【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ナノファイバー前駆体として好適な数平均直径１〜１００ｎｍの島ドメインを有するポリマーアロイ繊維の製造に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ポリエチレンテレフタレート（ＰＥＴ）やポリブチレンテレフタレート（ＰＢＴ）に代表されるポリエステルやナイロン６（Ｎ６）やナイロン６６（Ｎ６６）に代表されるポリアミドといった重縮合系ポリマーは適度な力学特性と耐熱性を有するため、従来から衣料用途や産業資材用途の繊維に好適に用いられてきた。一方、ポリエチレン（ＰＥ）やポリプロピレン（ＰＰ）に代表される付加重合系ポリマーは適度な力学特性や耐薬品性、軽さを有するため、主として産業資材用途の繊維に好適に用いられてきた。
【０００３】
特にポリエステル繊維やポリアミド繊維は衣料用途に用いられてきたこともあり、ポリマー改質だけでなく、繊維の断面形状や極細糸による性能向上の検討も活発に行われてきた。このような検討の一つとして、海島複合紡糸を利用したポリエステルの超極細糸が生み出され、スエード調の人工皮革という大型新製品に結実していった。また、この超極細糸を一般衣料に適用し、通常の繊維では絶対に得られないピーチタッチの優れた風合いの衣料にも展開されている。さらに、衣料用途のみならず、ワイピングクロスといった生活資材や産業資材用途にも展開され、超極細繊維は現在の合成繊維の世界で確固たる地位を築いている。特に最近では、特開２００１−１２５２号公報や特開２００２−２２４９４５号公報に記載のようにコンピューターのハードディスク用の表面研磨布や、特開２００２−１０２３３２号公報や特開２００２−１７２１６３号公報に記載のように細胞吸着材のようなメディカル材料にまで応用が拡がっている。
【０００４】
このため、さらにレベルの高い人工皮革や高質感衣料を得るために、より細い繊維が望まれていた。また、ＩＴ産業の隆盛を支えるためハードディスクの大容量化が推進されているが、このためにはさらにハードディスクの記録密度を上げることが必須であり、そのためには、現在平均表面粗さが１ｎｍ以上であるハードディスク表面をさらに平滑化することが必要である（目標は平均表面粗さ０．５ｎｍ以下）。このため、ハードディスク表面を磨くための研磨布に用いる繊維をさらに極細化したナノファイバーが望まれていた。
【０００５】
しかしながら、現在の海島複合紡糸技術では単糸繊度は０．０４ｄｔｅｘ（直径２μｍ相当）が限界であり、ナノファイバーに対するニーズに充分応えられるレベルではなかった。また、ポリマーブレンド繊維により超極細糸を得る方法もある（特許文献１、２）が、ここで得られる単糸繊度も最も細くとも０．００１ｄｔｅｘ（直径０．４μｍ相当）であり、やはりナノファイバーに対するニーズに充分応えられるレベルではなかった。しかも、ここで得られる超極細糸の単糸繊度はポリマーブレンド繊維中での島ポリマーの分散状態で決定されるが、該公報で用いられているポリマーブレンド系、混練方法、溶融紡糸方法では島ポリマーの分散が不十分であるため、得られる超極細糸の単糸繊度ばらつきが大きいものであった。このため、製品の性能が太い単糸群で決定され、超極細糸のメリットが十分発揮されないばかりか、品質安定性等にも問題があった。さらに、前述のハードディスク用の表面研磨布に用いた場合、繊度ばらつきが大きいことに起因し、砥粒を研磨布に均一坦持することができず、結果的にハードディスク表面の平滑性がかえって低下する問題もあった。
【０００６】
ところで、従来のポリマーブレンドよりもさらにポリマーを微分散させたポリマーアロイ繊維を作製し、これから海ポリマーを除去することにより、ナノファイバーを得る方法を考えることも出来るが、島ポリマードメインの直径を１００ｎｍ以下までにしようとすると、ポリマーの粘弾性のバランスが崩れ、曳糸性が極端に低下し実質的に溶融紡糸不能となる問題があった。このため、島ポリマーが超微分散化したポリマーアロイ繊維を溶融紡糸性良く得る方法が望まれていた。
【０００７】
【特許文献１】
特開平３−１１３０８２号公報（１〜５ページ）
【０００８】
【特許文献２】
特開平６−２７２１１４号公報（１〜７ページ）
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、島ドメインの数平均直径が１〜１００ｎｍという超微分散化したポリマーアロイ繊維の紡糸性に優れた製造方法を提供するものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
前記した課題は、少なくとも２種の溶解性の異なる有機ポリマーを、押出混練機および／または静止混練器１００万分割以上に溶融混練した後、剪断応力０．２ＭＰａ以下で紡糸吐出して得たフィラメント横断面の数平均直径１〜１００ｎｍの島ドメインを有することを特徴とするポリマーアロイ繊維の製造方法によって達成できる。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。本発明でいう有機ポリマーとは、ＰＥＴ、エチレンテレフタレート単位を７０モル％以上含む共重合ＰＥＴ、ＰＢＴ、ポリトリメチレンテレフタレート（ＰＴＴ）、ポリ乳酸（ＰＬＡ）、ポリエステルポリオールなどの変性ポリエステル類、ナイロン６、ナイロン６６、ナイロン１２などのポリアミド類、ポリエチレン（ＰＥ）、ポリプロピレン（ＰＰ）などのポリオレフィン類、ポリビニールアルコールやその誘導体、ポリカーボネートなどの熱可塑性ポリマーやフェノール樹脂等のような熱硬化性ポリマー、ＤＮＡのような生体ポリマーのことを言うが、熱可塑性ポリマーが成形性の点から好ましい。中でもポリエステルやポリアミドに代表される重縮合系ポリマーは融点が高いものが多く、より好ましい。また、有機ポリマーには粒子、難燃剤、帯電防止剤等の添加物を含有させていても良い。またポリマーの性質を損なわない範囲で他の成分が共重合されていても良い。
【００１２】
ここで溶解性とは、ある溶媒に対する溶解性の違いのことを言い、溶媒とは、水、アルカリ溶液や酸性溶液、また有機溶媒、さらには超臨界流体等のことを言うものである。
【００１３】
本発明では、溶剤に対する溶解性の異なるポリマーを２種以上溶融混練してポリマーアロイ化するに際し、島ドメインの分散状態は直接ナノファイバー品質に影響するため、混練方法が重要であり、静止混練器や押出混練機により充分混練することが重要である。混練に静止混練器を用いる場合は、分割数は１００万分割以上とすることが重要であり、押出混練機を用いる場合は、２軸押出混練機を用いることが好ましい。単純なチップブレンド（特許文献２）では混練が不足するため、本発明のように数十ｎｍサイズで島を分散させることは困難である。
【００１４】
また、島ポリマーを数十ｎｍサイズで超微分散させるには、ポリマーの組み合わせも重要である。
【００１５】
島ドメイン横断面（ナノファイバー断面に相当）を円形に近づけるためには、島ポリマーと海ポリマーは非相溶であることが好ましいが、単なる非相溶ポリマーの組み合わせでは島ポリマーが充分に超微分散化し難い。このため、組み合わせるポリマーの相溶性を最適化することが好ましいが、このための指標の一つが溶解度パラメータ（ＳＰ値）である。ＳＰ値とは（蒸発エネルギー／モル容積）１／２で定義される物質の凝集力を反映するパラメータであり、ＳＰ値が近い物同士では相溶性が良いポリマーアロイが得られる可能性がある。ＳＰ値は種々のポリマーで知られているが、例えば「プラスチック・データブック」旭化成アミダス株式会社／プラスチック編集部共編、１８９ページ等に記載されている。２つのポリマーのＳＰ値の差が１〜９（ＭＪ／ｍ３）１／２であると、非相溶化による島ドメインの円形化と超微分散化が両立させやすく好ましい。例えばＮ６とＰＥＴはＳＰ値の差が６（ＭＪ／ｍ３）１／２程度であり好ましい例であるが、Ｎ６とＰＥはＳＰ値の差が１１（ＭＪ／ｍ３）１／２程度であり好ましくない例として挙げられる。
【００１６】
また、ポリマー同士の融点差が２０℃以下であると、特に押出混練機を用いた混練の際、押出混練機中での融解状況に差を生じにくいため高効率混練しやすく、好ましい。
【００１７】
また、熱分解や熱劣化し易いポリマーを１成分に用いる際は、混練や紡糸温度を低く抑える必要があるが、これにも有利となるのである。ここで、非晶性ポリマーの場合は融点が存在しないためビカット軟化温度あるいは熱変形温度あるいはガラス転移温度（Ｔｇ）でこれに代える。
【００１８】
また、ポリマーアロイ繊維とした後の糸加工性、製編織、高次加工性を配慮すると、海ポリマーの融点は１６０℃以上であることが好ましい。
【００１９】
さらには、島ポリマーの融点は１６５℃以上であるとナノファイバーとした際の耐熱性が良好であり好ましい。
【００２０】
さらに、ポリマーの溶融粘度も重要であり、島ポリマーの粘度と海ポリマーの粘度を近づけると、混和性が向上しポリマーが微分散化し易い。さらに、島を形成するポリマーの粘度を低く設定すると剪断力による島ポリマーの変形が起こりやすいため、島ポリマーの微分散化が進みやすくナノファイバー化の観点からは好ましい。ただし、島ポリマーを過度に低粘度にすると海化しやすくなり、繊維全体に対するブレンド比を高くできないため、島ポリマー粘度は海ポリマー粘度の１／１０以上とすることが好ましい。
【００２１】
以上の観点から、本発明において好ましいポリマーの組み合わせとして以下のものが挙げられる。すなわち、海ポリマー／島ポリマー（海ポリマー除去に使用する溶剤）＝低融点ポリエステル／ナイロン（アルカリ水溶液）、熱水可溶性ポリマー／ナイロン（熱水）、熱水可溶性ポリマー／ポリエステル（熱水）、熱水可溶性ポリマー／ポリオレフィン（熱水）である。
【００２２】
本発明において、ポリマーアロイ中の島ポリマーと海ポリマーは非相溶であるので、溶融紡糸するに際し島ポリマー同士は熱力学的に安定な凝集状態になる。しかしながら、本発明は島ポリマーを強制的に超微分散化するため、通常の分散径の大きいポリマーブレンドに比べ、非常に不安定なポリマー界面が多くなっている。このポリマーアロイを単に溶融紡糸すると、不安定なポリマー界面が多いため、口金からポリマーを吐出した直後に大きくポリマー流が膨らむ「バラス現象」が発生したり、ポリマーアロイ表面の不安定化による曳糸性不良が発生し、糸の太細斑が過大となるばかりか、溶融紡糸そのものが不能となる場合がある（超微分散ポリマーアロイの負の効果）。このような問題を回避するため、口金から吐出する際の、口金孔壁とポリマーとの間の剪断応力を０．２ＭＰａ以下にする必要がある。ここで、口金孔壁とポリマーとの間の剪断応力はハーゲンポワズユの式（剪断応力（ｄｙｎｅ／ｃｍ２）＝Ｒ×Ｐ／２Ｌ）から計算する。なおＲ：口金吐出孔の半径（ｃｍ）、Ｐ：口金吐出孔での圧力損失（ＭＰａ）、Ｌ：口金吐出孔長（ｃｍ）である。またＰ＝（８ＬηＱ／πＲ４）であり、η：ポリマー粘度（ｐｏｉｓｅ）、Ｑ：吐出量（ｃｍ３／ｓｅｃ）、π：円周率である。また、ＣＧＳ単位系の１ｄｙｎｅ／ｃｍ２はＳＩ単位系では０．１Ｐａとなる。
【００２３】
通常のポリエステルの単成分における溶融紡糸では口金孔壁とポリマーとの間の剪断応力は１ＭＰａ以上で計量性と曳糸性を確保できる。しかし、本発明のポリマーアロイは、ポリエステルと異なり、口金孔壁とポリマーとの間の剪断応力が大きいと、ポリマーアロイの粘弾性バランスが崩れ易いため、通常のポリエステル溶融紡糸の場合よりも剪断応力を低くする必要がある。剪断応力を０．２ＭＰａ以下にすると、口金孔壁側の流れと口金吐出孔中心部のポリマー流速が均一化し、剪断歪みが少なくなることによってバラス現象が緩和され、良好な曳糸性が得られることから好ましい。剪断応力は好ましくは０．１ＭＰａ以下である。一般に剪断応力をより小さくするには、口金吐出孔径を大きく、口金吐出孔長を短くすることであるが、過度にこれを行うと口金吐出孔でのポリマーの計量性が低下し、孔間での繊度斑や発生する傾向になることから、口金吐出孔より上部に口金吐出孔より孔径を小さくしたポリマー計量部を設けた口金を用いることが好ましい。剪断応力は０．０１ＭＰａ以上にすると、ポリマーアロイ繊維を安定に溶融紡糸でき、糸の太細斑の指標であるウースター斑（Ｕ％）を１５％以下とできることから好ましい。ポリマーアロイ繊維のＵ％はより好ましくは５％以下、さらに好ましくは３％以下である。
【００２４】
上記したように、本発明で用いる超微分散化したポリマーアロイを溶融紡糸する際には、口金吐出時の剪断応力の抑制が重要であるが、糸の冷却条件も整えることが好ましい。通常のポリエステルの溶融紡糸では、弾性振動を抑さえるため冷却は徐冷が一般的である。しかし、本発明では、超微分散化したポリマーアロイは非常に不安定な溶融流体であるため、口金から吐出した後に速やかに冷却固化させることが好ましい。口金下面から冷却開始までの距離として、１〜１５ｃｍが好適である。
口金下面から冷却開始までの距離１ｃｍ以上とすることにより口金面の温度斑が抑制されて、糸の太細斑の小さい糸が得られることから好ましい。また、１５ｃｍ以下として速やかに固化させることにで五月雨状の不安定な糸の細化が抑制され、曳糸性が向上するとともに糸の太細斑の小さい糸が得られることから好ましい。ここで、冷却開始位置とは糸の積極的な冷却が開始される位置のことを意味するが、実際の溶融紡糸装置ではチムニー上端部でこれに代える。
【００２５】
また、溶融紡糸での曳糸性や紡糸安定性を十分確保する観点から、口金面温度（口金吐出面中央部の表面温度）は、多量成分ポリマーの融点（Ｔｍ）＋２０℃以上が好ましい。また、口金面温度をＴｍ＋８０℃以下とすると、ポリマーの熱分解が抑制されて、より好ましい。
【００２６】
ポリマーアロイ繊維中の島ドメインの数平均直径を小さくする観点からは、紡糸過程でのドラフトは高いほど好ましく、１００以上とすることが好ましい。また、このため、高速紡糸を行うことが好ましい。
【００２７】
また、紡糸されたポリマーアロイ繊維には延伸・熱処理を施すことが好ましいが、延伸の際の予熱温度は島ポリマーのガラス転移温度（Ｔｇ）以上の温度にすると、糸斑を抑制することが出来るので好ましい。また、ポリマーアロイ繊維には捲縮加工等の糸加工も施すことができる。
【００２８】
本発明では、単糸繊度ばらつきの小さなナノファイバーを得るために、ポリマーアロイ繊維中での島ドメインの数平均直径およびばらつきを抑制することが好ましい。これは、ポリマーアロイ繊維の横断面を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察し、同一横断面内で無作為抽出した３００個以上の島ドメイン直径を測定するが、これを少なくとも５カ所以上で行い、合計１５００本以上の島ドメイン直径を測定することで求めることができる。そして、測定は糸長手方向に互いに１０ｍ以上離した位置で行うことが好ましい。
【００２９】
ここで、数平均直径は以下のようにして求める。すなわち、測定した島ドメイン直径の単純な平均値を求める。島ドメインの数平均直径は１〜１００ｎｍであることが重要である。これは、従来の海島複合紡糸による超極細糸に比べ島ドメイン直径で１／１００程度という細さであり、従来の超極細糸とは全く異なる質感を持った衣料用布帛や従来よりもはるかにハードディスクの平滑性を向上し得る研磨布を得ることができるのである。島ドメインの数平均直径は好ましくは４０〜８０ｎｍである。
【００３０】
また、島ドメインの直径ばらつきは、以下のようにして評価する。すなわち、島ドメインの面積をＳｉとし、その総和を総面積（Ｓ１＋Ｓ２＋…＋Ｓｎ）とする。また、同じ面積Ｓの頻度（個数）を数え、その面積と頻度の積を総面積で割ったものをその島ドメインの面積比率とする。例えば、直径６０ｎｍの島ドメインの個数が３５０個、総面積が３．６４×１０６ｎｍ２の時、この面積比率は（３．１４×３０ｎｍ×３０ｎｍ×３５０）／（３．６４×１０６ｎｍ２）×１００％＝２７．２％となる。これはポリマーアロイ繊維中の島成分全体に対する各サイズの島ドメインの体積分率に相当し、この面積比率が大きい島ドメイン成分は、ナノファイバーにした時の性質に対する寄与が大きいことになる。
【００３１】
本発明のポリマーアロイ繊維の島ドメインは、面積比率の６０％以上が直径で１〜１００ｎｍであることが好適である。これは、ナノファイバーにした際に、ほとんどが直径１００ｎｍ以下という従来にない細いナノファイバーにすることができることを意味するものである。これより、ナノファイバーの機能を充分発揮することができ、また製品の品質安定性も良好とすることができ、さらに、前述のハードディスク用の表面研磨布に用いた場合には、単糸繊度ばらつきが小さいため、ナノファイバーでも砥粒を均一坦持することが可能となり、結果的にハードディスク表面の平滑性を飛躍的に向上することができるのである。直径１〜１００ｎｍの面積比率は好ましくは７５％以上、より好ましくは９０％、さらに好ましくは９５％以上、最も好ましくは９８％以上である。
【００３２】
また、島ドメインの面積比率が高い範囲が、より島ドメインの直径が小さい方に集中していることが好ましく、面積比率の６０％以上が直径１〜８０ｎｍ、より好ましくは面積比率の７５％以上が直径１〜８０ｎｍである。
【００３３】
また、島ドメインの直径ばらつきのもう一つの指標が島ドメイン直径差が３０ｎｍの幅に入る島ドメインの面積比率であるが、これは、度数分布の半値幅、あるいは中心直径付近へのばらつきの集中度に対応するパラメータであり、この面積比率が高いほどばらつきが小さいことを意味している。本発明では、島ドメイン直径差が３０ｎｍの幅に入る島ドメインの面積比率が６０％以上であることが好ましい。より好ましくは７０％以上、さらに好ましくは７５％以上である。
【００３４】
以上のようにポリマーアロイ繊維横断面中での島ドメインのサイズおよびそのばらつきが重要であることを述べたが、ナノファイバー化した後の繊維製品の品質安定性の点から糸長手方向の太細斑も小さいことが好ましい。特に、ナノファイバーを研磨布に用いた際にはスクラッチ（被研磨物表面の傷）の大きさや数に大きく影響する。このため、本発明のポリマーアロイ繊維のウースター斑は１５％以下とすることが好ましく、より好ましくは５％以下、さらに好ましくは３％以下である。
【００３５】
また、本発明のポリマーアロイ繊維は強度が２．５ｃＮ／ｄｔｅｘ以上、伸度が２５％以上であると、撚糸、製編織等の工程での毛羽の発生や糸切れ等のトラブルが少なく好ましい。強度は好ましくは３ｃＮ／ｄｔｅｘ以上である。また、沸騰水収縮率は２５％以下であると、海ポリマーの溶出処理の際の布帛の寸法変化が小さく好ましい。
【００３６】
以上のようにして得られる本発明のポリマーアロイ繊維はナノファイバーの前駆体として好適である。例えば、これを用いて織物や編物あるいは不織布、綿等の繊維製品に加工した後、溶剤で海ポリマーを除去することでナノファイバーからなる繊維製品を容易に得ることができる。その際、溶剤としては水溶液系のものを用いることが、防爆装置不要によるコストダウンや設備汎用性、また環境負荷を低減する観点から好ましい。具体的にはアルカリ水溶液や熱水を用いることが好ましい。このため、易溶解性ポリマーとしては、ポリエステル等のアルカリ加水分解されるポリマーやポリアルキレングリコールやポリビニルアルコールおよびそれらの誘導体等の熱水可溶性ポリマーが好ましい。
【００３７】
本発明の上記製造方法で得られるポリマーアロイ繊維から海ポリマーを除去することで、数平均直径が１ｎｍ〜１００ｎｍナノファイバーを得ることが出来る。
【００３８】
これににより得られたナノファイバーは繊維長が数十μｍから場合によってはｃｍオーダー以上であり、しかもそれぞれのナノファイバーがところどころ接着したり絡み合い、横断面あたり数千本〜数十万本といった無数のナノファイバーが自己凝集して１本の糸を形成した紡績糸形状のナノファイバー集合体とすることができる。
【００３９】
また、上記製造方法において、特に口金直上に静止混練器を位置させた場合にはナノファイバーが理論上無限に伸びた長繊維形状のナノファイバー集合体が得られる場合もある。
【００４０】
また、本発明より得られるナノファイバー集合体は紡績糸形状あるいは長繊維形状とできるが、これらは、ナノファイバー同士が１次元で配向した集合体が有限の長さで連続している。すなわち１次元に配向したナノファイバー集合体とできる。
【００４１】
また、このナノファイバー集合体は単糸直径が従来の超極細糸の１／１００程度であるため、比表面積が飛躍的にに大きくなるという特徴がある。このため、通常の超極細糸程度では見られなかったナノファイバー特有の性質を示す。
【００４２】
例えば、吸着特性の大幅な向上が挙げられる。実際に、水蒸気の吸着、すなわち吸湿性能を本発明により得られるポリアミドナノファイバー集合体と通常のポリアミド超極細糸で比較してみると、通常のポリアミド超極細糸では吸湿率が２％程度であるのに比べ本発明により得られるポリアミドナノファイバー集合体では吸湿率が６％に達する場合もあった。吸湿性能は衣料用途では快適性の点から非常に重要な特性である。もちろん、水蒸気以外にも硫化水素やアンモニア、塩素、トリハロメタン、環境ホルモン、重金属化合物のような有害物質の吸着特性にも優れている。さらに、芳香物質や有用物質の叙放性にも優れている。
【００４３】
さらに、本発明により得られるナノファイバー集合体では、ナノファイバー同士に多数の数ｎｍ〜数百ｎｍ程度の隙間が生まれるため、超多孔性材料のような特異的な性質を示す場合もある。例えば、本発明により得られるナノファイバー集合体では、含水性、保水性が高くなる場合がある。
【００４４】
なお、本発明により得られるナノファイバー集合体を衣料用途に用いると、絹のようなきしみ感やレーヨンのようなドライ感のある優れた風合いの繊維製品を得ることができる。さらに、バフィング等により、ナノファイバー集合体からナノファイバーを開繊させることにより、従来では考えられなかった超ピーチ感や人肌のようなしっとりとしたタッチの優れた風合いの繊維製品を得ることもできる。さらに、水等の液体を吸収することで特異な粘着性を示す場合もある。
【００４５】
本発明により得られるナノファイバー集合体の強度は１ｃＮ／ｄｔｅｘ以上であれば繊維製品の力学物性を向上できるため好ましい。ナノファイバー集合体の強度は、より好ましくは２ｃＮ／ｄｔｅｘ以上である。
【００４６】
本発明により得られるナノファイバー集合体は、長繊維、短繊維、不織布、熱成形体等様々な繊維製品形態を採ることができる。そして、シャツやブルゾン、パンツ、コート、人工皮革といった衣料用途のみならず、カップやパッド等の衣料資材用途、カーテンやカーペット、マット、家具等のインテリア用途、さらに車両内装用途、ワイピングクロス、研磨布、フィルター等の産業資材用途、浄水装置や有害物質除去装置のような環境浄化用途、細胞吸着材のようなメディカル用途にも好適に用いることができる。また、特異な粘着性を活かしたバインダー用途、メディカル用途、生活資材用途等にも展開が可能である。さらに、本発明により得られるナノファイバーに種々のコーティングを行い吸湿、撥水、難燃、絶縁等の機能材料得たり、ナノファイバーを鋳型にして有機および無機ポリマー生成させることにより、新規な複合材料を得ることも可能である。
【００４７】
なお、本発明のポリマーアロイ繊維は、以上のようなナノファイバー前駆体としてだけでなく、ナノファイバー化しないでポリマーアロイ材料として用いることももちろん可能である。
【００４８】
【実施例】
以下、本発明を実施例を用いて詳細に説明する。なお、実施例中の測定方法は以下の方法を用いた。
【００４９】
Ａ．紡糸性の評価
紡糸性の評価は、１ｔ紡糸した糸切れ回数で評価した。また、糸切れ回数が５回／ｔ以下を合格とした。
【００５０】
Ｂ．ポリマーの溶融粘度
東洋精機キャピログラフ１Ｂによりポリマーの溶融粘度を測定した。なお、サンプル投入から測定開始までのポリマーの貯留時間は１０分とした。
【００５１】
Ｃ．融点、ガラス転移温度
Ｐｅｒｋｉｎ Ｅｌｍａｅｒ ＤＳＣ−７を用いて２ｎｄ ｒｕｎでポリマーの融解を示すピークトップ温度をポリマーの融点とし、比熱の変化の中心温度をポリマーのガラス転移温度とした。この時の昇温速度は１６℃／分、サンプル量は１０ｍｇとした。
【００５２】
Ｄ．口金吐出孔での剪断応力
口金孔壁とポリマーとの間の剪断応力はハーゲンポワズユの式（剪断応力（ｄｙｎｅ／ｃｍ２）＝Ｒ×Ｐ／２Ｌ）から計算する。ここでＲ：口金吐出孔の半径（ｃｍ）、Ｐ：口金吐出孔での圧力損失（ｄｙｎｅ／ｃｍ２）、Ｌ：口金吐出孔長（ｃｍ）である。またＰ＝（８ＬηＱ／πＲ４）であり、η：ポリマー粘度（ｐｏｉｓｅ）、Ｑ：吐出量（ｃｍ３／ｓｅｃ）、π：円周率である。ここで、ポリマー粘度は口金吐出孔の温度（℃）、剪断速度（ｓｅｃ−１）での値を用いる。ＣＧＳ単位系の１ｄｙｎｅ／ｃｍ２ はＳＩ単位系では０．１Ｐａとなる。なお、混練と紡糸を直結した場合（実施例８〜１６、比較例２〜４）のポリマーアロイの溶融粘度は、紡糸吐出糸を巻き取ることなく口金下１０ｃｍで急冷固化させたガットをサンプリングし、これをキャピログラフ１Ｂで測定した。
【００５３】
Ｅ．ポリマーアロイ繊維のウースター斑（Ｕ％）
ツェルベガーウスター株式会社製ＵＳＴＥＲ ＴＥＳＴＥＲ ４を用いて給糸速度２００ｍ／分でノーマルモードで測定を行った。
【００５４】
Ｆ．ＴＥＭによる繊維横断面観察
繊維の横断面方向に超薄切片を切り出し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で繊維横断面を観察した。また、必要に応じて金属染色を施した。
【００５５】
ＴＥＭ装置 ： 日立社製Ｈ−７１００ＦＡ型
Ｇ．島ドメインの数平均直径
島ドメインの数平均直径は以下のようにして求める。すなわち、ＴＥＭによる繊維横断面写真を画像処理ソフト（ＷＩＮＲＯＯＦ）を用いて島ドメインの円換算による直径を求め、それの単純な平均値を求めた。この時、平均に用いる島ドメイン数は同一横断面内で無作為抽出した３００以上の島ドメインを測定したが、これをポリマーアロイ繊維の長手方向で互いに１０ｍ以上離れた５カ所で行い、合計１５００本以上の単糸直径を用いて計算した。
【００５６】
Ｈ．島ドメインの直径ばらつき
島ドメインの直径ばらつきは、以下のようにして評価する。すなわち、上記数平均直径を求める際に使用したデータを用い、島ドメインそれぞれの横断面面積をＳｉとしその総和を総面積（Ｓ１＋Ｓ２＋…＋Ｓｎ）とする。また、同じ直径（面積）を持つ島ドメインの頻度（個数）を数え、その積を総繊度で割ったものをその島ドメインの面積比率とする。
【００５７】
Ｉ．島ドメインの直径ばらつき幅
島ドメインの直径ばらつき幅は以下のようにして評価する。すなわち、島ドメインの数平均直径の中心値付近あるいは面積比率が高い部分で直径差が３０ｎｍの幅に入る島ドメインの面積比率で評価する。これも上記数平均直径を求める際に使用したデータを用いた。実施例表２、５、８、１１に記載の直径範囲は直径差３０ｎｍの範囲を示し、例えば５５〜８４ｎｍとは５５ｎｍ以上８４ｎｍ以下の直径差３０ｎｍの範囲を示している。また、面積比率はこの直径範囲の島ドメインの面積比率を示している。繊度比率はこの直径範囲のナノファイバーの繊度比率を示している。
【００５８】
Ｊ．ＳＥＭ観察
繊維に白金−パラジウム合金を蒸着し、走査型電子顕微鏡で繊維側面を観察した。
【００５９】
ＳＥＭ装置 ： 日立社製Ｓ−４０００型
Ｋ．力学特性
ポリマーアロイ繊維では１００ｍの重量をｎ＝５回測定し、また、１００ｎｍのナノファイバー集合体では１０ｍの重量をｎ＝５回測定し、これの平均値から繊度（ｄｔｅｘ）を求めた。そして、室温（２５℃）で、初期試料長＝２００ｍｍ、引っ張り速度＝２００ｍｍ／分とし、ＪＩＳ Ｌ１０１３に示される条件で荷重−伸長曲線を求めた。次に破断時の荷重値を初期の繊度で割り、それを強度とし、破断時の伸びを初期試料長で割り伸度として強伸度曲線を求めた。
【００６０】
Ｌ．吸湿性（ΔＭＲ）
サンプルを秤量瓶に１〜２ｇ程度はかり取り、１１０℃に２時間保ち乾燥させ重量を測定し（Ｗ０）、次に対象物質を２０℃、相対湿度６５％に２４時間保持した後重量を測定する（Ｗ６５）。そして、これを３０℃、相対湿度９０％に２４時間保持した後重量を測定する（Ｗ９０）。そして、以下の式にしたがい計算を行う。
【００６１】
ＭＲ６５＝［（Ｗ６５−Ｗ０）／Ｗ０］×１００％ ・・・・・ （１）
ＭＲ９０＝［（Ｗ９０−Ｗ０）／Ｗ０］×１００％ ・・・・・ （２）
ΔＭＲ＝ＭＲ９０−ＭＲ６５ ・・・・・・・・・・・・ （３）
Ｍ．沸騰水収縮率
周長１ｍの検尺機により１０回巻きのカセとする。そして、総繊度の１／１０の荷重をカセに吊して原長（Ｌ０）を測定する。その後、カセはフリーの状態にして、９８℃の沸騰水バスで１５分間の処理を行い、カセを風乾させた後、原長と同様に１／１０の荷重で処理後の長さ（Ｌ１）を測定する。そして、以下の式にしたがい計算を行う。
【００６２】
沸騰水収縮率（％）＝（（Ｌ１−Ｌ０）／Ｌ０）×１００（％）
実施例１
溶融粘度５３０ｐｏｉｓｅ（２６２℃、剪断速度１２１．６ｓｅｃ−１）、融点２２０℃のＮ６（２０重量％）と溶融粘度３１００ｐｏｉｓｅ（２６２℃、剪断速度１２１．６ｓｅｃ−１）、融点２３５℃のイソフタル酸を８ｍｏｌ％、ビスフェノールＡを４ｍｏｌ％共重合した融点２２５℃の共重合ＰＥＴ（８０重量％）を２軸押出混練機で２６０℃で混練してポリマーアロイチップを得た。このポリマーアロイを一般的なプレッシャーメルター型の溶融部２で２７５℃に溶融し、紡糸温度２８０℃のスピンブロック３に導いた。そして、限界濾過径１５μｍの金属不織布でポリマーアロイ溶融体を濾過した後、口金面温度２６２℃とした口金５から溶融紡糸した（図９）。この時、口金としては図１０に示すように吐出孔上部に直径０．３ｍｍの計量部１２を備えた、吐出孔径１４が０．７ｍｍ、吐出孔長１３が１．７５ｍｍのものを用いた。そして、この時の単孔あたりの吐出量は１．０ｇ／分とした。この時の口金孔壁とポリマーの間の剪断応力は０．０５８ＭＰａ（ポリマーアロイの粘度は１４００ｐｏｉｓｅ、２６２℃、剪断速度４１６ｓｅｃ−１）と充分低いものであった。さらに、口金下面から冷却開始点（チムニー６の上端部）までの距離は９ｃｍであった。吐出された糸条は２０℃の冷却風で１ｍにわたって冷却され、口金５から１．８ｍ下方に設置した給油ガイド８で給油された後、非加熱の第１引き取りローラー９および第２引き取りローラー１０を介して９００ｍ／分の巻取り速度で、６ｋｇ巻きの巻き量ドラム１５として１ｔのポリマーアロイ繊維の未延伸糸を巻き取った。この時の紡糸性は良好で糸切れは１回であった。なお、紡糸性の評価を表１に示した。そして、これを延伸速度８００ｍ／分の速度で、第１ホットローラー１７の温度を９０℃、第２ホットローラー１８の温度を１３０℃として延伸熱処理した（図１１）。この時、第１ホットローラー１７と第２ホットローラー１８間の延伸倍率を３．２倍とした。得られたポリマーアロイ繊維は１２０ｄｔｅｘ、３６フィラメント、強度４．０ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度３５％、Ｕ％＝１．７％、沸騰水収縮率は１１％の優れた特性を示した。また、得られたポリマーアロイ繊維の横断面をＴＥＭで観察したところ、共重合ＰＥＴが海（薄い部分）、Ｎ６（濃い部分）が島の海島構造を示し（図１）、島Ｎ６の数平均による直径は５３ｎｍであり、Ｎ６が超微分散化したポリマーアロイ繊維が得られた。ＴＥＭ写真から解析した島ドメインの数平均直径のヒストグラムを図２（直径ｖｓ個数）、図３（直径ｖｓ面積比率）に示すが、この時、直径で１０ｎｍ刻みで個数（頻度）および面積比率を数えた。直径で１０ｎｍ刻みとは、例えば直径４５〜５４ｎｍのものは直径５０ｎｍ、また島ドメイン糸直径６５〜７４ｎｍのものは直径７０ｎｍとして数えたことを意味している。なお、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径は表２に示した。
【００６３】
ここで得られたポリマーアロイ繊維を用いて丸編みを作製し、これを３％の水酸化ナトリウム水溶液（９０℃、浴比１：１００）で２時間浸漬することでポリマーアロイ繊維中の共重合ＰＥＴの９９％以上を加水分解除去した。その後、水洗し、無張力下で風乾した。この結果得られた、Ｎ６単独糸からなる丸編みは、海ポリマーである共重合ＰＥＴが除去されたにもかかわらず、マクロに見るとあたかも長繊維や紡績糸のように連続しており、丸編み形状を保っていた。そして、この丸編みは通常のＮ６繊維からなる丸編みとは全く異なり、ナイロン特有の「ヌメリ感」が無く、逆にレーヨンのような「ドライ感」を有する物であった。
【００６４】
このＮ６単独糸からなる丸編みから糸を引きだし、まず光学顕微鏡で繊維側面観察を行ったところ、アルカリ処理前の繊維に比べ繊維径が約２／３程度になっており、海ポリマーを除去することによって繊維半径方向に収縮が起こっていることが分かった（図４）。次に、これの繊維側面をＳＥＭにより観察したところ、この糸は１本の糸ではなく無数のナノファイバーがところどころ接合しながら繋がったナノファイバー集合体であることが分かった（図５）。また、このＮ６ナノファイバー集合体のナノファイバー同士の間隔は数十〜２００ｎｍ程度であり、極めて微小な空隙が存在していた。さらにこれの繊維横断面をＴＥＭによって観察した結果を図６に示すが、ナノファイバーの単糸直径は数十ｎｍ程度であることがわかった。そして、このＮ６ナノファイバーの単糸繊度およびそのばらつきをポリマーアロイ繊維中の島ドメイン解析方法に準じて解析した結果、ナノファイバーの数平均による単糸直径は５６ｎｍ（３×１０−５ｄｔｅｘ）と従来にない細さであった。また、単糸繊度が１×１０−７〜９×１０−５ｄｔｅｘ（単糸直径で１〜１００ｎｍ）の繊度比率は９９％であり、特に単糸直径で５５〜８４ｎｍの間に入る単糸繊度比率は７１％であり、単糸繊度ばらつきはごく小さいものであった。なお、繊度比率はナノファイバー直径から算出され、ポリマーアロイ繊維での面積比率に相当するものである。なお、ナノファイバーの直径、強度は表２に示した。
【００６５】
また、このＮ６単独からなる丸編みの吸湿率（ΔＭＲ）を測定したところ、６％と綿（４％）を凌駕する優れた吸湿性を示した。また、このＮ６ナノファイバー集合体からなる糸の力学特性を測定したところ、強度２．０ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度５０％であった。
【００６６】
さらに、この丸編みにバフィングを施したところ、従来の超極細繊維では到達し得なかった超ピーチ感や人肌のようなしっとりとしたみずみずしい優れた風合いを示した。
【００６７】
このように本発明のポリマーアロイ繊維を前駆体とすることにより、従来にないナノファイバー集合体およびそれからなる繊維製品を得ることができた。
【００６８】
実施例２
Ｎ６を溶融粘度２１２０ｐｏｉｓｅ（２６２℃、剪断速度１２１．６ｓｅｃ−１）、融点２２０℃のＮ６（２０重量％）と、実施例１と同様に溶融粘度３１００ｐｏｉｓｅ（２６２℃、剪断速度１２１．６ｓｅｃ−１）の共重合ＰＥＴ（８０重量％）として、実施例１と同様に２軸押出混練機を用いポリマーアロイチップを得た。そして、単孔あたりの吐出量は１．０ｇ／分、口金孔壁とポリマーの間の剪断応力は０．０７１ＭＰａ（ポリマーアロイの粘度は１７００ｐｏｉｓｅ、２６２℃、剪断速度４１６ｓｅｃ−１）として実施例１と同様に溶融紡糸を行って、実施例１と同様に１ｔの未延伸糸を得た。この時の紡糸性は良好で糸切れはゼロであった。そして、これを延伸倍率を３．０倍として、やはり実施例１と同様に延伸し、１２８ｄｔｅｘ、３６フィラメント、強度４．１ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度３７％、Ｕ％＝１．２％、沸騰水収縮率は１１％の優れた特性を有するポリマーアロイ繊維を得た。得られたポリマーアロイ繊維の横断面をＴＥＭで観察したところ、実施例１同様、共重合ＰＥＴが海、Ｎ６が島の海島構造を示し、島Ｎ６の数平均による直径は４０ｎｍであり、Ｎ６が超微分散化したポリマーアロイ繊維が得られた。なお、紡糸性の評価を表１に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径は表２に示した。
【００６９】
ここで得られたポリマーアロイ繊維を用いて実施例１同様に、アルカリ処理により紡績糸形状のナノファイバー集合体を得た。さらにこれらのナノファイバーの単糸繊度ばらつきを実施例１同様に解析した結果、ナノファイバーの数平均による単糸直径は４３ｎｍ（２×１０−５ｄｔｅｘ）と従来にない細さであり、単糸繊度ばらつきも非常に小さいものであった。なお、ナノファイバーの直径、強度は表２に示した。
【００７０】
このナノファイバー集合体からなる丸編みの吸湿率（ΔＭＲ）は６％であった。また、このＮ６ナノファイバー集合体からなる糸は、強度２．２ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度５０％であった。
【００７１】
さらに、この丸編みにバフィングを施したところ、従来の超極細繊維では到達し得なかった超ピーチ感や人肌のようなしっとりとしたみずみずしい優れた風合いを示した。
【００７２】
実施例３
Ｎ６を溶融粘度５０００ｐｏｉｓｅ（２６２℃、剪断速度１２１．６ｓｅｃ−１）、融点２２０℃のＮ６（２０重量％）として実施例２と同様に溶融紡糸を行った。この時の口金孔壁とポリマーの間の剪断応力は０．０８３ＭＰａ（ポリマーアロイの粘度は２０００ｐｏｉｓｅ、２６２℃、４１６ｓｅｃ−１）であった。ここで、実施例２と同様に１ｔの未延伸糸を得た。この時の紡糸性は良好であり、糸切れは１回であった。そして、これをやはり実施例２と同様に延伸・熱処理して１２８ｄｔｅｘ、３６フィラメント、強度４．５ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度３７％の、Ｕ％＝１．９％、沸騰水収縮率は１２％の優れた特性を有するポリマーアロイ繊維を得た。得られたポリマーアロイ繊維の横断面をＴＥＭで観察したところ、実施例１同様、共重合ＰＥＴが海、Ｎ６が島の海島構造を示し、島Ｎ６の数平均による直径は６０ｎｍであり、Ｎ６が超微分散化したポリマーアロイ繊維が得られた。なお、紡糸性の評価を表１に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径は表２に示した。
【００７３】
ここで得られたポリマーアロイ繊維を用いて実施例１同様に、アルカリ処理により紡績糸形状のナノファイバー集合体を得た。さらにこれらのナノファイバーの単糸繊度ばらつきを実施例１同様に解析した結果、ナノファイバーの数平均による単糸直径は６５ｎｍ（４×１０−５ｄｔｅｘ）と従来にない細さであり、単糸繊度ばらつきも非常に小さいものであった。なお、ナノファイバーの直径、強度は表２に示した。
【００７４】
このナノファイバー集合体からなる丸編みの吸湿率（ΔＭＲ）は６％であった。また、このＮ６ナノファイバー集合体からなる糸は、強度２．４ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度５０％であった。
【００７５】
さらに、この丸編みにバフィングを施したところ、従来の超極細繊維では到達し得なかった超ピーチ感や人肌のようなしっとりとしたみずみずしい優れた風合いを示した。
【００７６】
実施例４
Ｎ６を溶融粘度５０００ｐｏｉｓｅ（２６２℃、剪断速度１２１．６ｓｅｃ−１）、融点２２０℃のＮ６（３０重量％）として実施例３と同様に溶融紡糸を行った。この時の口金孔壁とポリマーの間の剪断応力は０．０９６ＭＰａ（ポリマーアロイの粘度は２３００ｐｏｉｓｅ、２６２℃、４１６ｓｅｃ−１）であった。ここで、口金下面から冷却開始点（チムニー６の上端部）までの距離は５ｃｍとして、実施例３と同様に１ｔの未延伸糸を得た。この時の紡糸性は良好であり、糸切れは１回であった。そして、これをやはり実施例２と同様に延伸・熱処理して１２８ｄｔｅｘ、３６フィラメント、強度４．４ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度３７％の、Ｕ％＝２．０％、沸騰水収縮率は１２％の優れた特性を有するポリマーアロイ繊維を得た。得られたポリマーアロイ繊維の横断面をＴＥＭで観察したところ、実施例１同様、共重合ＰＥＴが海、Ｎ６が島の海島構造を示し、島Ｎ６の数平均による直径は７０ｎｍであり、Ｎ６が超微分散化したポリマーアロイ繊維が得られた。なお紡糸性の評価を表１に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径は表２に示した。、
ここで得られたポリマーアロイ繊維を用いて実施例１同様に、アルカリ処理により紡績糸形状のナノファイバー集合体を得た。さらにこれらのナノファイバーの単糸繊度ばらつきを実施例１同様に解析した結果、ナノファイバーの数平均による単糸直径は７４ｎｍ（５×１０−５ｄｔｅｘ）と従来にない細さであり、単糸繊度ばらつきも非常に小さいものであった。なお、ナノファイバーの直径は表２に示した。
【００７７】
このナノファーバー集合体からなる丸編みの吸湿率（ΔＭＲ）は６％であった。また、このＮ６ナノファイバー集合体からなる糸は、強度２．５ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度５０％であった。
【００７８】
さらに、この丸編みにバフィングを施したところ、従来の超極細繊維では到達し得なかった超ピーチ感や人肌のようなしっとりとしたみずみずしい優れた風合いを示した。
【００７９】
実施例５
Ｎ６のブレンド比をポリマーアロイ全体に対し５０重量％として、実施例３と同様に溶融紡糸を行った。この時の口金孔壁とポリマーの間の剪断応力は０．１５ＭＰａとして実施例４と同様に１ｔの未延伸糸を得た。この時の紡糸性は良好で糸切れは２回であった。そして、これをやはり実施例２と同様に延伸・熱処理して１２８ｄｔｅｘ、３６フィラメントの延伸糸を得た。強度４．３ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度３７％、Ｕ％＝２．５％、沸騰水収縮率は１３％の優れた特性を有するポリマーアロイ繊維を得た。得られたポリマーアロイ繊維の横断面をＴＥＭで観察したところ、実施例１同様、共重合ＰＥＴが海、Ｎ６が島の海島構造を示し、島Ｎ６の数平均による直径は８０ｎｍであり、Ｎ６が超微分散化したポリマーアロイ繊維が得られた。なお、紡糸性の評価を表１に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径は表２に示した。
【００８０】
ここで得られたポリマーアロイ繊維を用いて実施例１同様に、アルカリ処理により紡績糸形状のナノファイバー集合体を得た。さらにこれらのナノファイバーの単糸繊度ばらつきを実施例１同様に解析した結果、ナノファイバーの数平均による単糸直径は８４ｎｍ（６×１０−５ｄｔｅｘ）と従来にない細さであり、単糸繊度ばらつきも非常に小さいものであった。なお、ナノファイバーの直径、強度は表２に示した。
【００８１】
このナノファイバー集合体からなる丸編みの吸湿率（ΔＭＲ）は６％であった。また、このＮ６ナノファイバー集合体からなる糸は、強度２．６ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度５０％であった。
【００８２】
さらに、この丸編みにバフィングを施したところ、従来の超極細繊維では到達し得なかった超ピーチ感や人肌のようなしっとりとしたみずみずしい優れた風合いを示した。
【００８３】
実施例６
実施例１と同様の２軸押出混練機で混練して得たポリマーアロイチップを用いて、実施例１と同様に図９装置を用いて溶融紡糸を行った。ここで、口金は実施例１で用いたものとは異なり計量部を持たない吐出孔径１．０ｍｍ、吐出孔長１．０ｍｍのずん胴口金を用いた。この時の単孔あたりの吐出量は０．３９ｇ／分とした。この時の口金孔壁とポリマーの間の剪断応力は０．００８ＭＰａ（ポリマーアロイの粘度は１４００ｐｏｉｓｅ、２６２℃、剪断速度５７ｓｅｃ−１）として、実施例１と同様に１ｔの未延伸糸を得た。この時の紡糸性は良好であり、糸切れは４回であった。これをやはり実施例１と同様の延伸・熱処理して５８ｄｔｅｘ、３６フィラメントの延伸糸を得た。この時の延伸倍率は２．８倍であった。得られた延伸糸の糸質は強度３．９ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度３７％、Ｕ％＝８．２％、沸騰水収縮率は１２％の優れた特性を有するポリマーアロイ繊維を得た。得られたポリマーアロイ繊維の横断面をＴＥＭで観察したところ、実施例１同様、共重合ＰＥＴが海、Ｎ６が島の海島構造を示し、島Ｎ６の数平均による直径は９３ｎｍであり、Ｎ６が超微分散化したポリマーアロイ繊維が得られた。なお、紡糸性の評価を表１に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径は表２に示した。
【００８４】
ここで得られたポリマーアロイ繊維を用いて実施例１同様に、アルカリ処理により紡績糸形状のナノファイバー集合体を得た。さらにこれらのナノファイバーの単糸繊度ばらつきを実施例１同様に解析した結果、ナノファイバーの数平均による単糸直径は９６ｎｍ（８×１０−５ｄｔｅｘ）従来にない細さであり、単糸繊度ばらつきも非常に小さいものであった。なお、ナノファイバーの直径は表２に示した。
【００８５】
このナノファイバー集合体からなる丸編みの吸湿率（ΔＭＲ）は４％であった。また、このＮ６ナノファイバー集合体からなる糸は、強度１．７ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度５０％であった。
【００８６】
さらに、この丸編みにバフィングを施したところ、従来の超極細繊維では到達し得なかった超ピーチ感や人肌のようなしっとりとしたみずみずしい優れた風合いを示した。
【００８７】
実施例７
実施例１と同様に溶融紡糸を行った。ここで、口金下面から冷却開始（チムニー６の上端部）までの距離は１５ｃｍとして、実施例１と同様に１ｔの未延伸糸を得た。この時の紡糸性は良好であり、糸切れは４回であった。これをやはり実施例１と同様に延伸・熱処理して１２８ｄｔｅｘ、３６フィラメントの延伸糸を得た。この延伸糸の糸質は強度２．９ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度３７％、Ｕ％＝３．２％、沸騰水収縮率は１２％の優れた特性を有するポリマーアロイ繊維を得た。得られたポリマーアロイ繊維の横断面をＴＥＭで観察したところ、実施例１同様、共重合ＰＥＴが海、Ｎ６が島の海島構造を示し、島Ｎ６の数平均による直径は１００ｎｍであり、Ｎ６が超微分散化したポリマーアロイ繊維が得られた。なお、紡糸性の評価を表１に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径は表２に示した。ここで得られたポリマーアロイ繊維を用いて実施例１同様に、アルカリ処理により紡績糸形状のナノファイバー集合体を得た。さらにこれらのナノファイバーの単糸繊度ばらつきを実施例１同様に解析した結果、ナノファイバーの数平均による単糸直径は１０３ｎｍ（９×１０−５ｄｔｅｘ）と従来にない細さであり、単糸繊度ばらつきも非常に小さいものであった。なお、ナノファイバーの直径は表２に示した。
【００８８】
このナノファイバー集合体からなる丸編みの吸湿率（ΔＭＲ）は６％であった。また、このＮ６ナノファイバー集合体からなる糸は、強度１．８ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度５０％であった。
【００８９】
さらに、この丸編みにバフィングを施したところ、従来の超極細繊維では到達し得なかった超ピーチ感や人肌のようなしっとりとしたみずみずしい優れた風合いを示した。
【００９０】
比較例１
溶融粘度５００ポイズ（２８０℃、１２１．６ｓｅｃ−１）、融点２２０℃のＮ６と溶融粘度２１００ポイズ（２８０℃、１２１．６ｓｅｃ−１）、融点２５５℃のＰＥＴをＮ６ブレンド比を２０重量％となるようにチップブレンドした後、２９０℃で溶融し、紡糸温度を２９６℃、口金面温度２８０℃、口金孔数３６、吐出孔径０．３０ｍｍ、吐出孔長０．５０ｍｍのずん胴口金として、一般的なプレッシャーメルター型溶融紡糸装置（図９）を用い実施例１と同様に溶融紡糸を行った。この時の口金孔壁とポリマーの間の剪断応力は０．４１ＭＰａ（ポリマーアロイの粘度は７８０ｐｏｉｓｅ、２８０℃、剪断速度５２８４ｓｅｃ−１）で、紡糸速度１０００ｍ／分で未延伸糸を巻き取った。ただし、単純なチップブレンドであり、ポリマー同士の融点差も大きいためＮ６とＰＥＴのブレンド斑が大きく、口金下で大きなバラスが発生しただけでなく、曳糸性にも乏しく、６ｋｇ巻きのドラムを巻き取ることができない程に頻発した回数の糸切れにより１ｔの未延伸糸を得ることが困難であった。少量の未延伸糸を得て、第１ホットローラー１７の温度を８５℃、延伸倍率３倍として実施例１と同様に延伸を行い、１００ｄｔｅｘ、３６フィラメントの延伸糸を得た。この延伸糸の糸質は、強度２．３ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度３７％、Ｕ％＝２３．５％、沸騰水収縮率は９％の低強度で糸の太細斑は大きなものであった。また、これの島ドメインの数平均直径は１．０μｍと大きいものであった。
【００９１】
この糸を用いて実施例１と同様に丸編みとなし、やはりアルカリ処理によりＰＥＴ成分を９９％以上除去した。得られた丸編みからＮ６単独糸を引き出し、ＴＥＭにより繊維横断面観察を行ったところ、単糸直径が４００ｎｍ〜４μｍ（単糸繊度１×１０−３〜１×１０−１ｄｔｅｘ）の超極細糸が生成していることを確認した。しかし、これの数平均による単糸繊度は９×１０−３ｄｔｅｘ（単糸直径１．０μｍ）と大きいものであった。さらにＮ６超極細糸の単糸繊度ばらつきも大きいものであった。なお、紡糸性の評価を表１に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径、強度は表２に示した。
【００９２】
比較例２
溶融粘度３９５０ポイズ（２６２℃、１２１．６ｓｅｃ−１）、融点２２０℃のＮ６と溶融粘度５６０ポイズ（２６２℃、１２１．６ｓｅｃ−１）、融点１０５℃のＰＥとをＮ６ブレンド比を６５重量％となるようにチップブレンドした後、一般的な押出機型溶融紡糸装置（図１２）を用い、１軸押出混練機２１の温度を２６０℃として溶融した後、口金孔数１２、吐出孔径０．３０ｍｍ、吐出孔長０．５０ｍｍのずん胴口金として、実施例１と同様に溶融紡糸を行った。ただし、Ｎ６とＰＥのブレンド斑が大きく、口金下で大きなバラスが発生しただけでなく、曳糸性にも乏しく、比較例１と同様に糸切れは頻発して１ｔの未延伸糸を得ることが困難であった。少量の未延伸糸を得て、実施例１と同様に延伸・熱処理を行い、８２ｄｔｅｘ、１２フィラメントの延伸糸を得た。この時の延伸倍率は２．０倍とした。この延伸糸の糸質は、強度２．４ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度３７％、Ｕ％＝２２．７％、沸騰水収縮率は２６％の低強度で糸の太細斑は大きなものであった。また、これの島ドメインの数平均直径は１．０μｍと大きいものであった。
【００９３】
この糸を用いて実施例１と同様に丸編みとなし、８５℃のトルエンにより１時間以上ＰＥを溶出処理しＰＥの９９％以上を除去した。得られた丸編みからＮ６単独糸を引き出し、ＴＥＭにより繊維横断面観察を行ったところ、単糸直径が５００ｎｍ〜３μｍ（単糸繊度２×１０−３〜８×１０−２ｄｔｅｘ）の超極細糸が生成していることを確認した。これの数平均による単糸繊度は９×１０−３ｄｔｅｘ（単糸直径１．０μｍ）と大きいものであった。さらにＮ６超極細糸の単糸繊度ばらつきも大きいものであった。なお、紡糸性の評価を表１に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径、強度は表２に示した。
【００９４】
比較例３
溶融粘度１５００ポイズ（２６２℃、１２１．６ｓｅｃ−１）、融点２２０℃のＮ６と溶融粘度１４５０ポイズ（２６２℃、１２１．６ｓｅｃ−１）、融点１０５℃のＰＥとをＮ６ブレンド比を２０重量％となるようそれぞれのポリマーを計量しながら２軸押出混練機に導く高機能溶融混練部を備えた溶融紡糸装置（図１４）を用い、比較例２と同様に溶融紡糸を行った。ただし、Ｎ６とＰＥのブレンド斑が大きく、口金下で大きなバラスが発生しただけでなく、曳糸性にも乏しく、比較例２と同様に糸切れは頻発して１ｔの未延伸糸を得ることが困難であった。少量の未延伸糸を得て、実施例１と同様に延伸・熱処理を行い、８２ｄｔｅｘ、１２フィラメントの延伸糸を得た。この時の延伸倍率は２．０倍とした。この延伸糸の糸質は、強度２．２ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度３７％、Ｕ％＝２０．３％、沸騰水収縮率は３１％の低強度で糸の太細斑は大きなものであった。また、これの島ドメインの数平均直径は３７４ｎｍと大きいものであった。さらに、島ドメイン直径のばらつきを図７、図８に示すが大きいものであった。
【００９５】
この糸を用いて実施例１と同様に丸編みとなし、８５℃のトルエンにより１時間以上ＰＥを溶出処理しＰＥの９９％以上を除去した。得られた丸編みからＮ６単独糸を引き出し、ＴＥＭにより繊維横断面観察を行ったところ、単糸直径が１００ｎｍ〜１μｍ（単糸繊度９×１０−５〜９×１０−３ｄｔｅｘ）の超極細糸が生成していることを確認した。しかし、これの数平均による単糸繊度は１×１０−３ｄｔｅｘ（単糸直径３８４ｎｍ）と大きいものであった。なお、紡糸性の評価を表１に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径、強度は表２に示した。
【００９６】
比較例４
実施例１で用いたＮ６と共重合ＰＥＴを２種のポリマーラインを備えた複合紡糸機（図１３）の装置を用いて別々に２７０℃で溶融した後、ポリマー融液を紡糸温度を２８０℃のスピンブロック３に導いた。この時のポリマーのブレンド比はＮ６が２０重量％、共重合ＰＥＴが８０重量％であった。そして、紡糸パック４内に装着した静止混練器２２（東レエンジニアリング社製“ハイミキサー”）を用いて２種のポリマーを２０４３分割して混合した後、実施例１と同様に溶融紡糸を行った。しかし、静止混練機の分割数が少ないために混練が不十分であり、口金下でのバラスは単純なチップブレンドに比較すると小さいが、曳糸性に乏しく、比較例１と同様に糸切れが頻発して１ｔの未延伸糸を得ることが困難であった。少量の未延伸糸を得て、第１ホットローラー１７の温度を８５℃、延伸倍率３．０倍として実施例１と同様に延伸を行い、１２８ｄｔｅｘ、３６フィラメントの延伸糸を得た。この延伸糸の糸質は、強度２．３ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度３７％、Ｕ％＝２１．２％、沸騰水収縮率は１５％の低強度で糸の太細斑は大きなものであった。また、これの島ドメインの数平均直径は４７０ｎｍと大きいものであった。
【００９７】
この糸を用いて実施例１と同様に丸編みとなし、アルカリ処理によりＰＥＴ成分を９９％以上除去した。得られた丸編みからＮ６単独糸を引き出し、ＴＥＭにより繊維横断面観察を行ったところ、単糸直径が４００ｎｍ〜４μｍ（単糸繊度２×１０−３〜１×１０−１ｄｔｅｘ）の超極細糸が生成していることを確認した。しかし、これの数平均による単糸直径は４８０ｎｍと大きいものであった。さらにＮ６超極細糸の単糸繊度ばらつきも大きいものであった。なお、紡糸性の評価を表１に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径、強度は表２に示した。
【００９８】
比較例５
実施例１と同様のＮ６と共重合ＰＥＴを実施例１と同様に２軸押出混練機で２６０℃で混練したポリマーアロイチップを用いて、図９の装置を用い実施例１と同様に溶融紡糸を行った。ここで、口金孔数３６、吐出孔径０．３０ｍｍ、吐出孔長０．５０ｍｍのずん胴口金を用いた。この時の口金孔壁とポリマーの間の剪断応力は０．４９ＭＰａ（ポリマーアロイの粘度は９２５ｐｏｉｓｅ、２６２℃、剪断速度５２８４ｓｅｃ−１）と高いことで、口金下で大きなバラスが発生し、また、曳糸性にも乏しく、巻き取ることが困難であった。
【００９９】
【表１】
【０１００】
【表２】
【０１０１】
実施例８
実施例１のＮ６とＰＥＴを図１３の装置を用いて、別々に２７０℃で溶融した後、ポリマー融液を紡糸温度を２８０℃のスピンブロック３に導いた。そして、紡糸パック４内に装着した静止混練器２２（東レエンジニアリング社製“ハイミキサー”）を用いて２種のポリマーを１０４万分割に混合した後、実施例１同様に溶融紡糸を行った。この時のポリマーのブレンド比はＮ６が２０重量％、共重合ＰＥＴが８０重量％であった。ここで、実施例１と同様に１ｔのポリマーアロイ繊維の未延伸糸を得た。この時の紡糸性は良好であり、糸切れは１回であった。得られた未延伸糸を実施例１と同様に延伸・熱処理を施し、得られたポリマーアロイ繊維は１２０ｄｔｅｘ、３６フィラメント、強度３．９ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度３８％、Ｕ％＝１．７％、沸騰水収縮率は１１％の優れた特性を示した。このポリマーアロイ繊維の横断面をＴＥＭで観察したところ、実施例１同様、共重合ＰＥＴが海、Ｎ６が島の海島構造を示し、島Ｎ６の数平均による直径は５２ｎｍであり、Ｎ６が超微分散化したポリマーアロイ繊維が得られた。なお、なお、紡糸性の評価を表３に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径、強度は表４に示した。
【０１０２】
ここで得られたポリマーアロイ繊維を用いて実施例１同様に、アルカリ処理により紡績糸形状のナノファイバー集合体を得た。さらにこれらのナノファイバーの単糸繊度ばらつきを実施例１同様に解析した結果、ナノファイバーの数平均による単糸直径は５４ｎｍ（３×１０−５ｄｔｅｘ）と従来にない細さであり、単糸繊度ばらつきも非常に小さいものであった。なお、ナノファイバーの直径、強度は表４に示した。
【０１０３】
また、このナノファーバー集合体からなる丸編みの吸湿率（ΔＭＲ）は６％、また、このＮ６ナノファイバー集合体からなる糸は、強度２．０ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度５０％であった。
【０１０４】
さらに、この丸編みにバフィングを施したところ、従来の超極細繊維では到達し得なかった超ピーチ感や人肌のようなしっとりとしたみずみずしい優れた風合いを示した。
【０１０５】
実施例９
実施例１で用いた共重合ＰＥＴとを図１４の装置を用いて２７０℃の２軸押出混練機で溶融混練した後、ポリマー融液を紡糸温度を２８０℃のスピンブロック３に導いた。そして、実施例１同様に溶融紡糸を行った。この時のポリマーのブレンド比はＮ６が２０重量％、共重合ＰＥＴが８０重量％であった。ここで、実施例１と同様に１ｔのポリマーアロイ繊維の未延伸糸を得た。この時の紡糸性は良好であり、糸切れは２回であった。この未延伸糸はやはり実施例１同様に延伸・熱処理を施した。得られたポリマーアロイ繊維は１２０ｄｔｅｘ、３６フィラメント、強度３．９ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度３８％、Ｕ％＝１．７％、沸騰水収縮率は１１％の優れた特性を示した。このポリマーアロイ繊維の横断面をＴＥＭで観察したところ、実施例１同様、共重合ＰＥＴが海、Ｎ６が島の海島構造を示し、島Ｎ６の数平均による直径は５４ｎｍであり、Ｎ６が超微分散化したポリマーアロイ繊維が得られた。なお、紡糸性の評価を表３に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径、強度は表４に示した。
【０１０６】
ここで得られたポリマーアロイ繊維を用いて実施例１同様に、アルカリ処理により紡績糸形状のナノファイバー集合体を得た。さらにこれらのナノファイバーの単糸繊度ばらつきを実施例１同様に解析した結果、ナノファイバーの数平均による単糸直径は５６ｎｍ（３×１０−５ｄｔｅｘ）と従来にない細さであり、単糸繊度ばらつきも非常に小さいものであった。なお、ナノファイバーの直径、強度は表４に示した。
【０１０７】
また、このナノファイバー集合体からなる丸編みの吸湿率（ΔＭＲ）は６％、また、このＮ６ナノファイバー集合体からなる糸は、強度２．０ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度５０％であった。
【０１０８】
さらに、この丸編みにバフィングを施したところ、従来の超極細繊維では到達し得なかった超ピーチ感や人肌のようなしっとりとしたみずみずしい優れた風合いを示した。
【０１０９】
【表３】
【０１１０】
【表４】
【０１１１】
実施例１０
実施例１で用いたＮ６と共重合ＰＥＴを熱水可溶性ポリマーである第一工業製薬株式会社製“パオゲンＰＰ−１５”（溶融粘度３５００ｐｏｉｓｅ、２６２℃、１２１．６ｓｅｃ−１、融点６０℃）として、図１３の装置を用いてＮ６を２７０℃、熱水可溶性ポリマーを２２０℃で溶融した後、ポリマー融液を紡糸温度を２８０℃のスピンブロック３に導いた。実施例１と同様の口金を用いて、実施例８と同様に静止混練器を用いて、実施例８と同様なポリマーのブレンド比、実施例１と同様の吐出量として溶融紡糸を行った。この時の口金孔壁とポリマーの間の剪断応力は０．０７５ＭＰａと充分低いものであった。そして、紡糸速度を５０００ｍ／分として、１ｔのポリマーアロイ繊維の延伸糸を得た。なお、ポリマーアロイの溶融粘度は口金から吐出したガットを細かくカットして、測定に供した。この時の紡糸性は良好であり、糸切れは３回であった。得られたポリマーアロイ繊維は７０ｄｔｅｘ、３６フィラメント、強度３．８ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度５０％、Ｕ％＝１．７％の優れた特性を示した。このポリマーアロイ繊維の横断面をＴＥＭで観察したところ、共重合ＰＥＴが海、Ｎ６が島の海島構造を示し、島Ｎ６の数平均による直径は５３ｎｍであり、Ｎ６が超微分散化したポリマーアロイ繊維が得られた。なお、紡糸性の評価を表５に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径は表６に示した。
【０１１２】
ここで得られたポリマーアロイ繊維を用いて実施例１同様に、アルカリ処理により紡績糸形状のナノファイバー集合体を得た。さらにこれらのナノファイバーの単糸繊度ばらつきを実施例１同様に解析した結果、ナノファイバーの数平均による単糸直径は５６ｎｍ（３×１０−５ｄｔｅｘ）と従来にない細さであり、単糸繊度ばらつきも非常に小さいものであった。ナノファイバーの直径、強度は表６に示した。
【０１１３】
また、この集合体からなる丸編みの吸湿率（ΔＭＲ）は６％、また、このＮ６ナノファイバー集合体からなる糸は、強度２．０ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度６０％であった。
【０１１４】
さらに、この丸編みにバフィングを施したところ、従来の超極細繊維では到達し得なかった超ピーチ感や人肌のようなしっとりとしたみずみずしい優れた風合いを示した。
【０１１５】
実施例１１
Ｎ６の代わりに溶融粘度１０００ｐｏｉｓｅ（２８０℃、１２１．６ｓｅｃ−１）、融点２５０℃のＮ６６を用い、図１３の装置を用いてＮ６６を２７０℃、実施例１０で用いた熱水可溶性ポリマー（２２００ｐｏｉｓｅ、２８０℃、１２１．６ｓｅｃ−１）を２２０℃で溶融した後、ポリマー融液を紡糸温度を２８０℃のスピンブロック３に導いた。そして、実施例１０と同様に溶融紡糸を行った。この時の口金孔壁とポリマーの間の剪断応力は０．０６２ＭＰａと充分低いものであった。そして、実施例１０と同様に１ｔのポリマーアロイ繊維の延伸糸を得た。この時の紡糸性は良好であり、糸切れは３回であった。得られたポリマーアロイ繊維は７０ｄｔｅｘ、３６フィラメント、強度４．５ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度４５％、Ｕ％＝１．７％の優れた特性を示した。この得られたポリマーアロイ繊維の横断面をＴＥＭで観察したところ、熱水可溶性ポリマーが海、Ｎ６６が島の海島構造を示し、島Ｎ６６の数平均による直径は５８ｎｍであり、Ｎ６６が超微分散化したポリマーアロイ繊維が得られた。なお、紡糸性の評価を表５に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径は表６に示した。
【０１１６】
ここで得られたポリマーアロイ繊維を用いて実施例１０と同様に、アルカリ処理により紡績糸形状のナノファイバー集合体を得た。さらにこれらのナノファイバーの単糸繊度ばらつきを実施例１同様に解析した結果、ナノファイバーの数平均による単糸直径は６２ｎｍ（３×１０−５ｄｔｅｘ）と従来にない細さであり、単糸繊度ばらつきも非常に小さいものであった。ナノファイバーの直径、強度は表６に示した。
【０１１７】
また、この集合体からなる丸編みの吸湿率（ΔＭＲ）は６％、また、このＮ６ナノファイバー集合体からなる糸は、強度２．５ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度６０％であった。
【０１１８】
さらに、この丸編みにバフィングを施したところ、従来の超極細繊維では到達し得なかった超ピーチ感や人肌のようなしっとりとしたみずみずしい優れた風合いを示した。
【０１１９】
実施例１２
溶融粘度３０００ｐｏｉｓｅ（２６２℃、１２１．６ｓｅｃ−１）、融点２３５℃の共重合ＰＥＴ（ＰＥＧ１０００を８重量％、イソフタル酸を７ｍｏｌ％共重合）と実施例１０で用いた熱水可溶性ポリマーを、実施例９と同様に図１４の装置を用いて溶融混練した後、ポリマー融液を紡糸温度を２８０℃のスピンブロック３に導いた。そして、実施例９と同様に溶融紡糸した。この時のポリマーのブレンド比は共重合ＰＥＴが２０重量％、熱水可溶性ポリマーが８０重量％、単孔あたりの吐出量は１．０ｇ／分、紡糸速度は６０００ｍ／分とした。この時の口金孔壁とポリマーの間の剪断応力は０．０７８ＭＰａと充分低いものであった。そして、実施例１１と同様に１ｔのポリマーアロイ繊維の延伸糸を得た。この時の紡糸性は良好であり、糸切れは３回であった。そして、得られたポリマーアロイ繊維は６０ｄｔｅｘ、３６フィラメント、強度３．０ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度５５％、Ｕ％＝１．６％の優れた特性を示した。得られたポリマーアロイ繊維の横断面をＴＥＭで観察したところ、熱水可溶性ポリマーが海、共重合ＰＥＴが島の海島構造を示し、島共重合ＰＥＴの数平均による直径は５２ｎｍであり、共重合ＰＥＴが超微分散化したポリマーアロイ繊維が得られた。なお、紡糸性の評価を表５に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径は表６に示した。
【０１２０】
ここで得られたポリマーアロイ繊維を用いて実施例１０同様に丸編み作製後、１００℃の熱水で熱水可溶性ポリマーを溶出することにより、絹のような「きしみ感」やレーヨンのような「ドライ感」を有するナノファイバー集合体からなる丸編みを得た。そして、ナノファイバーの単糸繊度ばらつきを実施例１同様に解析した結果、ナノファイバーの数平均による単糸直径は５４ｎｍ（３×１０−５ｄｔｅｘ）と従来にない細さであり、単糸繊度ばらつきも非常に小さいものであった。ナノファイバーの直径、強度は表６に示した。
【０１２１】
また、このナノファイバー集合体からなる丸編みの吸湿率（ΔＭＲ）は２％であった。また、このＮ６ナノファイバー集合体からなる糸は、強度１．５ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度７０％であった。
【０１２２】
実施例１３
溶融粘度１９００ｐｏｉｓｅ（２８０℃、１２１．６ｓｅｃ−１）、融点２５５℃、ガラス転移温度８０℃のＰＥＴと実施例１０で用いた熱水可溶性ポリマーを、実施例１２と同様に図１４の装置を用いて２８５℃の２軸押出混練機で溶融混練した後、ポリマー融液を紡糸温度を２９５℃のスピンブロック３に導いた。そして、実施例１２と同様に溶融紡糸した。この時のポリマーのブレンド比はＰＥＴが２０重量％、熱水可溶性ポリマーが８０重量％、単孔あたりの吐出量は１．０ｇ／分とした。この時の口金孔壁とポリマーの間の剪断応力は０．０８ＭＰａと充分低いものであった。そして、実施例１２と同様に１ｔのポリマーアロイ繊維の延伸糸を得た。この時の紡糸性は良好であり、糸切れは２回であった。得られたポリマーアロイ繊維は６０ｄｔｅｘ、３６フィラメント、強度３．０ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度４５％、Ｕ％＝２．３％の優れた特性を示した。得られたポリマーアロイ繊維の横断面をＴＥＭで観察したところ、熱水可溶性ポリマーが海、ＰＥＴが島の海島構造を示し、島ＰＥＴの数平均による直径は６２ｎｍであり、ＰＥＴが超微分散化したポリマーアロイ繊維が得られた。なお、紡糸性の評価を表５に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径は表６に示した。
【０１２３】
ここで得られたポリマーアロイ繊維を用いて実施例１０と同様の操作により、ナノファイバー集合体を得た。このナノファイバーの数平均による単糸直径は６５ｎｍ（３×１０−５ｄｔｅｘ）と従来にない細さであり、単糸繊度ばらつきも非常に小さいものであった。ナノファイバーの直径、強度は表６に示した。
【０１２４】
実施例１４
溶融粘度１２００ｐｏｉｓｅ（２６２℃、１２１．６ｓｅｃ−１）、融点２２５℃のＰＢＴと実施例１０で用いた熱水可溶性ポリマーを、実施例１３と同様に２５５℃の２軸押出混練機で溶融混練した後、ポリマー融液を紡糸温度を２６５℃のスピンブロック３に導いた。そして、実施例１３と同様に溶融紡糸した。この時のポリマーのブレンド比はＰＢＴが２０重量％、熱水可溶性ポリマーが８０重量％、単孔あたりの吐出量は１．０ｇ／分とした。この時の口金孔壁とポリマーの間の剪断応力は０．０７５ＭＰａと充分低いものであった。そして、実施例１３と同様に１ｔのポリマーアロイ繊維の延伸糸を得た。この時の紡糸性は良好であり、糸切れは２回であった。得られたポリマーアロイ繊維は６０ｄｔｅｘ、３６フィラメント、強度３．０ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度４５％、Ｕ％＝２．０の優れた特性を示した。得られたポリマーアロイ繊維の横断面をＴＥＭで観察したところ、熱水可溶性ポリマーが海、ＰＢＴが島の海島構造を示し、島ＰＢＴの数平均による直径は６２ｎｍであり、ＰＢＴが超微分散化したポリマーアロイ繊維が得られた。なお、紡糸性の評価を表５に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径は表６に示した。
【０１２５】
ここで得られたポリマーアロイ繊維を用いて実施例１０と同様の操作により、ナノファイバー集合体を得た。このナノファイバーの数平均による単糸直径は６５ｎｍ（４×１０−５ｄｔｅｘ）と従来にない細さであり、単糸繊度ばらつきも非常に小さいものであった。ナノファイバーの直径、強度は表６に示した。
【０１２６】
実施例１５
溶融粘度２２００ｐｏｉｓｅ（２６２℃、１２１．６ｓｅｃ−１）、融点２２５℃のポリトリメチレンテレフタレート（ＰＴＴ）と実施例１０で用いた熱水可溶性ポリマーを、実施例１４と同様に混練、溶融紡糸した。この時の口金孔壁とポリマーの間の剪断応力は０．０７３ＭＰａと充分低いものであった。そして、実施例１４と同様に１ｔのポリマーアロイ繊維の延伸糸を得た。この時の紡糸性は良好であり、糸切れは４回であった。得られたポリマーアロイ繊維は６０ｄｔｅｘ、３６フィラメント、強度３．０ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度４５％、Ｕ％＝２．０％の優れた特性を示した。得られたポリマーアロイ繊維の横断面をＴＥＭで観察したところ、熱水可溶性ポリマーが海、ＰＴＴが島の海島構造を示し、島ＰＴＴの数平均による直径は６２ｎｍであり、ＰＴＴが超微分散化したポリマーアロイ繊維が得られた。なお、紡糸性の評価を表５に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径は表６に示した。
【０１２７】
ここで得られたポリマーアロイ繊維を用いて実施例１０と同様の操作により、ナノファイバー集合体を得た。このナノファイバーの数平均による単糸直径は６５ｎｍ（４×１０−５ｄｔｅｘ）と従来にない細さであり、単糸繊度ばらつきも非常に小さいものであった。ナノファイバーの直径、強度は表６に示した。
【０１２８】
実施例１６
溶融粘度３５００ｐｏｉｓｅ（２２０℃、１２１．６ｓｅｃ−１）、融点１７０℃、ガラス転移温度６２℃のポリ乳酸（ＰＬＡ）と実施例１０で用いた熱水可溶性ポリマー（６０００ｐｏｉｓ、２２０℃、１２１．６ｓｅｃ−１）を、実施例１５と同様に２２５℃の２軸押出混練機で溶融混練した後、ポリマー融液を紡糸温度を２３５℃のスピンブロック３に導いた。そして、実施例１５と同様に溶融紡糸した。この時のポリマーのブレンド比はＰＬＡが２０重量％、熱水可溶性ポリマーが８０重量％、単孔あたりの吐出量は１．０ｇ／分とした。この時の口金孔壁とポリマーの間の剪断応力は０．０８０ＭＰａと充分低いものであった。そして、実施例１５と同様に１ｔのポリマーアロイ繊維の延伸糸を得た。この時の紡糸性は良好であり、糸切れは３回であった。得られたポリマーアロイ繊維は６０ｄｔｅｘ、３６フィラメント、強度２．５ｃＮ／ｄｔｅｘ、伸度３５％、Ｕ％＝１．２％の優れた特性を示した。得られたポリマーアロイ繊維の横断面をＴＥＭで観察したところ、熱水可溶性ポリマーが海、ＰＬＡが島の海島構造を示し、島ＰＬＡの数平均による直径は４８ｎｍであり、ＰＬＡが超微分散化したポリマーアロイ繊維が得られた。なお、紡糸性の評価を表５に示し、ポリマーアロイ繊維の延伸糸の強度、Ｕ％とナノファイバーの直径は表６に示した。
【０１２９】
ここで得られたポリマーアロイ繊維を用いて実施例１０と同様の操作により、ナノファイバー集合体を得た。このナノファイバーの数平均による単糸直径は５０ｎｍ（２×１０−５ｄｔｅｘ）と従来にない細さであり、単糸繊度ばらつきも非常に小さいものであった。ナノファイバーの直径、強度は表６に示した。
【０１３０】
比較例５
実施例１６と同様に混練、溶融紡糸を行った。この時の口金面温度を２６０℃とした。バラスは問題なかったが、曳糸性が不良であり、糸として巻き取ることは不可能であった。口金から吐出された糸を観察すると熱分解による着色がみられた。
【０１３１】
【表５】
【０１３２】
【表６】
【０１３３】
【発明の効果】
本発明のポリマーアロイ製造方法により、ナノファイバー前駆体として好適な島ポリマーが超微分散化したポリマーアロイ繊維の糸物性を飛躍的に向上することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例１のポリマーアロイ繊維の横断面を示すＴＥＭ写真である。
【図２】実施例１のナノファイバーの単糸繊度ばらつきをあらわす図である。
【図３】実施例１のナノファイバーの単糸繊度ばらつきをあらわす図である。
【図４】実施例１のナノファイバー集合体の繊維側面の状態を示す光学顕微鏡写真である。
【図５】実施例１のナノファイバー集合体の繊維側面の状態を示すＳＥＭ写真である。
【図６】実施例１のナイロンナノファイバーの集合体繊維横断面を示すＴＥＭ写真である。
【図７】比較例４の超極細糸の単糸繊度ばらつきをあらわす図である。
【図８】比較例４の超極細糸の単糸繊度ばらつきをあらわす図である。
【図９】溶融紡糸機を示す図である。
【図１０】口金を示す図である。
【図１１】延伸機を示す図である。
【図１２】溶融紡糸機を示す図である。
【図１３】溶融紡糸機を示す図である。
【図１４】溶融紡糸機を示す図である。
【符号の説明】
１：ホッパー
２：溶融部
３：スピンブロック
４：紡糸パック
５：口金
６：チムニー
７：糸条
８：集束給油ガイド
９：第１引き取りローラー
１０：第２引き取りローラー
１１：巻き取り糸
１２：計量部
１３：吐出孔長
１４：吐出孔径
１５：未延伸糸
１６：フィードローラー
１７：第１ホットローラー
１８：第２ホットローラー
１９：第３ローラー（室温）
２０：延伸糸
２１：１軸押出混練機
２２：静止混練器
２３：２軸押出混練機
２４：チップ計量装置[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to the production of a polymer alloy fiber having an island domain having a number average diameter of 1 to 100 nm suitable as a nanofiber precursor.
[0002]
[Prior art]
Polycondensation polymers such as polyesters represented by polyethylene terephthalate (PET) and polybutylene terephthalate (PBT) and polyamides represented by nylon 6 (N6) and nylon 66 (N66) have appropriate mechanical properties and heat resistance. Conventionally, it has been suitably used for fibers for clothing and industrial materials. On the other hand, addition polymerization polymers typified by polyethylene (PE) and polypropylene (PP) have appropriate mechanical properties, chemical resistance, and lightness, and therefore have been suitably used mainly for fibers for industrial materials.
[0003]
In particular, polyester fibers and polyamide fibers have been used for apparel, and not only polymer modification, but also studies on fiber cross-sectional shape and performance improvement by ultrafine yarn have been actively conducted. One of these studies was the production of ultra-fine polyester yarn using sea-island composite spinning, which resulted in a large new product called suede-like artificial leather. In addition, this ultra-fine yarn is applied to general clothing, and is also being applied to clothing having an excellent peach touch texture that cannot be obtained by ordinary fibers. Furthermore, it has been developed not only for clothing but also for living and industrial materials such as wiping cloths, and ultra-fine fibers have established a solid position in the world of synthetic fibers today. Particularly recently, surface polishing cloths for hard disks of computers as described in JP-A-2001-1252 and JP-A-2002-224945, and JP-A-2002-102332 and JP-A-2002-172163 are disclosed. As described, the application has been extended to medical materials such as cell adsorbents.
[0004]
For this reason, finer fibers have been desired in order to obtain higher-level artificial leather and high-quality clothing. In addition, to support the prosperity of the IT industry, increasing the capacity of hard disks is being promoted. For this purpose, it is essential to further increase the recording density of the hard disks, and for this purpose, the average surface roughness is currently 1 nm or more. It is necessary to further smooth the hard disk surface (the target is an average surface roughness of 0.5 nm or less). For this reason, nanofibers in which the fibers used for the polishing cloth for polishing the surface of the hard disk are further miniaturized have been desired.
[0005]
However, in the current sea-island composite spinning technology, the single-fiber fineness is limited to 0.04 dtex (equivalent to a diameter of 2 μm), which is not a level that can sufficiently meet the needs for nanofibers. There is also a method of obtaining ultra-fine yarns from polymer blend fibers (Patent Documents 1 and 2), but the fineness of a single yarn obtained here is at most 0.001 dtex (equivalent to a diameter of 0.4 μm). Was not at a level that could adequately meet the needs for Moreover, the single-fiber fineness of the ultra-fine yarn obtained here is determined by the dispersion state of the island polymer in the polymer blend fiber. However, in the polymer blend system, kneading method and melt spinning method used in this publication, the island fineness is determined. Due to insufficient dispersion of the polymer, the resulting ultrafine yarn had a large single-fiber fineness variation. For this reason, the performance of the product is determined by the thick single yarn group, and the merit of the ultra-fine yarn is not sufficiently exhibited, and there is also a problem in quality stability and the like. Furthermore, when used for the above-mentioned surface polishing cloth for hard disks, due to the large variation in fineness, the abrasive grains cannot be uniformly carried on the polishing cloth, and as a result, the smoothness of the hard disk surface is rather reduced. There was also a problem to do.
[0006]
By the way, it is also possible to consider a method of obtaining a nanofiber by preparing a polymer alloy fiber in which a polymer is further finely dispersed than a conventional polymer blend and removing a sea polymer from the polymer alloy fiber. Attempting to do so causes a problem that the balance of the viscoelasticity of the polymer is lost, the spinnability is extremely reduced, and the melt spinning becomes substantially impossible. For this reason, there has been a demand for a method for obtaining polymer alloy fibers in which island polymers are ultrafinely dispersed with good melt spinnability.
[0007]
[Patent Document 1]
JP-A-3-1103082 (pages 1 to 5)
[0008]
[Patent Document 2]
JP-A-6-272114 (pages 1 to 7)
[0009]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention provides a method for producing an ultrafinely dispersed polymer alloy fiber having an island domain having a number average diameter of 1 to 100 nm and excellent spinnability.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
The above-mentioned problem is that a filament obtained by melt-kneading at least two kinds of organic polymers having different solubility in an extrusion kneader and / or a static kneader of 1,000,000 or more, and then spinning and discharging the same under a shear stress of 0.2 MPa or less. This can be achieved by a method for producing a polymer alloy fiber, which has an island domain having a number average diameter of 1 to 100 nm in a cross section.
[0011]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described in detail. The organic polymer referred to in the present invention includes PET, copolymerized PET containing 70 mol% or more of ethylene terephthalate units, modified polyesters such as PBT, polytrimethylene terephthalate (PTT), polylactic acid (PLA), polyester polyol, and nylon 6 , Polyamides such as nylon 66 and nylon 12, polyolefins such as polyethylene (PE) and polypropylene (PP), thermoplastic polymers such as polyvinyl alcohol and derivatives thereof, polycarbonates, and thermosetting polymers such as phenolic resins; Although it refers to a biopolymer such as DNA, a thermoplastic polymer is preferred from the viewpoint of moldability. Among them, polycondensation polymers typified by polyester and polyamide have many high melting points and are more preferable. Further, the organic polymer may contain additives such as particles, a flame retardant, and an antistatic agent. Other components may be copolymerized as long as the properties of the polymer are not impaired.
[0012]
Here, the solubility refers to a difference in solubility with respect to a certain solvent, and the solvent refers to water, an alkaline solution or an acidic solution, an organic solvent, a supercritical fluid, or the like.
[0013]
In the present invention, when melt-kneading two or more kinds of polymers having different solubility in a solvent to form a polymer alloy, the dispersion state of the island domains directly affects the nanofiber quality. It is important to sufficiently knead the mixture with an extruder or extruder. When a static kneader is used for kneading, it is important that the number of divisions is 1,000,000 or more. When an extruder is used, a twin-screw extruder is preferably used. Since kneading is insufficient with a simple chip blend (Patent Document 2), it is difficult to disperse islands with a size of several tens nm as in the present invention.
[0014]
Further, in order to ultra-disperse the island polymer with a size of several tens of nm, the combination of the polymers is also important.
[0015]
In order to make the cross section of the island domain (corresponding to the cross section of the nanofiber) close to a circle, it is preferable that the island polymer and the sea polymer are incompatible, but the simple combination of the incompatible polymer makes the island polymer sufficiently ultrafine. Difficult to disperse. For this reason, it is preferable to optimize the compatibility of the polymers to be combined, and one of the indicators for this is the solubility parameter (SP value). What is SP value (evaporation energy / molar volume) 1/2 Is a parameter reflecting the cohesive force of the substance defined by the formula, and a polymer alloy having good compatibility may be obtained between substances having similar SP values. The SP value is known for various polymers, and is described in, for example, "Plastic Data Book", Asahi Kasei Amidas Co., Ltd./Plastic Editor, pp. 189. The difference between the SP values of the two polymers is 1 to 9 (MJ / m 3 ) 1/2 In this case, circularization of island domains due to incompatibility and ultrafine dispersion can both be achieved, which is preferable. For example, N6 and PET have a SP value difference of 6 (MJ / m 3 ) 1/2 Although it is a preferable example, the difference in SP value between N6 and PE is 11 (MJ / m 3 ) 1/2 This is an unfavorable example.
[0016]
When the melting point difference between the polymers is not more than 20 ° C., particularly when kneading using an extrusion kneader, it is difficult to cause a difference in the melting state in the extrusion kneader, so that high-efficiency kneading is easy, which is preferable.
[0017]
In addition, when a polymer that is easily decomposed or thermally degraded is used as one component, it is necessary to keep the kneading and spinning temperatures low, which is also advantageous. Here, in the case of an amorphous polymer, since there is no melting point, it is replaced with the Vicat softening temperature, heat deformation temperature or glass transition temperature (Tg).
[0018]
In consideration of the thread processability, knitting and weaving, and higher processability after forming the polymer alloy fiber, the melting point of the sea polymer is preferably 160 ° C. or higher.
[0019]
Further, it is preferable that the melting point of the island polymer is 165 ° C. or higher because the heat resistance of the nanofiber is good.
[0020]
Furthermore, the melt viscosity of the polymer is also important. When the viscosity of the island polymer and the viscosity of the sea polymer are close to each other, the miscibility is improved and the polymer is easily finely dispersed. Furthermore, if the viscosity of the polymer forming the island is set to be low, the island polymer is likely to be deformed due to the shearing force, so that the fine dispersion of the island polymer easily proceeds, which is preferable from the viewpoint of nanofiber formation. However, if the viscosity of the island polymer is excessively low, the island polymer is apt to be seamed and the blend ratio with respect to the whole fiber cannot be increased. Therefore, the viscosity of the island polymer is preferably set to 1/10 or more of the viscosity of the sea polymer.
[0021]
From the above viewpoints, the following are preferred as combinations of polymers in the present invention. That is, sea polymer / island polymer (solvent used for sea polymer removal) = low melting point polyester / nylon (alkali aqueous solution), hot water soluble polymer / nylon (hot water), hot water soluble polymer / polyester (hot water), heat It is a water-soluble polymer / polyolefin (hot water).
[0022]
In the present invention, since the island polymer and the sea polymer in the polymer alloy are incompatible with each other, the island polymers are in a thermodynamically stable aggregation state during melt spinning. However, since the present invention forcibly ultrafinely disperses the island polymer, the number of very unstable polymer interfaces is increased as compared with a normal polymer blend having a large dispersion diameter. When this polymer alloy is simply melt-spun, there are many unstable polymer interfaces, so that a “ballistic phenomenon” occurs in which the polymer flow expands immediately after the polymer is discharged from the die, and the spinning due to the instability of the polymer alloy surface Poor quality occurs, and not only the thick and thin spots of the yarn become excessive, but also melt spinning itself becomes impossible (negative effect of the ultrafine dispersion polymer alloy). In order to avoid such a problem, it is necessary to reduce the shear stress between the hole wall of the die and the polymer when discharging from the die to 0.2 MPa or less. Here, the shear stress between the die hole wall and the polymer is expressed by Hagen-Poiseu's formula (shear stress (dyne / cm 2 ) = R × P / 2L). Note that R is the radius of the base discharge hole (cm), P is the pressure loss at the base discharge hole (MPa), and L is the base discharge hole length (cm). Also, P = (8LηQ / πR 4 ), Η: polymer viscosity (poise), Q: discharge amount (cm) 3 / Sec), π: Pi. Also, 1 dyne / cm of CGS unit system 2 Is 0.1 Pa in the SI unit system.
[0023]
In the melt spinning of a single polyester component, the shearing stress between the die hole wall and the polymer is 1 MPa or more, so that the metering and spinnability can be secured. However, unlike the polyester, the polymer alloy of the present invention has a large shear stress between the die hole wall and the polymer, and the viscoelastic balance of the polymer alloy is easily lost. Need to be lowered. When the shear stress is 0.2 MPa or less, the flow on the die hole wall side and the polymer flow velocity in the center of the die discharge hole become uniform, and the shear distortion is reduced, thereby reducing the ballistic phenomenon and obtaining good spinnability. This is preferred. The shear stress is preferably 0.1 MPa or less. In general, in order to reduce the shear stress, it is necessary to increase the diameter of the discharge hole of the die and to shorten the length of the discharge hole of the die. It is preferable to use a die provided with a polymer measuring portion having a smaller hole diameter than the die discharge hole above the die discharge hole, since the fineness unevenness and the tendency to occur may be caused. When the shear stress is 0.01 MPa or more, it is preferable because the polymer alloy fiber can be stably melt-spun and the Worcester spot (U%), which is an index of the thick and thin spot of the thread, can be 15% or less. The U% of the polymer alloy fiber is more preferably 5% or less, and still more preferably 3% or less.
[0024]
As described above, when melt-spinning the ultrafinely dispersed polymer alloy used in the present invention, it is important to suppress the shear stress at the time of discharging the die, but it is preferable to adjust the yarn cooling conditions. In ordinary polyester melt spinning, slow cooling is generally used to suppress elastic vibration. However, in the present invention, since the ultrafinely dispersed polymer alloy is a very unstable molten fluid, it is preferable that the polymer alloy be cooled and solidified immediately after being discharged from the die. The distance from the lower surface of the base to the start of cooling is preferably 1 to 15 cm.
It is preferable that the distance from the lower surface of the die to the start of cooling be 1 cm or more, because temperature unevenness on the die surface is suppressed, and a yarn with a small and fine spot is obtained. In addition, it is preferable to quickly solidify the yarn to a size of 15 cm or less, since the thinning of unstable rainy-grain-like yarn is suppressed, the spinnability is improved, and a yarn with a small unevenness is obtained. Here, the cooling start position means a position at which the active cooling of the yarn is started. In an actual melt spinning apparatus, the cooling start position is replaced by the chimney upper end.
[0025]
In addition, from the viewpoint of sufficiently ensuring spinnability and spinning stability in melt spinning, the die surface temperature (the surface temperature at the center of the die discharge surface) is preferably equal to or higher than the melting point (Tm) of the high-component polymer + 20 ° C. Further, it is more preferable that the die surface temperature be Tm + 80 ° C. or less, since thermal decomposition of the polymer is suppressed.
[0026]
From the viewpoint of reducing the number average diameter of the island domains in the polymer alloy fiber, the draft in the spinning process is preferably as high as possible, and more preferably 100 or more. For this reason, it is preferable to perform high-speed spinning.
[0027]
The spun polymer alloy fiber is preferably subjected to drawing and heat treatment. The preheating temperature during drawing is determined by the glass transition temperature (T g The above-mentioned temperature is preferable because the yarn spots can be suppressed. Further, the polymer alloy fiber can be subjected to a yarn processing such as a crimping processing.
[0028]
In the present invention, in order to obtain a nanofiber having a small single-fiber fineness variation, it is preferable to suppress the number average diameter and the variation of the island domain in the polymer alloy fiber. This is done by observing the cross section of the polymer alloy fiber with a transmission electron microscope (TEM) and measuring the diameter of 300 or more island domains randomly extracted in the same cross section. , And a total of 1500 or more island domain diameters can be measured. The measurement is preferably performed at a position separated by 10 m or more from each other in the longitudinal direction of the yarn.
[0029]
Here, the number average diameter is determined as follows. That is, a simple average value of the measured island domain diameters is obtained. It is important that the island domains have a number average diameter of 1 to 100 nm. This is about 1 / 100th of the island domain diameter as compared with the conventional ultra-fine yarn by sea-island composite spinning, and is much more garment fabric and cloth than the conventional ultra-fine yarn. A polishing cloth that can improve the smoothness of the hard disk can be obtained. The number average diameter of the island domains is preferably 40-80 nm.
[0030]
The diameter variation of the island domain is evaluated as follows. That is, the area of the island domain is S i And sum the sum to the total area (S 1 + S 2 + ... + S n ). The frequency (number) of the same area S is counted, and the product of the area and the frequency divided by the total area is defined as the area ratio of the island domain. For example, the number of island domains having a diameter of 60 nm is 350, and the total area is 3.64 × 10 6 nm 2 In this case, the area ratio is (3.14 × 30 nm × 30 nm × 350) / (3.64 × 10 6 nm 2 ) × 100% = 27.2%. This corresponds to the volume fraction of the island domain of each size with respect to the entire island component in the polymer alloy fiber. The island domain component having a large area ratio has a large contribution to the properties of the nanofiber.
[0031]
It is preferable that 60% or more of the area ratio of the island domain of the polymer alloy fiber of the present invention has a diameter of 1 to 100 nm. This means that when the nanofibers are formed, most of them can be made into nanofibers, which are almost 100 nm or less in diameter. As a result, the function of the nanofiber can be sufficiently exhibited, the quality stability of the product can be improved, and when used for the above-mentioned surface polishing cloth for a hard disk, the single-fiber fineness variation may occur. Therefore, the abrasive grains can be uniformly supported even with nanofibers, and as a result, the smoothness of the hard disk surface can be significantly improved. The area ratio of the diameter of 1 to 100 nm is preferably 75% or more, more preferably 90%, still more preferably 95% or more, and most preferably 98% or more.
[0032]
In addition, it is preferable that the range in which the area ratio of the island domain is high is concentrated on the side where the diameter of the island domain is smaller, and 60% or more of the area ratio is 1 to 80 nm in diameter, more preferably 75% or more of the area ratio. Has a diameter of 1 to 80 nm.
[0033]
Another index of the variation in the diameter of the island domain is the area ratio of the island domain in which the difference in the diameter of the island domain falls within a width of 30 nm. This is based on the half width of the frequency distribution or the concentration of the variation near the center diameter. This is a parameter corresponding to the degree, and the higher the area ratio, the smaller the variation. In the present invention, it is preferable that the area ratio of the island domain in which the island domain diameter difference falls within the width of 30 nm is 60% or more. It is more preferably at least 70%, further preferably at least 75%.
[0034]
As mentioned above, the size of island domains in the cross section of the polymer alloy fiber and its variation are important.However, from the viewpoint of the quality stability of the fiber product after being converted into nanofibers, the thickness in the yarn longitudinal direction is small. It is also preferable that the spots are small. In particular, when nanofibers are used for a polishing cloth, the size and number of scratches (scratches on the surface of the object to be polished) are greatly affected. For this reason, it is preferable that the Worcester spots of the polymer alloy fiber of the present invention be 15% or less, more preferably 5% or less, and still more preferably 3% or less.
[0035]
When the polymer alloy fiber of the present invention has a strength of 2.5 cN / dtex or more and an elongation of 25% or more, problems such as generation of fluff and yarn breakage in the process of twisting, knitting and weaving are preferred. The strength is preferably at least 3 cN / dtex. Further, when the boiling water shrinkage is 25% or less, the dimensional change of the fabric during the dissolution treatment of the sea polymer is preferably small.
[0036]
The polymer alloy fiber of the present invention obtained as described above is suitable as a nanofiber precursor. For example, a fiber product made of nanofibers can be easily obtained by processing a textile product such as a woven fabric, a knitted fabric, a non-woven fabric, or cotton using this and then removing the sea polymer with a solvent. In this case, it is preferable to use an aqueous solvent as the solvent from the viewpoint of cost reduction due to no explosion-proof device, versatility of equipment, and reduction of environmental load. Specifically, it is preferable to use an alkaline aqueous solution or hot water. For this reason, the easily soluble polymer is preferably an alkali-hydrolyzed polymer such as polyester, or a hot-water-soluble polymer such as polyalkylene glycol, polyvinyl alcohol and derivatives thereof.
[0037]
By removing the sea polymer from the polymer alloy fiber obtained by the production method of the present invention, a nanofiber having a number average diameter of 1 nm to 100 nm can be obtained.
[0038]
The resulting nanofibers have a fiber length from several tens of μm to a cm order or more depending on the case, and the nanofibers are bonded or entangled in places, and countless thousands to hundreds of thousands per cross section. Can be formed into a spun yarn-shaped nanofiber aggregate in which the nanofibers self-aggregate to form one yarn.
[0039]
In addition, in the above-described production method, in particular, when a static kneader is positioned immediately above the mouthpiece, a nanofiber aggregate having a long fiber shape in which the nanofibers extend theoretically infinitely may be obtained.
[0040]
The nanofiber aggregate obtained according to the present invention can be in a spun yarn shape or a long fiber shape. In these, an aggregate in which the nanofibers are one-dimensionally oriented is continuous with a finite length. That is, the nanofiber aggregate can be one-dimensionally oriented.
[0041]
Further, since the nanofiber aggregate has a single yarn diameter of about 1/100 of that of the conventional ultrafine yarn, the specific surface area is greatly increased. For this reason, it shows properties unique to nanofibers, which were not found in ordinary ultrafine yarns.
[0042]
For example, a significant improvement in adsorption characteristics can be mentioned. Actually, when comparing the polyamide nanofiber aggregate obtained by the present invention with the ordinary polyamide ultrafine yarn, the ordinary polyamide ultrafine yarn has a moisture absorption rate of about 2%. In contrast, the polyamide nanofiber aggregate obtained according to the present invention sometimes had a moisture absorption of 6%. Moisture absorption performance is a very important property from the viewpoint of comfort in clothing applications. Of course, in addition to water vapor, it has excellent adsorption characteristics of harmful substances such as hydrogen sulfide, ammonia, chlorine, trihalomethane, environmental hormones, and heavy metal compounds. Furthermore, it has excellent release properties of aromatic substances and useful substances.
[0043]
Furthermore, in the nanofiber aggregate obtained according to the present invention, a large number of gaps of several nm to several hundred nm are generated between the nanofibers, so that the nanofiber aggregate may exhibit a specific property like a superporous material. For example, in the nanofiber aggregate obtained according to the present invention, the water content and water retention may be high.
[0044]
In addition, when the nanofiber aggregate obtained by the present invention is used for clothing, a fiber product having an excellent texture with a squeaky feeling like silk or a dry feeling like rayon can be obtained. In addition, by opening the nanofibers from the nanofiber aggregate by buffing, etc., it is possible to obtain a fiber product with a superb peach feeling and a moist touch with a soft touch like human skin, which could not be considered in the past. it can. Furthermore, there is a case where a specific tackiness is exhibited by absorbing a liquid such as water.
[0045]
The strength of the nanofiber aggregate obtained by the present invention is preferably 1 cN / dtex or more, because the mechanical properties of the fiber product can be improved. The strength of the nanofiber aggregate is more preferably 2 cN / dtex or more.
[0046]
The nanofiber aggregate obtained by the present invention can take various fiber product forms such as a long fiber, a short fiber, a nonwoven fabric, and a thermoformed product. And not only clothing such as shirts, blousons, pants, coats and artificial leather, but also clothing materials such as cups and pads, interiors such as curtains, carpets, mats, and furniture, as well as vehicle interiors, wiping cloths, polishing cloths It can also be suitably used for industrial material applications such as filters, environmental purification applications such as water purification devices and toxic substance removal devices, and medical applications such as cell adsorbents. It can also be applied to binder applications, medical applications, living materials applications, etc., utilizing the unique adhesiveness. Furthermore, by applying various coatings to the nanofibers obtained by the present invention to obtain functional materials such as moisture absorption, water repellency, flame retardancy and insulation, and by using nanofibers as templates to produce organic and inorganic polymers, novel composite materials It is also possible to get
[0047]
The polymer alloy fiber of the present invention can be used not only as a nanofiber precursor as described above, but also as a polymer alloy material without being converted into a nanofiber.
[0048]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described in detail with reference to examples. In addition, the following method was used for the measuring method in an Example.
[0049]
A. Evaluation of spinnability
The spinnability was evaluated based on the number of yarn breaks after 1 t spinning. In addition, when the number of times of thread breakage was 5 times / t or less, it was judged as acceptable.
[0050]
B. Polymer melt viscosity
The melt viscosity of the polymer was measured by Toyo Seiki Capillograph 1B. In addition, the storage time of the polymer from the sample introduction to the measurement start was 10 minutes.
[0051]
C. Melting point, glass transition temperature
Using Perkin Elmaer DSC-7, the peak top temperature at which the polymer melts at 2nd run was defined as the melting point of the polymer, and the central temperature of the change in specific heat was defined as the glass transition temperature of the polymer. At this time, the heating rate was 16 ° C./min, and the sample amount was 10 mg.
[0052]
D. Shear stress at the die outlet
The shear stress between the die hole wall and the polymer is expressed by Hagen-Poiseu's formula (shear stress (dyne / cm 2 ) = R × P / 2L). Here, R: radius (cm) of the base discharge hole, P: pressure loss (dyne / cm) at the base discharge hole. 2 ), L: Length of the base discharge hole (cm). Also, P = (8LηQ / πR 4 ), Η: polymer viscosity (poise), Q: discharge amount (cm) 3 / Sec), π: Pi. Here, the polymer viscosity is determined by the temperature (° C.) of the nozzle discharge hole and the shear rate (sec). -1 ). 1 dyne / cm of CGS unit system 2 Is 0.1 Pa in the SI unit system. The melt viscosity of the polymer alloy in the case where kneading and spinning were directly connected (Examples 8 to 16 and Comparative Examples 2 to 4) was performed by sampling a gut which was quenched and solidified 10 cm below a spinneret without winding up a spun yarn. This was measured by Capillograph 1B.
[0053]
E. FIG. Worcester spots of polymer alloy fiber (U%)
The measurement was performed in a normal mode at a yarn feeding speed of 200 m / min using USTER TESTER 4 manufactured by Zellbeger Worcester Co., Ltd.
[0054]
F. Fiber cross section observation by TEM
Ultra-thin sections were cut out in the cross-sectional direction of the fiber, and the cross-section of the fiber was observed with a transmission electron microscope (TEM). In addition, metal staining was performed as necessary.
[0055]
TEM equipment: Model H-7100FA manufactured by Hitachi, Ltd.
G. FIG. Number average diameter of island domains
The number average diameter of the island domain is obtained as follows. That is, the diameter of the island cross-section of the fiber cross-sectional photograph by the TEM was calculated using image processing software (WINROOF), and the simple average value was calculated. At this time, the number of island domains used for averaging was measured for 300 or more randomly selected island domains in the same cross section, and this was performed at 5 places separated by 10 m or more in the longitudinal direction of the polymer alloy fiber, and a total of 1500 The calculation was performed using the diameter of a single yarn or more.
[0056]
H. Island domain diameter variation
The diameter variation of the island domain is evaluated as follows. That is, using the data used for obtaining the number average diameter, the cross-sectional area of each island domain is calculated as S i And sum the sum to the total area (S 1 + S 2 + ... + S n ). Further, the frequency (number) of island domains having the same diameter (area) is counted, and the product obtained by dividing the product by the total fineness is defined as the area ratio of the island domain.
[0057]
I. Diameter variation width of island domain
The diameter variation width of the island domain is evaluated as follows. In other words, the evaluation is made based on the area ratio of the island domain in which the diameter difference falls within a width of 30 nm in the vicinity of the center value of the number average diameter of the island domain or in a portion where the area ratio is high. The data used for obtaining the number average diameter was also used for this. The diameter ranges described in Examples Tables 2, 5, 8, and 11 indicate a range of a diameter difference of 30 nm. For example, 55 to 84 nm indicates a range of a diameter difference of 30 nm from 55 nm to 84 nm. The area ratio indicates the area ratio of the island domains in this diameter range. The fineness ratio indicates the fineness ratio of the nanofiber in this diameter range.
[0058]
J. SEM observation
A platinum-palladium alloy was vapor-deposited on the fiber, and the fiber side surface was observed with a scanning electron microscope.
[0059]
SEM: Hitachi S-4000
K. Mechanical properties
The weight of 100 m was measured n = 5 times for the polymer alloy fiber, and the weight of 10 m was measured n = 5 times for the 100 nm nanofiber aggregate, and the fineness (dtex) was obtained from the average value. Then, at room temperature (25 ° C.), the initial sample length was set to 200 mm and the tensile speed was set to 200 mm / min, and the load-elongation curve was determined under the conditions specified in JIS L1013. Next, the load value at break was divided by the initial fineness, which was taken as the strength, and the elongation at break was divided by the initial sample length, and the elongation curve was determined as the elongation.
[0060]
L. Hygroscopicity (ΔMR)
A sample is weighed in a weighing bottle in an amount of about 1 to 2 g, kept at 110 ° C. for 2 hours, dried and weighed (W0). Then, the target substance is kept at 20 ° C. and a relative humidity of 65% for 24 hours and then weighed. (W65). Then, it is kept at 30 ° C. and a relative humidity of 90% for 24 hours, and then its weight is measured (W90). Then, calculation is performed according to the following equation.
[0061]
MR65 = [(W65−W0) / W0] × 100% (1)
MR90 = [(W90−W0) / W0] × 100% (2)
ΔMR = MR90-MR65 (3)
M. Boiling water shrinkage
Using a measuring machine with a circumference of 1 m, the wrapper is wound 10 times. Then, the original length (L0) is measured by suspending a load of 1/10 of the total fineness on the skein. After that, the moss is kept in a free state, treated in a boiling water bath at 98 ° C. for 15 minutes, and the moss is air-dried. Is measured. Then, calculation is performed according to the following equation.
[0062]
Boiling water shrinkage (%) = ((L1−L0) / L0) × 100 (%)
Example 1
Melt viscosity: 530 poise (262 ° C., shear rate: 121.6 sec) -1 ), N6 having a melting point of 220 ° C. (20% by weight) and a melt viscosity of 3100 poise (262 ° C., a shear rate of 121.6 sec.) -1 ), 8 mol% of isophthalic acid having a melting point of 235 ° C. and 4 mol% of bisphenol A were copolymerized at 260 ° C. in a twin screw extrusion kneader at 225 ° C. to obtain a polymer alloy chip. Was. This polymer alloy was melted at 275 ° C. in a general pressure melter type melting section 2 and led to a spin block 3 having a spinning temperature of 280 ° C. Then, the polymer alloy melt was filtered with a metal nonwoven fabric having a critical filtration diameter of 15 μm, and then melt-spun from a die 5 having a die surface temperature of 262 ° C. (FIG. 9). At this time, a die having a measuring part 12 having a diameter of 0.3 mm above the discharge hole as shown in FIG. 10 and having a discharge hole diameter 14 of 0.7 mm and a discharge hole length 13 of 1.75 mm was used. The discharge rate per single hole at this time was 1.0 g / min. At this time, the shear stress between the die hole wall and the polymer was 0.058 MPa (the viscosity of the polymer alloy was 1400 poise, 262 ° C., and the shear rate was 416 sec. -1 ) Was sufficiently low. Further, the distance from the lower surface of the base to the cooling start point (upper end of the chimney 6) was 9 cm. The discharged yarn is cooled over a distance of 1 m by a cooling air at 20 ° C., is refueled by a refueling guide 8 installed 1.8 m below the base 5, and then is heated by a non-heated first take-up roller 9 and a second take-up roller 10. At a take-up speed of 900 m / min, and a 1-ton undrawn yarn of a polymer alloy fiber was taken up as a 6 kg winding drum 15. At this time, the spinnability was good and the yarn was broken once. In addition, the evaluation of spinnability is shown in Table 1. This was subjected to stretching heat treatment at a stretching speed of 800 m / min with the temperature of the first hot roller 17 at 90 ° C. and the temperature of the second hot roller 18 at 130 ° C. (FIG. 11). At this time, the stretching ratio between the first hot roller 17 and the second hot roller 18 was set to 3.2 times. The obtained polymer alloy fiber had excellent properties of 120 dtex, 36 filaments, strength of 4.0 cN / dtex, elongation of 35%, U% = 1.7%, and boiling water shrinkage of 11%. In addition, when the cross section of the obtained polymer alloy fiber was observed by TEM, the copolymerized PET showed a sea (thin portion), N6 (a dark portion) showed a sea-island structure of an island (FIG. 1), and the number average of the island N6 Was 53 nm, and a polymer alloy fiber in which N6 was ultrafinely dispersed was obtained. The histogram of the number average diameter of the island domain analyzed from the TEM photograph is shown in FIG. 2 (diameter vs. number) and FIG. 3 (diameter vs. area ratio). I counted. The step of 10 nm in diameter means that, for example, a diameter of 45 to 54 nm is counted as 50 nm, and an island domain yarn diameter of 65 to 74 nm is counted as 70 nm. Table 2 shows the strength, U%, and the diameter of the nanofiber of the drawn yarn of the polymer alloy fiber.
[0063]
A circular knit is prepared using the polymer alloy fiber obtained here, and the circular knit is immersed in a 3% aqueous sodium hydroxide solution (90 ° C., bath ratio 1: 100) for 2 hours to copolymerize the polymer alloy fiber. More than 99% of PET was hydrolyzed and removed. Then, it was washed with water and air-dried under no tension. The resulting circular knitting made of N6 single yarn is macroscopically continuous as if it were a long fiber or spun yarn, despite the removal of the copolymer PET as a sea polymer. The knitting shape was kept. The circular knitting was completely different from the circular knitting made of ordinary N6 fiber, and had no "slimy feeling" peculiar to nylon, and had a "dry feeling" like rayon.
[0064]
The yarn was pulled out from the circular knit consisting of the N6 single yarn, and the side of the fiber was first observed with an optical microscope. As a result, the fiber diameter was about 2/3 that of the fiber before the alkali treatment, and the sea polymer was removed. This proved that shrinkage occurred in the fiber radial direction (FIG. 4). Next, when the fiber side surface was observed by SEM, it was found that this yarn was not a single yarn but a nanofiber aggregate in which a myriad of nanofibers were joined together in some places (FIG. 5). Further, the interval between the nanofibers of this N6 nanofiber aggregate was about several tens to 200 nm, and extremely small voids were present. Further, a result of observing the cross section of the fiber by TEM is shown in FIG. 6, and it was found that the single fiber diameter of the nanofiber was about several tens nm. As a result of analyzing the single-fiber fineness of the N6 nanofiber and the variation thereof according to the island domain analysis method in the polymer alloy fiber, the single-fiber diameter by the number average of the nanofiber was 56 nm (3 × 10 -5 dtex), which was unprecedented. In addition, the single yarn fineness is 1 × 10 -7 ~ 9 × 10 -5 The fineness ratio of dtex (single yarn diameter: 1 to 100 nm) is 99%, and the single yarn fineness ratio between 55 to 84 nm in single yarn diameter is 71%, and the single yarn fineness variation is extremely small. there were. Note that the fineness ratio is calculated from the nanofiber diameter and corresponds to the area ratio in the polymer alloy fiber. Table 2 shows the diameter and strength of the nanofiber.
[0065]
Further, when the moisture absorption (ΔMR) of the circular knitting made of N6 alone was measured, it was 6%, showing excellent moisture absorption exceeding cotton (4%). When the mechanical properties of the yarns comprising the N6 nanofiber aggregate were measured, the strength was 2.0 cN / dtex and the elongation was 50%.
[0066]
Further, when the circular knitting was subjected to buffing, it exhibited a super peach feeling and a moist and fresh texture such as human skin, which could not be achieved by the conventional ultrafine fibers.
[0067]
As described above, by using the polymer alloy fiber of the present invention as a precursor, an unprecedented nanofiber aggregate and a fiber product comprising the same could be obtained.
[0068]
Example 2
N6 was melted at a viscosity of 2120 poise (262 ° C., shear rate 121.6 sec. -1 ), N6 (20% by weight) having a melting point of 220 ° C, and a melt viscosity of 3100 poise (262 ° C, shear rate of 121.6 sec) as in Example 1. -1 As in Example 1, a polymer alloy chip was obtained using a twin-screw extrusion kneader as copolymerized PET (80% by weight). The discharge rate per single hole was 1.0 g / min, and the shear stress between the die hole wall and the polymer was 0.071 MPa (the viscosity of the polymer alloy was 1700 poise, 262 ° C., and the shear rate was 416 sec. -1 ), Melt spinning was carried out in the same manner as in Example 1, and a 1 t undrawn yarn was obtained in the same manner as in Example 1. The spinnability at this time was good and the yarn breakage was zero. Then, the film was stretched in the same manner as in Example 1 with the draw ratio set to 3.0, and 128 dtex, 36 filaments, strength 4.1 cN / dtex, elongation 37%, U% = 1.2%, boiling water A polymer alloy fiber having excellent properties with a shrinkage of 11% was obtained. When the cross section of the obtained polymer alloy fiber was observed by TEM, as in Example 1, the copolymerized PET showed the sea, N6 showed the islands-in-the-sea structure, the number-average diameter of the island N6 was 40 nm, and N6 was the number-average diameter. An ultrafinely dispersed polymer alloy fiber was obtained. The evaluation of spinnability is shown in Table 1, and the strength, U% and the diameter of the nanofiber of the drawn yarn of the polymer alloy fiber are shown in Table 2.
[0069]
Using the polymer alloy fiber obtained here, a spun yarn-shaped nanofiber aggregate was obtained by alkali treatment in the same manner as in Example 1. Further, as a result of analyzing the single fiber fineness variation of these nanofibers in the same manner as in Example 1, the single fiber diameter based on the number average of the nanofibers was 43 nm (2 × 10 -5 dtex) and unprecedented fineness, and the variation in single yarn fineness was very small. Table 2 shows the diameter and strength of the nanofiber.
[0070]
The moisture absorption (ΔMR) of the circular knit made of the nanofiber aggregate was 6%. The yarn made of the N6 nanofiber aggregate had a strength of 2.2 cN / dtex and an elongation of 50%.
[0071]
Further, when the circular knitting was subjected to buffing, it exhibited a super peach feeling and a moist and fresh texture such as human skin, which could not be achieved by the conventional ultrafine fibers.
[0072]
Example 3
N6 was melted at a melt viscosity of 5000 poise (262 ° C., a shear rate of 121.6 sec. -1 ), And melt spinning was performed in the same manner as in Example 2 except that N6 (20% by weight) having a melting point of 220 ° C. was used. At this time, the shear stress between the die wall and the polymer was 0.083 MPa (viscosity of the polymer alloy was 2000 poise, 262 ° C., 416 sec. -1 )Met. Here, an undrawn yarn of 1 t was obtained in the same manner as in Example 2. The spinnability at this time was good, and the yarn was broken once. This was stretched and heat-treated in the same manner as in Example 2 to obtain 128 dtex, 36 filaments, a strength of 4.5 cN / dtex, an elongation of 37%, U% = 1.9%, and a boiling water shrinkage of 12%. A polymer alloy fiber having excellent properties was obtained. When the cross section of the obtained polymer alloy fiber was observed by TEM, as in Example 1, the copolymerized PET showed the sea, N6 showed the islands-in-the-sea structure, the number-average diameter of the islands N6 was 60 nm, and N6 was the number-average diameter. An ultrafinely dispersed polymer alloy fiber was obtained. The evaluation of spinnability is shown in Table 1, and the strength, U% and the diameter of the nanofiber of the drawn yarn of the polymer alloy fiber are shown in Table 2.
[0073]
Using the polymer alloy fiber obtained here, a spun yarn-shaped nanofiber aggregate was obtained by alkali treatment in the same manner as in Example 1. Furthermore, as a result of analyzing the single fiber fineness variation of these nanofibers in the same manner as in Example 1, the single fiber diameter of the nanofiber was 65 nm (4 × 10 4 -5 dtex) and unprecedented fineness, and the variation in single yarn fineness was very small. Table 2 shows the diameter and strength of the nanofiber.
[0074]
The moisture absorption (ΔMR) of the circular knit made of the nanofiber aggregate was 6%. The yarn made of the N6 nanofiber aggregate had a strength of 2.4 cN / dtex and an elongation of 50%.
[0075]
Further, when the circular knitting was subjected to buffing, it exhibited a super peach feeling and a moist and fresh texture such as human skin, which could not be achieved by the conventional ultrafine fibers.
[0076]
Example 4
N6 was melted at a melt viscosity of 5000 poise (262 ° C., a shear rate of 121.6 sec. -1 ), And melt spinning was performed in the same manner as in Example 3 except that N6 (30% by weight) having a melting point of 220 ° C. was used. At this time, the shear stress between the die hole wall and the polymer is 0.096 MPa (the viscosity of the polymer alloy is 2300 poise, 262 ° C., 416 sec. -1 )Met. Here, the distance from the lower surface of the base to the cooling start point (upper end of the chimney 6) was 5 cm, and an undrawn yarn of 1 t was obtained in the same manner as in Example 3. The spinnability at this time was good, and the yarn was broken once. This was stretched and heat-treated in the same manner as in Example 2 to obtain 128 dtex, 36 filaments, strength 4.4 cN / dtex, elongation 37%, U% = 2.0%, and boiling water shrinkage 12%. A polymer alloy fiber having excellent properties was obtained. When the cross section of the obtained polymer alloy fiber was observed by TEM, as in Example 1, the copolymerized PET showed the sea, N6 showed a sea-island structure of islands, the number-average diameter of the island N6 was 70 nm, and N6 was An ultrafinely dispersed polymer alloy fiber was obtained. The evaluation of spinnability is shown in Table 1, and the strength, U% and the diameter of the nanofiber of the drawn yarn of the polymer alloy fiber are shown in Table 2. ,
Using the polymer alloy fiber obtained here, a spun yarn-shaped nanofiber aggregate was obtained by alkali treatment in the same manner as in Example 1. Further, as a result of analyzing the single fiber fineness variation of these nanofibers in the same manner as in Example 1, the single fiber diameter based on the number average of the nanofibers was 74 nm (5 × 10 -5 dtex) and unprecedented fineness, and the variation in single yarn fineness was very small. Table 2 shows the diameters of the nanofibers.
[0077]
The moisture absorption (ΔMR) of the circular knitting made of this nanofabric aggregate was 6%. The yarn made of the N6 nanofiber aggregate had a strength of 2.5 cN / dtex and an elongation of 50%.
[0078]
Further, when the circular knitting was subjected to buffing, it exhibited a super peach feeling and a moist and fresh texture such as human skin, which could not be achieved by the conventional ultrafine fibers.
[0079]
Example 5
Melt spinning was performed in the same manner as in Example 3, except that the blending ratio of N6 was set to 50% by weight based on the entire polymer alloy. The unstretched yarn of 1 t was obtained in the same manner as in Example 4 except that the shear stress between the die hole wall and the polymer at this time was 0.15 MPa. The spinnability at this time was good, and the yarn was broken twice. This was drawn and heat-treated in the same manner as in Example 2 to obtain a drawn yarn of 128 dtex and 36 filaments. A polymer alloy fiber having excellent properties of a strength of 4.3 cN / dtex, an elongation of 37%, U% = 2.5%, and a boiling water shrinkage of 13% was obtained. When the cross section of the obtained polymer alloy fiber was observed by TEM, as in Example 1, the copolymerized PET was sea, N6 was a sea-island structure of islands, the number-average diameter of the island N6 was 80 nm, and N6 was An ultrafinely dispersed polymer alloy fiber was obtained. The evaluation of spinnability is shown in Table 1, and the strength, U% and the diameter of the nanofiber of the drawn yarn of the polymer alloy fiber are shown in Table 2.
[0080]
Using the polymer alloy fiber obtained here, a spun yarn-shaped nanofiber aggregate was obtained by alkali treatment in the same manner as in Example 1. Further, as a result of analyzing the single fiber fineness variation of these nanofibers in the same manner as in Example 1, the single fiber diameter of the nanofiber was 84 nm (6 × 10 -5 dtex) and unprecedented fineness, and the variation in single yarn fineness was very small. Table 2 shows the diameter and strength of the nanofiber.
[0081]
The moisture absorption (ΔMR) of the circular knit made of the nanofiber aggregate was 6%. The yarn made of the N6 nanofiber aggregate had a strength of 2.6 cN / dtex and an elongation of 50%.
[0082]
Further, when the circular knitting was subjected to buffing, it exhibited a super peach feeling and a moist and fresh texture such as human skin, which could not be achieved by the conventional ultrafine fibers.
[0083]
Example 6
Using a polymer alloy chip obtained by kneading with the same twin-screw extrusion kneader as in Example 1, melt spinning was performed using the apparatus in FIG. 9 in the same manner as in Example 1. Here, unlike the one used in Example 1, a die body having a discharge hole diameter of 1.0 mm and a discharge hole length of 1.0 mm, which does not have a measuring portion, was used. The discharge rate per single hole at this time was 0.39 g / min. At this time, the shear stress between the die hole wall and the polymer is 0.008 MPa (the viscosity of the polymer alloy is 1400 poise, 262 ° C., and the shear rate is 57 sec. -1 ), An undrawn yarn of 1 t was obtained in the same manner as in Example 1. The spinnability at this time was good, and the number of thread breaks was four. This was subjected to the same drawing and heat treatment as in Example 1 to obtain a drawn yarn of 58 dtex and 36 filaments. The stretching ratio at this time was 2.8 times. The obtained drawn yarn had a strength of 3.9 cN / dtex, an elongation of 37%, U% = 8.2%, and a boiling water shrinkage of 12%, thereby obtaining polymer alloy fibers having excellent properties. When the cross section of the obtained polymer alloy fiber was observed by TEM, as in Example 1, the copolymerized PET showed the sea, N6 showed the island-in-sea structure, the number-average diameter of the island N6 was 93 nm, and N6 was the number-average diameter. An ultrafinely dispersed polymer alloy fiber was obtained. The evaluation of spinnability is shown in Table 1, and the strength, U% and the diameter of the nanofiber of the drawn yarn of the polymer alloy fiber are shown in Table 2.
[0084]
Using the polymer alloy fiber obtained here, a spun yarn-shaped nanofiber aggregate was obtained by alkali treatment in the same manner as in Example 1. Further, as a result of analyzing the single fiber fineness variation of these nanofibers in the same manner as in Example 1, the single fiber diameter of the nanofiber was 96 nm (8 × 10 -5 dtex) The thickness was unprecedented, and the single yarn fineness variation was very small. Table 2 shows the diameters of the nanofibers.
[0085]
The moisture absorption (ΔMR) of the circular knit made of this nanofiber aggregate was 4%. The yarn made of the N6 nanofiber aggregate had a strength of 1.7 cN / dtex and an elongation of 50%.
[0086]
Further, when the circular knitting was subjected to buffing, it exhibited a super peach feeling and a moist and fresh texture such as human skin, which could not be achieved by the conventional ultrafine fibers.
[0087]
Example 7
Melt spinning was performed in the same manner as in Example 1. Here, the distance from the lower surface of the die to the start of cooling (upper end of the chimney 6) was set to 15 cm, and a 1 t undrawn yarn was obtained in the same manner as in Example 1. The spinnability at this time was good, and the number of thread breaks was four. This was drawn and heat-treated in the same manner as in Example 1 to obtain a drawn yarn of 128 dtex and 36 filaments. The polymer quality of the drawn yarn was 2.9 cN / dtex, elongation 37%, U% = 3.2%, and boiling water shrinkage 12%. When the cross section of the obtained polymer alloy fiber was observed by TEM, as in Example 1, the copolymerized PET showed the sea, N6 showed the island-in-the-sea structure, the number-average diameter of the island N6 was 100 nm, and N6 was the number-average diameter. An ultrafinely dispersed polymer alloy fiber was obtained. The evaluation of spinnability is shown in Table 1, and the strength, U% and the diameter of the nanofiber of the drawn yarn of the polymer alloy fiber are shown in Table 2. Using the polymer alloy fiber obtained here, a spun yarn-shaped nanofiber aggregate was obtained by alkali treatment in the same manner as in Example 1. Furthermore, as a result of analyzing the single-fiber fineness variation of these nanofibers in the same manner as in Example 1, the single-fiber diameter based on the number average of the nanofibers was 103 nm (9 × 10 -5 dtex) and unprecedented fineness, and the variation in single yarn fineness was very small. Table 2 shows the diameters of the nanofibers.
[0088]
The moisture absorption (ΔMR) of the circular knit made of the nanofiber aggregate was 6%. The yarn made of the N6 nanofiber aggregate had a strength of 1.8 cN / dtex and an elongation of 50%.
[0089]
Further, when the circular knitting was subjected to buffing, it exhibited a super peach feeling and a moist and fresh texture such as human skin, which could not be achieved by the conventional ultrafine fibers.
[0090]
Comparative Example 1
Melt viscosity 500 poise (280 ° C, 121.6 sec) -1 ), N6 having a melting point of 220 ° C. and a melt viscosity of 2100 poise (280 ° C., 121.6 sec.) -1 ), Chip-blended PET having a melting point of 255 ° C so that the N6 blend ratio becomes 20% by weight, and then melted at 290 ° C. Melt spinning was carried out in the same manner as in Example 1 using a general pressure melter type melt spinning apparatus (FIG. 9) as a base cylinder having a diameter of 0.30 mm and a discharge hole length of 0.50 mm. At this time, the shear stress between the die hole wall and the polymer was 0.41 MPa (the viscosity of the polymer alloy was 780 poise, 280 ° C., and the shear rate was 5284 sec. -1 ), The undrawn yarn was wound up at a spinning speed of 1000 m / min. However, since it is a simple chip blend and the melting point difference between the polymers is large, the blend unevenness of N6 and PET is large, and not only a large ballose is generated under the mouthpiece, but also the spinning property is poor, and a 6 kg wound drum is required. It was difficult to obtain an undrawn yarn of 1 t due to yarn breakage so frequently that it could not be wound. A small amount of undrawn yarn was obtained, and the drawing was performed in the same manner as in Example 1 except that the temperature of the first hot roller 17 was set at 85 ° C. and the drawing ratio was 3 times, to obtain a drawn yarn of 100 dtex and 36 filaments. The yarn quality of the drawn yarn was 2.3 cN / dtex, elongation 37%, U% = 23.5%, boiling water shrinkage was low at 9%, and the yarn had large and thin spots. . The number average diameter of the island domains was as large as 1.0 μm.
[0091]
Using this yarn, circular knitting was performed in the same manner as in Example 1, and 99% or more of the PET component was also removed by alkali treatment. When the N6 single yarn was pulled out from the obtained circular knitting and the fiber cross section was observed by TEM, the single yarn diameter was 400 nm to 4 μm (single yarn fineness: 1 × 10 -3 ~ 1 × 10 -1 dtex) was confirmed to be produced. However, the single yarn fineness based on the number average is 9 × 10 -3 It was as large as dtex (single yarn diameter 1.0 μm). Furthermore, the variation in single-fiber fineness of the N6 ultra-fine yarn was large. The evaluation of spinnability is shown in Table 1, and the strength, U%, the diameter of the nanofiber, and the strength of the drawn yarn of the polymer alloy fiber are shown in Table 2.
[0092]
Comparative Example 2
Melt viscosity 3950 poise (262 ° C., 121.6 sec.) -1 ), N6 having a melting point of 220 ° C. and a melt viscosity of 560 poise (262 ° C., 121.6 sec.) -1 ) And PE having a melting point of 105 ° C. were chip-blended so that the N6 blend ratio was 65% by weight, and the temperature of the single-screw extruder 21 was increased using a general extruder-type melt spinning apparatus (FIG. 12). After melting at 260 ° C., melt spinning was carried out in the same manner as in Example 1 as a solid die having a number of die holes of 12, a discharge hole diameter of 0.30 mm and a discharge hole length of 0.50 mm. However, the blend unevenness of N6 and PE was large, and not only a large ball was generated under the mouthpiece, but also the spinnability was poor. As in Comparative Example 1, thread breakage occurred frequently and a 1t undrawn yarn was obtained. Was difficult. A small amount of undrawn yarn was obtained and subjected to drawing and heat treatment in the same manner as in Example 1 to obtain a drawn yarn of 82 dtex and 12 filaments. The stretching ratio at this time was 2.0 times. The yarn quality of the drawn yarn was 2.4 cN / dtex, elongation 37%, U% = 22.7%, boiling water shrinkage was low at 26%, and the yarn had a large and thin spot. . The number average diameter of the island domains was as large as 1.0 μm.
[0093]
Using this yarn, circular knitting was performed in the same manner as in Example 1, and PE was eluted with toluene at 85 ° C. for 1 hour or more to remove 99% or more of the PE. When the N6 single yarn was pulled out from the obtained circular knitting and the fiber cross section was observed by TEM, the single yarn diameter was 500 nm to 3 μm (single yarn fineness: 2 × 10 -3 ~ 8 × 10 -2 dtex) was confirmed to be produced. The single yarn fineness by number average is 9 × 10 -3 It was as large as dtex (single yarn diameter 1.0 μm). Furthermore, the variation in single-fiber fineness of the N6 ultra-fine yarn was large. The evaluation of spinnability is shown in Table 1, and the strength, U%, the diameter of the nanofiber, and the strength of the drawn yarn of the polymer alloy fiber are shown in Table 2.
[0094]
Comparative Example 3
Melt viscosity 1500 poise (262 ° C, 121.6 sec. -1 ), N6 having a melting point of 220 ° C. and a melt viscosity of 1450 poise (262 ° C., 121.6 sec.) -1 ), Using a melt-spinning apparatus equipped with a high-performance melt-kneading section (FIG. 14), which introduces PE with a melting point of 105 ° C. to a twin-screw extruder while weighing each polymer so that the N6 blend ratio becomes 20% by weight. Melt spinning was performed in the same manner as in Comparative Example 2. However, the blending unevenness of N6 and PE was large, and not only a large ball was generated under the mouthpiece, but also the spinnability was poor. As in Comparative Example 2, yarn breakage occurred frequently, and a 1t undrawn yarn was obtained. Was difficult. A small amount of undrawn yarn was obtained and subjected to drawing and heat treatment in the same manner as in Example 1 to obtain a drawn yarn of 82 dtex and 12 filaments. The stretching ratio at this time was 2.0 times. The yarn quality of this drawn yarn was 2.2 cN / dtex, elongation 37%, U% = 20.3%, boiling water shrinkage ratio was low at 31%, and the thick and thin spots of the yarn were large. . The number average diameter of the island domains was as large as 374 nm. 7 and 8 show large variations in the island domain diameter.
[0095]
Using this yarn, circular knitting was performed in the same manner as in Example 1, and PE was eluted with toluene at 85 ° C. for 1 hour or more to remove 99% or more of the PE. When the N6 single yarn was pulled out from the obtained circular knitting and the fiber cross section was observed by TEM, the single yarn diameter was 100 nm to 1 μm (single yarn fineness: 9 × 10 -5 ~ 9 × 10 -3 dtex) was confirmed to be produced. However, the single yarn fineness by number average is 1 × 10 -3 The dtex (single yarn diameter: 384 nm) was large. The evaluation of spinnability is shown in Table 1, and the strength, U%, the diameter of the nanofiber, and the strength of the drawn yarn of the polymer alloy fiber are shown in Table 2.
[0096]
Comparative Example 4
After the N6 and copolymerized PET used in Example 1 were separately melted at 270 ° C. using an apparatus of a composite spinning machine having two types of polymer lines (FIG. 13), the polymer melt was spun at 280 ° C. Led to spin block 3. At this time, the blend ratio of the polymer was 20% by weight of N6 and 80% by weight of the copolymerized PET. Then, using a static kneader 22 (“High Mixer” manufactured by Toray Engineering Co., Ltd.) mounted in the spinning pack 4, the two types of polymers were divided into 2043 portions and mixed, and then melt spinning was performed in the same manner as in Example 1. . However, kneading was insufficient because the number of divisions of the static kneading machine was small, and the ballistics under the mouthpiece was small as compared with a simple chip blend, but the spinnability was poor, and the yarn breakage was the same as in Comparative Example 1. Frequently, it was difficult to obtain 1 t of undrawn yarn. A small amount of undrawn yarn was obtained, and the drawing was performed in the same manner as in Example 1 except that the temperature of the first hot roller 17 was set to 85 ° C. and the drawing ratio was 3.0 times, to obtain a drawn yarn of 128 dtex and 36 filaments. The drawn yarn had a strength of 2.3 cN / dtex, an elongation of 37%, a U% of 21.2%, a boiling water shrinkage of 15%, a low strength and a large and thin spot on the yarn. . The number average diameter of the island domains was as large as 470 nm.
[0097]
Using this yarn, circular knitting was performed in the same manner as in Example 1, and 99% or more of the PET component was removed by alkali treatment. When the N6 single yarn was pulled out from the obtained circular knitting and the fiber cross section was observed by TEM, the single yarn diameter was 400 nm to 4 μm (single yarn fineness 2 × 10 -3 ~ 1 × 10 -1 dtex) was confirmed to be produced. However, the single yarn diameter by this number average was as large as 480 nm. Furthermore, the variation in single-fiber fineness of the N6 ultra-fine yarn was large. The evaluation of spinnability is shown in Table 1, and the strength, U%, the diameter of the nanofiber, and the strength of the drawn yarn of the polymer alloy fiber are shown in Table 2.
[0098]
Comparative Example 5
Using a polymer alloy chip obtained by kneading N6 and copolymerized PET as in Example 1 at 260 ° C. using a twin-screw extruder and kneading machine as in Example 1, melt spinning using the apparatus shown in FIG. Was done. In this case, a base die having a number of base holes of 36, a discharge hole diameter of 0.30 mm, and a discharge hole length of 0.50 mm was used. At this time, the shear stress between the die hole wall and the polymer was 0.49 MPa (the viscosity of the polymer alloy was 925 poise, 262 ° C., and the shear rate was 5284 sec. -1 ), A large ball was generated under the mouthpiece, and the spinnability was poor, and it was difficult to wind up.
[0099]
[Table 1]
[0100]
[Table 2]
[0101]
Example 8
After N6 and PET of Example 1 were separately melted at 270 ° C. by using the apparatus shown in FIG. 13, the polymer melt was guided to a spin block 3 having a spinning temperature of 280 ° C. Then, using a static kneader 22 (“High Mixer” manufactured by Toray Engineering Co., Ltd.) mounted in the spinning pack 4, the two types of polymers were mixed into 1,040,000 divisions, and melt spinning was performed in the same manner as in Example 1. At this time, the blend ratio of the polymer was 20% by weight of N6 and 80% by weight of the copolymerized PET. Here, an undrawn yarn of 1 t of polymer alloy fiber was obtained in the same manner as in Example 1. The spinnability at this time was good, and the yarn was broken once. The obtained undrawn yarn is subjected to drawing and heat treatment in the same manner as in Example 1, and the obtained polymer alloy fiber is 120 dtex, 36 filaments, strength 3.9 cN / dtex, elongation 38%, U% = 1.7%. The boiling water shrinkage showed an excellent property of 11%. When the cross section of this polymer alloy fiber was observed by TEM, as in Example 1, the copolymerized PET showed the sea, N6 showed the islands-in-the-sea structure, the number-average diameter of the island N6 was 52 nm, and N6 was the ultrafine. A dispersed polymer alloy fiber was obtained. The evaluation of spinnability is shown in Table 3, and the strength of the drawn yarn of the polymer alloy fiber, U%, the diameter of the nanofiber, and the strength are shown in Table 4.
[0102]
Using the polymer alloy fiber obtained here, a spun yarn-shaped nanofiber aggregate was obtained by alkali treatment in the same manner as in Example 1. Further, as a result of analyzing the single fiber fineness variation of these nanofibers in the same manner as in Example 1, the single fiber diameter of the nanofibers was 54 nm (3 × 10 -5 dtex) and unprecedented fineness, and the variation in single yarn fineness was very small. Table 4 shows the diameters and strengths of the nanofibers.
[0103]
Further, the moisture absorption (ΔMR) of the circular knitting made of the nanofiber aggregate was 6%, and the yarn made of the N6 nanofiber aggregate had a strength of 2.0 cN / dtex and an elongation of 50%.
[0104]
Further, when the circular knitting was subjected to buffing, it exhibited a super peach feeling and a moist and fresh texture such as human skin, which could not be achieved by the conventional ultrafine fibers.
[0105]
Example 9
The copolymer PET used in Example 1 was melt-kneaded with a twin-screw extruder at 270 ° C. using the apparatus shown in FIG. 14, and the polymer melt was guided to a spin block 3 at a spinning temperature of 280 ° C. Then, melt spinning was performed in the same manner as in Example 1. At this time, the blend ratio of the polymer was 20% by weight of N6 and 80% by weight of the copolymerized PET. Here, an undrawn yarn of 1 t of polymer alloy fiber was obtained in the same manner as in Example 1. The spinnability at this time was good, and the yarn was broken twice. This undrawn yarn was subjected to drawing and heat treatment as in Example 1. The obtained polymer alloy fiber had excellent properties of 120 dtex, 36 filaments, strength of 3.9 cN / dtex, elongation of 38%, U% = 1.7%, and boiling water shrinkage of 11%. When the cross section of this polymer alloy fiber was observed by TEM, as in Example 1, the copolymerized PET showed the sea, N6 showed the sea-island structure of the island, the diameter by number average of the island N6 was 54 nm, and N6 was the ultrafine. A dispersed polymer alloy fiber was obtained. Table 3 shows the evaluation of the spinnability, and Table 4 shows the strength, U%, the diameter of the nanofiber, and the strength of the drawn yarn of the polymer alloy fiber.
[0106]
Using the polymer alloy fiber obtained here, a spun yarn-shaped nanofiber aggregate was obtained by alkali treatment in the same manner as in Example 1. Furthermore, as a result of analyzing the single fiber fineness variation of these nanofibers in the same manner as in Example 1, the single fiber diameter of the nanofiber was 56 nm (3 × 10 -5 dtex) and unprecedented fineness, and the variation in single yarn fineness was very small. Table 4 shows the diameters and strengths of the nanofibers.
[0107]
The circular knit made of the nanofiber aggregate had a moisture absorption (ΔMR) of 6%, and the yarn made of the N6 nanofiber aggregate had a strength of 2.0 cN / dtex and an elongation of 50%.
[0108]
Further, when the circular knitting was subjected to buffing, it exhibited a super peach feeling and a moist and fresh texture such as human skin, which could not be achieved by the conventional ultrafine fibers.
[0109]
[Table 3]
[0110]
[Table 4]
[0111]
Example 10
The N6 and copolymerized PET used in Example 1 were manufactured by Dai-ichi Kogyo Seiyaku Co., Ltd. as a hot water-soluble polymer, "PAOGEN PP-15" (melt viscosity 3500 poise, 262 ° C, 121.6 sec). -1 After melting the N6 at 270 ° C. and the hot water-soluble polymer at 220 ° C. using the apparatus shown in FIG. 13, the polymer melt was guided to the spin block 3 having a spinning temperature of 280 ° C. Melt spinning was performed using the same die as in Example 1, using the same static kneader as in Example 8, with the same polymer blend ratio as in Example 8, and the same discharge rate as in Example 1. At this time, the shear stress between the die hole wall and the polymer was 0.075 MPa, which was sufficiently low. Then, the spinning speed was set to 5000 m / min to obtain a drawn 1 t of polymer alloy fiber. The melt viscosity of the polymer alloy was measured by finely cutting a gut discharged from a die. The spinnability at this time was good, and the yarn was broken three times. The obtained polymer alloy fibers exhibited excellent properties of 70 dtex, 36 filaments, strength of 3.8 cN / dtex, elongation of 50%, and U% = 1.7%. When the cross section of this polymer alloy fiber was observed with a TEM, the copolymer PET showed the sea, N6 showed the sea-island structure of the island, and the number average diameter of the island N6 was 53 nm. Fiber was obtained. Table 5 shows the evaluation of the spinnability, and Table 6 shows the strength, U%, and the diameter of the nanofiber of the drawn yarn of the polymer alloy fiber.
[0112]
Using the polymer alloy fiber obtained here, a spun yarn-shaped nanofiber aggregate was obtained by alkali treatment in the same manner as in Example 1. Furthermore, as a result of analyzing the single fiber fineness variation of these nanofibers in the same manner as in Example 1, the single fiber diameter of the nanofiber was 56 nm (3 × 10 -5 dtex) and unprecedented fineness, and the variation in single yarn fineness was very small. Table 6 shows the diameter and strength of the nanofiber.
[0113]
The circular knit formed of the aggregate had a moisture absorption rate (ΔMR) of 6%, and the yarn formed of the N6 nanofiber aggregate had a strength of 2.0 cN / dtex and an elongation of 60%.
[0114]
Further, when the circular knitting was subjected to buffing, it exhibited a super peach feeling and a moist and fresh texture such as human skin, which could not be achieved by the conventional ultrafine fibers.
[0115]
Example 11
1000 poise (280 ° C., 121.6 sec.) Instead of N6 -1 ), Using N66 having a melting point of 250 ° C., using the apparatus of FIG. 13 to convert N66 to 270 ° C., and using the hot water-soluble polymer (2200 poise, 280 ° C., 121.6 sec. -1 ) Was melted at 220 ° C., and the polymer melt was guided to a spin block 3 at a spinning temperature of 280 ° C. Then, melt spinning was performed in the same manner as in Example 10. At this time, the shear stress between the die hole wall and the polymer was sufficiently low at 0.062 MPa. Then, in the same manner as in Example 10, 1 t of a drawn yarn of a polymer alloy fiber was obtained. The spinnability at this time was good, and the yarn was broken three times. The resulting polymer alloy fibers exhibited excellent properties of 70 dtex, 36 filaments, strength 4.5 cN / dtex, elongation 45%, U% = 1.7%. When the cross section of the obtained polymer alloy fiber was observed by TEM, the hot water-soluble polymer was sea, N66 was a sea-island structure of an island, the number-average diameter of the island N66 was 58 nm, and N66 was ultrafinely dispersed. A polymerized polymer fiber was obtained. Table 5 shows the evaluation of the spinnability, and Table 6 shows the strength, U%, and the diameter of the nanofiber of the drawn yarn of the polymer alloy fiber.
[0116]
Using the polymer alloy fiber obtained here, a spun yarn-shaped nanofiber aggregate was obtained by alkali treatment in the same manner as in Example 10. Furthermore, as a result of analyzing the single fiber fineness variation of these nanofibers in the same manner as in Example 1, the single fiber diameter of the nanofiber was 62 nm (3 × 10 -5 dtex) and unprecedented fineness, and the variation in single yarn fineness was very small. Table 6 shows the diameter and strength of the nanofiber.
[0117]
The circular knit made of this aggregate had a moisture absorption rate (ΔMR) of 6%, and the yarn made of this N6 nanofiber aggregate had a strength of 2.5 cN / dtex and an elongation of 60%.
[0118]
Further, when the circular knitting was subjected to buffing, it exhibited a super peach feeling and a moist and fresh texture such as human skin, which could not be achieved by the conventional ultrafine fibers.
[0119]
Example 12
Melt viscosity 3000 poise (262 ° C, 121.6 sec) -1 ), Copolymerized PET having a melting point of 235 ° C. (copolymerization of 8% by weight of PEG1000 and 7 mol% of isophthalic acid) and the hot water-soluble polymer used in Example 10 were applied to the apparatus shown in FIG. After melt-kneading, the polymer melt was guided to a spin block 3 having a spinning temperature of 280 ° C. And it melt-spun like Example 9. At this time, the blend ratio of the polymer was 20% by weight of the copolymerized PET, 80% by weight of the hot water-soluble polymer, the discharge amount per single hole was 1.0 g / min, and the spinning speed was 6000 m / min. At this time, the shear stress between the die hole wall and the polymer was sufficiently low at 0.078 MPa. Then, in the same manner as in Example 11, a drawn yarn of 1 t of polymer alloy fiber was obtained. The spinnability at this time was good, and the yarn was broken three times. The obtained polymer alloy fibers exhibited excellent properties of 60 dtex, 36 filaments, strength of 3.0 cN / dtex, elongation of 55%, and U% = 1.6%. When the cross section of the obtained polymer alloy fiber was observed by TEM, the hot-water-soluble polymer showed the sea, the copolymerized PET showed the island-island structure, and the number-average diameter of the island-copolymerized PET was 52 nm. A polymer alloy fiber in which PET was ultrafinely dispersed was obtained. Table 5 shows the evaluation of the spinnability, and Table 6 shows the strength, U%, and the diameter of the nanofiber of the drawn yarn of the polymer alloy fiber.
[0120]
Using the polymer alloy fiber obtained here, circular knitting was made in the same manner as in Example 10, and the hot water-soluble polymer was eluted with hot water at 100 ° C. to give a silky “feel” and rayon. A circular knit consisting of a nanofiber aggregate having a "dry feeling" was obtained. And as a result of analyzing the single fiber fineness variation of the nanofiber in the same manner as in Example 1, the single fiber diameter of the nanofiber was 54 nm (3 × 10 -5 dtex) and unprecedented fineness, and the variation in single yarn fineness was very small. Table 6 shows the diameter and strength of the nanofiber.
[0121]
The moisture absorption (ΔMR) of the circular knit made of the nanofiber aggregate was 2%. The yarn made of the N6 nanofiber aggregate had a strength of 1.5 cN / dtex and an elongation of 70%.
[0122]
Example 13
Melt viscosity 1900 poise (280 ° C, 121.6 sec. -1 ), PET having a melting point of 255 ° C. and a glass transition temperature of 80 ° C., and the hot water-soluble polymer used in Example 10 were melt-kneaded in a twin-screw extruder at 285 ° C. using the apparatus of FIG. After that, the polymer melt was led to a spin block 3 having a spinning temperature of 295 ° C. And it melt-spun like Example 12. At this time, the blend ratio of the polymer was 20% by weight of PET, 80% by weight of the hot water-soluble polymer, and the discharge amount per single hole was 1.0 g / min. At this time, the shear stress between the die hole wall and the polymer was as low as 0.08 MPa. Then, in the same manner as in Example 12, it was obtained a drawn thread of a polymer alloy fiber of 1 t. The spinnability at this time was good, and the yarn was broken twice. The obtained polymer alloy fibers exhibited excellent properties of 60 dtex, 36 filaments, strength of 3.0 cN / dtex, elongation of 45%, and U% = 2.3%. When the cross section of the obtained polymer alloy fiber was observed by TEM, the hot-water-soluble polymer showed the sea, the PET showed the sea-island structure of the island, the number average diameter of the island PET was 62 nm, and the PET was super-dispersed. The obtained polymer alloy fiber was obtained. Table 5 shows the evaluation of the spinnability, and Table 6 shows the strength, U%, and the diameter of the nanofiber of the drawn yarn of the polymer alloy fiber.
[0123]
A nanofiber aggregate was obtained by the same operation as in Example 10 using the polymer alloy fiber obtained here. The single yarn diameter of this nanofiber was 65 nm (3 × 10 -5 dtex) and unprecedented fineness, and the variation in single yarn fineness was very small. Table 6 shows the diameter and strength of the nanofiber.
[0124]
Example 14
Melt viscosity 1200 poise (262 ° C, 121.6 sec. -1 ), The PBT having a melting point of 225 ° C and the hot water-soluble polymer used in Example 10 were melt-kneaded in a twin-screw extruder at 255 ° C in the same manner as in Example 13, and then the polymer melt was spun at 265 ° C. It led to spin block 3. And it melt-spun like Example 13. At this time, the blend ratio of the polymer was 20% by weight of PBT, 80% by weight of the hot water-soluble polymer, and the discharge rate per single hole was 1.0 g / min. At this time, the shear stress between the die hole wall and the polymer was 0.075 MPa, which was sufficiently low. Then, in the same manner as in Example 13, 1 t of a drawn yarn of a polymer alloy fiber was obtained. The spinnability at this time was good, and the yarn was broken twice. The obtained polymer alloy fiber exhibited excellent properties of 60 dtex, 36 filaments, strength of 3.0 cN / dtex, elongation of 45%, and U% = 2.0. When the cross section of the obtained polymer alloy fiber was observed by TEM, the hot-water-soluble polymer showed the sea, the PBT showed the island-island structure of the island, the diameter of the island PBT by number average was 62 nm, and the PBT was ultrafinely dispersed. The obtained polymer alloy fiber was obtained. Table 5 shows the evaluation of the spinnability, and Table 6 shows the strength, U%, and the diameter of the nanofiber of the drawn yarn of the polymer alloy fiber.
[0125]
A nanofiber aggregate was obtained by the same operation as in Example 10 using the polymer alloy fiber obtained here. The single yarn diameter of this nanofiber is 65 nm (4 × 10 -5 dtex) and unprecedented fineness, and the variation in single yarn fineness was very small. Table 6 shows the diameter and strength of the nanofiber.
[0126]
Example 15
Melt viscosity 2200 poise (262 ° C., 121.6 sec.) -1 ), Polytrimethylene terephthalate (PTT) having a melting point of 225 ° C and the hot water-soluble polymer used in Example 10 were kneaded and melt-spun in the same manner as in Example 14. At this time, the shear stress between the die hole wall and the polymer was sufficiently low at 0.073 MPa. Then, in the same manner as in Example 14, 1 t of a drawn thread of a polymer alloy fiber was obtained. The spinnability at this time was good, and the number of thread breaks was four. The obtained polymer alloy fiber exhibited excellent properties of 60 dtex, 36 filaments, strength of 3.0 cN / dtex, elongation of 45%, and U% = 2.0%. When the cross section of the obtained polymer alloy fiber was observed by TEM, the hot water-soluble polymer showed the sea, the PTT showed the sea-island structure of the island, the number average diameter of the island PTT was 62 nm, and the PTT was ultrafinely dispersed. The obtained polymer alloy fiber was obtained. Table 5 shows the evaluation of the spinnability, and Table 6 shows the strength, U%, and the diameter of the nanofiber of the drawn yarn of the polymer alloy fiber.
[0127]
A nanofiber aggregate was obtained by the same operation as in Example 10 using the polymer alloy fiber obtained here. The single yarn diameter of this nanofiber is 65 nm (4 × 10 -5 dtex) and unprecedented fineness, and the variation in single yarn fineness was very small. Table 6 shows the diameter and strength of the nanofiber.
[0128]
Example 16
Melt viscosity 3500 poise (220 ° C., 121.6 sec.) -1 ), Polylactic acid (PLA) having a melting point of 170 ° C. and a glass transition temperature of 62 ° C. and the hot water-soluble polymer used in Example 10 (6000 pois, 220 ° C., 121.6 sec.) -1 ) Was melt-kneaded in a twin-screw extruder at 225 ° C. in the same manner as in Example 15, and the polymer melt was guided to a spin block 3 at a spinning temperature of 235 ° C. And it melt-spun like Example 15. At this time, the blend ratio of the polymer was 20% by weight of PLA, 80% by weight of the hot water-soluble polymer, and the discharge rate per single hole was 1.0 g / min. At this time, the shear stress between the die hole wall and the polymer was sufficiently low at 0.080 MPa. Then, in the same manner as in Example 15, a drawn yarn of 1 t of polymer alloy fiber was obtained. The spinnability at this time was good, and the yarn was broken three times. The obtained polymer alloy fiber exhibited excellent properties of 60 dtex, 36 filaments, strength of 2.5 cN / dtex, elongation of 35%, and U% = 1.2%. When the cross section of the obtained polymer alloy fiber was observed by TEM, the hot water-soluble polymer showed the sea, PLA showed the sea-island structure of the island, the number average diameter of the island PLA was 48 nm, and the PLA was ultra-finely dispersed. The obtained polymer alloy fiber was obtained. Table 5 shows the evaluation of the spinnability, and Table 6 shows the strength, U%, and the diameter of the nanofiber of the drawn yarn of the polymer alloy fiber.
[0129]
A nanofiber aggregate was obtained by the same operation as in Example 10 using the polymer alloy fiber obtained here. The single yarn diameter of this nanofiber was 50 nm (2 × 10 -5 dtex) and unprecedented fineness, and the variation in single yarn fineness was very small. Table 6 shows the diameter and strength of the nanofiber.
[0130]
Comparative Example 5
Kneading and melt spinning were performed in the same manner as in Example 16. The die surface temperature at this time was 260 ° C. There was no problem with the bals, but the spinnability was poor, and it was impossible to wind up the yarn. Observation of the yarn discharged from the spinneret revealed coloring due to thermal decomposition.
[0131]
[Table 5]
[0132]
[Table 6]
[0133]
【The invention's effect】
According to the method for producing a polymer alloy of the present invention, the yarn physical properties of a polymer alloy fiber in which an island polymer suitable as a nanofiber precursor is ultrafinely dispersed can be dramatically improved.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a TEM photograph showing a cross section of a polymer alloy fiber of Example 1.
FIG. 2 is a diagram showing a variation in single-fiber fineness of the nanofiber of Example 1.
FIG. 3 is a diagram showing variation in single-fiber fineness of the nanofiber of Example 1.
FIG. 4 is an optical micrograph showing a state of a fiber side surface of the nanofiber aggregate of Example 1.
FIG. 5 is an SEM photograph showing a state of a fiber side surface of the nanofiber aggregate of Example 1.
FIG. 6 is a TEM photograph showing a cross section of an aggregate fiber of nylon nanofibers of Example 1.
FIG. 7 is a diagram showing a variation in single-fiber fineness of the ultrafine yarn of Comparative Example 4.
FIG. 8 is a diagram showing a variation in single-fiber fineness of the ultrafine yarn of Comparative Example 4.
FIG. 9 is a view showing a melt spinning machine.
FIG. 10 is a view showing a base.
FIG. 11 is a view showing a stretching machine.
FIG. 12 is a view showing a melt spinning machine.
FIG. 13 is a view showing a melt spinning machine.
FIG. 14 is a view showing a melt spinning machine.
[Explanation of symbols]
1: Hopper
2: Melting part
3: Spin block
4: Spinning pack
5: base
6: Chimney
7: Thread
8: Focusing refueling guide
9: First take-up roller
10: Second take-up roller
11: winding yarn
12: Measuring unit
13: Discharge hole length
14: Discharge hole diameter
15: undrawn yarn
16: Feed roller
17: 1st hot roller
18: Second hot roller
19: Third roller (room temperature)
20: drawn yarn
21: 1 screw extruder
22: Static kneader
23: Twin screw extruder
24: Chip weighing device
