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织构的优化和定制是在成形过程中减少铝板各向异性的基础，尤其是在6xxx合金中，因为它们用于汽车部件，其中表面光洁度和形状必须满足严格的要求。6xxx系列合金在汽车应用中受到关注，因为它们具有良好的可成形性、耐腐蚀性和成形后烤漆期间强度增加的综合性能。纹理演变取决于铸造，热轧和冷轧参数(应变率和温度)、变形历史，合金成分，和沉淀物的存在。
图一显示了三个热区的RD–ND微结构以及相应的ODFas(111)极图。极点图绘制在图1中对于热区B和C，通过考虑来自三个RD–ND截面的所有EBSD图获得，因此分析的体积与来自热区a的样本相当。
未经热处理的热轧带具有沿RD伸长的细晶粒，而退火的热轧带显示出大晶粒。从极图来看，热区A具有高密度的立方织构和完全发育的β纤维(图1(d))，而热波段B(图1(e))和C(图1(f))显示出立方织构或随机取向的高强度，但是β纤维由于退火而被抑制。
图2显示了三个热区和图的整个厚度上的立方晶粒分布显示了考虑表中所列相关方位最大15°误差时计算的体积分数注入静脉的三个热门乐队。在图3中黄铜、铜和硫的含量在热区B和C中较低，这证实了β纤维成分因退火而变细。
退火后的热轧带织构主要由立方、Q和45°ND旋转立方组成，而β纤维取向(黄铜、铜和S)和R的分数较低，表明在冷轧前的退火过程中，热轧样品内部的再结晶是由立方带和剪切带的成核作用驱动的。
吕克和恩格勒研究了立方过渡带、应变诱发的晶界迁移、剪切带和PSN对退火和再结晶过程中织构发展的影响还有恩格勒。得出的结论是，立方从过渡带的核中出现，显示优先生长成S和轧制织构组分(如铜)，而45°ND旋转立方和Q取向的形成是由剪切带(优先剪切带属于S取向)的成核引起的。
图4显示了每个热轧带的冷轧样品的一次RD–ND扫描和相应的立方体分布图。在图中4，所有冷轧样品的立方体积分数相当，这表明最初出现在热轧带中的立方晶粒形状和尺寸对立方织构的分数没有影响。然而，立方体的形态和分布似乎不同。
来自热轧带A的冷轧样品具有几乎分布在整个厚度上的薄立方体晶种(图4(B))，而来自热区B和C的样品仅在样品厚度的某些区域显示出厚的立方体带(图4(d)和(f))。Engler描述了热轧带晶粒尺寸对冷轧结束时留在显微组织中的立方体形状和分布的类似影响。
细晶粒热轧带产生大量平行于轧制方向的立方过渡带。这些过渡带是立方体成核的有利界面，在细晶粒样品中，它们在RD–ND部分的间距很窄，使得立方体成核和生长比PSN或剪切带上的成核更有效。
相反，在来自粗晶粒热轧带的样品中，在RD–ND截面中存在很少的立方界面，即使在大变形后，晶粒在微观结构中仍然很厚。因此，立方带相距太远，并且具有太少的界面，不能产生许多晶核，并且对于这些粗糙的微结构，PSN将是主要的再结晶机制。
图5显示了在每个EBSD图上找到的相关纹理成分的比例对于从不同热轧带获得的冷轧样品。对于所有样品，立方体的体积分数在1.5-5%的范围内，这表明在冷轧过程中，与细长的细晶粒相比，热轧带中较大的晶粒形状不会促进更多的立方体破碎，但它会影响微观结构内部残余立方体晶粒的形状。
对于从热轧带A冷轧的试样，发现有较高比例的黄铜和S，而从退火的热轧带(B和C)冷轧的薄板显示出较高比例的铜。在由粗晶粒尺寸的热轧钢带轧制的过时效Al–1.8%Cu合金中，也发现了以S取向为代价的更高比例的铜。
轧制织构的发展(即β纤维成分)在粗粒材料中被延迟，因为在这种微观结构中会发生更高水平的变形不均匀性，包括变形带、剪切带和取向分裂，这延迟了尖锐织构的发展。
图6显示了每个样品的EBSD扫描的第三至第四部分，以及SA样品的立方体颗粒分布图。立方体分布图显示了更多的晶粒，这些晶粒与来自于热区A的样品中的立方体的精确取向有关。
然而，没有出现立方体的优先生长，因为所有样品中的晶粒尺寸是相同的，但是来自于热区A的样品中较高的立方体分数似乎是由优先成核引起的。在高纯铝中经常发现立方晶粒比属于其他取向的晶粒粗得多的优先立方生长，并且已知立方织构的强度随着合金含量而降低。
图6中的再结晶微结构都显示出相似的粒度。根据文献记载，这表明织构是由发生在不同成核位置(立方带、剪切带和PSN)的再结晶叠加决定的。图7表示固溶退火后织构组分的体积分数。来自热轧带A的冷轧样品在所有样品中显示出最高的立方比例，并且还保持了高比例的S取向。
来自热区B和C的样品具有8-9%的立方体部分，而来自热区B和C的体积部分β纤维成分(黄铜、铜和硫)不超过5%。在图中7来自热区A的样品中较高的立方和S分数可能是由较高的S取向分数引起的β冷轧样品中的纤维。当被S取向包围时，立方体显示优先成核。
r取向在来自热区A的显微组织中占优势，并且它可以通过应变诱导的边界迁移(SIBM)产生，但是它也在具有高比例S织构的显微组织中优先成核，因为40°的让利与s的关系此外，假定R容易在晶界成核。来自热带B和C的样品比来自热带a的样品具有更高的Q和P取向比例。
来自热带B和C的样品中P和45°ND旋转立方体的优势可能是PSN的结果。然而，也表明当剪切带成核占优势时，强P和Q分量可以以立方为代价出现。来自热区A的微结构具有较高比例的22°RD旋转立方，这可归因于立方过渡带的成核作用，而在来自热区B和c的微结构中，22°TD旋转立方的比例更高。
22°TD旋转立方的这一更高比例可能是PSN的结果。在AA3104合金中，EBSD数据显示主要尺寸小于0.6的分散质μm不影响织构演变，而在粗颗粒周围发现显著的取向梯度。这些取向梯度的特征在于TD方向上的晶格旋转。
对于晶体塑性模拟，从热区A提取两个区域作为输入。第一个区域称为热区A(1),其具有与来自热区b的初始输入微结构相同的立方分数。第二个区域称为热区A(2),其具有与来自热区c的初始输入微结构相同的立方分数。
图8显示了热区A(1)的初始微观结构和热区b的微观结构。另一组模拟采用了热区A(2)的初始微观结构和热区C的微观结构(图9)，立方体积分数的演变是从晶体塑性模拟中提取的。两个图8和9表明根据模拟，在厚度减少80%时，微观结构中剩余的立方体的量可以忽略或者甚至不存在。
立方分数随厚度减小的变化如图10所示。对于高于70%至80%的厚度减薄量，立方分数不取决于热轧钢带的初始晶粒尺寸。此外，如图所示10(b)中，也可能发生大晶粒微观结构比细长晶粒微观结构预测到更高的分数。
这一模拟结果证实了图中所示的实验分数其中所有冷轧样品的立方分数在相同的范围内变化。此外，在图中10(a)对于低于50%的压缩，拉长的晶粒显示出比大晶粒更高的立方分数，图中的情况正好相反。
因此，对于热轧带钢的初始晶粒尺寸对冷轧过程中立方分数演变的影响还没有结论。通过使用具有相同初始织构和立方数量的3DRVE重复晶体塑性模拟，但是一个RVE具有细长晶粒，另一个具有等轴晶粒，并且对于等于或高于50%的厚度，在立方分数演变中没有发现差异。
观察实验立方体积分数和晶体塑性模拟结果，冷轧后剩余的立方数量没有差异，这可以解释为什么固溶退火后，来自热轧带B和c的样品中的立方体积分数较低。
将晶体塑性模拟预测的织构与冷轧实验获得的织构进行了比较。实验中的ODF由全厚度RD–NDEBSD图获得，ODF由半宽度为5°的调和级数展开计算。图11显示了热轧a带试样的模拟和冷轧之间的比较。在实验和模拟中，立方体强度都较低，而强度在β纤维成分(黄铜(Br)、铜(Cu)和硫)。
对于由热轧带B和C冷轧而成的微结构，也出现了相同的结果，其中β纤维纹理成分具有最高的强度(图12(a)和(c))。在模拟中，当2D代表体积元用于模拟织构演化时，有高估高斯和低估黄铜的趋势。
对于2DRVE，变形梯度的分量F研发–TD在全局和局部都是零。这往往低估了2D储备银行的黄铜，而对于3DRVE来说F研发–TD整体为零(如平面应变压缩载荷所要求的)，但局部可以非零。
拥有F研发–TD全局和局部都等于零导致Goss的高估，这是已知的直到大应变的稳定取向。晶体塑性模拟的ODF强度比实验的高，因为从模拟中可获得的取向数量有限。此外，图中的实验ODF11和12绘制时考虑了整个RD–ND截面，而晶体塑性模拟仅限于一个小区域。
在AA6016的热轧结束时和冷轧之前引入中间热处理，导致在冷轧结束时的固溶退火之后降低立方织构的体积分数和强度的可行解决方案。热轧和冷轧之间的中间退火改变了热轧带中的晶粒尺寸。
然而，这并不影响冷轧过程中厚度减薄量等于或高于80%的立方织构分数。由于高度减薄，预计所有冷轧样品中的位错密度相似。尽管所有冷轧样品中的立方分数相似，但固溶退火后的立方分数有很大差异，因为热轧带的初始晶粒尺寸影响冷轧显微组织中立方的形状、厚度和分布。
对于退火热轧板冷轧后的试样，固溶退火后强度和立方分数的降低归因于β纤维取向强度的降低。去除或减少β纤维成分降低了发现被硫或铜包围的剩余立方体颗粒的可能性。此外，在从退火的热轧带获得的显微组织中，立方带和它们的生长促进界面进一步分开。此外，PSN似乎在AA6016退火热轧带的冷轧样品中更受青睐，它有助于织构随机化。
