两相邻滑移带间有一定的间距，且带的厚度也不相等。这表明晶体的滑移变形是不均匀的，它只是集中发生在某一些晶面上，而滑移带或滑移线间的另一些晶面并没有滑移。材料学上，把这些能够进行滑移的晶面称为滑移面。

研究指出，滑移面通常是原子密度最大的晶面，滑移方向也是滑移面上原子密度最大的方向。这是因为原子密度最大的晶面或晶向之间的原子间距最大，原子间结合力最弱，故沿着这些晶面及晶向进行滑移所需的外力最小，最容易实现。图1所示为不同原子密度晶面问的距离，图1中标注Ⅰ的晶面其原子密度大于标注Ⅱ的晶面，由几何关系可知Ⅰ晶面之间的距离也大于Ⅱ晶面。当有外力作用时，Ⅰ晶面则会首先开始滑移。

此外，刃型位错在称作滑移面的ABCD面内运动。对于这一位错来说，这是由位错线及其柏氏矢量组成的唯一确定的平面。所以，刃型位错只限于在一个特殊平面上滑动。螺型位错的运动。中的。AA’运动到BB’，也可设想它们是在一个滑移面，即LMNO面内进行，同时形成一个滑移台阶。然而，螺型位错线及其b并不决定一个唯一的平面，因而螺型位错的移动也不全限定一个特定晶面上。应当注意，与螺型位错运动相关的原子位移以及因此而产生的滑移台阶是平行与位错线的，也就是它的柏氏矢量方向的。展示了螺型位错滑移面上、下原子的排列情况。螺型位错的运动产生了平行于其位错线的原子位移b。

位错的滑移只有在该位错线与它的柏氏矢量b构成的晶面上才可能进行。位错线与它的柏氏矢量构成的晶面，称为该位错的滑移面，又叫可滑移面。

位错的可滑移面与晶体的滑移面不是一回事。我们知道，一定晶体的滑移面，是指该晶体中的原子密排面。因为在这种晶面上，滑移才容易进行。相对于位错的可滑移面，晶体的滑移面又叫易滑移面。位错线不一定都恰好在晶体的滑移面上，所以，它的可滑移面不一定是易滑移面。显然，只有在可滑移面上的位错才可能进行滑移；只有当可滑移面同时又是易滑移面时，滑移才容易进行。

由于刃型位错线垂直于它的柏氏矢量，它们只能构成一个晶面，所以，一定的刃型位错，只有一个确定的可滑移面。如果这个晶面正好是晶体的滑移面，滑移在很小的外力作用下便很容易进行。如果此晶面不是晶体滑移面，则需要很大的外力推动，才能进行。螺型位错线平行子其柏氏矢量b，因为与位错线（恒为直线）和位错的柏氏矢量平行的晶面是无限多的，而这些晶面都是它的可滑移面，因而螺型位错应有无限多的可滑移面。这一点，对于分析交滑移现象很有用。当然，对于一定晶体，这些可滑移晶面中的易滑移面仍是有限的，因而螺型位错也只能在有限的晶面上滑移。

混合位错的滑移面，就是位错线所在的晶面，具体地说，也就是它的刃型位错分量的可滑移面。

滑移面的测定，就是要测定滑移面的面指数。具体的作法是：将单晶试样磨出相互间成一定角度φ的两个磨面，利用极射赤面投影方法，将两个磨面的极射赤面投影和滑移面在两个磨面上出露的滑移线或孪生带的极射赤面投影，通过转换投影面方法，同时描绘在以某个磨面为投影面的极射赤面投影图上，由此可定出滑移面极射赤面投影的位置。然后用背射劳厄定向方法测定两个磨面的指数，从而可确定滑移面或孪生面的面指数。

图2（a）绘出的是单晶试样的A、B两个金相磨面上的滑移线。A、B两面间的夹角为φ（通常φ为90°），令SN与A、B两面的交线WE垂直，作为投影时的参考线。ab和bc分别为滑移面P在A、B磨面上出露的滑移线。滑移线ab与SN和WE的夹角分别为α和β，滑移线bc与WE的夹角为γ。以A磨面为投影面所作的极射赤面投影，如图2（b）所示。A面的极射赤面投影位于投影基圆中心。从极点N和S沿投影基圆分别量α角得a，b两点，即为滑移线ab的极射赤面投影。这时只能确定滑移面P的极射赤面投影位于距a、b点90°的e、f点连成的大圆直径上，但还不能确定它的具体位置。因此还必须将B面上滑移线bc的极射赤面投影，通过转换投影面的方法也绘到A投影面上来。由于A、B两面间的夹角为φ，所以，在A投影基圆上从S点沿SN向上量φ角得g点，过WgE的大圆弧即为B面投影基圆在A投影面的位置，它表示B面的空间位置。从WgE大圆弧沿SN向上量90°得B点，即为B面的极射赤面投影。由E点沿EgW大圆弧量γ角得c点，即为B面上滑移线bc的极射赤面投影。因此c点位于滑移面P上。由此可以确定，过acb的大圆弧即为滑移面P的空间位置，从acb大圆弧沿fef句内量90°得P点，即为滑移面P的极射赤面投影。这样，就在A投影面上绘出了A磨面、B磨面和滑移面P的极射赤面投影A、B和P。当用背射劳厄定向方法测定出A和B点的指数之后，便可在极射赤面投影图上标定出滑移面P的面指数。

原子间发生相对滑移，即位错的运动，是材料发生塑性变形（屈服）的机理。但材料的屈服并不是破断，因此屈服的机理并不是塑性破断的机理。如果原子间的结合在滑移过程中发生断开（称为滑移面分离），如图3（b）所示，则分离部分将起到微裂纹的作用，引起新的应力集中，或由裂纹扩展，或导致塑性变形过程中的孔洞生长与连成而导致破坏。因此，滑移面分离是材料破断的一种重要机理。值得指出，滑移面分离并不一定必须伴有宏观塑性变形，这是因为少量的原子间相对滑移并不会引起宏观塑性变形的缘故。例如铸铁试件在承受压缩载荷时，发生断面与轴线约成45°角的脆性破坏，其破坏机理就是滑移面分离。此时试件在总体上呈现塑性变形特性前，滑移面上的原子间结合就断开了。一般性地，压缩应力状态下发生的脆性破坏，其机理大多为滑移面分离（正因为如此，所以其破坏准则往往与滑移条件有关，即具有屈服准则的形式）。当然，滑移面分离也可在有较大宏观塑性变形后或在塑性变形过程中发生，此时它导致新的微裂纹或孔洞，或者使已有的孔洞生长，但并不一定马上会发生断裂，而只有当微小孔洞生长与连成到一定程度时才会最终引起韧性破坏。滑移面分离可以发生在材料内部，也可以发生在材料的表面。特别地，由于滑移而产生的表面段差，如图3（c）所示，因产生了新的材料表面，故也是一种滑移面分离。但这种形式的滑移面分离，导致的是颈缩或孔洞的生长，一般不会马上导致材料的破断。因此，滑移面分离既可以是脆性破坏的微观机理，也可以是韧性破坏的起因，但它是一种既不同于劈开，也不同于屈服的机理。

滑移面分离既可是脆性破坏的微观机理，也可是韧性断裂的微观机理，但在这两种情况下发生滑移面分离的条件是不同的。前者发生在基本没有宏观塑性变形的情况下，虽有滑移的倾向但并没有发生大量的原子间相对滑移，即滑移面分离前材料微观组织结构并没有明显的变化，因此可认为滑移面上的滑移应力达到某个固有临界值时发生滑移面分离，分离条件可以表示成 的形式。但必须指出，这里的 并不对应于产生滑移的理想屈服强度，而是对应于滑移面分离的一个材料强度特性。后者则由于分离前已有较大的塑性变形，大量的原子间相对滑移已导致材料的微组织结构发生明显的变化，根据其变化的程度，抵抗滑移面分离的极限 显然将有所不同（因为既有局部微结构变化引起的应力集中，又有材料特性本身变化的影响）。因此，此时发生滑移面分离的剪应力极限并不一定具有固定的临界值，而是与此前的塑性变形及周围的三维应力约束度有关的。实际上，对于韧性断裂时的滑移面分离条件，目前还没有简单的表达式。

根据滑移面的定向和滑移的距离、方向，可分为：

①a 滑移（面）：滑移面平行于（010）或（001），或结晶轴a在滑移面内，质点经镜面反映后，沿a轴移动a轴结点间距的1/2；

②b 滑移（面）：滑移面平行于（100）或（001），或结晶轴b在滑移面内，质点经镜面反映后，沿b轴移动b轴结点间距的1/2；

③c 滑移（面）：滑移面平行于（100）或（010），或结晶轴c在滑移面内，质点经镜面反映后，沿c轴移动c轴结点间距的1/2；

④d 滑移（面）：质点经镜面反映后，平行于镜面滑移，滑移距离为晶格的两个或三个基本矢量（晶胞的两个或三个棱）的矢量和的1/4，或者，两个或三个基本矢量的差值。这种型式的滑移面只出现在以斜方面心格子、正方体心格子和立方面心格子或立方体心格子为基础的空间群中；

⑤n 滑移（面）：质点经镜面反映后，平行于镜面滑移，滑移距离为晶格的两个或三个基本矢量的矢量和的1/2。