Organic thin film transistors (TFT) are an attractive option for low cost electronic applications and may be used for active matrix displays and for RFID applications. To extend the range of applications there is a need to develop and optimise the performance of non-volatile memory devices that are compatible with the solution-processing fabrication procedures used in plastic electronics. A possible candidate is an organic TFT incorporating the ferroelectric co-polymer poly(vinylidenefluoride-trifluoroethylene)(P(VDF-TrFE)) as the gate insulator. Dielectric measurements have been carried out on all-organic metal-insulator-semiconductor structures with the ferroelectric polymer poly(vinylidenefluoride-trifluoroethylene) (P(VDF-TrFE)) as the gate insu-lator. The capacitance spectra of MIS devices, were measured under different biases, showing the effect of charge accumulation and depletion on the Maxwell-Wagner peak. The position and height of this peak clearly indicates the lack of stable depletion behavior and the decrease of mobility when increasing the depletion zone width, i.e. upon moving into the P3HT bulk. The lack of stable depletion was further investigated with capacitance-voltage (C-V) measurements. When the structure was driven into depletion, C-V plots showed a positive flat-band voltage shift, arising from the change in polarization state of the ferroelectric insulator. When biased into accumulation, the polarization was reversed. It is shown that the two polarization states are stable i.e. no depolarization occurs below the coercive field. However, negative charge trapped at the semiconductor-insulator interface during the depletion cycle masks the negative shift in flat-band voltage expected during the sweep to accumulation voltages. The measured output characteristics of the studied ferroelectric-field-effect transistors confirmed the results of the C-V plots. Furthermore, the results indicated a trapping of electrons at the positively charged surfaces of the ferroelectrically polarized P(VDF-TrFE) crystallites near the insulator/semiconductor in-terface during the first poling cycles. The study of the MIS structure by means of thermally stimulated current (TSC) revealed further evidence for the stability of the polarization under depletion voltages. It was shown, that the lack of stable depletion behavior is caused by the compensation of the orientational polarization by fixed electrons at the interface and not by the depolarization of the insulator, as proposed in several publications. The above results suggest a performance improvement of non-volatile memory devices by the optimization of the interface. / Organische Transistoren sind besonders geeignet für die Herstellung verschiedener preisgünstiger, elektronischer Anwendungen, wie zum Beispiel Radio-Frequenz-Identifikations-Anhänger (RFID). Für die Erweiterung dieser Anwendung ist es notwendig die Funktion von organischen Speicherelementen weiter zu verbessern. Das ferroelektrische Polymer Poly(vinylidene-Fluoride-Trifluoroethylene) (P(VDF-TrFE)) eignet sich besonders gut als remanent polarisierbarer Isolator in Dünnschich-Speicherelementen. Um Schalt- und Polarisationsverhalten solcher Speicherelemente zu untersuchen, wurden P(VDF-TrFE)-Kondensatoren und Metall-Halbleiter-Isolator-Proben sowie ferroelektrische Feld-Effekt-Transistoren (Fe-FET) aus dem Halbleiter Poly(3-Hexylthiophene) (P3HT) und P(VDF-TrFE) hergestellt und dielektrisch untersucht. Die Charakterisierung der MIS-Strukturen mittels spannungsabhängiger Kapazitätsspektren machte deutlich, dass es nicht möglich ist, einen stabilen Verarmungzustand (Aus-Zustand) zu realisieren. Kapazität-Spannungs-Messungen (C-V) an MIS-Proben mit uni/bi-polaren Spannungszyklen zeigten eine stabile ferroelektrische Polarisation des P(VDF-TrFE)-Films. Eine Depolarisation des Isolators durch den Mangel an Minoritäts-Ladungsträgern konnte als Grund für die Instabilität des Verarmungs-Zustandes ausgeschlossen werden. Die C-V-Kurven wiesen vielmehr auf die Existenz fixierter, negativer Ladungsträger an der Grenzfläche hin. Zusammenfassend kann festgestellt werden: die Ursache der Ladungsträgerinstabilitäten in organischen ferroelektrischen Speicherelementen ist auf die Kompensation der ferroelektrischen Orientierungspolarisation durch "getrappte"(fixierte) negative Ladungsträger zurückzuführen. Dieses Ergebnis liefert nun eine Grundlage für die Optimierung der Isolator/Halbleiter-Grenzfläche mit dem Ziel, die Zahl der Fallenzustände zu minimieren. Auf diesem Wege könnte die Stabilität des Speicherzustandes in organischen Dünnschichtspeicherelementen deutlich verbessert werden.

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Mit dieser Arbeit ist weltweit zum ersten Mal die molekulare Dynamik von vereinzelten,d.h. einander nicht berührenden Polymerketten experimentell bestimmt worden. Die Grundlagen dafür sind einerseits die breitbandige dielektrische Spektroskopie mit ihrer außerordentlich hohen experimentellen Empfindlichkeit und andererseits die Weiterentwicklung einer speziellen Probenanordnung, bei der hochleitfähige Silizium-Elektroden durch elektrisch isolierende Siliziumdioxid-Nanostrukturen in einem vordefinierten Abstand gehalten werden und so den Probenkondensator bilden. Im Rahmen dieser Arbeit wurde die Höhe der Nanostrukturen (und damit des Elektrodenabstands) auf nur 35 nm reduziert. Damit gelang der Nachweis, dass selbst vereinzelte kondensierte Polymer-Knäuel - im Rahmen der Messgenauigkeit - dieselbe Segmentdynamik (bzw. denselben dynamischen Glasübergang), gemessen in ihrer mittleren Relaxationsrate, wie die makroskopische Schmelze („bulk“) aufweisen. Nur ein kleiner Anteil der Segmente zeigt eine langsamere Dynamik, was auf attraktive Wechselwirkungen mit dem Substrat zurückzuführen ist, wie komplementäre Untersuchungen mittels Infrarot-Spektroskopie zeigen. Zudem bieten diese Experimente die Möglichkeit, nach der dielektrischen Messung die mit Nanostrukturen versehene obere Elektrode zu entfernen und die Verteilung der vereinzelten Polymerketten, deren Oberflächenprofile und Volumen mit dem Rasterkraftmikroskop zu bestimmen. Erst damit gelingt der Nachweis, dass die Polymer-Knäuel im Mittel aus einer einzelnen Kette bestehen. Die Kombination dieser drei unabhängigen Messmethoden liefert ein schlüssiges und detailliertes Bild, gekennzeichnet dadurch, dass attraktive Oberflächenwechselwirkungen die Glasdynamik nur über ca. 0,5nm direkt beeinflussen. In einem zweiten Teil trägt die Arbeit mit der Untersuchung dünner Polymerschichten im Nanometer-Bereich zu einer international geführten, kontroversen Diskussion um die Frage, ob sich im Falle solcher räumlichen Begrenzungen der dynamische und kalorimetrische Glasübergang ändern, bei. Dabei zeigt mit den präsentierten dielektrischen und ellipsometrischen Messungen eine Kombination aus einer Methode, die im Gleichgewichtszustand misst und einer, die den Übergang in den Nichtgleichgewichtszustand bestimmt, dass sich sowohl Polystyrol-Schichten verschiedener Molekulargewichte bis zu einer Dicke von nur 5 nm als auch Polymethylmethacrylat-Schichten auf unterschiedlichen (hydrophilen und hydrophoben) Substraten bis zu einer Dicke von 10 nm weder in ihrem dynamischen noch ihrem kalorimetrischen Glasübergang von der makroskopischen Schmelze unterscheiden.

Mit dieser Arbeit ist weltweit zum ersten Mal die molekulare Dynamik von vereinzelten,d.h. einander nicht berührenden Polymerketten experimentell bestimmt worden. Die Grundlagen dafür sind einerseits die breitbandige dielektrische Spektroskopie mit ihrer außerordentlich hohen experimentellen Empfindlichkeit und andererseits die Weiterentwicklung einer speziellen Probenanordnung, bei der hochleitfähige Silizium-Elektroden durch elektrisch isolierende Siliziumdioxid-Nanostrukturen in einem vordefinierten Abstand gehalten werden und so den Probenkondensator bilden. Im Rahmen dieser Arbeit wurde die Höhe der Nanostrukturen (und damit des Elektrodenabstands) auf nur 35 nm reduziert. Damit gelang der Nachweis, dass selbst vereinzelte kondensierte Polymer-Knäuel - im Rahmen der Messgenauigkeit - dieselbe Segmentdynamik (bzw. denselben dynamischen Glasübergang), gemessen in ihrer mittleren Relaxationsrate, wie die makroskopische Schmelze („bulk“) aufweisen. Nur ein kleiner Anteil der Segmente zeigt eine langsamere Dynamik, was auf attraktive Wechselwirkungen mit dem Substrat zurückzuführen ist, wie komplementäre Untersuchungen mittels Infrarot-Spektroskopie zeigen. Zudem bieten diese Experimente die Möglichkeit, nach der dielektrischen Messung die mit Nanostrukturen versehene obere Elektrode zu entfernen und die Verteilung der vereinzelten Polymerketten, deren Oberflächenprofile und Volumen mit dem Rasterkraftmikroskop zu bestimmen. Erst damit gelingt der Nachweis, dass die Polymer-Knäuel im Mittel aus einer einzelnen Kette bestehen. Die Kombination dieser drei unabhängigen Messmethoden liefert ein schlüssiges und detailliertes Bild, gekennzeichnet dadurch, dass attraktive Oberflächenwechselwirkungen die Glasdynamik nur über ca. 0,5nm direkt beeinflussen. In einem zweiten Teil trägt die Arbeit mit der Untersuchung dünner Polymerschichten im Nanometer-Bereich zu einer international geführten, kontroversen Diskussion um die Frage, ob sich im Falle solcher räumlichen Begrenzungen der dynamische und kalorimetrische Glasübergang ändern, bei. Dabei zeigt mit den präsentierten dielektrischen und ellipsometrischen Messungen eine Kombination aus einer Methode, die im Gleichgewichtszustand misst und einer, die den Übergang in den Nichtgleichgewichtszustand bestimmt, dass sich sowohl Polystyrol-Schichten verschiedener Molekulargewichte bis zu einer Dicke von nur 5 nm als auch Polymethylmethacrylat-Schichten auf unterschiedlichen (hydrophilen und hydrophoben) Substraten bis zu einer Dicke von 10 nm weder in ihrem dynamischen noch ihrem kalorimetrischen Glasübergang von der makroskopischen Schmelze unterscheiden.:Inhaltsverzeichnis I Abbildungsverzeichnis III Tabellenverzeichnis V 1 Einleitung 1 2 Theoretische Grundlagen 5 2.1 Glasübergang und Glasdynamik . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 5 2.1.1 Kristallisation . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 5 2.1.2 Der kalorimetrische Glasübergang . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 7 2.1.3 Der dynamische Glasübergang . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 7 2.1.4 Theoretische Modelle . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 9 2.2 Polymere . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 11 2.2.1 Molekulare Struktur . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 12 2.2.2 Molekulare Dynamik . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 16 2.2.3 „Confinement effects“ - der Einfluss räumlicher Begrenzung . . . . . 19 2.3 Wechselwirkung von elektromagnetischen Feldern mit Materie . . . . . . . . 22 2.3.1 Polarisation . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 22 2.3.2 Elektrostatik . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 24 2.3.3 Dielektrische Relaxation und Retardation . . . . . . . . . . . . . . . 26 3 Material und Methoden 39 3.1 Experimentelle Methoden . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 39 3.1.1 Dielektrische Spektroskopie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 39 3.1.2 Rasterkraftmikroskopie . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 43 3.1.3 Ergänzende Methoden . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 46 3.2 Datenauswertung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 52 3.2.1 Analyse der dielektrischen Messungen . . . . . . . . . . . . . . . . . 52 3.2.2 Analyse der Rasterkraftmikroskopaufnahmen . . . . . . . . . . . . . 61 3.2.3 Verfahren zur Auswertung der ergänzenden Methoden . . . . . . . . 74 3.3 Probenmaterial . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 82 3.4 Probenpräparation . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 84 3.4.1 Präparation dünner Polymerfilme und vereinzelter Polymerknäuel . . 84 3.4.2 Probenkondensatoren mit nanostrukturierten Elektroden . . . . . . . 90 3.4.3 Aufdampfen von Elektroden . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 95 3.4.4 Tempern . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 95 3.4.5 Besonderheiten der Präparation für die ergänzenden Methoden . . . 96 3.5 Reproduzierbarkeit . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 98 3.5.1 Unerwünschte Veränderungen der Probe und Gegenmaßnahmen . . 98 3.5.2 Prüfung der Probenstabilität . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 101 3.5.3 Partikelkontamination . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 102 4 Ergebnisse und Diskussion 105 4.1 Modellierung der dielektrischen Spektren . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 105 4.1.1 Probenaufbau und Ersatzschaltbilder . . . . . . . . . . . . . . . . . . 106 4.1.2 Vergleich modellierter und gemessener Spektren . . . . . . . . . . . 111 4.1.3 Modell eines Polymer-Knäuels im Plattenkondensator . . . . . . . . . 119 4.1.4 Schlussfolgerungen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 127 4.2 Dünne Polymerschichten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 127 4.2.1 Polystyrol-Schichten verschiedener Molekulargewichte . . . . . . . . 128 4.2.2 Polymethylmethacrylat-Schichten auf unterschiedlichen Substraten . 135 4.2.3 Literaturdiskussion . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 138 4.2.4 Die präsentierten Ergebnisse im Kontext der Literatur . . . . . . . . . 155 4.3 Vereinzelte Polymer-Knäuel . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 158 4.3.1 Charakterisierung der Oberfläche . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 158 4.3.2 Molekulare Dynamik . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 166 4.3.3 Wechselwirkungen mit der Oberfläche . . . . . . . . . . . . . . . . . 170 4.3.4 Interpretation - das molekulare Bild . . . . . . . . . . . . . . . . . . 174 5 Zusammenfassung 177 A Übersicht der Messungen und Experimentatoren 181 Literaturverzeichnis 182 Publikationsliste 205 Danksagung 209 Lebenslauf 211 Selbstständigkeitserklärung 213

Die vorliegende Arbeit befasst sich mit der Synthese und der Untersuchung von Struktur-Eigenschaftsbeziehungen neuartiger V-förmiger, formstabiler Mesogene zur Realisierung biaxial nematischer Mesophasen (Nb). Alle synthetisierten Verbindungen besitzen ein formtreues Oligo(phenylenethinylen)-Grundgerüst, an welches laterale Alkyloxyketten und verschiedene terminale Substituenten (z. B. -CN, O(CH2)nCOOEt, Pyridyle) angebunden wurden. Durch dieses spezielle Design erhält man ausschließlich nematische und keine höher geordneten flüssigkristallinen Phasen. Durch den Einsatz verschiedener zentraler heterozyklischer Kernbausteine konnten erfolgreich Öffnungswinkel zwischen 108.9° und 160° realisiert werden. Dabei zeigen Thiadiazolderivate stets enantiotrope Mesophasen, wobei im Hochtemperaturbereich eine uniaxiale Phase mit biaxialen Aggregaten vorliegt. Beim Abkühlen konnte bei etwa 50 °C mittels Polarisationsmikroskopie und dielektrischer Spektroskopie ein Übergang in die Nb-Phase nachgewiesen werden. Die erstmalige Beobachtung eines direkten Übergangs von der isotropen Phase in die Nb-Phase gelang durch den Einsatz von Benzo[1,2-b:4,3-b]dithiophen als Kernbaustein.

Die vorliegende Arbeit befasst sich mit der Synthese und der Untersuchung von Struktur-Eigenschaftsbeziehungen neuartiger V-förmiger, formstabiler Mesogene zur Realisierung biaxial nematischer Mesophasen (Nb). Alle synthetisierten Verbindungen besitzen ein formtreues Oligo(phenylenethinylen)-Grundgerüst, an welches laterale Alkyloxyketten und verschiedene terminale Substituenten (z. B. -CN, O(CH2)nCOOEt, Pyridyle) angebunden wurden. Durch dieses spezielle Design erhält man ausschließlich nematische und keine höher geordneten flüssigkristallinen Phasen. Durch den Einsatz verschiedener zentraler heterozyklischer Kernbausteine konnten erfolgreich Öffnungswinkel zwischen 108.9° und 160° realisiert werden. Dabei zeigen Thiadiazolderivate stets enantiotrope Mesophasen, wobei im Hochtemperaturbereich eine uniaxiale Phase mit biaxialen Aggregaten vorliegt. Beim Abkühlen konnte bei etwa 50 °C mittels Polarisationsmikroskopie und dielektrischer Spektroskopie ein Übergang in die Nb-Phase nachgewiesen werden. Die erstmalige Beobachtung eines direkten Übergangs von der isotropen Phase in die Nb-Phase gelang durch den Einsatz von Benzo[1,2-b:4,3-b]dithiophen als Kernbaustein.