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E.IV6 f.II64 c小.VI6 降D.V64 升FIII6 B.V6 的和弦怎么写
乐理知识，求大神帮忙
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降61降3：5降7降2，四六和弦所以是降25降7，因为是四级上的六和弦所以是升136E调的四级六和弦的原位，所以为升1升3升6B调五级六和弦的原位：升4升6升1；f小的二级四六和弦的原位，所以是1降3降6；c小的六级原位，所以是升6升1升4望采纳~谢谢，所以是降3降61：降61降3；降D调五级的原位：6升13：升6升1升3；升F调三级六和弦的原位
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么么，(╯3╰)，真的太感谢了
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谢谢、虽然便宜就是接单开刷比较慢。
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J. Phys. France
Volume 29, Numéro 2-3, février-mars 1968
J. Phys. France 29, 225-239 (1968) DOI: 10.1051/jphys:-3022500Sur le glissement d&vi& des dislocations dans la structure cubique & faces centr&esB. Escaig Laboratoire de Physique des Solides, Facult& des Sciences, 91-Orsay Abstract A quantitative model for the cross-slip of screw dislocations is developed. We assume that the cross-slipped loop AB, can split in the cross-slip plane as soon as it begins to form, i. e. when the two halves A and B of the same initial constriction are separating from each other. A critical separation is reached, so that further separation occurs spontaneously under the action of the stress acting in the cross-slip plane until the cross-slip is complete, with two completely separated constrictions A and B. We establish that the cross-slipping process, and the motion of the cross-slipped loops can be two quite separate processes, obtained under different stress components. It is mainly the widening of the faulted strip in the cross-slip plane, relatively to the primary glide plane, that induces cross-slip as the strip is compressed in the primary plane. We have applied this model at the onset of stage III, in copper. At high temperature, T > 200 &K, a linear relation is deduced between the stress and the temperature of the logarithm of the strain rate, neglecting any stress c such a relation is approximately verified by all the published measurements, and a value of 50 ergs/cm2 is deduced for the stacking fault energy in copper. On the other hand, no good agreement is obtained in the low temperature, or below 200 &K, stresses two or three times smaller than predicted are measured, may be as a result of the internal stresses, more effective in this higher dislocation density region. R&sum& Nous d&veloppons ici un mod&le de glissement d&vi& des dislocations vis. Dans celui-ci, nous supposons que l'arc qui d&vie, AB, se dissocie imm&diatement dans le plan de d&viation d&s qu'il commence & se former, c'est-&-dire d&s que les deux moiti&s A et B d'une m&me constriction initiale se s&parent, sous l'action des contraintes aid&es par l'activation thermique. Pour une s&paration AB assez grande, l'ensemble devient instable, et l'arc AB se d&veloppe de lui-m&me dans le plan de d&viation, pouss& par les contraintes jusqu'& compl&te d&viation, avec deux constrictions ind&pendantes A et B. Le calcul montre que la stabilisation de la dislocation d&vi&e est obtenue essentiellement par l'&largissement du ruban de faute d'empilement dans un plan o& sa compression contre un obstacle dans le plan de glissement primaire peut &tre rel&ch&e. Le d&placement ult&rieur de la dislocation dans le plan de d&viation est un processus ind&pendant, qui influe peu sur la d&viation elle-m&me. Ce mod&le est appliqu& au calcul des contraintes au d&but du stade III de d&formation du cuivre. Aux temp&ratures &lev&es, T > 200 &K, le mod&le conduit, n&gligeant tout facteur possible de concentration de contrainte, & une relation lin&aire entre la contrainte et la temp&rature, ou le logarithme de la vitesse de d& cette relation est correctement v&rifi&e par l'ensemble des mesures publi&es dans la litt& on en d&duit une &nergie de faute d'empilement d'environ 50 ergs/cm2 pour le cuivre. Par contre, & basse temp&rature, donc & fortes contraintes, les contraintes mesur&es sont deux & trois fois plus faibles que pr&vu. Ceci est peut-&tre d& & l'influence des contraintes internes, plus efficaces dans ce domaine de d&formation plus forte, donc de densit& de dislocation plus &lev&e. PACS 6172L - Linear defects: dislocations, disclinations.
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