Binding metals to polymers. A short review of basic physical mechanisms

Normally metals do not bond to polymers. Binding metals to polymers is a complex phenomena which brings into play interfering modifications at different places : at the adhesive interface and within a thicker interphase layer. Bond formation at the interface is obtained by functionalisation of the polymer surface to make acid-base reactions with the metallic oxide (mainly hydrogen bonding with alumina). However, common practice shows that the main resistance to delamination stems from dissipation processes in the interphase region, the importance of which is tremendous for a strong adherence. Dissipation is conveniently modelled by the fracture mechanics parameter G, the energy release rate, and the way it can be built up from recent basic physical mechanisms is reviewed, either as a plastic dissipation (suction of polymer chains at crack tip) or as viscoelastic losses (far from the tip). From these models, some experimental features begin to be understood

SUR L'ORIGINE DE LA LIMITE ÉLASTIQUE DES MÉTAUX CUBIQUES CENTRÉS A BASSE TEMPÉRATURE

Pour expliquer la forte variation thermique de la limite élastique des métaux c. c. à basse température, on suppose (1) qu'au cours de la microdéformation, les dislocations se dissocient de façon sessile, lorsqu'elles atteignent la position vis, et (2) qu'une recombinaison partielle activée thermiquement leur rend leur mobilité, et permet leur multiplication, à la limite élastique. Deux types de plans de dissociation, donc de glissement, sont envisagés, (110) et (112). Le modèle permet de rendre compte à la fois des variations thermiques de la limite élastique, de son énergie et de son volume d'activation, observés à basse température et à vitesse de déformation constante. Le seul paramètre ajusté pour expliquer les expériences est l'énergie des défauts d'empilement introduits sur (110) ou (112). Typiquement, des énergies de µB/100 sont nécessaires pour décrire l'ensemble des mesures. Elles correspondent à des dissociations de quelques distances interatomiques.In order to explain the large temperature dependence of the low temperature elastic limit of b. c. c. metals, we postulate (1) the formation, during microdeformation, of sessile dissociated screw dislocations, and (2) their thermally activated partial recombination to make them mobile, and to allow their multiplication, thus producing an elastic limit. Two planes of dissociation are possible, (110) and (112). One can thus account for the observed temperature dependence of the elastic limit, activation energy and activation volume at low temperatures and constant strain rates. The stacking fault energies of the two planes, (110) or (112), are the only adjustable parameters necessary to explain the experimental results. Typically, it is shown that energies of the order of µB/100, for iron as well as tungsten, are necessary to reproduce the measurements. They correspond to dissociations of several interatomic distances

Sur le glissement dévié des dislocations dans la structure cubique à faces centrées

A quantitative model for the cross-slip of screw dislocations is developed. We assume that the cross-slipped loop AB, can split in the cross-slip plane as soon as it begins to form, i. e. when the two halves A and B of the same initial constriction are separating from each other. A critical separation is reached, so that further separation occurs spontaneously under the action of the stress acting in the cross-slip plane until the cross-slip is complete, with two completely separated constrictions A and B. We establish that the cross-slipping process, and the motion of the cross-slipped loops can be two quite separate processes, obtained under different stress components. It is mainly the widening of the faulted strip in the cross-slip plane, relatively to the primary glide plane, that induces cross-slip as the strip is compressed in the primary plane. We have applied this model at the onset of stage III, in copper. At high temperature, T > 200 °K, a linear relation is deduced between the stress and the temperature of the logarithm of the strain rate, neglecting any stress concentration factor ; such a relation is approximately verified by all the published measurements, and a value of 50 ergs/cm2 is deduced for the stacking fault energy in copper. On the other hand, no good agreement is obtained in the low temperature, or high stress region ; below 200 °K, stresses two or three times smaller than predicted are measured, may be as a result of the internal stresses, more effective in this higher dislocation density region.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

Quelques nouveaux problèmes théoriques rencontrés dans la déformation des oxydes

A simple comprehensive survey of the plastic deformation of oxides is given, with a special interest in physical properties resulting in special mechanical behavior. These properties include (i) the occurence of low energy stacking faults, (ii) special properties of point defects and (iii) impurity effects (electrical and chemical effects). Emphasis is given on what is done and what is to be done, in connection with some experimental data.On examine de façon élémentaire les effets principaux qui déterminent le caractère particulier de la déformation plastique des oxydes. Ces effets sont classés selon les possibilités de faute d'empilement de faible énergie, les propriétés spéciales des défauts ponctuels, et les effets dus aux impuretés (effets électriques et chimiques). Quelques suggestions sur ce qui est fait et ce qui reste à faire sont faites, en relation avec quelques faits expérimentaux connus

The physics of plastic behaviour of crystalline and amorphous solids

The plastic behaviour of solids is reviewed in terms of defect motions, with the aim to include both crystalline and amorphous solids. The notion of defects is first extended to mean any localized atomic misfit, or density fluctuation, with a certain life time. Their localized character makes them easy to move with thermal aid, so that a strongly thermally activated plastic flow generally results. The thermodynamics of it is surveyed with an emphasis on activation parameters accessible to experiment (activation volume and energy) together with appropriate experimental methods (stress-relaxation test). The various possible stress-strain behaviours are classified depending on the type of defect motions they involve: anelasticity and internal friction, micro- or macroplasticity. Finally, the viscosity of materials under active atomic diffusion conditions is presented with the view to discuss from the same frame (the Eyring flow theory) both the crystal and the liquid viscosities, the origin of their large differences, and their connections with glass viscosities

Mass transport by dislocation climb in the spinel lattice

A theoretical formulation of ionic fluxes set up in spinel crystals during dislocation climb is given, with the ultimate aim to achieve a realistic description of climbing dislocations (local core charge and local core composition) and climb rates (i.e. strain rates). Quantities such as the effective diffusion coefficient, the climb velocity, the electric charge per unit length of dislocation, and the spinel composition (n in (Al2O3) nMgO) at the core, are derived in terms of the acting stresses, the temperature, the composition n, and the element diffusivities. The most interesting effect is the possible composition deviation Δ n at the core of a climbing dislocation. Under some conditions detailed in the paper, it is suggested that deviations as large as 0.5-1 could be built up in particular for large n values (e.g. n = 3.5) and /or under the high internal stresses acting during usual climb annealings. Such deviations could explain in turn non-planar faulted ribbons (or ribbons lying apparently on almost any plane in the lattice), or could trigger the microprecipitation of a second phase onto dislocation cores.L'analyse théorique des différents flux ioniques se produisant dans un cristal spinelle au cours de la montée des dislocations est présentée, dans le but d'arriver à une description réaliste des dislocations qui montent (charge locale et composition locale au coeur de la dislocation) et des vitesses de montée. Ainsi sont calculés le coefficient effectif de diffusion, la vitesse de montée, la charge électrique dynamique par unité de ligne et la composition du spinelle (n dans (Al 2O3)nMgO) au cœur de la dislocation, en fonction des variables du problème : contrainte, température, composition et diffusivités des espèces élémentaires. L'effet le plus intéressant est l'écart possible An dans la composition au coeur d'une dislocation qui monte. Sous certaines conditions, il est suggéré que cet écart peut atteindre des valeurs relativement grandes, 0,5-1, surtout si n est grand (par ex. n = 3,5) et/ou si les contraintes internes sont fortes, comme dans les conditions habituelles de recuits de montée. De tels écarts pourraient être à l'origine des rubans de faute non planaires observés (ou de plans quelconques dans le réseau) ou encore, de microprécipitations d'une deuxième phase sur le coeur des dislocations