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.南京航空航天大學機電學院，南京，2100162.中國航發湖南動力機械研究所，株洲，412002

0 引言

碳纖維增強復合材料(carbon fiber reinforced polymer，CFRP)具有高比強度、高比剛度特點，在航空、航天領域中得到了廣泛應用。飛機復合材料結構連接中常選用高電位的鈦合金材質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量上有著明顯優勢，但普通鉚釘受限于壓鉚設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，利用電熱效應推動金屬變形的技術在金屬材料的彎曲[2]、軋制[3]、旋壓[4]等成形工藝中都有成功的應用。在傳統鉚接工藝中引入電流處理工藝，能夠改善高強高硬的鈦合金鉚釘壓鉚成形性能，也已被證實在自沖鉚過程中確實可以減小先進高強度鋼的塑性變形阻力[5]，但該工藝的成熟應用與接頭連接質量的保證還有待諸多方面的檢驗。

在電流輔助鉚接工藝中，金屬緊固件鉚接會經受大幅值的電流作用，材料內部有劇烈的焦耳熱響應并存在大量微觀電子交互行為，在極速溫升和鉚接成形后，歷經空冷，最終形成緊固接頭。區別于傳統鉚接，該新鉚接工藝中額外增加了電、熱物理場作用，國內外已有大量學者發現電、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下不同晶體結構的異素金屬材料位錯運動和相變規律，發現不同晶體結構在電效應作用下呈現出了較大的流變行為差異，并導致異素金屬材料的宏觀力學性能存在差異；ZHU等[7]探究了不同電流密度作用下的ZA22拉伸行為，發現不同溫度水平下晶粒內部的纏結程度存在差異；ROYLANCE[8]、ANTOLOVICH等[9]指出電流作用可改變位錯組織的能級，增強位錯組織附近區域的擴散效應，認為微觀電子效應的散射動能可削弱晶界障礙；XU等[10]觀察到電致效應作用下的位錯回復與重排行為與常溫下相比存在差異。還有學者發現電流對金屬材料固態相變有顯著影響，LIU等[11]發現電流作用可加速NbC析出，進而可降低Fe17Mn5Si8Cr5Ni0.5NbC應力誘導相變的閾值；JIANG等[12]在研究電流熱處理AZ91時發現電流效應可加速層狀β相轉變為球狀β相，進一步指出電致效應會直接影響金屬固態相變驅動力。此外一些學者發現，電流作用時通過推動位錯開動會改變晶內滑移機制，進而會對胞內織構造成影響；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體積分數增大了近一倍，進一步影響了金屬內部內應力水平；ZHU等[14]探究了不同電流熱處理頻率下的Cu晶體學特性，觀察到了電流作用會導致大量切向織構被取代。

由此可見，引入電流輔助會影響金屬微觀織構及材料內部物相組成，進一步會影響金屬材料變形時的晶間滑移、晶粒變形機制，最終引起緊固件殘余應力、硬度和接頭的強度等宏觀屬性發生改變。目前，國內外關于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/微觀性能的影響規律。

1 試驗材料及方法

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的單向預浸料進行對稱鋪層制成，預浸料為環氧樹脂基熱固性材料。單搭接鉚接接頭按照ASTM D5961中的標準設計，詳細尺寸如圖1所示，預制的裝配孔尺寸為φ4.1 mm。

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

1.2 鉚接試驗

電流輔助鉚接試驗在電子智能壓鉚機MB08(圖2)上進行，壓鉚機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，由壓鉚設備的中控機統一調度，脈沖電流頻率恒為33 kHz，使用穩流模式保持回路電流穩定，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均設計了不同電流密度J、不同通電時間t的單因素試驗，試驗具體方案如表1所示，每組參數試驗重復三次。

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行硬度打點測試，載荷為200 g，打點的位置及方向如圖3所示，點距為0.5 mm。當某點的硬度與前后偏差較大時，額外再測該點前后各0.1 mm處的硬度，所有打點位置均測量三次，并取所有打點位置三次數據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

力學性能：使用微機控制的UTM5000電子萬能試驗機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，拉伸試驗在室溫下以1.5 mm/min的十字頭速度進行。

2 結果與討論

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，具有穩定鈦合金金相的作用，在室溫下為穩定的單一β相結構[15]。常溫鉚接鉚釘端部區域的EDS分析結果如圖4所示，Ti45Nb材料晶粒內的主要元素成分按照質量分數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(質量分數)較初始狀態無顯著變化。經過同步電流輔助鉚接之后，鉚釘的EDS掃描結果如圖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，晶粒內各化學元素含量無顯著變化；而位于鐓頭剪切帶區域(圖5b)的晶粒被壓扁、拉長，并有較多的孿晶產生，畸變晶粒的厚度為10～20 μm，長度為25～40 μm，同時晶粒內部Nb元素的質量分數與初始狀態相比有近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，這一差異現象可能是由電致效應引起的原子偏聚析出所致，LIU等[16]在對Fe17Mn5Si8Cr5Ni0.5NbC合金進行電脈沖處理時也發現了類似現象，其原因是電脈沖誘導加速了胞內NbC的析出。

表2 初始Ti45Nb鉚釘元素成分(質量分數)

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的XRD圖譜如圖6所示。高的Nb元素含量(質量分數)會對α相的析出產生阻礙作用，并使β相的穩定性得到顯著提高。不論是常溫鉚接組(無電流作用)還是電流輔助鉚接組(經過電流強度為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生應力誘發相變和高溫相變，晶粒內晶胞結構仍以體心立方結構(body-centered cubic，BCC)形式存在。這一結果表明，電流作用下的位錯類型顯然沒有被改變，晶格結構也未發生改變，仍以β相的滑移變形為塑性變形的優先機制，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滑移面開動和滑移方向的優先級，進而促成位錯網格的形成模式改變。鉚釘經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力后，變形晶粒內有較多晶胞位于(110)晶面上，這意味著電流激勵下的內部晶胞堆積與轉向能力發生了改變，更多的晶胞向(110)晶面規整排列，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行塑性滑移的能力，脈沖電流能溶解晶粒內部的短程有序(short range ordered，SRO)結構來促進金屬均勻變形[18]，進而使金屬表現出軟化行為，這一特定方向上的滑移能力增強可能與漂移電子流在低電阻導帶上的定向移動密切相關。

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生偏移，這意味著晶格常數有增大的趨勢，常見現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原子數為81、原子半徑1.73×10-10m，Nb原子數為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圖中表現出的剪切帶晶內Nb元素含量下降現象相匹配，這進一步表明同步電流處理對大變形區晶粒內部的固溶度有影響，但是具體的析出機制尚不清楚。

2.2 鈦釘截面顯微硬度

使用HXS-1000AY數顯硬度測試儀的維氏硬度測試模式打點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，其最大硬度點位于釘桿區域，整體平均硬度水平達到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

同一材料內部的硬度在通常情況下是均勻分布的，然而，在同一鉚釘內部的不同區域內，鉚釘硬度會存在差異，首先需分析同一鉚釘內部的硬度分布差異機制。初始Ti45Nb鉚釘經過熱處理后抑制了加工硬化以及初始鉚釘內部組織分布不均勻的現象。同一鉚釘軸向截面的樣貌如圖8所示，裝配時的鉚釘壓縮和孔壁約束導致鐓頭部分發生明顯的塑性變形，鼓形鐓頭內大量晶粒被壓扁、壓彎成長條狀，鐓頭中心晶粒劇烈變形而破碎，且位錯堆積、纏結現象明顯，在暗場照片中呈現為黑色，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，鐓頭部分的主剪切帶與次剪切帶內晶粒變形幅度大，導致晶界發生偏轉，暗場照片中絕熱剪切帶的光學影像上呈現出明顯的“黑帶”，在鐓頭中心交匯，呈現為“X”形(如圖8中黃色虛線所示)[19]。剪切帶內，由于堆垛位錯或劇烈變形導致的晶粒破碎細化會使相應區域在宏觀上表現為硬度增大，因此，當采樣點打在剪切帶上時硬度示值較大，硬度的分布趨勢在鐓頭區域形成倒“W”形，而釘桿內晶粒角度取向規整，經歷的塑性變形較小，整體硬度分布相對均勻。

圖8 鉚釘軸向截面暗場照片Fig.8 Bright and dark field photo of rivet axial section

2.3 鉚釘微觀金相

由于鉚接時的壓鉚參數都是一致的，因此不同鉚接工藝間的硬度差異主要由鉚接時電熱場導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密切相關，不同鉚接工藝下緊固件釘帽區域截面金相如圖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中的釘帽區域(DM區域)和冠中區域(GZ區域)，常溫鉚接接頭在冠中區域(圖9f)內有均勻分布的等軸晶粒，且在經過小的壓縮變形和同步電流處理之后，釘帽區域內部晶粒仍然保持著等軸晶粒的織構(圖9d)。對應圖7中鉚釘硬度測試的結果可知，不同工藝下釘帽區域的硬度值較為接近，且在釘帽區域內硬度分布均勻。

(a) 初始緊固件金相

(b) 釘帽典型區域 (c) 常溫接頭GD區域金相

圖7中所有工藝下釘帽-釘桿過渡區的硬度分布呈現出了較大的波動和差異性，因此本文針對圖9b中過渡區域(GD區域)的金相進行了觀察(圖9c、圖9e、圖9g，圖中紅色方框內表示釘帽-釘桿過渡區)。與圖7所示的硬度測試結果相對應，經過電流強度為16 A/mm2的電流前處理40 s后的釘帽-釘桿過渡區表現出了明顯的再結晶行為，如圖9e所示，在晶界面交匯的三重節點處產生了15～20 μm的小晶粒，過渡區前后依舊為粗大的等軸晶粒，再結晶的細化晶粒能提高該過渡區的顯微硬度。區別之處是，同步電流處理組在過渡區紅框范圍內的再結晶程度顯著高于其他兩組的再結晶程度(圖10)，排除鉚接時過渡區存在大塑性變形使晶粒達到再結晶臨界變形量的原因，該區域的再結晶驅動力主要來自于較高的溫度或其他內部應力因素[20]。導致溫度差異的關鍵因素與電參數和鉚釘物理結構相關，鉚釘的幾何結構導致其在釘帽-釘桿過渡區的局部電阻較其他區域的局部電阻大，對應的焦耳熱也高于其他區域的焦耳熱，在常溫無電流作用(圖9c)和電流密度相對較低(圖9g)的情況下，過渡區的溫度水平均較低，尚不滿足再結晶形核和長大的能量驅動，并未發現明顯的再結晶晶粒，當電流密度增大至16 A/mm2時，過渡區的局部溫度會進一步升高，且引入電流有助于降低結晶動力學的激活閾值[21]，綜合作用下促進了過渡區的再結晶生成，增強了晶界效應，細晶強化使該區域的硬度得到了提高。

圖10 釘帽-頂桿過渡區再結晶數(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)

鉚釘鐓頭側為主要變形區，如圖11所示。圖11a中，常溫鉚接組的鉚釘鐓頭出現了顯著的絕熱剪切帶，主剪切帶的起點位于釘桿-鐓頭過渡區的徑向兩側，次剪切帶萌生于鐓頭底部左右兩側，并最終在中心區交匯。如圖11b和圖11c所示，在經過了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) 常溫無電流

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

在次剪切帶起點處(圖12b、圖12d、圖12f)，常溫組的晶粒依舊沿剪切帶發展的方向被拉長，同時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重壓扁，位錯增殖和纏結的程度遠高于常溫下的情況，這是因為電流輔助鉚接組的鉚釘被軟化，相同壓縮參數下軸向壓縮的程度更高，堆垛位錯帶來的加工硬化使電流輔助鉚接組在次剪切帶起點處的顯微硬度值高于常溫組在對應區域的硬度值[22]，見圖7中橫坐標4.5 mm處所對應的硬度值。此外，與主剪切帶相比，次剪切帶處的應力集中程度較低，且因靠近壓鉚頭而有較好的散熱環境，再結晶驅動力不足，未發現明顯的再結晶晶粒。

在鐓頭中心區(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了劇烈變形，大量晶粒被壓扁、壓碎，晶界數量和位錯密度進一步增加，位錯糾纏復雜，有較多的細小碎晶，中心的晶粒尺寸已無法分辨。

2.4 接頭拉伸強度

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。當電流前處理的電流密度達到18 A/mm2(即18 A/mm2、P工藝)、同步電流處理的電流密度達到13.5 A/mm2(即13.5 A/mm2、S工藝)時，接頭的強度有所下降，且拉伸過程中后段都出現了多次滑移。這是因為在相對高的電流密度下，高溫作用會削弱孔壁的約束效果，使得接頭逐漸開始產生損傷，損傷形式由鐓頭側劈裂、鼓包的機械損傷發展到CFRP環氧樹脂基體高溫熱分解的材料損傷，200～300 ℃的局部高溫加速了分子鍵的弱化作用，導致纖維/基體結合強度下降，層間強度被削弱，拉伸測試時對鉚釘鐓頭的約束減弱，接頭產生層間滑移，破壞時鉚釘被拉脫。

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)

當電流作用時長為40 s時，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度基本一致，破壞載荷經求解后可得到對應強度均接近于410 MPa，這與Ti45Nb鉚釘在常溫下的抗剪強度相近，同時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；當電流密度達到并超過11.5 A/mm2時，接頭拉伸力學性能會呈現出較大的差異，電流密度為11.5 A/mm2時接頭的抗拉強度可達到425 MPa，延伸率也有所提高，這是因為隨著電流密度的增大，接頭干涉量會增加，接頭強度提高的同時也會使鉚釘承受更多的剪切變形；當電流密度達到13.5 A/mm2時，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)

當電流密度為11.5 A/mm2時，不同電流作用時長t下同步電流輔助鉚接接頭的拉伸載荷-位移曲線見圖15，短電流作用時長下的接頭抗拉強度和塑性都與常溫鉚接接頭的對應力學性能接近；當電流作用的時間延長至40 s時，Ti45Nb材料的彈性模量因電流所致的焦耳熱效應和電子風力作用而減小，并且隨著干涉量的進一步增加，接頭的抗拉強度得到了提高，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，釘帽-釘桿過渡區的硬度有顯著提高。

(2)電流作用消除了鉚釘鐓頭內的剪切帶，釘帽和釘桿內的等軸晶粒未發現明顯改變，但當電流密度大于16 A/mm2時釘帽-釘桿過渡區有再結晶晶粒生成；所有工藝組鉚釘鐓頭主剪切帶的起點處均發現了動態再結晶現象，鐓頭內部晶粒被顯著壓扁、拉長，位錯糾纏明顯。

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

(4)拉伸試驗時，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度幾乎一致。