UNIVERSIDAD SIMÓN BOLÍVAR DECANATO DE ESTUDIOS PROFESIONALES

COORDINACIÓN DE INGENIERIA DE MATERIALES

Estudio de la Deformabilidad a Tracción de Películas Plásticas: Norma ASTM D638 vs. ASTM D882

Por:

Daniela Carolina, Santaella Machado

Realizado con la asesoría de:

Tutor Académico: Prof. Johan J. Sánchez

PROYECTO DE GRADO Presentado ante la Ilustre Universidad Simón Bolívar

como requisito parcial para optar al título de Ingeniero Materiales

Sartenejas, Julio de 2012

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Estudio de la Deformabilidad a Tracción de Películas Plásticas: Norma ASTM D638 vs. ASTM D882

Por: Daniela Carolina Santaella Machado

RESUMEN

En este estudio se realizó la evaluación de la deformabilidad de películas extruidas de diferentes

polímeros, a saber: Polietileno de Baja Densidad (PEBD), Polietileno de Alta densidad (PEAD) y

Poliestireno de Alto Impacto (PSAI), usando diferentes protocolos experimentales con base a lo

establecido en las normas ASTM D638-08 y ASTM D882-09, con el fin de establecer si los resultados

obtenidos son equivalentes para describir el comportamiento tensil de películas plásticas. De la norma

ASTM D638-08, la cual es una norma general para evaluar el comportamiento tensil de polímeros, se

seleccionaron dos tipos de probetas halterio (tipo IV y V) y se emplearon dos velocidades de ensayo (50 y

500 mm/min) para evaluar las películas plásticas bajos estudio. De la norma ASTM D882, norma que es

propuesta específicamente para la evaluación de películas y usada con frecuencia en la industria, se

empleó la geometría propuesta de cinta o probeta rectangular, ajustando la velocidad de ensayo y longitud

de probeta de acuerdo al criterio indicado en la norma, el cual establece que polímeros con deformación a

la ruptura (b) superior al 100% deben ser evaluados a 500 mm/min con probetas de menor longitud,

mientras que aquellos con b que no superan el 100% deben ser evaluados a mucho menor velocidad

usando probetas de mayor longitud.

En el caso de la norma ASTM D638, la selección de velocidades de ensayo con una variación en un orden

de magnitud y el uso de probetas halterio con dimensiones diferentes, no son suficientes para definir

diferencias claras en la deformación a la fluencia y b de las películas (considerando el error

experimental). Tomando los resultados anteriores como valores referenciales, de la aplicación de la norma

ASTM D882 se tiene que la deformabilidad de las películas evaluadas en probetas tipo cinta parece ser

favorecida o desfavorecida según el tipo de mecanismo de deformación plástica que presenta el material.

Así, polímeros que manifiestan una fluencia por corte difusa (ej. PEBD) alcanzan mayores valores de b,

en cambio polímeros que presentan fluencia por corte localizada (ej. PEAD) o crazing múltiple (ej. PSAI),

los valores de b se ven reducidos, posiblemente por restricciones geométricas que no permiten que la

concentración de esfuerzo localizada que induce la formación del cuello pueda también estabilizar su

propagación.

Vo.Bo. Prof. Johan Sánchez (Tutor)

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AGREDECIMIENTOS

Ante nada a Dios por concederme la oportunidad y darme firmeza frente a todas las

dificultades encontradas en el camino.

A mis familiares, por ofrecerme un apoyo incondicional a lo largo de toda mi trayectoria

en la universidad, sobre todo a mis padres por creer en mí.

A todo el Grupo de Polímeros de la USB, por ayudarme en todo lo que estuviese a su

alcance y contribuir de una forma u otra en la culminación de esta etapa de mi vida.

Al Profesor Johan Sánchez, por abrirme las puertas del laboratorio, haberme orientado,

aconsejado y ayudado en todo lo humanamente posible. Por su gran paciencia conmigo y la

infinidad de conocimientos que me transmitió.

A mi novio Antony y mis amigos de la Universidad, Yanger, Orianna, Juan Carlos, Erikniana,

Julio, Xinyan, Jacob, Naymar, Norbis y Mayrim por ayudarme en cada ocasión posible y estar

presente en cada momento de alegría o tristeza de mi vida, haciendo mas amena la estadía en la

universidad.

Y a tantas personas que estuvieron mi lado, GRACIAS.

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ÍNDICE GENERAL

CAPÍTULO I

1.1 PLANTEAMIENTO ............................................................................................................... 1

1.2 JUSTIFICACIÓN .................................................................................................................... 3

CAPÍTULO II

2.1 OBJETIVO GENERAL ......................................................................................................... 4

2.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS ................................................................................................ 4

CAPÍTULO III

MARCO TEÓRICO ...................................................................................................................... 5

3.1 CARACTERÍSTICAS GENERALES DE LOS POLÍMEROS EVALUADOS ..................... 5

3.1.1 POLIETILENO (PE) .............................................................................................................. 5

3.1.2 POLIPROPILENO (PP) ........................................................................................................ 7

3.1.3 POLIESTIRENO DE ALTO IMPACTO (PSAI) ................................................................... 7

3.2 MECANISMOS DE DEFORMACIÓN PLÁSTICA EN POLÍMEROS .................................. 8

3.2.1 HOMOPOLÍMEROS Y COPOLÍMEROS AL AZAR (SISTEMAS MONOFÁSICOS) .... 8

3.2.2 SISTEMAS POLIMÉRICOS MULTIFÁSICOS ................................................................ 11

3.3 EFECTO DE ALGUNOS PARÁMETROS SOBRE EL COMPORTAMIENTO

MECÁNICO A TRACCIÓN ..................................................................................................... 12

3.3.1 PARÁMETROS INHERENTES AL ENSAYO DE TRACCIÓN ..................................... 12

3.3.2 PARÁMETROS CORRESPONDIENTES AL MATERIAL .............................................. 13

3.4 PROPIEDADES MECÁNICAS EN POLÍMEROS DEGRADADOS ................................. 14

3.5 ANTECEDENTES. ................................................................................................................. 16

CAPÍTULO IV

MARCO METODOLÓGICO .................................................................................................... 18

4.1 MATERIALES ....................................................................................................................... 18

4.2 ELABORACIÓN DE PELÍCULA MEDIANTE EXTRUSIÓN EN FUNDIDO .................. 19

4.3 PREPARACIÓN DE PROBETAS PARA ENSAYOS DE TRACCIÓN. .............................. 21

4.4 ENSAYOS TENSILES .......................................................................................................... 23

4.5 PREPARACIÓN DE LAS MUESTRAS PARA LA DEGRADACIÓN ................................ 24

CAPÍTULO V

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RESULTADOS Y ANÁLISIS DE RESULTADOS .................................................................. 25

5.1 NORMA ASTM D638-10: INFLUENCIA DEL TIPO DE PROBETA HALTERIO Y LA

VELOCIDAD DE ENSAYO ..................................................................................................... 26

5.2 NORMA ASTM D882-09 VS. NORMA ASTM D638-10 .................................................... 43

5.3 EVALUACIÓN DE PROPIEDADES TENSILES DE PELÍCULAS DEGRADADAS ....... 54

CAPÍTULO VI

CONCLUSIONES Y RECOMENDACIONES ........................................................................ 59

6.1 CONCLUSIONES ................................................................................................................... 59

6.2 RECOMENDACIONES ......................................................................................................... 59

BIBLIOGRAFÍA ......................................................................................................................... 61

ANEXOS ...................................................................................................................................... 65

ANEXO 1. ..................................................................................................................................... 65

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ÍNDICE DE FIGURAS

Figura 3. 1 Estructura molecular del Polietileno. a) PEBD b) PELBD c) PEAD. (2) ...................... 6 Figura 3. 2 Posibles arreglos de los grupos de átomos de polipropileno: (a) isotáctico, (b) sindiotáctico y (c) atáctico. .............................................................................................................. 7 Figura 3. 3 Representación de la estructura de un craze. (15) ........................................................ 10 Figura 4. 1 Sistema de extrusión de película plana. (32) ................................................................. 20 Figura 4. 2 Probeta halterio Tipo IV, norma ASTM D638-10 (notar que la transición hacia la zona de menor área transversal se realiza con dos radios de curvatura, R y Ro). ......................... 21 Figura 4. 3 Probeta halterio Tipo V, norma ASTM D638-10 (notar que la transición hacia la zona de menor área transversal se realiza con un radio de curvatura, R). ............................................. 22 Figura 4. 4 Probeta rectangular o tipo cinta de acuerdo a norma ASTM D882-09. ...................... 22 Figura 5. 1 Curvas esfuerzo–deformación ingenieriles típicas obtenidas para las películas de PEBD1 empleando diferentes tipo de probeta halterio y velocidades de ensayo. ......................... 29 Figura 5. 2 Esfuerzo a la fluencia para un PELBD a base de 1-buteno en función del tipo de probeta que se muestra en la Fig. 5.3 (25). ...................................................................................... 33 Figura 5. 3 Geometría de probetas consideradas por Haffar y Lamas para estudiar el comportamiento tensil de un PELBD (Cada probeta fue dibujada bajo la misma escala, y las probetas 2, 3 y 4 corresponden a las probetas tipo V, VI e I de la norma ASTM D638-10) (25). .. 33 Figura 5. 4 Curvas esfuerzo-deformación típica en la región de fluencia obtenidas por Haffar y Lamas al estudiar el comportamiento tensil de un PELBD en función de la geometría de probeta que se muestra en la Fig, 5.3 (25). ................................................................................................... 34 Figura 5. 5 Curvas Esfuerzo – Deformación obtenidas para el PEAD......................................... 38 Figura 5. 6 Secuencia fotográfica del ensayo de tracción en PEAD. ........................................... 38 Figura 5. 7 Curvas Esfuerzo – Deformación obtenidas para el PSAI .......................................... 40 Figura 5. 8 Secuencia fotográfica del ensayo de tracción en PSAI. .............................................. 41 Figura 5. 9 Curvas de esfuerzo-deformación del PEBD1, para una probeta tipo cinta ensayada a 500 mm/min y una halterio tipo IV ensayada a 50 mm/min (norma ASTM D882-09 vs. D638-10). ................................................................................................................................................. 44 Figura 5. 10 Fotografía del ensayo de tracción para una película de PEBD1 ............................... 46 Figura 5. 11 Curvas de esfuerzo- deformación del PEAD, para una probeta tipo cinta y una halterio tipo IV. ............................................................................................................................. 48 Figura 5. 12 Fotografía del ensayo de tracción para una película de PEAD ................................. 49 Figura 5. 13 Curvas de esfuerzo- deformación del PP, para una probeta una halterio tipo V y tipo cinta. .............................................................................................................................................. 50 Figura 5. 14 Fotografía del ensayo de tracción para una película de PP con una probeta tipo cinta (500mm/min). ................................................................................................................................ 52 Figura 5. 15 Fotografía del ensayo de tracción para una película de PP con una probeta tipo cinta (50mm/min). .................................................................................................................................. 52 Figura 5. 16 Curvas de esfuerzo- deformación del PSAI, para una probeta tipo cinta y una halterio tipo IV. ............................................................................................................................. 53

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Figura 5. 17 Comportamiento a la tracción del PEBD1 con 1% de oxo, durante el tiempo de exposición a envejecimiento térmico a 60°C en el horno de convección, para una probeta (a) tipo cinta y (b) una tipo IV a 50 mm/min. ............................................................................................ 55 Figura 5. 18 Curvas de Esfuerzo de ruptura a los tiempos de degradación térmica estudiados para las diferentes tipos de probetas. ..................................................................................................... 56 Figura 5. 19 Curvas de deformación a la ruptura a los tiempos de degradación térmica estudiados para las diferentes tipos de probetas. ............................................................................................. 58

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ÍNDICE DE TABLAS

Tabla 4. 1 Especificaciones técnicas de los polímeros utilizados. ................................................ 19 Tabla 4. 2 Perfil de temperaturas de extrusión de las películas evaluadas .................................... 21 Tabla 4. 3 Parámetros de extrusión. .............................................................................................. 21 Tabla 4. 4 Separación inicial entre mordazas para la probeta tipo cinta. ...................................... 22 Tabla 4. 5 Esquematización de las probetas evaluadas para los diferentes tiempos de envejecimiento. .............................................................................................................................. 24 Tabla 5. 1 Recomendaciones de la norma AST D638-10 para determinar el tipo de probeta a emplear. …………………………………………………………………………………..26 Tabla 5. 2 Deformación y esfuerzo a la fluencia (y , y) de las muestras de PEBD1 y PEBD2 a 50 mm/min, definidos por el método Off-set establecido por la norma ASTM D638-10. ........... 32 Tabla 5. 3 Deformación y esfuerzo a la ruptura (b , b) de las muestras de PEBD1 y PEBD2 a 50 y 500 mm/min. ............................................................................................................................... 36 Tabla 5. 4 Velocidades de deformación nominales empleadas en los ensayos. ............................ 37 Tabla 5. 5 Parámetros mecánicos de tracción a altas deformaciones de las muestras de PEAD. . 39 Tabla 5. 6 Parámetros mecánicos de tracción a bajas deformaciones de las muestras de PEAD. 39 Tabla 5. 7 Parámetros mecánicos a tracción a altas deformaciones de las muestras de PSAI a 50 mm/min. ......................................................................................................................................... 42 Tabla 5. 8 Parámetros mecánicos a tracción a bajas deformaciones de las muestras de PSAI a 50 mm/min .......................................................................................................................................... 42 Tabla 5. 9 Velocidad de deformación inicial entre mordazas para la probeta tipo cinta .............. 43 Tabla 5. 10 Deformación y esfuerzo a la fluencia (f , f) de la muestra de PEBD1 determinados en probetas halterio tipo IV (ASTM D638-10) y cintas (ASTM D882-09). Valores determinados aplicando el método off-set. .......................................................................................................... 47 Tabla 5. 11 Deformación y esfuerzo a la ruptura (r , r) de la muestra de PEBD1 determinados en probetas halterio tipo IV (ASTM D638-10) y cintas (ASTM D882-09). ................................. 47 Tabla 5. 12 Deformación y esfuerzo a la ruptura (b, b) de la muestra de PEAD determinados en probetas halterio tipo IV (ASTM D638-10) y cintas (ASTM D882-09). ...................................... 48 Tabla 5. 13 Deformación y esfuerzo a la fluencia (y , y) de la muestra de PEAD determinados en probetas halterio tipo IV (ASTM D638-10) y cintas (ASTM D882-09). Valores determinados aplicando el método off-set. .......................................................................................................... 49 Tabla 5. 14 Deformación y esfuerzo a la fluencia (y , y) de la muestra de PP determinados en probetas halterio tipo V (ASTM D638-10) y cintas (ASTM D882-09) a una velocidad de 50 mm/min. ......................................................................................................................................... 50 Tabla 5. 15 Deformación y esfuerzo a la ruptura (b , b) de la muestra de PP determinados en probetas halterio tipo IV (ASTM D638-10) y cintas (ASTM D882-09) a una velocidad de 50 mm/min. ......................................................................................................................................... 51 Tabla 5. 16 Deformación y esfuerzo a la ruptura (b , b) de la muestra de PSAI determinados en probetas halterio tipo V (ASTM D638-10) y cintas (ASTM D882-09). ....................................... 53

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Tabla 5. 17 Deformación y esfuerzo a la fluencia (y , y) de la muestra de PSAI determinados en probetas halterio tipo V (ASTM D638-10) y cintas (ASTM D882-09). .................................. 54 Tabla 5. 18 Valores de esfuerzo de ruptura a los tiempos de degradación térmica estudiados para las diferentes tipos de probetas. ..................................................................................................... 57 Tabla 5. 19 Valores de deformación a la ruptura a los tiempos de degradación térmica estudiados para las diferentes tipos de probetas. ............................................................................................. 58

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LISTA DE ABREVIATURAS Y SÍMBOLOS

PE Polietileno

PEBD Polietileno de Baja Densidad

PSAI Poliestireno de alto impacto.

PEAD Polietileno de alta densidad

εb Deformación a la ruptura

εy Deformación a la fluencia

σb Esfuerzo de ruptura

σy

Kf

Esfuerzo de fluencia

Concentración de esfuerzos

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CAPÍTULO I

INTRODUCCIÓN

1.1 PLANTEAMIENTO

En la actualidad está fuera de toda duda, la importancia del uso de películas de materiales

plásticos para la confección de empaques y embalajes flexibles, gracias a su reducido peso,

versatilidad de propiedades, adaptibilidad a diversas necesidades y resistencia química, entre

otros factores. El nivel de desarrollo alcanzado y la globalización del mercado mundial, no se

conciben sin la utilización de empaques y embalajes adecuados que permitan y favorezcan la

comercialización de los productos.

En el desarrollo o selección de materiales plásticos para la elaboración de películas

destinadas a su uso como empaques y embalajes, sus propiedades mecánicas son a menudo las

más importantes a ser consideradas debido a que bajo las condiciones de servicio, habitualmente

se ven expuestas a alguna solicitación mecánica que puede llegar a ser crítica. En tal sentido, el

desempeño mecánico de una película plástica puede ser evaluado con una variedad de ensayos,

en donde cada uno de ellos busca aproximar una solicitación mecánica específica que es de

interés para definir si se cumple con los requerimientos de una aplicación. Entre los ensayos más

usuales se tienen aquellos para evaluar el comportamiento a tracción, la resistencia al desgarre y

la resistencia a la penetración, tanto a bajas como altas velocidades de deformación.

Por otro lado, es bien reconocido que en la evaluación del comportamiento mecánico de

polímeros, la determinación de las propiedades tensiles (a bajas velocidades de deformación)

siempre ha sido de sumo interés al permitir, con relativa facilidad, tener una descripción

cualitativa y cuantitativa completa del comportamiento mecánico del polímero. En particular, en

el desarrollo de nuevo material polimérico, en muchas ocasiones se consideran las propiedades

tensiles como una primera descripción del desempeño mecánico del material, aunque estas

propiedades no serán las que definirán el requerimiento mecánico principal del material en una

potencial aplicación. Estos ensayos típicamente se realizan bajo protocolos experimentales

estandarizados que se encuentran bien aceptados, en donde destaca la norma ASTM D638 y las

norma ISO 527-1 y 527-2, las cuales pueden ser consideradas como normas generales para

realizar la determinación de las propiedades tensiles de cualquier polímero.

. 2

El interés por las propiedades tensiles de polímeros es tal, que ha llevado al desarrollo de

protocolos experimentales específicos teniendo en cuenta la potencial aplicación del material, y el

caso de películas plásticas no es la excepción. Así se puede identificar las normas ASTM D882 y

la ISO 527-3, como normas recomendadas para evaluar específicamente el comportamiento tensil

de películas o láminas delgadas de materiales plásticos. Aunque estas normas específicas,

mantienen el principio general del ensayo que es definido por las normas generales, tienen

diferencias en cuanto a la geometría de la probeta a usar y el criterio de selección de velocidades

de ensayo. Así, evaluar el comportamiento tensil de una película plástica bajo una norma u otra

(ASTM D638 vs. D882 o ISO 527-2 vs. 527-3) no necesariamente conducen a resultados

equivalentes.

Al revisar la literatura científica se puede precisar que a pesar de existir normas

específicas para evaluar el comportamiento tensil de películas plásticas (ej. ASTM D882), su uso

no ha sido una regla y en muchos casos se prefiere seguir normas generales (ej. ASTM D638) o

adaptaciones de las mismas. De hecho las normas generales para el caso de películas y láminas

delgadas (espesor menor a 1 mm), recomiendan más no exigen, se usen las normas específicas.

Tal ha sido el caso del Grupo de Polímeros 1 de la Universidad Simón Bolívar

(GPUSB1), a dar preferencia al uso de las normas generales en sus líneas de investigación y

desarrollo que contemplan la evaluación mecánica de películas plásticas. Entre las razones para

tal preferencia a nivel de la academia, se debe hacer mención al tipo de probeta considerada por

una norma general de tracción, usualmente conocida como geometría halterio, huesito o

corbatín. Este tipo de geometría busca concentrar los esfuerzos tensiles en la zona central y de

menor ancho de la probeta, con lo que se favorece que los procesos de deformación

preferencialmente se den en dicha zona y puedan ser seguidos con facilidad para obtener una

mejor descripción del comportamiento tensil del material, a la vez que busca evitar que la probeta

falle por la zona de sujeción a las mordazas, en donde se impone también una concentración de

esfuerzos. Otra razón a considerar en la preferencia por usar normas generales para ensayos

tensiles, es que los criterios de selección de velocidad de ensayo son más simples en comparación

con normas específicas (al menos es el caso de las normas ASTM).

En contraste a lo anterior, en ámbito técnico-industrial existe una clara preferencia por el

uso de las normas específicas para evaluar el comportamiento tensil de películas plásticas, lo cual

puede verse reflejado en que las propiedades tensiles reportadas en hojas técnicas de resinas

. 3

grados películas, indican que han sido determinadas bajo las normas específicas antes

mencionadas. Al respecto cabe destacar que una probeta rectangular o cinta es la geometría

recomendada por las normas específicas, por lo que resulta evidente que los resultados obtenidos

por ambos métodos de ensayo, a priori, no son equivalentes como ya se había indicado.

Finalmente, cabe destacar que en la literatura científica y técnica, es prácticamente nula la

existencia de estudios que busquen comparar el comportamiento tensil de películas plásticas,

evaluadas bajo los criterios de normas generales de ensayos tensiles de materiales plásticos y de

normas específicas para películas. Por lo se desconoce el grado de diferencia que puede existir

entre los resultados obtenidos de aplicar una norma u otra.

1.2 JUSTIFICACIÓN

En los últimos años, el GPUSB1 ha venido realizando actividades de investigación y

desarrollo académico-tecnológico en colaboración con la industria del plástico nacional, en donde

se ha realizado la evaluación mecánica a tracción de películas plásticas de diversos tipos de

polietilenos bajo las pautas definidas por la norma ASTM D638, que como se indicó es una

norma general de ensayos tensiles de materiales poliméricos. Sin embargo, hasta ahora no se ha

estudiado si los resultados obtenidos o tendencias derivadas de dichos resultados, se replican al

usar la norma ASTM D882 como norma específica sugerida para evaluar las propiedades tensiles

de películas plásticas.

Teniendo presente, que el GPUSB1 tiene pleno interés en contribuir con el desarrollo

tecnológico e industrial del país, es propósito de este trabajo estudiar las posibles diferencias que

se obtienen al evaluar el comportamiento tensil de películas plásticas bajo ambas normas ASTM

mencionadas, con lo que se espera poder establecer criterios que permitan entender las posibles

diferencias en resultados y escalar las propiedades tensiles de películas plásticas evaluados por el

GPUSB1 con los valores que son típicamente obtenidos a nivel industrial. Incluso, establecer si

las tendencias generales observadas al evaluar el desempeño mecánico a tracción bajo una

situación especifica (ej. películas sometidas a degradación) son independiente o no del protocolo

experimental considerado.

. 4

CAPÍTULO II

OBJETIVOS

2.1 OBJETIVO GENERAL

El objetivo general de este trabajo es comparar el comportamiento tensil de películas

extruidas de diferentes polímeros, evaluado a través de diferentes protocolos experimentales

estandarizados (normas ASTM D638-10 y ASTM D882-09), que se diferencian entre sí

principalmente por considerar diferentes geometrías y dimensiones de probeta, así como

velocidades de ensayo. Ello con la finalidad de establecer si los parámetros mecánicos obtenidos

son equivalentes.

2.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS

Para cumplir con el Objetivo General planteado en este trabajo, se procedió a evaluar bajo

diferentes condiciones experimentales, la deformabilidad de películas plásticas extruidas de

diferentes polímeros de acuerdo a los siguientes objetivos específicos:

Bajo la norma ASTM D638-10, comparar los parámetros mecánicos obtenidos al emplear

diferentes dimensiones de probetas halterio (tipo IV y V de acuerdo a la norma) y dos

velocidades de ensayo: 50 y 500 mm/min. Para ello se consideraron películas elaboradas

con polietileno de baja densidad (PEBD), polietileno de alta densidad (PEAD) y

poliestireno de alto impacto (PSAI).

Tomando el comportamiento tensil evaluado bajo norma ASTM D638-10 como

“referencial”, comparar el comportamiento evaluado bajo las pautas de la norma ASTM

D882-09 que implica el uso de probetas rectangulares o cintas. Para este objetivo se

consideraron películas de PEAD, PEBD, PSAI y polipropileno (PP).

Comparar el comportamiento tensil de películas de PEBD sometidas a oxodegradación

bajo condiciones térmicas aceleradas (uso de horno) bajo las normas ASTM antes

mencionadas, para determinar si la tendencia observada referente a la variación de las

propiedades mecánicas con el tiempo de degradación (ej. determinación del tiempo de

inducción) es independiente del protocolo experimental empleado para la evaluación.

. 5

CAPÍTULO III

MARCO TEÓRICO

3.1 CARACTERÍSTICAS GENERALES DE LOS POLÍMEROS EVALUADOS

3.1.1 Polietileno (PE)

El PE es un polímero termoplástico, sintetizado a partir de etileno (CH2=CH2) como

monómero principal y cuya unidad repetitiva es la siguiente ~CH2-CH2~. Es un polímero de

cadena flexible y con moderada a alta regularidad estructural, resultando ser un polímero

semicristalino. El PE tiene una excelente resistencia química, ya que no es atacado por los ácidos,

bases o sales; sin embargo, es atacado por agentes oxidantes fuertes. Las características del PE

que han conducido a su uso generalizado son su bajo costo, fácil procesamiento, excelentes

propiedades de aislamiento eléctrico, la deformabilidad a bajas temperaturas, ausencia de olor y

toxicidad, la traslucidez razonable de películas delgadas, y la baja permeabilidad de vapor de

agua (1).

Existen varios tipos de PE según su arquitectura molecular, los cuales son clasificados de

acuerdo a la densidad típica que presentan, propiedad que resulta ser proporcional a la

cristalinidad del PE. En primer lugar, se tiene al polietileno de baja densidad (PEBD) que es un

homopolímero de etileno obtenido por una polimerización vía radicales libres, el cual tiene una

arquitectura molecular que presenta ramificaciones cortas y largas de cadenas de diversos

tamaños (ver Figura 3.1), lo que condiciona su cristalinidad y densidad a valores entre 35 a 45%

y 0,910 a 0,930 g/cm3, respectivamente. Consecuencia de nivel de cristalinidad típica del PEBD y

a la inherente flexibilidad molecular de toda cadena de PE, el PEBD se comporta mecánicamente

como un polímero semidúctil a temperatura ambiente, e incluso, en un amplio rango de

temperaturas sub-ambiente (ej. condiciones de refrigeración/congelación). Es un polímero

comúnmente empleado en la elaboración de películas para empaques y embalajes flexibles,

envases flexibles, plantas artificiales, recubrimientos aislantes, juguetes, entre otras aplicaciones.

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Figura 3. 1 Estructura molecular del Polietileno. a) PEBD b) PELBD c) PEAD. (2)

El polietileno de alta densidad (PEAD) es un polímero que puede ser homopolímero o un

copolímero de etileno con una cantidad reducida de α-olefina (ej. 1-buteno, 1-hexeno), siendo

obtenidos vía catálisis y no vía radicales libres. Este presenta un reducido contenido de

ramificaciones cortas de cadena de tamaño constante (típicamente función de la -olefina

empleada) (ver Figura 3.1), por lo que presenta una alta regularidad estructural permitiendo que

las cadenas se pueden empacar más estrechamente al cristalizar, lo cual le confiere una densidad

igual o superior a 0,95 gr/cm3 y una cristalinidad que puede estar entre 70 y 85%. En

comparación con un PEBD, el PEAD posee una excelente resistencia mecánica, buena

deformabilidad, baja transparencia y superior resistencia a agentes químicos. Se emplea en

empaques y embalajes flexibles, envases y botellas semirígidas, piezas moldeadas por inyección,

tuberías, juguetes, etc. (1) (3)

El polietileno lineal de baja densidad (PELBD) es un copolímero de etileno con α-olefinas

(típicamente 1-buteno o 1-octeno) y es obtenido también por el uso de catalizadores durante el

proceso de polimerización. En comparación con un PEAD, el contenido de α-olefinas es superior

y cuando se emplean catalizadores tipo Ziegler-Natta, el PELBD presentará sólo ramificaciones

cortas de tamaño constante (ver Figura 3.1), en cambio al usar metalocenos es posible la

formación de ramificaciones largas de cadena de forma controlada, algo que no es posible en el

PEBD. En ambos casos de catálisis, se obtiene un polímero con moderada regularidad estructural

con una arquitectura tal que alcanza cristalinidades y densidades similares a las que presenta el

PEBD, pero con mayor temperatura de fusión .y alta resistencia mecánica. Su principal mercado

es la producción de empaques flexibles y piezas moldeadas por inyección. (1) (3)

. 7

3.1.2 Polipropileno (PP)

El polipropileno (PP), presenta una estructura similar a la de polietileno, a excepción de la

sustitución de un hidrógeno del grupo con un grupo metilo en cada carbono. Este cambio parece

trivial, pero dicho remplazo cambia la simetría de la cadena polimérica, lo que permite la

preparación de los diferentes estereoisómeros, es decir, sindiotáctico, isotáctico, y las cadenas de

atáctico. Estas configuraciones se muestran en la Figura 3.1.1. (4)

Figura 3. 2 Posibles arreglos de los grupos de átomos de polipropileno: (a) isotáctico, (b) sindiotáctico y (c) atáctico.

El PP es caracterizado por ser un material ligero cuya densidad es de 0,90 g/cm3, posee

buena resistencia térmica, esterilizable, su temperatura de transición se encuentra cerca de los

0°C, por lo que se torna frágil cerca de esa temperatura, presenta excelente resistencia química, a

la abrasión y tiene buenas propiedades eléctricas. (5) (6) Por otro lado el polipropileno disponible

en el mercado suele ser entre 90-95% isotáctico, este es obtenido en procesos en base a

catalizadores Ziegler-Natta, presenta un punto de fusión de 165 ° C. El PP isotáctico presenta

polimorfismo, es decir, que dependiendo la forma de procesamiento puede presentar celdas

unitarias diferentes. Se han determinado 4 tipos de polimorfismo para el PP: monoclínica,

hexagonal, ortorrómbica y mesmórfica. (7)

3.1.3 Poliestireno de Alto Impacto (PSAI)

Es reconocido que la limitación más grave de poliestireno (PS) de propósito general (PS

cristal) en muchas aplicaciones es su fragilidad. Esta limitación condujo al desarrollo PS

modificados con la incorporación de 5 a 15% de elastómeros, llamados típicamente poliestirenos

. 8

de alto impacto. El PSAI es un material multifásico que se puede obtener vía mezclado en

extrusión de PS con un caucho o polimerizando una solución en donde el elastómero, sea caucho

estireno-butadieno (SBR) o el cis-1,4-polibutadieno, se encuentra disuelto en el estireno. Los

mejores resultados se obtienen si el PSAI se prepara vía polimerización de estireno en presencia

del caucho en lugar del simple mezclado de los dos polímeros en el fundido. La incorporación del

material cauchoso en una matriz de PS alcanzando una morfología de fases con características

específicas (ej. adecuado tamaño promedio de partículas), permite incrementar apreciablemente

la resistencia al impacto y la deformación a la ruptura respecto al PS puro, conservando su

excelente estabilidad dimensional y con una reducción controlada de la rigidez; pero por otra

parte trae consigo cierta desventajas como pobres propiedades a altas temperaturas, baja

resistencia a sustancias químicas, ozono y UV, lo cual se debe principalmente a la presencia de

insaturaciones en la fase cauchosa. (3) (8)

La mejora de la tenacidad aportada por la presencia de las partículas de caucho en el PS se

debe a que estas partículas son capaces de activar el mecanismo de deformación plástica propio

de la matriz de PS, conocido como “crazing” y multiplicarlo en el volumen del material sometido

a solicitación mecánica para dar lugar a un “crazing múltiple” que brinda la posibilidad de

desarrollar deformación plástica apreciable (de forma extensiva), ya que el crazing resulta ser un

mecanismo sumamente localizado promotor de fractura frágil en polímeros (véase Sección 3.2.1

para más detalles). (8)

3.2 MECANISMOS DE DEFORMACIÓN PLÁSTICA EN POLÍMEROS

3.2.1 Homopolímeros y Copolímeros al Azar (Sistemas Monofásicos)

En estos materiales poliméricos en donde sólo se presenta una fase o única composición

química, es posible identificar diversos mecanismos de deformación plástica a escala molecular,

los cuales por sus características se pueden clasifican en dos grupos: procesos de fluencia por

corte que se dan a volumen constante y favorecen una evidente deformación plástica

(permanente) en el material; y los procesos de cavitación donde la deformación plástica se

encuentra altamente localizada a nivel molecular, siendo promotores de un fallo frágil en el

polímero. (9) (10) (11)

A) FLUENCIA POR CORTE

. 9

Este mecanismo de deformación plástica implica usualmente importantes desplazamientos

de las cadenas del polímero de sus posiciones iniciales, existiendo cierto grado de desenredo

molecular y alcanzándose usualmente el fallo a moderadas o amplias deformaciones. Bajo este

mecanismo, los enredos moleculares actúan como elementos que controlan el nivel de

deformación alcanzado ya que afectan la movilidad molecular de las cadenas, así como el

esfuerzo registrado al momento del fallo. En general, cualquier característica propia del polímero

(ej. cadenas flexibles) y/o factor externo (ej. temperatura) que favorezca la movilidad molecular

de las cadenas, favorecerá que la deformación del polímero ocurra por fluencia por corte.

Este mecanismo puede presentarse de forma difusa o localizada, dependiendo de la

magnitud de la zona influenciada al iniciarse el proceso de deformación. Un proceso de fluencia

por corte localizada tiende a presentarse en polímeros altamente semicristalinos, iniciándose el

proceso de deformación en las zonas amorfas reducidas que presenta el polímero. Sin embargo,

existen polímeros amorfos capaces de manifestar una fluencia por corte localizada, por lo que

varios autores apuntan que este mecanismo de deformación plástica puede manifestarse como

resultado de inhomogenidades e inestabilidades en el material, promoviendo concentración de la

deformación plástica. A nivel macro, este proceso se evidencia al observar una reducción drástica

de la sección trasversal (estricción) en un punto de la zona del proceso, una vez se supera el punto

de fluencia (inicio de la deformación plástica). A partir de la estricción, el polímero procede a

deformarse plásticamente con mayor rapidez que el resto del material, manifestándose la

formación de un cuello. El proceso también involucra un fenómeno de reblandecimiento por

deformación propio del material que contribuye a que la zona por deformar pueda deformarse de

forma estable a menores esfuerzos que el resto del material. La fluencia por corte llega a ser

sumamente localizada, el polímero presentará poca deformación plástica respecto al volumen del

cuerpo lo cual conlleva a una fractura frágil. (9) (11) (12) (13)

Una fluencia por corte difusa implica una deformación plástica que se distribuye

homogéneamente en toda la zona del material que es solicitada mecánicamente, y por lo general,

se presenta en polímeros en donde no hay restricciones mayores a la movilidad molecular de las

cadenas, pudiéndose presentar tanto en polímeros amorfos como semicristalinos, particularmente

en aquello con baja a moderada cristalinidad. Bajo una fluencia por corte difusa existe un elevado

nivel de deformación plástica capaz de absorber una gran cantidad de energía antes del fallo, lo

que promueve un comportamiento dúctil del material.

. 10

B) CAVITACIÓN (“CRAZING”)

Entre los mecanismos asociados a una cavitación, el que más destaca en polímero se

refiere a la formación de “crazes” (crazing), y en contraposición a la fluencia por corte, el crazing

es favorecido cuando la movilidad molecular de las cadenas del polímero se encuentra

restringida. El crazing no es más que la generación de un conjunto de microvacíos por acción de

una componente traccional en la solicitación, manifestándose en planos perpendiculares al

esfuerzo máximo principal y con la particularidad, de que estos microvacíos presentan una serie

de fibrillas conformadas por cadenas de polímeros orientadas en la dirección del esfuerzo tensil

aplicado (Figura 3.3). Las fibrillas actúan como puentes que conectan las superficies de la

microgrieta, transmitiendo el esfuerzo entre las superficies y estabilizando el craze, por lo que

contribuyen a definir su resistencia mecánica. (10) (11) (14)

Figura 3. 3 Representación de la estructura de un craze. (15)

La consideración de que el crazing sea un mecanismo de deformación plástica, se debe a

que las fibrillas logran alcanzar una reducida deformación plástica (altamente localizada) antes de

romper por estiramiento a medida que propaga el craze. Una vez fallan las fibrillas, el craze se

convierte en un verdadero microvacío capaz de propagar con mayor rapidez y coalescer con otros

formando grietas que son promotoras de una fractura frágil en el polímero, por lo que la

deformación plástica de las fibrillas han tenido poca influencia en evitar el fallo. (16)

3.2.2 Sistemas poliméricos multifásicos

. 11

Estos sistemas se centran principalmente en polímeros reforzados por una fase

elastomérica o por cargas minerales, aunque se pueden también considerar el caso de las

polimezclas inmiscible. Con respecto al uso de elastómeros dispersados en otros polímeros, el

mecanismo de deformación que se manifiesta alrededor de las partículas elastoméricas depende

del tipo de matriz y las condiciones de ensayo. El objetivo de incorporar una fase elastomérica es

que las partículas dispersas de caucho sean capaces de favorecen y controlar las condiciones que

activan los mecanismos de deformación plástica de la matriz, sea fluencia por corte o crazing, por

efecto de la concentración de esfuerzos en torno a éstas y magnificando el mecanismo de

deformación plástica de la matriz, por lo que se hace referencia a múltiple fluencia por corte o

múltiple crazing. Ello busca aumentar el volumen de deformación plástica y la cantidad de

energía absorbida por el material para fallar. (9) Durante la deformación de un sistema

multifásico con fase dispersa elastomérica, además de verse activado el mecanismo de

deformación plástica de la matriz, puede ocurrir otros eventos como cavitación y/o deformación

de las partículas.

Particular atención se debe dar al múltiple crazing para entender como llega a ser

promotor de ductilidad en el polímero, siendo el crazing un proceso que conduce a una fractura

frágil del polímero. En materiales como el PSAI, las partículas de caucho tienen un doble papel,

primero inician el proceso como nucleadores de crazes, los cuales se forman y propagan desde el

plano ecuatorial de la partícula, aunque la dirección de propagación puede sufrir desviaciones

producto de la interacción de los campos de esfuerzos generados por otras partículas cercanas.

Luego las partículas actúan como controladores del crecimiento de los crazes pudiendo llegar a

frenar su propagación al evitar la prematura ruptura de las fibrillas y formación de microgrietas. [6-13] Por consiguiente, las partículas impiden que el crazing sea un proceso altamente confinado

y lo convierte en un proceso que se desarrolla en un amplio volumen del material promoviendo la

deformación plástica extensiva del mismo. (10) (11)

Para que efectivamente se observe una ganancia en deformabilidad, se debe cumplir

ciertos requerimientos morfológicos. Las partículas elastoméricas deben presentar un tamaño

entre 2 y 5 µm, manteniendo la fracción volumétrica de la fase constante, para ejercer el efecto

nucleante razonable y sobretodo controlar la propagación de los crazes. Partículas de menor

tamaño más bien llegan a promover fragilidad. Existen dos posibles razones por las cuales las

pequeñas partículas de caucho (menores a 1 µm) podrían ser menos efectivas que las partículas

. 12

más grandes en el reforzamiento de un polímero vítreo. La primera posibilidad es que las

partículas más pequeñas son ineficientes en la iniciación de crazes, ya que una de las condiciones

para que se de el efecto nucleante es que la distancia sobre la cual debe extenderse el efecto de la

concentración de esfuerzo desde la partícula hacia la matriz, debe ser por lo menos el equivalente

a 3 veces la longitud de las fibrillas del craze; y la segunda posibilidad, es que las pequeñas

partículas son incapaces de frenar la propagación de los crazes, ya que no pueden extenderse lo

suficiente sus campos de esfuerzos hacia la matriz para controlar la propagación de los crazes. [9-

17] (17)

3.3 EFECTO DE ALGUNOS PARÁMETROS SOBRE EL COMPORTAMIENTO MECÁNICO A TRACCIÓN

3.3.1 Parámetros Inherentes al Ensayo de Tracción

A) PREPARACIÓN DE MUESTRAS Y EL TAMAÑO DE LA PIEZA

La orientación molecular tiene un efecto significativo en los valores de resistencia a la

tracción, por lo que la dirección de orientación preferencial debe ser tomada en cuenta al

momento de preparar la probeta. Una solicitación mecánica aplicada paralela a la dirección de

orientación molecular puede dar valores de esfuerzos más altos que cuando se aplica

perpendicularmente a la orientación.

El proceso empleado para preparar las muestras también tiene un efecto significativo. Por

ejemplo, las muestras moldeadas por inyección, generalmente dan valores más altos de

resistencia a la tracción que las muestras moldeadas por compresión. El mecanizado de probetas

generalmente disminuye los valores de resistencia a la tracción y de deformación a la ruptura a

causa de las pequeñas irregularidades superficiales introducidas a la probeta. (18)

B) VELOCIDADES DE DEFORMACIÓN

Cuando la velocidad de deformación se incrementa, la resistencia a la tracción y el

módulo de Young tiende a aumentar. Sin embargo, la deformación es inversamente proporcional

a la velocidad de deformación. Para materiales rígidos, la velocidad afecta muy poco a las

propiedades mecánicas, pero para un material dúctil (que tiene deformación plástica) el efecto

puede ser importante en el rango en donde puede variar la velocidad de deformación para un

ensayo de tracción. (18)

C) TEMPERATURA

. 13

Las propiedades mecánicas a tracción de algunos plásticos pueden cambiar rápidamente

con pequeños cambios de temperatura. Resistencia a la tracción y el módulo de Young

disminuyen mientras que la deformación aumenta a medida que se incrementa la temperatura. (18)

3.3.2 Parámetros correspondientes al material

A) PESO MOLECULAR

Polímeros amorfos de muy bajo peso molecular son líquidos viscosos, si su temperatura

de transición vítrea (Tg) está por debajo de la temperatura ambiente. A medida que aumenta el

peso molecular, la temperatura a la cual el polímero alcanza el estado de líquido viscoso se

desplaza a mayores valores, formándose progresivamente una región entre dicha temperatura y

Tg en donde el polímero ira tendiendo a comportarse como un caucho. Polímeros de muy bajo

peso molecular pero que tienen su Tg por encima de la temperatura ambiente, son

extremadamente frágiles, hasta que logran alcanzar un peso molecular específico de tal manera

que logran soportar mayor carga.

Se debe recordar que polímeros de bajo peso molecular tendrán menor cantidad de

enredos moleculares, si se compara con un material de alto peso molecular. Se ha reportado que

los entrecruzamientos físicos o enredos moleculares, son de mucha importancia en las

propiedades mecánicas, ya que existe clara evidencia de que hay componente viscosa en la

deformación del polímero que debe ser considerada. (19)

En polímeros semicristalinos, las cadenas de bajo peso molecular tienden a ubicarse en las

fronteras entre esferulitas, además de disminuir la cantidad de cadenas interconectoras de

cristales, por lo que el polímero tiende a comportarse de manera frágil. Cadenas de bajo peso

molecular, producto de que forman cristales más perfectos, tenderán a formar una menor cantidad

de estas cadenas interconectoras. Las cadenas que unen cristales tienen la característica de que

son muy buenas para transmitir y propagar esfuerzos, por lo que polímeros con una gran cantidad

de estas moléculas tendrán un fallo más dúctil, puesto que se dificulta la concentración de

esfuerzos en un sólo punto de la probeta. Así, polímeros de bajo peso molecular y poca cantidad

de cadenas interconectoras tendrán un comportamiento frágil producto de que existirán zonas de

alta concentración donde se producirá la fractura. No obviar también que puede existir una

relación entre el peso molecular y la cristalinidad del polímero, por lo que habría otra manera

indirecta para cambiar las propiedades mecánicas. (19)

. 14

B) CRISTALINIDAD Y MORFOLOGÍA CRISTALINA

Los cristales a temperaturas por debajo de la Tg tienden a promover la fragilidad del

polímero exhibiendo una baja resistencia mecánica. Esta fragilidad puede venir por la

deformación impuesta sobre la fase amorfa por parte de los cristales producidos durante el

proceso de cristalización, o por la concentración de esfuerzos producida por los mismos cristales.

Un aumento en la cristalinidad implicará un aumento en el módulo de Young y en el esfuerzo a la

fluencia, pero traerá consigo una disminución en la deformación a la fluencia.

Esferulitas muy grandes tendrán una fractura dentro de ellas en forma radial. En general,

la fractura sucederá entre las esferulitas donde existen muy pocas cadenas interconectoras y una

alta concentración de imperfecciones (como por ejemplo, extremos de cadenas). Pese a lo

anterior hay que notar que polímeros con igual cristalinidad pero cristalizados en diferentes

condiciones lleva cambios importantes en sus propiedades mecánicas, producto probablemente a

cambios en la morfología (ej. tipo de agregados lamelares formados, así como tamaño y

perfección de los cristales). Con esferulitas pequeñas o imperfectas, existirá mayor ductilidad si

la Tg está por debajo de la temperatura ambiente o de ensayo, y existirá una alta probabilidad de

un proceso de estiramiento en frio durante el cual la morfología de las esferulitas es destruida. Se

ha mostrado que incluso antes de que el proceso de estiramiento en frio acontezca, existe un

complejo proceso de orientación tanto de la fase amorfa como de la cristalina. (19)

C) COPOLÍMEROS

En el caso de polímeros semicristalinos, muchos copolímeros tienen la facultad de

disminuir la cristalinidad respecto a homopolímero y cambiar la morfología, y a veces, cambiar la

Tg del polímero resultante, por lo que su efecto se puede deducir de lo comentado anteriormente. (19)

3.4 PROPIEDADES MECÁNICAS EN POLÍMEROS DEGRADADOS

Las propiedades mecánicas de los polímeros en todo su rango de deformación pueden

verse afectadas por diversos factores, según la zona de deformación. En materiales semi-

cristalinos el espesor lamelar y la cristalinidad pueden afectar los valores de propiedades de baja

deformación tales como esfuerzo a la fluencia y módulo de Young, debido a su dependencia de

estos con la morfología. Por otro lado el esfuerzo a la ruptura (propiedad a alta deformación), es

influenciado fuertemente por el peso molecular del material. (20; 21)

. 15

En la degradación de un polímero tienen lugar gran variedad de reacciones que modifican

su estructura y que tienen consecuencias adversas sobre sus propiedades físicas y químicas. Por

ejemplo, en ciertas condiciones la degradación de un polímero puede implicar una fuerte

tendencia a la ruptura de enlaces covalentes a lo largo de la cadena macromolecular, proceso

denominado escisión el cual trae consigo una disminución del peso molecular. Resulta evidente

que algunas propiedades físicas y químicas de los polímeros se afectan adversamente, pues varias

propiedades de los materiales poliméricos como la resistencia mecánica y la resistencia al ataque

químico dependen del peso molecular. La ruptura de enlaces se puede originar por exposición a

una radiación UV-visible, por termooxidación durante el procesamiento o el uso, por exposición

a agentes químico, e incluso, por la presencia de un aditivo pro-degradante. (22)

Por otro lado la degradación puede dar lugar al entrecruzamiento, el cual se produce

cuando las cadenas adyacentes se unen covalentemente, ya sea directamente por un enlace

carbono-carbono o indirectamente a través de un grupo puente. Dicho entrecruzamiento presenta

diversos grados que van desde enlaces aislados que unen una pequeña porción de cadenas hasta

conexiones múltiples que forman una red interconectada. Los efectos asociados a este tipo de

enlaces es un aumento en las propiedades de tracción, abrasión e impacto. Lógicamente

dependerá del grado de entrecruzamiento. (23)

De lo anterior, el seguimiento de la degradación de un polímero a través de la evaluación

del cambio en sus propiedades físicas y/o químicas, ha resultado ser una estrategia usual para

evaluar el desempeño del polímero. Si ello se combina con una caracterización de la estructura

molecular (ej. determinación del peso molecular, identificación de grupos químicos propios de la

degradación), es posible realizar una evaluación detallada de los cambios que sufre la relación

estructura-propiedades del polímero.

Como se ha indicado en secciones previas, el peso molecular resulta clave para definir el

desempeño mecánico de un polímero, por lo que resulta evidente esperar que los cambios en el

peso molecular consecuencia de un proceso degradativo sufrido por un polímero se manifiesten

en variaciones en sus propiedades mecánicas. Por ejemplo, en polímeros semicristalinos se

espera que los procesos de escisión de cadena se den en las zonas amorfas perdiéndose la

interconexión entre cristales, perdiendo el polímero integridad para soportar una solicitación

mecánica, por lo que tiende a reducir su deformabilidad. (23) (24)

. 16

Así, pensando en el uso final de un polímero termoplástico, es frecuente evaluar el

desempeño de un aditivo antioxidante o antiUV determinando la eficiencia que ofrecen para

preservar propiedades mecánicas durante el tiempo que el polímero se ve expuesto a condiciones

degradativas, en otras palabras, precisando si es capaz de aumentar el tiempo de inducción para

dar inicio a la degradación. Usualmente este tipo de evaluación para fines comparativos se realiza

en condiciones aceleradas y controladas usando equipos diseñados para tal fin (ej. hornos,

cámaras de exposición UV), con la finalidad de buscar reproducibilidad y repetitividad en los

resultados, además de obtenerse resultados en el menor tiempo posible.

En las propiedades mecánicas típicamente monitoreadas en un polímero frente a un

proceso degradativo, se tiene las propiedades tensiles y la resistencia al impacto. Así es usual

reportar el tiempo necesario para que un parámetro mecánico varié cierto grado de su valor

inicial, por ejemplo, una reducción del 50% del valor inicial de la deformación a la ruptura en un

ensayo tensil.

3.5 ANTECEDENTES.

Haffar y Lamas (25) realizaron un estudio sobre la influencia de la geometría de probeta y

espesor en las propiedades mecánicas a tracción de PELBD y PEBD. Los autores evaluaron 6

tipos de probetas, con particular interés en la región de fluencia, concluyendo que no se descarta

la existencia de una contribución geométrica directa sobre las variaciones en las propiedades

tensiles observadas. En detalle, cuando compararon el comportamiento tensil en fluencia para

diferentes tipos de probetas, el comportamiento resultó ser cualitativamente similar para aquellas

probetas que tenían una sección transversal constante (probetas halterio ASTM y rectangular),

pero diferente al presentado por una probeta sin sección transversal constante, en donde, el

fenómeno de estiramiento en frío a un esfuerzo aproximadamente constante no es detectables en

la curva esfuerzo-deformación ingenieril. No obstante, los autores no prestaron mayor atención al

efecto de la geometría de la probeta sobre la deformabilidad de los PE estudiados hasta el punto

de ruptura.

Garrell at al. (26), realizaron un estudio de la distribución de esfuerzos en diferentes tipos

de probetas de acuerdo a la norma ASTM D638, utilizando el método de elementos finitos. Se

analizaron los factores de distribuciones de esfuerzos en las probetas halterio en la región de

. 17

transición donde cambia el área transversal, considerando una probeta cuya geometría tiene una

transición simple (un solo radio de curvatura, caso de probetas tipo V) y una probeta con doble

arco o radio (tipo IV). Se obtuvo una relación lineal entre la magnitud del factor de concentración

de esfuerzos y la relación de la anchura en la sección estrecha de la probeta con el radio del arco

de la región de transición. En este estudio se demuestra que es posible reducir la magnitud del

factor de concentración de esfuerzos para la norma ASTM D 638 con la probeta Tipo IV plana,

rediseñando la geometría de la probeta sin cambiar su tamaño global.

. 18

CAPÍTULO IV

MARCO METODOLÓGICO

4.1 MATERIALES

Para llevar a cabo este estudio se emplearon las siguientes resinas:

Polietileno de baja densidad (PEBD1) Venelene® LA-0703, producido en Venezuela

por POLIOLEFINAS INTERNACIONALES, C.A. POLINTER, el cual es

recomendado para la extrusión de películas que serán sometidas a recubrimientos con

otros sustratos y la inyección de artículos flexibles de uso doméstico y se reporta que

no contiene aditivos. (27)

Polietileno de baja densidad (PEBD2) Venelene® FA-0240 de POLINTER. Según el

productor de la resina, sus aplicaciones típicas son: sacos y bolsas industriales, bolsas

para supermercado y boutiques, películas para empacado (espesores entre 30 a 50

micras) y para soplado de botellas y juguetes. (28)

Polietileno de alta densidad (PEAD) Venelene® 7000F, fabricado en Venezuela por

POLIOLEFINAS INTERNACIONALES, C.A. POLINTER, recomendado para

bolsas camiseta, bolsas para basura y películas en general. Presenta ramificaciones

provenientes de la copolimerización del etileno con 1-buteno y se reporta que este

material contiene antioxidantes. (29)

Poliestireno de Alto Impacto (PSAI) PS-4600, fabricado por ESTIRENOS DEL

ZULIA, ESTIZULIA para la extrusión de perfiles y láminas para termoformado,

entre sus aplicaciones encontramos vasos desechables, envases de productos lácteos,

etc. (30)

Polipropileno (PP) Propilven® F-404, fabricado por POLIPROPILENO DE

VENEZUELA PROPILVEN, S.A., PROPILVEN. Homopolímero usado en la

elaboración de películas biorientadas para empaques de alimentos, textiles y

cigarrillos mediante el proceso de extrusión de película plana. (31)

En la tabla 4.1 se muestran las propiedades reportadas por los fabricantes para todos los

polímeros mencionadas anteriormente.

. 19

Se uso un aditivo pro-degradante o aditivo oxo (AD) proporcionado por la empresa

BURBUPLAST C.A., quien representa en Venezuela a WILLOW RIDGE PLASTICS INC.

(EE.UU.), fabricante del aditivo. Este es un concentrado no basado en almidón bajo la

presentación de gránulos, recomendado para formular PE y PP en concentraciones de 1 a 3%,

siendo identificado con el código PDQ-H. De acuerdo al fabricante, este aditivo promueve

degradación fotolítica y oxidativa parar reducir el peso molecular del polímero para que sea

posible su biodegradación. (32)

Tabla 4. 1 Especificaciones técnicas de los polímeros utilizados.

Propiedades ASTM Unidades PEBD1 PEBD2 PEAD PSAI PP

Especificaciones básicas:

Índice de Fluidez (190/2,16)

Condición: 190/2,16 D1238 dg/min 7,00 1,85 0,045 3,0 - Condición: 200/5,0 D1238 dg/min - - - - - Condición: 230/2,16 D1238 dg/min - - - - 3,0

Densidad D792 g/cm3 0,918 0,920 0,955 - -

Propiedades tensiles:

Origen de las probetas - - Película* Película* Película* Inyección Inyección

Esfuerzo en ruptura D882 MPa 12 / - 24 / 15 68 / 47 - - Deformación a la ruptura D882 % 400/ - 150/500 300/500 - -

D638 % - - - 50 -

Esfuerzo a la fluencia D638 MPa - - - 21 30

Módulo de Young D638 MPa - - - 2150 - * Película extruída de 100 µm evaluadas en la dirección de extrusión y dirección transversal: DM / DT

4.2 ELABORACIÓN DE PELÍCULA MEDIANTE EXTRUSIÓN EN FUNDIDO

Se mezcló el PEBD2 con el aditivo oxo en una concentración de 0 y 1% del peso,

realizándose un pre-mezclado en estado sólido de ambos componentes. Cada formulación fue

transformada en películas, por medio de un sistema de extrusión modular, marca THERMO

SCIENTIFIC serie PolyLab OS (Figura 4.1), el cual consta de un reómetro de torque modelo

RheoDrive-7 OS, al cual se acopla una extrusora monotornillo modelo Rheomex 19/25 OS con

una relación Longitud/Diámetro (L/D) de 25 y un diámetro (D) de 19,1 mm. La extrusora posee

un tornillo de mezclado con una relación de compresión de 3:1, con 4 secciones: zona de

alimentación con un L/D = 10, zona de compresión con un L/D = 3, zona de transporte con un

L/D = 9 y zona de mezclado con un L/D = 3. (33)

. 20

Figura 4. 1 Sistema de extrusión de película plana. (32)

Este sistema de extrusión modular emplea un cabezal de láminas/película plana con unas

dimensiones nominales de 100 mm de ancho y abertura de labios flexible ajustable entre 0,2 y 1,2

mm. La línea opera con una unidad de enfriamiento/halado de 3 rodillos (calandra), la cual se

encuentra conectada a una unidad de refrigeración/calefacción para controlar la temperatura de

los rodillos. Las condiciones puntuales de extrusión utilizadas en el procesamiento de las

formulaciones indicadas se muestran en las Tablas 4.2 y 4.3, las cuales son similares a las

utilizados en un trabajo previo (33). Estas condiciones permitieron que todas las películas

presentaran un espesor promedio de 60 ± 5 μm.

Cabe destacar que la secuencia de extrusión fue en primer lugar preparar la formulación

sin aditivo e incorporar una concentración de 1%. Finalmente se llevo a cabo el paso de purga

para la limpieza del equipo.

Con respecto a las otras películas de PEBD1, PEAD, PSAI y PP fueron elaboradas usando

el mismo equipo de procesamiento y provienen de investigaciones previas recientemente

realizadas por el GPUSB1, mostrándose los parámetros de procesamiento en la Tabla 4.2 y 4.3.

Dichas películas presentan un espesor promedio de 100 ± 5 μm en el caso del PEAD, y de 60 ± 5

μm para las restantes películas.

. 21

Tabla 4. 2 Perfil de temperaturas de extrusión de las películas evaluadas

Temperatura (ºC) Zona 1 Alimentación

Zona 2 Plastificación

Zona 3 Dosificación

Zona 4 Cabezal

PEBD1 (34) 160 200 200 185

PEBD2 (33) 215 210-205 200 180

PEAD 230 220 200 210

PSAI (35) 180 190 210 220

PP 200 220 230 220

Tabla 4. 3 Parámetros de extrusión.

Parámetros PEBD1 (34) PEBD2 (33) PEAD PSAI (35) PP

Velocidad de rotación de tornillo de la extrusora (rpm) 45 50 80 100 80

Velocidad de halado de la calandra (cm/s) 6 6 5-6 7 7

Temperatura de rodillo de la calandra (ºC) 35 25 40 40 30

Apertura de labios de boquilla del cabezal de la extrusora (mm) 0,2 0,2 - - 0,2

4.3 PREPARACIÓN DE PROBETAS PARA ENSAYOS DE TRACCIÓN.

Para evaluar posteriormente las propiedades mecánicas a tracción de las películas, se

procedió a cortar con una troqueladora marca CEAST, probetas halterios tipo IV (Figura 4.2) y

tipo V (Figura 4.3) de acuerdo a la norma ASTM D638-10 (36) y cuidando mantener la

uniformidad en el espesor. También se troquelaron probetas rectangulares o tipo cinta (Figura

4.4) según la norma ASTM D882-09 (37). Las probetas de cada película de PEAD, PEBD1,

PEBD2 y PSAI fueron cortadas en la dirección de extrusión o máquina (dirección longitudinal o

DM).

Figura 4. 2 Probeta halterio Tipo IV, norma ASTM D638-10 (notar que la transición hacia la zona de menor área transversal se realiza con dos radios de curvatura, R y Ro).

Donde: Wo, ancho total de la probeta: 19 mm W, ancho de la zona estrecha: 6 mm D, distancia entre mordazas: 65 mm R, radio de empalme: 14 mm Ro, : 25 mm

. 22

Figura 4. 3 Probeta halterio Tipo V, norma ASTM D638-10 (notar que la transición hacia la zona de menor área transversal se realiza con un radio de curvatura, R).

Figura 4. 4 Probeta rectangular o tipo cinta de acuerdo a norma ASTM D882-09.

Es necesario destacar que para las probetas tipo cinta de acuerdo a la norma ASTM D882-

09, dicha norma específica que dependiendo del valor de deformación a la ruptura alcanzado

previamente por la película, la distancia inicial entre mordazas debe ser ajustada, y por ende,

pudiendo afectar la longitud total de la probeta. En la Tabla 4.4 se muestra la separación inicial

entre mordazas que se utilizó según la deformación a la ruptura alcanzada por los materiales

evaluados.

Tabla 4. 4 Separación inicial entre mordazas para la probeta tipo cinta.

Deformación a la ruptura Separación inicial entre mordazas (mm) Polímeros estudiados

Menor al 20% 125 -

Entre 20 y 100% 100 PEAD , PSAI y PP

Mayor al 100% 50 PEBD1 y PEBD2

Donde: Wo, ancho total de la probeta: 9,53 mm W, ancho de la zona estrecha: 3,18 mm D, distancia entre mordazas: 25,4 mm R, radio de empalme: 12,7 mm

Donde: b, ancho: 20 a 25 mm h, espesor ≤ 1 mm l3, largo total de la probeta ≥ 100 mm lo, depende del tipo de material.

. 23

4.4 ENSAYOS TENSILES

Las probetas fueron ensayadas en una Máquina de Ensayos Universales marca JJ LLOYD

INSTRUMENTS modelo T5003, con unas mordazas planas adecuadas para el ensayo de

películas y usando celda de carga con una capacidad máxima de 100 N, realizándose todos los

ensayos a temperatura ambiente. Las condiciones de ensayo fueron: velocidad de 50 (mm/min) y

500 (mm/min) según lo indicado por la norma ASTM D638-08 para las probetas tipo halterio IV

y V. Por otro lado, para las probetas tipo cinta se utilizó una velocidad de 500 mm\min para los

dos PEBD, de 50 mm/min para el PEAD y PSAI, de acuerdo a lo establecido por la norma

ASTM D882-09 en función de la deformación a la ruptura exhibida por cada material.

Se ensayaron un grupo de probetas de cada polímero para cada una de las configuraciones

de ensayo planteadas (combinación de tipo de probeta y velocidad de ensayo), considerando

obtener de 11 a 15 determinaciones válidas, sin problemas de falla prematura de la probeta por

defectos en el cuello o por deslizamiento de las probetas. Se determinó para los puntos de

fluencia y ruptura de cada material evaluado, los valores del esfuerzo y deformación

característicos de cada punto: esfuerzo a la fluencia (σy), deformación a la fluencia (ɛy), esfuerzo

a la ruptura (σb) y deformación a la ruptura (ɛb). En el caso de los PEBD, la fluencia no se

manifestó como un máximo local luego de superada la región lineal de la curva esfuerzo-

deformación, por lo que se procedió a su estimación siguiendo el método Off-set a 0,05% de

desplazamiento de la curva σ vs ε de acuerdo a lo establecido por la norma ASTM D638-10.

4.5 PREPARACIÓN DE LAS MUESTRAS PARA LA DEGRADACIÓN

Para evaluar si existe una influencia del protocolo experimental considerado en la

determinación de propiedades tensiles de una muestra sometida a una situación particular donde

el tiempo es un factor a considerar, como es el caso de un proceso degradativo, se usaron

películas de PEBD2 con y sin aditivo oxo. Se troquelaron probetas halterio tipo V, tipo IV y

cinta. Luego de troquelar las probetas se identificaron y seguidamente se colocaron en bandejas

de forma organizada y se introdujeron en un horno de convección marca JISICO modelo J-300 a

. 24

60°C. En la Tabla 4.5 se muestra el cronograma del tiempo al cual fueron expuestas las muestras,

teniendo como referencia previos estudios realizados por el GPUSB1 (33; 34)

Tabla 4. 5 Esquematización de las probetas evaluadas para los diferentes tiempos de envejecimiento.

Tipo de Probeta

Velocidad (mm/min) Tiempo (días)

Tipo IV 50

0 1 2 3 15 500

Tipo V 50

500 Cinta 500

. 25

CAPÍTULO V

RESULTADOS Y ANÁLISIS DE RESULTADOS

Antes de presentar los resultados obtenidos, cabe mencionar que se decidió omitir en el

estudio la determinación del módulo de Young (E) como parámetro mecánico a ser estudiado,

centrando el estudio principalmente en la deformabilidad de los materiales evaluados. Las

razones para ello se mencionan a continuación:

Es reconocido que el E es una propiedad intrínseca de un material, por lo que no

debería verse afectado por factores geométricos vinculados al tipo de probeta usada en

su determinación.

En cuanto a la velocidad de ensayo, al considerar el usual error experimental asociado

a la determinación de propiedades mecánicas en polímeros (con suerte igual o menor al

10%), se tiene que variaciones importantes en el E se observarían con claridad si la

velocidad de ensayo impuesta (y que es directamente proporcional a la velocidad de

deformación), varía en varios órdenes de magnitud. Lograr ello es generalmente

imposible empleando sólo una máquina de ensayos universales, las cuales típicamente

operan en un rango de 1 a 500 mm/min (en el mejor de los casos alcanzan 1.000

mm/min). En el presente trabajo sólo se consideró la evaluación de propiedades

tensiles a 50 y 500 mm/min, debido a las condiciones de experimentación que definen

las normas ASTM consideras en el estudio.

Desde el punto de vista experimental, la precisión con la cual se determina el E se

encuentra influenciada por la calidad de la adquisición de datos, en donde es

conveniente contar con suficientes puntos en la región lineal de la curva esfuerzo-

deformación para una adecuada definición de la pendiente de la curva. En este caso, la

máquina de ensayos universales empleada presenta limitaciones en el número de

puntos registrados, sobretodo a altas velocidades de ensayo. Por otro parte, lo más

adecuado es contar con un extensómetro para poder tener una mejor aproximación a

los verdaderos valores de deformación que se presentan en la zona de proceso de la

probeta durante el ensayo tensil, y con ello realizar una mejor estimación del E.

. 26

Finalmente, a nivel técnico industrial, el desempeño a tracción de una película plástica

tiende a ser visto principalmente en términos de la deformación a la ruptura.

A continuación, se presentaran por secciones los resultados obtenidos y respectivo análisis

de los mismos, de acuerdo a los Objetivos Específicos planteados en el Capítulo II de este

trabajo.

5.1 NORMA ASTM D638-10: INFLUENCIA DEL TIPO DE PROBETA HALTERIO Y

LA VELOCIDAD DE ENSAYO

De acuerdo a la norma ASTM D638-10 se pueden emplear cinco (5) tipos de probetas

halterio, de las cuales cuatro (4) tienen la misma característica geométrica en la región de

transición entre el extremo de probeta y la longitud de menor área transversal contante (“gage

length”), que es una transición definida por un solo radio de curvatura, como el caso de la probeta

tipo V empleada en este trabajo (ver Figura 4.3). Estas probetas sólo se diferencian en sus

dimensiones, siendo la tipo V la de menor tamaño. La quinta probeta corresponde a la

identificada por la norma ASTM D638-10 como probeta tipo IV y que se distingue

geométricamente de las restantes por definir la transición mencionada con base a dos radios de

curvatura (ver Figura 4.2). Por ello en este trabajo se prestó atención a comparar los resultados

obtenidos al usar las probetas ASTM halterio tipo IV y V.

De acuerdo a la norma ASTM D638-10, la selección de una u otra tipo de probeta halterio

depende del comportamiento mecánico general esperado en el material a evaluar, así como de la

disponibilidad de material y el tipo de estudio a realizar, entre otros factores. En la Tabla 5.1 se

hace mención a las indicaciones que hace dicha norma al respecto.

Tabla 5. 1 Recomendaciones de la norma AST D638-10 para determinar el tipo de probeta a emplear.

Tipo de comportamiento esperado Uso de Halterio Tipo IV Uso de Halterio Tipo V

Plásticos rígidos y semirígidos Cuando se requiere realizar comparaciones directas entre materiales con diferentes rigidez (incluyendo caso de materiales dúctiles).

Cuando se tiene limitación de material para evaluar espesores mayores a 4 mm. Cuando se requieren exponer las probetas antes del ensayo a ciertas condiciones en un limitado espacio (ej. ensayos de degradación).

Plásticos dúctiles (no rígidos) Cuando el espesor de las probetas se ven limitado a ser de 4 mm o menos.

No hay recomendación

. 27

De la revisión de la norma ASTM D638-10, lo que se indica en la Tabla 5.1 es todo lo que

indica como criterio de selección para definir el uso de una probeta Tipo IV o V, sin darse

justificaciones o razones para dichos criterios (sólo la recomendación de usar la probeta tipo V

para ensayos de envejecimiento o degradación puede justificarse suficientemente por si sola). Por

lo indicado, en dicha norma no hay información alguna si hay diferencias o equivalencia en el

comportamiento tensil, al evaluar un material con uno u otro tipo de probeta halterio. Menos aún

se brinda información sobre las razones por las cuales la probeta tipo IV tiene una región de

transición en su ancho con una característica geométrica diferente a las restantes (dos radios de

curvatura vs. uno).

En el caso de este trabajo, las razones que llevaron a considerar las probetas halterio tipo

IV y V son función del historial de ensayos mecánicos realizado en las investigaciones del Grupo

de Polímeros 1 de la USB (GPUSB1) y de las actuales líneas de investigación y desarrollo que

realizan. En detalle se puede mencionar las siguientes razones:

El uso de la probeta tipo V se considera cuando:

o Se realizan estudios en donde hay una verdadera limitación en la cantidad de

material disponible a ensayar. Caso de materiales poliméricos experimentales

como los provenientes de una síntesis o modificación química, e incluso, si son

formulado con aditivos o cargas en proceso de desarrollo.

o Los materiales estudiados exhiben una alta deformación a la ruptura (b) de

800% o más. La reducción de la longitud de la probeta permite aprovechar la

distancia efectiva que pueden separarse las mordazas del equipo para alcanzar

tales niveles de deformación.

o Se estudia la variación del comportamiento mecánico del polímero por estar

sometido a condiciones de degradación, sea en horno, cámara UV, a la

intemperie o en compost.

o Se evalúan materiales preparados por extrusión de película plana como las usadas

en este trabajo, cuyo ancho puede estar entre 5 a 8 cm por emplearse un equipo a

escala de laboratorio que tiene un cabezal de lámina de 10 cm de ancho. El uso

de esta probeta permite evaluar el efecto de la orientación al poder evaluar

. 28

propiedades en la dirección de extrusión o longitudinal (DL) vs. la dirección

transversal (DT).

En el caso de la probeta IV su empleo se hace:

o Cuando es necesario realizar durante el ensayo tensil una observación detallada

de los eventos que ocurren durante el proceso de deformación del material. Las

mayores dimensiones de esta probeta respecto a la tipo V sin duda facilita la

inspección visual durante el ensayo y post-ensayo.

o Al requerirse aumentar los niveles de fuerza registrada durante el ensayo, a fin de

favorecer una mejor relación señal-ruido.

o Cuando hay suficiente disponibilidad de material, ya que en la literatura es muy

frecuente su uso, particularmente en las evaluación de poliolefinas.

Expuesto lo anterior, a continuación se presentaran los resultados derivados de usar las

probetas halterios tipo IV y V, en la evaluación de la deformabilidad a tracción de películas

elaboradas con diferentes polímeros a una velocidad de ensayo de 50 y 500 mm/min. Los

polímeros considerados son: polietileno de baja densidad (PEBD), polietileno de alta densidad

(PEAD), polipropileno (PP) y poliestireno de alto impacto (PSAI). Las razones de seleccionar

estas velocidades radican, primero, en que son recomendadas por la norma ASTM D638-10 para

la probeta tipo IV dependiendo del comportamiento del material; segundo, la velocidad de 50

mm/min ha sido típicamente empleada por el GPUSB1 en sus investigaciones; y por último, para

fines comparativos con la intención de comparar con los resultados obtenidos de aplicar la norma

ASTM D882-09, la cual considera ambas velocidades.

En caso del PEBD, se estudiaron dos grados que difieren en su índice de fluidez (MFI): el

PEBD1 con un MFI de 7 dg/min y un PEBD2 con presenta un MFI de 1,81 dg/min. Esta

especificación sugiere que PEBD1 tiene un menor peso molecular que el PEBD2.

. 29

0 50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 5500

2

4

6

8

10

12

14

Esfu

erzo

(MPa

)

Deformación (%)

Tipo IV (500) Tipo IV (50) Tipo V (500) Tipo V (50)

Figura 5. 1 Curvas esfuerzo–deformación ingenieriles típicas obtenidas para las películas de PEBD1 empleando diferentes tipo de probeta halterio y velocidades de ensayo.

Para ambos polímeros las curvas presentaron un comportamiento tensil similar como se

muestra en la Figura 5.1. Las curvas esfuerzo-deformación típicamente reportadas para

polietilenos son obtenidas de polímeros con un orientación moderada o alta (ej. películas

sopladas) y ensayados en la dirección de la orientación preferencial, en este caso la dirección de

extrusión o longitudinal (DL) (38; 39). En la parte inicial de las curvas, a muy bajas deformaciones,

se observa la esperada región lineal donde el esfuerzo es proporcional a la deformación, que se

asocia a la respuesta elásticamente del material de acuerdo a la Ley de Hooke (40) Superada la

región lineal, se puede observar en las curvas esfuerzo-deformación presentadas en la Figura 5.1,

que la pendiente instantánea va disminuyendo progresivamente hasta aproximarse o alcanzar un

punto de pendiente cero. En este punto la deformación ya no es completamente elástica y apenas

se supera dicho punto y se da mayores estiramiento, la deformación empieza a tener una

componente no recuperable (plástica) cada vez mayor, debido a que se inicia un proceso no

reversible del deslizamiento de unas cadenas con respecto a otras (deformación vía fluencia por

corte). Este punto característico en la curva es típicamente vinculado al punto de fluencia del

material, punto que se considera como el inicio de la deformación plástica. La razón por la cual el

punto de fluencia no se ve como un máximo local como en el caso de muestras isotrópicas (41; 42;

. 30

43), es que se estira una película orientada en la dirección de su orientación preferencial (38; 39) y

que en detalle será explicado en breve.

Una vez se pasa el punto de fluencia, se observa un aumento progresivo y cada vez más

rápido del esfuerzo con la deformación, sin manifestarse de forma evidente un estiramiento en

frío a esfuerzo constante. La razón de ello nuevamente se centra en el hecho de estar estirando las

probetas en su dirección preferencial de orientación.

En muestras isotrópicas de polímeros dúctiles como un PEBD, una vez superado el punto

de fluencia el cual se manifiesta usualmente como un máximo local, el inicio de la deformación

plástica implica un proceso de reblandecimiento por deformación, consecuencia de que las

cadenas logran cierto desenredo molecular ganando movilidad a menores esfuerzos, siendo ello la

causa por lo que cae el esfuerzo desde el punto de fluencia (11; 12; 13). Pero prácticamente de

inmediato las cadenas empiezan a orientarse en la dirección del esfuerzo aplicado, deteniendo la

caída del esfuerzo y dándose un estiramiento en frío a esfuerzo aproximadamente constante,

etapa que se asocia al progresivo rearreglo de las cadenas del polímero en la dirección del ensayo,

para luego producirse un incremento marcado del esfuerzo por estar ya estirando una fracción

importante de cadenas orientadas.

Ahora, desde que una primera fracción de cadenas se orienta en la dirección del

estiramiento, comienza a presentarse un proceso de endurecimiento por deformación por la

resistencia impuesta por una fracción cada vez mayor de cadenas orientadas. Esto se puede ver

claramente si se determina el esfuerzo verdadero durante el ensayo, en donde se observará un

aumento progresivo de dicho esfuerzo desde el punto de fluencia, pero que visto en términos de

esfuerzo ingenieril o nominal, lo que se manifiesta es el estiramiento en frío ya mencionado. Sólo

cuando se ha orientado una fracción importante de cadenas, es que el esfuerzo nominal empieza a

incrementarse porque se magnifica el endurecimiento por deformación del material.[32] (44)

De lo expuesto sobre el caso de muestras isotrópicas, se puede ahora entender por qué en

muestras orientadas de polímeros semicristalinos que son estiradas en la dirección preferencial de

orientación, no muestran un máximo de fluencia ni un claro estiramiento en frío antes del

incremento progresivo del esfuerzo hasta la ruptura (ver Figura 5.1). En las películas de PEBD

evaluadas en este trabajo, cuando se alcanza el punto de fluencia, al estar ya las cadenas pre-

orientadas en la dirección del estiramiento se reduce el grado de reblandecimiento por

deformación y muy rápidamente las cadenas responden a favor de la orientación que impone el

estiramiento, lo que prácticamente suprime la observación de un estiramiento en frío a esfuerzo

. 31

aproximadamente constante en la curva esfuerzo-deformación nominal, ya que de forma

temprana durante el ensayo se manifiesta un marcado endurecimiento por deformación, por ello,

el continuo aumento del esfuerzo.

Cabe destacar que en el caso de muestras isotrópicas sometidas a tracción de PEBD y

polietileno lineal de baja densidad (PELBD) así como en películas de PELBD con poca

orientación, generalmente en las curvas de esfuerzo-deformación se aprecia el fenómeno de doble

fluencia (25; 43), en donde la primera fluencia es atribuida por algunos autores a una reorientación

inicial de ciertos bloques cristalinos (ej. rotación y deslizamiento) y estiramiento de zonas

amorfas que puede llegar a ser recuperable al cesar el estiramiento. En el caso de PEBD y

PELBD, la ocurrencia de una primera fluencia se sustenta en la presencia de una población de

cristales con defectos consecuencia del alto contenido de ramificaciones de cadenas. Si se sigue

estirando la probeta se alcanzará la segunda fluencia que corresponde al corte formal que sufren

los bloques cristalinos y destrucción de la morfología cristalina inicial, dando inicio a la

deformación plástica del polietileno.

Ahora, en las películas de PEBD estudiadas en este trabajo, se tiene que el material debe

encontrarse altamente orientado en DL, lo cual no sólo se evidencia por la forma que presenta las

curvas esfuerzo-deformación ya discutidas, sino que se deduce del hecho de que se ha obtenido

una película con un espesor de 60 ± 5 µm a partir de una apertura de labios del cabezal de la

extrusora de 200 µm, por lo que se debió aplicar una velocidad de halado no despreciable para

reducir el espesor. Por lo que si la película se encuentra efectivamente orientada, al ser ensayada

en la dirección preferencia de orientación, se favorece la rápida reorientación de bloques

cristalinos, imposibilitando que se manifiesta una primera fluencia.

En cuanto a los eventos observados durante los ensayos tensiles de las películas de PEBD

bajo estudio, se puede precisar que este polímero se deforma a través de mecanismo de

deformación vía fluencia por corte difusa. Esto se evidencia en el hecho de que no se formó una

estricción o reducción localizada del área transversal, sino que la deformación ocurre

homogéneamente a lo largo de toda la longitud de menor área transversal de la probeta halterio

(“gage length”), por lo que la reducción del área transversal se da a lo largo de todo el “gage

length”. Por otro parte, no se evidencia emblanquecimiento en la zona bajo deformación en la

probeta. La ocurrencia de emblanquecimiento en polímeros capaces de cristalizar se atribuye

típicamente a la ocurrencia de una cristalización inducida por orientación al ir deformando la

probeta y que tiende a aumentar la cristalinidad de la zona deformada. (45) Sin embargo, en el caso

. 32

del PEBD el cual presenta muchas ramificaciones que limitan su capacidad de cristalización, no

es descartable que ocurra cierto grado de cristalización bajo orientación. En este caso, la ausencia

de emblanquecimiento puede atribuirse a que los cristales formados son de reducido tamaño por

el impedimento que imponen las ramificaciones de cadena, así como que las zonas amorfas a

quedar orientadas aproximan su densidad a la que tienen los cristales favoreciendo menor

dispersión de la luz, aunado al hecho de espesor propio de la película.

Con respecto a los parámetros mecánicos obtenidos de estos ensayos, en la Tabla 5.2 se

reportan las propiedades de interés a bajas deformaciones obtenidas a partir de la curva esfuerzo-

deformación: esfuerzo registrado el punto de fluencia (σy) y deformación a la fluencia (εy). Los

resultados que se presentan en la Tabla 5.2 específicamente corresponden al uso de ambas

probetas de ensayos consideradas en este trabajo y para los ensayos realizados a 50 mm/min.

Tabla 5. 2 Deformación y esfuerzo a la fluencia (y , y) de las muestras de PEBD1 y PEBD2 a 50 mm/min, definidos por el método Off-set a 0,05% establecido por la norma ASTM D638-10.

Polímero Probeta halterio y (% ) σy (MPa)

PEBD1 Tipo IV 18 ± 3 3,5 ± 0,9

Tipo V 19 ± 1 5,0 ± 0,6

PEBD2 Tipo IV 19 ± 2 5 ± 1

Tipo V 15 ± 1 7 ± 1

Se aprecia que no existe variación relevante si se considera el error experimental para

diferentes probetas a una misma velocidad de ensayo para un mismo PEBD. Ello sugiere que no

parece existir un efecto geométrico importante sobre los parámetros mecánicos que caracterizan

el punto de fluencia, por lo que estas propiedades parecen estar más dominadas por características

propias del polímero que por factores externos.

Si se considera el esfuerzo a la fluencia, los resultados obtenidos en este trabajo parecen

ser coherentes con los encontrados por Haffar y Lamas (25) en muestras isotrópicas de PELBD de

0,5 mm de espesor ensayadas a 50 mm/min, si se considera la segunda fluencia la cual garantiza

que ya existe deformación plástica (Figura 5.2). Estos autores compararon el comportamiento

tensil del PELBD no sólo para las probetas tipo IV y V, sino que consideraron la probeta tipo I de

la norma ASTM D638-10 (la de mayor longitud), además de una miniprobeta halterio (ASTM

D1708-06a), una probeta rectangular con un ancho igual al de la probeta tipo V en su “gage

. 33

length”, y una probeta halterio con un sección central que presenta su menor área de forma

puntual (ver Figura 5.3).

Figura 5. 2 Esfuerzo a la fluencia para un PELBD a base de 1-buteno en función del tipo de probeta que se muestra en la Fig. 5.3 (25).

Figura 5. 3 Geometría de probetas consideradas por Haffar y Lamas para estudiar el comportamiento tensil de un PELBD (Cada probeta fue dibujada bajo la misma escala, y las probetas 2, 3 y 4 corresponden a las probetas tipo V,

VI e I de la norma ASTM D638-10) (25).

. 34

Figura 5. 4 Curvas esfuerzo-deformación típica en la región de fluencia obtenidas por Haffar y Lamas al estudiar el comportamiento tensil de un PELBD en función de la geometría de probeta (Fig, 5.3) a una velocidad de 50 mm/min

(25).

Ahora bien, cuando se consideran los resultados en deformación a la fluencia de Haffar y

Lamas, sí parece existir evidencias de un efecto geométrico como se puede apreciar en la Figura

5.4. Se puede notar en esta figura que las curvas esfuerzo-deformación típicas en la región de

fluencia reportadas por Haffar y Lamas, que los valores de deformación a la fluencia muestran

variaciones importantes dependiendo de la geometría de la probeta, en particular, la segunda

fluencia. Al revisar los resultados de estos autores para las probetas halterio de la norma ASTM

D638-10, se tiene que la segunda fluencia se presentó para la probeta tipo V a una deformación

. 35

de 34 ± 2% y para la probeta tipo I fue de 61 ± 3%. Curiosamente, la probeta tipo IV presentó un

valor 38 ± 2%, siendo su comportamiento a fluencia muy similar a exhibido por la probeta tipo

V. Lamentablemente estos autores no presentaron un análisis de la deformación a la fluencia en

función de la geometría de la probeta.

Toda la reseña hecha al trabajo de Haffar y Lamas, conduce ahora a considerar que es

necesario una mayor exploración del efecto geométrico del tipo de probeta halterio sobre el

comportamiento a fluencia en el caso de películas orientadas de PEBD, antes de aceptar

definitivamente que los resultados obtenidos en este trabajo establecen que no hay un efecto

geométrico como se había adelantado, con base a haber comparado sólo dos (2) geometrías de

probetas (tipo VI y V).

Retomando los resultados presentados en la Tabla 5.2, se aprecia que el PEBD2 tiende a

presentar valores de esfuerzo a la fluencia ligeramente mayores que el PEBD1 aunque son

equivalentes en cuanto a los valores de deformación a la fluencia. Esta leve diferencia en los

valores del esfuerzo a la fluencia puede estar vinculada a la diferencia de pesos moleculares (que

es mayor en el PEBD2 visto a partir del MFI), pero resulta difícil precisar si es sólo porque el

PEBD2 puede tener mayor densidad de enredos moleculares consecuencia de su mayor peso

molecular y/o como resultado de una sensibilidad diferente a la orientación impuesta durante la

obtención de la película extruida condicionando la morfología cristalina desarrollada, sensibilidad

que también sería una función de su peso molecular ya que es bien conocida su influencia sobre

la viscosidad elongacional. Tampoco se debe obviar que aunque la mayoría de las condiciones de

extrusión fueron equivalentes, se presenta una diferencia en la temperatura de los rodillos de la

calandra, en donde para el PEBD1 fue de 35°C mientras que para el PEBD2 fue de 25°C. La

temperatura del rodillo de enfriamiento de la calandra puede llegar a influir de forma importante

en la morfología cristalina desarrollada por efecto de la orientación.

Con respecto a los parámetros mecánicos típicos a altas deformaciones como lo son el

esfuerzo a la ruptura (σb) y deformación a la ruptura (εb), los valores se reportan en la Tabla 5.3,

considerando ambos tipos de probetas a velocidades de 50 y 500 mm/min.

. 36

Tabla 5. 3 Deformación y esfuerzo a la ruptura (b , b) de las muestras de PEBD1 y PEBD2 a 50 y 500 mm/min.

Polímero Probeta Halterio єb (% ) σb (MPa)

@50 mm/min @500 mm/min @50 mm/min @500 mm/min

PEBD1 Tipo IV 210 ± 50 300 ± 60 7 ± 1 9 ± 2

Tipo V 350 ± 30 360 ± 40 13 ± 1 12 ± 2

PEBD2 Tipo IV 230 ± 40 250 ± 40 13 ± 3 12 ± 1

Tipo V 290 ± 30 280 ± 30 12 ± 1 14 ± 1

De la Tabla 5.3 se puede observar que dentro del error experimental, no existe una

diferencia marcada entre las propiedades de esfuerzo y deformación a la ruptura de cada PEBD

estudiado para una misma probeta a diferentes velocidades de ensayo. Sin embargo, de acuerdo a

la literatura es esperado que a medida que se aumente la velocidad de ensayo, se obtengan

menores deformaciones y mayores esfuerzos (18).. A geometría fija, una menor velocidad de

ensayo se asocia a una menor velocidad de deformación, situación bajo la cual cadenas pueden

tener la oportunidad de lograr cambios conformacionales u orientarse en la dirección del esfuerzo

aplicado, de modo que tienden a presentar una mayor ductilidad que a altas velocidades (44).Para

entender esta escasa variación en las propiedades se hizo una revisión bibliográfica (18; 46; 47; 48), en

la que se pudo apreciar que para ver un efecto marcado de la velocidad de deformación, se

requiere variar la velocidad de ensayo (velocidad de deformación) en varios órdenes de magnitud

aunque no tanto como el caso del módulo de Young, por lo que puede ser posible explorar el

efecto en una máquina de ensayos universales.

Para efectos de este estudio se realizaron ensayos fijando la velocidad de ensayo en dos

valores: 50 y 500 mm/min para cada geometría de probeta considerada. De lo indicado por la

norma ASTM D638-10 sobre las velocidades de ensayos recomendadas para cada tipo de probeta

halterio, en la Tabla 5.4 se muestran los valores nominales estimados para la velocidad de

deformación que se han impuesto en los ensayos realizados en este trabajo. De aquí se puede

decir que para el PEBD una variación en un orden de magnitud para cada probeta, no es

suficiente para apreciar una respuesta claramente diferente a la ruptura, al menos en el caso de

PEBD.

. 37

Tabla 5. 4 Velocidades de deformación nominales empleadas en los ensayos.

Tipo de Probeta Velocidad de ensayo (mm/min) Velocidad de deformación (mm /mm. min)

IV 50 ± 5 1,5

500 ± 10 15

V 50 ± 5 5

500 ± 10 50

Ahora bien si se observa en la Tabla 5.3 los resultados de las propiedades, a una misma

velocidad de mordaza con diferentes probetas halterio, se evidencia que el esfuerzo y

deformación en el punto de ruptura para la probeta halterio tipo V presentan valores ligeramente

mayores a los obtenidos con las probetas halterio tipo IV, por lo que se puede sospechar de cierta

influencia geométrica en la respuesta del material durante el ensayo de tracción. Resultados

similares para la deformación a la ruptura fueron reportados por Haffar y Lamas (25)para un

PELBD isotrópico evaluado a 50 mm/min usando los dos tipos de probetas consideradas en este

trabajo, pero lamentablemente no aporta explicación a ello. Al respecto más adelante se discutirá

si es justificable una diferencia en la deformación a la ruptura en función del tipo de probeta.

Por otra parte, para el polietileno de alta densidad (PEAD) evaluado también se tiene un

comportamiento tensil típico de un polímero dúctil ensayado en la dirección de la orientación

preferencial, que por poseer cadenas flexibles logra alcanzar altos valores de deformación

(εb > 100%). Las curvas (Figura 5.5 y 5.6) presentan tres regiones distinguibles:

Zona I que inicia en la región elástica donde el esfuerzo es proporcional a la

deformación y termina en un punto por encima al punto de fluencia en donde se

identifica la aparición de una estricción, indicativo de un proceso de fluencia por corte

localizado.

Zona II que inicia con la aparición de la estricción e inmediata propagación de un

cuello a esfuerzo aproximadamente constante (estiramiento en frío), producto de

promover una mayor alineación de cadenas en la dirección del esfuerzo aplicado, con

un inherente endurecimiento por deformación. Durante esta etapa se puede observa la

aparición de un emblanquecimiento que es una evidencia de que ocurre un proceso de

. 38

(re)cristalización inducida por deformación, considerando que un PEAD tiene una alta

capacidad para cristalizar.

Zona III, región que se caracteriza por incremento progresivo del esfuerzo producto del

estiramiento de las cadenas orientadas y posible aumento de la cristalinidad debida a la

cristalización inducida por deformación, el cual se extiende hasta alcanzar un punto de

ruptura con valores de deformación mayores al 100%. (23; 40; 49)

0 50 100 150 200 250 300-5

0

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

Esfu

erzo

(MPa

)

Deformación (%)

Tipo IV (500) Tipo IV (50) Tipo V (500) Tipo V (50)

Figura 5. 5 Curvas Esfuerzo – Deformación obtenidas para el PEAD

I II III

Figura 5. 6 Secuencia fotográfica del ensayo de tracción en PEAD.

. 39

Los parámetros mecánicos de interés de la curva esfuerzo-deformación de PEAD para

cada configuración de ensayo se muestran en la Tabla 5.5 y 5.6. En términos generales no hay

mayor variación en la deformación a la ruptura, lo cual concuerda con lo explicado en el caso del

PEBD de la poca variación de órdenes de magnitud de la velocidad de deformación en estos

ensayos. Sin embargo se puede apreciar un ligero aumento del esfuerzo a la ruptura (resistencia

tensil) a una menor velocidad de ensayo. Considerando la poca variación en la deformación a la

ruptura bajo las condiciones experimentales exploradas, se puede plantear que a una menor

velocidad de ensayo, el PEAD tiene mayor tiempo para reorganizarse y aprovecha su inherente

capacidad de cristalización, por ende, consigue incrementar más su cristalinidad conduciendo a

mayores valores de esfuerzo a la ruptura.

Tabla 5. 5 Parámetros mecánicos de tracción a altas deformaciones de las muestras de PEAD.

Probeta Halterio єb(% ) σb(MPa)

@50 mm/min @500 mm/min @50 mm/min @500 mm/min

Tipo IV 190 ± 60 180 ± 60

36 ± 6 23 ± 6

Tipo V 220 ± 90 120 ± 80 51 ± 4 30 ± 4

Tabla 5. 6 Parámetros mecánicos de tracción a bajas deformaciones de las muestras de PEAD.

Probeta Halterio σy(MPa) єy(% )

@50 mm/min @50 mm/min

Tipo IV 22 ± 5 6,1 ± 0,8

Tipo V 26 ± 7 7 ± 1

Con respecto a las propiedades a bajas deformaciones (punto de fluencia) no se puede

realizar un análisis variando la velocidad de deformación por problemas de la velocidad de

captación de datos del equipo. Por otro lado se aprecia dentro del error experimental, tampoco

existe variación relevante de los valores de esfuerzo y deformación a la fluencia del material,

Esto parece ser consistente con los resultados obtenidos para el PEBD, por lo que más allá de no

poder precisar en este punto del trabajo si existe un efecto geométrico determinante en función

del tipo de probeta usada sobre la respuesta tensil del polímero, el comportamiento de fluencia de

. 40

un polímero semicristalino como cabría esperar se encuentra bastante ligado a la morfología

cristalina prexistente en el materia.

Con la intención de determinar si existían o no efectos geométricos generales por el tipo

de probeta usada que afecten el comportamiento tensil de un polímero, independientemente de su

estado de agregación, se decidió contemplar el caso de un polímero amorfo semidúctil como lo es

el poliestireno de alto impacto (PSAI) y someterlo a la misma evaluación mecánica realizada para

el PEBD y PEAD pero considerando sólo la velocidad de 50 mm/min. Seguidamente se presenta

las curvas esfuerzo-deformación del PSAI para los dos tipos de probeta halterio consideradas en

este trabajo (Figura 5.7)

0 10 20 30 40 50 60 70 800

10

20

30

Esfu

erzo (

MPa

)

Deformación (%)

Tipo IV (50) Tipo V (50)

Figura 5. 7 Curvas Esfuerzo – Deformación obtenidas para el PSAI

. 41

Figura 5. 8 Secuencia fotográfica del ensayo de tracción en PSAI.

A pesar de considerar que la película de PSAI ensayada presenta cierta orientación y es

ensayada a lo largo de dicha orientación preferencial, a diferencia de PEBD y PEAD se puede

observar en la Figura 5.7 un punto de fluencia que se manifiesta como un máximo local,

evidenciándose un claro proceso de reblandecimiento por deformación una vez se supera dicho

máximo, para luego presentarse un incremento progresivo (a una misma tasa) del esfuerzo

nominal hasta alcanzar la ruptura. En este caso no se detecta un estiramiento en frío a esfuerzo

constante y se observa el inicio de un emblanquecimiento en un punto cercano a una de la

mordazas que propaga hacia la zona central de la probeta, (ver Figura 5.8) sin que exista una

reducción de la sección transversal, para luego fallar por la zona emblanquecida.

Estas diferencias del PSAI con los polietilenos en el comportamiento tensil general

considerando que en ambos casos se trata de películas orientadas, sin duda es consecuencia de la

naturaleza multifásica del PSAI causada por la incorporación de caucho a su estructura. En el

Marco Teórico se realizó mención a un proceso de múltiple crazing como mecanismo de

deformación plástica imperante en este material ante una solicitación mecánica con una

componente traccional, que le permite deformarse plásticamente de forma apreciable. El proceso

de cavitación asociado a este mecanismo de deformación explica tanto el emblanquecimiento, ya

que los crazes formados dispersan en mayor grado la luz, así como que no exista una reducción

de la sección transversal durante el estiramiento (proceso de deformación se da a volumen no

constante). Por lo tanto, es evidente que la dinámica molecular que se presenta en el PSAI al

. 42

alcanzar la fluencia que indica la plena activación del múltiple crazing, no es equivalente a la que

presenta los polietilenos, los cuales se deforman vía fluencia por corte.

En un PSAI orientado lo que cabría esperar al ser estirado en la dirección de la orientación

preferencial, es la formación de gran cantidad de crazes más estables que en el caso isotrópico,

como consecuencia de la mayor resistencia mecánica y capacidad de estirarse que ahora

presentan las fibrillas gracias a la orientación, ganando deformabilidad el material.

A continuación se muestran los valores característicos del comportamiento tensil a altas

deformaciones del PSAI (Tabla 5.7) a 50 mm/min. Se intentó realizar ensayos a 500 mm/min

pero no fue posible obtener valores coherentes, ya que a esta velocidad tanto la probeta tipo V

como la tipo IV, se presentó un comportamiento catastrófico del material, por lo que el equipo no

era capaz de hacer un registro de la curva fuerza-desplazamiento por la limitante en una baja tasa

de adquisición de datos. Los resultados obtenidos en el punto de ruptura y que se muestran en la

Tabla 5.7 indican que la deformación en este punto característico no parece ser influenciada por

el tipo de probeta halterio usada. Pero sí observa una diferencia importante en los valores del

esfuerzo a la ruptura en función del tipo de probeta empleada.

Tabla 5. 7 Parámetros mecánicos a tracción a altas deformaciones de las muestras de PSAI a 50 mm/min.

Probeta Halterio σbMPa) b(% )

Tipo IV 16 ± 2 50 ± 5 Tipo V 27 ± 4 60 ± 10

Por otro lado para las propiedades a bajas deformaciones (punto de fluencia), se tiene que

para este material tampoco se ven afectadas las mismas al variar el tipo de geometría de ensayo,

por lo el comportamiento tensil en fluencia es principalmente determinado por las características

del material. Aunque en la Figura 5.4 se muestra que hay una diferencia en cómo se manifiesta el

reblandecimiento por deformación al usar uno u otro tipo de probeta.

Tabla 5. 8 Parámetros mecánicos a tracción a bajas deformaciones de las muestras de PSAI a 50 mm/min

Probeta Halterio σy (MPa) εy(% )

Tipo IV 15±4 1,3 ± 0,3 Tipo V 25 ± 3 2,5 ± 0,4

. 43

Para finalizar esta sección, es pertinente destacar una tendencia que parece repetirse en

todos los materiales bajo estudio, y es que para la probeta tipo V los esfuerzos registrados en

todos los tipos de polímeros estudiados, se encuentra siempre ligeramente por encima de las

obtenidos al utilizar la probeta tipo IV en el caso de PEBD y PEAD, mientras que resulta una

diferencia importante en el caso del PSAI. Lo que hace pensar que sí existe un factor geométrico

en estas dos probetas halterio que están influyendo en los valores de los esfuerzos tensiles

característicos de estos materiales.

5.2 NORMA ASTM D882-09 VS. NORMA ASTM D638-10

Para evaluar el comportamiento tensil de películas plásticas según la norma ASTM D882-

09, fue necesario realizar unos ensayos preliminares para determinar el grado de deformación a la

ruptura de cada polímero bajo estudio. Con esta información, la norma ASTM D882-09 establece

un criterio con base al valor de deformación a la ruptura alcanzado para definir la distancia entre

mordazas inicial a emplear (ver Tabla 4.4 en el Capítulo IV). En otras palabras, define la longitud

de la probeta que es solicitada mecánicamente. Asimismo, también condiciona la velocidad de

ensayo a usar en función de la deformación a la ruptura, de acuerdo a lo que se indica en la Tabla

5.9, en la cual ya se indican donde cae cada polímero estudiado en este trabajo. Cabe destacar que

este criterio no contempla condiciones para la determinación del módulo de Young, el cual se

halla a una velocidad de 25 mm/min con una distancia entre mordazas inicial de 250 mm.

Tabla 5. 9 Velocidad de deformación inicial entre mordazas para la probeta tipo cinta

Deformación a la ruptura Velocidad de ensayo

(mm/min)

Velocidad de Deformación Inicial *

(mm/mm.min) Polímeros estudiados

Menor al 20% 12,5 0,1 PSAI

Entre 20 y 100% 50 0,5 PEAD y PP

Mayor al 100% 500 10,0 PEBD1 y PEBD2 * Este parámetro queda determinado al dividir la velocidad de ensayo entre la distancia entre mordazas inicial que se presenta en

la Tabla 4.4

Para los PEBD, la deformación a la ruptura preliminar fue mayor al 200%, por lo que se

empleó una probeta con una distancia entre mordazas inicial de 50 mm y una velocidad de

ensayo de 500 mm/min. La Figura 5.9 muestra la curva esfuerzo-deformación típica de una

. 44

película extruida de PEBD1 ensayada en la dirección preferencial de orientación bajo las pautas

de la norma ASTM D882-09 (uso de probetas tipo cinta), la cual se compara con la curva

obtenida al utilizar una probeta halterio tipo IV a 50 mm/min de acuerdo a la norma ASTM

D638-10, geometría de probeta y velocidad de ensayo usualmente empleadas en la evaluación de

polietilenos bajo dicha norma. Se debe tener presente que en la primera parte de este Capítulo, se

estableció para el PEBD1 que no hay mayor diferencia en los resultados obtenidos de las

propiedades tensiles para una misma probeta halterio, ensayada a 50 y 500 mm/min. También

que la velocidad de deformación asociada a estos ensayos es de 10 min-1 y 1,5 min-1 para la

norma ASTM D882-09 y ASTM D638-10, respectivamente (ver Tabla 5.3 y 5.9).

-50 0 50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 550-2

0

2

4

6

8

10

12

14

Esfu

erzo (

MPa

)

Deformación (%)

Tipo IV (50) Cinta

Figura 5. 9 Curvas de esfuerzo-deformación del PEBD1, para una probeta tipo cinta ensayada a 500 mm/min y una halterio tipo IV ensayada a 50 mm/min (norma ASTM D882-09 vs. D638-10).

En la figura 5.9 se puede notar que hay una diferencia marcada en la deformación a la

ruptura exhibida por el PEBD1 en función del protocolo experimental seguido, en donde se

alcanza mayor deformación a la ruptura para la probeta tipo cinta. La diferencia encontrada cobra

más relevancia si se tiene en cuenta que el ensayo realizado bajo la norma ASTM D882-09

impone una velocidad de deformación nominal mayor al caso de la norma ASTM D638-10

(aunque la diferencia en esta velocidad es aproximadamente un orden de magnitud). De todas las

propiedades tensiles, se puede precisar de una revisión de la literatura, que la deformación a la

. 45

ruptura tienda a ser el parámetro más sensible con la velocidad de deformación, la cual decae con

el aumento de dicha velocidad (45; 47)

Haffar y Lamas (25) encontraron un resultado similar para un PELBD isotrópico. Para su

probeta tipo 1 presentada en la Figura 5.3, reportaron una deformación a la ruptura de 900 ± 30%,

valor condicionado por el hecho de que el fallo se presentó cuando el frente de deformación

alcanzó una de las mordazas. En la Figura 5.3 se puede notar que la probeta tipo 1 tiene la misma

longitud de la probeta tipo 2 (que corresponde a la probeta halterio tipo V de la norma ASTM

D638-10), mientras que su ancho es igual al ancho de la probeta tipo 2 a nivel de la zona central o

“gage length”. Estos autores reportan para su probeta tipo 2 una deformación a la ruptura de

640 ± 40%, mientras un valor de 720 ± 40% se alcanza con su probeta tipo 4 (ver Figura 5.3) y es

la segunda probeta en capacidad de deformación (la probeta tipo 4 es la tipo I de la ASTM

D638-10, siendo la halterio de mayor tamaño). Estos autores no discuten las diferencias en los

valores de deformación a la ruptura en función de la geometría de probeta.

Los resultados de este trabajo en combinación con los obtenidos por Haffar y Lamas que

se acaban de mencionar, sugieren que una probeta tipo cinta favorece mayores valores de

deformación a la ruptura cuando se evalúa un PEBD o PELBD, resinas que tienen similar

cristalinidad. Todo lo anterior plantea que la geometría de probeta y sus dimensiones juega un

factor importante al comparar el comportamiento tensil de una película de PEBD evaluada por las

dos normas bajo consideración en este trabajo.

Se reconoce que las probetas tipo halterio están diseñadas con el fin de concentrar los

esfuerzos en la zona central de la probeta o “gage length”, tratando de confinar el proceso de

deformación y, por ende, el fallo. Por el contrario, las probetas tipo cinta deben distribuir todos

los esfuerzos generados por el estiramiento a lo largo de la probeta con una alta posibilidad de

fallar al aproximarse el frente de deformación a las mordazas.

Como fue establecido en la primera parte de esta discusión, el PEBD es un polímero

semicristalino que se caracteriza por presentar un mecanismo de deformación vía fluencia por

corte difusa, que tal y como se mencionó previamente, implica una gran cantidad de movimientos

cooperativos de cadenas que conduce a una marcada deformación plástica que se presenta de

forma homogénea a lo largo de toda la zona de proceso de la probeta. Esto atribuible a que se

trata de un polímero de moderada cristalinidad que tiene cadenas flexibles. Tal es la capacidad

. 46

del PEBD de distribuir esfuerzos tensiles favoreciendo su deformación, que al emplear probetas

halterio, se detectó que extiende su proceso de deformación más allá de la longitud de menor área

transversal constante (“gage length”), al punto de sobrevenir el fallo muchas veces cuando el

frente de deformación alcanza la zona de sujeción con la mordazas, zona en donde se concentran

esfuerzos por el agarre. Esta condición de fallo también fue observado por Haffar y Lamas en

muestras isotrópicas de PELBD. (25) En el caso de las probetas tipo cinta, se observó también que

el fallo ocurre cuando el frente de deformación alcanza la zona de sujeción con las mordazas,

consecuencia de que no hay una restricción geométrica que concentre esfuerzo y logre confinar el

proceso de deformación del PEBD.

En la Figura 5.10 se muestra un seguimiento fotográfico de cómo progresa la deformación

homogénea (fluencia por corte difusa) exhibida por el PEBD en una probeta tipo cinta. En esta

figura se puede observar que la disminución del espesor es igual a lo largo de toda la zona del

ensayo, propio de su mecanismo de deformación.

Figura 5. 10 Fotografía del ensayo de tracción para una película de PEBD1

Con base al hecho de que el PEBD1 alcanza menor deformación a la ruptura en la probeta

halterio en comparación a la probeta tipo cinta, a pesar de que logra extender su deformación más

allá del “gage length” de la probeta halterio y que en ambas probetas se tiende a alcanzar el fallo

cuando la deformación se acerca al material en las mordazas, se plantea que al efecto geométrico

de la probeta no es sólo por la forma de la probeta sino por sus dimensiones, las cuales definen la

cantidad de material disponible a ser deformado hasta ruptura. Esto sugiere que la deformación a

. 47

la ruptura no debe ser considerada como una propiedad propia o intrínseca del material, por

depender de factores externos.

En detalle, en las tablas 5.10 y 5.11 se presentan las propiedades mecánicas en el punto de

fluencia y el punto de ruptura, respectivamente, derivadas de los ensayos realizados tanto bajo la

norma ASTM D638-10 y la norma ASTM D882-09. Primeramente se destaca que el PEBD2

exhibió el mismo resultado del PEBD1 de una deformación a la ruptura muy superior si se realiza

la evaluación del comportamiento tensil usando probetas tipo cinta, lo que sugiere que las

tendencias observadas son válidas para todo PEBD. Con relación al esfuerzo a la ruptura, en

general se puede considerar que la geometría parece no imponer un efecto sobre esta propiedad,

ya que dentro del error experimental los valores son equivalentes. En cuanto a fluencia, a priori

los valores tabulados sugieren que para las probetas tipo cinta se alcanza valores altos de

deformación a la fluencia aunque los esfuerzos son equivalentes. No obstante, el método off-set

puede traer incertidumbre en los resultados ya que implica una construcción geométrica para

determinar el punto de fluencia, aunado a que parece que el fenómeno de doble fluencia parece

hacerse presente en las curvas esfuerzo-deformación de probetas tipo cinta (Figura 5.9), más no

es claro en el caso de las probetas halterio, lo cual puede traer problemas con la aplicación válida

del método off-set.

Tabla 5. 10 Deformación y esfuerzo a la fluencia (f , f) de la muestra de PEBD1 determinados en

probetas halterio tipo IV (ASTM D638-10) y cintas (ASTM D882-09). Valores determinados aplicando el método

off-set.

Polímero Tipo de probeta f (%) f (MPa)

@50 mm/min @500 mm/min @50 mm/min @500 mm/min

PEBD1 Tipo IV 18 ± 3 - 3,5 ± 0,9 -

Cinta - 40 ± 10 - 4,5 ± 0,7

PEBD2 Tipo IV 19 ± 2 - 5 ± 1 -

Cinta - 55 ± 9 - 5 ± 0,7

Tabla 5. 11 Deformación y esfuerzo a la ruptura (r , r) de la muestra de PEBD1 determinados en probetas halterio tipo IV (ASTM D638-10) y cintas (ASTM D882-09).

Polímero Tipo de probeta r (%) r (MPa)

@50 mm/min @500 mm/min @50 mm/min @500 mm/min

PEBD1 Tipo IV 210 ± 3 - 7 ± 1 -

Cinta - 540 ± 60 - 11 ± 1

. 48

PEBD2 Tipo IV 230 ± 40 - 13 ± 3 -

Cinta - 430 ± 60 - 12 ± 2

Bajo el mismo esquema comparativo de protocolos de ensayos tensiles presentado para el

PEBD, se realizó la comparación de comportamiento tensil para el caso del PEAD considerado

en este estudio. En contraposición con las tendencias obtenidas para el PEBD de que la norma

ASTM D882-09 conduce a mayores valores de deformación a la ruptura, en la Figura 5.11 se

observa que esta norma o la probeta tipo cinta desfavorece la deformabilidad de este polímero

(ver también Tabla 5.12). al punto que la deformación a la ruptura del PEAD es inferior al 100%,

lo que implica que para satisfacer la norma ASTM D882-09 se debe hacer el ensayo a 50

mm/min en vez de 500 mm/min, como podría haberse estimado considerando los resultados

previos obtenidos en probetas halterio.

0 50 100 150 200 250 300-5

0

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

Esfu

erzo (

MPa

)

Deformación (%)

Tipo IV (50) Cinta

Figura 5. 11 Curvas de esfuerzo- deformación del PEAD, para una probeta tipo cinta (a 50 mm/min) y una halterio tipo IV (a 50mm/min).

Tabla 5. 12 Deformación y esfuerzo a la ruptura (b, b) de la muestra de PEAD determinados en probetas halterio tipo IV (ASTM D638-10) y cintas (ASTM D882-09).

Tipo de Probeta єb(% ) σb(MPa)

@50 mm/min @50 mm/min

Tipo IV 190 ± 60 36 ± 6

. 49

Cinta 70 ± 20 34 ± 3

Tabla 5. 13 Deformación y esfuerzo a la fluencia (y , y) de la muestra de PEAD determinados en probetas halterio tipo IV (ASTM D638-10) y cintas (ASTM D882-09). Valores determinados aplicando el método off-set.

Tipo de Probeta єy(% ) σy (MPa)

@50 mm/min @50 mm/min

Tipo IV 6,1 ±0,8 22 ± 5 Cinta 5,0 ± 0,5 24 ± 3

La tendencia contrapuesta observada en deformabilidad en el PEAD en función del

protocolo experimental empleado en comparación al PEBD, se atribuye a la diferencia que existe

en los mecanismos de deformación que imperan en estos polímeros, en donde el PEAD tiende a

manifestar una proceso de fluencia por corte localizado, mientras que para el PEBD es difuso. En

particular, en la Figura 5.12 se muestra un seguimiento fotográfico en donde se puede observar

que al darse la estricción esta no estabiliza para promover una propagación de cuello, sino que

conduce a la propagación de una grieta a partir de la estricción, y con ello, un rápido fallo en la

película del PEAD. Este resultado sugiere que en una probeta tipo cinta al no contar con un zona

de concentración de esfuerzo como en el caso de la probeta halterio, para un polímero que inicia

su deformación plástica de forma localizada, hace que tal localización sea más crítica al no poder

el polímero distribuir con facilidad los esfuerzos para hacer que el resto de la probeta pueda

responder ante la solicitación mecánica aplicada manifestando una menor deformabilidad.

Figura 5. 12 Fotografía del ensayo de tracción para una película de PEAD a 50 mm/min

. 50

Con la intención de establecer si los resultados obtenidos para el PEAD pueden ser

generalizados a otros polímeros que se deforman a tracción por un proceso de fluencia por corte

localizado, se realizaron unos ensayos exploratorios con una película orientada de polipropileno

(PP) homopolímero de 70 µm de espesor, ensayándose probetas tipo V a una velocidad de 50

mm/min y probetas tipo cinta. Así, para una probeta halterio tipo V se encontró que las películas

de PP logran alcanzar una deformación a la ruptura de aproximadamente 600% (Figura 5.13,

Tabla 5.14 y Tabla 5.14).

0 100 200 300 400 500 600 700-5

0

5

10

15

20

25

30

35

40

45

Esfu

erzo

(MPa

)

Deformacion (%)

Tipo V (50 mm/min) Tipo cinta (50 mm/min) Tipo cinta (500 mm/min)

Figura 5. 13 Curvas de esfuerzo- deformación del PP, para una probeta una halterio tipo V y tipo cinta.

Tabla 5. 14 Deformación y esfuerzo a la fluencia (y , y) de la muestra de PP determinados en probetas halterio tipo V (ASTM D638-10) y cintas (ASTM D882-09) a una velocidad de 50 mm/min.

Probeta єy(% ) σy (MPa)

TipoV 6 ± 1 17 ± 2

Tipo Cinta 7 ± 2 14 ± 5

. 51

Tabla 5. 15 Deformación y esfuerzo a la ruptura (b , b) de la muestra de PP determinados en probetas halterio tipo IV (ASTM D638-10) y cintas (ASTM D882-09) a una velocidad de 50 mm/min.

Probeta єb(% ) σb(MPa)

TipoV 620 ± 20 41± 4

Tipo Cinta 500 ± 200 20 ± 8

En cambio al evaluar la película de PP según la norma ASTM D882-09 y teniendo

presente la alta deformación a la ruptura alcanzada al emplear probetas halterio, se estimó que

podría ser válido el uso de una dimensión de cinta para el caso de deformaciones a la ruptura

superior al 100% y que impone realizar el ensayo a 500 mm/min. Al proceder con tales

condiciones experimentales, se evidenció la formación de cuello como se muestra en la Figura

5.14, pero la deformación obtenida fue menor al 100%, siendo una situación inesperada pero

similar a la presentada para el PEAD.

Siguiendo los lineamientos de la norma ASTM D882-09 se procedió a emplear la probeta

tipo cinta de 100 mm de distancia entre mordaza inicial que debe ser evaluada a una velocidad de

ensayo igual a 50 mm/min., la curva esfuerzo-deformación (Figura 5.13, color verde) muestra

ahora una deformación a la ruptura mucho mayor al 100% mostrando claramente un proceso de

fluencia por corte localizada (Figura 5.15).

En primer lugar, estos resultados indican que para la película de PP usada en el estudio,

no es posible evaluarla siguiendo de forma estricta las pautas de la norma ASTM D882-09. En

segundo lugar, el PP parece mostrar una mayor sensibilidad con la velocidad de deformación que

se impone en los ensayos. Teniendo el PP cadenas más rígidas que un PEAD y suponiendo una

morfología cristalina con mayores dimensiones, aunque ambos tiendan a deformarse vía fluencia

por corte localizada, al PP le sería más difícil distribuir los esfuerzos en el cuerpo de la probeta

para facilitar su deformación, en ausencia de un elemento externo (ej. “gage length”) que le

permita deformarse a partir de una concentración de esfuerzos regular.

A partir de estos datos, es importante ser muy cauteloso al momento de usar la norma

ASTM D 882-09, ya que aparentemente dependiendo el tipo de material y sobre todo su

mecanismo de deformación esta puede presentar diferencias notables en las propiedades de alto

rango de deformación.

. 52

Figura 5. 14 Fotografía del ensayo de tracción para una película de PP con una probeta tipo cinta

(500mm/min).

Figura 5. 15 Fotografía del ensayo de tracción para una película de PP con una probeta tipo cinta

(50mm/min).

Finalmente se realizó la comparación de protocolos experimentales para las películas de

PSAI. En la Figura 5.16 se puede observar que una probeta halterio conduce a una ligero

. 53

aumento deformabilidad en comparación con la probeta tipo cinta. En una probeta halterio al

concentrar esfuerzos en la zona central de la probeta, se logra a nivel molecular, que la fase

dispersa de caucho pueda lograr una activación más eficiente del mecanismo de múltiple crazing,

y así, propiciar una razonable deformación aunque no supera el 100%. Por el contrario para las

probetas tipo cinta donde no hay un confinamiento de esfuerzos por factores geométricos, el

PSAI comienza el proceso de cavitación en la zona cercana a las mordazas, debido a la fuerza de

sujeción y que estos puntos son los concentradores de esfuerzos.

En las Tablas 5.16 y 5.17, se puede observar sin embargo que dentro del error estadístico

pareciera que no existe diferencia en la deformación a ruptura para los dos tipos de probetas. Sin

embargo en el esfuerzo de la ruptura exhibe una ligera variación de la propiedad.

0 20 40 60 80

0

5

10

15

20

25

Esfue

rzo (M

Pa)

Deformación(%)

Tipo IV

Tipo Cinta

Figura 5. 16 Curvas de esfuerzo- deformación del PSAI, para una probeta tipo cinta a 50 mm/min y

una halterio tipo IV a 50 mm/min.

Tabla 5. 16 Deformación y esfuerzo a la ruptura (b , b) de la muestra de PSAI determinados en probetas halterio tipo V (ASTM D638-10) y cintas (ASTM D882-09).

Tipo de Probeta єb(% ) σb(MPa)

@50 mm/min @50 mm/min Tipo IV 50 ± 5 16 ± 2

Cinta 70±10 9 ± 2

. 54

Tabla 5. 17 Deformación y esfuerzo a la fluencia (y , y) de la muestra de PSAI determinados en probetas halterio tipo V (ASTM D638-10) y cintas (ASTM D882-09).

Tipo de Probeta єy(% ) σy(MPa)

@50 mm/min @50 mm/min Tipo IV 1,3 ± 0,3 15±4

Cinta 1,4±0,3 9 ± 1

Tang et al.. (50) en su estudio de modelización del comportamiento no-lineal de tensión-

deformación de los PSAI, con el daño de los crazes en el proceso de carga y descarga a tracción,

determinó que en el PSAI la velocidad de deformación es muy significativa en la respuesta de

máxima tracción del material. Lo que nos hace recapitular que para la probeta halterio tipo IV a

50 mm/min, la velocidad de deformación es de 1,5 min-1 y para la probeta tipo cinta con una

distancia entre mordazas de 100 mm y una velocidad de ensayo de 50 mm/min, la velocidad de

deformación es de 0,5 min-1.

5.3 EVALUACIÓN DE PROPIEDADES TENSILES DE PELÍCULAS

DEGRADADAS

En numerosos estudios se ha utilizado los ensayos a tracción como un método para la

caracterización del proceso degradativo, dado que la respuesta del material cuando se somete a

fuerzas de tracción se encuentra relacionada con las características morfológicas y moleculares,

características que son modificadas en cierto grado durante la degradación.[16,20-21]

Con el fin de establecer una relación entre configuración de ensayo en el comportamiento

degradativo del material, se evaluaron dos (2) tipos de probetas de la norma ASTM D638-10 y la

probeta tipo cinta correspondiente según la norma ASTM D882-09. En la Figura 5.17 se pueden

observar las curvas esfuerzo-deformación del PEBD2 con 1% de aditivo pro-oxidante a

diferentes tiempos de exposición a condiciones de degradación térmooxidativa para la probeta

tipo IV a 50 mm/min (ASTM D638-10) y la probeta tipo cinta (ASTM D882-09).

Se observa que a medida de que el tiempo de degradación avanza, el material reduce su

deformación plástica, lo que indica que el aditivo realizó su función de debilitar el material con la

ruptura de cadenas. La deformación a la ruptura está altamente ligada a la dificultad que presenta

el material para deslizar unas cadenas sobre otras debido a varios factores como el alto peso

molecular, gran cantidad de enredos presentes y las ramificaciones. Al haber escisión de cadenas

. 55

al material le cuesta muchos menos deslizar unas cadenas sobre otras, hasta llegar al punto donde

ni siquiera ocurre el proceso de estiramiento en frio, porque al estirar no tiene ni la posibilidad de

orientar las cadenas por su corta longitud y rompe rápidamente, es decir, el material se vuelve

altamente frágil. (23)

0 100 200 300 400 500

0

5

10

15

20

25

30

35

40

45

5 MPa

ES

FU

ER

ZO

(M

Pa)

DEFORMACION (%)

0 dias

1 dia

2 dias

3 dias

4 dias

7 dias

10 dias

17 dias

0 50 100 150 200 250

0

5

10

15

20

25

30

35

40

5 MPa

ES

FUER

ZO (M

Pa)

DEFORMACION (%)

0 dias 1 dia 2 dias 3 dias 4 dias 7 dias 10 dias 15 dias

Figura 5. 17 Comportamiento a la tracción del PEBD1 con 1% de oxo, durante el tiempo de exposición a envejecimiento térmico a 60°C en el horno de convección, para una probeta (a) tipo cinta y (b) una tipo IV a 50 mm/min.

(A)

(B)

. 56

Diversos autores (32; 33; 34), en sus trabajos de degradación de poliolefinas, reflejan que la

mejor evidencia de la variación del peso molecular es la deformación a la ruptura, razón por la

cual esta sección se centrará en propiedades de altos rangos de deformación.

En la figura 5.18 se representa el esfuerzo a la ruptura a diferentes tiempos de

degradación para las diferentes configuraciones de ensayo. Se puede observar que en términos

generales que para la probeta tipo V y cinta no hay una variación significativa en el esfuerzo a la

ruptura, sino que se mantiene constante dentro del error experimental durante los primeros 4 días,

es decir, 4 días no son suficientes para desarrollar una degradación que pueda afectar las

propiedades mecánicas.

El punto de interés de la degradación en las propiedades mecánicas es el tiempo de

inducción, la premisa para definir dicho tiempo es establecer como criterio un porcentaje de

cambio en la propiedad mecánica de estudio. Por lo que con estos tiempos de degradación no se

logra aún ver un cambio dramático de la propiedad (4 días), sin embargo a los 7 días si se observa

una variación importante en las propiedades mecánicas, encontrándose que la pendiente mas

pronunciada es de las probetas tipo IV, con una caída de aproximadamente 44% del esfuerzo a la

ruptura y para la probeta tipo cinta la disminución fue de 29%. Por otro lado a los 10 días en el

horno ya el material esta sumamente degradado, el esfuerzo a la ruptura en un 77%

aproximadamente.

-2 0 2 4 6 8 10 12 14 16 182

4

6

8

10

12

14

16

18

20

22

24

Esfue

rzo a l

a rup

tura (

MPa)

Tiempo (Días)

Tipo V (50 mm/min) Tipo V (500 mm/min) Tipo IV (50 mm/min) Tipo IV (500 mm/min) Tipo Cinta

Figura 5. 18 Curvas de Esfuerzo de ruptura a los tiempos de degradación térmica estudiados para las diferentes tipos de probetas.

. 57

Tabla 5. 18 Valores de esfuerzo de ruptura a los tiempos de degradación térmica estudiados para las diferentes tipos de probetas. Tipo de Probeta Tipo V Tipo IV Cinta

Tiempo (días) @50 mm/min @500 mm/min @50 mm/min @500 mm/min @500 mm/min

0 18 ± 1 16± 2 16 ± 1 15 ± 2 14 ± 2

1 20 ± 2 18 ± 3 15 ± 2 15 ± 2 14 ± 2

2 19 ± 1 16 ± 3 15 ± 1 15 ± 2 15 ± 2

3 17 ± 2 15 ± 3 14 ± 1 14± 2 12 ± 2 4 17±2 15±3 15±1 13±1 12±2 7 14±3 11±3 9±1 8±1 10±2 10 8.0±0.5 6±1 9±2 5±8 8±1

17 7 ± 1 8 ± 3 6 ± 1 6 ± 2 6 ±2

En la tabla 5.18 refleja los valores de esfuerzo a la ruptura a los diferentes tiempos de

degradación estudiados, como es de esperarse en las probetas tipo V y tipo IV a mayor velocidad

de ensayo la caída en el esfuerzo es más crítica, ya que no permite el reordenamiento efectivo de

las cadenas en la dirección del esfuerzo. Por otro lado las probetas tipo cinta presenta un

decaimiento del esfuerzo más gradual, de aquí se puede apuntar a que existe una influencia

geométrica.

En la figura 5.19 se representa el comportamiento de la deformación a la ruptura de los

valores y sus errores expuestos en la tabla 5.19. Se puede observar que no hay una reducción

significativa de la deformación a la ruptura en función tiempo de degradación térmica durante los

primeros 4 días, lo cual concuerda con lo observado en la figura 5.18. A los 7 días hay una

disminución del 30% del esfuerzo a la ruptura, se puede llegar a considerar como el tiempo de

inducción, finalmente a los 10 días se obtuvo una caída del 60% de la propiedad en estudio.

Sin embargo si nos detenemos un poco a observar las curvas se puede notar que los

errores son mucho mayores en las probetas tipo cinta, como se explicaba en el segmento anterior

al utilizar probetas que distribuyen los esfuerzos a lo largo de toda la probeta uniformemente, se

tiene que ser muy riguroso en la uniformidad de superficie de corte de la misma, aunado a los

problemas que se pueden presentar en la sujeción al momento del ensayo, se puede decir que es

mas fácil recurrir en errores con dicha probeta.

. 58

-2 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

Defo

rmac

ión

a la r

uptu

ra (M

Pa)

Tiempo (Días)

Tipo V (50 mm/min) Tipo V (500 mm/min) Tipo IV (50 mm/min) Tipo IV (500 mm/min) Tipo Cinta

Figura 5. 19 Curvas de deformación a la ruptura a los tiempos de degradación térmica estudiados para las diferentes tipos de probetas.

Tabla 5. 19 Valores de deformación a la ruptura a los tiempos de degradación térmica estudiados para las diferentes tipos de probetas. Tipo de Probeta Tipo V Tipo IV Cinta Tiempo (dias) @50 mm/min @500 mm/min @50 mm/min @500 mm/min @500 mm/min

0 250± 30 280±30 220±20 220±30 390±80 1 280±50 270±50 200±40 256±50 427±50 2 280±30 260±30 200±20 200±20 349±50 3 230±40 230±40 180±30 201±30 280±40 4 220±40 250±40 200±40 200±20 280±90 7 140±50 130±50 90±20 80±20 220±60

10 60±5 60±8 80±20 50±10 130±30 17 29±5 23±5 29±3 30±4 67±10

Para concluir el objetivo era comparar la diferencia que existía entre la norma ASTM

D638-10 y la norma ASTM D882-09, para ello la deformación a la ruptura debe cambiar un 10%

de su valor inicial para establecer que hay una modificación importante de la estructura del

polímero; además se debe garantizar que el protocolo de ensayo tensil y/o naturaleza del material

permite obtener para esa propiedad un error experimental menor al 10% para que se pueda tener

la capacidad de decir que una variación del 10% del valor inicial es significativo.

El tiempo para llegar a una variación significativa de la deformación a la ruptura para una

probeta tipo IV es de 7 días, teniendo que la probeta mas sensible es la probeta tipo V con una

. 59

disminución del 76% de la deformación a la ruptura, seguido de la probeta tipo IV con un

porcentaje de 64%, y finalmente la probeta tipo cinta con una disminución de 44%. Tendencia

que se mantiene hasta llegar a valores críticos de degradación (10 días); por lo que a priori se

puede decir que a una menor área, es más evidente la disminución del peso molecular. Sin

embargo existen otros factores geométricos que afectan la distribución de esfuerzos a lo largo de

las probetas, por ende las propiedades mecánicas por lo que no se puede llegar a una conclusión

precisa de esta variación.

. 60

CAPÍTULO VI

CONCLUSIONES Y RECOMENDACIONES

6.1 CONCLUSIONES

En cuanto al estudio de la deformabilidad de películas plásticas siguiendo el

protocolo experimental establecido por la norma ASTM D638-10, se puede concluir

que propiedades como deformación a la fluencia y a la ruptura no parecen verse

influenciadas para las velocidades de ensayo consideradas (50 y 500 mm/min), si en

la determinación se emplea la probeta halterio tipo IV ó V. El uso de otro tipo de

probeta halterio debe ser estudiado para determinar si brinda resultados equivalentes.

Al comparar el comportamiento tensil de películas plásticas evaluado por la norma

ASTM D638-10 como por la ASTM D882-09, se establece que no hay garantía de

que los parámetros mecánicos obtenidos sean equivalentes, particularmente los

relacionados con las deformaciones características que pueden llegar a ser muy

diferentes. Esto parece ser consecuencia de que hay diferencias en cómo el

mecanismo de deformación plástica propio del polímero bajo tracción, es capaz de

manejar las concentraciones de esfuerzo que impone cada geometría de probeta que

puede llegar a usarse (halterio o cinta).

De los resultados obtenidos tanto cuantitativos y cualitativos, se sigue prefiriendo el

uso de la norma ASTM D638-10 por permitir estudiar el comportamiento tensil de un

polímero, ya que es posible realizar la evaluación sin aplicar criterios basados en las

propias propiedades a determinar que condicionan la selección de variables de

ensayo.

Con relación del seguimiento del cambio en el comportamiento tensil de películas

sometidas a termodegradación usando ambas normas se puede determinar que la

probeta tipo V es mas susceptible a cambios estructurales.

. 61

6.2 RECOMENDACIONES

En el interés de determinar si el mecanismo de deformación plástica del polímero

efectivamente tiene un peso importante en las tendencias observadas en este trabajo al comparar

norma ASTM D638-10 vs. ASTM D882-09, al punto de determinar si son tendencias generales,

se recomienda evaluar otras películas plásticas. Estas películas pueden ser tanto de otros

polímeros como para los mismos polímeros estudiados considerando muestras con diferentes

grados de orientación. Por ejemplo, se puede considerar ampliar el estudio evaluando:

Polipropileno (PP) copolímero al azar que podría tener un mecanismo de deformación

plástica vía fluencia por corte difusa, con el fin de contrastar con lo obtenido para

polietileno de baja densidad (PEBD).

Policarbonato (PC) como un caso de un polímero amorfo que manifiesta una fluencia

por corte localizada.

Poli(etilén tereftalato) (PET) como un caso de un polímero amorfo que también

presenta una fluencia por corte localizada pero que es capaz de presentar un proceso

evidente de cristalización inducida por deformación, influyendo así en su

deformabilidad.

Terpolímero de acrilonitrilo-butadieno-estireno (ABS), como otro ejemplo de un

material que exhibe múltiple crazing.

PP copolímero de impacto, como un caso de un polímero semicristalino modificado

con caucho que manifiesta múltiple fluencia por corte.

Películas tomadas directamente de productos comerciales en donde juega un papel

importante el grado de orientación, o incluso, la biorientación. Por ejemplo,

o Película biorientadas de PP (caso de empaques de harina de maíz).

o Lámina biorientada de PET (caso de las láminas delgadas para transparencias).

o Película termoencogible, que corresponde a un PEBD biorientado.

o Película estirable de polietileno lineal de baja densidad (PELBD), que es una

muestra altamente monorientada de un polímero semicristalino

o Película estirable de policloruro de vinilo (que corresponde a un material amorfo

orientado.

También resulta pertinente ampliar el estudio en lo referente al efecto de las dimensiones

y características geométricas de las probetas halterio que pueden ser consideradas para desarrollar

. 62

una evaluación mecánica de un polímero, realizando un trabajo similar al presentado por Haffar y

Lamas (25) en varios polímeros. Para ello ser pueden considerar probetas halterio tipo I, IV y V de

acuerdo a la norma ASTM D638-10 y la miniprobeta vinculada a la norma ASTM D1708-10.

Este permitiría establecer si efectivamente los parámetros mecánicos derivados de los ensayos

tensiles para un material, son dependientes o no del tipo de probeta halterio empleada. Esto

permitiría establecer si los resultados de previos de trabajos de evaluación de propiedades tensiles

para un polímero dado, pueden ser usado como referenciales para nuevos trabajos con el mismo

polímero en donde se requiera usar otro tipo de probeta halterio por la naturaleza de la

investigación planteada, por ejemplo, en el estudio de cómo la degradación afecta desempeño

mecánico, donde el aprovechamiento de espacio en los equipos de exposición es un factor

importante a tener en cuenta, tal y como sugiere la norma ASTM D638-10 al recomendar el uso

de la probeta tipo V.

Finalmente, de contarse con extensómetros resultaría oportuno considerar hacer

determinaciones del módulo de Young tanto bajo las pautas de la norma ASTM D638-10 como

de la norma ASTM D882-10, y determinar si este importante parámetro mecánico puede verse

influido por combinaciones de geometría de probeta y velocidad de ensayo. Tomando en cuenta

un estudio estructural de las películas.

. 63

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. 65

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. 66

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. 67

ANEXOS

ANEXO 1.

-50 0 50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 550-2

0

2

4

6

8

10

12

14

16

Esfue

rzo (M

Pa)

Deformacion (%)

Tipo IV (500) Tipo IV (50) Tipo V (500) Tipo V (50)

Figura 5.1 Curvas Esfuerzo – Deformación obtenidas para el PEBD2 a partir de la norma ASTM D638-09

-50 0 50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 550-2

0

2

4

6

8

10

12

14

16

Esfue

rzo (M

Pa)

Deformacion (%)

Tipo IV (50) Cinta

Figura A.1 Curvas Esfuerzo – Deformación obtenidas para el PEBD2 para una probeta halterio tipo IV y

una probeta tipo cinta.

. 68

ANEXO 2.

Figura A.2 Curvas de (a) deformación a la ruptura y (b) Esfuerzo de ruptura a los tiempos de

envejecimiento térmico estudiados para las diferentes mezclas de PEBD y aditivo pro- oxidante AD1.

. 69

ANEXO 3.

Modelo de calculo del punto de fluencia (0.05 off-set), para la tipo IV del PEBD1 (L-12-m)

Luego se traza una línea paralela al 0,05% de la longitud inicial, y el punto donde intercepta la curva es el

punto de fluencia, para el caso de la probeta L-12-m es de 4,3 MPa.

Figura A.3 Curvas de esfuerzo deformación para la probeta L-12-m, ensayada a 50 mm/min

0

2

4

6

8

10

12

14

0 50 100 150 200 250 300 350

Esfu

erzo

(MPa

)

Deformacion (%)

. 70

ANEXO 4

Espesores:

TABLA A.1 Espesores PEAD y PSAI probeta tipo Cinta

PEAD

TIPOcinta- 50 (mm/min)

PROBETAS E1 E2 E3 PROMEDIO

H-1-1 0.098 0.099 0.101 0.099

H-1-2 0.104 0.105 0.100 0.103

H-1-3 0.095 0.096 0.093 0.095

H-1-4 0.104 0.095 0.095 0.098

H-1-5 0.097 0.095 0.095 0.096

H-1-6 0.098 0.090 0.096 0.095

H-1-7 0.092 0.097 0.096 0.095

H-1-8 0.095 0.094 0.095 0.095

PSAI

TIPO cinta- 12.5 (mm/min)

PROBETAS E1 E2 E3 PROMEDIO

S-7-1 0.064 0.073 0.057 0.065

S-7-2 0.072 0.112 0.073 0.086

S-7-3 0.078 0.070 0.083 0.077

S-7-4 0.067 0.081 0.078 0.075

S-7-5 0.076 0.072 0.064 0.071

S-7-6 0.077 0.078 0.069 0.075

S-7-7 0.080 0.070 0.067 0.072

S-7-8 0.066 0.074 0.079 0.073

S-7-9 0.089 0.076 0.073 0.079

S-7-10 0.077 0.074 0.075 0.075

S-7-11 0.069 0.084 0.076 0.076

S-7-12 0.077 0.086 0.075 0.079

S-7-13 0.084 0.087 0.070 0.080

S-7-14 0.081 0.077 0.079 0.079

S-7-15 0.088 0.075 0.074 0.079

S-7-16 0.067 0.077 0.076 0.073

S-7-17 0.067 0.067 0.075 0.070

. 71

TABLA A.2 Espesores PEBD1 y PEBD2 probeta tipo Cinta

PEBD2

TIPO cinta- 500 (mm/min)

PROBETAS E1 E2 E3 PROMEDIO

L-7-1 0.082 0.093 0.089 0.088

L-7-2 0.064 0.068 0.071 0.068

L-7-3 0.069 0.065 0.071 0.068

L-7-4 0.069 0.080 0.100 0.083

L-7-5 0.067 0.075 0.068 0.070

L-7-6 0.081 0.076 0.075 0.077

L-7-7 0.070 0.080 0.078 0.076

L-7-8 0.068 0.072 0.080 0.073

L-7-9 0.067 0.071 0.070 0.069

L-7-10 0.085 0.078 0.080 0.081

L-7-11 0.078 0.097 0.084 0.086

L-7-12 0.084 0.088 0.095 0.089

L-7-13 0.100 0.079 0.096 0.092

L-7-14 0.080 0.066 0.072 0.073

L-7-15 0.070 0.071 0.064 0.068

PEBD1

TIPO cinta- 500 (mm/min)

PROBETAS E1 E2 E3 PROMEDIO

L-1-m 0.067 0.054 0.057 0.059

L-2-m 0.062 0.061 0.061 0.061

L-3-m 0.057 0.057 0.054 0.056

L-4-m 0.061 0.068 0.065 0.065

L-5-m 0.06 0.06 0.061 0.060

L-6-m 0.055 0.053 0.059 0.056

L-7-m 0.056 0.057 0.063 0.059

L-8-m 0.058 0.059 0.053 0.057

L-9-m 0.06 0.063 0.068 0.064

L-10-m 0.059 0.063 0.056 0.059

L-11-m 0.069 0.075 0.067 0.070

L-12-m 0.061 0.06 0.058 0.060

L-13-m 0.057 0.063 0.064 0.061

L-14-m 0.056 0.06 0.061 0.059

L-15-m 0.069 0.062 0.058 0.063

L-16-m 0.065 0.052 0.053 0.057

. 72

TABLA A.3 Espesores PEBD1 probeta tipo IV, 50 y 500mm/min

PEBD1

TIPO IV- 50 (mm/min) PROBETAS E1 E2 E3 PROMEDIO

L-1-m 0.073 0.073 0.076 0.074

L-2-M 0.091 0.084 0.068 0.081

L-3-M 0.073 0.071 0.07 0.071

L-4-M 0.094 0.083 0.101 0.093

L-5-M 0.075 0.071 0.064 0.070

L-6-M 0.07 0.094 0.096 0.087

L-7-M 0.07 0.064 0.063 0.066

L-8-M 0.088 0.086 0.082 0.085

L-9-M 0.072 0.072 0.069 0.071

L-10-M 0.088 0.073 0.067 0.076

L-11-M 0.063 0.062 0.07 0.065

L-12-M 0.099 0.099 0.122 0.107

L-13-M 0.092 0.087 0.117 0.099

L-14-M L-15-M 0.074 0.081 0.098 0.084

L-16-M 0.09 0.087 0.078 0.085

L-17-M 0.081 0.069 0.069 0.073

L-18-M 0.063 0.053 0.067 0.061

L-19-M 0.062 0.07 0.07 0.067

L-20-M 0.072 0.067 0.071 0.070

TIPO IV- 500 (mm/min) PROBETAS E1 E2 E3 PROMEDIO

L-21-M 0.086 0.071 0.091 0.083

L-22-M 0.071 0.071 0.064 0.069

L-23-M 0.068 0.075 0.074 0.072

L-24-M 0.077 0.069 0.071 0.072

L-25-M 0.094 0.08 0.089 0.088

L-26-M 0.101 0.082 0.088 0.090

L-27-M 0.064 0.072 0.066 0.067

L-28-M 0.089 0.082 0.093 0.088

L-29-M 0.068 0.065 0.062 0.065

L-30-M 0.078 0.084 0.088 0.083

L-31-M 0.07 0.068 0.068 0.069

L-32-M 0.089 0.09 0.094 0.091

L-33-M 0.067 0.064 0.061 0.064

L-34-M 0.101 0.081 0.082 0.088

L-35-M 0.119 0.109 0.122 0.117

L-36-M 0.061 0.063 0.072 0.065

L-37-M L-38-M 0.085 0.067 0.086 0.079

L-39-M 0.071 0.067 0.062 0.067

L-40-M

. 73

TABLA A.4 Espesores PEBD2 probeta tipo IV, 50 y 500mm/min

PEBD2

TIPO IV- 50 (mm/min)

PROBETAS E1 E2 E3 PROMEDIO

L-1-V 0.056 0.056 0.056 0.056

L-2-V 0.054 0.052 0.052 0.053

L-3-V 0.064 0.064 0.054 0.061

L-4-V 0.06 0.055 0.057 0.057

L-5-V 0.056 0.057 0.056 0.056

L-6-V 0.064 0.059 0.058 0.060

L-7-V 0.06 0.06 0.06 0.060

L-8-V 0.059 0.058 0.055 0.057

L-9-V 0.057 0.058 0.059 0.058

L-10-V 0.048 0.049 0.058 0.052

L-11-V 0.062 0.057 0.054 0.058

L-12-V 0.058 0.06 0.079 0.066

L-13-V 0.064 0.062 0.058 0.061

L-14-V 0.049 0.057 0.06 0.055

L-15-V 0.056 0.062 0.055 0.058

TIPO IV- 500 (mm/min)

PROBETAS E1 E2 E3 PROMEDIO

L-16-V 0.062 0.057 0.063 0.061

L-17-V 0.054 0.05 0.061 0.055

L-18-V 0.058 0.055 0.056 0.056

L-19-V 0.061 0.063 0.06 0.061

L-20-V 0.061 0.057 0.061 0.060

L-21-V 0.055 0.057 0.049 0.054

L-22-V 0.059 0.058 0.06 0.059

L-23-V 0.054 0.052 0.055 0.054

L-24-V 0.06 0.052 0.049 0.054

L-25-V 0.054 0.056 0.056 0.055

L-26-V 0.055 0.064 0.055 0.058

L-27-V 0.058 0.057 0.059 0.058

L-28-V 0.057 0.057 0.058 0.057

L-29-V 0.054 0.053 0.05 0.052

L-30-V 0.055 0.057 0.061 0.058

. 74

TABLA A.5 Espesores PEAD probeta tipo IV, 50 y 500mm/min

PEAD

TIPO IV- 50 (mm/min)

PROBETAS E1 E2 E3 PROMEDIO

H-1-1 0.100 0.103 0.096 0.100

H-1-2 0.100 0.099 0.097 0.099

H-1-3 0.093 0.094 0.095 0.094

H-1-4 0.099 0.101 0.106 0.102

H-1-5 0.109 0.101 0.094 0.101

H-1-6 0.100 0.095 0.095 0.097

H-1-7 0.100 0.100 0.097 0.099

H-1-8 0.107 0.104 0.104 0.105

H-1-9 0.107 0.100 0.094 0.100

H-1-10 0.094 0.096 0.095 0.095

H-1-11 0.092 0.090 0.093 0.092

H-1-12 0.101 0.100 0.096 0.099

H-1-13 0.095 0.092 0.095 0.094

H-1-14 0.094 0.095 0.099 0.096

H-1-15 0.098 0.096 0.093 0.096

TIPO IV- 500 (mm/min)

PROBETAS E1 E2 E3 PROMEDIO

H-1-16 0.110 0.106 0.112 0.109

H-1-17 0.099 0.099 0.097 0.098

H-1-18 0.098 0.097 0.105 0.100

H-1-19 0.096 0.097 0.098 0.097

H-1-20 0.112 0.103 0.106 0.107

H-1-21 0.097 0.099 0.099 0.098

H-1-22 0.109 0.114 0.102 0.108

H-1-23 0.102 0.108 0.113 0.108

H-1-24 0.110 0.107 0.104 0.107

. 75

TABLA A.6 Espesores PSAI probeta tipo IV, 50 mm/min

PSAI

TIPO IV- 50 (mm/min) PROBETAS E1 E2 E3 PROMEDIO

S-7-1 0.080 0.076 0.079 0.078 S-7-2 0.097 0.100 0.107 0.101 S-7-3 0.094 0.097 0.096 0.096 S-7-4 0.087 0.089 0.101 0.092 S-7-5 0.099 0.082 0.077 0.086 S-7-6 0.087 0.092 0.078 0.086 S-7-7 0.113 0.107 0.103 0.108 S-7-8 0.101 0.081 0.077 0.086 S-7-9 0.120 0.095 0.091 0.102 S-7-10 0.123 0.076 0.088 0.096 S-7-11 0.085 0.102 0.106 0.098 S-7-12 0.073 0.076 0.072 0.074 S-7-13 0.091 0.098 0.103 0.097 S-7-14 0.076 0.095 0.099 0.090 S-7-15 0.089 0.082 0.089 0.087

TABLA A.7 Espesores PSAI probeta tipo V, 50 mm/min

PSAI

TIPO V- 50 (mm/min)

PROBETAS E1 E2 E3 PROMEDIO

S-7-1 0.074 0.065 0.07 0.070

S-7-2 0.067 0.072 0.077 0.072

S-7-3 0.085 0.086 0.1 0.090

S-7-4 0.071 0.069 0.079 0.073

S-7-5 0.087 0.066 0.073 0.075

S-7-6 0.126 0.102 0.11 0.113

S-7-7 0.074 0.068 0.07 0.071

S-7-8 0.072 0.069 0.075 0.072

S-7-9 0.067 0.071 0.068 0.069

S-7-10 0.073 0.063 0.067 0.068

S-7-11 0.073 0.082 0.082 0.079

S-7-12 0.074 0.075 0.075 0.075

S-7-13 0.076 0.066 0.07 0.071

S-7-14 0.065 0.064 0.067 0.065

S-7-15 0.063 0.062 0.097 0.074

. 76

TABLA A.8 Espesores PEAD probeta tipo V, 50 y 500mm/min

PEAD

TIPOV - 50 (mm/min) PROBETAS E1 E2 E3 PROMEDIO

H-7-1 0.093 0.095 0.097 0.095

H-7-2 0.094 0.094 0.095 0.094

H-7-3 0.099 0.097 0.104 0.100

H-7-4 0.102 0.100 0.104 0.102

H-7-5 0.099 0.096 0.095 0.097

H-7-6 0.102 0.100 0.098 0.100

H-7-7 0.095 0.093 0.095 0.094

H-7-8 0.094 0.095 0.092 0.094

H-7-9 0.101 0.101 0.100 0.101

H-7-10 0.105 0.104 0.104 0.104

H-7-11 0.110 0.109 0.111 0.110

H-7-12 0.115 0.116 0.116 0.116

H-7-13 0.093 0.095 0.095 0.094

H-7-14 0.102 0.098 0.097 0.099

H-7-15 0.099 0.102 0.102 0.101

H-7-16 0.095 0.097 0.095 0.096

H-7-17 0.102 0.111 0.105 0.106

H-7-18 0.105 0.117 0.110 0.111

H-7-19 0.112 0.124 0.113 0.116

H-7-20 0.098 0.100 0.100 0.099

H-7-21 0.110 0.110 0.109 0.110

H-7-22 0.110 0.104 0.098 0.104

H-7-23 0.099 0.097 0.095 0.097

H-7-24 0.091 0.092 0.094 0.092

H-7-25 0.102 0.098 0.099 0.100

H-7-26 0.096 0.099 0.098 0.098

H-7-27 0.093 0.091 0.093 0.092

TIPOV - 500 (mm/min) PROBETAS E1 E2 E3 PROMEDIO

H-7-28 0.092 0.090 0.089 0.090

H-7-29 0.091 0.091 0.093 0.092

H-7-30 0.090 0.088 0.091 0.090

H-7-31 0.092 0.090 0.091 0.091

H-7-32 0.096 0.092 0.094 0.094

H-7-33 0.112 0.101 0.109 0.107

H-7-34 0.089 0.083 0.086 0.086

H-7-35 0.089 0.093 0.093 0.092

H-7-36 0.090 0.096 0.096 0.094

H-7-37 0.097 0.091 0.099 0.096

H-7-38 0.100 0.099 0.107 0.102

H-7-39 0.085 0.082 0.08 0.082

H-7-40 0.101 0.098 0.100 0.100

H-7-41 0.109 0.099 0.100 0.103

H-7-42 0.094 0.099 0.096 0.096

H-7-43 0.100 0.094 0.101 0.098

H-7-44 0.092 0.092 0.091 0.092

H-7-45 0.099 0.090 0.098 0.096

H-7-46 0.095 0.097 0.094 0.095

H-7-47 0.088 0.095 0.094 0.092

H-7-48 0.090 0.096 0.097 0.094

. 77

TABLA A.9 Espesores PEBD1 probeta tipo V, 50 y 500mm/min

PEBD1

TIPOV - 50 (mm/min)

PROBETAS E1 E2 E3 PROMEDIO

L-7-1-D 0.059 0.054 0.059 0.057

L-7-2-D 0.058 0.055 0.058 0.057

L-7-3-D 0.073 0.070 0.074 0.072

L-7-4-D 0.059 0.057 0.058 0.058

L-7-5-D 0.059 0.061 0.060 0.060

L-7-6-D 0.067 0.066 0.064 0.066

L-7-7-D 0.061 0.057 0.056 0.058

L-7-8-D 0.079 0.081 0.081 0.080

L-7-9-D 0.058 0.059 0.062 0.060

L-7-10-D 0.057 0.057 0.060 0.058

L-7-11-D 0.062 0.063 0.058 0.061

L-7-12-D 0.061 0.057 0.062 0.060

L-7-13-D 0.089 0.086 0.087 0.087

L-7-14-D 0.084 0.084 0.100 0.089

TIPOV - 500 (mm/min)

PROBETAS E1 E2 E3 PROMEDIO

L-7-15-D 0.057 0.061 0.063 0.060

L-7-16-D 0.058 0.058 0.064 0.060

L-7-17-D 0.057 0.058 0.058 0.058

L-7-18-D 0.058 0.060 0.059 0.059

L-7-19-D 0.063 0.053 0.055 0.057

L-7-20-D 0.080 0.073 0.073 0.075

L-7-21-D 0.062 0.063 0.073 0.066

L-7-22-D

#DIV/0!

L-7-23-D 0.065 0.068 0.089 0.074

L-7-24-D 0.054 0.056 0.054 0.055

L-7-25-D 0.060 0.055 0.059 0.058

L-7-26-D 0.056 0.055 0.058 0.056

L-7-27-D 0.082 0.081 0.079 0.081

L-7-28-D 0.056 0.067 0.057 0.060

L-7-29-D 0.059 0.055 0.056 0.057

. 78

TABLA A.10 Espesores PEBD2 probeta tipo V, 50 y 500mm/min

PEBD2

TIPO TIPO V- (mm/min)

PROBETAS E1 E2 E3 PROMEDIO

L-7-1-v 0.059 0.057 0.057 0.058

L-7-2-v 0.059 0.056 0.056 0.057

L-7-3-v 0.061 0.061 0.061 0.061

L-7-4-v 0.062 0.062 0.062 0.062

L-7-5-v 0.060 0.057 0.059 0.059

L-7-6-v 0.067 0.065 0.065 0.066

L-7-7-v 0.061 0.059 0.065 0.062

L-7-8-v 0.062 0.061 0.059 0.061

L-7-9-v 0.058 0.056 0.054 0.056

L-7-10-v 0.059 0.059 0.056 0.058

L-7-11-v 0.061 0.055 0.053 0.056

L-7-12-v 0.064 0.064 0.064 0.064

L-7-13-v 0.056 0.055 0.056 0.056

L-7-14-v 0.079 0.068 0.075 0.074

L-7-15-v 0.063 0.061 0.060 0.061

L-7-16-v 0.064 0.065 0.072 0.067

TIPOV - 500 (mm/min)

PROBETAS E1 E2 E3 PROMEDIO

L-7-16-v 0.069 0.067 0.068 0.068

L-7-17v 0.060 0.060 0.059 0.060

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L-7-33-v 0.058 0.056 0.060 0.058