DE4339862A1 - Flächenhafte Gebilde aus Seitengruppenpolymeren - Google Patents
Flächenhafte Gebilde aus SeitengruppenpolymerenInfo
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Description
Die Erfindung betrifft flächenhafte Gebilde bestehend aus Seitengruppenpoly
meren, die wenigstens eine photoinduzierbar konfigurationsveränderliche (1) und
eine permanent formanisotrope, von (1) verschiedene Seitengruppe (2) enthalten,
die über flexible Abstandsgruppen mit der Polymerhauptkette verbunden sind. Vor
der Bestrahlung sind die erfindungsgemäßen flächenhaften Gebilde im Glaszustand
der Polymeren optisch isotrop, amorph, transparent und nicht-lichtstreuend. Durch
die Bestrahlung der flächenhaften Gebilde im Glaszustand der Polymere wird
photochemisch eine Ausrichtung der Seitengruppen bewirkt, wodurch die
flächenhaften Gebilde doppelbrechend und dichroitisch werden ohne ihre
Transparenz zu verlieren. Die lichtinduzierte optische Anisotropie kann thermisch
oder durch erneute Bestrahlung reversibel modifiziert oder aufgehoben werden.
Die Gebilde eignen sich, optische Informationen reversibel zu speichern und
passive oder optisch schaltbare Komponenten herzustellen.
Aus der Literatur sind verschiedene Polymere mit photochromen Gruppen bekannt,
deren optische Eigenschaften wie Absorption, Emission, Reflexion, Doppel
brechung oder Streuung mittels lichtinduzierter physikalischer und/oder chemischer
Prozesse reversibel verändert werden. Eine interessante und neuartige Methode, die
optischen Eigenschaften von Polymeren reversibel zu ändern, besteht in der
lichtinduzierten Variation des Ordnungsgrades, der Orientierungsrichtung und der
Orientierungsverteilung oder der Morphologie der Polymerfilme durch verschie
dene Prozesse. Die lichtinduzierte Änderung der Ordnung in den Polymerfilmen
dient zu Speicherung der Information.
So beschreiben Eich und Wendorff (Makromol. Chem., Rapid Commun. (1987) 8,
467) azobenzolhaltige flüssigkristalline Polymere. Diese bilden flüssigkristalline
Domänen, in denen durch die Einwirkung des Lichtes nur die Gruppen um
orientiert werden, die zuvor eine Isomerisierungsreaktion durchlaufen haben
(Anderle, Birenheide, Wendorff, Makromol. Chem., Macromol. Symp. 44, 11-22
(1991)). Der Speichereffekt beruht auf der Störung des geordneten Zustands der
Monodomäne durch die Umorientierung der photochromen Seitengruppen in einer
ansonsten starren Matrix.
In jüngster Zeit sind darüber hinaus flüssigkristalline Polymere bekannt geworden,
bei denen die photochemische Umorientierung der photochromen Gruppen eine
kooperative Umorientierung auch nichtphotochromer Gruppen bewirkt, so daß die
optische Achse der Monodomänen gedreht wird. (Ivanov, Yakovlev, Kostromin,
Shibaev, Läsker, Stumpe, Kreysig, Makromol. Chem., Rapid Commun. 12, 709-715
(1991)).
Der gravierende Anwendungsnachteil der flüssigkristallinen Systeme besteht darin,
daß ihre Verwendung generell eine perfekte, makroskopisch einheitliche Orientie
rung durch externe Felder und/oder Oberflächeneffekte zu einer Monodomäne
voraussetzt.
Die Orientierung flüssigkristalliner Polymere durch elektrische und magnetische
Felder sowie durch mechanische Kräfte und Oberflächeneffekte sind einerseits
zwar eingeführte Methoden, andererseits jedoch technologisch außerordentlich
aufwendig, so daß eine breite Anwendung derartiger Flächengebilde flüssig
kristalliner Polymere bisher nicht möglich ist.
Ferner wurde gefunden, daß sich prinzipiell in einem amorphen System eine
Doppelbrechung induzieren läßt (Anderle, Birenheide, Eich, Wendorff, Makromol.
Chem., Rapid, Comm. (1989)10, 477ff und EP 335 302). Allerdings ist der Effekt
um Größenordnungen kleiner als der aus einer flüssig-kristallinen Monodomäne
erhaltene und aus diesem Grund technisch nicht nutzbar.
Weiterhin ist bekannt (Natansohn, Rochon, Gosselin, Xie, Macromolecules 25,
2268-2273 (1992)), daß bestimmte Homopolymere bei der Bestrahlung mit Licht
anisotrope Eigenschaften ausbilden können.
Ein derartiges System ist strukturell invariant, nicht langzeitstabil und in seinen
Eigenschaften in weiten Grenzen festgelegt. Ein besonderer Vorteil der
copolymeren Systeme gegenüber den einheitlichen Polymeren ist gerade ihre
strukturelle Flexibilität, die die Anpassung der Eigenschaften an den jeweiligen
Anwendungszweck unter Beibehaltung der informationsspeichernden Eigenschaften
erlaubt.
Für die technische Verwertbarkeit photoadressierbarer Schichten wäre es von ganz
erheblichem Vorteil, ein System zu haben, das sich einerseits wie ein optisch
isotroper, amorpher, homogener Film handhaben läßt und andererseits über die
überragenden dichroitischen und doppelbrechenden Eigenschaften eines flüssig
kristallinen Polymerfilms verfügt, verbunden mit einer gewissen Bandbreite der
Strukturvariation der Copolymere, um die übrigen Eigenschaften des Materials den
jeweiligen technischen Erfordernissen anpassen zu können.
Aufgabe der Erfindung war die Bereitstellung eines Systems, das einerseits ein
optisch isotropes flächenhaftes Gebilde liefert, der andererseits durch Einwirkung
von Licht in einem Maße dichroitisch und doppelbrechend wird, wie dies von sehr
guten flüssig-kristallinen Systemen bekannt ist.
Diese Aufgabe wird durch Seitengruppenco- und -terpolymere gelöst, die photo
chrome Seitengruppen und permanent formanisotrope Seitengruppen mit hoher
Anisotropie der molekularen Polarisierbarkeit aufweisen, die im Gegensatz zu
bisher bekannten photochromen flüssigkristallinen Polymeren und beschriebenen
Lösungsvarianten technologisch variabel und leicht in optisch isotrope,
transparente, nicht-lichtstreuende, amorphe flächenhafte Gebilde überführt werden
können.
Da die Seitengruppenpolymere über eine Reihe von Strukturmerkmalen verfügen,
Polymerhauptkette, unterschiedliche Seitengruppen, Abstandsgruppen zwischen der
Hauptkette und den Seitengruppen, Endgruppen der Seitengruppen, und die
Strukturelemente sich gegenseitig beeinflussen, kann keine feste Regel angegeben
werden, bei welchen Strukturmerkmalen mit absoluter Sicherheit amorphe
Flächengebilde entstehen. Für den Fachmann stehen aber eine Reihe von
Möglichkeiten zur Verfügung, entweder durch geeignete Kombination von
Strukturelementen die kinetische Unterdrückung der spontanen Ausbildung flüssig
kristalliner Ordnungszustände zu ermöglichen, oder aber amorphe Polymere mit
den Strukturelementen 1 und 2 herzustellen, die aus thermodynamischen Gründen
keine flüssigkristallinen Ordnungszustände ausbilden, weil sie bestimmte
Strukturelemente enthalten, die die Ordnungstendenz stören und für die weiter
unten noch Beispiele angegeben werden.
Das Auffinden und gezielte Herstellen solcher amorphen Systeme ist nach einigen
orientierenden Versuchen unter Berücksichtigung der im folgenden angegebenen
Lehre mit ausreichender Sicherheit auf Erfolg leicht möglich.
Gegenstand der Erfindung sind daher flächenhafte Gebilde aus einem Polymer mit
einer Hauptkette und von der Hauptkette abzweigenden Seitengruppen (Seiten
gruppenpolymer) das folgende Strukturmerkmale (1) bis (3) aufweist:
- (1) das Seitengruppenpolymer enthält wenigstens eine photoinduzierbar konfi gurationsveränderliche Seitengruppe;
- (2) das Seitengruppenpolymer enthält wenigstens eine von (1) verschiedene permanent formanisotrope Seitengruppe mit hoher Anisotropie der moleku laren Polarisierbarkeit;
- (3) das Seitengruppenpolymer enthält zwischen Hauptkette und den Seiten gruppen (1) und (2) flexible Abstandsgruppen;
dadurch gekennzeichnet, daß das flächenhafte Gebilde im Glaszustand der Seiten
gruppenpolymeren vor Bestrahlung optisch isotrop, transparent, nicht streuend und
amorph und nach Bestrahlung transparent und durch eine im Glaszustand
reversible lichtinduzierte Ausrichtung der Seitengruppen (1) und (2) langzeitstabil
doppelbrechend und dichroitisch ist.
Photoinduzierbar konfigurationsveränderliche Gruppen sind z. B. Gruppen, die
Doppelbindungen enthalten, deren cis- und trans-Konfiguration durch die Einwir
kung von Licht ineinander überführbar sind. Diese Gruppen können zusätzlich eine
hohe molekulare Formanisotropie aufweisen, die jedoch nicht permanent ist.
Permanent formanisotrope Gruppen sind z. B. Gruppen, die eine starre, stäb
chenförmige Molekülgestalt (engl.: rod-like) haben, z. B. Bisphenylgruppen,
Benzoesäureanilidgruppen oder Benzoesäurephenylestergruppen.
Thermodynamisch wird die Ausbildung flüssig-kristalliner Ordnungszustände
dadurch unmöglich, daß das flächenhafte Gebilde aus Polymeren ein oder mehrere
Strukturmerkmale (4) aus den Gruppen (a) bis (g) aufweist:
- (a) es werden wenigstens zwei Arten von Abstandsgruppen (3) unterschied licher Länge eingebaut;
- (b) wenigstens ein Teil der Abstandsgruppen (3) weist Heteroatome auf;
- (c) wenigstens ein Teil der Abstandsgruppen (3) weist Verzweigungen auf;
- (d) wenigstens ein Teil der Seitengruppen (1) oder (2) weist Verzweigungen auf;
- (e) wenigstens ein Teil der Seitengruppen (1) oder (2) endet in verzweigten Endgruppen;
- (f) wenigstens ein Teil der Monomerbausteine des Seitengruppenpolymers bil det keine flüssig-kristallinen Phasen aus;
- (g) das Seitengruppenpolymer enthält eine weitere Seitengruppe (5), die keine permanente Formanisotropie aufweist.
Die Polymere sind insbesondere dadurch gekennzeichnet, daß sie die
Strukturelemente 1 und 2 mit hoher molekularer Formanisotropie und hoher
Anisotropie der molekularen Polarisierbarkeit enthalten, daß jedoch die aus der
Formanisotropie und anderen zwischenmolekularen Wechselwirkungen der
Seitengruppen resultierende Tendenz der Ausbildung flüssigkristalliner
Ordnungszustände durch die Strukturmerkmale a-g wirksam unterdrückt.
Die beanspruchten flächenhaften Gebilde verbinden damit die guten optischen
Eigenschaften amorpher Filme und deren im Vergleich zu flüssigkristallinen
Monodomänenfilmen signifikant vereinfachte technologische Herstellung mit
hohen Werten der lichtinduzierten optischen Anisotropie, wie sie bisher nur in
Monodomänen flüssigkristalliner Polymere bekannt waren.
Kinetisch kann die Ausbildung flüssigkristalliner Ordnungszustände in den
beanspruchten flächenhaften Gebilden flüssigkristalliner Polymere dadurch
unterdrückt werden,
- - daß durch die Strukturelemente a-g die Ordnungstendenz der Polymere weitestgehend abgebaut wird und die Polymere nur noch geringe Phasenübergangsenthalpien aufweisen (ΔH<0,8 J/g), oder
- - daß durch sehr starke zwischenmolekulare Wechselwirkungen der Seitengruppen 1 und 2, in den Beispielen bei den Polymere mit Wasserstoffbrückenbildung und CT-Wechselwirkungen realisiert, die Ausbildung einer lichtstreuenden Polydomänenstruktur unterdrückt wird, oder
- - daß durch eine hohe Viskosität der isotropen Polymerfilme oberhalb des Klärpunktes, in den Beispielen durch Polymere mit kurzen Spacern oder steifen Polymerhauptketten realisiert, ebenfalls die Ausbildung der lichtstreuenden flüssigkristallinen Polydomänenstruktur unterdrückt wird,
- - die Polymere durch rasches Abkühlen aus der isotropen Schmelze in den Glaszustand zu optisch isotropen, homogenen, nicht lichtstreuenden Filmen eingefroren werden.
In einer weiteren bevorzugten Ausführungsform der Erfindung wird die Hauptkette
des Seitengruppenpolymers von Monomeren, die die Seitengruppe (1) über Ab
standsgruppe (3) tragen, von Monomeren, die die Seitengruppe (2) über Abstands
gruppen (3) tragen und gegebenenfalls weiteren Monomeren gebildet, wobei ins
besondere der Anteil der Monomere, die die Seitengruppe (1) aufweisen, 10 bis
80 Mol-%, der Anteil der Monomere, die die Seitengruppe (2) aufweisen, 20 bis
90 Mol-% und der Anteil der weiteren Monomere 0 bis 50 Mol-% betragen.
Das flächenhafte Gebilde der Erfindung besteht bevorzugt aus einem Seiten
gruppenpolymer, bei dem die Hauptkette ein Poly-(meth)acrylat, ein Polysiloxan,
ein Poly-α-Oxiran, ein Polyether, ein Polyamid, ein Polyurethan, ein Polyester
oder ein Polycarbonat ist, die Seitengruppe (1) einschließlich der flexiblen Ab
standsgruppe (3) der Formel (I) und die Seitengruppe (2) einschließlich der
flexiblen Abstandsgruppe (3) der Formel (H) entsprechen:
-S1-Q1-P-X1 (I)
-S2-Q2-M-X2 (H)
worin
S1, S2 eine abstandshaltende Gruppe,
Q1, Q2 -O-, -CO-O-, -O-CO-, -CO-NR1-, -NR1-CO- oder -NR1-,
P eine photoinduzierbar konfigurationsveränderliche Gruppe,
M eine von P verschiedene, permanent formanisotrope Gruppe,
X1, X2 ein endständiger Substituent und
R1 Wasserstoff oder C1-C4-Alkyl bedeuten.
S1, S2 eine abstandshaltende Gruppe,
Q1, Q2 -O-, -CO-O-, -O-CO-, -CO-NR1-, -NR1-CO- oder -NR1-,
P eine photoinduzierbar konfigurationsveränderliche Gruppe,
M eine von P verschiedene, permanent formanisotrope Gruppe,
X1, X2 ein endständiger Substituent und
R1 Wasserstoff oder C1-C4-Alkyl bedeuten.
Bevorzugt ist ein flächenhaftes Gebilde, bei dem
S1, S2 eine gegebenenfalls durch -O-, -NH- oder -Si(R5)2- unterbrochene Gruppe -(CH2)n-,
n 2 bis 14,
P -Ar(N=N-Ar)m-, -ArN=CR2-Ar-, -Ar-CR2=N-Ar-, -Ar-CR2=CR3-COOR4-, -AR-(CH=CH-Ar)m, -ArCR2=CR3-Ar, -Ar-CR2=CR3-COR4 oder -Ar-CR2=CR3-Cyclohexyl,
R2, R3, R4 H, C1-C4-Alkyl, CN, OR2, COOR4, Halogen, NO2 oder N(R5),
R5 H oder C1-C4-Alkyl,
Ar ein gegebenenfalls substituiertes aromatisches Ringsystem mit 5 oder 6 Ringgliedern,
m 1 oder 2,
M ein Derivat des Cholesterols oder des Cholestans oder eine der Gruppen -Ar-Ar-, -Ar-Y-Ar-, Ar-Y-Alk-, -Alk-Y-Ar-, -Alk-Ar- oder -Ar-Alk-,
Y -CO-O-, -OCO-, -CONH-, -NHCO-, -N=CH-, -CH=N-, -N-NO-, -C(R5)2-, -C(R5)2-C(R5)2-, -O- oder -NR1-,
Alk eine geradkettige, verzweigte oder cyclische, gegebenenfalls substi tuierte, gegebenenfalls olefinisch ungesättigte aliphatische Gruppe mit 1 bis 14 C-Atomen,
X1, X2 Wasserstoff, CN, Alk, Y-Alk, Aryl, Y-Ar, -N(Alk)2, Halogen oder NO2 bedeuten,
insbesondere ein solches, bei dem die Hauptkette ein Poly(meth)acrylat ist,
P -Ar-(N=N-Ar)m-, Ar-CR2=CR3-Ar- oder -Ar-CR2=CR3-COOR4,
M einen Rest des Biphenyls, eines Benzoesäureanilids oder eines Benzoesäurephenylesters,
X1, X2 H, CN, C1-C8-Alkyl, C1-C8-Alkoxy, C5-C7-Cycloalkoxy, Phenyl, Phenoxy, C1-C4-Di-alkylamino oder Nitro bedeuten.
S1, S2 eine gegebenenfalls durch -O-, -NH- oder -Si(R5)2- unterbrochene Gruppe -(CH2)n-,
n 2 bis 14,
P -Ar(N=N-Ar)m-, -ArN=CR2-Ar-, -Ar-CR2=N-Ar-, -Ar-CR2=CR3-COOR4-, -AR-(CH=CH-Ar)m, -ArCR2=CR3-Ar, -Ar-CR2=CR3-COR4 oder -Ar-CR2=CR3-Cyclohexyl,
R2, R3, R4 H, C1-C4-Alkyl, CN, OR2, COOR4, Halogen, NO2 oder N(R5),
R5 H oder C1-C4-Alkyl,
Ar ein gegebenenfalls substituiertes aromatisches Ringsystem mit 5 oder 6 Ringgliedern,
m 1 oder 2,
M ein Derivat des Cholesterols oder des Cholestans oder eine der Gruppen -Ar-Ar-, -Ar-Y-Ar-, Ar-Y-Alk-, -Alk-Y-Ar-, -Alk-Ar- oder -Ar-Alk-,
Y -CO-O-, -OCO-, -CONH-, -NHCO-, -N=CH-, -CH=N-, -N-NO-, -C(R5)2-, -C(R5)2-C(R5)2-, -O- oder -NR1-,
Alk eine geradkettige, verzweigte oder cyclische, gegebenenfalls substi tuierte, gegebenenfalls olefinisch ungesättigte aliphatische Gruppe mit 1 bis 14 C-Atomen,
X1, X2 Wasserstoff, CN, Alk, Y-Alk, Aryl, Y-Ar, -N(Alk)2, Halogen oder NO2 bedeuten,
insbesondere ein solches, bei dem die Hauptkette ein Poly(meth)acrylat ist,
P -Ar-(N=N-Ar)m-, Ar-CR2=CR3-Ar- oder -Ar-CR2=CR3-COOR4,
M einen Rest des Biphenyls, eines Benzoesäureanilids oder eines Benzoesäurephenylesters,
X1, X2 H, CN, C1-C8-Alkyl, C1-C8-Alkoxy, C5-C7-Cycloalkoxy, Phenyl, Phenoxy, C1-C4-Di-alkylamino oder Nitro bedeuten.
Das Seitengruppenpolymer hat bevorzugt eine Glastemperatur Tg von 40°C.
Die einzelnen Strukturelemente der Polymere sind an sich bekannt. Um die ge
wünschten Eigenschaftskombinationen zu erhalten, muß die konkrete molekulare
Struktur der einzelnen Polymerbausteine in Relation zu den anderen im Polymer
enthaltenen Strukturelementen stehen. Die konkrete Struktur einzelner Polymerbau
steine ist daher in weiten Grenzen variabel. Die Eigenschaften dieser Polymerfil
me, deren Eigenschaften maßgeblich durch schwache zwischenmolekulare Wech
selwirkungen bestimmt werden, lassen sich nicht durch die Summierung der
Eigenschaften der einzelnen molekularen Bausteine vorhersagen.
Entscheidend für die erfinderische Lösung ist die planvolle und zweckbestimmte
Kombination der einzelnen Strukturelemente in den Polymeren, um die bean
spruchten optisch isotropen flächenhaften Gebilde zu erhalten. In den bean
spruchten flächenhaften Gebilden sind die Strukturelemente mit hoher Forman
isotropie und hoher Anisotropie der molekularen Polarisierbarkeit die Voraus
setzung für hohe Werte der optischen Anisotropie. Durch die Struktur der Poly
mere werden die zwischenmolekularen Wechselwirkungen der Strukturelemente
(1) und (2) so eingestellt, daß die Ausbildung flüssigkristalliner Ordnungszustände
unterdrückt wird und optisch isotrope, transparente nichtstreuende Filme hergestellt
werden können. Andererseits sind die zwischenmolekularen Wechselwirkungen
dennoch stark genug, daß bei Bestrahlung mit polarisiertem Licht, völlig über
raschend und nicht vorhersehbar, ein photochemisch induzierter, kooperativer, ge
richteter Umorientierungsprozeß der photochromen und der nichtphotochromen
Seitengruppen bewirkt wird. Ebenso wird dadurch die Glastemperatur der
Polymeren bestimmt, die ein Einfrieren der Ordnungszustände unterhalb Tg
gestattet.
Die erfindungsgemäß beanspruchten optisch isotropen flächenhaften Gebilde wer
den somit aus Seitengruppenpolymeren gebildet, deren morphologische, dyna
mische, photochemische und optische Eigenschaften durch die Kombination der
Strukturelemente und die Einstellung der zwischen diesen bestehenden zwi
schenmolekularen Wechselwirkungen eine effiziente und langzeitstabile Induktion
und Modifizierung optischer Anisotropie in amorphen flächenhaften Gebilden
gestatten und an sich gegenläufige Eigenschaften kombinieren.
Bevorzugt treten zwischen den Seitengruppen (1) und (2) schwache Wechselwir
kungskräfte auf; die ausreichen, daß die photoinduzierte Konfigurationsänderung
der Seitengruppe (1) eine gleichgerichtete Umorientierung der Seitengruppe (2) be
wirkt.
Überraschenderweise wurde gefunden, daß in den beanspruchten optisch isotropen
amorphen flächenhaften Gebilden dieser photochromen Polymere extrem hohe
Werte der optischen Anisotropie induziert werden konnten (Δn = 0,01 bis 0,2). Die
Werte sind denen vergleichbar, die in Monodomänen flüssigkristalliner Polymere
erhalten wurden oder sogar größer als diese. Sie sind signifikant größer im
Vergleich zu amorphen Polymeren ohne diese Strukturelemente.
Durch den Einfluß von aktinischem Licht werden in den flächenhaften Gebilden
Ordnungszustände generiert und modifiziert und damit die optischen Eigenschaften
der flächenhaften Gebilde moduliert.
Als Licht wird vorzugsweise linear oder circular polarisiertes Licht verwendet,
dessen Wellenlänge im Bereich der Absorptionsbande der photoinduzierbar
konfigurationsveränderlichen Seitengruppen (1) liegt.
Die Herstellung der Seitengruppenpolymere und ihre Polymerisation werden nach
literaturbekannten Verfahren durchgeführt (DD 2 76 297, DE 38 08 430, Makro
molekulare Chemie 187, 1327-1334 (1984), SU 887 574, Europ. Polym. 18, 561
(1982) und Liq. Cryst. 2, 195 (1987)).
Die Herstellung perfekter makroskopisch einheitlicher Filme gelingt, ohne daß auf
wendige Orientierungsverfahren unter Nutzung externer Felder und/oder von Ober
flächeneffekten notwendig sind. Sie lassen sich durch Spincoating, Tauchen, Gie
ßen oder andere technologisch leicht beherrschbare Beschichtungsverfahren auf
Unterlagen aufbringen, durch Pressen oder Einfließen zwischen zwei transparente
Platten bringen oder einfach als freistehenden Film durch Gießen oder Extrudieren
präparieren. Solche Filme lassen sich durch schlagartiges Abkühlen, d. h. durch
eine Abkühlungsrate von < 100 K/min, oder durch rasches Abziehen des Lösungs
mittels auch aus flüssig-kristallinen Polymeren herstellen, die Strukturelemente im
erfindungsgemäßen Sinne enthalten.
Die Schichtdicke liegt vorzugsweise zwischen 0,1 µm und 1 mm, besonders zwi
schen 0,5 und 100 µm.
Die lichtinduzierte Orientierung der Seitengruppen bzw. das Einschreiben von
Information erfolgt durch Bestrahlung mit für die photoinduzierbar konfigura
tionsveränderliche Gruppe geeignetem aktinischem Licht. Dies führt zu einer
winkelabhängigen Photoselektion, die eine Umorientierung der photochromen
Gruppen und - durch einen kooperativen Effekt - eine kontinuierliche, gleich
gerichtete Umorientierung der permanent formanisotropen Seitengruppen bis
maximal senkrecht zum elektrischen Vektor des Anregungslichtes bewirkt.
Bei Einstrahlung von polarisiertem Licht in der Flächennormalen eines Films
erhält man eine Vorzugsorientierung in der Filmebene, die im Falle von linear
polarisiertem Licht im gesamten Film einheitlich ist, während bei Verwendung von
circular polarisiertem Licht die Vorzugsrichtung entsprechend dem elektrischen
Vektor des Anregungslichtes entlang der Flächennormalen periodisch moduliert
wird. Bestrahlung mit unpolarisiertem Licht erzeugt eine Vorzugsorientierung
senkrecht zur Filmebene.
Die Lichtexposition erfolgt flächig oder lokal mit linear oder circular polarisier
tem, kohärenten oder nicht kohärenten, mono- oder polychromatischen Licht,
dessen Wellenlänge im Absorptionsbereich der photoinduzierbar konfigura
tionsveränderlichen Seitengruppen liegt.
Die Information wird mit einem Laser punktförmig oder mit einem Laser oder
eine Lampe flächig unstrukturiert oder unter Verwendung einer Maske bei einer
Intensität von 0,1 bis 5.000 mW/cm2in einer Zeit zwischen 0,1 und 6000 sec. ein
geschrieben.
Der Umorientierungsprozeß ist außerordentlich wirksam. Die erzielbare Doppelbre
chungsänderung bei T«Tg liegt vorzugsweise zwischen Δn = 0,05 bis 0,20.
Die hohen Werte der photochemisch induzierten Doppelbrechung und des photo
chemisch induzierten Dichroismus resultieren aus der molekularen Struktur der
Seitengruppen, dem kooperativen Mechanismus der lichtinduzierten Orientierung
zu einem Zustand gleicher makroskopischer Orientierung der photochromen und
nichtphotochromen, aber permanent formanisotropen Seitengruppen sowie der
Überwindung von Grenzen des Umorientierungsprozesses, wie sie in flüssig
kristallinen Monodomänen bestehen, da die zwischenmolekularen Wechsel
wirkungskräfte des flüssigkristallinen Guest-Host-Systems die primär vorhandene
Ordnung des geordneten Gebildes stabilisieren.
Die Vorzugsorientierung ist frei wählbar, sie hängt allein von der Wahl der Rich
tung des elektrischen Vektors des Anregungslichtes in Bezug auf den Poly
merkörper ab. Das Ausmaß der Orientierung ist bei konstanter Temperatur und
Wellenlänge allein von der eingestrahlten Energie abhängig, die entweder über die
Zeit oder die Leistung der Lichtquelle variiert werden kann. Es sind somit die
Orientierung, die Doppelbrechung und der Dichroismus frei wählbare Parameter,
die sich unter gleichbleibenden Randbedingungen bei wiederholtem Einschreiben
und Löschen exakt reproduzieren lassen. Die photochemisch induzierte optische
Anisotropie bleibt nach dem Abschalten der Lichtquelle bei Temperaturen unter
halb der Glastemperatur des Polymeren langzeitstabil erhalten.
Die Effekte sind temperaturabhängig. Beim Vergleich der Effekte in verschiedenen
Polymeren dient deren Glastemperatur Tg als Bezugspunkt. Die Größe der maxi
mal induzierbaren optischen Anisotropie steigt bei Temperaturerhöhung zunächst
an. Bei amorphen Polymeren sinkt sie im Bereich der Glastemperatur drastisch ab.
Im Falle der amorph eingefrorenen flüssig-kristallinen Polymeren steigt sie auch
oberhalb von Tg weiter mit der Temperatur, um schließlich in der Nähe des
Klärpunkts ganz zu verschwinden. Dagegen sind die eingeschriebenen Informa
tionen - unabhängig bei welcher Temperatur sie erzeugt wurden - und bei Lage
rung der Polymerfilme bei Temperaturen T<Tg über Jahre stabil.
In den erfindungsgemäßen Polymeren kann eine reproduzierbare, definierte, konti
nuierlich durchstimmbare, langzeitstabile Doppelbrechung erzeugt werden. Sie läßt
sich in Transmission oder Reflexion im polarisierten Licht als definierter Kontrast
darstellen. Bei Verwendung von Polymeren, deren Seitengruppen dichroitische
Eigenschaften haben, läßt sich entsprechend ein Dichroismus der Absorption oder
der Emission reproduzierbar, definiert, kontinuierlich durchstimmbar und lang
zeitstabil erzeugen. Durch einheitliche Bestrahlungsbedingungen wird im gesamten
Polymerfilm eine einheitliche Orientierung erzeugt. Bei lokaler Variation der Be
strahlungsbedingungen wie Energiedosis und Polarisationsrichtung wird ein hin
sichtlich der Vorzugsorientierung der Seitengruppen strukturierter Film erzeugt,
was zu Pixeln mit unterschiedlicher optischer Anisotropie führt.
Die erzeugten Orientierungen lassen sich durch Erwärmen der Polymeren über die
Glastemperatur oder, falls sie thermotrope Mesophasen ausbilden, über den Klär
punkt ganz oder teilweise löschen. Die benötigte Energie kann thermisch oder mit
einer geeigneten Lichtquelle zugeführt werden.
Die Vorzugsrichtung in der Orientierungsverteilung des optisch anisotropen Films
kann auch durch Belichten mit unpolarisiertem aktinischem Licht wieder rückgän
gig gemacht und die optische Isotropie entlang der Flächennormalen wieder her
gestellt werden. Erneute Bestrahlung mit der gleichen Quelle, jedoch veränderter
Lage, des elektrischen Vektors in Bezug auf den Polymerfilm führt zu einer Modi
fizierung der Richtung und Größe der optischen Anisotropie. Auf diese Weise
kann zwischen verschiedenen Zuständen bezüglich der Richtung und Größe der
optischen Anisotropie wiederholt geschaltet werden.
Auf der Grundlage dieser Effekte steht mit den erfindungsgemäßen Polymeren ein
Medium für die reversible, optische Datenspeicherung zur Verfügung. Wie bei der
Herstellung der Filme entfallen auch nach dem Löschen der Information alle Maß
nahmen zur Wiederherstellung der Monodomäne.
Die erfindungsgemäßen Polymere lassen sich zur digitalen oder analogen Daten
speicherung im weitesten Sinne, beispielsweise zur optischen Signalverarbeitung,
zur Fourier-Transformation und -Faltung oder in der kohärenten optische Korre
lationstechnik, verwenden. Die laterale Auflösung wird durch die Wellenlänge des
Ausleselichts begrenzt. Sie erlaubt eine Pixelgröße bis zu 0,5 mm. Der maximale
Kontrast beträgt 1 : 200. Somit lassen sich in einem Pixel bis zu 100 Graustufen
reproduzierbar einschreiben, wodurch die Speicherdichte bei digitaler Speicherung
erhöht wird.
Diese Eigenschaft macht die erfindungsgemäßen Polymere zur Verarbeitung von
Bildern und zur Informationsverarbeitung mittels Hologrammen besonders geeig
net, deren Reproduktion durch Ausleuchten mit einer Referenzwelle erfolgen kann.
Analog läßt sich das Interferenzmuster zweier phasengleicher monochromatischer
kohärenter Lichtquellen speichern und durch den Zusammenhang zwischen dem
elektrischen Vektor des Lichts und der damit verbundenen Vorzugsrichtung im
Speichermedium eine höhere Speicherdichte erzeugen. Entsprechend lassen sich
dreidimensionale holographische Bilder speichern. Das Auslesen erfolgt durch
Beleuchtung des Hologramms mit monochromatischem, kohärentem Licht. Bei der
analogen Speicherung können Werte der Grauskala kontinuierlich und ortsauf
gelöst eingestellt werden. Das Auslesen analog gespeicherter Information geschieht
im polarisierten Licht, wobei man je nach Stellung der Polarisatoren das positive
oder das negative Bild hervorholen kann. Hierbei kann einerseits der durch die
Phasenverschiebung von ordentlichem und außerordentlichem Strahl erzeugte Kon
trast des Films zwischen zwei Polarisatoren genutzt werden, wobei die Ebenen des
Polarisators vorteilhaft einen Winkel von 45° zur Polarisationsebene des Ein
schreiblichts bilden und die Polarisationsebene des Analysators entweder senkrecht
oder parallel zu der des Polarisators steht. Eine andere Möglichkeit besteht in der
Detektion des durch induzierte Doppelbrechung verursachten Ablenkwinkels des
Leselichts.
Die erfindungsgemäßen Polymeren lassen sich als optische Komponenten verwen
den, die passiv oder optisch schaltbar sein können. So kann die hohe lichtindu
zierte optische Anisotropie zur Modulierung der Intensität und/oder des Polarisa
tionszustandes von Licht benutzt werden. Entsprechend kann man aus einem Poly
inerfilm durch holographische Strukturierung Komponenten herstellen, die Abbil
dungseigenschaften haben, die mit Linsen oder Gittern vergleichbar sind.
Besonders bevorzugte Seitengruppenpolymere entsprechend der Formel (III)
worin
R1 und R2 unabhängig voneinander H oder CH3,
R1 und R2 unabhängig voneinander H oder CH3,
L1 und L3 unabhängig voneinander eine gegebenenfalls durch 1 bis 3 O-Atome
unterbrochene Alkylengruppe mit 2 bis 14 C-Atomen
L2 eine direkte Bindung, -CO-NH-, -NH-CO-, -CO-O- oder -O-CO-
R5 und R6 unabhängig voneinander einen Substituenten, insbesondere H, CN, C1-C6-Alkyl, C1-C6-Alkoxy, Di-C1-C4-alkylamino, Halogen oder Nitro und
x und y 0,1 bis 0,9 bedeuten,
wobei x + y = 1 und
die Monomerbausteine im Seitengruppenpolymer statistisch verteilt sind.
L2 eine direkte Bindung, -CO-NH-, -NH-CO-, -CO-O- oder -O-CO-
R5 und R6 unabhängig voneinander einen Substituenten, insbesondere H, CN, C1-C6-Alkyl, C1-C6-Alkoxy, Di-C1-C4-alkylamino, Halogen oder Nitro und
x und y 0,1 bis 0,9 bedeuten,
wobei x + y = 1 und
die Monomerbausteine im Seitengruppenpolymer statistisch verteilt sind.
In einer Glasampulle werden nacheinander 3,0 g KOH, 10 g NC-C6H4-C6H4-OH
und 6,15 g ClCH2CH2-OH in 50 ml Methanol gelöst. Die Ampulle wird mit
Argon gefüllt, abgeschmolzen und 50 h bei 115°C gehalten. Nach Öffnung der
Ampulle wird das Reaktionsgemisch in einem Scheidetrichter mit der 5-fachen
Menge CHCl3 versetzt und mit Wasser ausgeschüttelt. Nach dem Abtrennen wird
die organische Phase mit MgSO4 getrocknet.
Nach Abziehen des Lösungsmittels wird das Produkt chromatographisch gereinigt
und danach einmal aus Benzol umkristallisiert.
Ausbeute: 10,4 g (85% der Theorie)
F. 150°C
K 122°C N 126°C I.
Ausbeute: 10,4 g (85% der Theorie)
F. 150°C
K 122°C N 126°C I.
In diesem wie in den folgenden Beispielen haben die benutzten Abkürzungen
folgende Bedeutungen:
F: Schmelzpunkt
K: Kristallin
G: Glaszustand
N: Nematische Phase
S: Smektische Phase
I: Isotrope Schmelze
Angaben in Klammern bezeichnen monotrope Phasen.
F: Schmelzpunkt
K: Kristallin
G: Glaszustand
N: Nematische Phase
S: Smektische Phase
I: Isotrope Schmelze
Angaben in Klammern bezeichnen monotrope Phasen.
Analog wird 4-(6-Hydroxy-hexyloxy)-4′-cyanoazobenzol hergestellt.
Ausbeute: 9,4 g (58,5% der Theorie)
F.: 150°C.
Ausbeute: 9,4 g (58,5% der Theorie)
F.: 150°C.
Ein Gemisch aus 25 ml Ethylmethylketon, 10 g HO-C6H4-C6H4-CN, 7,1 g K2CO3
und 13,9 g HO-(CH2)6-Br wird unter Rühren am Rückfluß erhitzt bis zur voll
ständigen Umsetzung (Kontrolle durch Dünnschicht-Chromatographie). Dann wird
der Niederschlag abfiltriert, das Lösungsmittel vollständig entfernt, das Produkt
chromatographisch gereinigt und einmal aus Benzol umkristallisiert.
Ausbeute: 13,4 g (81% der Theorie)
K 97°C S 112°C I.
Ausbeute: 13,4 g (81% der Theorie)
K 97°C S 112°C I.
Analog wird 4-(2-Hydroxy-ethyloxy)-4′-cyanoazobenzol hergestellt.
Ausbeute: 1,5 g (36% der Theorie)
F.: 184°C.
Ausbeute: 1,5 g (36% der Theorie)
F.: 184°C.
Zu 2,8 g NC-C6H4-C6H4-O-(CH2)2-OH in einem Gemisch aus 40 ml absolutem
Benzol und 1,95 ml trockenem Triethylamin wird langsam unter Feuchtigkeitsaus
schluß bei Rühren und Erhitzen (60 bis 70°C) eine Lösung aus 1,4 ml ClOC-
CH=CH2 in 2 ml absolutem Benzol zugesetzt. Nach 2 h Rühren bei 60 bis 70°C
verdünnt man das Reaktionsgemisch mit 200 ml CHCl3, wäscht mit Wasser, trock
net mit MgSO4 und dampft das Lösungsmittel ab. Das Produkt wird zweimal aus
Methanol umkristallisiert.
Ausbeute: 2,67 g (78% der Theorie)
F.: 97,2°C.
Ausbeute: 2,67 g (78% der Theorie)
F.: 97,2°C.
Analog wird 4-Cyano-4′-(2-methacryloyloxy-ethyloxy)-biphenyl hergestellt.
Ausbeute: 1,4 g (69% der Theorie)
F.: 86 bis 88°C
Ausbeute: 1,4 g (69% der Theorie)
F.: 86 bis 88°C
Analog wird 4-(2-Acryloyloxy-ethyloxy)-4′-cyanoazobenzol hergestellt.
Ausbeute: 0,67 g
F.: 133,7°C.
Ausbeute: 0,67 g
F.: 133,7°C.
Analog wird 4-(2-Methacryloyloxy-ethyloxy)-4′-cyanoazobenzol hergestellt.
Ausbeute: 0,78 g (89% der Theorie)
F.: 139,5°C.
Ausbeute: 0,78 g (89% der Theorie)
F.: 139,5°C.
Analog wird 4-Cyano-4′-(6-acryloyloxy-hexyloxy)-biphenyl hergestellt.
Ausbeute: 3,2 g (86,4% der Theorie)
K 87,5°C (N 80°C) I.
Ausbeute: 3,2 g (86,4% der Theorie)
K 87,5°C (N 80°C) I.
Das Produkt wird aus NC-C6H4-C6H4-OH und ClCH2CH2-O-CH2CH2-Cl analog
Beispiel 1 hergestellt.
Ausbeute: 7,8 g (50,5% der Theorie)
F.: 58 bis 61°C.
Ausbeute: 7,8 g (50,5% der Theorie)
F.: 58 bis 61°C.
Analog wird 4-(β′-Chlorethyloxy-ethyl-β-oxy)-4′-cyanoazobenzol hergestellt.
Ausbeute: 4,6 g (42% der Theorie)
F.: 95 bis 96°C.
Ausbeute: 4,6 g (42% der Theorie)
F.: 95 bis 96°C.
Zu einer Lösung von 2 g Cl-CH2CH2-O-CH2CH2-O-C6H4-N=N-C6H4-CN in 10 ml
trockenem Hexamethylphophorsäuretriamid wird 1,49 g (0,012 mol) trockenes
Pulver von H2C=C(CH3)COOK unter Rühren und Feuchtigkeitsausschluß zuge
setzt. Nach 1 h Rühren bei Raumtemperatur und 1 h bei 70°C wird das Reak
tionsgemisch in einem Scheidetrichter mit der 5-fachen Menge CHCl3 versetzt und
mit Wasser ausgeschüttelt. Nach dem Abtrennen wird die organische Phase mit
MgSO4 getrocknet. Nach Abziehen des Lösungsmittels wird das Produkt zweimal
aus Methanol umkristallisiert.
Ausbeute: 1,9 g (84% der Theorie)
F.: 74,0°C.
Ausbeute: 1,9 g (84% der Theorie)
F.: 74,0°C.
Analog wird 4-(β′-Acryloyloxy-ethyloxy-ethyl-β-oxy)4′-cyanoazobenzol herge
stellt.
Ausbeute: 1,63 g (74% der Theorie)
F.: 113,5°C.
Ausbeute: 1,63 g (74% der Theorie)
F.: 113,5°C.
Analog wird β[4-(4′-Cyanodiphenyl)oxy]-ethyl-β′-methacryloyloxy-ethyl-ether her
gestellt.
Ausbeute: 6,63 g (76% der Theorie)
F.: 64°C.
Ausbeute: 6,63 g (76% der Theorie)
F.: 64°C.
Analog wird β[4-(4′-Cyanodiphenyl)oxyl-ethyl-β′-acryloyloxy-ethyl-ether herge
stellt.
Ausbeute: 0,88 g (71% der Theorie)
F.: 62°C.
Ausbeute: 0,88 g (71% der Theorie)
F.: 62°C.
55,4 g Methacrylsäure, 15 g 4-(6-Hydroxyhexyloxy)-benzoesäure, 2,25 g Hydro
chinon, 2,25 g p-Toluolsulfonsäure und 150 ml Chloroform wurden unter Ver
wendung eines Wasserabscheiders 18 Stunden am Rückfluß gekocht und an
schließend mit 1,66 g Natriumacetat-trihydrat in 5 ml Wasser versetzt. Chloroform
und nicht umgesetzte Methacrylsäure wurden im Rotationsverdampfer abgezogen.
Das Reaktionsprodukt wurde in 750 ml Chloroform aufgenommen und filtriert.
Nach dem Waschen des Reaktionsproduktes mit 100 ml Wasser, Trocknen über
Natriumsulfat und Filtrieren wurde bei -18°C ein kristallines Produkt erhalten, das
filtriert, mit Toluol gewaschen und aus Toluol umkristallisiert wurde. Nach
Trocknung wurden 15 g 4-(6-Methacryloyloxyhexyloxy)benzoesäure erhalten (F.:
92°C).
Diese wurden in 30 ml Thionylchlorid gelöst, mit einigen Tropfen N,N-Dimethyl
formamid und etwas 2,4-Di-tert.-butylphenol versetzt und durch zweistündiges
Rühren in das Säurechlorid überführt. Nach Abziehen des überschüssigen Thionyl
chlorids wurde das Produkt in 25 ml Chloroform aufgenommen und bei 0 bis 5°C
zu einer gerührten Lösung von 1,85 g p-Anisidin und 3 ml Triethylamin in 50 ml
Chloroform getropft. Es wurde 3 Stunden bei Raumtemperatur nachgerührt. Die
Lösung wurde mehrfach mit Wasser gewaschen, über Natriumsulfat getrocknet und
dann das Lösungsmittel abdestilliert. Das Reaktionsprodukt wurde aus Isopropanol
umkristallisiert.
Ausbeute: 4,4 g (69% der Theorie)
F.: 134 bis 135°C.
Ausbeute: 4,4 g (69% der Theorie)
F.: 134 bis 135°C.
Analog wird 4-(6-Methacryloyloxyhexyloxy)-benzoesäure-4-n-pentoxyanilid herge
stellt.
Ausbeute: 4,4 g (71% der Theorie)
F.: 132 bis 133°C.
Ausbeute: 4,4 g (71% der Theorie)
F.: 132 bis 133°C.
12 g 4-(6-Methacryloyloxyhexyloxy)benzoesäure wurden analog zu Beispiel 6 in
das Säurechlorid überführt. Diese wurde in 100 ml Benzol aufgenommen und bei
Raumtemperatur unter Rühren zu einer Lösung von 4,6 g 4-Amino-benzonitril in
12,5 ml Pyridin und 125 ml Benzol getropft. Es wurde weitere 3 Stunden gerührt
und das Reaktionsgemisch über Nacht stehen gelassen. Der Niederschlag wurde
abfiltriert und aus Toluolen und Methanol umkristallisiert.
Ausbeute: 10,7 g (67,3% der Theorie)
F.: 132 bis 133°C.
Ausbeute: 10,7 g (67,3% der Theorie)
F.: 132 bis 133°C.
6,1 g 4-(6-Methacryloyloxyhexyloxy)benzoesäure wurden analog Beispiel 6 in das
Säurechlorid überführt. Dieses wurde in 100 ml trockenem Tetrahydrofuran (THF)
aufgenommen und bei 0 bis 5°C zu einer gerührten Lösung von 3,3 g
Hydrochinonmonobutylether in 100 ml THF und 4 ml Triethylamin getropft. Es
wurde drei Stunden bei Raumtemperatur nachgerührt und anschließend das
ausgefallene Triethylaminhydrochlorid abfiltriert. Das Filtrat wurde zur Trockne
eingedampft und der Rückstand in 50 ml Dichlormethan gelöst. Die Lösung wurde
mehrmals mit Wasser gewaschen, mit Natriumsulfat getrocknet und dann das
Lösungsmittel abdestilliert. Das erhaltene Rohprodukt wurde durch Säulen
chromatographie und durch Umkristallisieren aus n-Hexan gereinigt.
Ausbeute: 6,3 g (66,7% der Theorie)
F.: 57 bis 58°C.
Ausbeute: 6,3 g (66,7% der Theorie)
F.: 57 bis 58°C.
Eine Mischung aus 0,4 mol 1,2-Dibromethan, 0,2 mol Kaliumcarbonat, 0,004 mol
4-Hydroxyazobenzol, einer Spur Kaliumiodid und 200 ml Aceton wurde durch
Rühren 6 Stunden am Rückfluß erhitzt. Nach dem Abkühlen wurde filtriert. Der
nach Abdestillieren des Lösungsmittels erhaltene Rückstand wurde aus Methanol
umkristallisiert.
Ausbeute: 8,3 g (68% der Theorie)
F.: 79 bis 85°C.
Ausbeute: 8,3 g (68% der Theorie)
F.: 79 bis 85°C.
Eine Mischung aus 11,4 g dieses Produkts und 0,075 mol Kalium-methacrylat
wurde in 100 ml N,N-Dimethylformamid (DMF) zehn Stunden bei 60°C gerührt.
Nach dem Abkühlen wurde mit Wasser verdünnt, der entstandene Niederschlag
abfiltriert und an der Luft getrocknet. Die Reinigung des Rohprodukts erfolgte
durch Säulenchromatographie und durch Umkristallisieren aus tert.-Butanol.
Ausbeute: 8,1 g (70%)
F.: 65 bis 67°C.
Ausbeute: 8,1 g (70%)
F.: 65 bis 67°C.
Eine Lösung von 0,247 g 4-Cyano-4′-(2-methacryloyloxyethyloxy)-diphenyl und
0,076 g 4-(β′-Methacryloyloxy-ethyloxy-ethyl-β-oxy)-4′-cyanoazobenzol in 2,9 ml
absolutem Benzol wurden nach gründlichem Spülen der Reaktionsgefäße und
-mischungen mit Stickstoff durch Zusatz von 0,0064 g Azoisobuttersäurenitril
(AIBN) als Polymerisationsinitiator bei 70°C zur Polymerisation gebracht. Die
Reaktionszeit betrug 45 Stunden. Das Reaktionsprodukt wurde mit Ethanol
ausgefällt, abfiltriert und in 1,2-Dichlorethan gelöst. Das aus der erneut filtrierten
Lösung erhaltene Polymer wurde aus Ethanol umgefallt und im Vakuum bei
120°C getrocknet und entgast. Die Ausbeute betrug 95% der Theorie.
In analoger Weise wurden durch Copolymerisation Polymere der Formel (IV)
erhalten. Die Ergebnisse finden sich in Tabelle 1.
Tg ist die Glastemperatur, Tc die Klärtemperatur.
LC innerhalb der Spalte "Phase" bedeutet, daß das entsprechende Polymer unter
halb Tc flüssig-kristalline Phasen ausbildet.
Polymere der Formel (V) wurden in analoger Weise erhalten. Die Ergebnisse fin
den sich in Tabelle 2.
Polymere der Formel (VI) wurden in analoger Weise erhalten. Die Ergebnisse fin
den sich in Tabelle 3.
Eine Lösung von 1,134 g 4-(6-Methacryloyloxyhexyloxy)-benzoesäure-4-n-meth
oxyanilid und 0,776 g 4-(2-Methacryloyloxyethyloxy)-azobenzol in 19 ml DMF
wurde nach gründlichem Spülen der Reaktionsgefäße und -mischungen mit
Stickstoff durch Zusatz von 0,0164 g AIBN als Polymerisationsinitiator bei 70°C
zur Polymerisation gebracht. Die Reaktionszeit betrug 24 Stunden. Das
Reaktionsprodukt wurde mit 500 ml Ethanol ausgefällt, abfiltriert und in 20 ml
DMF gelöst. Das aus der erneut filtrierten Lösung erhaltene Polymer wurde aus
Ethanol umgefällt und im Vakuum bei 120°C getrocknet und entgast. Die
Ausbeute betrug 1,34 g (70% der Theorie).
In analoger Weise wurden Polymere der Formel (VII) erhalten. Die Ergebnisse
finden sich in Tabelle 5.
In analoger Weise wurden Polymere der Formel (VIII) erhalten. Die Werte sind in
Tabelle 6 angegeben.
Die Zusammensetzung der erhaltenen Copolymere wurde durch Elementaranalyse
und UV/Vis-Spektroskopie ermittelt.
Die Zahlenmittel Mn und die Gewichtsmittel Mw der Molekulargewichte wurden
durch GPC-Messungen bestimmt. Die angegebenen Zahlen sind Relativwerte
bezogen auf einen unter gleichen Bedingungen gemessenen Polystyrolstandard.
Die Mn-Werte wurden zusätzlich durch Membranosmometrie bestimmt.
Die Ermittlung der Phasenübergangstemperaturen bzw. der Ausschluß der Existenz
thermotroper Mesophasen erfolgte durch polarisationsmikroskopische Unter
suchungen und DSC-Messungen. Letztere wurden auch zur Bestimmung der
Glastemperaturen herangezogen.
Zwei Glasplatten wurden durch Polyimidfolie in einem Abstand von 15 µm
gehalten und mit Hilfe von Epoxidharz fixiert.
Eine Schmelze des amorphen Polymers 5 wurde durch die Wirkung von Kapillar
kräften bei 150°C zwischen die Platten gebracht.
Nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur wurde ein transparenter, optisch völlig
klarer, blasenfreier, nicht-streuender und optisch in allen Raumrichtungen isotroper
Film erhalten.
Dieser amorphe Körper zeigte keine Doppelbrechung und wies unter dem Polari
sationsmikroskop keine Domänenstruktur auf. Auch eine konoskopische Betrach
tung zeigte, daß der Film optisch isotrop und somit amorph war.
Dieses Ergebnis wurde auch durch polarisierte UV-/Vis-Messungen und durch
polarisierte IR-Messungen bestätigt. Der auf diese Weise ermittelte "Ordnungs
grad" des Polymeren betrug 0.
In analoger Weise wurden Filme der Polymeren 6, 7, 9 bis 11, 20 und 21 mit den
beschriebenen Eigenschaften erhalten.
Eine Schmelze von Polymer 1 wurde durch die Wirkung von Kapillarkräften bei
150°C zwischen die wie in Beispiel 13 präparierten Platten gebracht.
Nach dem schlagartigen Abkühlen auf Raumtemperatur wurde ein transparenter,
optisch völlig klarer, blasenfreier, nicht-streuender und optisch in allen
Raumrichtungen isotroper Film erhalten.
Dieser amorphe Körper zeigte keine Doppelbrechung und wies unter dem Polari
sationsmikroskop keine Domänenstruktur auf. Auch eine konoskopische Betrach
tung zeigte, daß der Film optisch isotrop und somit amorph war.
Dieses Ergebnis wurde auch durch polarisierte UV-/Vis-Messungen und durch
polarisierte IR-Messungen bestätigt. Der auf diese Weise ermittelte "Ordnungs
grad" des Polymeren betrug 0.
In analoger Weise wurden Filme der Polymeren 2 bis 4, 8 und 12 bis 19 mit den
beschriebenen Eigenschaften erhalten.
Amorphe Filme des Polymers 19 auf Kieselglas- und Siliziumträgern wurden
durch Spincoating hergestellt.
Eine Lösung von 4 Gew.-% des Polymers in THF wurden durch eine Fritte mit
einer Porung von 10 µm filtriert.
Die als Trägermaterial für die Filme verwendeten Kieselglasscheiben und Silizium
wafer wurden vor der Beschichtung im Spincoater mit THF vorgespült.
Die Lösungen des Polymers wurden auf das ruhende Substrat aufgetragen, welches
dann in Rotation versetzt wurde (5000 U/min; Zeit ca. 1 min).
Die Filme wurden 10 h im Dunklen unter einem lösungsmittelfreien Gasstrom
gelagert.
Auf diese Weise wurden transparente, optisch völlig klare Filme erhalten, die
unter dem Polarisationsmikroskop keine Domänenstruktur oder Doppelbrechung
aufwiesen. Konoskopische Untersuchungen zeigten, daß die Filme optisch isotrop
und somit amorph waren. Polarisierte UV/Vis- (Glassubstrate) bzw. FTIR-
Messungen (Si-Substrate) belegen diesen Befund. FTIR steht für Fourier-
Transform Infrarot-Spektroskopie.
Die Schichtstärken der Filme wurden mit einem Talystep-Gerät vermessen. Sie
betrugen ca. 500 nm.
In analoger Weise wurden Filme der Polymeren 1 bis 19 und 20 bis 24 mit den
beschriebenen Eigenschaften auf Kieselglas- und Siliziumträgern erhalten. Die
Schichtstärken wurden im Bereich von 400 bis 1000 nm durch Wahl der
Konzentration und der Rotationsgeschwindigkeit eingestellt.
Ein amorpher Film des Polymers 20 wurde aus einer 20 gew.-%igen filtrierten
Lösung des Polymers in THF hergestellt.
Ein Kieselglas-Substrat wurde mit dieser Lösung so beschichtet, daß es homogen
und blasenfrei benetzt war. Anschließend wurde das Lösungsmittel langsam
abgedunstet und die Platte für 10 h im Dunklen unter einem lösungsmittelfreien
Gasstrom gelagert.
Die Schichtstärke betrug etwa 5 µm. Der Film war optisch klar und zeigte unter
dem Polarisationsmikroskop keine Domänenstruktur oder Doppelbrechung. Die
konoskopische Betrachtung zeigte, daß der Film optisch isotrop und somit amorph
war. Polarisierte UV/Vis-Messungen belegen diesen Befund.
Das Polymere 19 wurde in einer wie im Beispiel 14 hergestellten Zelle mit dem
linear polarisierten Licht eines Ar⁺-Lasers (λ = 488 nm, P = 100 mW/cm2) be
strahlt. Während der Bestrahlung wurden UV/Vis-Spektren mit parallel und
senkrecht zur Polarisationsebene des Anregungslichtes polarisiertem Meßstrahl
aufgenommen. Dabei wurde festgestellt, daß sich nach ca. 7 Sekunden ein kon
stantes Verhältnis von E- und Z-Isomeren der Azobenzolchromophoren einstellt,
welches durch weitere Bestrahlung nicht mehr verändert wird (photostationäres
Gleichgewicht). Der detektierte Dichroismus der dem E-Isomeren zuzuordnenden
Bande (r = A 365 nm; /A 365 nm;) stieg während einer Bestrahlungszeit von 300
Sekunden kontinuierlich von r = 1 bis r = 1,9 an, wobei A365 nm; die Absorption
in der Richtung senkrecht und A365 nm; die Absorption parallel zur Pola
risationsebene des Ar⁺-Lasers bedeutet. Dies demonstriert, daß sich bei Be
strahlung mit linear polarisiertem Licht eine kontinuierliche Umorientierung der
photochromen Gruppen vollzieht, die zur Herausbildung einer Vorzugsorientierung
in der Filmebene führt.
Ein qualitativ analoges Verhalten zeigen unter diesen Bedingungen alle anderen
Polymeren.
Das Polymer 20 wurde in einer wie im Beispiel 13 hergestellten Zelle mit un
polarisiertem Licht eines Ar⁺-Lasers (λ = 488 nm, P = 100 mW/cm2) bestrahlt.
Während der Bestrahlung wurden UV/Vis-Spektren mit in drei verschiedenen
Richtungen (horizontal, vertikal und 45° zur Horizontalen) polarisierten Meß
strahlen aufgenommen. Im Bereich der dem E-Isomeren zuzuordnenden Bande war
die Absorption jeweils unabhängig von der Polarisationsrichtung des Meßstrahls.
Die Summe aller drei Absorptionen nahm während einer Bestrahlungsdauer von
300 Sekunden kontinuierlich ab. Dies demonstriert, daß sich bei Bestrahlung mit
unpolarisiertem Licht eine kontinuierliche Umorientierung der photochromen
Gruppen vollzieht, die zur Herausbildung einer Vorzugsorientierung senkrecht zur
Filmebene führt.
Das Polymer 21 wurde in Form einer wie im Beispiel 15 hergestellten Schicht auf
Si-Träger mit dem linear polarisierten Licht eines Ar⁺-Lasers (λ = 488 nm, P =
100 mW/cm2) bestrahlt. Während der Bestrahlung wurden FTIR-Spektren mit
parallel und senkrecht zur Polarisationsebene des Anregungslichtes polarisiertem
Meßstrahl aufgenommen. Der dabei detektierte Dichroismus der der CN-
Steckschwingung der Cyanogruppe der formanisotropen Seitengruppe zuzuord
nenden Bande stieg während einer Bestrahlungszeit von 300 Sekunden konti
nuierlich von r = 1 bis r = 1,9 an, wobei die r = A /A und A das Integral der CN-
Bande mit parallel zum Anregungslicht polarisiertem Meßstrahl darstellt. Dies
demonstriert, daß sich bei Bestrahlung mit linear polarisiertem Licht durch einen
kooperativen Effekt die photoinduzierte Bewegung der photochromen Gruppen
eine kontinuierliche, gleichgerichtete Umorientierung der formanisotropen, nicht
photochromen Seitengruppen bis maximal senkrecht zur Polarisationsebene des
Anregungslichtes bewirkt.
Ein qualitativ gleiches Verhalten konnte für alle anderen Polymeren gefunden
werden.
Dieser kooperative Effekt in Kombination mit der spezifischen Struktur der
Polymeren bewirkt die im Vergleich mit anderen amorphen Polymeren besonders
hohen Werte der induzierbaren Doppelbrechung bis zu 0,11, die bisher nur
infolge makroskopischer Umorientierungsprozesse durch externe Felder in
Flüssigkristallen beobachtet wurden.
Nach Ausführungsbeispiel 13 hergestellte amorphe Filme der Polymeren 5 bis 7,
10, 11 und 20 bis 25 und nach Ausführungsbeispiel 14 hergestellte amorphe Filme
der Polymeren 1 bis 4, 8 und 12 bis 19 wurden im Glaszustand mit dem
aufgeweiteten (d = 10 mm), linear polarisierten Lichtstrahl eines Ar⁺-Lasers (λ =
488 nm; P = 200 mW/cm2) bestrahlt.
Während der Bestrahlung wurde die Doppelbrechung in der Filmebene mit Hilfe
eines He/Ne-Lasers (λ = 632,8 nm; P = 0,5 mW/cm2) gemessen. Dabei stieg
diese von Δn = 0 (amorpher Film) kontinuierlich an und strebte einem Grenzwert
Δnmax zu. Die Größe des Grenzwertes und die dazu notwendige Bestrahlungszeit
war abhängig von der Polymerstruktur, der Temperatur des Films, der Schicht
dicke sowie der Bestrahlungsleistung.
In Tabelle 5 sind exemplarisch die Grenzwerte der erzielten Doppelbrechung und
die ermittelten Zeitkonstanten für einige der durchgeführten Experimente zusam
mengestellt.
Nach der Bestrahlung kam es zu einer schwachen Relaxation der Doppelbre
chungswerte von Δnmax auf Δnstab, wobei stets
(Δnmax-Δnstab)/Δnmax<0,05
galt, wenn Tg-T<10K war. Während dreÿähriger Lagerung bei Temperaturen
unterhalb von Tg blieben die Δnstab-Werte konstant.
Durch mikroskopische Betrachtung konnte qualitativ gezeigt werden, daß die
erzeugte Anisotropie über die gesamte bestrahlte Fläche konstant war.
Die konoskopische Betrachtung des bestrahlten Films zeigte, daß in der Filmebene
eine optische Achse induziert wurde, die senkrecht zur Polarisationsebene des
aktinischen Lichtes liegt.
Zehn nach Ausführungsbeispiel 13 hergestellte amorphe Filme des Polymers 20
wurden unter den im Beispiel 20 beschriebenen Bedingungen mit 10 verschie
denen Richtungen der Polarisationseberie bestrahlt. In jedem Falle wurde in den
amorphen Filmen eine optische Achse induziert, die senkrecht zur Polarisations
ebene des Anregungslichtes lag. Der in Bezug auf diese Achse induzierte Betrag
der Doppelbrechung war bei ansonsten identischen Bestrahlungsbedingungen
unabhängig von der Richtung der Polarisationsebene des Anregungslichtes. Dies
demonstriert, daß die Richtung der Achsen der optischen Anisotropie durch die
Wahl der Polarisationsebene des Anregungslichtes in Bezug auf den
Polymerkörper beliebig einstellbar ist.
Ein wie im Beispiel 14 beschrieben präparierter 15 µm dicker Film des Polymers
19 wurde mit dem aufgeweiteten (d = 10 mm), linear polarisierten Lichtstrahl
eines Ar⁺-Lasers (λ = 488 nm; P = 200 mW/cm2) bestrahlt. Während der
Bestrahlung wurde die Doppelbrechung gemessen. Die Bestrahlung wurde jeweils
nach einer erzielten Doppelbrechungsänderung von 0,0004 unterbrochen, die
Einstellung einer stabilen Doppelbrechung nach schwacher Relaxation abgewartet
und anschließend weiter bestrahlt. Nach 100 solcher Schritte war eine Dop
pelbrechung von 0,04 erreicht. Dies demonstriert, daß das Ausmaß der Orientie
rung des im Ausgangszustand amorphen Körpers von der Bestrahlungsdauer
abhängt und somit beliebig einstellbar ist.
Acht wie im Beispiel 13 beschrieben präparierte 15 µm dicke Filme des Polymers
20 wurden mit dem aufgeweiteten (d = 10 mm), linear polarisierten Lichtstrahl
eines Ar⁺-Lasers (λ = 488 nm) jeweils 300 s lang bestrahlt. Die Laserleistung
wurde dabei variiert. Die dabei in den verschiedenen induzierten
Doppelbrechungen sind in Tabelle 5 zusammengestellt.
Dies demonstriert, daß das Ausmaß der Orientierung des im Ausgangszustand
amorphen Körpers von der Leistung des Anregungslichtes abhängt und somit beliebig einstellbar ist.
Zwei wie im Beispiel 14 beschrieben präparierte 15 µm dicke Filme des Polymers
19 wurden mit dem aufgeweiteten (d = 10 mm), linear polarisierten Lichtstrahl
eines Ar⁺-Lasers (λ = 488 nm) bis zum Erreichen einer induzierten Doppel
brechung von Dn = 0,02 bestrahlt. Die Bestrahlung des ersten Filmes erfolgte bei
Raumtemperatur (ca. 45 K unterhalb der Glastemperatur). Zur Induktion der
gewünschten Doppelbrechung war eine Bestrahlungsdauer von ca. 350 Sekunden
notwendig. Der zweite Film wurde unmittelbar nach dem Beginn der Bestrahlung
auf 80°C (ca. 10 K über der Glastemperatur) erwärmt. Die Induktion der
gewünschten Doppelbrechung erforderte in diesem Fall nur ca. 70 Sekunden. Noch
während der Bestrahlung wurde dieser Film wieder auf Raumtemperatur
abgekühlt, wodurch die Relaxation nach Beenden der Bestrahlung der im Beispiel
20 beschriebenen entsprach. Dies demonstriert, daß die optische Anisotropie bei
Temperaturen unterhalb der Glastemperatur oder kurzzeitig oberhalb der
Glastemperatur eingeschrieben wird und im Glaszustand eingefroren wird.
Ein wie im Beispiel 14 beschrieben präparierter 15 µm dicker Film des Polymers
19 wurde bei Raumtemperatur mit dem linear polarisisierten Lichtstrahl eines Ar⁺-
Lasers (λ = 488 nm; P = 100 mW/cm2, d = 1 mm) an zehn verschiedenen Arealen
verschieden lange bestrahlt. Die induzierte Doppelbrechung wurde gemessen.
Anschließend wurde der Film über die Glastemperatur erwärmt und wieder auf
Raumtemperatur abgekühlt. Dann wurde die Bestrahlung unter den gleichen
Bedingungen durchgeführt. Die jeweils resultierenden Doppelbrechungen wichen
für die gleiche Bestrahlungszeit um maximal 2% des Absolutwertes voneinander
ab. Dies demonstriert, daß im Polymeren eine reproduzierbare, definierte
Doppelbrechung erzeugt wird, die unter Nutzung von zwei in definierter Lage
zueinander und zum Polymerfilm befindlichen Polarisatoren zu einem definierten,
auslesbaren Kontrast im Vergleich zum unbestrahlten Polymerfilm führt.
Ein wie im Beispiel 13 beschrieben präparierter 15 µm dicker Film des Polymers
20 wurde bei Raumtemperatur mit dem linear polarisisierten Lichtstrahl eines Ar⁺-
Lasers (λ = 488 nm; P = 100 mW/cm2, d = 1 mm) an zehn verschiedenen Arealen
mit zehn verschiedenen Richtungen der Polarisationsebene (10°-Schritte von
horizontaler bis zu vertikaler Richtung) jeweils 300 Sekunden lang bestrahlt. Der
Polymerfilm befand sich zwischen zwei gekreuzten Polarisatoren. Die Intensität
eines senkrecht durch diese Anordnung strahlenden He/Ne-Lasers wurde
gemessen. Anschließend wurde der Film über die Glastemperatur erwärmt und
wieder auf Raumtemperatur abgekühlt. Dann wurde die Bestrahlung unter den
gleichen Bedingungen wiederholt. Diese Prozedur wurde zehnmal hintereinander
durchgeführt. Die nach den verschiedenen Bestrahlungen an den jeweils gleichen
Arealen gemessenen Intensitäten des He/Ne-Laserstrahls wichen um maximal 2%
voneinander ab. Dies demonstriert, daß im Polymeren eine reproduzierbare,
definierte Doppelbrechung erzeugt wird, die unter Nutzung von zwei in definierter
Lage zueinander und zum Polymerfilm befindlichen Polarisatoren zu einem
definierten, auslesbaren Kontrast im Vergleich zum unbestrahlten Polymerfilm und
zu mit anderen Polarisationsebenen bestrahlten Arealen führt.
Ein wie im Beispiel 14 beschrieben präparierter 15 µm dicker Film des Polymers
19 wurde bei Raumtemperatur mit dem linear polarisisierten Lichtstrahl eines Ar⁺-
Lasers (λ = 488 nm; P = 100 mW/cm2, d = 1 mm) an zehnmal unterschiedlich
lange bestrahlt. Nach jeder Bestrahlung wurde die Anisotrope der Absorption
UV/Vis-spektroskopisch ermittelt, der Polymerfilm über die Glastemperatur
erwärmt und wieder auf Raumtemperatur abgekühlt. Dann folgte die nächste
Bestrahlung. Die zehn Zyklen wurden dreimal wiederholt. Es konnte festgestellt
werden, daß die gemessene Absorption bei jeder Polarisationsrichtung des Meß
strahls bei gleicher Bestrahlungsdauer maximal um 2% voneinander abwichen.
Die Anisotropie der Absorption wurde mit steigender Bestrahlungsdauer größer.
Dieses Anwachsen war in guter Übereinstimmung mit dem Anwachsen der
Doppelbrechung bei steigender Bestrahlungszeit (siehe Beispiel 22). Nach der
letzten Bestrahlung wurde der Polymerfilm 6 Monate im Dunkeln bei Raum
temperatur gelagert, ohne daß sich die Absorpitons-Anisotropie signifikant änderte.
Dies demonstriert, daß in den Polymeren ein reproduzierbarer, definierter, konti
nuierlich durchstimmbarer, langzeitstabiler Dichroismus der Absorption erzeugt
wird.
Ein wie im Beispiel 13 beschrieben präparierter 15 µm dicker Film des Polymers
20 wurde bei Raumtemperatur mit dem linear polarisisierten Lichtstrahl eines Ar⁺-
Lasers (λ = 488 nm; P = 100 mW/cm2, d = 10 mm) zehnmal mit unterschiedlicher
Polarisationsrichtung 300 Sekunden lang bestrahlt. Die Polarisationsrichtungen
waren die gleichen wie die im Beispiel 26. Nach jeder Bestrahlung wurde die
Anisotropie der Absorption UV/Vis-spektroskopisch ermittelt, der Polymerfilm
über die Glastemperatur erwärmt und wieder auf Raumtemperatur abgekühlt. Dann
folgte die nächste Bestrahlung. Die zehn Zyklen wurden dreimal wiederholt. Es
konnte festgestellt werden, daß die Beträge der gemessenen Anisotropien der
Absorption bei allen 40 Bestrahlungen um maximal 2% voneinander abwichen.
Die Richtung der Maximalabsorption lag jeweils senkrecht zur Polarisations
richtung des Anregungslichtes, die der Minimalabsorption parallel dazu. Vor der
ersten Bestrahlung und nach dem Erwärmen und anschließenden Abkühlen des
Polymerfilms konnte kein Dichroismus nachgewiesen werden. Dies demonstriert,
daß in den Polymeren ein reproduzierbarer, definierter Dichroismus der Absorption
erzeugt wird, der in Transmission als definierte Anisotropie der Absorption des
Polymerfilms ausgelesen wird und der sich von dem für den unbestrahlten
Polymerfilm oder den mit anderen Polarisationsrichtungen bestrahlten Arealen
unterscheidet.
Ein wie im Beispiel 14 beschrieben präparierter 15 µm dicker Film des Polymers
19 wurde bei Raumtemperatur mit dem linear polarisisierten Lichtstrahl eines Ar⁺-
Lasers (λ = 488 nm; P = 100 mW/cm2, d = 10 mm) zehnmal mit unterschiedlicher
Polarisationsrichtung 300 Sekunden lang bestrahlt. Nach jeder Bestrahlung wurde
die induzierte Doppelbrechung gemessen und der Polymerfilm unter dem
Mikroskop orthoskopisch und konoskopisch betrachtet. Anschließend wurde der
Film über die Glastemperatur erwärmt und wieder auf Raumtemperatur abgekühlt.
Dann wurde die Bestrahlung unter den gleichen Bedingungen mit um 10°
geänderter Polarisationsrichtung wiederholt. Der Betrag der Doppelbrechung und
das mikroskopische Erscheinungsbild des Films war über die gesamte bestrahlte
Fläche konstant. Nach den einzelnen Bestrahlungen unterschieden sich die optische
Eigenschaft des Polymerfilms nur durch die Richtung der erzeugten optischen
Anisotropie entsprechend der gewählten Richtung der Polarisationsebene des
Anregungslichtes. Dies demonstriert, daß im gesamten Polymerfilm durch
einheitliche Bestrahlungsbedingungen eine einheitliche Orientierung erzeugt
werden kann.
100 verschiedene Stellen eines wie in Beispiel 14 beschrieben präparierten Filmes
des Polymers 19 wurden mit dem linear polarisierten Lichtstrahl eines Ar⁺-Lasers
(λ = 488 nm, P = 100 mW/cm2, d = 10 µm) unterschiedlich lange bestrahlt. Es
entstanden Pixel mit unterschiedlichen Werten der Doppelbrechung. Die
Bestrahlungszeiten wurden so gewählt, daß die Δn-Werte resultierten, die bereits
in Beispiel 22 angegeben wurden. Dies demonstriert, daß durch pixelweise
Variation der Bestrahlungsdauer ein hinsichtlich der lokalen Vorzugsorientierung
der Seitengruppen strukturierter Film erzeugt wird.
Ein Feld von 8 mal 8 Punkten (Durchmesser jeweils 10 µm) auf einem wie in
Beispiel 13 beschrieben präparierten Film des Polymers 19 wurde mit dem linear
polarisierten Lichtstrahl eines Ar⁺-Lasers (λ = 488 nm) pixelweise jeweils 300
Sekunden lang bestrahlt. In der ersten Zeile des Feldes wurden die Punkte in der
Reihenfolge der Spalten mit einer Leistung von 1, 2, 5, 10, 20, 50, 100 und
200 mW/cm2 bestrahlt. In der zweiten Zeile wurde die Reihenfolge 2, 5, 10, 20,
50, 100, 200, 1 mW/cm2 gewählt usw., bis schließlich die einzelnen Spalten der
achten Zeile in mit 200, 1, 2, 5, 10, 20, 50 und 100 mW/cm2 bestrahlt wurden. Es
entstand ein Pixel-Muster, wobei die Doppelbrechung der einzelnen Pixel den im
Beispiel 23 angegebenen Werten für die dazugehörige Laser-Leistung entsprach.
Diese demonstriert, daß durch pixelweise Variation der Bestrahlungsintensität ein
hinsichtlich der lokalen Vorzugsorientierung der Seitengruppen strukturierter Film
erzeugt wird.
Durch Bestrahlung von zehn Pixeln eines wie in Beispiel 13 beschrieben
präparierten Filmes des Polymers 19 mit Licht (λ = 488 nm, P = 100 mW/cm2,
Tirr = 300 s) jeweils unterschiedlicher Polarisationsrichtung in Bezug auf die Probe
(0° bis 90° in Schritten zu 10°) wurden Pixel mit verschiedener Vorzugsrichtung
in der Filmebene erzeugt, welche bei orthoskopischer Betrachtungsweise für
Auslöschung und Verstärkung ein unterschiedliches, ihrer Orientierung
entsprechendes Verhalten gegenüber der Drehung zwischen den Polarisatoren zeig
ten. Dies demonstriert, daß durch pixelweise Variation der Polarisationsrichtung
des Anregungslichtes ein hinsichtlich der lokalen Vorzugsorientierung der Seiten
gruppen strukturierter Film erzeugt wird.
Alle in den Beispielen 20 bis 32 durch Bestrahlung erzeugten anisotropen
Orientierungsverteilungen konnten durch ein Erwärmen der Polymere über die
Glastemperatur und anschließendes Abkühlen (amorphe Polymere) bzw. Erwärmen
über den Klärpunkt und schlagartiges Abkühlen unter die Glastemperatur (flüssig
kristalline Polymere) beseitigt werden. Nach dieser Behandlung unterschieden sich
die Polymerkörper hinsichtlich ihrer spektroskopischen und mikroskopischen
Eigenschaften nicht mehr vom Zustand vor der Bestrahlung. Von den im Beispiel
32 erzeugten Pixeln wurde jeder zweite durch Erwärmen mittels Bestrahlung durch
einen CO2-Laser (λ = 1060 nm, P = 1 W/cm2, tirr = 5 s) beseitigt. Das Resultat
war ein einheitlich isotroper Film mit den fünf nicht mit dem CO2-Laser bestrahl
ten doppelbrechenden Pixeln. Dies demonstriert, daß die Gesamtheit der erzeugten
Orientierungen oder einzelne Pixel durch flächiges oder lokales Erwärmen, wobei
die benötigte Energie entweder direkt oder mittels einer geeigneten Lichtquelle
zugeführt wird, beseitigt werden und somit der Ausgangszustand wiederhergestellt
wird.
Die nach der in Beispiel 33 beschriebenen Bestrahlung nicht mit dem CO2-Laser
gelöschten Pixel, welche wie im Beispiel 32 beschrieben hergestellt worden waren,
wurden mit dem unpolarisierten Lichtstrahl eines Ar⁺-Lasers (λ = 488 nm, P =
300 mW/cm2, tirr = 300 s) bestrahlt. Nach dieser Bestrahlung zeigten die Pixel bei
senkrechter Durchstrahlung keine doppelbrechenden Eigenschaften. Dies
demonstriert, daß durch Bestrahlung mit unpolarisiertem aktinischem Licht primär
erzeugte Vorzugsrichtungen aufgehoben und der Film entlang der Normalen
wieder optisch isotrop wird.
Ein wie in Beispiel 13 beschrieben präparierter 15 µm dicker Film des Polymers 20
wurde bei Raumtemperatur mit dem linear polarisierten Lichtstrahl eines Ar⁺-
Lasers (λ = 488 nm; P = 100 mW/cm2, d = 10 mm) 300 Sekunden lang bestrahlt.
Auf diese Weise wurde eine Doppelbrechung von 0,04 induziert. Die im
Polymerfilm erzeugte optische Achse lag senkrecht zur Polarisationsebene des
Anregungslichtes. Danach wurde die Polarisationsebene des Anregungslichtes um
45° gedreht und wiederum 300 Sekunden bestrahlt. Es wurde eine Doppelbrechung
von 0,04 induziert, wobei die erzeugte optische Achse senkrecht zur Pola
risationsebene des Anregungslichtes lag, also im Vergleich zum Resultat der ersten
Bestrahlung um 45° gedreht wurde. Nun wurde die Polarisationsebene des Anre
gungslichtes wiederum um 45° im gleichen Richtungssinn gedreht und erneut 300
Sekunden bestrahlt. Das Ergebnis war eine Doppelbrechung von 0,04, wobei die
erzeugte optische Achse senkrecht zu der nach der ersten Bestrahlung induzierten
lag. Durch dreimaliges Drehen der Polarisationsebene des Anregungslichtes um
jeweils 30° gefolgt von einer jeweils 300 Sekunden langen Bestrahlung wurde die
optische Achse des Polymerfilms über zwei Zwischenstufen wieder in die Lage
nach der ersten Bestrahlung gebracht. Die gleichen Schritte wurden nun bei
konstanter Richtung der Polarisationsebene des Anregungslichtes durch Drehen des
Polymerfilms um eine Achse parallel zur Ausbreitungsrichtung des Lichtes wie
derholt. Beide Vorgehensweisen führten zu identischen Ergebnissen. Dies demons
triert, daß durch erneute Bestrahlung mit Licht der gleichen Quelle jedoch
veränderter Polarisationsebene oder durch Veränderung der Lage des Polymerfilms
in Bezug auf die Polarisationsebene des Einschreiblichtes zwischen verschiedenen
Vorzugsrichtungen wiederholt geschaltet und somit die optische Anisotropie
modifiziert werden kann.
100 verschiedene Stellen eines wie in Beispiel 14 beschrieben präparierten Filmes
des Polymers 20 wurden mit dem linear polarisierten Lichtstrahl eines Ar⁺-Lasers
(λ = 488 nm; P = 100 mW/cm2, d = 10 µm) unterschiedlich lange bestrahlt. Es
entstanden Pixel mit unterschiedlichen Werten der Doppelbrechung. Die Bestrah
lungszeiten wurden so gewählt, daß für den 15 µm dicken Film 100 diskrete
Werte der Phasenverschiebung für Licht der Wellenlänge 632,8 nm resultierten,
die im Bereich zwischen völliger Auslöschung und völliger Transparenz für die
Probe zwischen gekreuzten Polarisatoren lagen. Ein Abtasten des Polymerfilms mit
dem Strahl des He/Ne-Lasers ergab für die einzelnen Pixel die Intensitäten 0,02 I0,
0,02 I0, 0,03 I0, . . . 0,98 I0, 0,99 I0, I0, wobei I0 die gemessene Intensität des
Lasers nach dem Passieren des amorphen Films zwischen parallelen Polarisatoren
ist. Dies demonstriert, daß in einem Pixel bis zu 100 verschiedene auslesbare
Graustufen reproduzierbar eingeschrieben werden können.
Zur pixelweisen Strukturierung wurde ein wie in Beispiel 13 hergestellter Film des
Polymers 19 an zehn verschiedenen Punkten mit einem auf 100 µm verjüngten
Laserstrahl (λ = 488 nm; P = 200 mW/cm2) für eine jeweils konstante Zeit (tirr =
300 s) belichtet.
Dies führte zu zehn Pixeln mit identischen Werten der Doppelbrechung, die bei
orthoskopischer und konoskopischer Betrachtung ein gleichartiges Verhalten bei
der Drehung zwischen gekreuzten Polarisatoren zeigten.
Eine bildhafte Informationsspeicherung mittels einer Testmaske erfolgte in einem
wie in Beispiel 13 beschrieben hergestellten Film des Polymers 1 und in einem
wie in Beispiel 16 beschrieben hergestellten Film des Polymers 20.
Die Testmaske (Linienpaarmuster) wurde hierzu auf dem Polymerpräparat fixiert,
so daß es homogen auflag (Kontaktübertragung).
Die Speicherung der in der Maske enthaltenen bildhaften Informationen erfolgte
durch Bestrahlung mit linear polarisiertem aktinischem Licht eines Ar⁺-Ionenlaser
(λ = 488 nm; P = 100 mW/cm2), dessen Strahl zur bildhaften Orientierung derart
aufgeweitet wurde, daß die Musterfläche homogen ausgestrahlt wurde.
Die Bestrahlungszeit betrug 3 Minuten, die Filmtemperatur lag 10 K unterhalb des
jeweiligen Glasübergangs.
Nach der Bestrahlung wurde die in den Film eingeschriebene Information unter
dem Polarisationsmikroskop betrachtet. Eine Auflösung von 2 µm war problemlos
möglich.
Eine bildhafte Informationsspeicherung erfolgte wie in Beispiel 38 mit dem
Unterschied, daß an Stelle der Testmaske ein Photonegativ verwendet wurde.
Die eingeschriebenen Bilder wurden zwischen gekreuzten Polarisatoren als Negativ
(analog der Vorlage) und zwischen parallelen Polarisatoren als Positiv sichtbar.
Entsprechend der Vorlage weist die eingeschriebene Information eine konti
nuierliche Grauskala auf. Das zeigt, daß je nach einwirkender Strahlungsdosis
jeder beliebige Wert der Doppelbrechung zwischen 0 und Δnmax einstellbar ist. Die
eingeschriebenen Bilder sind seit über einem Jahr stabil.
Zur Erzeugung von passiven anisotropen optischen Komponenten wurde ein
Präparat des Polymers 20 verwendet, das wie unter 14 beschrieben präpariert
wurde (Schichtdicke 10 µm).
Bestrahlt wurde mit dem linear polarisierten aufgeweiteten Strahl eines Ar⁺-
Ionenlasers (P = 100 mW/cm2) und zwar so lange, bis die durch die lichtinduzierte
Orientierung des amorphen Films erzeugte Doppelbrechung bei 633 nm eine
Phasenverschiebung von λ/4 oder λ/2 bewirkt.
So konnte die Lage der Polarisationsebene des linear polarisiertem nichtakti
nischen Lichtes um 90° gedreht werden (λ/2) bzw. aus linear polarisiertem Licht
circular polarisiertes erzeugt werden (λ/4). Diese Ergebnisse wurden durch
Intensitätsmessungen am Analysator überprüft.
Die in den Ausführungsbeispielen 20 bis 26, 29 bis 31, 35 und 38 erzeugten
Anisotropien der Polymerfilme wurden während der Bestrahlung durch Messung
der Phasenverschiebung detektiert, die der Strahl eines He/Ne-Lasers (P =
1 mW/cm2, λ = 633 nm, Strahlendurchmesser d = 0,5 mm) bei senkrechter
Transmission durch den Film erleidet. Die Polarisationsebene des Meßlichts
bildete die Winkelhalbierende zwischen den beiden Hauptachsen der erzeugten
Anisotropie.
Die Messung der Intensität des Meßstrahls erfolgte nach dem Passieren eines
Analysators für jeweils vier Polarenstellungen (0° und 90° sowie +/-45°) Aus den
gemessenen Intensitäten wurden aus Lichtstreuung resultierende Intensitätsverluste
eliminiert und die Phasenverschiebung und die Doppelbrechung mit Hilfe der
Fresnell′schen Gleichung berechnet.
Die nach den Ausführungsbeispielen 38 und 39 in den Polymerfilmen
gespeicherten bildhaften Informationen (Testmaske, Photonegativ) wurden mit
nichtaktinischem linear polarisierten Licht eines aufgeweiteten He/Ne-Lasers (λ =
633 nm, P = 10-3 mW/cm2) nach dem Passieren eines Analysators flächig auf
einen Schirm abgebildet.
Je nach der Stellung der Polaren zueinander (0° oder 90°) ließ sich das Positiv-
oder Negativbild der Maske bzw. des Photos erzeugen.
In einem entsprechend Beispiel 13 hergestellten und nach Beispiel 29 flächig
orientierten Film des Polymers 10 wurde durch Bestrahlung mit einem Argon-
Ionen-Laser (λ = 488 nm, P = 200 mW/cm2, t = 90 s) mit jeweils 90° gedrehter
Polarisationsebene die Brechungsindexanisotropie bezogen auf ein feststehendes
Koordinationssystem zyklisch zwischen -0,01 und +0,01 geschaltet. Der zeitliche
Verlauf der Phasenverschiebung und die Maximal- bzw. Minimalwerte der
Transmission des He/Ne-Lasers durch die Anordnung Polarisator-Film-Analysator
war über 150 Zyklen mit einer Abweichung unter 5% reproduzierbar.
Die Bestrahlung wurde in einem weiteren Experiment während eines Zyklus an
einer Stelle unterbrochen, an der der Film keine Doppelrechnung zeigte. Dies ist
gleichbedeutend mit einer photonischen Löschung der gespeicherten Information.
Wurde die Bestrahlung nach einer solchen Unterbrechung mit einer um 90°
gedrehten Polarisationsebene des aktinischen Lichtes wieder aufgenommen, konnte
die Doppelbrechung wieder erreicht werden, die der Film vor der vorhergehenden
Bestrahlung zeigte (0,01 bzw. -0,01).
Dies beweist eine hohe zyklische Reversibilität der beanspruchten Systeme und
zeigt die Möglichkeit zur Realisierung reversibler optischer Datenspeicher und
optisch schaltbarer anisotroper optischer Komponenten auf der Grundlage dieser
Systeme.
Ein flächiges Orientieren der amorphen Polymerfilme entsprechend Beispiel 29
wurde auch durch Bestrahlung mit dem linear polarisierten Licht einer
Quecksilberlampe (λ = 365 nm) realisiert.
Ein pixelweises Orientieren der amorphen Polymerfilme entsprechend Beispiel 33
und ein zyklisches Schalten der Pixel zwischen verschiedenen
Orientierungszuständen entsprechend Beispiel 43 wurde durch Bestrahlung im
Polarisationsmikroskop (100 W Halogenlampe als aktinische Strahlungsquelle)
unter Verwendung eines Steilkantenfilters für den UV-Anteil realisiert.
Zur Einschätzung der Sensitivität der Polymere wurden ein nach Beispiel 14 prä
parierter Film der Polymere 10 und 11 und ein nach Beispiel 13 präparierter Film
des Polymers 12 solange mit dem linear polarisierten Licht eines Ar⁺-Ionen-Lasers
(λ= 488 nm; P = 250 mW/cm2) bestrahlt, bis das Licht des He/Ne-Lasers eine
Phasenverschiebung von Δf = πt/6 erlitt. Die dazu notwendigen Zeiten wurden
gemessen und sind in der folgenden Tabelle mit den daraus resultierenden
Energiedosen zusammengestellt.
Zur weiteren Beurteilung der Sensitivität der Polymere wurde ein Verfahren
benutzt, welches zu Daten führt, die zur Charakterisierung der Sensitivität von
üblichen fotographischen Filmen herangezogen werden. Dieses Verfahren
berücksichtigt die spezifischen Effekte, die der photographischen Nutzbarkeit der
beanspruchten Polymere zugrund liegen und unterscheidet sich somit von dem für
herkömmliche Filme benutzten.
Dazu wurden die in Beispiel 46 untersuchten Polymerfilme unter den dort
beschriebenen Bedingungen bis zu einer Phasenverschiebung von π/2 bestrahlt.
Die Transmission des He/Ne-Lasers durch das System Polarisator-Polymerfilm-
Analysator (Polarisator und Analysator gekreuzt; Polarisationsrichtung des
Einschreib-Lichtes ist die Winkelhalbierende) wurde gemessen und ihr dekadischer
Logaritmus (log I/I0) gegen den dekadischen Logaritmus der Energiedosis (log E)
aufgetragen. Vor der Bestrahlung betrug log (I/I0)E=O=-2. Dieser Wert wird bei der
Beurteilung fotografischer Filme als Grauschleier bezeichnet. Den gleichen Wert
ergab auch eine Messung der Intensität ohne einen zwischen den
Polarisationsfolien befindlichen Polymerfilm. Er wird somit durch die Qualität
(Polarisationsgrad) dieser Folien bestimmt.
Im Verlauf der Bestrahlung stieg log (I/I0) nahezu linear auf 0 an. Es wurde nun
die Energie bestimmt, die nötig war, um eine über dem Rauschen liegende
Veränderung von log (I/I0) zu erzeugen. Definitionsgemäß ist dies eine
Veränderung von {log(I/I0)}E=O= auf {log(I/I0)}E=O + 0,1. Diese Energiedosis H*
wird bei der sensitometrischen Prüfung fotografischer Filme zur Berechnung der
Sensitivität S=1/H* benutzt. In der folgenden Tabelle sind für die drei
untersuchten Polymere die Werte von H* und S zusammengestellt.
Claims (15)
1. Flächenhafte Gebilde aus einem Polymer mit einer Hauptkette und von der
Hauptkette abzweigenden Seitengruppen (Seitengruppenpolymer) das
folgende Strukturmerkmale (1) bis (3) aufweist:
- (1) das Seitengruppenpolymer enthält wenigstens eine photoinduzierbar konfigurationsveränderliche Seitengruppe;
- (2) das Seitengruppenpolymer enthält wenigstens eine von (1) ver schiedene permanent formanisotrope Seitengruppe mit hoher Aniso tropie der molekularen Polarisierbarkeit;
- (3) das Seitengruppenpolymer enthält zwischen Hauptkette und den Seitengruppen (1) und (2) flexible Abstandsgruppen;
dadurch gekennzeichnet, daß das flächenhafte Gebilde im Glaszustand der
Seitengruppenpolymeren vor Bestrahlung optisch isotrop, transparent, nicht
streuend und amorph und nach Bestrahlung transparent und durch eine im
Glaszustand reversible lichtinduzierte Ausrichtung der Seitengruppen (1)
und (2) langzeitstabil doppelbrechend und dichroitisch ist.
2. Flächenhaftes Gebilde gemäß Anspruch 1, das wenigstens ein weiteres
Strukturmerkmal (4), ausgewählt aus den Gruppen (a) bis (g) aufweist:
- (a) es werden wenigstens zwei Arten von Abstandsgruppen (3) unter schiedlicher Länge eingebaut;
- (b) wenigstens ein Teil der Abstandsgruppen (3) weist Heteroatome auf;
- (c) wenigstens ein Teil der Abstandsgruppen (3) weist Verzweigungen auf;
- (d) wenigstens ein Teil der Seitengruppen (1) oder (2) weist Verzwei gungen auf;
- (e) wenigstens ein Teil der Seitengruppen (1) oder (2) endet in ver zweigten Endgruppen.
- (f) wenigstens ein Teil der Monomerbausteine des Seitengruppenpoly mers bildet keine flüssig-kristallinen Phasen aus;
- (g) das Seitengruppenpolymer enthält eine weitere Seitengruppe (5), die keine permanente Formanisotropie aufweist.
3. Flächenhaftes Gebilde aus einem Seitengruppenpolymer gemäß Anspruch
1, dadurch gekennzeichnet, daß die Hauptkette des Seitengruppenpolymers
von Monomeren, die die Seitengruppe (1) über Abstandsgruppen (3)
tragen, von Monomeren, die die Seitengruppe (2) über Abstandsgruppen
(3) tragen und gegebenenfalls weiteren Monomeren gebildet wird.
4. Flächenhaftes Gebilde aus einem Seitengruppenpolymer gemäß Anspruch
3, dadurch gekennzeichnet, daß der Anteil der Monomere, die die
Seitengruppe (1) aufweisen, 10 bis 80 Mol-%, der Anteil der Monomere,
die die Seitengruppe (2) aufweisen, 20 bis 90 Mol-% und der Anteil der
weiteren Monomere 0 bis 50 Mol-% betragen.
5. Flächenhaftes Gebilde aus einem Seitengruppenpolymer gemäß Anspruch
I, dadurch gekennzeichnet, daß die Hauptkette ein Poly-(meth)acrylat, ein
Polysiloxan, ein Poly-α-Oxiran, ein Polyether, ein Polyamid, ein
Polyurethan, ein Polyester oder ein Polycarbonat ist, die Seitengruppe (1)
einschließlich der flexiblen Abstandsgruppe (3) der Formel (1) und die
Seitengruppe (2) einschließlich der flexiblen Abstandsgruppe (3) der
Formel (II) entsprechen:
-S1-Q1-P-X1 (I)-S2-Q2-M-X2 (II)worin
S1, S2 eine abstandshaltende Gruppe,
Q1, Q2 -O-, -CO-O-, -O-CO-, -CO-NR1-, -NR1-CO- oder -NR1-,
P eine photoinduzierbar konfigurationsveränderliche Gruppe,
M eine von P verschiedene, permanent formanisotrope Gruppe,
X1, X2 ein endständiger Substituent und
R1 Wasserstoff oder C1-C4-Alkyl bedeuten.
S1, S2 eine abstandshaltende Gruppe,
Q1, Q2 -O-, -CO-O-, -O-CO-, -CO-NR1-, -NR1-CO- oder -NR1-,
P eine photoinduzierbar konfigurationsveränderliche Gruppe,
M eine von P verschiedene, permanent formanisotrope Gruppe,
X1, X2 ein endständiger Substituent und
R1 Wasserstoff oder C1-C4-Alkyl bedeuten.
6. Flächenhaftes Gebilde aus einem Seitengruppenpolymer gemäß Anspruch
5, dadurch gekennzeichnet, daß
S, S2 eine gegebenenfalls durch -O-, -NH- oder -Si(R5)2- unter brochene Gruppe -(CH2)n-,
n 2 bis 14,
P -Ar(N=N-Ar)m-, -ArN=CR2-Ar-, -Ar-CR2=N-Ar-, -Ar-CR2=CR3-COOR4-, -Ar-(CH=CH-Ar)m, - ArCR2=CR3-Ar, -Ar-CR2=CR3-COR4 oder -Ar-CR2=CR3- Cyclohexyl,
R2,R3,R4 H, C1-C4-Alkyl, CN, OR2, COOR4, Halogen, NO2 oder N(R5),
R5 H oder C1-C4-Alkyl,
Ar ein gegebenenfalls substituiertes aromatisches Ringsystem mit 5 oder 6 Ringgliedern,
m 1 oder 2,
M ein Derivat des Cholesterols oder des Cholestans oder eine der Gruppen -Ar-Ar-, -Ar-Y-Ar-, Ar-Y-Alk-, -Alk-Y-Ar-, -Alk-Ar- oder -Ar-Alk-,
Y -CO-O-, -OCO-, -CONH-, -NHCO-, -N=CH-, -CH=N-, -N- NO-, -C(R5)2-, -C(R5)2-C(R5)2-, -O- oder -NR1-,
Alk eine geradkettige, verzweigte oder cyclische, gegebenenfalls substituierte, gegebenenfalls olefinisch ungesättigte alipha tische Gruppe mit 1 bis 14 C-Atomen,
X1, X2 Wasserstoff, CN, Alk, Y-Alk, Aryl, Y-Ar, -N(Alk)2, Halogen oder NO2 bedeuten.
S, S2 eine gegebenenfalls durch -O-, -NH- oder -Si(R5)2- unter brochene Gruppe -(CH2)n-,
n 2 bis 14,
P -Ar(N=N-Ar)m-, -ArN=CR2-Ar-, -Ar-CR2=N-Ar-, -Ar-CR2=CR3-COOR4-, -Ar-(CH=CH-Ar)m, - ArCR2=CR3-Ar, -Ar-CR2=CR3-COR4 oder -Ar-CR2=CR3- Cyclohexyl,
R2,R3,R4 H, C1-C4-Alkyl, CN, OR2, COOR4, Halogen, NO2 oder N(R5),
R5 H oder C1-C4-Alkyl,
Ar ein gegebenenfalls substituiertes aromatisches Ringsystem mit 5 oder 6 Ringgliedern,
m 1 oder 2,
M ein Derivat des Cholesterols oder des Cholestans oder eine der Gruppen -Ar-Ar-, -Ar-Y-Ar-, Ar-Y-Alk-, -Alk-Y-Ar-, -Alk-Ar- oder -Ar-Alk-,
Y -CO-O-, -OCO-, -CONH-, -NHCO-, -N=CH-, -CH=N-, -N- NO-, -C(R5)2-, -C(R5)2-C(R5)2-, -O- oder -NR1-,
Alk eine geradkettige, verzweigte oder cyclische, gegebenenfalls substituierte, gegebenenfalls olefinisch ungesättigte alipha tische Gruppe mit 1 bis 14 C-Atomen,
X1, X2 Wasserstoff, CN, Alk, Y-Alk, Aryl, Y-Ar, -N(Alk)2, Halogen oder NO2 bedeuten.
7. Flächenhaftes Gebilde aus einem Seitengruppenpolymer gemäß Anspruch
5, dadurch gekennzeichnet, daß die Hauptkette ein Poly(meth)acrylat ist,
P -Ar-(N=N-Ar)m-, Ar-CR2=CR3-Ar- oder -Ar-CR2=CR3- COOR4,
M einen Rest des Biphenyls, eines Benzoesäureanilids oder eines Benzoesäurephenylesters,
X1, X2 H, CN, C1-C8-Alkyl, C1-C5-Alkoxy, C5-C7-Cycloalkoxy, Phenyl, Phenoxy, C1-C4-Di-alkylamino oder Nitro bedeuten.
P -Ar-(N=N-Ar)m-, Ar-CR2=CR3-Ar- oder -Ar-CR2=CR3- COOR4,
M einen Rest des Biphenyls, eines Benzoesäureanilids oder eines Benzoesäurephenylesters,
X1, X2 H, CN, C1-C8-Alkyl, C1-C5-Alkoxy, C5-C7-Cycloalkoxy, Phenyl, Phenoxy, C1-C4-Di-alkylamino oder Nitro bedeuten.
8. Flächenhaftes Gebilde aus einem Seitengruppenpolymer gemäß Anspruch
1, dadurch gekennzeichnet, daß das Seitengruppenpolymer eine
Glastemperatur Tg von 40°C hat.
9. Flächenhaftes Gebilde aus einem Seitengruppenpolymer gemäß Anspruch
1, dadurch gekennzeichnet, daß zwischen den Seitengruppen (1) und (2)
schwache Wechselwirkungskräfte auftreten, die ausreichen, daß die photo
induzierte Konfigurationsänderung der Seitengruppe 1 eine gleichgerichtete
Umorientierung der Seitengruppe 2 bewirkt.
10. Flächenhaftes Gebilde nach Anspruch 9, wobei die photoinduzierte
Konfigurationsänderung der Seitengruppe 1 und die gleichgerichtete
Umorientierung der Seitengruppe 2 eine Doppelbrechungsänderung von Δn
= 0,01 bis 0,2 bewirken.
11. Flächenhaftes Gebilde nach Anspruch 1, hergestellt durch Vergießen einer
isotropen Schmelze eines Seitengruppenpolymers gemäß Anspruch 1 und
Abkühlen mit einer Geschwindigkeit von< 100 K/min.
12. Verfahren zur Generierung und Modifizierung von Ordnungszuständen und
zur Modulation der optischen Eigenschaften der flächenhaften Gebilde
nach Ansprüchen 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß Licht auf die
flächenhaften Gebilde einwirkt.
13. Verfahren nach Anspruch 11, wobei das Licht je nach der zu erzielenden
Wirkung linear oder circular polarisiertes oder unpolarisiertes Licht in
einem Wellenlängenbereich, in dem die Seitengruppe (1) absorbiert, ist.
14. Seitengruppenpolymere der Formel
worin
R1 und R2 unabhängig voneinander H oder CH3, L1 und L3 unabhängig voneinander eine gegebenenfalls durch 1 bis 3 O-Atome unterbrochene Alkylengruppe mit 2 bis 14 C- Atomen
L2 eine direkte Bindung, -CO-NH-, -NH-CO-, -CO-O- oder -O-CO-
R5 und R6 unabhängig voneinander einen Substituenten, insbesondere H, CN, C1-C6-Alkyl, C1-C6-Alkoxy, Di-C1-C4-alkylamino, Halogen oder Nitro und
x und y 0,1 bis 0,9 bedeuten,
wobei x + y = 1 und
die Monomerbausteine im Seitengruppenpolymer statistisch verteilt sind.
R1 und R2 unabhängig voneinander H oder CH3, L1 und L3 unabhängig voneinander eine gegebenenfalls durch 1 bis 3 O-Atome unterbrochene Alkylengruppe mit 2 bis 14 C- Atomen
L2 eine direkte Bindung, -CO-NH-, -NH-CO-, -CO-O- oder -O-CO-
R5 und R6 unabhängig voneinander einen Substituenten, insbesondere H, CN, C1-C6-Alkyl, C1-C6-Alkoxy, Di-C1-C4-alkylamino, Halogen oder Nitro und
x und y 0,1 bis 0,9 bedeuten,
wobei x + y = 1 und
die Monomerbausteine im Seitengruppenpolymer statistisch verteilt sind.
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE4339862A DE4339862A1 (de) | 1993-03-30 | 1993-11-23 | Flächenhafte Gebilde aus Seitengruppenpolymeren |
DE59410165T DE59410165D1 (de) | 1993-03-30 | 1994-03-17 | Flächenhafte Gebilde aus Seitengruppenpolymeren |
EP94104184A EP0622789B1 (de) | 1993-03-30 | 1994-03-17 | Flächenhafte Gebilde aus Seitengruppenpolymeren |
US08/210,425 US5543267A (en) | 1993-03-30 | 1994-03-21 | Photo-induced optically anisotropic amorphous film materials from side group polymers |
JP07779494A JP3626224B2 (ja) | 1993-03-30 | 1994-03-25 | 側鎖基重合体から製造した平板材料 |
KR1019940006505A KR100309749B1 (ko) | 1993-03-30 | 1994-03-30 | 측쇄그룹중합체로부터제조된평면물질 |
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DE59410165T Expired - Lifetime DE59410165D1 (de) | 1993-03-30 | 1994-03-17 | Flächenhafte Gebilde aus Seitengruppenpolymeren |
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Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE59410165T Expired - Lifetime DE59410165D1 (de) | 1993-03-30 | 1994-03-17 | Flächenhafte Gebilde aus Seitengruppenpolymeren |
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Country | Link |
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DE (2) | DE4339862A1 (de) |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1996008007A1 (de) * | 1994-09-07 | 1996-03-14 | Bayer Aktiengesellschaft | Verfahren zur verstärkung von information in photoadressierbaren seitenkettenpolymeren |
WO2000054111A1 (de) * | 1999-03-08 | 2000-09-14 | Bayer Aktiengesellschaft | Holographisches aufzeichnungsmaterial |
WO2000054112A1 (de) * | 1999-03-08 | 2000-09-14 | Bayer Aktiengesellschaft | Neues holographisches aufzeichnungsmaterial |
WO2001026105A1 (de) * | 1999-10-01 | 2001-04-12 | Bayer Aktiengesellschaft | Verfahren zur digitalen optischen datenspeicherung |
WO2003029311A1 (de) * | 2001-09-27 | 2003-04-10 | Bayer Aktiengesellschaft | Wiederbeschreibbares optisches aufzeichnungsmaterial mit guter löslichkeit |
US7022460B2 (en) * | 1999-03-30 | 2006-04-04 | Bayer Aktiengesellschaft | Erasable optical recording material for blue lasers |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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-
1993
- 1993-11-23 DE DE4339862A patent/DE4339862A1/de not_active Withdrawn
-
1994
- 1994-03-17 DE DE59410165T patent/DE59410165D1/de not_active Expired - Lifetime
- 1994-03-30 KR KR1019940006505A patent/KR100309749B1/ko not_active IP Right Cessation
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1996008007A1 (de) * | 1994-09-07 | 1996-03-14 | Bayer Aktiengesellschaft | Verfahren zur verstärkung von information in photoadressierbaren seitenkettenpolymeren |
US5858585A (en) * | 1994-09-07 | 1999-01-12 | Bayer Aktiengesellschaft | Process for intensifying information in photo-addressable side-chain polymers |
WO2000054111A1 (de) * | 1999-03-08 | 2000-09-14 | Bayer Aktiengesellschaft | Holographisches aufzeichnungsmaterial |
WO2000054112A1 (de) * | 1999-03-08 | 2000-09-14 | Bayer Aktiengesellschaft | Neues holographisches aufzeichnungsmaterial |
US7022460B2 (en) * | 1999-03-30 | 2006-04-04 | Bayer Aktiengesellschaft | Erasable optical recording material for blue lasers |
WO2001026105A1 (de) * | 1999-10-01 | 2001-04-12 | Bayer Aktiengesellschaft | Verfahren zur digitalen optischen datenspeicherung |
WO2003029311A1 (de) * | 2001-09-27 | 2003-04-10 | Bayer Aktiengesellschaft | Wiederbeschreibbares optisches aufzeichnungsmaterial mit guter löslichkeit |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
KR100309749B1 (ko) | 2001-12-15 |
DE59410165D1 (de) | 2002-09-12 |
KR940021611A (ko) | 1994-10-19 |
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