FR 2566809 A1 19860103 FR 8509668 A 19850625 La présente invention concerne des fibres de mélange ou "alliage" de polymères ayant une ténacité et un module extrêmement élevés, consistant en un polyamide totale- ment aromatique et un copolyamide aromatique-aliphatique régu- lièrement ordonné. Lorsque l'on dissout des polyamides totale- ment aromatiques orientés en para, par exemple poly(p-phénylène- phtalamide), poly(p-benzamide) etc,â une concentration élevée dans un solvant du type amine tertiaire ou dans l'acide sulfurique concentré, ils forment des cristaux liquides. En particulier, lorsque ces polymères à degré élevé de polymérisation sont filés à l'état de cristaux liquides, il est possible d'obtenir des fibres ayant une ténacité et un module extrêmement élevés. Des techniques de ce type ont été décrites dans les brevets des E.U.A n 3 671 542, 3 869 429 et 3 869 430 et ont maintenant été industrialisées. Les produits obtenus sont également dispo- nibles dans le commerce. On attribue les propriétés de ténacité et de module extrêmement élevés des fibres de polyamides totalement aromatiques orientés en para au fait que les chaînes moléculaires constituant ces fibres sont sous forme de bâtonnets rigides et que les molécules des fibres sont extrêmement bien ordonnées parallèlement, en comparaison avec celles des fibres à chaînes moléculaires aliphatiques flexibles courantes. Ces fibres à chaînes moléculaires en bâtonnets présentent une résistance à la traction et un module extrêmement élevés dans la direction de l'axe de la fibre,mais une très faible résistance mécanique dans la direction perpendiculaire à l'axe de la fibre; ceci est dû à la fibrillation des fibres. La fibrillation est un inconvénient sérieux dans les fibres de polyamides totalement aromatiques orientés en para et, comme mentionné ci-dessus, on l'attribue au fait que les chaînes moléculaires des fibres ont la forme de bâtonnets rigides et ont une orientation du type en fibrilles. Donc, dans des condi- tions o l'on applique à plusieurs reprises une charge ou un frottement, les fibres sont susceptibles de se séparer en un 2566809- certain nombre de fibrilles individuelles, ce qui provoque une détérioration rédhibitoire de leur ténacité et de leur module. Ces défauts peuvent conduire à des limitation considérables de l'utilisation de ces fibres à ténacité et à module extrêmement élevés. On a donc fait dans le monde entier de nombreuses recher- ches pour pallier ces défauts. L'invention a pour objet de proposer une fibre en "alliage" de polymères dans laquelle on a éliminé les inconvénients classiques. Un autre objet de l'invention est de proposer un procédé pour préparer une fibre en alliage de polymères par mélange d'un polymère aromatique avec un copolymère aromatique-aliphatique en un alliage de polymères et qui est ensuite soumis au filage. Ces objets et d'autres peuvent être atteints par un procédé selon l'invention, consistant à mélanger 50-95 % en poids de poly(pphénylènetéréphtalamide) d'une viscosité intrinsèque d'au moins 5 avec 550 % en poids d'un copolymère aromatique-aliphatique régulièrement ordonné d'une viscosité intrinsèque d'au moins 2,représenté par la formule générale: C)EN> NHCO CONH NHCO(CR2) xCo 4 dans laquelle x est un entier pair de 4 à 10 inclus et R est H ou CH3, à dissoudre 14-24 % en poids du mélange desdits polymères dans l'acide sulfurique concentré pour donner une solution de polymères en cristaux liquides à une seule phase, à extruder ladite solution à une température de 80-100 C par des techniques classiques de filage au mouillé à jet sec pour produire une fibre, la fibre résultante étant coagulée et lavée et à soumettre ensuite la fibre à l'étirage à chaud ou à un traitement thermique à une température de 200-300 C. La fibre en alliage de polymères de l'inven- tion possède de manière surprenante une cristallinité, des propriétés d'orientation des chaînes, des propriétés mécaniques telles que résistance à la rupture, module, etc, considérablement accrues par rapport aux fibres de ses composants individuels avant leur incorporation dans la fibre d'alliage de polymères et les phéno- mènes de fibrillation sont fortement limités. On considère que cet"alliage" de polymères est semblable à un alliage métallique du fait qu'il a des propriétés spécifiquement améliorées par formation d'une structure fine d'une nouvelle composition en raison du mélange intime de deux ou plusieurs chaînes de poly- amides totalement aromatiques au niveau de l'échelle moléculaire de ceux-ci. Dans la mise en oeuvre de l'invention, les polyamides utilisés comprennent le poly(p-phénylènetéréphtalamide) qui fait partie de la catégorie des polyamides totalement aroma- tiques et le poly(4,4'-téréphtalanilideadipamide), le poly(4,4'- téréphtalanilidesubéramide), poly(4,4'-téréphtalanilidesébacamide) ou le poly(4,4'-téréphtalanilidedécanedicarboxamide) qui fait partie de la catégorie des copolyamides ordonnés aromatiques-ali- phatiques. Dans la production des fibres par mélange convenable des polymères, on préfère utiliser comme solvant de filage H2SO4 concentré de 97 % à 103'% (oléum) et une technique de filage au mouillé à jet sec décrite dans le brevet des E.U.A. n 3 414 645. Le rapport de mélange des polymères est de préférence dans la gamme de 530 % de l'un des copolyamides aromatiques aliphatiques régulièrement ordonnés pour 70-95 % de l'un des polymères totale- ment aromatiques mentionnés ci-dessus. Parmi les fibres ainsi produites, on préfère tout particulièrement une fibre consistant essentiellement en 85 % de poly(p-phénylènephtalamide) de viscosité intrinsèque 5,6 et % de poly(4,4'-téréphtanilideadipamide) de viscosité intrinsèque 3,50. Dans le cas d'une fibre filée, cette fibre peut avoir les propriétés physiques suivantes: résistance à la traction de 24 g/denier, module de tractipn de 1020 g/denier., allongement à la rupture de moins de 4,4 % et angle d'orientation cristalline de moins de 13 ; tandis que dans le cas d'une fibre étirée et traitée à chaud, la fibre peut posséder les propriétés suivantes: résistance à la traction de 27,6 g/denier, module de traction de 1420 g/denier, allongement à la rupture de 3,3 % et angle d'orientation des cristaux de 60. En outre, dans cette dernière fibre, la fibrillation peut être considérablement limitée. Toutes les fibres connues jusqu'à présent consistent en un polymère cristallisé linéaire unique et ceci est donc un facteur essentiel pour les fibres comme les fibres industrielles qui nécessitent une résistance mécanique élevée. En effet, l'orientation et la cristallinité des polymères de matrice ne doivent pas être altérées par l'addition d'une troi- sième substance. Dans les fibres pour l'utilisation dans les vêtements, un troisième polymère péut souvent être ajouté aux polymères de matrice pour conférer à la fibre des fonctions spécifiques telles flexibilité, propriétés ignifuges, etc. Cepen- dant, dans ce cas, il n'est pas possible d'empêcher une détério- ration des propriétés physiques des polymères de la matrice, en fonction de la quantité du troisième polymère qui doit essentiel- lement être ajouté, Pendant ce temps, selon l'invention, on a mélangé dans des proportions convenables deux polymères A et B ayant des composants chimiques et des structures de chaînes moléculaires totalement différents l'un de l'autre pour donner un nouveau système polymère C et il a ainsi été possible d'obtenir une nouvelle fibre -en alliage de polyméroe ayant des propriétés physiques sensiblement améliorées par rapport à celles d'une fibre consistant seulement en un seul polymère A ou B. Selon l'invention, le-polymère A,qui peut être obtenu selôn le procédé décrit dans le brevet des E.U.A n 3 063 966,peut être le poly(pphénylènetéréphtalamide)à chaînes moléculaires en bâtonnets rigides répondant à la formule générale HN NHCO C) (A) Le polymère B peut être un poly(p-4,4'-téré- phtalanilide-alcanedicarboxamide) de formule générale: X EHN corde flexible (cha!ne aliphatique formant une chaîne molécu- laire longue). Pendant ce temps, on a trouvé que ces deux polymères A et B sont dissous chacun dans un solvant tel que l'acide sulfurique pour former un cristal liquide lyotrope. Lorsque ces deux cristaux liquides sont mélangés, il sont sensiblement compatibles et peuvent donner une nouvelle phase unique de cris- taux liquides à une concentration et une température données. Il est donc possible de produire une solution de filage à phase unique en dissolvant les deux cristaux liquides dans un solvant courant, c'est-à-dire l'acide sulfurique, ce qui conduit à la formation d'une fibre d'alliage de polymaères à partir de la solu- tion de filage. Dans la mise de l'invention, une proportion de mélange préférée des deux polymères A et B est de l'ordre d'environ 30 % en poids du polymère B par rapport au polymère A, et mieux dans la gamme de 10-20 % en poids. En outre, pour obtenir une fibre donnant des résultats supérieurs, on préfère utiliser le polymère dans la proportion de 15 % en poids du polymère B dans lequel x est égal à 4, par rapport au polymère A. Le solvant de la solution de filage peut être l'acide sulfurique à une concen- tration de 90-103 %, et mieux de 99,9 %. Il est également possible d'utiliser à cet effet l'acide chlorosulfonique. La concentration des polymères appropriée pour préparer une solution de filage d'une phase unique optique- ment anisotrope par dissolution des deux polymères A et B dans un solvant est dans la gamme de 14-24 % en poids. Dans cette gamme, la concentration peut varier selon le degré de polymérisa- tion de chacun des polymères considérés. Autrement dit, on peut régler la concentration dans une gamme telle que le mélange des polymères ait une viscosité appropriée pour l'extrusion à une température de 90 C permettant que les polymères soient stables dans l'acide sulfurique concentré. Une gamme de concentrations tout particulièrement préférée est de 18-20 % en poids. Bien que la gamme de températures préférée dans laquelle les polymères mélangés doivent être dissous dans l'acide sulfurique concentré soit de 60-120 C, cette gamme doit varier en fonction de la durée nécessaire pour dissoudre les polymères dans le solvant. En d'autres termes, la dissolution doit être terminée en une durée plus courte à une température plus élevée. La solution de filage de la phase unique anisotrope ainsi préparée est apte à se solidifier à une température de moins de 60 C et la solution ne peut donc pas être utilisée directement pour l'extrusion. En conséquence, les opéra- tions telles que transport et filtration de la solution avant de la soumettre à l'extrusion et à l'extrusion-filage subséquente doivent être effectuées à une température d'environ 80-100 C. Pour atteindre les buts de l'invention, le procédé de filage peut être mis en oeuvre par une technique de filage au mouillé à jet sec qui est décrite plus en détail dans le brevet des E.U.A n 3 414 645. Cette technique a été conçue de telle sorte qu'une solution de filage à cristal liquide est étirée sous forme d'un jet sur une courte distance définie entre la filière et le bain de liquide coagulent. Ordinairement,la dimension de l'espace parcouru peut être d'environ 10-30 mm. Les molécules de polymères sont ordonnées parallèlement pendant le passage dans cet espace et fixées telles qu'elles sont après l'entrée dans le bain coagulent. Selon l'invention, le rapport d'étirage du jet varie d'environ 1 à 10 fois. On trouve que les fibres préparées selon l'invention ont une résistance à la chaleur élevée,une résis- tance élevée aux solvants et une résistance chimique élevée et présentent après filage les propriétés suivantes: résistance à la traction d'au moins 20 g/denier, module de traction d'au moins 1000 g/denier, allongement à la rupture de moins de 10 %' et angle d'orientation de moins de 16 . En outre, on doit noter que l'on n'observe pas dans ces fibres les défauts de séparation et d'étalement des fibrilles à leur surface. L'invention sera mieux comprise à la lecture de la description qui suit,en référence aux dessins annexés dans lesquels: - la figure la représente la courbe d'inten- sité du diagramme de diffraction des rayons X d'une fibre A de poly- (p-phénylènetéréphtalamide) (polymère a); - la figure lb représente la courbe d'inten- sité du diagramme de diffraction des rayons X d'une fibre B d'alliage de a) poly(p-phénylènetéréphtalamide) et de b) poly(4,4'-phénylène- téréphtalanilideadipamide), dans le rapport a/b = 85:15 en poids; les figures la et lb montrent que la fibre d'alliage de polymères a un degré de cristallinité et une orientation cristalline supérieurs: - la figure 2 représente la courbe d'intensité d'un diagramme de diffraction des rayons X de la fibre B d'alliage de polymères de la figure lb après étirage à chaud et traitement thermique à une température de 300 C: la figure 2 montre que l'intensité et la position des pics de diffraction principaux sont semblables à celles de la fibre A de la figure la; et. - la figure 3 est un modèle de la configu- ration collective moléculaire idéale des fibres d'alliage de poly- mères des figures la et lb et 2-. - Comme on peut le voir d'après les figures la et lb, les fibres d.e l'invention présentent une cristallinité spécifiquement bonne et une orientation cristalline fine,même si les fibres n'ont pas été soumises à un post-traitement tel qu'un étirage à chaud. En outre, comme indiqué dans la figure 2, les fibres de l'invention qui ont été traitées à la chaleur à une température de 300 C pendant une courte durée ont une intensité et une position des pics du diagramme de diffraction des rayons X semblables à celles du diagramme de diffraction des rayons X d'un polyamide totalement aromatique rigide, c'est-à-dire le poly(p- phénylènetéréphtalamide). D'autre part, lorsque soumet les fibres provenant du procédé de filage à un étirage à chaud à une tempé- rature de 200-400 C pour obtenir un taux d'allongement de moins de 5,0 % selon l'invention, les fibres peuvent avoir les propriétés physiques suivantes: résistance à la traction 25-30 g/denier, module de traction 1300-1500 g/denier, allongement à la rupture 3-4 % et angle d'orientation 5-8o. On pense d'après -ces propriétés que,dans les fibres de l'invention, les chaînes moléculaires rigides des polyamides totalement aromatiques fonctionnent princi- palement comme facteurs de formation d'une fibre et les chaînes flexibles/rigides. des polyamides aromatiques-aliphatiques facili- tent la formation de cette fibre et l'orientation des chaînes. Autrement dit, compte tenu de l'état fortement orienté des chaînes moléculaires dans les fibres de l'invention, on suppose que comme indiqué dans la figure 3, les chaînes moléculaires rigides des polyamides totalement aromatiques sont ordonnées parallèlement de manière à former des fibrilles fines fortement cristallines et la portion rigide des chaînes moléculaires "flexiblement rigides" des polyamides aromatiquesaliphatiques contribue à la-formation d'une structure cristalline conjointement avec les polyamides totalement aromatiques et les portions flexibles se placent entre les fibrilles fines de manière à lier les fibrilles. Un modèle des chaînes moléculaires selon cette hypothèse peut être bien expliqué à l'aide des propriétés -25 physiques de-la fibre d'alliage de polymères des polyamides aromatiques a) etb) indiqués dans le tableau I ci-dessous. Il est donc entendu que cette fibre peut avoir des propriétés mécaniques relativement supérieures. Ces caractéristiques saillantes n'ont été rencontrées dans aucune des études effectuées jusqu'à présent. Le tableau I illustre une comparaison de diverses performances d'une fibre témoin préparée selon un procède classique et des fibres fabriquées avec divers rapports de mélange des constituants polymères. TABLEAU Fibres Fibres non étirées à chaud/non traitées à chaud T E M D d 0 (g/den. ) (%) (g/den.) (den.) (g/cm3) (o) Fibre de a 19,2 5,4 845 1,1 1 410 21 a/b 95: 5 20,4 4,7 870 1,1 1 414 16 :10 23,1 5,0 962 1,2 1 415 14 :15 24,0 4,4 1 020 1,1 1 421 13 :20 21,2 5,2 970 1,1 1 411 13 :25 19,8 5,5 922 1,2 1 407 16 :30 18,7 5,3 819 1,3 1 405 18 T = résistance à la traction; E = allongement à la rupture; M = module; D = denier; d = densité; O = angle d'orientation; a = poly(pphénylènetéréphtalamide), Xi = 5,66; b = poly(4,4'-téréphtalamilideadipamide), fi = 3,45; pi = viscosité logarithmique du polymère en solution à 0,5 % dans H2S04 à 97 % à (30 C). u 0% o TABLEAU (suite) Fibres Fibres étirées à chaud/traitées à chaud * T E M D d 0 (g/den.) (%) (g/den.) (den.) (g/cm3) (o) Fibre de a 20,4 4,5 943 1,1 1 418 16 a/b 95: 5 22,0 4,3 984 1,1 1 420 11 :10 25,2 3,7 1 380 1,1 1 421 7 :15 27,6 3,3 1 420 1,1 1 425 6 :20 26,4 3,4 1 305 1,1 1 423 8 :25 23,7 4,2 976 1,1 1 417 9 :30 20,1 4,7 932 1,2 1 410 12 * Taux d'étirage 5 %. Les exemples suivants illustrent l'inven- tion sans toutefois en limiter la portée. Exemple 1 (1) Préparation du poly(4,4'-téréphtalanilide-adipamide) Dans un ballon à fond rond de 1 1 à 4 tubulures muni d'un thermomètre d'un -agitateur d'un tube d'introduction d'azote et de tubulures de sortie, on place 480 ml de diméthyl- acétamide, 19,2 g de LiCl et 20,76 g (0,06 mol) de 4,4'-diamino- téréphtalanilide (préparé selon le procédé décrit dans le brevet Coréen n 11 475). On chauffe le mélange à 80 C en agitant pour obtenir une solution limpide. On refroidit la solution et on la maintient à 30 C et on ajoute ensuite à la solution refroidie 33,2 ml de pyridine. Ensuite, on ajoute lentement au mélange 10 98 g (0,06 mol) de chlorure d'adipoyle en agitant vigoureusement. A ce moment-, la viscosité du système de réaction augmente progressive- ment en donnant un mélange de réaction fortement visqueux et ce mélange se solidifie lentement lorsque l'on continue à agiter pendant plus d'une heure. On laisse reposer le mélange de réac- tion à l'abri de l'air pendant au moins un jour et ensuite on précipite le polymère résultant par addition d'un excès d'eau.- On filtre le mélange pour recueillir le précipité que l'on lave ensuite à l'acétone et on sèche dans un séchoir à vide à 80 C pour 27,3 g d'un polymère pulvérulent jaune pâle,i = 3,5. (2) Préparation de la fibre d'alliage de polymères (a/b = 85:15). On dissout complètement un mélange de 34 g de poly(pphénylènetéréphtalamide) (polymère A,>i = 5,66) et 6,0 g de.poly(4,4'téréphtalanilide-adipamide)-(polymère B,9i = 3,45) dans 160 g de H2S04 à 100 % à 60-90 C pour donner une solution de filage de cristaux liquides. Cette solution de filage est une phase unique optiquement anisotrope à 90150 C mais isotrope au dessus de 150 C. On extrude la solution à travers une filière à 12 trous de 0,06 mm de diamètre en la maintenant à 90-100 C, on l'étire dans le rapport 3,2 fois dans un trajet dans l'air et on-la coagule dans un bain de liquide coagulent (contenant une solution à 25 % de H2S04) pour produire une fibre. On neutralise par Na2CO3 la fibre ainsi obtenue, on la lave plusieurs fois par l'eau et on sèche. On obtient une fibre de 1,1 denier ayant les propriétés suivantes: résistance à la traction 23,1 g/denier, module de traction 1010 g/denier, allongement à la rupture 4,6 7., angle d'orientation 16 . A l'examen de la section droite, la fibre ne présente pas de fibrillation. L'étirage à chaud de cette fibre à 300 C (à un rapport d'étirage de moins de 5 %) donne les propriétés suivantes: résistance à la traction 27,4 g/denier, module de traction 1410 g/denier, allongement à la rupture 3,1% et angle d'orientation 6 . Exemple 2 (1) Préparation du poly(4,4'-téréphtalanilide-subéramide). On prépare un poly(4,4'-téréphtalanilide- subéramide) par un procédé semblable à celui décrit à l'exemple 1, sauf que l'on fait réagir 20,76 g (0,06 mol) de 4,4'-diamino- téréphtalanilide avec 12,66 g (0,06 mol) de chlorure de subéroyle. Cette réaction donne 21,9 g du polymère cité en référence,'i = 2,84. (2) Préparation de la fibre d'alliage de polymères (A/B = 87,5:12,5). On dissout complètement un mélange de 35 g de poly(pphénylènetéréphtanilide) (polymère Ai = 5X07) et 5,0 g de poly(4,4'téréphtalanilide-subéramide) (polymère B,' i = 2,84) dans 160 g de H2S04 à 100 % à 60-70 C pour donner une solution de filage de cristaux liquides. On extrude cette solution à travers une filière en la maintenant à 90100 C, on l'étire dans le rapport 3,1 fois sur une courte distance dans l'air et on la coagule dans un bain de liquide coagulent. On neutralise la fibre résultante par Na2C 03, on la lave plusieurs fois par l'eau et on la sèche. On obtient ainsi une fibre de 1,2 denier ayant les propriétés suivantes: résistance à la traction ,4 g/denier, module de traction 984 g/denier, allongement à la rupture 5,2 % et angle d'orientation 15 . Exemple 3 (1) Préparation du poly(4,4'-téréphtalanilide-sébacamide). On prépare un poly(4,4'-téréphtalanilide- sébacamide) par un procédé semblable.à celui décrit à l'exemple 1, sauf que l'on fait réagir 2,76 g (0,06 mol) de 4,4'-diamino- téréphtalanilide avec 14,34 g (0,06 mol) de chlorure de sébacoyle pour donner 30,.6 g du polymère cité en référencei = 2,7. (2) Préparation de la fibre d'alliage de polymères (A/B = 90:10). On dissout complètement un mélange de 36 g de poly(pphénylènetéréphtalamide) (polymère A,Vi = 5,24) et 4,0 g de poly(4,4'téréphtalanilide-sébacamide) (polymère B,yi = 2,72) dans 160 g de H2S04 à 100 % à 70-80 C pour obtenir une solution de filage de cristaux liquides. On extrude cette solution à travers une filière en la maintenant à 90100 C, on l'étire dans le rapport 3,0 fois sur une courte distance dans l'air et on la coagule dans un bain de liquide coagulent. On neutralise la fibre ainsi préparée par Na2C03, on la lave plusieurs fois par l'eau et on la sèche. On obtient une fibre de 1,1 denier ayant les propriétés suivantes: résistance à la traction 21,0 g/denier, module de traction 892 g/denier, allongement à la rupture 4,8 % et angle d'orientation 15 . Il est entendu que l'invention n'est pas limitée aux modes de réalisation préférés décrits ci-dessus à titre d'illustration et que l'homme de l'art peut y apporter diverses modifications et divers changements sans toutefois s'écarter du cadre et de l'esprit de l'invention. REVENDICATIONS 1. Fibre d'alliage de polymères à ténacité et module extrêmement élevés, caractérisée en ce qu'elle consiste essentiellement en 50-95 % en poids de poly(p-phénylènetéréphtalamide) d'une viscosité intrinsèque d'au moins 5,0 et 5-50 % en poids d'un copolymère aromatique-aliphatique régulièrement ordonné d'une visco- sité intrinsèque d'au moins 2,0 répondant à la formule générale: HN NHCO Q ON NHCO(CR2)CO n dans laquelle x est un entier pair compris entre 4 et 10 inclus et R est H ou CH3. 2. Fibre d'alliage de polymères selon la revendication 1, caractérisée en ce que ledit copolymère aromatique- aliphatique est le poly(4,4'-téréphtalanilide-adipamide). 3. Fibre d'alliage de polymères selon la revendication 1, caractérisée en ce que ledit copolymère aromatique- aliphatique est le poly(4,4'-téréphtalanilide-subéramide). 4. Fibre d'alliage de polymères selon la revendication 1, caractérisée en ce que ledit copolymére aromatique- aliphatique est le poly(4,4'-téréphtalanilide-sébacamide). 5. Fibre d'alliage de polymères selon la revendication 1, caractérisée en ce que ledit copolymère aromatique- aliphatique est le poly(4,4'-téréphtalanilide-décanedicarboxamide). 6. Procédé pour la fabrication d'une fibre d'alliage de polymèresayant une ténacité et un module extrêmement élevés, caractérisé en ce qu'il consiste à dissoudre 14-24 %7. en poids d'un mélange de 50-95 % en poids de poly(p-phénylènetéré- phtamide) d'une viscosité intrinsèque d'au moins 5,0 et 50-5 % en poids d'un copolymère aromatique-aliphatique régulièrement ordonné d'une viscosité intrinsèque d'au moins 2,répondant à la formule générale: XN NHCO Q CON NHCO(CR 2) xco dans laquelle x est un entier pair compris entre 4 et 10 inclus et R est H ou CH3 dans H2S04 à 98-103 % pour obtenir une solution de filage d'une phase unique anisotrope, à extruder ladite solu- tion a une température de 80-100 C au moyen d'une technique clas- sique de filage au mouillé à jet sec pour produire une fibre, ladite fibre étant ensuite coagulée et lavée à l'eau,- et ensuite à soumettre ladite fibre a un étirage à chaud et à un traitement thermique à une température de 200-300 C. 7. Procédé selon la revendication 6, carac- térisé en ce que ledit copolymère aromatique-aliphatique est le poly(4,4'téréphtalanilide-adipamide). 8. Procédé selon la revendication 6, carac- térisé en ce que ledit copolymère aromatique-aliphatique est le poly(4,4'téréphtalanilide-subéramide). 9. Procédé selon la revendication 6, carac- térisé en ce que ledit copolymère aromatique-aliphatique est le poly(4,4'téréphtalanilide-sébacamide). 10. Procédé selon la revendication 6, carac- térisé en ce que ledit copolymère aromatique-aliphatique est le poly(4,4'téréphtalanilide-décanedicarboxamide)i