Quasicrystalline order in self assembled binary options

Dmitri Talapin Nossa pesquisa centra-se na química, física e ciência material de nanoestruturas inorgânicas. Ao combinar experiência em síntese colloidal, auto-montagem e caracterização de propriedades de nanomateriais, nosso grupo cria novos materiais para aplicações eletrônicas, fotovoltaicas, termoelétricas e catalíticas. A síntese coloidal de nanoestruturas inorgânicas funcionais tornou-se um novo ramo da química sintética. Começando com preparações de objetos simples como nanopartículas esféricas, o campo agora está se movendo em direção a estruturas cada vez mais sofisticadas, onde composição, tamanho, forma e conectividade de múltiplas partes de uma estrutura multicomponente podem ser adaptados de forma independente e previsível. Inspirados pela forma como a maioria dos sólidos se formam na natureza, com átomos ou moléculas individuais que se reúnem em matrizes rígidas e altamente uniformes, estudamos a montagem de nanocristais monodispersos em superestruturas ordenadas. A montagem de blocos de construção funcionais de nanoescala oferece uma abordagem modular poderosa para o design de novos materiais e metamateriais com propriedades físicas e químicas programáveis. Reunir compostos de funcionalidades intrinsecamente diferentes constitui uma rota particularmente poderosa para a criação de novos materiais funcionais com propriedades sinérgicas encontradas em nenhum dos constituintes. Os supermercados de nanopartículas binárias (BNSL) auto-montados a partir de diferentes combinações de nanocristais semicondutores, magnéticos, metálicos e dielétricos mostram uma incrível diversidade estrutural. A gama de materiais que podem ser utilizados como blocos de construção em estruturas de BNSL parece estar limitada apenas pela nossa capacidade de produzir um material particular na forma de nanopartículas monodispersas. O auto-montagem de nanopartículas funcionais em superlotentes de um único e multicomponente oferece possibilidades quase infinitas para a criação de novos materiais para uma variedade de aplicações, desde dispositivos fotovoltaicos e termoelétricos até óleos não-lineares, multiferroicos e catalisadores multicomponentes. No entanto, temos uma compreensão muito limitada dos processos que regem a formação da BNSL e determinam a estabilidade de diferentes estruturas. Nós investigamos os aspectos fundamentais da auto-montagem no mundo nano. Os superlattices Nanocrystal constituem um novo tipo de matéria condensada, cujas propriedades originam tanto as propriedades dos nanocristais individuais quanto os fenômenos coletivos causados ​​pelo crosstalk dos blocos de construção do superlattice. Estudamos propriedades eletrônicas (mobilidade do transportador, doping, mecanismo de transporte de carga, fotoconductividade, termopoder) e transporte de calor em sólidos nanocristalais de um ou vários componentes. O conhecimento obtido a partir de estudos fundamentais de montagens nanocristalinas será utilizado para o desenvolvimento de dispositivos processados ​​em solução prática, utilizando conjuntos de nanocristalino e nanocristal. O desempenho de transistores e células solares nanocristalizados processados ​​em solução compara-se favoravelmente com tecnologias concorrentes. Os transistores de efeito de campo nanocristalais permitem a mudança reversível entre o transporte n e p, fornecendo opções para circuitos semicondutores de óxido de metal complementares (CMOS) e junções p-n complementares. C. R. Kagan, E. Lifshitz, E. H. Sargent, D. V. Talapin. Dispositivos de construção de pontos quânticos coloidais. Ciência 353. 885 (2016). M. Boles, M. Engel, D. Talapin. 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D. 2002 IBM TJ Watson Research Center, Yorktown Heights, NY, Postdoctoral Fellow, 2003-2005 The Molecular Foundry, Lawrence Berkeley National Laboratory, Berkeley, Staff Scientist 2005-2007 Universidade de Chicago, Professor Assistente 2007-2011 Professor Associado 2011-2013 Professor 2013 - Faculdade Accolades Materials Research Society Prêmio Inquérito Jovem Pesquisador 2011 Classificado 21 entre os 100 cientistas mais citados da última década por Thompson Reuters 2011 Prêmio Professor-Scholar Camille Dreyfus 2010 A Bolsa David and Lucile Packard 2009 Sloan Fellowship 2009 NSF CAREER Award 2008 LMUexcellent Fellowship Alemanha 2007 Prêmio IBM Achievement Award 2004 Diploma com Honras, Universidade Estadual da Bielorrússia 1996 Prêmio Estudantil da Academia Nacional de Ciências 1995 Fundação ISF (Fundação Internacional Soros) 1994 1º Prêmio da Olimpíada Química da URSS 1991 Quasicristós coloidais com simetria de difracção 12 vezes e 18 vezes Micelles são o exemplo mais simples de auto-montagem encontrado em natureza. Como muitos outros colóides, eles podem se auto-montar em solução aquosa para formar estruturas periódicas ordenadas. Até agora, essas estruturas exibiam simetrias cristalográficas clássicas. Aqui, relatamos que as micelas em solução podem se auto-montar em fases quasicristalinas. Observamos fases com simetria de difracção de 12 vezes e 18 vezes. Os quasicristas coloidais à base de água são sistemas fisicamente e quimicamente muito simples. As amostras de monodomainas macroscópicas de dimensão do centímetro podem ser facilmente preparadas. As transições de fase entre a fase fcc e as duas fases quasicristalinas podem ser facilmente seguidas in situ por experiências de difracção resolvidas no tempo. A descoberta de soluções coloidais quasicristalinas avança consideravelmente a compreensão teórica dos quasicrísticos, pois, para estes sistemas, a estabilidade dos estados quasicristalinos foi teoricamente prevista para a concentração e a faixa de temperatura, onde são observados experimentalmente. Também para o uso de quasicristos em materiais avançados, esta descoberta é de particular importância, pois abre a rota para materiais de faixas fotônicas quasicristalinas através de técnicas estabelecidas de auto-montagem coloidal à base de água. Micelles são o tipo mais simples de estrutura de auto-montagem encontrada na natureza. Eles são formados pela associação de moléculas anfifílicas em solução. Micelas são colóides ubíquos sendo utilizados na lavagem de detergentes, para a solubilização de produtos farmacêuticos, bem como para a preparação de materiais avançados (1). Acima das concentrações de cerca de 10, há uma transição ordenada de ordem, onde as micelas auto-se montam em estruturas cristalinas líquidas. No caso das micelas esféricas, os tipos de estrutura mais comuns são de simetria cúbica com grupos espaciais (fcc) ou (cúbico centrado no corpo). Estávamos investigando o comportamento da fase cristalina líquida das micelas poliméricas nesta área de concentração em maior detalhe. Para esta investigação, utilizamos micelas de copolímero de bloco que possuem um núcleo micelar bem definido contendo os blocos de polímero hidrófobos, rodeado por uma concha relativamente grande constituída pelos blocos de polímero hidrofílico. Como copolímeros em bloco utilizamos poli (isopreno-óxido de etileno), PI n-EPO m. Com diferentes graus de polimerização n e m dos respectivos blocos de polímero. Por orientação de cisalhamento usando placas de placa ou reâmeis de tipo Searle, podem ser preparadas grandes amostras de monodomainos de centímetro que permitem determinar a estrutura cristalina líquida usando dispersão de ângulo de ângulo pequeno (SAXS) e dispersão de neutrons de pequeno ângulo (SANS) (2). Ao investigar o comportamento de fase de PI 30 - PEO 120 micelas perto da transição ordenada com synchrotron SAXS e SANS, descobrimos fases com padrões de difracção de simetria de difração de 12- (Q12) e 18 vezes (Q18) (Fig. 1). Com concentração crescente, encontramos a uma temperatura de 20 C, uma seqüência de fases Disordered 13Q1218 Cubic (fcc). Na faixa de concentração entre 13 e 18, observamos a fase Q12 para ser estável a temperaturas intermediárias (15 e 20 C), a fase Q18 para ser estável a temperaturas mais baixas (10 C) e a fase fcc para ser estável em Temperaturas iguais e superiores a 25 C. Nas curvas de dispersão de amostras isotrópicas na faixa de concentração entre 1420 a 20 C, a transição de fase fcc Q12 é evidente apenas a partir da supressão da reflexão 110 e o desenvolvimento de um máximo fraco em q 0,45 nm -1 (veja a Fig. 2). Cada uma das curvas de dispersão na Fig. 2 foi medida em uma linha de luz de sincrotron (BW4, DESY) por exposições sucessivas de duração de 30 minutos (para verificar possíveis danos no feixe) usando um detector Pilatus 300-k. As medições em uma faixa de concentração mais ampla entre 1025 foram realizadas com menor resolução e são mostradas em SI Text. A partir das posições de pico e as posições das oscilações do fator de forma na curva de dispersão da fase fcc, calculamos uma dimensão de célula unitária de 52,2 nm e um raio do núcleo micelar de 8,1 nm. Padrões de difracção de SCH (S e S) SCH (A. B e C) e SANS (D e E) da fase fcc (A) e as fases quasicristalinas Q12 (B. D. E E) e Q18 (C). Os padrões SANS foram registrados em paralelo (D) e normal (E) para o eixo de rotação de 12 vezes. Os círculos e linhas indicam a posição das reflexões que são comparadas às posições calculadas para um quasicristal na Fig. 6. O vetor de dispersão Q é dado em nm -1, a intensidade é exibida em uma escala logarítmica. Os padrões de difração da fase dodecagonal (A e D), a fase fcc de multidominio de 30 rotação (B e E), a fase enneagonal (C) e a fase fcc de multidominio com rotação de 0 20 40 (F). A e C são calculados para a camada espacial recíproca h 1 h 2 h 3 h 4 0, D perpendicular a ele. As reflexões circundadas são observadas experimentalmente. As reflexões circundadas em branco ocorrem tanto para a estrutura quasicristalina como para a estrutura mista de fcc. As reflexões circundadas em amarelo ocorrem apenas para as estruturas quasicristalinas e são observadas experimentalmente. As reflexões para os quasicristas são indexadas com base em um conjunto de cinco vetores base recíprocos para a fase Q12 e em um conjunto de sete vetores base recíprocos para a fase Q18. Série de curvas de dispersão de raios-X de ângulo pequeno de sincrotrão para amostras isotrópicas em uma faixa de concentração entre 14 e 20. Com concentrações de 18 e 20, as posições de pico observadas estão de acordo com uma estrutura fcc (grupo espacial). As curvas de dispersão em concentrações mais baixas são caracterizadas por uma supressão da intensidade da reflexão 110 e o desenvolvimento de um pico a q 0,45 nm -1. Que para a estrutura dodecagonal corresponde à reflexão 20100. A Fig. 1 mostra os padrões de difracção de amostras orientadas ao cisalhamento para as fases Q12, Q18 e fcc. Para a fase Q12, observamos um padrão de difracção com simetria de 12 vezes (Fig. 1 B), para a fase Q18 com simetria de 18 vezes (Fig. 1 C). O padrão de difracção da fase fcc é caracterizado por uma simetria de difracção de 6 vezes com 220 reflexos pronunciados (Fig. 1 A). O padrão de difração total da fase Q12 medida com um detector de área maior é mostrado em texto SI. A fase Q12 também foi estudada por SANS, e o padrão de difração com a simetria característica de difracção de 12 vezes é mostrado na Fig. 1 D. Além disso, a difração na direção ortogonal foi determinada e é mostrada na Fig. 1 E. As fases Q12 e Q18 são estáveis ​​após o corte. Ao escanear com o feixe (20 40 m) através da amostra (30 mm de diâmetro), são encontrados os mesmos padrões de difracção. Reproduzimos os resultados por síntese de outros copolímeros de bloco com comprimentos de bloco semelhantes, isto é PI 30 - PEO 124 e PI 32 - PEO 120 que mostraram exatamente o mesmo comportamento. Para obter informações sobre as mudanças topológicas durante a transição de fase de fcc para a fase Q12 e Q18, realizamos experiências SAXS de microfoco sincrotron resolvidas no tempo. A amostra, uma solução de PI 30 - PEO 120 micelar a 15, foi arrefecida sob cisalhamento oscilatório para induzir transições de fase de um monodomínio fcc para o Q12 e a fase Q18. Os padrões de difração foram registrados em quadros de 10 s e são mostrados na Fig. 3. No início, observamos o padrão de difração característico da fase fcc com sua simetria de difracção de 6 vezes. São observadas as 220 reflexões fortes, mas também as 222 reflexões fracas. No segundo padrão de difração, medido após 10 s, um segundo conjunto de seis reflexos fortes (6 2) apareceu entre as seis 220 reflexões (6 1), indicadas pela seta. Isto indica a transição para a fase Q12. Após 40 s, a fase Q12 se desenvolveu completamente. Após 50 s, a transição para a fase Q18 começou indicada pela divisão das seis (6 1) reflexões (ver as setas na Fig. 3), que posteriormente se desenvolvem em dois picos separados por um ângulo azimutal de 20. A posição do Seis (6 2) reflexões permanecem inalteradas durante este rearranjo. Isso resulta no padrão de difracção da fase Q18 com sua simetria de difracção de 18 vezes. Durante as transições de fase, há um aumento significativo na dispersão direta devido às heterogeneidades das regiões bifásicas. Experiência SAXS de sincrotrômetro de microfoco com resolução de tempo que mostra a transição induzida por temperatura da fase fcc para as fases Q12 e Q18. Os padrões de difracção foram registrados em quadros de 10 s. A linha pontilhada indica que a escala de comprimento envolvida durante a transição de fase permanece constante. A transição para a fase Q12 prossegue pela aparência de um conjunto adicional de seis reflexões após 10 s e posteriormente na fase Q18 pela divisão em mais seis reflexões após 50 s, conforme indicado pelas setas. Os padrões observados de difracção proibidos cristalòmaticamente com simetria de difracção de 12 vezes e 18 vezes podem ser o resultado da formação de uma fase quasicristalina, mas também podem ser devidos à presença de uma estrutura de polidomaino fcc com gemas. As experiências resolvidas no tempo sugerem que a transição da fase fcc () para as fases Q12 e Q18 prossegue através de rearranjos de micelas nas (111) camadas da fase fcc. Tais rearranjos podem resultar em uma 30 rotação das (111) camadas. Para uma estrutura multidominante consistindo no mesmo número de camadas de 30 rotações e não rotas, isto daria origem a padrões de difracção com simetria de rotação 12 vezes na direção 111. Para ser consistente com a simetria do espelho do padrão de difracção observado na direção perpendicular (Fig. 1 E), domínios de camadas com empilhamento ABCA, bem como domínios com o correspondente empilhamento ACBA gemado devem estar presentes com a mesma probabilidade. Para calcular os padrões de difracção correspondentes, consideramos uma estrutura multidominante consistindo em seqüências (ABC) n (A B C) n (ACB) n (A C B) n de camadas que contêm características estruturais de números iguais de camadas nupcionadas com gemas e 30 rotas. Este empilhamento de camada é mostrado na Fig. 4 E. O subíndice n indica o número de repetições de camada e os primos indicam camadas de 30 rotações. Achamos que os padrões de difracção para n 2, paralelos e perpendiculares às camadas (111), são muito semelhantes aos padrões de difracção calculados para outras sequências de empilhamento. Embalagem micelar na fase fcc (A e D), em uma fase fcc de genciamento múltiplo com genciamento múltiplo (n 2) com simetria de 12 vezes (B e E), e em uma fase fcc com dois membros de domínio multidominio 0 20 40 (N 1) com simetria de 18 vezes (C e F). (Superior) Uma visão normal para as camadas micelares (Lower) uma vista perpendicular às camadas. Devido à simetria de seis vezes, o empilhamento de domínios alternados 0,30,0 é igual a um empilhamento de domínios gerados de 0,30,60, que seriam conceitualmente muito semelhantes à estrutura do limite de grão trançado smectic (TGB ) Fases. A fase TGB consiste em grãos smectic separados por limites de grãos torcidos. Se o ângulo entre as normais da camada em lajes adjacentes for um número racional P Q, então a fase TGB é quasicristalina (3). Para estas fases foram notificados padrões de difracção com simetria de até 18 vezes ou superior (4. 5). Embora essa semelhança estrutural sugira um possível mecanismo de estabilização para as camadas rotadas (111), observamos que, nas fases TGB, as camadas são giradas em torno de um eixo de rotação no plano, enquanto que para a fase fcc do multidomínio as pilhas da camada são giradas em torno de uma Eixo de rotação normal ao plano da camada (Fig. 4 B). Uma rotação no plano, tal como na fase TGB, daria origem a padrões de difracção que diferem consideravelmente dos padrões observados experimentalmente na Fig. 1. Considerações semelhantes podem ser feitas para a estrutura com simetria de difracção de 18 vezes. Aqui, pode-se propor uma estrutura fcc de vários domínios que consiste em números iguais de camadas gemadas, não rotas, de 20 rotações e de 40 rotações (111). Para ser específico, calculamos o padrão de difracção de uma sequência (ABC) n (A B C) n (A B C) n (ACB) n (A C B) n (A C B) n. Também neste caso, o subíndice n denota o número de repetições de camada, os primos indicam camadas de 20 rotações, e os primários duplos indicam camadas de 40 rotações. Por construção, esse padrão de difracção possui uma simetria de difracção de 18 vezes. A estrutura esquemática para n 1 é mostrada na Fig. 4 C e F. O padrão de difracção calculado para n 2 é mostrado na Fig. 6 F. Para comparação, construímos modelos para fases quasicristalinas de modo que seus padrões de difracção tenham simetria de rotação de 12 vezes e 18 vezes, com as posições das reflexões em boa concordância com os padrões de difracção observados experimentalmente na Fig. 1. Para proceder, observamos que A projeção das camadas (111) na direção 111 pode ser representada por um mosaico periódico de ladrilhos romboedricos com uma simetria de difracção de 6 vezes (Fig. 5 D). Nesta telha pode-se gerar tilhas não-periódicas com simetria de 9 vezes (enneagonal) (Fig. 5 G) e 12 vezes (dodecagonal) (Fig. 5 F). O fator de escala entre as bases das telhas de 6 vezes, 9 vezes e 12 vezes pode ser deduzido de suas estruturas médias periódicas hexagonais (PAS) (Fig. 5 E) para 1,485 e 0,536 (6). A estrutura da camada completa é então gerada pela decoração dos azulejos com micelas. As telhas e suas respectivas inclinações são mostradas na Fig. 5 F para 12 vezes, e na Fig. 5 G para a telha 9 vezes. Devido ao PAS comum, apenas são necessários pequenos rearranjos da posição das micelas para a transição da FCC para a estrutura dodecagonal e enneagonal (ver Fig. 5 B e C). A partir das coordenadas das micelas, os padrões de difração são calculados e são mostrados na Fig. 6. Representação esquemática de uma camada de micelas de polímero (A) com revestimento hexagonal, uma sobreposição que mostra a relação estrutural entre uma camada fcc (111) e as camadas correspondentes Dos quasicristos eneagonais e dodecagonais (B e C), um mosaico periódico e o azulejo que representa a projeção 111 da fase fcc (D), a telha e as telhas da fase dodecagonal Q12 (F) e a fase enneagonal Q18 (G ) E uma sobreposição que mostra a relação estrutural entre o cristal fcc e os quasicristos enneagonais e dodecagônicos com os respectivos PAS (E). As cores diferentes representam camadas diferentes. Observamos que os padrões de difração calculados do quasicristal dodecagonal exibem reflexos, marcados em amarelo na Fig. 6 A. Que não estão presentes no padrão de difracção da estrutura girada com 30 bits com fcc multidominio. A aparência dessas reflexões na fase dodecagonal está relacionada à perda do empilhamento ABC e seu plano de deslizamento após a transição para a fase Q12. Como essas reflexões são observadas experimentalmente, elas são uma forte indicação para a formação de uma fase quasicristalina. Além disso, a posição dos reflexos observados na direção perpendicular (Fig. 1 E) não pode ser reproduzida assumindo uma estrutura fcc, enquanto que o padrão de difração calculado da estrutura quasicristalina dodecagonal mostra um bom acordo, permitindo indexar cada uma das reflexões observadas . Além disso, o padrão de difracção calculado do quasicristal enneagonal exibe reflexões que não estão presentes no padrão de difracção da estrutura de rotação de 20- 40 com fadiga multidominais fcc. O aparecimento destas reflexões nos padrões de difracção medidos experimentalmente da fase Q18 são uma indicação forte adicional para a formação de uma fase quasicristalina. Uma peculiaridade dos padrões de difração de SAXS é uma supressão dos reflexos mais internos da fase Q12 e Q18, que está relacionada ao contraste de raios X do núcleo micelar e do invólucro em relação ao solvente. Isso é diferente para o contraste de neutrões, de modo que as reflexões sejam visíveis. Discussão A observação de reflexões adicionais e o acordo entre padrões de difracção calculados e observados paralelos e perpendiculares ao eixo de rotação n-forte sugerem fortemente a formação de estruturas quasicristalinas. Os padrões de difracção das fases lilotrópicas macias geralmente não mostram muitas reflexões de ordem superior devido a imperfeições estruturais. Por exemplo, há uma mancha horizontal considerável das reflexões de 1000 n e 2000 n observadas no padrão de difracção experimental na Fig. 1 E. O que indica que as micelas nos vértices da telha não estão exatamente localizadas no plano com as outras micelas. A grande largura e o pequeno número de reflexões limitam a informação estrutural disponível. Nós consideramos, em detalhes, estruturas alternativas plausíveis, como as fases do tipo TGB de múltiplos domínios, que dariam origem a padrões de difracção simétrica de 12 e 18 vezes, mas em todos os casos descobrimos que as estruturas quasicristalinas propostas proporcionam o melhor acordo com os padrões de difração observados . Não podemos excluir completamente a possibilidade de que uma estrutura ainda desconhecida com uma célula unitária muito grande, uma estrutura fcc () multidominante bastante complexa, até agora desconhecida, ou a coexistência de uma fase ainda desconhecida poderia explicar os padrões de difração observados. No entanto, até agora não temos indícios de sua existência, e todos os dados experimentais disponíveis podem ser bem explicados pela formação das estruturas quasicristalinas propostas. Os quasicristais foram descobertos há cerca de 25 anos (7. 8) e são mais comumente encontrados em ligas metálicas binárias e ternárias (9), e recentemente também em misturas binárias de nanopartículas (10). Eles também foram descobertos em materiais macios tais como dendrons de poliéter (11) e copolímeros de estrela de bloco (12. 13). Este relatório descreve quasicristals que são formados espontaneamente pela auto-montagem em soluções coloidais. Como são quasicristos de um componente à base de água, são sistemas fisicamente e quimicamente muito simples. Quasicristais com simetria de difracção de 18 vezes anteriormente não foram relatados para qualquer material. A existência de quasicrístalos coloidais foi teoricamente prevista para colóides com potenciais de interação suave (14). Prevê-se que sejam estáveis ​​a baixas temperaturas em uma variedade de concentrações entre o estado desordenado e cristais fechados de tipo fcc ou hcp, que está de acordo com nossas observações experimentais. A estabilidade foi atribuída a uma concorrência entre a eficiência da embalagem, favorecendo o cristal fcc ou hcp e a coordenação vizinha mais próxima, favorecendo a ordem quasicristalina. Lifshitz e Diamant (15) explicaram a estabilidade de quasicristos macios de um componente com a existência de duas escalas de comprimento natural juntamente com a presença de interações de três corpos. As micelas de copolímero de blocos exibem um potencial de interação suave, são caracteristicamente caracterizadas por duas escalas de comprimento, ou seja, as dimensões do núcleo micelar e a casca micelar (ver Fig. 5 A) e apresentam interpenetração de cadeias de polímero em conchas adjacentes, fazendo interações de três corpos significativo. Eles representam assim um sistema modelo ideal para desenvolver uma compreensão teórica da estrutura e estabilidade quasicristalina. A simetria incomum dos quasicristas foi explorada nos últimos anos para a fabricação de matrizes de faixas fotônicas (16. 17). Devido à sua alta simetria, as estruturas quasiperiódicas bidimensionais induzem e ampliam o espaço de fone fotônico, evitando que a luz dentro de uma faixa de comprimentos de onda se propague em qualquer direção. Para produzir quasicristos fotônicos, técnicas de litografia de feixe de elétrons elaboradas são atualmente usadas. Como quasicristos coloidais são à base de água, isso abre o caminho para usar rotas de química úmida auto-montagem coloidais estabelecidas para gerar quasicristas fotônicos (18). Materiais e Métodos Síntese de Polímeros e Preparação de Amostras. O PI-PEO foi sintetizado por polimerização aniónica sequencial de isopreno e óxido de etileno em THF (19). Para o presente estudo, três amostras foram sintetizadas e investigadas: PI 30 - PEO 125. PI 30 - PEO 120. E PI 32 - PEO 120. Onde os índices indicam os graus de polimerização. Os graus de polimerização e polidispersidades foram determinados por espectrometria de massa MALDI-TOF, cromatografia de exclusão por tamanho (clorofórmio) e RMN de 1H. As polidispersidades M w M n foram lt 1,08. As amostras foram preparadas dissolvendo diretamente os polímeros em água para as medidas de SAXS e em D 2 O para as medições de SANS. Dispersão de néctar de ângulo pequeno. Os experimentos foram realizados no instrumento D11 no Institut LaueLangevin. O comprimento de onda de nêutrons foi de 0,6 nm com 9. Os dados foram coletados com um detector de área preenchida com 3 He de tamanho total 96 cm 96 cm com uma resolução espacial 0,75 cm 0,75 cm por elemento de detecção. A distância da amostra para o detector foi de 5,0 m. A distância de colimação foi de 20,5 m, e uma fenda de 0,3 mm foi usada como abertura de amostra para maximizar o espaço real e a resolução do espaço recíproco. Os detalhes da instrumentação e redução de dados podem ser encontrados em outro lugar (20). A amostra (10 mL) foi preenchida em uma célula de cisalhamento de quartzo constituída por um copo exterior estacionário com controle de temperatura e um cilindro interno rotativo (geometria Searle) com um intervalo de 1,0 mm, configurado em um reômetro Bohlin CVO com controle de tensão. O estágio da amostra com o reômetro pode ser traduzido para capturar todas as posições do feixe da posição radial à tangencial e com o feixe de neutrons atingindo a amostra perpendicular em relação ao eixo de rotação. A célula de quartzo foi termostática a temperaturas de 15, 20, 25 e 30 C. As amostras foram orientadas por cisalhamento por cisalhamento oscilante em amplitudes de 0,51 e freqüências de 520 s -1. A estrutura e o estado orientacional das amostras orientadas para cisalhamento foram estáveis ​​no tempo após a cessação do cisalhamento. Dispersão de raio X de ângulo pequeno. Os experimentos de SAXS de Synchrotron foram realizados no BW4-beamline HASYLAB DESY. As linhas de luz foram equipadas com um detector CCD bidimensional (pesquisa MAR) ou com um detector Pilatus 100-k e operado a um comprimento de onda de 0,138 nm. A distância do detector de amostras variou entre 1,25 e 2,10 m para uma cobertura ótima da gama q, com um microbeam moderadamente focado de 20 m 40 m (vertical horizontal) de diâmetro (21). A configuração do ânodo rotativo consiste em um ânodo de Cu rotativo, um espelho Gbel e detectores de placa de imagem (Fuji) com uma distância de detector de amostra de 1,00 m. O diâmetro do feixe foi de 1,0 mm. A amostra foi orientada por cisalhamento usando um reômetro Linkam com geometria da placa e um intervalo de 0,3 mm usando cisalhamento oscilante em amplitudes de 0,51,0 e freqüências entre 520 s -1. Cálculo de padrões de difração. Os padrões de difração foram calculados a partir das coordenadas das micelas nos modelos de ladrilhos na Fig. 3C e D de acordo com tipicamente um número de N gt 1.000 micelas. 1 A quem a correspondência deve ser endereçada. E-mail: stephan. foerster uni-bayreuth. de. Contribuições de autor: S. Forster projetou pesquisas S. Fischer, A. E. e K. Z. Pesquisa realizada J. P. e P. L. Contribuiu com novas ferramentas analíticas de reagentes S. D. W. S. E S. Forster analisaram os dados e S. Forster escreveu o artigo. Os autores declaram não haver conflito de interesses. Este artigo é uma submissão direta PNAS.