微观结构模拟长纤维增强热塑性塑料的蠕变行为外文翻译资料

 2022-01-01 22:32:37

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微观结构模拟长纤维增强热塑性塑料的蠕变行为

摘要

长纤维增强热塑性塑料（LFT）似乎有希望通过注射或压缩成型，以经济高效的方式制造轻质结构。由于热塑性塑料基体内的连续滑动，存在的一个主要问题仍然是它们固有的蠕变倾向。为了使LFT构件能够在显著的静载荷下应用，必须深刻了解粘弹性基体与无纺布，不连续纤维增强体之间的相互作用。在目前的工作中，这些相互作用是通过计算机生成的LFT结构的微机械有限元模拟来研究的。采用四参数Burgers模型，通过适当的本构关系，对纯矩阵的粘弹性特性进行了实验表征，并将其应用到微观结构模型中。由于观察到明显的非线性程度，所应用的模型扩展到非线性粘弹性区域，并发现其适用于实验数据的精确再现。结合粘弹性矩阵的微观力学蠕变模拟,然后，通过对三种不同纤维组分（PPGF10、PPGF 20和PPGF 30）的LFT试样的蠕变实验，验证了该材料在两种不同方向、多个应力水平下的性能。模型预测显示了与实验结果的良好一致性，特别是对于较低和中等应力水平，而在最高应力水平下可以观察到略微增加的误差。通过应用粘弹性矩阵模型的不同变量,结果表明，非线性对复合材料有效蠕变行为的影响是相当大的。最后，通过不同时间的等值线图，观察了蠕变过程中微观组织应力应变的变化。可以清楚地观察到从粘弹性基体到弹性纤维的应力的重新分布。

关键词：长纤维增强热塑性塑料（LFT）、聚合物基复合材料（PMCs）、蠕变、有限元分析（FEA）、多尺度建模

  1. 简介

长纤维增强热塑性塑料（LFT）等热塑性基体复合材料在汽车轻结构制造中越来越重要。它们体现了机械性能和成本之间的良好权衡，因为它们适合通过注射或模压成型等技术进行大规模生产，并且具有足够高的纤维长度，从而导致了相关的强度较高[1]。此外，由于热塑性基体的凝固过程的可逆性，它们是可回收的。然而，由于其固有的蠕变变形趋势，在显着的静态载荷下对结构部件的应用的限制仍然存在。这是由热塑性基质的聚合物链的负载驱动，连续滑动产生的。与热固性材料相比，缺乏侧链网络是造成更明显蠕变的原因。尽管整体热塑性材料的粘弹性性能得到了相当高的研究，但是纤维增强热塑性塑料的报道却很少。这特别适用于具有非织造结构的不连续纤维增强复合材料。为了确保在结构部件中的应用，深刻理解热塑性基质和纤维之间的微观结构相互作用是至关重要的。

在文献中已经提出了各种粘弹性模型。它们中的大多数最初是为了描述块状聚合物材料的机械性能而开发的，但可以应用于复合材料或在-微观结构模型中-用于描述复合材料的粘弹性相。其中包括经典的Maxwell和Kelvin-Voigt原理以及它们与四参数Burgers模型的组合。通常采用卷积积分形式的玻尔兹曼叠加原理对其进行数学描述，得到的记忆函数仅限于原形式的线性粘弹性行为。Leaderman[2]在卷积积分中引入非线性化函数，对非线性粘弹性的推广做出了基础性贡献。Schapery[3]提出了一种更一般且热力学一致的Leaderman改进叠加原理形式，这种原理今天被广泛接受。Findley等人[4]遵循不同的路线，通过幂律来描述时间依赖的变形，与Schapery模型相比，它限于单个弛豫时间。在文献中提出了这种模型的各种有限元实现及其在各种加载场景中的应用。Lai和Bakker[5]以Haj-Ali和Muliana[6]描述了Schapery模型的实现。 Woldekidan[7]给出了多个模型在数值实现方面的出色概述和比较。Scott等人[8]发表了关于聚合物基质复合材料（PMCs）的蠕变行为的一般综述以及用于表征它们的相关实验和建模技术。Lou和Schapery[9]提出了适用于纤维增强塑料的宏观材料法。Greco等人[10]研究了具有编织结构的热塑性复合材料的弯曲蠕变，并应用分析模型来描述了实验结果。Houshyar等[11]人研究了不同纤维体积分数对聚丙烯基复合材料蠕变行为的影响。Howard和Hollaway[12]描述了一种随机取向的玻璃纤维/聚酯复合材料，并应用Schapery模型来描述实验数据。所有这些方法都局限于宏观层面-异质材料中的微机械相互作用则未考虑。

基于组分行为确定有效复合材料性能的微观力学方法被广泛用于预测材料的弹性性能。相比之下，将经典的均质化方法扩展到粘弹性的研究相对较少。这类方法通常包括对基体、纤维或界面的粘弹性描述，以表示它们随时间变化的行为。像Mori-Tanaka方案[13]这样的分析方法明显缩短了计算时间，但是在几何形状和夹杂物的相互作用方面需要显着的简化。这种分析方法足够准确，可描述具有明显纤维取向和长度分布的LFT的时间无关弹性[14-16]。然而，这不一定是它们的粘弹性行为的情况。以代表性体积元素（RVE）的形式明确描绘微结构的有限元（FE）模型克服了这些简化，但它们通常需要大量的计算资源。Brinson和Lin[17]使用Mori-Tanaka方法通过应用弹性-粘弹性对应原理对粘弹性相的复合材料进行建模，并将其与单向复合材料的有限元模拟进行比较。Brinson和Knauss[18]通过有限元模拟分析了多相粘弹性固体。 Matzenmiller和Gerlach[19]提出了一种粘弹性复合材料的微观力学模型，该模型基于广义的细胞方法，具有柔顺的纤维-基质粘合。Fisher和Brinson也对粘弹性间期进行了论述[20]。层叠复合材料的非线性粘弹性行为由Haj-Ali和Muliana[21]通过结合Schapery模型描述基体和四单元微模型来解释单向弹性纤维。

用于描述蠕变行为的特定微机械模型非织造纤维结构具有明显的纤维取向和长度分布目前并不可行。因此，这项工作扩展了LFT的微观结构模型[22,23]，包括基体的粘弹性描述，以检测其蠕变行为。

为此，在实验测量的微观结构数据符合条件下制备具有不同纤维分数的三种材料的人造LFT结构：纤维取向分布，纤维长度分布和纤维体积分数（第3.1节）。基质的粘弹性是在纯基质的物质样品上测定的。根据实验结果，在FE软件中实现了四参数Burgers模型形式的适当本构法，并在蠕变试验中进行了校准（第3.2节）。由于实验结果显示出强烈的非线性，该模型延伸到非线性粘弹性区域。最后，使用粘弹性矩阵模型对计算机生成的LFT微结构进行蠕变模拟。预测值与第4.1节中LFT试样的实验蠕变试验相比较。为了可视化非线性矩阵行为对其的影响在复合材料的有效蠕变曲线中，应用并比较了粘弹性本构关系的不同变体。此外，微观应力和应变的演变通过不同时间的微观结构的等高线图进行研究（第4.2节）。我们模型的潜在应用将在4.3节中讨论。

2. LFT材料和实验方法

研究所用的LFT材料由聚丙烯基体（DOWreg;C711-70RNA）和玻璃纤维（TufRovreg;4575）组成。三种材料变体RPGF10、RPGF20和RPGF30的纤维重量分数分别为10、20和30 wt-%（相应的纤维体积分数分别为3.8、8.2和13.2 vol-%）。PPGF30和PPGF20在结构应用有特殊的优势并且通常在汽车工业中使用，而PPGF10对于为模型验证提供额外数据而言具有学术上的意义。Henning等人[24]用如下所述的压缩成型方法制备了尺寸为400times;400times;3 mm3的板材。从挤出机出来的LFT股在模具中的位置并不对称。模具压缩过程中的材料流动会在钢绞线嵌入位置外的各处产生相当高的纤维取向度。这所谓的平板流动区域在下面进行了研究。对于机械性能测试，拉伸试样将在相对于纤维平均取向的0°（流动方向）和90°（横向）方向上取样。利用计算机断层扫描（CT）技术对材料的纤维取向分布进行了测量，确定了材料的微观结构模型所需的纤维取向分布。通过分析焚烧的样本分析纤维长度分布。这些步骤的更多细节在先前的文献[22,23]中给出。为了测定纯聚丙烯的力学性能，采用注射-压缩成型法制备了基体材料试样。为确保基体试样与LFT试样中基体的机械相容性，对基体物质试样加入了与LFT工艺相同的偶联剂和稳定剂。

基体和LFT试样的蠕变试验（几何结构符合DIN EN ISO 3167，断面缩小为70times;10times;3 mm3）在标准气候下执行（23℃温度，相对50%湿度）。在6·105s的负载期开始时，以铅重量的形式施加由试样横截面积和期望的标称应力水平的乘积限定的载荷。对于小于等于5 Mpa的应力水平，荷载直接附着在试样夹具，而传动比为10的杠杆机构用于更高的应力水平。使用Instronreg;2620-604轴向夹持式引伸计测量应变，其标距为50 mm。在3600s的时间内，选择1 s的记录间隔进行数据采集。在那之后-直到总测试时间6·105秒-记录间隔增加到600秒。

3.建模

3.1. 计算机生成LFT结构

适用于复制LFT材料的复合非织造纤维结构的应用结构生成方法描述于参考文献中[22,23]。参考文献[25]中给出了相同结构的可选体素离散化。根据所需的平面纤维取向和长度分布产生一叠稀疏的直纤维。然后在有限元模拟中压缩纤维，直到达到纤维体积分数的实际值。接触面的简化可防止相邻纤维的相互渗透，纤维波纹度类似于通过压缩成型生产的真实材料的制造过程。最后，将变形的纤维置于长方体中，剩余的间隙用表示矩阵的四面体网格填充。

示例性结构的网格特写如图1所示。将计算机生成的纤维结构的一小部分与图2（左）中相应CT扫描的一部分进行比较。在纤维波纹度和填充密度等特性特征方面，可以观察到高度相似性。然而，所描绘的部分太小而不能完全代表测量的纤维取向。因此，将计算机生成的结构和相应的CT扫描的纤维方向分布（平面内纤维角度的概率密度函数）在图2（右）中进行了比较，以获得完整的分析体积。为此，在人工结构和CT扫描的二维图像上应用了基于图像J[26]插件方向性的相同图像相关技术。通过LFT结构和CT扫描等距切割提取图像。计算机生成的结构与实验数据很好地吻合，因此非常适合于微机械仿真。这就是说，需要注意的是，所应用的程序代表了一种产生非织造纤维结构的实用方法，并且不考虑在实际压缩成型过程中控制微观结构演变的复杂物理机制。此外，值得一提的是，即使计算机生成的结构是基于纤维方向和长度分布形式的统计分布，它们也不能被称为经典代表体积元（RVE），因为目前的材料不可能实现尺度分离：与体积元件（50 mm）或（在某些情况下）整个部件的最大尺寸相比，最大纤维长度（50 mm）并不小。参考文献[23]对结构不同尺寸的影响进行了进一步的讨论和研究。

在这项工作中，研究了之前研究过的相同结构的蠕变特性[22]。这些包括计算机生成的三种不同纤维组分（PPGF10、PPGF20和PPPGF30，见表1）的LFT材料的微观结构。并且假设了与时间无关的弹性纤维特性（见表2）和完美的界面，并将聚丙烯基体的粘弹性行为实施到模拟中，如下所述。

3.2.粘弹性矩阵模型

3.2.1.模型选择

根据实验结果（第3.2.3节），Burgers模型被认为是聚丙烯基体粘弹性行为最现实的数学描述。由于其具有自由缓冲器（eta;0，图3）的特征，模型的粘性特征是主要的，因此在Kelvin-Voigt元件（E1和eta;1）松弛之后产生静止蠕变速率。这相当于假设负载下的聚合物链。它与一个不可逆的应变分量耦合，该应变分量在卸载后的恢复阶段保持不变。对于所研究的聚丙烯，也可以观察到无定形或半结晶热塑性塑料的这些共同特征，并激发模型的选择。后面所描述的实验结果还揭示了作为应力函数的蠕变曲线的强非线性。因此，必须将Burgers模型推广到非线性粘弹性体系。另一种方法是将Schapery模型[3]拟合到实验数据中。 由于Schapery模型基于广义的Maxwell模型，该模型不具有自由缓冲器，因此更适合模拟热固性材料的响应，如Brinson [27]所讨论的。因此，Schapery模型对于本研究中处理的热塑性聚丙烯基体是不合适的。

图1.PPGF30（13.2 vol-％）LFT结构的有限元网格的特写镜头。 关于应用的微结构生成过程的全部细节在参考文献中描述[22,23]。

图2.计算机生成纤维的一小部分PPGF30的结构（左，上）与CT扫描（左，下）相比较和计算机生成结构的平面纤维取向分布的概率密度函数与CT扫描（右）相比较。

表1

LFT结构的特征值。 细节可以在参考文献[22,23]中找到。

表2

聚丙烯基体非线性粘弹性模型和玻璃纤维线性弹性模型的参数。

图3.粘弹性Burgers模型的流变符号。

3.2.2. 模型的确定和实施

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资料编号：[2599]

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