合成纤维SFC 2010 No.1 从表2和图2可以看出，Mη增大使纺丝溶液 的黏度增加，纺得的纤维直径变粗。其原因是相对 分子质量增高，分子链长，分子链缠绕强烈，溶液 黏度升高很快，相同电场力作用下纤维更难分裂， 致使纤维直径变粗。反之，分子质量小，黏度低， 纺丝溶液在电场力作用下更容易分裂成直径小的纤 维。由于纺丝溶液中PAN的质量分数是相等的， 因此在可纺的前提下，较高Mη的PAN在静电纺丝 中可以制备纤维直径更粗的纤维毡。另外，从碳化 得率分析，随着Mη的增大，碳纤维毡的得率也随 之增大。但是，当Mη大于3×105，如试样W4和 W5，由于配制的PAN溶液黏度太大，无法进行静 电纺丝，降低PAN质量分数后溶液仍然无法纺丝。 说明Mη过大的PAN纺丝溶液无法通过静电纺丝制 备超细纤维。
2.3纤维毡的红外光谱分析
图3为试样W3（由于热处理方法相同，W1、 W2和W3试样纤维毡的红外光谱和XRD测试几乎 一致，选取W3试样进行分析）的纺丝、预氧化及 碳化后纤维毡的红外光谱图(分别记为a，b和c)。 曲线a在2240 cm-1附近的峰是聚丙烯腈的特征吸 收峰(—C≡N)。从图3中(a)、(b)、(c)比较可 以看到，氰基峰的强度逐渐减弱，到(c)中几乎消 失，说明热处理中氰基转变成了别的基团。1590 cm-1 为─C襒N的特征峰，从(a)到(b)特征峰显著加强， 再到(c)的减弱，说明预氧化后─C襒N显著增多， 碳化后又大量减少。
2 930 cm-1附近是C─H的特 征峰，从(a)到(b)减少很多，(c)中已经消失。 从(a)到(b)，─C≡N和C─H的大量减少以及─ C襒N的增加，还有特征峰数量的减少，说明预氧 化过程中发生了大分子链内环化和链间交联，形成 了耐高温的梯形结构。从(b)到(c)，特征峰数量进 一步减少，曲线更加平滑。(c)中除了1590 cm-1附 近较弱─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)有明显 的峰出现，特别是1 600~3 000 cm-1区间几乎没有 特征峰，说明碳化过程中发生了分解反应，有机物 大多数分解完全，只剩下碳元素。可见静电纺得到 原纤维毡经过预氧化和碳化处理后成功地制得了碳 纤维毡。
图4为试样W3的纺丝、预氧化及碳化后纤维 毡的XRD衍射图谱(分别记为a，b和c)。 如图4所示，预氧化之前的电纺纤维毡在2θ= 17°处有一个很强的衍射峰，但预氧化、碳化后， 强衍射峰消失，说明预氧化过程中原有结构受热破 坏，与红外光谱分析的结论一致。另外，从电纺纤 维毡到预氧化纤维毡再到碳化纤维毡，衍射峰强度 逐渐减弱，说明结晶度越来越低。可能是因为电纺 纤维排布杂乱无序，取向不好，在预氧化、碳化过 程又不能均匀施加张力，结果在热处理过程中变得 更混乱，碳化后结晶和取向变得更差，这将影响纤 维毡的强度。
2.5纤维毡的抗拉强度分析
W1试样制得的电纺纤维毡在预氧化后变脆， 碳化后自行断裂。将W2和W3试样制得的电纺、 预氧化及碳化后的纤维毡分别进行抗拉测试后，结 果列于表3（W2依次为a,b,c；W3依次为d,e,）f。 由表3可知，从(a)→(c)以及(d)→(f)， 相同分子质量的电纺毡、预氧化毡和碳化毡的抗拉 强度依次减小，这是由于我们在热处理过程没有对 纤维毡施加张力，致使纤维内部结构受热冲击，变 得松弛、混乱，导致结晶度和取向度变低。此结论 与XRD的测试结果是一致的。分别比较(a)和 (d)、(b)和(e)以及(c)和(f)可知，W3试样的 电纺毡、预氧化毡和碳化毡强度均强于W2试样。 对比W1、W2和W3的强度可看出，随着Mη的增 加，碳纤维膜的强度是增加的。
3结语
（1）随着PAN黏均分子质量的增大，PAN纺 丝溶液的黏度升高，所制得的碳纤维膜的纤维平均 直径也随之变大。
（2）当PAN的Mη≤5×104时，制得的碳纤维 强度差、发脆，容易断裂，不利于后续加工和应 用；而Mη≥3×105时，PAN在DMF溶液中无法静 电纺丝。因此，在可纺的条件下，随着Mη的增大， 碳纤维的得率增加，抗拉强度也增高。为了进一步 提高纤维毡的强度，还可以在热处理过程中对纤维 毡施加适当的张力。
（3）红外光谱分析表明，在900℃条件下有机 物已基本分解，剩下的主要为碳元素，说明在 900℃条件下成功碳化制得了超细碳纤维。
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