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Eine Untersuchung der Abbaumechanismen in PVDF

Apr 21, 2023

Wissenschaftliche Berichte Band 12, Artikelnummer: 14399 (2022) Diesen Artikel zitieren

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Details zu den Metriken

Bei handelsüblichen Rückseitenfolien auf Basis von Polyvinylidenfluorid (PVDF) kann es zu vorzeitigen Ausfällen in Form von Rissen in der Außenschicht kommen. Ziel dieser Arbeit ist es, die Veränderungen der Materialeigenschaften, die zur Rissbildung führen, besser zu verstehen und geeignete beschleunigte Tests zu finden, um diese zu reproduzieren. Die PVDF-basierte Außenschicht der Rückseitenfolie kann eine andere Struktur und Zusammensetzung haben und wird oft mit einem Poly(methylmethacrylat) (PMMA)-Polymer gemischt. Mit sequenziellen (MAST) und kombinierten (C-AST) beschleunigten Belastungstests beobachteten wir einen Abbau von PMMA bei Alterung. In feldgealterten Proben aus Arizona und Indien, wo PVDF in seiner vorherrschenden α-Phase kristallisiert, stieg der Kristallinitätsgrad stark an. MAST- und C-AST-Protokolle waren bis zu einem gewissen Grad in der Lage, den Anstieg der Kristallinität zu reproduzieren, der bei PVDF nach ca. 7 Jahren im Feld beobachtet wurde, aber keine einzige Belastungstestbedingung (UV, feuchte Hitze, Temperaturwechsel) führte zu signifikanten Veränderungen in den Materialeigenschaften. Das hier verwendete MAST-Regime war zu extrem, um eine realistische Verschlechterung hervorzurufen, aber der Test war nützlich, um Schwächen der bestimmten untersuchten PVDF-basierten Außenschichtstruktur aufzudecken. Unter keiner Testbedingung wurde nach der Alterung eine übermäßige Bildung der β-Phase beobachtet; Das Vorhandensein der β-Phase wurde jedoch lokal durch Fourier-Transformations-Infrarotspektroskopie (FTIR) identifiziert. Wir kommen zu dem Schluss, dass sowohl MAST als auch C-AST relevante Tests zum Screening von Versagensmechanismen im Freien in PVDF-Rückseitenfolien sind, da sie erfolgreich eine Materialdegradation hervorrufen konnten, die zu Rissen führte.

Rückseitenfolien bilden die äußerste Schutzschicht auf der Rückseite der aktiven Komponenten von Standard-Photovoltaikmodulen (PV). Ein typischer Rückseitenfolientyp besteht aus einer undurchsichtigen, mehrschichtigen, laminierten Polymerfolie auf der Rückseite des Moduls. Eine dickere Kernschicht sorgt für isolierende Eigenschaften und mechanische Festigkeit. Dünnere Innen- und Außenschichten sind für eine gute Haftung an der Verkapselung und Beständigkeit gegenüber der Außenumgebung ausgelegt. Polyethylenterephthalat (PET) ist eine beliebte Wahl für die Kernschicht, und Fluorpolymere wie Polyvinylfluorid (PVF) und Polyvinylidenfluorid (PVDF) werden üblicherweise für die inneren/äußeren Unterschichtschichten verwendet. In dieser Arbeit konzentrieren wir uns auf die PVDF-basierte Rückseitenstruktur (dh Rückseitenfolien, die mindestens eine Schicht PVDF-Polymer enthalten). PVDF-basierte Rückseitenfolien machen derzeit etwa 50 % des Weltmarktanteils aus1. PVDF ist ein teilkristallines thermoplastisches Fluorpolymer, das aus kovalenten CH- und CF-Bindungen besteht. PVDF verfügt über eine hohe Reinheit, ausgezeichnete chemische Inertheit, mechanische Abriebfestigkeit und UV-Stabilität2,3. Hohe Elektronegativität und Dissoziationsenergie der CF-Bindung sorgen für eine gute thermische Stabilität des Polymers4. Wie bei vielen Polymeren üblich, kann PVDF unterschiedliche Molekülkettenkonformationen aufweisen, d. h. die Ausrichtung abwechselnder –CF2–- und –CH2–-Einheiten. Wenn CF-Dipole in die gleiche Richtung ausgerichtet sind (transplanare Zick-Zack-Konformation, TTTT), befindet sich das Polymer in seiner kristallinen PVDF-β-Phase. Im Fall einer antiparallelen C-F-Dipolpackung befindet sich das Polymer in seiner unpolaren α-Phase (TGTG'-Konformation)5,6,7. Die α- und β-Kettenkonformationen von PVDF sind in Abb. 1 schematisch dargestellt. Die α-Phase ist die häufigste Phase, da sie durch Kristallisation aus der Schmelze erhalten werden kann. Die β-Phase kann durch mechanische Verformung durch einachsiges oder zweiachsiges Ziehen der α-Phase unter 100 °C6 gebildet werden. Unter besonderen Bedingungen kann PVDF andere Polymorphe (γ, δ und ε) bilden, diese sind jedoch weniger häufig8.

Schematische Darstellung der Konformation der α- und β-Phasen-Molekülkette von PVDF.

Um unser Verständnis der Polymere in Rückseitenfolien noch weiter zu verkomplizieren, ist die PVDF-Außenschicht ein komplexes Material, das Pigmente und Additive enthält und typischerweise auch mit Acrylpolymeren gemischt wird [z. B. Poly(methylmethacrylat) (PMMA)]9,10, 11,12. Je nach Hersteller, Herstellungsverfahren und Zusammensetzung kann die Schicht unterschiedliche physikalische und mechanische Eigenschaften aufweisen. Es wurde festgestellt, dass PVDF-basierte Rückseitenfolien in eingesetzten PV-Modulen vorzeitig ausfallen. Ein Versagen wird hier als Rissbildung definiert. Risse in der Rückseitenfolie können nicht nur die Betriebsleistung des Moduls beeinträchtigen, da sie ein verstärktes Eindringen von Feuchtigkeit und Sauerstoff ermöglichen, sondern stellen auch eine elektrische Gefahr dar, da die Hochspannungskomponenten freigelegt werden. In einer kürzlich von DuPont durchgeführten Feldstudie waren 23 % der untersuchten PVDF-haltigen Module im neunten Jahr ihrer Inbetriebnahme defekt13. Entlang der Stromschienen bildeten sich Risse; Es wurde jedoch kein eindeutiger Zusammenhang mit einem bestimmten Klima gefunden.

Die Mechanismen hinter der beobachteten Feldrissbildung auf der PVDF-basierten Rückseitenfolie sind nicht vollständig geklärt. Einzelne Belastungstestbedingungen wie der Test bei 85 °C und 85 % relativer Luftfeuchtigkeit (RH), bei feuchter Hitze (DH), UV-Belastung und Temperaturwechsel (TC) führen zu einer Materialverschlechterung, konnten die beobachteten Fehler jedoch nicht reproduzieren im Feld. Dies ist wahrscheinlich auf fehlende Synergieeffekte zurückzuführen14,15,16. In den letzten Jahren wurden ausgefeiltere Testprotokolle entwickelt, um einige der Komplexitäten von Außenumgebungen zu berücksichtigen. Der Module Accelerated Stress Test (MAST) von DuPont wendet nacheinander DH, UV und TC an. Es wurde gezeigt, dass ein MAST-Zyklus in einigen Rückseitenfolien auf PVDF-Basis offensichtliche Mikrorisse in Maschinenrichtung (d. h. der Richtung parallel zur Extrusion, mit in Längsrichtung ausgerichteten Polymerketten) hervorruft15. Allerdings wurden verschiedene Arten der Rissbildung beobachtet, als die MAST-Sequenz durch Weglassen der UV-Bestrahlung modifiziert wurde, wobei sich ein einzelner Riss in der Nähe des Anschlusskastens bildete17. Der am NREL entwickelte kombinierte beschleunigte Stresstest (C-AST) reproduzierte erfolgreich Feldausfälle in kommerziellen Rückseitenfolien, einschließlich PVDF18,19. In den frühen Entwicklungsstadien kombinierte C-AST „tropische“ und „mehrsaisonale“ Protokolle, um verschiedene Klimazonen zu simulieren. Risse traten auf der PVDF-basierten Unterschicht über nach außen gerichteten topografischen Merkmalen auf, als auf eine lange tropische Sequenz nur eine Woche der „Wüsten“-Testsequenz im mehrsaisonalen Protokoll folgte. Der Wüstenzustand führt zu mechanischer Belastung und TC bei niedriger relativer Luftfeuchtigkeit. Bei weiterer Alterung in der Wüstensequenz breiten sich Risse schnell über die gesamte Rückseitenfolie aus19.

Um zu verstehen, wie sich Risse in gealterten Rückseitenfolien auf PVDF-Basis bildeten, haben Moffitt et al. untersuchten mikrostrukturelle Veränderungen in der Außenfläche der PVDF/PMMA-Rückseite mittels Rasterkraftmikroskopie (AFM) und Rasterelektronenmikroskopie (REM). Beim Altern wurden durch den Verlust von PMMA- und TiO2-Partikeln Grübchen und Hohlräume beobachtet. Durch mechanisches Strecken des gealterten Polymers entstanden durch die Verbindung dieser Grübchen Mikrorisse. Darüber hinaus wurde eine andere Polymerordnung in der Nähe der Rissspitze beobachtet, was auf eine mögliche lokale Phasenänderung aufgrund der höheren Spannung schließen lässt20. Ziel dieser Arbeit ist es, die Mechanismen hinter dem PVDF-Versagen in Bezug auf die angewandten Testbedingungen zu verstehen. Untersucht werden Materialeigenschaften, einschließlich chemischer Zusammensetzung, Kristallinitätsgrad und Phasenbildung. PVDF-basierte Rückseitenfolien, die einzelnen Belastungs-, sequentiellen und kombinierten Beschleunigungstests unterzogen wurden, werden mit fehlgeschlagenen PVDF-basierten Rückseitenfolien aus zwei verschiedenen Klimazonen verglichen.

Wir haben verschiedene Belastungstestbedingungen auf PVDF-basierte Rückseitenfolien angewendet, die in Silizium-PV-Module mit Poly(ethylen-co-vinylacetat) (EVA)-Einkapselung oder als Verbundglas/EVA/Rückseitenfolien-Coupons integriert wurden. Die Einzelbelastungstestbedingungen umfassten 2000 Stunden DH mit einer Kammertemperatur von 85 °C und 85 % relativer Luftfeuchtigkeit gemäß IEC 61215-2-Testprotokoll21; 1500 h UV-Belichtung (65 W/m2 bei 340 nm, Kammertemperatur 60 °C); und 200 thermische Zyklen (TCs) zwischen −40 und 85 °C21. Beim sequentiellen Stresstest (MAST) wurde nacheinander Folgendes angewendet: (1) 1000 Stunden DH (85 °C/85 % relative Luftfeuchtigkeit), (2) 1000 Stunden UV-A (65 W/m2 zwischen 300 und 400 nm bei 70 °C Black-Panel-Temperatur), (3) drei Runden von Folgendem: 200 TCs (− 40 bis 85 °C), gefolgt von 1000 Stunden UV-A15. Die C-AST-Alterung bestand aus zwei Protokollen: einem tropischen Protokoll, das DH, UV, Feuchtigkeitseinfrieren, mechanische Belastung, Systemspannung und Regenspray kombiniert, um heißes und feuchtes Klima zu simulieren, und ein mehrsaisonales Protokoll mit niedriger Luftfeuchtigkeit, TC und mechanischer Belastung Last, um kontinentales Klima zu simulieren. Einzelheiten zu den Testbedingungen der C-AST-Protokolle finden Sie an anderer Stelle19. Eine zusammenfassende Tabelle aller angewendeten beschleunigten Stresstestbedingungen finden Sie in der Ergänzungstabelle S1 in den Zusatzinformationen (SI). Rückseitenfolien der Feldmodule wurden 7 Jahre lang (7 Jahre AZ) einem trockenen Klima in Arizona, USA, und 7,5 Jahre lang (7,5 Jahre Indien) einem heißen, halbtrockenen Klima mit saisonaler Abkühlung in Westindien ausgesetzt.

In dieser Studie wurden zwei Arten von undurchsichtigen (weiß pigmentierten) Rückseitenschichten auf PVDF-Basis verwendet. Eine einschichtige PVDF/PMMA-Mischung mit einer Dicke von 25 μm (PVDF-A) wurde unter Einzelbelastungstestbedingungen, MAST und C-AST-Alterung verwendet. In den Feldmodulen, MAST und Einzelbelastungstests wurde eine coextrudierte dreischichtige Struktur aus PVDF|(PVDF/PMMA)|PVDF mit einer Gesamtdicke von 25 μm (PVDF-B) verwendet. Aufgrund des begrenzten Kammerraums und des verfügbaren Testplans wurde nur die PVDF-A-Rückseite mit C-AST getestet. Nach den besten Informationen und Diagnosen in dieser Studie wird davon ausgegangen, dass das dreischichtige PVDF-B in der Referenzprobe die gleiche Struktur, Zusammensetzung und das gleiche Verfahren aufweist wie in den vor Ort gealterten Proben, allerdings mit einer Änderung in der Verarbeitung Das PVDF-B kann nicht absolut ausgeschlossen werden. Tabelle 1 fasst die Probentypen und angewandten Stresstestbedingungen zusammen.

Die in dieser Studie untersuchten PVDF-basierten Rückseitenfolien wurden aus PV-Modulen (Feldmodule), Minimodulen (C-AST und MAST) und laminierten Coupons (Einzelbelastungstests und ungealtert) extrahiert. Von den Modulen wurden Rückseitenfolien abgeschnitten und anschließend wurde die Außenschicht auf PVDF-Basis vom PET-Kern getrennt, indem die Rückseitenfolien in Aceton getaucht wurden, um den Zwischenschichtklebstoff aufzulösen. Dieser Ansatz wurde zuvor ohne Anzeichen einer Schädigung der Polymere angewendet22,23. Für die Materialcharakterisierung wurde nur die PVDF-basierte Außenschicht (Typ A und B) verwendet, um sich auf die PVDF-Materialdegradation zu konzentrieren. Als Referenz wurde eine ungealterte Schicht auf PVDF-Basis aus einem Probestück aus Verbundglas, EVA und Rückseitenfolie zusammen mit den belasteten Proben charakterisiert.

Die PVDF-basierten äußeren Rückseitenschichten wurden analysiert, um Veränderungen der physikalischen, chemischen und strukturellen Eigenschaften nach verschiedenen Belastungstests festzustellen. Alle Proben in Tabelle 1 wurden mit den drei hier beschriebenen Techniken charakterisiert. Die Differentialscanningkalorimetrie (DSC) wurde mit einem TA Instruments Q2000 durchgeführt, das mit einer RCS90-Kühleinheit ausgestattet war, um thermische Polymerübergänge zwischen –90 und 250 °C zu erfassen. Kreisförmige Rückseitenfolienproben von etwa 6 mg wurden in einer nicht hermetischen Aluminiumpfanne gekräuselt und einem Wärme-Kühl-Wärme-Zyklus unter fließendem Stickstoff mit einer Geschwindigkeit von 50 ml/min und einer Heiz-/Kühlrate von 10 °C/min unterzogen . Fourier-Transformations-Infrarotspektren (FTIR) im abgeschwächten Totalreflexionsmodus (ATR) wurden mit einem Bruker Alpha II mit einem Platin-ATR-Aufsatz und einem Diamantkristall gesammelt. Für jede Messung wurden 75 Scans mit einer Messauflösung von 2 cm−1 durchgeführt. Die Spektren wurden auf die C-F-Streckschwingungsbande bei 1180 cm−1 normiert, die sowohl für die α- als auch für die β-PVDF-Phase gilt. Es ist nicht zu erwarten, dass sich die CF-Bindung mit zunehmendem Alter ändert. Weitwinkel-Röntgenstreuungsdiffraktogramme (WAXS) wurden an der Strahllinie 11-3 der Stanford Synchrotron Radiation Lightsource am SLAC National Accelerator Laboratory aufgenommen. Rechteckige Rückseitenfolienproben wurden in Transmissionsgeometrie 30 s lang einem Röntgenstrahl mit einer Energie von 12,7 keV (0,9744 Å) bei einem Proben-Detektor-Abstand von 200 mm (CCD-Flächendetektor Rayonix MX225) ausgesetzt. Die Daten wurden mit einem Lanthanhexaborid (LaB6)-Standard kalibriert und mit dem GSAS-II-Softwarepaket24 analysiert. 1-D-Beugungsmuster als Funktion des Streuvektors \(Q=\frac{4\pi }{\lambda }\mathrm{sin}(\frac{2\theta }{2})\) wurden durch Integration von 2 erhalten -D Streudaten. Das Multi-Peak-Anpassungspaket von Igor Pro (WaveMetrics Inc.) wurde verwendet, um WAXS- und FTIR-Spektren zur Anpassung von Gaußschen Peaks zu entfalten. Für jede Probe wurde ein einzelnes Spektrum angepasst und der Anpassungsalgorithmus schätzt einen Fehler der Anpassung. Aufgrund der Herausforderung, den komplexen Hintergrund in die WAXS-Daten einzupassen, wurden die Amplituden der Peaks, die den α- und β-Phasen entsprechen, anstelle der Peakflächen verglichen.

Wie bereits erwähnt, sind Rückseitenpolymere nicht monolithisch, sondern vielmehr Verbundstoffe aus verschiedenen Polymeren und Additiven. Um Kosten zu senken und die Haftungseigenschaften zu verbessern, wird PVDF häufig mit einem amorphen Acrylpolymer, PMMA, gemischt. PMMA verfügt über gute Isoliereigenschaften, chemische Beständigkeit, hohe Steifigkeit und gute Mischbarkeit mit PVDF3,25. Der typische PMMA-Gehalt beträgt 20–40 Gew.-%; Das genaue Verhältnis von PVDF zu PMMA sowie der Zusatzstoffgehalt von kommerziellem PVDF sind jedoch häufig geschützt. In dieser Studie wird die Degradation von zwei verschiedenen PVDF-basierten Rückseitenschichten untersucht. Ein Typ enthält PMMA auf der der Witterung ausgesetzten Oberfläche (PVDF-A), während der andere Typ eine Schichtstruktur ohne PMMA an der Oberfläche aufweist (PVDF-B). FTIR ist eine oberflächenempfindliche Technik, die die Erkennung chemischer Veränderungen in den äußersten 2 μm der freiliegenden Oberfläche der Rückseitenfolie ermöglicht. Im Gegensatz zu Additiven lässt sich PMMA leicht von den PVDF-FTIR-Spektren durch das Vorhandensein des Carbonyl-Peaks (C=O) bei 1730 cm−1 unterscheiden. Änderungen der Peakintensität können auf eine Verschlechterung im Zusammenhang mit der PMMA-Komponente in der Rückseitenfolie hinweisen.

Abbildung 2 zeigt die FTIR-Spektren des einschichtigen PVDF-A an der ungealterten Probe und nach den Belastungstests. Die FTIR-Spektren enthalten scharfe Peaks, die überwiegend der α-PVDF-Kristallphase und dem Carbonylpeak des PMMA in der Mischung entsprechen26. Die Intensität des PMMA-Peaks war nach der C-AST-Alterung stark reduziert und nach der MAST-Behandlung verschwand der Peak nahezu. Dies weist auf eine PMMA-Verarmung auf der freiliegenden Oberfläche der Rückseitenfolie hin. PVDF ist für seine hohe UV-Beständigkeit bekannt, obwohl Gu et al. zeigten, dass UV-Einwirkung zu einer Zersetzung von Acryl führen kann, was zu einem Massenverlust in Form gasförmiger Produkte führt27. Miller et al. zeigten, dass PMMA anfällig für Kettenspaltungen durch UV-Strahlung und/oder erhöhte Temperaturen ist, und beobachteten die Bildung von Poren und Rissen im Zusammenhang mit dem Massenverlust an der lokalen Spaltstelle28. Nach keiner der Einzelbelastungstestbedingungen wurde eine Verringerung des PMMA-Carbonylpeaks beobachtet, was darauf hindeutet, dass die aufeinanderfolgenden und kombinierten beschleunigten Tests einen größeren Einfluss auf die Stabilität der PVDF-A-Mischung hatten. Durch FTIR kann in der Rückseitenfolie vom Typ PVDF-B kein PMMA nachgewiesen werden, da die äußerste PVDF-Schicht dicker ist als die Eindringtiefe der Messung (siehe ergänzende Abbildung S1 in der SI). Da PVDF-B coextrudiert wird, kann die PVDF/PMMA-Kernschicht nicht direkt extrahiert und analysiert werden.

Normalisierte FTIR-Spektren der der Witterung ausgesetzten Oberfläche des einschichtigen PVDF-A. Markierte Peaks sind spezifisch für das PMMA-Polymer und die β-PVDF-Phase; Andere scharfe, unbeschriftete Peaks stammen von PVDF-Peaks, die allen Phasen gemeinsam sind oder ausschließlich für α-PVDF gelten. Der Einschub rechts zeigt das Detail im Bereich von 900–750 cm−1, das den zweiten β-PVDF-FTIR-Peak enthält.

Es wurde bereits gezeigt, dass eine Variation des PMMA-Gehalts im Vergleich zu PVDF aufgrund eines thermodynamischen Effekts, der in einer kristallin-amorphen Polymermischung entsteht, zu Veränderungen des Kristallinitätsgrads, der kristallinen Phase sowie der Schmelz- und Kristallisationstemperatur des Polymers führt10,25. Hier wird DSC verwendet, um Änderungen in der Kristallinität und Übergangstemperaturen der PVDF-basierten Rückseitenschicht zu bewerten. Im Gegensatz zu FTIR ist DSC nicht oberflächenempfindlich; es spiegelt Änderungen über die gesamte Dicke der PVDF-basierten Schicht wider.

Abbildung 3 zeigt DSC-Thermogramme von Heiz- und Kühlzyklen für PVDF-A. Der erste DSC-Erwärmungszyklus wurde verwendet, um physikalische Veränderungen beim Altern zu bewerten, wie z. B. den Kristallinitätsgrad und die Kristallperfektion. In PVDF-A wurde der Hauptschmelzpeak bei allen Testbedingungen bei 167 °C gefunden. Der Kristallinitätsgrad wurde durch Integration des Schmelzpeaks zwischen 100 und 180 °C unter Verwendung einer linearen Basislinie ermittelt, wie im folgenden Abschnitt erläutert, und die Werte sind in der Ergänzungstabelle S2 im SI zusammengefasst. Hier ist das PMMA amorph und trägt nicht zur Schmelzwärme bei, daher sind die qualitativen Veränderungen in DSC-Thermogrammen repräsentativ für das teilkristalline PVDF. Der PMMA-Gehalt beeinflusst jedoch den angegebenen Kristallinitätsgrad, da er zum Gesamtgewicht der Probe beiträgt. Bei allen Testbedingungen mit Ausnahme von C-AST wurden vernachlässigbare Veränderungen der Kristallinität in PVDF-A beobachtet, danach wurde ein kleiner Anstieg gemessen. Zuvor wurde über einen Anstieg der Kristallinität nach DH aufgrund der PVDF-Nachkristallisation während des Temperns bei Kammertemperaturen oberhalb des Polymerglasübergangs berichtet23,29.

DSC-Thermogramme von einschichtigem PVDF-A: (a) erster Heizzyklus und (b) Abkühlzyklus. Zur besseren Unterscheidung der Experimente sind die Kurven in (a) vertikal versetzt.

Die Kettenspaltungsreaktionen, die zum PMMA-Verlust führten, werden im DSC-Kühlzyklus nachgewiesen. Insbesondere verschob sich der Kristallisationspeak zu höheren Temperaturen – um 10 °C für MAST, 1,5 °C für C-AST und um weniger als 0,3 °C für alle Einzelstresstestbedingungen. Ähnliche DSC-Peakverschiebungen wurden zuvor bei unterschiedlichen PVDF/PMMA-Verhältnissen beobachtet25. Aufgrund des vermuteten Massenverlusts durch PMMA-Verarmung liefert die DSC keine schlüssigen Aussagen zu den Veränderungen der Kristallinität nach der MAST-Alterung. WAXS-Diffraktogramme eignen sich zur qualitativen Beurteilung von Kristallinitätsänderungen. WAXS von PVDF-A (ergänzende Abbildung S2 im SI) bestätigt ein erhöhtes Wachstum des α-PVDF in der (020)-Ebene nach der MAST-Sequenz. Ergänzende Abbildung S2 zeigt, dass sich nach MAST die bevorzugte Ausrichtung der Rückseitenfolie von der (110)-Ebene zur (020)-Ebene des α-PVDF änderte, was bei keiner anderen Probe beobachtet wurde. Wir gehen davon aus, dass das Tempern des Polymers während der Hochtemperatur-MAST-Testsequenzen zusammen mit chemischen Schäden, einschließlich Kettenspaltung und PMMA-Verarmung, die durch DSC und FTIR nachgewiesen wurden, zu Bedingungen führte, die die PVDF-Ausrichtung entlang der (020)-Kristallebene statt entlang der (110)-Ebene begünstigten . Alle Bedingungen des Einzelbelastungstests zeigen vernachlässigbare Veränderungen in den DSC-Thermogrammen, was auf minimale physikalische oder dauerhafte chemische Schäden an der Rückseitenfolie hinweist.

Mechanische Eigenschaften werden leicht durch Polymereigenschaften wie Kristallinität, Morphologie und Struktur beeinflusst. PMMA hat im Vergleich zu PVDF3 einen höheren Elastizitätsmodul, und der Verlust von PMMA, das Brechen der Polymerkette und die Zunahme der Kristallinität während der MAST- und C-AST-Alterung verringerten wahrscheinlich die kritische Dehnung bis zum Bruch der Außenschicht der Unterschicht. Dies steht im Einklang mit der Beobachtung der Rissbildung in Maschinenrichtung auf PVDF-A nach MAST- und C-AST-Protokollen nach dem Verlust von PMMA15,19, jedoch nicht nach einer der Einzelbelastungstestbedingungen, bei denen der PMMA-Gehalt erhalten blieb .

Das dreischichtige PVDF-B hat eine dünne Schicht (~ 5 μm) PVDF auf der Oberfläche, die die PVDF/PMMA-Mischung vor direkter Einwirkung schützt, da PVDF eine ausgezeichnete UV- und Wärmebeständigkeit aufweist2. Abbildung 4 zeigt DSC der ersten Heiz- und Kühlzyklen des PVDF-B. Der ungealterte Film zeigt zwei deutliche PVDF-Schmelzpeaks, wobei der Hauptpeak bei 162 °C und ein zweiter Peak mit geringerer Intensität bei 167 °C liegt. Der Abkühlzyklus zeigt auch das Vorhandensein zweier deutlicher Kristallisationspeaks bei 133 °C und 143,5 °C. Diese beiden Peaks werden dem Schmelzen und Kristallisieren der beiden unterschiedlichen Schichten zugeschrieben, der PVDF/PMMA-Kernmischung (Tm = 162 °C, Tc = 133 °C) und der äußeren/inneren PVDF-Mischung (Tm = 167 °C, Tc =). 143,5 °C), wobei Tm und Tc Schmelz- bzw. Kristallisationstemperaturen sind. Die Integration der Fläche unter den Schmelz- und Kristallisationspeaks bestimmt die Schmelzenthalpie (ΔHm) und Kristallisationsenthalpie (ΔHc) von PVDF-B. Die Schmelzenthalpie wird verwendet, um den Kristallinitätsgrad (χC) der Polymermischung unter Verwendung von Gleichung zu berechnen. (1), wobei \(\Delta {H}_{m}^{0}\) die theoretische Schmelzenthalpie von 100 % kristallinem PVDF-Polymer ist, 104,7 J/g30.

DSC-Thermogramme von dreischichtigem PVDF-B: (a) erste Heiz- und (b) Abkühlzyklen im Vergleich zu Einzel- (DH, UV, TC), sequenzieller (MAST) und Außenbewitterung mit der ungealterten Rückseitenfolienprobe. Die Pfeile zeigen die Beiträge der einzelnen PVDF-B-Schichten an. Zur besseren Unterscheidung der Experimente sind die Kurven in (a) vertikal versetzt.

Tabelle 2 fasst die Werte der Temperaturübergänge und Enthalpien zusammen, die aus den ersten DSC-Heiz- und Kühlzyklen extrahiert wurden, sowie die berechneten Kristallinitätsgrade für die verschiedenen Testbedingungen. Ab dem Abkühlzyklus wurden bei Einzelstresstestbedingungen geringfügige Verschiebungen (< 1 °C) beider Kristallisationspeaks zu höheren Temperaturen beobachtet. Darüber hinaus wurden nur geringe Änderungen des Kristallinitätsgrades gemessen, und diese Änderungen könnten teilweise auf Unsicherheiten in den Mess- oder Integrationsgrenzen zurückzuführen sein. Unter den Einzelbelastungstestbedingungen verursachte DH den signifikantesten Anstieg der Kristallinität, was mit früheren Studien übereinstimmt und darauf hindeutet, dass dieser Test möglicherweise nicht für die Replikation des feldrelevanten Abbaus geeignet ist29. Bei diesen Einzelbelastungstests gab es nach Alterung keine Hinweise auf Risse in der Rückseitenschicht. Es wurde jedoch keine mechanische Belastung ausgeübt. PVDF-B-Rückseitenfolien rissen im MAST und im Feld15,31. Darüber hinaus war das MAST-gealterte PVDF-B extrem spröde und zersprang bei Berührung. Ähnlich wie bei MAST-gealtertem PVDF-A verschob sich der PVDF/PMMA-Kristallisationspeak in PVDF-B nach MAST um 7,5 °C zu höheren Temperaturen, was auf eine Erschöpfung des PMMA-Polymers hinweist. Die PMMA-Verarmung erfolgte trotz der Tatsache, dass die PVDF/PMMA-Schicht durch eine ungemischte PVDF-Schicht geschützt war und daher nicht direkt der Kammerumgebung ausgesetzt war. Bei den eingesetzten Rückseitenfolien war ebenfalls eine PMMA-Verarmung erkennbar, jedoch in geringerem Ausmaß als bei MAST (Kristallisationspeakverschiebungen von 2,7 °C bzw. 3,3 °C wurden für Indien und Arizona beobachtet).

Der Kristallinitätsgrad stieg bei der in Arizona gealterten Probe im Vergleich zu MAST um fast das Doppelte. Wie oben erwähnt, berücksichtigen die angegebenen Werte jedoch nicht den Massenverlust von PMMA (oder PVDF), der sich auf den Grad der Kristallinität auswirken würde, da beide zum Gesamtgewicht der Probe beitragen, aber nur PVDF kristallin ist. Dies könnte zu einer Unter-/Überschätzung des Kristallinitätsgrads geführt haben, insbesondere bei der MAST-gealterten Probe, bei der die deutlichsten DSC-Peakverschiebungen und Intensitätsänderungen auftraten, was auf einen Acrylverlust oder eine Erosion der Außenschicht schließen lässt. Entsprechende WAXS-Daten (Abb. 5) werden im folgenden Abschnitt ausführlicher besprochen, aber die relativen Peakintensitäten zeigen den größten Anstieg der Kristallinität für das Feld-PVDF-B aus Indien, gefolgt von MAST, Arizona bzw. DH. UV zeigte keine Veränderung und TC zeigte eine leichte Verringerung der Kristallinität der PVDF-α-Phase.

WAXS-Diffraktogramme identifizieren Kristallebenen, die den α- und β-Phasen von PVDF und dem TiO2-Pigment in PVDF-B entsprechen, das unter verschiedenen Testbedingungen gealtert wurde. Der Einschub rechts zeigt die Details der Peaks, die den (110)α- und (110)β-Kristallphasen entsprechen, verglichen in Tabelle 4.

Der Anstieg der Kristallinität in Feldproben ist auf die Kristallisation der PVDF-α-Phase zurückzuführen (Abb. 5), hauptsächlich aus der ungemischten PVDF-Außenschicht von PVDF-B, wie durch die Zunahme der entsprechenden Peaks im DSC angezeigt (Abb. 4). Dieser Anstieg ist bei der MAST-gealterten Probe weniger auffällig und kann ein Hinweis auf Oberflächenerosion sein. Die Verschiebungen des PVDF-Kristallisationspeaks zu höheren Temperaturen sind nach UV und DH (um 0,4 °C) und MAST (um 1,1 °C) zu beobachten. Dies deutet auf einen geringfügigen Abbau des äußeren PVDF durch Kettenspaltungsreaktionen hin. Andererseits verschob sich der PVDF-Kristallisationspeak für die Rückseitenfolien aus Indien und Arizona um −0,5 bzw. −1,1 °C. Diese negative Verschiebung kann mit einer Reihe von Faktoren zusammenhängen, darunter Phasenumwandlung, morphologische Veränderungen, Additivverarmung oder Vernetzung. Diese Ergebnisse unterstreichen, dass die Komplexität der Außenumgebung selbst mit beschleunigten Tests mit mehreren Belastungen äußerst schwer zu reproduzieren ist.

Um Änderungen in der Kristallinität der Rückseitenfolie nach C-AST-Alterung zu bewerten, ist DSC von C-AST-gealtertem PVDF-A in der ergänzenden Abbildung S3a im SI dargestellt. Tabelle 3 fasst die Änderungen der DSC-Parameter für PVDF-A unter C-AST im Vergleich zu MAST zusammen (im vorherigen Abschnitt besprochen). Nach dreimonatiger C-AST-Alterung traten Risse in Maschinenrichtung über nach außen gerichteten topografischen Merkmalen auf. Mit weiterer C-AST-Alterung breiteten sich Risse schnell über die gesamte Rückseitenfolie aus. Die Eigenschaften der Rückseitenfolie wurden nach 3 und 6 Monaten analysiert. Der DSC-Kristallisationspeak verschob sich nach 3 Monaten um 1,5 °C zu höheren Temperaturen und nach weiteren 3 Monaten Bewitterung um weitere 0,2 °C. Der Kristallinitätsgrad stieg nach 3 Monaten um 17 %; Allerdings wurde nach 6 Monaten ein leichter Rückgang beobachtet (8 % Anstieg im Vergleich zu nicht gealterten Produkten). Ähnlich wie bei MAST kann dieser Wert durch PMMA-Verarmung und Oberflächenerosion beeinflusst werden, wenn diese während der weiteren Alterung stattfanden und anhielten. Ergänzende Abbildung S3b im SI zeigt FTIR-Spektren von der Oberfläche von C-AST-gealterten Rückseitenfolien nach 3 und 6 Monaten. Der PMMA-Carbonyl-Peak bei 1730 cm-1 war nach 3-monatiger Alterung nur minimal reduziert; Eine weitere Alterung schien jedoch die PMMA-Verarmung aus der einschichtigen PVDF-PMMA-Mischung zu fördern. Die minimale Verschiebung des DSC-Kristallisationspeaks (0,2 °C) zwischen 3 und 6 Monaten C-AST deutet auf eine PMMA-Abreicherung hauptsächlich an der Oberfläche der Rückseitenfolie hin.

Obwohl eine PMMA-Verarmung aus der Rückseitenschicht unerwünscht ist, da sie mikroskopisch kleine Poren und Hohlräume hinterlassen kann, die eine Rissbildung auslösen könnten28, ist der in Feldproben sowie nach MAST und C-AST beobachtete Anstieg der Kristallinität wahrscheinlich der Hauptgrund für Risse in der Rückseitenschicht. Obwohl in dieser Arbeit keine mechanischen Tests durchgeführt wurden, wurde in mehreren Studien eine Versprödung des PVDF-Materials nach DH durch Nachkristallisation beobachtet, wodurch die Proben nicht mehr messbar waren23,29. Eine Zunahme der Kristallinität wurde mit einer Abnahme der Reißenergie und der Zugeigenschaften durch Polymerversprödung in hochdichtem Polyethylen (HDPE) und PET, die in Rückseitenfolien verwendet werden, in Zusammenhang gebracht32,33. Darüber hinaus wurde die kristalline Phasenumwandlung von PVDF von α zu β als potenzieller Faktor für Risse in der Rückseitenfolie identifiziert, da sie auch zu Veränderungen der mechanischen Eigenschaften führen kann16,34.

In Bezug auf die ausgeübte Belastung schienen weder die Bedingungen des Einzelbelastungstests noch das MAST-Protokoll die Auswirkungen der natürlichen Umgebung auf Rückseitenfolien auf PVDF-Basis genau nachzubilden. Einerseits reichten Einzelbelastungstestbedingungen wie DH, UV und TC allein nicht aus, um den chemischen Abbau und/oder die Erhöhung der Kristallinität hervorzurufen, die zur Rissbildung und zum Versagen der Rückseitenfolie führen würden. Andererseits erzeugte MAST zwar Risse auf PVDF-basierten Rückseitenfolien, die hier angewandte Testsequenz war jedoch möglicherweise zu hart und verursachte eine übermäßige Verschlechterung. Obwohl der hier verwendete MAST-Test extrem ist, ermöglicht er die Identifizierung von Schwachstellen in PVDF-basierten Rückseitenfolien, die bei Einzelbelastungstestbedingungen übersehen werden. Obwohl C-AST nicht direkt mit den Outdoor-Daten verglichen werden kann, gelang es den C-AST-Protokollen, Veränderungen in den Materialeigenschaften herbeizuführen (z. B. Erhöhung der Kristallinität, PMMA-Abbau), die zur Rissbildung führten, ohne so extrem zu sein wie MAST.

Obwohl die PVDF-α-Phase die am häufigsten vorkommende Phase in Rückseitenfolien auf PVDF-Basis ist, kann PVDF unter angelegter Spannung eine strukturelle Phasenumwandlung durchlaufen. Die Umwandlung der α- in die β-Phase kann durch mechanische Verformung (Streckung) der α-Phase erfolgen. Der genaue Ort der Bildung der β-Phase, ihre Auswirkungen auf die Materialeigenschaften und ihr Zusammenhang mit der Rissbildung auf der Rückseite sind Gegenstand laufender Forschung. Die beiden Hauptphasen α und β können durch WAXS und FTIR anhand der Position ihrer charakteristischen Streupeaks bzw. Schwingungsbänder unterschieden werden26,35. WAXS-Diffraktogramme von PVDF-B (Abb. 5) zeigen das Vorhandensein scharfer Peaks, die der PVDF-α-Phase bei Q = 1,27 Å−1 (100), 1,31 Å−1 (020), 1,42 Å−1 (110) entsprechen. und 1,88 Å−1 (021). Der Peak bei Q = 1,94 Å−1 entspricht TiO2-Pigment. Die bei Q = 1,47 Å−1 vorhandene Schulter kann als Spiegelung der (110)-β-Phase35 identifiziert werden. Wie bereits erwähnt, ist der Intensitätsanstieg der Peaks, die der PVDF-α-Phase entsprechen, bei Feldproben, MAST-gealterten und DH-gealterten Proben offensichtlich. Das Amplitudenverhältnis der (110)β- und (110)α-Peaks ist in Tabelle 4 dargestellt. In allen Proben, einschließlich der ungealterten Probe, wurde eine kleine Menge β-Phase nachgewiesen, was darauf hindeutet, dass während der Rückseitenfolie etwas β-Phase gebildet wurde Herstellungsprozess. Im Vergleich zur ungealterten Probe schien der Anteil der durch WAXS identifizierten β-Phase nach DH, UV und TC am stärksten zuzunehmen, sank jedoch nach der Freibewitterung in Indien und Arizona. Vor oder nach der Alterung in Rückseitenfolien vom Typ PVDF-A wurden keine Hinweise auf das Vorhandensein der PVDF-β-Phase aus WAXS gefunden (siehe ergänzende Abbildung S2 in der SI).

Was PVDF-A betrifft, bestätigen die FTIR-Spektren von PVDF-B (ergänzende Abbildung S1 im SI), dass die Rückseitenfolie überwiegend aus PVDF-α-Phase besteht. Abbildung 6 zeigt zwei Bereiche der PVDF-B-Spektren, wobei der Schwerpunkt auf den β-phasenspezifischen Schwingungen bei 840 cm−1 und 1275 cm−126 liegt. Das Intensitätsverhältnis zwischen den Peaks bei 1275 cm−1 (β-Phase) und 1180 cm−1 (α-Phase) ist in Tabelle 4 zusammengefasst. FTIR legt nahe, dass der größte Anstieg der β-Phasenbildung nach der DH-Verwitterung auftritt, und In Indien kommt es nach MAST und Freibewitterung zu einem leichten Anstieg, nach UV und TC ist jedoch ein Rückgang zu beobachten. Es ist klar, dass die Trends bei der relativen Quantifizierung der β-Phase aus WAXS nicht denen aus FTIR entsprechen. Darüber hinaus deutet WAXS in keiner der PVDF-A-Proben auf das Vorhandensein einer β-Phase hin, wohingegen FTIR das Vorhandensein einer β-Phase und deren Anstieg nach C-AST, MAST und TC zeigt (Abb. 2). Eine kleine Menge β-Phase, die sich lokal auf den untersuchten PVDF-Rückseitenschichten bildete, wurde auch von Weiser et al. beobachtet. bei der Durchführung mehrerer FTIR-Messungen34.

FTIR-Spektren von PVDF-B mit Schwerpunkt auf den Spektrenbereichen, die für die β-Phase von PVDF spezifisch sind.

Die Unterschiede bei der Identifizierung und Quantifizierung der PVDF-β-Phase aus WAXS- und FTIR-Spektren können mit Unterschieden in der Art und Weise zusammenhängen, wie die beiden Techniken mit der Probe interagieren, sowie mit dem Ort und der Tiefe der Messungen. Bei FTIR hängt das von der Probe absorbierte Infrarotlicht vom Vorhandensein spezifischer kovalenter Bindungen ab. FTIR sammelt Daten aus einem Bereich von 1,8 mm – definiert durch den verwendeten Kristall – und ist eine oberflächenempfindliche Technik mit einer Eindringtiefe von etwa 2 μm. Obwohl WAXS die Probe auch auf atomarer Ebene untersucht, erfolgt die Messung an einem Punkt mit 100 μm Durchmesser und über die gesamte Dicke der Rückseitenschicht. Darüber hinaus treten UV-Schäden typischerweise nur wenige Mikrometer von der Oberfläche entfernt auf, sodass FTIR möglicherweise empfindlicher auf diese Art der Verschlechterung reagiert. Im Gegensatz dazu wirkt sich der thermische Abbau auf die gesamte Dicke der Rückseitenfolie aus und kann daher von WAXS besser identifiziert werden. Frühere Studien deuten darauf hin, dass sich die β-Phase lokal in Regionen mit großer Verformung bilden kann, beispielsweise in der Nähe einer Rissspitze36. Weitere Untersuchungen dieser Region sind erforderlich, um Rückschlüsse auf die Bildung der β-Phase und deren Zusammenhang mit dem Versagen der Rückseitenfolie zu ziehen. Diese Arbeit weist darauf hin, dass lokal eine kleine Menge der β-Phase mit der α-Phase koexistieren kann, es gibt jedoch keine Hinweise auf eine übermäßige β-Phasenbildung nach Freibewitterung oder beschleunigter Bewitterung.

Diese Arbeit konzentriert sich auf das Verständnis der Änderungen der Materialeigenschaften, die in der Praxis zum mechanischen Versagen von Rückseitenfolien auf PVDF-Basis führen. Der chemische Abbau von PVDF, Änderungen im Kristallinitätsgrad des Polymers und die Phasenumwandlung werden diskutiert. Die hier untersuchten Rückseitenfolien auf PVDF-Basis wurden verschiedenen beschleunigten Einzel- (UV, DH, TC), sequenziellen (MAST) und kombinierten (C-AST) Belastungstests unterzogen, mit dem Ziel, den am besten geeigneten Test zu finden, um die vorzeitige Verschlechterung der Rückseitenfolie im Feld nachzubilden .

Die Komplexität der PVDF-basierten Schicht in Rückseitenfolien ergibt sich aus der Tatsache, dass ihre Zusammensetzung (PMMA-Gehalt, Additive und Pigmente), Struktur und Herstellungsprozess ihre Chemie, Kristallographie und entsprechenden mechanischen Eigenschaften beeinflussen. Diese Arbeit zeigte, dass eine kombinierte oder aufeinanderfolgende Alterung zum Verlust von PMMA aus der Rückseitenfolie führen kann, unabhängig davon, ob das PMMA der Umgebung ausgesetzt oder durch eine PVDF-Matrix geschützt ist. DSC- und WAXS-Techniken identifizierten einen signifikanten Anstieg der Kristallinität in feldbestückten Rückseitenfolien aus Arizona und Indien, und der Anstieg der Kristallinität in PVDF-basierten Rückseitenfolien wurde in gewissem Maße auch bei der MAST- und C-AST-Alterung reproduziert. Die Änderungen der Kristallinität erfolgten durch eine Zunahme der PVDF-α-Phase, der dominanten Phase in den untersuchten Rückseitenfolien. FTIR und WAXS bestätigten das lokale Vorhandensein der PVDF-β-Phase; Der genaue Ort der Bildung der β-Phase und ihre Korrelation mit spezifischen Testbedingungen sind jedoch nicht eindeutig. Nach den Feld- oder beschleunigten Tests wurde keine übermäßige β-Phasenbildung beobachtet, was darauf hindeutet, dass es der allgemeine Anstieg der Kristallinität war, der zur Polymerversprödung und daraus resultierenden Rissbildung in den untersuchten Proben führte. Weitere Untersuchungen zur lokalen Bildung der β-Phase und ihrer Beziehung zur Rissbildung sind im Gange.

Einzelbelastungstestbedingungen (UV, DH, TC) allein ergaben keine Hinweise auf eine PMMA-Verarmung oder einen signifikanten Anstieg der PVDF-Kristallinität, was dem Fehlen eines Versagens der Rückseitenfolie in Form von Rissen entspricht. Von den untersuchten Tests war die MAST-Sequenz die extremste und führte zu einem übermäßigen PVDF-Abbau. Keiner der einzelnen oder aufeinanderfolgenden Tests reproduzierte genau die Abbaumechanismen, die in den im Einsatz befindlichen Rückseitenblättern beobachtet wurden; Der MAST-Test war jedoch hilfreich, um Schwachstellen im Material zu identifizieren, die zum Versagen führten. Obwohl C-AST nicht direkt mit den Feldproben verglichen werden kann, gelang es ihm, die Rissbildung der PVDF-Rückwand während der „Wüsten“-Sequenz zu reproduzieren und gleichzeitig den bei MAST beobachteten übermäßigen PMMA-Abbau zu begrenzen. Auch wenn die C-AST- und MAST-Tests die komplexe Natur der Außenumgebung nicht vollständig abbilden, sind beide Tests für die Untersuchung von Ausfallmechanismen im Freien bei PVDF-Rückseitenfolien geeignet.

Die während der aktuellen Studie generierten und/oder analysierten Datensätze sind im DuraMAT Datahub verfügbar, https://datahub.duramat.org/.

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Die Finanzierung erfolgte im Rahmen des Durable Modules Consortium (DuraMAT), finanziert im Rahmen der Vereinbarung 32509 vom US-Energieministerium (DOE), dem Office of Energy Efficiency & Renewable Energy (EERE) und dem Solar Energy Technologies Office (SETO). Diese Arbeit wurde teilweise vom National Renewable Energy Laboratory verfasst, das von Alliance for Sustainable Energy, LLC, für das US-amerikanische Energieministerium unter der Vertragsnummer betrieben wird. DE-AC36-08GO28308. Die Nutzung der Stanford Synchrotron Radiation Lightsource, SLAC National Accelerator Laboratory, wurde vom US DOE, Office of Basic Energy Sciences, unter der Vertragsnummer DE-AC02-76SF00515 unterstützt. Die in dem Artikel geäußerten Ansichten spiegeln nicht unbedingt die Ansichten des DOE oder der US-Regierung wider. Die US-Regierung behält sich vor, und der Herausgeber erkennt mit der Annahme des Artikels zur Veröffentlichung an, dass die US-Regierung eine nicht ausschließliche, bezahlte, unwiderrufliche, weltweite Lizenz behält, die veröffentlichte Form dieses Werks zu veröffentlichen oder zu reproduzieren oder anderen dies zu gestatten. für Zwecke der US-Regierung.

SLAC National Accelerator Laboratory, Menlo Park, Kalifornien, USA

Soňa Uličná, Stephanie L. Moffitt & Archana Sinha

National Renewable Energy Laboratory, Golden, CO, USA

Michael Owen-Bellini, David C. Miller, Peter Hacke & Laura T. Schelhas

DuPont Specialty Products LLC, Wilmington, DE, USA

Jared Tracy und Kaushik Roy-Choudhury

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SU bereitete das Manuskript und die Abbildungen vor und führte Differentialscanningkalorimetrie und Weitwinkel-Röntgenstreuung durch. MOB. führte beschleunigte Alterung und Fourier-Transformations-Infrarotspektroskopie durch und half bei der Weitwinkel-Röntgenstreuung. SLM und AS führten Weitwinkel-Röntgenstreuung durch und halfen bei der Interpretation der Daten. JT und KR-C. stellte die Proben bereit und führte eine beschleunigte Alterung durch. DCM unterstützte bei der Fourier-Transformations-Infrarotspektroskopie und der Interpretation der Daten. PH stellte Proben zur Verfügung und führte kombinierte beschleunigte Stresstests durch. LTS ist der Hauptforscher und hat das Projekt geleitet und bei der Erstellung des Manuskripts unterstützt. Alle Autoren halfen bei der Dateninterpretation und Manuskriptrevision.

Korrespondenz mit Soňa Uličná oder Laura T. Schelhas.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

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Nachdrucke und Genehmigungen

Uličná, S., Owen-Bellini, M., Moffitt, SL et al. Eine Untersuchung der Degradationsmechanismen in PVDF-basierten Photovoltaik-Rückseitenfolien. Sci Rep 12, 14399 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-18477-1

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Eingegangen: 3. März 2022

Angenommen: 12. August 2022

Veröffentlicht: 24. August 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-18477-1

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