Bestimmung des Interphasenanteils von PP und SiO2

Gliederung

1 Einleitung

2 Grundlagen
2.1 Streckgrenze von Polymeren
2.2 Interphase in Polymer-Nanopartikel Kompositen
2.3 Einfluss der Interphase auf die mechanischen Eigenschaften
2.4 Nanopartikel als Keimbildner in Polypropylen
2.5 Einfluss der Nanopartikel auf die Kristallinität
2.6 Differential Scanning Calorimetry (DSC)

3 Versuchsdurchführung
3.1 Materialien
3.2 Probenherstellung
3.2.1 Castfilm Extrusion
3.2.2 Compoundieren & Heißpressen
3.3 Versuchsmethoden
3.3.1 Glührückstand
3.3.2 Polymerdegradierung
3.3.3 Zugversuche
3.3.4 DSC-Analyse
3.3.5 Lichtmikroskopische Untersuchungen

4 Ergebnisse
4.1 Reproduzierbarkeit der Castfilmproben
4.1.1 Orientierungen in den Castfilmproben
4.1.2 Weibullverteilung der Streckgrenze
4.1.3 Weibullverteilung der Bruchspannung
4.1.4 Vergleich der Moduli von Streckgrenze und Bruchspannung
4.1.5 Weibullverteilung der Bruchdehnung
4.2 Analyse der Castfilme
4.2.1 Einfluss der Nanopartikel auf den Spannungs-Dehnungs-Verlauf
4.2.2 Pukánszky-Fit der Castfilme
4.3 Untersuchung der Molmassenabhängigkeit
4.4 Untersuchung der Temperaturabhängigkeit der Streckgrenze
4.5 Untersuchung der Sphärolithe im Castfilm
4.5.1 Durchmesser der Sphärolithe
4.5.2 Aspektverhältnis der Sphärolithe
4.5.3 Schiefe der Sphärolithgrößenverteilung
4.6 Untersuchung der heißgepressten Platten
4.6.1 Untersuchung der Sphärolithe
4.6.2 Streckgrenzenverlauf aller untersuchten Pressproben
4.6.3 Pukánszky-Fit der Pressproben
4.6.4 Bestimmung der Interphaseneigenschaften

5 Fazit

6 Anhang

7 Abbildungsverzeichnis

8 Tabellenverzeichnis

9 Literaturverzeichnis

1 Einleitung

Im Zuge der Energiewende werden erneuerbare Energien immer wichtiger. Ein Problem-punkt ist hier oftmals die Verfügbarkeit, da die Erzeuger der erneuerbaren Energien oftmals an entlegenen Orten liegen. Eine effiziente Möglichkeit der Energieübertragung ist die HGÜ-Technik. Dafür muss der Strom von AC auf DC umgespannt werden. Dafür ist es nötig, die elektrische Energie bei den Offshore-Windparks in der Nordsee in Dünnfilmkondensatoren auf Offshore-Plattformen zwischenzuspeichern. Dabei ist es wichtig, diese Plattformen wirtschaft-lich zu machen. Ein Punkt ist hierbei die Größe der Plattformen. Um diese bei gleichbleibender Leistung zu verringern, muss die Durchbruchfeldstärke des verwendeten Dielektrikums erhöht werden. Dafür wird aktuell Polypropylen verwendet. Eine Möglichkeit das PP-Dielektrikum zu verbessern, ist das Hinzufügen von Siliziumdioxidnanopartikeln (1). Durch die Zugabe der Na-nopartikel bildet sich zwischen ihnen und dem Polymer eine Interphase mit verbesserten die-lektrischen Eigenschaften. Der Füllgehalt muss so eingestellt werden, dass sich möglichst viel Interphase bildet, sich die einzelnen Interphasen aber nicht überlappen, da dies eine Reduk-tion der BDFS zur Folge hat (2). Ziel der Arbeit ist es, diese Interphase zu charakterisieren. Durch Zugversuche soll ihre Dicke für verschiedene Partikelsorten bestimmt werden. Dafür wird ein Ansatz für das Kompositsystem benutzt, der die Anbindung der Partikel an das Poly­mer über die Streckgrenze des Komposits bestimmt. Da sich die Interphase bei Nanopartikeln aufgrund des hohen Oberfläche zu Volumen Verhältnisses sehr schnell überlappen, wird die Versuchsreihe auf kleine Füllgehalte beschränkt. Es werden verschiedene hydrophobe Silizi-umdioxidnanopartikel mit verschieden großen Oberflächen und zwei unterschiedlichen Ober-flächenfunktionalisierungen eingesetzt. Um Störgrößen auszuschließen, werden zudem noch andere Effekte der Partikel auf das Polymer untersucht, die durch den zur Analyse verwende-ten Ansatz nicht berücksichtigt werden, wie die Änderung der molaren Masse und der Sphäro-lithgröße.

2 Grundlagen

2.1 Streckgrenze von Polymeren

Die Streckgrenze ist der Punkt in einem Spannungs-Dehnungs-Diagramm (vgl. Abbildung 1), bei dem die Spannung zum ersten Mal ein Maximum erreicht. Danach wird das Material plastisch verstreckt. Dies erfolgt dadurch, dass die Polymerketten aneinander abgleiten. Die Ausgangspunkte dafür sind submikroskopischen Inhomogenitäten, wie z.B. Korngrenzen (3).

Abbildung in dieser Leseprobe nicht enthalten

Abbildung 1: Spannungs-Dehnungs-Diagramm von Polypropylen

2.2 Interphase in Polymer-Nanopartikel Kompositen

Die grundlegende Schwierigkeit bei Polymer-Partikel Kompositen, ist es, das System hinrei-chend gut zu modellieren. Hier sind sowohl Polymer- und Partikeleigenschaften, als auch die Wechselwirkungen zwischen beiden entscheidend. Die Gegenwart von Nanopartikeln verzerrt die Polymerketten, ihre intrinsische Anordnung wir gestört. Diesbezüglich ist hier speziell die Bildung einer Interphase von besonderer Bedeutung. Diese kann in drei Bereiche unterteilt werden (siehe Abbildung 2). Eine gebundene Schicht, eine Verbundschicht und eine lose Schicht. Die erste Schicht entsteht durch die Wechselwirkungen zwischen den Polymermole-külen und den Oberflächengruppen des Partikels. Durch eine starke Adhäsion ist sie fest an die Partikel gebunden. Sie zeigt sich sehr häufig in Nanokompositen, muss aber nicht explizit existieren. Die anderen beiden resultieren aus der veränderten Polymerbeweglichkeit. Die Po-lymeranordnung ist in der Interphase anders als im Rest, so richten sich z.B. spezifische Grup-pen gezielt Richtung polarer Partikeloberfläche aus. Die dritte Schicht wiederum wird durch die zweite chemisch und durch die Gouy-Chapman-Doppelschicht elektrische beeinflusst und ist dadurch weitgehend amorph (4).

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A bbildung 2: Interphasen um einen Partikel in einem Polymer (3)

2.3 Einfluss der Interphase auf die mechanischen Eigenschaften

Der Fokus dieser Arbeit liegt darauf, die Abhängigkeit der Streckgrenze von der Interphase zu analysieren. Dies kann durch kann durch die Gleichung 1 beschrieben werden.

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Hierbei ist σ die Streckgrenze des Komposits, σy0 die der Matrix, ϕ der Volumenanteil des Füllstoffs und B ein Parameter, der die Traglastkapazität des Füllstoffs ausdrückt (5). Der mitt-lere Bruch spiegelt den Abfall des effektiv tragenden Querschnitts durch den Füllstoff und steht für den minimalen Wert der Matrixfläche im Querschnitt (6). Er wird im Folgenden mit A° betitelt (in der Literatur auch A genannt). Er wurde durch Gleichung 2 ermittelt, die den Parameter A enthält (7).

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ψ ist dabei die durch die Partikel eingenommene relative Querschnittsfläche. Diese Formel wurde gewählt, da sie für - = - = 0 und - = - = 1 zutreffend ist, sie also die beiden Ext-remwerte 0 % und 100 % Partikelgehalt abdeckt. Da nach einem Minimalwert der Quer­schnittsfläche gesucht wird, soll für die Variable A des Nenners der größtmögliche Wert ge-nommen werden. Wenn Gleichung 2 nach A aufgelöst wird, kann mit einem hexagonal dich-test gepackten System aus gleich großen Kugeln ein Wert von 2,427 erreicht werden. Da sich dieser Wert aufgrund abweichender Form und Größe der Partikel untereinander verändern kann, wurde der Wert 2,5 als obere Grenze festgelegt (7).

Der Parameter B ist abhängig von den Wechselwirkungen zwischen Polymer und Füllstoff und somit auch von den Interphaseneigenschaften. In Hinblick auf den eingesetzten Füllstoff sind hierbei vor allem dessen Dichte -- und seine spezifische Oberfläche (Af) entscheidend, wie Gleichung 3 aufzeigt (6).

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Wobei l die Dicke und - die Streckgrenze der Interphase sind. Diese Gleichung kann fol-gendermaßen simplifiziert werden.

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Die Streckgrenze von PP kann durch die Zugabe der Nanopartikel in zwei Richtungen geän-dert werden. Laut Gleichung 1 wird sie einerseits durch A° verringert, andererseits kann sie durch den Exponentialterm erhöht oder ebenfalls verringert werden. Ein großer Parameter B kann also den Abfall der Streckgrenze durch A° kompensieren. Ist er dagegen kleiner sinkt sie.

2.4 Nanopartikel als Keimbildner in Polypropylen

Pyrogen hergestellte Siliziumdioxidnanopartikel (SiO2) besitzen auf ihrer Oberfläche viele Hydroxylgruppen und sind dadurch hydrophil. Sie unterscheiden sich in dieser Eigenschaft so-mit vom hydrophoben PP. Deswegen sind diese beiden Stoffe auch nicht miteinander misch-bar. Dadurch ist es erschwert, eine gute Dispergierung der Partikel zu erreichen. Für gut dis-pergierte hydrophile Partikel gilt theoretisch, dass sie die Nukleation von Kristallkeimen stär-ker begünstigen als hydrophobe (8). Die schlechte Dispergierung und starke Neigung zur Ag­glomeration führt aber in der Realität oftmals dazu, dass diese Partikel keinen Einfluss auf die Nukleation von Kristallphase in PP haben. Um dies zu ändern, werden sie oftmals mit hydro-phoben Gruppen bestückt. Die Nukleationsrate pro Volumen kann so deutlich erhöht werden (9). Die Nanopartikel fungieren dann als heterogene Keimbildner. Zwischen Polymer und Par-tikel bildet sich leichter eine Grenzfläche, als dass sich die freie Oberfläche einer Kristallphase bildet. Diese schon vorhandene Oberfläche sorgt dafür, dass die aufzubringende freie Energie zum Starten einer Kristallisation und somit auch die Keimgröße verringert werden (10). Als Folge gibt es im Polymer mehr Nukleationszentren und somit auch mehr Sphärolithe.

Durch die erhöhte Anzahl an Sphärolithen verringert sich der Sphärolithdurchmesser. Sie stoßen in ihrem Wachstum früher aufeinander und behindern sich so gegenseitig. Dieser Ef-fekt verstärkt sich mit zunehmendem Füllgrad. Sobald starke Agglomeration einsetzt, steigt die Zahle der Keime trotz steigendem Füllgrad nicht weiter an, der Sphärolithdurchmesser stagniert. Erst bei noch höheren Füllgraden (ca. 8 Vol.-%) wird die Polymerbeweglichkeit durch Partikel-Matrix Wechselwirkungen eingeschränkt, sodass das Sphärolithwachstum er-neut gehindert wird. Ein erneuter Abfall des Durchmessers ist die Folge (11). Dies liegt am sog. Spatial Confinement. Die Wachstumsrate der Sphärolithe wird durch die Nanopartikel gemin-dert, weil die Polymerketten in ihrer Bewegung eingeschränkt werden (ähnlich wie bei einer Erhöhung der molaren Masse) (9). Dies wird durch den sinkenden Abstand d zwischen zwei Partikeln mit zunehmendem Füllgehalt erklärt (Gleichung 7 ).

Wobei r der Partikelradius und φ der Volumenanteil der Partikel ist. Diese Formel ergibt sich unter der Annahme eines kubisch flächenzentrierten Gitters. Sie bezieht den Abstand der Oberflächen der am nahestehendsten Partikel im Verhältnis zur Kantenlänge der Einheitszelle und den Volumenanteil der Partikel in einer einzelnen Einheitszelle mit ein (12).

Die Sphärolithgröße hat außerdem auch Einfluss auf Duktilität. Je größer die Sphärolithe sind, desto größer ist die Duktilität (13) (14). Die Nanopartikel sorgen also auch gleichzeitig für ein weniger duktiles Materialverhalten. Außerdem hat der Sphärolithdurchmesser Einfluss auf die Streckgrenze und die Festigkeit. Angriffspunkt für das Abgleiten der Polymerketten sind Schwachstellen im Material wie z.B. Grenzflächen zwischen den Sphärolithen. Dies bedeutet, dass kleinere Sphärolithe wie in Proben mit Nanopartikel ein Abgleiten verhindern und so die Streckgrenze erhöhen (15).

In PP gibt liegen mehrere Arten von Kristallphasen vor. Die beiden häufigsten sind monoklin (α) und hexagonal (β). Die α-Phase ist thermodynamisch stabiler und deswegen auch in höhe-ren Anteilen enthalten. Dafür hat die β-Phase eine höhere Wachstumsgeschwindigkeit. Sie wandelt sich aber bei Deformation oder Temperaturerhöhung in die α-Phase um (16). PP, das mit SiO2 gefüllt wurde, enthält einen größeren Anteil an β-Phase. Der Grund dafür ist, dass durch die von SiO2 induzierte höhere Kristallisationstemperatur (17) die Umwandlung von α nach β gehindert wird (18). Auch hier spielen die Oberflächeneigenschaften der Partikel eine Rolle. Hydrophiles SiO2 hat einen stärkeren Einfluss auf die Nukleation von Kristallen. So bildet sich auch mehr β-Phase als bei hydrophobem. Jedoch sorgt eine Agglomeration der Partikel hier wieder für einen verminderten Effekt, sodass sich das erhöhte Auftreten der β-Phase erst bei höheren Füllgraden zeigt (8). Untersuchungen durch R. Halamicek zeigen für das verwen-dete System jedoch abweichend von der Literatur eine Abnahme des β-Phasenanteils1. Die β-Phase hat im Vergleich zur α-Phase eine höhere Duktilität. Durch die hexagonale Form des Kristallgitters gibt es drei gleichartige Scherebenen. So ist die Wahrscheinlichkeit größer, dass das Material bei Zugbelastung an so einer Ebene abgleitet. Die Folge ist eine gleichmäßigere Verformung und eine verringerte Streckgrenze (19).

2.5 Einfluss der Nanopartikel auf die Kristallinität

SiO2 sorgt in PP dafür, dass sich mehr Sphärolithe bilden (siehe 2.4). Dies sorgt für eine gleichmäßigere Dickenverteilung und perfektere Kristalle. Als Folge steigt die Kristallinität der Matrix bis hin zu einem optimalen Füllgrad bis sie am Ende wieder sinkt (17). Die Zugabe wei-terer Nanopartikel führt dazu, dass die Kristallinität der Matrix abnimmt. Dies geschieht linear Private Kommunikation mit R. Halamicek 2019 mit steigendem Füllgrad (11). Auch dies ist ein Effekt de Spatial Confinement (siehe 2.4). Dies kann dafür sorgen, dass die Wachstumsgeschwindigkeit der Sphärolithe gleich null ist. So wird ein Erhöhen des Kristallinitätsgrades bei der Kristallisation lokal verhindert, ähnlich dem Effekt bei der Erhöhung der molaren Masse (9).

2.6 Differential Scanning Calorimetry (DSC)

Bei der DSC wird der Wärmestrom über die Temperatur gemessen. Durch Änderungen in dieser Kurve kann auf strukturelle Änderungen in der Probe rückgeschlossen werden. Je nach-dem ob sie sinkt oder steigt, wird entweder Energie absorbiert (Schmelzen, Verdampfen, Glas-übergang) oder freigegeben (Kristallisation etc.) und somit die Enthalpie A H verändert. Diese wird durch ein Kalorimeter ermittelt, indem es die Abweichung des massennormierten Wär-mestroms (Q) von einer Basislinie misst. Um eben diese Abweichung zu messen, ist ein leerer Referenztiegel nötig. Von der zu untersuchenden Probe wird zusätzlich noch die spezifische Wärmekapazität (cP) und die Masse (m) benötigt. Zur Berechnung von Q wird bei bekannter Heizrate v Gleichung 8 benutzt (20).

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Semikristalline Polymere besitzen keinen definierten Schmelzpunkt, sondern schmelzen über einen gewissen Bereich. Wenn beim Heizlauf die Onsettemperatur (Tim)erreicht wird, beginnt das Polymer zu schmelzen. Die DSC-Kurve beginnt von der Basislinie in den endother-men Bereich abzuweichen. Das Schmelzen hält an bis Kurve wieder der Basislinie entspricht (Tfm).

Im Verlauf des Schmelzpeaks schmelzen unterschiedliche Bereiche des Polymers auf (siehe Abbildung 3). Bei niedrigeren Temperaturn schmelzen kleinere oder nicht perfekte Lamellen auf. Sie sind thermisch weniger stabil. Erst bei höheren Temperaturen schmelzen dann die größeren auf. Ein Maß für die Lamellendickenverteilung ist die Peakbreite bei halber Peakhöhe. Bei Polymeren mit Nanopartikeln ist sie kleiner. Dies kommt von der besseren Kris­tallisation durch die Keimbildner, die eine einheitliche Größe der Lamellen begünstigt (17). Die jeweilige Abweichung von der Basislinie bei einer Temperatur des Heizlaufs ist ein Indiz, wie viele Lamellen dieser Größe sich im Polymer befinden. So ist die Schmelzpeaktemperatur Tm die Temperatur, bei der diejenigen Lamellen schmelzen, die am meisten vertreten sind. Bei der Temperatur Tfm sind alle Lamellen aufgeschmolzen. Sie wird deswegen auch als experi­mentelle Schmelztemperatur bezeichnet. Durch die DSC-Kurve kann auch die Umwandlungs-enthalpie bestimmt werden. Sie ist äquivalent zur Fläche zwischen der Kurve und der Basislinie und berechnet sich über Gleichung 9 (20). Aus ihr kann der Kristallinitätsgrad Χc berechnet werden, wobei ΔHm,100 die Schmelzenthalpie eines theoretisch 100 % kristallinen Polymers ist.

Abbildung in dieser Leseprobe nicht enthalten

Abbildung 3: Schematische Darstellung eines DSC Heizlaufes

3 Versuchsdurchführung

3.1 Materialien

Als Polymer wurde ein isotaktisches Polypropylengranulat (Borclean™ HC300BF) der Firma Borealis verwendet. Die Siliziumdioxidnanopartikel stammen von Evonik Industries. Die Parti-kel besitzen eine unterschiedliche spezifische Oberfläche (Af) und sind oberflächenfunktiona-lisiert. Einmal mit Hexamethyldisilazan (HMDS) und einmal mit Dichlordimethylsilan (DDS). Ein weiterer Partikel ist das EXP. Es ist ein research grade von Nissan und besitzt eine hydrophobe Oberflächenfunktionalisierung, sowie einen Partikeldurchmesser von 60 ± 13 nm. Damit ist dieser Partikel größer als z.B. das R974 mit 15 nm Durchmesser. Die genauen Partikeleigen-schaften stehen in Tabelle 1.

Tabelle 1: Partikeleigenschaften der SiO2-Partikel (21)

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3.2 Probenherstellung

3.2.1 Castfilm Extrusion

Für die Herstellung der Castfilme wurde ein Einschneckenextruder des LKT benutzt. Hierbei wurden Konzentrationen von 0,125/ 0,25/ 0,5/ 1 und 2 wt% sowie eine PP Referenzprobe für die beiden Partikel EXP und R974 hergestellt. Zum Erreichen dieser Konzentrationen wurde ein Masterbatch mit jeweils 2 wt% an Partikel von der Firma Clariant benutzt. Die Temperatur der ersten Chill-Roll betrug hierbei 80 °C, die der zweiten 55 °C. Die Düsentemperaturen der Heizzonen betrugen 270 °C. Das Heizprofil der Zylindertemperatur zur Düse hin lag bei 230/ 250/ 260/ 270 °C. Für alle Castfilme wurde eine Drehzahl von 80 rpm und ein Durchsatz von

Abbildung in dieser Leseprobe nicht enthalten

3.2.2 Compoundieren & Heißpressen

Bei der Herstellung der Pressplatten wurden Polymer und Nanopartikel zuerst in einem Laborkneter von ThermoFisher Scientific compoundiert. Zum Kneten wurden Knethaken von Typ Banbury 600 benutzt. Die Arbeitstemperatur wurde auf 240 °C eingestellt. Als Ausgangs-masse wurde PP und der entsprechende Füllgrad an Nanopartikeln verwendet, sodass sich ein Gesamtgewicht von 60 g ergab. Hierbei wurden Konzentrationen von 0,5/ 1/ 2/ 4/ 6 und 8 wt% angepeilt. Die erreichten Konzentrationen wurden später mittels Glührückstand ermittelt (siehe Tabelle 2) Der Kneter wurde für vier Minuten auf eine Rotationsgeschwindigkeit von 20 rpm eingestellt, um Polymer und Nanopartikel hinzuzugeben. Dabei wurde darauf geach-tet, dass die beiden Stoffe abwechselnd in kleineren Portionen beigemischt wurden und zwi-schendurch mit dem Stempel verdichtet wurden. Des Weiteren war es wichtig, dass als letzter Teil wieder PP zugegeben wurde, damit ein Ausfliegen der Nanopartikel verhindert wurde. Anschließend wurde das Gemisch für sechs Minuten bei 80 rpm geknetet. Das flüssige Mate­rial wurde nach Abkühlen an der Luft anschließend geschreddert. Das erhaltene Granulat wurde danach im Vakuum gepresst. Die gepressten Platten hatten eine Dicke von 500 µm und eine Fläche von 8,5 × 8,5 cm2. Bei einer Temperatur von 200 °C für obere und untere Platte wurde es zuerst zwei Minuten lang drucklos aufgeschmolzen und dann für drei Minuten bei 100 bar gepresst.

Tabelle 2: Füllgrade der Batchproben (Glührückstand des reinen PP bereits abgezogen)

Abbildung in dieser Leseprobe nicht enthalten

3.3 Versuchsmethoden

3.3.1 Glührückstand Zur Ermittlung der realen

Füllgrade der heißgepressten Platten wurden die einzelnen Bat­ches in einen Glühofen gegeben. Es wurde von Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von 10 auf 400 °C an Lufterhitzt und diese Temperatur für 20 Minuten beibehalten. Mit der gleichen Geschwindigkeit wurde anschließend auf 600 °C erhitzt. Bei dieser Temperatur verblieben die Proben dann für 2 Stunden, bevor sie wieder auf Raumtemperatur abgekühlt wurden.

3.3.2 Polymerdegradierung

Die Herstellung der Degradierten Proben (Degrad) erfolgte per Strangextrusion auf einem Leistritz Doppelschneckenextruder. Es gab drei Knetzonen mit rückfördernden Elementen. Die Drehzahl der Schnecken wurde auf 20 rpm eingestellt, die Abzugsgeschwindigkeit der Regra-nuliereinheit auf 22 ^ . Das Heizprofil lag bei 200/ 210/ 220/ 230/ 230/ 235/ 235/ 235/ 235 und 235°C in Richtung einer 3 mm Lochdüse. Die Massetemperatur betrug 238 °C.

3.3.3 Zugversuche Für die Zugversuche wurden

Schulterstäbe gemäß DIN 53504 ausgestanzt. Dabei wurde der Schulterstab S2 verwendet. Bei jeder Probe wurde an drei Stellen des Steges mittels eines TESA DIGICO 1 die Dicke gemessen und ein Mittelwert gebildet. Die Stäbe wurden danach möglichst vertikal in die Backen eingespannt. Dabei wurde eine Einspannlänge von 55 mm ge-wählt. Als Zugmaschine stand eine Zwick Z050 zur Verfügung. Für das Messen der Daten wurde ein 1 kN Kraftmessdose und eine Vorkraft von 0,5 N gewählt. Die Zuggeschwindigkeit lag bei 0,5 mm/min bis hin zu einer Dehnung von 0,05 %, anschließend bei 50 mm/min. Es wurden vor allem Streckgrenze und Bruchdehnung analysiert.

3.3.4 DSC-Analyse Messungen des

Wärmestroms wurde mit einer DSC Q2000 von TA Instruments durchge- führt. Die Probenmasse betrug jedes Mal 6,5 Gramm. Es wurde in einem Temperaturbereich von - 50 bis 200 °C mit einer Heiz- bzw. Kühlrate von 10 — gemessen. Die digitale Auswertung min der Daten geschah mit dem Programm TA Universal Analysis. Hieraus konnte die Schmelzent-halpie und Schmelztemperatur ermittelt werden. Die Schmelzenthalpie wurde zusätzlich um den Masseanteil der Nanopartikel korrigiert.

3.3.5 Lichtmikroskopische Untersuchungen

Ein Sphärolith wird durch zwei längen charakterisiert. Den maximalen Durchmesser (Dmax) und den minimalen Durchmesser (Dmin). Aus Gleichung 11 ergibt sich dann das Aspektver-hältnis (AR). Für die Untersuchung der Sphärolithgröße wurden lichtmikroskopische Aufnah-men angefertigt. Dazu wurde bei den Proben vorher mittels eines Diamantmikrotomschnitts eine glatte Oberfläche erzeugt. Zuerst wurden in einem Winkel von 10° zehn grobe Schnitte und anschließend zehn mit einer Schnitttiefe von 5 µm gemacht. Die Castfilm-Probe wurden anschließend mit einer Ätzlösung aus 1,3 wt% Kaliumpermanganat, 32,9 wt% an 85 %iger Phosphorsäure und 65,8 wt% an 96 %iger konzentrierte Schwefelsäure (22) für 18 Stunden geätzt.

Es wurde das Lichtmikroskop VHX-1000 von der Firma Keyence mit dem Aufbausystem VH-S30B und dem Objektiv VH-Z250R verwendet. Von den Castfilmen wurden die Konzentratio-nen 0,125/ 0,25/ 0,5/ 1 und 2 wt% für R974 und EXP analysiert, sowie sechs reine PP-Proben, die jeweils ein- bis sechsmal degradiert wurden. Im Fokus standen hierbei die Sphärolithgrö-ßen. Es wurde sowohl der maximale Durchmesser (Dmax) als auch der minimale (Dmin) vermes-sen und daraus im Anschluss die Aspektverhältnis (AR) gebildet. Für jede Probe wurden drei Bilder gemacht, auf denen je 30 Sphärolithe abgemessen wurden. Für die Batchproben wur­den die Konzentrationen der beabsichtigten 4 wt% Proben untersucht und je ein Bild pro Probe erstellt, auf dem wieder je 30 Sphärolithe abgemessen wurden (Bilden siehe Anhang).

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