多晶材料因塑性变形后的晶粒取向偏离非随机分布的状态。金属在塑性变形过程中，因受到外界热与力的作用和受内部各晶粒间的相互作用及变形发展的限制，各晶粒要相对于外力轴发生转动，结果大多数晶粒聚集到某些取向上来，从而形成变形织构。拉伸过程中晶体的转动使滑移方向力图转向平行于拉伸轴向。压缩变形时，晶体的转动使滑移面力图转向垂直于压力轴向。除滑移变形外，机械孪生、扭折等变形机构都能使晶粒发生取向的变化。

晶体在外界条件（变形、冷凝、电解及热处理等）作用下，沿某些晶体位向的择优取向称作织构。按形成方式，主要有：通过液态金属冷凝形成的称“铸造织构”；通过塑性变形形成的称“形变织构”；在塑性变形后经退火形成的称“退火织构”。具有织构的金属材料呈现明显的各向异性。同一材料根据加工方式的不同可出现不同的形变织构，按照坯料或制品的外形，形变织构可分为丝织构和板织构。在拉伸（拉丝）、挤压和旋锻条件下形成的织构称为丝织构，这时晶体中晶粒有一个共同的晶向相互平行，并和棒材（线材）轴向一致。

板织构又称轧制织构。在轧制条件下形成的织构称为板织构。板织构不仅晶粒的晶向平行轧制时最大主变形方向（SLN方向），而且某一结晶学平面平行于板材表面。

具有冷变形织构的材料进行退火时，由于晶粒位向趋于一致，总有某些位向的晶块易于形核及长大，故形成具有织构的退火组织，称为退火织构又叫再结晶织构。具有退火织构组织的材料的金相组织观察为等轴的晶粒，但他们的取向又是一致的。

类别 按变形方式不同，变形织构可分为拉丝织构、挤压织构、锻造织构和轧制织构等；按织构类型可分为丝织构（线织构）、面织构和板织构等。

多晶体金属在单向塑性变形（如拉拔，沿一个方向轧制）时，各晶粒在滑移的同时，其滑移系还发生朝外力方向的转动，当变形量很大时，经转动后的各个晶粒最终会趋于同一位向，于是产生了织构。这种由变形过程中产生的织构称为“变形织构”。

依加工方式的不同，变形织构可分为两类：

（1）丝织构，在拉拔时形成，其特征是各个晶粒的某一晶向与拉拔方向平行或接近于平行，如下图（a）所示。丝织构以与线轴平行的晶向<删>来表示，如冷拉铁丝为[110]织构，冷拉铜丝为[111]+[100]织构。

（2）板织构，在轧制时形成，其特征是各晶粒的某一晶向平行于轧制方向，某一晶面趋向于与轧制面平行，如下图（b）所示。板织构以与轧制面平行的晶面（hkl）和与轧制方向平行的晶向[uvw]来表示，记为（hkl）[uvw]。例如面心立方金属的板织构有两种，一种是（110）[112]，称为黄铜型织构，另一种是（112）[111]，称为铜型织构。

应当指出，织构不是对晶粒形状的描述，而是表示多晶体金属中各晶粒取向大致趋于一致的晶体结构特征。完全理想的织构，其取向应当如同单晶。但实际多晶体金属的织构中，晶粒取向的集中程度往往不很高。

金属中晶粒的位向一般是无规则排列的，所以宏观性能表现为各向同性。当金属发生塑性变形时，各晶粒的晶格位向会沿着变形方向发生转变。当变形量很大时（大于70%），各晶粒的位向将与外力方向趋于一致，晶粒趋向于整齐排列，称这种现象为择优取向，所形成的有序化结构称为变形织构。

变形织构的产生，在许多情况下是不利的。变形织构会使金属性能呈现明显的各向异性。各向异性在多数情况下对金属后续加工或使用有不利的影响。例如，用有织构的板材冲制筒形零件时，由于不同方向上的塑性差别很大，使变形不均匀，导致零件边缘不齐，即出现所谓“制耳”现象，如图3-12所示。但变形织构在某些情况下是有利的，例如制造变压器铁芯的硅钢片，利用变形织构可使变压器铁芯的磁导率明显增加，磁滞损耗降低，从而提高变压器的效率。

变形织构很难消除。生产中为避免织构产生，常将零件的较大变形量分为几次变形来完成，并进行“中间退火”。

许多科学工作者致力于变形织构形成理论的研究，提出了许多塑性变形模型，主要有萨克斯（E．Sachs）模型和泰勒（G．I．Taylor）模型，其他模型基本上是由它们派生出来的。1928年萨克斯假定各晶粒的受力状态都等于样品的宏观受力状态，并假定各滑移系上临界分切应力τc为常数，当滑移系上的分切应力达到τc时，该滑移系启动。若已知外施应力状态σij则滑移系s上的分切应力τr=mijσij （i，j=1，2，3）。式中ij重复表示求和，mij=（naib）aj ，n为滑移系。滑移平面的法向矢量；b为滑移方向矢量；a为应力张量σij坐标系矢量；括号内字母重复表示不求和。该模型适用于单晶体的自由变形，按最大取向因子mij选取滑移系s。但该模型对多晶体来说，忽视了各晶粒之间变形的相互限制和协调，各晶粒之间会形成“孔洞”或‘‘堆集”。一些研究者放松了晶体的变形只由最大取向因子选取滑移系的限制，或者规定了对变形体外形的限制。尽管这样，该模型难以描述多晶体的塑性变形。1938年泰勒提出另一塑性变形模型，假定金属中各晶粒的变形状态与样品的宏观变形状态相同。根据该模型，又考虑体积守恒及dεij=1/2（mij+mji）dγ（见微观塑性力学）关系，要进行晶体的塑性变形至少需要启动5个滑移系。fcc金属通常有12个滑移系，因此滑移系的选取有C12=792种可能，但独立的滑移系只有384种。为了确定所需滑移系，泰勒选取的原则是使晶体塑性变形的总剪切量dτ=∑dγ最小。20世纪50年代毕肖普（J．F．W.Bishop）和希尔（R．Hill）用最大外功原理求解滑移系：对于一个给定的应变状态，所选择的滑移系应满足外力所做的功δW=σijδεij为最大。1969年陈煜耀（G·Y·Chin）等证明了以上·t两个原则’’是等价的。但科克斯（U．F．Kocks）用该原理对fcc金属只能求出6或者8个滑移系，因此5个滑移系的求算具有不确定性。要解决不确定性问题，需要引入附加的原则或方法。平均转动法用晶体的平均转动计算每一晶粒方向的变化；松弛限制法将所施加的应变（或应变速率）分量减少1个或者2个；塑性功二次最小二乘法通常可使滑移量和晶格转动惟一确定；速率敏感模型使屈服角变圆，使与给定顶点相关的不同滑移系的分切应力值不同。

泰勒模型忽视了晶体的弹性应变、各晶体的非均匀应变、晶界处应力的平衡以及晶体的加工硬化。尽管如此，与萨克斯模型相比，实验表明它比较适用于多晶材料的变形，因此，许多变形模型都是基于泰勒模型进行修正发展的。修正的泰勒模型放松了宏观应变的严格限制，考虑了晶界处的变形和应力的可传递性以及晶粒的大小与形状等情况。基于各修正的模型所预测的晶体取向分布更接近实际的结果。

基于上述原则，当滑移系（n，b）确定以后，各滑移系的剪切量dγ随即确定。考虑晶体中某矢量A，当滑移系（n，b）启动并产生了dγ的剪切变形时，则A变到A’=A+dγ（An）b；若有K个滑移系启动，则

A’=A+∑ {dγ（An）b}

由该式可计算晶体产生滑移塑性变形后取向的变化。