人类很早就利用塑性变形进行金属材料的加工成形，但直到一百多年以前才开始形成塑性变形理论。1864～1868年，法国工程师H.特雷斯卡^[注]提出产生塑性变形的最大切应力条件。1911年美籍匈牙利力学家T.von 卡门^[注]在三向流体静压力的条件下，对大理石和砂石做了轴向抗压试验。1914年，德国学者R.伯克尔^[注]对铸锌做了同样的试验。他们的试验结果表明：固体的塑性变形能力不仅取决于其内部条件（如成分、组织），而且与外部条件（如应力状态）有关。1913年，奥地利空气动力学家R.von 米泽斯^[注]提出了产生塑性变形的形变能条件。德国学者W.洛德^[注]于1926年、英国力学家G.I.泰勒和H.奎尼^[注]于1931年分别用不同的试验方法证实了上述结论。

金属晶体塑性的研究始于金属单晶的制造和X射线衍射的运用。早期的研究成果记述在英国学者C.F.伊拉姆^[注]（1935）、德国学者E.施密特^[注]（1935）、美国学者C.S.巴雷特^[注]（1943）等人的著作中，主要研究了金属晶体内塑性变形的主要形式，之后的工作是运用晶体缺陷理论和高放大倍数的观测方法研究塑性变形的机理。利用塑性变形不仅可以把材料加工成所需要的形状，还能使金属材料的性能得到改善。金属材料与塑性变形相关的宏观力学性质，常用拉伸实验的应力-应变曲线来表征。

发生塑性变形的金属在外力撤销之后其形状的改变可保留下来。金属塑性变形理论因研究目的和方法的不同可分为两类：①根据宏观测定的力学参数，从均质连续体的假定出发，研究塑性变形体内的应力和应变，以解决材料的强度设计和塑性加工变量的问题。这类理论常被称为塑性力学或塑性理论。②研究金属晶体的塑性变形与晶体结构的关系以及塑性变形机理。这类理论常称为晶体塑性学。

金属塑性变形理论应用于两个领域：①解决金属的强度问题，包括基础性的研究和使用设计等。②探讨塑性加工，解决施加的力和变形条件间的关系，以及塑性变形后材料的性质变化等。

金属塑性变形的主要形式有滑移和孪晶变形。

滑移是晶体的相邻部分在切应力作用下沿着一定的晶面和晶体方向相对移动。这些晶面和晶向分别称为滑移面和滑移方向。滑移时在晶体表面出现一些线状痕迹，称为滑移线。实际上它们是滑移面两侧晶体相对移动形成的若干位错线在晶体表面造成的台阶。滑移面经常是原子的最密排面，滑移方向总是原子的最密排方向。一个滑移面和该面上的一个滑移方向合起来称为一个滑移系统。

在绝大多数情况下，金属以多晶体形式使用。多晶体是由大量称为晶粒的小晶体组成，每个晶粒的取向与其相邻晶粒不同，从而使金属在外力作用下在宏观上表现为各向同性体。多晶体塑性变形时，一个晶粒的变形必须与相邻各个晶粒的变形相协调，否则材料的连续性将不能保持。理论分析表明，为了使多晶体通过滑移产生连续性不受破坏的变形，每个晶粒中至少要有五个独立的滑移系统动作。即使在应变很小的情况下，各个晶粒也明显地在几个滑移系统上滑移，特别是在靠近晶界的区域。由于晶粒间界对滑移的阻碍作用，以及多个滑移系统的位错相互干扰，多晶材料的应变硬化速率比单晶体大许多倍，而且其应力-应变曲线不像单晶体那样表现出明显的阶段性。

孪生与滑移相似，也使晶体产生切变。孪生切变同样沿着一定的晶面和晶向产生，这些晶面和晶向分别称为孪生面和孪生方向。孪生和滑移之间又存在着很大差别。滑移时，相对移动集中在少数原子面上，而每个面上的移动量可以达到点阵间距的很多倍。但是孪生形变时，切变却均匀地分布在孪生区的每一个原子面上，结果使相邻的两部分晶体恰好成为镜像对称关系，称为孪晶。孪晶区中每个原子面的绝对移动量与该面到对称面的距离成比例，即所有相邻原子面的相对位移都相等，并且等于点阵间距的某个分数。

以孪生方式变形一般比滑移变形需要更大的切应力，所以只有在滑移不容易进行的情况下，才产生孪晶。例如，密排六方金属由于滑移系少，在取向不适于滑移的情况下会产生孪晶；体心立方金属在低温或形变速度很高的情况下容易产生孪晶；面心立方金属只有在极低的温度下变形才有可能产生孪晶。孪晶往往以极快的速度产生，这时，由于变形突然增加，会在应力-应变曲线上引起锯齿状的波动。孪晶的产生过程也可以用位错运动机制来说明，但由于孪晶带来晶体取向的改变，产生孪晶的位错应该是不全位错。

此外，晶体还可以通过扭折发生不均匀的塑性变形，如镉晶体在受轴向压缩时会产生扭折带，带中晶体取向有较大的变化并有点阵的弯曲。