Ti45Nb鉚釘脈沖電流輔助壓鉚成形性能分析

齊振超 肖葉鑫 王星星 陳文亮

1.南京航空航天大學(xué)機(jī)電學(xué)院，南京，2100162.中國航發(fā)湖南動力機(jī)械研究所，株洲，412002

0 引言

碳纖維增強(qiáng)復(fù)合材料(carbon fiber reinforced polymer，CFRP)具有高比強(qiáng)度、高比剛度特點(diǎn)，在航空、航天領(lǐng)域中得到了廣泛應(yīng)用。飛機(jī)復(fù)合材料結(jié)構(gòu)連接中常選用高電位的鈦合金材質(zhì)緊固件以減少裝配組件間的電位腐蝕[1]，但鈦合金鉚釘在鉚接過程中存在變形抗力大、變形不均勻的問題，因此工程上多使用較易成形但價(jià)格相對昂貴的抽芯鉚釘。同尺寸級的普通鉚釘相比空心的抽芯鉚釘在連接質(zhì)量上有著明顯優(yōu)勢，但普通鉚釘受限于壓鉚設(shè)備的尺寸大小和施工開敞性，大直徑普通鉚釘難以壓鉚，而電熱效應(yīng)為拓寬普通鉚釘適用范圍提供了一種可能。目前，利用電熱效應(yīng)推動金屬變形的技術(shù)在金屬材料的彎曲[2]、軋制[3]、旋壓[4]等成形工藝中都有成功的應(yīng)用。在傳統(tǒng)鉚接工藝中引入電流處理工藝，能夠改善高強(qiáng)高硬的鈦合金鉚釘壓鉚成形性能，也已被證實(shí)在自沖鉚過程中確實(shí)可以減小先進(jìn)高強(qiáng)度鋼的塑性變形阻力[5]，但該工藝的成熟應(yīng)用與接頭連接質(zhì)量的保證還有待諸多方面的檢驗(yàn)。

在電流輔助鉚接工藝中，金屬緊固件鉚接會經(jīng)受大幅值的電流作用，材料內(nèi)部有劇烈的焦耳熱響應(yīng)并存在大量微觀電子交互行為，在極速溫升和鉚接成形后，歷經(jīng)空冷，最終形成緊固接頭。區(qū)別于傳統(tǒng)鉚接，該新鉚接工藝中額外增加了電、熱物理場作用，國內(nèi)外已有大量學(xué)者發(fā)現(xiàn)電、熱對金屬材料特性有顯著影響。

姜天豪[6]在金屬材料電流輔助薄板成形工藝中探索了電激勵(lì)下不同晶體結(jié)構(gòu)的異素金屬材料位錯(cuò)運(yùn)動和相變規(guī)律，發(fā)現(xiàn)不同晶體結(jié)構(gòu)在電效應(yīng)作用下呈現(xiàn)出了較大的流變行為差異，并導(dǎo)致異素金屬材料的宏觀力學(xué)性能存在差異；ZHU等[7]探究了不同電流密度作用下的ZA22拉伸行為，發(fā)現(xiàn)不同溫度水平下晶粒內(nèi)部的纏結(jié)程度存在差異；ROYLANCE[8]、ANTOLOVICH等[9]指出電流作用可改變位錯(cuò)組織的能級，增強(qiáng)位錯(cuò)組織附近區(qū)域的擴(kuò)散效應(yīng)，認(rèn)為微觀電子效應(yīng)的散射動能可削弱晶界障礙；XU等[10]觀察到電致效應(yīng)作用下的位錯(cuò)回復(fù)與重排行為與常溫下相比存在差異。還有學(xué)者發(fā)現(xiàn)電流對金屬材料固態(tài)相變有顯著影響，LIU等[11]發(fā)現(xiàn)電流作用可加速NbC析出，進(jìn)而可降低Fe17Mn5Si8Cr5Ni0.5NbC應(yīng)力誘導(dǎo)相變的閾值；JIANG等[12]在研究電流熱處理AZ91時(shí)發(fā)現(xiàn)電流效應(yīng)可加速層狀β相轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙瞀孪?，進(jìn)一步指出電致效應(yīng)會直接影響金屬固態(tài)相變驅(qū)動力。此外一些學(xué)者發(fā)現(xiàn)，電流作用時(shí)通過推動位錯(cuò)開動會改變晶內(nèi)滑移機(jī)制，進(jìn)而會對胞內(nèi)織構(gòu)造成影響；HU等[13]在電流輔助輥壓工藝中觀察到電流輔助作用下的基面織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)增大了近一倍，進(jìn)一步影響了金屬內(nèi)部內(nèi)應(yīng)力水平；ZHU等[14]探究了不同電流熱處理頻率下的Cu晶體學(xué)特性，觀察到了電流作用會導(dǎo)致大量切向織構(gòu)被取代。

由此可見，引入電流輔助會影響金屬微觀織構(gòu)及材料內(nèi)部物相組成，進(jìn)一步會影響金屬材料變形時(shí)的晶間滑移、晶粒變形機(jī)制，最終引起緊固件殘余應(yīng)力、硬度和接頭的強(qiáng)度等宏觀屬性發(fā)生改變。目前，國內(nèi)外關(guān)于CFRP電流輔助鉚接的研究仍處于空白，本文針對不同電流輔助鉚接工藝下的緊固件特性及接頭整體性能展開了試驗(yàn)研究，對比分析了電流作用對鉚接接頭宏/微觀性能的影響規(guī)律。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 材料

鉚釘選擇航空常用的耐高溫Ti45Nb半圓頭鈦合金鉚釘，規(guī)格為φ4 mm×10.4 mm。CFRP單層板厚度約為2.5 mm，由16層單層厚度為0.16 mm的單向預(yù)浸料進(jìn)行對稱鋪層制成，預(yù)浸料為環(huán)氧樹脂基熱固性材料。單搭接鉚接接頭按照ASTM D5961中的標(biāo)準(zhǔn)設(shè)計(jì)，詳細(xì)尺寸如圖1所示，預(yù)制的裝配孔尺寸為φ4.1 mm。

圖1 CFRP單搭接接頭Fig.1 CFRP single lap joint

1.2 鉚接試驗(yàn)

電流輔助鉚接試驗(yàn)在電子智能壓鉚機(jī)MB08(圖2)上進(jìn)行，壓鉚機(jī)集成了可編程高頻脈沖電流處理和電子伺服控制壓鉚功能。脈沖電源型號為DXK-12V2000A，由壓鉚設(shè)備的中控機(jī)統(tǒng)一調(diào)度，脈沖電流頻率恒為33 kHz，使用穩(wěn)流模式保持回路電流穩(wěn)定，電壓介于0～12 V。

圖2 電流輔助鉚接裝置及原理Fig.2 Current assisted riveting device and principle

電流輔助鉚接試驗(yàn)分為電流前處理(下文圖中用P表示)與同步電流處理(下文圖中用S表示)兩種，分別在壓鉚前和壓鉚過程中對鉚釘通電。兩類不同電流輔助形式的試驗(yàn)均設(shè)計(jì)了不同電流密度J、不同通電時(shí)間t的單因素試驗(yàn)，試驗(yàn)具體方案如表1所示，每組參數(shù)試驗(yàn)重復(fù)三次。

表1 電流輔助鉚接方案

1.3 緊固件特性觀測

顯微硬度測試：使用HXS-1000AY數(shù)顯硬度測試儀測量常溫普通鉚接接頭、電流前處理鉚接接頭、同步電流輔助鉚接接頭截面上的硬度，在鉚釘軸向截面方向上進(jìn)行硬度打點(diǎn)測試，載荷為200 g，打點(diǎn)的位置及方向如圖3所示，點(diǎn)距為0.5 mm。當(dāng)某點(diǎn)的硬度與前后偏差較大時(shí)，額外再測該點(diǎn)前后各0.1 mm處的硬度，所有打點(diǎn)位置均測量三次，并取所有打點(diǎn)位置三次數(shù)據(jù)的均值來表征截面典型硬度。

圖3 硬度觀測位置Fig.3 Position of hardness observation

微觀金相：使用RH-2000型超景深三維光學(xué)顯微鏡觀察鉚釘軸向剖切面的金相組織。

物相觀察：使用掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)、X射線能譜儀、X射線衍射熒光光譜儀對緊固后的Ti45Nb鉚釘進(jìn)行能量色散譜(energy dispersive spectrum，EDS)與X射線衍射(X-ray diffraction，XRD)觀測。

1.4 拉伸性能測試

力學(xué)性能：使用微機(jī)控制的UTM5000電子萬能試驗(yàn)機(jī)測試電流輔助鉚接接頭的拉伸性能，搭接接頭兩端粘貼2.5mm厚的酚醛樹脂墊片，拉伸試驗(yàn)在室溫下以1.5 mm/min的十字頭速度進(jìn)行。

2 結(jié)果與討論

2.1 接頭緊固件物相分析

作為對比，初始未鉚接緊固件的元素成分含量如表2所示，鉚釘材料是以Ti和Nb元素為主的二元合金，與Ti同為同晶元素的Nb固溶于體心立方晶胞中，具有穩(wěn)定鈦合金金相的作用，在室溫下為穩(wěn)定的單一β相結(jié)構(gòu)[15]。常溫鉚接鉚釘端部區(qū)域的EDS分析結(jié)果如圖4所示，Ti45Nb材料晶粒內(nèi)的主要元素成分按照質(zhì)量分?jǐn)?shù)從高至低排布依次為：Ti,Nb,C，其中w(Ti)=57.39%，w(Nb)=39.02%，w(C)=3.59%，各元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))較初始狀態(tài)無顯著變化。經(jīng)過同步電流輔助鉚接之后，鉚釘?shù)腅DS掃描結(jié)果如圖5所示，鉚釘桿部分(圖5a)的SEM照片依舊顯示為等軸組織，尺寸介于40～50 μm，晶粒內(nèi)各化學(xué)元素含量無顯著變化；而位于鐓頭剪切帶區(qū)域(圖5b)的晶粒被壓扁、拉長，并有較多的孿晶產(chǎn)生，畸變晶粒的厚度為10～20 μm，長度為25～40 μm，同時(shí)晶粒內(nèi)部Nb元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)與初始狀態(tài)相比有近10%的減小，表明同步電流作用組的Nb原子可能開始向邊界析出，這一差異現(xiàn)象可能是由電致效應(yīng)引起的原子偏聚析出所致，LIU等[16]在對Fe17Mn5Si8Cr5Ni0.5NbC合金進(jìn)行電脈沖處理時(shí)也發(fā)現(xiàn)了類似現(xiàn)象，其原因是電脈沖誘導(dǎo)加速了胞內(nèi)NbC的析出。

表2 初始Ti45Nb鉚釘元素成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

圖4 常溫鉚接接頭緊固件端部SEM照片及EDS圖Fig.4 SEM picture and EDS diagram of the end of the normal temperature riveted joint fastener

(a) 釘桿中部EDS圖

不同工藝緊固后鉚釘?shù)腦RD圖譜如圖6所示。高的Nb元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))會對α相的析出產(chǎn)生阻礙作用，并使β相的穩(wěn)定性得到顯著提高。不論是常溫鉚接組(無電流作用)還是電流輔助鉚接組(經(jīng)過電流強(qiáng)度為13.5 A/mm2的同步電流處理40 s)，衍射峰全為β相，并未檢測到與其他過渡相匹配的衍射峰。這表明在本文壓縮形變下并未產(chǎn)生應(yīng)力誘發(fā)相變和高溫相變，晶粒內(nèi)晶胞結(jié)構(gòu)仍以體心立方結(jié)構(gòu)(body-centered cubic，BCC)形式存在。這一結(jié)果表明，電流作用下的位錯(cuò)類型顯然沒有被改變，晶格結(jié)構(gòu)也未發(fā)生改變，仍以β相的滑移變形為塑性變形的優(yōu)先機(jī)制，而同角度晶面的不同波峰高度表明電流改變的是變形過程中晶內(nèi)滑移面開動和滑移方向的優(yōu)先級，進(jìn)而促成位錯(cuò)網(wǎng)格的形成模式改變。鉚釘經(jīng)過變形后可檢測到大量(110)晶面存在，表明Ti45Nb材料的晶粒在承受軸向壓縮應(yīng)力后，變形晶粒內(nèi)有較多晶胞位于(110)晶面上，這意味著電流激勵(lì)下的內(nèi)部晶胞堆積與轉(zhuǎn)向能力發(fā)生了改變，更多的晶胞向(110)晶面規(guī)整排列，使得晶粒間的滑移變形也大多以(110)面滑移為主，沿(110)面的滑移是β相組織的主要塑性變形方式之一[17]。脈沖電流的作用提高了β相組織向特定滑移面進(jìn)行塑性滑移的能力，脈沖電流能溶解晶粒內(nèi)部的短程有序(short range ordered，SRO)結(jié)構(gòu)來促進(jìn)金屬均勻變形[18]，進(jìn)而使金屬表現(xiàn)出軟化行為，這一特定方向上的滑移能力增強(qiáng)可能與漂移電子流在低電阻導(dǎo)帶上的定向移動密切相關(guān)。

圖6 不同工藝緊固后鉚釘XRD圖譜Fig.6 XRD patterns of rivets after tightening by different processes

電流輔助鉚接組的XRD圖譜中，衍射峰位置向小角度產(chǎn)生偏移，這意味著晶格常數(shù)有增大的趨勢，常見現(xiàn)象為摻入了比主體原子半徑大的雜原子，或是析出了比主體原子半徑小的雜原子。Ti原子數(shù)為81、原子半徑1.73×10-10m，Nb原子數(shù)為41、原子半徑1.48×10-10m，Nb原子的析出可引起偏移，這與圖4所示的EDS圖中表現(xiàn)出的剪切帶晶內(nèi)Nb元素含量下降現(xiàn)象相匹配，這進(jìn)一步表明同步電流處理對大變形區(qū)晶粒內(nèi)部的固溶度有影響，但是具體的析出機(jī)制尚不清楚。

2.2 鈦釘截面顯微硬度

使用HXS-1000AY數(shù)顯硬度測試儀的維氏硬度測試模式打點(diǎn)采集鉚釘軸向截面上的硬度。圖7為不同鉚接工藝下鉚釘截面的硬度曲線。整體來說，沿著圖3中的打點(diǎn)路線，常溫鉚接組和同步電流處理輔助鉚接組的軸向硬度分布基本圍繞某一水平上下波動，各自波動基線的硬度分別為149HV、146HV，而電流前處理組的硬度出現(xiàn)了較大波動，且整體硬度較常溫鉚接組硬度要高，其最大硬度點(diǎn)位于釘桿區(qū)域，整體平均硬度水平達(dá)到154HV。同步電流處理組整體曲線的分布趨勢在不同位置呈現(xiàn)出不同的走向：釘帽呈“W”形，釘桿呈坡形，鐓頭呈倒“W”形。

圖7 不同工藝緊固鉚釘截面硬度Fig.7 Section hardness of rivets fastened by different processes

同一材料內(nèi)部的硬度在通常情況下是均勻分布的，然而，在同一鉚釘內(nèi)部的不同區(qū)域內(nèi)，鉚釘硬度會存在差異，首先需分析同一鉚釘內(nèi)部的硬度分布差異機(jī)制。初始Ti45Nb鉚釘經(jīng)過熱處理后抑制了加工硬化以及初始鉚釘內(nèi)部組織分布不均勻的現(xiàn)象。同一鉚釘軸向截面的樣貌如圖8所示，裝配時(shí)的鉚釘壓縮和孔壁約束導(dǎo)致鐓頭部分發(fā)生明顯的塑性變形，鼓形鐓頭內(nèi)大量晶粒被壓扁、壓彎成長條狀，鐓頭中心晶粒劇烈變形而破碎，且位錯(cuò)堆積、纏結(jié)現(xiàn)象明顯，在暗場照片中呈現(xiàn)為黑色，而不同變形位置處的晶粒群角度取向與滑移變形的方向緊密相關(guān)，鐓頭部分的主剪切帶與次剪切帶內(nèi)晶粒變形幅度大，導(dǎo)致晶界發(fā)生偏轉(zhuǎn)，暗場照片中絕熱剪切帶的光學(xué)影像上呈現(xiàn)出明顯的“黑帶”，在鐓頭中心交匯，呈現(xiàn)為“X”形(如圖8中黃色虛線所示)[19]。剪切帶內(nèi)，由于堆垛位錯(cuò)或劇烈變形導(dǎo)致的晶粒破碎細(xì)化會使相應(yīng)區(qū)域在宏觀上表現(xiàn)為硬度增大，因此，當(dāng)采樣點(diǎn)打在剪切帶上時(shí)硬度示值較大，硬度的分布趨勢在鐓頭區(qū)域形成倒“W”形，而釘桿內(nèi)晶粒角度取向規(guī)整，經(jīng)歷的塑性變形較小，整體硬度分布相對均勻。

圖8 鉚釘軸向截面暗場照片F(xiàn)ig.8 Bright and dark field photo of rivet axial section

2.3 鉚釘微觀金相

由于鉚接時(shí)的壓鉚參數(shù)都是一致的，因此不同鉚接工藝間的硬度差異主要由鉚接時(shí)電熱場導(dǎo)致的微觀金相差異引起，從而造成宏觀硬度的差別。電流輔助鉚接過程中的溫度水平與電參數(shù)密切相關(guān)，不同鉚接工藝下緊固件釘帽區(qū)域截面金相如圖9所示。圖9a中初始緊固件試樣的組織為等軸晶粒，絕大部分晶粒的尺寸介于20～75 μm。用高倍鏡觀察圖9b中的釘帽區(qū)域(DM區(qū)域)和冠中區(qū)域(GZ區(qū)域)，常溫鉚接接頭在冠中區(qū)域(圖9f)內(nèi)有均勻分布的等軸晶粒，且在經(jīng)過小的壓縮變形和同步電流處理之后，釘帽區(qū)域內(nèi)部晶粒仍然保持著等軸晶粒的織構(gòu)(圖9d)。對應(yīng)圖7中鉚釘硬度測試的結(jié)果可知，不同工藝下釘帽區(qū)域的硬度值較為接近，且在釘帽區(qū)域內(nèi)硬度分布均勻。

(a) 初始緊固件金相

(b) 釘帽典型區(qū)域 (c) 常溫接頭GD區(qū)域金相

圖7中所有工藝下釘帽-釘桿過渡區(qū)的硬度分布呈現(xiàn)出了較大的波動和差異性，因此本文針對圖9b中過渡區(qū)域(GD區(qū)域)的金相進(jìn)行了觀察(圖9c、圖9e、圖9g，圖中紅色方框內(nèi)表示釘帽-釘桿過渡區(qū))。與圖7所示的硬度測試結(jié)果相對應(yīng)，經(jīng)過電流強(qiáng)度為16 A/mm2的電流前處理40 s后的釘帽-釘桿過渡區(qū)表現(xiàn)出了明顯的再結(jié)晶行為，如圖9e所示，在晶界面交匯的三重節(jié)點(diǎn)處產(chǎn)生了15～20 μm的小晶粒，過渡區(qū)前后依舊為粗大的等軸晶粒，再結(jié)晶的細(xì)化晶粒能提高該過渡區(qū)的顯微硬度。區(qū)別之處是，同步電流處理組在過渡區(qū)紅框范圍內(nèi)的再結(jié)晶程度顯著高于其他兩組的再結(jié)晶程度(圖10)，排除鉚接時(shí)過渡區(qū)存在大塑性變形使晶粒達(dá)到再結(jié)晶臨界變形量的原因，該區(qū)域的再結(jié)晶驅(qū)動力主要來自于較高的溫度或其他內(nèi)部應(yīng)力因素[20]。導(dǎo)致溫度差異的關(guān)鍵因素與電參數(shù)和鉚釘物理結(jié)構(gòu)相關(guān)，鉚釘?shù)膸缀谓Y(jié)構(gòu)導(dǎo)致其在釘帽-釘桿過渡區(qū)的局部電阻較其他區(qū)域的局部電阻大，對應(yīng)的焦耳熱也高于其他區(qū)域的焦耳熱，在常溫?zé)o電流作用(圖9c)和電流密度相對較低(圖9g)的情況下，過渡區(qū)的溫度水平均較低，尚不滿足再結(jié)晶形核和長大的能量驅(qū)動，并未發(fā)現(xiàn)明顯的再結(jié)晶晶粒，當(dāng)電流密度增大至16 A/mm2時(shí)，過渡區(qū)的局部溫度會進(jìn)一步升高，且引入電流有助于降低結(jié)晶動力學(xué)的激活閾值[21]，綜合作用下促進(jìn)了過渡區(qū)的再結(jié)晶生成，增強(qiáng)了晶界效應(yīng)，細(xì)晶強(qiáng)化使該區(qū)域的硬度得到了提高。

圖10 釘帽-頂桿過渡區(qū)再結(jié)晶數(shù)(晶粒尺寸小于20 μm)Fig.10 The number of recrystallization in the transition zone between cap and rod(grain size less than 20 μm)

鉚釘鐓頭側(cè)為主要變形區(qū)，如圖11所示。圖11a中，常溫鉚接組的鉚釘鐓頭出現(xiàn)了顯著的絕熱剪切帶，主剪切帶的起點(diǎn)位于釘桿-鐓頭過渡區(qū)的徑向兩側(cè)，次剪切帶萌生于鐓頭底部左右兩側(cè)，并最終在中心區(qū)交匯。如圖11b和圖11c所示，在經(jīng)過了18 A/mm2、40 s電流前處理工藝和13.5 A/mm2、40 s同步電流處理工藝的接頭中，剪切帶已漸漸消失，暗場照片中無顯著的“X”形黑帶產(chǎn)生，這表明電流或溫升有減弱、消除絕熱剪切帶的作用。

(a) 常溫?zé)o電流

鐓頭側(cè)整體樣貌圖(圖11)中各個(gè)區(qū)域的局部微觀組織如圖12所示。在壓縮載荷作用下，主剪切帶起點(diǎn)處晶粒沿剪切方向被明顯拉長，如圖12a所示，并且出現(xiàn)了動態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象。這一過程僅靠單一的動加載變形功輸入便可達(dá)到再結(jié)晶臨界能量，在電流作用下的再結(jié)晶驅(qū)動力更大，再結(jié)晶抵消了部分加工硬化效應(yīng)并產(chǎn)生軟化，因而在圖7所示的顯微硬度測試結(jié)果中，橫坐標(biāo)3 mm處對應(yīng)的鐓頭側(cè)主剪切帶區(qū)內(nèi)電流輔助鉚接組的硬度均低于常溫組的硬度。

在次剪切帶起點(diǎn)處(圖12b、圖12d、圖12f)，常溫組的晶粒依舊沿剪切帶發(fā)展的方向被拉長，同時(shí)在軸向壓力作用下被小幅壓彎；電流輔助鉚接組的晶粒順著剪切方向被嚴(yán)重壓扁，位錯(cuò)增殖和纏結(jié)的程度遠(yuǎn)高于常溫下的情況，這是因?yàn)殡娏鬏o助鉚接組的鉚釘被軟化，相同壓縮參數(shù)下軸向壓縮的程度更高，堆垛位錯(cuò)帶來的加工硬化使電流輔助鉚接組在次剪切帶起點(diǎn)處的顯微硬度值高于常溫組在對應(yīng)區(qū)域的硬度值[22]，見圖7中橫坐標(biāo)4.5 mm處所對應(yīng)的硬度值。此外，與主剪切帶相比，次剪切帶處的應(yīng)力集中程度較低，且因靠近壓鉚頭而有較好的散熱環(huán)境，再結(jié)晶驅(qū)動力不足，未發(fā)現(xiàn)明顯的再結(jié)晶晶粒。

在鐓頭中心區(qū)(圖12c、圖12e、圖12g)，晶粒方向完全平行于鉚釘徑向。所有不同工藝組的晶粒都出現(xiàn)了劇烈變形，大量晶粒被壓扁、壓碎，晶界數(shù)量和位錯(cuò)密度進(jìn)一步增加，位錯(cuò)糾纏復(fù)雜，有較多的細(xì)小碎晶，中心的晶粒尺寸已無法分辨。

2.4 接頭拉伸強(qiáng)度

幾種典型電流輔助方式下接頭的拉伸載荷-位移曲線見圖13，可以看出，在相對較低的電流密度(即11.5 A/mm2、S工藝和16 A/mm2、P工藝)下，接頭拉伸曲線的特征與無電流作用的常溫接頭的拉伸曲線特征較為相似，破壞形式為鉚釘剪斷。當(dāng)電流前處理的電流密度達(dá)到18 A/mm2(即18 A/mm2、P工藝)、同步電流處理的電流密度達(dá)到13.5 A/mm2(即13.5 A/mm2、S工藝)時(shí)，接頭的強(qiáng)度有所下降，且拉伸過程中后段都出現(xiàn)了多次滑移。這是因?yàn)樵谙鄬Ω叩碾娏髅芏认?，高溫作用會削弱孔壁的約束效果，使得接頭逐漸開始產(chǎn)生損傷，損傷形式由鐓頭側(cè)劈裂、鼓包的機(jī)械損傷發(fā)展到CFRP環(huán)氧樹脂基體高溫?zé)岱纸獾牟牧蠐p傷，200～300 ℃的局部高溫加速了分子鍵的弱化作用，導(dǎo)致纖維/基體結(jié)合強(qiáng)度下降，層間強(qiáng)度被削弱，拉伸測試時(shí)對鉚釘鐓頭的約束減弱，接頭產(chǎn)生層間滑移，破壞時(shí)鉚釘被拉脫。

圖13 不同電輔助方式下接頭拉伸載荷-位移曲線(t=40 s)Fig.13 Joint tensile load-displacement curve under different electric action modes(t=40 s)

當(dāng)電流作用時(shí)長為40 s時(shí)，不同電流密度J下同步電流輔助鉚接接頭的拉伸載荷-位移曲線見圖14，除電流密度分別為11.5 A/mm2和13.5 A/mm2的情況外，其余情況下接頭的抗拉強(qiáng)度基本一致，破壞載荷經(jīng)求解后可得到對應(yīng)強(qiáng)度均接近于410 MPa，這與Ti45Nb鉚釘在常溫下的抗剪強(qiáng)度相近，同時(shí)各接頭的拉伸位移變形量較為接近，表明各接頭的塑性差異不大；當(dāng)電流密度達(dá)到并超過11.5 A/mm2時(shí)，接頭拉伸力學(xué)性能會呈現(xiàn)出較大的差異，電流密度為11.5 A/mm2時(shí)接頭的抗拉強(qiáng)度可達(dá)到425 MPa，延伸率也有所提高，這是因?yàn)殡S著電流密度的增大，接頭干涉量會增加，接頭強(qiáng)度提高的同時(shí)也會使鉚釘承受更多的剪切變形；當(dāng)電流密度達(dá)到13.5 A/mm2時(shí)，孔壁損傷程度較高，鉚釘會被拉脫。

圖14 不同電流密度的接頭拉伸載荷-位移曲線(t=40 s)Fig.14 Joint tensile load-displacement curve under different current densities(t=40 s)

當(dāng)電流密度為11.5 A/mm2時(shí)，不同電流作用時(shí)長t下同步電流輔助鉚接接頭的拉伸載荷-位移曲線見圖15，短電流作用時(shí)長下的接頭抗拉強(qiáng)度和塑性都與常溫鉚接接頭的對應(yīng)力學(xué)性能接近；當(dāng)電流作用的時(shí)間延長至40 s時(shí)，Ti45Nb材料的彈性模量因電流所致的焦耳熱效應(yīng)和電子風(fēng)力作用而減小，并且隨著干涉量的進(jìn)一步增加，接頭的抗拉強(qiáng)度得到了提高，接頭的延伸率與常溫鉚接組的延伸率相比提高了27.5%。

圖15 不同電流作用時(shí)長的接頭拉伸載荷-位移曲線(J=11.5 A/mm2)Fig.15 Joint tensile load-displacement curve under different current acting time(J=11.5 A/mm2)

4 結(jié)論

(1)相比無電流作用的常溫鉚接接頭，電流輔助鉚接接頭在主剪切帶處的硬度有所下降；次剪切帶處，電流輔助鉚接組的硬度要高于常溫鉚接組的硬度；大密度電流處理時(shí)，釘帽-釘桿過渡區(qū)的硬度有顯著提高。

(2)電流作用消除了鉚釘鐓頭內(nèi)的剪切帶，釘帽和釘桿內(nèi)的等軸晶粒未發(fā)現(xiàn)明顯改變，但當(dāng)電流密度大于16 A/mm2時(shí)釘帽-釘桿過渡區(qū)有再結(jié)晶晶粒生成；所有工藝組鉚釘鐓頭主剪切帶的起點(diǎn)處均發(fā)現(xiàn)了動態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象，鐓頭內(nèi)部晶粒被顯著壓扁、拉長，位錯(cuò)糾纏明顯。

(3)同步電流和鉚釘壓縮變形的共同作用可導(dǎo)致Nb元素從晶內(nèi)析出，電流輔助鉚接并未產(chǎn)生新相，但對晶內(nèi)晶胞的運(yùn)動會產(chǎn)生定向影響。

(4)拉伸試驗(yàn)時(shí)，除鉚釘和孔壁干涉量大的接頭為拉脫破壞之外，其他接頭的破壞形式均為鉚釘剪斷，且該破壞形式下電流輔助鉚接接頭與常溫鉚接接頭的抗拉強(qiáng)度幾乎一致。