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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