Sur l'origine de la limite élastique des métaux cubiques centrés à basse température

Abstract
In order to explain the large temperature dependence of the low temperature macroscopic elastic limit of b.c.c. metals, we postulate the formation, during microdeformation, of lengths of sessile dissociated screw dislocation. Their thermally activated glide and the resulting multiplication of dislocations should produce a macroscopic elastic limit. It is assumed that the dislocations initially present are dissociated in their glide planes. Two planes of dissociation are possible for b.b.c. metals (110) and (112). In a given metal, the choice of the plane of dissociation, and thus the glide plane, depends on the corresponding stacking fault energies of the two planes. During microdeformation, the screw segments formed on dislocation arcs are stabilised by their simultaneous decomposition into sessile barriers on several planes, thus changing the mode of dissociation. These sessile barriers are eliminated by thermally activated cross-slip, after partial recombination, into one of the dissociation planes. One can thus account for the observed temperature dependence of the macroscopic elastic limit, activation energy and activation volume at low temperatures and constant strain rates for high purity b.c.c. metals. 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 three experimental quantities measured below room temperature ; these energies correspond to dissociations of several interatomic distances.

Résumé
Pour expliquer la forte variation thermique de la limite élastique (macroscopique) des métaux cubiques centrés à basse température, on développe l'idée que se constituent, au cours de la microdéformation, de longues dislocations vis dissociées de façon sessile ; leur glissement thermiquement activé et la multiplication de dislocations qui en résulte se produiraient à la limite élastique macroscopique. On suppose que les dislocations présentes initialement sont dissociées dans leur plan de glissement. Deux types de plans de dissociation sont envisagés (110) et (112). Pour chaque métal, le choix du plan réel de dissociation, donc du plan de glissement, dépend des énergies de faute d'empilement correspondantes. Au cours de la microdéformation, les parties vis qui apparaissent sur les arcs de dislocation sont stabilisées, se décomposant de façon sessile sur plusieurs plans à la fois, changeant alors de mode de dissociation. Les barrières sessiles formées sont éliminées par déviation, activée thermiquement, dans un des plans de dissociation, après recombinaison partielle. On rend ainsi compte des variations thermiques de la limite élastique (macroscopique), de son énergie et de son volume d'activation, observés à basse température et à vitesse de déformation constante pour les métaux cubiques centrés de grande pureté. Le seul paramètre ajusté pour expliquer les expériences est l'énergie de faute d'empilement sur les plans (110) ou (112). Typiquement, on montre que des énergies de l'ordre de μB/100 pour le fer, comme pour le tungstène sont nécessaires pour décrire l'ensemble des mesures faites en dessous de la température ambiante ; elles correspondent à des dissociations de quelques distances interatomiques.