彭 利，周惦武，徐少华，彭 平，刘金水

(1. 湖南大学 汽车车身先进设计制造国家重点实验室，长沙410082;2. 湖南大学 材料科学与工程学院，长沙410082)

镀锌钢-6016铝合金激光焊接组织性能与第一性原理计算

彭 利1，周惦武1，徐少华2，彭 平2，刘金水2

(1. 湖南大学 汽车车身先进设计制造国家重点实验室，长沙410082;2. 湖南大学 材料科学与工程学院，长沙410082)

采用基于密度泛函理论的第一性原理方法，计算Fe8Al8及(Fe7X)Al8(X=Pb，Sn，Ti，Cu，Mn，Si，Zn)超胞模型的弹性模量与电子结构，在分析合金化元素改善 FeAl金属间化合物力学性质的基础上，选取降低脆性效果较好的Cu和最好的Pb，对1.2 mm厚DC56D+ZF镀锌钢和1.15 mm厚6016铝合金平板试件进行加入中间夹层Cu和Pb的激光搭接焊试验。结果表明：FeAl金属间化合物为脆性相，其电子结构根源在于Fe的sd态与Al的 sp态存在电子轨道杂化，为明显的共价键特征；FeAl合金化后，脆性降低，相应脆性由低到高的顺序为(Fe7Pb)Al8、(Fe7Sn)Al8、(Fe7Ti)Al8、(Fe7Cu)Al8、(Fe7Mn)Al8、(Fe7Si)Al8、(Fe7Zn)Al8、Fe8Al8，Pb 合金化降低脆性效果最好，激光搭接焊加入中间夹层 Pb，钢侧母材与焊缝界面区由母材侧较大晶粒和焊缝的细小晶粒交错形成，熔池金属与母材铝之间没有明显的分界线，焊接接头界面熔合良好；与未加夹层相比，加入中间夹层Cu和Pb后，焊接接头力学性能提高，其中Pb的作用优于Cu的，试样断口均具有韧性断裂特征。

镀锌钢；铝合金；第一性原理计算；激光搭接焊；FeAl脆性金属间化合物；力学性质

激光焊是目前研究最为活跃的激光制造技术之一，为面对轻量化、结构功能一体化、低成本及大型装备制造对连接技术的新要求，其研究主要集中在铝、镁和钛等轻质合金的激光焊接、异种材料激光焊接、激光-电弧复合焊接等方面。对于汽车车身多材料结构，要求两种不同类型的材料(如钢-铝、铸铁-铝、铝-镁等)进行连接，其中钢-铝异种材料两者之间的固溶度很低，物理和化学性能差异明显，极易反应生成FeAl脆性金属间化合物[1-2]。由于传统熔焊热输入量大，热源难以准确控制，而激光焊热量集中，应力、应变小，因此，激光焊是钢-铝的理想焊接方法[3-5]，FeAl脆性金属间化合物也成为影响激光焊接接头性能的主要因素。

抑制或减少 FeAl脆性金属间化合物产生最有效的方法是通过激光熔钎焊方法使钢母材不熔化，依靠钢热传导熔化铝，但此种方法工艺上较难实现。为此，近年来国内外很多学者采用加入合金元素钎料(如Cu、Sn、Ti、Mn、Si、Zn等)[6-10]的方式，期望通过替换FeAl脆性金属间化合物中的元素，形成较高延性与塑性的金属间化合物，以改善焊接接头的力学性能。本文作者针对 FeAl脆性金属间化合物影响激光焊接接头性能这一关键问题，采用基于密度泛函理论的第一性原理方法，计算Fe8Al8及(Fe7X)Al8(X=Pb，Sn，Ti，Cu，Mn，Si，Zn)超胞模型的弹性模量与电子结构，在分析合金化元素改善 FeAl力学性质的基础上，选取降低脆性效果较好的 Cu和最好的Pb，对1.2 mm厚DC56D+ZF镀锌钢和1.15 mm厚6016铝合金平板试件进行加入中间夹层Cu和Pb的激光搭接焊试验，期望为激光焊接多材料车身结构提供重要的理论指导和技术支持。

1 计算与实验方法

1.1 计算模型与方法

B2-FeAl的晶体结构如图1(a)所示(Fe原子占据8个顶角位置，Al原子占据体心位置)。其空间群为pm 3m。图1(b)所示为FeAl的2×2×2超胞模型结构(记为 Fe8Al8)。图 1(c)所示为经 X(X=Pb，Sn，Ti，Cu，Mn，Si，Zn)合金化后 FeAl的超胞模型结构(记为(Fe7X)Al8)，合金化时合金化原子置换的是超胞中心的Fe原子。

图1 B2-FeAl、Fe8Al8和(Fe7X) Al8 (X= Pb, Sn, Ti, Cu, Mn, Si,Zn)的晶体结构Fig.1 Crystal structure models of B2-FeAl (a), Fe8Al8 (b)and (Fe7X) Al8 (X= Pb, Sn, Ti, Cu, Mn, Si, Zn) (c)

弹性模量与电子结构计算采用基于密度泛函理论Castep程序软件包[11-12]，其总能量包括无相互作用的粒子动能、一般的库仑能和多体效应的交换-关联能3部分。交换关联能采用广义梯度近似(GGA)中的Perdew-Burke-Ernzerhof形式[13]，计算在最小化的快速傅立叶变换(FFT, Fast-tourier-transform)网格上进行，采用对正则条件进行驰豫的超软赝势[14]作为平面波基集，采用自洽迭代(SCF)方法进行计算，SCF计算时，采用结合Broyden-Flecher-Goldfarb-Shanno(BFGS)共轭梯度方法的 Pulay密度混合方案[15]处理电子驰豫。本文作者对FeAl超胞模型进行几何优化时，没有改变超胞的晶格常数，只优化了内部原子的位置，而采用合金化置换超胞中心的 Fe原子时，直接取单点能进行计算。几何结构优化时，体系总能量的收敛值为2.0×10-5eV/nm, 每个原子上的力低于0.5 eV/nm，公差偏移小于2.0×10-4nm，应力偏差小于0.1 GPa。进行单点能计算时，动能截断点为300.0 eV。FFT网格为12×12×12。采用的K空间为0.04 nm-1；计算体系弹性常数时，交换关联函数采用 GGA中的PW91[16]形式，采用Fine网格散点和smearing energy进行能量快速收敛。

1.2 实验条件与方法

实验采用 DC025型板条式 CO2激光器及五轴联动激光加工设备，激光器最大输出功率为2 500 W，连续输出的激光模式为TEM00，输出能量近似呈高斯分布。光束发散半角α＜0.15×10-3rad，抛物面反射聚焦镜焦距为200 mm，焦斑直径为0.4 mm。实验材料为100 mm×30 mm×1.2 mm的DC56D+ZF镀锌钢和 100 mm×30 mm×1.15 mm的 6016铝合金的板材。将镀锌钢板、夹层(Cu或Pb)与6016铝合金组合后用夹具夹紧，进行激光搭接焊试验，激光搭接装置如图2所示。通过调整焊接工艺参数获得最佳焊接成形，利用卧式金相显微镜、扫描电镜、微机控制电子万能试验机等手段研究焊接接头的金相组织、断口形貌与接头力学性能。

图2 钢-铝搭接焊原理示意图Fig.2 Schematic diagram of principle of steel-aluminum laser lap welding

2 结果与分析

2.1 弹性模量分析

表1所列为Fe8Al8和Fe7XAl8超胞弹性常数(C11，C12，C44)的计算结果。由表1可知，本研究中Fe8Al8超胞弹性常数的计算值与SIMMONS和WANG等[17]的实验值及FU和YOO[18]、VAILHÉ和FARKAS[19]、王月华等[20]、SHU等[21]、孔毅等[22]的理论计算结果比较接近，表明本研究所用计算模型与计算方法合理。在此基础上，利用弹性常数通过如下公式[23]：

表1 (Fe7X) Al8的弹性常数的计算值和实验结果Table1 Calculated and experimental elastic constants of(Fe7X) Al8

计算 Fe8Al8及(Fe7X)Al8(X=Pb，Sn，Ti，Cu，Mn，Si，Zn)超胞模型的体模量(B)、剪切模量(G)、弹性模量(E)、C11-C12、剪切模量与体模量的比值(G/B)和泊松比(ν)等参量，结果如表2所列。

由于泊松比(ν)为用来评估材料晶体结构抗剪的稳定性参量，ν值越大，对应材料结构的塑性越好[24]。从表 2可看出，(Fe7Pb)Al8的塑性最好，其次是(Fe7Sn)Al8、(Fe7Ti)Al8、(Fe7Mn)Al8、(Fe7Cu)Al8、(Fe7Si)Al8，而(Fe7Zn)Al8的塑性最差。除了泊松比(ν)外，C11-C12和E也是评估材料材料力学性质的重要参量，即C11-C12和E值越小，材料的塑性越好[25]。从表2中的C11-C12值来看，(Fe7Cu)Al8的塑性最好，其次是(Fe7Mn)Al8、(Fe7Pb)Al8、(Fe7Si)Al8、(Fe7Ti)Al8、(Fe7Sn)Al8，而(Fe7Zn)Al8的塑性最差；而从 E值来看，(Fe7Cu)Al8的塑性最好，其次为(Fe7Mn)Al8、(Fe7Pb)Al8、(Fe7Si)Al8、(Fe7Ti)Al8和(Fe7Zn)Al8，而(Fe7Sn)Al8的塑性最差。对于钢-铝异种金属材料激光焊接，由于容易生成FeAl脆性金属间化合物，为了提高焊接接头性能，采用合金化手段降低 FeAl金属间化合物的脆性更引起关注，为此，本文作者重点分析Fe8Al8及(Fe7X)Al8(X=Pb，Sn，Ti，Cu，Mn，Si，Zn)的脆性行为。

通常，G/B可预测材料的脆性和延性等力学性能[26-27]，当G/B＜0.5，材料呈延性，否则呈脆性。从表2可看出，Fe8Al8的G/B值为0.703，大于0.5，表明FeAl金属间化合物为脆性相，而经X(X=Pb，Sn，Ti，Cu，Mn，Si，Zn)合金化后，FeAl超胞模型的 G/B值分别为 0.579、0.626、0.633、0.674、0.676、0.681和 0.695，虽然均大于 0.5，但与 Fe8Al8的比较，G/B值有所减小，表明合金化后 FeAl金属间化合物的脆性有所降低，其脆性由低到高的顺序为：(Fe7Pb)Al8、(Fe7Sn)Al8、(Fe7Ti)Al8、(Fe7Cu)Al8、(Fe7Mn)Al8、(Fe7Si)Al8、(Fe7Zn)Al8和Fe8Al8。其中，经Pb合金化后所得的(Fe7Pb)Al8的G/B值最小(0.579)，表明Pb改善FeAl脆性的效果最好。

2.2 电子结构分析

图3所示为X(X=Pb，Sn，Ti，Cu，Mn，Si，Zn)合金化前后 FeAl超胞模型的电子态密度图。发现未合金化时，对于 FeAl(见图 3(a))，对成键有贡献电子的能量主要集中在-10～0 eV范围内，来源于Al(s)、Al(p)、Fe(s)和Fe(d)的价电子贡献，其中，-10～-4 eV范围的Al(s)、Al(p)与Fe(s)的价电子产生了轨道杂化，而在-4～0 eV范围的Al(p)、Fe(s)和Fe(d)的价电子产生了轨道杂化。Fe的sd态与Al的sp态存在电子轨道杂化，表明 FeAl金属间化合物的成键特征为明显的共价键，这是其表现为脆性相的电子结构根源。进一步分析发现，经合金化后 FeAl超胞模型的电子态密度发生了一定改变：对于Zn合金化(见图3(b))，体系在-10～-4 eV范围内除了Al(s)、Al(p)与Fe(s)的价电子产生轨道杂化外，Zn(s)和Zn(d)参与了轨道杂化；对于Si合金化(见图3(c))，体系在-10～-4 eV与-4～0 eV范围内，除了Fe的sd态与Al的sp态存在电子轨道杂化外，Si(p)参与了轨道杂化；对于Mn合金化(见图3(d))，体系在-10～-4 eV范围内的轨道杂化与FeAl的一样，而在-4～0 eV范围内，多了Mn(d)参与杂化；对于Cu合金化(见图3(e))，体系在-4～0 eV范围内的轨道杂化与FeAl的一样，在-4～-10 eV范围内，Cu(d)也参与杂化；对于Ti合金化(见图3(f))，体系在-4～-10 eV范围内的轨道杂化与FeAl的一样，在-4～0 eV范围内，Ti(d)也参与杂化；而对于Sn和Pb合金化(分别见图3(g)和(h))，体系在-4～0 eV范围内的轨道杂化与FeAl的一样，但在-4～-10 eV范围内，分别Sn(d)和Pb(p)也参与杂化。这表明，对FeAl进行Zn、Si、Mn、Cu、Ti、Sn、Pb合金化后，与 FeAl相比较，体系共价键作用仍明显，合金化前后 FeAl化合物仍表现脆性行为，较好解释了2.1节弹性模量的分析结果。此外，2.1节的结果还表明，Pb合金化降低 FeAl化合物脆性的效果最好，由于仅根据电子态密度(见图 3(f)~(h))较难从共价键作用方面阐述原因，为此本文作者进一步探讨了经Zn、Si、Mn、Cu、Ti、Sn和Pb合金化前后FeAl化合物的离子键特征。

表2 Fe8Al8和(Fe7X)Al8的模量Table2 Moduli of Fe8Al8 and (Fe7X)Al8 phases

图3 Fe8Al8 和(Fe7X)Al8 (X= Pb,Cu, Mn, Si, Sn, Ti, Zn)的态密度Fig.3 Density of states of Fe8Al8(a), (Fe7Zn)Al8 (b), (Fe7Si)Al8 (c),(Fe7Mn)Al8 (d), (Fe7Cu)Al8 (e),(Fe7Ti)Al8 (f), (Fe7Sn)Al8 (g) and(Fe7Pb)Al8 (h)

表 3所列为经 Zn、Si、Mn、Cu、Ti、Sn和 Pb合金化前后FeAl化合物Mulliken电子占据数的计算结果。分析发现，对于FeAl化合物，体系中Al和Fe原子之间的转移电荷总数为1.28(0.16×8)；而经Zn、Si、Mn、Cu、Ti、Sn和Pb合金化后，转移电荷总数分别为 1.04(0.13×8)、1.44(0.18×8)、1.12(0.14×8)、1.68(0.21×8)、0.96(0.12×8)、1.04(0.13×8)和 0.96(0.12×8)，其中，Ti和 Pb合金化的转移电荷总数最少(0.96)，这表明，对于FeAl化合物，Ti和Pb合金化体系存在的离子键作用最弱，而比较起来(见图3(f)~(h))，Ti合金化体系在-4～0 eV范围内的 Fe(d)和Al(p)、Fe(s)电子轨道之间的杂化作用稍强，因此，Pb合金化导致FeAl化合物较弱的离子键作用是其降低脆性效果最好的主要原因。

表3 Fe8Al8和(Fe7X) Al8(X=Pb, Sn, Ti, Cu, Mn, Si, Zn)的Mulliken电子占据数Table3 Mulliken electronic populations of Fe8Al8 and(Fe7X)Al8 (X=Pb, Sn, Ti, Cu, Mn, Si, Zn)

图4 Fe8Al8和(Fe7X)Al8 (X=Pb, Cu, Mn, Si, Sn, Ti, Zn)超胞(110)面的电子密度图Fig.4 Contour plots of valence electron densities of (110) plane in Fe8Al8 (a), (Fe7Zn)Al8 (b), (Fe7Si)Al8 (c), (Fe7Mn)Al8 (d),(Fe7Cu)Al8 (e), (Fe7Ti)Al8 (f), (Fe7Sn)Al8 (g) and (Fe7Pb)Al8 (h)

图 4 所示为经 X(X=Pb、Sn、Ti、Cu、Mn、Si、Zn)合金化前后FeAl超胞模型原子最密排(110)面的电子密度图。由图4可以看出，合金化前Fe8Al8超胞的(110)面上Fe和Al原子周围电子排布基本呈方形(见图4(a))，表明其周围电子成键方向性强，FeAl具有脆性，而对 FeAl进行 Pb、Sn、Ti、Cu、Mn、Si和 Zn合金化后，合金化原子周围的电子排布发生了一定改变，接近球形(见图4(b)~(g))，表明合金化原子的加入影响Fe和Al原子周围的电子排布，Fe和Al原子成键方向性减弱，其中，Pb的加入使Fe和Al原子成键方向性减弱最明显(见图 4(h))，因此，Pb降低 FeAl金属间化合物脆性的效果最好。

2.3 组织与性能分析

图5所示为镀锌钢-6016铝合金加入降低脆性效果最好的中间夹层 Pb后激光搭接焊焊缝界面处结合情况的金相组织。由图5可知，钢侧母材与焊缝界面区由母材侧较大晶粒和焊缝处细小晶粒交错形成，如图 5(a)所示。而熔池金属与母材铝之间没有明显的分界线，如图5(d)所示。这表明加入Pb后，钢-铝激光焊接接头的界面熔合良好。

图6所示分别为不加夹层、加入Cu和Pb夹层试样的断口形貌。可知，图 6(a)中试样断口呈明显的脆性特征，微观形貌为准解理断裂，并呈疲劳条纹特征；加入Cu后，试样断口脆性特征不明显(见图6(b))；而加入Pb后，试样断口出现了一些抛物线形的韧窝(见图6(c))。

图7所示为焊接接头力学性能的测试结果。可以看出：当钢-铝不加中间夹层时，平均抗拉强度约为39.34 MPa，伸长率约为0.97%；添加Cu或Pb夹层后，平均抗拉强度和伸长率均增加，其中，添加 Pb夹层后平均抗拉强度约为68.51 MPa，比没有添加夹层的接头平均抗拉强度提高了75%，此外，伸长率也增加明显，这表明加入Cu或Pb能有效降低FeAl金属间化合物的脆性，增加其延性，因而力学性能得到相应改善。

图5 焊缝组织金相图Fig. 5 Micrographs of welded seam: (a) Full extent of molten pool; (b) Interfacial layer of zone A; (c) Microstructure of zone B;(d) Micro-forming surface of joint

图6 不同拉伸试样的断口形貌Fig. 6 Fracture morpohologies of tensile samples:(a) Fracture morpohology of steel-aluminum sample; (b)Fracture morpohology of steel-copper-aluminum sample; (c)Fracture morpohology of steel-lead-aluminum sample

3 结论

图7 钢-铅-铝、钢-铜-铝和钢-铝焊接接头的抗拉强度与伸长率Fig. 7 Tensile strengths and elongations of steel-leadaluminum, steel-copper-aluminum and steel-aluminum joint

1) FeAl金属间化合物为脆性相的电子结构根源在于Fe的sd态与Al的sp态存在电子轨道杂化，呈明显的共价键特征。

2) FeAl合金化后脆性降低，脆性由低到高的顺序为(Fe7Pb)Al8、(Fe7Sn)Al8、(Fe7Ti)Al8、(Fe7Cu)Al8、(Fe7Mn)Al8、(Fe7Si)Al8、(Fe7Zn)Al8和 Fe8Al8。

3) 镀锌钢-6016铝合金激光搭接焊加入中间夹层Pb后，钢侧母材与焊缝界面区由母材侧较大晶粒和焊缝处细小晶粒交错形成，熔池金属与母材铝之间没有明显的分界线，焊接接头界面熔合良好。

4) 与未加夹层相比，加入中间夹层Cu和Pb后，焊接接头力学性能提高，其中Pb加入优于Cu，试样断口均具有韧性断裂特征。

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Laser lap welding structural properties and first-principle computation of zinc-coated steel and 6016 aluminum alloy

PENG Li1, ZHOU Dian-wu1, XU Shao-hua2, PENG Ping2, LIU Jin-shui2
(1. State Key Laboratory of Advanced Design and Manufacturing for Vehicle Body, Hunan University,Changsha 410082, China;2. School of Materials Science and Engineering, Hunan University, Changsha 410082, China)

The elastic moduli and electronic structure were calculated by the first-principle method based on the density functional theory for Fe8Al8and (Fe7X)Al8(X=Pb, Sn, Ti, Cu, Mn, Si, Zn) supercell model. Analysis on improving the mechanical properties of FeAl intermetallic compounds was done, Cu and Pb were considered as better elements to reduce the brittleness of FeAl intermetallic compound. The laser lap welding experiments with the Cu or Pb metal sandwich addition were carried out with the DC56D+ZF galvanized steel of 1.2 mm-thick and the 6016 aluminum alloy of 1.15 mm-thick. The results show that the FeAl compound is the brittle phase which attributes to the electron orbit hybridization between the states of Fe-sd and Al-sp with obvious covalent bond characteristics. The brittleness of FeAl compound is reduced with the addition of alloying elements, and the brittleness order from low to high is as follows:(Fe7Pb)Al8, (Fe7Sn)Al8, (Fe7Ti)Al8, (Fe7Cu)Al8, (Fe7Mn)Al8, (Fe7Si)Al8, (Fe7Zn)Al8and Fe8Al8. The laser lap welding experiment with the Pb metal sandwich addition shows the weld joint contact surface with better fusion based on the fact that the metal of steel side and welded joint frontal zone is made of big crystal grain of metal and tiny crystal grain of welded joint, and the boundary between the pool and metal of aluminum is not obvious. The mechanical properties of the welded joints are improved with the Cu or Pb metal sandwich addition, and the specimen fracture characteristic is ductile.

zinc-coated steel; aluminium alloy; first-principle computation; laser lap welding; FeAl brittle intermetallic compound; mechanical properties

TG113

A

1004-0609(2012)1-0230-09

国家高技术研究发展计划重点项目(2007AA042006)；国家自然科学基金资助项目(51071065)；湖南大学汽车车身先进设计制造国家重点实验室自主课题(71075003)

2010-12-30；

2011-06-20

周惦武，教授，博士；电话：13017297124; E-mail: ZDWe_mail@yahoo.com.cn

(编辑 陈卫萍)