DE2366156B1 - Graphitisierbare Kohlenstoff-Fasern und Verfahren zu ihrer Herstellung - Google Patents
Graphitisierbare Kohlenstoff-Fasern und Verfahren zu ihrer HerstellungInfo
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Description
55
Die Erfindung betrifft eine graphitisierbare Kohlenstoff-Faser mit einem Durchmesser von nicht mehr als
μπι. Sie betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung
einer solchen Faser, bei welchem aus einem kohlenstoffhaltigen Pech kohlenstoffhaltige Fasern gesponnen 6Q
werden, die gesponnenen Fasern durch Erhitzen in sauerstoffhaltiger Atmosphäre unschmelzbar gemacht
werden und die unschmelzbaren Fasern in inerter Atmosphäre auf 1000° C bis 20000C erhitzt werden.
Als Ergebnis des raschen Wachstums der Flugzeugindustrie,
der Raumfahrt und der Raketentechnik in den vergangenen Jahren ergab sich ein Bedarf nach
Materialien von hoher Festigkeit und Steifheit bei gleichzeitig geringem Gewicht, wie sie für die
Herstellung von Flugzeugteilen, Raumgleitern und Raumfahrzeugen benötigt werden, ebenso für die
Herstellung von Druckgefäßen für Tieftauchversuche in den Ozeanen und ähnliche Strukturen.
Eines der vielversprechensten Materialien waren hochfeste, hochelastische Kohlenstoffgewebe. Solche
Gewebe wurden sowohl in Matrizen aus plastischem Material wie in Matrizen ungewöhnlich hoher Festigkeit
und ungewöhnlich hoher Elastizität bei gleichzeitig geringem Gewicht und anderen außerordentlichen
Eigenschaften erhalten, jedoch bildeten die hohen Kosten das Haupthindernis für ihre weite Verbreitung.
Aus Reyon- oder Acrylfasern, die bei hohen Temperaturen einer Zugbeanspruchung in Längsrichtung
unterworfen werden, ergeben sich Kohlenstoffasern hoher Elastizität und Festigkeit. Die Ausübung
eines Zuges während der Faserherstellung hat jedoch den Nachteil, daß die Fasern häufig brechen.
Es ist auch bereits die Herstellung von Kohlenstoffasern aus Teer (S. Otani, Carbon, 3, 31 [1965], H.M.
Hawtho'ne, International Conference on Carbon Fibres, their Composites and Applications, The Plastics
Institute, Paper No. 13,13/1 — 13/13 [London 1971] und S. Otani et al., Bulletin of the Chemical Society of
Japan, 43, 3291 [1970]), Petroleumasphalt (S. Otani et al., Carbon, 4, 425 [1966], H.M. Hawthorne et al.,
Nature, 227, 946 [1970]) und Pech (DE-OS 16 69 486)
beschrieben worden. Diese Fasern weisen zwar relativ hohe Reißfestigkeiten auf, wegen der wenig ausgeprägten
Kristallitorientierung entlang der Fäserachse wurden jedoch keine hohen Elastizitätswerte erreicht.
Demgemäß besteht die Aufgabe der in den Patentansprüchen gekennzeichneten Erfindung darin,
graphitisierbare Kohlenstoff-Fasern zur Verfügung zu stellen, die eine bevorzugte Orientierung der Kohlenstoffkristaliite
parallel zur Faserachse aufweisen und die Entwicklung eines Verfahrens zu ihrer Herstellung.
Diese Aufgabe wird durch die in den Patentansprüchen 1 und 4 angegebene Erfindung gelöst Besonders
vorteilhafte Ausbildungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen beschrieben.
Kohlenstoffhaltige Teere mit einem Mesophasen-Anteil
von ungefähr 40 bis ungefähr 90Gew.-% sind geeignet für die Herstellung von hochorientierten
kohlenstoffhaltigen Fasern, die gemäß der vorliegenden Erfindung eine dreidimensionale Ordnung annehmen,
wie sie für polykristallinen Graphit charakteristisch ist. Um jedoch aus solchem Teer die gewünschten Fasern
zu erhalten, muß die darin enthaltene Mesophase unter milden Bedingungen eine große homogene Mesophase
bilden, welche große verschmolzene Breiche aufweist, d.h. Bereiche mit ausgerichteten Molekülen, deren
Größe 200 μπι übersteigt, und bis zu mehreren hundert μπι betragen kann. Teere, welche unter ruhigen
Bedingungen eine zähe, große Mesophase bilden, welche aus kleinen orientierten Bereichen besteht an
Stelle von großen verschmolzenen Bereichen, sind ungeeignet. Auf gleiche Weise sind solche Teere
ungeeignet, die keine homogene große Mesophase bilden.
Eine weitere Anforderung an den Teer liegt darin, daß dieser unter den Bedingungen, die zum Schmelzen des
Teers angewendet werden, nicht thixotrop ist. Wenn solche Teere auf Temperaturen erhitzt werden, bei
denen sie eine Viskosität von ungefähr 1 bis ungefähr 20 Pa · s aufweisen, dann können daraus leicht einheitliche
Fasern gesponnen werden.
Kohlenstoffhaltige Teere mit einem Mesophasen-Anteil
von ungefähr 40 bis ungefähr 90 Gew.-% können nach bekannten Verfahren erhalten werden, durch
Erwärmen eines kohlenstoffhaltigen Teeres unter inerter Atmosphäre auf eine Temperatur oberhalb
ungefähr 350° C, für eine ausreichende Zeitdauer, um die gewünschte Menge an Mesophase zu erhalten. Unter
einer inerten Atmosphäre wird eine Atmosphäre verstanden, die unter den angewandten Wärmebedingungen
nicht mit dem Teer reagiert, etwa Stickstoff, Argon, Xenon, Helium, usw. Die Zeitdauer, die zur
Herstellung des gewünschten Mesophasen-Anteils erforderlich ist, ist abhängig von dem besonderen Teer
und von der angewandten Temperatur, wobei bei niedrigeren Temperaturen längere Wärmeperioden
erforderlich sind als bei höheren Temperaturen. Bei 35O0C, das ist üblicherweise die Minimaltemperatur, um
Mesophasen zu erzeugen, ist eine Erwärmung von zumindest einer Woche erforderlich, um einen Mesophasen-Anteil
von ungefähr 40% zu bilden. Bei Temperaturen von ungefähr 4000C bis 4500C verläuft
die Umwandlung in die Mesophase rascher und ein Mesophasen-Anteil von 50% kann bei solchen Temperaturen
innerhalb von ungefähr 1 bis 40 Stunden erzeugt werden. Aus diesem Grunde werden solche Temperaturen
bevorzugt Temperaturen oberhalb von ungefähr 5000C sind unerwünscht und das Erwärmen auf diese
Temperatur sollte nicht länger als ungefähr 5 Minuten
lang durchgeführt werden, um die Umwandlung'des Teers in Koks zu vermeiden.
Das Ausmaß, in dem der Teer in die Mesophase umgewandelt ist, kann mittels eines mit polarisiertem
Licht arbeitenden Mikroskops und durch Löslichkeitsbestimmungen festgestellt werden. Mit Ausnahme von
gewissen, keine Mesophase bildenden unlöslichen Anteilen in dem ursprünglichen Teer oder solchen
Anteilen, die sich in einigen Fällen während des Erwärmens bilden, ist der keine Mesophase bildende
Anteil des Teers leicht löslich in organischen Lösungsmitteln, wie Chinolin und Pyridin, während der die
Mesophase bildende Anteil weitgehend unlöslich ist (Der Prozentgehalt an in Chinolin unlöslichen Anteilen
(Q.I.) eines gegebenen Teers wird durch Extraktion mit Chinolin bei 75° C bestimmt Analog wird der Anteil an
in Pyridin unlöslichen Anteilen (P.I.) durch Extraktion mit der Soxhlet-Apparatur in siedendem Pyridin
(115° C) bestimmt). Teere, die unschmelzbare, unlösliche
Nichtmesophasen-Anteile (entweder bereits im ursprünglichen
Teer enthalten oder während des Erwärmens gebildet) in Anteilen enthalten, die die Bildung der so
homogenen großen Mesophasen unterdrücken, sind für
die Verwendung gemäß der vorliegenden Erfindung ungeeignet Im allgemeinen sind Teere, die mehr als
ungefähr 2 Gew.-% an solchen unschmelzbaren Materialien enthalten, für die vorliegende Erfindung ungeeignet.
Kohlenstoffhaltige Teere auf aromatischer Basis mit einem Kohlenstoffgehalt von ungefähr 92 bis ungefähr
96 Gew.-% und einem Wasserstoffgehalt von ungefähr 4 bis ungefähr 8 Gew.-% sind im allgemeinen geeignet,
um Mesophasen-Teere herzustellen, die erfindungsgemäß zur Herstellung von Fasern verwendet werden
können. Andere Elemente als Kohlenstoff und Wasserstoff, etwa Sauerstoff, Schwefel und Stickstoff sind
unerwünscht und sollten in keinem Falle 4Gew.-% übersteigen.
Erdölteer, Steinkohlenteer und Acenaphthyl-Teer, die alle gut graphitisierende Teere darstellen, sind bevorzugte
Ausgangsmaterialien für die Herstellung der Mesophasen-Teere, die gemäß der Erfindung zur
Herstellung von Fasern verwendet werden. Acenaphthyl-Teer ist ein synthetischer Teer, der bevorzugt wird,
da er zu ausgezeichneten Fasern führt. Acenaphthyl-Teer kann durch die Pyrolyse von Polymeren des
Acenaphthylens erhalten werden, wie dies in der US-PS 35 74 653 beschrieben wurde.
Einige Teere, etwa Fluoranthenyl-Teer, polymerisieren
sehr schnell beim Erwärmen und bilden somit keine Mesophase aus großen verschmolzenen Bereichen und
sind daher keine geeigneten Ausgangsmaterialien. Ebenso sind Teere mit einem unschmelzbaren, in
Chinolin unlöslichen oder in Pyridin unlöslichen Anteil von mehr als ungefähr 2 Gew.-% nicht geeignet oder
diese Teere sollten filtriert werden, um diese Materialien zu entfernen, bevor die Teere zur Bildung der
Mesophase erwärmt werden. Vorzugsweise werden solche Teere bereits filtriert, wenn sie mehr als ungefähr
1 Gewichtsprozent an solchen unschmelzbaren, unlöslichen Materialien enthalten. Die meisten Erdöl-Teere
und synthetischen Teere haben einen geringen Anteil an unschmelzbaren, unlöslichen Bestandteilen, und können
direkt ohne Filtration verwendet werden. Auf der anderen Seite haben die meisten Steinkohlenteere einen
hohen Anteil an unschmelzbaren, unlöslichen Bestandteilen, und erfordern eine Filtration, bevor sie
verwendet werden können.
Bei der Erwärmung des Teers auf Temperaturen zwischen 350 und 500° C, um die Mesophase zu bilden,
kann der Teer natürlich in gewissem Ausmaß pyrolisieren und die Zusammensetzung des Teeres ändert sich, in
Abhängigkeit von der Temperatur, von der Erwärmungsdauer und von der Zusammensetzung und der
Struktur des Ausgangsmaterials. Jedoch wird im allgemeinen nach einem Erwärmen des kohlenstoffhaltigen
Teers für eine ausreichende Zeitdauer, um einen Anteil an Mesophase von ungefähr 40 bis ungefähr
90Gew.-% zu bilden, der erhaltene Teer einen Kohlenstoffgehalt von ungefähr 94 bis 96 Gew.-% und
einen Wasserstoffgehalt von ungefähr 4 bis 6 Gew.-% aufweisen. Wenn solche Teere andere Elemente außer
Kohlenstoff und Wasserstoff in Anteilen von ungefähr 0,5 bis ungefähr 4 Gew.-% enthalten, dann weist der
Mesophasen-Teer üblicherweise einen Kohlenstoffgehalt von ungefähr 92 bis 95 Gew.-% auf, wobei der Rest
aus Wasserstoff besteht.
Nachdem der erwünschte Mesophasen-Teer gebildet worden ist, wird dieser nach bekannten Verfahren zu
Fasern versponnen, beispielsweise durch Schmelzspinnen, durch Zentrifugal-Spinnen, durch Blasspinnen oder
durch ein anderes bekanntes Verfahren. Für die Erzielung einheitlicher Fasern aus solchem Teer ist es
erforderlich, daß der Teer unmittelbar vor dem Verspinnen gerührt wird, so daß die unmischbare
Mesophase mit den Nichtmesophasen-Anteilen des Teers wirksam vermischt wird.
Die Temperatur, bei der der Teer versponnen wird, hängt natürlich von derjenigen Temperatur ab, bei der
der Teer eine geeignete Viskosität aufweist Da der Erweichungspunkt des Teers und seine Viskosität bei
einer gegebenen Temperatur ansteigt, wenn der Mesophasen-Anteil des Teers ansteigt, sollte der
Mesophasen-Anteil nicht bis zu jenem Punkt gesteigert werden, bei dem der Erweichungspunkt des Teers auf
ein außerordentlich hohes Niveau ansteigt Aus diesem Grund sind Teere mit einem Mesophasen-Anteil von
über 90% im allgemeinen nicht geeignet. Teere jedoch,
65
die einen Mesophasen-Anteil von ungefähr 40 bis ungefähr 90 Gew.-% aufweisen, zeigen bei Temperaturen
von ungefähr 250 bis ungefähr 4500C Viskositäten
zwischen ungefähr 1 und ungefähr 20 Pa · s und können bei diesen Temperaturen leicht versponnen werden. Mit
solchen Viskositäten können die Fasern versponnen werden aus den Teeren mit einer Geschwindigkeit von
ungefähr 3 m/Min, bis ungefähr 30 m/Min, und sogar bis
zu Geschwindigkeiten von ungefähr 1000 m/Min. Vorzugsweise enthält der verwendete Teer einen
Mesophasen-Anteil von ungefähr 45 bis ungefähr 65 Gew.-°/o, wobei sich Teere mit einem Mesophasen-Anteil
von ungefähr 55 bis ungefähr 65 Gew.-%, die bei Temperaturen von ungefähr 340 bis ungefähr 3800C
Viskositäten zwischen ungefähr 3 bis 6Pa-S aufweisen,
für das erfindungsgemäße Verfahren besonders eignen. Mit solchen Viskositäten und bei den angegebenen
Temperaturen können einheitliche Fasern mit einem Durchmesser von ungefähr 10 bis ungefähr 20 μπι leicht
ersponnen werden. 2ö
Die gemäß diesem Verfahren hergestellten kohlenstoffhaltigen Fasern stellen hochorientiertes graphitisierbares
Material dar mit einem hohen Maß an bevorzugter Orientierung ihrer Moleküle parallel zu der
Faserachse, Mit der Bezeichnung »graphitisierbar« wird ausgedrückt, daß diese Faser thermisch (üblicherweise
durch Erwärmen auf Temperaturen oberhalb von ungefähr 25000C, beispielsweise auf Temperaturen
zwischen ungefähr 2500 und ungefähr 3000° C) in Fasern mit solcher Struktur umgewandelt werden können, die
eine dreidimensionale Ordnung aufweisen, wie sie für polykristallinen Graphit charakteristisch ist.
Die auf diese Weise hergestellten Fasern haben die gleiche chemische Zusammensetzung wie der Teer, aus
dem sie gezogen wurden, und genauso enthält der Teer ungefähr 40 bis ungefähr 90 Gew.-°/o an Mesophase. Bei
der Untersuchung mittels eines Mikroskops, das mit polarisiertem Licht arbeitet, lassen die Fasern Gefügeänderungen
erkennen, wodurch der Eindruck von »mini-zusammengesetzten-Materialien« entsteht. Über
die Fasern verteilt können große ausgedehnte anisotrope Bereiche mit fibrillenartigem Aussehen beobachtet
werden. Diese anisotropen Bereiche sind hoch orientiert und sind bevorzugt parallel zu der Fasernachse
ausgerichtet. Man kann annehmen, daß diese anisotropen Bereiche, welche durch die Scherkräfte ausgedehnt
werden, welche beim Verspinnen des Teers zu den Fasern auftreten, nicht vollständig aus Mesophase
bestehen, sondern auch durch Nieht-Mesophasen-Anteile aufgebaut werden. Es ist klar, daß auch die so
Nicht-Mesophasen-Anteile orientiert und in ausgedehnte Bereiche gezogen werden durch die Scherkräfte
während des Verspinnens und durch die Orientierungswirkungen, die von den Mesophasen-Bereichen bei
deren Ausdehnung ausgehen. Es können auch isotrope Bereiche vorliegen, obwohl sie nicht sichtbar sein
können und schwierig zu unterscheiden sind von solchen anisotropen Bereichen, was mit der Extrinktion
zusammenhängt Kennzeichnenderweise zeigen die orientierten ausgedehnten Bereiche Durchmesser über eo
500 nm, im allgemeinen zwischen ungefähr 1000 und 4000 nm, und sie können daher wegen ihrer Größe
leicht beobachtet werden bei der Untersuchung mittels eines üblichen Mikroskops, das mit polarisiertem Licht
arbeitet, und zwar bei einer 1000-fachen Vergrößerung.
Die Röntgen-Beugungsaufnahme der kohlenstoffhaltigen Fasern, die aus Mesophasen-Teeren gemäß der
Erfindung erhalten wurden, zeigen, daß die Fasern gekennzeichnet sind durch ein hohes Maß an bevorzugter
Orientierung der Teer-Moleküle parallel zu der Faserachse. Dies ergibt sich aus den kurzen Bögen, die
die (002)-Bande der Beugungsaufnahme bilden. Beim mikrodensitometrischen Abtasten der (002)-Bande des
entwickelten Röntgenfilms zeigt sich, daß die bevorzugte Orientierung von ungefähr 20 bis ungefähr 30° reicht,
üblicherweise von ungefähr 25 bis ungefähr 30° (ausgedrückt als die volle Ausdehnung des halben
Maximums der Azimutal-Intensitäts-Verteilung). Die scheinbare Stapelhöhe (L1) der ausgerichteten Bereiche
aus Teer-Molekülen wurde in gleicher Weise durch mikrodensitometrisches Abtasten der Ausdehnung des
(O02)-Beugungsbogens bestimmt, diese reicht im allgemeinen von ungefähr 2,5 nm bis ungefähr 6nm,
gewöhnlich von ungefähr 3 nm bis ungefähr 5 nm. Der Zwischenschichtenabstand der ausgerichteten Bereiche
(d) wurde aus dem Abstand zwischen den (002)-Beugungsbögen berechnet, wobei sich typische Werte von
ungefähr 0,34 nm bis ungefähr 0,355 nm, gewöhnlich von ungefähr 0,345 nm bis ungefähr 0355 nm ergaben.
Solche Fasern sind gewöhnlich gekennzeichnet durch eine Dichte von ungefähr 1,25 g/cm3 bis zu ungefähr
1,40 g/cm3, wobei besonders typische Werte zwischen ungefähr 1,30 g/cm3 bis zu ungefähr 1,35 g/cm3 liegen.
Wegen der thermoplastischen Natur der meisten kohlenstoffhaltigen Fasern, die gemäß der vorliegenden
Erfindung hergestellt wurden, ist es üblicherweise notwendig, diese Fasern einer Wärmehärtung auszusetzen,
bevor sie carbonisiert werden können. Obwohl Fasern, die aus einem Teer gesponnen wurden, der mehr
als ungefähr 85 Gew.-% Mesophase enthielt, oft ihre Form zurückgewannen, wenn sie ohne vorheriges
Wärmehärten carbonisiert wurden, erfordern Fasern, die aus einem Teer gesponnen wurden, der weniger als
ungefähr 85 Gew.-°/o Mesophase enthält, eine Wärmehärtung, bevor die Fasern carbonisiert werden können.
Die Wärmehärtung der Fasern wird leicht durchgeführt,
indem die Fasern in einer Sauerstoff enthaltenden Atmosphäre für eine ausreichende Zeit erwärmt
werden, um sie unschmelzbar zu machen. As Sauerstoff enthaltende Atmosphäre kann reiner Sauerstoff oder
eine mit Sauerstoff angereicherte Atmosphäre verwendet werden. In den meisten Fällen wird Luft als
oxidierende Atmosphäre verwendet.
Die Zeitdauer, die für das Wärmehärten der Fasern erforderlich ist, hängt natürlich von solchen Faktoren ab
wie die besondere oxidierende Atmosphäre, die angewandte Temperatur, der Durchmesser der Fasern,
der besondere Teer, aus dem die Fasern hergestellt wurden, und von dem Mesophasen-Anteil in diesem
Teer. Im allgemeinen jedoch kann das Wärmehärten der Fasern in relativ kurzen Zeitspannen durchgeführt
werden, üblicherweise in etwa 5 Minuten bis etwa 60 Minuten.
Die beim Wärmehärten der Fasern angewandte Temperatur darf natürlich die Erweichungstemperatur
der Fasern nicht übersteigen. Die maximal anwendbare Temperatur wird deshalb von dem besonderen Teer, aus
dem die Fasern gesponnen wurden, und vom Mesophasen-Anteil dieses Teeres abhängen. Je hoher der
Mesophasen-Anteil der Faser, je höher liegt a ich ihre Erweichungstemperatur, und umso höher kann die
Temperatur liegen, die beim Wärmehärten angewendet wird. Bei höheren Temperaturen härten die Fasern beim
gegebenen Durchmesser in kürzerer Zeit aus als dies bei niedrigeren Temperaturen möglich ist Auf der anderen
Seite erfordern Fasern mit einem niedrigeren Mesopha-
sen-Anteil eine relativ längere Wärmebehandlung bei etwas niedrigeren Temperaturen, um sie unschmelzbar
zu machen. Im allgemeinen ist eine Mindesttemperatur von zumindest 250° C erforderlich, um die erfindungsgemäß
hergestellten kohlenstoffhaltigen Fasern wirkungsvoll wärmezuhärten. Temperaturen oberhalb von 400° C
können zu einem Schmelzen und/oder starken Abbrennen der Fasern führen und sollten vermieden werden.
Vorzugsweise werden Temperaturen von ungefähr 300 bis ungefähr 390° C angewandt. Bei solchen Temperaturen kann das Wärmehärten innerhalb von 5 bis ungefähr
60 Minuten durchgeführt werden. Da es unerwünscht ist, die Fasern mehr als notwendig zu oxidieren, um sie
völlig unschmelzbar zu machen, werden die Fasern im allgemeinen nicht langer als ungefähr 60 Minuten
erhitzt, ebenso werden Temperaturen oberhalb von 400° C vermieden.
Nachdem die Fasern wärmegehärtet worden sind, werden die Fasern durch Erwärmen in inerter
Atmosphäre carbonisiert, bei einer ausreichend hohen Temperatur um den Wasserstoff und andere flüchtige
Anteile zu entfernen und im wesentlichen vollständig aus Kohlenstoff bestehende Fasern zu erzeugen. Fasern
mit einem Kohlenstoffgehalt über ungefähr 98 Gewichtsprozent können im allgemeinen durch Erwärmen
auf Temperaturen oberhalb von ungefähr 1000° C erhalten werden, und bei Temperaturen oberhalb von
ungefähr 1500° C sind die Fasern vollständig carbonisiert.
Obwohl das Maß der bevorzugten Orientierung der ursprünglichen Fasern etwas abnimmt, wenn die
Fasern auf ungefähr 1000° C erwärmt werden, erhöht sich beim weiteren Erhitzen das Maß der bevorzugten
Orientierung und bei ungefähr 1000° C ist die Orientierung
weitgehend die gleiche wie in der ursprünglichen Faser.
Üblicherweise wird die Carbonisierung durchgeführt bei Temperaturen von ungefähr 1000 bis ungefähr
2000° C, bevorzugt bei ungefähr 1500 bis ungefähr 1700° C. Im allgemeinen werden Verweilzeiten von
ungefähr 0,5 bis ungefähr 25 Minuten, bevorzugt von ungefähr 1 Minute bis ungefähr 5 Minuten angewandt.
Obwohl auch eine längere Erwärmungsdauer zu guten Ergebnissen führt, sind solche Verweilzeiten unwirtschaftlich
und als praktischen Gesichtspunkt ergibt sich kein Vorteil bei der Anwendung solch langer Verweilzeiten.
Um zu vermeiden, daß die Geschwindigkeit der Gewichtsabnahme der Fasern nicht zu hoch wird, so daß
die Faserstruktur unterbrochen wird, wird es bevorzugt, die Fasern für eine kurze Zeitspanne auf Temperaturen
von ungefähr 700 bis ungefähr 900° C zu erwärmen, bevor sie auf die abschließende Carbonisierungstemperatur
gebracht werden. Verweilzeiten bei diesen Temperaturen von ungefähr 30 Sekunden bis ungefähr 5
Minuten sind üblicherweise ausreichend. Bei einem bevorzugten Verfahren wird die Faser für ungefähr V2
Minute auf eine Temperatur von ungefähr 700° C erwärmt und daran anschließend für die gleiche Zeit auf
eine Temperatur von ungefähr 900° C gebracht. In jedem Fall muß die Aufheizgeschwindigkeit gesteuert
werden, so daß die Verflüchtigung nicht mit zu großer Geschwindigkeit fortschreitet.
Bei einem bevorzugten Verfahren zur Wärmebehandlung werden kontinuierliche Fäden aus den Fasern
durch eine Reihe von Wärmezonen geführt, die auf aufeinanderfolgend höheren Temperaturen gehalten
werden. Wenn es gewünscht wird, kann die erste dieser Zone eine oxidierende Atmosphäre enthalten, wodurch
die Wärmehärtung der Fasern bewirkt wird. Es können verschiedene Anordnungen von Vorrichtungen verwendet
werden, um die Serie von Wärmezonen bereitzustellen.
Ein Ofen kann verwendet werden, durch den die Fasern mehrmals hindurchgeführt werden, wobei die
Temperatur mit der Zeit gesteigert wird. Alternativ dazu können die Fasern auf einem einzigen Weg durch
mehrere öfen geführt werden, wobei jeder nachfolgende Ofen auf einer höheren Temperatur gehalten wird als
der vorhergehende Ofen. Ferner kann auch ein einzelner Ofen mit mehreren verschiedenen Wärmezonen
verwendet werden, wobei die Zonen bei aufeinanderfolgend höheren Temperaturen im Verlauf der
Wanderung der Fasern gehalten werden.
Die auf diese Weise hergestellten Fasern besitzen eine hochorientierte Struktur, die gekennzeichnet ist
durch die Anwesenheit von Kohlenstoffkristalliten, vorzugsweise ausgerichtet parallel zu der Faserachse,
und die aus graphitisierbaren Materialien bestehen, welche beim Erwärmen auf Graphitisierungs-Temperaturen
eine dreidimensionale Ordnung bilden, wie sie für polykristallinen Graphit charakteristisch ist, womit auch
die graphitähnlichen Eigenschaften, wie hohe Dichte und geringer elektrischer Widerstand verbunden sind.
Bei der Untersuchung mittels eines Mikroskops, das mit polarisiertem Licht arbeitet, zeigen die Fasern, die vor
der Carbonisierung oxidiert worden waren, ein Gefüge-Aussehen, ähnlich dem der frisch gezogenen Ausgangsmaterialien.
Die großen orientierten ausgedehnten graphitisierbaren Bereiche, die in der frisch gezogenen
Faser vorhanden sind, sind auch in den carbonisierten Fasern anwesend und genauso, wie in den frisch
gezogenen Fasern, sind die Bereiche bevorzugt parallel zu der Faserachse ausgerichtet. Auf der anderen Seite
zeigen die Fasern, die ohne vorherige Oxidierung carbonisiert worden sind, nicht mehr das feine
gefügeartige Aussehen der frisch gezogenen Fasern, sondern die Fasern sind eher gekennzeichnet durch viel
größere Bereiche. Während der Carbonisierung verbinden sich die Mesophasen-Bereiche, die in den frisch
gezogenen, unoxidierten Fasern vorhanden sind, miteinander und mit dem vorhandenen Nicht-Mesophasen-Teer,
um sehr große orientierte Bereiche zu bilden, die bevorzugt parallel zu der Faserachse ausgerichtet sind.
In den Fasern, die vor der Carbonisierung oxidiert worden sind, ist die Entwicklung von sehr großen
Bereichen, wie sie in den ohne Oxidierung carbonisierten Fasern vorliegen, durch die Oxidation behindert,
was erfolgt, wenn die Fasern in Gegenwart von Sauerstoff erwärmt werden. Es ergibt sich, daß die
orientierten Bereiche der Fasern, die ohne vorherige Oxidation carbonisiert wurden, viel größer sind als die
orientierten Bereiche der Fasern, die nach der Oxidation carbonisiert wurden (tatsächliche Ausdehnung von
ungefähr 1000 bis ungefähr 10 000 nm im Gegensatz zu
einer Ausdehnung von ungefähr 0,5 bis ungefähr 4000 nm).
Die kurzen Bögen, weiche die (002)-Bande der Röntgen-Beugungsaufnahme der erfindungsgemäßen
Kohlenstoffasern bilden, zeigen, daß die Fasern gekennzeichnet sind durch ein hohes Maß an bevorzugter
Orientierung ihrer Kohlenstoffkristallite parallel zu der Faserachse. Bei der mikrodensitometrischen Abtastung der (002)-Bande des entwickelten Röntgenfilms
ergibt sich, daß der bevorzugte Orientierungs-Parameter (FWHM) von solchen Fasern, die auf ungefähr
1000° C oder weniger erhitzt wurden, bei ungefähr 45°, üblicherweise zwischen ungefähr 30 bis ungefähr 40°
909 529/198
liegt. Fasern, die auf ungefähr 2000° C erhitzt wurden, haben ein höheres Maß an bevorzugter Orientierung,
d.h. einen bevorzugten Orientierungs-Parameter (FWHM) von ungefähr 10 bis ungefähr 20°, gewöhnlich
von ungefähr 13 bis ungefähr 17°. Eine weitere Verbesserung im Maß der bevorzugten Orientierung
wird erhalten, wenn die Fasern auf noch höhere Temperaturen erwärmt werden.
Obwohl die frisch bezogenen Fasern eine gewisse Abnahme im Maß der bevorzugten Orientierung
erfahren, wenn sie auf 1000° C erwärmt werden, wird beim weiteren Erwärmen auf Temperaturen von
ungefähr 2000° C ein viel höheres Maß der bevorzugten Orientierung erhalten. Wie bereits ausgeführt, ist das
Maß der bevorzugten Orientierung von Fasern, die auf ungefähr 13000C erwärmt wurden, weitgehend die
gleiche, wie bei den frisch gezogenen Ausgangsmaterialien, d. h. sie liegt zwischen ungefähr 20 und ungefähr
35°,gewöhnlich zwischen ungefähr 25 bis ungefähr
30 .
Die mikrodensitometrische Abtastung der Ausdehnung des (O02)-Beugungsbogens der Röntgen-Beugungsaufnähme
von Fasern, die auf ungefähr 1000° C erhitzt wurden, zeigt, daß die scheinbare Stapelhöhe (Lc)
der Kohlenstoffkristallite der Fasern im allgemeinen zwischen ungefähr 1,5 bis ungefähr 2,5 nm, gewöhnlich
zwischen ungefähr 1,8 bis ungefähr 2,2 nm liegt. Für Fasern, die auf ungefähr 2000° G erhitzt wurden, liegt die
scheinbare Stapelhöhe (Lc) im allgemeinen über ungefähr 7,5 nm gewöhnlich zwischen ungefähr 8 bis μ
ungefähr 10 nm. Die scheinbare Stapelhöhe kann leicht noch deutlich höhere Werte erreichen, wenn das
Erwärmen bei noch höheren Temperaturen durchgeführt wird.
Der Zwischenschichtenabstand von Carbonkristalliten aus Fasern, die auf ungefähr 1500° C erhitzt wurden,
wurde aus dem Abstand zwischen den (002)-Beugungsbögen berechnet und liegt typischerweise zwischen
ungefähr 0,34 nm bis ungefähr 0,343 nm. Es wurde gefunden, daß diese Fasern gekennzeichnet sind durch
Reißfestigkeiten von über 7 χ ΙΟ6 g/cm2, beispielsweise
durch Reißfestigkeiten von ungefähr 7 χ 106 bis ungefähr 1,4 χ 107g/cm2; diese Fasern sind ferner
gekennzeichnet durch eine Elastizität (Young'scher Elastizitätsmodul) von über 1,4 χ Pg/cm2, beispielsweise
durch Elastizitäten von ungefähr 1,4 χ ΙΟ9 bis
ungefähr 2,8 χ 109 g/cm2. Gewöhnlich liegt die Reißfestigkeit
der Fasern zwischen ungefähr 9,SxIO6 g/cm2
und ungefähr I5I χ 107 g/cm2, während die Elastizität
(Young'scher Modul) zwischen ungefähr 1,8 χ 109 g/cm2 und ungefähr 2,5 χ 109 g/cm2 liegt.
Die Fasern, die auf Temperaturen von ungefähr 1500°C erhitzt wurden, sind recht dicht und zeigen
Dichten über 2,1 g/cm3, gewöhnlich Dichten von ungefähr 2,1 g/cm3 bis ungefähr 2,2 g/cm3. Der elektrisehe
Widerstand solcher Fasern liegt im allgemeinen zwischen ungefähr 800 χ 10~6 Ω — cm bis ungefähr
1200 χ 10-6Ω -cm.
Die vorliegende Erfindung liefert somit ein gut geeignetes Verfahren zur Herstellung von hochfesten, hochelastischen
Fasern in hoher Ausbeute aus billigen, leicht stoffgehalten. Die Fasern können auf den gleichen
Einsatzgebieten verwendet werden, wo hochelastische Fasern bereits bislang verwendet wurden, wie etwa in
der Herstellung von zusammengesetzten Materialien. Die Fasern sind besonders gut geeignet für jene
Einsatzgebiete, wo elektrische Leitfähigkeit und thermische Leitfähigkeit entlang der Faserachse von Bedeutung
ist, beispielsweise können diese Fasern verwendet werden, um graphitisches Gewebe für Heizelemente
herzustellen. Wegen ihres extrem niedrigen elektrischen Widerstandes können die Fasern auch als Füllmaterialien
bei der Herstellung von Graphitelektroden verwendet werden.
Die einheitliche Struktur der erfindungsgemäßen Fasern ist leicht ersichtlich aus den beigefügten
Röntgen-Beugungsaufnahmen und den Mikrofotografien unter polarisiertem Licht.
Die Röntgen-Beugungsaufnahmen wurden von einem Faserbündel gemacht, das ungefähr zehn Fäden enthielt,
die senkrecht zu dem Röntgenstrahl angebracht waren. Als Strahlung wurde die Kupfer-K«-Strahlung unter
Verwendung eines Nickelfilters verwendet. Es wurden flache Plattenaufnahmen oder zylindrische Film-Durchtrittsaufnahmen
hergestellt, je nach Abhängigkeit von der Temperatur, auf welche die Fasern erhitzt worden
waren. Die Aufnahmezeiten lagen zwischen 5 und 16 Stunden.
Die Mikrofotografien wurden an Fasern aufgenommen, dir in solcher Weise in einem Epoxyharz
eingebettet waren, daß der Quer- oder der Längsabschnitt untersucht werden konnte. Die Proben wurden
zuerst mit einem Siliciumcarbid-Werkzeug fein gemahlen,
daran anschließend nacheinander mit einer diamanthaltigen Paste und abschließend mit einem
Mikrogewebe, das mit einer O,3°/oigen Suspension von Aluminiumoxid in Wasser gesättigt war, poliert Die
Proben wurden untersucht mit einem Metallograph nach Bausch und Lo mb, unter Verwendung von
polarisiertem Licht unter Anwendung von gekreuzten Polarisatoren.
F i g. 1 zeigt eine Röntgen-Beugungsaufnahme von Kohlenstoffasern, die aus Acenaphthyl-Teer gesponnen
worden und anschließend mit einer Geschwindigkeit von 10°C/Min. auf 350° C in Sauerstoff atmosphäre
erwärmt und daran anschließend durch Erwärmen auf 10000C carbonisiert worden sind. Die Carbonisierung
wurde unter Argonatmosphäre für eine Zeitspanne von ungefähr 1 Stunde durchgeführt.
Fig.2 zeigt eine Röntgen-Beugungsaufnahme von
Kohlenstoffasern, die aus Erdöl-Teer gesponnen worden und anschließend mit einer Geschwindigkeit von
10°C/Mia auf 350° C in Sauerstoff atmosphäre erhitzt und daran anschließend durch Erwärmung auf 1000° C
carbonisiert worden sind. Die Carbonisierung wurde in Argonatmosphäre für eine Zeitspanne von ungefähr 1
Stunde durchgeführt.
Fig.3 zeigt eine Röntgen-Beugungsaufnahme von
Kohlenstoffasern, die aus Acenaphthyl-Teer gesponnen und anschließend mit einer Geschwindigkeit von
10°C/Min. auf 350° C in Sauerstoffatmosphäre erhitzt und anschließend durch Erwärmung auf 1000° C
carbonisiert worden sind. Die Carbonisierung erfolgte wie oben angegeben.
Die F i g. 4 zeigt die Röntgen-Beugungsaufnahme von Kohlenstoffasern, die aus Erdöl-Teer gesponnen und
anschließend mit einer Geschwindigkeit von 10°C/Min. auf 350° C in Sauerstoff atmosphäre erwärmt und
anschließend durch Erwärmung auf 1000° C carbonisiert worden sind. Die Carbonisierung erfolgte in Argonatmosphäre
im Verlauf von ungefähr 1 Stunde.
F i g. 5 zeigt eine Mikrofotografie (unter polarisiertem Licht) eines Querschnitts einer Kohlenstoffaser, die
aus Erdöl-Teer gesponnen und mit einer Geschwindigkeit von 10°C/Min. auf 350° C unter Sauerstoff atmosphäre
erwärmt und anschließend durch Erwärmung auf
1675° C carbonisiert worden ist Die Carbonisierung erfolgte unter Argonatmosphäre im Verlauf von
ungefähr 1 Stunde.
Fig.6 zeigt eine Mikrofotografie (unter polarisiertem
Licht) des Querschnitts einer Kohlenstoffaser, die aus Acenaphthyl-Teer gesponnen und mit einer
Geschwindigkeit von 10°C/Min. auf 3500C unter Sauerstoffatmosphäre erwärmt und anschließend durch
Erwärmen auf 16050C carbonisiert worden ist. Die Carbonisierung erfolgt unter Argonatmosphäre im
Verlauf von ungefähr 1 Stunde. Fig. 7 zeigt eine Mikrofotografie (unter polarisiertem Licht) des Querschnitts
einer Kohlenstoffaser, die in ähnlicher Weise hergestellt wurde, jedoch mit der Abweichung, daß die
Teer-Faser ohne vorherige Wärmebehandlung unter '5 Sauerstoffatmosphäre carbonisiert worden ist Die
Carbonisierung erfolgte unter Argonatmosphäre im Verlauf von ungefähr 1 Stunde durch Erwärmung auf
1600° C.
Die Mikrofotografien haben einen Vergrößerungsfaktor von 1000 X. Die ohne vorherige Oxidation
carbonisierte Faser (Fig.7) ist gekennzeichnet durch eine viel größere Bereichs-Struktur und zeigt nicht
mehr das feine Gefüge-Aussehen von zusammengesetzten Materialien wie die frisch gezogene Faser. Während 2S
des Erwärmens auf Carbonisierungstemperatur kombinieren die Mesophasen-Bereiche, die in de- frisch
gezogenen, nichtoxidierten Faser vorhanden sind, miteinander und mit dem Nicht-Mesophasen-Teer, der
anwesend ist, und führen zu den großen, orientierten Kohlenstoff-Bereichen, die auf der Mikrofotografie
sichtbar sind. Im Falle der oxidierten Faser jedoch unterbindet die Oxidation, die beim Erwärmen der
Faser unter Sauerstoffatmosphäre erfolgt, die Entwicklung der sehr großen Bereiche, die in den ohne
Oxidation carbonisierten Fasern vorhanden sind. Im Ergebnis sind die Ausdehnungen der orientierten
Bereiche der nichtoxidierten Faser viel größer als die Ausdehnungen der orientierten Bereiche der oxidierten
Faser (ungefähr 1 bis ungefähr 10 mm unter der Vergrößerung, oder ungefähr 1 bis 10 um für die
tatsächlichen Bereiche, wobei unter der Vergrößerung ungefähr 1 bis 4 mm ungefähr 1 bis 4 μηί entsprechen).
F i g. 8 zeigt eine Mikrofotografie (unter polarisiertem Licht) eines Querschnitts einer Kohlenstoffaser, die
aus Erdöl-Teer gesponnen wurde, wobei die Fasern mit einer Geschwindigkeit von 10°C/Min. auf 340° C unter
Sauerstoffatmosphäre erwärmt und anschließend durch Erwärmen auf 16000C carbonisiert worden sind. Die
Carbonisierung erfolgte unter Argonatmosphäre im Verlauf von ungefähr 1 Stunde, wobei die Faser für 10
Minuten bei 16000C gehalten wurde. Die Fig.9 zeigt
eine Längsabschnitt der gleichen Faser.
Die bei 1600°C wärmebehandelten Fasern (Fig.8
und 9), scheinen weitgehend homogen zu sein, und weisen keine Gefüge-Veränderungen und kein fibrillenartiges
Aussehen auf, wie die Faser, deren Mikrofotografien in den F i g. 5 und 6 gezeigt sind.
Die F i g. 10 zeigt eine Mikrofotografie (unter polarisiertem Licht) eines Querschnitts einer Kohlenstoffaser,
die aus Acenaphthyl-Teer gesponnen wurde, und dann die Faser mit einer Geschwindigkeit von
10°C/Min. auf 315° C unter Sauerstoff atmosphäre erwärmt und anschließend durch Erwärmung auf
15050C carbonisiert worden ist Die Carbonisierung erfolgte unter Argonatmosphäre im Verlauf von
ungefähr 1 Stunde und die Faser wurde für 10 Minuten bei 1505° C gehalten.
Zur Herstellung von Acenaphthyl-Teer wurde Acenaphthyl
erwärmt, um eine polymere Mischung zu bilden, und daran anschließend wurde die Mischung
pyrolisiert, indem sie für 6 Stunden unter Rückfluß gekocht wurde. Nach Ablauf dieser Zeitspanne wurde
für 7 Stunden Luft durch den Teer geperlt, wobei der Teer ungefähr bei 2500C gehalten wurde, um Acenaphthen
und andere flüchtige Anteile zu entfernen. Der erhaltene Teer hatte eine Dichte von 1,29 g/cm3, einen
Erweichungspunkt von 234° C, und enthielt 0,6 Gewichtsprozent
in Chinolin unlösliche Anteile (dies wurde bestimmt durch Extraktion mit Chinolin bei 75° C). Aus
der chemischen Analyse ergab sich ein Kohlenstoffgehalt von 94,91 Prozent und ein Wasserstoffgehalt von
4,49 Prozent.
Ein Teil des in dieser Weise hergestellten Teers wurde in einen Extrusionszylinder gegeben und dort unter
Stickstoff für eine Zeitspanne von 2 Stunden auf 4000C erwärmt. Die Temperatur des Teers wurde anschließend
von 4000C im Verlauf von ungefähr 3,5 Stunden auf 436° C gesteigert. Nachdem der Teer diese letztere
Temperatur erreicht hatte, wurde ein Mörser benützt,
um Druck auf den Teer auszuüben, wodurch der geschmolzene Teer durch eine kegelförmige Düse
(Durchmesser 0,38 mm) am Boden des Extruders extrudiert wurde, um einen Faden zu erzeugen, der mit
einer Geschwindigkeit von ungefähr 6 m/min auf eine Welle aufgewickelt wurde. Der Faden bewegte sich
durch eine Stickstoff atmosphäre, nachdem er die Extruderdüse verlassen hatte und bevor er auf die Welle
aufgewickelt wurde. Auf diese Weise wurde bei Temperaturen zwischen 436 und 4400C eine beträchtliche
Menge an Fasern mit einem Durchmesser von 20 bis 30 μΐη hergestellt.
Bei der Untersuchung einer Probe des Teers, der auf 4380C erwärmt worden war, ergaben sich 88 Gewichtsprozent
an in Pyridin unlöslichen Bestandteilen, was einen Mesophasen-Anteil von angenähert 88 Prozent
belegt (die in Pyridin unlöslichen Bestandteile wurden mit siedendem Pyridin in der Soxhlet-Apparatur
bestimmt). Von den aus diesem Teer gesponnenen Fasern wurden Röntgen-Beugungsaufnahmen angefertigt
und diese zeigten, daß hoch orientierte Fasern vorlagen (die bevorzugte Orientierung der Fasern,
bestimmt durch mikrodensitometrisches Abtasten der (002)-Banden des entwickelten Röntgen-Films, wurde
zu 26° (FWHM) bestimmt). Die scheinbare Stapelhöhe Lc der ausgerichteten Bereiche der Teermoleküle in der
Faser wurde durch mikrodensitometrisches Abtasten der Ausdehnung des (O02)-Beugungsbogens zu 4nm
bestimmt
Eine mikroskopische Untersuchung der gleichen Faser mit polarisiertem Licht belegt die Anwesenheit
von großen ausgedehnten anisotropen Bereichen mit fibrillenartigem Aussehen, bevorzugt ausgerichtet parallel
zu der Faserachse.
Ein Teil der auf diese Weise hergestellten, frisch gezogenen Fasern wurden im Verlauf von ungefähr
einer Stunde unter Sauerstoff atmosphäre auf 343° C erwärmt und für ungefähr 6 Minuten auf dieser
Temperatur gehalten. Die erhaltenen oxidierten Fasern waren völlig unschmelzbar und konnte ohne Durchbiegen
auf erhöhte Temperaturen erwärmt werden.
Die unschmelzbaren Fasern wurden im Verlauf von ungefähr 100 Minuten unter Argonatmosphäre auf
812° C erwärmt und daran anschließend im Verlauf von
ungefähr V2-Stunde auf verschiedene Temperaturen bis hin zu 20000C. In jedem Falle wurden die Fasern für
ungefähr 10 Minuten bei der abschließenden Wärmebehandlungs-Temperatur gehalten.
Auf diese Weise hergestellte Fasern mit einem Durchmesser von weniger als 30 μηι besaßen Zugfestigkeiten
von über 7 χ 106 g/cm2 und eine Elastizität
(Young'scher-Modul) von über ungefähr 1,4 χ 109g/
cm2. Zur Erläuterung sei angeführt, auf 1200° C
erwärmte Fasern hatten eine Zugfestigkeit von 9,03 χ 106 g/cm2 und eine Elastizität von 1,62 χ 109g/
cm2; auf 1400° C erwärmte Fasern hatten eine Zugfestigkeit von 9,38 χ 105 g/cm2 und eine Elastizität
von 1,84 χ 109g/cm2; auf 1600°C erwärmte Fasern
hatten eine Zugfestigkeit von 8,96 χ 106 g/cm2 und eine
Elastizität von 2,44 x 109 g/cm2. Die Röntgen-Beugungsaufnahmen
von Fasern, die in gleicher Weise hergestellt wurden (durch Erwärmung der aus dem
gleichen Teer erhaltenen Fasern mit einer Geschwindigkeit von 10°C/Min. auf 350° C unter Sauerstoffatmosphäre
und daran anschließende Carbonisierung der Fasern im Verlauf von einer Stunde durch Erwärmung
auf 1000° C) zeigten, daß solche Fasern eine bevorzugte Orientierung (FWHM) von 33° und eine scheinbare
Stapelhöhe (L^ von 1 nm aufwiesen. Die Röntgen-Beugungsaufnahme
solcher Fasern ist in F i g. 3 gezeigt.
Die mikroskopische Untersuchung mit polarisiertem Licht an Fasern, die in gleicher Weise hergestellt
wurden, jedoch bei 1605° C wärmebehandelt wurden, belegte die Anwesenheit von großen orientierten,
ausgedehnten, graphitisierbaren Bereichen, ähnlich denen in der frisch gezogenen Faser.
Ein kommerzieller Erdöl-Teer wurde verwendet, um Teer mit einem Mesophasen-Anteil von ungefähr 50
Gewichtsprozent herzustellen. Der Ausgangs-Teer hatte eine Dichte von 1,233 g/cm3, eine Erweichungstemperatur
von 120,50C und enthielt 0,83 Gewichtsprozent an in Chinolin unlöslichen Bestandteilen (die in
Chinolin unlöslichen Bestandteile wurden durch Extraktion mit Chinolin bei 75° C bestimmt). Aus der
chemischen Analyse ergab sich ein Kohlenstoffgehalt von 93,3 Prozent, ein Wasserstoffgehalt von 5,6 Prozent,
ein Schwefelgehalt von 0,94 Prozent und ein Ascheanteil
von 0,044 Prozent.
Durch Erwärmung des Ausgangs-Erdölteers unter Stickstoffatmosphäre für ungefähr 32 Stunden auf
ungefähr 400° C wurde der Mesophasen-Teer hergestellt.
Nach dem Erwärmen enthielt der Teer 49,3 Gewichtsprozent an in Chinolin unlöslichen Bestandteilen,
das einen Mesophasen-Anteil von nahe 50 Prozent in dem Teer belegt Ein Teil dieses Teeres wurde in den
in Beispiel 1 beschriebenen Extrusions-Zylinder gebracht und bei 372°C zu einer Faser versponnen, wobei
Spinngeschwindigkeiten zwischen 6 und 24 m/min angewandt wurden. Wie in Beispiel 1 wurde eine
Stickstoffatmosphäre verwendet, und es wurden Fasern mit einem Durchmesser von 12 bis 23 μηι hergestellt.
Die Röntgen-Beugungsaufnahmen von in gleicher Weise hergestellten Fasern (gesponnen aus dem
gleichen Teer bei 350° C, nachdem der Teer für 10 Stunden auf 4000C erwärmt worden war), zeigten für
solche Fasern eine bevorzugte Orientierung (FWHM) von 29° (bestimmt durch mikrodensitometrisches
Abtasten der (002)-Bande des entwickelten Röntgen-Films).
Die scheinbare Stapelhöhe Lc der ausgerichteten Bereiche von Teermolekülen in der Faser wurde durch
mikrodensitometrisches Abtasten der Ausdehnung des (O02)-Beugungsbogens zu 4,7 nm bestimmt.
Die mikroskopische Untersuchung mit polarisiertem Licht der gleichen Faser belegt die Anwesenheit von
großen, ausgedehnten, anisotropen Bereichen mit fibrillenartigem Aussehen, bevorzugt ausgerichtet parallel
zu der Faserachse.
Ein Teil der auf diese Weise hergestellten frisch gezogenen Fasern wurde im Verlauf von ungefähr
V2-Stunde auf 300° C unter Sauerstoff atmosphäre erwärmt und für ungefähr l/4-Stunde bei dieser
Temperatur gehalten. Die dabei erhaltenen oxidierten Fasern waren völlig unschmelzbar und konnten ohne
Durchbiegen auf erhöhte Temperaturen erwärmt werden.
Die unschmelzbaren Fasern wurden unter Stickstoffatmosphäre im Verlauf von ungefähr 80 Minuten auf
800° C erwärmt, bei dieser Temperatur für ungefähr 10
Minuten gehalten und daran anschließend unter Argonatmosphäre mit einer Geschwindigkeit von 50 bis
100°C/min auf die Endtemperatur zwischen 1400 und 1800° C erwärmt In jedem Falle wurden die Fasern für
ungefähr 15 Minuten bei der abschließenden Wärmebehandlungs-Temperatur gehalten.
Die erhaltenen Fasern hatten Zugfestigkeiten über 7 χ 106 g/cm2 und eine Elastizität (Young'scher Modul) über ungefähr 1,4 χ 109g/cm2. Zur Erläuterung sei erwähnt, daß bei 16000C hergestellte Fasern eine Zugfestigkeit von 1,41 χ 107 g/cm2 hatten und eine Elastizität von 23 χ 109 g/cm2; auf 18000C erwärmte Fasern hatten eine Zugfestigkeit von 1,04 χ 107 g/cm2 und eine Elastizität von 3,72 χ 109 g/cm2.
Die erhaltenen Fasern hatten Zugfestigkeiten über 7 χ 106 g/cm2 und eine Elastizität (Young'scher Modul) über ungefähr 1,4 χ 109g/cm2. Zur Erläuterung sei erwähnt, daß bei 16000C hergestellte Fasern eine Zugfestigkeit von 1,41 χ 107 g/cm2 hatten und eine Elastizität von 23 χ 109 g/cm2; auf 18000C erwärmte Fasern hatten eine Zugfestigkeit von 1,04 χ 107 g/cm2 und eine Elastizität von 3,72 χ 109 g/cm2.
Die Röntgen-Beugungsaufnahmen von in gleicher Weise hergestellten Fasern (durch Erwärmung der aus
dem gleichen Teer hergestellten Fasern mit einer Geschwindigkeit von 10°C/min auf 3500C unter
Sauerstoffatmosphäre und anschließende Carbonisierung im Verlauf von ungefähr einer Stunde durch
Erwärmung der Fasern auf 10000C unter Argonatmosphäre) zeigten für solche Fasern eine bevorzugte
so Orientierung (FWHM) von 40° und eine scheinbare Stapelhöhe (Lc) von 2,1 nm. Die Röntgen-Beugungsaufnahme
von solchen Fasern ist in F i g. 4 gezeigt.
Die mikroskopische Untersuchung mit polarisiertem Licht der in gleicher Weise hergestellten Fasern, die
jedoch bei 1675° C wärmebehandelt wurden, belegt die
Anwesenheit von großen orientierten ausgedehnten graphitisierbaren Bereichen, ähnlich denen in den frisch
gezogenen Fasern. Diese Fasern sind in der Fig.5
gezeigt.
Hierzu 6 Blatt Zeichnungen
Claims (6)
1. Graphitisierbare Kohlenstoff-Faser mit einem Durchmesser von nicht mehr als 30 μπι, dadurch
gekennzeichnet, daß sie eine bevorzugte s Orientierung der Kohlenstoffkristaliite parallel zur
Faserachse mit einem Parameter der bevorzugten Orientierung von unter 45° aufweist (bestimmt
durch Ausmessen der (002)-Bande im entwickelten Röntgenfilm der Faser und ausgedrückt als Halbwertsbreite
der azimutalen Intensitätsverteilung) und wenigstens zu 40% orientierte Bereiche enthält,
die eine bevorzugte Ausrichtung parallel zur Faserachse aufweisen und überwiegend Durchmesser
von über 500 nm besitzen und unter polarisiertem Licht bei 1000-facher Vergrößerung sichtbar
sind.
2. Graphitisierbare Kohlenstoff-Faser nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie praktisch
zu 100% aus orientierten länglichen Bereichen mit μ
einer bevorzugten Ausrichtung parallel zur Faserachse besteht
3. Graphitisierbare Kohlenstoff-Faser nach Anspruch 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, daß sie
längliche Bereiche mit Durchmessern zwischen 1000 nm und 4000 nm enthält.
4. Verfahren zur Herstellung von Fasern nach einem der Ansprüche 1 bis 3, bei welchem aus einem
kohlenstoffhaltigen Pech kohlenstoffhaltige Fasern gesponnen werden, die gesponnenen Fasern durch
Erhitzen in sauerstoffhaltiger Atmosphäre unschmelzbar gemacht werden und die unschmelzbaren
Fasern in inerter Atmosphäre auf 10000C bis 20000C erhitzt werden, dadurch gekennzeichnet,
daß ein Pech mit einem Gehalt von 40 bis J5 90Gew.-% Mesophase eingesetzt wird, wobei die
Mesophase in unbewegtem Zustand eine homogene Blockmesophase bildet, die bei Untersuchung in
polarisiertem Licht große zusammengeflossene Bereiche von über 200 μπι Größe zeigt, und daß das
Pech nicht thixotrop ist und eine Viskosität von 1 bis 20Pa-s bei Spinntemperatur besitzt.
5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß ein Pech mit einem Gehalt von 45 bis
65 Gew.-% Mesophase eingesetzt wird.
6. Verfahren nach Anspruch 4 und 5, dadurch gekennzeichnet, daß die kohlenstoffhaltige Faser bei
einer Temperatur gesponnen wird, bei welcher das Pech eine Viskosität von 3 bis 6 Pa · s besitzt.
50
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US23949072A | 1972-03-30 | 1972-03-30 | |
US05/338,147 US4005183A (en) | 1972-03-30 | 1973-03-05 | High modulus, high strength carbon fibers produced from mesophase pitch |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE2366156B1 true DE2366156B1 (de) | 1979-07-19 |
Family
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Family Applications (2)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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DE2366155A Expired DE2366155C2 (de) | 1972-03-30 | 1973-03-27 | Kohlenstoffhaltige Teerfaser und Verfahren zu ihrer Herstellung |
DE2366156A Withdrawn DE2366156B1 (de) | 1972-03-30 | 1973-03-27 | Graphitisierbare Kohlenstoff-Fasern und Verfahren zu ihrer Herstellung |
Family Applications Before (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE2366155A Expired DE2366155C2 (de) | 1972-03-30 | 1973-03-27 | Kohlenstoffhaltige Teerfaser und Verfahren zu ihrer Herstellung |
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Families Citing this family (115)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4115527A (en) * | 1969-03-31 | 1978-09-19 | Kureha Kagaku Kogyo Kabushiki Kaisha | Production of carbon fibers having high anisotropy |
US4014725A (en) * | 1975-03-27 | 1977-03-29 | Union Carbide Corporation | Method of making carbon cloth from pitch based fiber |
US4138525A (en) * | 1976-02-11 | 1979-02-06 | Union Carbide Corporation | Highly-handleable pitch-based fibers |
US4209500A (en) * | 1977-10-03 | 1980-06-24 | Union Carbide Corporation | Low molecular weight mesophase pitch |
US4184942A (en) * | 1978-05-05 | 1980-01-22 | Exxon Research & Engineering Co. | Neomesophase formation |
JPS5590621A (en) | 1978-12-26 | 1980-07-09 | Kureha Chem Ind Co Ltd | Production of carbon fiber |
US4389387A (en) | 1978-12-26 | 1983-06-21 | Kureha Kagaku Kogyo Kabushiki Kaisha | Method for preparing carbon fibers |
US4276278A (en) * | 1979-01-29 | 1981-06-30 | Union Carbide Corporation | Spin size and thermosetting aid for pitch fibers |
US4388227A (en) * | 1979-03-02 | 1983-06-14 | Celanese Corporation | Intercalation of graphitic carbon fibers |
US4341621A (en) * | 1979-03-26 | 1982-07-27 | Exxon Research & Engineering Co. | Neomesophase formation |
US4277325A (en) * | 1979-04-13 | 1981-07-07 | Exxon Research & Engineering Co. | Treatment of pitches in carbon artifact manufacture |
US4219404A (en) * | 1979-06-14 | 1980-08-26 | Exxon Research & Engineering Co. | Vacuum or steam stripping aromatic oils from petroleum pitch |
US4297307A (en) * | 1979-06-29 | 1981-10-27 | Union Carbide Corporation | Process for producing carbon-carbon fiber composites suitable for use as aircraft brake discs |
US4301135A (en) * | 1979-12-26 | 1981-11-17 | Union Carbide Corporation | Process for spinning pitch fiber into a hot gaseous environment |
US4303631A (en) * | 1980-06-26 | 1981-12-01 | Union Carbide Corporation | Process for producing carbon fibers |
US4369423A (en) * | 1980-08-20 | 1983-01-18 | Holtzberg Matthew W | Composite automobile ignition cable |
US4521294A (en) * | 1981-04-13 | 1985-06-04 | Nippon Oil Co., Ltd. | Starting pitches for carbon fibers |
US4397830A (en) * | 1981-04-13 | 1983-08-09 | Nippon Oil Co., Ltd. | Starting pitches for carbon fibers |
JPS5917044B2 (ja) * | 1981-06-01 | 1984-04-19 | 興亜石油株式会社 | 晶質化物質の製造方法および装置 |
JPS588786A (ja) * | 1981-07-10 | 1983-01-18 | Mitsubishi Oil Co Ltd | 炭素繊維原料用ピツチの製造方法 |
JPS5829885A (ja) * | 1981-08-18 | 1983-02-22 | Mitsubishi Oil Co Ltd | 炭素繊維原料用ピツチの製造法 |
JPS5852386A (ja) * | 1981-09-24 | 1983-03-28 | Mitsubishi Oil Co Ltd | 炭素繊維原料ピツチの製造方法 |
KR880002095B1 (ko) * | 1982-02-15 | 1988-10-15 | 닛뽄세끼유 가부시끼가이샤 | 탄소섬유용 피치 |
US4597853A (en) * | 1982-02-23 | 1986-07-01 | Mitsubishi Oil Co., Ltd. | Pitch as a raw material for making carbon fibers and process for producing the same |
JPS58167679A (ja) * | 1982-03-29 | 1983-10-03 | Nippon Oil Co Ltd | 炭素繊維の製造方法 |
US4590055A (en) * | 1982-08-24 | 1986-05-20 | Director-General Of The Agency Of Industrial Science And Technology | Pitch-based carbon fibers and pitch compositions and precursor fibers therefor |
JPS59163422A (ja) * | 1983-03-09 | 1984-09-14 | Kashima Sekiyu Kk | 石油系メソフエ−ズの紡糸法 |
US4913889A (en) * | 1983-03-09 | 1990-04-03 | Kashima Oil Company | High strength high modulus carbon fibers |
US4502943A (en) * | 1983-03-28 | 1985-03-05 | E. I. Du Pont De Nemours And Company | Post-treatment of spinnable precursors from petroleum pitch |
US4600496A (en) * | 1983-05-26 | 1986-07-15 | Phillips Petroleum Company | Pitch conversion |
US4487685A (en) * | 1983-06-24 | 1984-12-11 | Kashima Oil Company Limited | Method for producing mesophase-containing pitch by using carrier gas |
US4512874A (en) * | 1983-06-24 | 1985-04-23 | Kashima Oil Company Limited | Method for producing mesophase continuously |
US4529498A (en) * | 1983-06-24 | 1985-07-16 | Kashima Oil Company Limited | Method for producing mesophase pitch |
US4529499A (en) * | 1983-06-24 | 1985-07-16 | Kashima Oil Company Limited | Method for producing mesophase pitch |
JPS6034619A (ja) * | 1983-07-29 | 1985-02-22 | Toa Nenryo Kogyo Kk | 炭素繊維及び黒鉛繊維の製造方法 |
US5387247A (en) * | 1983-10-25 | 1995-02-07 | Sorin Biomedia S.P.A. | Prosthetic device having a biocompatible carbon film thereon and a method of and apparatus for forming such device |
US4576811A (en) * | 1983-11-03 | 1986-03-18 | E. I. Du Pont De Nemours And Company | Process for adjusting the fiber structure of mesophase pitch fibers |
US4704333A (en) * | 1983-11-18 | 1987-11-03 | Phillips Petroleum Company | Pitch conversion |
US4865931A (en) * | 1983-12-05 | 1989-09-12 | The Dow Chemical Company | Secondary electrical energy storage device and electrode therefor |
US4840762A (en) * | 1984-01-24 | 1989-06-20 | Teijin Ltd. | Process for preparation of high-performance grade carbon fibers |
JPS60173121A (ja) * | 1984-02-16 | 1985-09-06 | Toa Nenryo Kogyo Kk | 炭素繊維及び黒鉛繊維の製造方法 |
US5266294A (en) * | 1984-04-30 | 1993-11-30 | Amoco Corporation | Continuous, ultrahigh modulus carbon fiber |
US4628001A (en) * | 1984-06-20 | 1986-12-09 | Teijin Limited | Pitch-based carbon or graphite fiber and process for preparation thereof |
US4686096A (en) * | 1984-07-20 | 1987-08-11 | Amoco Corporation | Chopped carbon fibers and methods for producing the same |
US4915925A (en) * | 1985-02-11 | 1990-04-10 | Chung Deborah D L | Exfoliated graphite fibers and associated method |
CA1265580A (en) * | 1985-05-10 | 1990-02-06 | Akira Yoshino | Secondary battery |
WO1986007495A1 (en) * | 1985-06-04 | 1986-12-18 | The Dow Chemical Company | Rechargeable secondary battery |
US4891203A (en) * | 1985-06-28 | 1990-01-02 | Union Carbide Corporation | Flake-like carbon bodies from semicoke |
US4775589A (en) * | 1985-07-02 | 1988-10-04 | Nippon Steel Cporporation | Coaltar pitch based carbon fiber having high Young's modulus |
US5316654A (en) * | 1985-09-13 | 1994-05-31 | Berkebile Donald C | Processes for the manufacture of enriched pitches and carbon fibers |
JPS62275190A (ja) * | 1985-10-04 | 1987-11-30 | Osaka Gas Co Ltd | フッ化ピッチの製造方法 |
JPS62117820A (ja) * | 1985-11-19 | 1987-05-29 | Nitto Boseki Co Ltd | 炭素繊維チヨツプドストランドの製造方法 |
US5037697A (en) * | 1986-01-22 | 1991-08-06 | Nitto Boseki Co., Ltd. | Carbon fiber and process for producing the same |
US4745008A (en) * | 1986-04-16 | 1988-05-17 | United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Process for carbon-carbon composite fabrication |
US4886715A (en) * | 1987-01-16 | 1989-12-12 | The Dow Chemical Company | Molten membrane electrolyte battery |
US5256343A (en) * | 1987-01-28 | 1993-10-26 | Petoca Ltd. | Method for producing pitch-based carbon fibers |
JPS63303120A (ja) * | 1987-05-31 | 1988-12-09 | Toa Nenryo Kogyo Kk | 高強度、超高弾性率炭素繊維 |
JPS63315614A (ja) | 1987-06-19 | 1988-12-23 | Mitsubishi Oil Co Ltd | 高導電性黒鉛繊維の製造法 |
JPH0791372B2 (ja) * | 1987-07-08 | 1995-10-04 | 呉羽化学工業株式会社 | 炭素材料用原料ピッチの製造方法 |
US4975413A (en) * | 1987-08-12 | 1990-12-04 | Amoco Corporation | Superconductor-coated carbon fiber composites |
US4891126A (en) * | 1987-11-27 | 1990-01-02 | Mitsubishi Gas Chemical Company, Inc. | Mesophase pitch for use in the making of carbon materials and process for producing the same |
US4892642A (en) * | 1987-11-27 | 1990-01-09 | Conoco Inc. | Process for the production of mesophase |
JP2535590B2 (ja) * | 1988-02-05 | 1996-09-18 | 新日本製鐵株式会社 | メソフェ―スピッチ系炭素繊維の製造方法 |
US4915926A (en) * | 1988-02-22 | 1990-04-10 | E. I. Dupont De Nemours And Company | Balanced ultra-high modulus and high tensile strength carbon fibers |
JPH0742615B2 (ja) * | 1988-03-28 | 1995-05-10 | 東燃料株式会社 | 高強度、高弾性率のピッチ系炭素繊維 |
US4929521A (en) * | 1988-09-28 | 1990-05-29 | The Dow Chemical Company | Solid electrolyte battery |
USH1332H (en) | 1988-10-03 | 1994-07-05 | E. I. Du Pont De Nemours And Company | Thermal conductive material |
US5019446A (en) * | 1988-11-21 | 1991-05-28 | Battelle Memorial Institute | Enhancement of mechanical properties of polymers by thin flake addition and apparatus for producing such thin flakes |
US4987175A (en) * | 1988-11-21 | 1991-01-22 | Battelle Memorial Institute | Enhancement of the mechanical properties by graphite flake addition |
US5065948A (en) * | 1988-11-21 | 1991-11-19 | Battelle Memorial Institute | Apparatus for producing thin flakes |
US5061413A (en) * | 1989-02-23 | 1991-10-29 | Nippon Oil Company, Limited | Process for producing pitch-based carbon fibers |
US5238672A (en) * | 1989-06-20 | 1993-08-24 | Ashland Oil, Inc. | Mesophase pitches, carbon fiber precursors, and carbonized fibers |
US5407614A (en) * | 1989-11-17 | 1995-04-18 | Petoca Ltd. | Process of making pitch-based carbon fibers |
JP2711918B2 (ja) * | 1989-11-17 | 1998-02-10 | 株式会社ペトカ | ピッチ系炭素繊維 |
US5308598A (en) * | 1990-02-01 | 1994-05-03 | E. I. Du Pont De Nemours And Company | Plexifilamentary fibers from pitch |
JP2825923B2 (ja) * | 1990-04-06 | 1998-11-18 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度炭素繊維および前駆体繊維 |
US5169616A (en) * | 1990-12-28 | 1992-12-08 | E. I. Du Pont De Nemours And Company | High thermal conductivity carbon fibers |
JP2787517B2 (ja) * | 1991-05-16 | 1998-08-20 | 日本石油株式会社 | 圧縮物性に優れたピッチ系炭素繊維の製造方法 |
US5225070A (en) * | 1991-07-29 | 1993-07-06 | Clemson University | Oxygenated pitch and processing same |
EP0643755B1 (de) * | 1992-06-04 | 1997-02-12 | Conoco Inc. | Verfahren zur herstellung von lösungsmittel enthaltendem pech und damit hergestellten kohlenstoffgegenständen |
US5356707A (en) * | 1993-03-05 | 1994-10-18 | The Dow Chemical Company | Non-linear carbonaceous fiber |
JPH0821446A (ja) * | 1994-07-06 | 1996-01-23 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 表面平滑部品 |
US5585054A (en) * | 1995-03-08 | 1996-12-17 | Evans; Daniel W. | Method of making a composite fiber reinforced polyethylene |
US6037032A (en) | 1997-09-02 | 2000-03-14 | Lockheed Martin Energy Research Corp. | Pitch-based carbon foam heat sink with phase change material |
US6780505B1 (en) * | 1997-09-02 | 2004-08-24 | Ut-Battelle, Llc | Pitch-based carbon foam heat sink with phase change material |
US6033506A (en) | 1997-09-02 | 2000-03-07 | Lockheed Martin Engery Research Corporation | Process for making carbon foam |
US6673328B1 (en) | 2000-03-06 | 2004-01-06 | Ut-Battelle, Llc | Pitch-based carbon foam and composites and uses thereof |
US7244034B1 (en) | 1999-08-20 | 2007-07-17 | M Cubed Technologies, Inc. | Low CTE metal-ceramic composite articles, and methods for making same |
US7169465B1 (en) | 1999-08-20 | 2007-01-30 | Karandikar Prashant G | Low expansion metal-ceramic composite bodies, and methods for making same |
US6395220B1 (en) * | 1999-11-02 | 2002-05-28 | Ucar Carbon Technology Corporation | Carbon fiber binder pitch |
US7147214B2 (en) | 2000-01-24 | 2006-12-12 | Ut-Battelle, Llc | Humidifier for fuel cell using high conductivity carbon foam |
US6280663B1 (en) | 2000-02-25 | 2001-08-28 | Ucar Carbon Company Inc. | Process of making pins for connecting carbon electrodes |
US6502419B2 (en) | 2000-04-13 | 2003-01-07 | Sun Microsystems, Inc. | Electro-desorption compressor |
AU2002239641A1 (en) * | 2000-12-18 | 2002-07-01 | The Regents Of The University Of California | Microchannels for efficient fluid transport |
US6596438B2 (en) | 2001-06-13 | 2003-07-22 | The Gillette Company | Alkaline cell with improved cathode |
US6833012B2 (en) * | 2001-10-12 | 2004-12-21 | Touchstone Research Laboratory, Ltd. | Petroleum pitch-based carbon foam |
US7018526B1 (en) | 2001-11-30 | 2006-03-28 | The University Of Akron | Carbonized pitch moldings prepared from synthetic mesophase pitch and heat-soaked isotropic pitch |
US20030219646A1 (en) * | 2002-05-23 | 2003-11-27 | Lecostaouec Jean-Francois | Carbon fiber reinforced plastic bipolar plates with continuous electrical pathways |
US20040041291A1 (en) | 2002-08-27 | 2004-03-04 | Ucar Carbon Company Inc. | Process of making carbon electrodes |
US7544316B2 (en) * | 2003-08-27 | 2009-06-09 | Graftech International Holdings Inc. | Process for making graphite articles |
JP2008543002A (ja) * | 2005-05-26 | 2008-11-27 | カリフォルニア インスティテュート オブ テクノロジー | 高電圧及び高比容量デュアルインターカレーション電極Liイオンバッテリー |
CN100366581C (zh) * | 2006-07-20 | 2008-02-06 | 西安超码科技有限公司 | 单晶硅拉制炉及多晶硅冶炼炉用炭/炭加热器的制备方法 |
US20080286191A1 (en) * | 2007-05-14 | 2008-11-20 | Stansberry Peter G | Process For The Production Of Highly Graphitizable Carbon Foam |
ITMI20071003A1 (it) | 2007-05-18 | 2008-11-19 | Polimeri Europa Spa | Compositi a base di polimeri vinilaromatici aventi migliorate proprieta' di isolamento termico e procedimento per la loro preparazione |
KR20100045501A (ko) * | 2007-09-19 | 2010-05-03 | 유티씨 파워 코포레이션 | 고 열전도도 전극 기판 |
JPWO2010087371A1 (ja) * | 2009-01-30 | 2012-08-02 | 帝人株式会社 | 黒鉛化短繊維およびその組成物 |
JP5422778B2 (ja) * | 2011-03-18 | 2014-02-19 | 株式会社カネカ | グラファイトフィルムの製造方法および炭化フィルムの製造方法 |
DE202011109452U1 (de) | 2011-12-22 | 2012-01-26 | Graftech International Holdings Inc. | Graphitelektrode |
US9243118B2 (en) * | 2012-06-07 | 2016-01-26 | Sabic Global Technologies B.V. | High modulus high strength high flow OSU compliant polyetherimide-carbon fiber composites for metal replacement |
US9260565B2 (en) * | 2012-07-10 | 2016-02-16 | Sabic Global Technologies B.V. | High strength high impact high flow OSU compliant polyetherimide-carbon fiber composites |
EP3307931A4 (de) * | 2015-06-11 | 2019-01-30 | Stora Enso Oyj | Faser und verfahren zur herstellung davon |
US20220380944A1 (en) | 2019-04-30 | 2022-12-01 | Cornell University | Fibers of polymers that have a backbone including a positively charged component of a zwitterionic moiety, and their use in implantable therapeutic delivery systems |
CN112176458B (zh) * | 2020-09-24 | 2022-09-02 | 大连信德新材料科技有限公司 | 一种沥青基碳纤维制备方法 |
WO2022087250A1 (en) | 2020-10-22 | 2022-04-28 | Exxonmobil Chemical Patents Inc. | Carbon fibers and related continuous production methods |
KR102389550B1 (ko) | 2021-09-24 | 2022-04-21 | 한국화학연구원 | 2단 용매 추출 방식에 기반하는 중질유 유래 탄소섬유용 이방성피치의 제조방법 |
Family Cites Families (13)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3392216A (en) * | 1963-11-01 | 1968-07-09 | Kureha Chemical Ind Co Ltd | Method for producing carbon structures from molten baked substances |
GB1110791A (en) * | 1964-04-24 | 1968-04-24 | Nat Res Dev | The production of carbon fibres |
US3671192A (en) * | 1968-05-28 | 1972-06-20 | Us Air Force | Method of stabilizing acrylic polymer fibers prior to graphitization |
US3635675A (en) * | 1968-05-28 | 1972-01-18 | Us Air Force | Preparation of graphite yarns |
US3595946A (en) * | 1968-06-04 | 1971-07-27 | Great Lakes Carbon Corp | Process for the production of carbon filaments from coal tar pitch |
JPS498634B1 (de) * | 1969-03-31 | 1974-02-27 | ||
US3629379A (en) * | 1969-11-06 | 1971-12-21 | Kureha Chemical Ind Co Ltd | Production of carbon filaments from low-priced pitches |
JPS4920760B1 (de) * | 1969-12-29 | 1974-05-27 | ||
BE759139A (fr) * | 1970-02-20 | 1971-04-30 | Mitsubishi Oil Co | Procede de fabrication d'une fibre au carbone |
US3723605A (en) * | 1970-06-10 | 1973-03-27 | Celanese Corp | Process for the production of a continuous length of graphitic fibrous material |
CA937374A (en) * | 1970-07-28 | 1973-11-27 | Araki Tadashi | Production of graphite fibers |
US3764662A (en) * | 1971-04-21 | 1973-10-09 | Gen Electric | Process for making carbon fiber |
US3787541A (en) * | 1971-10-26 | 1974-01-22 | L Grindstaff | Graphitization of mesophase pitch fibers |
-
1973
- 1973-03-05 US US05/338,147 patent/US4005183A/en not_active Expired - Lifetime
- 1973-03-27 DE DE2366155A patent/DE2366155C2/de not_active Expired
- 1973-03-27 DE DE2366156A patent/DE2366156B1/de not_active Withdrawn
- 1973-03-29 CH CH1566175A patent/CH588572A5/xx not_active IP Right Cessation
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- 1973-03-29 NO NO1299/73A patent/NO142356C/no unknown
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- 1973-03-29 IT IT49138/73A patent/IT982925B/it active
- 1973-03-29 AT AT277073A patent/AT337881B/de not_active IP Right Cessation
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- 1973-03-29 CH CH453873A patent/CH588571A5/xx not_active IP Right Cessation
- 1973-03-29 FR FR7311366A patent/FR2178193B1/fr not_active Expired
-
1974
- 1974-06-12 ES ES427208A patent/ES427208A1/es not_active Expired
-
1976
- 1976-02-24 SE SE7602253A patent/SE416215B/xx not_active IP Right Cessation
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-
1977
- 1977-10-07 JP JP52120831A patent/JPS604287B2/ja not_active Expired
- 1977-10-07 JP JP52120830A patent/JPS604286B2/ja not_active Expired
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
IT982925B (it) | 1974-10-21 |
NL173075C (nl) | 1983-12-01 |
NO142356C (no) | 1980-08-06 |
CH588571A5 (de) | 1977-06-15 |
DE2366155B1 (de) | 1980-03-27 |
AT337881B (de) | 1977-07-25 |
NO142356B (no) | 1980-04-28 |
DE2366155C2 (de) | 1980-11-20 |
FR2178193B1 (de) | 1976-05-21 |
SE416216B (sv) | 1980-12-08 |
CH588572A5 (de) | 1977-06-15 |
GB1416614A (en) | 1975-12-03 |
JPS604287B2 (ja) | 1985-02-02 |
NL173075B (nl) | 1983-07-01 |
SE7602253L (sv) | 1976-02-24 |
JPS5365425A (en) | 1978-06-10 |
NL7304398A (de) | 1973-10-02 |
US4005183A (en) | 1977-01-25 |
JPS53119326A (en) | 1978-10-18 |
SE416215B (sv) | 1980-12-08 |
ES413151A1 (es) | 1976-07-01 |
FR2178193A1 (de) | 1973-11-09 |
SE7602254L (sv) | 1976-02-24 |
SE392134B (sv) | 1977-03-14 |
ATA277073A (de) | 1976-11-15 |
ES427208A1 (es) | 1976-09-01 |
JPS604286B2 (ja) | 1985-02-02 |
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Legal Events
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OI | Miscellaneous see part 1 | ||
OI | Miscellaneous see part 1 | ||
OD | Request for examination | ||
OI | Miscellaneous see part 1 | ||
8227 | New person/name/address of the applicant |
Free format text: AMOCO CORP., CHICAGO, ILL., US |
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8230 | Patent withdrawn |