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“LA RELACIÓN ENTRE EL PESO MOLECULAR Y EL COMPORTAMIENTO VISCOELÁSTICO DE FIBRAS DE POLIÉSTER” T E S I S Q U E P A R A OBT ENER E L G R A D O D E M A E S T R Í A E N C I E N C I A S E N I N G E N I E R Í A T E X T I L P R E S E N T A : I N G. O L G A R U Í Z M A L D O N A D O MEXICO 2005 2 3 4 AGRA DECIMIENTOS do lo que me ha dado para realizar mi carrera profesional y en la vida. las Cortes y al Dr. Gabriel Guillen Buendía por todo su apoyo, compresión y dedicación sin medida para la realización de este proyecto. entos, dedicación y apoyo que me siempre me dio para la cristalización de este proyecto, gracias Dr. Ciurlizza. Agradezco a mis profesores de la sección de posgrado de la Escuela Superior de Ingeniería Textil ia mí. Agradezco a mis mas grandes amigas Carolina, Diana, Rosario, Alejandra, Dalia que fueron gran motivación para seguir adelante y por su puesto por su gran apoyo y comprensión hacia mi en los momentos mas difíciles de mi vida y que siempre me alentaron a seguir y no dejar mis objetivos por nada. MUCHAS GRACIAS Agradezco al Instituto Politécnico Nacional por to Agradezco a la Dra. Ana María Is Agradezco a mi profesor el Dr. Augusto Ciurlizza Guizar por todos los conocimi M. en C. Norberto Galicia Aguilar, Ing. Felipe Maldonado Echegaray, M. en C. Guadalupe Nuñez Robles por todos los conocimientos y herramientas que me han dado para poder realizarme como profesionista. Agradezco a mis compañeros de la sección por su buena voluntad hac Olga Esta tesis se deriva del proyecto de investigación CGPI 20040029. 5 DEDICATORIA Dedico sta te cimiento y esfuerzo a mis padres Edith y Enrique que gracias a todo su esfuerzo, dedicación y amor para que yo llegara a culminar est objetivo. Gracias por todo lo que me han dado. mis rmano chispa que siempre me yecta ón par A mi niño hermoso Eduardo que amo con toda mi corazón por comprenderme y darme tanto aliento para se Eduardo te amo. A mi hermosa abuelita Jesús que siempre ha estado al pendiente de mi en todo lo que hago, p todos sus consejos y sabia experiencia que me ha heredado te amo abue. Y por supuesto a todo el resto de mi familia que tanto me ha apoyado. odo mi corazón E sis con todo mi cariño, amor, agrade e A he s Aldo, Eliza y César por todo su apoyo, amor y esa . in r a seguir adelante guir adelante y decirme tu puedes Tía, gracias A mi sobrina Alejandra con mucho cariño or Gracias a mi gran familia los amo con t Olga 6 INDICE Página INTRODUCCIÓN 16 20 el polímero (viscosidad y peso molecular) 21 26 5.6.1 Tratamiento cuantitativo 26 Ensayos técnicos 50 57 lisis detallado del modelo de Vangheluwe (19 fibras) 92 9.4 Peso molecular de las fibras de poliéster en función de las propiedades mecánicas 102 SUGERENCIAS PARA FUTUROS TRABAJOS 153 AFÍA 154 1. GLOSARIO 7 2. RELACIÓN DE TABLAS Y FIGURAS 9 3. RESUMEN Y ABSTRACT 14 4. 5. ANTECEDENTES 19 5.1 Propiedades geométricas 19 5.2 Propiedades de tracción 5.3 Parámetros d 5.4 Copolimerización 22 5.5 Peso molecular 24 5.6 Fundamentos 5.6.2 Relación entre viscosidad reducida y concentrada 28 5.6.3 Relación entre viscosidad intrínseca y peso molecular 29 5.6.4 Determinación de la viscosidad intrínseca a partir de una sola disolución de polímero 33 5.7 Viscoelasticidad 36 5.7.1 Modelos analógicos cuantificables 36 5.7.1.1 Modelo potencial 37 5.7.1.2 Modelo de Maxwell 37 5.7.1.3 Modelo de Maxwell modificado 39 5.7.1.4 Modelo de Vangheluwe 39 6. JUSTIFICACIÓN 42 7. OBJETIVOS 44 8. EXPERIMENTACIÓN 45 8.1 Materia prima 45 8.2 Tratamientos 49 8.3 8.4 Software estadístico 53 9. PRESENTACIÓN DE RESULTADOS 54 9.1 Viscosimetría 54 9.2 Propiedades mecánicas 9.3 Simulación del comportamiento viscoelástico 61 9.3.1 Análisis detallado del modelo potencial (19 fibras) 63 9.3.2 Análisis detallado del modelo de Maxwell (19 fibras) 73 9.3.3 Análisis detallado del modelo de Maxwell modificado (19 fibras) 82 9.3.4 Aná 9.5 Superficies de respuesta 108 10. CONCLUSIONES 152 1. 1 12. BIBLIOGR 7 1. GLOSARIO A is técnicas, ratar de encontrar la relación entre una variable respuesta f(x), y una serie d madas v les C ie ciente de determin edida del grado de ajuste de la re e puntos experimental. Comportamiento viscoelástico.- La viscoelasticidad se define por una respuesta compleja del omportamiento mecánico fuertemente dependiente del tiempo. La fluencia lenta y la relajación de la ) con el respectivo alargamiento relativo porcentual (A), expresando en rdenadas la carga específica y en abscisas el alargamiento. Para su construcción se tomarán como tura. Sin embargo, un punto singular señalará la osición de la tenacidad media (θ) con su respectivo alargamiento de rotura (Ar). Otra forma más os nuevos puntos para limitar todas la zonas de onfianza de la curva anteriormente citada (no debe de confundirse la curva aquí definida con la gráfica lemento de Hooke (muelle).- Constituye la componente elástica y se representa por un resorte y por elacionado con la respuesta instantánea al esfuerzo recibido por variación las dimensiones que serian recobradas totalmente al cesar el esfuerzo. émbolo).- Explica la variación de dimensiones sin recuperación que se en un material, ya sea durante la aplicación del esfuerzo o bien después elacionado con las tensiones internas acumuladas en el material, que se e experimenta un material sometido a una carga ermanente. /dl.- Gramos sobre decilitros. ilos FOY.- Hilos totalmente orientados (Fully Oriented Yarn). Los procesos de hilatura del poliéster por fusión e clasifican en función del grado de orientación molecular de la fibra hilada. Son frecuentes las abreviaturas guientes: nális de regresión.- Es un conjunto de graficas o analíticas, para t e variables independientes x1, x2,......xn; lla ariab regresoras. oefic cta d nte de correlación (coefi ación).- Es una m regresión a una nube de c tensión con sus manifestaciones características Curva carga alargamiento.- Se toma como tal la que relaciona el fenómeno de carga específica (f) aplicada a la probeta (en cN/tex o puntos de referencia los de la carga específica media correspondiente a los alargamientos de 2.5, 5.0,10.0, 20.0%, etc; mientras todas las probetas de la muestra los superen, interrumpiéndose la curva a partir del alargamiento correspondiente a la primera ro p precisa de representación de este fenómeno, considerándolos los errores de muestreo es la de indicar los correspondientes límites de confianza en todos los alargamientos observados, aun que no todas las probetas de la muestra rompen en ellos, y unir est c que suministran los dinamómetros previstos de registrador, circunstancia que debe tenerse en cuenta al interpretarla) E su comportamiento estaría r ed lemento de Newton (E producen a lo largo del tiempo e cesar el mismo, y estaría rd liberan gradualmente. luencia.- Efecto de fluir. Deformación lenta quF p g H s si 8 Características Hilo Nombre Velocidad a la que se trabaja en el proceso de hilatura LOY Low Oriented Yarn Hilo poco orientado o de baja orientacion 500 – 1500 m/min. 1800 m/min como limite superior MOY Medium Oriented Yarn Hilo de orientación media1500 – 2500 m/min. O entre 1800 – 2800 m/min. POY Partially Oriented Yarn 2500 a 2 Hilos parcialmente orientados 800 m/min. Y 4000 a 4200 m/min. HOY Highily Oriented Yarn 4000 y Hilos altamente orientados 6000 m/min. FOY Fully Oriented Yarn Más de 6000 m/min. Hilos totalmente orientados Modelos analógicos cuantificables.- Mediante modelos mecánicos analógicos es posible simular el s que le caracterizan. Estos modelos un elemento de sión aplicada, pero que o, retardada por una resistencia de naturaleza viscosa. Modelo de lo sólido lineal estándar; dicho modelo esta Maxwell de p l y ácido teraftálico. comportamiento viscoelástico y extraer las magnitudes cuantitativa permiten simular los tipos de fenómenos moleculares que subyacen en las deformaciones de los polímeros sometidos a tensión. Modelo de Maxwell.- Consiste en un elemento de Hooke dispuesto en serie con Newton; representa a un material que puede responder elásticamente a una ten también puede presentar posteriormente flujo viscoso. Modelo de Kelvin-Voigt.- Consiste en un elemento de Hooke y otro de Newton dispuesto en paralel representa un material cuya respuesta elástica frente a la tensión no es instantánea, si no que viene Vangheluwe.- Es una variante del mode constituido por un elemento de Hooke no lineal de modulo C colocado en paralelo con un elemento de módulo M y viscosidad η. ηsp.- Viscosidad especifica. ηrel.- Viscosidad relativa. [ η ].- Viscosidad intrínseca. Poliéster.- Es una fibra formada por macromoléculas lineales que presentan en la cadena al menos un 85% de su eso de éster de dio 9 ABLAS Y FIGURAS 2. RELACIÓN DE T Tabla 1.- Técnicas de caracterización y propiedad molecular a medir. Tabla 2.- Módulo inicial de diversas fibras textiles. Tabla 3.- Parámetros de tracción de las fibras de poliéster. Tabla 4.- Valores de k y α de la ecuación Mark-Houwink. Tabla 5.- Viscosimetría de diferentes polímeros y fibras. Tabla 6.- Características de la muestra del tejido de calada número 1. Tabla 7.- Características de la muestra del tejido de calada número 2. Tabla 8.- Características de la muestra del tejido de calada número 3. Tabla 9.- Características de la muestra del tejido de calada número 4. Tabla 10.- Filamentos de poliéster FOY como materia prima. Tabla 11.- Tratamientos aplicados a la materia prima en estudio. stTabla 12.- Disolución de 3HNO al 60% para 25g de muestra de fibra de polié er. s 2 tex. 4 tex. tex. molecular. el peso molecular. n del peso molecular 12 tex en función del 0.212 tex en función del el peso molecular. n del peso molecular 24 tex en función del n función del 19 fibras en Tabla 13.- Ensayos aplicados a las 19 fibras de poliéster totalmente orientado Tabla 14.- Resultados del ensayo de viscosimetría de la fibra de poliéster 0.21 Tabla 15.- Resultados del ensayo de viscosimetría de la fibra de poliéster 0.62 Tabla 16.- Forma lineal del modelo potencial de la fibra de poliéster 0.624 tex Tabla 17.- Regresión no lineal del modelo potencial de la fibra de poliéster 0.624 Tabla 18.- Propiedades mecánicas de seis muestras de fibras en función del peso Tabla 19.- Parámetros de tracción de fibras de poliéster de 0.212 tex en función d Tabla 20.- Parámetros de tracción de fibras de poliéster de 0.212 tex en funció (cont). Tabla 21.- Reducción de los parámetros de tracción de fibras de poliéster de 0.2 peso molecular. Tabla 22.- Reducción de los parámetros de tracción de fibras de poliéster de peso molecular (cont). Tabla 23.- Parámetros de tracción de fibras de poliéster de 0.624 tex en función d Tabla 24.- Parámetros de tracción de fibras de poliéster de 0.624 tex en funció (cont). Tabla 25.- Reducción de los parámetros de tracción de fibras de poliéster de 0.6 peso molecular (cont). Tabla 26.- Reducción de los parámetros de tracción de fibras de poliéster de 0.624 tex e peso molecular. Tabla 27.- Concentrado de los resultados obtenidos de las propiedades mecánicas de las estudio. Tabla 28.- Modelo potencial. Tabla 29.- Modelo de Maxwell. Tabla 30.- Modelo de Maxwell modificado. Tabla 31.- Modelo de Vangheluwe. Tabla 32.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 1 Tabla 33.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 2 Tabla 34.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 3 Tabla 35.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 4 10 e la fibra 6 xwell de la fibra 6.30 xwell de la fibra 6.35 abla 66.- Estimación de parámetros para el modelo de Maxwell de la fibra 6.40 abla 67.- Estimación de parámetros para el modelo de Maxwell de la fibra 6.45 .50 metros para el modelo de Maxwell de la fibra 6.55 etros para el modelo de Maxwell modificado de la fibra 1 para el modelo de Maxwell modificado de la fibra 2 dificado de la fibra 3 lo de Maxwell modificado de la fibra 4 lo de Maxwell modificado de la fibra 4.20 elo de Maxwell modificado de la fibra 4.30 lo de Maxwell modificado de la fibra 4.35 lo de Maxwell modificado de la fibra 4.40 elo de Maxwell modificado de la fibra 4.45 lo de Maxwell modificado de la fibra 4.50 lo de Maxwell modificado de la fibra 4.55 Tabla 36.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 4.20 Tabla 37.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 4.30 Tabla 38.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 4.35 Tabla 39.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 4.40 Tabla 40.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 4.45 Tabla 41.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 4.50 Tabla 42.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 4.55 Tabla 43.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 5 Tabla 44.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 6 Tabla 45.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 6.30 Tabla 46.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 6.35 Tabla 47.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 6.40 Tabla 48.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 6.45 Tabla 49.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 6.50 Tabla 50.- Estimación de parámetros para el modelo potencial de la fibra 6.55 Tabla 51.- Estimación de parámetros para el modelo de Maxwell de la fibra 1 Tabla 52.- Estimación de parámetros para el modelo de Maxwell de la fibra 2 Tabla 53.- Estimación de parámetros para el modelo de Maxwell de la fibra 3 Tabla 54.- Estimación de parámetros para el modelo de Maxwell de la fibra 4 Tabla 55.- Estimación de parámetros para el modelo de Maxwell de la fibra 4.20 Tabla 56.- Estimación de parámetros para el modelo de Maxwell de la fibra 4.30 Tabla 57.- Estimación de parámetros para el modelo de Maxwell de la fibra 4.35 Tabla 58.- Estimación de parámetros para el modelo de Maxwell de la fibra 4.40 Tabla 59.- Estimación de parámetros para el modelo de Maxwell de la fibra 4.45 Tabla 60.- Estimación de parámetros para el modelo de Maxwell de la fibra 4.50 Tabla 61.- Estimación de parámetros para el modelo de Maxwell de la fibra 4.55 Tabla 62.- Estimación de parámetros para el modelo de Maxwell de la fibra 5 Tabla 63.- Estimación de parámetros para el modelo de Maxwell d Tabla 64.- Estimación de parámetros para el modelo de Ma Tabla 65.- Estimación de parámetros para el modelo de Ma T T Tabla 68.- Estimación de parámetros para el modelo de Maxwell de la fibra 6 Tabla 69.- Estimación de pará Tabla 70.- Estimación de parám Tabla 71.- Estimación de parámetros Tabla 72.- Estimaciónde parámetros para el modelo de Maxwell mo Tabla 73.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 74.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 75.- Estimación de parámetros para el mod Tabla 76.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 77.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 78.- Estimación de parámetros para el mod Tabla 79.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 80.- Estimación de parámetros para el mode 11 elo de Maxwell modificado de la fibra 5 lo de Maxwell modificado de la fibra 6 lo de Maxwell modificado de la fibra 6.30 elo de Maxwell modificado de la fibra 6.35 lo de Maxwell modificado de la fibra 6.40 lo de Maxwell modificado de la fibra 6.45 elo de Maxwell modificado de la fibra 6.50 lo de Maxwell modificado de la fibra 6.55 lo de Vangheluwe de la fibra 1 elo de Vangheluwe de la fibra 2 lo de Vangheluwe de la fibra 3 lo de Vangheluwe de la fibra 4 elo de Vangheluwe de la fibra 4.20 lo de Vangheluwe de la fibra 4.30 lo de Vangheluwe de la fibra 4.35 elo de Vangheluwe de la fibra 4.40 lo de Vangheluwe de la fibra 4.45 lo de Vangheluwe de la fibra 4.50 elo de Vangheluwe de la fibra 4.55 lo de Vangheluwe de la fibra 5 lo de Vangheluwe de la fibra 6 elo de Vangheluwe de la fibra 6.30 lo de Vangheluwe de la fibra 6.35 lo de Vangheluwe de la fibra 6.40 elo de Vangheluwe de la fibra 6.45 lo de Vangheluwe de la fibra 6.50 lo de Vangheluwe de la fibra 6.55 tos originales) estra 4) estra 6) grado de polimerización. cuación de kunh. Tabla 81.- Estimación de parámetros para el mod Tabla 82.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 83.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 84.- Estimación de parámetros para el mod Tabla 85.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 86.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 87.- Estimación de parámetros para el mod Tabla 88.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 89.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 90.- Estimación de parámetros para el mod Tabla 91.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 92.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 93.- Estimación de parámetros para el mod Tabla 94.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 95.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 96.- Estimación de parámetros para el mod Tabla 97.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 98.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 99.- Estimación de parámetros para el mod Tabla 100.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 101.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 102.- Estimación de parámetros para el mod Tabla 103.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 104.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 105.- Estimación de parámetros para el mod Tabla 106.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 107.- Estimación de parámetros para el mode Tabla 108.- Análisis de regresión lineal múltiple (Da Tabla 109.- Análisis de regresión lineal múltiple (Mu Tabla 110.- Análisis de regresión lineal múltiple (Mu Figura 1.- Resistencia a la tracción en función del Figura 2.- Modelo potencial. Figura 3.- Modelo de Maxwell. Figura 4.- Modelo de Vangheluwe. Figura 5.- Curva de la regresión no lineal por la e Figura 6.- Superficie de respuesta ecuación 60a Figura 7.- Superficie de respuesta ecuación 60b Figura 8.- Superficie de respuesta ecuación 60c Figura 9.- Superficie de respuesta ecuación 29a Figura 10.- Superficie de respuesta ecuación 29b Figura 11.- Superficie de respuesta ecuación 29c Figura 12.- Superficie de respuesta ecuación 37a Figura 13.- Superficie de respuesta ecuación 37b 12 Figura 47.- Superficie de respuesta ecuación 35c Figura 48.- Superficie de respuesta ecuación 45a Figura 49.- Superficie de respuesta ecuación 45b Figura 50.- Superficie de respuesta ecuación 45c Figura 51.- Superficie de respuesta ecuación 63a Figura 52.- Superficie de respuesta ecuación 63b Figura 53.- Superficie de respuesta ecuación 63c Figura 54.- Superficie de respuesta ecuación 27 Figura 55.- Superficie de respuesta ecuación 31a Figura 56.- Superficie de respuesta ecuación 31b Figura 57.- Superficie de respuesta ecuación 31c Figura 58.- Superficie de respuesta ecuación 41a Figura 14.- Superficie de respuesta ecuación 37c Figura 15.- Superficie de respuesta ecuación 33a Figura 16.- Superficie de respuesta ecuación 33b Figura 17.- Superficie de respuesta ecuación 33c Figura 18.- Superficie de respuesta ecuación 36a Figura 19.- Superficie de respuesta ecuación 36b Figura 20.- Superficie de respuesta ecuación 36c Figura 21.- Superficie de respuesta ecuación 30a Figura 22.- Superficie de respuesta ecuación 30b Figura 23.- Superficie de respuesta ecuación 30c Figura 24.- Superficie de respuesta ecuación 35a Figura 25.- Superficie de respuesta ecuación 35b Figura 26.- Superficie de respuesta ecuación 35c Figura 27.- Superficie de respuesta ecuación 39a Figura 28.- Superficie de respuesta ecuación 39b Figura 29.- Superficie de respuesta ecuación 39c Figura 30.- Superficie de respuesta ecuación 34a Figura 31.- Superficie de respuesta ecuación 34b Figura 32.- Superficie de respuesta ecuación 34c Figura 33.- Superficie de respuesta ecuación 31a Figura 34.- Superficie de respuesta ecuación 31b Figura 35.- Superficie de respuesta ecuación 31c Figura 36.- Superficie de respuesta ecuación 58a Figura 37.- Superficie de respuesta ecuación 58b Figura 38.- Superficie de respuesta ecuación 58c Figura 39.- Superficie de respuesta ecuación 52a Figura 40.- Superficie de respuesta ecuación 52b Figura 41.- Superficie de respuesta ecuación 52c Figura 42.- Superficie de respuesta ecuación 42a Figura 43.- Superficie de respuesta ecuación 42b Figura 44.- Superficie de respuesta ecuación 42c Figura 45.- Superficie de respuesta ecuación 35a Figura 46.- Superficie de respuesta ecuación 35b 13 Figura 59.- Superficie de respuesta ecuación 41b Figura 60.- Superficie de respuesta ecuación 41c Figura 61.- Superficie de respuesta ecuación 51a Figura 62.- S Figura 63.- S igura 64.- Superficie de re igura 65.- Superficie de respuesta ecuación 33b igu rficie de respuesta ecuación 49c sta ecuación 33c Figura 90.- Superficie de respuesta ecuación 40b Figura 91.- Superficie de respuesta ecuación 40c uperficie de respuesta ecuación 51b uperficie de respuesta ecuación 51c spuesta ecuación 33a F F F ra 66.- Superficie de respuesta ecuación 33c Figura 67.- Superficie de respuesta ecuación 50a Figura 68.- Superficie de respuesta ecuación 50b Figura 69.- Superficie de respuesta ecuación 50c Figura 70.- Superficie de respuesta ecuación 48a Figura 71.- Superficie de respuesta ecuación 48b Figura 72.- Superficie de respuesta ecuación 48c Figura 73.- Superficie de respuesta ecuación 49a Figura 74.- Superficie de respuesta ecuación 49b igura 75.- SupeF Figura 76.- Superficie de respuesta ecuación 44a Figura 77.- Superficie de respuesta ecuación 44b Figura 78.- Superficie de respuesta ecuación 44c Figura 79.- Superficie de respuesta ecuación 15 Figura 80.- Superficie de respuesta ecuación 33a Figura 81.- Superficie de respuesta ecuación 33b igura 82.- Superficie de respueF Figura 83.- Superficie de respuesta ecuación 31a Figura 84.- Superficie de respuesta ecuación 31b Figura 85.- Superficie de respuesta ecuación 31c igura 86.- Superficie de respuesta ecuación 46a F Figura 87.- Superficie de respuesta ecuación 46b Figura 88.- Superficie de respuesta ecuación 46c Figura 89.- Superficie de respuesta ecuación 40a 14 3. RESUMEN Y ABSTRACT r l , e e “LA RELACIÓN ENTRE EL PESO MOLECULAR Y EL COMPORTAMIENTO VISCOELÁSTICO DE FIBRAS DE POLIÉSTER” Se estudian las variaciones de las propiedades mecánicas y el comportamiento viscoelástico de fibras de poliéster totalmente orientadas en función del peso molecular viscosimétrico. En estetrabajo se utilizaron fibras de poliéster con diversos pesos moleculares, obtenidos a partir de tratamiento químico con ácido nítrico a diferentes concentraciones en peso. No fue posible estudia fibras con diferente peso molecular directamente de la hilatura, porque el proceso es continuo y solo se aplica mantenimiento después de cada lote, lo cual no nos permitiría cambiar las condiciones de proceso. Tampoco se cuenta con una hilatura experimental que permita hacer los cambios pertinentes para el estudio. La técnica utilizada para determinar el peso molecular de las fibras es la viscosimetría por ser altamente confiable, sencilla y económica. En relación a la simulación viscoelástica de los materiales textiles sometidos a elevadas deformaciones contenidos en este trabajo se realizó a través de modelos mecánicos como el modelo potencial, que es el más sencillo de ellos, también se incluyen modelos más complejos como el modelo de Maxwell, el modificado del mismo nombre, y el modelo de Vangheluwe este último propuesto en 1992. Finalmente, se relacionan las propiedades mecánicas de las fibras en estudio y su correspondient peso molecular, a través de ecuaciones de regresión lineal múltiple hasta tres variables. Asimismo s presentan las superficies de respuesta representativas a estas relaciones. Es importante aclarar que las fibras de poliéster motivo de estudio son de uso común en la industria textil, de hecho se detallan las características de los tejidos de calada de donde se obtuvieron. 15 ABSTRACT , because the process is constant and alone there t of the fibers is the viscometry by is highly dependable, simple and economic. Relating to the simulation viscoelastic of the material textiles sub te k was carried out through mechanical models as the ote a ambien more complex models are included like the olyester fibers are of common use in the industry textile, in “THE RELATION BETWEEN THE MOLECULAR WEIGHT AND THE BEHAVIOR VISCOELASTIC OF FIBERS OF POLYESTER” The variations of the mechanical properties they are studied and the behavior viscoelastic of fibers of polyester totally oriented in function of the molecular weight viscometry. In this work fibers of polyester with diverse molecular weight were utilized, obtained from chemical processing with nitric acid to different concentrations in weight. It was not possible to study fibers with ifferent molecular weight directly of the spinningd applies maintenance to itself after every lot, which would not allow us to change the conditions of the process. Neither one relies on an experimental spinning that it should allow to do the pertinent changes for the study. The c rmine the molecular weigh te hnique utilized to dete mit d to high contained deformations in this wor nti l model, that is the simplest one of them, tp model of Maxwell, the modified of the same name, and the model of Vangheluwe last the east proposed in 1992. Finally, the mechanical properties of the fibers in study they are related and their corresponding molecular weight, through equations of linear multiple regression until three variables. Likewise the surfaces of representative answer to these relations are presented. t is important to clear that the study motive pI fact the characteristics of the weavings of swoop are detailed of where were obtained. 16 4. INTRODUCCIÓN El estudio de la estructura química de las fibras textiles es de gran importancia debido a que las características y propiedades de estas dependen primordialmente de su naturaleza química. Las macromoléculas se forman cuando miles de moléculas llamadas monómeros se unen químicamente, s propiedades fisicla oquímicas de las macromoléculas son diferentes de las propiedades de las las moléculas (microestructura) de un polímero, con sus propiedades macroscópicas, estos momentos se les ha llamado pesos pesos moleculares se puede conocer por med d o de moléculas que presentan pesos mol l l t a maño de una macromolécula es proporcional a su substancias que les dieran origen. Para conocer la estructura así como también las propiedades de las moléculas gigantes, se han desarrollado técnicas especiales, ciencias tradicionales como la física, la bioquímica y la química orgánica se han enriquecido mediante el proceso de retroalimentación de información generada en el estudio de polímeros. El objetivo terminal de un proceso de caracterización debe ser, correlacionar las características y ropiedades dep cuando se logra establecer este tipo de correlaciones se pueden integrar adecuadamente las tres áreas que constituyen el proceso de producción de un material: Síntesis del polímero. Caracterización molecular. Evaluación de las propiedades del material Al realizar una caracterización molecular de un polímero se obtiene la siguiente información de las ropiedades de las moléculas a analizar: p La estructura química de las macromoléculas. Al estudiarla se encuentra el arreglo de los átomos involucrados en un espacio tridimensional, este se establece a través de las uniones químicas presentes, para establecer la microestructura de una macromolécula interviene la estéreo regularidad, tacticidad, ramificaciones sobre la cadena principal, etc. El peso molecular del sistema. Las reacciones de polimerización proceden en forma aleatoria, produciendo en el reactor sistemas dispersos formados por macromoléculas de peso molecular muy diferente, aplicando los principios de estadística podemos calcular los diferentes momentos que escriben a la distribución de pesos moleculares, ad moleculares promedio. La distribución de pesos moleculares. La distribución de los io e curvas de frecuencia, pesos moleculares promedio, númer ecu cho. ares comprendidos en un intervalo estre E am ño y forma de las macromoléculas. El ta grado de polimerización o sea el peso molecular, parámetros como el radio de giro promedio, la distancia extremo-extremo promedio proporciona una idea clara de las dimensiones de las moléculas. En cuanto a la forma se han propuesto para las cadenas formas esféricas, cilíndricas y elipsoides de varios tipos. 17 ateriales amorfos. os movimientos mol polímeros se somet a ia a temperatura muy baja, la energía que toma la muestra se distribuye dando lugar a vibraciones características, movimientos de rotación translación de grupos de mos de las moléculas. Los movimientos de los grupos de átomos se manifiestan como eventos ico sea n ca o en propiedades fisicoquím El proceso de disolución de las macromoléculas es proceso lento, por lo t s ble hacer la caracteriz de l es o sólid , de esta manera se ahorra tiempo y disolventes. El estudio de las macromoléculas se ha hecho tradicionalment disolución xi ncia hacia una caracterización total en estado sólido por las razones que se dieron anteriormente, también se pueden hacer caracterizaciones en estado gaseoso con fines cualitativos. Para poder medir las propiedades antes mencionadas de un polímero se utilizan varias técnicas, que estas se pueden aplicar en estado sólido iquido y aseoso se obtiene al caracterizar a una muestra polimérica es muy valiosa, se usa para s propiedades del producto polimérico terminado y para controlar los procesos de do a tiempo las desviaciones en la estructura macromolecular (variación en la istribución de los pesos moleculares son importante para el control de calidad), pueden hacerse orrecciones en el proceso, cuando el polímero se encuentra en el reactor todavía en su fase liquida. Por tanto la caracterización del producto puede cambiarse durante el proceso o en un producto terminado, n el primer caso existen las posibilidades de cambiar las condiciones para mejorar al producto. Así el roceso de caracterización de polímeros debe orientarse hacia el análisis de muestras tomadas durante l proceso de fabricación para el control de los mismos.as técnicas más utilizadas a nivel industrial e investigación disponibles para poder analizar las ropiedades moleculares anteriores son: La espectroscopia por resonancia magnética nuclear Dispersión luminosa en sus modalidades de visible y láser Análisis por espectroscopia infrarroja La técnica de análisis térmico (calorimetría). or lo tanto si se desea hacer una caracterización total de una macromolécula se debe seleccionar lgunas de estas técnicas para generar información más completa de los valores, comparando valores e la misma propiedad pero obtenidos por técnicas diferentes, como se menciono con anterioridad son La manera como se acomodan las cadenas macromoleculares para producir un orden tridimensional. Los materiales poliméricos pueden presentarse en forma de materia condensada como sólidos amorfos, sólidos cristalinos, materiales amorfos parcialmente cristalizados. El grado de orden que presentan las cadenas al empaquetarse puede medirse, de esta manera se calcula el porciento de cristalinidad del sistema, por lo cual las fibras naturales y sintéticas presentan un alto grado de cristalinidad, en cambio las resinas y los elastómeros a temperatura ambiente son m L eculares originados por el calentamiento del sistema. Cuando una muestra de un programa de calentamiento, si este experimento se inice áto térm un s o algú mbi anto e las desea icas. ación una muestra polimérica en e tad o e en estado liquido en , pero e ste la tende , l g . La información que conocer y mejorar la producción. Detectan d c lo e p e L p P a d 18 técnicas que son muy costosas, sin embargó se mencionan otras técnicas que enor costo y nos ayudan también a detectar el comportamiento del material más personalizado de cuerdo a la necesidad. En la tabla 1 se presenta la técnica y que propiedad molecular analiza. Es una ntaja .- Técnicas de Caracterización y propiedad molecular a medir. Es tad o d e a gr eg ac ión de la m ue str a Técnicas tur a q uím i tam añ o lar Pe so m ole cu lar dis trib uc ión Mo vim ien tos mo lec ula re s se pueden utilizar a m a ve conocer el origen o el empleo final del compuesto, para llevar acabo el análisis químico, tomando en cuenta que si el compuesto polimérico se emplea como producto principal, al hacer el análisis se tomaran en cuenta las características e influencia de ellas en el producto, como nuestro objetivo es determinar la influencia del peso molecular se toma en cuenta la técnica de viscosidad, por ser una técnica no muy costosa y fácil de realizar. Tabla 1 Es tru c Fo rm a y mo lec u Or de n m ole ca cu lar S, L E. Resonancia Magnética Nuclear x x x x L Dispersión Luminosa x x x x S, L ,G x E. Infrarroja x x S, L Calorimetría x x x L Viscosidad x x S, L Rayos X x x S, L Birrefringencia x x S = Sólido L = Liquido G = Gaseoso 5. ANTECEDENTES ISO y UNE definen a las fibras de poliéster como formadas a partir de un polímero de macromoléculas lineales cuya cadena contiene un 85% en peso de un éster de un diol y del ácido tereftálico. Por su parte la Federal Trade Comision de USA las define como las fibras químicas cuya sustancia formadora es un polímero sintético de cadena larga que contiene un mínimo del 85% en peso de un éster de un diol y del ácido tereftálico. Todas las fibras comerciales cumplen con estas definiciones, ya que en la unidad repetida de su estructura química interviene siempre la unidad estructural correspondiente: HO [- OC - - COO – (CH2)2 – O -] n H (PET) ácido tereftálico y un diol (etilenglicol). HO - [OC - - COO - CH2 - CH2 - O -] n H .1 PROPIEDADES GEOMÉTRICAS Las fibras de poliéster present a sección transvers medida su comportamiento e rsos spectos, pues so través de hileras de sección circular. A partir de hileras con orific más resilientes, con un brillo favorablemente modificado, má específica) y que además, desarrollan menos pilling. En otro formas de la sección transversal pueden dificultar la deposición d Las fibras de sección transver lada presentan una s cubriente y capacidad, así como una sensación al tacto más sim circular. Estas fibras están m cuentra - (PCHDT) 1,4 – cicloexanodimetanol para el poli (1,4 – c HO - [OC - - COO – (CH2)4 - O -] n (PBT) 1,4 – butanodiol para poli (butile 5 an un n dive a n ob s c sal trilobu uper uy difundidas y se en n e H 19 al redonda, lo que condiciona en cierta idas por extrusión de un fundido a ios no circulares se han obtenido fibras s fácilmente teñible (mayor superficie s se ha indicado que determinadas e suciedad. con mayor reflectante, mayor poder ilar a la seda natural que las de sección l catálogo de muchas productoras, icloexilendimetilentereltalato) H ntereftalato) ten aso ficie en 20 s omercializadas por Du Pont presentan menos destellos sobre todo bajo la luz solar, produciendo un , así como la transpiración. Otros ejemplos de secciones transversales modificadas e refieren a la fibra de Allied con forma de Y, al Fortrel tipo 408 de Celanese con forma de T (fibra l contribuye en algunos casos a una mejora de la estética visual de los productos texturados. Cuando se suman los efectos que produce el proceso de texturación con los que corresponden a una secció de efectos ópticos en los artículos resultantes. 5.2 TRAC cánicas de la fibra de poliéster dependen del peso molecular del polímero y de las o d ricación. amorfo arrolla el mecan mo de recogida, modificando convencionalmente las va de la op n de estirado se pueden obtener hilos e ades muy erentes. Po ra parte, un stabilizació mica más menos intensa conduce también a fibras con propiedades diferenciadas. Por otra parte en la tabla 2 puede verse que el mó ulo de las fibras de poliéster comparado con otras bras textiles, en general la fibra de poliéster tiene un módulo mayor lo cual ha sido atribuido a la rigidez (g/dtex) aportan a los tejidos y artículos de punto un aspecto satinado similar al mohair. Las fibras pentalobuladas comercializadas por Hoechst reducen las dimensiones de las superficies reflectantes individuales y se han diseñado pensando en parte en la fabricación de alfombras. Las fibras de sección octolobulada c efecto desfavorable en las prendas masculinas y menos en la indumentaria femenina por tratarse de artículos más brillantes. El efecto se debe a una gran disminución de la superficie reflectante con respecto a las fibras de sección trilobulada y permite paliar también los reflejos que producen los aplastamientos de la fibra que se originan en el proceso de texturación. Estas fibras han sido especialmente diseñadas para ser texturizadas y conducen a tactos más secos (más sedosos) y facilitan la aireación del tejido s cortada), la fibra Eastman con sección trilateral y las fibras huecas, algunas de ellas bicompuestas con un rizado helicoidal como el Baloft de Toyobo. En cualquier caso debe indicarse que el proceso de texturación por falsa torsión deforma la sección transversal habitualmente redonda de las fibras de poliéster, lo cua n de forma especial, es posible una gran variedad PROPIEDADES DE CIÓN Las propiedades me condiciones del proces e fab Al ser el hilo e ió do en is riables rac stirados con propied dif r ot a e n tér o d fi de la molécula, y está a la existencia de unidades estructurales rígidas (anillos bencénicos) en la cadena macromolecular. Tabla 2.- Módulo inicial de diversas fibras textiles. Fibra Módulo Rayón 65-75 Acetato 29–42 Triacetato 40 Nylon 6-6 40–60 Nylon 6 35–50 Nylon 11 50 Poliéster 110–115Acrílica 40–50 Vinal, poli (alcohol vinílico) 15–45 Polipropileno 90 21 Las fibras comerciales de poliéster presentan propiedades que las hacen adecuadas para usos finales más o menos definidos. Estas propiedades son el resultado de la fabricac n en unas condiciones determinadas pueden diferir mucho en función del campo de aplicación de las fibras correspondientes. r un módulo encionales conviene que posea alargamientos aceptables para que se comporte de un modo adecuado cuando se la someta a esfuerzos de flexión. En otros casos, se requieren grandes tenacidades a simultaneidad sólo es posible aumentando el peso molecular del poliéster as fibras de poliéster presentan un flujo despreciable a los bajos alargamientos a los que suelen estar ación del rizado y éste no vuelve después a su nivel original. rmula: ió Por ejemplo una fibra destinada a la fabricación de cuerda para neumáticos deberá posee inicial alto, una tenacidad alta y un bajo alargamiento a la rotura. Sin embargo, una fibra para usos textiles conv y altas elongaciones, cuy formador de la fibra. En la tabla 3 se indican los valores de algunas propiedades físicas del poliéster, siendo importante tener en cuenta que corresponden a los que se consideran normales o típicos en el estado en que los diferentes tipos de fibras han sido fabricados y son suministrados por la productora al sector textil orrespondiente. c Tabla 3.- Parámetros de tracción de las fibras de poliéster. Filamento Fibra Tenacidad alta Tenacidad media Tenacidad alta Tenacidad media Bajo pilling Tenacidad seco (dN/tex) 5.8-7.3 3.6-4.5 5-5.9 3.6-4.5 2.3-3.2 Tenacidad húmedo (dN/tex) 5.8-7.3 3.6-4.5 5-5.9 3.6-4.5 2.3-3.2 Tenacidad lazo (dN/tex) 80% 95% - - - Tenacidad nudo (dN/tex) 70% 85% - - - Alargamiento a la rotura (%) 8-11 15-30 20-30 30-50 - Módulo inicial (dN/tex) 100-120 90-105 75 25-55 - Rigidez media (dN/tex) 59 25 - 10.5 - Trabajo de rotura medio 0.295 0.454 - (dN-cm / tex - cm) 0.554 - L sometidas durante su uso. El hilo continuo presenta una recuperación elástica total después de una extensión del 1% y más del 90% tras una extensión del 3%. La recuperación es inferior en el poliéster fibra que en el hilo continuo, ya que durante el tiempo en que la fibra está sometida a la carga correspondiente se produce una elimin 5.3 PARÁMETROS DEL POLÍMERO (VISCOSIDAD Y PESO MOLECULAR) Para efectos de control de calidad en la planta de producción se suele hacer uso de viscosidades. La viscosidad intrínseca [η] del polietilentereftalato puede conocerse a partir de la viscosidad específica de una solución de concentración 0.5% en una mezcla fenol-tetracloroetano (1:1) de acuerdo a la siguiente fó [ ] ( ) ( )1 35.0 4.11 2 1 spηη + = 1 sp relη η − = La relación entre el peso molecular medio numérico y la viscosidad intrínseca viene dada, por la expresión: [ ] ( )21027.1 86.04 Mn−×=η Obtenida por Griehl y Neue a partir de muestras de polímero no fraccionado, en el supuesto de que se utilice la mezcla fenol-tetracloroetano mencionada y las mediciones se realicen a 20ºC. La viscosidad relativa del poliéster técnico, medida en las condiciones antes indicadas, es de al menos 1.3–1.36, correspondiendo a la viscosidad intrínseca valores de 0.55–0.65 según la fórmula de Fruid, al peso molecular medio de 22,000-27,000 (g/mol), y peso molecular numérico entre 16,000-20,000 (g/mol). La técnica de viscosidad es sencilla en cuanto a equipo y en cuanto a realización. Es de utilidad para caracterizar diversas tipos de poliéster (alta tenacidad [η] ~ 0.9, convencional [η] ~ 0.6). Su aplicación parece adecuada en el control de los procesos y campos de aplicación en que se puede ólisis). También conviene aplicarla cua conve c tacto áspero y un peso molecular no muy j istencia suele residir en que un trata e contrari molecular indican que un acortamiento de las e producción a escala piloto. presentar una escisión de la cadena macromolecular (hidrólisis, amoni ndo sea necesario conocer la causa de la pérdida de resistencia de artículos industriales y textiles n ionales. Cuando un artículo presenta baja resistencia, un le ano del normal, la causa fundamental de la pérdida de res mi nto térmico demasiado severo ha destruido en buena medida la textura física de la fibra. Por el o, una baja resistencia, un tacto normal y un bajo peso cad nas moleculares ha sido el motivo de la disminución de la resistencia. 5.4 COPOLIMERIZACION El elevado punto de fusión, la resistencia a las arrugas y la gran resistencia a la tracción constituyen las características más importantes de las fibras de poliéster. Sus limitaciones más importantes se refieren a la dificultad de tintura, el problema al pilling, el desarrollo de electricidad estática y el tacto duro de los tejidos. Todas las fibras de poliéster del mercado se obtienen del polímero que resulta de la policondensación del ácido tereftálico y un diol que, excepto en un caso es siempre el etilenglicol. Las excelentes propiedades de las fibras, el elevado precio del ácido tereftálico y su purificación y el deseo de solucionar los problemas de estas fibras, han estimulado la preparación de otros poliésteres y su transformación en fibras. De los polímeros ensayados los más prometedores son el poli-(ácido ω-hidroxipiválico) y el poli- (p-etilenoxibenzoato), de las fibras de este último se sabe que, como mínimo, han alcanzado su 22 23 ura de las fibras ha permitido solucionar también otros problemas, como los referentes a electricidad estática, formación de pilling y tacto de los tejidos. Los copolimeros industrializados ontienen una pequeña proporción en un componente de menor simetría molecular que el ácido n componente de menor simetría que contiene un grupo sulfónico, o un omponente de igual simetría pero que permite la formación de enlaces moleculares más flexibles (ácido e las fibras resultantes, con la consiguiente reducción del fenómeno de pilling. Para o mermar las propiedades deseadas, la disminución de la viscosidad intrínseca puede conseguirse por introducción en el sistema de policondensación de una pequeña cantidad de un alcohol de funcionalidad uperior a dos. Por otra parte, los poliésteres de viscosidad intrínseca superior a la normal permiten as de mayor resistencia a la tracción, lo que ha sido aprovechado en la fabricación de fibras debe mencionar la aparición en el mercado de fibras de que permiten, mezclados con fibras normales, la fabricación de hilos e voluminosidad elevada (high bulk) similares a los de fibras acrílicas de éxito tan espectacular. o componentes de fibras conjugadas. lo de elasticidad, la resistencia y alargamiento a la rotura. En fibras de un ismo polímero estos parámetros pueden variar considerablemente modificando la magnitud del estiraje fibras con tenacidades La modificación del homopolímero por copolimerización para disminuir la temperatura de transición vítrea y facilitar la tint la c tereftálico (ácido isoftálico), u c p-hidroxibenzoico). La presencia de las unidades correspondientes en las cadenas poliméricas rompe la regularidad estructural creando un desorden adicional en las relativamente ordenadas regiones desordenadas de la fibra, facilitando de este modo la penetración de los colorantes y la tintura con colorantes catiónicos cuando el tercer componente contiene un grupo ácido, como el sulfónico. La disminución de la viscosidad intrínseca del polímero a hilar ha permitido disminuir la resistencia a la abrasión por flexión d n s producir fibr destinadas a usos industriales. También se poliéster del elevado encogimiento d Las tendencias actuales de las fibras de poliéster están centradas en: Fibras de poliéster más fácilesde teñir y más resistentes al pilling, disminuyendo no sólo la temperatura de transición vítrea sino también la de fusión. Fibras de poliéster que se puedan teñir con colorantes iónicos Mejora de la tintabilidad, absorción de agua, resistencia al pilling y otras propiedades, por copolimerización parcial sobre la superficie de la fibra. Desarrollo de copoliésteres com Hoy se sabe bien cómo conseguir fibras de propiedades mecánicas muy diferentes a partir de un mismo polímero, y a medida que se avance en el conocimiento de la arquitectura de las fibras, se podrán conseguir todavía espectros más amplios de propiedades mediante variaciones controladas de los procesos de coagulación, estiraje y fijado que permitan, no sólo alcanzar una cristalinidad determinada, si no variar discrecionalmente el tamaño y la distribución del tamaño de las regiones cristalinas y amorfas, así como la orientación de las macromoléculas y su distribución según el eje de la fibra. De este modo se podrán fabricar fibras para casos muy específicos de una manera más sistemática y menos empírica que en los momentos actuales. A modo de ilustración pasamos a indicar algún avance conseguido en el conocimiento de la relación entre propiedades moleculares y propiedades mecánicas. Las propiedades de tracción tienen gran importancia en el comportamiento textil y de ellas las más significativas con el módu m post-hilatura y el peso molecular del polímero. Concretamente son posibles fibras con tenacidades y elongaciones aceptables, fibras con tenacidades altas y elongaciones bajas, y 24 alta e muy con 5.5 compon en este ue poseen propiedades atómicas en su sección transversal y alcanzar dimensiones casi microscópicas en su longitud. De este modo las interacciones intermoleculares entre las unidades repetidas individuales pueden tener un efecto acumulativo en virtud de su combinación en una estructura catenar unida covalentemente. Los polímeros lineales obedecen a una fórmula del tipo: s y longaciones altas aceptables, a cada una de las cuales le corresponde un campo de aplicación creto. PESO MOLECULAR Es significativo que ninguno de los sólidos orgánicos de bajo peso molecular sea útil como ente principalmente de las estructuras resistentes. Las excelentes propiedades de los polímeros campo deben atribuirse en parte a q ( ) ( )3ΥnAX En donde: A.- es la unidad repetida X, Y.- son los grupos terminales. Éstos últimos dependen de la familia del polímero y del tipo de reacción empleada en su preparación. La naturaleza de estos grupos puede influir bastante en la estabilidad térmica y química de un polímero y en su respuesta a otras la apacidad de un polímero para formar fibras. Para simplificar la fó como (A)n sin hacer mención de los grupos terminales. Consecuentemente, el peso molecular depende sustancias (colorantes), pero tienen poca importancia directa en rmula de los polímeros lineales puede representarse c de la naturaleza de la unidad repetida A y del grado de polimerización. Suelen ser necesarios pesos moleculares comprendidos entre 10,000 y 50,000 g/mol para que las fibras sintéticas resultantes posean propiedades técnicamente aceptables. El umbral inferior del peso molecular depende del tipo de polímero y de los condicionamientos técnicos impuestos por el proceso de hilatura. Se sabe que el poli (exametilenfumarato) fraccionado de peso molecular 12,000 g/mol se puede transformar en fibras de buenas propiedades. Por su parte, las fibras de poli (exametilensuccinato) presentan una resistencia a la tracción aceptable cuando el peso molecular es superior a 25,000 g/mol. Se puede indicar que en ningún caso se han obtenido fibras técnicamente útiles a partir de polímeros de peso molecular inferior a 4,000-5,000 g/mol. Por debajo de este límite, las moléculas son demasiado cortas para que se pueda formar la textura necesaria. Al aumentar el peso molecular mejoran la facilidad de formación de fibras y las propiedades mecánicas, auque esta mejora es menos sensibles a medida que aumenta la longitud media de la cadena. Para la mayor parte de los polímeros sintéticos, existe un límite superior del peso molecular a partir del cual se hace difícil su transformación en fibras. La curva que recoge los resultados de un estudio sistemático realizado hace muchos años para relacionar la resistencia a la tracción con el grado de polimerización indica que: 25 s formadores de fibras, desde las poliolefinas a los poliésteres y poliamidas, presentan curvas de la misma forma. Una vez alcanzada cierto valor de la resistencia, este parámetro aumenta poco al aumentar el peso molecular, no obstante la pendiente de la línea que relaciona ambos parámetros es lo suficientemente grande para que al pasar el DP de 300 a 600 se consiga un aumento del 30 al en la resistencia a la tracción. Todos los polímero Hasta cierto valor del grado de polimerización DP la resistencia mecánica es prácticamente nula. Por encima de este valor, a un aumento del DP le corresponde una importante mejora en el comportamiento mecánico de las fibras resultantes. 40% Figura 1.- Resistencia a la tracción en función del grado de polimerización. Un aumento del peso molecular se traduce también en un mayor módulo de elasticidad, en una mayor sistencia a la fatiga y en una mayor durabilidad de las fibras resultantes, con la mejora de este e podrán hilar filamentos mucho más finos que los actuales, r bles al uso, ya que, para una misma resistencia, serán más uaves olecular. Todos sabemos que los polímeros no son uniformes y que están formados por cadenas de longitudes diversas y que su caracterización adecuada implica el conocimiento de una curva o función de distribución del peso molecular. Si la curva de peso molecular medio. Si por el contrario, el polímero presenta una lar, la viscosidad del fundido o de la disolución correspondiente con polímeros de mayor peso olecular y con una distribución más estrecha del peso molecular se obtendrán posibles fibras con e mayor módulo y durabilidad, más resistentes a la fatiga y con una menor tendencia a la fluencia a tiempos largos. re parámetro y de la resistencia a la tracción s que pe mitirán fabricar tejidos más conforta s y facilitarán la circulación del aire y de la humedad a causa de su mayor superficie interna. Los problemas que plantea la manipulación de polímeros de alto grado de polimerización son consecuencia de que la viscosidad de los fundidos y de las disoluciones de hilatura (25-30%) aumenta muy rápidamente con el DP. Estos problemas pueden solucionarse parcialmente aumentando la temperatura de los fundidos, pero ello implica riesgos de degradación y otros inconvenientes. Otra posibilidad consiste en estrechar la distribución del peso m distribución es muy amplia, con una gran cola en la zona de las moléculas muy largas, la viscosidad será superior a la que cabría esperar del estrecha distribución del peso molecu será menor y podrá ser manipulada con mayor facilidad. Por lo tanto m mayor resistencia a la tracción, más suaves, más flexible, d 26 5.6 FUNDAMENTOS. mayor parte de las soluciones macromoleculares, sobre todo cuando corresponde a una viscosidad verdadera (líquidos normales, lo que representa que son bo capilar cumple la ley de Pouseuille). La am cromoléculas lineales, tienen ígidos y que su vertido en un tur ( )4 8 4γ η π l PV = En .- es el volumen del líquido vertido por unidad de tiempo. donde: V P.- es la presión de vertido. γ .- es el radio del capilar. l.- es la longitud del tubo capilar. η.- es el coeficiente de viscosidad de la solución. Para una serie de polímeros homólogos disueltos en la misma concentración en peso en un mismo disolvente, la viscosidad de las disoluciones se incrementa con el grado de polimerización. Esto representa él porque las medidasde viscosidad s desde hace mucho tiempo para aracter lares solubles y el seguimiento de las reacciones de a viscosimetría es el procedimiento más sual para calcular el peso molecular dentro de la industria. El incremento de viscosidad que se origina por un soluto polimérico en función del volumen de la molécula de polímero en la solución y por esta razón no forma una medida directa o absoluta de su peso molecular. Este es un método indirecto. a la viscosidad de la solución macromolecular [η], a la del disolvente uro η y la concentración (c) de la solución en gramos de sustancia disuelta por 100 m3 de solución. e han empleado c izar los compuestos macromolecu polimerización o degradación de los polímeros. Siendo la viscosimetría la técnica que nos brinda como principal ventaja ser rápida, simple y no requerir de un equipo complicado, ni de alto costo. Sin embargo, el conocimiento de las reacciones entre la viscosidad de las soluciones macromoleculares y la forma o magnitud de las macromoleculares es más reciente, por tanto l u 5.6.1 TRATAMIENTO CUANTITATIVO. Casi siempre se denomina p o Einstein estableció de forma teórica y Bancel comprueba de forma experimental que para una suspensión diluida de partículas esféricas, rígidas, impermeables y de dimensiones notablemente superiores a las moléculas del medio dispersante: ( ) ( )55.210 ϕηη += En donde: η = es la viscosidad de dispersión. ontenidas en un cm3 de dispersión. ηo = es la viscosidad del disolvente. ϕ = volumen total de las partículas c La ecuación anterior se puede presentar de la siguiente manera. ( )65.210 ϕ η ηη +==rel En donde: ηrel.= es la viscosidad relativa. Reagrupando: ( )75.21 0 ϕη η η ==− sp En donde: spη = es la viscosidad especifica. a relación no se aplica a dispersiones macromoleculares ya que, excepto en lo que se el sistema particular polímero–disolvente y de la mperatura. Considerando dichas limitaciones la ecuación antes citada se puede expresar de la En donde est refiere a las dimensiones, rara vez cumplen con las condiciones que se mencionan anteriormente. Por lo que, las moléculas del polímero en solución no son rígidas ni necesariamente esféricas y a concentraciones finitas, interaccionan entre sí. Todos los factores están en función de la interacción entre las moléculas de soluto y disolvente y, por tanto, d te siguiente forma: ( )8.1 0 cKsp ==− ηη η En donde K es la función del tamaño de las molé las disueltas, de su forma, de su rigidez, de las interacciones entre ellas, y de la proporcionalidad en fracción de volumen y concentración, K depende rticular sistema polímero-disolvente de la tem ratura y del tamaño de las moléculas en solución. cu ret pedel pa Dividiendo entre c los miembros de la ecuación anterior queda: ( )9 1 0 K c red == ⎥ ⎦ ⎤ ⎢ ⎣ ⎡ − η η η La viscosidad reducida debería de permanecer constante, pero varía con la concentración de disolución y la forma de las curvas depende de la naturaleza del disolvente. Es importante mencionar que las urvas ηred = f(c) tienden con frecuencia, para la concentración nula, hacía un valor límite el cual En donde: ηred.= es la viscosidad reducida. c depende un poco del disolvente para un compuesto macromolecular dado. 27 28 a siguiente expresión, se denomina viscosidad intrínseca: L [ ]lim η ( )10 0 η = c sp →c Se trata de un parámetro característico de un compuesto macromolecular. Por lo que por sí mismo justifica la utilización de las medidas de viscosidad para caracterizar las sustancias poliméricas. Por lo que la viscosidad intrínseca será en función del tamaño de las moléculas del polímero en la solución, del sistema polímero–disolvente y de la temperatura. Si se realizan las medidas a temperatura para un polímero dado, la viscosidad intrínseca se relacionará constante usando un disolvente específico con el peso molecular del polímero. En los polímeros, realmente lo que interesa no es la viscosidad absoluta de un disolvente o de una disolución, sino el incremento de viscosidad atribuible al polímero disuelto. Por lo que la viscosimetría de las disoluciones de polímero se hace uso de la expresión en donde interviene la viscosidad relativa ( )111−= =rel η ηη relsp sp ηη que r que la densidad de la disolución se aproxime a la del disolvente), se podrá Lo epresenta que la determinación del peso molecular no requiere conocer el valor de la viscosidad absoluta sino el incremento de la viscosidad relativa, por lo que se determina la viscosidad de la disolución del polímero [η] y el disolvente puro (ηo). Si el viscosímetro capilar tiene unas dimensiones dadas y las mediciones realizadas a pequeñas oncentraciones (de tal formac sustituir, con la aproximación buena, las viscosidades [η] y (ηo) por los tiempos de caída t (disolución) y to (disolvente), obtenido la siguiente relación: ( )12 0 0 t tt − sp =η Existen diversas fórmulas empíricas para representar la variación de la viscosidad con relación a concentración de las soluciones poliméricas, y así mismo, facilitar la extrapolación a disolución infinita. 5.6.2 RELACIÓN ENTRE VISCOSIDAD REDUCIDA Y CONCENTRACIÓN. la Existe un inconveniente de que sólo se pueden utilizar en algunos sistemas polímero disolvente en un determinado intervalo de pesos moleculares. Huggins propone la siguiente ecuación, la cual parece la más adecuada, para las soluciones poliméricas diluidas (ηrel < 2): [ ] [ ] ( )1321 cKc sp ηη η += Y Kraemer propone la siguiente ecuación, en donde se desarrolla el algoritmo natural en una serie de potencias quedando viscosidad inherente ηinh: [ ] [ ] ( )14ln 22 cKc rel inh ηη ηη += Dichas ecuaciones corresponden a una simplificación de otras más complejas: [ ] [ ] [ ]{ } ( ) ( ) [ ] [ ] [ ]{ } ( ) 3 1 2 1 16.....1ln 221 2 22 =′+′=− +++= KKyKKdonde cKcK c rel ηηη η 15.....1 211 +++= cKcK sp ηηη c η Las ecuaciones que se simplifican sólo se aprovechan cuando la representación ηsp/c ó (In ηrel)/c frente a c es lineal. Cuando ηrel es superior a 1.8 ó inferior a 1.2 no es extraño que se presente cierta curvatura en la representación correspondiente. Si ηrel > 1.8; la curvatura es consecuencia del efecto cuadrático de la concentración. Y cuando ηrel < 1.2; es casi siempre resultado de la absorción del polímero sobre las paredes del capilar del viscosímetro o a errores en las medidas de tiempo. En los amados buenos disolventes (entall lpía de mezclado muy baja) el valor de K, es del orden de 1/3. A la temperatura de Flory (θ) este parámetro puede tener valores superiores a 1. 5.6.3 RELACIÓN ENTRE VISCOSIDAD INTRÍNSECA Y PESO MOLECULAR. Aún no se ha llegado a una explicación teórica que satisfaga la relación concentración/viscosidad de la disolución polimérica, ya que, también el tamaño de las macromoléculas, la viscosidad intrínseca depende de su estado y del disolvente. Por lo que no se conoce todavía una relación sencilla que nos permita conocer en forma directa el peso molecular de un polímero a partir de medición de la viscosidad. la Para conocer el peso molecular de un polímero en función de la viscosidad se sugieren algunas expresiones, pero se requiere proceder antes de la determinación del peso molecular utilizando un método absoluto. Utilizando cualquier expresión, pero manteniendo la temperatura y el disolvente constante. 29 30l primero que intentó deducir los pesos moleculares de los polímeros a partir de las medidas de las viscosidades de sus soluc la siguiente [η] = K M, conoc adelante que de la fórmula eral de k kM= ose esta relación empírica para una serie de pol ros lineales h logos con d uciones s de sus pesos elacionándola en ocasiones con la ecuación de Mark-Houwink. on con que se calcula ara un par de ímeros diso te a una Const s de obtener mediante el trazo de una recta: E iones fue Staundinger. Proponiendo la fórmu iéndose más se trataba más gen uhn: [ ]η ( )17α Cumpliénd íme omó istrib semejante moleculares. R En donde k y α s da. stantes empíricas n p pol l nve temperatura da antes que son fácile [ ] ( ) 18log MK α+ e un cierto fracciones de un polímero de pesos leculares d ntes, los metido util étodo, determinándos a viscosidad i seca de ello α esta en función de la forma de las macr oléculas en d lución. Cuan tienen la sfera rígid ambio, si se presenta casi siempre ov más o meno iertos, a n las molé e disolvente mediante fue de solvatació stando los res de α en el ran y 1 lo que conlleva a macromoléculas dispersas en forma de ovillos más o meno ados y parcialmente permeables al medio dispersante. Correspondiendo al ovillo no do y el valor de 1.0 al de uno completamente solvatado. uando los valores se encuentran entre 0.5 y 0.8 que son los más frecuentes y se aplican a laterales que hacen difícil la rotación de las unidades estructurales. El valor 1 se aplica a las cadenas que se presentan en un estudio desplegado na extensión total. Cuando el hinchamiento del ovillo que constituye las macromoléculas en el disolvente, el valor atura. Las temperaturas altas favorecen la solvatación del polímero Conociéndose ésta como temperatura de Flory o temperatura theta (θ).Sucediéndose que el polímero en loglog η = Partiéndose d número de mo ifere cuales se han izando otro m e l ntrín s. El exponente om iso do forma de una e a α = 0; en c illos s ab los que se une didos culas d rzas n. E valo compren go 0.5 estadísticos, s alarg el valor de 0.5 solvata C macromoléculas lineales flexibles, tanto más replegadas sobre sí mismas y más próximas a la forma esferoidal cuando más se acerca α corresponden a macromoléculas lineales más rígidas y más difícilmente apelotonadas, con grandes sustituyentes próximo a u disolución depende, a igualdad de condiciones, sólo de la fuerza de solvatación d de α y, por lo tanto el de η es una medida de la eficacia de un disolvente. Valores superiores de α y, por la misma causa de [η], corresponden para, un peso molecular dado y a una misma temperatura a un hinchamiento intenso y por tanto a un buen disolvente, cuando los valores de α y η son bajos entonces corresponden a un mal disolvente. Las interacciones polímero/disolvente no dependen sólo de la naturaleza del polímero y del tipo de isolvente sino también de la temperd por el disolvente (ovillo más hinchado, lo que conlleva a valores de α más altos). En el caso de bajas temperaturas hay predominio de fuerzas de asociación entre componentes iguales, o sea en los segmentos de la cadena polimérica o entre las moléculas del disolvente. Hay una temperatura para cada par polímero-disolvente a la que ambas fuerzas de solvatación y de asociación son iguales. e 31 sta temperatura se encuentra en el medio disolvente considerando como un ovillo sin solvatar, lo que ink, correspondiendo muchas de llas a polímeros de mayor importancia en iguales o diferentes disolventes y/o temperaturas. Pero Polímero fibra Disolvente Temp. (oC) K x 10-4 α representa el valor α es igual a 0.5. Se pueden encontrar muchas expresiones de la fórmula Mark-Houw e siempre debe hacerse referencia de la naturaleza del disolvente, la temperatura de medida y unidades en las que se expresa la concentración. En tabla 4 se muestran los valores de k y α de la ecuación Mark-Houwink. Tabla 4.- Valores de k y α de la ecuación Mark-Houwink. Celulosa EWN 20 0.41 1 Acetato Acetona 25 0.25 1 Nylon 6.6 KCI2M en ac. Formica al 90% 25 0.142 0.56 Nylon 6.6 (Mn) Ácido fórmico al 90% 30 11 0.72 Nylon 6 (Mw) Ácido sulfúrico al 33% 25 17.3 0.50 Nylon 6 (Mn) Ácido fórmico al 85% 25 65.3 0.98 Nylon 6 (Mv) m-cresol 32 0.62 25 Nylon 6 (Mv) Ácido sulfúrico 100% 2.9 0.78 25 Nylon 6 m-cresol 20 0.73 1 Poli(etilen-tereftalato) (Mn) Fenol/tetracloroetano (1/1) 20 1.27 0.86 Poli(etilen-tereftalato) Fenol/tetracloroetano (1/1) 25 2.1 0.82 Poli(etilen-tereftalato) Fenol/tetracloroetano 7.55 0.685 Poli(etilen-tereftalato) Fenol/tetracloroetano 0.92 0.85 Poli(etilen-tereftalato) m-cresol 20 6.75 0.71 Poli(etilen-tereftalato) o-clorofenol 5 6.56 2 0.73 Poliacrilonitrilo (Mv) Dimetilformamida 25 1.75 0.66 Poliacrilonitrilo (Mv) Dimetilformamida 25 2.33 0.75 Poliacrilonitrilo (Mw) Dimetilformamida 25 2.43 0.75 Poliacrilonitrilo (Mn) Dimetilformamida 25 3.92 0.75 Poli(alcoholvinilico) Agua 50 5.9 0.67 Poli(cloruro de vinilo) Cicloexanona 20 1.6 0.85 Poli(cloruro de vinilo) Tetrahidrofurano 20 36.6 0.92 Polietileno lineal Tetralina 120 2.36 0.78 Polietileno ramificado Decalina 70 .39 0.74 Polietileno Decalina 135 6.2 0.70 Polipropileno (Mv) Tetralina 135 0.9 0.80 Polipropileno (Mv) Decalina 135 1 0.80 Polipropileno (Mv) Decalina 135 1.15 0.80 n la práctica se calcula α y k con una serie de fracciones con una distribución estrecha del peso En donde: El subíndice ¡ se refiere a una muestra monodispersa del peso molecular dado (¡). n el caso de viscosidades intrínsecas se miden sobre una serie de muestras con una amplia distribución del peso molecular. Los pesos moleculares que se calculan a partir de la formula de E molecular, de manera que: [ ] ( ) ( )19¡ ¡ αη Mk= E 32 una serie de las fracciones con una estrecha distribución del peso olecular. os valores de k y α de la ecuación de Mark-Houwink son constantes solo cuando los pesos moleculares uando se hace referencia a la ecuación de Mark-Houwink, deducida para polímeros lineales se crea originán tas presentan menores viscosidades intrínsecas que s macromoléculas lineales del mismo peso molecular. Cuando se trata de muestras polidispersas no calibración serán tanto más erróneos cuanto mayor sea la anchura de la distribución. Sucede que Mn < Mv <Mw , pero estando Mv más próximo que Mw, se procede a la calibración con valores del peso molecular medio en peso de m Cuando se hace la calibración partiendo de un método de medida que conduce pesos moleculares medios numéricos, la aplicación de la ecuación correspondiente Mark-Houwink debería limitarse a muestras con una distribución del peso molecular de la misma anchura que las utilizadas para realizar la calibración. L son muy bajos (< 10,000). Relación que requiere una calibración con fracciones monodispersas cuyo peso molecular se haya determinado también por un método absoluto. C otra posible fuente de error al empleo de esta, ya que se trata de, macromoléculas ramificadas, dose el error como consecuencia de que es la fraccionadas. La viscosidad intrínseca media [η¡] cada fracción de diferente peso molecular por un coeficiente igual a la fracción del peso total del polímero que corresponde a la fracción que se considera. [ ] ¡ ¡¡ ¡¡¡ ¡¡ WW W W η η η ⎡ ⎤⎣ ⎦⎡ ⎤= =⎣ ⎦ ∑∑ ∑ [ ] _ vK M α η = [ ] 1 _ vM K αη⎡ ⎤ = ⎢ ⎥ ⎣ ⎦ 1 ¡ ¡ ¡¡ ¡ ¡ ¡ ¡ ¡ ¡WW nM K M nM K α αη +⎡ ⎤⎣ ⎦∑[ ] ¡ ¡ ¡ ¡ ¡ ¡ ¡ ¡ ¡ ¡W W nM nM η η⎡ ⎤= = = =⎣ ⎦ ∑ ∑∑ ∑ ∑ ∑ 1 1 1_ ¡ ¡ ¡ ¡ ¡ ¡ nM K nMα α¡ ¡ ¡ ¡ ¡ ¡ vM K nM nM α+ +⎡ ⎤ ⎡ ⎤ =⎢ ⎥ ⎢ ⎥ ⎢ ⎥ ⎢ ⎥⎣ ⎦ ⎣ ⎦ ∑ ∑ ∑ ∑ El peso molecular medio viscosimétrico no se puede determinar nunca de forma independiente, ya que depende, su valor, del volumen hidrodinámico del polímero en el disolvente a una temperatura dada. wv ==α :,,1 __ queyaMMdonde ( )20 ¡ ¡¡ ¡ 2 ¡¡¡ ¡ ∑ ∑ ∑ == MnMWMW Recordandoque: − MnW ( )21 ¡ ¡ ¡∑= − M n n M Conocié tema polidisperso, se puede calcular el verdadero peso molecular medio v esentan la “distribución más probable“ pasa que: ndose la función de la distribución de un sis iscosimetrico. Flory nos marca que en los polímeros que pr ( ) ( )[ ] ( )222:11:1:::: wvn MMM 33 1 ααα +Γ+ −−− a de 1 + α . polímero. Conociendo la relación Mv/Mn bien la relación Mv/Mw a partir de la expresión de valores tabulados de la función gamma se puede ansformar las expresiones: [η] = k αn en la expresión [η Mαv cu los ividua Mw de las fracciones monodispersas empleadas para conocer los valores de k y α correspondient 5 CION E LA VIS SIDAD INT CA A P DE U OLA ION DE IMERO. a principal que nos permite obtener de una forma rápida una medida relativa del tamaño o peso molecular. Generalmente en una práctica s a la medida de ηsp a una sola entración. Suponiendo que η btenga a entración fija de un determinado disolvente y temperatura, los valores que se obtienen nos sirven para hallar posibles ca ios en el peso molec de los polím preparados todos div mismo ta bién se conoce el valor de la vis dad intrínse ], ya que l etros as ec s de Kraemer y de Hugging presentan valores constantes para un amplio intervalo de concentraciones de p istemas p ro–disolven muy diferen r lo qu idad es un valor extrapolado a dilución infinita, las ecuaciones empíricas n la p linealida en las proximidades de esta región. Se puede eliminar las constantes, actuando sobre las dos ecuaciones empíricas quedándonos lo siguiente: n donde α es el exponente de la ecuación Mark–Houwink y Γ (1 + α ) es la función gamE Como quiera que α varia entre 0.5 y 1 la relación Mv/Mn para la distribución más probable del peso molecular oscila entre 1.67 y 2. Por otra parte, la relación Mv/Mn para la distribución más probable permite una conclusión de alcance más amplio en el sentido de que el peso molecular medio viscosimetrico siempre se considera el más próximo al peso molecular medio en peso que al peso molecular medio numérico para cualquier istribución que presuntuosamente puede presentarse en un alto d o tr Mαw o [η] = k M ] = k ando se conocen valores ind les Mn o es . .6.4 DETERM ISOLUC INA D CO RINSE AR IRT NA S D POL La viscosimetría nos presenta como ventaj e limita conc sp se o una conc mb ular eros por mé ersos. Así m cosi ca [η os parám k1 y k de l2 uacione olímero en s olí em te s tes. Po e la viscos cumple rueba de la d [ ] ( )23 2 l 22η η c sp =− udiéndose obtener todos los datos que se requieren para el cálculo de la viscosidad intrínseca a partir terior, haciendo la medición de la viscosidad relativa a una sola concentración. mas ajustados a la realidad se siguiente expresión: a) Calculando nηrel P de la ecuación an Así mismo se indica que valores pueden obtener por medio de la ( )24ln relsp ηη −=∆ ( )( ) ( )25ln relsp ηηπ = b) Calculando la constante de Kraemer como a continuación se indica: 2k ( )26 2 11 2 −=k ln ∆relη ( )271 ln 1 2 πη −= rel k c) Calculando la viscosidad intrínseca se puede calcular empleando una sola concentración a partir de la ecuación empírica de Schulz/Blaschke: ( )28 .1 [ ] spSBK η sp c η η = + En donde: c.- es la concentración del polímero en g/dl. K sb.- es la constante que depende del tipo de polímero (constante de Huggins ). La constante Ksb se puede calcular para un polímero dado a partir de la pendiente de una línea que relaciona ηsp /c con la viscosidad específica. Cuando se parte de muestras de diferentes pesos moleculares, fraccionadas o no, se puede calcular un valor medio para la constante Ksb. En la tabla 5, abajo indicada se representan los valores de la constante Schulk–Blaschke de algunos polímeros. 34 35 Tabla 5.- Viscosimetría de diferentes polímeros y fibras. Polímero Fibra c (g/dl) Cte KSB Índice v lim, fibras No dañadas Disolvente Método SNV Celulosa algodón 0.1 0.3 15 - 25 EWN 195.598 Nitrato celulosa 0.1 0.3 20 - 30 Acetofenona 195.596 Celulosa regenerada 0.1 0.3 2.5 - 5 EWN Acetato celulosa 195.599 Acetato 0.25 0.3 1.5 - 1.8 m - cresol 195.599 Triacetato 0.25 0.3 1.7 - 3 m - cresol 195.595 Seda 1 0.5 0.6-0.9 LiBr en agua Poliamida 195.590 6.6 0.5 0.5 1 - 1.3 m – cresol 195.590 6 0.5 0.5 1.1 - 1.4 m – cresol 195.590 11 0.5 0.5 0.9- 1.2 m – cresol Nomex 0.5 0.5 1.5 - 1.8 H2SO4 100% 195.591 Poliester (PET) 1 0.3 0.5-0.8 m - cresol 195.592 Poliacrilonitrilo 0.25 0.3 1.8 – 3 H2SO4 100% elastano 1.6 – 2 Tipo ester 1 0.25 0.8- 1.4 Exametilfosforo acidotriamina Tipo ester 1 0.25 0.9- 3 Poliolefina 1.2 - 3.1 Polietileno 0.5 0.2 0.8- 2 Decalina Polipropileno 0.5 0.2 0.6- 1.3 Decalina Policloruro de vinilo 0.5 0.2 HCl 6M Poli(alcohol vinilico) 0.5 0.3 Cicloexanona En el caso del poliéster k1 = 0.35, de modo que para una concentración al 0.5%. [ ] ( ) ( )29 35.0 14.11 2 1 −+ spη=n el viscosímetro es transferida hasta un nivel algo por encima de la e mide con ayuda de un cronometro el tiempo de vertido (t) entre las eñales Esta concentración contenida en arca o señal superior. Luego sm s superior e inferior. Se hace lo mismo con el disolvente puro (to). La viscosidad específica (cambio relativo de la viscosidad) se calcula de la siguiente manera: ( )301 0 0 −= − = relsp t tt ηη Y la viscosidad intrínseca de acuerdo a la ecuación de Schulz–Blaschke: ( ) [ ] ( ) ( )31111 −+=+= relSBspSB K c K c ηη 1−relηspη η 36 Ksb.- es la constante Schulz–Blaschke (depende del tipo de polímero) 5.7 VISCOELASTICIDAD Las fibras consisten principalmente en unidades cristalinas orientadas y exhiben la viscoelasticidad cuantitativamente como los polímeros amorfos. Llega como sorpresa que alguien como J. C. Maxwell, quien es mejor conocido por su trabajo en la electricidad y el magnetismo, contribuyera en las matemáticas de la viscoelasticidad. Cuando estaba usando una fibra de seda, como elemento de recuperación en un artefacto para medir la carga, noto que el material no era perfectamente elástico y que mostraba efectos de tiempo. El modelo que lleva su nombre se propuso para relacionar el Prác producida en esta área se encuentra ublicada entre los años 50 y los años 90 incluyendo los primeros trabajos de Meredith hasta los trabajos ando por las recopilaciones de trabajo de varios autores realizada por un esfuerzo a un material plástico tiene como primera consecuencia na def rige por la ley de Hooke, mientras que el orrespondiente a los fluidos viscosos por la ley de Newton para cualquier grado de deformación. Sin mbargo todos lo sólidos reales manifiestan en su comportamiento mecánico un efecto viscoso y todos edad distintiva de los materiales plásticos y se define por una respuesta compleja del comportamiento mecánico fuertemente dependiente del tiempo. La fluencia lenta y la relajación de la sus características. y las deformaciones permanentes que se observan en los polímeros. 5.7.1 MODELOS ANALÓGICOS CUANTIFICABLES to iscoelástico es a partir de modelos analógicos cuantificables que nos permiten extraer magnitudes cuantitativas que le caracterizan, donde la componente elástica se representa por un elemento de Hooke y por su comportamiento estaría relacionado con la respuesta instantánea al esfuerzo recibido por la En donde: c.- es la concentración del polímero comportamiento real de una fibra. ticamente la investigación p mas recientes de Vangheluwe, pas Morton y Hearle. La aplicación de u ormación elástica debida a las deformaciones en las longitudes y ángulos de enlace. Estas deformaciones son reversibles de pequeña magnitud y se cuantifican mediante los parámetros elásticos: modulo de compresión, modulo de rigidez, modulo inicial y relación de Poisson. La relación de Poisson es un parámetro de interés cuyo
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