Photolumineszenzeigenschaften polymorpher Modifikationen von niedermolekularem Poly(3-hexylthiophen)

Hintergründe

Poly(3-alkylthiophene) (P3ATs), die repräsentative π-konjugierte Polymere sind, kommen bekanntermaßen in mehr als zwei verschiedenen kristallinen Strukturen vor, abhängig von den Verarbeitungsbedingungen [1,2,3,4,5,6,7, 8,9,10,11,12,13,14,15]. P3ATs mit hohem Molekulargewicht (MW) bilden normalerweise eine lamellare π-Stapelstruktur (Form I), bei der vollständig planare Rückgrate mit einem Stapelabstand von 3,8 Å gegenüberliegend gestapelt sind [3, 6, 9, 11, 16]. Wegen dieser geringen Distanz sind Ladungszustände in Form I über mehrere Rückgrate delokalisiert [16,17,18]. Andererseits weisen Festkörperproben von P3ATs mit niedrigem MW oft auch eine andere Packungsstruktur auf (Form II) [3, 6, 9], bei der der Abstand zwischen den nächsten Nachbargerüsten aufgrund von gekippten . auf bis zu 4.4 Å zunimmt und ineinandergreifende Alkylketten [2, 3, 12,13,14]. Von solchen Unterschieden in der Kristallstruktur wird natürlich erwartet, dass sie die optoelektronischen Eigenschaften verändern. Der Unterschied in den optischen Eigenschaften, insbesondere der Photolumineszenz (PL), zwischen den Modifikationen der Form I und II wurde jedoch noch nicht aufgedeckt. Dies kann an den Schwierigkeiten bei der Vorbereitung von Form-II-Proben liegen, deren Qualität für PL-Studien hoch genug ist; tatsächliche Form-II-Proben enthalten normalerweise signifikante Anteile von Form-I-Modifikationen sowie amorphe Rückgrate.

Vor kurzem haben Lu et al. haben herausgefunden, dass die Bildung der Form II von Poly(3-butylthiophen) (P3BT) durch langsames Verdampfen eines Disulfid-Lösungsmittels oder durch Aussetzen der Probe einem Disulfid-Dampf (eine Dampfbehandlung) gefördert wird [7, 8]. Unter Ausnutzung der Tatsache, dass Form II von P3ATs durch thermisches Annealing in Form I umgewandelt wird [2, 3, 9, 15], haben Lu et al. haben die reversible Umwandlung zwischen Form-I- und Form-II-Modifikationen von P3BT gezeigt. Interessanterweise ist ein solches Verhalten dem Phasenübergang von Poly(9,9-dioctylfluoren) (F8) sehr ähnlich [19,20,21,22,23,24]; die kristalline Phase von F8 wird durch thermisches Glühen hergestellt, während die β-Phase F8 erscheint, nachdem die Proben einem Dampf eines guten Lösungsmittels ausgesetzt wurden. Auch die reversible Umwandlung zwischen kristalliner und β-Phase wurde bestätigt [23, 24]. Im Fall von F8 werden hochwertige β-Phasen-Dünnfilme hergestellt, indem eine verdünnte Lösung auf ein Substrat getropft und einige Stunden gewartet wird, um das Lösungsmittel zu verdampfen (Tropfenguss) [22]. Da zwischen P3BT und F8 trotz ihrer völlig unterschiedlichen Backbone-Strukturen viele Ähnlichkeiten bestehen, kann in Analogie zu F8 erwartet werden, dass dünnere P3AT-Schichten der Form II durch Tropfengießen besserer Qualität hergestellt werden können.

In dieser Arbeit haben wir dünne Filme aus Poly(3-hexylthiophen) (P3HT) mit mehreren MWs unter Verwendung verschiedener Techniken, einschließlich Tropfenguss, hergestellt und ihre strukturellen und optischen Eigenschaften untersucht. Wir haben uns in dieser Arbeit für P3HT entschieden, da im Vergleich zu P3BT mehr Daten für P3HT in der Literatur verfügbar sind. Unter den Form-II-Modifikationen, die in dieser Arbeit unter Verwendung von P3HT mit MW =3000 erhalten wurden, sind die, die durch Tropfenguss hergestellt wurden, wie erwartet am besten für PL-Messungen geeignet; die PL-Komponente der anderen Form wird im beobachteten PL-Spektrum weitgehend unterdrückt. Wir diskutieren auch die Mechanismen der Bildung der Form-II-Modifikationen und ihrer PL-Spektralunterschiede.

Methoden

Regioreguläre P3HTs mit unterschiedlichen Molekulargewichten wurden gekauft und wie erhalten verwendet. Ihr durchschnittliches MW und ihr Polydispersitätsindex (PDI) wurden durch Gelpermeationschromatographie in Bezug auf Polystyrolstandards bestimmt. Unter diesen P3HTs berichten wir hier die Ergebnisse von P3HTs mit MW =3000 (PDI =1,3) und MW =13.300 (PDI =1,3), und wir beziehen sie im Folgenden auf P3HTs mit niedrigem bzw. hohem MW. Beachten Sie, dass eine einzelne P3HT-Kette mit MW =3000 aus fast 20 Thiophenringen besteht.

Dünne Filme wurden durch Spin-Coating oder Drop-Casting aus Chloroformlösungen auf Quarzsubstrate hergestellt, die einfach in mehreren organischen Lösungsmitteln mit Ultraschall gereinigt wurden. Die P3HT-Konzentrationen der Lösungen wurden so gesteuert, dass die resultierende Filmdicke in einem Bereich von 80 bis 120 nm liegt. Um restliche Lösungsmittel zu entfernen, wurden alle dünnen Filme 30 Minuten im Vakuum getrocknet. Für einige der Dünnschichten wurde im Vakuum eine 30-minütige thermische Temperung bei 155 °C durchgeführt. Die Dampfbehandlung wurde durchgeführt, indem einige der dünnen Filme 15 h lang einer gesättigten Atmosphäre von Chloroformdampf ausgesetzt wurden. Für XRD-Untersuchungen haben wir zusätzlich zu diesen dünnen Filmen einen Niederschlag von P3HT mit niedrigem Molekulargewicht hergestellt, der durch Zugabe einer großen Menge eines schlechten Lösungsmittels, dh Methanol, zu der Chloroformlösung erhalten und dann auf einem Si-Substrat getrocknet wurde.

Die Absorptionsspektren der Dünnschichten wurden bei 6 K mit einem optischen Mehrkanalanalysator gemessen, der mit einem kalibrierten CCD-Detektor und einer Xenonlampe ausgestattet war. Die PL-Spektren wurden bei 6 K mit dem optischen Mehrkanalanalysator und einem grünen Diodenlaser (532 nm) gemessen. Für die Messungen der Anregungsspektren haben wir anstelle des grünen Diodenlasers einen Doppelmonochromator und eine Hochleistungs-Xenonlampe verwendet. Während der Absorptions- und PL-Messungen wurden die Proben mit einem He-Kryostat mit geschlossenem Zyklus im Vakuum gehalten. Die XRD-Messungen außerhalb der Ebene wurden bei Umgebungsatmosphäre mit einem Diffraktometer unter Verwendung von Cu Kα-Strahlung durchgeführt.

Ergebnisse und Diskussion

Abbildung 1a zeigt die XRD-Muster außerhalb der Ebene von dünnen Filmen von P3HT mit hohem MW. Die beobachteten Muster sind typisch für dünne Filme der Form I, in denen Beugungen erster und manchmal höherer Ordnung aufgrund der Trennung zwischen π-Stapeln beobachtet werden [1,2,3,4, 6, 9]. Das Fehlen einer Beugung um 22° entsprechend dem Stapelabstand von 3,8 Å weist darauf hin, dass in diesen Dünnschichten die Stapelrichtung parallel zum Substrat verläuft. Im Fall von P3HT mit hohem MW ist die Packungsstruktur unabhängig vom verwendeten Herstellungsverfahren.

XRD-Muster außerhalb der Ebene von a hoch und b P3HTs mit niedrigem MW. Der Pfeil zeigt die kleine Reflexion um 20,2° an. S , D , und P bedeuten die durch Spin-Coating, Drop-Casting bzw. Fällung hergestellten Proben. Weitere Einzelheiten zu den Herstellungsverfahren finden Sie im Text. Der bei 22° zentrierte extrem breite Peak ist ein Halo aus Quarzsubstraten. Die Muster sind aus Gründen der Übersichtlichkeit vertikal versetzt

Wie in Abb. 1b gezeigt, zeigen aufgeschleuderte und getemperte Dünnfilme von P3HT mit niedrigem MW auch für Form I charakteristische XRD-Muster. Andererseits tritt eine zusätzliche Reihe von Beugungen bei 7,35° und 14,7° in den XRD-Mustern von Tropfen auf -gegossene dünne Filme von P3HT mit niedrigem MW. Diese Beugungswinkel stimmen gut mit den Werten überein, die für die Form-II-Modifikation von P3HT berichtet wurden [6, 9]. Das Mischungsverhältnis der Formen I und II hängt von den Verarbeitungsbedingungen ab (siehe D1 und D2 in Abb. 1b). Wenn die Verdampfung des Lösungsmittels verlangsamt wird, nimmt die relative Intensität der Beugungsmerkmale entsprechend der Form II zu. Form-II-Proben von P3HT mit niedrigem Molekulargewicht können auch hergestellt werden, indem Form-I-Proben, z. B. aufgeschleuderte dünne Filme, einem Chloroformdampf ausgesetzt werden. Dieses Ergebnis zeigt, dass die reversible Umwandlung zwischen den Modifikationen der Form I und II mit P3HT mit niedrigem Molekulargewicht möglich ist. Beachten Sie, dass die dampfbehandelten Proben von P3HT mit niedrigem MW raue Oberflächen aufwiesen. Die resultierende geringe Bedeckung des Polymers auf dem Quarzsubstrat erklärt die geringere Beugungsintensität (siehe S + Dampf in Abb. 1b). Um die Bildung von Form II weiter zu bestätigen, haben wir einen Niederschlag von P3HT mit niedrigem Molekulargewicht hergestellt, bei dem die Stapelrichtung voraussichtlich zufällig orientiert ist. Eine solche Probe zeigt tatsächlich eine Beugung bei 20,2°, was dem getrennten Stapelabstand von 4,4 Å in Form II entspricht [2, 3, 6, 9].

Bevor wir ihre optischen Eigenschaften zeigen, diskutieren wir einen möglichen Mechanismus des polymorphen Verhaltens von P3ATs. Die Existenz der polymorphen Modifikationen weist darauf hin, dass die energetischen Stabilitäten der beiden Packungsstrukturen sehr ähnlich sind. Da die Polythiophen-Rückgrate und Alkylketten bei Raumtemperatur vollständig planare bzw. all-trans-Konformationen annehmen [25, 26], wird die Stabilität einer Packungsstruktur durch nichtgebundene Anziehungen zwischen Polymerrückgraten und zwischen Alkylketten bestimmt [27,28, 29]. Diejenigen zwischen einem Rückgrat und einer Alkylkette sind untergeordnet, so dass sie normalerweise ignoriert werden [28, 29]. Aus den Beobachtungen scheint es vernünftig zu sein, anzunehmen, dass bei den Modifikationen der Form I und II eine andere Art dieser Anziehungskräfte weitgehend zur Stabilisierung beiträgt. Betrachten wir die Bildung der Form II während eines Tropfengussverfahrens. Chloroform ist ein gutes Lösungsmittel für Alkylketten, aber Polythiophen-Rückgrate sind in organischen Lösungsmitteln von Natur aus unlöslich. Bevor das Chloroform vollständig verdampft, gibt es daher einen Zeitraum, in dem die Hauptketten versuchen, eine Packungsstruktur zu bilden, während die Alkylketten noch gelöst sind. Wenn eine solche Zeitspanne lang genug ist, wie bei einem Tropfengießverfahren, organisieren sich die Polymerketten selbst in eine Packungsstruktur, in der Anziehungen zwischen den Hauptketten denen zwischen Alkylketten (Form II) bevorzugt werden. Andererseits beeinflusst thermisches Annealing gleichermaßen das Rückgrat und die Alkylketten und führt somit zur thermodynamisch günstigsten Packungsstruktur (Form I) [13, 30].

Dieses Szenario erklärt durchweg mehrere experimentelle Beobachtungen. Aufgeschleuderte dünne Filme werden beispielsweise immer Form I, weil der Zeitraum, in dem nur Alkylketten aufgelöst werden, zu kurz ist, um Form II erscheinen zu lassen. Soweit wir untersucht haben, wurde die Bildung von Form II in Proben von P3HT mit MW größer oder gleich 5200 nicht erkannt. Auch in der Literatur wurden die Form-II-Modifikationen nur für P3HT mit niedrigem MW erhalten [6, 9]. Die Anzahl der an das einzelne Rückgrat gebundenen Alkylketten ist ungefähr proportional zu seinem MW, und folglich nimmt die Stabilisierung aufgrund der Kristallisation von Alkylketten im Schritt mit dem MW zu. Andererseits sind nichtgebundene Anziehungen zwischen den Polymerrückgraten nicht proportional zur Kettenlänge. Es wird angenommen, dass die Van-der-Waals-Kraft mit einer Kettenlänge zunimmt, aber diese Proportionalität gilt nur für ein kurzkettiges Regime. In einem längeren Kettenbereich wird die Van-der-Waals-Kraft mit zunehmender Kettenlänge allmählich weniger MW-abhängig und nähert sich schließlich dem bestimmten Wert einer unendlichen Kette. Dies kann durch die Beziehung zwischen einem Schmelzpunkt von Polyethylen und seinem MW bestätigt werden [31]. Obwohl Anziehungen zwischen den Polymerrückgraten und zwischen Alkylketten in P3HT mit niedrigem Molekulargewicht miteinander konkurrieren, bilden daher P3HT mit hohem Molekulargewicht immer eine Packungsstruktur, bei der Anziehungen zwischen Alkylketten bevorzugt werden (Form I). Was wäre für P3ATs mit kürzeren Alkylketten wie P3BT zu erwarten? Ungebundene Anziehungen zwischen Butylketten sind schwächer als die zwischen Hexylketten. Somit würden sich die beiden Arten von Attraktionen über einen Bereich von noch längeren MW ausbalancieren. Dies erklärt, warum Lu et al. haben Form-II-Proben von P3BT mit relativ großem MW erhalten [8].

Der oben genannte Mechanismus gilt auch für F8. Wenn ein Lösungsmittel langsam verdunstet, nehmen die Polymerrückgrate die stabilste, vollständig planare Konformation ein [19,20,21]. Im Gegensatz zu P3ATs bildet F8 aufgrund der sterischen Hinderung zwischen benachbarten Alkylketten keine Stapelstruktur. Als Ergebnis werden in β-Phasen-Dünnfilmen keine geordneten Packungsstrukturen gebildet und es werden keine klaren Röntgenbeugungspeaks beobachtet [22, 32]. Auf der anderen Seite wird in thermisch getemperten dünnen Filmen die Kristallisation von Alkylketten bevorzugt, und daher nehmen die Rückgrate weniger stabile, verdrillte Konformationen an [33].

Als nächstes zeigen wir die Absorptionsspektren der hergestellten P3HT-Dünnschichten in Abb. 2. Wie in Abb. 2a gezeigt, sind die Absorptionsspektren von tropfengegossenen und schleuderbeschichteten P3HT-Dünnschichten mit hohem MW die gleichen wie in der Literatur [34,35,36,37]. Das Absorptionsspektrum von schleuderbeschichteten dünnen Filmen von P3HT mit niedrigem Molekulargewicht ist gegenüber denen von P3HT mit hohem Molekulargewicht leicht blauverschoben. Diese Blauverschiebung wird manchmal dem kürzeren Rückgrat zugeschrieben, wird jedoch weitgehend reduziert, wenn die Bildung von Form I durch thermisches Tempern gefördert wird. Dies bedeutet, dass der wahre Grund für die Blauverschiebung das Vorhandensein eines größeren Anteils an amorphen Rückgraten in den Proben ist [38]. Andererseits weist das gemessene Absorptionsspektrum von tropfengegossenen dünnen Filmen von P3HT mit niedrigem MW eine große Basislinienverschiebung aufgrund der Lichtstreuung von der leicht rauen Oberfläche auf. Leider ist es aus dem Spektrum schwierig, die für Form II spezifischen Absorptionsbanden zu finden; dieser Punkt wird später noch erörtert.

Normalisierte Absorptionsspektren von dünnen Filmen von a hoch und b P3HTs mit niedrigem MW bei 6 K. S und D bedeuten die durch Spin-Coating bzw. Drop-Casting hergestellten Proben

Die PL-Spektren der hergestellten Dünnschichten sind in Abb. 3 gezeigt. Wie in Abb. 3a gezeigt, ist die PL-Spektralform von Dünnschichten von P3HT mit hohem MW auch die gleiche wie für Form I anderer Polythiophen-Derivate [34, 36 , 39]. Interessanterweise zeigt P3HT mit niedrigem MW ein ähnliches PL-Spektrum, wenn die Proben durch Schleuderbeschichtung hergestellt werden (siehe Abb. 3b). Der beobachtete PL kann somit der Form I zugeschrieben werden und zeigt, dass die spektrale Form und die Peak-Photonenenergie praktisch unabhängig von der Länge des Rückgrats sind und hauptsächlich durch die Packungsstruktur bestimmt werden. Im Gegensatz zu diesen Proben zeigen tropfengegossene Dünnfilme von P3HT mit niedrigem MW ein PL-Spektrum, das gegenüber denen der Form I um mehr als 0,1 eV blauverschoben ist. Da die amorphen Rückgrate von Polythiophen-Derivaten ein viel breiteres und strukturloses PL aufweisen ,36,37] ist die blauverschobene PL der Form II zuzuordnen. In Abb. 3c zeigen wir auch die PL-Spektren von aufgeschleuderten Dünnschichten aus P3HT mit niedrigem MW nach thermischem Tempern oder Dampfbehandlung. In getemperten (dampfbehandelten) Proben ist die PL-Komponente aus Form I (Form II) dominant, aber auch die andere Form ist vorhanden. Daher kann der Schluss gezogen werden, dass für PL-Studien zu den Form-II-Modifikationen einfach Drop-Cast-Proben besser geeignet sind als die anderen.

Normalisierte PL-Spektren von a hoch und b , c P3HTs mit niedrigem MW bei 6 K. S und D bedeuten die durch Spin-Coating bzw. Drop-Casting hergestellten Proben

Die Ergebnisse in Abb. 3b geben uns wertvolle Informationen über die Wechselwirkungen zwischen den Ketten in π-konjugierten Polymeren. Im Gegensatz zu kleinen Molekülen [40, 41] ist es nicht einfach, experimentelle Beweise für intermolekulare (Zwischenketten-)Wechselwirkungen in π-konjugierten Polymeren zu erhalten. Bei kleinen Molekülen können intermolekulare Wechselwirkungen aus einfachen Vergleichen zwischen Festkörper- und Lösungsproben untersucht werden. Zum Beispiel kann die Verschiebung des niedrigsten angeregten Zustands aufgrund intermolekularer Wechselwirkungen aus der Differenz des Einsetzens von PL bestimmt werden. Andererseits nehmen in π-konjugierten Polymeren die Polymerrückgrate in Festkörper- und Lösungsproben unterschiedliche Konformationen an, und die Planarisierung der Polymerrückgrate führt auch zu einer Rotverschiebung von PL [35,36,37]. Als Ergebnis ist die beobachtete Rotverschiebung von PL kein direkter Beweis für Wechselwirkungen zwischen den Ketten. Da im Gegensatz dazu die Polymerrückgrate in Form I- und Form-II-Modifikationen vollständig planare Konformationen annehmen, erlauben uns Vergleiche zwischen ihnen, uns auf die Wechselwirkungen zwischen den Ketten zu konzentrieren.

Da ein π-Stapel mehr als 10 Å vom benachbarten Stapel entfernt ist, wird die Blauverschiebung von PL in Abb. 3b auf die Zunahme des Stapelabstands von 3,8 auf 4,4 Å zurückgeführt [2, 3, 6, 9]. Neben der Blauverschiebung weist das PL-Spektrum der Form II den etwas größeren 0–0-Übergang bei 1,98 eV auf. Spano und seine Gruppe haben ein theoretisches Modell entwickelt, dh ein schwach gekoppeltes H-Aggregatmodell, und es ist ihnen gelungen, mehrere charakteristische Eigenschaften der PL von P3HT-Dünnfilmen (Form I) zu erklären, wie beispielsweise das rotverschobene PL-Spektrum gegenüber dem der Lösung Proben, die extrem niedrige PL-Quanteneffizienz und der unterdrückte 0–0-Übergang [42,43,44,45]. In der Vergangenheit ging man davon aus, dass diese durch verschiedene Faktoren verursacht werden. Beispielsweise wurde die Rotverschiebung ausschließlich der Planarisierung des Rückgrats zugeschrieben, die Abnahme der PL-Quanteneffizienz wurde durch einen effizienten Energietransfer in Quench-Stellen erklärt und der unterdrückte 0–0-Übergang wurde dem Reabsorptionseffekt zugeschrieben. Nun wurde das schwach gekoppelte H-Aggregat-Modell weithin akzeptiert, aber es fehlt immer noch an klaren experimentellen Beweisen für das Modell, d. h. für Wechselwirkungen zwischen den Ketten. Dem Modell zufolge sind in Form II, in der die Wechselwirkungen zwischen den Ketten aufgrund des längeren Stapelabstands abgeschwächt sind, die leichte Blauverschiebung von PL, die Erholung des 0–0-Übergangs und eine Zunahme der PL-Quanteneffizienz gegenüber denen der Form I natürlich erwartet. Die ersten beiden Erwartungen sind in Abb. 3b zu finden, und die letzte kann durch die Tatsache bestätigt werden, dass die PL-Quanteneffizienz von Form-II-Proben in unseren Messungen dreimal so hoch war wie die von Form I. Daher glauben wir, dass unser Vergleich zwischen den Modifikationen der Form I und II ein wichtiger Beweis für die Interaktionen zwischen den Ketten in P3HT sein könnte.

Schließlich zeigen wir die Anregungsspektren der Formen I und II bei 6 K in Abb. 4. Diese Anregungsspektren wurden durch Messung der PL-Intensitäten bei 1,7 und 1,8 eV für Form I bzw. II erhalten. Obwohl das Anregungsspektrum nicht unbedingt mit dem Absorptionsspektrum übereinstimmt, insbesondere wenn die Probe aus mehreren kristallinen und amorphen Komponenten besteht, legen die Anregungsspektren in Abb. 4 nahe, dass die Absorptionsspektren der Formen I und II einander ähnlich sind andere. Diese spektrale Ähnlichkeit ist wahrscheinlich ein Grund, warum das charakteristische Absorptionsspektrum der Form II in Abb. 2b nicht zu sehen ist.

Anregungsspektren von schleuderbeschichteten und tropfengegossenen dünnen Filmen, gemessen bei 6 K

Die Verschiebung der beiden Anregungsspektren wird mit etwa 0,05 eV bestimmt. Diese Verschiebung entspricht der Hälfte der PL-Blauverschiebung von 0,1 eV. Der Rest der PL-Blauverschiebung muss einer Abnahme der Stokes-Verschiebung zugeschrieben werden, obwohl die Stokes-Verschiebung nicht direkt durch Wechselwirkungen zwischen den Ketten beeinflusst wird. Die Stokes-Verschiebung kann jedoch von der Stärke der Wechselwirkungen zwischen den Ketten durch den Migrationsprozess der angeregten Zustände abhängen. Festkörperproben von π-konjugierten Polymeren sind keine Einkristalle und können als Ensemble von Zentren und kristallinen Domänen mit verschiedenen Energieniveaus betrachtet werden. Daher neigen die angeregten Zustände dazu, vor der PL-Emission in Orte und Domänen mit niedrigeren Energieniveaus zu wandern [46,47,48]. Als Ergebnis hängt die beobachtete Stokes-Verschiebung von der Verteilung der Energieniveaus ab. Bei Form-I-Proben ist die Verteilung der Energieniveaus durch stärkere Wechselwirkungen zwischen den Ketten im Vergleich zu Form-II-Proben stärker erweitert. Es ist daher vernünftig zu erwarten, dass der Migrationsprozess innerhalb der großen Energieniveauverteilung zu einer größeren Stokes-Verschiebung führt.

Schlussfolgerungen

In dieser Arbeit haben wir dünne Schichten von P3HT mit niedrigem und hohem MW unter Verwendung verschiedener Herstellungsverfahren hergestellt und ihre Röntgenbeugungsmuster und PL-Spektren verglichen. Es wurde festgestellt, dass einfache tropfengegossene Dünnfilme von P3HT mit niedrigem MW das PL-Spektrum aufweisen, das den Form-II-Modifikationen zuzuschreiben ist, wobei die anderen PL-Komponenten weniger eingeschlossen sind. Da die Polymerrückgrate sowohl in Form I- als auch in Form II-Modifikationen vollständig planare Konformationen annehmen, können die Unterschiede in den PL-Eigenschaften zwischen ihnen auf den Unterschied im Stapelabstand zurückgeführt werden. Daher zeigt der Vergleich zwischen diesen PL-Spektren, wie Wechselwirkungen zwischen den Ketten die PL-Eigenschaften von P3HT im Festkörper beeinflussen.

Abkürzungen

F8:

Poly(9,9-dioctylfluoren)

MW:

Molekulargewicht

P3AT:

Poly(3-alkylthiophen)

P3BT:

Poly(3-butylthiophen)

P3HT:

Poly(3-hexylthiophen)

PDI:

Polydispersitätsindex

PL:

Photolumineszenz

XRD:

Röntgenbeugung