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In dieser Arbeit wird die Co-Konsolidierung im Thermoformen zwischen kontinuierlich faserverstärkten, teilkonsolidierten CF/PEEK Tape-Preforms und kontinuierlich faserverstärkten, vollständig konsolidierten CF/PEEK Tape-Laminaten untersucht. Bei der Co-Konsolidierung handelt es sich um die Herstellung einer Schweißverbindung zwischen zwei oder mehr Thermoplasten durch separates Aufheizen, Zusammenbringen der Fügeflächen und rasches Abkühlen unter Druck im isothermen Werkzeug. Die adressierte Anwendung ist das Verschweißen von Versteifungen auf Tape-Preforms während dem Thermoformen, sodass nachgeschaltete Fügeprozesse solcher Versteifungen obsolet werden und die Zykluszeit des Thermoformens unverändert bleibt.
Die Ergebnisse zeigen, dass der Grad der Teilkonsolidierung der Tape-Preforms -
unabhängig der gewählten Einstellgrößen des Werkzeugdrucks - keinen Einfluss auf die Konsolidierung der Tape-Laminate nach dem Thermoformen nimmt. Im Bereich einer Versteifung ist ein vergleichsweise größerer Werkzeugdruck zur Konsolidierung der teilkonsolidierten Tape-Preform notwendig, damit dort die gleichen Eigenschaften wie fern der Co-Konsolidierung erzeugt werden. Die zwischen Tape-Laminat und Versteifung gemessenen Zugscherfestigkeiten, die mittels Co-Konsolidierung im Thermoformen erzeugt werden, sind niedriger als die der Co-Konsolidierung im Autoklav.
The demand of sustainability is continuously increasing. Therefore, thermoplastic
composites became a focus of research due to their good weight to performance
ratio. Nevertheless, the limiting factor of their usage for some processes is the loss of
consolidation during re-melting (deconsolidation), which reduces the part quality.
Several studies dealing with deconsolidation are available. These studies investigate
a single material and process, which limit their usefulness in terms of general
interpretations as well as their comparability to other studies. There are two main
approaches. The first approach identifies the internal void pressure as the main
cause of deconsolidation and the second approach identifies the fiber reinforcement
network as the main cause. Due to of their controversial results and limited variety of
materials and processes, there is a big need of a more comprehensive investigation
on several materials and processes.
This study investigates the deconsolidation behavior of 17 different materials and
material configurations considering commodity, engineering, and performance
polymers as well as a carbon and two glass fiber fabrics. Based on the first law of
thermodynamics, a deconsolidation model is proposed and verified by experiments.
Universal applicable input parameters are proposed for the prediction of
deconsolidation to minimize the required input measurements. The study revealed
that the fiber reinforcement network is the main cause of deconsolidation, especially
for fiber volume fractions higher than 48 %. The internal void pressure can promote
deconsolidation, when the specimen was recently manufactured. In other cases the
internal void pressure as well as the surface tension prevents deconsolidation.
During deconsolidation the polymer is displaced by the volume increase of the void.
The polymer flow damps the progress of deconsolidation because of the internal
friction of the polymer. The crystallinity and the thermal expansion lead to a
reversible thickness increase during deconsolidation. Moisture can highly accelerate
deconsolidation and can increase the thickness by several times because of the
vaporization of water. The model is also capable to predict reconsolidation under the
defined boundary condition of pressure, time, and specimen size. For high pressure
matrix squeeze out occur, which falsifies the accuracy of the model.The proposed model was applied to thermoforming, induction welding, and
thermoplastic tape placement. It is demonstrated that the load rate during
thermoforming is the critical factor of achieving complete reconsolidation. The
required load rate can be determined by the model and is dependent on the cooling
rate, the forming length, the extent of deconsolidation, the processing temperature,
and the final pressure. During induction welding deconsolidation can tremendously
occur because of the left moisture in the polymer at the molten state. The moisture
cannot fully diffuse out of the specimen during the faster heating. Therefore,
additional pressure is needed for complete reconsolidation than it would be for a dry
specimen. Deconsolidation is an issue for thermoplastic tape placement, too. It limits
the placement velocity because of insufficient cooling after compaction. If the
specimen after compaction is locally in a molten state, it deconsolidates and causes
residual stresses in the bond line, which decreases the interlaminar shear strength. It
can be concluded that the study gains new knowledge and helps to optimize these
processes by means of the developed model without a high number of required
measurements.
Aufgrund seiner guten spezifischen Festigkeit und Steifigkeit ist der
endlosfaserverstärkte Thermoplast ein hervorragender Leichtbauwerkstoff. Allerdings
kann es während des Wiederaufschmelzens durch Dekonsolidierung zu einem
Verlust der guten mechanischen Eigenschaften kommen, daher ist Dekonsolidierung
unerwünscht. In vielen Studien wurde die Dekonsolidierung mit unterschiedlichen
Ergebnissen untersucht. Dabei wurde meist ein Material und ein Prozess betrachtet.
Eine allgemeine Interpretation und die Vergleichbarkeit unter den Studien sind
dadurch nur begrenzt möglich. Aus der Literatur sind zwei Ansätze bekannt. Dem
ersten Ansatz liegt der Druckunterschied zwischen Poreninnendruck und
Umgebungsdruck als Hauptursache der Dekonsolidierung zu Grunde. Beim zweiten
Ansatz wird die Faserverstärkung als Hauptursache identifiziert. Aufgrund der
kontroversen Ergebnisse und der begrenzten Anzahl der Materialien und
Verarbeitungsverfahren, besteht die Notwendigkeit einer umfassenden Untersuchung
über mehrere Materialien und Prozesse. Diese Studie umfasst drei Polymere
(Polypropylen, Polycarbonat und Polyphenylensulfid), drei Gewebe (Köper, Atlas und
Unidirektional) und zwei Prozesse (Autoklav und Heißpressen) bei verschiedenen
Faservolumengehalten.
Es wurde der Einfluss des Porengehaltes auf die interlaminare Scherfestigkeit
untersucht. Aus der Literatur ist bekannt, dass die interlaminare Scherfestigkeit mit
der Zunahme des Porengehaltes linear sinkt. Dies konnte für die Dekonsolidierung
bestätigt werden. Die Reduktion der interlaminaren Scherfestigkeit für
thermoplastische Matrizes ist kleiner als für duroplastische Matrizes und liegt im
Bereich zwischen 0,5 % bis 1,5 % pro Prozent Porengehalt. Außerdem ist die
Abnahme signifikant vom Matrixpolymer abhängig.
Im Falle der thermisch induzierten Dekonsolidierung nimmt der Porengehalt
proportional zu der Dicke der Probe zu und ist ein Maß für die Dekonsolidierung. Die
Pore expandiert aufgrund der thermischen Gasexpansion und kann durch äußere
Kräfte zur Expansion gezwungen werden, was zu einem Unterdruck in der Pore
führt. Die Faserverstärkung ist die Hauptursache der Dickenzunahme
beziehungsweise der Dekonsolidierung. Die gespeicherte Energie, aufgebaut während der Kompaktierung, wird während der Dekonsolidierung abgegeben. Der
Dekompaktierungsdruck reicht von 0,02 MPa bis 0,15 MPa für die untersuchten
Gewebe und Faservolumengehalte. Die Oberflächenspannung behindert die
Porenexpansion, weil die Oberfläche vergrößert werden muss, die zusätzliche
Energie benötigt. Beim Kontakt von benachbarten Poren verursacht die
Oberflächenspannung ein Verschmelzen der Poren. Durch das bessere Volumen-
Oberfläche-Verhältnis wird Energie abgebaut. Der Polymerfluss bremst die
Entwicklung der Dickenzunahme aufgrund der erforderlichen Energie (innere
Reibung) der viskosen Strömung. Je höher die Temperatur ist, desto niedriger ist die
Viskosität des Polymers, wodurch weniger Energie für ein weiteres Porenwachstum
benötigt wird. Durch den reversiblen Einfluss der Kristallinität und der
Wärmeausdehnung des Verbundes wird während der Erwärmung die Dicke erhöht
und während der Abkühlung wieder verringert. Feuchtigkeit kann einen enormen
Einfluss auf die Dekonsolidierung haben. Ist noch Feuchtigkeit über der
Schmelztemperatur im Verbund vorhanden, verdampft diese und kann die Dicke um
ein Vielfaches der ursprünglichen Dicke vergrößern.
Das Dekonsolidierungsmodell ist in der Lage die Rekonsolidierung vorherzusagen.
Allerdings muss der Rekonsolidierungsdruck unter einem Grenzwert liegen
(0,15 MPa für 50x50 mm² und 1,5 MPa für 500x500 mm² große Proben), da es sonst
bei der Probe zu einem Polymerfluss aus der Probe von mehr als 2 % kommt. Die
Rekonsolidierung ist eine inverse Dekonsolidierung und weist die gleichen
Mechanismen in der entgegengesetzten Richtung auf.
Das entwickelte Modell basiert auf dem ersten Hauptsatz der Thermodynamik und
kann die Dicke während der Dekonsolidierung und der Rekonsolidierung
vorhersagen. Dabei wurden eine homogene Porenverteilung und eine einheitliche,
kugelförmige Porengröße angenommen. Außerdem wurde die Massenerhaltung
angenommen. Um den Aufwand für die Bestimmung der Eingangsgrößen zu
reduzieren, wurden allgemein gültige Eingabeparameter bestimmt, die für eine
Vielzahl von Konfigurationen gelten. Das simulierte Materialverhalten mit den
allgemein gültigen Eingangsparametern erzielte unter den definierten
Einschränkungen eine gute Übereinstimmung mit dem tatsächlichen
Materialverhalten. Nur bei Konfigurationen mit einer Viskositätsdifferenz von mehr als 30 % zwischen der Schmelztemperatur und der Prozesstemperatur sind die
allgemein gültigen Eingangsparameter nicht anwendbar. Um die Relevanz für die
Industrie aufzuzeigen, wurden die Effekte der Dekonsolidierung für drei weitere
Verfahren simuliert. Es wurde gezeigt, dass die Kraftzunahmegeschwindigkeit
während des Thermoformens ein Schlüsselfaktor für eine vollständige
Rekonsolidierung ist. Wenn die Kraft zu langsam appliziert wird oder die finale Kraft
zu gering ist, ist die Probe bereits erstarrt, bevor eine vollständige Konsolidierung
erreicht werden kann. Auch beim Induktionsschweißen kann Dekonsolidierung
auftreten. Besonders die Feuchtigkeit kann zu einer starken Zunahme der
Dekonsolidierung führen, verursacht durch die sehr schnellen Heizraten von mehr als
100 K/min. Die Feuchtigkeit kann während der kurzen Aufheizphase nicht vollständig
aus dem Polymer ausdiffundieren, sodass die Feuchtigkeit beim Erreichen der
Schmelztemperatur in der Probe verdampft. Beim Tapelegen wird die
Ablegegeschwindigkeit durch die Dekonsolidierung begrenzt. Nach einer scheinbar
vollständigen Konsolidierung unter der Walze kann die Probe lokal dekonsolidieren,
wenn das Polymer unter der Oberfläche noch geschmolzen ist. Die daraus
resultierenden Poren reduzieren die interlaminare Scherfestigkeit drastisch um 5,8 %
pro Prozent Porengehalt für den untersuchten Fall. Ursache ist die Kristallisation in
der Verbindungszone. Dadurch werden Eigenspannungen erzeugt, die in der
gleichen Größenordnung wie die tatsächliche Scherfestigkeit sind.
In der vorliegenden Arbeit wurden das quasistatische und das Ermüdungsverhalten von wirrfaserverstärktem Thermoplast mit Endlosfasern (D-LFT) und von gewebeverstärktem Thermoplast untersucht. Hierbei wurden ortsaufgelöste Verfahren der Deformationsanalyse, schwerpunktsmäßig die Ortsaufgelöste Hysteresismessung und ergänzend die Thermoelastische Spannungsanalyse, eingesetzt. Zur genauen Erfassung des Zerrüttungsvorgangs war in einer vorangegangenen Arbeit die Messgenauigkeit der Hysteresismessung deutlich verbessert worden, und es konnte auf diese sehr wichtigen Vorleistungen zurückgegriffen werden. Zur Gefügeanalyse wurden Röntgengrobstrukturuntersuchungen, Ultraschall- und REM-Untersuchungen durchgeführt. Bei der Untersuchung der quasistatischen Eigenschaften von D-LFT gibt die ortsaufgelöste Dehnungsanalyse wichtige Hinweise zum Werkstoffverhalten. Das Versagen tritt an der Stelle mit dem geringsten E-Modul auf. Die Festigkeitswerte zeigen relativ starke Streuungen aufgrund der Inhomogenität des Gefüges. Bei lokal-dehnungsorientierter Betrachtung tritt eine wesentlich geringere Streuung der Kennwerte auf. Die Bruchdehnung liegt in Abhängigkeit von Fasergehalt und Entnahmerichtung im Mittel zwischen 2,2 und 2,8 %. Dieser Befund der geringen Streuung der lokalen Bruchdehnung ist trotz der deutlichen Unterschiede der Strukturparameter und unterschiedlichen Fasergehalte bemerkenswert. Dieses interessante Charakteristikum des Werkstoffs macht das robuste Verhalten bei mechanischer Belastung von D-LFT-Bauteilen verständlich. Die starken Schwankungen der Festigkeit wirken sich auch beim Ermüdungsverhalten aus. Nur durch geeignete Voruntersuchungen, die sich auf das dehnungsorientierte Materialverhalten stützten, konnte der Prüfaufwand in einem vertretbaren Rahmen gehalten werden. Die mechanisch-dynamischen Kennwerte zeigen bei Ermüdungsbelastung eine mäßige Dämpfungszunahme und eine geringe Steifigkeitsabnahme, verbunden mit einer starken Kriechneigung. Für die Analyse der beiden letzteren Effekte ist eine dehnungsorientierte Betrachtung hilfreich. Die Steifigkeitsabnahme wird durch die Kenngröße der Ausschlagsdehnung ersetzt und kann dann unmittelbar mit dem Kriechen, das durch die Mitteldehnung beschrieben wird, verglichen werden. Wie beim Zugversuch konnte auch beim Ermüdungsversuch eine dehnungsorientierte Analyse des Ermüdungsvorgangs durchgeführt werden. Diese führt zu einem Totaldehnungswöhlerdiagramm, in dem die Wöhlerlinien für Belastung senkrecht und quer zur Faserorientierung nahezu zusammenfallen. Es kann daher von einem maximalen Totaldehnungskriterium des Versagens ausgegangen werden. Der anisotrope, gewebeverstärkte Thermoplast wird statischen und dynamischen Zug- und Druckbelastungen unterworfen. Ergänzende Gefügeuntersuchungen ergeben leider keinen Zusammenhang zwischen der lokalen Kennwerteigenschaft und dem Gefügezustand, was auf den komplexen Aufbau (Wirrfasermittelschicht, beide Randschichten gewebeverstärkt) zurückzuführen ist. Die Werkstoffcharakterisierung an gewebeverstärktem Thermoplast wird bei zwei Chargen unter Zug-, und Druckschwellbelastung untersucht. Bei quasistatischer und dynamischer Belastung tritt das Versagen zumeist an der Stelle mit der geringsten lokalen Steifigkeit auf. Das mechanische Verhalten wird durch die anisotropen Eigenschaften stark bestimmt. Bei Zugschwellbelastung werden Kriechen und Steifigkeitsabnahme beobachtet, wobei bei senkrechter Belastung das Kriechen relativ stärker und die Steifigkeitsabnahme relativ schwächer ausfällt. Die Dämpfungszunahme bei der Ermüdungsbelastung ist z. T. intensiv. Insbesondere bei Charge 1 wird aufgrund von Haftungsschwächen bzw. Lunkern ein intensiver Dämpfungsanstieg mit der Lastspielzahl beobachtet. Bei Druckschwellbelastung sind Steifigkeitsabnahme und Kriechen geringer. Als Schadensphänomen wird vielfach ein spontanes Abscheren der Probe beobachtet. Ähnlich wie bei D-LFT führt eine totaldehnungsorientierte Betrachtung zu einem vergleichbaren Verlauf der Totaldehnungswöhlerdiagramme bei paralleler und senkrechter Belastung, während die Diagramme bei spannungsorientierter Betrachtung weit auseinander liegen. Das Verhalten von Ausschlags- und Mitteldehnung quantifiziert in Kenngrößen (mit gleichen physikalischen Einheiten) das Ermüdungsgeschehen hinsichtlich Steifigkeitsabnahme und Kriechen. Allerdings zeigt der Verlauf der Kenngrößen über der Lastspielzahl keine systematische Tendenz hinsichtlich des Einflusses der Spannungsamplitude, was auf Werkstoffinhomogenitäten zurückgeführt wird. Zur weiteren Auswertung wird daher eine Relativbetrachtung angestellt und hierfür der Wert von strain max / strain middle ermittelt. Durch diese Kennwertbildung wird die Streuung bezüglich des Spannungseinflusses deutlich reduziert, und es kann ein Tendenzverlauf der Messwerte in Abhängigkeit von der Spannungsamplitude angegeben werden.