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Oct 19, 2023

Scientific Reports volumen 12, número de artículo: 5701 (2022) Citar este artículo

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Los polímeros y compuestos termoplásticos son omnipresentes en la industria por sus capacidades de remodelación y fusión a temperaturas elevadas. La calidad de las interfaces termoplásticas termofundidas es de gran preocupación para aplicaciones de adhesión, recubrimiento y soldadura, especialmente aquellas entre materiales diferentes. La evolución cinética de las microestructuras define el rendimiento mecánico de las interfaces termoplásticas de fusión por calor, que se estudia aquí utilizando polietileno y polipropileno como ejemplo. Se analizan factores clave como la viscosidad y la compatibilidad de los polímeros y el tiempo y la temperatura de fusión combinando simulaciones a nivel molecular y experimentos de compresión en caliente a nivel estructural. La interdifusión y el entrelazamiento de cadenas de polímeros se identifican como los dos pasos cinéticos elementales de la fusión, que dominan el control de la rigidez y la resistencia de las interfaces, respectivamente. Los datos experimentales muestran que la calidad de las interfaces fusionadas se puede mejorar reduciendo la viscosidad y el parámetro de interacción. Siguiendo el mismo conjunto de relaciones de escala temporal identificadas en las simulaciones, las características de los dos pasos y sus efectos sobre la rigidez y la resistencia se validan experimentalmente. Tanto la simulación como los resultados del experimento muestran que el módulo de Young de las interfaces fusionadas se recupera más rápido que la resistencia que se controla en gran medida mediante el entrelazamiento del polímero, en lugar de la difusión. Estos hallazgos aportan conocimientos sobre el diseño de procesos de fusión y sientan las bases para las aplicaciones de polímeros y compuestos termoplásticos.

Los plásticos y sus compuestos son uno de los materiales sintéticos más utilizados en el mundo, con más de un tercio de mil millones de toneladas de producción global cada año1,2,3,4. Aparecidos por primera vez a principios del siglo XX y no aplicados comercialmente hasta los años 50, los productos plásticos están creciendo extraordinariamente, especialmente en el mercado de envases2, productos eléctricos y electrónicos5, edificios y construcciones, textiles, transporte y equipos médicos6. Las altas exigencias de productos plásticos reutilizables, seguros, económicos y funcionales aceleran la evolución de las tecnologías de procesamiento de plástico. A diferencia de los polímeros termoestables, los termoplásticos son convenientes por sus capacidades de remodelación y reciclaje, lo que los convierte en candidatos ideales para aplicaciones emergentes en adhesivos7, recubrimientos8 y materiales de fabricación aditiva9,10, así como en componentes estructurales11,12. La fusión por calor o soldadura térmica de termoplásticos es un medio común para unir piezas poliméricas, donde dos superficies se ponen en estrecho contacto por encima de su temperatura de transición vítrea, \(T_{\mathrm{g}}\), lo que permite la interdifusión durante un período. de tiempo, t13. La fusión de termoplásticos ha atraído especial atención debido a la necesidad de interfaces regeneradas de alto rendimiento en polímeros o composites9,14,15.

Se han dedicado muchos esfuerzos a comprender la evolución microestructural en las interfaces termoplásticas y su correlación con su rendimiento mecánico. En estudios teóricos, generalmente se supone que el movimiento de difusión de las cadenas de polímeros está restringido dentro de los tubos iniciales16. Luego se empleó un modelo de reptación para calcular el crecimiento de las interfaces de fusión entre polímeros idénticos o compatibles, generando una relación de escala entre el espesor (h) y el tiempo de fusión (t) antes de que se establezca el equilibrio17, es decir, \(h(t )\simt^{1/2}\). Este modelo también predice la fuerza de las interfaces en función de t y el peso molecular (M) como \({\sigma }_{\mathrm{s}}\sim t^{1/4}M^{\alpha }\ ), donde \(\alpha = -1/4\) dentro del tiempo de renovación del tubo \(T_{\mathrm{r}}\), y \(-3/4\) para \(T > T_{\mathrm {r}}\)17. En este modelo se considera la dinámica microscópica de difusión y aleatorización. Para las interfaces entre dos polímeros inmiscibles, Helfrand y Tagami18,19 estimaron el límite superior del espesor interfacial siguiendo la ecuación de mezcla de Flory-Huggins, que es proporcional a \({\chi }^{-1/2}\). Aquí \(\chi\) es el parámetro de interacción entre los dos polímeros. Las teorías de fusión antes mencionadas se limitan a los polímeros amorfos en estado fundido o por encima de la temperatura de transición vítrea, \(T_{\mathrm{g}}\). Como lo muestran Boiko et al.20, la teoría desarrollada para los polímeros amorfos no se aplica a los semi-amorfos en la vecindad de \(T_{\mathrm{g}}\), como en el moldeo por inyección9 y la fabricación aditiva de polímeros10. Se desarrolla un marco multifísico que incorpora los procesos de transferencia de calor, transporte de masa y cristalización para modelar la complejidad subyacente de la fusión21. Sin embargo, la imagen a nivel molecular detrás de la relación de escala, los pasos cinéticos clave como la difusión y el entrelazamiento, y el significado físico de \(T_{\mathrm{r}}\) no están resueltos. Los efectos de las condiciones de fusión sobre el rendimiento mecánico de las interfaces poliméricas tampoco están bien aclarados.

Las simulaciones de dinámica molecular (DM) identifican dos etapas diferentes de interdifusión, donde la primera etapa es más rápida que la segunda22,23. Este hallazgo puede explicarse por la existencia de extremos de cadena desequilibrados y vacantes en ambos lados de la interfaz en la etapa inicial donde dominan los procesos de difusión23. El confinamiento interfacial de los polímeros aumenta a medida que avanza la difusión, lo que implica efectos de entrelazamiento más significativos22. El hecho sugiere que la interdifusión y el entrelazamiento podrían dominar en diferentes pasos cinéticos. Esta propuesta también puede apoyarse en la recuperación de propiedades mecánicas en la interfaz. Si bien la dinámica de fusión de polímeros predice que las cadenas de polímeros deberían difundirse a una distancia del orden de su radio de giro para borrar completamente la memoria de información estructural en las interfaces, los estudios experimentales24 y de simulación11,22,23 sugieren que se puede recuperar la resistencia aparente. en un momento mucho más temprano, debido al entrelazamiento establecido entre las cadenas de polímeros que controla la resistencia interfacial y las respuestas plásticas13.

Se midió la densidad de entrelazamiento de cadenas de polímeros y se asoció con las respuestas mecánicas a través de la energía de penetración específica en pruebas balísticas experimentales25. Las simulaciones moleculares revelan un aumento de la fuerza con el tiempo de fusión en términos de entrelazamiento, que se cuantifica mediante la evolución de restricciones topológicas (TC)13,26. El modo de falla de las interfaces cambia de extracción a escisión de cadena con una densidad creciente de TC. Sin embargo, no se ha abordado bien la relación entre la dinámica microscópica dominante de los polímeros en los dos pasos cinéticos clave y las propiedades mecánicas como la rigidez y la resistencia. En la práctica, múltiples factores, incluida la viscosidad y la compatibilidad de los polímeros, la temperatura y presión ambiente, así como el tiempo de fusión, controlan la cinética de la fusión. El diseño racional de un proceso de fusión más allá del enfoque de prueba y error puede ahorrar costos y mejorar el rendimiento del producto de fusión27. Además, la ingeniería de interfaces a través de la química y las estructuras de los polímeros también podría ser beneficiosa para mejorar la eficiencia de la fusión28, la compatibilidad29 y la resistencia de las interfaces fusionadas30. Por lo tanto, es necesario explorar la evolución de las estructuras moleculares durante el proceso de fusión y aclarar los comportamientos de escala de las propiedades interfaciales en condiciones de procesamiento específicas. Se pueden lograr soluciones optimizadas para la fusión hacia el diseño o el reciclaje de materiales funcionales.

Para dilucidar esta relación procesamiento-microestructuras-rendimiento, las simulaciones moleculares de los mecanismos microscópicos deben combinarse con la caracterización experimental de las propiedades estructurales y mecánicas a nivel de muestra. En este trabajo, utilizamos modelos de grano grueso (CG) para ampliar los intervalos espaciales y temporales de las escalas de simulación. Se estudian dos polímeros termoplásticos ampliamente utilizados, el polietileno (PE) y el polipropileno (PP), centrándose en los procesos cinéticos característicos que ocurren en sus interfaces de fusión por calor (Fig. 1). Se llevan a cabo experimentos complementarios de moldeo por compresión en caliente (HCM) para evaluar los efectos cinéticos de las microestructuras del material y el rendimiento a nivel de muestra.

(a) Modelos de grano grueso de PE y PP. (b) Procesos físicos en la fusión por calor: (c), (1) contacto íntimo, (2) interdifusión y (3) entrelazamiento.

Después de un contacto íntimo, las cadenas de polímero penetran las interfaces PE/PP durante la fusión por calor (Fig. 2a). La profundidad de penetración se define como \(h = 1/N \sum |z_i - z_0|\), donde N es el número de cuentas que cruzan la interfaz, \(z_0\) es la posición de la interfaz y \( z_i\) es la posición de la i-ésima cuenta. La profundidad de penetración aumenta con el tiempo de fusión como \(h \sim t^{\gamma }\) (Fig. 2b), donde el exponente \({\gamma } = 0.52\) está cerca del valor predicho a partir de la reptación. modelo (0,5)17. Al comienzo de los procesos de fusión, el PE y el PP se ven obligados a establecer un contacto íntimo. Al identificar las morfologías de las cadenas de polímeros, podemos dividir los procesos de fusión por calor en dos pasos cinéticos después del contacto íntimo, que están dominados por (1) interdifusión y (2) entrelazamiento, respectivamente (Fig. 1c). El valor distinto de cero de la profundidad de penetración al comienzo de la fusión se origina por un contacto íntimo (Fig. 2b). El proceso es seguido por la interdifusión de las cadenas de polímeros, cruzando primero la interfaz y luego mezclándose transversalmente. Estas características se ilustran en los recuadros de la Fig. 2b, donde las cadenas intercalan el polímero en masa opuesto casi normal a la interfaz en la etapa inicial, lo que resulta en un rápido aumento en la profundidad de penetración. En el proceso posterior de fusión, el entrelazamiento entre cadenas de ambos lados de la interfaz sirve como TC para la interdifusión. Luego, el aumento de la profundidad de penetración se ralentiza a medida que se inicia el entrelazamiento.

(a) Instantáneas de los procesos de fusión por calor en la interfaz PE (abajo)/PP (superior) y (b) la profundidad de penetración trazada frente al tiempo de fusión, obtenida a partir de simulaciones de dinámica molecular de grano grueso (CGMD). Los recuadros de cadenas de polímeros representativas ilustran los pasos cinéticos de interdifusión y entrelazamiento, respectivamente. También se incluye una caricatura que muestra la definición de dos restricciones topológicas (TC, negro) en una ruta primitiva (rojo). Las condiciones de fusión son 500 K y 1 atm.

Los modelos CG utilizan cadenas de polímeros mucho más cortas (\(\sim 10^4\) g/mol) que las de las muestras experimentales (\(\sim 10^5{-}10^6\) g/mol)31, aunque se incluye el efecto de entrelazamiento. Es necesario abordar los efectos del tamaño en la dinámica de la cadena. Para evaluar el orden local en las cadenas de polímeros, definimos un parámetro \(s_i = (3\langle \cos ^2 {\theta }_{ij} \rangle - 1)/2\) para el i-ésimo triplete de la cadenas, donde \({\theta }_{ij}\) es el ángulo entre el i-ésimo triplete y su vecino, el j-ésimo triplete32. El parámetro de orden de una cadena se evalúa como el promedio del sitio, es decir, \(S = \sum _{i=1}^{N}{s_i}/N\), donde N es el número de tripletes en la cadena . \(S = 0\) y 1 corresponde a los límites desordenados y ordenados. La evolución estructural de PE con dos longitudes de cadena, n50 y n100, se resume en la Fig. S1. El modelo con cadenas muy cortas (n50) se relaja rápidamente en estructuras altamente ordenadas con \(S = 0,9\). La escala de tiempo de autodisposición para ellos es igual o más corta que la de la interdifusión, lo que puede tener un fuerte impacto en la dinámica del polímero, pero no es relevante para muestras con cadenas largas. En consecuencia, nuestras siguientes discusiones se centran en los modelos de n100 y n200.

Para evaluar cuantitativamente la evolución microestructural durante la fusión térmica interfacial, se definen algunos descriptores para caracterizar los pasos cinéticos. Primero calculamos las distancias cuadráticas medias (MSD) de las cadenas que cruzan la interfaz. Los componentes normales (\(\langle r^2_{\bot } \rangle\)) y paralelos (\(\langle r^2_{\Vert } \rangle\)) medidos en las interfaces se trazan en la Fig. 3a, b. Los resultados muestran que \(\langle r^2_{\bot } \rangle\) crece rápidamente durante la etapa inicial. Por el contrario, \(\langle r^2_{\Vert } \rangle\) muestra un ligero aumento con una velocidad decreciente en un tiempo de fusión prolongado, lo que implica la transición en pasos cinéticos desde el cruce de la interfaz hasta la mezcla transversal. El aumento de la temperatura conduce a valores elevados de MSD independientemente de sus direcciones.

Resultados de la simulación CGMD de los indicadores microestructurales de los procesos de fusión por calor de PE/PP a diferentes temperaturas de fusión, \(T = 400, 450, 500\) K. (a,b) Distancias cuadráticas medias (MSD) de cadenas de polímeros a través la interfaz, donde \(\langle r_{\Vert }^2 \rangle\) es el componente paralelo a la interfaz, y \(\langle r_{\bot }^2 \rangle\) es el componente normal a la interfaz . (c) La relación de mezcla y (d) la densidad de área de los TC, \(N_{\mathrm{TC}}\), se calculan en función del tiempo de fusión.

La relación de mezcla se utiliza para medir el grado de mezcla en las interfaces, que se calcula como \(m = \sum ^n_i P_i / \sum ^n_i M_i\). Aquí n es el número total de cuentas, \(P_i\) es el número de pares PE-PP para la i-ésima cuenta y \(M_i\) es el número total de pares para la i-ésima cuenta. Los pares de cuentas se definen como las dos cuentas dentro de una distancia de corte, \(r_{\mathrm{c}}\) (Tabla 1). La relación de mezcla se representa frente al tiempo de fusión en la Fig. 3c, que es pequeña a baja temperatura (400 K), lo que indica una capa interfacial delgada y mal fusionada. Una disminución adicional de la temperatura conduce a una interfaz completa sin fusibles.

El entrelazamiento entre cadenas de los pares de polímeros se considera TC, que se calcula siguiendo el análisis de ruta primitivo26. En este método, se considera que cada cadena de polímero permanece dentro de un camino primitivo, que se obtiene por contracción manteniendo fijos los extremos de las cadenas. Como se ilustra en el recuadro de la Fig. 2b, los contactos entre las rutas primitivas resultantes se cuentan para determinar el número de TC26. La densidad de área de los TC, \(N_{\mathrm{TC}}\), se representa en función del tiempo de fusión en la Fig. 3d. Los resultados muestran que la formación de entrelazamiento ralentiza los procesos de penetración (Fig. 2b) y mezcla (Fig. 3c), lo que sugiere que la interdifusión se ve impedida por el entrelazamiento.

Los efectos de la viscosidad se evalúan utilizando modelos con diferentes pesos moleculares o longitudes de cadena. Como se presenta en la Fig. 4a, b, las cadenas más cortas (n100) se difunden a distancias mayores tanto en la dirección normal como paralela a la interfaz. La viscosidad de corte de tasa cero \({\eta }_0\) de las cadenas de polímeros en las escalas fundidas con el peso molecular M en una ley de potencia, \({\eta }_0 = KM^{\alpha }\), donde K y \(\alpha\) son parámetros para polímeros dados33,34. Para M inferior a un cierto valor umbral \(M_{\mathrm{c}}\), difícilmente se puede establecer el entrelazamiento entre cadenas, y \({\eta }_0\) es proporcional a M (\(\alpha = 1 \)). Por encima de \(M_{\mathrm{c}}\), el exponente es \(\alpha \approx 3.4\). A partir del entrelazamiento identificado en las simulaciones, esta relación sugiere que el valor de \({\eta }_0\) para el modelo n200 es casi diez veces mayor que el de n100, lo que indica una proporción mucho menor de mezcla (Fig. 4c) y \(N_{\mathrm{TC}}\) (Fig. 4d) que es consistente con los resultados de la Fig. 3.

Resultados de la simulación CGMD de los indicadores microestructurales medidos para los procesos de termofusión de PE/PP de cadenas de polímeros con diferentes longitudes, n100 y n200. (a,b) Distancias cuadráticas medias (MSD) de cadenas de polímeros a través de la interfaz, donde \(\langle r_{\Vert }^2 \rangle\) es el componente paralelo a la interfaz, y \(\langle r_{ \bot }^2 \rangle\) es el componente normal a la interfaz. (c) La relación de mezcla y (d) la densidad de área de los TC, \(N_{\mathrm{TC}}\), se calculan en función del tiempo de fusión. Las condiciones de fusión son 500 K y 1 atm.

El rendimiento mecánico de las interfaces de termofusión se prueba bajo tensión uniaxial. En las simulaciones de CGMD, el módulo de Young de las interfaces PE/PP se mide a partir de la parte lineal de las curvas tensión-deformación y se representa frente al tiempo de fusión t, como se muestra en las figuras 5a, c. La rigidez de la interfaz aumenta con t y la temperatura T (Fig. 5a). Al igual que los descriptores microestructurales, el módulo de Young muestra una dependencia no lineal de t. Al ajustar los datos se obtiene una relación de escala de \(t^{{\beta }}\), que es \(t^{0.013},~t^{0.050},~t^{0.054}\) para \(T = 400,~450,~500~\)K, respectivamente. Aunque los exponentes de escala del módulo son mucho más pequeños que los estimados a partir de la profundidad de penetración \((t^{0.145},~t^{0.372},~t^{0.435})\) (Fig. S2a) y la relación de mezcla \((t^{0.345},~t^{0.653},~t^{0.691})\) (Fig. 3a), la tendencia creciente indica la correlación entre la evolución microestructural durante la fusión y el rendimiento mecánico del producto.

(a) Módulo de Young y (b) la resistencia a la tracción de las interfaces PE/PP fusionadas representadas frente al tiempo de fusión a diferentes temperaturas (\(T = 400, 450, 500~\)K) en las simulaciones CGMD. (c) Módulo de Young y (d) la resistencia a la tracción de las interfaces PE/PP fusionadas representadas frente al tiempo de fusión con diferentes longitudes de cadena, n100 y n200 en las simulaciones CGMD. La temperatura se controla a 500 K para los datos que se muestran en (c) y (d).

El límite elástico de las interfaces PE / PP también se mide y representa en la Fig. 5b, d. En comparación con el módulo de Young, la fuerza converge más lentamente que el módulo. Al ajustar los datos de fuerza-tiempo con la relación de escala \(t^{\beta }\) se obtiene \(t^{0.048}\), \(t^{0.087}\), \(t^{0.141}\) para \(T = 400,~450,~500~\)K, respectivamente. Se observa que las muestras fusionadas a 450 y 500 K tienen exponentes cercanos en el módulo de Young (\(t^{0.050}\), \(t^{0.054}\)), mientras que las muestras fusionadas a 500 K (\ (t^{0.141}\)) muestran exponentes de resistencia mayores que las muestras fusionadas a 450 K (\(t^{0.087}\)). Todos los exponentes de resistencia son mayores que los del módulo en las mismas condiciones, lo que sugiere una mayor dependencia del tiempo de fusión. Esto puede explicarse por el hecho de que el módulo es el resultado de estadísticas promedio, mientras que la fuerza está sujeta a estadísticas extremas. En el paso cinético de interdifusión, el módulo de Young aumenta con la superposición entre cadenas, que se satura antes de que se complete el entrelazamiento. Sin embargo, debido a la baja densidad de los TC, el deslizamiento de la cadena normal a la interfaz da como resultado una resistencia baja. A medida que los TC mejoran con un tiempo de fusión más largo, la resistencia mejora en gran medida, mientras que el aumento de los TC tiene un efecto menor sobre el módulo. Este contraste en la dependencia t del módulo de Young y la resistencia a la tracción también se informó en estudios previos22,23. Los efectos de la viscosidad se muestran en los resultados con diferentes longitudes de cadena (Fig. 5c, d). Las cadenas más cortas (n100) con mayor movilidad demuestran un módulo mayor y una mayor resistencia que las cadenas largas (n200), lo que se alinea bien con los hallazgos de la evolución microestructural (Fig. 4). Al ajustar la relación de escala se obtiene \(t^{0.054},~t^{0.048}\) para el módulo y \(t^{0.141},~t^{0.109}\) para la resistencia, para n100 y n200, respectivamente. Estos resultados también concuerdan con las relaciones de escala para la profundidad de penetración \((t^{0.435},~t^{0.368})\) y la relación de mezcla \((t^{0.691},~t^{0.635}) \).

Se identifica un alto contraste en la evolución microestructural de las interfaces fusionadas bajo tensión uniaxial (Figs. S3 y S4). Para caracterizar la distribución de carga en las muestras, introducimos el factor de llenado de carga espacial35, \(q_{\mathrm{f}} = D/l\). Aquí \(D = 1/\sum _{i = 1}^l I_i^2\) es el índice de participación y \(I_i \left( \sum _{i = 1}^l I_i = 1\right)\ ) es la carga normalizada en la i-ésima cadena \((i = 1, 2, 3, ..., l)\) distribuida dentro de la sección transversal. Por lo tanto, \(q_{\mathrm{f}}\) varía de 0 y 1 para tensión concentrada y uniformemente distribuida, respectivamente. Para interfaces mal fusionadas (\(t = 10\) ns), \(q_{\mathrm{f}}\) es casi una constante en la región mayoritaria de PE y PP con una deformación pequeña (\(\varepsilon = 1 ~\%\), figura S3a). La parte de PP tiene un valor más alto de \(q_{\mathrm{f}}\) que el PE, lo que indica una mejor transferencia de carga ya que el PP tiene una mayor resistencia. A medida que aumenta la tensión (Fig. S3b, c), \(q_{\mathrm{f}}\) en PP aumenta, lo que sugiere una mejor distribución de la carga, mientras que \(q_{\mathrm{f}}\) en PE disminuye dramáticamente en gran deformación (\({\varepsilon = 20~\%}\)), acompañada de una gran cantidad de enlaces fracturados. Aquí la carga está restringida por la fractura de las cadenas de PE y la tensión disminuye como se muestra en las curvas tensión-deformación (Fig. S2c). Para interfaces bien fusionadas (\(t = 200\) ns), \(q_{\mathrm{f}}\) es mayor en la interfaz mixta que en PE puro con pequeñas deformaciones (Figs. S3a y S4a), lo que da como resultado un módulo de Young más alto como se presenta en la Fig. 5a, c. Dado que los TC mejoran la transferencia de carga (Fig. S4b, c), \(q_{\mathrm{f}}\) de la interfaz bien fusionada (\(t = 200\) ns) es mayor que la de la interfaz mal fusionada (\(t = 10\) ns). La energía se puede disipar deslizando y desenredando las cadenas, y los comportamientos dúctiles se identifican mediante las curvas tensión-deformación en la figura S2c, d.

Los resultados de la simulación CGMD describen los pasos cinéticos clave durante la fusión por calor, así como sus efectos en la evolución de las microestructuras interfaciales y el rendimiento mecánico a nivel molecular. Sin embargo, la fusión por calor es un proceso de múltiples escalas en el espacio y el tiempo. Aunque se espera que los hallazgos sean válidos a nivel de material, los procesos más lentos a escalas de mayor longitud, como la difusión de calor y la deformación no uniforme, deberían incluirse para una discusión adicional. Sin embargo, modelar en estas escalas es un desafío. En consecuencia, llevamos a cabo experimentos para validar nuestros argumentos y obtener más información sobre los procesos de fusión por calor. La atención se centrará en validar la naturaleza de dos pasos de la cinética de fusión y los efectos adicionales sobre las propiedades mecánicas de las interfaces fusionadas que no se pueden incluir en las simulaciones, como la viscosidad, la compatibilidad y la cristalización. Se consideran dos tipos de EP. El PE lineal de baja densidad (LLDPE) tiene una mayor compatibilidad con el PP que el PE de alta densidad (HDPE). Para comprobar el efecto de la viscosidad se utilizan dos tipos de PP. PP-2 tiene un índice de flujo de fusión relativamente menor (MFI = 0,5 g/10 min) que el de PP-1 (MFI = 12 g/10 min). MFI es una medida de la facilidad de flujo de los termoplásticos fundidos, cuyo valor más bajo indica una viscosidad más alta.

Utilizamos HCM para fabricar muestras de PE/PP en diferentes condiciones de procesamiento (Fig. S5, ver detalles en "Métodos"). Entre los cuatro tipos de pares, el mejor par PE/PP fusionado es LLDPE/PP-1 (Fig. 6a) según la caracterización visual mediante el microscopio óptico (OM) y el microscopio de luz polarizada (PLM). Por el contrario, el par de LLDPE y PP-2 muestra una interfaz distinta. Luego, las muestras se prueban mediante tensión uniaxial con una longitud de calibre fija, \(l_{\mathrm{g}} = 30\) mm, y se registra el desplazamiento relativo de las abrazaderas, así como la fuerza de tracción. Se obtienen curvas típicas de tensión-deformación de muestras masivas y fusionadas (Figs. S6 y S7). Las interfaces mal fusionadas dan como resultado un rendimiento mecánico débil. Como se muestra en la Fig. 6d, la muestra de LLDPE/PP-1 supera al LLDPE/PP-2 tanto en resistencia como en deformación hasta la falla. Como se evidencia en las imágenes de microscopía electrónica de barrido (SEM) (Fig. 6a, b), las muestras de LLDPE/PP-1 presentan superficies rugosas fracturadas en ambos lados de PE y PP, lo que implica extracción y fractura de cadenas de polímero, mientras que LLDPE/PP -2 muestras tienen superficies mucho más lisas. También se observa que los módulos de Young de LLDPE/PP-1 y LLDPE/PP-2 son bastante cercanos, aunque sus interfaces difieren mucho en la fusión (Fig. 6a, b). Se encuentran comportamientos similares en los resultados de nuestra simulación, donde la caracterización morfológica (Figs. S3a y S4a) muestra un alto contraste entre interfaces mal fusionadas y bien fusionadas, aunque sus módulos de Young son cercanos (Fig. S2c, d). Estos resultados sugieren que la interdifusión, como primer paso cinético, mejora el módulo de Young al establecer una superposición entre las cadenas a través de la interfaz. En el segundo paso cinético, el entrelazamiento de las cadenas se logra mediante un proceso mucho más lento, especialmente para cadenas largas con alta viscosidad (Fig. 4d). Las propiedades mecánicas asociadas con el entrelazamiento, como la resistencia a la tracción y las respuestas plásticas, requieren más tiempo para recuperar sus límites de volumen que el del módulo. Por lo tanto, los resultados experimentales validan aún más que la dependencia del módulo del grado de interfaz fusionada o del tiempo de fusión es menor que la de la resistencia.

Caracterización experimental de las interfaces (a) LLDPE/PP-1, (b) LLDPE/PP-2 y (c) HDPE/PP-1, donde el panel superior izquierdo se obtiene del microscopio óptico (OM), el inferior izquierdo es del microscopio de luz polarizada (PLM), y los dos paneles de la derecha son del microscopio electrónico de barrido (SEM). Las barras de escala sin etiquetar son de 100 µm. ( d – f ) Resultados experimentales de las curvas típicas de tensión-deformación de muestras LLDPE/PP-1 y LLDPE/PP-2 (d), LLDPE/PP-1 (e) y HDPE/PP-1 (f) fabricadas por HCM. Todas las muestras se fusionan durante 1 min.

La comparabilidad entre termoplásticos es otro factor clave que modula el proceso de fusión por calor. Según la ecuación de Flory-Huggins, la energía libre de mezcla es \(F_{\mathrm{m}} = \frac{RTV}{V_{\mathrm{R}}}({\varphi }_{\mathrm{ A}} x_{\mathrm{A}} \ln {\varphi }_\mathrm{A} + {\varphi }_{\mathrm{B}} x_{\mathrm{B}} \ln {\varphi } _{\mathrm{B}} + {\chi }{\varphi }_{\mathrm{A}}{\varphi }_{\mathrm{B}})\), donde \(V_{\mathrm{R }}\) es el volumen referenciado, \({\varphi }\) es la fracción de volumen, x es el grado de polimerización y \(\chi\) es el parámetro de interacción. Un valor más alto de \(\chi\) significa menor compatibilidad o miscibilidad. El valor de \(\chi\) para un par específico se puede calcular como \({\chi }_{\mathrm{AB}} = \frac{V_{\mathrm{R}}}{RT}({\partial }_{\mathrm{A}} - {\partial }_{\mathrm{B}})^2\), donde \({\partial }\) es el parámetro de solubilidad estimado a partir de las contribuciones de los grupos funcionales36. Así tenemos \({\chi }_{\mathrm{LLDPE/PP-1}} = 0.062\) y \({\chi }_\mathrm{HDPE/PP-1} = 0.18\). Aunque LLDPE y HDPE tienen valores cercanos de MFI, 1,0 y 2,2 g/10 min, el grado de interfaces fusionadas está restringido en gran medida por su compatibilidad. El valor más alto de \({\chi }_\mathrm{HDPE/PP-1} = 0,18\) da como resultado una compatibilidad más deficiente del par HDPE/PP-1 que la de LLDPE/PP-1 (\({\chi }_{\mathrm{LLDPE/PP-1}} = 0.062\)), lo que conduce a una interfaz mal fusionada como se identifica en la Fig. 6c.

Procesada en las mismas condiciones, la reducción de resistencia en comparación con las muestras prístinas es más significativa para interfaces de baja compatibilidad (Fig. 6e, f). La muestra LLDPE/PP-1 reserva \(\sim 80\%\) de la resistencia después de la fusión, mientras que la muestra HDPE/PP-1 tiene solo la mitad de la resistencia en la condición \(T = 200\) °C. Las interfaces mal fusionadas también sufren una baja tensión hasta el fallo. La curva tensión-deformación de HDPE/PP-1 muestra comportamientos frágiles y sus superficies fracturadas son más suaves que las de LLDPE/PP-1 (Fig. 6a, c).

El módulo de Young y el límite elástico de las muestras de LLDPE / PP-1 procesadas a diferentes temperaturas y tiempos de fusión se resumen en las figuras 7a, b. Se puede calcular un límite teórico de módulo a partir de la regla de la mezcla \(Y = 2/(Y_{\mathrm{PE}}^{-1} + Y_\mathrm{PP}^{-1})\) como \ (Y_{\mathrm{LLDPE/PP-1}} = 124,9\) MPa, usando parámetros medidos a partir de muestras puras en ensayos de tracción uniaxiales, \(Y_{\mathrm{LLDPE}} = 97,9\) MPa, \(Y_{ \mathrm{HDPE}} = 134,8\) MPa, y \(Y_{\mathrm{PP-1}} = 202,7\) MPa. Los módulos medidos para nuestras muestras fusionadas no muestran una dependencia temporal notable para t que oscila entre 1 y 15 minutos, y los valores para las muestras obtenidas a 180, 200 y \(220~\mathrm{^{\circ }C}\) son todo cerca del límite teórico, lo que indica que el primer paso de interdifusión es rápido. A diferencia del módulo, la resistencia aumenta con t, escalando como \(t^{0.055},~t^{0.032},~t^{0.009}\) para \(T = 180\), 200 y \( 220~\mathrm{^{\circ }C}\), respectivamente, lo que demuestra claramente la naturaleza de dos pasos de la cinética de fusión y se hace eco de los hallazgos en simulaciones moleculares. Cabe señalar que los exponentes informados en los experimentos disminuyen con la temperatura, mientras que los exponentes de los resultados de la simulación \((t^{0.048},~t^{0.087},~t^{0.141})\) aumentan con la temperatura en un rango diferente de temperatura \((400, 450, 500~\mathrm{K})\). Este desacuerdo se atribuye al hecho de que se utilizan diferentes escalas de tiempo para ajustar los exponentes en los experimentos y simulaciones (Figs. 5 y 7). A medida que aumenta el tiempo de fusión, la interfaz es fuerte y, por lo tanto, la resistencia está dominada por la parte de LLDPE a granel (Fig. 7b). Las muestras fusionadas a \(220\) °C alcanzan \(\sim ~95\%\) de la resistencia prístina del LLDPE durante 1 min, mientras que las muestras fusionadas a \(180\) °C necesitan 10 minutos para \(\sim ~90\%\), lo que demuestra el efecto de la temperatura en la aceleración de la fusión interfacial. Las interfaces bien fusionadas se endurecen después de ceder (Fig. S7). Las interfaces pueden ser más fuertes que el LLDPE a granel y, por lo tanto, la parte de LLDPE se estira hasta alcanzar una gran tensión con el estrechamiento. Comparando los resultados en las Figs. 7b y S8a, la resistencia a la falla es mayor que el límite elástico para muestras de LLDPE/PP-1 fusionadas a \(220\) °C debido a este comportamiento de rigidez. La ductilidad de todas las muestras se resume en la figura S8b. Para muestras fundidas a \(220\) °C o temperatura más baja con un tiempo de fusión más largo, la deformación de falla puede ser mayor que la deformación de fluencia (\(\sim 10\%\)) en un orden de magnitud, lo que sugiere un rendimiento dúctil excepcional. (Figura S8b). Se observa que las muestras fundidas a 200 y 220 °C durante 10 minutos tienen límites elásticos cercanos (5,78 y 5,88 MPa en la Fig. 7b). Sin embargo, la tensión hasta el fallo de la última muestra \((215 \%)\) es casi el doble del valor de la primera \((124 \%)\). Esta discrepancia entre la tensión y la falla revela la información oculta en las microestructuras, como la densidad y distribución de los TC en la interfaz.

(a) Resultados experimentales para el módulo de Young y (b) límite elástico de muestras de LLDPE/PP-1 obtenidas en \(T = 180,~200,~220~\mathrm{^{\circ }C}\) en HCM . (c,d) Resultados experimentales para muestras de LLDPE/PP-1 y HDPE/PP-1 obtenidas en \(T = 200~\mathrm{^{\circ }C}\). Los límites teóricos de los módulos obtenidos a partir de la regla de mezcla y las resistencias de muestras puras se representan como líneas discontinuas.

El efecto de la compatibilidad se demuestra en la Fig. 7c, d. Los módulos de las muestras LLDPE/PP-1 y HDPE/PP-1 muestran una dependencia t insignificante, excepto para la muestra HDPE/PP-1 fusionada durante una corta duración de 1 min. Aunque los módulos medidos para muestras de LLDPE/PP-1 y HDPE/PP-1 están cerca de los límites teóricos (\(Y_\mathrm{LLDPE/PP-1} = 124,9\) MPa y \(Y_{\mathrm{HDPE /PP-1}} = 162.0\) MPa), los contrastes en el límite elástico y la deformación por falla son significativos. LLDPE/PP-1 es más compatible que HDPE/PP-1 y, por lo tanto, se acerca al límite prístino en 15 minutos, mientras que la última muestra gana solo \(\sim 67\%\) del límite al mismo tiempo. En contraste con los comportamientos dúctiles de LLDPE/PP-1, las muestras de HDPE/PP-1 fallan por fractura frágil (Fig. 6c), con una deformación de falla inferior a \(10\%\) y mucho menor que la de LLDPE/PP-1. 1 (Figura S8b).

El enfoque que combina simulaciones a nivel molecular y experimentos a nivel estructural en este estudio es dilucidar los mecanismos moleculares subyacentes de la relación procesamiento-microestructuras-rendimiento de polímeros termoplásticos termofundidos, al tiempo que incluye los procesos que ocurren en escalas espaciales y temporales más allá de la capacidad. de simulaciones MD, incluso en una representación CG. Nuestros datos experimentales son en general consistentes con los resultados de la simulación CGMD, aunque los valores específicos como el módulo de Young y la resistencia a la tracción no concuerdan cuantitativamente debido a la falta de coincidencia en las escalas de duración y tiempo de la fusión, las imperfecciones del material en las muestras experimentales y la tasa de carga relativamente alta en las simulaciones. Dadas las características de la evolución microestructural obtenidas de las simulaciones, encontramos que el módulo de Young y la resistencia muestran una dependencia diferente con el tiempo de fusión (Fig. 5), lo que se explica a partir de los dos pasos cinéticos capturados de los descriptores estructurales (interdifusión y enredo, ver Figs. 3 y 4). El módulo está dominado por el primer paso, mientras que los comportamientos de resistencia y dúctil son más sensibles al proceso de entrelazamiento en el segundo. Los datos experimentales respaldan este argumento al mostrar la diferencia entre interfaces de LLDPE / PP bien y mal fusionadas (Fig. 6a, b, d). Dado que el primer paso cinético se establece en una escala de tiempo más corta que el segundo22,23, el módulo converge más rápido que la resistencia, lo cual está validado por nuestros resultados experimentales para el módulo de Young y el límite elástico (Fig. 7a,b). Los resultados de la simulación CGMD están de acuerdo con los reportados en los experimentos al dar los exponentes de fuerza-tiempo más grandes \((t^{0.048}\), \(t^{0.087}\), \(t^{0.141}) \) que las relaciones módulo-tiempo \((t^{0.013},~t^{0.050},~t^{0.054})\). Para evaluar la calidad de las interfaces fusionadas más allá de la recuperación de la resistencia, se extraen los comportamientos dúctiles, que también demuestran la importancia de los TC (Figs. 7b y S8). El desenredo y el deslizamiento de las cadenas dan como resultado una disipación de energía adicional y mejoran la transferencia de carga, como lo demuestran los resultados de CGMD (Figs. S2-S4).

La cristalización es otro proceso importante durante la fusión, que lamentablemente no puede captarse bien con el enfoque CG adoptado aquí37,38. El entrelazamiento interfacial establecido en estado fundido podría anclarse en laminillas plegadas en cadena tras la cristalización mediante el uso de polímeros catalizados por metaloceno. Sin embargo, nuestras muestras de HCM se obtienen de reacciones de Ziegler-Natta heterogéneas convencionales, donde se espera que la acumulación de polímeros amorfos en la interfaz de fusión desacople el entrelazamiento interfacial y reduzca la resistencia (Fig. 7b, d). La elección de los polímeros Ziegler-Natta es, por tanto, compatible con la condición de las simulaciones, donde el lento proceso de cristalización no se captura completamente por limitación en la escala de tiempo. Por otro lado, la presencia de una interfaz, como la que existe entre las fibras y las matrices poliméricas en un compuesto, puede nuclear la cristalización40. Sin embargo, nuestra observación in situ de la cristalización isotérmica en las interfaces LLDPE/PP-1 sugiere que la cristalización de LLDPE y PP-1 comienza por separado y no se encuentra nucleación inducida por la interfaz (Fig. S9). Por tanto, concluimos que la cristalización tiene efectos menores sobre el grado de fusión en nuestras muestras.

En nuestros resultados experimentales, en lugar de la caracterización directa de la cinética en las interfaces fusionadas, se analiza la evolución de sus respuestas mecánicas (Figs. 7 y S8). Para llenar el vacío entre estos resultados y la dinámica molecular reportada en las simulaciones, se pueden usar técnicas avanzadas como la dependencia de carga del microscopio de fuerza atómica tridimensional (3D AFM)41 y la reflectividad de neutrones (NR)42 para resolver la difusión macromolecular y enredo. Por otro lado, a diferencia de la fusión por HCM, el proceso de inyección es más complicado por el acoplamiento entre los procesos de transferencia de momento, calor y masa10. Debido a la disminución de la temperatura durante la inyección, los procesos de interdifusión y entrelazamiento van acompañados de cristalización. Una mayor exploración para dilucidar las complejidades físicas y microestructurales subyacentes podría ofrecer más información sobre las interfaces de polímeros fusionados de los procesos de moldeo por inyección9,21 y extrusión de materiales en la fabricación aditiva de polímeros10.

Demostramos, a nivel molecular y estructural, dos pasos cinéticos clave (interdifusión y entrelazamiento) en el proceso de fusión por calor de interfaces termoplásticas PE/PP. Las características de estos procesos se caracterizan por la evolución microestructural de las cadenas de polímeros, que definen la estructura de red de las cadenas de polímeros y el rendimiento mecánico de las interfaces de fusión por calor. Las propiedades mecánicas de las interfaces de fusión por calor, como el módulo de Young y la resistencia a la tracción, muestran diferentes sensibilidades a estos dos pasos cinéticos. El módulo de Young generalmente se recupera más rápido que la resistencia que está controlada en gran medida por el entrelazamiento del polímero, en lugar de por la difusión. Por lo tanto, los procesos de fusión por calor pueden diseñarse controlando estos pasos, por ejemplo, aumentando la temperatura de procesamiento, reduciendo la viscosidad del polímero o eligiendo pares con alta compatibilidad y extendiendo el tiempo de fusión, para promover el rendimiento de las interfaces y compuestos termoplásticos. en Ingeniería. El trabajo actual que combina simulaciones a nivel molecular y experimentos a nivel estructural presenta una discusión cuantitativa sobre la relación subyacente entre procesamiento, microestructuras y rendimiento.

Los átomos de las cadenas de PE y PP se agrupan en clusters y se representan mediante perlas CG siguiendo el esquema desarrollado en el campo de fuerza MARTINI43. Para PE, dos monómeros se asignan a una perla CG, mientras que en PP, cada monómero se asigna a una perla CG (Fig. 1a). El estiramiento entre cuentas adyacentes a una distancia de r se describe mediante enlaces armónicos con energía \(E_\mathrm{s} = k_{\mathrm{s}}(r-r_{0})^2\), donde \(r_0 \) es la distancia de equilibrio y \(k_{\mathrm{s}}\) es la constante del resorte.

Un triplete continuo de cuentas se somete a un término de energía de interacción angular (\(\theta\)), representado por funciones armónicas coseno, \(E_{\mathrm{b}} = k_{\mathrm{b}}({ \theta } - {\theta }_0)^2\), donde \({\theta }_0\) es el ángulo de equilibrio y \(k_{\mathrm{b}}\) es el parámetro de rigidez. Se informó que el modelo CG de cadenas de PE genera inestabilidades numéricas y debe corregirse utilizando la función RB44, mientras que para PP, los términos diédricos convencionales son suficientes43. En consecuencia, los diedros PE se describen mediante la función Rychaert-Bellemans (RB)43, \(E_{\mathrm{d}} = \sum _{i = 1}^5 C_i {\cos }^{i-1}{\ phi }\), y los diédricos PP por una suma de dos funciones diédricas propias, \(E_{\mathrm{d}} = \sum _{i = 1}^2 k_{\phi i}\left[ 1 + \ mathrm{cos}({\phi } - {\phi }_i)\right]\). Aquí \(C_{i}\), \(k_{\phi i}\), \({\phi }_i\) son parámetros diédricos. La interacción no enlazante se describe a través de la función potencial Lennard-Jones 12-6, \(E_\mathrm{LJ} = 4{\varepsilon }\left[ (\frac{\sigma }{r})^{12} - (\frac{\sigma }{r})^{6} \right]\), donde \(\varepsilon\) y \(2^{\frac{1}{6}}\sigma\) son los energía de enlace y distancia de equilibrio, respectivamente. Los parámetros utilizados en los modelos CG se resumen en la Tabla 1.

Las configuraciones iniciales de las cadenas de polímeros se generan para PE y PP utilizando el código Moltemplate45. Las longitudes de las cadenas simples se eligen dentro del rango de \(n = 50{-}200\) perlas para PE y \(65{-}260\) perlas para PP, lo que corresponde a un peso molecular de hasta 11, 200. gramos/mol. La elección de n se realiza para ahorrar costos computacionales. El peso molecular de entrelazamiento de PE y PP es \(1200{-}2100\) y \(2800{-}7100\) g/mol, respectivamente. Como resultado, se puede explorar el efecto de entrelazamiento. Se controla que los pares de PE y PP tengan casi el mismo peso molecular. Específicamente, en este trabajo se construyen tres modelos de PE y PP: (1) n50 representa 50 perlas de PE o 65 perlas de PP; (2) n100 representa 100 perlas de PE o 130 perlas de PP; (3) n200 representa 200 perlas de PE o 260 perlas de PP. El conjunto de datos de n100 se utiliza para la discusión si no se especifica. Las redes de cadenas generadas se relajan a una temperatura relativamente alta (600 K, 1 atm) durante un largo período de 50 ns y posteriormente se equilibran a 1 atm y 400 K, cerca de la temperatura de transición vítrea (\(T_{\mathrm {g}} = 400\) K para PE, 420 K para PP, Fig. S10). Luego, los modelos se preparan para la fusión por calor, donde las piezas de PE y PP se mantienen en íntimo contacto entre sí en condiciones específicas de temperatura, presión y tiempo de fusión. Aquí se realizan tres modelos replicados en las mismas condiciones. Todas las simulaciones de CGMD se realizan utilizando el simulador atómico/molecular masivo paralelo a gran escala (LAMMPS)46. El paso de tiempo para integrar las ecuaciones de movimiento newtonianas es 2 fs. El termostato Langevin y el barostato Berendsen se utilizan para el control de temperatura y presión, con constantes de tiempo de amortiguación de 1 y 100 ps, ​​respectivamente. En los ensayos de tracción, uno de los extremos de 2 nm en las muestras de ensayo (20 nm) se constriñe y se separa a una velocidad de carga de \(5 \times 10^{-2}\) ns\(^{-1} \), y la temperatura se mantiene a 300 K.

HCM (Máquina de vulcanización de placas, Jiehe JH-200T) fabrica muestras experimentales de PE y PP, y el diagrama de flujo de fusión se presenta en la Fig. S5. Aquí consideramos dos tipos de PE, PE lineal de baja densidad (LLDPE) y PE de alta densidad (HDPE). El primero tiene una mayor compatibilidad con el PP que el segundo. Para inspeccionar el efecto de la viscosidad, utilizamos dos tipos de PP. PP-1 tiene un índice de flujo de fusión más alto (MFI = 12 g/10 min) que el de PP-2 (\(=0,5\) g/10 min). LLDPE y HDPE tienen IMF cercanas de 1,0 y 2,2 g/10 min. El PE y PP utilizados en este trabajo están polimerizados mediante catalizadores Ziegler-Natta y el PP es isotáctico. Primero preparamos muestras puras de PE y PP, alimentando materias primas granulares de PE o PP. Después de moldear durante 10 min a 200 °C y 10 atm, se obtienen muestras puras de PE y PP. Para preparar interfaces PE/PP fusionadas, las muestras prístinas se cortan por la mitad y los pares de mitades PE/PP se reemplazan en el molde en condiciones específicas de temperatura (\(180, 200\, 220\) °C), presión (10 atm), y tiempo de fusión (1, 3, 5, 10, 15 min). Se preparan y prueban cuatro muestras replicadas en las mismas condiciones. Los procesos físicos de la fusión por calor se ilustran en las figuras 1b,c. Las morfologías de las interfaces PE/PP se caracterizan mediante un microscopio óptico (OM, HIROX MXB-2500REZ) y un microscopio de luz polarizada (PLM, Olympus BX41P).

Las propiedades mecánicas de las muestras fundidas se prueban bajo tensión uniaxial (Universal Testing Machine, JinJian UTM-1432). La longitud del calibre se establece como el valor fijo de \(l_{\mathrm{g}} = 30\) mm, y se registra el desplazamiento relativo de las abrazaderas, así como la fuerza de tracción. La fractografía se realiza bajo el microscopio electrónico de barrido (SEM, TESCAN VEGA3). Cabe señalar que el módulo de Young y la resistencia a la tracción de las muestras se miden para la muestra completa, que es un compuesto de las partes de polímero en masa y la interfaz. Sin embargo, el módulo de Young se mide con una deformación muy pequeña, por lo que los valores informados para el compuesto pueden medir eficazmente la rigidez de la interfaz de fusión. Además, como las muestras con rendimiento mecánico reducido se fracturan en la región fusionada, la resistencia a la tracción de la interfaz de fusión está bien caracterizada. Los mismos argumentos se aplican a las simulaciones moleculares.

Todos los datos generados o analizados durante este estudio se incluyen en este artículo publicado y sus archivos de información complementarios.

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El estudio cuenta con el apoyo del Centro Conjunto de Investigación y Desarrollo de la Industria Pesada de Tsinghua-Mitsubishi y la Fundación Nacional de Ciencias Naturales de China a través de las subvenciones Nos. 11825203, 11832010, 11921002 y 52090032. El cálculo se realizó en el sistema de clúster Explorer 100 de Tsinghua National Laboratorio de Ciencia y Tecnología de la Información.

Laboratorio de Mecánica Aplicada, Departamento de Ingeniería Mecánica y Centro de Nano y Micromecánica, Universidad de Tsinghua, Beijing, 100084, China

Shijun Wang y Zhiping Xu

Departamento de Ingeniería Química, Universidad de Tsinghua, Beijing, 100084, China

Jiaxin Shi y Jun Xu

Departamento de Investigación de Fuerza, Centro de Investigación e Innovación, Mitsubishi Heavy Industries Ltd., Nagoya, 455-8515, Japón

Takayuki Shimizu

Centro Nacional de Nanociencia y Tecnología, Beijing, 100190, China

Shijun Wang

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ZX, TS y JX diseñaron la investigación, SW realizó las simulaciones, SW y JS realizaron los experimentos, ZX y SW escribieron el manuscrito. Todos los autores contribuyeron al análisis de los resultados y a la revisión del manuscrito.

Correspondencia a Takayuki Shimizu, Jun Xu o Zhiping Xu.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

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Reimpresiones y permisos

Wang, S., Shi, J., Shimizu, T. et al. Cinética de fusión por calor en dos pasos y rendimiento mecánico de interfaces termoplásticas. Representante científico 12, 5701 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-09573-3

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Recibido: 20 de enero de 2022

Aceptado: 24 de marzo de 2022

Publicado: 05 de abril de 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-09573-3

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