Wpływ grzania strefowego na strukturę włókien PET i na dynamikę procesu przędzenia ze stanu stopionego. Cz. II, Model matematyczny

• Autorzy: Blim A. , Jarecki L.

Warianty tytułu

EN

Effects of zone heating on pet fibers structures and dynamics of melt spinning process. Part II, Mathematical model

• Języki publikacji: PL

Abstrakty

PL

Badania dynamicznej charakterystyki procesu formowania włókien PET ze stanu stopionego z grzaniem strefowym przeprowadzono metodą modelowania komputerowego z zastosowaniem matematycznego modelu stacjonarnego procesu przędzenia pojedynczego włókna z cieczy polimerowej, krystalizującej pod wpływem naprężenia rozciągającego. Układ czterech równań różniczkowych zwyczajnych pierwszego rzędu modelu rozwiązywano metodą Runge-Kutta przy użyciu standardowych procedur numerycznych. Obliczono osiowe profile lokalnych prędkości [V(z)], gradientu prędkości (dV/dz), temperatury [T(z)], naprężenia rozciągającego [?p(z)] i stopnia krystaliczności [X(z)] formowanej strugi polimeru w odniesieniu do procesów z takimi samymi przedziałami temperatury strefy grzania, prędkości odbioru oraz z ustaloną grubością odbieranych włókien i graniczną liczbą lepkościową polimeru, jak w przypadku badanych uprzednio włókien PET opisanych w części I [9]. Obliczenia modelowe przewidują wystąpienie maksymalnej prędkości odbioru wynikającej z silnego wzrostu lepkości polimeru wskutek szybkiej krystalizacji orientowanej w warunkach większych prędkości odbioru. Prędkość maksymalna i związany z tym zakres niedostępnych dla procesu prędkości odbioru włókien zależą od temperatury strefy grzania (Tk). Obliczane osiowe profile prędkości ulegają silnej zmianie wskutek zastosowania grzania strefowego, a zakres rozciągania strugi, z maksimum osiowego gradientu prędkości, ulega znacznemu przesunięciu od filiery do zakresu wewnątrz strefy grzejnej. Konsekwencją tego jest znaczne zmniejszenie przewidywanego przez model naprężenia odbioru włókien wskutek skrócenia odcinka włókna poruszającego się z prędkością odbioru. Z obliczeń wnioskuje się, że wprowadzenie grzania strefowego o temperaturze przekraczającej o 30-40°C temperaturę zeszklenia (Tg) prowadzi do wystąpienia rozwiązania z krystalizacją na linii formowania w warunkach małych prędkości odbioru, podobnej do krystalizacji w szybkim przędzeniu bez stosowania strefy grzejnej. Zmniejszenie prędkości odbioru włókna, odpowiadające przewidywanej krystalizacji następuje w wyniku powtórnego przechodzenia polimeru przez zakres temperatury krystalizacji. Krystalizacja strugi, wywołana szybką krystalizacją orientowaną pod wpływem teraz już dużego naprężenia rozciągającego jest przewidywana przez model na bardzo krótkim odcinku osi procesu i skorelowana z silnym wzrostem naprężenia rozciągającego oraz osiągnięciem poziomu prędkości odbioru. Korelacja orientacji amorficznej obliczonej tuż przed punktem zestalenia się strugi z doświadczalnymi wartościami czynnika orientacji amorficznej badanych włókien PET świadczy o tym, że orientacja amorficzna odbieranych włókien jest ukształtowana przez naprężenie rozciągające w punkcie zestalenia. Porównanie określonej doświadczalnie orientacji amorficznej i stopnia krystaliczności badanych włókien z przewidywaniami modelowymi wskazują, że parametr krystalizacji orientowanej A zależy od temperatury polimeru. W badanym zakresie temperatury strefy grzania umiejscowionej pomiędzy Tg i temperaturą maksymalnej szybkości krystalizacji polimeru powinien on wzrastać ze wzrostem temperatury.

EN

Dynamic characteristics of PET fibers melt spinning with online zone heating was studied by computer simulation using mathematical model of the process of stationary spinning of a single filament from polymer melt, with stress-induced crystallization. The system of four differential equations (first-order ones) of the model were solved applying Runge - Kutta method using standard numerical procedures (see Eqs. 1-4). The axial local velocity profiles [V(z)], velocity gradient (dV/dz), temperature [T(z)], tensile stress [?p(z)] and crystallinity degree [X(z)] of molten polymer were calculated for the processes with the same heating zone temperature ranges, take-up velocities, fixed fibers’ diameters and limited viscosity number values as in case of PET fibers described in Part I [9] (Table 1, Fig. 5-14). Model calculations predict an occurring of maximum take-up velocity resulting from strong increase in polymer viscosity due to fast oriented crystallization at higher take-up velocities. The maximum velocity and, connected with it, the range of take-up velocity not available for the process depend on the heating zone temperature (TK). Calculated axial velocity profiles strongly change because of zone heating and the range of melt stretching with the maximum velocity gradient undergoes considerable shift from the spinneret to the heating zone. It results in considerable decrease in the fiber take-up stress, predicted by model, due to shortening of the filament section moving with the final take-up velocity. On the basis of calculations we conclude that the introduction of zone heating of temperature higher 30-40°C than glass transition temperature (Tg) leads to online crystallization of the melt at lower take-up velocities, similar to crystallization at high-speed spinning without heating zone. The decrease in take-up velocity, related to crystallization predicted, is a consequence of repeated polymer transition through crystallization temperature range. Melt stream crystallization, caused by fast oriented crystallization affected by high tensile stress is predicted in the model at very short section of the process line and is correlated with strong increase in tensile stress and reaching the take-up velocity level. The correlation of the calculated amorphous orientation just before the solidification point (Fig. 19) with experimental values of amorphous orientation factor for PET fibers investigated indicate that amorphous orientations of taken-up fibers is formed by tensile stress at solidification point. The comparison of experimentally determined amorphous orientation and crystallinity degree of the fibers tested with the model predictions (Fig. 17-19) shows that the oriented crystallization parameter A depends on the polymer temperature. In the investigated range of heating zone temperature between Tg and temperature of maximum crystallization rate parameter A should increase with increasing temperature.

Słowa kluczowe

PL

przędzenie; stan stopiony polimeru; grzanie strefowe; charakterystyka dynamiczna; równania modelowe; bifurkacja; poli(tereftalan etylenu); krystalizacja orientowana; ograniczenia prędkości odbioru; wyniki doświadczalne

EN

spinning; polymer melt; zone heating; dynamic characteristics; model equations; bifurcation; poly(ethylene terephthalate); oriented crystallization; take-up velocity limitation; experimental results

• Wydawca: Sieć Badawcza Łukasiewicz – Instytut Chemii Przemysłowej
• Czasopismo: Polimery
• Rocznik: 2007
• Tom: T. 52, nr 9
• Strony: 686--700
• Opis fizyczny: Bibliogr. 32 poz.

Twórcy

autor

Blim A.

autor

Jarecki L.

• Instytut Podstawowych Problemów Techniki PAN Pracownia Fizyki Polimerów ul. Świętokrzyska 21, 00-049 Warszawa,

Bibliografia

• 1. Pat. brytyjski 903 427 (1962).
• 2. Pat. japoński 701 952 (1970).
• 3. Pat. brytyjski l 487 843 (1980).
• 4. Pat. USA 4 909 976 (1990).
• 5. Cuculo J. A., Tucker P. A., Chen G. Y., Lin C. Y, Denton J.: Int. Polym. Proc. 1989,4, 85.
• 6. Cuculo J. A., Tucker P. A., Chen G. Y.: /. Appl. Polym, ScL, Appl Polym. Symp, 1991, 47,223.
• 7. Lin C. Y, Tucker P. A., Cuculo J. A.: /. Appl. Polym. Sci. 1992, 46, 531.
• 8. Hayashi S., Katsuya T., Ishihara H., Yasuda H.: Sen-I Gakkaishil992,ź8,54l.
• 9. Blim A., Oldak E., Wasiak A., Jarecki L.: Polimery 2005, 50,48.
• 10. Jarecki L., Ziabicki A., Blim A.: Comput. Theoret. Polym. Sci. 2000,10, 63.
• 11. Ziabicki A.: „Fundamentals of Fibre Formation", Wiley, London 1976.
• 12. Ziabicki A., Jarecki L. Wasiak A.: Comput. Theoret. Polym. Sci. 1998, 8,143.
• 13. Ziabicki A., Jarecki L.: Polimery 1998, 43, 293.
• 14. Jarecki L., Ziabicki A.: Polimery 2004,49,101.
• 15. Ziabicki A., Jarecki L.: w pracy zbiorowej „High-Speed Fiber Spinning" (red. Ziabicki A., Kawai H.), Wiley, New York 1985, str. 225.
• 16. Jarecki L.: Polimery 2001, 46, 335.
• 17. Jarecki L.: Polimery 2001, 46, 420.
• 18. Kase S.: w [15], str. 67.
• 19. Ziabicki A.: Colloid Polym. Sci. 1974, 207,252.
• 20. Wasiak A.: Prace IPPT 39/1973.
• 21. Alfonso G. C., Yerdona M. P, Wasiak A.: Polymer 1978,19,711.
• 22. Ziabicki A.: Polimery 1967,12,405.
• 23. Ziabicki A., Jarecki L.: Colloid Polym. Sci. 1986, 264, 343.
• 24. Ziabicki A.: Non-Newtonian Fluid Mech. 1988,30,157.
• 25. Matsui M.: Trans. Soc. Rheol. 1976,20,465.
• 26. Gould J., Smith F. S.: /. Text. Inst. 1980, 38, 71.
• 27. Kase S., Matsuo T.: /. Polym. Sci. 1965, A3,2541.
• 28. Kase S., Matsuo T.: /. Appl. Polym. Sci. 1967,11,251.
• 29. Glicksman L. R.: Glass Technol. 1968, 9,131.
• 30. Bragato G., Gianotti G.: Eur. Polym. J. 1983,19,803.
• 31. Yasuda H., Sugiyama H., Yanagawa H.: Sen-I Gakka-ishi 1979,35, T370.
• 32. Hayashi S., Katsuya T., Ishihara H., Yasuda H.: Sen-I Gakkaishil992,48,54l.