ABSTRACT:The tensile drawing behavior of quenched and annealed films of isotactic polypropylene is investigated as a function of draw temperature and strain rate. A strain-induced structural change from the smectic to the monoclinic form is observed for the quenched films. A kinetic interpretation is proposed for the phenomenon. Data of thermal activation volume at the yield point indicate two regimes of plastic flow for the quenched sample, between 25 and 60°C, but only one regime for the annealed sample. Homogeneous and heterogeneous crystal slip processes are proposed to account for these regimes in relation to the nucleation and propagation of screw dislocations. The basic mechanism of molecular motion in the polypropylene crystal is suggested to be a wormlike motion of conformational defects along the 3/1 helix chains that allows a 120°rotation and a c/3 translation. The occurrence of the smectic form as a transitory state in the deformation pathway is discussed in terms of plasticity defect generation.
Nous développons ici un modèle de glissement dévié des dislocations vis. Dans celui-ci, nous supposons que l'arc qui dévie, AB, se dissocie immédiatement dans le plan de déviation dès qu'il commence à se former, c'est-à-dire dès que les deux moitiés A et B d'une même constriction initiale se séparent, sous l'action des contraintes aidées par l'activation thermique. Pour une séparation AB assez grande, l'ensemble devient instable, et l'arc AB se développe de lui-même dans le plan de déviation, poussé par les contraintes jusqu'à complète déviation, avec deux constrictions indépendantes A et B. Le calcul montre que la stabilisation de la dislocation déviée est obtenue essentiellement par l'élargissement du ruban de faute d'empilement dans un plan où sa compression contre un obstacle dans le plan de glissement primaire peut être relâchée. Le déplacement ultérieur de la dislocation dans le plan de déviation est un processus indépendant, qui influe peu sur la déviation elle-même. Ce modèle est appliqué au calcul des contraintes au début du stade III de déformation du cuivre. Aux températures élevées, T > 200 °K, le modèle conduit, négligeant tout facteur possible de concentration de contrainte, à une relation linéaire entre la contrainte et la température, ou le logarithme de la vitesse de déformation ; cette relation est correctement vérifiée par l'ensemble des mesures publiées dans la littérature ; on en déduit une énergie de faute d'empilement d'environ 50 ergs/cm2 pour le cuivre. Par contre, à basse température, donc à fortes contraintes, les contraintes mesurées sont deux à trois fois plus faibles que prévu. Ceci est peut-être dû à l'influence des contraintes internes, plus efficaces dans ce domaine de déformation plus forte, donc de densité de dislocation plus élevée
L'activation thermique des deviations sous faibles contraintes dans les structures h.c. et C.C.
Par
B. ESCAIGDuesbery et Hirsch ont sugg6rir recemment que dans les structures C.C. et h.c., la dkviation d'une dislocation hors de son plan de dissociation, doit se produire i faible contrainte par un mecanisme de double dbcrochement. On montre ici que ce mecanisme doit se produire en dessous d'une contrainte a, = Rlb2, oh R est 1'6nergie de recombinaison et b le vecteur de Burgers de la dislocation; de plus, il n'introduit aucune discontinuit6 de contrainte, d'knergie, ou de volume d'activation. On calciile 1'6nergie d'activation maximum de la deviation correspondant i une composante thermique de la contrainte nulle, pour laquelle on retrouve l'expression donn6e par Duesbery et Hirsch. E n tenant compte de l'interaction 6lastique des decrochements au moyen d'une tension de ligne qui varie logarithmiquenient avec leur distance de ¶tion, on obtient un volume d'activation qui varie en 0-l A faible contrainte a.It is shown that the double kink mechanism proposed by Duesbery and Hirsch for the cross slip in b.c.c. and h.c.p. structures should be operative for stresses smaller than ac = = R/b2, where R is the recombination energy, and b the Burgers vector of the dislocation. The variation of the stress, of the energy or of the activation volume should show no discontinuity a t the transition. The cross slip energy a t zero stress is calculated, in agreement with Duesbery and Hirsch's results. Taking into account the elastic kink interaction through a line tension logarithmically dependent on the kink separation, one finds an activation volume which goes as the inverse of the stress at low stresses.U , E , L sont des fonctions de Ho = hold, h,, ittant la largeur au centre de la
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