Dynamisch-mechanische eigenschappen en blijvende deformatie van garens, koorden en weefsels

dynamisch-mechanische

eigenschappen

en

blijvende deformatie

van

garens, koorden en weefsels

^

DYNAMISCH-MECHANISCHE EIGENSCHAPPEN EN BLIJVENDE DEFORMATIE VAN

GARENS, KOORDEN EN WEEFSELS

o O

BIBLIOTHEEK TU Delft P 1961 5176

DYNAMISCH-MECHANISCHE

EIGENSCHAPPEN

EN BLIJVENDE DEFORMATIE

VAN GARENS,

KOORDEN EN WEEFSELS

TER VERKRUGING VAN DE GRAAD VAN DOCTOR IN DE TECHNISCHE WETENSCHAPPEN AAN DE TECHNISCHE HOGESCHOOL DELFT, OP GEZAG VAN DE RECTOR MAGNIFICUS IR. H. R. VAN NAUTA LEMKE, HOOGLERAAR IN DE AFDELING DER ELEKTROTECHNIEK, VOOR EEN

COMMISSIE UIT DE SENAAT TE VERDEDIGEN OP WOENSDAG 2 DECEMBER 197O TE 16 UUR

D O O R

SIPKE JOHANNES VAN DER MEER

NATUURKUNDIG INGENIEUR GEBOREN TE WESTSTELUNGWERF

DIT PROEFSCHRIFT IS GOEDGEKEURD DOOR DE PROMOTOR:

PROF. DR. D. W. VAN KREVELEN

•^

Aan mijn gezin Aan mijn ouders

DANKBETUIGING

Aan de Raden van Bestuur van AKZO N.V. en van AKZO Research & Engineering N.V., betuig ik mijn dank voor de toestemming tot publicatie van dit onderzoek.

Mijn erkentelijkheid gaat voorts uit naar alle medewerkers van AKZO Research Laboratories Arnhem die op enigerlei wijze hebben bijgedragen tot het tot stand komen van dit proefschrift.

I N H O U D

Inleiding 11 D E E L I

DE DYNAMISCH-MECHANISCHE EIGENSCHAPPEN VAN GARENS, KOORDEN EN WEEFSELS

Hoofdstuk 1 Inleiding tot de dynamisch-mechanische metingen . . . . 17

Hoofdstuk 2 Meetapparaten 21 2a. Garendempingsmeter 21 2b. Garendempingsmeter voor metingen in water 23

2c. Textieldempingsmeter: longitudinale deformaties 24

2d. Textieldempingsmeter: afschuiving 24

2e. Meetcondities 25 Hoofdstuk 3 Specificatie van de onderzochte materialen 28

Hoofdstuk 4 De invloed van diverse eigenschappen op het

dynamisch-mecha-nische gedrag van garens 31 4a. De moleculaire ordening 31 4b. De chemische structuur 37 4c. Copolymerisatie 48 4d. Fibrillaire menging van polymeren 50

4e. Conclusies in het Engels (Conclusions) 52 Hoofdstuk 5 De invloed van de constructie 54

5a. De invloed van de twijn op de dynamisch-mechanische eigenschappen

van textielgaren, bandengaren en koord 54 5b. De dynamisch-mechanische eigenschappen van weefsels:

longitudi-nale deformaties 58 5c. De dynamisch-mechanische eigenschappen van weefsels: afschuiving 62

Hoofdstuk 6 De dynamisch-mechanische eigenschappen van textielgarens in

water 66 6a. Meetresultaten 66 6b. Conclusies in het Engels (Conclusions) 70

Hoofdstuk 7 Toepassingen 72 7a. De relatie tussen de dynamische elasticiteitsmodulus en "flat-spotting" 72

7b. De warmteontwikkeling bij de Mallory Tube Test en in autobanden 74

7c. Kreukgedrag van textielmaterialen 78 7d. Conclusies in het Engels (Conclusions) 84

Literatuur 85 D E E L I I

DE BLIJVENDE DEFORMATIE VAN GARENS, KOORDEN EN WEEFSELS

Hoofdstuk 1 Inleiding tot het blijvende deformatie-onderzoek 89

Hoofdstuk 2 Hulpapparatuur 92 2a. Klemmen voor metingen in een oven 92

2b. Klemmensysteem voor metingen aan textiel 92 Hoofdstuk 3 Specificatie van de onderzochte materialen 94

Hoofdstuk 4 De invloed van de meetcondities 97

4a. De hersteltijd 97 4b. De reksnelheid 98 4c. De temperatuur 99 4d. De relatieve vochtigheid 102

4e. Een behandeling tijdens de hersteltijd 103 4f. Conclusies in het Engels (Conclusions) 106 Hoofdstuk 5 De invloed van de strekverhouding en de vorm van de

kracht-rekkromme op de blijvende deformatie 108

5a. De strekverhouding 108 5b. De vorm van de kracht-rekkromme 111

5c. De knikpunten in de kracht-rekkromme 116 5d. Conclusies in het Engels (Conclusions) 118 Hoofdstuk 6 De invloed van de chemische structuur op de blijvende deformatie 119

6a. Polymeren met r , boven 20 °C 119 6b. Polymeren met Tj beneden 20 °C 123 6c. De blijvende deformatie van de alifatische polyamiden . . . . 125

Hoofdstuk 7 De invloed van de garen- en doekconstructie 129

7a. Getwijnde garens 129

7b. Koorden 130 7c. Weefsels 131 7d. Conclusies in het Engels (Conclusions) 134

Hoofdstuk 8 De blijvende deformatie van thermisch nabehandelde en

multi-fibrillaire garens 135 8a. Thermisch nabehandelde garens 135

8b. Multifibrillaire compositie-garens 137 8c. Conclusies in het Engels (Conclusions) 138

Literatuur 139 Samenvatting 141 Summary 144 List of symbols 147 Chemische structuur van de polymeren 149

ERRATA

pag. 20, in formule (6): — moet zijn: —

AQ A

pag. 119, r. 24 en r. 25 v.o.: „commerciële en technische textielgarens" moet zijn:

I N L E I D I N G

Chemische vezels onderscheiden zich van natuurlijke vezels in het bijzonder door de mogelijkheid, de vormgeving en de fysische eigenschappen aan de eisen van eindproducten aan te passen. De geometrie van de vezel en zijn fysisch-mechanische eigenschappen kunnen binnen wijde grenzen doelbewust worden veranderd. Dit uit zich in het gebruik van chemische vezels op basis van natuurlijke en van synthetische polymeren in conventionele toepassingsgebieden en in de sterke groei in de toepassing van synthetische vezels in nieuwe, speciaal ontwikkelde producten.

In het onderzoek dat op het gebied van synthetische vezels wordt verricht, zijn twee belangrijke, principieel verschillende probleemstellingen te onderscheiden. In de eerste plaats kan worden uitgegaan van de eisen die aan een bepaald eindproduct worden gesteld. Daartoe kan een bestaande vezel gemodificeerd of een nieuwe vezel worden ontwikkeld. Voor deze wijze van onderzoek, het ontwerpen van een vezel, wordt wel de uitdrukking "fiber engineering" gebruikt [1]. Hiernaast kan de evaluatie, dus de waardebepaling van een gegeven, nieuwe of gemodificeerde vezel worden gesteld. Deze waardebepaling gaat gepaard met het zoeken van toepassingsmogelijk-heden en de aanpassing van de vezel daaraan. Het ontwerpen van een vezel zowel als het evalueren vereist veel kennis. Voor het verkrijgen daarvan is uitgebreid onderzoek nodig, waarbij de fysisch-chemische structuur van het polymeer, de fysische eigenschappen van de vezel, de eigenschappen van de halfi"abrikaten (garen, koord, doek) en die van de eindproducten moeten worden onderzocht en gecorreleerd.

In onderstaande figuur worden beide werkwijzen schematisch voorgesteld; de werkrichting bij het ontwerpen van een vezel wordt door de getrokken pijlen aan-gegeven, de werkrichting bij de evaluatie door de onderbroken pijlen.

fysisch-chemische polymeer eigenschappen fysische eigen-schappen van de vezel eigen-schappen van de halffabrikaten eind-product

De achtergronden van de diverse fysische eigenschappen van een vezel moeten worden gezocht in de fysisch-chemische structuur. De laatste jaren wordt veel onderzoek naar de chemische en fysische constitutie van vezels verricht met het doel de relaties met de fysische eigenschappen van de vezel te leren kennen. Nog lang niet alle problemen zijn opgelost, maar het is wel gelukt om enkele bruggen te slaan tussen de eigenschappen die in het bovenstaande blokschema zijn gegeven, in het bijzonder tussen de twee hnker blokken.

Bij het verband tussen de eigenschappen van de vezel en die van de halffabrikaten is naast de fysische eigenschappen van de vezel de vormgeving van belang. Bij onderzoek [2] van het verband tussen vezels en halffabrikaten wordt dan ook steeds naast de fysische eigenschappen de invloed van de constructie nagegaan.

Ook tussen de eigenschappen van halffabrikaten en eindproducten bestaan relaties. De toepassingsgebieden voor vezels kunnen in twee groepen worden onderverdeeld: a. textiele producten (kleding, huishoudtextiel, woningtextiel)

b. industriële producten (canvas voor autobanden, visnetten, sleepkabels, verster-kingsweefsels, etc.)

Voor deze groepen afzonderlijk kunnen de eigenschappen worden opgesteld die de kwaliteit van een product bepalen. Ze kunnen in drie hoofdgroepen worden ingedeeld:

1. presentatie-eigenschappen (bijv. uiterlijk en greep)

2. gebruikseigenschappen (bijv. draagcomfort, sterkte en degradatie)

3. onderhoudseigenschappen (bijv. wasbaarheid, kreukbestendigheid, chemisch rei-nigen)

Naast deze producteigenschappen speelt de prijs een grote rol. De afzonderlijke producteigenschappen zijn niet steeds voor elk toepassingsgebied van belang. Voor autobanden zijn vooral de gebruikseigenschappen belangrijk, voor textiele producten daarentegen alle drie groepen eigenschappen.

Er zijn vele intrinsieke fysisch-chemische eigenschappen van vezels, garens, koorden en doek die oorzakelijk een rol spelen bij de eigenschappen die de kwaliteit van de eindproducten bepalen. Deze eigenschappen zijn niet voor alle toepassingen van even grote betekenis, soms zelfs zijn ze van geen belang. Voor de toepassingen waarop bij dit onderzoek nader wordt ingegaan, weefsels en autobanden, kunnen als voor-beelden van belangrijke fysisch-chemische eigenschappen worden genoemd:

de relatie tussen belasting en deformatie (kracht-rekkromme) spanningsrelaxatie

kruip

dynamisch-mechanische eigenschappen t. X. . 1 . r- . - f energetisch herstel het herstel na deformatie .... , , ^

\ blijvende deformatie sorptie van vocht

invloed van de moleculaire ordening krimp

sterkteverlies door licht of warmte bestendigheid tegen water en chemicaliën

Terwijl speciaal voor weefsels nog de aanverfbaarheid en statische electriciteit van belang zijn en voor toepassing in autobanden de hechting aan rubber en de ver-moeidheidsweerstand.

Voor dit proefschrift, dat is bedoeld als een studie op het gebied van het fysische vezelonderzoek, zijn uit de vele intrinsieke fysisch-chemische eigenschappen de dynamisch-mechanische eigenschappen en de blijvende deformatie gekozen. De dynamisch-mechanische eigenschappen zijn genomen omdat deze bij het onderzoek van kunststoffen reeds zeer waardevol zijn gebleken en er van hun betekenis voor het vezelonderzoek nog geen duidelijk beeld is gevormd. De blijvende deformatie is gekozen omdat het een belangrijk aspect van het rekgedrag is. Aan de kracht-rekkrommen van vezels is en wordt veel aandacht besteed, vooral aan de interpretatie van de resultaten van dit onderzoek wordt nog steeds gewerkt. De blijvende defor-matie van een vezel na een tijdelijke verlenging is een aspect van de kracht-rekrelatie dat gewoonlijk verborgen blijft en dat toch van groot belang is. In de inleidingen tot de eigenlijke onderzoekingen zal nader op praktische aspecten van de dynamisch-mechanische eigenschappen en de blijvende deformatiemetingen worden ingegaan.

Beide onderwerpen zullen in afzonderlijke delen worden behandeld. Bij deze studie wordt voornamelijk aandacht besteed aan de relaties tussen de polymeer,- vezel- en halffabrikaateigenschappen; aan de verbanden dus tussen de eerste drie blokken in het gegeven schema. Deze lenen zich het gemakkelijkst voor laboratoriumonderzoek. De invloed van deze eigenschappen op het gedrag van eindproducten komt slechts in enkele beschouwingen ter sprake; op dit gebied is voor deze studie geen speciaal onderzoek verricht. Bij zo'n onderzoek kan ook niet met fysisch-chemische eigen-schappen worden volstaan, maar moeten er ook fysiologische en esthetische aspecten bij worden betrokken.

In deel I worden de dynamisch-mechanische eigenschappen van garens, koorden en doek behandeld, in deel II de blijvende deformatie. In beide delen wordt de invloed van de meetcondities, moleculaire ordening, chemische structuur van het polymeer, speciale behandelingen van de monsters en de constructie besproken. Verder worden de meet- en hulpapparaten die speciaal voor dit onderzoek zijn gemaakt, beschreven.

Bij deze studie is, behalve bij de metingen van de blijvende deformatie aan wol en katoen, steeds gebruik gemaakt van filamentgarens of daarvan gemaakte koorden en weefsels. Filamentgarens, dat wil zeggen garens bestaande uit eindloze elementair-vezels, zijn namelijk zeer geschikt voor het doen van fysisch-chemische metingen. Bij de blijvende deformatiemetingen aan wol en katoen is rechtstreeks aan vezels gemeten.

LITERATUUR

1 TIPPETS, E. A., Text. Res. J. 37 (1967) 524-533. 2 HERZOG, W . , Melliand Textilberichte 50 (1969) 268-275.

D E E L I

DE D Y N A M I S C H - M E C H A N I S C H E E I G E N S C H A P P E N VAN GARENS, K O O R D E N EN WEEFSELS

H O O F D S T U K LI

I N L E I D I N G T O T D E

D Y N A M I S C H - M E C H A N I S C H E M E T I N G E N

Evenals alle polymere materialen gedragen vezels en garens zich niet als zuiver elastische stoffen; hun elastische reactie vertoont tijdafhankelijke effecten. Dit uit zich in vertraagde elasticiteit of elastische nawerking: de spanning in een gerekte en op constante lengte vastgehouden vezel neemt als functie van de tijd af (spanningsrela-xatie), een vezel rekt onder een constante belasting steeds meer (kruip) en bij oscilla-torische experimenten loopt de rek in fase achter bij de spanning. Dergelijke materia-len zijn te beschouwen als stoffen die een combinatie van de kenmerken van een zuivere elastische stof en een zuivere vloeistof bezitten; ze worden daarom visco-elastische materialen genoemd.

De dynamisch-mechanische eigenschappen van visco-elastische materialen, dwz. het gedrag bij oscillatorische deformaties met kleine amplitudo, kunnen volgens de lineaire visco-elasticiteitstheorie [1] door de dynamische zuivere elasticiteitsmodulus {E') en door de verhesfactor (tan ö) worden gekarakteriseerd. E' is het reële deel van de complexe elasticiteitsmodulus (E*) die de relatie tussen de spanning en de rek bij oscillatorische deformaties geeft. Het imaginaire deel van deze modulus, de verliesmodulus E", is gelijk aan co • rj waarbij a> de cirkelfrequentie van de deformatie en de rj een viscositeitscoëfficient is die de visceuse reactie van het materiaal kenmerkt. Tussen deze grootheden bestaat de volgende relatie:

E" (o.ri

tan 5 = — = ^ (1) E' E'

(5, de mechanische verheshoek, is de fasehoek tussen de spanning en de rek.

De dynamisch-mechanische metingen, die bij het onderzoek van kunststoffen op grote schaal worden toegepast, kunnen ook voor het onderzoek van vezels en garens van veel belang zijn. Als toepassingsmogelijkheden kunnen worden genoemd: a. karakterisering van het visco-elastische gedrag; kennis van visco-elastische

para-meters maakt het mogelijk het mechanische gedrag van een vezel of garen onder omstandigheden die experimenteel moeilijk realiseerbaar zijn, te voorspellen.

b. de dynamische elasticiteitsmodulus en de verhesfactor zijn van belang voor praktische toepassingen; ze geven bijv. aan in welk temperatuurgebied de warmte-ontwikkeling in een materiaal bij cyclische deformaties maximaal is, dit is voor de toepassing van garens in autobanden van belang.

c. de dynamische modulus kan nauwkeuriger worden bepaald dan de quasi-statische modulus uit een kracht-rekkromme; quasi-statische modulusmetingen zijn on-nauwkeurig door de kleine verplaatsingen die moeten worden gemeten, bij dynamische metingen zijn bijv. de geluidssnelheid of de frequentie de parameters. d. bepaling van de moleculaire structuur; scherpe veranderingen in de dynamische moduli of maxima in tan ö geven informatie over de moleculaire structuur, de moleculaire ordening en de moleculaire bewegingen in de materialen.

e. bepaling van de beïnvloeding van de mechanische eigenschappen door bijv. moleculaire ordening, vochtgehalte, rektoestand en thermische nabehandelingen. De dynamisch-mechanische eigenschappen van vezels en garens kunnen bij één temperatuur als functie van de frequentie worden gemeten. Het is mogelijk bij frequenties van 0,04 tot 2-10' Hz dynamische metingen aan vezels en garens te verrichten, maar dan moet wel van minstens zes verschillende meetmethoden gebruik worden gemaakt [2, 3]. Dit vergt veel meetapparatuur, maar geeft bovendien de moeilijkheid dat bij de overgang van de ene methode op de andere altijd aansluitings-problemen ontstaan door de verschillende meetfouten en de benaderingen die zijn gemaakt. Het is ook mogelijk bij één frequentie maar dan als functie van de tempe-ratuur te meten. Dit vergt maar één apparaat en levert minstens zulke belangrijke gegevens, omdat de temperatuurinvloed direct tot uiting komt.

De dynamisch-mechanische metingen die in dit proefschrift zullen worden bespro-ken zijn om genoemde praktische reden steeds bij één frequentie (ca. 10 Hz) en bij temperaturen van omgevingstemperatuur tot 250 °C verricht met behulp van een zgn. gedempte vrije triliingsmethode. Deze methode wordt zo genoemd omdat een trillingssysteem dat om een vaste as draaibaar is, bijv. een torsieslinger, een bifilaire slinger of een balans, de drijvende kracht levert en de monsters longitudinaal of in afschuiving deformeert; bij deze oscillatorische deformatie wordt de trilling van het drijvende systeem gedempt door hysterese verliezen in de monsters.

Voor garens en vezels zijn longitudinale deformaties van belang omdat de elastici-teitsmodulus die daarbij wordt gemeten, afhankelijk van de moleculaire oriëntatie is en de torsie- of glijdingsmodulus praktisch niet. Torsiemetingen geven alleen voor isotrope materialen voldoende informatie. Voor de metingen aan garens en vezels, die uit georiënteerde macromoleculen bestaan, zijn daarom alleen longitudinale deformaties toegepast.

Voor de afleiding van de formules die nodig zijn voor het berekenen van de dyna-mische modulus en de verhesfactor van de monsters uit de meetresultaten, dwz. uit

de trillingsfrequenties van het drijvende systeem en de logarithmische decrementen van de gedempte trillingen, kan worden uitgegaan van een door Tokita [4] aangegeven methode. Deze is gebaseerd op energie-beschouwingen en bewegingsvergelijkingen van het triUingssysteem met en zonder de monsters. De afleiding van de formules voor de dynamische modulus en tan ó zal in het kort en voor een algemeen systeem worden gegeven.

De bewegingsvergelijking van een drijvend systeem in vrije trilling rond een draaiings-as is:

aè + bè + cO = O (2) waarin a = massatraagheidsmoment van het drijvende systeem

b = coëfficiënt van de dempingsterm

c = torsieconstante of evenredigheidsconstante van het terugdrijvend mo-ment

ö = hoekverdraaiing van het systeem

Indien de dempingsterm klein is, dwz. bij kleine eigendemping van het drijvende systeem, is de eigenfrequentie (VQ) van dit systeem:

1 2n

Vo = r - ^cla (3) Als aan het drijvende systeem symmetrisch twee gelijke delen van het

visco-elastische monster worden gekoppeld, die een zekere deformatie (e) bezitten en die beurtelings verder worden gedeformeerd en iets worden toegegeven, is de bewegings-vergelijking van het geheel:

ÓL IBL \ fOL \

ae + 2t]0 — L + M'O (-7- + e) L + M'O I— - el L + cd = O (4) Hierin is O de doorsnede en / de lengte van het monster, terwijl L de afstand tot de draaiingsas is. Bij het opstellen van deze vergelijking is uitgegaan van het model voor visco-elastische stoffen zoals dat door Keivin is beschreven: een Hooke'se elasticiteit (veer) met modulus M' en Newton'se viscositeit (zuiger in cylinder met visceuse vloeistof) met viscositeitscoëfficient rj parallel geschakeld. De eigendemping van het trillingssysteem kan als ze klein is t.o.v. de visceuse reactie van de monsters, worden verwaarloosd. De grootte van de uitgangsdeformatie (e) van het monster moet groter zijn dan de amplitudo van de oscillatorische deformatie.

Uit de vergelijking (4) is m.b.v. de relatie (3) af te leiden dat:

,2

al i , / A' 2 0 L M V 4n'

^ ' = ;;;:72 (2^^^) 1 + T T ) - ( 2 ^ V O ) ^ 1 (5) waarin v en yl de frequentie en het logarithmisch decrement zijn van het

Door aan te nemen dat de trillingsenergie van het hele systeem bestaat uit de som van de energie van het drijvende systeem zelf (EJ en de deformatie-energie van de monsters (E„) en dat hetzelfde geldt voor de energieverliezen per cyclus in trillings-systeem (AE^) en monster (AE^), kan voor tan ö, uitgaande van de bekende relatie [5]

de volgende formule worden afgeleid:

M" v^ Af A^

M V - V Q n \ A^

Daarin is AQ het logarithmisch decrement van het drijvende systeem zelf Deze formule geldt alleen als A <^ 47Ü^ en E„ <^ E^.

Bij de bespreking van de verschillende apparaten waarmee de dynamisch-mecha-nische eigenschappen van garens en weefsels gemeten kunnen worden, de zgn. dempingsmeters, zal de formule voor de dynamische moduli (5) voor elk geval nader worden uitgewerkt. De formule voor tan d (6) is voor ieder gedempt, vrij trillend systeem toepasbaar.

In hoofdstuk 1.2 zullen behalve de apparatuur ook de meetcondities worden besproken. Een specificatie van de onderzochte monsters wordt in hoofdstuk 1.3 gegeven, terwijl het eigenlijke onderzoek in de hoofdstukken 1.4 t/m 1.6 wordt besproken. Tot slot worden in hoofdstuk 1.7 enige praktische toepassingen van het dynamisch-mechanische onderzoek aan vezels en garens behandeld.

H O O F D S T U K L2

M E E T A P P A R A T E N

I.2a. GARENDEMPINGSMETER

Voor de bepaling van de dynamisch-mechanische eigenschappen van vezels en garens is een dempingsmeter ontwikkeld waarmee bij een frequentie van ca. 10 Hz en in het voor chemische vezels belangrijke temperatuurgebied tot 250 °C de dynamische zuivere elasticiteitsmodulus {E') en de verhesfactor (tan ö) van filamenten, garens en koorden met titers van 2 tot ca. 250 tex* kunnen worden gemeten. Bij de con-structie van deze dempingsmeter is uitgegaan van een door Tokita [4] aangegeven meetmethode, die is toegepast voor de bepaling van de dynamisch-mechanische eigenschappen van filamenten [4] en van textielgarens [6] bij kamertemperatuur en in het frequentiegebied van 0,02 tot 20 Hz.

De dempingsmeter is in fig. I.l schematisch weergegeven; naast pag. 24 (fig. 1.2) is een foto van het gehele apparaat afgedrukt. De drijvende kracht wordt geleverd door een torsieslinger. De torsiedraad is verticaal gespannen en in het midden voorzien van een kleine cylinder met een diameter van 3,15 cm. M.b.v. de verplaats-bare massa's die aan twee horizontale dwarsstangen van de cylinder zijn bevestigd, kan het traagheidsmoment van het trillingssysteem worden gevarieerd. Van de monsters worden twee draden parallel gespannen, op gelijke afstand ter weerszijden van de torsiedraad ingeklemd en in het midden op de cylinder bevestigd. De lengte van het monster, dat een zekere rek heeft, is 2 x226 cm, dus 113 cm aan weerszijden van het trillingssysteem. De monsters worden via een rondleidsysteem door het apparaat getrokken; de eindklemmen kunnen pneumatisch, de klemmen op de cylinder mechanisch worden gesloten. Bij trilling van de torsieslinger, die door middel van een magnetisch systeem in trilling wordt gebracht, worden de draden beurtelings twee aan twee uitgerekt en iets toegegeven; de trilling van de torsieslinger wordt daardoor gedempt.

* De titer of de lineaire dichtheid van een vezel, garen of koord is het gewicht per lengte-eenheid. De genormaliseerde eenheid, de tex, is het gewicht in grammen van 1 kilometer. De lineaire dichtheid is een algemeen gebruikte maat voor de afmetingen in dwarsrichting, omdat de meeste vezels, garens en koorden een onregelmatige doorsnede hebben.

'///////////A

W/M////.

mi,m2:Garenmon5ters (1= 225crr>); 2<tex<250 d.m.v. ovens t« verwormen tot 260»C op te sponnen onder variabele voorsponning T : Torsiesysteem met variabel troaghildsmoment,

tigen decrtmcnt Ao •n elgen frequentk •^ 70 ompLAvonoÉpir.

Q€)

7"-'' Topspanningsmeters —geven ompl.AenB Logorlthmisch decrement A . ' " ' ' ' " ° m.b.v AenO zijn E'entan6 te berekenen.

Fig. I.l. Het principe van de garendempingsmeter en het schema van de electronische amplitudo-en frequamplitudo-entiemeter.

Voor de berekening van de dynamische elasticiteitsmodulus en de verhesfactor van de monsters moeten het logarithmisch decrement (/l) en de frequentie (v) van de gedempte trillingen van het systeem met en zonder de monsters worden bepaald. Daarvoor is door Hilferink en Leenders van het Fysisch Laboratorium van AKZO Research & Engineering N.V. een electronische amplitudo- en frequentiemeter [7] ontwikkeld. Met dit apparaat, dat eveneens in fig. I.l schematisch is weergegeven, kan de gedempte trilling van de garendempingsmeter die m.b.v. een lichtbundel en een gasgevulde fotocel in een electrisch signaal is omgezet, worden geanalyseerd. Voor de bepaling van het logarithmisch decrement worden de amplitudos van twee m.b.v. keuzetellers instelbare perioden door piekspanningsvoltmeters gemeten. Tegelijkertijd wordt de tijd die tussen deze twee perioden ligt m.b.v. een electronische tijdmeter bepaald; door deze tijd door het aantal tussenliggende perioden te delen kan de frequentie van de trilling worden berekend. De electronische amplitudo- en frequentiemeter is zodanig gedimensioneerd dat elke gedempte trilling met een frequentie tussen 1 en 30 Hz kan worden gemeten. Ook de gedempte trillingen van de in de volgende paragrafen te bespreken dempingsmeters zijn met deze meter geanalyseerd.

Voor de dynamische reële elasticiteitsmodulus (£') kan de volgende formule worden afgeleid:

E' II

Hierin zijn: I het traagheidsmoment van het torsiesysteem O de oppervlakte van de doorsnede van het monster 4/ de totale lengte van het monster (4x113 cm)

r de afstand van het inklempunt van de monsters op de cylinder tot het middelpunt van het torsiesysteem.

Voor de berekening van de verhesfactor (tan è) geldt formule (6), die in het vorige hoofdstuk reeds is gegeven.

Voor de temperatuurregeling zijn twee spleetovens gemaakt die ter weerszijden van het trillingssysteem over de draden kunnen worden geschoven (zie foto, fig. 1.2). De temperatuur van deze ovens kan van kamertemperatuur tot 250 °C worden geregeld.

I.2b. GARENDEMPINGSMETER VOOR METINGEN IN WATER

De ontwikkelde dempingsmeter is in principe gelijk aan de garendempingsmeter voor metingen in lucht (fig. I.l). Ook met deze meter kunnen de dynamische zuivere elasticiteitsmodulus {E') en de verhesfactor (tan è) van garens als functie van de temperatuur en de voorspanning worden bepaald. De torsieslinger, die de drijvende kracht levert, is zo gemaakt dat alleen de torsiedraad en twee speciaal gestroomlijnde mechanische klemmen, die aan het lichaam van de torsieslinger zitten, zich gedeel-telijk in het waterbad bevinden (zie foto, fig. 1.3). Ook de pneumatisch bedienbare klemmen voor het inklemmen van de einden van de ingespannen garenmonsters bevinden zich onder het wateroppervlak. M.b.v. een opwikkelapparaat en rondleid-wieltjes kunnen de monsters door het apparaat worden getrokken.

Ook deze torsieslinger wordt door een magnetisch systeem in trilling gebracht; de trillingsbeweging zelf wordt m.b.v. een optisch systeem en een halfgeleider fotocel in een electrisch signaal omgezet. De temperatuur van het water kan met een thermo-staat en een speciaal koelsysteem van O tot 95 °C worden geregeld. Omdat het water kan uitzetten en verdampt, is een niveauregeling toegepast; daardoor steken de klemmen steeds even ver in het water.

De modulus E' en tan ö kunnen met de formules (7) en (6) worden berekend. Daarbij dient te worden opgemerkt dat de eigen frequentie en het logarithmisch decrement van het torsiesysteem, in verband met de temperatuurafliankelijkheid van de viscositeit van water, als functie van de temperatuur moeten worden bepaald en dat de energieverliezen in de grenslaag rond de garenmonsters zijn verwaarloosd. Vergelijkend onderzoek aan garens waarvan de dynamische eigenschappen door water slechts heel weinig worden beïnvloed, heeft aangetoond dat deze verwaarlozing is geoorloofd.

De lengte van de monsters is 2 x 50 cm, dus 25 cm aan weerszijden van het triUings-systeem. Het trillingssysteem is zo gedimensioneerd dat aan filamenten en textielgarens met titers van 2 tot 20 tex kan worden gemeten; de trillingsfrequentie is ca 10 Hz.

I.2c. TEXTIELDEMPINGSMETER: LONGITUDINALE DEFORMATIES

Deze dempingsmeter, waarmee de dynamisch-mechanische eigenschappen van textielmonsters kunnen worden bepaald, is in principe gelijk aan de beide garen-dempingsmeters: twee stroken textiel met een breedte van 2 cm worden onder een zekere voorspanning parallel gespannen en in het midden aan een torsiesysteem, dat de drijvende kracht levert, bevestigd. De draad van het torsiesysteem is horizontaal gespannen; de eindklemmen kunnen pneumatisch, de middenklemmen mechanisch worden gesloten. De lengte van de textielmonsters is 2x41,7 cm, dus 20,85 cm aan weerszijden van het trillingssysteem (zie foto, fig. 1.4).

Met een oven die over de textielmonsters, het torsielichaam en de eindklemmen wordt geschoven, kan de temperatuur van 20 tot 250 °C worden geregeld. De trilling van het systeem, dat magnetisch in trilling wordt gebracht, wordt m.b.v. een optisch systeem en een halfgeleider fotocel in een electronisch signaal omgezet. De trillings-frequentie is ca. 15 Hz.

Voor de berekening van de dynamische modulus van het textielmateriaal {E,') kan de volgende formule worden gebruikt:

waarin b, de breedte van het textielmonster is. E,' is, zoals in de textielfysica gebrui-kelijk is, betrokken op de breedte van het textielmateriaal. De dikte van het monster wordt dus niet in rekening gebracht; daardoor heeft deze dynamische modulus een afwijkende dimensie: kracht per lengte-eenheid.

De verhesfactor (tan è) kan met de formule (6) worden berekend.

I.2d. TEXTIELDEMPINGSMETER: AFSCHUIVING

De afschuivingsdempingsmeter berust, evenals de dempingsmeters die in de vorige paragrafen zijn besproken, op het principe van de gedempte vrije trilling. De drijvende kracht wordt geleverd door een bifilaire slinger, die een zodanig geleidingssysteem heeft, dat hij maar één trillingsrichting bezit (fig. 1.5, naast pag. 25). Van de textiel-monsters, die 2 cm breed zijn, wordt met behulp van twee magnetische klemmen een stuk van 42 cm horizontaal ingeklemd. Deze strook wordt door de bifilaire slinger, die het monster in het midden eveneens met een magnetische klem vasthoudt, in het horizontale vlak afgeschoven. De trillingsfrequentie is ca. 5 Hz. De afschuiving is in fig. 1.6 schematisch weergegeven. De trilling van de bifilaire slinger, die mag-netisch in trilling wordt gebracht, wordt weer d.m.v. een optisch systeem en een gasgevulde fotocel in een electrisch signaal omgezet. Voor de verwarming van het monster van 20 tot 250 °C kan een spleetoven over de monsters worden gescho-ven.

Fig. 1.6. Het principe van de afschuivingsdempingsmeter voor textiel.

1 vaste klemmen, 2 bifilaire slinger, 3 textielmonster, 4 middenklem, 5 ophangdraden, 6 bevestigings-punten, 7 trillingsrichting.

De dynamische afschuifweerstand van een textielmateriaal (G') kan met de vol-gende formule worden berekend:

Hierin is: I het traagheidsmoment van de bifilaire slinger b, de breedte van de monsters

/ de halve lengte van het monster

Li de lengte van de ophangdraden van de bifilaire slinger.

Ook hier wordt de dikte van het monster niet in rekening gebracht, zodat G' dezelfde dimensie als E,' heeft: kracht per lengte-eenheid.

De verhesfactor (tan ö) kan weer met formule (6) worden berekend.

I.2e. MEETCONDITIES

De voorspanning waarmee op textiellaboratoria metingen aan garens worden ver-richt, is genormaliseerd: 0,5 gram per tex. Bij de dynamisch-mechanische metingen kan deze voorspanning evenwel niet worden toegepast omdat de monsters zodanig gedeformeerd moeten zijn, dat zij door superpositie van de oscillatorische rek niet spanningsloos worden. Teneinde een zinvolle voorspanning te kunnen kiezen is op de garendempingsmeter bij ca. 15 Hz aan een experimenteel PET? garen een serie metingen met verschillende voorspanningen uitgevoerd. De meetresultaten zijn in de figuren 1.7 en 1.8 weergegeven.

Duidelijk is te zien dat bij toenemende voorspanning een hogere dynamische modulus en een lagere verhesfactor (tan S) wordt gevonden, terwijl de karakteristieke

veranderingen in de modulus- en tan 5-krommen een minder duidelijk karakter verkrijgen. Het verdient dus aanbeveling de voorspanning niet te hoog te kiezen. Bij lage voorspanningen doen zich moeilijkheden voor; zo kan bij 0,44 gram per tex in het temperatuurgebied van 20-80 °C niet worden gemeten (fig. 1.7 en 1.8). Uit praktische overwegingen is 2,25 gram per tex gekozen; deze spanning komt namelijk overeen met de gemiddelde spanning in een koord in het karkas van een autoband. Tijdens het rijden van een auto varieert de spanning in de koorden van ca. 4,5 gram per tex tot nul [8]; in de spanningsloze toestand bevinden de koorden zich als ze in de contactzöne met het wegdek zitten.

Behalve bij de metingen op de garendempingsmeter voor metingen in lucht is ook bij de metingen in water 2,25 gram per tex als voorspanning toegepast.

Bij de afschuivingsmetingen is de standaard voorspanning van 40 gram per cm doekbreedte aangehouden. Bij de metingen aan weefsels op de dempingsmeter voor longitudinale deformaties is deze standaard voorspanning eveneens toegepast, maar omdat deze meter met omsingelingsklemmen i.p.v. met vlakke klemmen is uitgerust, worden de monsters door het inklemmen bovendien nog 0,3 % uitgerekt.

Voor elke meting is steeds een nieuw monster genomen; deze werkwijze is gekozen omdat daarbij bij elke oven- of thermostaatinstelling metingen aan meerdere monsters kunnen worden verricht en omdat effecten als uitdroging en kristallijne veranderingen zo duidelijker in de meetresultaten tot uiting komen.

Bij de dempingsmetingen aan garens en koorden is in lucht een opwarmtijd van 1 minuut en in water, i.v.m. wateropname, een van 2 minuten toegepast. Ook bij de dempingsmetingen aan weefsels is een opwarmtijd van 2 minuten aangehouden. De metingen zijn steeds verricht in een omgeving van 20 °C en ca. 55% R.V.,

30 .p E'.KT' (N/m') 25 20 15 W

"o 50 ioö ïiÖ 200 250 MO — T CC)

Fig. 1.7. De dynamische modulus van een experimenteel PETP garen bij verschillende voorspanningen als functie van de temperatuur.

0,20 tons

200 250 — — T PC)

Fig. 1.8 De verhesfactor (tan <5) van een experimented PETP garen bij verschillende voorspanningen als functie van de temperatuur.

zodat de metingen bij 20 °C die in de volgende hoofdstukken zullen worden besproken, behalve die in water, alle bij 55% R.V. zijn verricht en niet onder de standaard condities (20 °C, 65% R.V.).

H O O F D S T U K 1.3

SPECIFICATIE VAN DE ONDERZOCHTE MATERIALEN

Het filament, de garens en de weefsels waaraan de dynamisch-mechanische metingen zijn verricht, worden in tabel I.l gespecificeerd. Naast een omschrijving van het materiaal en van het type worden de morfologie (de titer en het aantal filamenten), de herkomst en de paragrafen waarin de dynamisch-mechanische eigenschappen van het monster worden behandeld, systematisch vermeld. Op het vouwblad achter in het proefschrift is de chemische structuur van de polymeren gegeven.

De monsters die met een sterretje (*) zijn aangeduid, zijn ook voor het onderzoek van de blijvende deformatie gebruikt (deel II van dit proefschrift).

TABEL I.l

Materiaal Type Morfologie Herkomst Paragraaf

nylon-4 nylon-6 nylon-11 nylon-6.6 nylon-6.T nylon-6-nylon-6.I blokcopolymeer experimenteel garen textielgaren* bandengaren weefsel* experimenteel garen experimenteel garen* textielgaren bandengaren* experimenteel garen* experimenteel garen 77 dtex f20 43 dtex f 10 933 dtex f140 platbinding; 84,9 g/m^ 41 kettingdraden/cm 29 inslagdraden/cm garen: 110 dtex f36 1428 dtex f210 26,5 dtex f 1 77 dtex f23 1400 dtex f210 4210 dtex f1400 223 dtex f35 AKZO Research ENKA-GLANZSTOFF ENKA-GLANZSTOFF AKZO Research AKZO Research NYLSUISSE E. I. DU PONT DE NEMOURS & CO CELANESE Corp. AKZO Research 1.4b. I.4b. 1.4b. 1.5b. I.4d. I.7b. I.4b. I.6a., I.4b., I.7b. 1.4b. I.4c. 1.6a. 1.6a. I.7a. I.5c. I.7a., I.6a. I.7c. I.7a., I. 7c I.7b

TABEL 1.1 (vervolg)

Materiaal Type Morfologie Herkomst

E. I. DU PONT DE NEMOURS & c o AKZO Research AKZO Research E. I. DU PONT DE NEMOURS & CO AKZO Research ENKA-GLANZSTOFF AKZO Research Paragraaf 1.4c., 1.7a. I.4c. I.4b. I.4b. I.4b., I.6a.. I.7c.

I.4., I.6a., I.7c I.5b., I.5c. nylon-6.6-nylon-6.I blokcopolymeer nylon-6.6-nylon-6.T random-copolymeer PACM-9 P M F I PPL PETP bandengaren* experimenteel garen experimenteel garen* industrieel garen* experimenteel garen* textielgaren* weefsel* 933 dtex f140 928 dtex f140 42,7 dtex f6 230 dtex f 100 59,9 dtex f 18 75 dtex f24 platbinding; 8 39 kettingdraden/cm 29,5 inslagdraden/cm garen :100 dtex f36 PETP-PBEOTP copolymeer PETP-nylon-6 PETP-nylon-6.6 P D M C T P PAN strekreeks* experimenteel garen experimenteel garen experimenteel garen* experimenteel garen* experimentele garens experimentele garens multifibrillair compositie-ban-dengaren (eindige PETP fibrillen) experimenteel multifibrillair compositie-garen (eindloze PETP fibrillen) experimenteel multifibrillair compositie-garen (eindloze PETP fibrülen) experimenteel garen textielgaren* uitgangsgaren: 1140 dtex f210 1111 dtex f210 1111 dtex f216 76,8 dtex f24 171 dtex f36 1125 dtex f192 1380 dtex f204 956 dtex f140 1425 dtex f210 50 dtex f 18 224 dtex f80 AKZO Research AKZO Research AKZO Research AKZO Research AKZO Research AKZO Research I.4a. I.2e. I.4b., I.7b. I.5a. I.5a. I.4c. 1.4d.,

Allied Chem. Corp.

AKZO Research AKZO Research AKZO Research 1.4d., I.7a., I.7b. I.7a. I.7a. I.4b., L6a., 1.7c. American Cynamid Co. I.6a., L7c.

TABEL 1.1 (vervolg) Materiaal PPO® PPPO viscose rayon acetaat rayon triacetaat rayon Type experimenteel garen* experimenteel garen* textielgaren* bandengaren weefsel* textielgaren* textielgaren* Morfologie 1750 dtex f360 30 dtex f24 114 dtex f40 1902 dtex f 1000 platbinding; 78,4 g/m^ 41 kettingdraden/cm 30 inslagdraden/cm garen: 111 dtex f24 164 dtex f40 81 dtex f 19 Herkomst AKZO Research AKZO Research ENKA-GLANZSTOFF ENKA-GLANZSTOFF AKZO Research FABELTA BRITISH CELANESE L t d . Paragraaf 1.4b., I.6a., L7c. I.4b. 1.4b., I.6a., I.7c. I.7a. I.5b., L5c. L4b. I.4b., 1.6a., I.7c.

H O O F D S T U K L4

D E I N V L O E D V A N D I V E R S E E I G E N S C H A P P E N O P H E T D Y N A . M I S C H - M E C H A N I S C H E G E D R A G V A N G A R E N S

I.4a. D E MOLECULAIRE ORDENING

Bij de productie van de synthetische en de half synthetische cellulose en proteïne vezels gaat men steeds uit van polymeren in vloeibare toestand; ze worden vanuit een smelt of uit een oplossing gesponnen. Tijdens het spinproces of tijdens een speciaal strekproces dat na het spinnen plaatsvindt, worden de garens gestrekt; daardoor worden de macromoleculen georiënteerd en ontstaat er vaak een georiën-teerde kristallisatie. Deze moleculaire ordening heeft grote invloed op de eigen-schappen van de garens.

Voordat de invloed van de chemische structuur op de dynamisch-mechanische eigenschappen van enige reeksen productie en experimentele garens wordt besproken, is het met het oog op de onderlinge vergelijking van de monsters wenselijk eerst de invloed van de moleculaire ordening te bespreken. Voor dit doel is een experimentele PETP strekreeks onderzocht. Bij het maken van deze reeks is alleen de toevoer-snelheid van het ongestrekte garen gevarieerd en zijn de opwikkeltoevoer-snelheid van het gestrekte gaien en de strekcondities niet veranderd. De effectieve strekverhoudingen, dwz. de uit titerveranderingen berekende strekverhoudingen, van de gestrekte garens waren 2,77, 3,08, 3,56, 4,09 en 4,49; aan het niet gestrekte uitgangsgaren is de strek-verhouding één toegekend.

De moleculaire ordening van de garens is door metingen van de kristalliniteit, de kristallijne oriëntatie en de gemiddelde oriëntatie onderzocht. Het kristalliniteits-onderzoek is d.m.v. dichtheids-, infraroodabsorptie- en röntgendiffractiemetingen verricht. De meetresultaten lieten zien dat het uitgangsgaren als vrijwel niet gekristalli-seerd kan worden beschouwd en dat het garen met strekverhouding 2,77 al kristallijn is. Verder wordt de totale kristalliniteit van de gestrekte garens groter, maar nemen de kristalliniteitsverschillen tussen de garens onderling af met toenemende strekver-houding. Het beeld kan het best worden gekarakteriseerd door de dichtheidsmetingen; m.b.v. de gemeten dichtheden kon worden berekend [9, 10] dat de kristalliniteit van het uitgangsgaren 3 % is en die van de gestrekte garens resp. 22, 37, 40, 41 en 43 %.

Uit röntgendiffractiemetingen [11] volgde dat het garen met strekverhouding 2,77 al een flinke kristallijne oriëntatie bezit. Deze oriëntatie, die betrekking heeft op de oriëntatie van de kristallieten t.o.v. de vezelas, neemt wel toe met de strekverhouding, maar de onderlinge verschillen tussen de garens zijn gering. Bij dit strekproces treedt kennelijk steeds sterk georiënteerde kristallisatie op.

De gemiddelde oriëntatie is bepaald m.b.v. sonische en dubbele brekingsmetingen [12,3]. Hoewel de kristalhniteit voornamelijk via de dichtheid invloed heeft op zowel An als op de sonische modulus, is het bij deze metingen toch niet mogelijk onderscheid tussen al of niet gekristalliseerd materiaal in een vezel te maken. Uit de meetresultaten blijkt dat de gemiddelde oriëntatie door het strekken sterk toe-neemt. Bij de gestrekte garens is deze toename tot en met de strekverhouding 3,56 evenredig met de strekverhouding; bij de verder gestrekte garens wordt een afnemende invloed van de strekverhouding gevonden. Deze gemiddelde oriëntatie kan, zoals in de vezelfysica gebruikelijk is, gekarakteriseerd worden door de dubbele breking (^dn); van het uitgangsgaren is deze 0,0068 en van de gestrekte garens respectievelijk 0,1061, 0,1126, 0,1288, 0,1368 en 0,1420.

De dynamisch-mechanische eigenschappen van deze garens, die op de in par. I.2a. beschreven dempingsmeter zijn bepaald, zijn in de figuren 1.9 en I . l l gegeven. Volledigheidshalve zijn in fig. 1.12 de meetresultaten van het uitgangsgaren opeen aangepaste schaal getekend. Hierbij moet worden opgemerkt, dat de gebruikte formules voor tan (5-waarden van één en groter, dus bij mechanische verlieshoeken ((5) van 45° en groter, aanzienlijke fouten gaan opleveren. Aangezien deze alleen de

E'.lli' IN/rf) •.s - ~ X _X ^N. ^^ 3.8 " - - — ^ \ '•^^ N "'s. * • . . 3.1 o^^^_^ ^ » 5 1 • — « — • * - ^ * . - ^ 0 20 (0 M b^ v \

^ ^ ^

_{\ \ \}

"\v\

^\H

_{X \}

_{\ \ >}

\ w^^^

Fig. L9. De dynamische moduli van de garens van een PETP strekreeks als functie van de tempera-tuur; de effectieve strekverhoudingen zijn in de figuur vermeld.

hoogte van de tan ó-piek van het uitgangsgaren beïnvloeden en niet de ligging, is geen correctie toegepast.

De modulus- en ook de tan 5-krommen van alle monsters vertonen als functie van de temperatuur een overeenkomstig verloop. In het temperatuurgebied waarin de verhesfactor (tan ö) een maximum bezit, vertoont de modulus een sterke daling. Een dergelijke karakteristieke verandering in mechanische eigenschappen van visco-elastische materialen wordt een overgang genoemd; als ze samenhangt met de zgn. glas-rubberovergangstemperatuur Tg spreekt men van de dynamisch-mechanische glas-rubberovergang [13]. Voor amorfe, dwz. niet-kristallijne polymeren, wordt deze temperatuur meestal gedefinieerd als de temperatuur waarbij het specifieke volume sterk toeneemt; ze kan ook m.b.v. thermische analyse worden bepaald. De metingen van het specifieke volume worden m.b.v. een dilatometer verricht. Bij dynamisch-mechanische metingen uit dit fenomeen zich in een sterke afname van de modulus. Bij kunststoffen neemt de modulus van waarden groter dan 10' N/m^ (glasachtig) af naar 10' a 10^ N/m^ (rubber-elastische gebied) als ze amorf zijn; als ze georiënteerd en eventueel gedeeltelijk kristallijn zijn, zoals dat ook bij vezels het geval is, is de modulusdaling veel geringer.

Aangezien de dilatometrische overgangstemperatuur Tg van PETP bij ca. 69 °C ligt [14], is de overgang die bij PETP strekreeks is gemeten de dynamisch-mechanische glas-rubberovergang. De fysische achtergrond van deze overgang moet worden gezocht in het op grote schaal optreden van veranderingen in de conformatie van de hoofdketens van het polymeer. Daarbij zijn gehele ketensegmenten betrokken; men spreekt ook wel van een microbrownse beweging.

De dynamische modulus (£') van de garens neemt zoals in fig. 1.9 is te zien bij 20 °C toe naarmate de garens meer zijn gestrekt; boven ca. 160 °C, dwz. bij tempera-turen boven de overgang zijn de verschillen mindei spectaculair dan bij kamertem-peratuur. De toename van de modulus bij kamertemperatuur als functie van de strekverhouding wordt bepaald door de moleculaire ordening. De kristallijne

oriën-20- / E'.IO-' / (N/m") / 15- / w. 7 o 5 10 15 — in.10'

Fig. I.IO. De dynamische modulus (£") van de garens van een PETP strekreeks bij 20 °C als functie van de dubbele breking (Jn).

0120' 0.18 o.is\ 0 . U -0.12 0,100 . M -m», U K 002-° ' M ^5ï^^ 20 W 60

LA

1 / ï\

' /

'A\

Fig. 1.11. De verhesfactor (tan S) van de garens van een PETP strekreeks als functie van de tempera-tuur; de effectieve strekverhoudingen zijn in de figuur vermeld.

tatie die bij al de gestrekte garens, zoals reeds is besproken, dezelfde orde van grootte heeft, zal daarbij geen rol spelen. Dat doen wel de gemiddelde oriëntatie en de kristalliniteit. Deze twee zijn echter niet onafhankelijk van elkaar; ze worden beide bepaald door de mate waarin en de wijze waarop de garens zijn gestrekt. Hun invloed op de eigenschappen van de garens zijn niet afzonderlijk te beschouwen. Omdat de kristalliniteit mede bepaald wordt door de mate waarin de moleculen tijdens het

Fig. 1.12. De dynamische modulus en de verhesfactor van het uitgangsgaren van de PETP strekreeks als functie van de temperatuur.

strekproces worden georiënteerd door de opgelegde rek, lijkt de gemiddelde oriëntatie de meest geschikte parameter voor de verschillen in ordening tussen de garens van deze reeks. Daarbij komt nog dat met dezelfde metingen ook de oriëntatie van amorfe garens kan worden bepaald, zodat karakterisering van de ordeningstoestand d.m.v. sonische of dubbele brekingsmetingen ook de mogelijkheid biedt een verge-lijking tussen kristallijne en niet-kristallijne garens en vezels te maken. In fig. 1.10 is de dynamische modulus bij 20 °C van de garens van de strekreeks als functie van de dubbele breking (An) uitgezet; de modulus van de gestrekte garens neemt evenredig met An en dus met de gemiddelde oriëntatie toe.

Een beschouwing van de tan .5-krommen (fig. I.ll en 1.12) laat zien dat de tem-peratuur waarbij de demping maximaal is, met toenemende strekverhouding hoger wordt. Deze temperatuur, die gewoonlijk T^ wordt genoemd als het de dynamisch-mechanische glas-rubberovergang betreft, is in tabel 1.2 gegeven. De stijging van T^ als functie van de strekverhouding gaat gepaard met een aanzienlijke afname van de maximale tan ^-waarde, terwijl de tan ó-piek zelf veel breder wordt. Dit wordt veroorzaakt door het breder worden van de relaxatietijden-verdeling van het mole-culaire mechanisme dat aan deze overgang ten grondslag ligt, tengevolge van oriën-tatie en kristallisatie. In het ongestrekte uitgangsgaren, dat slechts een zeer geringe oriëntatie en kristaUiniteit bezit, hebben alle molecuulsegmenten ongeveer dezelfde interactie met hun buren. Dat geeft een hele nauwe relaxatietijden-verdeling en tengevolge daarvan zien we in een heel klein temperatuurgebied wisselwerking tussen de opgelegde dynamische kracht en de beweging van de ketensegmenten. Dit garen heeft dan ook een heel hoge, smalle tan 5-piek en een klein temperatuurgebied waarin de dynamische modulus zijn karakteristieke afname vertoont (fig. 1.12). Omdat de relaxatietijden-verdeling door de ordening breder wordt, is bij de gestrekte garens de wisselwerking als het ware over een groter temperatuurgebied verdeeld en vinden we daarom bredere en ook lagere tan 5-pieken, terwijl ook de grootte van het temperatuurgebied waarin zich de modulusdaling voltrekt, toeneemt.

Bij een nadere beschouwing van de tan ó-krommen (fig. LU en 1.12) valt op dat de maxima allemaal in het temperatuurgebied van 60 tot 80 °C beginnen. Dit is ook het temperatuurgebied waarin de helling van de modulus-temperatuurcurven (fig. 1.9) aanmerkelijk gaat veranderen. Zoals reeds is vermeld, hgt in dit gebied ook de zgn. glas-rubberovergangstemperatuur Tg (Tg = 69 °C), zodat hier het proces van de microbrownse bewegingen in de minst geordende gebieden een aanvang zal nemen. Er bestaat een nauwe samenhang tussen de dilatometrische en de dynamisch-me-chanische glas-rubberovergang van polymeren, maar ze zijn niet identiek. De eerste wordt bepaald door de relatie tussen de opwarm- of afkoelsnelheid van het monster en de temperatuurafhankelijkheid van de relaxatietijden, de tweede overgang wordt bepaald door de samenhang tussen de frequentie van de opgelegde kracht en de temperatuurafliankelijkheid van de relaxatietijden. De dilatometrische overgangs-temperatuur Tg hangt inderdaad wel van de opwarm- en afkoelsnelheden af, maar

mag toch wel als een materiaalconstante worden beschouwd omdat, bij de gewoonlijk gebruikte meetmethoden, deze snelheden maar weinig kunnen worden gevarieerd.

Bij de garens van de strekreeks komt deze relatie tussen dilatometrische en dy-namisch-mechanische glas-rubberovergang tot uiting in de bovengenoemde verande-ringen in de tan ö- en ^'-krommen in het temperatuurgebied van 60 tot 80 °C. Door middel van raaklijnconstructies aan de modulus- en tan 5-curven in dit gebied is geprobeerd een karakteristieke temperatuur voor deze veranderingen vast te leggen. De toegepaste procedure is in de figuren 1.9 en I.ll voor het garen met strekverhou-ding 3,1 weergegeven; de snijpunten leveren twee enigszins verschillende tempera-turen op. De gemiddelde waarde is T^ ,,y„ genoemd en in tabel 1.2 samen met de waarden voor de andere garens vermeld. Tg_^y„ van het ongestrekte garen en van het garen met strekverhouding 2,77 ligt slechts weinig boven de dilatometrische Tg van amorf PETP, maar neemt bij de monsters met hogere strekverhoudingen tot 20 °C boven Tg toe.

Zoals reeds is besproken worden de tan 5^piek en het temperatuurgebied waarin de modulusafname plaatsvindt breder naarmate de garens verder gestrekt zijn. Dit

TABEL 1.2.

KARAKTERISTIEKE TEMPERATUREN EN TEMPERATUURVERSCHILLEN VAN DE P E T P STREKREEKS

De Strekverhouding T^ (°C) f,.d,„ (°C) -4rt„,„„„,„ (°C) JTE' (°C) van het monster

10 11 39 40 43 45 45 50 50 53 55 58

betekent dat het dynamisch-mechanische overgangsgebied breder wordt als de moleculaire ordening van de garens toeneemt. De breedte van dit overgangsgebied kan op verschillende manieren worden gekarakteriseerd. In de eerste plaats door T^-Tgiyn, verder door het temperatuurverschil tussen de beide buigpunten van de tan 5-kromme ('47'buigpunten) ^Q door een temperatuurverschil (ATE), dat uit de mo-duluskrommen te bepalen is. A T^u jgpu„,en is door aanpassing van een Gauss-kromme aan de tan ^-pieken in de buurt van T^ berekend; de waarden zijn in tabel 1.2 gegeven. ATE' wordt verkregen door behalve in het temperatuurgebied van 60 tot 80 °C ook in het gebied bij ca. 130 °C raaklijnen aan de moduluscurven te trekken (zie fig. 1.9) en de beide karakterisitieke temperaturen van elkaar af te trekken; de waarden van AT E' zijn eveneens in tabel 1.2 vermeld.

Td — Tg,óyn< ^T'buigpunten ^u AT^, Alt allc als ccu maat voor de breedte van het overgangsgebied kunnen worden beschouwd, zijn in fig. 1.13 uitgezet als functie van

1 2,8 3,1 3,6 4,1 4,5 84 107 118 124 128 131 74 72 83 85 90 89

Fig. 1.13. De breedte van de dynamisch-mechanische glas-rubberovergang van de PETP strekreeks als functie van de dubbele breking (An).

de dubbele breking, dwz. als functie van de gemiddelde oriëntatie. Zoals in de figuur is te zien, neemt de breedte van het overgangsgebied van de gestrekte garens evenredig met de gemiddelde oriëntatie toe. Zelfs de breedte van het overgangsgebied van het ongestrekte uitgangsgaren lijkt aan deze relatie te voldoen, maar omdat tussenliggende meetpunten ontbreken, is dit niet met zekerheid te zeggen.

I.4b. D E CHEMISCHE STRUCTUUR

Evenals bij kunststoffen is ook bij garens en vezels de chemische structuur van het polymeer bepalend voor vele eigenschappen. Voor het verkrijgen van inzicht in de invloed van de chemische structuur op de dynamisch-mechanische eigenschappen zijn zes verschillende reeksen chemisch verwante garens onderzocht. Behalve aan commerciële textiele en industriële garens is daarbij ook aan experimentele garens gemeten. Deze laatste zijn alle zodanig gesponnen en gestrekt dat ze aan de voor-naamste eisen voor textiele en industriële garens voldoen. De onderzochte reeksen bestonden uit garens gemaakt van:

a. alifatische polymeren; b. cycloalifatische polymeren; c. alifatisch-aromatische polymeren; d. cycloalifatisch-aromatische polymeren; e. aromatische polymeren;

f. geregenereerde en gemodificeerde cellulose.

De dynamische moduli (E') en de verhesfactor (tan S) van deze garens, die op de dempingsmeter voor metingen in lucht werden bepaald, zijn in de figuren 1.14 t/m 1.18 als functie van de temperatuur gegeven. De meetresultaten zullen per serie en in de aangegeven volgorde worden besproken.

a. Garens gemaakt uit alifatische polymeren

Onderzocht zijn een commercieel en een experimenteel textielgaren (resp. nylon-6 en PPL) en twee bandengarens (nylon-6 en nylon-6.6); de resultaten van de metingen zijn in fig. 1.14 vermeld. De polyamide garens vertonen in het temperatuurgebied van ca. 60 tot ca. 150 °C een overgang die met een aanzienlijke modulusafname en een duidelijke tan 5-piek gepaard gaat: dit zijn dynamische glas-rubberovergangen. Het PPL garen vertoont in het temperatuurgebied van 20 tot 220 °C geen dynamische glas-rubberovergang, deze ligt beneden kamertemperatuur (Tg = — 1 5 °C). In het temperatuurgebied van 20 tot 40 °C is nog een staartje van deze overgang te zien. De modulus van dit garen is bij 20 °C vergelijkbaar met die van nylon-6 textielgaren (fig. 1.14). Dit is een hoge waarde voor een materiaal boven zijn glas-rubberovergang. De oorzaak hiervan moet in de grote kristalliniteit (70 a 80%, zie par. II.6b.) worden gezocht; deze is in vergelijking met bijv. nylon en PETP textielgarens zeer hoog. Tot ca. 90 °C is er een duidelijke afname van de modulus, bij hogere temperatuur zakt deze in veel geringere mate. Het toenemen van tan ö bij temperaturen boven 150 °C wordt veroorzaakt door het naderen van het smeltpunt (smeltovergang). Tussen 50 en 120 °C is duidelijk een lage piek in de tan (5-kromme te onderscheiden, het maximum ligt bij ca. 90 °C. Zoals uit onderzoekingen naar de achtergrond van deze piek m.b.v. thermische analyse en röntgendiffractie is gebleken, wordt deze veroorzaakt door een overgang van ji- in a-kristallijn materiaal. In PPL garens kunnen nl. twee kristallijne vormen onderscheiden worden: een )9-vorm met een vlakke zig-zag conformatie en een a-vorm met een niet vlakke samengevouwen conformatie (zie par. II.4c.). De a-vorm is mogelijk een schroeflijnstructuur. De fi-vorm, die in gestrekte garens voorkomt is thermisch niet stabiel en kan partieel in a-kristallijn materiaal overgaan.

Het grote verschil tussen de temperatuurgebieden waarin de alifatische polyamide garens (nylon-6 en nylon-6.6) en het alifatische polyester garen (PPL) hun dynamische glas-rubberovergang vertonen wordt veroorzaakt door het verschil in intermolecu-laire wisselwerking. Er bestaat een sterke interactie tussen de molecuulketens van de polyamiden, deze berust op waterstofbrugvorming tussen de —NH—CO-groepen; PPL moleculen daarentegen bezitten geen permanente dipolen of waterstofbrug-vormende groepen die een extra bijdrage aan de intermoleculaire wisselwerking kunnen leveren (zie evt. [3] of par. II.6a.). Bij dynamisch-mechanische metingen uiten verschillen in moleculaire interactie zich in verschillen tussen de temperatuurgebieden waarin de materialen hun glas-rubberovergang vertonen: mits de frequenties gelijk zijn, verschuift bij toenemende moleculaire interactie de dynamische glas-rubber-overgang naar hogere temperaturen.

Het nylon-6 textielgaren vertoont in het gebied van 55 tot 120 °C zijn dynamische glas-rubberovergang (T^ = 89 °C). Bij kamertemperatuur is de modulus van dit ma-teriaal laag in vergelijking met die van PETP (fig. 1.16) en viscose rayon (fig. 1.18)

textiel-garens. Bij ca. 200 °C neemt tan S toe en E' af t.g.v. het naderen van de smeltovergang. De dynamische elasticiteitsmodulus en tan 8 van de beide alifatische bandengarens (nylon-6 en nylon-6.6) zijn eveneens in fig. 1.14 gegeven. Het nylon-6 monster heeft in vergelijking met nylon-6 textielgaren bij 20 °C een hogere modulus (ca. 50%), een bredere en lagere tan 5-piek (T^ = 100 °C) en een groter dynamisch glas-rubber-overgangsgebied. De oorzaak van deze verschillen ligt in de moleculaire ordening die de monsters door sterk verschillende strekprocessen hebben gekregen. Textiel-garens worden in het algemeen met strekverhoudingen variërend van 2,5 tot 3,8 gestrekt en bandengarens bij hogere temperaturen en met strekverhoudingen variërend van 5 tot 6. Bandengarens zijn daardoor meer georiënteerd en kristallijner dan textielgarens. 0.10 tan 6 0.08 0,06 O.OA 0.02 O E'.IO"'' (N/m') ^ 4 2 Oi . 1 . 1 1 20 50 100 150 200 2iO — T («O

Fig. 1.14. De dynamische elasticiteitsmodulus (£') en de verhesfactor (tan 6) van garens gemaakt uit alifatische polymeren, als functie van de temperatuur: experimenteel PPL textielgaren (—o—), nylon-6 textielgaren (—•—), nylon-6 bandengaren ( ) en nylon-6.6 bandengaren ( — x — ) .

Voor het nylon-6.6 bandengaren geldt dezelfde beschouwing als voor het nylon-6 bandengaren. De dynamische glas-rubberovergang (T^ = 108 °C) ligt in zijn geheel bij ca. 10 °C hogere temperaturen: dit is in overeenstemming met de ervaring dat vele temperatuurafhankelijke verschijnselen bij nylon-6.6 bij hogere temperaturen optreden dan bij nylon-6. De verklaring voor dit verschijnsel kan worden gezocht in het verschil in interactie tussen naburige moleculen dat bij sonische metingen aan nylon-6 en nylon-6.6 garens steeds wordt gevonden. Bij deze metingen wordt uit de veranderingen van de sonische modulus als functie van de rek een parameter (C) bepaald [12], die verband houdt met de intermoleculaire krachten. Een hoge C-waarde betekent een sterke interactie tussen naburige ketens. Bij 20 °C en 65 % R.V. zijn voor de C-waarden van het nylon-6.6 bandengaren en voor een nyIon-6.6 textiel-garen (zie par. II.6c.) resp. 0,88 • 10' en 0,8 • 10' N/m^ gevonden, voor de nylon-6

monsters waren deze waarden beide 0,63 • 10' N/m^. Nylon-6.6 heeft dus een grotere interactie tussen de moleculen en dientengevolge een dynamische glas-rubberovergang die bij hogere temperaturen ligt.

Voor de overgang in het temperatuurgebied van 20 tot 60 °C, waar de lage tan <5-piek en de modulusafname bij zowel het nylon-6 als bij het nylon-6.6 bandengaren op duiden, en die ook bij de alifatisch-aromatische copolyamiden (fig. 1.20) wordt gevonden, is geen verklaring bekend. Dit verschijnsel is ook niet verder onderzocht. b. Garens gemaakt uit cycloalifatische polymeren

Van de garens uit deze groep worden alleen de resultaten van metingen aan een experimenteel PACM-9 textielgaren gegeven. Zoals in fig. 1.15 is te zien, ligt de dynamische glas-rubberovergang van dit polyamide garen bij veel hogere tempera-turen dan bij de alifatische polyamiden (fig. 1.14). De oorzaak daarvan zijn de cyclo-hexylgroepen, die de PACM-9 moleculen in vergelijking met alifatische polyamiden een grotere stijfheid geven en dus de ketenbeweeglijkheid doen afnemen; bij dyna-mische metingen uit zich dit in het opschuiven van de glas-rubberovergang naar hogere temperaturen, mits de frequenties gelijk zijn.

Het PACM-9 monster bezit een smallere en hogere tan 5-piek dan de alifatische polyamiden (fig. 1.14), dit duidt op een lagere moleculaire ordening. De T^-waarde van dit garen is 174 °C. Bij temperaturen boven 220 °C neemt bij dit monster tan Ö toe en wordt de modulusdaling sterker door het naderen van de smeltovergang.

De dynamische modulus van het PACM-garen is tot ca. 70 °C van dezelfde orde van grootte als die van nylon-6 textielgaren (fig. 1.14). Dit relatief lage niveau voor een polymeer met zo'n stijve molecuulketen kan veroorzaakt zijn door de lagere moleculaire ordening; zoals in de vorige paragraaf is besproken, neemt de dynamische modulus van garens sterk toe bij toenemende moleculaire ordening.

Het PACM-9 monster vertoont in het temperatuurgebied van 30 tot 110°C een lage tan ^-piek en een modulusafname die op een overgang duiden. Deze overgang wordt behalve bij PACM-12, deze metingen worden hier niet vermeld, ook bij het cycloalifatisch-aromatische PDMCTP polyester garen (fig. 1.16) gevonden. Omdat het alifatisch-aromatische PETP polyester garen deze overgang niet vertoont, lijkt het mogelijk dat deze overgang door veranderingen in de conformatie van de cyclo-hexylgroep wordt veroorzaakt.

c. Garens uit alifatisch-aromatische polymeren

Als voorbeelden van garens uit deze groep worden de dynamisch-mechanische eigenschappen van een polyester textielgaren (PETP, fig. 1.16) en van een experimen-teel polyamide garen (nylon-6.T, fig. 1.15) gegeven. Het PETP monster heeft bij kamertemperatuur een hoge modulus. De overgang die dit garen in het temperatuur-gebied van 80 tot 150 °C vertoont, is de dynamische glas-rubberovergang; de karak-teristieke temperatuur Ti is 126 °C. Het oplopen van de tan (5-kromme en de versterkte

afname van de modulus bij 240 °C worden veroorzaakt door het naderen van de smeltovergang.

De, in vergelijking met de alifatische garens (fig. 1.14), hoge modulus en hoge temperaturen waarbij de dynamische glas-rubberovergang plaatsvindt, worden ver-oorzaakt door de benzeenring die de moleculen een grote stijfheid geeft. Deze over-gang Hgt evenwel bij het PETP monster bij lagere temperaturen dan bij het PACM-9 en het nylon-6.T garen (fig. 1.15); bij deze beide polymeren speelt naast de keten-verstijvende werking van resp. cyclohexyl- en benzeenringen, ook de sterke inter-moleculaire wisselwerking t.g.v. waterstofbruggen een rol.

0,U-| tanS

1

Fig. 1.15. De dynamische modulus (£') en de verhesfactor (tan S) van een cycloalifatisch en een alifatisch-aromatisch polyamide garen als functie van de temperatuur: experimenteel PACM-9

textielgaren ( ) en experimenteel nylon-6.T garen (—x—).

De dynamische glas-rubberovergang van het alifatisch-aromatische nylon-6.T garen ligt t.g.v. de beïnvloeding van de bewegingsmogelijkheden van de ketenseg-menten door de benzeenringen bij veel hogere temperaturen dan bij de alifatische polyamiden (fig. 1.14). De T^-waarde van dit monster is 192 °C. Bij kamertemperatuur bezit dit nylon-6.T garen geen bijzonder hoge dynamische modulus, deze is nauwelijks hoger dan die van nylon-6 en nylon-6.6 bandengarens (fig. 1.14), maar het is dan ook een experimenteel garen voor toepassing als stapelvezel, dat betekent dat het niet sterk is gestrekt.

d. Garens uit cycloalifatisch-aromatische polymeren

Van deze groep garens is alleen het experimentele PDMCTP polyester textielgaren onderzocht. Dit monster vertoont twee overgangen (fig. 1.16), de dynamische glas-rubberovergang (Ti = 140 °C) in het temperatuurgebied van ca. 90 tot 160 °C en een overgang met een lage tan 5-piek en een geringe modulusafname tussen 40 en

0,14-1-tanfi 0.12- 0.10- 0,09- 0.06- 0,04- 0,02-0 ^ 14 E'.IO» ( N / m ' ) "

t ;

Fig. 1.16. De dynamische modulus (£") en de verhesfactor (tan S) van twee polyester garens als functie van de temperatuur: alifatisch-aromatisch PETP textielgaren ( ) en

cycloalifatisch-aromatisch PDMCTP experimenteel textielgaren (—x—).

80 °C. Zoals bij het PACM-9 garen reeds is besproken, is het mogelijk dat deze overgang door veranderingen in de conformatie van de cyclohexylring wordt ver-oorzaakt.

De dynamisch-mechanische glas-rubberovergang van PDMCTP ligt bij 10 a 15 °C hogere temperaturen dan die van het PETP textielgaren (fig. 1.16); dit wordt veroorzaakt door de cyclohexylgroep die PDMCTP moleculen in vergelijking met PETP moleculen een grotere stijfheid geeft. Het modulusniveau van dit PDMCTP garen is tot ca. 130 °C aanzienlijk lager dan dat van het PETP monster; een verklaring hiervoor zou een lagere moleculaire ordening kunnen zijn.

e. Garens uit aromatische polymeren

In fig. 1.17 zijn de dynamische modulus en tan 8 van een industrieel polyamide garen (PMFI) en twee experimentele polyfenyleenoxide garens (PPO® en PPPO) gegeven. Het aromatische polyamide PMFI heeft over het gehele temperatuurgebied van 20 tot 240 °C een zeer hoge dynamische modulus. Het oplopen van de tan 5-kromme en de versterkte afname van de modulus bij temperaturen boven 200 °C duiden op het naderen van de dynamische glas-rubberovergang. Deze ligt door de zeer sterke belemmering van de bewegingsmogelijkheden van de ketensegmenten niet alleen bij zeer veel hogere temperaturen dan bij de alifatische polyamiden (fig. 1.14), maar ook bij aanzienlijk hogere temperaturen dan bij cycloalifatische en ahfatisch-aroma-tische polyamide garens (fig. 1.15).

tan 8 0.10 ao8 0X16 0.02- 0-, ,-_x-»-»— / / / 1 " •• v ^ ; „ _ , _ , _ » . , ^ " -(N/m-) 150 200 T(°C)

Fig. 1.17. De dynamische modulus (£") en de verhesfactor (tan S) van garens uit aromatische poly-meren als functie van de temperatuur: PMFI industrieel polyamide garen (—*—) en experimentele

PPO® ( ) en PPPO (—X—) polyfenyleenoxide garens.

Een beschouwing van de modulus en tan b van de experimentele polyfenyleenoxide garens (PPO® en PPPO) laat zien dat de moduli van deze monsters in een groot temperatuurgebied van dezelfde orde van grootte en vrijwel onafliankelijk van de temperatuur zijn; bij 20 °C zijn de moduluswaarden vergelijkbaar met die van nylon-6 textielgaren ffig. 1.14). Bij PPO® begint bij ca. 180 °C de modulus sterk af te nemen; deze daling hangt samen met het naderen van de glas-rubberovergang. Door degra-datie was het niet mogelijk de volledige overgang te meten. M.b.v. de "torsional braid analysis"-techniek [15] is voor dit polymeer een Ti van 220 °C gevonden.

Bij het PPPO garen begint de afname van de modulus bij ca. 220 °C. Deze daling t.g.v. het naderen van de dynamische glas-rubberovergang is veel geleidelijker dan bij het PPO® garen. De oorzaak daarvan zal het verschil in kristalliniteit tussen deze monsters zijn; PPPO garens zijn kristaUijn en PPO® garens niet of zeer weinig. De dynamische overgangstemperatuur Ti van PPPO ligt bij of boven 260 °C.

De verhesfactor van beide garens is in een groot temperatuurgebied laag; die van PPPO bij en vlak boven kamertemperatuur zelfs zeer laag. Bij hogere temperaturen, tussen 40 en 120 °C, vertoont het PPPO monster een brede en lage tan 5-piek. Ook bij dynamische metingen aan proefstaafjes [16] is in vrijwel hetzelfde temperatuur-gebied een soortgelijke piek gevonden. Het moleculaire mechanisme dat deze pieken veroorzaakt is niet bekend; het zou een rotatie van benzeenringen (als zijgroep) kunnen zijn, zoals bij polystyreenoxide bij ca. 20 °C en bij polystyreen bij ca. 70 °C