微注射成型超聲塑化中黏彈性生熱效應

賈云龍，蔣炳炎，彭華建，張勝，劉小超

?

微注射成型超聲塑化中黏彈性生熱效應

賈云龍，蔣炳炎，彭華建，張勝，劉小超

(中南大學高性能復雜制造國家重點實驗室，湖南長沙，410083)

考慮超聲衰減，基于廣義Maxwell力學模型建立超聲塑化聚合物黏彈性生熱數(shù)學模型，通過數(shù)值計算研究聚甲基丙烯酸甲酯(PMMA)黏彈性生熱規(guī)律和生熱過程溫度場分布，結合超聲塑化PMMA形態(tài)演變實驗分析黏彈性生熱效應在聚合物由玻璃態(tài)到黏流態(tài)轉變中的作用。研究結果表明：聚合物的溫度是影響?zhàn)椥陨鸁岬闹匾蛩?，PMMA的黏彈性生熱效應在105~150 ℃之間作用明顯；塑化樣品由玻璃態(tài)到黏流態(tài)的轉變過程溫度場分布不均，靠近工具頭端面和塑化腔壁處先于其他部分達到黏流溫度；超聲作用初始階段摩擦生熱作用明顯，顆粒界面消失后黏彈性生熱起主要作用。

微注射成型；超聲塑化；廣義Maxwell模型；黏彈性生熱效應

微注射成型是毫克級微塑件主要成型方法之 一[1]。目前常規(guī)微注射成型機多采用螺桿塑化方式，螺桿直徑在制造上存在最小直徑限制，因而塑化量也存在最小極限。毫克級的微塑件需要的一次塑化量很小，采用常規(guī)微型注塑機成型時需設計較大流道，存在材料浪費問題，對于大批量生產(chǎn)的注射成型不容忽視[2]。微注射成型超聲塑化是一種新型塑化方式，具有節(jié)能、高效的優(yōu)點可以解決常規(guī)注塑機最小塑化量受限制問題[3?5]。微注射成型超聲塑化量小，時間短，能量集中，塑化質量對超聲參數(shù)較為敏感，參數(shù)不合理時容易出現(xiàn)燒焦和塑化不均現(xiàn)象。為獲得良好的塑化質量控制方法，有必要對超聲塑化生熱機理進行研究。目前學者主要利采用實驗方法研究超聲參數(shù)的影響[2, 6?9]，對超聲塑化生熱過程機理未形成統(tǒng)一認識。MICHAELI等[7]提出超聲塑化生熱效應包含塑料顆粒界面摩擦生熱和塑料內部黏彈性生熱，但研究以超聲參數(shù)對制件質量影響實驗為主，未對塑化過程生熱機理深入探討；JIANG等[8]從理論角度分析了超聲空化效應對塑化作用的影響，但前提是聚合物已處在黏流態(tài)溫度之上，玻璃態(tài)到黏流態(tài)之間的生熱機理沒有涉及。劉小超[10]仿真研究了超聲作用下聚合物由玻璃態(tài)到黏流態(tài)轉化過程中的黏彈性生熱效應，但沒有考慮溫度對聚合物黏彈性生熱率的影響。本文作者針對超聲塑化過程中的黏彈性生熱效應進行研究，選擇典型的熱塑性聚合物聚甲基丙烯酸甲酯(PMMA)為研究對象，考慮溫度對聚合物黏彈生熱的影響，采用廣義Maxwell力學模型建立超聲塑化黏彈性生熱模型，數(shù)值計算研究黏彈性生熱規(guī)律及生熱過程溫度場分布，結合聚合物顆粒塑化形態(tài)演變實驗分析黏彈性生熱在聚合物由玻璃態(tài)到黏流態(tài)轉變中的作用。

1 超聲塑化過程中的生熱效應

微注射超聲塑化示意圖如圖 1所示，聚合物原料一般為顆粒狀，為超聲工具頭端面振幅，為塑化壓力，塑化腔內聚合物顆粒在工具頭高頻振動下塑化。塑化過程包括聚合物從玻璃態(tài)轉變到黏流態(tài)的融化過程及獲得良好流動性。聚合物處于不同狀態(tài)時超聲作用不同，聚合物由玻璃態(tài)到黏流態(tài)轉變過程存在2種主要生熱效應，即顆粒間及腔壁處的摩擦生熱和聚合物在工具頭高頻載荷作用下內部黏彈性生熱。黏流態(tài)之后超聲的作用主要是改善溶體流動性，本文暫不涉及。

圖1 超聲塑化過程生熱效應示意圖

2 超聲塑化黏彈性生熱模型

2.1 超聲塑化黏彈性生熱物理模型

為便于研究，不考慮顆粒間摩擦生熱效應，假設塑化聚合物內部沒有瑕疵，介質分布均勻。模型為圓柱形，直徑×高度為10 mm×5 mm。如圖2所示，聚合物承受超聲工具頭作用的正弦交變壓力載荷。由于聚合物的黏彈特性，應變滯后應力，工具頭所做的功一部分轉化為熱量，這是黏彈性生熱的物理實質。

圖2 超聲塑化過程中黏彈性生熱簡化模型

2.2 超聲塑化黏彈性生熱數(shù)學模型

聚合物在超聲頻率載荷作用下加壓和卸載曲線不重合(圖3)，形成“滯后圈”，其面積就是單作用周期內工具頭克服鏈段內摩擦所做的功，于是可得超聲作用1 s時間內單位體積聚合物的黏彈性生熱量：

圖3 一個周期內聚合物應力?應變曲線

式中：為工具頭振動頻率；為時間；和分別為應力應變幅值；為應變滯后角；為工具頭振動角頻率。

為研究方便，將應力應變表示為復數(shù)形式，則聚合物的動態(tài)模量為

由式(2)可將變換為

即為黏彈性生熱率，可見黏彈性生熱與超聲作用頻率、振動幅值和聚合物在對應頻率載荷下的損耗模量有關。

超聲波在黏彈性物質中在傳播時，傳播方向上存在顯著振幅衰減。聚合物在玻璃化轉換溫度以上黏彈特性明顯，內部某處的振動幅值與應變幅值是線性關系，因此必須考慮超聲在聚合物中傳播方向上時的振幅衰減。超聲工具頭傳播到在聚合物中的波動方程解為[11]

其中：為振動幅值；為聲波的傳播速度；為聲波傳播方向上至工具頭距離；為聲波傳播的衰減因子，計算公式由文獻[11]給出：

由式(3)~(5)可得考慮超聲衰減作用時的黏彈性生熱率的數(shù)學表達式為

2.3 高頻載荷下聚合物的復數(shù)模量

聚合物模量同時與溫度和載荷頻率有關，低頻載荷作用下的聚合物損耗模量曲線可通過DMA實驗測得，然而高頻下的損耗模量需通過時溫等效原理外推獲得[12]。為獲得聚合物損耗模量數(shù)學表達式，采用廣義Maxwell力學模型表征聚合物復數(shù)模量與溫度和頻率的關系：

式中：為廣義Maxwell階數(shù)序號；E和分別為對應各階Maxell單元的靜態(tài)松弛模量和松弛時間，為溫度的函數(shù)。

不同溫度下的松弛時間計算公式由Arrhenius方程[13]和半經(jīng)驗WLF方程分別給出：

式中：s為參考溫度；為聚合物溫度；g為聚合物的玻璃化轉換溫度；為聚合物松弛轉變活化能；為氣體摩爾常數(shù)；1和2為常數(shù)。

由式(6)~(8)可得不同位置處聚合物黏彈生熱率關于頻率和溫度的數(shù)學表達式為

3 黏彈性生熱數(shù)值計算與討論

3.1 黏彈性生熱數(shù)值計算策略

以典型的熱塑性無定形聚合物聚甲基丙烯酸甲酯(PMMA)為研究對象，材料屬性取Mitsubishi Rayon公司生產(chǎn)的ACRYPET TF?9型 PMMA，數(shù)據(jù)由Autodesk Moldflow 材料實驗室提供，玻璃化轉換溫度為105 ℃，黏流化轉換溫度為160 ℃。文獻[14]給出了PMMA在參考溫度為玻璃化轉換溫度時廣義Maxwell力學模型表示的各階松弛模量和松弛時間，PMMA的松弛轉變活化能取335 kJ/mol，WLF方程常數(shù)取1=17.6，2=65.5[15]，由式(10)可得給定超聲頻率和應變幅值時PMMA的黏彈性生熱率。

采用商業(yè)軟件ANSYS熱分析模塊求解控制方程(10)，選擇三維熱分析單元SOLID90，建立直徑×高度為10 mm×5 mm的網(wǎng)格模型，在ANSYS中定義給定頻率下的黏彈性生熱率為節(jié)點溫度和節(jié)點坐標的函數(shù)，設置較小步長(取0.01s)進行瞬態(tài)熱分析，提取每一子步計算結束時單元節(jié)點溫度，可獲得控制方程(10)溫度隨時間變化的數(shù)值解。取工具頭端面處振幅為40 μm，設置不同初始溫度，研究溫度對黏彈性生熱的影響；取常見功率超聲發(fā)生器頻率15，20，25和30 kHz，分別計算上述頻率下的，研究頻率對黏彈性生熱的影響；取超聲頻率為20 kHz，設置不同工具頭處振幅，研究振幅對黏彈性生熱的影響。

3.2 溫度對PMMA黏彈性生熱的影響

圖4所示為工具頭端面處節(jié)點的黏彈性生熱曲線(超聲頻率為20 kHz)，結果表明，溫度是影響PMMA的黏彈性生熱的重要因素。初始溫度過低時，升溫速率較低，初始溫度為95 ℃和97 ℃時在5 s內溫升緩慢，溫升分別為1.5 ℃和4.1 ℃；初始溫度為99 ℃時在3.3 s前溫升緩慢，隨后升溫速率急劇增加，溫度在很短時間內升高到150 ℃；初始溫度為100 ℃和102 ℃時升溫趨勢和99 ℃時一致，升溫速率急劇上升時對應的時刻分別為2.4 s和1.1 s；105 ℃時(PMMA的玻璃化轉換溫度)黏彈性溫升直接進入急劇上升階段。然而溫升至155 ℃左右后溫升曲線逐漸趨于平緩，這表明PMMA黏彈性生熱在高于其玻璃化轉化溫度約 50 ℃以上的溫度區(qū)間比較明顯，此溫度范圍內升溫速率較大。TOLUNAY等[16]對超聲焊接熱塑性塑料生熱的實驗研究指出，超聲載荷作用下塑料內部溫度達到聚合物玻璃化轉換溫度時在一定范圍內溫升速率大幅增加，之后趨于平緩，與本文數(shù)值計算結果基本相符，這證明了本文建立的超聲塑化黏彈性數(shù)值計算模型是正確的。

3.6.1 腹水。肝硬化腹水是肝硬化最常見的并發(fā)癥，是肝功能減退和門靜脈高壓的共同結果。代償期肝硬化患者10年內并發(fā)腹水約占60%，首發(fā)腹水后2年和5年病死率分別是50%和80%，大量腹水時可見腹部隆起，狀如蛙腹，可發(fā)生臍疝，橫膈抬高可引起呼吸困難，心悸，嚴重影響患者的生活質量[15]。

初始溫度/℃：1—105；2—102；3—100；4—99；5—97；6—95。

從高分子鏈段運動角度分析，PMMA處在玻璃態(tài)時，超聲頻率載荷作用下的形變以分子內部鍵長鍵角的改變及側基的運動為主，速度很快，力學響應以彈性為主，應變滯后應力現(xiàn)象不明顯，損耗模量?。粶囟雀哂?05 ℃時，PMMA進入玻璃態(tài)向高彈態(tài)轉變溫度區(qū)，PMMA性質發(fā)生很大變化，大分子鏈段開始運動，但受到的摩擦阻力較大，形變顯著落后于應力變化，黏彈特性明顯，損耗模量較大；溫度進一步升高接近至黏流溫度時分子鏈段運動又較為自由，損耗模量減小。故未融化前聚合物的黏彈性生熱效應主要存在于其玻璃化轉換溫度以上的一段溫度范圍。超聲作用時初始溫度多在室溫范圍，低于大多數(shù)聚合物的玻璃化轉換溫度，因此黏彈性生熱需要一定的激活熱量使聚合物溫度升高到玻璃化轉變溫度后才有顯著作用，這也表明超聲塑化初始階段黏彈性生熱不是主要生熱效應，超聲工具頭作用下聚合物顆粒間及塑化腔壁處的劇烈摩擦生熱應是提供黏彈性生熱激活熱量的主要來源。塑化原料的顆粒粒徑和形狀對摩擦生熱影響較大，合適粒徑和形狀的顆粒有助于聚合物進入黏彈性生熱快速升溫階段。

3.3 超聲頻率對黏彈性生熱的影響

不同超聲頻率下PMMA黏彈性生熱率隨溫度變化的曲線如圖5所示。黏彈生熱率在不同超聲頻率下隨溫度變化的趨勢是一致的，取值較大的溫度區(qū)間皆為100~150 ℃，最大值皆出現(xiàn)在PMMA玻璃化轉換溫度以上約20 ℃(125 ℃)附近，且處在同一數(shù)量級，但最大值相差較大。頻率越高，黏彈性生熱率越大，30 kHz時最大值約為15 kHz時的2倍。

超聲頻率/kHz：1—15；2—20；3—25；4—30。

圖6所示為不同頻率下工具頭端面處的黏彈性生熱曲線。由圖6可知：超聲頻率對PMMA的黏彈性生熱過程影響較小。不同頻率下黏彈性溫升歷程在100~110 ℃基本一致；110 ℃以后略有差異，頻率越高，升溫速度越快，但皆在很短時間內升高到150 ℃；155 ℃后升溫皆趨于平緩，5 s結束時30 kHz作用下的溫升僅較15 kHz作用下的溫升高5.5 ℃?？梢姵曨l率雖對黏彈性生熱率影響較大，但常見功率超聲頻率范圍內單純提高頻率對加快黏彈性生熱過程意義不大。

超聲頻率/kHz：1—15；2—20；3—25；4—30。

3.4 超聲振幅對黏彈性生熱的影響

由式(9)可知：聚合物黏彈性生熱率正比于應變幅值的平方，超聲振幅對黏彈性生熱有較大影響。圖7所示為工具頭端面處PMMA在不同振幅下的溫升曲線?？梢姡赫穹鶠?0 μm時黏彈性溫升不明顯，幅度為1.45 ℃，6 s后仍未達到玻璃化轉換溫度。振幅為20 μm以上時，溫度達到玻璃化轉換溫度后急劇上升的趨勢是一致的，但振幅越大，升溫速率越快，對應的快速升溫范圍也有所增加。振幅50 μm時對應的快速升溫范圍為105~165 ℃，而20 μm時為105~ 150 ℃。

振幅/μm：1—10；2—20；3—30；4—40；5—50。

3.5 超聲塑化過程中黏彈性生熱的溫度場

不考慮顆粒間摩擦生熱，由于熱傳導作用塑化樣品內部的黏彈性生熱受塑化腔壁處摩擦生熱的影響，因此有必要對黏彈性生熱的溫度場分布規(guī)律進行研究。塑化樣品壁面處在工具頭高頻載荷下因劇烈摩擦，先于樣品內部迅速達到并保持在黏流態(tài)。為簡化計算，在不影響?zhàn)椥陨鸁釡囟葓鲎兓?guī)律情況下，只考慮壁面處達到黏流態(tài)后對樣品內部黏彈性生熱溫度場的影響，將模型壁面設置為170 ℃(略高于PMMA黏流溫度)，模型初始溫度設置為95 ℃，頻率取20 kHz，施加隨節(jié)點溫度和位置變化的黏彈性熱生成載荷(,)計算。

圖8所示為1.2 s時工具頭端面的黏彈性生熱溫度場分布情況?？拷诿嫣幘酆衔镆驘醾鲗ё钕冗_到玻璃化轉換溫度進入黏彈性生熱快速升溫階段，徑向溫差明顯，可見黏彈性生熱在徑向是由外之內的過程。圖9所示為1.5 s時樣品1/4縱向剖面溫度場分布情況。樣品在縱向亦存在較大溫差，靠近工具頭端面和腔壁處的溫度最高，而芯部遠離工具頭端面部分的溫度最低。這是因為工具頭端面處黏彈性熱生成率最高，能較快達到黏流溫度，超聲衰減對溫度場影響作用明顯。由此可見，壁面處的摩擦熱和超聲衰減會造成黏彈性生熱過程溫度場分布不均，塑化樣品的黏彈性生熱在縱向由工具頭端面至樣品底部，在徑向是由外之內的過程。

圖8 工具頭端面處溫度場分布

圖9 塑化樣品縱截面溫度場分布

4 PMMA超聲塑化形態(tài)演變實驗

超聲塑化過程顆粒形態(tài)變化時不同生熱效應作用強度亦有變化，為分析黏彈性生熱在聚合物從玻璃態(tài)到黏流態(tài)轉變過程中的作用，采用自行設計的聚合物超聲塑化實驗裝置完成塑化形態(tài)演變實驗，如圖10所示。塑化腔為圓柱形腔體；超聲振動系統(tǒng)頻率為20 kHz，超聲發(fā)生器可調電壓范圍為0~300 V，最大功率為500 W；超聲工具頭與聚合物顆粒直接接觸，材料為TC4鈦合金；塑化對象為Mitsubishi Rayon公司生產(chǎn)的ACRYPET TF?9型PMMA；微塑件所需塑化量為毫克級，本文取400 mg。實驗參數(shù)設置如表1所示，固定塑化壓力和超聲發(fā)生器電壓，設置不同的超聲作用時間，利用VMS?1510G影像儀觀察對應塑化樣品融化過程的形態(tài)演變，結合數(shù)值計算結果分析生熱效應在塑化過程中的作用。

圖10聚合物微注射成型超聲塑化裝置

表1 超聲塑化形態(tài)演變實驗參數(shù)設置

實驗表明，PMMA顆粒形態(tài)在較短的時間內發(fā)生了很大變化。部分超聲作用時間下的塑化樣品工具頭端面形貌圖如圖11所示(其中，圖11(e)所示為塑化樣品縱截面形貌)。從圖11可見：超聲作用后0.7 s內主要為PMMA顆粒界面的消融。初始階段PMMA顆粒在高頻載荷下劇烈摩擦，顆粒接觸面處融化的聚合物并將顆粒黏結在一起。隨超聲持續(xù)作用，顆粒界面處融化量增加，在超聲工具頭壓力下界面處空隙逐漸被填充。0.7 s時顆粒間界面間隙基本消失，塑化樣品成為一個整體，但顆粒形態(tài)仍然可見(圖11(b))，表明此時顆粒芯部并未達到黏流溫度。

超聲作用0.7 s以后塑化樣品在徑向呈現(xiàn)由外至內融化的現(xiàn)象。超聲作用1.0 s后PMMA在徑向融化效果差異明顯，靠近塑化腔壁的PMMA達到均勻融化效果，而芯部位置未融化，部分顆粒形態(tài)依然可見。超聲作用1.3 s后均勻融化的范圍在徑向有所擴大，芯部開始融化，顆粒形態(tài)基本消失(圖11(d))。從圖11(e)可以看出：距塑化腔壁和工具頭端面越近，融化效果越好，芯部遠離工具頭處樣品仍未完全融化，表明融化在縱向是自超聲工具頭向下的過程，這與前面黏彈性生熱溫度場分布的分析結果一致。

時間/s：(a) 0.2；(b) 0.7；(c) 1.0；(d) 1.2；(e) 1.5；(f) 2.0

顆粒界面消失后塑化樣品作為一個整體在工具頭作用下受迫振動，此時顆粒間摩擦生熱作用消失，只有塑化腔壁處PMMA由于摩擦作用保持在黏流態(tài)之上。由于熱傳導作用壁面處摩擦熱向芯部擴散，樣品在徑向先后達到玻璃化轉變溫度，進入黏彈性生熱快速升溫階段。因此，在前期摩擦生熱為黏彈性生熱提供了激活熱量，顆粒界面消失后樣品內部的黏彈性生熱是促使樣品溫度升高到黏流溫度的主要生熱效應。

5 結論

1) 超聲塑化過程中不同階段生熱效應作用不同，超聲作用初始階段摩擦生熱促使顆粒界面迅速融化消失并為黏彈性生熱提供了激活熱量；顆粒界面消失后黏彈性生熱是促使樣品溫度升高到黏流溫度的主要生熱效應，因此選擇合適粒徑和形狀的顆粒有助于聚合物在超聲作用初期快速升高至玻璃化轉換溫度，提高塑化效率。

2) 黏彈性生熱與聚合物力學性質密切相關，主要存在于聚合物玻璃化轉換溫度以上的一段溫度范圍。提高振幅會加快黏彈性升溫速率，對應快速升溫范圍亦有所擴大；頻率對黏彈性生熱率最大值影響較大，但常見超聲頻率范圍內提高頻率對黏彈性升溫歷程影響較小。

3) 超聲塑化過程樣品從玻璃態(tài)到黏流態(tài)轉變的融化是一個徑向由外之內，縱向由超聲工具頭至下的過程，溫度場分布不均，后續(xù)可考慮局部加熱塑化腔改善。

[1] GIBOZ J, COPPONNEX T, MéLé P. Microinjection molding of thermoplastic polymers: a review[J]. Journal of micromechanics and microengineering, 2007, 17(6): R96.

[2] MICHAELI W, OPFERMANN D. Ultrasonic plasticizing for micro injection moulding[C]//The Second International Conference on Multi-Material Micro Manufacture. Grenoble, France. 2006: 345?348.

[3] MICHAELI W, SPENNEMANN A, G?RTNER R. New plastification concepts for micro injection moulding[J]. Microsystem Technologies, 2002, 8(1): 55?57.

[4] MICHAELI W, KAMPS T. Heating and plasticizing polymers with energetic ultrasound for micro injection molding[C]// Proceedings of the Annual Technical Conference (ANTEC) of the Society of Plastics Engineers (SPE), Orlando, FL, USA, 2010: 16?20.

[5] PLANELLAS M, SACRISTáN M, REY L, et al. Micro-molding with ultrasonic vibration energy: New method to disperse nanoclays in polymer matrices[J]. Ultrasonics Sonochemistry, 2014, 21(4): 1557?1569.

[6] ZENG K, WU X, LIANG X, et al. Process and properties of micro-ultrasonic powder molding with polypropylene[J]. The International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 2014, 70(1/2/3/4): 515?522.

[7] MICHAELI W, KAMPS T, HOPMANN C. Manufacturing of polymer micro parts by ultrasonic plasticization and direct injection[J]. Microsystem Technologies, 2011, 17(2): 243?249.

[8] JIANG Bingyan, HU Jianliang, LI Jun, et al. Ultrasonic plastification speed of polymer and its influencing factors[J]. Journal of Central South University of Technology, 2012, 19(2): 380?383.

[9] SACRISTAN M, PLANTA X, MORELL, et al. Effects of ultrasonic vibration on the micro-molding processing of polylactide[J]. Ultrasonics Sonochemistry, 2014, 21(1): 376?386.

[10] 劉小超. 聚合物超聲塑化過程中聲場及溫度場分布研究[D]. 長沙: 中南大學機電工程學院, 2013: 12?20. LIU Xiaochao. Research on the acoustic and temperature field distribution of polymer ultrasonic plasticizing process[D]. Changsha: Central South University. College of Mechanical and Electrical Engineering, 2013: 12?20.

[11] NONHOF C J, LUITEN G A. Estimates for process conditions during the ultrasonic welding of thermoplastics[J]. Polymer Engineering & Science, 1996, 36(9): 1177?1183.

[12] BENATAR A, GUTOWSKI T G. Ultrasonic welding of PEEK graphite APC-2 composites[J]. Polymer Engineering & Science, 1989, 29(23): 1705?1721.

[13] MANO J F, VIANA J C. Stress–strain experiments as a mechanical spectroscopic technique to characterise the glass transition dynamics in poly (ethylene terephthalate)[J]. Polymer Testing, 2006, 25(7): 953?960.

[14] ZHANG Z, WANG X, LUO Y, et al. Study on heating process of ultrasonic welding for thermoplastics[J]. Journal of Thermoplastic Composite Materials, 2010, 23(5): 647?664.

[15] 何曼君, 陳維孝, 董西俠. 高分子物理[M]. 上海：復旦大學出版社, 2004: 358. HE Manjun, CHEN Weixiao, DONG Xixia. Polymer physics[M]. Shanghai: Fudan University Press, 2004: 358.

[16] TOLUNAY M N, DAWSON P R, WANG K K. Heating and bonding mechanisms in ultrasonic welding of thermoplastics[J]. Polymer Engineering & Science, 1983, 23(13): 726?733.

Viscoelastic heating effect in ultrasonic plasticization for micro injection molding

JIA Yunlong, JIANG Bingyan, PENG Huajian, ZHANG Sheng, LIU Xiaochao

(State Key Laboratory of High-Performance Complex Manufacturing, Central South University, Changsha 410083, China)

A mathematical model of viscoelastic heating in ultrasonic plasticization was built based on generalized Maxwell mechanical model with the consideration of ultrasonic damping. The viscoelastic heating rule of polymethyl methacrylate (PMMA) and temperature field distribution were studied through numerical calculation. The potency of viscoelastic heating was analyzed based on the results of both morphology evolution experiment and numerical calculation when the polymer transforms from glass state to viscous state. The results show that temperature of polymer has a significant effect on viscoelastic heating; the viscoelastic heating is especially noticeable when the temperature is between 105 ℃ and 150 ℃ for PMMA; the temperature field is uneven during the transformation process. Polymer close to the inner wall of plasticizing chamber and sonotrode are the first to reach the viscous flow temperature; friction heating is very noticeable in the initial phase, while the viscoelastic heating plays a major role when the interface of polymer particles disappears.

micro injection molding; ultrasonic plasticization; generalized Maxwell model; viscoelastic heating

10.11817/j.issn.1672-7207.2016.09.010

TQ320.66

A

1672?7207(2016)09?2976?08

2015?08?12；

2015?10?29

國家自然科學基金資助項目(91123012) (Project(91123012) supported by the National Natural Science and Technology of China)

蔣炳炎，博士，教授，從事高分子材料精密成型技術研究；E-mail: jby@csu.edu.cn

(編輯 趙俊)