-
Stand der Technik
-
- A) Im Gegensatz zu Zwei-Form-Polymeren, die
in der Literatur zusammenfassend beschrieben wurden [Lendlein,
A. & Kelch, S.:
Shape-memory polymers. Angewandte Chemie-International Edition,
2002. 41(12): S. 2034–2057; Lendlein,
A. & Kelch, S.
in Encyclopedia of Polymer Science and Technology, Volume 4, "Shape-Memory
Polymers". 2003, New York: Wiley-Interscience, John Wiley & Sons Publication.
S: 125–136; Behl, M. & Lendlein, A.: Actively moving polymers.
Soft Matter, 2007. 3(1): S. 58–67] und bei denen
die Netzwerkbildung sowohl durch physikalische Wechselwirkung als
auch durch kovalente Bindungen erfolgen kann, wurden Drei-Formen-Polymere
bisher nur als Netzwerke, die auf kovalent verknüpften
Bindungen basieren, beschrieben [Bellin, I., et al., Polymeric
tripleshape materials. PNAS, 2006. 103(48): S. 18043–18047].
Solche Drei-Formen-Polymernetzwerke bestehen aus mindestens einer
Sorte kovalenter Netzpunkte und mindestens zwei Sorten Schaltsegmente.
In Analogie zu Zwei-Formen-Polymernetzwerken können Drei-Formen-Polymernetzwerke
unter anderem Segmente aus Poly(ε-caprolacton), Polyethern,
Polyetherurethanen, Polyimiden, Polyetherimiden, Poly(meth)acrylate,
Polyurethan, Polyvinyl-Verbindungen, Polystyrol, Polyoxymethylen
oder Poly(para-dioxanon) enthalten. Durch Einbringen von hydrolysierbaren
Gruppen wie z. B. Diglycolid, Dilactid, Polyanhydriden oder Polyorthoestern
können bioabbaubare Drei-Formen-Polymere erzielt werden
[Lendlein, A. & Langer,
R.: Biodegradable, elastic shape-memory polymers for potential biomedical
applications. Science, 2002. 296(5573): S. 1673–1676, Lendlein,
A. & Kelch, S.:
Degradable, Multifunctional Polymeric Biomaterials with Shape-memory.
Materials Science Forum, 2005. 492–493: p. 219–224].
- B) Polymernetzwerke, die den Drei-Formengedächtnis-Effekt
ermöglich, können als AB-Netzwerke, in denen beide
Kettensegmente zur Elastizität beitragen oder als Seitenkettennetzwerke,
in denen die Segmente zwischen den Netzpunkten hauptsächlich zur
Elastizität beitragen, ausgestaltet sein. Ersteres kann
zum Beispiel durch die Polymerisation von Poly(ε-caprolacton)dimethacrylat
mit Cyclohexylmethacrylat realisiert werden (MACL). Ein Seitenkettennetzwerk
kann durch die Polymerisation von Poly(ε-caprolacton)dimethacrylat
mit Polyethylenglycol Monomethylether Methacrylat realisiert werden
(CLEG). In der 1 sind beide Netzwerkarchitekturen
anhand konkreter Beispiele grafisch veranschaulicht.
- C) Für die Programmierung müssen Teilstücke
des Probekörpers in eine temporäre Form gebracht
werden. Für die Programmierung können beispielsweise
folgende Verfahren angewendet werden:
• temporäre
Temperatur-Erhöhung über die Schalttemperatur(en)
Tswitch mit anschließender Deformation
• temporäres
Einbringen von Weichmachern, so dass die Umgebungstemperatur über
Tswitch liegt, mit anschließender
Deformation und Entfernen des Weichmachers
-
Die
Programmierung verschiedener Teilstücke des Bauteils muss
dabei für jedes Teilstück des Bauteils separat
erfolgen, wobei darauf zu achten ist, dass die Programmierung eines
Teilstückes die Programmierung eines anderen Teilstückes
nicht aufhebt. Die Programmierung erfolgt in Abhängigkeit
von der Schalttemperatur. In der Praxis heißt das, dass
das Teilstück mit der höchsten Tswitch zuerst
programmiert wird und danach die Temperatur sequentiell abgesenkt
wird und nachfolgend die weiteren Teilstücke programmiert
werden. Darüber hinaus können auch verschiedene
Programmierungsmethoden für einzelne Teilstücke
verwendet werden.
- D) Zum Abrufen der beiden
Formänderungen des Bauteils ist es erforderlich, das Bauteil
in das Wärme übertragende Medium zu bringen und
dann die Medientemperatur sukzessive zu erhöhen, bis die
erste Formänderung erfolgt. Erst bei weiterer Erhöhung
der Medientemperatur erfolgt die weitere Formänderung des Bauteils.
-
Das
Prinzip der Triple-Shape-Polymere wurde in Bellin et al. (s.
o.) detailliert beschreiben. Die dort beschrieben Segmente basieren
zum einen auf der Kombination von Segmenten aus Polyethylenglycol
(PEG) und Poly(ε-caprolacton) (PCL) zum anderen auf der
Kombination PCL und Cyclohexylmethacrylat (CHMA). Die Schalttemperaturen
zur Ausnutzung des Triple-Shape-Effektes liegen im ersten Fall bei
40 und 70°C und im zweiten Fall bei 70 und 130°C.
Die Stimulierung der Formänderung von Bauteilen aus den beschriebenen Materialklassen
kann in beiden Fällen nur über die Wärmeleitung
der Luft erfolgen und dauert damit sehr lange (40 bis 80 Minuten).
Wasser ist ein sehr guter Wärmeüberträger
steht jedoch für beide Polymersysteme nicht zur Verfügung,
da es im Falle des PEG/PCL-Systems zur Quellung des Netzwerkes aufgrund
der Hydrophilie des PEG kommt. Dabei können auch kristalline
PEG-Bereiche quellen und die für den Triple-Shape-Effekt
erforderliche physikalische Vernetzung kann so aufgehoben werden.
Im Falle des PCL/CHMA-Systems ist es nicht möglich, unter
Normaldruck Wasser auf die notwendige Schalttemperatur von 130°C
zu temperieren. Zahlreiche Anwendungen z. B. im medizinischen Bereich
erfordern jedoch komplexe Formänderungen, insbesondere
solche, welche die sequentielle Abfolge der Formen A → B → C
umfassen z. T. in sehr kurzen Zeitintervallen. So kann es zum Beispiel
erforderlich sein, dass sich ein „rundes” Röhrchen
in ein „ovales” Röhrchen und wieder zurück
in ein „rundes” Röhrchen verformen soll.
Diese Verformung kann in einer wässrigen Umgebung bisher
durch keine bereits beschriebenen Triple-Shape-Polymere geleistet
werden. Die bisher erreichbaren Formänderungen sind durch
die programmierbaren Formen begrenzt, eine Bewegung des Probekörpers ist
bisher nur in dem Ausmaß möglich, wie diese Formänderung
vorher programmiert wurde. Dabei sind insbesondere zwei- oder dreidimensionale
Bewegungen stark limitiert. Ein weiterer Nachteil der in Bellin
et al. beschriebenen Systeme ist ihre geringe Elastizität
insbesondere unterhalb der Schalttemperatur.
-
Die
bekannten Systeme weise folgende Nachteile auf:
- – Die
bisherige Ausnutzung des Einweg-Formgedächtniseffektes
gestattet nur die einmalige Änderung einer Form durch thermische
Stimulierung. Die Änderung der Stimulierungsbedingungen,
wie z. B. eine weitere Erhöhung der Temperatur hat keinen
Einfluss mehr auf die Form eines Bauteils sofern man Tperm nicht überschreitet,
welches bei Thermoplasten ein Aufschmelzen des Bauteils zur Folge
hätte.
- – Durch die Einführung der Triple-Shape-Polymere
wird die Möglichkeit eröffnet, insgesamt drei
verschiedene Formen eines Bauteils zu realisieren. Die sukzessive
Stimulierung der einzelnen Formen wird über eine Temperaturerhöhung
erreicht, nachdem das Bauteil entsprechend programmiert wurde. In
diesem Zusammenhang soll die Erfindung den erforderlichen Aufwand
der Programmierung, um einen Triple-Shape-Effekt zu erhalten, minimieren.
- – Darüber hinaus soll das Material hohe Elastizitäten
realisieren, d. h. hohe Bruchdehnungen idealerweise größer
400% bei RT, größer 200% bei T > Tm,PCL und
größer 100% bei Tm,PPDL.
- – Außerdem soll das Material die Nutzung von
Wasser als Wärmeüberträger ermöglichen. Zudem
soll wenn möglich der benötigte Aufwand für
die Programmierung der temporären Form reduziert werden.
- – Weiterhin soll das Material die Auslösetemperatur
des Formgedächtnis-Effektes durch die Wahl der Programmierungstemperatur
eröffnen.
-
Diese
Probleme sind bisher noch nicht gelöst, weil erst durch
das kürzlich eingeführte Prinzip der Triple-Shape-Polymere
die Möglichkeit der sequentiellen Steuerung des thermisch
induzierten Formgedächtniseffektes eröffnet wurde.
Weder eine Einschritt-Programmierung des Triple-Shape-Effektes bei
Raumtemperatur, noch eine hohe Bruchdehnung > 400%, noch die Variation der Auslösetemperatur
durch die Wahl der Programmierungstemperatur wurden bei Triple-Shape
Materialien bisher realisiert.
-
Der
Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, das Herstellen von Polymernetzwerken
mit hoher Elastizität und Triple-Shape-Funktionalität,
die bei RT durch kaltes Verstrecken in einem Schritt programmiert
werden kann. Die Quellungseigenschaften und Schalttemperaturen sollten
vorzugsweise so gewählt sein, dass eine Formänderung
in Wasser erfolgen kann.
-
Beschreibung der Erfindung
-
Kerngedanken
bzw. Vorteile der Erfindung sind:
- a. PPDL-basierte
Netzwerke haben eine Triple-Shape-Funktionalität, die bei
RT durch kaltes Verstrecken programmiert werden kann.
- b. Durch die Verwendung von Wasser als Wärmeüberträger
wird bei Triple-Shape-Polymere die Möglichkeit erhalten,
die zur Formänderung notwendigen Temperaturen wesentlich
schneller zu erreichen als bei der Verwendung von Luft als Wärmeüberträger.
- c. Durch die Auswahl eines zweiten Schaltsegmentes, dessen Übergangstemperatur
unter der Siedetemperatur von Wasser liegt und welches darüber
hinaus in Wasser nicht löslich ist, wird die Möglichkeit
der Wärmeübertragung mittels Wasser geschaffen.
- d. Die permanente Form wird bei den unten beschriebenen Polymernetzwerken
bereits während der Polymerisation gebildet. Die Netzwerkbildung
kann dabei sowohl durch Polymersiation von Methacrylgruppen als
auch durch Polykondensation von Hydroxylgruppen mit Diisocyanaten
erfolgen. Die Polymerisation kann sowohl durch thermische Initiierung
als auch photochemisch erfolgen. Insbesondere die photochemische
Polymerisation ermöglicht komplexe Formkörper,
da sie nicht aus Lösung erfolgt.
- e. PPDL basierte Netzwerke weisen im Gegensatz zu den bisher
beschriebenen Triple-Shape-Netzwerken eine wesentlich höhere
Elastizität auf und sind darüber hinaus in Wasser
nicht löslich/quellbar.
- f. Dehnungsfixierungsverhältnisse und Dehnungsrückstellungsverhältnisse
weisen Werte über 90% auf.
- g. Schichten der Polymernetzwerke können unterschiedlich
eindimensional programmiert werden und sind in der Lage, nach kovalentem
Verkleben als Multilayer-System eine Fülle von dreidimensionalen
Bewegungen zu realisieren.
-
Durch
die Verwendung von sternförmigen PPDL-Oligomeren wird eine
Netzwerkarchitektur aufgebaut die in ihren mechanischen Eigenschaften
den bisherigen Systemen hinsichtlich Elastizität, kalter
Verstreckbarkeit und der Wahl der Auslösetemperatur durch
Wahl der Schaltemperatur weit überlegen sind. Die Verwendung
von PPDL erfolgte bei bisherigen Shape-Memory-Netzwerken immer als
Hartsegment. Dies ist die erste Verwendung von PPDL-Segmenten als
Schaltsegment. Weiterhin ist es die erste Triple-Shape-Netzwerkarchitektur,
in der zwei kristalline Hauptkettensegmente verwendet werden, die
zur Gesamtelastizität des Netzwerks beitragen. Der Aufbau
von Multilayer-Systemen bringt eine umfangreiche Erweiterung der
möglichen Formänderungen mit sich, wodurch das
Anwendungsspektrum der Polymere beträchtlich erweitert
wird.
-
Es
wird möglich, Bauteile, die aus einem einheitlichen Triple-Shape-Polymeren
hergestellt wurden durch Erhöhung der Umgebungstemperatur
im wässrigen Milieu gezielt zeitversetzt zu schalten. Bei
der Einschrittprogrammierung von Drei-Formen-Netzwerken mit einem
kristallinem und einem glasigen Segment wurde zu dem eine Rückstellung
der Programmierung nach einiger Zeit beobachtet [Behl, M.,
et al.: One-Step Process for Creating Triple-Shape Capability of
AB Polymer Networks. Advanced Functional Materials, 2008. (im Druck)].
Drei-Formen Netzwerke mit zwei kristallinen Segmenten bei denen
beide kristallinen Phasen zur Gesamt-Elastizität beitragen,
sollten diese ungewollte Rückstellung nicht aufweisen.
-
Zur
Realisierung komplexer dreidimensionaler Formänderungen
sind lediglich eindimensionale Programmierungsschritte an Polymerschichten
notwendig, die dann nach einer berechneten Architektur verbunden
werden. Dabei können Formen erreicht werden, deren Programmierung
an bulk-Probekörpern erschwert oder unmöglich
sind. Die möglichen Formen werden durch die Verwendung
von triple-shape-Materialien nochmals erweitert.
-
Die
Verwendung von Triple-Shape-Polymeren mit mehreren Schaltsegmenten
ermöglicht zwei aufeinander folgende Formübergänge
in einem Polymer zu realisieren.
-
Folgende
Kerngedanken/Lösungsschritte liegen der Erfindung zugrunde:
-
A) Neue Ansätze zur Netzwerksynthese
-
- 1. Die Netzwerke werden aus zwei verschiedenen
sternförmigen Telechelen aufgebaut (siehe auch Beispiele)
- 2. Der Aufbau der Netzwerk erfolgt aus einem sternförmigen
Telechel und einem linearen Telechel
-
B) PPDL-Segmente werden für die
Netzwerke verwendet
-
- 1. PPDL ist nicht löslich in Wasser
- 2. PPDL weist eine Schmelztemperatur unter 100°C auf.
-
C) PPDL basierte Shape-Memory Systeme
weisen eine hohe Elastizität auf
-
- 1. PPDL basierte Shape-Memory Systeme ermöglichen
die Programmierung durch kaltes Verstrecken
-
D) PCL und PPDL Segmente werden kovalent
vernetzt.
-
- 1. Die Netzwerkarchitektur ermöglicht
die Einführung eines Temperature-Memory Effektes über
einen weiten Temperaturbereich (RT – Tm,PPDL)
-
Werden
dünne Schichten des triple-shape-Polymers, welche einer
unterschiedliche Programmierung in Ausmaß oder Richtung
unterzogen wurden, kovalent miteinander verklebt, sind hochkomplexe
Bewegungen dieser multilayer-Probekörper bei der Auslösung
des Shape-Memory-Effektes möglich.
-
Das
Polymernetzwerk auf Basis von sternförmigen Segmenten aus
Poly(pentadecadolacton) (PPDL) kann mehrere Formänderungsschritte
durchführen. Dabei zeichnen Sie sich durch drei Aspekte
aus
- (1) hohe Elastizität bei Raumtemperatur
(RT)
- (2) der Triple-Shape Effekt kann bei Umgebungstemperatur (T < Tm,PCL)
durch kaltes Verstrecken programmiert werden
- (3) die Programmierung kann als Einschritt-Programmierung erfolgen
- (4) es sind Zusammensetzung möglich, die einen Temperature-Memory-Effekt
für eine der beiden Schaltphasen ermöglichen
- (5) durch eine multilayer-Architektur von Probekörpern
sind komplexe dreidimensionale Formänderungen möglich.
-
Weitere
bevorzugte Ausgestaltungen der Erfindung ergeben sich aus den übrigen,
in den Unteransprüchen genannten Merkmalen.
-
Die
Erfindung wird nachfolgend in Ausführungsbeispielen anhand
der zugehörigen Zeichnungen erläutert. Es zeigen:
-
1 Polymernetzwerkarchitekturen.
(a) MACL Netzwerk. (b) CLEG Netzwerk, Kodierung wie folgt: (1):
PCHMA-Segmente; (2): PCL-Segmente; (3): PEG-Seitenketten; (4): Netzpunkte;
-
2A Netzwerkarchitektur
eines erfindungsgemäßen Systems und seine Darstellung
nach einer ersten Ausführung;
-
2B Netzwerkarchitektur
eines erfindungsgemäßen Systems und seine Darstellung
nach einer zweiten Ausführung;
-
3 Schichtsysteme
aus Shape-Memory-Polymeren;
-
4 SingleLayers
mit 3-D-Profil können planer programmiert werden und ein
Schichtsystem mit anderen planaren oder planer programmierten Lagers
bilden;
-
5 ein
Schichtsystem aus über Fläche X gestapelten Lagers
kann seinerseits in beliebigen Winkel in Lagers geschnitten werden
und zu neuen Schichtsystemen gestapelt werden.
-
Synthese der Sternpolymere
und Netzwerke
-
Synthese der hydroxytelechelischen Sternpolymere:
-
Die
Synthese der hydroxytelechelischen Sternpolymere mit PCL bzw. PPDL
Seitenarmen erfolgt durch Ringöffnungspolymerisation von ε-Caprolacton
bzw. Pentadecadolacton mit tri- bzw. tetrafunktionellen Initiatoren
analog zur [Arvanitoyannis, I., et al.: Novel Star-Shaped Polylactide
with Glycerol Using Stannous Octoate or Tetraphenyl Tin as Catalyst
1. Synthesis, Characterization and Study of Their Biodegradability.
Polymer, 1995. 36(15): S. 2947–2956]. Im Gegensatz
zur Referenz wurde jedoch die Ringöffnungspolymerisation
von PPDL in 21 Tagen durchgeführt.
-
Beispiele,
wie Polymernetzwerke aus sternförmigen Telechelen aufgebaut
werden, sind in den 2A und 2B dargestellt.
-
Bespiel 1:
-
Synthese des hydroxytelechelischen Oligo(ε-caprolacton)
mit Mn 20000 g/mol (PCL-P20K)
-
ε-Caprolacton
97 mL, Pentaerythrit 0,68 g und Dibutylzinnoxid (DBTO) 280 mg werden
unter Rühren in einem Schlenkkolben in Stickstoffatmosphäre
bei 130°C zur Reaktion gebracht. Nach einer Polymerisationszeit
von 7 h wird das Reaktionsgemisch auf Raumtemperatur abgekühlt.
Die Oligomere werden in einem etwa sechsfachen Volumenüberschuss
an Dichlormethan gelöst. Das Reaktionsprodukt wird durch
langsames Eintropfen der Lösung in einen etwa zehnfachen
Volumenüberschuss an Hexanfraktion unter starkem Rühren
gefällt. Das Präzipitat wird mit Hexanfraktion
gewaschen und bei 25°C im Vakuum (ca. 1 mbar) bis zur Gewichtskonstanz
getrocknet.
-
Die
Molmasse und funktionellen Gruppen sowie thermischen Eigenschaften
der Präpolymere werden mittels OH Zahl-Bestimmung, GPC, 1H-NMR, DSC analysiert. OH Zahl Bestimmung
ergab Mn = 22700 g·mol–1. DSC
Messungen ergaben eine Schmelztemperatur von 54,5°C, ΔH
76.8 J·g–1.
-
Die
Synthese des hydroxytelechelischen Oligo(ε-caprolacton)
mit Mn 40000 g·mol–1 (PCL-P4K)
erfolgte durch Ringöffnungspolymerisation von ε-Caprolacton
analog zur PCL-P20K.
-
Beispiel 2:
-
Synthese des hydroxytelechelischen Oligo(pentadecadolacton)s
mit Mn = 4000 g·mol–1 (PPDL-T5K)
-
Pentadecadolacton
112.5 g, 1,1,1-Tris(hydroxymethyl)ethan 3,375 g (bzw. andere tri-
oder tetrafunktionelle Initiatoren) und DBTO 105 mg werden unter
Rühren in einem Schlenkkolben in Stickstoffatmosphäre bei
130°C zur Reaktion gebracht. Nach einer Polymerisationszeit
von 21 Tagen wird das Reaktionsgemisch auf Raumtemperatur abgekühlt.
Die Oligomere werden in einem etwa sechsfachen Volumenüberschuss
an Dichlormethan gelöst. Das Reaktionsprodukt wird durch
langsames Eintropfen der Lösung in einen etwa zehnfachen
Volumenüberschuss an Hexanfraktion unter kräftigem
Rühren gefällt. Das Präzipitat wird mit
Hexanfraktion gewaschen und bei 50°C im Vakuum (ca. 1 mbar)
bis zur Gewichtskonstanz getrocknet.
-
Die
Molmasse und funktionellen Gruppen sowie thermischen Eigenschaften
der Präpolymere werden mittels OH Zahl, GPC, 1H-NMR,
DSC analysiert. OH Zahl zeigt Mn = 4000 g·mol–1.
Mittels DSC sind zwei Schmelztemperaturen bei 49,8°C und
84,8°C, ΔH 109.5 J·g–1 zu
detektieren.
-
Bespiel 3:
-
Synthese der Oligo(ε-caprolacton)tetramethacylat
mit Mn 20000 g·mol–1 (PCL-P20K-IEMA)
-
PCL-P20K
50,0 g, IEMA 1,6 mL und Dibutylzinn(IV)dilaurat 6,5 μL
werden in 250 mL Dichlormethan unter Ar gelöst und bei
Raumtemperatur 5 Tage gerührt. Das Reaktionsprodukt wird
durch langsames Eintropfen der Lösung in einen etwa zehnfachen
Volumenüberschuss an Hexanfraktion unter starkem Rühren
gefällt. Das Präzipitat wird mit Hexanfraktion
gewaschen und bei RT im Vakuum (ca. 1 mbar) bis zur Gewichtskonstanz
getrocknet. Mittels 1H-NMR wurde gezeigt,
dass sich die OH Gruppen in PCL-P20K mit IEMA vollständig umgesetzt
haben.
-
Bespiel 4:
-
Synthese der Oligo(pentadecadolacton)trimethacrylat
mit Mn 4000 g·mol–1 (PPDL-T4K-IEMA)
-
PPDL-T4K
50,0 g, IEMA 6,1 mL und Dibutylzinn(IV)dilaurat 25,4 μL
werden in 250 mL Dichlormethan unter Ar gelöst und bei
Raumtemperatur 5 Tage gerührt. Das Reaktionsprodukt wird
durch langsames Eintropfen der Lösung in einen etwa zehnfachen
Volumenüberschuss an Hexanfraktion unter starkem Rühren
gefällt. Das Präzipitat wird mit Hexanfraktion
gewaschen und bei RT im Vakuum (ca. 1 mbar) bis zur Gewichtskonstanz
getrocknet.
-
Mittels 1H-NMR wurde gezeigt, dass sich die OH Gruppen
in PCL-P20K mit IEMA vollständig umgesetzt haben.
-
Synthese der Netzwerke gemäß Polykondensationsmethode
A)
-
Die
so hergestellten Sternpolymere werden in einem geeigneten Mischungsverhältnis
in Dichlormethan gelöst und es wird 2,2,4- und 2,4,4-Trimethylhexan-1,6-diisocyanat
(TMDI) als Vernetzer zugesetzt. Als geeignete Mischungsverhältnisse
für Triple-Shape-Polymere haben sich Mischungen mit 60–75
Gewichts-% PPDL erwiesen. Die Reaktion und die weitere Aufarbeitung
der Polymernetzwerke erfolgt analog zu [9].
-
Die
hydroxytelechelischen Oligomere werden in einem etwa zehnfachen
Massenüberschuss an trockenem Dichlormethan unter Stickstoff
gelöst. Zu dieser Lösung wird unter Rühren
das Diisocyanat gegeben. Die Menge an Diisocyanat entspricht dabei
einem molaren Verhältnis der Isocyanat- zu Hydroxygruppen
von 1,05 zu 1,00. Die Berechnung basiert auf dem durch 1H-NMR-Spektroskopie
ermittelten Zahlenmittel der Molmasse der Präpolymere und
einer Hydroxyfunktionalität von drei bzw. vier für
Präpolymere von PPDL-T4K bzw. PCL-P20K. Das Reaktionsgemisch
wird 5 min bei Raumtemperatur gerührt und in PTFE-Schalen
gegeben. Bei Verwendung von Schalen mit einem Innendurchmesser von
ca. 100 mm werden etwa 20 mL der Lösung eingesetzt. Über
die Lösungen wird für 24 h bei 60°C ein
kontinuierlicher Stickstoffstrom geleitet, um das Lösungsmittel
während der Filmbildung vorsichtig zu verdampfen. Anschließend
werden die Filme unter Vakuum (ca. 100 mbar) 4 d auf 80°C
erwärmt. Die Rohprodukte der Polyadditionsreaktion werden,
soweit nicht anders angegeben, in Chloroform gequollen, wobei der
Gelgehalt und der Quellungsgrad bestimmt werden, und bei 80°C
im Vakuum (1 mbar) bis zur Gewichtskonstanz getrocknet.
-
Die
Einwaagen der Oligomere und des Diisocyanats und Gelgehalt der Netzwerke
sind in Tab. 1 aufgeführt. Tab. 1 Ansätze zur Darstellung
der Netzwerke aus PCL-P2OK, PCL-P4K, CAPA4801, PPDLT4K und TMDI
gemäß Polykondensationsmethode A)
Nr | PPDL-T4K | PCL-P20K | CAPA4801a) | PCL- P4K | TMDI | PPDL | Gelgehalt | Quellungsgrad
in Chloroform |
| (g) | (g) | (g) | (g) | (ml) | (Masse-%) | (Gew.-%) | (Gew.-%) |
5N-PPDL-T5K | 1.50 | | - | - | 0.070 | 100 | 91 | 1420 |
6N-PPDL-T5K | 0.75 | 2.25 | - | - | 0.106 | 25 | 85 | 2220 |
8N-PPDL-T5K | 1.2 | 1.8 | - | - | 0.113 | 40 | 85 | 1980 |
50%-N-PPDL-T5K-PCL-P20K | 1.5 | 1.5 | - | - | 0.118 | 50 | 88 | 1750 |
9N-PPDL-T5K | 1.8 | 1.2 | - | - | 0.122 | 60 | 85 | 1960 |
7N-PPDL-T5K | 2.25 | 0.75 | - | - | 0.141 | 75 | 92 | 1440 |
13N-PPDL-T5K | 0.75 | - | 2.25 | - | 0.148 | 25 | 98 | 830 |
17N-PPDL-T5K | 1.2 | - | 1.8 | - | 0.146 | 40 | 97 | 970 |
12N-PPDL-T5K | 1.5 | - | 1.5 | - | 0.145 | 50 | 95 | 1240 |
19N-PPDL-T5K | 1.8 | - | 1.2 | - | 0.144 | 60 | 92 | 1820 |
15N-PPDL-T5K | 2.25 | - | 0.75 | - | 0.143 | 75 | 92 | 1310 |
11N-PPDL-T5K | 0.75 | - | - | 2.25 | 0.26 | 25 | 97 | 1100 |
18N-PPDL-T5K | 1.2 | - | - | 1.8 | 0.236 | 40 | 93 | 1350 |
10N-PPDL-T5K | 1.5 | - | - | 1.5 | 0.22 | 50 | 94 | 1360 |
14N-PPDL-T5K | 1.8 | - | - | 1.2 | 0.204 | 60 | 92 | 1280 |
16N-PPDL-T5K | 2.25 | - | - | 0.75 | 0.18 | 75 | 94 | 1220 |
- a) CAPA4801 ist ein kommerziell erhältliches
tetrahydroxytelechelisches Oligo(caprolacton) mit Mn 8000
g/mol.
-
Synthese der Netzwerke gemäß B)
-
Die
oben hergestellten hydroxytelechelischen Sternpolymere werden analog
zu
Bellin et al. (s. o.) mit Isocyanatoethylmethacrylat
umgesetzt (IEMA), so dass an jedem Arm des Sternpolymeren Methacrylendgruppen
vorliegen. Die so funktionalisierten Oligomere werden aufgeschmolzen,
vermischt und mit einem thermischen Radikalinitiator (AIBN, BPO)
versetzt. Auch hier haben sich für Triple-Shape-Polymere
Mischungen mit 60–75 Gewichts-% PPDL als brauchbar erwiesen.
Die Polymerisation kann alternativ auch photochemisch erfolgen.
Dazu werden die funktionalisierten Oligomere aufgeschmolzen, mit
einem 1 mol-% Photoinitiator versetzt, vermischt und durch Bestrahlen
mit einer Hg-Lampe photopolymerisiert. Tab. 2 Ansätze zur Darstellung
der Netzwerke aus PCL-P20K-IEMA, und PPDL-T4K-IEMA gemäß Polymerisationsmethode
B).
Nr. | PPDL-T4K-IEMA
(g) | PCL-P8K-IEMA
(g) | PCL-P20K-IEMA
(g) | PPDL
(Masse-%) | Gelgehalt
(Masse-%) | Quellungsgrad in
Chloroform
(Mass-%) |
1NP-PPDL-PCL-20K | 0.75 | - | 2.25 | 25 | 87 | 840 |
2NP-PPDL-PCL-20K | 1.20 | - | 1.80 | 40 | 58 | 1660 |
3NP-PPDL-PCL-20K | 1.50 | - | 1.50 | 50 | 71 | 1050 |
4NP-PPDL-PCL-20K | 1.80 | - | 1.20 | 60 | 54 | 1420 |
5NP-PPDL-PCL-20K | 2.25 | - | 0.75 | 75 | 78 | 1000 |
6NP-PPDL-PCL-20K | 2.625 | - | 0.375 | 88 | 87 | 650 |
7NP-PPDL-PCL-8K | 0.75 | 2.25 | - | 25 | 88 | 620 |
8NP-PPDL-PCL-8K | 1.20 | 1.8 | - | 40 | 70 | 900 |
9NP-PPDL-PCL-8K | 1.50 | 1.5 | - | 50 | 87 | 590 |
10NP-PPDL-PCL-8K | 1.80 | 1.2 | - | 60 | 65 | 980 |
11NP-PPDL-PCL-8K | 2.25 | 0.75 | - | 75 | 77 | 850 |
-
Thermische Eigenschaften der
Polymernetzwerke
-
Die
Netzwerke aus PPDL und PCL mit M
n von 4000
g·mol
–1, 8000 g·mol
–1 und 20000 g·mol
–1 weisen in DSC-Untersuchungen
in einem Temperaturbereich von –100°C bis 100°C
zwei Schmelzbereiche auf. Daher können sie als semikristalline
Systeme betrachtet werden. Tab. 3 zeigt die thermischen Eigenschaften
der Polymernetzwerke. Die zwei Schmelztemperaturen können
als zwei T
trans für den Triple-Shape-Effekt
benutzt werden. Tab. 3. Thermische Eigenschaften der Polymernetzwerke
gemäß Polykondensationsmethode A)
Sample
IDa) | μPPDL
[wt-%] | Tg
[°C] | Tm1
[°C] | Tm2
[°C] | ΔH1 b)
[J·g–1] | ΔHPCL c)
[J·g–1] | ΔH2 b)
[J·g–1] | ΔHPPD c)
[J·g–1] |
5N-PPDL-T5K | 100 | n.
d. | - | 79.4 | - | - | 99.4 | 99.4 |
6N-PPDL-T5K | 25 | n.
d. | 55.1 | 74.8 | 56.0 | 74.7 | 20.5 | 82.0 |
8N-PPDL-T5K | 40 | n.
d. | 54.3 | 76.9 | 40.6 | 67.7 | 30.7 | 76.8 |
50%-N-PPDL-T5K-PCL-P20K | 50 | n.
d. | 52.6 | 77.1 | 29.4 | 58.8 | 40.2 | 80.4 |
9N-PPDL-T5K | 60 | n.
d. | 53.5 | 79.1 | 32.8 | 82.0 | 53.3 | 88.8 |
7N-PPDL-T5K | 75 | n.
d. | 52.0 | 78.6 | 18.8 | 75.2 | 64.0 | 85.3 |
13N-PPDL-T5K | 25 | –54.6 | 36.9 | 72.5 | 39.0 | 52.0 | 21.3 | 85.2 |
17N-PPDL-T5K | 40 | –55.2 | 38.6 | 74.2 | 33.9 | 56.5 | 29.9 | 74.8 |
12N-PPDL-T5K | 50 | n.
d. | 39.9 | 77.5 | 30.4 | 60.8 | 44.0 | 88.0 |
19N-PPDL-T5K | 60 | n.
d. | 42.3 | 79.1 | 25.4 | 63.5 | 51.9 | 86.5 |
15N-PPDL-T5K | 75 | n.
d. | 42.8 | 79.5 | 17.6 | 70.4 | 71.1 | 94.8 |
11N-PPDL-T5K | 25 | –47.8 | 31.0 | 71.7 | 34.0 | 45.3 | 19.2 | 76.8 |
18N-PPDL-T5K | 40 | n.
d. | 34.5 | 77.1 | 33.7 | 56.2 | 34.7 | 86.8 |
10N-PPDL-T5K | 50 | n.
d. | 33.1 | 75.1 | 24.0 | 48.0 | 46.2 | 92.4 |
14N-PPDL-T5K | 60 | n.
d. | 31.9 | 75.3 | 18.3 | 45.3 | 55.8 | 93.0 |
16N-PPDL-T5K | 75 | n.
d. | n.
d. | 78.7 | n.
d. | n.
d. | 66.4 | 88.5 |
Tab. 4. Thermische Eigenschaften der Polymernetzwerke
gemäß Polymerisationsmethode B)
Netzwerke
ID | PPDL
wt% | PCL
wt% | Tm1 °C second heating | Tm2 °C second heating | ΔH1 J/g second heating | ΔH2 J/g second heating |
1
NP-PPDL-PCL-20K | 25 | 75 | 47.0 | 68.6 | 50.7 | 15.0 |
2NP-PPDL-PCL-20K | 40 | 60 | 54.1 | 67.9/83.5 | 46.5 | 27.6 |
3NP-PPDL-PCL-20K | 50 | 50 | 53.7 | 70.0/83.8 | 32.6 | 46.1 |
4NP-PPDL-PCL-20K | 60 | 40 | 54.1 | 74.1/84.3 | 20.3 | 63.0 |
5NP-PPDL-PCL-20K | 75 | 25 | 52.9 | 81.7 | 22.7 | 47.1 |
6NP-PPDL-PCL-20K | 88 | 12 | 51.8 | 87.7 | 19.5 | 53.8 |
7NP-PPDL-PCL-8K | 25 | 75 | 43.3 | 67.9 | 14.3 | 30.6 |
8NP-PPDL-PCL-8K | 40 | 60 | 47.2 | 71.7/81.5 | 24.8 | 51.9 |
9NP-PPDL-PCL-8K | 50 | 50 | 20.9 | 67.9 | 16.7 | 38.0 |
10NP-PPDL-PCL-8K | 60 | 40 | ? | 70.4 | | 66.9 |
11NP-PPDL-PCL-8K | 75 | 25 | 46.4 | 73.0/82.2 | 16.1 | 74.8 |
-
Mechanische Eigenschaften der Polymernetzwerke
-
Die
mechanischen Eigenschaften der Netzwerke werden bei 25°C,
60°C und 100°C, durch Zug-Dehnungsexperimente
bestimmt. Während bei 25°C semikristalline Materialien
vorliegen, befinden sich bei 100°C die Netzwerke im kautschukelastischen
Zustand. Für eine Anwendung als Formgedächtnismaterial
sind beide Temperaturbereiche relevant, da sie unterhalb von Ttrans die mechanischen Eigenschaften des
Probekörpers in der permanenten und temporären
Form vor der Programmierung und vor erfolgter Rückstellung
bestimmen. Im Hinblick auf die Programmierung der temporären
Form sind dagegen die mechanischen Eigenschaften oberhalb von Ttrans von Bedeutung. Durch Zug-Dehnungsexperimente
bei 60°C werden zudem die mechanischen Eigenschaften der
Materialien bei der Temperatur erfasst, welche für die
Programmierung der zweiten Form zu wählen ist.
-
Bei
25°C werden die mechanischen Eigenschaften durch den Glaszustand
der Materialien bestimmt. Die Netzwerke aus PPDL, PCL und TMDI zeigen
in Zug-Dehnungsexperimenten eine Fließstreckgrenze unter Einschnürung
der Probe.
-
Die
E-Module E weisen Werte zwischen 134 MPa und 430 MPa auf. Die Zugfestigkeit σmax liegt im Bereich von 15 MPa bis 31 MPa
bei Dehnungen εmax von 6% bis 16%.
Die Mittelwerte der Bruchdehnung εb werden
zwischen 400% und 1000% beobachtet. Die mechanischen Charakteristika
der untersuchten Netzwerke gemäß Polykondensationsmethode
A) werden in Tab. 5 aufgeführt.
-
-
-
Triple-Shape Eigenschaften
der Polymernetzwerke
-
Experiment A
-
Bei
beiden Synthesemethoden (A und B) wird durch die Vernetzung die
permanente Form (1. Form) festgelegt. Durch rechtwinkliges Abknicken
eines Probenendes bei 100°C und anschließenden
Abkühlen auf 60°C wird die 1. Programmierung durchgeführt
(2. Form). Durch rechtwinkliges Abknicken des zweiten Probenendes
bei 60°C und anschließendem Abkühlen
auf 0°C wird die 2. Programmierung durchgeführt
(3. Form). Beim Einlegen eines so programmierten Probekörpers
in ein Wasserbad mit einer Temperatur von 60°C erfolgt zunächst
die Rückstellung der Probenseite mit der niedrigeren Tswitch (2. Form). Dieser Prozess erfordert
das Erreichen der Schalttemperatur im Probekörper und dauert
nur wenige Sekunden. Die andere Probenseite bleibt unverändert.
Bei Erhöhung Temperatur des Wasserbades bzw. Eintauchen
in ein zweites Wasserbad mit 100°C erfolgt auch die Rückstellung
der zweiten Probenseite zum insgesamt wieder ebenen Körper
(1. Form).
-
Experiment B
-
Die
quantitative Untersuchung des Triple-Shape-Effektes erfolgt durch
zyklische thermomechanische Zug-Dehnungsexperimente wie sie in Bellin
et al. (s. o.) beschrieben sind. Die Formgedächtniseigenschaften der
Netzwerke aus PPDL-T4K und PCL mit variierender Molmasse ermittelt
durch spannungsgeregelte, zyklische thermomechanische Zug-Dehnungsexperimente
sind in Tab. 7 aufgeführt. Die Untersuchungen zeigen, dass
diese Materialien Dehnungsfixierungs- und Dehnungsrückstellungsverhältnisse
von über 90% in allen Zyklen aufweisen.
-
Die
verwendeten Polymere können biostabil oder auch bioabbaubar
sein. Für den medizinischen Einsatz sind Multiblockcopolymere
bekannt, deren Schalttemperatur im Bereich der menschlichen Körpertemperatur
liegt. Tab. 7 Shape-Memory-Eigenschaften der
Polymernetzwerke gemäß Polymerisationsmethode
A. R
f und R
r sind
Mittelwerte aus den Zyklen 2 bis 5. Die Schalttemperaturen sind
Mittelwerte aus allen 5 Zyklen.
Netzwerk-ID | Rf(C → B)
[%] | Rf(B → A)
[%] | Rr(A → B)
[%] | Rr(A → C)
[%] | Tsw1
[°C] | Tsw2
[°C] |
6N-PPDL-T5K | 74.5 ± 1.0 | 99.0 ± 0.1 | 56.2 ± 1.0 | 96.3 ± 7.0 | 66.0 ± 0.8 | 85.3 ± 1.1 |
8N-PPDL-T5K | 80.1 ± 0.5 | 98.2 ± 0.1 | 81.1 ± 0.7 | 101.0 ± 0.5 | 61.0 ± 0.5 | 84.4 ± 0.5 |
50%-N-PPDL-T5K-PCL-P20K | 72.5 ± 0.8 | 97.6 ± 0.2 | 80.5 ± 1.0 | 99.0 ± 1.0 | 61.1 ± 0.3 | 85.4 ± 0.3 |
9N-PPDL-T5K | 82.1 ± 1.6 | 96.3 ± 0.1 | 85.1 ± 0.7 | 99.9 ± 3.2 | 59.2 ± 0.4 | 86.2 ± 0.5 |
7N-PPDL-T5K | 91.5 ± 0.1 | 91.4 ± 1.0 | 78.8 ± 0.8 | 98.5 ± 2.2 | 62.1 ± 0.7 | 85.8 ± 0.5 |
13N-PPDL-T5K | 17.6 ± 0.9 | 94.2 ± 1.4 | 88.0 ± 2.1 | 99.8 ± 0.6 | 39.9 ± 0.7 | 70.5 ± 0.1 |
17N-PPDL-T5K | 64.2 ± 2.8 | 96.2 ± 0.3 | 88.2 ± 0.9 | 101.1 ± 1.6 | 48.0 ± 0.4 | 76.3 ± 0.4 |
12N-PPDL-T5K | 75.2 ± 0.6 | 95.7 ± 0.3 | 84.1 ± 0.7 | 100.1 ± 0.5 | 55.4 ± 0.8 | 81.8 ± 0.3 |
19N-PPDL-T5K | 86.6 ± 0.2 | 91.6 ± 0.2 | 88.3 ± 2.1 | 99.1 ± 3.8 | 56.5 ± 0.9 | 83.9 ± 0.4 |
15N-PPDL-T5K | 93.8 ± 0.3 | 89.5 ± 0.2 | 80.2 ± 1.0 | 100.1 ± 2.6 | 61.1 ± 0.6 | 84.1 ± 0.4 |
11N-PPDL-T5K | 2.0 ± 0.9 | 97.7 ± 0.1 | 76.5 ± 0.8 | 99.8 ± 0.3 | 36.7 ± 0.4 | 68.8 ± 0.3 |
18N-PPDL-T5K | 75.5 ± 1.3 | 95.2 ± 0.3 | 81.1 ± 1.5 | 100.5 ± 1.2 | 48.5 ± 0.5 | 82.1 ± 1.1 |
10N-PPDL-T5K | 84.9 ± 1.0 | 93.2 ± 3.7 | 68.1 ± 2.3 | 100.5 ± 0.8 | 48.0 ± 1.0 | 76.4 ± 1.0 |
14N-PPDL-T5K | 82.0 ± 0.8 | 92.0 ± 0.3 | 75,6 ± 4.3 | 99.2 ± 1.0 | 56.3 ± 0.9 | 75.9 ± 0.1 |
16N-PPDL-T5K | 93.1 ± 0.2 | 81.7 ± 4.1 | 83.8 ± 1.7 | 99.4 ± 2.4 | 59.5 ± 1.2 | 83.1 ± 0.4 |
-
Experiment C
-
Zur
Bestimmung der Einschritt-Programmierung Eigenschaften der Triple-Shape-Netzwerke
wird die Probe bei der Temperatur T
high von
der permanenten Form C mit der Dehnung ε
C in
die Form ε
0 A gedehnt,
es wird 7 Minuten gewartet und anschließend spannungskontrolliert
mit einer Abkühlrate von 5 K·min
–1 abgekühlt, wobei
die Probe die Dehnung ε
0 Aload annimmt. Nach 10 min wird die Probe
entlastetet, was in der Dehnung ε
A bzw.
der Form A resultiert. Anschließend erfolgt die Rückstellung
der Probe wie in
Bellin et al. (s. o.) beschrieben.
Tab. 8 Formgedächtniseigenschaften
der Polymernetzwerke gemäß Polymerisationsmethode
A nach Einschrittprogrammierung.
Netzwerk-ID | Rf
[%] | Rr
[%] | Tsw1
[°C] | Tsw2
[°C] |
8N-PPDL-T5K | 97.2 ± 0.4 | 98.8 ± 0.8 | 60.6 ± 0.1 | 80.2 ± 0.6 |
17N-PPDL-T5K | 98.2 ± 0.2 | 98.2 ± 0.9 | 49.8 ± 0.2 | 75.4 ± 0.4 |
10N-PPDL-T5K | 95.8 ± 0.3 | 99.3 ± 0.2 | 46.5 ± 0.8 | 78.3 ± 0.3 |
-
Experiment D
-
Zur
Bestimmung der Triple-Shape-Eigenschaften bei kaltem Verstrecken
wird die Probe bei der Temperatur T
low von
der permanenten Form C mit der Dehnung ε
C in
die Form ε
0 A gedehnt,
5 Minuten unter Spannung gehalten und dann entlastet wobei die Probe
die Dehnung ε
A bzw. die Form A
annimmt. Anschließend erfolgt die Rückstellung
der Probe wie in
Bellin et al. (s. o.) beschrieben.
Der Zyklus wird vier Mal wiederholt, das Dehnungsfixierungsverhältnis
R
f und das Dehnungsrückstellungsverhältnis
Rr im Zyklus N werden wie in Experiment C beschrieben bestimmt. Tab. 9 Formgedächtniseigenschaften
der Polymernetzwerke gemäß Polymerisationsmethode
A nach Kaltverstreckung.
Netzwerk-ID | Rf
[%] | Rr
[%] | Tsw1
[°C] | Tsw2
[°C] |
6N-PPDL-T5K | 78.8 ± 0.2 | 99.8 ± 0.3 | 62.1 ± 0.1 | 83.5 ± 0.5 |
50%-N-PPDL-T5K-PCL-P20K | 76.9 ± 0.3 | 99.9 ± 1.1 | 60.3 ± 0.3 | 75.8 ± 0.5 |
12N-PPDL-T5K | 72.2 ± 0.3 | 99.7 ± 0.2 | 56.1 ± 0.6 | 82.6 ± 0.4 |
10N-PPDL-T5K | 64.8 ± 0.3 | 97.7 ± 0.5 | 47.8 ± 0.6 | 81.5 ± 0.3 |
-
Experiment E
-
Zur
Bestimmung der Temperature-Memory Eigenschaften wurde ein vierfach
zyklisches thermo-mechanisches Experiment geschaffen. Hierzu wurde
die Probe bei Tprog von der permanenten
Form C mit der Dehnung εC in die
Form ε0 A gedehnt
(100% bzw. 150%), 5 Minuten unter Spannung gehalten und anschließend spannungskontrolliert
mit einer Abkühlrate von 5 K·min–1 abgekühlt,
wobei die Probe die Dehnung ε0 Aload annimmt. Nach 10 min wird die Probe
entlastetet, was in der Dehnung εA bzw.
der Form A resultiert. Die Rückstellung erfolgt durch aufheizen
auf Thigh = 115°C mit einer Heizrate
von 1 K·min–1. Um die
vorherige thermische Geschichte der Probe zu eliminieren wurde im
ersten Zyklus Tprog = 90°C gewählt.
In den nachfolgenden drei Zyklen wurde für Tprog 30,
60 und 90°C gewählt.
-
Die
Schaltemperaturen wurden wie in Experiment B beschrieben bestimmt. Table 10. Temperaturgedächtniseigenschaften
der Polymernetzwerke gemäß Polymerisationsmethode
A.
Netzwerk-ID | Tprog = 30°C | Tprog = 60°C | Tprog = 90°C |
Rf
[%] | Rr
[%] | Tsw
[°C] | Rf
[%] | Rr
[%] | Tsw
[°C] | Rf
[%] | Rr
[%] | Tsw
[°C] |
15N-PPDL-T5K | 81.9 | 98.1 | 29.2 | 93.4 | 96.9 | 59.0 | 98.6 | 99.6 | 78.4 |
14N-PPDL-T5K | 81.6 | 100.2 | 28.6 | 91.4 | 97.3 | 59.3 | 97.4 | 99.9 | 75.0 |
16N-PPDL-T5K | 81.1 | 97.6 | 29.1 | 92.0 | 101.8 | 59.0 | 98.4 | 101.0 | 81.1 |
-
Herstellung der Multilayer-Materialien
-
Die
nach Polymerisationsmethode B hergestellten Polymernetzwerke wurden
in Schichten mit einer Dicke von 0,5 mm synthetisiert. Die einzelnen
Polymerschichten wurden nach Experiment B programmiert. Der Grad
dieser monodirektionalen Verstreckung ist in einem weiten Bereich
wählbar. In einem Demonstrationsversuch wurden zwei Lagers
miteinander verklebt, wobei die eine um 20% vorverstreckt wurde.
Aber auch die Programmierrichtung der Lagers kann nach dem Verkleben
voneinander abweichen. Cyanacrylat-Chemie wurde zum Verkleben benutzt
um eine feste und dauerhafte Verbindung der Lagers zu erreichen.
Das zu erwartende mechanische Verhalten der Kompositmaterialien
kann mit Hilfe von Computermodeling-Studien berechnet werden. Diese
Modeling-Studien liefern Details zum Programmieren und zum Stapeln
der Lagers, um bestimmte Formänderungen des Materials zu
erreichen.
-
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
-
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