5.1. Allgemeine Angaben zum beendeten Teilprojekt A5

5.1.1. Titel: Crazes und nanostrukturell initiierte Fließprozesse in neuen

Polymermaterialien

5.1.2. Fachgebiete und Arbeitsrichtung:

Polymerphysik, Elektronenmikroskopie, Morphologie und Mikromechanik

5.1.3. Leiter

Michler, Goerg Hannes, 19.05.1945

Martin-Luther-Universität Halle-Wittenberg,

Institut für Physik, Fachgruppe Allgemeine Werkstoffwissenschaft

06099 Halle

Telefon: 03461/462745

Telefax: 03461/462535

E-Mail: goerg.michler@physik.uni-halle.de

5.2. Bericht über die Entwicklung des Teilprojekts

5.2.1. Bericht

Durch die im Berichtszeitraum durchgeführten Untersuchungen zum Zusam-

menhang von Morphologie und Deformationsverhalten nanostrukturierter Poly-

mere konnte die schon in der vorangegangenen Förderperiode gezeigte Verall-

gemeinerung mikromechanischer Prozesse bestätigt und für weitere, neuartige

Systeme nachgewiesen werden. Demzufolge treten in verschiedenen Polymeren

dann identische mikromechanische Mechanismen auf, wenn unter vergleichba-

ren Bedingungen (Temperatur, Belastungsgeschwindigkeit) ähnliche Nanostruk-

turen vorliegen. Obwohl die konkreten Dimensionen der strukturellen Inhomo-

genitäten, die im jeweils betrachteten System als eigenschaftsbestimmende

Strukturen identifiziert wurden, erwartungsgemäß von den Grundeigenschaften

der untersuchten Polymere abhängen, können universelle Prozesse nachgewie-

sen werden.

A) Mikro- und Nanofasern, hybride Nanofasern

Mikro- und Nanofasern spröder Polymere: Gradueller Spröd-Zäh-Übergang als

Funktion der Faserdurchmesser

Modellsystem Polystyrol (PS):

an die Dicke „klassischer“, für das betrachtete Polymer typischer Craze

erfolgt ein Übergang von crazeartiger

Übergang folgt dem Schema (s. Abb.1)

Crazing����Mehrfachcrazing entlang einer Faser

Fibrillenabstand ≅ 40 nm

Fibrillendurchmesser ≅ 10 nm a)

Abb. 1: Beispiele und schematischer Vergleich von Deformationszonen in PS:

Craze in kompaktem Material (a), Craze in einer Mikrofaser (b), sequenzielles

Mehrfachcrazing entlang einer Nanofaser (c), Einschnürung (d, e) in Nanofasern

unterhalb kritischer Faserdurchmesser.

Für elektrogesponnene Nanofasern aus PS wird bei einem Durchmesser von 250 nm ein Übergang von crazeartiger Deformation zum Dünnschichtfließen festgestellt. Die für PS-Nanofasern mit Durchmessern

Fließzonen können als einzelne, aufgrund der geringen Abmessungen der Faser

einzig mögliche Crazefibrillen gedeutet werden. Da durch Elektrospinnen Nan

fasern mit definierten Durchmessern

thode gegeben, kritische Schichtdicken, welche das Einsetzen plastischer Flie

prozesse begünstigen, zu bestimmen.

Modellsystem Polystyrol (PS): Bei Annäherung der Nanofaser

an die Dicke „klassischer“, für das betrachtete Polymer typischer Craze

erfolgt ein Übergang von crazeartiger Deformation zu Fließprozessen. Der

Übergang folgt dem Schema (s. Abb.1)

Mehrfachcrazing entlang einer Faser����Dünnschichtfließen

d ≥ 500 nm

d ≅ 350 nm

d ≅ 250 nm

b) c) d)

Abb. 1: Beispiele und schematischer Vergleich von Deformationszonen in PS:

Craze in kompaktem Material (a), Craze in einer Mikrofaser (b), sequenzielles

entlang einer Nanofaser (c), Einschnürung (d, e) in Nanofasern

unterhalb kritischer Faserdurchmesser.

Für elektrogesponnene Nanofasern aus PS wird bei einem Durchmesser von 250 nm ein Übergang von crazeartiger Deformation zum Dünnschichtfließen

Nanofasern mit Durchmessern ≤ 250 nm auftretenden

Fließzonen können als einzelne, aufgrund der geringen Abmessungen der Faser

Crazefibrillen gedeutet werden. Da durch Elektrospinnen Nan

fasern mit definierten Durchmessern erzeugt werden können, ist damit eine M

thode gegeben, kritische Schichtdicken, welche das Einsetzen plastischer Flie

prozesse begünstigen, zu bestimmen.

Bei Annäherung der Nanofaser-Durchmesser

an die Dicke „klassischer“, für das betrachtete Polymer typischer Craze-Fibrillen

Deformation zu Fließprozessen. Der

Dünnschichtfließen.

250 nm

d ≤ 200 nm

e)

Abb. 1: Beispiele und schematischer Vergleich von Deformationszonen in PS:

Craze in kompaktem Material (a), Craze in einer Mikrofaser (b), sequenzielles

entlang einer Nanofaser (c), Einschnürung (d, e) in Nanofasern

Für elektrogesponnene Nanofasern aus PS wird bei einem Durchmesser von 250 nm ein Übergang von crazeartiger Deformation zum Dünnschichtfließen

250 nm auftretenden

Fließzonen können als einzelne, aufgrund der geringen Abmessungen der Faser

Crazefibrillen gedeutet werden. Da durch Elektrospinnen Nano-

erzeugt werden können, ist damit eine Me-

thode gegeben, kritische Schichtdicken, welche das Einsetzen plastischer Fließ-

Hybride Nanofasern: Durch Nanopartikel modulierte Deformationsmechanis-

men

Modellsystem PC/Carbon Nanotubes [4]: Die Zusammenhänge zwischen Na-

nostruktur und Deformationsmechanismen wurden in verschiedenen hybriden

Nanofasern untersucht. Dabei wurden verschiedene, ein-, zwei- und dreidimen-

sionale Füllstoffe verwendet. Durch in situ-Dehnversuche im TEM konnten ver-

schiedene Standardtypen definiert werden: binäre Systeme (Polymermatrix und

Nanofüllstoff) und ternäre Systeme (Polymermatrix, Nanofüllstoff und Nanopo-

ren an den Faseroberflächen). Für diese Systeme wurden mikro- und nanoskopi-

sche Deformationsprozesse erfasst und verschiedene schematische Modelle vor-

geschlagen. Das wesentliche Ergebnis der Untersuchungen ist der Nachweis ei-

nes spröd-zäh-Überganges. Diese Eigenschaft hybrider Nanofasern führt zu ei-

ner einzigartigen Balance aus Steifigkeit, Festigkeit und Zähigkeit. Weitere Un-

tersuchungen sollen zeigen, dass solche Nanofasern als Verstärkungselemente in

neuartigen Polymerkompositen dienen können.

B) Kompakte Nanokomposite amorpher Polymere

Modellsystem PMMA/SiO2[5]: Das Modellsystem (industrielle Muster,

RÖHM GmbH&Co. KG) zeichnet sich durch eine exzellente Dispergierung der

sphärischen Nanopartikel in der Polymermatrix aus. Die Proben aller Füllgrade

(5% bis 20%) sind praktisch frei von Agglomeraten und weisen eine sehr enge

Partikelgrößenverteilung bei einem mittleren Teilchendurchmesser von 26 nm

auf. Das Material besitzt hervorragende optische Eigenschaften, d.h. die Trans-

parenz des PMMA wird nicht reduziert. Durch die Auswertung von zwei ge-

trennten Glasübergangstemperaturen des PMMA im DSC-Thermogramm wurde

nachgewiesen, dass eine 9 nm dicke Schicht des Polymeren um die SiO2-

Partikel herum („bound layer“) durch die Teilchen beeinflusst wird. Statt einer

scharfen Grenzfläche (interface) existiert eine modifizierte Polymerschicht

(interphase). Es wurde gefunden, dass das mechanische Eigenschaftsniveau bei

einem Füllgrad von 10% ein Optimum zeigt (gleichzeitige Erhöhung von Elasti-

zitätsmodul, Mikrohärte und Bruchzähigkeit gegenüber dem reinen PMMA).

Höhere Füllgrade führen insbesondere zu einem signifikanten Abfall der Bruch-

zähigkeit. Bei einem Füllgrad von 20% beträgt der mittlere Teilchenabstand 19

nm; er ist damit so weit verringert, dass eine Überlappung (percolation) der

„bound layers“ eintritt. Für dieses konkrete System darf die Dicke der PMMA-

Stränge zwischen den Teilchen 20 nm nicht unterschreiten, wenn zähigkeits-steigernde Mechanismen wirken sollen.

Modellsystem PS/Böhmit [2, 16]: Verschieden oberflächenmodifizierte Böh-

mit-Nanopartikel (AlOOH, DISPERAL OS1 und OS2, SASOL Germany, Ham-

burg) wurden in Anteilen von 5% bis 30% in Standard-Polystyrol (PS 158K,

BASF Aktiengesellschaft) eingemischt. Die sehr kleinen Primärpartikel (5 bis

10 nm) des Böhmit bilden mit zunehmendem Füllgrad größere Agglomerate

(190 nm bei 5%, 660 nm bei 30%). Die sphärischen Agglomerate selbst weisen

eine enge Größenverteilung auf und sind im Material homogen dispergiert (Abb.

2a). Durch in situ-Dehnversuche konnte erstmalig gezeigt werden, dass Einlei-

tung und Wachstum von Crazes durch nanopartikuläre Füllstoffe gesteuert wer-

den kann. Bei Anlegen einer Zugspannung erfolgt ein Ablösen der Polymermat-

rix von den Partikeloberflächen; durch „Nanovoid-Bildung“ entstehen Crazes

(Abb. 2b). Dadurch ist ein Mechanismus wirksam, der die Einleitung von Mehr-

fach-Crazing durch harte, anorganische Partikel erlaubt. Damit ist ein potentiell

zähigkeitssteigernder Mechanismus gegeben. Liegen Agglomerate vor, werden

die Crazestrukturen gröber.

C) Kompakte Nanokomposite teilkristalliner Polymere

Durch die Entwicklung eines neuartigen Verfahrens [35] ist es möglich gewor-

den, neue Modellsysteme mit exzellenter Nanopartikelverteilung bei einem wei-

ten Bereich möglicher Füllgrade (bis 30%) zu erhalten. Da dieses Verfahren be-

sonders gut auf ein neues Modellsystem (Polyhydroxybutyrat/Hydroxylapatit)

angewendet werden kann, wurde im Bearbeitungszeitraum dieses Material be-

vorzugt. Durch die Herstellung in einem biologischen Prozess ist das Matrixpo-

lymer hochrein (insbesondere frei von Katalysatorrückständen) und hoch isotak-

tisch. Es eignete sich daher besonders für die Untersuchung des Einflusses von

Nanopartikeln auf das Kristallisationsverhalten.

Modellsystem PHB/Nanopartikel: Hydroxylapatit-Nanopartikel (OSTIM,

HEREAUS Hanau) wurden in Anteilen von 5% bis 30% dem Matrixpolymer

beigegeben (Abb. 2c). Die Partikel sind lanzettenförmig; die typische Länge be-

trägt 50 nm. Das spröde Matrixpolymer zeigt bei Zugbelastung ausgeprägte

Crazebildung. Durch in situ-Dehnversuche im Lichtmikroskop, im Rasterelekt-

ronenmikroskop und im TEM konnte nachgewiesen werden, dass – in völliger

Analogie zu den für das amorphe PS beschriebenen Prozessen – eine Modulie-

rung der Crazebildung erfolgt (Abb. 2d). Die erhaltenen Komposite weisen mit

dem Füllstoffgehalt linear ansteigende Werte für den Elastizitätsmodul und die

Mikrohärte auf, während die Bruchdehnung von 7% erhalten bleibt. Diese Er-

gebnisse heben sich signifikant von den mechanischen Eigenschaften vergleich-

barer Komposite mit Mikropartikeln (10 µm Partikelgrösse) ab. Hier sinkt bei

Füllgraden über 10% die Bruchdehnung auf unter 1% ab.

a) b)

c) d) e)

Abb. 2: Beispiele und schematische Darstellung für durch Nanopartikel modu-

lierte Crazebildung: a) Morphologie von PS mit 5% Böhmit-Nanopartikeln, b)

modulierter Craze in PS + 10% Böhmit, c) Morphologie von PHB und 10% HA-

Nanopartikeln, d) modulierter Craze in PHB +10% HA, e) Schema zur modu-

lierten Crazebildung

Damit ist der Nachweis erbracht, dass die Verwendung nanoskopischer Füllstof-

fe auch in spröden teilkristallinen Polymeren zähigkeitssteigernde Mechanismen

hervorrufen kann. Durch Mikrohärte-Messungen konnte gezeigt werden, dass

die Kristallisationskinetik der Nanokomposite nicht nachweisbar durch den ver-

wendeten Füllstoff beeinflusst wird und dass der Anstieg der Mikrohärte linear

mit steigendem Füllstoffgehalt erfolgt (Abb. 3).

Abb. 3: Mikrohärte der Nanokomposite aus PHB und HA als Funktion des Füll-

stoffgehaltes und der Kristallisationszeit

D) SBS-Blockcopolymere mit modifizierter Konformation

Der bei SBS-Blockcopolymeren mit lamellarer Morphologie festgestellte, für

die Zähigkeitserhöhung genutzte Mechanismus des Dünnschichtfließens der PS-

Phase reagiert empfindlich auf Änderungen der molekularen Architektur. Durch

die Beeinflussung des Phasenseparationsverhaltens wird die Morphologie signi-

fikant verändert. Weitere Variationen ergeben sich durch die Zumischung von

reinem Polystyrol-Homopolymer (hPS). Schon geringe hPS-Anteile führen zu

einer Verdickung der PS-Lamellen und dem Überschreiten einer kritischen La-

mellendicke, wodurch sich das Deformationsverhalten infolge des Zusammenb-

rechens des stark energieabsorbierenden Prozesses rapide von duktil zu spröd

ändert. Überraschenderweise erfolgt bei spritzgegossenen Blends mit neuartiger

Tropfenmorphologie [3] der Abfall der Bruchdehnung mit größeren hPS-

Anteilen allmählicher. Somit kann ein zähes Deformationsverhalten selbst bei

großen hPS-Anteilen festgestellt werden. Grundlage für diese gute Zähigkeit ist

die Ausbildung einer kontinuierlichen, netzwerkartigen Weichphase (Dicke ca.

10 nm), welche die PS- Inklusionen einschließt. Diese Resultate bilden die

Grundlage eines neuen Projektes (DFG Mi358/29-1).

E) Blockcopolymere mit kristallisationsfähiger Komponente

Die Arbeiten zu Blockcopolymeren mit kristallisationsfähiger Komponente war-

en als methodische Hilfestellung im SFB 418, insbesondere im Teilprojekt B12,

konzipiert. Arbeiten an eigenen Systemen fanden nicht statt.

Microhardness of PHB and Nanocomposites of PBH/HACrystallization at 22°C

0

50

100

150

200

250

0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000 8000 9000 10000

T[min]

H [

MP

a] PHB1.3 pur

PHB1.1+10%HA

PHB1.1+20%HA

F) Nanokomposite auf Basis von Blockcopolymeren

Modellsystem SBS-Blockcopolymer/Böhmit [1]:

nearen SBS-Blockcopolymer mit statistischem (PS

mellarer Morphologie wurden Böhmit

SASOL Germany, Hamburg) in Konzentrationen von 5% bis 40% zugeschl

gen. Die lamellare Struktur des Blockcopolym

zunehmendem Füllgrad werden die Agglomerate der Füllstoffe größer; eine b

vorzugte Einlagerung in eine der beiden Polymerphasen wird nicht beobachtet

(Abb. 4a). Zugversuche belegen, dass bei einem Füllgrad von 5% bei gleichb

bender hoher Bruchdehnung und leicht erhöhter Bruchspannung deutlich höhere

Werte für die Streckspannung erreicht werden (Abb. 4b). Die Beeinflussung der

mechanischen Eigenschaften ist günstiger als bei Verwendung gleicher Anteile

organisch modifizierter Schichtsilikate. Deutliche Unterschiede im mechan

schen Verhalten werden gefunden, wenn verschieden oberflächenmodifizierte

Böhmit-Nanopartikel eingesetzt werden.

a)

Abb. 4: a) Morphologie von Nanokompositen aus SBS

Böhmit mit 20% und 40% Füllstoffgehalt, b) Vergleich der Spannungs

Dehnungs-Kurve für reines SBS, SBS mit verschiedenen Füllgraden Böhmit und

5% Schichtsilikat

G) Schichtsysteme aus Blockcopolymeren und PS

Die geplanten Untersuchungen an

und dem Homopolymer PS konnten nicht realisiert werden. Durch den Kooper

tionspartner wurden jedoch gleichwertige Schichtsysteme mit definierten D

cken des Modell-Polymers PS zur Verfügung gestellt. Dem amorphen, sp

Nanokomposite auf Basis von Blockcopolymeren

Blockcopolymer/Böhmit [1]: Einem asymmetrischen l

Blockcopolymer mit statistischem (PS-co-PB)-Mittelblock und l

mellarer Morphologie wurden Böhmit-Nanopartikel (Disperal OS1 und OS2,

SASOL Germany, Hamburg) in Konzentrationen von 5% bis 40% zugeschl

gen. Die lamellare Struktur des Blockcopolymers wird nicht beeinflusst. Mit

zunehmendem Füllgrad werden die Agglomerate der Füllstoffe größer; eine b

vorzugte Einlagerung in eine der beiden Polymerphasen wird nicht beobachtet

(Abb. 4a). Zugversuche belegen, dass bei einem Füllgrad von 5% bei gleichb

bender hoher Bruchdehnung und leicht erhöhter Bruchspannung deutlich höhere

Werte für die Streckspannung erreicht werden (Abb. 4b). Die Beeinflussung der

mechanischen Eigenschaften ist günstiger als bei Verwendung gleicher Anteile

r Schichtsilikate. Deutliche Unterschiede im mechan

schen Verhalten werden gefunden, wenn verschieden oberflächenmodifizierte

Nanopartikel eingesetzt werden.

b)

Abb. 4: a) Morphologie von Nanokompositen aus SBS-Blockcopolymer und

mit 20% und 40% Füllstoffgehalt, b) Vergleich der Spannungs

Kurve für reines SBS, SBS mit verschiedenen Füllgraden Böhmit und

Schichtsysteme aus Blockcopolymeren und PS-Homopolymeren

Die geplanten Untersuchungen an Schichtsystemen aus SBS-Blockcopolymeren

und dem Homopolymer PS konnten nicht realisiert werden. Durch den Kooper

tionspartner wurden jedoch gleichwertige Schichtsysteme mit definierten D

Polymers PS zur Verfügung gestellt. Dem amorphen, sp

Einem asymmetrischen li-

Mittelblock und la-

Nanopartikel (Disperal OS1 und OS2,

SASOL Germany, Hamburg) in Konzentrationen von 5% bis 40% zugeschla-

ers wird nicht beeinflusst. Mit

zunehmendem Füllgrad werden die Agglomerate der Füllstoffe größer; eine be-

vorzugte Einlagerung in eine der beiden Polymerphasen wird nicht beobachtet

(Abb. 4a). Zugversuche belegen, dass bei einem Füllgrad von 5% bei gleichblei-

bender hoher Bruchdehnung und leicht erhöhter Bruchspannung deutlich höhere

Werte für die Streckspannung erreicht werden (Abb. 4b). Die Beeinflussung der

mechanischen Eigenschaften ist günstiger als bei Verwendung gleicher Anteile

r Schichtsilikate. Deutliche Unterschiede im mechani-

schen Verhalten werden gefunden, wenn verschieden oberflächenmodifizierte

Blockcopolymer und

mit 20% und 40% Füllstoffgehalt, b) Vergleich der Spannungs-

Kurve für reines SBS, SBS mit verschiedenen Füllgraden Böhmit und

Homopolymeren

Blockcopolymeren

und dem Homopolymer PS konnten nicht realisiert werden. Durch den Koopera-

tionspartner wurden jedoch gleichwertige Schichtsysteme mit definierten Di-

Polymers PS zur Verfügung gestellt. Dem amorphen, spröden

PS wird ein duktiler (PP) und ein hart-spröder (PMMA) Materialpartner gegen-

übergestellt. Beide Modellsysteme haben vergleichbare Schichtdicken des PS

von 25 nm bis 300 nm.

Modellsystem PS/PP [33]: Die verwendeten Schichtsysteme bestanden aus

90% duktilem Polypropylen und 10% sprödem Polystyrol. Durch Variation der

Gesamtdicke der Folien bei konstanter Zahl von Schichten (1024 alternierende

Schichten) wurde die Dicke der PS-Schicht variiert. Die Probe mit PS-

Schichtdicken von 48 nm besitzt bezüglich der Balance con Festigkeit, Steifig-

keit und Zähigkeit die besten Eigenschaften: Der Elastizitätsmodul ist mit E=2,3

GPa doppelt so hoch wie bei der Folie mit PS-Schichtdicken von 82 nm (E=1,06

GPa) während die Streckspannung mit σy=40 MPa konstant bleibt und die

Bruchdehnung signifikant von εb=66 % auf εb=115% steigt. Bei noch geringeren

Foliendicken brechen die PS-Schichten in einzelne kurze Domänen auf; die

Schichtstruktur wird zerstört. Diese drastische Veränderung der Nanostruktur

führt zu einer deutlichen Veränderung des mechanischen Eigenschaftsniveaus:

Die Bruchdehnung steigt sprunghaft an (εb=272%), während der Elastizitätsmo-

dul sprunghaft sinkt. Die Eigenschaften des Verbundmaterials nähern sich den

Eigenschaften des im Überschuss vorliegenden PP (Abb. 5).

Es kann gezeigt werden, dass die dünnen PS-Schichten starker plastischer De-

formation unterliegen (Abb. 6). In den deformierten Zonen (in Abb. 6 durch „d“

markiert) sind die gemessenen Dicken der PS-Schichten mit 54 nm deutlich ge-

ringer als in nicht deformierten Bereichen (78 nm, Bereich „u“). Die überragen-

den mechanischen Eigenschaften werden also auch in diesem System durch den

Übergang zu starkem plastischen Fließen des spröden PS ermöglicht. Der Pro-

zess des Dünnschichtfließens konnte also auch in diesem System nachgewie-sen werden.

Schichtdicke PS: 82 nm

Schichtdicke PS: 48 nm

PS diskontinuierlich ≤ 50

nm

a) b) c)

Abb. 5: Zusammenstellung von Morphologie und mechanischen Eigenschaften

von Schichtsystemen aus PP und PS (90% zu 10%) mit 1024 alternierenden

Schichten; a) Foliendicke 250 µm, b) Foliendicke 125 µm, c) Foliendicke 25 µm

Abb. 6: Mikromechanische Deformationsprozesse in einem PP/PS-

Schichtsystem 90/10 mit PS-Schichtdicken von 82 nm

Modellsystem PS/PMMA: Der Spröd-Zäh-Übergang, d.h. der graduelle Über-

gang von crazeartiger Deformation zum Dünnschichtfließen in dünnen PS-

Schichten wird nicht beobachtet, wenn eine ebenso hart-spröde Umgebung vor-

liegt.

Das Auftreten des Dünnschichtfließens ist also nicht nur von der Schichtdicke des betreffenden Polymeren, sondern auch von den mechanischen Eigen-schaften des begrenzenden Mediums abhängig. Der Übergang zum Dünn-schichtfließen erfolgt, wenn ein duktileres („weicheres“) Material (PP, PC) oder Luft bzw. Vakuum die dünner werdende Schicht begrenzen. Letzteres ist z.B. gegeben, wenn z.B. durch Ablösung an Nanopartikel-Polymer-Grenzflächen Lochbildung auftritt (siehe modulierte Crazes ) oder die be-trachtete Schicht frei von steifen Begrenzungen ist (Nanofasern).

Transferprojekt T02: „Minimierung von Teilchengröße und -anteil in

schlagzäh-modifizierten Polyolefinen“

Auf Basis der in den Bearbeitungszeiträumen 2003 – 2005 und 2006 – 2008 ge-

wonnenen Erkenntnisse wurden gemeinsam mit einem Industriepartner (DOW

Chemical) neue schlagzähmodifizierte Polyolefine untersucht. Das Problem be-

steht darin, dass bei Unterschreitung der Glasübergangstemperatur das als Mat-

rixpolymer eingesetzte Polypropylen einem sehr deutlichen zäh-spröd-Übergang

unterliegt. Damit verbunden ist ein relativ scharfer Übergang der wirksamen

mikromechanischen Mechanismen vom Scherfließen zum Crazing. Ziel der For-

schung war, die im TP A5 des SFB 418 gefundenen Mechanismen einzusetzen,

um die Schlagzähigkeit bei tiefen Temperaturen unter Beibehaltung einer hohen

Steifigkeit und Festigkeit bei Raumtemperatur zu erhöhen. Zusätzlich sollte im

anwendungsrelevanten Temperaturbereich eine ausreichende Transparenz des

Materials gewährleistet werden.

Die Erfüllung dieses Forderungspaketes gelang durch den Einsatz kleiner, gut

dispergierter Modifikatorteilchen. Durch den Übergang von mikro- zu nanosko-

pischen Modifikatoren werden bei geringen Anteilen einer Weichphase sehr

kleine mittlere Teilchenabstände realisiert, wodurch auch bei tiefen Temperatu-

ren eine intensive plastische Deformation des (bei tiefen Temperaturen spröden)

Matrixpolymers initiiert wird. Gleichzeitig konnten durch die jetzt mögliche

Verringerung des Modifikatoranteils die Festigkeit und Steifigkeit bei Raum-

temperatur auf einem hohen Niveau gehalten werden

Die erzielten Ergebnisse werden durch den Industriepartner zukünftig genutzt,

um in Zusammenarbeit mit Kunststoffverarbeitern neue Produkte in die Praxis

zu überführen.

5.2.2. Liste der aus dem Teilprojekt seit der letzten Antragstellung ent-

standenen Publikationen

1. Begutachtete Veröffentlichungen [1] R. Adhikari, S. Henning, W. Lebek, R. Godehardt, S. Illisch, G.H. Michler:

Structure and properties of nanocomposites based on SBS block copolymer and Alumina; Macromol. Symp. 231 (2006) 116 – 124

[2] R. Adhikari, S. Henning, G.H. Michler: Nanostructured composites with layered morphology: structure and properties; Macromol. Symp. 233 (2006) 26 – 35

[3] M. Buschnakowski, R. Adhikari, S. Illisch, V. Seydewitz, R. Godehardt, W. Lebek, G.H. Michler, K. Knoll, C. Schade: Influence of phase separa-tion behaviour on toughness of compression moulded SBS star block copo-lymer/polystyrene blends; Macromol. Symp. 233 (2006) 66 – 77

[4] G.-M. Kim, R. Lach, G.H. Michler, P. Pötschke, K. Albrecht: Relationships between phase morphology and deformation mechanisms in polymer nano-composite nanofibres prepared by electrospinning process; Nanotechnol-ogy 17 (2006) 963 – 972

[5] R. Lach, G.-M. Kim, G.H. Michler, W. Grellmann, K. Albrecht: Indenta-tion fracture mechanics for toughness assessment of PMMA/SiO2 nano-composites; Macromol. Mater. Eng. 291 (2006) 263 – 271

[6] M. Krumova, S. Henning, G.H. Michler: Chevron morphology in deformed semicrystalline polymers; Phil. Mag. 86 (2006) 1689 – 1712

[7] X. Chen, A. Galeski, G.H. Michler: Morphological alteration and strength of polyamide 6 subjected to high plane-strain compression Polymer 47 (2006) 3171 – 3185

[8] A. Flores, V.B.F. Mathot, G.H. Michler, R. Adhikari, F.J. Baltá Calleja: Novel aspects of microindentation hardness in very low crystallinity ethy-lene-1-octene polymers: A model for deformation; Polymer 47 (2006) 5602 – 5609

[9] R. Adhikari, W. Lebek, R. Godehardt, G.H. Michler, M. E. Cagiao, F. J. Baltá Calleja, K. Knoll: Relationship between nanostructure and deforma-tion behaviour of microphase-separated styrene/butadiene systems; J. Appl. Polym. Sci. 101 (2006) 998 – 1006

[10] P. Doshev, G. Lohse, S. Henning, M. Krumova, A. Heuvelsland, G.H. Michler, H.-J. Radusch: Phase interactions and structure evolution of hete-rophasic ethylene-propylene copolymers as a function of system compo-sites; J. Appl. Polym. Sci. 101 (2006) 2825 – 2837

[11] [G.H. Michler, H.H. Kausch, R. Adhikari: Modelling is thin layer yielding in polymers; J. Macromol. Sci. 45 (2006) 727 – 739

[12] R. Adhikari, G.H. Michler: Morphology-property correlations in different multi-component polyethylenes; Bull. Nep. Chem. Soc. (2006) 1 – 5

[13] G.-M. Kim, G.H. Michler, S. Henning, H.-J. Radusch, A. Wutzler: Thermal and spectroscopic characterization of microbial poly(3-hydroxbutyrate) submicrometer fibers prepared by electrospinning; J. Appl. Polym. Sci. 103 (2007) 1860 – 1867

[14] R. Adhikari, R. Godehardt, W. Lebek, G.H. Michler: Blends of high densi-ty polyethylene and ethylene/1-octene copolymers: structure and proper-ties; J. Appl. Polym. Sci. 103 (2007) 1887 – 1893

[15] G.-M. Kim, S. Goerlitz, G.H. Michler: Deformation mechanism of Nylon 6/layered silicate Nanocomposites: Role of the layered silicate; J. Appl. Polym. Sci. 105 (2007) 38 – 48

[16] H.H. Kausch, G.H. Michler: Effect of nanoparticle size and size-distribution on mechanical behavior of filled amorphous thermoplastic po-lymers; J. Appl. Polym. Sci. 105 (2007) 2577 – 2587

[17] G.-M. Kim, G.H. Michler, F. Ania, F.J. Baltá Calleja: Temperature depen-dence of polymorphism in electrospun nanofibres of PA6 and PA6/clay na-nocomposite; Polymer 48 (2007) 4814

[18] R. Adhikari, R. Lach, G.H. Michler: Fracture behaviour of binary sty-rene/butadiene block copolymer blends; J. Nep. Chem. Soc. (2007) 55 – 66

[19] M. Buschnakowski, R. Adhikari, G.H. Michler, K. Knoll; Influence of the extrusion process on the morphology and micromechanical behavior of po-lystyrene-block-(polystyrene-co-butadiene)-block-polystyrene star block copolymer/homopolystyrene blends; J. Appl. Polym. Sci. 106 (2007) 1939 – 1949

[20] J. Brandt, S. Henning, G.H. Michler, M. Schulz, A. Bernstein: Nanocrys-talline hydroxyapatite for bone repair; Key Engineering Materials Vols. 361-363 (2008) 35 – 38

[21] G.-M. Kim, S.-M. Lee, G.H. Michler, H. Roggendorf, U. Gösele, M. Knez: Nanostructured pure anatase titania tubes replicated from electrospun po-lymer fiber templates by atomic layer deposition; Chem. Mat. 20 (2008) 3085 – 3091

[22] R. Adhikari, M. Buschnakowski, G.H. Michler, K. Knoll: Some new as-pects on structure and properties of SBS block copolymer/polystyrene blends; Journal of Institute of Science and Technology, Tribhivan Universi-ty, Nepal (2008)

[23] R. Adhikari, C. Damm, G.H. Michler, H. Münstedt, F.J. Baltá-Calleja: Processing and mechanical performance of SBS block copolymer/layered silicate nanocomposites; Composite Interfaces 15 (2008) 453 – 463

Monographie [24] G.H. Michler: Electron Microscopy of Polymers; Springer, Berlin 2008

2. Eingereichte Veröffentlichungen (mit Datum der Einreichung) [25] A. Asran, S. Henning, G.H. Michler: Bone like polyvinylalcohol-collagen-

hydroxyapatite: Biocomposite nanofibers scaffold; submitted to: Bioma-cromolecules; December 2008

[26] J. Brandt, S. Henning, G. Michler, M. Schulz, W. Hein, A. Bernstein: Na-nocrystalline hydroxyapatite for bone repair: an animal study; submitted to: J. Mat. Sci. Mat. Med., November 2008

[27] U.A. Handge, M. Buschnakowski, G.H. Michler: Deformation and align-ment of lamellae in melt extrusion of blends of a styrene-butadiene block copolymer with polystyrene; submitted to: J. Appl. Polym. Sci., April 2008

[28] U.A. Handge, C. Sailer, H. Steininger, M. Weber, S. Scholtyssek, V. Sey-dewitz, G.H. Michler: Micromechanical processes and failure phenomena in reactively compatibilized blends of polyamide 6 and styrenic polymers. Part I: PA6/ABS blends; submitted to: J. Appl. Polym. Sci., July 2008 (ac-cepted)

[29] U.A. Handge, C. Sailer, H. Steininger, M. Weber, S. Scholtyssek, V. Sey-dewitz, G.H. Michler: Micromechanical processes and failure phenomena in reactively compatibilized blends of polyamide 6 and styrenic polymers. Part II: PA6/SAN blends; submitted to: J. Appl. Polym. Sci., December 2008

3. Nicht begutachtete Veröffentlichungen [30] S. Henning, Imam Khasim HR, J. Brandt, K.D. Wendlandt, G.H. Michler:

Morphology, micromechanical mechanisms and mechanical properties of a resorbable nanocomposite material for bone regeneration; Regenerative Medicine Vol. 2 No. 5 (2007), p. 630

[31] S. Henning, Imam Khasim H.R., R. Adhikari, G.H. Michler: Organic-inorganic nanocomposites: Learning from nature; Chemical Congress „Chemistry for Sustainable Development“; Abstracts. Nepal Chemical So-ciety, Kathmandu 2008, p. 88

[32] S. Henning, Imam Khasim H.R., G.H. Michler, J. Brandt: Biomimetic nanocomposites for bone regeneration; in: G.H. Michler (ed.): Polymeric Materials 2008. Abstracts, Halle (S.), 2008, p. D09

[33] S. Scholtyssek, V. Seydewitz, G.H. Michler: Morphology and deformation of PP/PS Multilayers; in: Michler GH (ed.): Polymeric Materials 2008. Ab-stracts, Halle (S.), 2008, p. PI43

4. Patente [34] erteilt: „PMMA-Formmasse mit verbesserter Schlagzähigkeit“/ “PMMA

moulding compounds with improved impact resistance“ 1332166, 10.01.2007, Europa und 7,179, 852, 20.02.2007, USA

[35] angemeldet: „Verfahren zur Herstellung von Nanokompositwerkstoffen zur Verwendung als neuartiges, biokompatibles, bioresorbierbares Implan-tatmaterial“, DE 102005022176 A1- 2007.01.25; Offenlegung ist erfolgt, Erteilung steht bevor

5.3. Bewilligte Mittel für die laufende Förderperiode

Das Teilprojekt wurde im Sonderforschungsbereich von 01/1997 bis 12/2008

gefördert.

Haushalts-

jahr

Personalmittel Sachmittel Investitionsmittel Gesamt

2006 75.600 € 8.400 € - 84.000 €

2007 75.600 € 8.500 € - 84.100 €

2008 75.600 € 8.600 € - 84.200 €

Summe 226.800 € 25.500 € - 252.300 €

5.3.1. Personal im Teilprojekt

Name, akad. Grad, Di-

enststellung

engeres Fach des Mitar-

beiters

Institut der Hochschule oder der außer-

univ. Einrichtung

im SFB tätig von

(Monat/ Jahr) bis

(Monat/ Jahr)

Ent-

geltgrup

pe

Grundausstattung

wissenschaftl.

Mitarbeiter

(einschl.

Hilfskräfte)

G.H. Michler, Prof. Dr.

rer.nat.habil., Universi-

tätsprofessor C4

R. Godehardt, Dr. rer.nat.,

wissenschaftlicher Mitar-

beiter

W. Lebek, Dipl.-Phys.,

wissenschaftlicher Mitar-

beiter

S. Goerlitz Dipl.-Ing.

(FH), techn. Mitarbeiterin

Physik, Werkstoffwissen-

schaft, Polymerwerkstoffe

Rasterkraftmikroskopie,

Elektronenmikroskopie, in

situ-Techniken

Ultramikrotomie, Elektro-

nenmikroskopie, in situ-

Techniken

Ultramikrotomie, Transmis-

sionselektronen-

mikroskopie, Kontrastierung

Institut für Physik

Institut für Physik

Institut für Physik

Institut für Physik

01/1997 bis 12/2008

01/1997 bis 12/2008

01/1997 bis 12/2008

01/1997 bis 12/2008

nichtwissenschaftl.

Mitarbeiter

C. Becker, Laborantin 01/1997 bis 12/2008

Ergänzungsausstattung

wissenschaftl.

Mitarbeiter

(einschl. Hilfskräf-

te)

S. Henning, Dr. rer.nat.,

wissenschaftlicher Mitar-

beiter

G.-M. Kim, Dr. rer.nat.

habil., wissenschaftlicher

Mitarbeiter

S. Scholtyssek, Dipl.-Ing.,

wissenschaftliche Mitar-

beiterin

Ashraf Abdel Sayed,

Dipl.-Chem., Doktorand

Khasim Imam H.R., Mas-

ter Polymer Science, Dok-

torand

Bearbeiter A5, Elektronen-

mikroskopie, mechanische

Prüfung, in situ-Techniken

Transmissionselektronenmi-

kroskopie, Elektrospinnen,

in situ-Techniken

Ultramikrotomie, Multi-

schichtsysteme, Transmis-

sionselektronenmikroskopie

Elektrospinnen, Elektro-

nenmikroskopie

Präparation von Nanokom-

positen, Elektronenmikros-

kopie

Institut für Physik

Institut für Physik

Institut für Physik

Institut für Physik

Institut für Physik und Translationszentrum

Regenerative Medizin Leipzig (Stipendium)

01/2003 bis 12/2008

01/2003 bis 12/2008

01/2007 bis 12/2008

01/2007 bis 12/2008

06/2007 bis 12/2008

nichtwissenschaftl.

Mitarbeiter