WO2021132519A1 - 光学ポリマー材料、光学フィルム、表示装置、光学ポリマー材料の製造方法および光学フィルムの製造方法 - Google Patents

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小池　康博
優真 小林
紘平 渡邉
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小池　康博
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Definitions

  • the present invention relates to an optical polymer material, an optical film, a display device, a method for producing an optical polymer material, and a method for producing an optical film.
  • LCD liquid crystal display devices
  • OLED organic light emitting diode
  • display devices are computer display devices, television receivers, instrument panels and navigation devices mounted on automobiles, airplanes, ships, etc., portable information terminal devices such as smartphones, or digital signs used for advertisements and guidance displays. It is used for signage (electronic signage).
  • a polarizing plate protective film is desired to suppress birefringence very small.
  • low birefringence is also required for polymers for pickup lens applications and LCD backlight applications.
  • the intrinsic birefringence and the photoelastic birefringence are small.
  • the temperature dependence of the intrinsic birefringence is low (for example, Non-Patent Document 1).
  • a quaternary or quintuple-based optical polymer material has been conventionally required.
  • the quintuple-based optical polymer material has a problem in practical use because the composition is complicated and the design for obtaining desired characteristics is complicated.
  • the present invention has been made in view of the above, and includes a low birefringence optical polymer material, an optical film and a method for producing the same, which have a simple composition and are easy to design to obtain desired properties. It is an object of the present invention to provide the display device used.
  • the optical polymer material according to one aspect of the present invention includes alternating copolymerization consisting of a monomer of a styrene derivative and a monomer of a maleimide derivative, and has a photoelastic coefficient.
  • the styrene derivative has a non-linear property that decreases to the first value as the composition ratio of the styrene derivative increases, and increases from the first value when the composition ratio of the styrene derivative further increases, and the styrene derivative has a predetermined composition ratio range.
  • the absolute value of the photoelastic coefficient is not less than the first absolute value
  • the absolute value of the intrinsic copolymer is not more than the second absolute value.
  • the optical polymer material according to one aspect of the present invention is a modified organic compound having a styrene derivative monomer, a maleimide derivative monomer, and a modified organic compound having different mechanical strength-related physical properties from the styrene derivative monomer and the maleimide derivative monomer.
  • the photoelastic coefficient decreases to a second value as the composition ratio of the styrene derivative increases, and the styrene derivative contains a polymer composed of the monomer.
  • the composition ratio When the composition ratio is further increased, it has a non-linear property that increases from the second value, the styrene derivative is within a predetermined composition ratio range, and the absolute value of the photoelastic coefficient is within the range of the composition ratio. It is characterized in that it is 3 absolute values or less and the absolute value of the intrinsic compound refraction is 4 absolute values or less.
  • the optical film according to one aspect of the present invention is characterized by containing the optical polymer material.
  • the display device is characterized by including the optical film.
  • the method for producing an optical polymer material includes a step of forming an optical polymer material containing an alternating copolymer composed of a monomer of a styrene derivative and a monomer of a maleimide derivative, and the styrene derivative has a predetermined composition ratio.
  • an optical polymer material in which the absolute value of the photoelastic coefficient is equal to or less than the first absolute value and the absolute value of the intrinsic compound refraction is equal to or less than the second absolute value within the range of the composition ratio. It is a feature.
  • the method for producing an optical polymer material according to one aspect of the present invention is a modification in which the monomer of the styrene derivative, the monomer of the maleimide derivative, the monomer of the styrene derivative and the monomer of the maleimide derivative have different physical property values regarding the mechanical strength.
  • the step of forming an optical polymer material containing a polymer composed of a monomer of an organic compound the styrene derivative is set within a predetermined composition ratio, and the absolute value of the photoelastic coefficient is within the range of the composition ratio. It is characterized by forming an optical polymer material having a value less than or equal to a value and an absolute value of intrinsic compound refraction not less than or equal to a fourth absolute value.
  • the method for producing an optical film according to one aspect of the present invention is characterized in that the optical polymer material produced by the production method is thinly molded to produce an optical film.
  • an optical polymer material and an optical film having a simple composition of about a binary system or a ternary system, ease of design, and extremely preferable low birefringence characteristics.
  • FIG. 1 is a schematic exploded perspective view of a main part of a liquid crystal display device using an optical film made of an optical polymer material according to an embodiment.
  • FIG. 2 is a graph showing the intrinsic birefringence with respect to the mass ratio of styrene in an optical polymer film containing P (St / EMI).
  • FIG. 3 is a graph showing the photoelastic coefficient with respect to the mass ratio of styrene in the optical polymer containing P (St / EMI).
  • FIG. 4 is a graph showing the temperature coefficient of intrinsic birefringence with respect to the mass ratio of styrene in an optical polymer film containing P (St / EMI).
  • FIG. 1 is a schematic exploded perspective view of a main part of a liquid crystal display device using an optical film made of an optical polymer material according to an embodiment.
  • FIG. 2 is a graph showing the intrinsic birefringence with respect to the mass ratio of styrene in an
  • FIG. 5 is a graph showing the ratio of the monomer M 1 in the alternating polymer to the ratio of the monomer M 1 in the blended monomer.
  • Figure 6 is a graph showing the molar ratio of the monomer M 1 for polymerization rates.
  • FIG. 7 is a histogram showing the composition distribution when the conversion rate is 80%.
  • FIG. 8 is a graph showing the photoelastic coefficient with respect to the mass ratio of styrene in optical polymer materials having different maleimide derivatives.
  • FIG. 9 is a graph showing the intrinsic birefringence with respect to the mass ratio of styrene in an optical polymer film containing P (St / MMA).
  • FIG. 10 is a graph showing the photoelastic coefficient with respect to the mass ratio of styrene in the optical polymer containing P (St / MMA).
  • FIG. 11 is a graph showing a two-dimensional birefringence map of P (St / EMI / MMA).
  • FIG. 12 is a graph showing a two-dimensional birefringence map of P (St / CHMI / MMA).
  • FIG. 13 is a graph showing a two-dimensional birefringence map of P (St / EMI / TCEMA).
  • FIG. 14 is a graph showing a two-dimensional birefringence map of P (St / EMI / tBuMI).
  • FIG. 1 is a schematic exploded perspective view of a main part of a liquid crystal display device using an optical film made of an optical polymer material according to an embodiment.
  • the liquid crystal display device 10 includes a backlight 1, a polarizing plate 2, a retardation film 3, a glass substrate 4 with a transparent electrode, a liquid crystal layer 5, a glass substrate 6 with a transparent electrode, and an RGB color filter 7.
  • the retardation film 8 and the polarizing plate 9 have a known structure in which they are laminated in this order.
  • the optical film made of the optical polymer material according to the embodiment can be suitably used as a protective film to be attached to both sides of the retardation films 3 and 8 and the polarizing plates 2 and 9.
  • the optical polymer material according to the embodiment of the present invention contains an alternating copolymer composed of a monomer of a styrene derivative and a monomer of a maleimide derivative.
  • an optical polymer material containing an alternating copolymer composed of a styrene derivative monomer and a maleimide derivative monomer has birefringence characteristics depending on the composition ratio of the styrene derivative contained therein. It changes non-linearly.
  • Such a non-linear change in the birefringence characteristic is a non-linear change in which the photoelastic coefficient decreases to a predetermined value as the composition ratio of the styrene derivative increases, and then increases above the predetermined value when the composition ratio of the styrene derivative further increases.
  • the present inventors have found an optical polymer material having extremely preferable low birefringence characteristics while having a simple composition of a binary system and ease of design by utilizing this non-linearity.
  • the present inventors have a styrene derivative within a predetermined composition ratio, and within the range of the composition ratio, the absolute value of the photoelastic coefficient is relatively small, equal to or less than the first value, and is unique. It has been found that the characteristic that the absolute value of birefringence is relatively small and is equal to or less than the second value can be achieved.
  • Photoelastic birefringence also called stress birefringence
  • Photoelastic birefringence occurs in optical films used in display devices such as liquid crystal display devices and optical devices because stress is generally applied during use. Since photoelastic birefringence is proportional to the photoelastic coefficient and stress, the smaller the photoelastic coefficient, the smaller the photoelastic birefringence. Therefore, if the absolute values of the photoelastic coefficient and the intrinsic birefringence are small, extremely preferable low birefringence characteristics can be realized.
  • the photoelastic coefficient and the natural birefringence are quantities peculiar to the substance.
  • the first absolute value which is the upper limit of the absolute value of the photoelastic coefficient, is sufficiently small, for example, 50 ⁇ 10-12 Pa -1 , but is preferably 10 ⁇ 10-12 Pa -1 , more preferably. It is 2 ⁇ 10-12 Pa -1 .
  • the second absolute value which is the upper limit of the absolute value of the intrinsic birefringence, is sufficiently small if it is, for example, 20 ⁇ 10 -3 , but is preferably 5 ⁇ 10 -3 , and more preferably 1 ⁇ 10 ⁇ . It is 3.
  • the absolute value of the temperature coefficient of the intrinsic birefringence is 2 ⁇ 10 -5 ° C -1 or less, more preferably 1 ⁇ 10 -5 ° C -1 or less, the temperature dependence of the birefringence is small, so that the range is wide. Suitable birefringence characteristics can be maintained at ambient temperature.
  • the intrinsic birefringence, the photoelastic coefficient, and the temperature coefficient of the intrinsic birefringence generally change linearly with respect to the composition ratio of the monomer.
  • the birefringence characteristic changes non-linearly according to the composition ratio of the styrene derivative, it is considered that a suitable birefringence characteristic can be easily realized with a simple composition of a binary system and easy design.
  • the present inventors have also found that the optical polymer material according to the embodiment of the present invention is extremely superior in flexibility and heat resistance to the existing low birefringence optical polymer material.
  • maleimide constitutes various maleimide derivatives by substituting a hydrogen atom bonded to a nitrogen atom with various substituents based on a 5-membered ring in which maleic acid is imidized.
  • styrene has a basic structure in which one of the hydrogen atoms of benzene is substituted with a vinyl group, and the hydrogen atom is substituted with various substituents to form various styrene derivatives.
  • N-ethylmaleimide The structural formula of N-ethylmaleimide is shown below.
  • the molecular weight of N-ethylmaleimide is 125.13.
  • the structural formula of styrene is shown below.
  • the molecular weight of styrene is 104.15.
  • the maleimide derivative is represented by, for example, the following general formula.
  • R is hydrogen, methyl group, ethyl group, propyl group, isopropyl group, butyl group, tert-butyl group, 1-methylpropyl group, 2-methylpropyl group, pentyl group, cyclopentyl group, 1,1-dimethylpropyl Group, 1,2-dimethylpropyl group, 2,2-dimethylpropyl group, 1-ethylpropyl group, 2-ethylpropyl group, 1-methylbutyl group, 2-methylbutyl group, 3-methylbutyl group, hexyl group, cyclohexyl group , 1-Methylpentyl group, 2-Methylpentyl group, 3-Methylpentyl group, 4-Methylpentyl group, 1-ethylbutyl group, 2-ethylbutyl group, 1,1-dimethylbutyl group, 1,2-
  • X 1 , X 2 may be the same or different, respectively, hydrogen, fluorine, chlorine, It is selected from bromine, iodine, hydroxy group, methyl group, etc.
  • R, X 1 , and X 2 are not limited to these.
  • R may be a phenyl group or a benzyl group.
  • styrene derivative is represented by, for example, the following general formula.
  • X 1 to X 3 may be the same or different, and are selected from hydrogen, fluorine, chlorine, bromine, iodine, hydroxy group, methyl group, etc.
  • Y 1 to Y 5 are the same or different, respectively. It is also often selected from hydrogen, fluorine, chlorine, bromine, iodine, hydroxy group, methyl group, hydroxymethyl group, ethyl group, propyl group, isopropyl group, butyl group, tert-butyl group, pentyl group, hexyl group and the like.
  • X 1 to X 3 and Y 1 to Y 5 are not limited to these.
  • the maleimide derivative and the styrene derivative represented by these general formulas have a structure corresponding to the monomer when viewed in units of the monomers finally forming the polymer in the optical polymer material according to the embodiment of the present invention.
  • the alternating copolymer composed of the monomer of the styrene derivative and the monomer of the maleimide derivative may be described as St / XMI-based polymer or P (St / XMI).
  • XMI is described as, for example, EMI when the maleimide derivative is N-ethylmaleimide.
  • N-methylmaleimide it is described as MeMI.
  • N-cyclohexylmaleimide it is CHMI.
  • N-tert-butylmaleimide it is tBuMI.
  • a sample was prepared to confirm the characteristics of the optical polymer material according to the embodiment of the present invention.
  • a method for synthesizing an alternate copolymer composed of a styrene derivative and a maleimide derivative for example, a material to be a maleimide derivative and a material to be a styrene derivative are alternately copolymerized, and then the side chains are reacted to cause maleimide.
  • a method of synthesizing an alternating copolymer composed of a derivative and a styrene derivative is also a method of synthesizing an alternating copolymer composed of a derivative and a styrene derivative.
  • the material to be a maleimide derivative is a material that can be made into a maleimide derivative in terms of monomers by a side chain reaction or the like after being incorporated into an alternating copolymer.
  • the material to be a styrene derivative is a material that can be made into a styrene derivative in terms of monomers by a side chain reaction or the like after being incorporated into an alternating copolymer.
  • Examples of the material to be the maleimide derivative include maleic anhydride derivative and maleic acid derivative.
  • a polymer having a desired structure may be prepared by reacting an arbitrary side chain with the alternating copolymer thus synthesized.
  • an alternating copolymer was prepared using XMI and St.
  • St, EMI, MeMI, tBuMI, and CHMI manufactured by Tokyo Chemical Industry Co., Ltd. were prepared as reagents.
  • St was purified by vacuum distillation. Further, methanol and methylene chloride manufactured by Wako Pure Chemical Industries, Ltd. were prepared as solvents.
  • the polymerization was carried out by the following steps. 1.
  • XMI EMI, MeMI, tBuMI or CHMI
  • St monomers, polymerization initiators and chain transfer agents were added to the test tubes and blended. The blending ratio of XMI and St was set to various values. For example, the monomer to be added was 100% XMI or 100% St. 2. After sealing the test tube, the contents were mixed by shaking sufficiently to perform ultrasonic deaeration and dispersion. 3. 3.
  • the test tube was allowed to stand in a hot water bath at 70 ° C. for 24 hours for polymerization.
  • the bulk obtained by excising both ends of the columnar bulk of the optical polymer material produced by the above steps was further purified by the following steps. 1. 1. The bulk was crushed to about 1 cm square and charged into methylene chloride to prepare a uniform polymer solution. 2. The polymer solution was added dropwise to methanol to precipitate the polymer. 3. 3. Filtration was performed with a filter paper, the polymer remaining on the filter paper was collected, dried under reduced pressure in a desiccator for about 2 to 3 hours, and then further dried under reduced pressure at 105 ° C. for 24 hours or more.
  • the glass transition temperature of the purified polymer obtained by the above steps was measured using a differential scanning calorimeter manufactured by Shimadzu Corporation, DSC-60 (DSC).
  • the purified polymer was thinly formed into a film by the following steps. 1. 1. 8 to 20 g of methylene chloride was added to 1 to 2 g of the purified polymer to prepare a uniform polymer solution. 2. The polymer solution was developed on the stripped PET film using an applicator in the draft. 3. 3. The developed polymer solution was covered with a lid and the solvent was slowly evaporated. 4. The polymer film formed on the peeled PET film was peeled off and dried under reduced pressure in a vacuum dryer for 24 hours or more. A polymer film having a glass transition temperature of 125 ° C. or lower was dried under reduced pressure at 90 ° C., and other polymer films were dried under reduced pressure at 105 ° C.
  • the photoelastic coefficient of the produced polymer film was measured using the automatic birefringence control device ABR-EX manufactured by Uniopt.
  • the photoelastic coefficient was measured as follows. First, retardation was measured by applying a stress of 0 to 2N at intervals of about 0.1N to a sample film having a measurement portion of the film having a width of 4 to 5 mm and a thickness of about 35 to 55 ⁇ m. Then, the photoelastic coefficient was calculated from the retardation and the width of the measurement portion in the range of about 0.3 to 2N. Therefore, the maximum applied stress when measuring the photoelastic coefficient is about 2N.
  • the produced polymer film was uniaxially heat-stretched using IMC-C513, which is a film biaxial stretching device manufactured by Imoto Seisakusho. After that, let it stand for 24 hours or more to relieve the internal stress, and from the absorbance in the infrared region using Varian 7000e, a Fourier transform infrared spectrophotometer manufactured by Varian, use the infrared bicolor method to obtain this stretched film. The degree of orientation was evaluated. In addition, the retardation of the stretched film was measured using the automatic birefringence control device ABR-10A manufactured by Uniopt. Then, the intrinsic birefringence was calculated from the retardation, the degree of orientation, and the thickness of the film. In addition, the refractive index of some polymer films was measured to estimate the copolymerization composition ratio.
  • the retardation is Re
  • the orientation birefringence is ⁇ n or
  • the intrinsic birefringence is ⁇ n 0
  • the degree of orientation is f
  • Table 1 shows an example of the measurement results.
  • the intrinsic birefringence calculated from the measurement results can be defined as calculated as the average of the entire polymer in which the intrinsic birefringence of each composition polymer is weighted by the weight fraction of each composition polymer.
  • FIG. 2 is a graph showing the intrinsic birefringence with respect to the mass ratio of styrene in the optical polymer film at 25 ° C.
  • the vertical axis is the intrinsic birefringence ⁇ n 0 .
  • the horizontal axis shows the composition ratio of St in the optical polymer film as a mass ratio in percentage (wt.%).
  • the mass ratio means the ratio of the total mass of St constituting the alternating copolymer and St constituting the homopolymer to the mass of the optical polymer film. That is, the data points having a mass ratio of 0% are the data of the optical polymer film produced by using only EMI without using St. Further, the data points having a mass ratio of 100% are the data of the optical polymer film produced by using only St without using XMI.
  • the mass ratio of St is calculated from the refractive index measured at a wavelength of 594 nm, assuming that the refractive index changes linearly with respect to the mass ratio. As shown in FIG. 2, it was confirmed that the intrinsic refractive index changed linearly with respect to the mass ratio of St.
  • FIG. 3 is a graph showing the photoelastic coefficient with respect to the mass ratio of styrene in the optical polymer.
  • the horizontal axis shows the composition ratio of St in the optical polymer film as a mass ratio in percentage (wt.%).
  • the vertical axis is the photoelastic coefficient C.
  • the mass ratio of St is calculated from the refractive index measured at a wavelength of 594 nm, assuming that the refractive index changes linearly with respect to the mass ratio.
  • FIG. 4 is a graph showing the temperature coefficient of intrinsic birefringence with respect to the mass ratio of styrene in the optical polymer film.
  • the horizontal axis shows the composition ratio of St in the optical polymer film as a mass ratio in percentage (wt.%).
  • the vertical axis is the temperature coefficient of intrinsic birefringence (d ⁇ n 0 / dT).
  • the mass ratio of St is calculated from the refractive index measured at a wavelength of 594 nm, assuming that the refractive index changes linearly with respect to the mass ratio.
  • the temperature coefficient of the intrinsic birefringence deviated greatly from the linearity with respect to the mass ratio of St. Specifically, it was confirmed that the shape changes upwardly in a convex or inverted V shape. Furthermore, it was confirmed that the temperature coefficient is an extremely small value that satisfies the mass ratio of 1.2 ⁇ 10-5 ° C -1 or less from 0% to 100% and 2 ⁇ 10-5 ° C -1 or less. .. As in FIG. 3, the confirmed value of 1.2 ⁇ 10-5 ° C -1 does not always completely match the maximum V-shaped value, but from 2 ⁇ 10-5 ° C -1 . It is certain that the value is significantly smaller.
  • Table 2 shows an example of the characteristics of the produced optical polymer material and optical film.
  • Tg is the glass transition temperature.
  • St (wt.%) And EMI (wt.%) are mass ratios at the time of compounding, that is, at the time of preparation (in feed).
  • St is 23.3 wt. %
  • EMI is 76.7 wt. In%
  • an extremely high glass transition temperature of 193.9 ° C. was obtained, and it was confirmed that the heat resistance was extremely high.
  • the intrinsic birefringence ⁇ n 0 is 0.07 ⁇ 10 -3 at 25 ° C.
  • the temperature coefficient d ⁇ n 0 / dT is 0.72 ⁇ 10-5 ° C. -1
  • the photoelastic coefficient C is 0.91. It was ⁇ 10-12 Pa -1 , which was an extremely low value close to zero, and good low birefringence characteristics were confirmed.
  • composition ratio (In copolymer) of the samples in Table 2 was measured by proton nuclear magnetic resonance (1 H-NMR).
  • the absolute value of the photoelastic coefficient is 50 ⁇ 10-12 Pa -1 or less, and the absolute value of the intrinsic birefringence is 20. It is expected that a suitable characteristic of ⁇ 10 -3 or less will be realized.
  • the monomer reactivity ratios r 1 and r 2 are 0.05 and 0.01.
  • the monomer reactivity ratios r 1 and r 2 are extremely small, 0.13 and 0.0053 (for example, H. Aida, I. Takase, M). Kobayashi, Fukui University Faculty of Engineering Research Report, 31, 1, p.43-50 (1985), T. Oishi, M. Fujimoto, and Y. Haruta, Kobunshi Ronbunshu, 48 (3), p. 123-128 (1991) ), Etc.). Therefore, the copolymer composition was analyzed by using the monomer M 1 and the monomer M 2 as St and EMI, respectively.
  • FIG. 5 is a graph showing the ratio of M 1 in the polymer to the ratio of M 1 (St) in the blended monomer.
  • 0 indicates that all the blended monomers are M 2 (EMI), and 1 indicates that all the blended monomers are M 1 .
  • the vertical axis indicates the ratio of M 1 in the polymer that is instantly formed in the case of the ratio of the horizontal axis.
  • the ratio of M 1 in the polymer rapidly reaches 0.5 with only a slight increase in the ratio of M 1 from 0. Then, 0.5 is maintained until the ratio of M 1 approaches 1 considerably. This indicates that alternating copolymers of M 1 and M 2 are extremely likely to be produced. It was confirmed that such a tendency does not change significantly even when r 1 and r 2 are changed in the range of about 0.01 to 0.1.
  • FIG. 6 is a graph showing the molar ratio of M 1 to the polymerization rate when M 1 and M 2 are St and EMI, respectively.
  • the polymerization rate is the ratio of all the monomers blended for producing the polymer material to be a polymer.
  • the Monomer composition is a molar ratio of the monomers of M 1 , which is about 23% when the polymerization rate P is 0%, but becomes 0% when the polymerization rate P is about 50%. This means that all the monomers of M1 have become polymers.
  • the Accumulated Copolymer Composition the cumulative value of the polymer comprising M 1.
  • the polymerization rate P is from 0% to around 50%, it is about 50% because an alternating copolymer is formed, but when it is 50% or more, the formation of a homopolymer of M 2 proceeds, so that the weight including M 1 is relatively heavy.
  • the relative proportion of coalesced (nearly alternating copolymers) decreases.
  • FIG. 6 is a calculated value
  • the polymerization rate P is shown up to 100%, but in reality, as the polymerization reaction progresses, it becomes difficult for the monomer to move in the polymer, so when the polymerization rate reaches a certain level. The polymerization reaction is reduced. Further, it was confirmed that such a tendency does not change significantly even when r 1 and r 2 are changed in the range of about 0.01 to 0.1.
  • FIG. 7 is a histogram showing the composition distribution when the conversion rate is 80%.
  • FIG. 7 shows the following. That is, it is a homopolymer of approximately M 2 (EMI), which has a very high alternating copolymerizability, contains approximately 55% of the polymer containing 40 to 50% of M 1 (St), and contains 5% or less of M 1. Some polymers are about 35% of the total and the remaining about 10% are polymers with intermediate compositions. Of these, the polymers containing 40 to 50% of M 1 are r 1 and r 2 ⁇ 1, so that they are alternating copolymers of M 1 and M 2 , that is, P (St-alt-EMI). It is suggested that there is.
  • EMI homopolymer of approximately M 2
  • St M 1
  • P St-alt-EMI
  • FIG. 8 is a graph showing the photoelastic coefficient of P (St / XMI) when XMI is EMI, CHMI, MeMI, and tBuMI.
  • the mass ratio of St is calculated from the refractive index measured at a wavelength of 594 nm, assuming that the refractive index changes linearly with respect to the mass ratio.
  • the horizontal axis is 100 wt.
  • the photoelastic coefficient decreases as the mass ratio of St increases, and has a non-linear property that increases as the mass ratio of St increases further.
  • the cause of such non-linearity is not always clear, but it is expected to be the interaction between the skeleton of the maleimide derivative and the benzene ring of the St derivative.
  • a maleimide derivative monomer (or a material that becomes a maleimide derivative) is blended in a larger amount than a styrene derivative monomer (or a material that becomes a styrene derivative) in the production of an optical polymer material. It is preferable to do so.
  • it may be prepared by using a polymer blending method.
  • the present inventors include a monomer of a methacrylic acid derivative as a modified organic compound in addition to the styrene derivative and the maleimide derivative in the constituent material of the polymer.
  • the styrene derivative and the maleimide derivative have a positive photoelastic modulus, for example, but the methacrylic acid derivative has a physical property value related to mechanical strength, for example, a glass transition temperature, which is different from that of the monomer of the styrene derivative and the monomer of the maleimide derivative, and for example.
  • the photoelastic coefficient is a negative value.
  • the present inventors include a polymer composed of a styrene derivative monomer, a maleimide derivative monomer, and a methacrylic acid derivative monomer, and have a photoelastic coefficient of the styrene derivative monomer and the maleimide derivative monomer.
  • the styrene derivative has a non-linear property that decreases to the second value as the composition ratio of the styrene derivative increases, and increases from the second value when the composition ratio of the styrene derivative further increases, and the styrene derivative has a predetermined composition ratio.
  • the absolute value of the photoelastic coefficient is not less than the third absolute value within the range of the composition ratio, and the absolute value of the intrinsic compound refraction is not more than the fourth absolute value.
  • the third absolute value is, for example, 50 ⁇ 10-12 Pa -1
  • the fourth absolute value is, for example, 20 ⁇ 10 -3 .
  • the present inventors have determined the composition ratio of the styrene derivative and the composition ratio of the maleimide derivative in the two-dimensional birefringence map defined by the photoelastic coefficient and the intrinsic birefringence.
  • the present inventors define the photoelastic coefficient and the intrinsic birefringence in an optical polymer material containing a polymer composed of a styrene derivative monomer, a maleimide derivative monomer, and a methacrylic acid derivative monomer.
  • the coordinate points indicated by the first photoelastic coefficient and the first intrinsic birefringence determined by the composition ratio of any two of the styrene derivative, the maleimide derivative, and the methacrylic acid derivative, and the styrene derivative and the maleimide derivative.
  • the composition ratio of either two is set so that the other one of the methacrylic acid derivatives, the second photoelastic coefficient, and the coordinate points indicated by the second birefringence are located with the origin in between, and the first composition ratio is set.
  • the other one composition ratio so as to cancel the photoelastic coefficient and the first intrinsic birefringence, it has a simple composition of a ternary system, ease of design, and extremely preferable low birefringence characteristics.
  • an optical polymer material having modified properties with respect to mechanical strength could be realized.
  • MMA methylmethacrylate
  • MMA manufactured by Wako Pure Chemical Industries, Ltd. was prepared as a reagent.
  • MMA was purified by vacuum distillation.
  • methanol and methylene chloride manufactured by Wako Pure Chemical Industries, Ltd. were prepared as solvents.
  • the polymerization was carried out in the same manner as in the case of the above-mentioned alternating copolymer, but by a process in which the conditions were appropriately optimized.
  • the bulk obtained by cutting both ends of the columnar bulk of the optical polymer material produced by this step is further purified by a step of appropriately optimizing the conditions, which is the same as the case of the above-mentioned alternating copolymer. It was.
  • the glass transition temperature of the purified polymer obtained by the above steps was measured using DSC-60 (DSC).
  • the purified polymer was thinly formed into a film by a process similar to the case of the above-mentioned alternating copolymer but with appropriately optimized conditions.
  • the photoelastic coefficient of the produced polymer film was measured using ABR-EX.
  • the produced polymer film was uniaxially heat-stretched using IMC-11A9, which is a film biaxial stretching device manufactured by Imoto Seisakusho. Then, the film was allowed to stand for 24 hours or more to relax the internal stress, and the degree of orientation of this stretched film was evaluated using the infrared bicolor method from the absorbance in the infrared region using Varian 7000e. In addition, the retardation of the stretched film was measured using ABR-10A. Then, the intrinsic birefringence was calculated from the retardation, the degree of orientation, and the thickness of the film. In addition, the refractive index of some polymer films was measured to estimate the copolymerization composition ratio.
  • FIG. 9 is a graph showing the intrinsic birefringence with respect to the mass ratio of styrene in an optical polymer film containing P (St / MMA) at 25 ° C.
  • the vertical axis is the intrinsic birefringence ⁇ n 0 .
  • the horizontal axis shows the composition ratio of St in the optical polymer film as a mass ratio in percentage (wt.%).
  • the mass ratio of St is calculated from the refractive index measured at a wavelength of 594 nm, assuming that the refractive index changes linearly with respect to the mass ratio. As shown in FIG. 9, it was confirmed that the intrinsic refractive index changed linearly with respect to the mass ratio of St.
  • FIG. 10 is a graph showing the photoelastic coefficient with respect to the mass ratio of styrene in the optical polymer containing P (St / MMA).
  • the horizontal axis shows the composition ratio of St in the optical polymer film as a mass ratio in percentage (wt.%).
  • the vertical axis is the photoelastic coefficient C.
  • the mass ratio of St is calculated from the refractive index measured at a wavelength of 594 nm, assuming that the refractive index changes linearly with respect to the mass ratio.
  • the two-dimensional birefringence map is one of the coordinate points of the intrinsic birefringence and the photoelastic coefficient of each of the homopolymers of St, EMI, and MMA in the two-dimensional coordinate axes defined by the intrinsic birefringence and the photoelastic coefficient. It is a map obtained by connecting two points with a line.
  • FIG. 11 is a graph showing a two-dimensional birefringence map of P (St / EMI / MMA). The unmeasured part is shown by a broken line.
  • the change in the photoelastic coefficient with respect to the composition ratio is non-linear, so that the line segment also has a non-linear shape.
  • PSt indicates that it is a point representing the characteristics of St homopolymer.
  • PEMI and PMMA In the figure, the squares indicate the regions extremely close to the origin.
  • an optical polymer having a composition ratio with a small intrinsic birefringence and a small photoelastic coefficient can be designed, for example, as in the following example. That is, first, the coordinate points represented by the photoelastic coefficient and the intrinsic birefringence (first photoelastic coefficient and the first intrinsic birefringence) determined by the composition ratio of St and the composition ratio of EMI, and the photoelastic coefficient of MMA.
  • the composition ratio of P (St / EMMI) is set so that the coordinate points indicated by the intrinsic birefringence (second photoelastic coefficient and second intrinsic birefringence) are located with the origin in between.
  • the composition ratio of the methacrylic acid derivative is set so that the first photoelastic coefficient and the first intrinsic birefringence are offset by the second photoelastic coefficient and the second intrinsic birefringence.
  • the coordinate points indicated by the first photoelastic coefficient and the first intrinsic compound refraction and the coordinate points indicated by the second photoelastic coefficient and the second intrinsic compound refraction are located with the origin in between. This includes the case where three points are lined up in a straight line, but does not necessarily have to be lined up in a straight line, and includes, for example, the case where a straight line connecting two coordinate points passes near the origin. Further, to cancel the first photoelastic coefficient and the first intrinsic birefringence by the second photoelastic coefficient and the second intrinsic birefringence, the added value of the second photoelastic coefficient and the first photoelastic coefficient becomes zero.
  • the added value of the second intrinsic birefringence and the first photoelastic coefficient becomes zero, including the case of completely canceling each other, but at least one of the added values becomes a value close to zero. It also includes cases where it does not completely offset.
  • the monomers shown in Table 5 were prepared, and polymerization was carried out by a process similar to the case of the above-mentioned alternating copolymer but with appropriately optimized conditions.
  • the bulk obtained by cutting both ends of the columnar bulk of the optical polymer material produced by this step is further purified by a step of appropriately optimizing the conditions, which is the same as the case of the above-mentioned alternating copolymer. It was. For example, vacuum drying in a vacuum dryer was performed at 90 ° C. for 24 hours.
  • the glass transition temperature of the purified polymer obtained by the above steps was measured using DSC-60 (DSC).
  • the purified polymer was thinly formed into a film by a process similar to the case of the above-mentioned alternating copolymer but with appropriately optimized conditions.
  • the photoelastic coefficient of the produced polymer film was measured using ABR-EX.
  • the produced polymer film was uniaxially heat-stretched using IMC-11A9, which is a film biaxial stretching device manufactured by Imoto Seisakusho. Then, the film was allowed to stand for 24 hours or more to relax the internal stress, and the degree of orientation of this stretched film was evaluated using the infrared bicolor method from the absorbance in the infrared region using Varian 7000e. In addition, the retardation of the stretched film was measured using ABR-10A. Then, the intrinsic birefringence was calculated from the retardation, the degree of orientation, and the thickness of the film. In addition, the refractive index of some polymer films was measured to estimate the copolymerization composition ratio.
  • Table 6 shows an example of the characteristics of the produced optical polymer material and the optical film. As shown in Table 6, St is 17 wt. %, EMI is 63 wt. %, MMA is 20 wt. In%, a high glass transition temperature of 156 ° C. was obtained, and it was confirmed that the heat resistance was high.
  • the optical polymer material and the optical film are modified so that the glass transition temperature is lower than 193.9 ° C. in the case of the dual system not containing MMA shown in Table 2.
  • the temperature of 156 ° C. is higher than the glass transition temperature of the acrylic resin and is equivalent to the glass transition temperature of polycarbonate, which is 150 ° C.
  • the optical polymer material and the optical film have high heat resistance and are easy to injection mold.
  • the intrinsic birefringence ⁇ n 0 is 0.10 ⁇ 10 -3 at 25 ° C.
  • the temperature coefficient d ⁇ n 0 / dT is 1.21 ⁇ 10-5 ° C. -1
  • the photoelastic coefficient C is ⁇ 0. It was 24 ⁇ 10-12 Pa -1 , which was an extremely low value close to zero, and good low birefringence characteristics were confirmed.
  • FIG. 12 is a graph showing a two-dimensional birefringence map of P (St / CHMI / MMA). The unmeasured part is shown by a broken line. Further, in the figure, the square indicates a region extremely close to the origin. Similar to FIG. 11, in the binary optical polymer containing St, the change in the photoelastic coefficient with respect to the composition ratio is non-linear, so that the line segment also has a non-linear shape.
  • an optical polymer having a composition ratio with a small intrinsic birefringence and a small photoelastic coefficient can be designed, for example, as in the following example. That is, first, the coordinate points represented by the photoelastic coefficient and the intrinsic birefringence (first photoelastic coefficient and the first intrinsic birefringence) determined by the composition ratio of St and the composition ratio of CHMI, and the photoelastic coefficient of MMA.
  • the composition ratio of P (St / CHMI) is set so that the coordinate points indicated by the intrinsic birefringence (second photoelastic coefficient and second intrinsic birefringence) are located with the origin in between.
  • the composition ratio of the methacrylic acid derivative is set so that the first photoelastic coefficient and the first intrinsic birefringence are offset by the second photoelastic coefficient and the second intrinsic birefringence.
  • the glass transition temperature of the purified polymer obtained by the above steps was measured using DSC-60 (DSC).
  • the purified polymer was thinly formed into a film by a process similar to the case of P (St / EMI / MMA) described above but with appropriately optimized conditions.
  • the photoelastic coefficient of the produced polymer film was measured using ABR-EX.
  • the produced polymer film was uniaxially heat-stretched using IMC-11A9. Then, the film was allowed to stand for 24 hours or more to relax the internal stress, and the degree of orientation of this stretched film was evaluated using the infrared bicolor method from the absorbance in the infrared region using Varian 7000e. In addition, the retardation of the stretched film was measured using ABR-10A. Then, the intrinsic birefringence was calculated from the retardation, the degree of orientation, and the thickness of the film. In addition, the refractive index of some polymer films was measured to estimate the copolymerization composition ratio.
  • Table 8 shows an example of the characteristics of the produced optical polymer material and the optical film. As shown in Table 8, St is 6 wt. %, CHMI is 40 wt. %, MMA is 54 wt. It was confirmed that a high glass transition temperature of 161 ° C. was obtained, the heat resistance was high, and injection molding was easy.
  • the intrinsic birefringence ⁇ n 0 is ⁇ 5.23 ⁇ 10 -3 at 25 ° C., and the photoelastic coefficient C is ⁇ 0.12 ⁇ 10-12 Pa -1 , both of which are extremely low values close to zero. Therefore, good low birefringence characteristics were confirmed.
  • FIG. 13 is a graph showing a two-dimensional birefringence map of P (St / EMI / TCEMA). The unmeasured part is shown by a broken line. Further, in the figure, the square indicates a region extremely close to the origin.
  • an optical polymer material having an absolute value of photoelastic coefficient of 50 ⁇ 10-12 Pa -1 or less and an absolute value of intrinsic birefringence of 20 ⁇ 10 -3 or less is realized. it can.
  • Table 10 shows an example of the characteristics of the produced optical polymer material and the optical film. As shown in Table 10, St is 23 wt. %, EMI is 69 wt. %, TCEMA is 8 wt. In%, a high glass transition temperature of 188 ° C. was obtained, and it was confirmed that the heat resistance was high. Further, the intrinsic birefringence ⁇ n 0 is ⁇ 0.65 ⁇ 10 -3 at 25 ° C., and the photoelastic coefficient C is 0.08 ⁇ 10-12 Pa -1 , both of which are extremely low values close to zero. , Good low birefringence characteristics were confirmed.
  • FIG. 14 is a graph showing a two-dimensional birefringence map of P (St / EMI / tBuMI). The unmeasured part is shown by a broken line. Further, in the figure, the square indicates a region extremely close to the origin. Although tBuMI has a positive intrinsic birefringence, the absolute value of the photoelastic coefficient is 50 ⁇ 10-12 Pa -1 or less and the absolute value of the intrinsic birefringence is 20 ⁇ using this two-dimensional birefringence map. An optical polymer material of 10-3 or less can be realized.
  • Table 12 shows an example of the characteristics of the produced optical polymer material and the optical film.
  • St is 25.0 wt. %
  • EMI is 62.5 wt. %
  • TBuMI is 12.5 wt. In%
  • a glass transition temperature of 197 ° C., which is higher than P (St / EMI) was obtained, and it was confirmed that the heat resistance was high.
  • the intrinsic birefringence ⁇ n 0 is 3.68 ⁇ 10 -3 at 25 ° C.
  • the photoelastic coefficient C is 0.27 ⁇ 10-12 Pa -1 , both of which are extremely low values close to zero. Good low birefringence characteristics were confirmed.
  • the modified organic compound is not limited to a methacrylic acid derivative, and the sign of its photoelastic coefficient may be positive or negative.
  • the physical property values different from the monomer of the styrene derivative and the monomer of the maleimide derivative are not limited to the glass transition temperature, and may be other physical property values related to mechanical strength. As a result, an optical polymer material having a more preferable physical property value regarding mechanical strength can be obtained.
  • the modified organic compound may contain two or more different monomers.
  • the present invention is not limited by the above embodiment.
  • the present invention also includes a configuration in which the above-mentioned components are appropriately combined. Further, further effects and modifications can be easily derived by those skilled in the art. Therefore, the broader aspect of the present invention is not limited to the above-described embodiment, and various modifications can be made.
  • Liquid crystal display device 1 Backlight 2, 9 Polarizing plate 3, 8 Phase difference film 4, 6 Glass substrate with transparent electrode 5 Liquid crystal layer 7 RGB color filter

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Abstract

光学ポリマー材料は、スチレン誘導体のモノマーとマレイミド誘導体のモノマーとからなる交互共重合を含み、光弾性係数が、前記スチレン誘導体の組成比の増加に従って所定値まで低下し、前記スチレン誘導体の組成比がさらに増加すると前記所定値よりも上昇する非線形な特性を有し、前記スチレン誘導体が所定の組成比の範囲内であり、該組成比の範囲内において光弾性係数の絶対値が第１絶対値以下であり、かつ固有複屈折の絶対値が第２絶対値以下である。

Description

光学ポリマー材料、光学フィルム、表示装置、光学ポリマー材料の製造方法および光学フィルムの製造方法
　本発明は、光学ポリマー材料、光学フィルム、表示装置、光学ポリマー材料の製造方法および光学フィルムの製造方法に関するものである。
　近年、液晶表示装置（ＬＣＤ）や有機発光ダイオード（ＯＬＥＤ）表示装置に代表される表示装置は、様々な機器の表示装置として利用されている。例えば、これらの表示装置は、コンピュータの表示装置やテレビ受像器、自動車、飛行機、船舶等に搭載される計器盤やナビゲーション機器、スマートフォンなどの携帯情報端末機器、または広告や案内表示に用いられるデジタルサイネージ（電子看板）に利用されている。
　これらの表示装置には数種類の光学ポリマーフィルムが使用されており、優れた画質の実現に貢献している。それらのうち、たとえば偏光板保護フィルムは、複屈折を非常に小さく抑えることが望まれている。また、ピックアップレンズ用途やＬＣＤのバックライト用途のポリマーにおいても、低複屈折性が求められている。複屈折を小さく抑えるためには、固有複屈折および光弾性複屈折が小さいことが好ましい。また、広範囲の環境温度下での使用を考慮すると、固有複屈折の温度依存性が低いことが好ましい（たとえば非特許文献１）。このような低温度依存性かつ低複屈折の光学ポリマー材料を実現するためには、従来は４元系や５元系の光学ポリマー材料が求められていた。
M.　D.　Shikanai,　A.　Tagaya　and　Y.　Koike,　Appl.　Phys.　Lett.,　108　pp.131902(2016).
　しかしながら、５元系の光学ポリマー材料は、組成が複雑であり、所望の特性を得るための設計が煩雑であるため、実用上課題がある。
　本発明は、上記に鑑みてなされたものであって、簡易な組成であり、所望の特性を得るための設計が容易な低複屈折の光学ポリマー材料、光学フィルムおよびその製造方法、ならびにこれらを用いた表示装置を提供することを目的とする。
　上述した課題を解決し、目的を達成するために、本発明の一態様に係る光学ポリマー材料は、スチレン誘導体のモノマーとマレイミド誘導体のモノマーとからなる交互共重合を含み、光弾性係数が、前記スチレン誘導体の組成比の増加に従って第１値まで低下し、前記スチレン誘導体の組成比がさらに増加すると前記第１値よりも上昇する非線形な特性を有し、前記スチレン誘導体が所定の組成比の範囲内であり、該組成比の範囲内において光弾性係数の絶対値が第１絶対値以下であり、かつ固有複屈折の絶対値が第２絶対値以下であることを特徴とする。
　本発明の一態様に係る光学ポリマー材料は、スチレン誘導体のモノマーと、マレイミド誘導体のモノマーと、前記スチレン誘導体のモノマー及び前記マレイミド誘導体のモノマーとは機械的強度に関する物性値が異なる改質有機化合物のモノマーとからなる重合体を含み、前記スチレン誘導体のモノマー及び前記マレイミド誘導体のモノマーとの関係において、光弾性係数が、前記スチレン誘導体の組成比の増加に従って第２値まで低下し、前記スチレン誘導体の組成比がさらに増加すると前記第２値よりも上昇する非線形な特性を有し、前記スチレン誘導体が所定の組成比の範囲内であり、該組成比の範囲内において光弾性係数の絶対値が第３絶対値以下であり、かつ固有複屈折の絶対値が第４絶対値以下であることを特徴とする。
　本発明の一態様に係る光学フィルムは、前記光学ポリマー材料を含むことを特徴とする。
　本発明の一態様に係る表示装置は、前記光学フィルムを備えることを特徴とする。
　本発明の一態様に係る光学ポリマー材料の製造方法は、スチレン誘導体のモノマーとマレイミド誘導体のモノマーとからなる交互共重合体を含む光学ポリマー材料を形成する工程を含み、スチレン誘導体を所定の組成比の範囲内とし、前記組成比の範囲内において光弾性係数の絶対値が第１絶対値以下であり、かつ固有複屈折の絶対値が第２絶対値以下である光学ポリマー材料を形成することを特徴とする。
　本発明の一態様に係る光学ポリマー材料の製造方法は、スチレン誘導体のモノマーと、マレイミド誘導体のモノマーと、前記スチレン誘導体のモノマー及び前記マレイミド誘導体のモノマーとは機械的強度に関する物性値が異なる改質有機化合物のモノマーとからなる重合体を含む光学ポリマー材料を形成する工程を含み、スチレン誘導体を所定の組成比の範囲内とし、前記組成比の範囲内において光弾性係数の絶対値が第３絶対値以下であり、かつ固有複屈折の絶対値が第４絶対値以下である光学ポリマー材料を形成することを特徴とする。
　本発明の一態様に係る光学フィルムの製造方法は、前記製造方法によって製造された光学ポリマー材料を薄く成形して光学フィルムを作製することを特徴とする。
　本発明によれば、２元系または３元系程度という簡易な組成かつ設計容易性を有し、かつきわめて好ましい低複屈折特性を有する光学ポリマー材料、および光学フィルムを実現できるという効果を奏する。
図１は、実施形態に係る光学ポリマー材料からなる光学フィルムを用いた液晶表示装置の主要部の模式的な分解斜視図である。 図２は、Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ）を含む光学ポリマーフィルムにおけるスチレンの質量比に対する固有複屈折を示すグラフである。 図３は、Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ）を含む光学ポリマーにおけるスチレンの質量比に対する光弾性係数を示すグラフである。 図４は、Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ）を含む光学ポリマーフィルムにおけるスチレンの質量比に対する固有複屈折の温度係数を示すグラフである。 図５は、配合したモノマー中のモノマーＭ１の比に対する交互重合体中のモノマーＭ１の比を示すグラフである。 図６は、重合率に対するモノマーＭ１のモル比を示すグラフである。 図７は、転化率を８０％とした場合の組成分布を示すヒストグラムである。 図８は、マレイミド誘導体が異なる光学ポリマー材料におけるスチレンの質量比に対する光弾性係数を示すグラフである。 図９は、Ｐ（Ｓｔ／ＭＭＡ）を含む光学ポリマーフィルムにおけるスチレンの質量比に対する固有複屈折を示すグラフである。 図１０は、Ｐ（Ｓｔ／ＭＭＡ）を含む光学ポリマーにおけるスチレンの質量比に対する光弾性係数を示すグラフである。 図１１は、Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ／ＭＭＡ）の二次元複屈折マップを示すグラフである。 図１２は、Ｐ（Ｓｔ／ＣＨＭＩ／ＭＭＡ）の二次元複屈折マップを示すグラフである。 図１３は、Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ／ＴＣＥＭＡ）の二次元複屈折マップを示すグラフである。 図１４は、Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ／ｔＢｕＭＩ）の二次元複屈折マップを示すグラフである。
　以下に、図面を参照して本発明の実施形態を詳細に説明する。なお、この実施形態によりこの発明が限定されるものではない。また、各図面において、同一または対応する要素には適宜同一の符号を付している。また、図面は模式的なものであり、各要素の寸法の関係などは、現実のものとは異なる場合があることに留意する必要がある。図面の相互間においても、互いの寸法の関係や比率が異なる部分が含まれている場合がある。
　本発明の実施形態に係る光学ポリマー材料は、たとえば液晶表示装置における光学フィルムの材料として使用される。図１は、実施形態に係る光学ポリマー材料からなる光学フィルムを用いた液晶表示装置の主要部の模式的な分解斜視図である。液晶表示装置１０は、バックライト１と、偏光板２と、位相差フィルム３と、透明電極付きガラス基板４と、液晶層５と、透明電極付きガラス基板６と、ＲＧＢカラーフィルタ７と、位相差フィルム８と、偏光板９と、が、この順番で積層した公知の構成を有している。
　この液晶表示装置１０において、実施形態に係る光学ポリマー材料からなる光学フィルムは、位相差フィルム３、８や、偏光板２、９の両面に貼付される保護フィルムとして好適に使用できる。
　本発明の実施形態に係る光学ポリマー材料は、スチレン誘導体のモノマーとマレイミド誘導体のモノマーとからなる交互共重合体を含むものである。本発明者らの鋭意検討によれば、スチレン誘導体のモノマーとマレイミド誘導体のモノマーとからなる交互共重合体を含む光学ポリマー材料は、これに含まれるスチレン誘導体の組成比に応じて複屈折特性が非線形に変化する。このような複屈折特性の非線形な変化は、光弾性係数が、スチレン誘導体の組成比の増加に従って或る所定値まで低下し、その後スチレン誘導体の組成比がさらに増加すると所定値よりも上昇する非線形な特性である。
　そこで、本発明者らは、この非線形性を利用して、２元系という簡易な組成かつ設計容易性を有しながら、きわめて好ましい低複屈折特性を有する光学ポリマー材料を見出した。具体的には、本発明者らは、スチレン誘導体が所定の組成比の範囲内であり、該組成比の範囲内において光弾性係数の絶対値が比較的小さい第１値以下であり、かつ固有複屈折の絶対値が比較的小さい第２値以下である特性を達成できることを見出した。
　液晶表示装置などの表示装置や光学機器に使用されている光学フィルムには、一般的に使用中に応力が掛かるため光弾性複屈折（応力複屈折とも呼ばれる）が発生する。光弾性複屈折は、光弾性係数および応力に比例するため、光弾性係数が小さければ光弾性複屈折も小さくなる。したがって、光弾性係数および固有複屈折の絶対値が小さければ、きわめて好ましい低複屈折特性を実現できる。なお、光弾性係数および固有複屈折は、物質に固有の量である。
　光弾性係数の絶対値の上限である第１絶対値は、たとえば５０×１０－１２Ｐａ－１であれば、十分に小さいが、好ましくは１０×１０－１２Ｐａ－１であり、さらに好ましくは２×１０－１２Ｐａ－１である。また、固有複屈折の絶対値の上限である第２絶対値は、たとえば２０×１０－３であれば、十分に小さいが、好ましくは５×１０－３であり、さらに好ましくは１×１０-3である。
　また、固有複屈折の温度係数の絶対値が２×１０－５℃－１以下、より好ましくは１×１０－５℃－１以下であれば、複屈折の温度依存性が小さいので、広範囲の環境温度下で好適な複屈折特性を維持できる。
　なお、ランダム重合体を含む光学ポリマー材料では、一般的に固有複屈折、光弾性係数、固有複屈折の温度係数は、モノマーの組成比に対して線形に変化するが、本発明の実施形態に係る光学ポリマー材料では、スチレン誘導体の組成比に応じて複屈折特性が非線形に変化するので、好適な複屈折特性を、２元系という簡易な組成かつ設計容易に実現できると考えられる。
　さらには、本発明者らは、本発明の実施形態に係る光学ポリマー材料は、既存の低複屈折の光学ポリマー材料よりも可撓性や耐熱性にきわめて優れていることも見出した。
　ここで、マレイミドは、マレイン酸がイミド化した５員環を基本構造として、窒素原子に結合した水素原子が様々な置換基に置換されることで、様々なマレイミド誘導体を構成する。また、スチレンは、ベンゼンの水素原子の一つがビニル基に置換した構造を基本構造として、水素原子が様々な置換基に置換されることで、様々なスチレン誘導体を構成する。
　Ｎ－エチルマレイミドの構造式を下記に示す。Ｎ－エチルマレイミドの分子量は１２５．１３である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-C000001
　また、スチレンの構造式を下記に示す。スチレンの分子量は１０４．１５である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-C000002
　さらに、Ｎ－エチルマレイミドとスチレンとからなる交互共重合体の構造式の一例を下記に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-C000003
　なお、マレイミド誘導体は、例えば下記の一般式で表される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-C000004
 （Ｒは，水素，メチル基，エチル基，プロピル基，イソプロピル基，ブチル基，tert-ブチル基，1-メチルプロピル基，2-メチルプロピル基，ペンチル基，シクロペンチル基，1,1-ジメチルプロピル基，1,2-ジメチルプロピル基，2,2-ジメチルプロピル基，1-エチルプロピル基，2-エチルプロピル基，1-メチルブチル基，2-メチルブチル基，3-メチルブチル基，ヘキシル基，シクロヘキシル基，1-メチルペンチル基，2-メチルペンチル基，3-メチルペンチル基，4-メチルペンチル基，1-エチルブチル基，２-エチルブチル基，1,1-ジメチルブチル基，1,2-ジメチルブチル基，1,3-ジメチルブチル基，2,2-ジメチルブチル基，2,3-ジメチルブチル基，1,1,2-トリメチルプロピル基，1,2,2-トリメチルプロピル基，1-メチル-1-エチルプロピル基，1-エチル-2-メチルプロピル基，1,1-ジエチルエチル基，2-エチルヘキシル基，ドデシル基，ラウリル基，ヒドロキシメチル基，2-ヒドロキシエチル基，クロロメチル基，ジクロロメチル基，トリクロロメチル基，フルオロメチル基，ジフルオロメチル基，トリフルオロメチル基，クロロフルオロメチル基，ジクロロフルオロメチル基，ブロモメチル基，ヨードメチル基，1-クロロエチル基，2-クロロエチル基，2,2,2-トリクロロエチル基，1,1,2,2,2-ペンタクロロエチル基，1-フルオロエチル基，2-フルオロエチル基，2,2,2-トリフルオロメチル基，1,1,2,2,2-ペンタフルオロエチル基，2-ブロモエチル基，2,2,2-トリブロモエチル基などから選ばれる。Ｘ１，Ｘ２は、それぞれ同じでも異なっていてもよく、水素，フッ素，塩素，臭素，ヨウ素，ヒドロキシ基，メチル基などから選ばれる。ただし、Ｒ，Ｘ１，Ｘ２は、これらに限定されるものではない。例えば、Ｒはフェニル基やベンジル基でもよい。）
　また、スチレン誘導体は、例えば下記の一般式で表される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-C000005
 （Ｘ１～Ｘ３は、それぞれ同じでも異なっていてもよく、水素，フッ素，塩素，臭素，ヨウ素，ヒドロキシ基，メチル基などから選ばれる。Ｙ１～Ｙ５は、それぞれ同じでも異なっていてもよく、水素，フッ素，塩素，臭素，ヨウ素，ヒドロキシ基，メチル基，ヒドロキシメチル基，エチル基，プロピル基，イソプロピル基，ブチル基，tert-ブチル基，ペンチル基，ヘキシル基などから選ばれる。ただし、Ｘ１～Ｘ３，Ｙ１～Ｙ５は、これらに限定されるものではない。）
　これらの一般式に示されるマレイミド誘導体およびスチレン誘導体は、本発明の実施形態に係る光学ポリマー材料において最終的にポリマーを形成しているモノマー単位で見たときのモノマーに対応する構造である。
　なお、マレイミド誘導体とスチレン誘導体との重合反応では、モノマー反応性比ｒ１、ｒ２がきわめて小さく、交互共重合体が形成されやすいという特性がある。
　以下、スチレン誘導体のモノマーとマレイミド誘導体のモノマーとからなる交互共重合体をＳｔ／ＸＭＩ系ポリマー、またはＰ（Ｓｔ／ＸＭＩ）と記載する場合がある。ＸＭＩは、たとえばマレイミド誘導体がＮ－エチルマレイミドの場合はＥＭＩと記載する。Ｎ－メチルマレイミドの場合はＭｅＭＩと記載する。Ｎ－シクロヘキシルマレイミドの場合はＣＨＭＩとする。Ｎ－ｔｅｒｔ－ブチルマレイミドの場合はｔＢｕＭＩとする。また、以下では、Ｓｔは、特に言及しない場合は化学式Ｃ６Ｈ５ＣＨ＝ＣＨ２で表されるスチレンである。
（サンプルの作製）
　本発明の実施形態に係る光学ポリマー材料の特性を確認するためにサンプルを作製した。なお、スチレン誘導体とマレイミド誘導体とからなる交互共重合体を合成する方法としては、例えばマレイミド誘導体となる材料と、スチレン誘導体となる材料とを交互共重合し、その後側鎖を反応させることによってマレイミド誘導体とスチレン誘導体とからなる交互共重合体を合成する方法もある。マレイミド誘導体となる材料とは、交互共重合体に組み込まれた後に、側鎖反応などによってモノマー単位で見てマレイミド誘導体とできる材料である。同様に、スチレン誘導体となる材料とは、交互共重合体に組み込まれた後に、側鎖反応などによってモノマー単位で見てスチレン誘導体とできる材料である。マレイミド誘導体となる材料としては、例えば無水マレイン酸誘導体またはマレイン酸誘導体がある。また、このように合成された交互共重合体に任意の側鎖を反応させて所望の構造を持つポリマーを作製してもよい。
　ここでは、ＸＭＩとＳｔを用いて交互共重合体を作製した。まず、東京化成工業社製のＳｔ、ＥＭＩ、ＭｅＭＩ、ｔＢｕＭＩ、ＣＨＭＩを試薬として準備した。Ｓｔは減圧蒸留を行い精製した。また、和光純薬工業社製のメタノール、塩化メチレンを溶媒として準備した。
　そして、以下の工程によって重合を行った。
　１．試験管にＸＭＩ（ＥＭＩ、ＭｅＭＩ、ｔＢｕＭＩまたはＣＨＭＩ）およびＳｔのモノマー、重合開始剤、連鎖移動剤を投入し、配合した。なお、ＸＭＩとＳｔとの配合比については様々な値となるようにした。たとえば、投入するモノマーを１００％ＸＭＩとしたり、１００％Ｓｔとしたりした。
　２．試験管を密封後、十分に振ることで内容物を混合し、超音波脱気・分散を行った。
　３．試験管を７０℃の湯浴に２４時間静置し、重合を行った。
　以上の工程によって作製された光学ポリマー材料の円柱状のバルクの両端を切除して得たバルクに対して、さらに以下の工程によって精製を行った。
　１．バルクを１ｃｍ角程度に破砕して塩化メチレンに投入し、均一なポリマー溶液を作製した。
　２．ポリマー溶液をメタノールに滴下し、ポリマーを析出させた。
　３．濾紙で濾過を行い、濾紙上に残ったポリマーを回収し、デシケータ内で２～３時間程度減圧乾燥させた、その後さらに１０５℃の減圧乾燥機で２４時間以上減圧乾燥させた。
　以上の工程によって得られた精製されたポリマーのガラス転移温度を島津製作所社製示差走査熱量計、DSC-60(DSC)を用いて測定した。
　さらに、精製ポリマーを以下のような工程によって薄く成形し、フィルム化した。
　１．精製ポリマー１～２ｇに塩化メチレン８～２０ｇを加え、均一なポリマー溶液を作製した。
　２．ドラフト内でアプリケータを用いてポリマー溶液を剥離ＰＥＴフィルム上に展開した。
　３．展開したポリマー溶液を蓋で覆い、緩やかに溶媒を蒸発させた。
　４．剥離ＰＥＴフィルム上に形成されたポリマーフィルムを剥がし、減圧乾燥機で２４時間以上減圧乾燥させた。ガラス転移温度が１２５℃以下のポリマーフィルムについては９０℃で減圧乾燥を行い、それ以外のポリマーフィルムについては１０５℃で減圧乾燥を行った。
　作製したポリマーフィルムの光弾性係数をユニオプト社製の自動複屈折制御装置ABR-EXを用いて測定した。なお、光弾性係数の測定については、以下のように行った。まず、フィルムの測定部分を幅４～５ｍｍ、厚みを３５～５５μｍ程度としたサンプルフィルムに、０～２Ｎの応力を約０．１Ｎ間隔で印加してリタデーションの測定を行った。そして、０．３～２Ｎ程度の範囲における、リタデーションと、測定部分の幅とから光弾性係数を算出した。したがって、光弾性係数を測定する際の印加応力は最大２Ｎ程度である。
　つづいて、作製したポリマーフィルムを、井元製作所製フィルム二軸延伸装置であるIMC-C513を用いて一軸熱延伸した。その後，２４時間以上静置して内部応力を緩和させ、Varian社製のフーリエ変換赤外分光光度計、Varian　7000eを用いた赤外域の吸光度から、赤外二色法を用いてこの延伸フィルムの配向度を評価した。また、ユニオプト社製の自動複屈折制御装置ABR-10Aを用いて、延伸フィルムのリタデーションを測定した。そして、リタデーションと配向度とフィルムの厚みから固有複屈折を算出した。また、一部のポリマーフィルムについては屈折率を測定し、共重合組成比を推定した。
　フィルムの厚みをｄ、リタデーションをＲｅ、配向複屈折をΔｎｏｒ、固有複屈折をΔｎ０、配向度をｆとすると、以下の関係が成り立つ。
　Ｒｅ＝Δｎｏｒ・ｄ＝Δｎ０・ｆ・ｄ
　したがって、リタデーションと配向度とフィルムの厚みから固有複屈折を算出できる。
　測定結果の例を表１に示す。測定結果から算出された固有複屈折は、各組成ポリマーの固有複屈折を各組成ポリマーの重量分率で重み付した、ポリマー全体の平均として計算されたものと定義できる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
（複屈折特性）
　以上のように作製した光学ポリマーフィルムの複屈折特性について説明する。まず、ＥＭＩのモノマーをＳｔのモノマーよりも多く配合することによって作製したＰ（Ｓｔ／ＥＭＩ）を含む光学ポリマーフィルムの複屈折特性について説明する。図２は、２５℃での光学ポリマーフィルムにおけるスチレンの質量比に対する固有複屈折を示すグラフである。縦軸は固有複屈折Δｎ０である。横軸は光学ポリマーフィルムにおけるＳｔの組成比を質量比として百分率（ｗｔ．％）で示したものである。なお、Ｓｔは、光学ポリマーフィルム中にて、交互共重合体またはホモポリマーの状態にて存在すると考えられる。質量比とは、光学ポリマーフィルムの質量に対する、交互共重合体を構成するＳｔおよびホモポリマーを構成するＳｔの総和の質量の比を意味する。すなわち、質量比が０％のデータ点は、Ｓｔを用いずにＥＭＩのみを用いて作製した光学ポリマーフィルムのデータである。また、質量比が１００％のデータ点は、ＸＭＩを用いずにＳｔのみを用いて作製した光学ポリマーフィルムのデータである。なお、Ｓｔの質量比は、質量比に対して屈折率が線形に変化すると仮定して、波長５９４ｎｍにおいて測定した屈折率から算出したものである。図２に示すように、固有屈折率はＳｔの質量比に対して線形に変化することが確認された。
　図３は、光学ポリマーにおけるスチレンの質量比に対する光弾性係数を示すグラフである。横軸は光学ポリマーフィルムにおけるＳｔの組成比を質量比として百分率（ｗｔ．％）で示したものである。縦軸は光弾性係数Ｃである。なお、Ｓｔの質量比は、質量比に対して屈折率が線形に変化すると仮定して、波長５９４ｎｍにおいて測定した屈折率から算出したものである。
　図３に示すように、光弾性係数は、Ｓｔの質量比に対する変化が線形から大きく外れていることが確認された。具体的には、Ｓｔの質量比の増加に従って－２×１０－１２Ｐａ－１までは低下し、組成比がさらに増加すると上昇し、－２×１０－１２Ｐａ－１よりも上昇する非線形な形状、すなわち下に凸またはＶ字状に変化することが確認された。ただし、図３において確認された値である－２×１０－１２Ｐａ－１がＶ字状の最小値と完全に一致するとは限らないことに留意すべきである。
　図４は、光学ポリマーフィルムにおけるスチレンの質量比に対する固有複屈折の温度係数を示すグラフである。横軸は光学ポリマーフィルムにおけるＳｔの組成比を質量比として百分率（ｗｔ．％）で示したものである。縦軸は固有複屈折の温度係数（ｄΔｎ０／ｄＴ）である。なお、Ｓｔの質量比は、質量比に対して屈折率が線形に変化すると仮定して、波長５９４ｎｍにおいて測定した屈折率から算出したものである。
　図４に示すように、固有複屈折の温度係数は、Ｓｔの質量比に対する変化が線形から大きく外れていることが確認された。具体的には、上に凸または逆Ｖ字状に変化することが確認された。さらには、温度係数は質量比が０％から１００％にわたって１．２×１０－５℃－１以下であり、２×１０－５℃－１以下を満たすきわめて小さい値であることが確認された。なお、図３と同様に、確認された値である１．２×１０－５℃－１がＶ字状の最大値と完全に一致するとは限らないが、２×１０－５℃－１より大幅に小さい値であることは確実である。
　作製した光学ポリマー材料および光学フィルムの特性の一例を表２に示す。Ｔｇはガラス転移温度である。Ｓｔ（ｗｔ．％）およびＥＭＩ（ｗｔ．％）は配合時すなわち仕込み時（in　feed）の質量比である。表２に示すように、Ｓｔが２３．３ｗｔ．％、ＥＭＩが７６．７ｗｔ．％において、１９３．９℃というきわめて高いガラス転移温度が得られ、耐熱性がきわめて高いことが確認された。また、固有複屈折Δｎ０は２５℃にて０．０７×１０－３であり、温度係数ｄΔｎ０／ｄＴは０．７２×１０－５℃－１であり、光弾性係数Ｃは０．９１×１０－１２Ｐａ－１であり、いずれもゼロに近いきわめて低い値となり、良好な低複屈折特性が確認された。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　つづいて、表２のサンプルについて、プロトン核磁気共鳴（1H-NMR）よって組成比（In　copolymer）を測定した。図２に示す結果から計算された、Δｎ０がゼロとなる組成比（calculated　asΔｎ０=0）、および仕込み組成比（（in　feed））とともに表３に示す。表３に示すように、Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ＝３１／６９（ｗｔ．％））において良好な低複屈折特性を実現できることが確認された。なお、このような光学ポリマー材料および光学フィルムは仕込み組成についてＳｔが２３．３ｗｔ．％、ＥＭＩが７６．７ｗｔ．％において実現されることも確認された。また、Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ＝３１／６９（ｗｔ．％））はモル比で表すとＰ（Ｓｔ／ＥＭＩ＝３５／６５（ｍｏｌ％））である。また、計算された組成比と実際の組成比の差は１％以内であった。これより，Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ）を含むポリマー系（Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ）系）では、固有複屈折と組成比との間には極めて高い線形性が成り立つことが示唆された。なお、複屈折の低減に最適な組成は、各モノマーの構造によって異なる。例えば、本発明者らは、計算によって、Ｐ（Ｓｔ／ＣＨＭＩ）系においては、（Ｓｔ／ＣＨＭＩ＝１６／８４（ｗｔ．％））付近の組成にて特に複屈折が小さくなると予測した。すなわち、（Ｓｔ／ＣＨＭＩ＝１６／８４（ｗｔ．％））を含む所定範囲において、光弾性係数の絶対値が５０×１０－１２Ｐａ－１以下であり、かつ固有複屈折の絶対値が２０×１０－３以下であるという好適な特性が実現されると予測される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
（Mayo-Lewis式に基づく共重合組成解析）
　つづいて、Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ）系について、Mayo-Lewis式に基づき共重合組成を解析した（たとえば、I.　Skeist,　J.　Am.　Chem.　Soc.,　68,　p.　1781　(1946)、M.　Fineman,　S.　D.　Ross,　J.　Polym.　Sci.,　5,　2,　p.　259-265　(1949)、R.　Kitamura,　kobunshi,　14,　160,　p.　564-573(1965)、などを参照）。
　モノマーＭ１、モノマーＭ２がそれぞれＳｔ、ＥＭＩの場合、モノマー反応性比ｒ１、ｒ２は、０．０５、０．０１である。また、モノマーＭ１、モノマーＭ２がそれぞれＳｔ、ＣＨＭＩの場合、モノマー反応性比ｒ１、ｒ２は、０．１３、０．００５３ときわめて小さい（たとえば、H.　Aida,　I.　Takase,　M.　Kobayashi,福井大学工学部研究報告,　31,　1,　p.43-50　(1985)、T.　Oishi,　M.　Fujimoto,　and　Y.　Haruta,　Kobunshi　Ronbunshu,　48(3),　p.　123-128　(1991)、などを参照）。そこで、モノマーＭ１とモノマーＭ２をそれぞれＳｔ、ＥＭＩとして、共重合組成を解析した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　図５は、配合したモノマー中のＭ１（Ｓｔ）の比に対する重合体中のＭ１の比を示すグラフである。横軸においてたとえば０は配合したモノマーがすべてＭ２（ＥＭＩ）であり、１は配合したモノマーがすべてＭ１であることを示す。また、縦軸は、横軸の比の場合に瞬時に生成する重合体におけるＭ１の比を示す。
　図５に示すように、Ｍ１の比が０からわずかに大きくなるだけで重合体におけるＭ１の比は急激に０．５に達する。そして、Ｍ１の比が１にかなり近づくまで０．５が維持される。これは、Ｍ１とＭ２との交互共重合体がきわめて生成されやすいことを示している。なお、このような傾向は、ｒ１、ｒ２を０．０１～０．１程度の範囲で変化させた場合でも大きくは変化しないことが確認された。
　図６は、Ｍ１、Ｍ２がそれぞれＳｔ、ＥＭＩの場合における、重合率に対するＭ１のモル比を示すグラフである。重合率は、ポリマー材料を作製するために配合した全モノマーのうち重合体となったものの割合である。
　図６において、Monomer　compositionとは、Ｍ１のモノマーのモル比であり、重合率Ｐが０％のときは２３％程度であるが、重合率Ｐが約５０％のときに０％となる。これはＭ１のモノマーが全て重合体となったことを意味する。また、Instantaneous　copolymer　compositionとは、その重合率Ｐにおいて瞬時に生成する重合体のモル比であり、重合率Ｐが０％のときでも５０％である。これは重合開始の初期から交互共重合体が生成することを意味する。また、重合率Ｐが５０％近辺で急激に０％に低下する。これは交互共重合体を生成するためのＭ１のモノマーが０％になるためである。また、Accumulated　copolymer　compositionとは、Ｍ１を含む重合体の累積値である。重合率Ｐが０％から５０％近辺までは交互共重合体が生成するため約５０％であるが、５０％以上ではＭ２のホモポリマーの生成が進むため、相対的にＭ１を含む重合体（ほぼ交互共重合体）の相対的な割合は減少する。なお、図６は計算値であるため、重合率Ｐは１００％まで示されてあるが、実際には重合反応が進むにつれてポリマー中でモノマーが移動しにくくなるので、ある程度の重合率に達すると重合反応は低下する。また、このような傾向は、ｒ１、ｒ２を０．０１～０．１程度の範囲で変化させた場合でも大きくは変化しないことが確認された。
　ここで、作製した光学ポリマー材料および光学フィルムにおいてＰ（Ｓｔ／ＥＭＩ＝３５／６５（ｍｏｌ％））であることから、ポリマーへの転化率は８０％程度であることが示唆される。
　図７は、転化率を８０％とした場合の組成分布を示すヒストグラムである。図７は以下のことを示す。すなわち、交互共重合性の非常に高い、Ｍ１（Ｓｔ）が４０～５０％含まれるポリマーが全体のおよそ５５％、Ｍ１が５％以下含まれる、ほぼＭ２（ＥＭＩ）のホモポリマーであるポリマーが全体の約３５％、残りの約１０％がその中間の組成のポリマーである。このうち、Ｍ１が４０～５０％含まれるポリマーは、ｒ１、ｒ２＜＜１であることから、Ｍ１とＭ２との交互共重合体、すなわちＰ（Ｓｔ－ａｌｔ－ＥＭＩ）であることが示唆される。
（各種Ｐ（Ｓｔ／ＸＭＩ）の光弾性係数）
　つぎに、マレイミド誘導体が異なるＰ（Ｓｔ／ＸＭＩ）の光弾性係数の測定結果について説明する。図８は、ＸＭＩがＥＭＩ、ＣＨＭＩ、ＭｅＭＩ、ｔＢｕＭＩの場合のＰ（Ｓｔ／ＸＭＩ）の光弾性係数を示すグラフである。なお、いずれの場合も、Ｓｔの質量比は、質量比に対して屈折率が線形に変化すると仮定して、波長５９４ｎｍにおいて測定した屈折率から算出したものである。また、横軸が１００ｗｔ．％のときは、４種のＰ（Ｓｔ／ＸＭＩ）のデータ点が略重なっている。いずれの場合も、光弾性係数が、Ｓｔの質量比の増加に従って低下し、Ｓｔの質量比がさらに増加すると上昇する非線形な特性を有することが確認された。このような非線形性の原因は必ずしも明らかではないが、マレイミド誘導体の骨格とＳｔ誘導体のベンゼン環との相互作用であると予想される。
（Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ）とＰＥＭＩとのブレンドポリマーのヘイズ値）
　つぎに、Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ＝３０／７０（ｗｔ．％））とＥＭＩのホモポリマー（ＰＥＭＩ）とを同じ質量だけ混合し、塩化メチレンに溶解させ、上述した方法と同様にして剥離ＰＥＴフィルム上に展開し、フィルム化したブレンドポリマーを作製した。そして、このブレンドポリマーのガラス転移温度とヘイズ値を測定した。その結果、ブレンドポリマーでありながらヘイズ値は１．２６％であり、ポリメタクリル酸メチル（ＰＭＭＡ）のヘイズ値である１．２５％と同等の値であった。
　また、ブレンドポリマーのガラス転移温度は２２０℃であった。これは、Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ＝３０／７０（ｗｔ．％））のガラス転移温度である１８５℃とＰＥＭＩのガラス転移温度である２５７℃との平均値である２２１℃と同等の値であった。また、ブレンドポリマーのガラス転移の吸熱ピークは一つであった。このことはブレンドポリマーの相溶性が高いことを示唆している。また、ヘイズ値の低さも相溶性の高さを示唆している。
　一方、Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ）系ポリマーを作製する際に、Ｓｔの仕込み量が多いと白濁する場合があることが確認された。このことから、ヘイズ値を低くするには、光学ポリマー材料の製造の際に、マレイミド誘導体のモノマー（またはマレイミド誘導体となる材料）をスチレン誘導体のモノマー（またはスチレン誘導体となる材料）よりも多く配合することが好ましい。あるいは、ポリマーブレンド法を用いて作製してもよい。
（他の実施形態）
　本発明者らは、上記実施形態に係る光学ポリマー材料を改質するために、スチレン誘導体とマレイミド誘導体とに加えて、改質有機化合物として、メタクリル酸誘導体のモノマーを重合体の構成材料に含めることを検討した。スチレン誘導体およびマレイミド誘導体は、例えば光弾性係数が正であるが、メタクリル酸誘導体は、スチレン誘導体のモノマー及び前記マレイミド誘導体のモノマーとは機械的強度に関する物性値、例えばガラス転移温度が異なり、かつ例えば光弾性係数が負値である。
　その結果、本発明者らは、スチレン誘導体のモノマーと、マレイミド誘導体のモノマーと、メタクリル酸誘導体のモノマーとからなる重合体を含み、光弾性係数が、スチレン誘導体のモノマー及び前記マレイミド誘導体のモノマーとの関係において、スチレン誘導体の組成比の増加に従って第２値まで低下し、スチレン誘導体の組成比がさらに増加すると第２値よりも上昇する非線形な特性を有し、スチレン誘導体が所定の組成比の範囲内であり、該組成比の範囲内において光弾性係数の絶対値が第３絶対値以下であり、かつ固有複屈折の絶対値が第４絶対値以下である光学ポリマー材料を見出した。第３絶対値は例えば５０×１０－１２Ｐａ－１であり、第４絶対値は例えば２０×１０－３である。さらに、本発明者らは、この光学ポリマー材料において、光弾性係数と固有複屈折とで規定される二次元複屈折マップにおいて、スチレン誘導体の組成比とマレイミド誘導体の組成比とにより定まる第１光弾性係数と第１固有複屈折とで示される座標点と、メタクリル酸誘導体の第２光弾性係数と第２固有複屈折とで示される座標点とが、原点を挟んで位置するように、スチレン誘導体の組成比とマレイミド誘導体の組成比とを設定し、第１光弾性係数と第１固有複屈折とを相殺するように、メタクリル酸誘導体の組成比を設定することで、３元系という簡易な組成かつ設計容易性を有し、かつきわめて好ましい低複屈折特性かつ機械的強度に関して改質された特性を有する光学ポリマー材料を実現できることに想到した。
　さらに、本発明者らは、スチレン誘導体のモノマーと、マレイミド誘導体のモノマーと、メタクリル酸誘導体のモノマーとからなる重合体を含む光学ポリマー材料において、光弾性係数と固有複屈折とで規定される二次元複屈折マップにおいて、スチレン誘導体、マレイミド誘導体、メタクリル酸誘導体のうちいずれか２つの組成比により定まる第１光弾性係数と第１固有複屈折とで示される座標点と、スチレン誘導体、マレイミド誘導体、メタクリル酸誘導体のうち他の１つの第２光弾性係数と第２固有複屈折とで示される座標点とが、原点を挟んで位置するように、いずれか２つの組成比を設定し、第１光弾性係数と第１固有複屈折とを相殺するように、他の１つの組成比を設定することで、３元系という簡易な組成かつ設計容易性を有し、かつきわめて好ましい低複屈折特性かつ機械的強度に関して改質された特性を有する光学ポリマー材料を実現できることに想到した。
　上記検討にあたって、本発明者らは、まず、事前検討として、Ｓｔと、メタクリル酸誘導体とを用いて共重合体を作製した。メタクリル酸誘導体としてＭＭＡ（methyl　methacrylate）を用いた。まず、和光純薬工業社製のＭＭＡを試薬として準備した。ＭＭＡは減圧蒸留を行い精製した。また、和光純薬工業社製のメタノール、塩化メチレンを溶媒として準備した。
　そして、上述した交互共重合体の場合と同様だが条件を適宜最適化した工程によって重合を行った。この工程によって作製された光学ポリマー材料の円柱状のバルクの両端を切除して得たバルクに対して、さらに上述した交互共重合体の場合と同様だが条件を適宜最適化した工程によって精製を行った。
　以上の工程によって得られた精製されたポリマーのガラス転移温度をDSC-60(DSC)を用いて測定した。
　さらに、精製ポリマーを上述した交互共重合体の場合と同様だが条件を適宜最適化した工程によって薄く成形し、フィルム化した。
　作製したポリマーフィルムの光弾性係数をABR-EXを用いて測定した。
　つづいて、作製したポリマーフィルムを、井元製作所製フィルム二軸延伸装置であるIMC-11A9を用いて一軸熱延伸した。その後，２４時間以上静置して内部応力を緩和させ、Varian　7000eを用いた赤外域の吸光度から、赤外二色法を用いてこの延伸フィルムの配向度を評価した。また、ABR-10Aを用いて、延伸フィルムのリタデーションを測定した。そして、リタデーションと配向度とフィルムの厚みから固有複屈折を算出した。また、一部のポリマーフィルムについては屈折率を測定し、共重合組成比を推定した。
　図９は、２５℃での、Ｐ（Ｓｔ／ＭＭＡ）を含む光学ポリマーフィルムにおけるスチレンの質量比に対する固有複屈折を示すグラフである。縦軸は固有複屈折Δｎ０である。横軸は光学ポリマーフィルムにおけるＳｔの組成比を質量比として百分率（ｗｔ．％）で示したものである。なお、Ｓｔの質量比は、質量比に対して屈折率が線形に変化すると仮定して、波長５９４ｎｍにおいて測定した屈折率から算出したものである。図９に示すように、固有屈折率はＳｔの質量比に対して線形に変化することが確認された。
　図１０は、Ｐ（Ｓｔ／ＭＭＡ）を含む光学ポリマーにおけるスチレンの質量比に対する光弾性係数を示すグラフである。横軸は光学ポリマーフィルムにおけるＳｔの組成比を質量比として百分率（ｗｔ．％）で示したものである。縦軸は光弾性係数Ｃである。なお、Ｓｔの質量比は、質量比に対して屈折率が線形に変化すると仮定して、波長５９４ｎｍにおいて測定した屈折率から算出したものである。
　図１０に示すように、光弾性係数は、Ｓｔの質量比に対する変化が線形から大きく外れ、下に凸に変化することが確認された。また、Ｓｔの質量比が０％の場合、すなわちＭＭＡが１００％である光学ポリマーの光弾性係数が負値であることも確認された。
　以上のＰ（Ｓｔ／ＭＭＡ）、およびＰ（Ｓｔ／ＥＭＩ）の結果を用いて、Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ／ＭＭＡ）を含む３元系の光学ポリマーの二次元複屈折マップを作成した。二次元複屈折マップは、固有複屈折と光弾性係数とで規定される二次元座標軸において、Ｓｔ、ＥＭＩ、ＭＭＡのそれぞれのホモポリマーの固有複屈折および光弾性係数の座標点のうち、いずれか２点を線で結んで得られるマップである。
　図１１は、Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ／ＭＭＡ）の二次元複屈折マップを示すグラフである。なお、未測定の部分は破線で示している。上述したように、Ｓｔを含む２元系の光学ポリマーにおいては、組成比に対する光弾性係数の変化は非線形なので、線分も非線形な形状をしている。なお、例えばＰＳｔはＳｔのホモポリマーの特性を表す点であることを示す。ＰＥＭＩ、ＰＭＭＡについても同様である。なお、図中で四角は、原点に極めて近い領域を示している。
　この二次元複屈折マップを利用して、たとえば以下の例のようにして、固有複屈折と光弾性係数とが小さい組成比の光学ポリマーを設計できる。すなわち、まず、Ｓｔの組成比とＥＭＩの組成比とにより定まる光弾性係数と固有複屈折（第１光弾性係数と第１固有複屈折）とで示される座標点と、ＭＭＡの光弾性係数と固有複屈折（第２光弾性係数と第２固有複屈折）とで示される座標点とが、原点を挟んで位置するように、Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＭＩ）の組成比とが設定する。つづいて、第２光弾性係数と第２固有複屈折とで第１光弾性係数と第１固有複屈折とを相殺するように、メタクリル酸誘導体の組成比を設定する。
　ここで、第１光弾性係数と第１固有複屈折とで示される座標点と、第２光弾性係数と第２固有複屈折とで示される座標点とが、原点を挟んで位置するとは、３点が一直線に列ぶ場合を含むが、必ずしも一直線に列ばなくてもよく、たとえば２つの座標点を結ぶ直線が原点の近傍を通る場合も含む。また、第２光弾性係数と第２固有複屈折とで第１光弾性係数と第１固有複屈折とを相殺するとは、第２光弾性係数と第１光弾性係数との加算値が零となり、かつ第２固有複屈折と第１光弾性係数との加算値が零となるような、完全に相殺する場合も含むが、少なくともいずれか一方の加算値が零に近い値となるような、完全に相殺しない場合も含まれる。これにより、光弾性係数の絶対値が５０×１０－１２Ｐａ－１以下であり、固有複屈折の絶対値が２０×１０－３以下である光学ポリマー材料を実現できる。
（３元系光学ポリマーの作製）
　図１１のＰ（Ｓｔ／ＥＭＩ／ＭＭＡ）の二次元複屈折マップを利用して、表５に示すモノマー量、組成比を設定し、３元系光学ポリマーフィルムを作製した。Ｓｔ（ｗｔ．％）、ＥＭＩ（ｗｔ．％）、ＭＭＡ（ｗｔ．％）は仕込み時の質量比である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　具体的には、表５に示すモノマーを準備し、上述した交互共重合体の場合と同様だが条件を適宜最適化した工程によって重合を行った。この工程によって作製された光学ポリマー材料の円柱状のバルクの両端を切除して得たバルクに対して、さらに上述した交互共重合体の場合と同様だが条件を適宜最適化した工程によって精製を行った。たとえば減圧乾燥機での減圧乾燥は９０℃にて２４時間行った。
　以上の工程によって得られた精製されたポリマーのガラス転移温度をDSC-60(DSC)を用いて測定した。
　さらに、精製ポリマーを上述した交互共重合体の場合と同様だが条件を適宜最適化した工程によって薄く成形し、フィルム化した。
　作製したポリマーフィルムの光弾性係数をABR-EXを用いて測定した。
　つづいて、作製したポリマーフィルムを、井元製作所製フィルム二軸延伸装置であるIMC-11A9を用いて一軸熱延伸した。その後，２４時間以上静置して内部応力を緩和させ、Varian　7000eを用いた赤外域の吸光度から、赤外二色法を用いてこの延伸フィルムの配向度を評価した。また、ABR-10Aを用いて、延伸フィルムのリタデーションを測定した。そして、リタデーションと配向度とフィルムの厚みから固有複屈折を算出した。また、一部のポリマーフィルムについては屈折率を測定し、共重合組成比を推定した。
　作製した光学ポリマー材料および光学フィルムの特性の一例を表６に示す。表６に示すように、Ｓｔが１７ｗｔ．％、ＥＭＩが６３ｗｔ．％、ＭＭＡが２０ｗｔ．％において、１５６℃という高いガラス転移温度が得られ、耐熱性が高いことが確認された。なお、この光学ポリマー材料および光学フィルムは、そのガラス転移温度が、表２に示すＭＭＡが含まれていない二元系の場合の１９３．９℃よりも低温になるように改質されている。１５６℃という温度は、アクリル樹脂のガラス転移温度よりも高く、かつポリカーボネイトのガラス転移温度である１５０℃と同等である。したがって、この光学ポリマー材料および光学フィルムは耐熱性が高く射出成型がし易いということができる。また、固有複屈折Δｎ０は２５℃にて０．１０×１０－３であり、温度係数ｄΔｎ０／ｄＴは１．２１×１０－５℃－１であり、光弾性係数Ｃは－０．２４×１０－１２Ｐａ－１であり、いずれもゼロに近いきわめて低い値となり、良好な低複屈折特性が確認された。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　さらに、３元系光学ポリマーとして、マレイミド誘導体としてＮ－シクロヘキシルマレイミド（N-cyclohexylmaleimide：ＣＨＭＩ）を用いたＰ（Ｓｔ／ＣＨＭＩ／ＭＭＡ）の二次元複屈折マップを作成した。
　図１２は、Ｐ（Ｓｔ／ＣＨＭＩ／ＭＭＡ）の二次元複屈折マップを示すグラフである。なお、未測定の部分は破線で示している。また、図中で四角は、原点に極めて近い領域を示している。図１１と同様に、Ｓｔを含む２元系の光学ポリマーにおいては、組成比に対する光弾性係数の変化は非線形なので、線分も非線形な形状をしている。
　この二次元複屈折マップを利用して、たとえば以下の例のようにして、固有複屈折と光弾性係数とが小さい組成比の光学ポリマーを設計できる。すなわち、まず、Ｓｔの組成比とＣＨＭＩの組成比とにより定まる光弾性係数と固有複屈折（第１光弾性係数と第１固有複屈折）とで示される座標点と、ＭＭＡの光弾性係数と固有複屈折（第２光弾性係数と第２固有複屈折）とで示される座標点とが、原点を挟んで位置するように、Ｐ（Ｓｔ／ＣＨＭＩ）の組成比とが設定する。つづいて、第２光弾性係数と第２固有複屈折とで第１光弾性係数と第１固有複屈折とを相殺するように、メタクリル酸誘導体の組成比を設定する。これにより、光弾性係数の絶対値が５０×１０－１２Ｐａ－１以下であり、固有複屈折の絶対値が２０×１０－３以下である光学ポリマー材料を実現できる。
　図１２のＰ（Ｓｔ／ＣＨＭＩ／ＭＭＡ）の二次元複屈折マップを利用して、表７に示すモノマー量、組成比を設定し、３元系光学ポリマーフィルムを作製した。Ｓｔ（ｗｔ．％）、ＣＨＭＩ（ｗｔ．％）、ＭＭＡ（ｗｔ．％）は仕込み時の質量比である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　具体的には、表７に示すモノマーを準備し、上述したＰ（Ｓｔ／ＥＭＩ／ＭＭＡ）の場合と同様だが条件を適宜最適化した工程によって重合を行った。この工程によって作製された光学ポリマー材料の円柱状のバルクの両端を切除して得たバルクに対して、さらに上述したＰ（Ｓｔ／ＥＭＩ／ＭＭＡ）の場合と同様だが条件を適宜最適化した工程によって精製を行った。
　以上の工程によって得られた精製されたポリマーのガラス転移温度をDSC-60(DSC)を用いて測定した。
　さらに、精製ポリマーを上述したＰ（Ｓｔ／ＥＭＩ／ＭＭＡ）の場合と同様だが条件を適宜最適化した工程によって薄く成形し、フィルム化した。
　作製したポリマーフィルムの光弾性係数をABR-EXを用いて測定した。
　つづいて、作製したポリマーフィルムを、IMC-11A9を用いて一軸熱延伸した。その後，２４時間以上静置して内部応力を緩和させ、Varian　7000eを用いた赤外域の吸光度から、赤外二色法を用いてこの延伸フィルムの配向度を評価した。また、ABR-10Aを用いて、延伸フィルムのリタデーションを測定した。そして、リタデーションと配向度とフィルムの厚みから固有複屈折を算出した。また、一部のポリマーフィルムについては屈折率を測定し、共重合組成比を推定した。
　作製した光学ポリマー材料および光学フィルムの特性の一例を表８に示す。表８に示すように、Ｓｔが６ｗｔ．％、ＣＨＭＩが４０ｗｔ．％、ＭＭＡが５４ｗｔ．％において、１６１℃という高いガラス転移温度が得られ、耐熱性が高く射出成型がし易いことが確認された。また、固有複屈折Δｎ０は２５℃にて－５．２３×１０－３であり、光弾性係数Ｃは－０．１２×１０－１２Ｐａ－１であり、いずれもゼロに近いきわめて低い値となり、良好な低複屈折特性が確認された。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
　さらに、３元系光学ポリマーとして、改質有機化合物としてメタクリル酸誘導体であるＴＣＥＭＡ（2,2,2-trichloroethyl　methacrylate）を用いたＰ（Ｓｔ／ＥＭＩ／ＴＣＥＭＡ）の二次元複屈折マップを作成した。
　図１３は、Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ／ＴＣＥＭＡ）の二次元複屈折マップを示すグラフである。なお、未測定の部分は破線で示している。また、図中で四角は、原点に極めて近い領域を示している。この二次元複屈折マップを利用して、光弾性係数の絶対値が５０×１０－１２Ｐａ－１以下であり、固有複屈折の絶対値が２０×１０－３以下である光学ポリマー材料を実現できる。
　図１３のＰ（Ｓｔ／ＥＭＩ／ＴＣＥＭＡ）の二次元複屈折マップを利用して、表９に示すモノマー量、組成比を設定し、３元系光学ポリマーフィルムを作製した。Ｓｔ（ｗｔ．％）、ＥＭＩ（ｗｔ．％）、ＴＣＥＭＡ（ｗｔ．％）は仕込み時の質量比である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　作製した光学ポリマー材料および光学フィルムの特性の一例を表１０に示す。表１０に示すように、Ｓｔが２３ｗｔ．％、ＥＭＩが６９ｗｔ．％、ＴＣＥＭＡが８ｗｔ．％において、１８８℃という高いガラス転移温度が得られ、耐熱性が高いことが確認された。また、固有複屈折Δｎ０は２５℃にて－０．６５×１０－３であり、光弾性係数Ｃは０．０８×１０－１２Ｐａ－１であり、いずれもゼロに近いきわめて低い値となり、良好な低複屈折特性が確認された。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
　さらに、３元系光学ポリマーとして、改質有機化合物としてマレイミド誘導体であるｔＢｕＭＩを用いたＰ（Ｓｔ／ＥＭＩ／ｔＢｕＭＩ）の二次元複屈折マップを作成した。
　図１４は、Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ／ｔＢｕＭＩ）の二次元複屈折マップを示すグラフである。なお、未測定の部分は破線で示している。また、図中で四角は、原点に極めて近い領域を示している。ｔＢｕＭＩは固有複屈折が正であるが、この二次元複屈折マップを利用して、光弾性係数の絶対値が５０×１０－１２Ｐａ－１以下であり、固有複屈折の絶対値が２０×１０－３以下である光学ポリマー材料を実現できる。
　図１４のＰ（Ｓｔ／ＥＭＩ／ｔＢｕＭＩ）の二次元複屈折マップを利用して、表１１に示すモノマー量、組成比を設定し、３元系光学ポリマーフィルムを作製した。Ｓｔ（ｗｔ．％）、ＥＭＩ（ｗｔ．％）、ｔＢｕＭＩ（ｗｔ．％）は仕込み時の質量比である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
　作製した光学ポリマー材料および光学フィルムの特性の一例を表１２に示す。表１２に示すように、Ｓｔが２５．０ｗｔ．％、ＥＭＩが６２．５ｗｔ．％、ｔＢｕＭＩが１２．５ｗｔ．％において、１９７℃という、Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ）よりも高いガラス転移温度が得られ、耐熱性が高いことが確認された。また、固有複屈折Δｎ０は２５℃にて３．６８×１０－３であり、光弾性係数Ｃは０．２７×１０－１２Ｐａ－１であり、いずれもゼロに近いきわめて低い値となり、良好な低複屈折特性が確認された。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
　Ｐ（Ｓｔ／ＥＭＩ／ｔＢｕＭＩ）の例が示すように、改質有機化合物はメタクリル酸誘導体に限られず、また、その光弾性係数の符号が正負のいずれでもよい。また、改質有機化合物において、スチレン誘導体のモノマー及びマレイミド誘導体のモノマーとは異なる物性値としてはガラス転移温度に限られず、他の機械的強度に関する物性値でもよい。これにより機械的強度に関する物性値がより好ましい光学ポリマー材料が得られる。また、改質有機化合物は、２種以上の異なるモノマーを含んでいてもよい。
　また、上記実施形態により本発明が限定されるものではない。上述した各構成要素を適宜組み合わせて構成したものも本発明に含まれる。また、さらなる効果や変形例は、当業者によって容易に導き出すことができる。よって、本発明のより広範な態様は、上記の実施形態に限定されるものではなく、様々な変更が可能である。
１０　液晶表示装置
１　バックライト
２、９　偏光板
３、８　位相差フィルム
４、６　透明電極付きガラス基板
５　液晶層
７　ＲＧＢカラーフィルタ　

Claims (23)

  1. 　スチレン誘導体のモノマーとマレイミド誘導体のモノマーとからなる交互共重合を含み、
    　光弾性係数が、前記スチレン誘導体の組成比の増加に従って第１値まで低下し、前記スチレン誘導体の組成比がさらに増加すると前記第１値よりも上昇する非線形な特性を有し、
    　前記スチレン誘導体が所定の組成比の範囲内であり、該組成比の範囲内において光弾性係数の絶対値が第１絶対値以下であり、かつ固有複屈折の絶対値が第２絶対値以下であることを特徴とする光学ポリマー材料。
  2. 　前記第１絶対値が５０×１０－１２Ｐａ－１であり、前記第２絶対値が２０×１０－３であることを特徴とする請求項１に記載の光学ポリマー材料。
  3. 　固有複屈折の温度係数の絶対値が２×１０－５℃－１以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の光学ポリマー材料。
  4. 　前記スチレン誘導体はスチレンであり、前記マレイミド誘導体はエチルマレイミドであることを特徴とする請求項１～３のいずれか一つに記載の光学ポリマー材料。
  5. 　前記スチレン誘導体の組成比の前記範囲は、質量比の場合３１％を含む範囲であり、モル比の場合３５％を含む範囲であることを特徴とする請求項４に記載の光学ポリマー材料。
  6. 　スチレン誘導体のモノマーと、マレイミド誘導体のモノマーと、前記スチレン誘導体のモノマー及び前記マレイミド誘導体のモノマーとは機械的強度に関する物性値が異なる改質有機化合物のモノマーとからなる重合体を含み、
    　前記スチレン誘導体のモノマー及び前記マレイミド誘導体のモノマーとの関係において、光弾性係数が、前記スチレン誘導体の組成比の増加に従って第２値まで低下し、前記スチレン誘導体の組成比がさらに増加すると前記第２値よりも上昇する非線形な特性を有し、
    　前記スチレン誘導体が所定の組成比の範囲内であり、該組成比の範囲内において光弾性係数の絶対値が第３絶対値以下であり、かつ固有複屈折の絶対値が第４絶対値以下であることを特徴とする光学ポリマー材料。
  7. 　固有複屈折と光弾性係数とで規定される二次元複屈折マップにおいて、
    　前記スチレン誘導体の組成比とマレイミド誘導体の組成比とにより定まる第１光弾性係数と第１固有複屈折とで示される座標点と、前記改質有機化合物の第２光弾性係数と第２固有複屈折とで示される座標点とが、原点を挟んで位置するように、前記スチレン誘導体の組成比と前記マレイミド誘導体の組成比とが設定され、前記第２光弾性係数と前記第２固有複屈折とで前記第１光弾性係数と前記第１固有複屈折とを相殺するように、前記改質有機化合物の組成比が設定されたことを特徴とする請求項６に記載の光学ポリマー材料。
  8. 　前記第３絶対値が５０×１０－１２Ｐａ－１であり、前記第４絶対値が２０×１０－３であることを特徴とする請求項７に記載の光学ポリマー材料。
  9. 　ガラス転移温度が、アクリル樹脂より高く前記改質有機化合物が含まれていない場合よりも低い、又は前記改質有機化合物が含まれていない場合よりも高いことを特徴とする請求項７または８に記載の光学ポリマー材料。
  10. 　前記スチレン誘導体はスチレンであり、前記マレイミド誘導体はエチルマレイミド又はシクロヘキシルマレイミドであり、前記改質有機化合物はメタクリル酸誘導体又はｔ－ブチルマレイミドであることを特徴とする請求項６～９のいずれか一つに記載の光学ポリマー材料。
  11. 　前記スチレン誘導体の組成比の前記範囲は、質量比の場合６％、１７％、２３％又は２５％を含む範囲であり、モル比の場合７％、１８．８％、２７．３％又は２９％を含む範囲であることを特徴とする請求項１０に記載の光学ポリマー材料。
  12. 　前記スチレン誘導体よりも前記マレイミド誘導体を多く含むことを特徴とする請求項１～１１のいずれか一つに記載の光学ポリマー材料。
  13. 　前記マレイミド誘導体のホモポリマーを含むことを特徴とする請求項１～１２のいずれか一つに記載の光学ポリマー材料。
  14. 　請求項１～１３のいずれか一つに記載の光学ポリマー材料を含むことを特徴とする光学フィルム。
  15. 　請求項１４に記載の光学フィルムを備えることを特徴とする表示装置。
  16. 　スチレン誘導体のモノマーとマレイミド誘導体のモノマーとからなる交互共重合体を含む光学ポリマー材料を形成する工程
    　を含み、
    　スチレン誘導体を所定の組成比の範囲内とし、
    　前記組成比の範囲内において光弾性係数の絶対値が第１絶対値以下であり、かつ固有複屈折の絶対値が第２絶対値以下である光学ポリマー材料を形成する
    　ことを特徴とする光学ポリマー材料の製造方法。
  17. 　マレイミド誘導体となる材料を、スチレン誘導体となる材料よりも多く配合して前記交互共重合体を形成することを特徴とする請求項１６に記載の光学ポリマー材料の製造方法。
  18. 　前記第１絶対値が５０×１０－１２Ｐａ－１であり、前記第２絶対値が２０×１０－３であることを特徴とする請求項１６または１７に記載の光学ポリマー材料の製造方法。
  19. 　スチレン誘導体のモノマーと、マレイミド誘導体のモノマーと、前記スチレン誘導体のモノマー及び前記マレイミド誘導体のモノマーとは機械的強度に関する物性値が異なる改質有機化合物のモノマーとからなる重合体を含む光学ポリマー材料を形成する工程
    　を含み、
    　スチレン誘導体を所定の組成比の範囲内とし、
    　前記組成比の範囲内において光弾性係数の絶対値が第３絶対値以下であり、かつ固有複屈折の絶対値が第４絶対値以下である光学ポリマー材料を形成する
    　ことを特徴とする光学ポリマー材料の製造方法。
  20. 　マレイミド誘導体となる材料を、スチレン誘導体となる材料よりも多く配合して前記重合体を形成することを特徴とする請求項１９に記載の光学ポリマー材料の製造方法。
  21. 　前記第３絶対値が５０×１０－１２Ｐａ－１であり、前記第４絶対値が２０×１０－３であることを特徴とする請求項１９または２０に記載の光学ポリマー材料の製造方法。
  22. 　固有複屈折と光弾性係数とで規定される二次元複屈折マップにおいて、
    　前記スチレン誘導体の組成比とマレイミド誘導体の組成比とにより定まる第１光弾性係数と第１固有複屈折とで示される座標点と、前記改質有機化合物の第２光弾性係数と第２固有複屈折とで示される座標点とが、原点を挟んで位置するように、前記スチレン誘導体の組成比と前記マレイミド誘導体の組成比とを設定し、
    　前記第１光弾性係数と前記第１固有複屈折とを相殺するように、前記改質有機化合物の組成比を設定する
    　ことを特徴とする請求項１９～２１のいずれか一つに記載の光学ポリマー材料の製造方法。
  23. 　請求項１６～２２のいずれか一つに記載の光学ポリマー材料の製造方法によって製造された光学ポリマー材料を薄く成形して光学フィルムを作製することを特徴とする光学フィルムの製造方法。
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