当拉伸三为定值时，随￡增加和ID增加，T便降低。可见，屈服降落的原因是位错密度由低到高。也就是说，屈服降落现象的本质是位错密度迅速增高，滑移变得更容易并且在较低应力下即可进行。另外，刃型位错以F-R或B-H源机理增殖，螺型位错则以双交滑移机理增殖，而后一种增殖速率高于前者，所以，屈服降落现象的本质是螺型位错密度迅速增高。屈服降落是一种塑性失稳的表现形式。
    (3)屈服传播——位错交互作用
    屈服扩展或传播是由一个晶粒到相邻的晶粒次第进行的。纯Q - Fe拉伸时，屈服传播宏观地表现为试样表面Luders带的传递，直到布满整个试样标距时屈服结束oLuders带是产生大塑性变形在试样表面留下的滑移痕迹。屈服传播时，位错运动要与其它位错发生交互作用，并需克服其它位错造成的阻力。这一阻力可能来自两个方面：一是其它位错应力场的阻力；一是与林位错相交时受到的阻力。这种阻力与位错密度和分布状况相关，位错密度越高，阻力越大。位错克服这一阻力而运动，所以在应力一应变曲线上出现应力随应变增加。
    屈服传播由一个晶粒传播到相邻晶粒时，位错远动在晶界处遇到障碍而出现位错堆积，进而产生应力集中。这一应力集中对位错继续运动或屈服传播有重要影响，即出现了两种可能产生新的可动位错途径：①使相邻晶粒中位错自气团中脱钉；②激发相邻晶粒的位错源。
    假定晶界处的应力集中使相邻晶粒在戈= Lp处的位错脱钉，则应使此位错脱钉的应力等于应力集中，可以下式表达
    盯=盯i+2%(￡p／d)1／2而在相邻晶粒中戈=￡c处产生新的可动位错，其应力应与应力集中相等，可以下式表达
    口=仃i+ 2cjC(Lc／d)1／2
    上两式中，仃i为摩擦力，d为晶粒直径。上两式都相当于Hall- Petch公  ，可视Ky=2咋Lpl/2时，产生新可动位错更容易，反之，产生位错脱钉更容易。理论计算得出，低温完全应变时效cx-Fe中，位错脱钉应力唧=E／80，而对理想晶体，产生新可动位错应力万c= E720（其中E为弹性模量）o但是，从退火低C钢位错胞的尺寸可估计Lp≈10“cm，而Lc≈3nmo所以，犬多数情况下，吼￡c 1／2>OpLpl/2，即位错处于强钉扎状态，脱钉很困难。这样一来，早期关于上屈服点是使位错脱钉的应力的认识应予修正。另外，位错堆积或应力集中的存在，即使在很低的名义应力下，也已产生了少量的可动位错。从上述两个方面可以认为上屈服点既不是位错脱钉应力，又不是产生新的可动位错应力，而是产生一定应变速率所需增殖位错应力。屈服传播时，究竟是位错脱钉机理还是产生新可动位错机理需由是弱钉扎还是强钉扎决定。
    三、纯铁的望性和韧性
    1．纯Fe的塑性
    (1)定义因子
    塑性是指固态金属受力产生不可逆永久变形而不破断的能力。通常所说的塑性指的是一定实验条件下的塑性指标，如真实均匀应变(e)、真实断裂应变(￡T)及其相对应的均匀变形(∞)、断裂变形(8T)等0 8T=8U+8B或e r=s u+e曰，即极限塑性变形能力艿n e丁包括有均匀变形艿u、￡u和集中变形如、e曰（颈缩后的变形）两大部分。
    (2)应变硬化
    变形过程中，位错交互作用造成流变应力的增加，即应变硬化现象。图2-2中给出纯Fe真实应变(￡)与真实应力（巧）和应变硬化速率寨=毒的关系曲线。其中
    a=Ke"K为应变硬化系数，儿为应变硬化指数。
    可见，n是loga - loge曲线的斜率，K是均匀变形下的真应力，n的量值表示材料的可拉伸性。颈缩开始时，载荷的变化定义为：dp =0，而p=万。A（A为截面积），dp=A．da十口。dA =O并得到
    da
    de=口=K。en和￡￡，=儿即拉伸试验时，均匀塑性变形的极限在数值上等于乃，或当e￡，=n时开始产生塑性失稳。图2-2中两曲线的交点所对应的应变为屯至--专皓
  b图2-2  Q—Fe仃一e曲线（塑性失稳条件说明图）
    示均匀变形的能力，变形强化的可能性，即强化容量的大小c
    乃的本质尚不很清楚。乃值与层错能相关，低层错能材料具有高n,值，Ct - Fe层错能高，其乃值小。由于塑性变形主要靠螺型位错运动实现，所以，也可用Q - Fe的层错能高而易于交滑移，位错交截作用小来解释。
    由艿7t= 8U+8B可知，改善塑性的实质是改善均匀变形能力，而由图2-2可知，改善均匀塑性的实质在于使赛高于流变应力增加幅度。