不同压边力下的拉深量和失效极限来评估润滑剂性能，可在受控成形应力下评估润滑行为。U形槽成形试验再现了实际冲压操作的关键特征，包括弯曲、深拉延和拉伸。拉带试验也可用于模拟成形相关载荷和接触条件。
摩擦导向试验在量化摩擦系数和识别润滑剂失效早期阶段方面尤为有效；过程模拟方法则更贴近实际冲压应力状态，更适合评估镀层损伤。测试方法的选择应由研究的具体目标指导，无论是摩擦表征、润滑剂评价、粘模评估还是镀层失效分析。在相同或高度可比试验条件下，GA通常表现出更高的表面粗糙度和更多的断裂相关损伤，而GI更易发生粘附和粘模。
3.2 GI和GA钢板成形中的主要失效机制
实验室方法的结果表明，GI和GA钢板成形过程中的失效行为主要受粘着磨损、磨粒磨损和镀层断裂的耦合演化控制，这些机制并非独立发生，而是在实际成形条件下经常相互作用并相互加剧。
粘着磨损是指在相对运动过程中材料从一个表面转移到另一个表面，通常在较弱材料在接触界面处发生失效时发生。转移材料随后可能发生应变硬化，作为磨粒第三体促进进一步表面损伤。随着反复成形，转移层可逐渐增长，引起表面划伤，最终演变成具有显著宏观损伤的严重粘着磨损。根据磨损严重程度，粘着磨损可分为划伤（scoring）、粘模（galling）、拉伤（scuffing）和咬死（seizure）。粘模是板料成形中最常见的粘着磨损模式，涉及局部焊合和撕裂，导致材料从工件转移到模具表面、表面粗化和凸起形成，受模具和板料性能、润滑、接触条件以及尤其是模具表面粗糙度的强烈影响。
磨粒磨损发生在较硬表面或松散硬颗粒通过切削或划伤从较软对偶表面去除材料时。磨粒磨损可分为由微凸体与表面直接相互作用引起的二体磨损，以及由被困在界面的松散颗粒引起的三体磨损。钢的磨粒摩擦主要涉及三种机制：切削（cutting）、楔入（wedging）和犁沟（ploughing）。切削以微切屑形式直接去除材料；楔入将材料向上和向外推向沟槽，可能促进裂纹萌生和疲劳损伤；犁沟主要引起材料向沟槽侧面的塑性位移，形成脊和表面沟槽。
此外，镀层断裂是镀锌板成形中的关键损伤模式，尤其是GA镀层。由于Fe–Zn金属间化合物相的脆性本质，GA镀层在接触压力和塑性变形联合作用下更易发生开裂、剥落和粉化，产生的碎屑可能被困在界面，促进三体磨损并加速模具磨损和表面劣化。GI镀层因更大的变形能力通常不易发生脆性断裂，但更易发生涂抹和粘附转移。沿成形极限图（FLD）和成形极限曲线（FLC）的评估对镀锌钢板也很重要，镀层敏感型成形极限评估应结合FLD/FLC与成形后的镀层开裂、分层、粉化和表面粗糙度表征。
4. 镀层失效的控制因素
工艺控制对减少GI和GA钢板的摩擦失效起着关键作用。通过优化润滑剂选择和应用方法、改进模具表面处理技术以及精确调控成形参数，可有效降低摩擦系数、抑制材料粘附和转移。
4.1 模具性能
模具状态是影响镀锌钢板成形行为的关键外部因素，模具硬度、模具表面粗糙度以及模具表面处理或涂层应被视为评估和解释镀锌钢板成形性能的主要参数。
4.1.1 模具硬度
模具硬度对镀层完整性和摩擦学响应的影响受其对模具-镀层界面接触应力分布、塑性压入程度和剪切诱发撕裂能耗散的控制。对于GI钢板，模具硬度的影响总体是单调的，但常观察到明显的饱和行为。研究显示，随着模具硬度从35 HRC增加到45 HRC，GI表面劣化显著降低，但在52 HRC时几乎没有进一步改善。这种饱和行为与GI镀层相对较软且具有延展性、可作为模具和板料之间的牺牲性润滑中间层的力学性质一致，较软的锌镀层可积聚在表面谷部并起固体润滑剂作用。一旦模具硬度达到约45 HRC，模具对镀层犁沟具有足够抵抗力，进一步硬化不再显著降低界面剪切应力。
相比之下，GA钢板对模具硬度的依赖是非单调的，中等硬度存在最优值。GA镀层在35 HRC时表面磨损严重，模具硬度增至45 HRC时磨损降低，但在52 HRC时反复成形循环后磨损再次上升。这一趋势归因于GA镀层的脆性和非均匀微观结构。GA镀层在变形过程中更易发生碎裂、粉化和剥落，当非常硬的模具施加超过脆性镀层相开裂阈值的接触应力时，这些失效模式更加明显。脆性δ1相据报道在过高的接触应力下会开裂和剥落，导致摩擦学响应恶化。EDS分析也显示GA镀层中Fe含量较高，可能通过滑动材料之间更强的粘附和相互溶解度加剧界面损伤。因此，与GI钢板不同，GA钢板不因模具硬度持续增加而受益，中等模具硬度45 HRC在磨损抑制和镀层完整性之间提供了更有利的平衡。然而，当基板强度提高时，这种GI/GA区别可能改变，高强钢板的工件粗糙度在52 HRC时比较软模具低得多。
4.1.2 模具粗糙度
模具表面粗糙度影响真实接触面积、润滑剂保持、材料转移和成形过程中镀层损伤的萌生。对于GI钢板，工具粗糙度约0.2 μm产生的表面损伤最小，而过光滑的工具表面（0.1 μm）对板料质量有害。这表明对于较软的GI镀层，最佳模具粗糙度位于有限范围内而非最低值。适度粗糙的表面可在微谷中保留锌碎屑和润滑剂，促进稳定摩擦膜的形成并减少板料与模具之间的直接粘附。相反，更光滑和更粗糙的模具都会加速表面劣化：前者通过增加紧密金属-金属接触和粘附转移，后者通过增强犁沟和镀层的机械破坏。
对于GA钢板，现有证据表明成形工件表面粗糙度随工具粗糙度增加而持续增加，表明较光滑的模具通常更有利于保持GA表面质量。这一行为与GA镀层固有更硬更脆的性质一致，其中模具微凸体更可能充当局部应力集中源，促进镀层开裂、碎裂和剥落。总体而言，GI钢板受益于约0.15–0.25 μm的窄最佳模具粗糙度范围，而GA钢板较低的模具粗糙度通常更有利。
4.1.3 表面处理
物理气相沉积（PVD）和化学气相沉积（CVD）被广泛用于通过产生硬且粘附的氮化物基或碳化物基涂层来增强工具钢表面性能。实验研究表明，镀层和表面处理过的模具通常优于未涂层工具，可减少划伤、摩擦不稳定性和粘模。PVD-TiCN在相同名义硬度62 HRC下优于PVD-CrN和PVD-XNP，表明涂层化学和涂层-板料相互作用可能比硬度本身更重要。TiCN涂覆的DC53工具和PVD-CrN涂覆的K340工具在GI钢上40次连续试验后磨损最低。然而，碳基CrC/C涂层对热轧、冷轧和镀锌高强钢均持续表现出低材料转移，而CrN在镀锌板上更易发生Zn拾取。基体硬度降低会降低涂层的机械支撑，增加脆性涂层开裂和剥落的倾向。氮化处理形成Fe3N/Fe4N复合层，延迟粘模萌生，而热扩散处理生成具有强冶金结合和较低化学亲和力的硬VC层，提供最佳的综合抗粘模性能。保护性表面处理还可稳定滑动过程中的摩擦系数并降低接触区温度上升。低摩擦碳基涂层（如WC/C和DLC）在粘附倾向体系中比更硬的氮化物涂层更有效地最小化粘附转移。沉积后抛光可显著降低摩擦并延迟材料转移。因此，最有效的模具表面处理是那些结合低界面粘附、良好涂层完整性、足够承载支撑和光滑后处理表面状态的方案。
4.2 润滑条件
润滑条件是控制镀锌钢板冲压过程中摩擦行为、镀层损伤和锌粉化倾向的最重要因素之一，主要包括润滑剂类型、润滑剂粘度、油膜厚度或油量以及新型润滑膜或表面润滑涂层的开发。
4.2.1 润滑剂类型
不同润滑剂在成膜能力、承载能力、化学亲和性和与镀锌表面相容性方面存在差异。PVC膜提供了最佳的整体润滑性能。含氯添加剂通常有助于降低摩擦和划伤，而含硫和含磷添加剂在某些条件下可能增加摩擦或加剧表面损伤。水基和合成润滑剂通常优于传统石油基润滑剂，不仅降低界面摩擦系数，还提高成形极限并在高压边力下增强成形稳定性。传统轧制油在高接触压力下往往因承载能力有限而失效，导致油膜破裂和粘滑现象。在高粘度石蜡基基础油中结合5%氯化石蜡的系统最适合两种镀层，高油膜比减少边界接触，氯基添加剂抑制GI锌层剥落和粘附。GA优先使用高粘度合成酯+低磷、脂肪酸无氯润滑剂，而GI需要使用植物基/合成酯润滑剂配合TiAlN/DLC硬质模具涂层。
4.2.2 润滑剂粘度
较高粘度通常更有利于在模具和板料之间形成更厚更稳定的润滑膜，减少直接微凸体接触并降低摩擦、划伤和镀层分层。摩擦系数随粘度-速度参数值的增加而降低。较低润滑剂粘度导致较高摩擦系数，而较高粘度有助于维持更连续的润滑膜。对于合金化镀锌钢板，摩擦系数随润滑剂粘度增加而降低，较高粘度润滑剂和适当成形速度有助于更稳定的润滑和更少的镀层磨损及锌粉化。粘度过低时油膜承载能力不足；适度增加粘度可增强油膜稳定性，但粘度选择仍需考虑温度、成形速度、接触压力和成形后清洗要求。
4.2.3 膜厚与油量
预涂油量增加可改善合金化镀锌钢板的成形性，但油量达到约3 g/m2时进一步增加带来的额外益处很小。对于GA板料，无油/低油量时摩擦系数最高，杯突极限边缘压力仅3吨且局部减薄严重；油量增至200–300 mg/m2时摩擦系数降至最低0.130，材料流动顺畅，极限边缘压力显著提高；当油涂覆超过550 mg/m2进入高油范围时，不均匀润滑膜导致摩擦系数升至0.145，成形改善效果趋于饱和。有限元模拟证实摩擦系数直接决定部件局部减薄程度。油膜厚度超过约6 μm后摩擦系数趋于稳定。合金化镀锌板对油量比电镀锌板更敏感，而电镀锌板对润滑剂类型更敏感。
4.2.4 新型润滑膜与润滑涂层
固体膜润滑剂和干膜润滑剂的研究日益增多。微晶蜡和石蜡性能相对较好。约50 nm的Ni–Fe–O超薄无机润滑层可显著降低合金化镀锌钢板的摩擦系数和拉延力。复合有机干膜润滑剂有效降低界面摩擦并抑制冲压过程中镀层剥落和锌粉产生，同时保持与碱脱脂、磷化和点焊的相容性。纳米级Mn–P无机润滑涂层将富Mn抗粘附层与富P减摩层相结合，与润滑油协同作用，显著抑制模具拾取和镀层分层。
4.3 成形参数
成形条件直接决定板料-模具界面的局部接触压力、变形路径、滑动条件和热状态。压边力、法向压力、成形速度和温度并非独立作用，而是相互作用影响润滑失效、镀层断裂、粘附、粉化和最终表面质量。
4.3.1 压边力
压边力过低可能导致起皱和不稳定材料流动，压边力过高则增加摩擦阻力、临界区域厚度减薄，使板料更易断裂。工件边缘压力从50 kN逐渐增至170 kN时极限冲压深度持续增加，但一旦超过170 kN极限冲压深度开始下降。压边力不足时法兰区域材料流动无法有效控制；压边力过大则增加板料摩擦阻力，导致工件过早断裂并降低成形极限。较低压边力（10 kN）促进法兰起皱并改变实际接触状态，而较高力（30和50 kN）有效抑制起皱并改善实验与模拟的一致性。ZnAlMg镀层板显示更低摩擦系数、更大极限拉延深度和更好的抗镀层剥落及模具粘附性能。
4.3.2 法向压力
随着法向压力增加，模具微凸体更可能穿透镀层表面，加剧镀层损伤和磨粒颗粒脱落。接触压力强烈影响微凸体压平和摩擦响应。GI镀层较软，在载荷下更易发生塑性压平；GA镀层含有硬而脆的Fe–Zn金属间化合物相，在高法向压力和滑动剪切联合作用下更易发生粉化损伤。粘模和粉化随接触压力增加而增加，而润滑显著延迟这些失效的萌生。粉末化主要与镀层内脆性相的断裂相关，剥落则更与镀层-基体界面失效相关。
4.3.3 速度
摩擦系数通常随拉延速度和润滑剂粘度的综合效应增加而降低，但在低速条件下某些电镀锌和热镀锌板表现出摩擦不稳定、镀层转移和表面损伤。电镀锌板在低速时镀层对模具粘附更严重，可能增加摩擦甚至促进板料断裂。冲头速度通过影响摩擦影响冲头载荷和应变分布。尽管增加冲头速度加剧深拉延过程中的局部减薄，但镀锌钢在可比条件下比低碳钢表现出更少的减薄。适度增加成形速度通常有利于改善润滑条件和降低摩擦及镀层粘附，但过高的速度可能加剧局部减薄。
4.3.4 温度
温度既影响镀层微观组织，也影响板料与模具之间的摩擦学相互作用。在镀锌22MnB5中，900 °C保温5分钟增加了镀层中Fe含量，促进液态Zn向固态α-Fe(Zn)转变，有助于抑制液态金属诱导脆性开裂；在Γ相熔点（782 °C）以下冲压有利于减少镀层裂纹。热冲压中锌基镀层会出现宏观和微观裂纹，微观裂纹在摩擦敏感区域尤为明显。650–750 °C热冲压试验表明，镀层和基体机械响应的温度依赖性差异显著影响磨损行为和表面质量。
