2010塑性变形机制
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（根据原子群移动所发生的条件和方式划分）
滑移(Slip)：最主要的变形方式 孪生(Twinning)：
低温高速，对称性较低的密排六方金属
不对称变形(Asymmetrical Deformation）：
变形协调机制
非晶机制(Amorphous Mechanism)：高温 晶界滑移(Grain Boundary Slip)：高温
Al的多滑移, x145 Cu的单滑移, x500
Al单晶的交滑移, x260
多系滑移
对于具有多组滑移系的晶体，滑移首先在取向最有利 的滑移系（其分切应力最大）中进行，但由于变形时晶 面转动的结果，另一组滑移面上的分切应力也可能逐渐 增加到足以发生滑移的临界值以上，于是晶体的滑移就 可能在两组或更多的滑移面上同时进行或交替地进行， 从而产生多系滑移。
固溶体中的晶格畸变示意图 （a)间隙固溶 (b)臵换固溶 a)间隙固溶体 b)置换固溶体
临界切应力，×10MPa
Cu基固溶体加入 不同溶质时强化效 果不相同。
固溶原子(原子)，％
与Cu原子尺寸相近的Ni、 Si等对流变应力的影响 较小； 原子尺寸比Cu大的Sn等 对流变应力的影响非常 显著。
纯锌冲击变形——孪晶
纯铜
形变退火
退火孪晶
2.2.1孪生变形的特点
1) 均匀切变，即切变区内与孪晶面平行的每一层原子面 均相对于其毗邻晶面沿孪生方向位移了一定的距离。
2) 具有晶体学要素：孪生面和孪生方向，统称孪生系; 如教材表2-3. 3) 相邻层间相对切变量相等且小于一个原子间距，每层 总切变量与它和孪生面的距离成正比； 4）不改变晶体的点阵类型，只使变形部分与未变形部 分以孪生面成镜像对称；
（a)原始(b)自由变形（C）受夹头限制变形
2) 滑移面上最大分切应力与滑移方向不一致时晶体的转动
F A
0
A
1
•转动有两种：滑移面向外力轴方 向转动和滑移面上滑移方向向最 大切应力方向转动。 •切应力作用下的变形和滑移面向 外力方向的转动 •转动的原因：晶体滑移后使正应 力分量和切应力分量组成了力偶.
固溶原子对铜单晶临界分切应力的影响
间隙固溶强化
C、N等溶质原子嵌 入α-Fe晶格的八面体 间隙中,使晶格产生不 对称正方性畸变造成 强化效应.铁基体屈服 强度随间隙原子含量 增加而变大.
铁的屈服应力和含C量的关系
影响因素
3)变形温度： 温度↑， c↓，因为原子动能增大，原子 间结合力减弱； 但高温时，温度↑， c不变； 4)变形速度： 速度↑， c ↑ ，因为单位时间内必须使更 多位错线移动，加工硬化率较快； 对变形速度的依赖性极弱； 5)变形方式、组织结构（加工和处理状态） 等。
孪晶(Twins):
相对某一特定晶面两边原子排列成镜像对称的一对晶体. 孪生的产物.金相显微镜下一般呈带（片）状或细长透镜状。
孪生的形成方式:
1)晶体生长,如退火孪晶; 2)塑性变形,称变形（或机械）孪晶.
现象:透镜状或带（片）状.
(a)拉伸试验中产生的孪晶
(b)拉伸试验后长大的孪晶
变形Zn中的透镜状孪晶
cos cos
取向因子越大，分切应力也越大．
对任意给定的ψ，λ＝90°-ψ时,取向因子最大.滑移面法线、滑移 方向、外力处于同一平面，则：
cos cos( 90 ) cos sin
2
sin 2
c
s
c
s
2
sin 2
拉伸时晶体的转动； 压缩时晶体的转动
拉伸时晶体的转动: 1)滑移面上最大分切应力与滑移方向一致 时; 2)滑移面上最大分切应力与滑移方向不一致时 1)滑移面上最大分切应力与滑移方向一致时:滑移面和滑移 方向趋于 平行于力轴方向
若夹头不受限制，欲使 滑移面的滑移方向保持不变， 拉力轴取向必须不断变化， 如图(a)(b)。实际上夹头固定 不动，即拉力轴方向不变， 此时晶体必须不断发生转动。 如图(c)。转动结果，使滑移 面法线与外力轴夹角增大， 使外力与滑移方向夹角变小。
2.1 滑移（Slip）
2.1.1滑移现象
室温下晶体塑变的主要方式是滑移。 滑移是靠位错的运动实现的
位错沿滑移面滑移．当移动到晶体表面时，便产生了大小等 于柏氏矢量的滑移台阶，如果该滑移面上有大量位错运动到 晶体表面，宏观上，晶体的一部分相对另一部份沿滑移面发 生了相对位移，这便是滑移。
光镜下：滑移带（无重现性）。电镜下：滑移线。
可逆性：材料尺寸只发生暂时性改变，外力撤除，变形消失。
全程性：持续至断裂前。
金属弹性变形的本质：金属原子自平衡位臵产生可逆位移。
塑性变形（Plastic Deformation）
不可逆性：应力超过弹性极限，材料发生的不可逆的永久变形。 变形先后顺序：先发生弹性变形，后发生塑性变形。 应力与应变的关系偏离虎克定律。
变。
滑移系越多，金属发生滑移的可能性越大，塑性也越好，其 中滑移方向对塑性的贡献比滑移面更大。因而金属的塑性， 面心立方晶格好于体心立方晶格, 体心立方晶格好于密排六
方晶格。
2.1.2 滑移时的临界切应力（Critical Shear Stress)
滑移系只提供了金属滑移的 可能性，而金属在外力作用 下滑移的驱动力是沿滑移面 滑移方向上的分切应力。 单晶体受力后，外力在任何 晶面上都可分解为正应力和 切应力。正应力只能引起弹 性变形及解理断裂。只有在 切应力的作用下金属晶体才 能产生塑性变形。
滑移系(Slip System):
一个滑移面和其上的一个 滑移方向构成一个滑移系。 具体晶体中滑移系是有限 的。
三种典型金属晶格的滑移系
晶格 滑移面 {110} {110} 滑移 方向 滑移系 体心立方晶格 {111} {111} 面心立方晶格 密排六方晶格
对一定结构晶体，滑移方向是固定的，滑移面可能随温度改
45 时,
2 c s sin 2 max 2
max 达到 c时, s
等于与趋近此方位称为有利方位或软取向; 远离此方向称为不利方向或硬取向; 处于软取向的滑移首先发生滑移.
最小,且 s 2 c
2.1.3影响临界切应力的因素
滑移的物理本质:晶体中的位错在切应力作用下逐步移动。 所有造成位错移动阻力的因素均会使临界切应力提高。 影响因素： 1)金属的种类(教材表2-2)： 原子间结合力↑ ，位错移动的点阵阻力↑ ； ↑ c 2)化学成分： 溶质原子产生固溶强化，位错运动受阻； 不同溶质原子固溶强化效应不同； （1）溶质原子的原子数分数越大，强化作用越大； （2）溶质原子与基体金属原子尺寸相差越大，强化作用越大； （3）间隙型溶质原子比臵换原子有更大的固溶强化作用；
F
滑移时晶体转动示意图
压缩时晶体的转动: 晶面逐渐趋于垂直于压力轴线。
压缩时晶体转动示意图
（2）取向因子的变化
几何硬化：，远离45，滑移变得困难； 几何软化；，接近45，滑移变得容易。
2.1.5 滑移的基本类型
单滑移(Single Slip)：外加切应力>τc,开动一组滑移系；
特征：表面平行的滑移线; 发生在滑移系较少或塑性变形开始阶段。 多滑移(Multiple Slip)：外力轴与几个滑移系取向相同,多个滑移系同时 开动；由于位错交割、缠结，导致加工硬化。 特征：两组或多组交叉的滑移线； 交滑移(Cross Slip)：螺位错滑移受阻时，离开原滑移面沿另一晶面继 续滑移；b不变，所以滑移方向和大小不变。变形温度越高，变形量 越大，交滑移越显著。 特征：折线或波纹状滑移线。
滑移面(Slip Plane)和滑移方向(Slip Direction):
塑性变形时位错只沿着一定的晶面和晶向运动，晶体沿某 些特定的晶面及方向相对错开，这些晶面和晶向分别称 “滑移面”和“滑移方向”。 滑移面与滑移方向称为滑移要素 滑移面应是面间距最大的密排面（面间距最大，面间结合 力最弱，切变阻力最小），滑移方向方向是原子的最密排 方向（原子间距最小，柏氏矢量最小，滑移阻力最小）。
滑移带示意图
滑移
定义：在切应力作用下，晶体的一部分相对于另一部分沿 着一定的晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）产生相对位 移，且不破坏晶体内部原子排列规律性的塑变方式。 滑移的机制就是位错在滑移面内的运动。 滑移时，滑移矢量与柏氏矢量平行。 晶体两部分的相对位移量是原子间距的整数倍. 滑移后, 滑移面两侧晶体的位向关系未发生变化。 滑移分别集中在某些晶面上，变形具有不均匀性。
形状和尺寸的不可逆变化是通过原子的定向位移实现的。因此， 施加的力或能应足以克服位垒，使大量的原子群能多次地定向 地从一个平衡位臵移到另一个平衡位臵，由此产生宏观的塑性 变形。
塑性变形的本质:位错的运动（晶粒内部或晶粒之间产生的滑移 及转动）；
wenku.baidu.com
塑性变形机制（Mechanism of Plastic Deformation）
单晶体的圆柱试样表面抛光后拉伸，试样表面就会出现一 系列平行的变形痕迹。光镜观察，晶体表面上形成的浮凸， 称为滑移带。
在300℃ 拉伸的锌单晶体
工业纯铁压缩变形——滑移线（电镜下）
滑移线（Slip Line）：滑移带中的细线．滑移线是滑移面两侧 晶体相对滑动所造成的。滑移带和滑移线间的晶体片层并未 发生塑性变形，仅仅发生了相对滑动。 滑移层(Slip Lamina)：相邻滑移线间的晶体片层． 滑移量( Slippage)：每条滑移线所产生的台阶高度．
外 力 在 晶
切 应 力
锌 单 晶
临界切应力：沿滑移面滑移方向上的分切应力；能够引起
滑移系开动的分切应力,决定滑移系能否开动.
滑移面法线与横截面法线间夹角为φ ； 轴向拉力与滑移方向间夹角为λ 横截面A0上的正应力: P A0 滑移面A上的全应力: S P P cos cos A A0
c
三种常用金属的临界分切应力随温度的变化
化学成分和温度对纯铜 的临界分切应力的影响
镉速率的关系单晶的临 界切应力与温度和应变
(X比+应变速率大100倍)
2.1.4滑移时晶体的转动（Rotation of Crystal)
实际变形中滑移总要受到限制，晶体不会自由无限 制滑移下去，因此滑移的同时往往伴随着晶体的转动。 1. 位向和晶面的变化
cos cos
才构成如图函数关系
拉伸时Mg单晶体的取向因子与屈服应力的关系
Schmid定律:
金属在一定变形温度和变形速度条件下,开始发生滑移变形 所需的临界切应力为常数,与取向因子无关.
室温下铁单晶体切应力切应变曲线
a、b…i表示从不同方向对铁单晶体的拉伸
如图：临界切应力大体都为20MPa，即与取向因子无关。
滑移的位错机制
实际测得晶体滑移的临界分切应力值较理论计算值低 3～4个数量级，表明晶体滑移并不是晶体的一部分相对 于另一部分沿着滑移面作刚性整体位移，而是借助位错 在滑移面上运动来逐步地进行的。
2.2孪生(Twinning)
孪生(Twinning): 形成孪晶的过程：晶体在切应力的作用下,一部分沿一定的晶 面和一定的晶向相对于另一部分发生的均匀切变. 塑性变形的另一种重要方式,常作为滑移不易进行时的补充.
2. 塑性变形机制
Plastic Deformation Mechanism
弹性变形（Elastic Deformation）
弹性变形过程：外力→应力→原子离开平衡位臵→变形→原子位能增加 →返回趋势→外力消失→变形消失→弹性变形 单值性：应力与应变关系遵循虎克定律 拉伸:σ=Eε，E-杨氏模量 ；剪切:τ=Gγ，G-切变模量 。 弹性模量是重要的物理和力学参量，表示使原子离开平衡位臵的难易程 度，只取决于晶体原子结合的本性，不依晶粒大小以及组织变化而变， 是一种组织不敏感的性质。
A0
滑移面上沿滑移方向的分切应力:
S
A
S cos cos cos
滑移面上的正应力:
n S cos cos2 s c
外力在滑移方向的分切应力
c s cos cos c s cos cos
只有 c一定时 与 s
滑移(Slip)：最主要的变形方式 孪生(Twinning)：
低温高速，对称性较低的密排六方金属
不对称变形(Asymmetrical Deformation）：
变形协调机制
非晶机制(Amorphous Mechanism)：高温 晶界滑移(Grain Boundary Slip)：高温
Al的多滑移, x145 Cu的单滑移, x500
Al单晶的交滑移, x260
多系滑移
对于具有多组滑移系的晶体，滑移首先在取向最有利 的滑移系（其分切应力最大）中进行，但由于变形时晶 面转动的结果，另一组滑移面上的分切应力也可能逐渐 增加到足以发生滑移的临界值以上，于是晶体的滑移就 可能在两组或更多的滑移面上同时进行或交替地进行， 从而产生多系滑移。
固溶体中的晶格畸变示意图 （a)间隙固溶 (b)臵换固溶 a)间隙固溶体 b)置换固溶体
临界切应力，×10MPa
Cu基固溶体加入 不同溶质时强化效 果不相同。
固溶原子(原子)，％
与Cu原子尺寸相近的Ni、 Si等对流变应力的影响 较小； 原子尺寸比Cu大的Sn等 对流变应力的影响非常 显著。
纯锌冲击变形——孪晶
纯铜
形变退火
退火孪晶
2.2.1孪生变形的特点
1) 均匀切变，即切变区内与孪晶面平行的每一层原子面 均相对于其毗邻晶面沿孪生方向位移了一定的距离。
2) 具有晶体学要素：孪生面和孪生方向，统称孪生系; 如教材表2-3. 3) 相邻层间相对切变量相等且小于一个原子间距，每层 总切变量与它和孪生面的距离成正比； 4）不改变晶体的点阵类型，只使变形部分与未变形部 分以孪生面成镜像对称；
（a)原始(b)自由变形（C）受夹头限制变形
2) 滑移面上最大分切应力与滑移方向不一致时晶体的转动
F A
0
A
1
•转动有两种：滑移面向外力轴方 向转动和滑移面上滑移方向向最 大切应力方向转动。 •切应力作用下的变形和滑移面向 外力方向的转动 •转动的原因：晶体滑移后使正应 力分量和切应力分量组成了力偶.
固溶原子对铜单晶临界分切应力的影响
间隙固溶强化
C、N等溶质原子嵌 入α-Fe晶格的八面体 间隙中,使晶格产生不 对称正方性畸变造成 强化效应.铁基体屈服 强度随间隙原子含量 增加而变大.
铁的屈服应力和含C量的关系
影响因素
3)变形温度： 温度↑， c↓，因为原子动能增大，原子 间结合力减弱； 但高温时，温度↑， c不变； 4)变形速度： 速度↑， c ↑ ，因为单位时间内必须使更 多位错线移动，加工硬化率较快； 对变形速度的依赖性极弱； 5)变形方式、组织结构（加工和处理状态） 等。
孪晶(Twins):
相对某一特定晶面两边原子排列成镜像对称的一对晶体. 孪生的产物.金相显微镜下一般呈带（片）状或细长透镜状。
孪生的形成方式:
1)晶体生长,如退火孪晶; 2)塑性变形,称变形（或机械）孪晶.
现象:透镜状或带（片）状.
(a)拉伸试验中产生的孪晶
(b)拉伸试验后长大的孪晶
变形Zn中的透镜状孪晶
cos cos
取向因子越大，分切应力也越大．
对任意给定的ψ，λ＝90°-ψ时,取向因子最大.滑移面法线、滑移 方向、外力处于同一平面，则：
cos cos( 90 ) cos sin
2
sin 2
c
s
c
s
2
sin 2
拉伸时晶体的转动； 压缩时晶体的转动
拉伸时晶体的转动: 1)滑移面上最大分切应力与滑移方向一致 时; 2)滑移面上最大分切应力与滑移方向不一致时 1)滑移面上最大分切应力与滑移方向一致时:滑移面和滑移 方向趋于 平行于力轴方向
若夹头不受限制，欲使 滑移面的滑移方向保持不变， 拉力轴取向必须不断变化， 如图(a)(b)。实际上夹头固定 不动，即拉力轴方向不变， 此时晶体必须不断发生转动。 如图(c)。转动结果，使滑移 面法线与外力轴夹角增大， 使外力与滑移方向夹角变小。
2.1 滑移（Slip）
2.1.1滑移现象
室温下晶体塑变的主要方式是滑移。 滑移是靠位错的运动实现的
位错沿滑移面滑移．当移动到晶体表面时，便产生了大小等 于柏氏矢量的滑移台阶，如果该滑移面上有大量位错运动到 晶体表面，宏观上，晶体的一部分相对另一部份沿滑移面发 生了相对位移，这便是滑移。
光镜下：滑移带（无重现性）。电镜下：滑移线。
可逆性：材料尺寸只发生暂时性改变，外力撤除，变形消失。
全程性：持续至断裂前。
金属弹性变形的本质：金属原子自平衡位臵产生可逆位移。
塑性变形（Plastic Deformation）
不可逆性：应力超过弹性极限，材料发生的不可逆的永久变形。 变形先后顺序：先发生弹性变形，后发生塑性变形。 应力与应变的关系偏离虎克定律。
变。
滑移系越多，金属发生滑移的可能性越大，塑性也越好，其 中滑移方向对塑性的贡献比滑移面更大。因而金属的塑性， 面心立方晶格好于体心立方晶格, 体心立方晶格好于密排六
方晶格。
2.1.2 滑移时的临界切应力（Critical Shear Stress)
滑移系只提供了金属滑移的 可能性，而金属在外力作用 下滑移的驱动力是沿滑移面 滑移方向上的分切应力。 单晶体受力后，外力在任何 晶面上都可分解为正应力和 切应力。正应力只能引起弹 性变形及解理断裂。只有在 切应力的作用下金属晶体才 能产生塑性变形。
滑移系(Slip System):
一个滑移面和其上的一个 滑移方向构成一个滑移系。 具体晶体中滑移系是有限 的。
三种典型金属晶格的滑移系
晶格 滑移面 {110} {110} 滑移 方向 滑移系 体心立方晶格 {111} {111} 面心立方晶格 密排六方晶格
对一定结构晶体，滑移方向是固定的，滑移面可能随温度改
45 时,
2 c s sin 2 max 2
max 达到 c时, s
等于与趋近此方位称为有利方位或软取向; 远离此方向称为不利方向或硬取向; 处于软取向的滑移首先发生滑移.
最小,且 s 2 c
2.1.3影响临界切应力的因素
滑移的物理本质:晶体中的位错在切应力作用下逐步移动。 所有造成位错移动阻力的因素均会使临界切应力提高。 影响因素： 1)金属的种类(教材表2-2)： 原子间结合力↑ ，位错移动的点阵阻力↑ ； ↑ c 2)化学成分： 溶质原子产生固溶强化，位错运动受阻； 不同溶质原子固溶强化效应不同； （1）溶质原子的原子数分数越大，强化作用越大； （2）溶质原子与基体金属原子尺寸相差越大，强化作用越大； （3）间隙型溶质原子比臵换原子有更大的固溶强化作用；
F
滑移时晶体转动示意图
压缩时晶体的转动: 晶面逐渐趋于垂直于压力轴线。
压缩时晶体转动示意图
（2）取向因子的变化
几何硬化：，远离45，滑移变得困难； 几何软化；，接近45，滑移变得容易。
2.1.5 滑移的基本类型
单滑移(Single Slip)：外加切应力>τc,开动一组滑移系；
特征：表面平行的滑移线; 发生在滑移系较少或塑性变形开始阶段。 多滑移(Multiple Slip)：外力轴与几个滑移系取向相同,多个滑移系同时 开动；由于位错交割、缠结，导致加工硬化。 特征：两组或多组交叉的滑移线； 交滑移(Cross Slip)：螺位错滑移受阻时，离开原滑移面沿另一晶面继 续滑移；b不变，所以滑移方向和大小不变。变形温度越高，变形量 越大，交滑移越显著。 特征：折线或波纹状滑移线。
滑移面(Slip Plane)和滑移方向(Slip Direction):
塑性变形时位错只沿着一定的晶面和晶向运动，晶体沿某 些特定的晶面及方向相对错开，这些晶面和晶向分别称 “滑移面”和“滑移方向”。 滑移面与滑移方向称为滑移要素 滑移面应是面间距最大的密排面（面间距最大，面间结合 力最弱，切变阻力最小），滑移方向方向是原子的最密排 方向（原子间距最小，柏氏矢量最小，滑移阻力最小）。
滑移带示意图
滑移
定义：在切应力作用下，晶体的一部分相对于另一部分沿 着一定的晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）产生相对位 移，且不破坏晶体内部原子排列规律性的塑变方式。 滑移的机制就是位错在滑移面内的运动。 滑移时，滑移矢量与柏氏矢量平行。 晶体两部分的相对位移量是原子间距的整数倍. 滑移后, 滑移面两侧晶体的位向关系未发生变化。 滑移分别集中在某些晶面上，变形具有不均匀性。
形状和尺寸的不可逆变化是通过原子的定向位移实现的。因此， 施加的力或能应足以克服位垒，使大量的原子群能多次地定向 地从一个平衡位臵移到另一个平衡位臵，由此产生宏观的塑性 变形。
塑性变形的本质:位错的运动（晶粒内部或晶粒之间产生的滑移 及转动）；
wenku.baidu.com
塑性变形机制（Mechanism of Plastic Deformation）
单晶体的圆柱试样表面抛光后拉伸，试样表面就会出现一 系列平行的变形痕迹。光镜观察，晶体表面上形成的浮凸， 称为滑移带。
在300℃ 拉伸的锌单晶体
工业纯铁压缩变形——滑移线（电镜下）
滑移线（Slip Line）：滑移带中的细线．滑移线是滑移面两侧 晶体相对滑动所造成的。滑移带和滑移线间的晶体片层并未 发生塑性变形，仅仅发生了相对滑动。 滑移层(Slip Lamina)：相邻滑移线间的晶体片层． 滑移量( Slippage)：每条滑移线所产生的台阶高度．
外 力 在 晶
切 应 力
锌 单 晶
临界切应力：沿滑移面滑移方向上的分切应力；能够引起
滑移系开动的分切应力,决定滑移系能否开动.
滑移面法线与横截面法线间夹角为φ ； 轴向拉力与滑移方向间夹角为λ 横截面A0上的正应力: P A0 滑移面A上的全应力: S P P cos cos A A0
c
三种常用金属的临界分切应力随温度的变化
化学成分和温度对纯铜 的临界分切应力的影响
镉速率的关系单晶的临 界切应力与温度和应变
(X比+应变速率大100倍)
2.1.4滑移时晶体的转动（Rotation of Crystal)
实际变形中滑移总要受到限制，晶体不会自由无限 制滑移下去，因此滑移的同时往往伴随着晶体的转动。 1. 位向和晶面的变化
cos cos
才构成如图函数关系
拉伸时Mg单晶体的取向因子与屈服应力的关系
Schmid定律:
金属在一定变形温度和变形速度条件下,开始发生滑移变形 所需的临界切应力为常数,与取向因子无关.
室温下铁单晶体切应力切应变曲线
a、b…i表示从不同方向对铁单晶体的拉伸
如图：临界切应力大体都为20MPa，即与取向因子无关。
滑移的位错机制
实际测得晶体滑移的临界分切应力值较理论计算值低 3～4个数量级，表明晶体滑移并不是晶体的一部分相对 于另一部分沿着滑移面作刚性整体位移，而是借助位错 在滑移面上运动来逐步地进行的。
2.2孪生(Twinning)
孪生(Twinning): 形成孪晶的过程：晶体在切应力的作用下,一部分沿一定的晶 面和一定的晶向相对于另一部分发生的均匀切变. 塑性变形的另一种重要方式,常作为滑移不易进行时的补充.
2. 塑性变形机制
Plastic Deformation Mechanism
弹性变形（Elastic Deformation）
弹性变形过程：外力→应力→原子离开平衡位臵→变形→原子位能增加 →返回趋势→外力消失→变形消失→弹性变形 单值性：应力与应变关系遵循虎克定律 拉伸:σ=Eε，E-杨氏模量 ；剪切:τ=Gγ，G-切变模量 。 弹性模量是重要的物理和力学参量，表示使原子离开平衡位臵的难易程 度，只取决于晶体原子结合的本性，不依晶粒大小以及组织变化而变， 是一种组织不敏感的性质。
A0
滑移面上沿滑移方向的分切应力:
S
A
S cos cos cos
滑移面上的正应力:
n S cos cos2 s c
外力在滑移方向的分切应力
c s cos cos c s cos cos
只有 c一定时 与 s