合成纖維SFC 2010 No.1 從表2和圖2可以看出，Mη增大使紡絲溶液 的黏度增加，紡得的纖維直徑變粗。其原因是相對 分子質量增高，分子鏈長，分子鏈纏繞強烈，溶液 黏度升高很快，相同電場力作用下纖維更難分裂， 致使纖維直徑變粗。反之，分子質量小，黏度低， 紡絲溶液在電場力作用下更容易分裂成直徑小的纖 維。由于紡絲溶液中PAN的質量分數是相等的， 因此在可紡的前提下，較高Mη的PAN在靜電紡絲 中可以制備纖維直徑更粗的纖維氈。另外，從碳化 得率分析，隨著Mη的增大，碳纖維氈的得率也隨 之增大。但是，當Mη大于3×105，如試樣W4和 W5，由于配制的PAN溶液黏度太大，無法進行靜 電紡絲，降低PAN質量分數后溶液仍然無法紡絲。 說明Mη過大的PAN紡絲溶液無法通過靜電紡絲制 備超細纖維。
2.3纖維氈的紅外光譜分析
圖3為試樣W3（由于熱處理方法相同，W1、 W2和W3試樣纖維氈的紅外光譜和XRD測試幾乎 一致，選取W3試樣進行分析）的紡絲、預氧化及 碳化后纖維氈的紅外光譜圖(分別記為a，b和c)。 曲線a在2240 cm-1附近的峰是聚丙烯腈的特征吸 收峰(—C≡N)。從圖3中(a)、(b)、(c)比較可 以看到，氰基峰的強度逐漸減弱，到(c)中幾乎消 失，說明熱處理中氰基轉變成了別的基團。1590 cm-1 為─C襒N的特征峰，從(a)到(b)特征峰顯著加強， 再到(c)的減弱，說明預氧化后─C襒N顯著增多， 碳化后又大量減少。
2 930 cm-1附近是C─H的特 征峰，從(a)到(b)減少很多，(c)中已經消失。 從(a)到(b)，─C≡N和C─H的大量減少以及─ C襒N的增加，還有特征峰數量的減少，說明預氧 化過程中發生了大分子鏈內環化和鏈間交聯，形成 了耐高溫的梯形結構。從(b)到(c)，特征峰數量進 一步減少，曲線更加平滑。(c)中除了1590 cm-1附 近較弱─C襒N的特征峰以外，只有800 cm-1附近 (C≡C)和1 370 cm-1附近(─CH，─NH)有明顯 的峰出現，特別是1 600~3 000 cm-1區間幾乎沒有 特征峰，說明碳化過程中發生了分解反應，有機物 大多數分解完全，只剩下碳元素。可見靜電紡得到 原纖維氈經過預氧化和碳化處理后成功地制得了碳 纖維氈。
圖4為試樣W3的紡絲、預氧化及碳化后纖維 氈的XRD衍射圖譜(分別記為a，b和c)。 如圖4所示，預氧化之前的電紡纖維氈在2θ= 17°處有一個很強的衍射峰，但預氧化、碳化后， 強衍射峰消失，說明預氧化過程中原有結構受熱破 壞，與紅外光譜分析的結論一致。另外，從電紡纖 維氈到預氧化纖維氈再到碳化纖維氈，衍射峰強度 逐漸減弱，說明結晶度越來越低。可能是因為電紡 纖維排布雜亂無序，取向不好，在預氧化、碳化過 程又不能均勻施加張力，結果在熱處理過程中變得 更混亂，碳化后結晶和取向變得更差，這將影響纖 維氈的強度。
2.5纖維氈的抗拉強度分析
W1試樣制得的電紡纖維氈在預氧化后變脆， 碳化后自行斷裂。將W2和W3試樣制得的電紡、 預氧化及碳化后的纖維氈分別進行抗拉測試后，結 果列于表3（W2依次為a,b,c；W3依次為d,e,）f。 由表3可知，從(a)→(c)以及(d)→(f)， 相同分子質量的電紡氈、預氧化氈和碳化氈的抗拉 強度依次減小，這是由于我們在熱處理過程沒有對 纖維氈施加張力，致使纖維內部結構受熱沖擊，變 得松弛、混亂，導致結晶度和取向度變低。此結論 與XRD的測試結果是一致的。分別比較(a)和 (d)、(b)和(e)以及(c)和(f)可知，W3試樣的 電紡氈、預氧化氈和碳化氈強度均強于W2試樣。 對比W1、W2和W3的強度可看出，隨著Mη的增 加，碳纖維膜的強度是增加的。
3結語
（1）隨著PAN黏均分子質量的增大，PAN紡 絲溶液的黏度升高，所制得的碳纖維膜的纖維平均 直徑也隨之變大。
（2）當PAN的Mη≤5×104時，制得的碳纖維 強度差、發脆，容易斷裂，不利于后續加工和應 用；而Mη≥3×105時，PAN在DMF溶液中無法靜 電紡絲。因此，在可紡的條件下，隨著Mη的增大， 碳纖維的得率增加，抗拉強度也增高。為了進一步 提高纖維氈的強度，還可以在熱處理過程中對纖維 氈施加適當的張力。
（3）紅外光譜分析表明，在900℃條件下有機 物已基本分解，剩下的主要為碳元素，說明在 900℃條件下成功碳化制得了超細碳纖維。
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