Integración de movilidad de carga, estabilidad y capacidad de estiramiento dentro de películas de polímeros conjugados para sensores multifuncionales extensibles

Nature Communications volumen 13, Número de artículo: 2739 (2022) Citar este artículo

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Los polímeros conjugados (CP) son semiconductores prometedores para dispositivos electrónicos intrínsecamente estirables. Idealmente, tales CP deberían exhibir una alta movilidad de carga, excelente estabilidad y alta capacidad de estiramiento. Sin embargo, la convergencia de todas estas propiedades deseables en los CP no se ha logrado mediante el diseño molecular y/o la ingeniería de dispositivos. Este trabajo detalla el diseño, síntesis y caracterización de un politiofeno aleatorio (RP-T50) que contiene ~50% mol de unidades de tiofeno con una cadena lateral de éster terciario termoescindible y ~50% mol de unidades de tiofeno no sustituidas, que, tras la termoescisión de las cadenas de alquilo , muestra una mejora significativa de la movilidad y estabilidad de la carga. El recocido térmico de una película RP-T50 revestida sobre un sustrato de polidimetilsiloxano estirable genera espontáneamente arrugas en la película de polímero, lo que mejora de manera efectiva la capacidad de estiramiento de la película de polímero. Los sensores estirables basados en RP-T50 arrugados pueden detectar de manera efectiva la humedad, el etanol, la temperatura y la luz incluso bajo tensiones uniaxiales del 50 % y biaxiales del 30 %. Nuestros descubrimientos ofrecen una nueva lógica de diseño para aplicar estratégicamente CP a sistemas electrónicos intrínsecamente extensibles.

Los polímeros conjugados (CP) necesitan cadenas laterales para garantizar la capacidad de procesamiento de su solución, un requisito previo clave para permitir la producción de dispositivos funcionales de bajo costo en grandes áreas con CP como componente central. Sin embargo, estas cadenas laterales a menudo conducen a una temperatura de transición vítrea (Tg) baja de las CP, lo que genera una inestabilidad morfológica de las películas delgadas basadas en CP a temperaturas elevadas1. Además, estas cadenas laterales (típicamente hidrocarburos) son propensas a la fotooxidación y, en consecuencia, a la degradación fotoinducida de películas delgadas basadas en CP2. Para abordar estos problemas, las cadenas laterales termoescindibles (TCS) se han explorado activamente en los últimos años. Esto se debe a que los CP, al eliminar los TCS por calentamiento, podrían lograr una Tg mucho mayor y verse menos influenciados por la fotooxidación3. Por ejemplo, recientemente hemos demostrado que los politiofenos con TCS pueden lograr eficiencias fotovoltaicas del 1,5 % y mantener el 90 % de su rendimiento inicial después de 24 h en condiciones de prueba duras (150 °C, en N2 y bajo luz ambiental), en gran parte debido a la Tg muy mejorada después de eliminar TCSs4.

Sin embargo, un desafío importante son los rendimientos más bajos del dispositivo observados a menudo (p. ej., menor movilidad del portador de carga) después de la escisión de estos TCS en comparación con polímeros "idénticos" con cadenas laterales de alquilo convencionales5,6. Esto se debe a que los TCS suelen contener funcionalidades térmicamente lábiles, como ésteres, amidas o carbonatos unidos con cadenas alquílicas voluminosas (a menudo terciarias)3 (para garantizar la termoescisión de las cadenas alquílicas a una temperatura relativamente baja y la solubilidad de las CP7). Estas cadenas laterales estéricamente exigentes dan como resultado una torsión de la columna vertebral mejorada y un apilamiento π-π reducido entre las columnas vertebrales conjugadas adyacentes, los cuales pueden afectar seriamente el transporte de carga antes de la termoescisión. Si bien la eliminación térmica de estas cadenas laterales voluminosas podría aliviar estos impactos estéricos asociados y mejorar el transporte de carga, el movimiento de CP inducido por energía térmica aplicada, acompañado de la generación de especies a menudo volátiles (a partir de estas cadenas laterales escindidas), puede conducir a Cambios morfológicos descontrolados. Estos cambios morfológicos indeseables quedan cinéticamente atrapados después de que se eliminan los TCS (es decir, cuando se vitrifican dichas películas delgadas basadas en CP) y se convierten en un problema importante para lograr un alto rendimiento del dispositivo. Por ejemplo, una separación de fases seria en el caso de mezclas de heterounión a granel conduciría a una menor eficiencia en dichas células solares basadas en polímeros8.

Curiosamente, en un trabajo anterior, Son et al. mostró que los politiofenos aleatorios con baja cristalinidad pero agregados localizados formados a través del apilamiento π–π pudieron lograr una mayor movilidad del portador de carga que la del poli(3-hexiltiofeno) (P3HT) regioregular con alta cristalinidad9. Introdujeron unidades de tiofeno no sustituidas en P3HT de manera aleatoria, y la densidad reducida de las cadenas laterales de hexilo dio como resultado una planaridad de la columna vertebral mejorada y, por lo tanto, el grado de apilamiento π-π, formando así agregados localizados que se cree que explican la mayor movilidad. Prevemos que la introducción de estas unidades de tiofeno no sustituidas en nuestros politiofenos con TCS podría mejorar la planitud de la columna vertebral y el grado de apilamiento π–π, y también mitigar los cambios morfológicos descontrolados (debido a menos TCS en la columna vertebral), todo lo cual podría conducir a una alta Movilidad después de la termoescisión de las cadenas laterales.

Para investigar experimentalmente esta hipótesis, sintetizamos una serie de politiofenos mediante la copolimerización del monómero de tiofeno que lleva una cadena lateral de éster terciario termoescindible (ET) y el monómero de tiofeno no sustituido (T) en cuatro proporciones de alimentación diferentes a través de policondensación Suzuki de crecimiento de cadena10 (Fig. 1a ). Afortunadamente, encontramos que RP-T50, donde la mitad de las unidades repetidas son ET y la otra mitad son T, mostró una gran mejora en la movilidad de la carga después de la termoescisión de las cadenas de alquilo (de 7,45 × 10-6 a 7,46 ± 4,67 × 10- 3 cm2/V·s, medido por el método de corriente limitada de carga espacial (SCLC)). Es importante destacar que esta movilidad es significativamente mayor que la de P3HT (9,18 ± 5,44 × 10-4 cm2/V·s) en este estudio. Además, las películas de RP-T50 (después de la termoescisión de las cadenas de alquilo) exhibieron una excelente estabilidad frente al lavado con cloroformo y en condiciones adversas (100 °C, en aire y bajo luz ambiental continua durante 24 h).

Esquemas sintéticos para la serie RP-T (a), y P3ET y P3HT (b). c Termogramas TGA de P3HT y RP-T50, y esquemas de escisión de cadena alquílica y descarboxilación de RP-T50. Las cadenas de alquilo se descomponen en alquenos y dejan atrás RP-T50-COOH después de la escisión de la cadena de alquilo. d Imágenes SEM de películas RP-T50 recocidas a 150 °C y fundidas. e Termogramas DSC de P3HT y RP-T50.

La caracterización adicional de RP-T50 a través de calorimetría diferencial de barrido (DSC) reveló que RP-T50 exhibió una Tg alta (~107 °C) después de eliminar las cadenas de alquilo. Además, encontramos que el módulo de Young de una película RP-T50 aumentó significativamente en un factor de ~1000 al eliminar las cadenas alquílicas, lo que sugiere que la película RP-T50 se volvió rígida después de la escisión de las cadenas alquílicas y, por lo tanto, no sería adecuada para aplicaciones electrónicas extensibles. Sin embargo, la naturaleza rígida de la película RP-T50 (después de la termoescisión de las cadenas de alquilo) nos permitió crear estructuras rugosas en las películas RP-T50 mediante el uso de sustratos de polidimetilsiloxano (PDMS) estirables11. Es importante destacar que la película RP-T50 "arrugada" mostró una capacidad de estiramiento significativamente mejorada en comparación con la película RP-T50 "plana". Estos hallazgos sugieren que el RP-T50 con diseño químico estratégico e ingeniería de dispositivos puede ofrecer una mejora simultánea en la movilidad, la estabilidad y la capacidad de estiramiento de la carga, que normalmente no se puede lograr con un CP en particular. Finalmente, aplicamos películas RP-T50 arrugadas (después de la termoescisión de las cadenas de alquilo) como sensores orgánicos estirables para aprovechar su alta movilidad de carga, estabilidad y capacidad de estiramiento. Los sensores arrugados basados en película RP-T50 exhibieron un comportamiento de detección muy mejorado frente a diversos estímulos externos, como la humedad, el etanol, la temperatura y la luz, en comparación con los sensores basados en P3HT. Además, los sensores arrugados basados en película RP-T50 pudieron mantener el rendimiento de detección bajo una tensión uniaxial del 50 % y una tensión biaxial del 30 %.

Sintetizamos cuatro politiofenos aleatorios diferentes a través de la policondensación Suzuki de crecimiento en cadena variando la proporción de alimentación de monómero entre T y ET (30, 50, 60 y 70 mol% T), generando RP-T30, RP-T50, RP-T60 y RP-T70, respectivamente (Fig. 1a; los procedimientos sintéticos detallados se proporcionan en la Información complementaria). No es sorprendente que, a medida que aumenta el % en moles de T, disminuya la solubilidad del politiofeno resultante. Mientras que RP-T30 y RP-T50 tienen buena solubilidad en cloroformo (>15 mg/ml), tanto RP-T60 como RP-T70 son solo parcialmente solubles en el solvente (<1 mg/ml). Presumimos que más unidades de tiofeno no sustituidas (es decir, T) en la columna vertebral serían beneficiosas para mejorar la planitud de la columna vertebral y/o el grado de apilamiento π–π (antes de la termoescisión de las cadenas de alquilo), y también para mitigar el cambio morfológico durante la termoescisión. Como tal, decidimos centrarnos en RP-T50 para investigar la movilidad y la estabilidad de la carga antes y después de la eliminación de las cadenas de alquilo. A modo de comparación, sintetizamos P3HT regioregular (cadenas laterales de hexilo al 100% en moles) y P3ET (ET al 100% en moles que tiene la cadena lateral del éster termoescindible) también a través de la policondensación de Suzuki con crecimiento de cadena (Fig. 1b). Los pesos moleculares promedio en número (Mn) y las dispersancias (Đ) de RP-T50, P3HT y P3ET se determinaron mediante cromatografía de permeación en gel (GPC) utilizando estándares de poliestireno como calibración (RP-T50: 64 000 (Đ: 1,28), P3HT: 37.700 (Đ: 1,29) y P3ET: 56.700 (Đ: 1,55)).

La caracterización de RP-T50 usando espectroscopía de RMN 1H reveló que la relación molar real de la unidad de tiofeno no sustituida era 46% en moles (Fig. 1 complementaria), coincidiendo bien con la relación de alimentación de monómero de T (50% en moles). El análisis termogravimétrico (TGA) de RP-T50 a una velocidad de calentamiento de 10 °C/min reveló que las cadenas alquílicas de las cadenas laterales del éster terciario se escindieron a 150 °C y dejaron atrás RP-T50-COOH, seguido de la aparición de descarboxilación a alrededor de 270 ° C (Fig. 1c). La pérdida de peso experimental para la escisión de la cadena alquílica (28,8 %) es ligeramente inferior al valor teórico (34 %), mientras que la pérdida de peso experimental para la descarboxilación (17,9 %) es ligeramente superior al valor teórico (15,2 %). No obstante, la pérdida de peso total observada (46,7 %) se corresponde bien con el valor teórico de la pérdida de peso combinada de ambos pasos (49,2 %). Esto sugiere que podría haber algunas cadenas de alquilo sin romper o rotas pero atrapadas en la película vitrificada que se eliminaron a temperaturas más altas. El aumento adicional de la temperatura eventualmente degradó RP-T50 a ~425 °C y P3HT a una temperatura similar (~415 °C). Todos estos resultados térmicos son consistentes con los de politiofenos estrechamente relacionados que contienen unidades TCS idénticas en nuestro trabajo anterior4. En nuestro trabajo anterior, demostramos que la eliminación de las cadenas de alquilo a una temperatura relativamente baja (p. ej., 150 °C) es suficiente para lograr una estabilidad morfológica muy mejorada y aumentar aún más la temperatura de recocido (p. ej., >270 °C) para eliminar los carboxílicos. ácidos no ofrece beneficios adicionales4. Aquí, decidimos aplicar un recocido térmico similar (p. ej., 150 °C durante 12 h o 200 °C durante 30 min) para eliminar solo las cadenas de alquilo en RP-T50, proporcionando RP-T50-COOH como material clave en este estudio. . Además, una temperatura más alta (>270 °C) sería demasiado severa cuando se utilizan sustratos flexibles o estirables (p. ej., tereftalato de polietileno recubierto con óxido de indio y estaño o naftalato de polietileno)12.

La escisión de la cadena de alquilo en una película RP-T50 se confirmó aún más mediante espectroscopia infrarroja (IR) (Fig. 2 complementaria). Tras el recocido a 150 °C hasta 12 h, los picos de estiramiento C=O del éster (1706 cm−1) y del estiramiento C−H del alcano (3000–2800 cm−1) en la película RP-T50 as-cast desaparecen, mientras que surge un nuevo pico de estiramiento C=O de ácido carboxílico (1685 cm−1) y una banda de estiramiento O−H (3500–2500 cm−1), lo que indica la presencia de ácido carboxílico. La amplia banda de estiramiento O-H de los ácidos carboxílicos se atribuye a los enlaces de hidrógeno entre los ácidos carboxílicos en los esqueletos13. Vale la pena señalar que el pico de estiramiento C=O del ácido carboxílico comenzó a aparecer en la película RP-T50 recocida a 150 °C durante 3 h. Además, el pico de estiramiento C=O del ácido carboxílico comenzó a ser más dominante que el pico de estiramiento C=O del éster en la película RP-T50 después del recocido a 150 °C durante 5 h, lo que indica que una cantidad significativa de las cadenas de alquilo se escindieron después. 5 h a 150 °C. Se sabe que el grosor de la película se reduciría con la eliminación de las cadenas laterales, ya que los esqueletos de los polímeros pueden empaquetarse más juntos en ausencia de cadenas laterales7. De hecho, el espesor de la película RP-T50 disminuyó notablemente después del recocido térmico a 150 °C durante 12 h (Fig. 1d). Por ejemplo, dos espesores diferentes (496 y 915 nm, antes de la termoescisión) disminuyeron a ~56 % de los valores iniciales. Usando los espesores de película medidos y el peso teórico de RP-T50 después de la escisión de la cadena de alquilo (66% del peso inicial), calculamos la densidad de película normalizada después de la escisión de la cadena de alquilo (Tabla complementaria 1). La densidad de película normalizada aumentó a 1,18 veces el valor inicial después del recocido térmico, lo que sugiere que el espacio entre las cadenas de polímero RP-T50 se reduce debido a la ruptura térmica de las cadenas de alquilo.

La caracterización adicional de estos polímeros a través de DSC reveló más información. P3HT mostró distintos picos de cristalización y fusión en la primera curva de enfriamiento y la segunda curva de calentamiento, respectivamente, indicativos de su naturaleza semicristalina (Fig. 1e). Por otro lado, el RP-T50 mostró ruptura de la cadena alquílica en la primera curva de calentamiento y una transición vítrea alrededor de los 107 °C tanto en la primera curva de enfriamiento como en la segunda de calentamiento, lo que sugiere que el RP-T50 tiene una cristalinidad muy baja y debe ser rígido (es decir, 'vidrioso') a temperatura ambiente después de la escisión de la cadena alquílica. Investigamos más a fondo los cambios en la rigidez de las películas RP-T50 tras la escisión de la cadena de alquilo midiendo los módulos de Young de las películas RP-T50 antes y después del recocido térmico a 150 °C durante 12 h. Si bien los métodos de película sobre agua14,15 y pandeo sobre elastómero16 se han empleado ampliamente para adquirir los datos del módulo de Young de películas delgadas, elegimos el método de metrología basado en pandeo debido a su proceso de medición simple y fácil. Con este método, repetimos tres veces con tres muestras individuales para mantener la coherencia de nuestros resultados (los procedimientos detallados se proporcionan en la Información complementaria). Se encontró que el módulo de Young de la película RP-T50 aumentó en un factor de ~1000 después de la escisión de la cadena alquílica (de 2,57 a 18,7 MPa a 2,64 a 4,52 GPa), lo que respalda claramente que la rigidez de las películas RP-T50 aumentó significativamente al retirarlas de cadenas alquílicas. El módulo de Young mejorado de RP-T50 tras la eliminación de las cadenas de alquilo (es decir, RP-T50-COOH) se puede atribuir al aumento en la fracción de volumen de los esqueletos conjugados rígidos y, en consecuencia, al apilamiento π-π mejorado entre los esqueletos17. Además, los enlaces de hidrógeno entre los ácidos carboxílicos en los esqueletos (observados mediante espectroscopia IR) también podrían contribuir al aumento del módulo de Young.

Para investigar la conformación de la cadena y el modo de empaquetamiento de RP-T50, se comparó el espectro de absorción UV-vis de una película RP-T50 fundida con los de las películas P3HT y P3ET fundidas (Fig. 2a). Como era de esperar, la película de P3HT recién colada muestra un máximo de absorción a 550 nm y un pico de hombro distintivo alrededor de 600 nm. Por el contrario, el espectro de P3ET está considerablemente desplazado hacia el azul en comparación con el de P3HT y no tiene ningún pico de hombro perceptible. Esto indica que las cadenas laterales de éster terciario bastante voluminosas en P3ET reducen la planitud de la columna vertebral y también obstaculizan estéricamente el apilamiento π–π entre las columnas vertebrales conjugadas vecinas9,18,19. Curiosamente, la absorción de RP-T50 está considerablemente desplazada hacia el rojo en comparación con la de P3ET, pero ligeramente desplazada hacia el azul en comparación con la de P3HT. Además, se puede observar un pico de hombro sutil alrededor de 570 nm para la película RP-T50 fundida. Estos resultados sugieren que las unidades de tiofeno no sustituidas en RP-T50 (46% en moles) pueden aliviar el impedimento estérico entre las cadenas laterales del éster terciario, lo que conduce a una mayor planitud de la columna vertebral y al apilamiento π–π9,20. Investigamos más a fondo los espectros de absorción de las películas de P3ET y RP-T50 después de recocerlas a 200 °C durante 30 min para eliminar las cadenas de alquilo (es decir, un proceso acelerado para eliminar térmicamente las cadenas de alquilo). Si bien dicha película P3ET recocida (es decir, película P3ET-COOH) muestra un cambio distinto (es decir, desplazamiento al rojo de 54 nm) en comparación con su película fundida (Fig. 2b), la película RP-T50 recocida (es decir, RP–T50–COOH) no muestra diferencias significativas en su absorción cuando se compara con la misma película pre-recocida (Fig. 2c). Estos resultados indican que la eliminación de cadenas alquílicas en películas de P3ET incurrió en cambios morfológicos considerables; por el contrario, la eliminación térmica de las cadenas de alquilo en las películas RP-T50 parece causar pequeños cambios morfológicos. Estas observaciones pueden explicarse por la cantidad muy reducida de TCS estéricamente voluminosos en el caso de RP-T50 (~50% mol, frente a 100% mol para P3ET) y la presencia de tiofeno no sustituido (T), los cuales podrían en gran medida mantener la planitud de la columna vertebral y minimizar el impedimento estérico entre las cadenas. Además, la absorción de RP-T50-COOH está ligeramente desplazada hacia el rojo en comparación con la de P3ET-COOH, lo que indica que RP-T50-COOH, con la ayuda de un 50 % en moles de tiofeno (T) no sustituido, muestra una mayor planitud de la columna vertebral que P3ET –COOH (Fig. 3 complementaria).

a Espectros de absorción UV-vis normalizados de películas P3HT, RP-T50 y P3ET fundidas. Espectros de absorción UV-vis normalizados de películas P3ET y P3ET-COOH (b) y películas RP-T50 y RP-T50-COOH (c). d Patrones GIWAXS de películas P3ET, P3ET–COOH, RP-T50 y RP–T50–COOH. e Movilidades SCLC de P3HT, RP-T50 y P3ET antes y después del recocido a 150 °C durante 12 h. Las barras de error representan ± sd (n = 2–4). f Espectros de absorción UV-vis de RP-T50-COOH antes y después de la prueba de estabilidad (enjuagado por centrifugado solo con cloroformo o calentado a 100 °C, en aire y bajo luz ambiental continua durante 24 h después del enjuagado por centrifugado con cloroformo). g Espectros de absorción UV-vis de P3HT antes y después de la prueba de estabilidad (calentado a 100 °C, en aire y bajo luz ambiental continua durante 24 h).

Para comparar aún más los cambios morfológicos en P3ET y RP-T50 tras la termoescisión de las cadenas de alquilo, investigamos P3ET, P3ET-COOH (es decir, P3ET templado a 150 °C durante 12 h), RP-T50 y RP–T50–COOH (es decir, , RP-T50 recocido a 150 ° C durante 12 h) películas utilizando dispersión de rayos X de gran angular de incidencia rasante (GIWAXS) (Fig. 2d). La película P3ET fundida no muestra ningún pico de dispersión perceptible (debe tenerse en cuenta que se observó un pico débil (010) a 1,37 Å−1 en el espectro fuera del plano extraído del patrón GIWAXS (Figura complementaria 4 )), lo que indica la naturaleza casi amorfa de la película de P3ET como en el caso, probablemente porque las voluminosas cadenas laterales del éster terciario evitan el empaquetamiento estrecho y regular de la cadena de polímero. Sin embargo, después de la termoescisión de las cadenas de alquilo, la película de P3ET-COOH muestra un pico distinto fuera del plano (010) en 1,71 Å−1. Esto sugiere que tras la eliminación de las cadenas de alquilo, se facilitó la formación de apilamiento π-π fuera del plano. Por otro lado, la película de RP-T50 recién fundida muestra un pico (100) y dos picos (010) a lo largo de la dirección fuera del plano, lo que indica una ordenación de la cadena de polímero muy mejorada; esta diferencia en el empaquetado/pedido de polímeros entre la película P3ET y la RP-T50 recién colada demuestra claramente que las unidades de tiofeno no sustituidas incorporadas en la RP-T50 pueden mitigar eficazmente el impedimento estérico de los TCS. Curiosamente, se encontró que los dos picos (010) en el patrón GIWAXS de la película RP-T50 aparecían en valores qz similares (1,37 y 1,71 Å-1) que para P3ET (1,37 Å-1) y P3ET-COOH (1,71 Å−1) (Fig. 4 complementaria), lo que implica la existencia de dos modos de apilamiento π–π diferentes que pueden atribuirse a las dos unidades de tiofenos estructuralmente muy diferentes en RP-T50 (es decir, ET y T)9. Después de la termoescisión de las cadenas de alquilo, solo queda un pico fuera del plano (010) (1,71 Å-1) en la película RP-T50-COOH, ya que el pico en 1,37 Å-1 (debido a la estérica de los TCS) desaparecería y fusionarse con la turba a 1,71 Å−1. Estos resultados sugieren que, a diferencia de P3ET, la película RP-T50 recién fundida ya tiene un fuerte apilamiento/ordenamiento π-π de las cadenas de polímero antes de eliminar las cadenas de alquilo y fue capaz de mantener el apilamiento durante la termoescisión.

Además, hemos cuantificado el apilamiento π–π en películas P3ET–COOH y RP–T50–COOH mediante la construcción de figuras polares corregidas geométricamente para el pico de apilamiento (010) π–π de los patrones GIWAXS y comparando las áreas integradas totales entre P3ET–COOH y películas RP-T50-COOH. Las figuras de postes corregidas geométricamente se construyeron de acuerdo con los procedimientos discutidos en trabajos anteriores (Fig. 5 complementaria) 21,22. Las áreas integradas totales para RP–T50–COOH son ~1,95 veces mayores que las de P3ET–COOH, lo que sugiere que el grado de apilamiento π–π en la película RP–T50–COOH es significativamente mayor.

A continuación, evaluamos las movilidades de carga de P3HT, RP-T50 y P3ET antes y después del recocido térmico (150 °C, 12 h) mediante el método SCLC. Las curvas de densidad-voltaje de corriente se muestran en la Fig. 6 complementaria y las movilidades de carga se resumen en la Tabla 2 complementaria. La movilidad SCLC de P3HT disminuyó ligeramente después del recocido térmico (de 9,18 ± 5,44 × 10−4 a 6,67 ± 2,67 × 10− 4 cm2/V·s) (Fig. 2e); por el contrario, las movilidades de RP-T50 y P3ET mejoraron significativamente después del recocido térmico: de 7,45 × 10−6 a 7,46 ± 4,67 × 10−3 cm2/V·s para RP-T50, y de 1,76 ± 0,01 × 10− 6 a 1,53 ± 0,29 × 10−4 para P3ET. Atribuimos esta mejora en la movilidad al apilamiento π – π considerablemente mejorado al eliminar las cadenas de alquilo (Fig. 2d). Es importante destacar que la movilidad SCLC del RP-T50 recocido (es decir, RP-T50-COOH) mejoró en tres órdenes de magnitud, incluso mucho más que la de P3HT. Hasta donde sabemos, esta es la primera observación de que un CP que lleva TCS muestra una mayor movilidad que la de su polímero original. Para proporcionar más evidencia sobre el papel clave de la incorporación de unidades de tiofeno (T) sin sustituir en la columna vertebral del polímero para lograr un aumento tan dramático de la movilidad de la carga después de la termoescisión de las cadenas de alquilo, medimos la movilidad SCLC de un politiofeno que contiene ~ 50 % mol de TCS y ~ 50 mol% cadenas laterales de hexilo (RP-TCS50, Mn: 54.500 (Đ: 1,91)) antes y después del recocido térmico a 150 °C durante 12 h. Si bien la movilidad SCLC de RP-TCS50 también mejoró significativamente después del recocido térmico, el valor (6,87 ± 1,97 × 10−5 cm2/V·s) sigue siendo considerablemente más bajo que el de RP-T50-COOH (Fig. 7 complementaria) .

Finalmente, investigamos la estabilidad morfológica de RP-T50-COOH (es decir, RP-T50 recocido a 200 °C durante 30 min). Experimentalmente, monitoreamos los cambios en el espectro de absorción UV-vis de la película RP-T50-COOH después de que se enjuagara con cloroformo (consulte la Fig. 8a complementaria para ver los esquemas de la configuración experimental) o se probara en las condiciones de prueba elegidas (100 ° C, al aire y bajo luz ambiental continua durante 24 h). A modo de comparación, también se realizaron experimentos similares en películas P3HT fundidas. El espectro de absorción de la película RP-T50-COOH se mantuvo sin cambios incluso después de que la película se enjuagara con cloroformo (Fig. 2f), lo que indica que RP-T50 se volvió insoluble después de que las cadenas de alquilo solubilizantes se eliminaron térmicamente. Someter más la película RP-T50-COOH posterior al enjuague a la prueba de estabilidad bastante dura no pareció afectar la integridad de la película, lo que se evidencia por cambios distintos en el espectro de absorción después de la prueba de estabilidad (Fig. 2f). Por el contrario, la película de P3HT se eliminó casi por completo después de enjuagarla con cloroformo (Fig. 8b complementaria). Además, el espectro de la otra película de P3HT que se mantuvo bajo la condición de prueba de estabilidad mostró un desplazamiento hacia el azul significativo y una absorbancia reducida (Fig. 2g). Estos resultados mostraron claramente que RP-T50-COOH exhibe una estabilidad morfológica mucho mayor que P3HT.

Si bien la movilidad de carga mucho mejorada y la excelente estabilidad morfológica de la película RP-T50-COOH son interesantes para las aplicaciones de dispositivos, la naturaleza rígida de la película RP-T50-COOH no sería deseable para aplicaciones como la electrónica estirable. En la búsqueda de posibles estrategias, notamos que la introducción de estructuras arrugadas en películas rígidas, como láminas metálicas, puede mejorar efectivamente la capacidad de estiramiento de dichas películas23. Sin embargo, el procedimiento para la fabricación de estructuras arrugadas implica típicamente pasos bastante complicados, por ejemplo, pretensar el sustrato y luego depositar una película delgada encima, seguido de liberar el sustrato pretensado junto con la película depositada23,24.

Curiosamente, encontramos arrugas espontáneas de una película RP-T50 en un sustrato PDMS después de la escisión de la cadena de alquilo. Experimentalmente, preparamos una película prístina de RP-T50 sobre un sustrato de PDMS tratado con UV-ozono mediante el lanzamiento por goteo de la solución de RP-T50 en cloroformo (10 mg/ml), templamos el RP-T50/PDMS a una temperatura predeterminada (50, 100, 120, 150 y 200 °C) durante 12 h y finalmente se enfrió el RP-T50/PDMS a temperatura ambiente en condiciones ambientales. Observamos la formación de arrugas cuando la temperatura de recocido estaba por encima de los 120 °C (Fig. 3a), temperatura a la que comenzó a ocurrir la escisión de la cadena alquílica4. Se pueden observar claramente más arrugas después del recocido a temperaturas más altas (150 y 200 °C). Estos resultados, junto con los datos del módulo, sugieren un mecanismo plausible de formación de arrugas como sigue. Al comienzo del recocido térmico a 150 °C, el PDMS se expande térmicamente más que el RP-T50, lo que provoca una tensión de tracción en la película del RP-T50 (paso (I) en la Fig. 3b) porque no se produce la escisión de la cadena de alquilo y el RP -La película T50 tiene un módulo de Young bajo (2,57–18,7 MPa). A medida que avanza el tiempo (p. ej., ~3 h), comienza la escisión de la cadena de alquilo y los cambios morfológicos, y continúa hasta que se eliminan la mayoría de las cadenas de alquilo (paso (II) en la Fig. 3b); Se forma RP-T50-COOH con disminución del espesor de la película y aumento del módulo de Young (2,64-4,52 GPa). Durante este proceso, la tensión de tracción en la película podría liberarse porque la alta movilidad de las cadenas de polímero inducida por el calor puede promover la relajación de la tensión25. Al enfriarse a temperatura ambiente, la contracción térmica de PDMS genera tensión de compresión en la película RP-T50-COOH, lo que impulsa la formación de arrugas (paso (III) en la Fig. 3b). La caracterización adicional de la película RP-T50-COOH en un sustrato de PDMS utilizando microscopía electrónica de barrido (SEM) reveló que las arrugas siguen el tipo de patrones en espiga, típicos de las arrugas biaxiales26,27; no se observó delaminación entre la película RP-T50-COOH y el sustrato PDMS (Fig. 3c). Cabe señalar que no se formaron arrugas en las películas P3HT recubiertas con PDMS a pesar de que se recocieron en las mismas condiciones utilizadas para las películas RP-T50.

a Imágenes microscópicas ópticas de películas RP-T50 recubiertas sobre un sustrato PDMS antes (as-cast) y después del recocido a varias temperaturas. b Mecanismo propuesto de formación espontánea de estructura arrugada en una película RP-T50 tras recocido térmico. c Imagen SEM de la superficie de la película RP–T50–COOH (recocida a 150 °C) en PDMS. Recuadro: la imagen ampliada de la superficie arrugada con una vista transversal. d Imágenes SEM de películas RP–T50–COOH con tres espesores diferentes. A medida que aumenta el grosor de la película, aumenta la longitud de onda de las arrugas. e Gráfico de la longitud de onda de las arrugas en las películas RP–T50–COOH en función del espesor de la película. Los espesores se midieron después de recocer las películas RP-T50 a 150 °C durante 12 h. Las barras de error representan la media ± sd, con n = 3.

Además, podemos controlar la longitud de onda de las arrugas en las películas RP-T50-COOH variando el grosor de la película RP-T50 pre-recocida (Fig. 3d); la longitud de onda se midió calculando el promedio de arrugas aleatorias28. De acuerdo con la teoría del fenómeno de las arrugas, la longitud de onda (λ) de las arrugas unidimensionales se puede relacionar con el espesor de la película (h) y los módulos de deformación plana (\(\bar{E}\)) a través de \({{{ {{\rm{\lambda }}}}}}=2{{{{{\rm{\pi }}}}}}{{{{{\rm{h}}}}}}{(\frac {{\bar{E}}_{f}}{3{\bar{E}}_{s}})}^{1/3}\), donde los subíndices s y f representan sustrato y película, respectivamente . Además, el estado de energía mínima para el caso de las arrugas en espiga tiene un ancho de ondulación, que es muy cercano a la longitud de onda del modo unidimensional26. La ecuación muestra que la longitud de onda es proporcional al espesor de la película, lo cual es consistente con nuestros resultados experimentales (Fig. 3e). Por ejemplo, a medida que el espesor de la película RP-T50-COOH aumenta de 350 a 720 nm, la longitud de onda aumenta de 0,67 a 1,66 μm.

Para evaluar la capacidad de estiramiento, medimos los cambios de resistencia eléctrica de películas planas P3HT, planas RP-T50-COOH y arrugadas RP-T50-COOH recubiertas sobre un sustrato PDMS bajo tensiones uniaxiales y biaxiales. Mientras que las películas planas P3HT y arrugadas RP-T50-COOH se prepararon recociendo térmicamente las películas recubiertas sobre un sustrato de PDMS a 150 °C durante 12 h y luego enfriándolas a temperatura ambiente en condiciones ambientales, la película plana RP-T50-COOH fue preparado en portaobjetos de vidrio tratado con octadeciltriclorosilano (OTS), seguido de recocido térmico y enfriamiento de la película en las mismas condiciones, luego transfiriendo la película a un sustrato PDMS. Como se muestra en la Fig. 4a, el RP-T50-COOH arrugado exhibe el cambio de resistencia más bajo incluso por debajo del 70% de la tensión de tracción uniaxial. Por el contrario, se observó un rápido aumento de la resistencia a una tensión de tracción mucho menor para otras películas de polímero, 20 % para la película plana P3HT y 30 % para la película plana RP-T50-COOH. Aplicamos un microscopio óptico para observar la deformación de la película arrugada RP-T50-COOH bajo la tensión de tracción uniaxial (Fig. 4b). Antes de una deformación por tracción del 60%, las arrugas se alargan a lo largo de la dirección de la deformación. Sin embargo, cuando la deformación alcanza el 60 %, las grietas recién formadas en la película son claramente visibles, y aparentemente se ensanchan a medida que la deformación aumenta al 90 %. Aparentemente, estas grietas explican el rápido aumento de la resistencia eléctrica de la película a medida que la tensión aplicada supera el 60%. Además, cuando se aplicó el estiramiento biaxial a todas estas películas, la película arrugada RP-T50-COOH nuevamente tiene la mayor capacidad de estiramiento entre todas las películas estudiadas antes de que se produzca un aumento significativo de la resistencia (Fig. 4c). Sin embargo, el valor absoluto de la estirabilidad en deformación biaxial es menor que el obtenido en deformación uniaxial. Por ejemplo, la deformación crítica del inicio de la fisura aparece con una deformación biaxial del 30 % frente a una deformación uniaxial del 60 % (Fig. 4d). Este resultado se origina por el hecho de que la deformación biaxial suprime el efecto de Poisson bajo deformación uniaxial. Brevemente, mientras que la deformación uniaxial tiene la capacidad de reducir la tensión al encoger el resto de la película a lo largo de la dirección perpendicular de estiramiento, la película no puede liberar la tensión de tracción bajo deformación biaxial, lo que explica la menor deformación crítica de grietas.

Cambios de resistencia eléctrica bajo tensión uniaxial (a) y tensión biaxial (c). Imágenes de microscopio óptico secuencial de la deformación de la arruga con tensión uniaxial (b) y tensión biaxial (d) utilizando muestras arrugadas de RP-T50-COOH. Las flechas amarillas indican la formación de grietas. e Ilustración esquemática del mecanismo de deformación y formación de grietas en la película arrugada RP-T50-COOH bajo tensión uniaxial. f Cambio de la resistencia frente a la tensión de tracción en función de la longitud de onda media de las arrugas utilizando una película arrugada RP-T50-COOH. g Prueba cíclica uniaxial para confirmar la robustez mecánica de la película arrugada RP-T5-COOH. Recuadro: la vista ampliada del gráfico. Las barras de error en a, c y f representan la media ± sd, con n = 3.

Mientras que la baja capacidad de estiramiento de la película P3HT plana se atribuye a la alta cristalinidad20, la baja capacidad de estiramiento de la RP–T50–COOH plana se puede atribuir a su alta Tg (107 °C)29. Por el contrario, la película arrugada RP-T50-COOH puede exhibir una capacidad de estiramiento significativamente mejorada (aunque la alta Tg de RP-T50-COOH) porque las arrugas se expanden físicamente a lo largo de la dirección de la tensión aplicada sin mucho impacto en la morfología/estructura de RP- Películas T50-COOH bajo tensión de tracción más baja (Fig. 4e). Sin embargo, el aumento continuo de la tensión de tracción eventualmente romperá los polímeros, primero alargando las cadenas de polímero entrelazadas en la región amorfa y luego en la región ordenada, y finalmente provocando el agrietamiento de la película30. También medimos el cambio de resistencia frente a la tensión uniaxial aplicada para varias longitudes de onda de arrugas (Fig. 4f). A medida que aumenta la longitud de onda de la arruga, aumenta la capacidad de estiramiento de la película30. Además, descubrimos que la película arrugada RP-T50-COOH con una longitud de onda de arrugas promedio de 1,66 µm exhibe una robustez mecánica impresionante bajo una prueba cíclica uniaxial de hasta 1000 ciclos repetidos (deformación = 0 % → 50 % → 0 %) (Fig. 4g ).

Con una alta movilidad SCLC (es decir, 7,46 ± 4,67 × 10−3 cm2/V·s), alta estabilidad de RP–T50–COOH y la impresionante capacidad de estiramiento de la película arrugada RP–T50–COOH sobre un sustrato de PDMS, fabricamos sensores extensibles, junto con los basados en P3HT para comparar. Como se muestra en la Fig. 5a, el sensor estirable se construyó integrando una película arrugada de RP-T50-COOH como capa activa y nanocables de plata parcialmente incrustados (AgNW) en PDMS como los dos electrodos en serie31,32. El procedimiento de fabricación detallado se describe en la Información complementaria.

a Ilustración esquemática de la estructura y los mecanismos de trabajo del sensor extensible. Recuadro: imágenes SEM de las morfologías de la superficie en cada parte del sensor. La resistencia cambia en función de la humedad relativa (b), el flujo de etanol (c), la temperatura (d) y la intensidad de la luz (e) de películas planas P3HT y arrugadas RP-T50-COOH. Se comparan películas arrugadas de RP-T50-COOH en estado prístino, estado estirado uniaxialmente (50%) y estado estirado biaxialmente (30%). Además, también se comparan los cambios de resistencia normalizados de la película RP-T50-COOH en estado prístino (es decir, normalizados por el factor adimensional del área superficial inicial sobre el área superficial arrugada).

En primer lugar, investigamos el rendimiento de detección de RP-T50-COOH y P3HT arrugados sin aplicar tensiones midiendo los cambios de resistencia en función de la humedad relativa o el flujo de etanol. La adsorción de moléculas de agua o etanol en las películas de CP puede reducir el número de portadores de carga principales en las películas de CP y, por lo tanto, aumentar la resistencia eléctrica33. El sensor estirable basado en RP-T50-COOH arrugado muestra una sensibilidad mucho mayor a la humedad que los sensores P3HT (Fig. 5b). Además, el RP-T50-COOH arrugado también puede detectar fácilmente el cambio del flujo de etanol de la tasa de 10 centímetros cúbicos estándar por minuto (SCCM) a 50 SCCM, mientras que P3HT solo muestra una sensibilidad insignificante (Fig. 5c). Esto probablemente se deba a que la presencia de ácidos carboxílicos en RP–T50–COOH permite detectar moléculas de agua o etanol al capturar estas moléculas de analito a través de enlaces de hidrógeno y modificar la resistencia eléctrica34,35. Por el contrario, P3HT no contiene funcionalidades que puedan interactuar con el agua o el etanol, por lo que muestra una menor sensibilidad. Sin embargo, las señales de detección de etanol de los sensores basados en RP-T50-COOH no recuperaron sus valores iniciales incluso después de eliminar el flujo de etanol (Fig. 5c). Esta observación probablemente se deba a las moléculas de etanol restantes en la superficie de la película arrugada de RP-T50-COOH (debido a la adsorción física o al enlace de hidrógeno con ácidos carboxílicos en RP-T50-COOH) incluso después de eliminar el flujo de etanol. Creemos que la introducción de una purga de nitrógeno adicional o un ligero calentamiento para eliminar aún más las moléculas de etanol restantes en el RP-T50-COOH podría eliminar dicha histéresis.

Además, las películas de CP pueden detectar la temperatura y la luz, ya que estos factores externos pueden cambiar la concentración de los portadores de carga y también provocar el escape de los portadores de carga de las trampas en la película de CP, lo que conduce a una menor resistencia tras la exposición a estos factores externos36,37,38,39 ,40,41. Nuevamente, el sensor arrugado basado en RP-T50-COOH funciona notablemente mejor que la contraparte basada en P3HT. Por ejemplo, el sensor arrugado basado en RP-T50-COOH puede detectar la temperatura entre 20 °C y 60 °C con una correlación casi lineal, mientras que el sensor basado en P3HT muestra una sensibilidad más baja (Fig. 5d). Esto se puede atribuir a la mayor movilidad de carga de RP-T50-COOH que la de P3HT. También caracterizamos el rendimiento de detección de luz variando la intensidad de la fuente de luz (iPhone 12 pro, Apple©) (Fig. 5e). Cuando la intensidad de la luz aumentó de 0,8 a 2,8 mW/cm2 (en ciclos de encendido y apagado), las resistencias (cuando la luz estaba encendida) fueron disminuyendo gradualmente con la intensidad de la luz debido al proceso de fotoexcitación que crea más cargas móviles42. Una vez más, la sensibilidad a la luz del sensor basado en RP-T50-COOH es mucho mayor que la del sensor basado en P3HT, lo que también puede explicarse por una mayor movilidad de carga de RP-T50-COOH. La resistencia de los sensores basados en RP-T50-COOH casi se recuperó a sus valores iniciales, excepto la del sensor basado en RP-T50-COOH estirado biaxialmente. Esto podría atribuirse al transporte de carga limitado en la película RP-T50-COOH estirada biaxialmente debido a los cambios morfológicos inducidos por la tensión biaxial (30%). Tenga en cuenta que la resistencia del sensor basado en P3HT muestra una histéresis más significativa probablemente debido a la menor movilidad de carga de P3HT que la de RP–T50–COOH. Creemos que la resistencia del sensor RP-T50-COOH estirado biaxialmente podría recuperar su valor inicial si se le diera suficiente tiempo de recuperación después de apagar la luz.

Finalmente, para evaluar el rendimiento específico del sensor arrugado basado en RP-T50-COOH en condiciones de estiramiento, medimos cada señal de detección de salida bajo tensión uniaxial del 50 % y tensión biaxial del 30 %. De manera agradable, los sensores arrugados basados en RP-T50-COOH mantuvieron el rendimiento de detección sin una degradación severa de la sensibilidad bajo las tensiones de tracción (Fig. 5b-e)30,43. Además, normalizamos todos los datos obtenidos del sensor arrugado RP-T50-COOH por el factor adimensional del área de superficie inicial sobre el área de superficie arrugada. Aunque el rendimiento del sensor del RP–T50–COOH arrugado se redujo ligeramente debido a dicha normalización, la sensibilidad de cada sensor seguía siendo mucho más alta que la sensibilidad del sensor basado en P3HT. Por lo tanto, está claro que el gran rendimiento de RP-T50-COOH se originó en las propiedades intrínsecas del material más que en el aumento de la superficie.

En resumen, el copolímero aleatorio RP-T50 recién sintetizado mediante la copolimerización del monómero de tiofeno que lleva un TCS (50 % en moles) y el monómero de tiofeno no sustituido (50 % en moles) ha demostrado una combinación única de alta movilidad, excelente estabilidad e impresionante capacidad de estiramiento con su película arrugada después de la termoescisión de las cadenas de alquilo. Las unidades de tiofeno no sustituidas en RP-T50 pueden mitigar el impedimento estérico de los TCS voluminosos, lo que lleva a un mejor orden de la cadena de polímeros (antes de la escisión de las cadenas de alquilo) y permite una menor interrupción de la morfología previa al recocido de la película RP-T50 durante termoescisión de las cadenas de alquilo (debido a menos TCS) en comparación con P3ET que contiene 100 mol% de TCS. Por lo tanto, la película RP-T50 recocida a 150 °C (es decir, la película RP-T50-COOH) exhibe un alto grado de apilamiento π-π, lo que da como resultado una mayor movilidad de carga que la P3HT; esta es la primera observación de que una CP que contiene TCS muestra una mayor movilidad que la de una CP idéntica con cadenas laterales de alquilo convencionales. Además, la película RP-T50-COOH resultante muestra una gran estabilidad frente al lavado con cloroformo y en condiciones adversas (100 °C, al aire y bajo luz ambiental continua durante 24 h). Además, la rigidez mejorada de RP-T50-COOH permite la formación espontánea de arrugas en la película RP-T50-COOH recubierta sobre un sustrato de PDMS estirable, y la estructura arrugada ofrece una mejora considerable en la estirabilidad bajo tensiones de tracción tanto uniaxiales como biaxiales. Finalmente, los sensores estirables rugosos basados en RP-T50-COOH exhiben un gran rendimiento de detección frente a varios estímulos externos como la humedad, el etanol, la temperatura y la luz, incluso bajo una tensión uniaxial del 50 % y una tensión biaxial del 30 %.

Todos los productos químicos se compraron de una fuente comercial (Sigma-Aldrich, Fisher, Acros, etc.) y se usaron tal como se recibieron, excepto cuando se especifica. RP-TCS50 se preparó de acuerdo con los procedimientos informados anteriormente4. La cromatografía de exclusión por tamaño (SEC) se realizó en un cromatógrafo de líquidos con módulo de separaciones Waters 2695 equipado con dos columnas Agilent Resipore (PL1113-6300) mantenidas a 35 °C y un detector de índice de refracción Waters 2412 a temperatura ambiente. Se utilizó THF como fase móvil a un caudal de 1,0 ml/min. Los datos de dispersión y peso molecular se informan en relación con estándares de poliestireno de 580 a 200 000 g/mol. Las mediciones de resonancia magnética nuclear (RMN) de 1H se registraron con espectrómetros Bruker DRX (500 MHz). Las muestras se analizaron con un espectrómetro de masas Q Exactive HF-X (ThermoFisher, Bremen, Alemania). Las muestras se introdujeron mediante una fuente de ionización por electropulverización calentada (HESI) a un caudal de 10 µl/min. Se utilizó Xcalibur (ThermoFisher, Breman, Alemania) para analizar los datos. Las asignaciones de fórmulas moleculares se determinaron con Molecular Formula Calculator (v 1.2.3). Los espectros de absorción UV-visible se obtuvieron con un espectrofotómetro Shimadzu UV-2600. Para la determinación de la solubilidad se prepararon soluciones saturadas de los polímeros y posteriormente se diluyeron para obtener la densidad óptica. Luego, se calculó la solubilidad utilizando la ley de Beer-Lambert y comparando la densidad óptica con concentraciones conocidas. Los espectros IR se realizaron en un Bruker Optics Hyperion 1000 con Tensor 27. Los espesores de película se registraron mediante un perfilómetro (Alpha-Step 200, Tencor Instruments). Las mediciones calorimétricas diferenciales de barrido se realizaron en un Discovery DSC de TA Instruments a una velocidad de calentamiento y enfriamiento de 10 °C/min. El análisis termogravimétrico (TGA) se realizó en un analizador termogravimétrico TA Instruments Q5000 en atmósfera de N2. La morfología de cada muestra se midió utilizando microscopía electrónica de barrido de emisión de campo (FESEM) (FEI Quanta 3D FEG) y microscopía óptica (OM) (Nikon ECLIPSE LV150N). La medición de dispersión de rayos X de gran angular de incidencia rasante (GIWAXS) se realizó en una instalación de radiación de sincrotrón en la línea de luz 9 A en el Laboratorio Acelerador de Pohang (PAL), Corea. Los experimentos GIWAXS se llevaron a cabo en una cámara de vacío con una distancia de muestra a detector de 212 mm. El ángulo de incidencia para la radiografía se fijó en 0,14°. Las resistencias eléctricas de la película delgada estirable y del sensor se caracterizaron con un multímetro digital (Keysight DAQ970A). Para la investigación del rendimiento de detección de luz, la luz fue generada por un teléfono móvil comercial (Apple iPhone 12 Pro). La intensidad de la luz se midió usando un multímetro óptico (Newport 1919-R).

Los procedimientos sintéticos detallados se proporcionan en la Información complementaria.

La movilidad SCLC se adquirió a través de los dispositivos de solo orificio con una configuración de ITO/PEDOT:PSS/capa activa/MoO3/Al. Keithley 2400 midió las densidades de corriente oscura experimentales J. El voltaje aplicado V se corrigió a partir de la caída de voltaje Vrs debido a la resistencia en serie y la resistencia de contacto, que se encontraron a partir de un dispositivo de referencia sin la capa activa, y el potencial incorporado , que se estiman a partir de los COV de los correspondientes dispositivos de solo orificio en condiciones de 1 sol. A partir de las gráficas de J 0.5 frente a V, las movilidades de los huecos de los polímeros se dedujeron de la ley de Mott-Gurneys:

donde ε0 es la permitividad del espacio libre, εr es la constante dieléctrica del polímero que se supone que es de alrededor de 3, μh es la movilidad del orificio, V es la caída de tensión en el dispositivo y L es el espesor de la película de la capa activa .

Todos los datos que respaldan los hallazgos de este estudio se proporcionan en este artículo y su información complementaria.

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Agradecemos al Laboratorio Central de Espectrometría de Masas del Departamento de Química de la Universidad de Carolina del Norte (especialmente a Diane Weatherspoon) por su asistencia con el análisis de espectrometría de masas, y al Dr. Marc A. ter Horst y al Dr. Andrew Camp de las instalaciones centrales de UNC-NMR por la capacitación instrumental. y mantenimiento (financiado parcialmente por la NSF en virtud de la Adjudicación CHE-1808055 y la Adjudicación CHE-2108670). Este trabajo fue apoyado por NSF (Premio CBET-1639429, para SYS y WY) y ONR (N00014-20-1-2181 para S.Samson y WY). Este trabajo también fue apoyado por la Beca de Investigación de la Universidad de Kwangwoon en 2022 y la beca de la Fundación Nacional de Investigación de Corea (NRF) financiada por el gobierno de Corea (MSIT) (No. 2022R1C1C2013379). GL, QW e YZ también reconocen el apoyo financiero de la subvención NCSU GRIP4PSI (Game-Changing Research Incentive Program for Plant Sciences Initiative).

Estos autores contribuyeron por igual: Sung Yun Son, Giwon Lee.

Departamento de Química, Universidad de Carolina del Norte en Chapel Hill, Chapel Hill, NC, 27599, EE. UU.

Sung Yun Son y Wei You

Departamento de Química, Universidad de Kwangwoon, Seúl, 01897, República de Corea

Sung Yun Son

Departamento de Ingeniería Química y Biomolecular, Universidad Estatal de Carolina del Norte, Raleigh, NC, 27695, EE. UU.

giwon lee y qingshan wei

Departamento de Ingeniería Mecánica y Aeroespacial, Universidad Estatal de Carolina del Norte, Raleigh, NC, 27695, EE. UU.

Giwon Lee, Hongyu Wang y Yong Zhu

Departamento de Ciencias Físicas Aplicadas, Universidad de Carolina del Norte en Chapel Hill, Chapel Hill, NC, 27599, EE. UU.

Estefanía Sansón

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SYS y GL concibieron el concepto y diseñaron los experimentos. YZ y WY supervisaron la investigación. SYS sintetizó y caracterizó los materiales. GL fabricó las películas arrugadas y los sensores. HW realizó las mediciones SEM. SS midió las movilidades SCLC. SYS, GL, QW, YZ y WY escribieron el manuscrito.

Correspondencia con Qingshan Wei, Yong Zhu o Wei You.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

Nature Communications agradece a los revisores anónimos por su contribución a la revisión por pares de este trabajo.

Nota del editor Springer Nature se mantiene neutral con respecto a los reclamos jurisdiccionales en mapas publicados y afiliaciones institucionales.

Acceso abierto Este artículo tiene una licencia internacional Creative Commons Attribution 4.0, que permite el uso, el intercambio, la adaptación, la distribución y la reproducción en cualquier medio o formato, siempre que se otorgue el crédito correspondiente al autor o autores originales y a la fuente. proporcionar un enlace a la licencia Creative Commons e indicar si se realizaron cambios. Las imágenes u otro material de terceros en este artículo están incluidos en la licencia Creative Commons del artículo, a menos que se indique lo contrario en una línea de crédito al material. Si el material no está incluido en la licencia Creative Commons del artículo y su uso previsto no está permitido por la regulación legal o excede el uso permitido, deberá obtener el permiso directamente del titular de los derechos de autor. Para ver una copia de esta licencia, visite http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/.

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Hijo, SY, Lee, G., Wang, H. et al. Integración de movilidad de carga, estabilidad y capacidad de estiramiento dentro de películas de polímeros conjugados para sensores multifuncionales extensibles. Nat Comun 13, 2739 (2022). https://doi.org/10.1038/s41467-022-30361-0

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Recibido: 08 diciembre 2021

Aceptado: 27 de abril de 2022

Publicado: 18 mayo 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41467-022-30361-0

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Integración de movilidad de carga, estabilidad y capacidad de estiramiento dentro de películas de polímeros conjugados para sensores multifuncionales extensibles