碳纖維增強(qiáng)熱塑性復(fù)合材料與高強(qiáng)鋼的電阻單元焊

王燁成， 李 洋， 張 迪， 楊 越， 羅 震

(1. 天津大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，天津 300350； 2. 天津市現(xiàn)代連接技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗室，天津 300350；3. 中冶建筑研究總院有限公司，北京 100088)

隨著全球氣候變暖與能源危機(jī)等問題的日益加劇，節(jié)能減排成為工業(yè)生產(chǎn)與日常生活的客觀要求，而實(shí)現(xiàn)運(yùn)輸工具的輕量化則成為其關(guān)鍵[1-2].在航空航天與汽車制造等行業(yè)中，在保證可靠性與效率的同時盡可能實(shí)現(xiàn)輕量化是其在生產(chǎn)活動中不懈追求的目標(biāo)，而輕質(zhì)材料與結(jié)構(gòu)、先進(jìn)連接方法是實(shí)現(xiàn)這一目標(biāo)的可靠途徑[3].采用先進(jìn)連接方法實(shí)現(xiàn)復(fù)合材料和金屬材料的連接，形成復(fù)合結(jié)構(gòu)則成為實(shí)現(xiàn)輕量化且保證接頭強(qiáng)度的有效方法[4].碳纖維增強(qiáng)熱塑性復(fù)合材料(Carbon Fiber Reinforced Thermoplastic Composites，CFRTP)由于具有高強(qiáng)度、優(yōu)越的抗疲勞性、優(yōu)異的振蕩衰減特性、耐腐蝕、抗蠕變等一系列優(yōu)點(diǎn)[5-6]，成為能夠應(yīng)用于結(jié)構(gòu)件中的一種新興輕量化材料，目前已逐步應(yīng)用于車輛底盤[7]、車身或飛機(jī)機(jī)身[8]、方向舵[9]等構(gòu)件中.其在航空航天、汽車制造等領(lǐng)域的大量應(yīng)用，將對實(shí)現(xiàn)節(jié)能減排、緩解氣候與能源危機(jī)具有重大意義.

在各種復(fù)合結(jié)構(gòu)的實(shí)際應(yīng)用過程中，實(shí)現(xiàn)CFRTP與金屬材料的有效連接是必不可少的環(huán)節(jié)，目前國內(nèi)外針對CFRTP與金屬材料的連接的研究已取得一定的進(jìn)展.通過膠接、機(jī)械緊固等方法可以實(shí)現(xiàn)CFRTP與金屬材料的連接，但膠接的環(huán)境適應(yīng)性較差，在冷熱交變載荷下容易導(dǎo)致接頭的失效，而機(jī)械緊固方法引入鉚釘會導(dǎo)致結(jié)構(gòu)重量的增加并在鉚釘周圍形成應(yīng)力集中[10-11].對于CFRTP與金屬材料的焊接的研究主要圍繞激光焊、攪拌摩擦焊及超聲波焊接.Su等[12]采用激光焊接技術(shù)實(shí)現(xiàn)了CFRTP與鈦合金的連接，并研究了離焦量對連接界面的影響.結(jié)果表明，在較低的離焦量下可以得到良好的界面性能，且通過觀察界面處形貌發(fā)現(xiàn)熔化的樹脂嵌入鈦合金的粗糙表面，從而形成了機(jī)械結(jié)合.Goushegir等[13]采用攪拌摩擦焊實(shí)現(xiàn)了CFRTP與鋁合金板材的連接，且通過噴砂預(yù)處理的方法得到較高的表面粗糙度，將接頭強(qiáng)度從27 MPa提升至43 MPa.Balle等[14]通過超聲波焊接實(shí)現(xiàn)了CFRTP與鋁合金的連接，并將焊接過程分為兩個階段：首先是超聲剪切波導(dǎo)致焊接區(qū)外基體聚合物的軟化與位移，隨后為在碳纖維熱塑性復(fù)合材料與鋁合金之間產(chǎn)生焊縫的過程.通過力學(xué)性能測試發(fā)現(xiàn)接頭強(qiáng)度達(dá)30 MPa，且通過分析指出接頭連機(jī)理為機(jī)械自鎖.由于CFRTP與金屬材料之間巨大的物理化學(xué)性能差異，兩者之間難以形成有效的冶金結(jié)合，而多為熔融樹脂與金屬材料表面形成機(jī)械自鎖，接頭強(qiáng)度也難以得到保證.

電阻單元焊最早是一種用于鋁合金與高強(qiáng)鋼連接的焊接方法[15]，其主要原理為在兩待焊板材中的上板焊接區(qū)預(yù)先鉆一通孔，隨后將與下板材質(zhì)相容性較好的材料制成的鉚釘插入孔中，在鉚釘上進(jìn)行電阻點(diǎn)焊，利用鉚釘與下板的焊接實(shí)現(xiàn)兩板材之間的可靠連接.Ling等[16-17]對鋁合金與硼鋼的電阻焊技術(shù)進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)傳統(tǒng)電阻點(diǎn)焊幾乎無法實(shí)現(xiàn)兩材料的連接，而利用電阻單元焊技術(shù)獲得了可靠的接頭，接頭最大拉剪力達(dá)7.142 kN，同時塑性優(yōu)良.王義金等[18]通過電阻單元焊技術(shù)，并通過沉頭鉚釘與沉頭孔的配合連接鋁合金與鋼，發(fā)現(xiàn)在焊接電流為 18 kA 時，接頭拉剪力高達(dá)5.172 kN，且失效模式為熔核拔出失效.電阻單元焊技術(shù)可以將異種材料的連接轉(zhuǎn)化為同質(zhì)材料的連接，從而利用冶金結(jié)合提高接頭強(qiáng)度，而目前利用電阻單元焊技術(shù)對金屬與非金屬材料的研究十分有限.孿晶誘導(dǎo)塑性(Twinning Induced Plasticity，TWIP)鋼作為一種典型的高強(qiáng)鋼，已在車輛底盤[19]、車身[20]以及減震器支座[21]等結(jié)構(gòu)中實(shí)現(xiàn)了應(yīng)用，本文將電阻單元焊技術(shù)應(yīng)用于高強(qiáng)鋼和CFRTP的連接，以碳纖維增強(qiáng)尼龍6復(fù)合材料(CF/PA6)和孿晶誘導(dǎo)塑性鋼為研究對象，探究兩材料之間以不銹鋼鉚釘作為輔助單元的電阻單元焊的工藝特點(diǎn)，為促進(jìn)CFRTP在航空航天、汽車制造等領(lǐng)域的進(jìn)一步應(yīng)用提供技術(shù)支持.

1 試驗材料與方法

試驗設(shè)備采用中頻逆變直流電阻焊機(jī)，選用端部直徑為10 mm的錐臺電極，電極材料為鉻銅鋯.焊接過程中使用循環(huán)冷卻水對電極進(jìn)行冷卻，冷卻水溫度保持在20 ℃左右.試驗選用的CFRTP為碳纖維增強(qiáng)尼龍6復(fù)合材料，長、寬、高分別為 100 mm、 40 mm、3 mm，碳纖維質(zhì)量分?jǐn)?shù)為30%.選用的高強(qiáng)鋼板材為車用孿晶誘導(dǎo)塑性鋼TWIP980，長、寬、高分別為100 mm、40 mm、 1.5 mm.選用的鉚釘為304不銹鋼鉚釘，鉚釘直徑為 6 mm，高為3 mm，鉚釘帽直徑為10 mm，厚度為 1 mm.所選用材料的化學(xué)成分如表1所示，表中數(shù)據(jù)為元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，各材料的物理性能如表2所示.在前期研究中發(fā)現(xiàn)鉚釘在電阻熱和電極壓力的作用下會發(fā)生鐓粗，因此本研究中在CF/PA6板中心待焊區(qū)域處鉆一直徑6.1 mm的通孔，并將鉚釘插入孔中至鉚釘?shù)撞颗cTWIP980鋼板(以下簡稱鋼板)上表面剛好接觸為止，使得鉚釘與CF/PA6板之間形成間隙配合，預(yù)留出鐓粗量.隨后在鉚釘與鋼板上進(jìn)行電阻點(diǎn)焊.根據(jù)預(yù)試驗的結(jié)果，為研究焊接過程中的熔核生長情況，并且獲得性能優(yōu)良的接頭，選取如表3所示的焊接參數(shù)，電極壓力維持5 kN.圖1為電阻單元焊過程示意圖.

表1 母材的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of base metal %

表2 材料的物理性能Tab.2 Physical properties of materials

表3 試驗焊接參數(shù)及拉伸剪切試驗結(jié)果Tab.3 Welding parameters of experiments and results of tensile shear experiments

圖1 電阻單元焊過程示意圖Fig.1 Schematic of REW process

焊接結(jié)束后在試件中部切割得到金相試樣，經(jīng)打磨拋光并采用鹽酸三氯化鐵溶液與4%(體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精溶液分別腐蝕鉚釘與鋼板處，隨后在光學(xué)顯微鏡下觀察試樣的宏觀形貌與微觀組織，并采用能譜儀(EDS)分析CF/PA6板材與鉚釘和鋼板的界面處的元素分布情況.采用HVS-1000型顯微維氏硬度儀測試接頭各區(qū)域的硬度分布，試驗力為9.8 N，壓力保持時間為15 s.采用萬能拉伸機(jī)對試樣進(jìn)行拉伸剪切試驗，加載速率為3 mm/min，并采用Hitachi SU1510鎢燈絲掃描電子顯微鏡觀察接頭斷口.

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 接頭力學(xué)性能與斷口形貌

拉伸測試結(jié)果如表3和圖2所示.從圖中可以看出以下幾點(diǎn)規(guī)律：① 無論在哪個焊接電流下，接頭失效載荷均隨著焊接時間的延長呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢；② 隨著焊接電流的增大，所允許的焊接時間范圍越來越窄.這主要是由于當(dāng)焊接時間過短時，鉚釘與鋼板之間無法形成有效的冶金結(jié)合，接頭強(qiáng)度也不足；當(dāng)焊接時間過長時，由于CF/PA6板的熱導(dǎo)率非常低(約為0.4 W·m-1·K-1)，熱量無法及時散出，使得熱量積聚在鉚釘主體處，將鉚釘主體加熱至熔化，同時CF/PA6發(fā)生熔化乃至熱分解.在鉚釘與鋼板的接觸部位的熔化、鉚釘主體焊接過程的受熱導(dǎo)致CF/PA6熱分解氣態(tài)產(chǎn)物的共同作用下，焊接過程發(fā)生劇烈飛濺甚至爆炸，接頭強(qiáng)度急劇降低.因此在每一焊接電流下均存在與之相對應(yīng)的最優(yōu)焊接時間或焊接時間范圍，且隨著焊接電流的增大，這一時間范圍逐漸減小.圖2中最大的失效載荷出現(xiàn)在焊接電流為10 kA，焊接時間為60 ms的條件下，該失效載荷平均值為5.86 kN.

圖2 各焊接參數(shù)下拉伸剪切測試得到的失效載荷Fig.2 Failure loads of each welding parameter in tensile shear test

圖3所示為拉伸剪切試驗中出現(xiàn)的4種失效模式，按熱輸入從低到高排序，分別為界面斷裂、部分紐扣斷裂、CF/PA6母材斷裂及脆性斷裂.其中界面斷裂是由于熱輸入過低，熔核直徑尺寸不足所造成的.隨著熱輸入的增加，熔核尺寸增大，接頭強(qiáng)度提高，斷裂模式轉(zhuǎn)變?yōu)椴糠旨~扣斷裂.當(dāng)焊接參數(shù)經(jīng)優(yōu)化后，鉚釘與鋼板之間的結(jié)合強(qiáng)度超過CF/PA6板材的強(qiáng)度而發(fā)生CF/PA6母材斷裂，是期望得到的斷裂模式.脆性斷裂則是由于熱輸入過大導(dǎo)致鉚釘主體與周圍的CF/PA6板材被熔化，熔化的CF/PA6無法包裹住熔化的鋼材導(dǎo)致發(fā)生劇烈飛濺，同時大量碳元素混入熔化鋼材，導(dǎo)致接頭組織變脆，接頭呈現(xiàn)脆性斷裂特征.

圖3 不同熱輸入下的接頭失效模式Fig.3 Failure modes of joints at different heat inputs

圖4所示為不同失效模式下用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察斷口的形貌圖，脆性斷裂下接頭的結(jié)合力極低，無實(shí)際價值，因此未做觀察.圖4(a)和4(d)為界面斷裂下鋼板側(cè)斷口形貌.可以看到該區(qū)域出現(xiàn)冰糖狀的晶粒形貌，表現(xiàn)出明顯的沿晶斷裂特征，表明界面斷裂模式下的脆性較大.圖4(b)和4(e)為部分紐扣斷裂下鋼板側(cè)的斷口形貌.可以明顯觀察到該區(qū)域出現(xiàn)較為密集且尺寸較大的韌窩，表明在該部分紐扣斷裂模式下，接頭的韌性有所提升.圖4(c)和4(f)為CF/PA6母材斷裂模式下CF/PA6斷口處橫截面的斷裂形貌.可以看到，在塑料基體上密集分布著的碳纖維增強(qiáng)相，且碳纖維結(jié)構(gòu)相對完整，暴露出的碳纖維表面也比較光滑，這種斷裂在復(fù)合材料領(lǐng)域一般被稱為纖維-基體分離.

圖4 不同失效模式下的斷口形貌Fig.4 Fracture morphology in different failure modes

2.2 宏觀與微觀組織形貌

圖5所示為同熱輸入條件下接頭宏觀形貌.當(dāng)熱輸入較小時，接頭上表面沒有飛濺(見圖5(a))，鉚釘和鋼板僅在很小區(qū)域內(nèi)形成黏連，且未觀察到熔核(見圖5(b)).當(dāng)熱輸入增大后(I=8 kA,t=60 ms)，接頭上表面出現(xiàn)少量擠出的CF/PA6(見圖5(c))，熔核在鉚釘與下板界面處形成(見圖5(d))，鉚釘內(nèi)部組織受熱發(fā)生相變.當(dāng)熱輸入進(jìn)一步增大(I=10 kA,t=70 ms)，接頭上表面出現(xiàn)較多擠出的CFRTP(見圖5(e))，鉚釘腿基本全部熔化，熔化的鋼直接與CF/PA6相接觸，如圖5(f)所示.當(dāng)熱輸入過大時(I=16 kA,t=40 ms)，接頭上表面大量CFRTP被擠出(見圖5(g))，從圖5(h)的接頭橫截面形貌可知，由于熱輸入過大，鉚釘腿完全熔化，鉚釘周圍的CF/PA6也大量分解，接頭發(fā)生劇烈飛濺，鉚釘被大幅壓入CF/PA6板中.

圖5 不同熱輸入下接頭的宏觀形貌Fig.5 Macroscopic morphology of joints at different heat input levels

為分析CF/PA6板材與鉚釘及鋼板界面處的結(jié)合情況，分別對3組焊接參數(shù)下得到的焊接接頭中CF/PA6板材與鉚釘及鋼板的結(jié)合處進(jìn)行EDS線掃描分析，結(jié)果如圖6所示.結(jié)合圖6(a)～6(c)和圖5(a)、5(b)可知，當(dāng)熱輸入較低時，CF/PA6板材與鉚釘和鋼板之間仍保留著清晰的界面，CF/PA6板材側(cè)碳元素原子分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)高于鉚釘與鋼板處的碳元素原子分?jǐn)?shù)，而鉚釘與鋼板處的鐵元素原子分?jǐn)?shù)明顯高于CF/PA6板材側(cè)，且碳元素與金屬元素原子分?jǐn)?shù)均在界面處發(fā)生突變，這表明CF/PA6與鉚釘及鋼板界面處并未出現(xiàn)明顯的擴(kuò)散現(xiàn)象，也沒有化合物的生成.當(dāng)I=8 kA,t=60 ms時，鉚釘與板界面已形成一定尺寸熔核(見圖5(d))，而CF/PA6與鉚釘界面依然保持平直(見圖6(d))，碳元素與鐵元素在界面存在明顯分界，說明此時也未出現(xiàn)明顯擴(kuò)散以及化合物形成.當(dāng)熱輸入過大時，由于此時熔化的鋼與CF/PA6相接觸(見圖5(f))，導(dǎo)致CF/PA6熔化甚至分解，此時CF/PA6與鉚釘界面不再平直，由圖6(h)可見部分突入鋼熔核內(nèi)部的CF/PA6存在鐵元素和碳元素共存區(qū)(界面1與界面2之間)，說明熱輸入過大情況下兩種材料中的元素會發(fā)生混合.

圖6 不同焊接參數(shù)下接頭EDS線掃描結(jié)果Fig.6 EDS line scanning results of joints at different welding parameters

為分析不同熱輸入下鉚釘周圍CF/PA6板材的微觀組織變化情況，選取3組焊接參數(shù)的接頭上與鉚釘相鄰區(qū)域的CF/PA6組織進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖7所示.圖7(a)展示了圖5(b)中白色方框區(qū)域內(nèi)的CF/PA6微觀組織.可以看出，在低熱輸入下，CF/PA6也存在少量氣孔，該氣孔可能是板材注塑完成后本身存在的孔隙.圖5(d)中白色方框區(qū)域內(nèi)的CF/PA6組織如圖7(b)所示，此時CF/PA6基體出現(xiàn)層疊狀，說明CF/PA6基體已發(fā)生了熔化與凝固.圖7(c)展示了圖5(f)中白色方框區(qū)域內(nèi)CF/PA6的微觀組織，可以看到，當(dāng)I=10 kA,t=70 ms時，隨熱輸入進(jìn)一步增大，CF/PA6基體發(fā)生了顯著流動，同時出現(xiàn)巨大氣孔，說明CF/PA6基體發(fā)生了分解.

圖7 不同焊接參數(shù)下鉚釘周圍CF/PA6微觀組織Fig.7 Microstructure of CF/PA6 around rivet at different welding parameters

圖8所示為I=8 kA,t=60 ms時的焊接接頭橫截面宏觀形貌及各區(qū)域的微觀組織形貌.從圖8(a)中可以明顯看出在鉚釘與鋼板之間形成熔核，熔核直徑接近鉚釘?shù)闹睆?，且下鋼板?cè)的熔核厚度接近鋼板的厚度.由于焊接時產(chǎn)生的熱量無法及時經(jīng)CF/PA6板材傳導(dǎo)，與鉚釘相鄰處的CF/PA6板材的組織在熱作用下也發(fā)生了輕微變化，該輕微變化即圖7(b)中展示的層疊狀變化，此時CF/PA6未出現(xiàn)明顯分解.圖8(a)可以看到在鉚釘頭部由于受電阻熱的作用，電極正下方的組織也發(fā)生了變化，經(jīng)高倍觀察發(fā)現(xiàn)該組織為鑄態(tài)組織(見圖8(b)).這是由于鉚釘頭部與電極接觸處產(chǎn)生的熱量可以通過水冷的作用而散失，而近表面處由于離電極較遠(yuǎn)，熱量無法及時散失，所以熱量相對集中，使該區(qū)域晶粒受熱而長大，形成粗大的樹枝晶區(qū)域.圖8(c)為鉚釘主

體部分的微觀組織形貌，該區(qū)域受電阻熱的影響較小，組織基本未出現(xiàn)變化，仍保持明顯的軋制態(tài)組織.圖8(d)為熔核區(qū)的微觀組織形貌，該區(qū)域由于鉚釘與鋼板處存在較大的接觸電阻，從而產(chǎn)生大量電阻熱，且該區(qū)域散熱條件較差，使得該區(qū)域發(fā)生重熔，較大的過熱度使得形核質(zhì)點(diǎn)數(shù)量大量減少，所以熔核區(qū)的組織為均勻的奧氏體等軸晶粒，且與鉚釘主體與鋼板的母材處的晶粒相比，晶粒尺寸有所增大.圖8(e)為鋼板母材區(qū)的微觀組織形貌，母材的組織為典型的奧氏體組織，且晶粒較為細(xì)小，晶間存在點(diǎn)狀析出物.圖8(f)為鋼板熱影響區(qū)的微觀組織形貌，該區(qū)域由于合金元素原子分?jǐn)?shù)較高，使得馬氏體轉(zhuǎn)變溫度開始降低，并且距離熱導(dǎo)率較低的CF/PA6較遠(yuǎn)的同時直接接觸水冷電極，使得熱量散失較快，因此具備了快速加熱與冷卻的條件，使得該區(qū)域形成了板條狀的馬氏體組織.

采用顯微維氏硬度計測量了焊接電流為8 kA，焊接時間為60 ms接頭的硬度，從鉚釘右側(cè)邊緣正下方的鋼板底部開始至鉚釘左側(cè)邊緣高2 mm處，水平方向每隔0.15 mm，豎直方向每隔0.05 mm選取一測試點(diǎn)，測量結(jié)果如圖9所示.依據(jù)硬度值可將其劃分為A～D共4個區(qū)域：A區(qū)域為鉚釘?shù)哪覆膮^(qū)，由奧氏體組織組成，且該區(qū)域較其他區(qū)域合金元素原子分?jǐn)?shù)較少，故硬度最低，約為180；B區(qū)域為熔核區(qū)，金相組織為均勻的奧氏體(見圖8(d))，但與TWIP鋼母材組織相比，奧氏體晶粒尺寸較大，所以硬度較低，普遍位于200～250之間；C區(qū)為鋼板處的熱影響區(qū)，由前文討論可知該區(qū)域形成了馬氏體(見圖8(f))，使硬度大幅提高，在500上下浮動；D區(qū)為鋼板的母材區(qū)，由均勻細(xì)密的等軸奧氏體晶粒組成(見圖8(e))，硬度相對較低，約為290.

2.3 CFRTP/高強(qiáng)鋼電阻單元焊工藝特點(diǎn)分析

對于高強(qiáng)鋼或不銹鋼電阻點(diǎn)焊，常用的焊接工藝通常為焊接電流較低、焊接時間較長的“軟規(guī)范”，如Yu等[22]指出對于1.4 mm厚TWIP980鋼，焊接電流5～5.5 kA，焊接時間200～350 ms是比較適合的工藝參數(shù).Mohamadizadeh等[23]采用7 kA、400 ms 焊接1.2 mm厚的22MnB5鋼.Charde等[24]采用7～9 kA，200～400 ms焊接2.0 mm 厚304不銹鋼.但是當(dāng)進(jìn)行以不銹鋼鉚釘作為輔助單元的CFRTP/高強(qiáng)鋼電阻單元焊時，由于CFRTP的存在，不能采取通常的小電流、長時間的“軟規(guī)范”工藝，主要原因在于：① CFRTP的熱導(dǎo)率遠(yuǎn)遠(yuǎn)小于高強(qiáng)鋼和不銹鋼，這就導(dǎo)致熱量更容易累積在焊接區(qū)；② CFRTP的熔點(diǎn)和分解點(diǎn)遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于鋼材的熔點(diǎn).上述兩個原因?qū)е翪FRTP/高強(qiáng)鋼電阻單元焊中的CFRTP非常容易過熱分解，一方面大量碳元素會溶入液態(tài)熔核，導(dǎo)致最終接頭變脆；另一方面，鉚釘周圍的CFRTP軟化或熔化后，無法包圍住液態(tài)熔核，從而導(dǎo)致飛濺發(fā)生.最后，CFRTP過熱分解后，CFRTP板材內(nèi)部出現(xiàn)大量氣孔，惡化板材自身性能.CFRTP/高強(qiáng)鋼電阻單元焊的一個核心問題在于如何在形成一定尺寸的熔核的同時，避免或減少CFRTP的分解，CFRTP/高強(qiáng)鋼電阻單元焊的工藝有待進(jìn)一步研究.

通過本研究發(fā)現(xiàn)，采用較高的電流和較短的焊接時間，即相對更“硬”的工藝，是實(shí)現(xiàn)CFRTP/高強(qiáng)鋼電阻單元焊的一個重要途徑.這是由于延長焊接時間會導(dǎo)致熱積累增加，傳導(dǎo)至CFRTP的熱量增加.圖10所示為本研究確定出的焊接工藝窗口，在此工藝窗口范圍內(nèi)對應(yīng)的失效載荷范圍為 5.07～5.86 kN.從中可知，允許的最長焊接時間也只有 90 ms，遠(yuǎn)小于常規(guī)鋼板點(diǎn)焊的焊接時間.此外，窗口呈現(xiàn)“月牙”形，每種電流下的許用焊接時間范圍非常窄，說明該工藝對焊接時間的變化非常敏感，10～20 ms時間的變化即可對接頭產(chǎn)生顯著影響.

最后還需說明的是，在本研究確定的焊接工藝窗口內(nèi)，CFRTP板仍存在一定程度的分解，如圖7(b)所示，表明有必要對該工藝開展進(jìn)一步研究.下一步將結(jié)合數(shù)值模擬，研究不同鉚釘材料和結(jié)構(gòu)情況下電阻單元焊的焊接溫度場特征以及熔核形成機(jī)理.

3 結(jié)論

在保證形成一定尺寸熔核的同時，避免或減少CFRTP的分解是CFRTP/高強(qiáng)鋼電阻單元焊能夠成功實(shí)施的關(guān)鍵.CFRTP具有遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于高強(qiáng)鋼的熔點(diǎn)和熱導(dǎo)率，使得CFRTP在電阻單元焊中極易發(fā)生過熱分解，CFRTP/高強(qiáng)鋼的電阻單元焊對焊接時間的變化非常敏感.CFRTP/高強(qiáng)鋼電阻單元焊工藝還存在較大的優(yōu)化空間，有待進(jìn)一步研究.

(1) 采用相對于常規(guī)鋼板電阻點(diǎn)焊更“硬”的焊接工藝，即大電流、短時間，是CFRTP/高強(qiáng)鋼的電阻單元焊一種比較有效的焊接策略.在本研究優(yōu)化焊接參數(shù)下，CFRTP板與鋼板和鉚釘?shù)慕缑嫖匆娫財U(kuò)散，也未形成明顯的機(jī)械自鎖；CFRTP/高強(qiáng)鋼電阻單元焊接頭通過鉚釘與鋼板之間形成熔核而實(shí)現(xiàn)連接，但仍不能完全避免CFRTP板的分解.

(2) 接頭在拉伸剪切試驗下觀察到4種失效模式：界面斷裂、部分紐扣斷裂、CF/PA6母材斷裂與脆性斷裂.其中部分紐扣斷裂較界面斷裂模式下，接頭韌性較高，CF/PA6母材斷裂是期望的斷裂模式.

(3) 鉚釘帽處在電阻熱的作用下出現(xiàn)鑄態(tài)組織，鉚釘主體受熱影響較小，仍保持明顯的軋制態(tài)組織.熔核區(qū)由于產(chǎn)生大量電阻熱，且受熱導(dǎo)率極低的CFRTP板材包圍，形成粗大的等軸奧氏體晶粒，維氏硬度值為200～250.TWIP鋼熱影響區(qū)由于直接接觸水冷且距離CFTRP板材較遠(yuǎn)，形成板條狀的馬氏體組織，維氏硬度達(dá)500 左右.