Se desarrolló un método de cromatografía de exclusión por tamaño (SEC), con doble detección, para determinar la distribución de funcionalidad de la resina de polibutadieno hidroxilado (HTPB), evaluando la influencia de ese parámetro en el comportamiento mecánico del poliuretano HTPB utilizado como aglutinante en los motores de cohetes fabricados en el Centro Técnico Aeroespacial (CTA). El método demostró ser sensible a pequeñas diferencias en la distribución de funcionalidad de la resina HTPB y, por tanto, puede utilizarse para una caracterización más completa de la resina. Los ensayos de tracción realizados en poliuretano HTPB reflejaron las pequeñas diferencias observadas en la distribución de funcionalidad de tres lotes de HTPB.INTRODUCCIÓNEl HTPB (hidroxil-terminated polybutadiene) es fundamental en los propulsantes sólidos debido a su robustez mecánica y sus propiedades balísticas superiores. Su estructura, caracterizada por una distribución variable de funcionalidad, influye significativamente en su comportamiento cuando se cura con isocianatos difuncionales, como el diisocianato de tolueno (TDI). Aquí, la funcionalidad de las moléculas determina su papel en el proceso de curado: las moléculas monofuncionales terminan las cadenas, mientras que las difuncionales las extienden y las tri- y polifuncionales actúan como reticulantes.Este proceso de curado, al estar vinculado a las propiedades mecánicas del propelente, hace que la caracterización precisa de la funcionalidad del HTPB sea crucial para proyectos aeroespaciales. La literatura ofrece varias metodologías para esta tarea. Por ejemplo, la cromatografía de adsorción en columna seguida de la determinación de masa molar por técnicas como la Osmometría de Presión de Vapor (VPO) o cromatografía de exclusión por tamaño (SEC), y la determinación de la masa equivalente mediante espectroscopia infrarroja. Otra estrategia consiste en fraccionar la muestra según la masa molar mediante SEC y luego evaluar la funcionalidad de cada fracción con cromatografía en capa fina (TLC). La técnica innovadora de doble detección SEC, sugerida por Anderson, permite derivatizar el HTPB con un cromóforo UV, introduciendo el grupo cromóforo en el grupo funcional. Este método combina detección por índice de refracción y UV, proporcionando una forma efectiva de correlacionar funcionalidad y masa molar.

Se prepararon mezclas de polipropileno y elastómeros termoplásticos (TPE) de copolímeros tribloque estireno-butadieno-estireno (SBS) y estireno-etileno-co-buteno-estireno (SEBS) para evaluar el efecto del elastómero y su concentración en las propiedades del material. Con este fin, se utilizaron un homopolímero de polipropileno (PP-H) y un copolímero aleatorio de propileno-etileno (PP-R) para evaluar el efecto de la matriz en las propiedades de tracción y la morfología de las mezclas. La adición de TPEs al PP promueve el aumento de la resistencia al impacto y la mezcla PP-R/SEBS 10%wt mostró el mejor equilibrio en rigidez-resistencia al impacto. La morfología de las mezclas binarias era similar a los dominios elastoméricos dispersos en la matriz de PP y cambiaba al variar el tipo y la concentración de TPE. El tamaño de los dominios SEBS era más homogéneo que el de los SBS en ambas matrices de PP debido a la gran afinidad entre el bloque intermedio poliolefínico EB (etileno-buteno) de los SEBS con la fracción amorfa del PP.INTRODUCCIÓNDebido a su versatilidad, el polipropileno (PP) ha sido uno de los materiales básicos más utilizados. Sin embargo, el PP presenta una resistencia al impacto relativamente baja, lo que hace necesario añadir modificadores de impacto en algunas de sus aplicaciones. La adición de elastómeros al PP, generando una fase elastomérica, ha sido una solución económicamente viable con resultados muy satisfactorios. En las mezclas de polipropileno con elastómeros, los de naturaleza olefínica, como el caucho etileno-co-propileno-co-dieno (EPDM) y el caucho etileno propileno (EPR), han sido los modificadores de impacto más comunes.Con el desarrollo de nuevas tecnologías y la producción de nuevos polímeros elastoméricos, los copolímeros de etileno y alfaolefinas y los elastómeros termoplásticos (TPE) han pasado a utilizarse como tenacidad o agentes compatibilizantes en mezclas con polipropileno. Los TPE comprenden una clase de polímeros que, debido a su estructura o morfología, tienen propiedades físicas similares a las de los elastómeros y pueden ser transformados mediante los métodos utilizados para los termoplásticos. Los copolímeros tribloque, un tipo de elastómero termoplástico, están compuestos por un bloque central flexible y bloques laterales termoplásticos rígidos o cristalizables.Las mezclas de PP con TPE de tipo copolímero tribloque pueden tener propiedades diferentes de las de los elastómeros convencionales, como una mejor tenacidad con poca reducción en los valores del módulo elástico.

Este trabajo muestra la evaluación de la temperatura de transición vítrea (Tg) mediante DMTA de tres familias diferentes de compuestos poliméricos reparados, fabricados con tejido de fibra de carbono/epoxi F584, tejido de vidrio/epoxi F161 y tejido de aramida/epoxi F161, respectivamente. Los compuestos se laminaron mediante el proceso convencional de laminación manual utilizado en la industria aeronáutica. Posteriormente, se realizaron daños simulados, tipo bufanda, y se repararon con capas superpuestas de preimpregnados de resina epoxi F155. Las curvas DMTA muestran los efectos de la combinación de diferentes sistemas de resinas sobre los valores Tg y, en consecuencia, sobre la temperatura de servicio del laminado reparado. El material de reparación utilizado (basado en la resina epoxi F155 y en la película adhesiva epoxi FM73) disminuyó la Tg de los laminados reparados en aproximadamente 30 °C para los laminados de carbono y vidrio. El acondicionamiento del laminado de aramida bajo humedad y temperatura elevadas provocó una mayor disminución de la Tg (reducción de aproximadamente 40 °C). La reducción de la Tg para los laminados reparados se atribuye a la migración de la película adhesiva al sistema de resina F155 durante el proceso de curado y también a la plastificación de la resina por difusión de agua durante el acondicionamiento higrotérmico. La reducción de la Tg conduce a una disminución de la temperatura de servicio del compuesto polimérico reparado.INTRODUCCIÓNLos compuestos poliméricos para uso aeronáutico son materiales avanzados de ingeniería formados por fibras de refuerzo, como aramida, vidrio o carbono (en forma de cintas o tejidos unidireccionales), combinadas con una matriz polimérica, generalmente de resinas epoxídicas, fenólicas, bismaleimida o poliimida. Las resinas epoxídicas, en particular, ofrecen buenas propiedades mecánicas, resistencia química, baja absorción de humedad, bajo porcentaje de contracción y fácil procesamiento. Estas propiedades han llevado a una amplia aplicación de las resinas epoxídicas en la elaboración de compuestos estructurales en el sector aeronáutico.Con el creciente uso de estos materiales en aeronaves civiles y militares, la reparación de piezas y estructuras fabricadas con materiales compuestos se ha vuelto cada vez más importante. En respuesta, se han desarrollado y mejorado técnicas de reparación, abordando diferentes metodologías, la eficacia de los materiales utilizados y la idoneidad de las técnicas de reparación. En los últimos años, el uso de preimpregnados para el moldeado o laminado de compuestos poliméricos estructurales se ha vuelto común en la industria aeronáutica.

El poli(sulfuro de fenileno) (PPS) es un polímero termoplástico de ingeniería que presenta una elevada resistencia a la temperatura (temperatura de transición vítrea en torno a 85 ºC y punto de fusión a 285 ºC). Estas propiedades combinadas con sus propiedades mecánicas y su alta resistencia química permiten su uso en aplicaciones tecnológicas como resinas de moldeo y como matriz para compuestos termoplásticos estructurales. Durante la fabricación de compuestos termoplásticos, el polímero se expone a repetidos procesos de fusión, enfriamiento y cristalización. Las propiedades de los polímeros semicristalinos, como el PPS, dependen de su comportamiento de cristalización. Este trabajo aborda la cinética de cristalización del PPS bajo diferentes ciclos térmicos. Este estudio se realizó en condiciones isotérmicas en un calorímetro diferencial de barrido (DSC), acoplado al software de cristalización de Perkin Elmer denominado Pyris Kinetics - Crystallization. Los resultados se correlacionaron con análisis microscópicos realizados en un microscopio de luz polarizada, equipado con un accesorio de calentamiento y enfriamiento controlado. En este caso, las condiciones experimentales fueron las mismas adoptadas para los análisis DSC. A partir de los resultados, se pudieron establecer los parámetros que se utilizarán en la fabricación del compuesto.INTRODUCCIÓNEl poli(sulfuro de fenileno) (PPS) ha captado un considerable interés como polímero de ingeniería debido a su alto módulo, resistencia a la tracción y buena estabilidad dimensional. Su alta temperatura de deflexión (alrededor de 227 °C), su resistencia a la llama, y su excelente estabilidad en líquidos orgánicos son características que determinan muchas de sus aplicaciones. Estas propiedades hacen del PPS un material especialmente útil en las industrias automotriz y electrónica [1-3]. El PPS se utiliza ampliamente en la fabricación de válvulas de bola, enchufes eléctricos, componentes telefónicos, cables de fibra óptica, encapsulado de componentes electrónicos y como matriz termoplástica para compuestos avanzados [4]. No obstante, la resistencia a los disolventes de este polímero limita su caracterización, ya que no existe ningún disolvente efectivo para el PPS por debajo de 210 °C, a excepción del α-cloronaftaleno, que disuelve parcialmente el PPS a esta temperatura [5]. Este comportamiento complica la determinación de su peso molecular mediante métodos como la viscosidad intrínseca, la dispersión de la luz y la cromatografía de permeación en gel.La estructura cristalina del PPS es ortorrómbica, con una unidad de repetición intramolecular que refleja una espina dorsal extendida, donde el grupo sulfuro define una conformación plana en zigzag.

Se prepararon nanocompuestos de polipropileno y montmorillonita organofílica comercial Cloisite 20A con un contenido de 2,5%, 5%, 7,5% y 10% de arcilla con polipropileno-injerto-anhídrido maleico como agente de acoplamiento mediante la intercalación fundida por extrusora de doble husillo. Los materiales se caracterizaron por difracción de rayos X y propiedades de tracción e impacto según los métodos de ensayo ASTM D638 y D256, respectivamente. Los resultados de la difracción de rayos X mostraron estructuras exfoliadas o intercaladas para diferentes concentraciones de arcilla. El módulo de tracción mejoró con el aumento de la cantidad de arcilla, mientras que la resistencia al impacto mostró resultados insatisfactorios.INTRODUCCIÓNLos nanocomposites son una clase de materiales formados por híbridos de materiales orgánicos e inorgánicos, donde la fase inorgánica está dispersa a nivel nanométrico en una matriz polimérica. Esta clase de materiales comenzó a estudiarse en la década de 1980 con el desarrollo de nanocomposites de poliamida y arcilla[1-3]. La fase inorgánica más utilizada en la preparación de nanocomposites poliméricos es la arcilla montmorillonita de origen natural. Su relación de aspecto es muy elevada. Tiene una buena capacidad de deslaminación combinada con una alta resistencia a los disolventes y la estabilidad térmica necesaria para los procesos de polimerización y extrusión, factores que han llevado a su popularización como relleno probado para nanocomposites. Esta arcilla pertenece al grupo estructural de los filosilicatos 2:1 y, como se muestra en la Figura 1, se compone de capas estructurales formadas por dos láminas tetraédricas de sílice con una lámina octaédrica central de alúmina, que se mantienen unidas por átomos de oxígeno comunes a ambas láminas. Ambas láminas tienen un grosor de hasta 1 nanómetro y dimensiones laterales que pueden variar de 300 Å a varias micras. La montmorillonita en estado natural tiene un carácter hidrófilo y para una buena dispersión en matrices poliméricas, es necesario hacerla organofílica mediante un proceso de modificación de la superficie, en el que los cationes de sodio presentes en los huecos (también conocidos como galerías) entre las capas estructurales se sustituyen por cationes de sales de amonio cuaternario con largas cadenas que contienen más de 12 carbonos, que proporcionan expansión entre las galerías, facilitando así la incorporación de las cadenas poliméricas[4-6].Tres tipos principales de estructura, que se muestran en la Figura 2, pueden obtenerse cuando una arcilla se dispersa en una matriz polimérica: estructura de fases separadas, cuando las cadenas poliméricas no intercalan las capas de arcilla, dando lugar a una estructura con propiedades similares a las de un compuesto convencional.

Los estudios de degradación in vitro de polímeros biorreabsorbibles en medio alcalino se han propuesto como alternativa a los estudios tradicionales en solución amortiguadora de fosfatos. Este trabajo describe el estudio de la degradación acelerada de la poli(ε-caprolactona) (PCL) y el poli(D,L-ácido láctico-ácido láctico-co-glicólico) (50/50) (PLGA50), un polímero biodegradable y biorreabsorbible ampliamente estudiado para aplicaciones biomédicas. Las muestras se prepararon con el método de compresión por fusión en un molde cilíndrico (2 mm de diámetro), a 160 °C, y se sometieron a la degradación en soluciones de NaOH de pH 12, 13 y 13,7 a 37 °C. Los resultados de la caracterización de la variación de masa, morfología y propiedades térmicas, mediante calorimetría diferencial de barrido, mostraron que las muestras de PCL son estables en comparación con las de PLGA50. Las propiedades térmicas pudieron extrapolarse en función del tiempo en el pH fisiológico, 7,4. Una vez validado, el estudio acelerado de la degradación en medio alcalino demostró ser una técnica útil y de bajo coste para la evaluación de muestras con tiempos de degradación cortos.INTRODUCCIÓNLos polímeros biorreabsorbibles como implantes temporales han adquirido una importancia creciente en los campos médico y odontológico, y se utilizan en una amplia gama de aplicaciones en el cuerpo humano, como suturas quirúrgicas[1], sistemas para la liberación controlada de fármacos[2], stents[3], dispositivos ortopédicos[4] y como soporte en ingeniería tisular[5]. Entre los principales polímeros biodegradables y biorreabsorbibles se encuentran los poliésteres alifáticos sintéticos, como el poli(ácido glicólico) (PGA), el poli(ácido láctico) (PLA), el poli(ácido láctico-co-glicólico) (PLGA) y el poli(ε-caprolactona) (PCL), sus copolímeros y otros. Cuando se exponen a los fluidos acuosos del cuerpo, los materiales sufren inicialmente una hidratación. Con la presencia de moléculas de agua, el proceso de degradación tiene lugar por hidrólisis de los enlaces éster, dando lugar a productos en forma de oligómeros o monómeros solubles y no tóxicos. La degradación continúa mediante procesos biológicamente activos o por escisión hidrolítica pasiva[6,7].En busca de una evaluación inicial del comportamiento de estos materiales, la degradación in vitro es una buena alternativa en comparación con los estudios in vivo, que son fundamentales y necesarios a la hora de evaluar estos materiales como biomateriales.

El polietileno lineal de baja densidad, LLDPE, ha aumentado su cuota de mercado en la industria del envasado debido a sus excelentes propiedades mecánicas. Estas propiedades son el resultado de su estructura molecular debido a su ramificación de cadena corta, SCB, y su distribución, DSCB. Junto con el peso molecular y la distribución de pesos moleculares, el SCB afecta al proceso de film soplado porque interfiere en la cinética de solidificación y cristalización del film hasta la línea de congelación. El objetivo de este trabajo fue verificar la influencia del DSCB del LLDPE en las propiedades reológicas y ópticas de las películas sopladas. Se estudiaron tres LLDPE, sintetizados con catalizadores Ziegler-Natta y metaloceno, todos ellos con un peso molecular medio en peso, Mw, similar, pero con diferente DSCB. Se observó que el DSCB influía en las propiedades reológicas que reflejan la elasticidad del material, como la primera diferencia de tensión normal, N1(y), el módulo de almacenamiento G (w) y la deformación recuperable γr; sin embargo, las propiedades reológicas que reflejan la viscosidad, como la viscosidad de cizallamiento η(y) y el módulo de pérdida G"(w), no se veían afectadas. Además, cuanto mayor era la γr del LLDPE, menores eran las estructuras cristalinas de las películas, lo que disminuía su opacidad. Sin embargo, esta proporcionalidad se mantuvo hasta un determinado valor de γr por encima del cual la fractura de la masa fundida dominó la deformación recuperable y la opacidad volvió a aumentar.INTRODUCCIÓNDebido a sus excelentes propiedades mecánicas, el PELBD ha adquirido una importancia creciente en la industria del envasado. Estas propiedades son el resultado de su estructura molecular, la existencia de ramas cortas (SCB) y la distribución de estas ramas (DSCB). Junto con el PM y su distribución (DPM), las ramas cortas también afectan al proceso de soplado de la película debido a su influencia en la cinética de cristalización.En función del tipo de catalizador, la tecnología del reactor y las condiciones del proceso, las resinas PELBD de densidades similares pueden presentar cantidades y distribuciones de ramas cortas (inter o intramoleculares). Estas diferencias en el orden molecular provocan diferencias en propiedades como la resistencia al impacto, la resistencia a la fractura, la resistencia a la soldadura en caliente, la extractabilidad con hexano[1] y la cinética de cristalización[2].

Este trabajo tiene como objetivo la caracterización de AES, un copolímero de injerto basado en poli(estireno-co-acrilonitrilo), SAN, y poli(etileno-co-propileno-co-dieno), EPDM. El AES se sometió a extracción selectiva de sus componentes: SAN libre, cadenas de EPDM y el copolímero de injerto EPDM-g-SAN. El AES y sus fracciones se caracterizaron mediante espectroscopia infrarroja, análisis elemental, calorimetría diferencial de barrido y resonancia magnética nuclear 13C y 1H. El AES tiene un 65 % en peso de EPDM-g-SAN, un 13 % en peso de EPDM libre y un 22 % en peso de SAN libre. El EPDM tiene un 69,8 % en peso de etileno, un 26,5 % en peso de propileno y un 4,6 % en peso de dieno, 2-etilideno-5-norboneno ENB. El SAN presenta una relación de masas acrilonitrilo/estireno de 28/ 72 y una distribución aleatoria de los comonómeros acrilonitrilo y estireno. Estos resultados concuerdan con la composición comunicada por el proveedor de AES, lo que indica que la metodología propuesta es adecuada.INTRODUCCIÓNEl elastómero termoplástico acrilonitrilo-butadieno-estireno (ABS) es uno de los plásticos de ingeniería más utilizados. Se emplea, sobre todo, en la industria del automóvil debido a su gran resistencia al impacto y rigidez, y porque es fácil de obtener y procesar[1,2]. Sin embargo, el ABS amarillea y pierde sus propiedades mecánicas cuando se expone a la intemperie, lo que limita su uso en diversas aplicaciones[3]. Esta baja resistencia a la intemperie se atribuye al alto contenido de insaturación de la fase de polibutadieno, que es la fase dispersa del ABS[4-8]. Una de las propuestas para resolver este problema es sustituir el polibutadieno por un elastómero con menor contenido de insaturaciones[1,2,8-10]. La investigación ha dado lugar al terpolímero poli(etileno-co-propileno-co-dieno) (EPDM), que es más resistente a la temperatura, la oxidación, la luz, el oxígeno, el ozono y la radiación ultravioleta que el polibutadieno[1,2,8-10]. Esta sustitución dio lugar al AES, que puede obtenerse por copolimerización radical de estireno y acrilonitrilo en presencia de poli(etileno-co-propileno-co-dieno) (EPDM)[9,12]. En este proceso, se produce la copolimerización del estireno y el acrilonitrilo, formándose el SAN, que puede encontrarse tanto en forma libre como injertado en EPDM, quedando también parte de las cadenas de EPDM sin SAN[12]. En este sistema, el copolímero injertado actúa como compatibilizador entre las fases inmiscibles de EPDM y SAN.

En este trabajo se analiza la relación entre el grado de gelificación de los compuestos rígidos de PVC no plastificado (U-PVC) y las propiedades mecánicas de los productos finales fabricados con ellos. Se analiza la morfología de las resinas de PVC para comprender su desarrollo durante el proceso de extrusión y su influencia en el proceso de gelificación, una vez que de ello dependen las prestaciones del producto final. Se describen el desarrollo morfológico, las condiciones de procesado, el entorno termomecánico y algunas técnicas para su determinación, como la microscopía electrónica de barrido. El grado de gelificación y su cuantificación se determinan mediante reometría de torsión, rotacional y capilar, calorimetría diferencial de barrido (DSC) e inmersión en disolvente (diclorometano).INTRODUCCIÓNBuena resistencia a la propagación de la llama, a la intemperie, baja permeabilidad, buen aislamiento térmico, eléctrico y acústico, buena procesabilidad, adecuada reciclabilidad y versatilidad asegurada por sus compuestos hacen del PVC un polímero adecuado para diversas aplicaciones cuyos procesos de fabricación utilizan calandrado, extrusión, soplado, extrusión de tubos flexibles y rígidos, cables y moldeo por inyección.Desde mediados del siglo XX, el PVC rígido se ha convertido en uno de los termoplásticos más importantes utilizados en la fabricación de tuberías para la construcción[1]. Debido a su excelente resistencia química y a la corrosión, junto con su resistencia mecánica y una dureza adecuada, el PVC ha demostrado ser un material excelente para la fabricación de tuberías utilizadas para el transporte de agua y el drenaje de aguas residuales. Esta aplicación utiliza formulaciones de PVC extruido en forma de tuberías de diversos diámetros y espesores.Para la extrusión de estas tuberías, la resina de PVC más utilizada es la resina en suspensión, junto con diversos aditivos como estabilizantes, cargas y auxiliares tecnológicos, dando lugar a un compuesto de PVC denominado dry-blend. La resina de PVC de tipo suspensión se presenta en forma de polvo tras su proceso de síntesis y tiene una estructura de partículas algo compleja[1][2] con un bajo grado de cristalinidad: del 5 al 10 por ciento. La morfología de sus partículas se muestra esquemáticamente en la Figura 1. La resina está formada por granos, es decir, partículas granulares cuyo tamaño varía por término medio entre 100 y 150 µm. Cada grano está formado por numerosas partículas denominadas partículas primarias, cuyo tamaño varía entre 1 y 2 µm.

Los termoplásticos modificados con elastómeros han despertado gran interés de investigadores e industrias debido a la relación coste/beneficio y a la posibilidad de aumentar significativamente la tenacidad de polímeros frágiles mediante la incorporación de una fase de caucho dispersa. Este artículo muestra la relación entre la interacción entre fases y la dispersión de la fase de caucho en mezclas de poli (cloruro de vinilo)/caucho de nitrilo. La interacción entre componentes en mezclas de polímeros es un factor importante a tener en cuenta en el desarrollo de este tipo de materiales porque determina el nivel de la mezcla a nivel molecular. La naturaleza particulada del PVC y el grado de grupos nitrilo en el NBR son responsables de las morfologías de las mezclas PVC/NBR que conducen a una optimización de las propiedades mecánicas cuando las partículas de caucho forman una morfología de pseudo-red con las partículas de caucho dispersas aleatoriamente entre las partículas primarias de PVC.INTRODUCCIÓNEn las últimas décadas, la búsqueda de nuevos materiales con aplicación específica y comercialmente viables ha despertado gran interés entre los investigadores. Las mezclas de polímeros han demostrado ser un excelente recurso, ya que sus propiedades físicas y químicas pueden alterarse, lo que permite obtener materiales poliméricos para una amplia gama de aplicaciones. Las mezclas poliméricas son sistemas poliméricos que se originan a partir de la mezcla física de dos o más polímeros y/o copolímeros, sin que exista un alto grado de reacciones químicas entre ellos. Para ser considerada una mezcla, la concentración del segundo componente debe ser superior al 2% en masa.Métodos de obtención de mezclas de polímerosLas mezclas de polímeros pueden clasificarse en función de los métodos utilizados para obtenerlas, en tres tipos de mezclas: por disolución, por interpenetración (IPN) y por mezcla mecánica en estado fundido.Las mezclas por solución se obtienen preparando soluciones individuales de cada polímero en un disolvente común, mezclando posteriormente las soluciones en las proporciones deseadas. El calentamiento puede utilizarse para aumentar el grado de solubilidad de los componentes individuales o de la mezcla. La etapa más importante es la evaporación del disolvente, que suele hacerse formando una película y luego evaporando a temperatura ambiente, en un horno o al vacío. Este tipo de mezclas tiene una baja productividad y generalmente se desarrollan en laboratorios.