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

Abstract
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.

Résumé
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.