近年來，隨著能源短缺、大氣污染和全球氣候變暖等問題的日益顯著，世界范圍內面臨著提高能源利用效率、降低碳排放的迫切需求，尤其對汽車行業的節能減排提出了新的要求和挑戰。目前，汽車“綠色制造”的設計理念被提出，盡可能實現汽車輕量化，以有效降低其對環境的危害性。汽車輕量化是指在確保汽車使用過程中安全可靠性的前提下，盡可能對汽車車身進行減重以達到節能減排的目的。輕量化材料的研究與開發是汽車產業能夠可持續發展的關鍵，不僅能夠滿足車輛在節約能源、減少排放、安全使用、成本控制等環節的需求，而且對全球能源、自然資源以及環境保護等方面也極為重要，已主導汽車材料的研發方向。歐美和日本各大汽車廠商一直致力于車身骨架結構高強度、輕量化的改進，以先進高強鋼（ＡｄｖａｎｃｅｄＨｉｇｈＳｔｒｅｎｇｔｈＳｔｅｅｌ，ＡＨＳＳ）為代表的高強度材料已經充分體現出以降低汽車質量而實現節能目的的巨大潛力。
一般而言，隨著強度的提高，鋼的塑性會不可避免地下降。由于高強鋼的強度較高，普通的冷沖壓工藝無法保證其形狀穩定性，而熱成形技術可以使高強鋼在高溫狀態下具備良好的塑性變形能力。但高強鋼板在熱成形過程由于高溫氧化極易在表面形成大量疏松、易脫落的氧化皮，嚴重損害鋼板后續的涂鍍以及焊接性能。為了適應高強鋼的使用環境，一般需要對鋼板進行鍍鋅保護，以防止鋼板熱加工過程中的表面氧化及脫碳，并提高鋼件的抗腐蝕能力。然而，鍍鋅高強鋼在熱成形和點焊過程中會發生液態金屬脆化（ＬｉｑｕｉｄＭｅｔａｌＥｍｂｒｉｔ－ｔｌｅｍｅｎｔ，ＬＭＥ）現象，可降低鋼的強度和伸長率，甚至使高強鋼發生脆斷，從而嚴重影響其使用性能。
本文從先進高強度鋼中液態金屬脆化產生的現象、過程、特點和影響因素等方面簡述了國內外先進高強度鋼中液態金屬脆化的研究進展以及面臨的挑戰，重點介紹了影響液態金屬脆化的因素，并對其機制研究的未來方向提出了一定的思考。
１、 高強度鋼的發展歷程與鍍鋅高強鋼
1.1高強度鋼的發展歷程
汽車用高強鋼根據不同的強化機制分為普通高強鋼（ＨiｇｈＳｔｒｅｎｇｔｈＳｔｅｅｌ，ＨＳＳ）和先進高強鋼（ＡＨＳＳ）。２０世紀８０和９０年代，汽車廠商主要考慮汽車用鋼的成本、耐腐蝕性以及碰撞安全性，使用的鋼材以抗拉強度在３４０～６００ＭＰａ的高強鋼為主，包括高強無間隙原子（ＩｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌＦｒｅｅ，ＩＦ）鋼，烘烤硬化（ＢａｋｅＨａｒｄｅｎｉｎｇ，ＢＨ）鋼和高強度低合金（ＨｉｇｈＳｔｒｅｎｇｔｈＬｏｗＡｌｌｏｙ，ＨＳＬＡ）鋼等，這些鋼材屬于普通高強鋼。進入２１世紀后，車廠在考慮成本及安全性的同時，又增加節能的設計目標，普通高強鋼的性能已不能滿足要求，先進高強鋼應運而生。截至目前，汽車用先進高強鋼已發展至第３代。相變誘發塑性（Ｔｒａｎｓｆｏｒ－ｍａｔｉｏｎＩｎｄｕｃｅｄＰｌａｓｔｉｃｉｔｙ，ＴＲＩＰ）鋼、雙相鋼（ＤｕａｌＰｈａｓｅ，ＤＰ）是典型的第１代汽車用先進高強鋼，其強塑積一般都介于１０～２０ＧＰａ·％，難以完全滿足汽車行業日益增加的碰撞吸能要求。
第２代汽車用先進高強鋼則具有良好的碰撞吸能能力，主要以孿晶誘發塑性（ＴｗｉｎｉｎｇＩｎｄｕｃｅｄＰｌａｓｔｉｃｉｔｙ，ＴＷＩＰ）鋼和奧氏體鋼為主，其強度一般為８００～１２００ＭＰａ，強塑積達５０ＧＰａ·％以上。第２代高強鋼中的合金元素總質量分數可達到２５％左右，約為第１代汽車用鋼的５倍，其中Ｍｎ質量分數一般為１５％～３０％，Ａｌ和Ｓｉ質量分數一般為０～３％，Ｃ質量分數為０～１％，除Ｆｅ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ和Ｃ這幾種主要組元之外，還添加了一些Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ和Ｔｉ等元素。大量添加的合金元素導致原料成本增加以及冶煉等生產環節困難，從而增加了總的生產成本，在一定程度上限制了其廣泛應用。在世界各國紛紛出臺節能減排的政策背景下，各大汽車廠商對于低成本且可達到輕量化要求的汽車鋼板的需求日益增加，由此第３代汽車用先進高強鋼應運而生，且逐步成為汽車用鋼研發領域的焦點。
第３代汽車用先進高強鋼的強塑積為２０～５０ＧＰａ·％，兼顧了成本與性能，可滿足當前汽車工業中的節能、碰撞吸能及成本等多方面的要求。淬火配分（ＱｕｅｎｃｈｉｎｇａｎｄＰａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ，Ｑ＆Ｐ）鋼和中錳鋼是常見的第３代汽車用先進高強鋼，在相比第２代汽車用先進高強鋼含有更少合金元素的條件下，第３代汽車用先進高強鋼的性能可達到現有汽車行業所需的使用要求。
1.2鍍鋅高強度鋼
高強鋼在汽車輕量化進程中起著主導作用，為滿足汽車工業的使用需求，針對高強鋼開發出了不同系列的鍍層技術，如Ａｌ－Ｓｉ鍍層和Ｚｎ鍍層等。Ａｌ－Ｓｉ鍍層因其良好的耐蝕性和抗高溫氧化性被用作鋼板鍍層，但由于不具備陰極保護能力，容易在裂紋萌生處發生腐蝕加速開裂，導致工件的失效。由于Ａｌ－Ｓｉ鍍層有著明顯的缺陷，包括熱浸鍍鋅（Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ，ＧＩ）、合金化鋅鐵鍍層（Ｇａｌ－ｖａｎｎｅａｌｉｎｇ，ＧＡ）和電鍍鋅（Ｅｌｅｃｔｒｏｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ，ＥＧ）等形式的鋅基鍍層被廣泛采用。鋅基鍍層同樣能夠很好地避免鋼在熱加工過程中表面的氧化及脫碳，并且能夠提供較佳的陰極保護能力。若采用激光焊接技術，Ｚｎ由于低的熔點及沸點會在焊接時產生的高溫作用下揮發，對鋼件焊接后的性能不會造成影響。
２、 先進鍍鋅高強度鋼中液態金屬脆化現象
2.1液態金屬脆化
液態金屬脆化是指在液態金屬及應力的共同作用下，材料的塑性反常降低而導致脆斷的現象。材料中的液態金屬脆化早在第一次世界大戰時期研究人員在汞與黃銅接觸時發現，直到１００多年后的今天，液態金屬脆化現象在各種固／液金屬體系中均有報道，包括Ａｌ－Ｇａ、Ｎｉ－Ｂｉ、Ｃｕ－Ｂｉ、Ｃｕ－Ｈｇ、Ｆｅ－Ｐｂ、Ｆｅ－Ｚｎ等。在這些固／液金屬體系中，Ａｌ－Ｇａ、Ｎｉ－Ｂｉ、Ｃｕ－Ｂｉ體系研究得較早，故對這些體系的液態金屬脆化研究更加深入，認為液態金屬脆化發生的３個先決條件是ＬＭＥ敏感的固體金屬或合金、液態金屬浸潤及拉應力。此外，研究者還提出了一些液態金屬脆化機制的模型，主要分為基于脆性斷裂理論的裂紋擴展模型、基于塑性斷裂理論的裂紋擴展模型及晶界擴散模型。脆性斷裂裂紋擴展模型主要有Ｓｔｏｌｏｆｆ－Ｗｅｓｔｗｏｏｄ－Ｊｏｈｎｓｏｎ－Ｋａｍｄａｒ（ＳＷＪＫ）模型和Ｒｏｂｅｒｔｓｏｎ－Ｇｌｉｃｋｍａｎ模型，塑性斷裂裂紋擴展模型主要有Ｌｙｎｃｈ模型和Ｐｏｐｏｖｉｃｈ模型，晶界擴散模型主要有Ｋｒｉｓｈｔａｌ－Ｇｏｒｄｏｎ－Ａｎ模型和Ｋｌｉｎｇｅｒ－Ｒａｂｋｉｎ模型。這些液態金屬脆化機制模型都在某種金屬體系中提出了一些模型，但這些模型都未徹底揭示液態金屬脆化的本質。
進入２１世紀后，由于先進高強度鋼的應用，發現在某些體系、某些加工應用場合下鍍鋅先進高強鋼中也會產生嚴重的液態金屬脆化現象，且鍍鋅高強度鋼比低強度鋼更容易受到液態金屬脆化的影響，嚴重影響其使用性能，阻礙其推廣和應用。這種Ｆｅ－Ｚｎ體系中由液態金屬鋅浸潤鋼基體在應力的作用下導致的液態金屬脆化，引發了研究者對Ｆｅ－Ｚｎ體系中液態金屬脆化的廣泛研究。盡管液態金屬脆化在材料中被廣泛研究報道，但目前為止對于液態金屬脆化機制還沒有明確統一的解釋，研究者提出的多種多樣且相互矛盾的液態金屬脆化機制，難以圓滿解釋鍍鋅高強鋼中的ＬＭＥ產生過程。
2.2鍍鋅熱成形高強鋼的液態金屬脆化
在汽車工業用鋼中，普通的冷軋鋼板已經逐步被鍍鋅熱成型鋼板所取代，鍍鋅熱成形鋼以其優良的熱加工性能以及陰極腐蝕防護性能，在汽車車身中的應用比例越來越大。但為了保證鋼板完全奧氏體化，熱成形過程中的鋼板一般需要加熱高于Ａｃ３的溫度（通常９００～９５０℃）保溫一段時間。然而，熱成形過程中鍍鋅高強鋼板會發生液態金屬脆化使其抗拉強度和伸長率顯著下降，使其性能無法滿足車輛的使用要求。Ｆｒａｐｐｉｅｒ等人通過高溫拉伸實驗發現鍍鋅多相高強鋼的最大伸長率在大約７００～９５０℃之間顯著降低，如圖１所示。結合裂紋沿晶界擴展且Ｚｎ在裂紋尖端存在的實驗結果，認為在該溫度范圍內液態鋅對晶界的浸潤導致了鋼的脆化。Ｎａｋａｔａ等人研究發現加熱工藝、變形的速率和彎曲半徑對鍍鋅熱沖壓鋼裂紋的形成均有重要的影響，長時間的加熱并保溫以及降低熱沖壓時的變形速率可減小裂紋的長度，而增大彎曲半徑會導致裂紋長度的增加。
由于鋅基鍍層熱沖壓鋼在熱沖壓時液態金屬可能引起基板脆斷，目前鋅基鍍層熱沖壓零件的制造一般采用預冷成形９０％～９５％后再進行熱沖壓的間接熱沖壓工藝。這是由于零件幾乎全部的變形在冷沖壓工序完成，因此第２步熱沖壓時不會產生ＬＭＥ。此外，Ｌｅｅ等人研究了熱成形過程中液態鋅導致鋼板發生液態金屬脆化的機制，認為液態鋅對鋼基體晶界的浸潤導致了鋼板的脆化，并提出增加熱成形過程中鋼板的奧氏體化時間，能夠在鋼材表面充分形成一層Ｆｅ－Ｚｎ固溶體，可以一定程度上隔絕液態鋅與鋼基體的接觸，減少ＬＭＥ裂紋的產生。
2.3鍍鋅高強鋼電阻點焊過程中的液態金屬脆化
電阻點焊（ＲｅｓｉｓｔａｎｃｅＳｐｏｔＷｅｌｄｉｎｇ，ＲＳＷ）通過上下銅電極施加壓力固定待焊鋼板并短時間內通入大電流，依靠待焊鋼板間的接觸電阻產生大量焦耳熱熔化金屬并形成熔核使工件連接。電阻點焊憑借其能夠實現高度自動化、機械化作業，具備快速、高效、可靠的特點，廣泛應用于汽車生產組裝線中。
隨著鍍鋅高強度鋼板在焊接領域大規模的應用，電阻點焊過程中鍍鋅高強度鋼板也出現了ＬＭＥ現象。Ｋｉｍ等人對鍍鋅鋼板在電阻點焊接頭中的表面裂紋進行了評估，發現電阻點焊過程中的ＬＭＥ主要集中在焊點表面的中心和邊緣位置（圖２），這與焊點表面中心和邊緣區域承受一定的熱作用和應力作用有關。Ａｓｈｉｒｉ等人認為焊點邊緣區域的散熱差、變形程度大且經歷的溫度處于ＬＭＥ的溫度敏感區間等因素使其易產生ＬＭＥ。Ｍｉｌｉｔｉｔｓｋｙ等人研究了電阻點焊過程中影響鍍鋅高強鋼板ＬＭＥ裂紋產生的因素，發現焊接熱輸入過大、電極水冷效果差、電極位置異常、電極表面磨損及合金化等因素均會導致點焊ＬＭＥ裂紋的產生。Ｙａｎ等人認為電阻點焊表面存在的裂紋并不屬于ＬＭＥ，因該區域不滿足產生ＬＭＥ的應力值。而Ｍｕｒｕｇａｎ等人對電阻點焊過程中產生的裂紋進行了分類，卻認為焊點表面中心區域的裂紋同樣達到了產生ＬＭＥ的應力和溫度條件，因此應屬于ＬＭＥ。
目前，ＤＰ、ＴＲＩＰ、ＴＷＩＰ等典型的鍍鋅高強鋼電阻點焊過程中均出現了ＬＭＥ現象，這無疑會對汽車板在應用過程中的安全性造成非常大的負面影響。圖３對各種高強鋼的ＬＭＥ敏感性進行了分類，其中ＴＷＩＰ、ＴＲＩＰ和高強高延伸鋼（Ｄｕａｌ－ｐｈａｓｅＨｉｇｈ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙＳｔｅｅｌ，ＤＨ）均具有較高的ＬＭＥ敏感性。此外，圖３中部分高強鋼的ＬＭＥ現象尚未研究，而最新研究表明在鍍鋅ＱＰ鋼和復相鋼（ＣｏｍｐｌｅｘＰｈａｓｅＳｔｅｅｌ，ＣＰ）中也會產生ＬＭＥ現象。
３、 鍍鋅高強鋼中產生液態金屬脆化的影響因素
影響ＬＭＥ產生的因素可以分為內部因素和外部因素，內部因素主要有高強鋼的成分及晶界等；外部因素主要為高強鋼加工過程中的應力、應變及溫度等因素。根據目前的研究報道，各種因素對ＬＭＥ都有著一定的影響，但顯然存在一個或幾個主導的因素對ＬＭＥ的產生有著顯著的作用，通過分析鍍鋅高強鋼中ＬＭＥ產生的各種影響因素，提出最具可能的影響因素，能夠對ＬＭＥ產生的機制提供切實可行的研究方向。
3.1溫度
考慮到實際的點焊過程及熱成形過程中應力、應變及溫度場等相關因素的復雜性，目前對于鍍鋅高強鋼中產生ＬＭＥ的研究大多使用Ｇｌｅｅｂｌｅ熱模擬試驗機進行。Ｇｌｅｅｂｌｅ熱模擬試驗機可以有效地將應變、溫度、升溫速率等影響ＬＭＥ的因素進行單獨研究，更有利于分析產生ＬＭＥ的內在機制。Ｂｅａｌ等人利用Ｇｌｅｅｂｌｅ熱模擬試驗機研究了溫度與鍍鋅ＴＷＩＰ鋼ＬＭＥ敏感性的關聯性，發現ＬＭＥ產生的溫度范圍大致為７００～９００℃之間，并認為該范圍為ＬＭＥ“韌性低谷”，如圖４所示。
此外，ＬＭＥ的條件是產生液態Ｚｎ，那只要高于Ｚｎ的熔點就會存在液態Ｚｎ，理論上只要有液態Ｚｎ的存在就會有出現ＬＭＥ的可能。實驗與預期結果的差別說明尚存在其他的因素影響ＬＭＥ的產生。但Ｚｎ的熔點為４１９．５℃，沸點為９０７℃，高溫過程中鍍鋅層不可避免地會存在氧化和揮發的情況，研究者發現高溫條件下的鍍鋅層表面存在的ＺｎＯ會對鍍鋅層起到一定的保護作用，可一定程度上阻止Ｚｎ的大量揮發，但由于ＺｎＯ本身的致密性不如Ａｌ２Ｏ３，對鍍鋅層的保護作用有限。Ｋｏｎｄｒａｔｉｕｋ等人研究發現Ｚｎ－Ｎｉ鍍層在高溫過程中會形成比無Ｎｉ鍍層更連續的ＺｎＯ，但是氧化層的致密度仍舊不如Ａｌ２Ｏ３。因此，在高溫氧化過程中如果時間足夠長，鍍鋅層中的Ｚｎ會以全部轉化成氧化物或金屬間化合物的形式存在。值得一提的是，本課題組對無氣氛保護下的鍍鋅鋼板進行高溫拉伸實驗（電阻加熱方式）（圖５），發現在加熱過程中Ｚｎ會產生明顯的揮發和氧化，甚至出現鍍層的整體剝離現象。
3.2應變速率
應變速率對鍍鋅高強鋼中液態金屬脆化有著較大的影響。通常應變速率的提高會降低材料的韌－脆轉變溫度并導致其液態金屬脆化敏感性不斷上升。Ｂｅａｌ等［７２］通過熱拉伸實驗研究了應變速率對電鍍鋅ＴＷＩＰ鋼液態金屬脆化的影響，從低到高設置了１．３×１０－３、１．３×１０－２、１．３×１０－１和１．３ｓ－１四組應變速率，分別測定了材料的韌－脆轉變溫度范圍，結果如圖６所示。結果顯示，材料產生韌性下降的溫度區間隨應變速率的提高而變寬，即高應變速率下材料產生液態金屬脆化的溫度范圍更寬。由于Ｇｌｅｅｂｌｅ實驗一般都在非真空條件下進行，或者僅進行簡單的氣氛保護。相對于試樣表面的薄薄一層鍍鋅層而言，仍舊是可以產生氧化。而目前對不同應變速率的研究中，均未考慮到鍍層氧化可能帶來的影響。即在較低的應變速率之下，不存在ＬＭＥ現象的結果是來自于應變速率降低因素本身還是由于鍍層徹底氧化造成帶來的影響，尚且存疑。結合圖５的結果，較慢應變速率造成鋅層在仍舊存有氧化性氣氛的情況下發生氧化，從而鍍層失效造成無ＬＭＥ結果的可能性不能排除。
3.3電阻點焊參數
研究表明單純通過點焊工藝參數可一定程度上緩解ＬＭＥ現象。Ｋｉｍ等人在改進電阻點焊工藝后，使用短時低電流的脈沖＋長時單個焊接脈沖的方式獲得了無ＬＭＥ的點焊接頭。ＤｉＧｉｏｖａｎｎｉ等人研究了電極帽尺寸對點焊接頭ＬＭＥ的影響，發現使用柱狀電極帽后，電極帽在焊點表面的邊緣區域具有較低的溫度梯度分布和應力集中現象，有助于消除ＬＭＥ。Ａｓｈｉｒｉ等人在對ＴＷＩＰ鋼的ＬＭＥ研究中提出了雙脈沖法（長時脈沖后配合短時脈沖）抑制ＬＭＥ，開發出在明顯提高焊接電流區間的同時避免ＬＭＥ產生的焊接工藝。雖然調整電阻點焊工藝會在一定程度上抑制或消除ＬＭＥ現象，但抑制或消除電阻點焊接頭中的ＬＭＥ需要以不影響接頭的力學性能為前提，而電阻點焊工藝的調整必定會在一定程度上影響其力學性能。因此現有的可明顯改善ＬＭＥ的電阻點焊工藝并不能同時保證焊點的各項力學性能要求。
3.4Ｆｅ－Ｚｎ合金化
圖７為Ｆｅ－Ｚｎ合金的二元平衡相圖，Ｚｎ與Ｆｅ合金化反應會生成多種物相，按照形成溫度由低到高的順序依次為Ｚｎ固溶體相（ｗ（Ｆｅ）＜０．０３％，對應溫度４２０℃左右）、ξ相（ＦｅＺｎ１３，Ｆｅ質量分數為５％～６％，對應溫度５３０℃）、δ相（ＦｅＺｎ１０或ＦｅＺｎ７，Ｆｅ質量分數為７％～１２％，對應溫度６７２℃）、Γ１相（Ｆｅ５Ｚｎ２１或ＦｅＺｎ４，Ｆｅ質量分數為１７％～１９．５％，對應溫度５５０℃）、Γ相（Ｆｅ３Ｚｎ１０或ＦｅＺｎ３，Ｆｅ質量分數為２３．５％～２８．０％，對應溫度７８２℃）和α－Ｆｅ（Ｚｎ）相。Ｆｅ、Ｚｎ之間可形成的各種金屬間化合物中與文獻中報道的ＬＭＥ敏感溫度區間相近的為具有最高熔點的Γ相。鍍鋅層中的Γ相會在達到其轉化溫度時發生相分離，產生液態Ｚｎ（化學反應（１））。由于上述溫度區間中Ｆｅ和Ｚｎ主要發生包晶反應，即液相＋固相→固相。因此在受熱過程中，會發生固相→固相＋液相的反應，有液態Ｚｎ的析出。這意味著即便Ｚｎ鍍層發生全部、徹底的合金化，在重新受熱過程中仍舊會有液態Ｚｎ的存在。
為了研究非純Ｚｎ組元鍍層是否會產生ＬＭＥ現象，Ｆｅｎｇ等人研究了鍍鋅層中的Ｚｎ完全轉換成金屬間化合物后與ＬＭＥ的關系，結果顯示在非純Ｚｎ組元鍍層的情況下，高強鋼中仍舊會在一定條件下產生ＬＭＥ現象。Ｒａｚｍｐｏｏｓｈ等人的研究發現非純Ｚｎ組元鍍層在熱過程中產生了液態Ｚｎ，最終導致了ＬＭＥ的產生。這些結果充分說明鍍鋅高強鋼在熱變形過程中產生的液態Ｚｎ來自于金屬間化合物的分解，反映出ＬＭＥ現象與金屬間化合物之間有著密切的關聯性。此外，Ｊａｎｉｋ等人研究發現鍍鋅層中存在的α－Ｆｅ（Ｚｎ）由于較脆，易在應力條件下產生裂紋。若α－Ｆｅ（Ｚｎ）固溶體層中的裂紋正好與鋼基體中的晶界對應，則裂紋易沿鋼基體的晶界繼續擴展。若裂紋尖端對應鋼基體的晶粒主體部分，裂紋擴展則會受到阻礙，并不會繼續往鋼基體中進行擴展，而是形成Ｕ型裂紋。這一結果說明了ＬＭＥ與鋼基體的晶界也存在一定的關聯性。Ｒａｚｍｐｏｏｓｈ等人研究了鋼基體的晶界特性對ＬＭＥ的影響，發現晶界面取向對液態金屬的滲透路徑有顯著的影響。盡管在鋼基體的接觸界面處的微觀結構中存在低指數和高指數的晶界面，但液態金屬仍主要沿某些高指數晶界面滲透。因此，液態Ｚｎ的滲透路徑與晶面屬性之間的關聯性也是需要研究的內容。
3.5鋼的基體組織
在影響高強鋼的各種因素中，外界因素如溫度、應力、應變等均與熱成形或點焊過程相關，是從后處理環節來解決。但是要想根本上解決ＬＭＥ，鋼的組織和成分至關重要。就組織而言，利于產生應力集中的晶體結構一般對ＬＭＥ更敏感。一般而言體心立方（ｂｃｃ）結構比面心立方（ｆｃｃ）結構更敏感，可通過錯位堆積產生的應力與滑移行為的相關性來解釋。Ｇｅｕｎｓｕ等人對沖壓級（ＤｒａｗｉｎｇＱｕａｌｉｔｙ，ＤＱ）冷軋低碳鋼、ＤＰ和ＴＷＩＰ三種具有不同組織的高強度鋼的高溫拉伸實驗結果進行分析，發現基體組織對ＬＭＥ的產生影響較小。此外，Ｂｈａｔｔａｃｈａｒｙａ等人研究了同一化學成分鋼的基體組織與ＬＭＥ的關系，發現鍍鋅馬氏體鋼、ＱＰ鋼及ＴＢＦ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ－ｉｎｄｕｃｅｄ－ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙａｓｓｉｓｔｅｄＢａｉｎｉｔｉｃＦｅｒｒｉｔｅ）鋼的ＬＭＥ敏感性相當，而ＤＰ鋼的ＬＭＥ敏感性雖然較低，但仍舊無法完全避免，如圖８所示。這也說明組織并不是導致ＬＭＥ的主導因素。
3.6鋼的成分
鋼基體中元素對ＬＭＥ的形成起到關鍵性的作用，Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ和Ｓ作為鋼中的五大主要元素，直接影響著鋼的性能。Ｐ和Ｓ通常情況下為鋼中的有害元素，分別會導致鋼產生冷脆和熱脆現象，當然在一些特殊用鋼如易切削鋼中需要較多的Ｓ以保證其具有較好的易切削性能。Ｃ元素的調整直接影響鋼材的焊接性能。Ｍｎ元素存在偏聚現象，研究表明高錳含量的ＴＷＩＰ鋼產生了嚴重的ＬＭＥ現象，說明Ｍｎ對ＬＭＥ有著嚴重的影響。Ｍｉｙａｔａ等人研究鍍鋅高強鋼鍍鋅前退火過程發現增加Ｍｎ含量會加重鋼表層的內氧化層的形成，而Ｋａｌａｓｈａｍｉ等人研究認為厚的內氧化層會提高ＬＭＥ的敏感性，故Ｍｎ元素可能通過影響鍍鋅高強鋼表層的內氧化而影響ＬＭＥ的敏感性。
此外，一些學者從鍍鋅層中Ａｌ元素的調整角度進行ＬＭＥ的分析。Ｐｅｎｇ等人認為鍍鋅層在加入一定含量的Ａｌ后，可以在鋼基體和鋅鍍層之間預先生成一層連續的Ｆｅ２Ａｌ５型金屬間化合物層，隔離液態Ｚｎ和鋼基體。但是，Ｐｅｎｇ等人和Ｌｅｅ等人均通過實驗發現Ｆｅ２Ａｌ５型金屬間化合物會在應力條件下產生破裂，未能實現有效阻礙液態Ｚｎ往鋼中晶界的滲透，即鍍鋅層中的Ａｌ元素添加并不能實現有效緩解ＬＭＥ的目的。此外，眾多研究表明Ｓｉ對ＬＭＥ有著重要的影響，高的Ｓｉ含量會增加高強鋼的敏感性。Ｓｉ作為鋼中的合金元素其質量分數一般不低于０．４％，較高含量的Ｓｉ會降低鋼的韌性，此外，鋼中的Ｓｉ含量過高會使得鋼的電阻率增大、電阻溫度系數以及熱導率下降，降低鋼的焊接性能。合理地調整Ｓｉ元素在鋼中的含量可以在有效抑制滲碳體的同時提高鋼的強度。Ｋｏｂａｙａｓｈｉ等人研究了Ｓｉ元素對鍍鋅層中金屬間化合物的影響，發現Ｓｉ元素可以減緩δ１－ＦｅＺｎ７－１０和Γ－Ｆｅ３Ｚｎ１０的形成。Ｈｏｎｇ等人研究了Ｓｉ元素對鍍鋅ＴＷＩＰ鋼中ＬＭＥ的影響，發現過多的Ｓｉ會抑制α－Ｆｅ（Ｚｎ）相的產生，從而加劇ＬＭＥ現象。此外，Ｓｉ元素對基體晶界的影響也是導致ＬＭＥ產生的重要因素。Ｔｕｍｕｌｕｒｕ研究表明降低Ｓｉ元素使高強鋼基體中存在更多低能量的小角度晶界與重位點陣晶界，有利于緩解ＬＭＥ現象。上述研究均表明Ｓｉ元素提高了ＬＭＥ的敏感性，但Ｓｃｈｅｉｂｅｒ等人使用理論計算研究了合金元素對ＬＭＥ的影響，發現Ｓｉ有利于增加晶界結合力，降低ＬＭＥ敏感性。這表明對于Ｓｉ元素對ＬＭＥ的影響，研究者們存在２種截然相反的觀點，但不可否認的是Ｓｉ確實對ＬＭＥ有著重要的影響，值得進行深入研究。
４、 鍍鋅高強鋼中液態金屬脆化機制研究
眾多學者對鍍鋅鋼在熱成形或點焊過程中ＬＭＥ現象的產生原因及機制進行了研究，大多數研究表明鍍鋅高強鋼中的液態金屬脆化現象是溫度、應力和液態鋅三者共同作用導致的，但這只是鍍鋅高強鋼ＬＭＥ產生的必要外部條件，其具體的產生機制目前尚未得到明確的解釋。Ｌｅｅ等人對ＬＭＥ裂紋的產生及擴展研究時指出，在熱成形溫度高于７８２℃時，液態Ｚｎ浸潤鋼基體并沿奧氏體晶界滲入，使得晶界結合力降低、晶界脆化，在外力的作用下導致鋼板基體脆斷。同時基于實驗結果，將鍍鋅鋼板（鍍鋅層中含有質量分數為０．２％的Ａｌ）在熱成形過程中ＬＭＥ的形成機制大致分為４步（圖９所示）：（１）鍍鋅層熔化，鋼基體奧氏體化，鋅鍍層與基體之間的富鋁層破碎；（２）液態鋅浸潤鋼基體反應生成α－Ｆｅ（Ｚｎ）固溶體，同時液態鋅沿基體奧氏體晶界滲入并脆化晶界；（３）脆化的晶界在拉應力的作用下張開，裂紋萌生；（４）液態鋅滲入開裂的晶界并持續作用于開裂尖端使得裂紋沿晶界進行擴展，最終導致材料提前失效，表現為材料伸長率的異常降低。
Ｋａｎｇ等人研究鍍鋅的ＴＷＩＰ鋼（鍍鋅層中不含Ａｌ）中ＬＭＥ的產生機制，認為Ｚｎ在晶界擴散和液態Ｚｎ沿晶界滲透２種模型均可對ＬＭＥ現象進行合理解釋。同時認為吸附致結合力降低模型和晶界擴散模型均符合實驗現象。吸附致結合力降低模型認為脆性原子持續作用于裂紋尖端并降低其結合力使得裂紋得以擴展。晶界擴散模型認為在裂紋形成之前脆性原子就通過應力輔助擴散至晶界并阻礙位錯滑移使得晶界發生脆化，最終在外部應力作用下開裂。
綜上所述，研究者對ＬＭＥ現象提出的眾多觀點也反映出目前尚未對ＬＭＥ現象給出可以廣泛接受的理論或者產生機制。然而，揭示ＬＭＥ的形成規律及其對鋼基體產生的破壞機制對于抑制和消除ＬＭＥ現象極為迫切，也是第３代可產生ＬＭＥ問題的鍍鋅高強汽車用鋼得以廣泛推廣與應用的關鍵所在。
5、 總結與展望
（１）先進高強鋼在汽車輕量化方面有著巨大的應用前景，但鍍鋅高強鋼中的ＬＭＥ現象降低了其使用性能。在保證高強鋼性能的條件下，減輕甚至消除ＬＭＥ是目前面臨的一個巨大的挑戰。
（２）先進高強鋼中的ＬＭＥ產生具體機制尚不明晰，很多研究都是基于實驗現象和經驗假設進行的。對于熱成形和電阻點焊等過程中的ＬＭＥ產生機制，大部分研究只討論了應變速率和點焊參數（外部因素）對ＬＭＥ的影響，這些工藝參數的調整都無法顯著減輕ＬＭＥ。為解決實際工業生產中的ＬＭＥ問題，在保證高強鋼力學性能的前提下對高強鋼的成分、組織（內部因素）進行調控逐漸成為研究的重點。
（３）先進高強鋼中的一些主要成分如Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及Ａｌ等元素對ＬＭＥ有著顯著的影響，尤其是Ｓｉ和Ｍｎ會極大地增加高強鋼的ＬＭＥ敏感性。通過綜合考慮調配鋼中這些元素的含量和匹配，使高強鋼的組織和性能符合使用要求，且能夠明顯減輕甚至消除ＬＭＥ是未來需要重點關注的研究方向。
來源：《鋼鐵研究學報》
作者：丁凱，董武峰，王利，潘華，雷鳴，高玉來
