彭 利，周惦武，徐少華，彭 平，劉金水

(1. 湖南大學(xué) 汽車車身先進(jìn)設(shè)計(jì)制造國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙410082;2. 湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙410082)

鍍鋅鋼-6016鋁合金激光焊接組織性能與第一性原理計(jì)算

彭 利1，周惦武1，徐少華2，彭 平2，劉金水2

(1. 湖南大學(xué) 汽車車身先進(jìn)設(shè)計(jì)制造國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙410082;2. 湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙410082)

采用基于密度泛函理論的第一性原理方法，計(jì)算Fe8Al8及(Fe7X)Al8(X=Pb，Sn，Ti，Cu，Mn，Si，Zn)超胞模型的彈性模量與電子結(jié)構(gòu)，在分析合金化元素改善 FeAl金屬間化合物力學(xué)性質(zhì)的基礎(chǔ)上，選取降低脆性效果較好的Cu和最好的Pb，對(duì)1.2 mm厚DC56D+ZF鍍鋅鋼和1.15 mm厚6016鋁合金平板試件進(jìn)行加入中間夾層Cu和Pb的激光搭接焊試驗(yàn)。結(jié)果表明：FeAl金屬間化合物為脆性相，其電子結(jié)構(gòu)根源在于Fe的sd態(tài)與Al的 sp態(tài)存在電子軌道雜化，為明顯的共價(jià)鍵特征；FeAl合金化后，脆性降低，相應(yīng)脆性由低到高的順序?yàn)?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，激光搭接焊加入中間夾層 Pb，鋼側(cè)母材與焊縫界面區(qū)由母材側(cè)較大晶粒和焊縫的細(xì)小晶粒交錯(cuò)形成，熔池金屬與母材鋁之間沒(méi)有明顯的分界線，焊接接頭界面熔合良好；與未加夾層相比，加入中間夾層Cu和Pb后，焊接接頭力學(xué)性能提高，其中Pb的作用優(yōu)于Cu的，試樣斷口均具有韌性斷裂特征。

鍍鋅鋼；鋁合金；第一性原理計(jì)算；激光搭接焊；FeAl脆性金屬間化合物；力學(xué)性質(zhì)

激光焊是目前研究最為活躍的激光制造技術(shù)之一，為面對(duì)輕量化、結(jié)構(gòu)功能一體化、低成本及大型裝備制造對(duì)連接技術(shù)的新要求，其研究主要集中在鋁、鎂和鈦等輕質(zhì)合金的激光焊接、異種材料激光焊接、激光-電弧復(fù)合焊接等方面。對(duì)于汽車車身多材料結(jié)構(gòu)，要求兩種不同類型的材料(如鋼-鋁、鑄鐵-鋁、鋁-鎂等)進(jìn)行連接，其中鋼-鋁異種材料兩者之間的固溶度很低，物理和化學(xué)性能差異明顯，極易反應(yīng)生成FeAl脆性金屬間化合物[1-2]。由于傳統(tǒng)熔焊熱輸入量大，熱源難以準(zhǔn)確控制，而激光焊熱量集中，應(yīng)力、應(yīng)變小，因此，激光焊是鋼-鋁的理想焊接方法[3-5]，F(xiàn)eAl脆性金屬間化合物也成為影響激光焊接接頭性能的主要因素。

抑制或減少 FeAl脆性金屬間化合物產(chǎn)生最有效的方法是通過(guò)激光熔釬焊方法使鋼母材不熔化，依靠鋼熱傳導(dǎo)熔化鋁，但此種方法工藝上較難實(shí)現(xiàn)。為此，近年來(lái)國(guó)內(nèi)外很多學(xué)者采用加入合金元素釬料(如Cu、Sn、Ti、Mn、Si、Zn等)[6-10]的方式，期望通過(guò)替換FeAl脆性金屬間化合物中的元素，形成較高延性與塑性的金屬間化合物，以改善焊接接頭的力學(xué)性能。本文作者針對(duì) FeAl脆性金屬間化合物影響激光焊接接頭性能這一關(guān)鍵問(wèn)題，采用基于密度泛函理論的第一性原理方法，計(jì)算Fe8Al8及(Fe7X)Al8(X=Pb，Sn，Ti，Cu，Mn，Si，Zn)超胞模型的彈性模量與電子結(jié)構(gòu)，在分析合金化元素改善 FeAl力學(xué)性質(zhì)的基礎(chǔ)上，選取降低脆性效果較好的 Cu和最好的Pb，對(duì)1.2 mm厚DC56D+ZF鍍鋅鋼和1.15 mm厚6016鋁合金平板試件進(jìn)行加入中間夾層Cu和Pb的激光搭接焊試驗(yàn)，期望為激光焊接多材料車身結(jié)構(gòu)提供重要的理論指導(dǎo)和技術(shù)支持。

1 計(jì)算與實(shí)驗(yàn)方法

1.1 計(jì)算模型與方法

B2-FeAl的晶體結(jié)構(gòu)如圖1(a)所示(Fe原子占據(jù)8個(gè)頂角位置，Al原子占據(jù)體心位置)。其空間群為pm 3m。圖1(b)所示為FeAl的2×2×2超胞模型結(jié)構(gòu)(記為 Fe8Al8)。圖 1(c)所示為經(jīng) X(X=Pb，Sn，Ti，Cu，Mn，Si，Zn)合金化后 FeAl的超胞模型結(jié)構(gòu)(記為(Fe7X)Al8)，合金化時(shí)合金化原子置換的是超胞中心的Fe原子。

圖1 B2-FeAl、Fe8Al8和(Fe7X) Al8 (X= Pb, Sn, Ti, Cu, Mn, Si,Zn)的晶體結(jié)構(gòu)Fig.1 Crystal structure models of B2-FeAl (a), Fe8Al8 (b)and (Fe7X) Al8 (X= Pb, Sn, Ti, Cu, Mn, Si, Zn) (c)

彈性模量與電子結(jié)構(gòu)計(jì)算采用基于密度泛函理論Castep程序軟件包[11-12]，其總能量包括無(wú)相互作用的粒子動(dòng)能、一般的庫(kù)侖能和多體效應(yīng)的交換-關(guān)聯(lián)能3部分。交換關(guān)聯(lián)能采用廣義梯度近似(GGA)中的Perdew-Burke-Ernzerhof形式[13]，計(jì)算在最小化的快速傅立葉變換(FFT, Fast-tourier-transform)網(wǎng)格上進(jìn)行，采用對(duì)正則條件進(jìn)行馳豫的超軟贗勢(shì)[14]作為平面波基集，采用自洽迭代(SCF)方法進(jìn)行計(jì)算，SCF計(jì)算時(shí)，采用結(jié)合Broyden-Flecher-Goldfarb-Shanno(BFGS)共軛梯度方法的 Pulay密度混合方案[15]處理電子馳豫。本文作者對(duì)FeAl超胞模型進(jìn)行幾何優(yōu)化時(shí)，沒(méi)有改變超胞的晶格常數(shù)，只優(yōu)化了內(nèi)部原子的位置，而采用合金化置換超胞中心的 Fe原子時(shí)，直接取單點(diǎn)能進(jìn)行計(jì)算。幾何結(jié)構(gòu)優(yōu)化時(shí)，體系總能量的收斂值為2.0×10-5eV/nm, 每個(gè)原子上的力低于0.5 eV/nm，公差偏移小于2.0×10-4nm，應(yīng)力偏差小于0.1 GPa。進(jìn)行單點(diǎn)能計(jì)算時(shí)，動(dòng)能截?cái)帱c(diǎn)為300.0 eV。FFT網(wǎng)格為12×12×12。采用的K空間為0.04 nm-1；計(jì)算體系彈性常數(shù)時(shí)，交換關(guān)聯(lián)函數(shù)采用 GGA中的PW91[16]形式，采用Fine網(wǎng)格散點(diǎn)和smearing energy進(jìn)行能量快速收斂。

1.2 實(shí)驗(yàn)條件與方法

實(shí)驗(yàn)采用 DC025型板條式 CO2激光器及五軸聯(lián)動(dòng)激光加工設(shè)備，激光器最大輸出功率為2 500 W，連續(xù)輸出的激光模式為TEM00，輸出能量近似呈高斯分布。光束發(fā)散半角α＜0.15×10-3rad，拋物面反射聚焦鏡焦距為200 mm，焦斑直徑為0.4 mm。實(shí)驗(yàn)材料為100 mm×30 mm×1.2 mm的DC56D+ZF鍍鋅鋼和 100 mm×30 mm×1.15 mm的 6016鋁合金的板材。將鍍鋅鋼板、夾層(Cu或Pb)與6016鋁合金組合后用夾具夾緊，進(jìn)行激光搭接焊試驗(yàn)，激光搭接裝置如圖2所示。通過(guò)調(diào)整焊接工藝參數(shù)獲得最佳焊接成形，利用臥式金相顯微鏡、掃描電鏡、微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)等手段研究焊接接頭的金相組織、斷口形貌與接頭力學(xué)性能。

圖2 鋼-鋁搭接焊原理示意圖Fig.2 Schematic diagram of principle of steel-aluminum laser lap welding

2 結(jié)果與分析

2.1 彈性模量分析

表1所列為Fe8Al8和Fe7XAl8超胞彈性常數(shù)(C11，C12，C44)的計(jì)算結(jié)果。由表1可知，本研究中Fe8Al8超胞彈性常數(shù)的計(jì)算值與SIMMONS和WANG等[17]的實(shí)驗(yàn)值及FU和YOO[18]、VAILHé和FARKAS[19]、王月華等[20]、SHU等[21]、孔毅等[22]的理論計(jì)算結(jié)果比較接近，表明本研究所用計(jì)算模型與計(jì)算方法合理。在此基礎(chǔ)上，利用彈性常數(shù)通過(guò)如下公式[23]：

表1 (Fe7X) Al8的彈性常數(shù)的計(jì)算值和實(shí)驗(yàn)結(jié)果Table1 Calculated and experimental elastic constants of(Fe7X) Al8

計(jì)算 Fe8Al8及(Fe7X)Al8(X=Pb，Sn，Ti，Cu，Mn，Si，Zn)超胞模型的體模量(B)、剪切模量(G)、彈性模量(E)、C11-C12、剪切模量與體模量的比值(G/B)和泊松比(ν)等參量，結(jié)果如表2所列。

由于泊松比(ν)為用來(lái)評(píng)估材料晶體結(jié)構(gòu)抗剪的穩(wěn)定性參量，ν值越大，對(duì)應(yīng)材料結(jié)構(gòu)的塑性越好[24]。從表 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也是評(píng)估材料材料力學(xué)性質(zhì)的重要參量，即C11-C12和E值越小，材料的塑性越好[25]。從表2中的C11-C12值來(lái)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；而從 E值來(lái)看，(Fe7Cu)Al8的塑性最好，其次為(Fe7Mn)Al8、(Fe7Pb)Al8、(Fe7Si)Al8、(Fe7Ti)Al8和(Fe7Zn)Al8，而(Fe7Sn)Al8的塑性最差。對(duì)于鋼-鋁異種金屬材料激光焊接，由于容易生成FeAl脆性金屬間化合物，為了提高焊接接頭性能，采用合金化手段降低 FeAl金屬間化合物的脆性更引起關(guān)注，為此，本文作者重點(diǎn)分析Fe8Al8及(Fe7X)Al8(X=Pb，Sn，Ti，Cu，Mn，Si，Zn)的脆性行為。

通常，G/B可預(yù)測(cè)材料的脆性和延性等力學(xué)性能[26-27]，當(dāng)G/B＜0.5，材料呈延性，否則呈脆性。從表2可看出，F(xiàn)e8Al8的G/B值為0.703，大于0.5，表明FeAl金屬間化合物為脆性相，而經(jīng)X(X=Pb，Sn，Ti，Cu，Mn，Si，Zn)合金化后，F(xiàn)eAl超胞模型的 G/B值分別為 0.579、0.626、0.633、0.674、0.676、0.681和 0.695，雖然均大于 0.5，但與 Fe8Al8的比較，G/B值有所減小，表明合金化后 FeAl金屬間化合物的脆性有所降低，其脆性由低到高的順序?yàn)椋?Fe7Pb)Al8、(Fe7Sn)Al8、(Fe7Ti)Al8、(Fe7Cu)Al8、(Fe7Mn)Al8、(Fe7Si)Al8、(Fe7Zn)Al8和Fe8Al8。其中，經(jīng)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 電子結(jié)構(gòu)分析

圖3所示為X(X=Pb，Sn，Ti，Cu，Mn，Si，Zn)合金化前后 FeAl超胞模型的電子態(tài)密度圖。發(fā)現(xiàn)未合金化時(shí)，對(duì)于 FeAl(見(jiàn)圖 3(a))，對(duì)成鍵有貢獻(xiàn)電子的能量主要集中在-10～0 eV范圍內(nèi)，來(lái)源于Al(s)、Al(p)、Fe(s)和Fe(d)的價(jià)電子貢獻(xiàn)，其中，-10～-4 eV范圍的Al(s)、Al(p)與Fe(s)的價(jià)電子產(chǎn)生了軌道雜化，而在-4～0 eV范圍的Al(p)、Fe(s)和Fe(d)的價(jià)電子產(chǎn)生了軌道雜化。Fe的sd態(tài)與Al的sp態(tài)存在電子軌道雜化，表明 FeAl金屬間化合物的成鍵特征為明顯的共價(jià)鍵，這是其表現(xiàn)為脆性相的電子結(jié)構(gòu)根源。進(jìn)一步分析發(fā)現(xiàn)，經(jīng)合金化后 FeAl超胞模型的電子態(tài)密度發(fā)生了一定改變：對(duì)于Zn合金化(見(jiàn)圖3(b))，體系在-10～-4 eV范圍內(nèi)除了Al(s)、Al(p)與Fe(s)的價(jià)電子產(chǎn)生軌道雜化外，Zn(s)和Zn(d)參與了軌道雜化；對(duì)于Si合金化(見(jiàn)圖3(c))，體系在-10～-4 eV與-4～0 eV范圍內(nèi)，除了Fe的sd態(tài)與Al的sp態(tài)存在電子軌道雜化外，Si(p)參與了軌道雜化；對(duì)于Mn合金化(見(jiàn)圖3(d))，體系在-10～-4 eV范圍內(nèi)的軌道雜化與FeAl的一樣，而在-4～0 eV范圍內(nèi)，多了Mn(d)參與雜化；對(duì)于Cu合金化(見(jiàn)圖3(e))，體系在-4～0 eV范圍內(nèi)的軌道雜化與FeAl的一樣，在-4～-10 eV范圍內(nèi)，Cu(d)也參與雜化；對(duì)于Ti合金化(見(jiàn)圖3(f))，體系在-4～-10 eV范圍內(nèi)的軌道雜化與FeAl的一樣，在-4～0 eV范圍內(nèi)，Ti(d)也參與雜化；而對(duì)于Sn和Pb合金化(分別見(jiàn)圖3(g)和(h))，體系在-4～0 eV范圍內(nèi)的軌道雜化與FeAl的一樣，但在-4～-10 eV范圍內(nèi)，分別Sn(d)和Pb(p)也參與雜化。這表明，對(duì)FeAl進(jìn)行Zn、Si、Mn、Cu、Ti、Sn、Pb合金化后，與 FeAl相比較，體系共價(jià)鍵作用仍明顯，合金化前后 FeAl化合物仍表現(xiàn)脆性行為，較好解釋了2.1節(jié)彈性模量的分析結(jié)果。此外，2.1節(jié)的結(jié)果還表明，Pb合金化降低 FeAl化合物脆性的效果最好，由于僅根據(jù)電子態(tài)密度(見(jiàn)圖 3(f)~(h))較難從共價(jià)鍵作用方面闡述原因，為此本文作者進(jìn)一步探討了經(jīng)Zn、Si、Mn、Cu、Ti、Sn和Pb合金化前后FeAl化合物的離子鍵特征。

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

圖3 Fe8Al8 和(Fe7X)Al8 (X= Pb,Cu, Mn, Si, Sn, Ti, Zn)的態(tài)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所列為經(jīng) Zn、Si、Mn、Cu、Ti、Sn和 Pb合金化前后FeAl化合物Mulliken電子占據(jù)數(shù)的計(jì)算結(jié)果。分析發(fā)現(xiàn)，對(duì)于FeAl化合物，體系中Al和Fe原子之間的轉(zhuǎn)移電荷總數(shù)為1.28(0.16×8)；而經(jīng)Zn、Si、Mn、Cu、Ti、Sn和Pb合金化后，轉(zhuǎn)移電荷總數(shù)分別為 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合金化的轉(zhuǎn)移電荷總數(shù)最少(0.96)，這表明，對(duì)于FeAl化合物，Ti和Pb合金化體系存在的離子鍵作用最弱，而比較起來(lái)(見(jiàn)圖3(f)~(h))，Ti合金化體系在-4～0 eV范圍內(nèi)的 Fe(d)和Al(p)、Fe(s)電子軌道之間的雜化作用稍強(qiáng)，因此，Pb合金化導(dǎo)致FeAl化合物較弱的離子鍵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電子占據(jù)數(shù)Table3 Mulliken electronic populations of Fe8Al8 and(Fe7X)Al8 (X=Pb, Sn, Ti, Cu, Mn, Si, Zn)

圖4 Fe8Al8和(Fe7X)Al8 (X=Pb, Cu, Mn, Si, Sn, Ti, Zn)超胞(110)面的電子密度圖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)

圖 4 所示為經(jīng) 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)面的電子密度圖。由圖4可以看出，合金化前Fe8Al8超胞的(110)面上Fe和Al原子周圍電子排布基本呈方形(見(jiàn)圖4(a))，表明其周圍電子成鍵方向性強(qiáng)，F(xiàn)eAl具有脆性，而對(duì) FeAl進(jìn)行 Pb、Sn、Ti、Cu、Mn、Si和 Zn合金化后，合金化原子周圍的電子排布發(fā)生了一定改變，接近球形(見(jiàn)圖4(b)~(g))，表明合金化原子的加入影響Fe和Al原子周圍的電子排布，F(xiàn)e和Al原子成鍵方向性減弱，其中，Pb的加入使Fe和Al原子成鍵方向性減弱最明顯(見(jiàn)圖 4(h))，因此，Pb降低 FeAl金屬間化合物脆性的效果最好。

2.3 組織與性能分析

圖5所示為鍍鋅鋼-6016鋁合金加入降低脆性效果最好的中間夾層 Pb后激光搭接焊焊縫界面處結(jié)合情況的金相組織。由圖5可知，鋼側(cè)母材與焊縫界面區(qū)由母材側(cè)較大晶粒和焊縫處細(xì)小晶粒交錯(cuò)形成，如圖 5(a)所示。而熔池金屬與母材鋁之間沒(méi)有明顯的分界線，如圖5(d)所示。這表明加入Pb后，鋼-鋁激光焊接接頭的界面熔合良好。

圖6所示分別為不加夾層、加入Cu和Pb夾層試樣的斷口形貌?？芍瑘D 6(a)中試樣斷口呈明顯的脆性特征，微觀形貌為準(zhǔn)解理斷裂，并呈疲勞條紋特征；加入Cu后，試樣斷口脆性特征不明顯(見(jiàn)圖6(b))；而加入Pb后，試樣斷口出現(xiàn)了一些拋物線形的韌窩(見(jiàn)圖6(c))。

圖7所示為焊接接頭力學(xué)性能的測(cè)試結(jié)果。可以看出：當(dāng)鋼-鋁不加中間夾層時(shí)，平均抗拉強(qiáng)度約為39.34 MPa，伸長(zhǎng)率約為0.97%；添加Cu或Pb夾層后，平均抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均增加，其中，添加 Pb夾層后平均抗拉強(qiáng)度約為68.51 MPa，比沒(méi)有添加夾層的接頭平均抗拉強(qiáng)度提高了75%，此外，伸長(zhǎng)率也增加明顯，這表明加入Cu或Pb能有效降低FeAl金屬間化合物的脆性，增加其延性，因而力學(xué)性能得到相應(yīng)改善。

圖5 焊縫組織金相圖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

圖6 不同拉伸試樣的斷口形貌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 結(jié)論

圖7 鋼-鉛-鋁、鋼-銅-鋁和鋼-鋁焊接接頭的抗拉強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率Fig. 7 Tensile strengths and elongations of steel-leadaluminum, steel-copper-aluminum and steel-aluminum joint

1) FeAl金屬間化合物為脆性相的電子結(jié)構(gòu)根源在于Fe的sd態(tài)與Al的sp態(tài)存在電子軌道雜化，呈明顯的共價(jià)鍵特征。

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

3) 鍍鋅鋼-6016鋁合金激光搭接焊加入中間夾層Pb后，鋼側(cè)母材與焊縫界面區(qū)由母材側(cè)較大晶粒和焊縫處細(xì)小晶粒交錯(cuò)形成，熔池金屬與母材鋁之間沒(méi)有明顯的分界線，焊接接頭界面熔合良好。

4) 與未加夾層相比，加入中間夾層Cu和Pb后，焊接接頭力學(xué)性能提高，其中Pb加入優(yōu)于Cu，試樣斷口均具有韌性斷裂特征。

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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

國(guó)家高技術(shù)研究發(fā)展計(jì)劃重點(diǎn)項(xiàng)目(2007AA042006)；國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51071065)；湖南大學(xué)汽車車身先進(jìn)設(shè)計(jì)制造國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室自主課題(71075003)

2010-12-30；

2011-06-20

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

(編輯 陳衛(wèi)萍)