镁合金轧制工艺.docx
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镁合金轧制工艺
1绪论
镁是结构材料中最轻的金属，近年来已经逐渐被应用到航空航天、国防军工、汽车、电子通讯等领域，同时这些领域对其力学性能的要求也在不断提高。
传统的铸造镁合金已经渐渐无法满足要求，而通过挤压、锻造、轧制等工艺生产的变形镁合金产品具有更高的强度、更好的延展性、更多样化的力学性能。
其中，轧制作为镁合金塑性加工的重要手段得到了长足的发展。
镁合金是密排六方晶体结构，c/a轴比为1.6236，在室温下仅具有一个滑移面，在滑移面上有3个密排方向，即有3个滑移系，根据多晶体塑性变形协调性原则，要使多晶体在晶界处的变形相互协调，必须有5个独立滑移系，显然密排六方结构的镁合金不满足该条件。
因此，在室温下，镁合金的塑性很低。
当变形温度达到225℃时，高温滑移面（棱柱面）被激活，镁合金的塑性有所改善。
镁及其合金的另一个重要特征是加热升温与散热降温比其他金属都快。
因此，在塑性加工过程中，温度下降很快且不均匀，则易发生边裂和裂纹，相对于其它金属材料而言，镁及其合金的热加工温度范围较窄。
镁合金滑移系较少，在室温和低温条件下塑性较差，而且迄今对镁合金塑性变形机理的认识还不够全面和深入，镁合金板材制备及其轧制成形工艺的研究尚处于初级阶段。
镁合金板材轧制成形的以下特点制约了镁合金板材的发展与应用：
1）镁合金室温塑性变形能力差，轧制过程中易出现裂纹等变形缺陷；2）目前镁合金板材制备多采用普通的对称轧制，轧制后的组织有强烈的（0002）基面织构，存在严重的各向异性，不利于后续加工；3）镁合金轧制道次压下量较钢和铝小很多，生产效率不高。
制备优质的镁合金板材，大部分工艺都需要经过多道次轧制工序，轧制过程受许多因素的影响，这些因素可以分为两大类：
第一类为影响轧制金属本身性能的一些因素，即金属的化学成分和组织状态以及热力学条件；第二类为轧制的工艺因素，如轧制温度、轧制变形量和轧制速度以及后续的热处理工艺。
国内外很多学者针对如何改进镁合金轧制工艺和轧制技术，以获得二次成形性能优良的板材做了大量的研究工作。
本文针对镁合金轧制过程中各工艺参数对轧件组织与性能的影响、弱化织构的方法及机理以及特殊轧制方式做以下介绍。
2轧制过程中的工艺参数
镁合金轧制过程中，轧制温度是关键参数。
Hosokawa等人对AZ31镁合金轧制的研究表明，轧制温度在225～400℃范围内时，轧制压下量可达85.7%以上而不出现裂纹；200℃以下时，成形性能则较差，易出现裂纹。
陈维平等研究了300，330，360℃3个轧制温度对AZ31镁合金组织和硬度的影响。
结果表明，在同一变形量下，随着轧制温度的升高，板材的晶粒呈长大趋势，硬度逐步下降，在330℃轧制时，板材的综合性能较好。
镁合金散热较快，轧制过程中镁合金轧件与温度较低的轧辊直接接触，轧辊吸收较多热量，会降低镁合金的轧制性能。
轧制过程中轧辊温度的控制也对轧件性能有很大影响。
生产实践证明，若轧辊不预热，轧制过程中板材易产生表面裂纹和边裂；若轧辊内部温度较低，在轧制过程中仍要吸收大量的热，亦会降低合金的轧制性能。
因此，轧制前一般要先将轧辊预热至150℃以上，在薄板轧制过程中则要保证轧辊温度维持在200～250℃范围内。
轧制变形量和轧制速度也是镁合金轧制过程中需考虑的两个重要参数。
变形量过大时，可能产生边裂；而变形量过小时，不仅效率降低，还会影响板材的组织和性能。
镁合金一般采用多道次小压下量的轧制方式进行，冷轧条件下，AZ31镁合金的最大变形量可达15%，但一般都采用道次压下量小于5%，两次中间退火的总变形量小于25%的工艺。
然而近年来研究表明，在较高温度下也可进行大压下量轧制，大应变轧制是制备具有细晶组织的AZ31镁合金板材的简单而有效的工艺，制备的AZ31薄板，晶粒尺寸为2～5μm。
2.1轧制温度
轧制温度对镁合金板材轧件的组织与性能有很大影响。
轧制温度过低时，高的应力集中可导致孪晶形核和切变断裂；而温度过高时，晶粒容易长大而使板材热脆倾向增大。
因此，必须调整和控制好轧制温度以获得符合性能要求的轧件。
镁合金轧制按照轧制温度可以分为：
高于再结晶温度的热轧，低于再结晶温度但高于冷轧温度的温轧以及冷轧。
AZ31B镁合金熔点为650℃，再结晶温度
，再结晶温度为270℃左右。
重庆大学汪凌云等通过控制轧制温度以及退火制度等，设计出较好的轧制工艺。
2.1.1实验
实验所用材料为AZ31B镁合金板材。
热轧开轧温度为450℃～460℃，终轧温度为260℃～300℃，道次变形量控制在15%～20%，终轧压下量为5%～10%。
采用测温仪随时测量板料温度，当板料温度低于260℃时，对板材进行回炉加热，保温温度为430℃～450℃。
温轧温度低于260℃，温轧变形量控制在为25%～30%。
温轧温度在再结晶温度以下而又高于冷轧温度。
这种方式能够在一定程度上提高材料的塑性，降低加工硬化。
冷轧阶段采用多道次小变形量的方法轧制板料。
单道次变形量控制在5%以内，两次中间退火间累计变形量不大于25%。
中间退火制度采用300℃下保温1h。
轧制时在轧辊上增加了轧辊控温装置，使得在轧制过程中轧辊的温度始终控制在100℃～160℃左右。
实验时在热轧、温轧和冷轧终了时的板材进行了0°，45°和90°3个方向的取样并进行单向拉伸试验。
2.1.2组织与性能
2.1.2.1热轧
轧制得到的板料边裂很小，表面光洁度好。
当终轧温度低于260℃，道次变形量高于15%时就出现了严重的边裂，甚至板材中部出现裂纹。
在热轧过程中增加了轧辊的控制装置，使轧辊温度始终保持在100℃～160℃左右，同时将轧件多次反复加热，使轧件温度始终控制在热轧范围内，从而减小了裂纹的产生和发展。
图1为AZ31B镁合金板材在300℃终轧后的显微组织。
从图1可以看出，AZ31B镁合金在300℃轧制后，为均匀的再结晶组织。
平均晶粒直径为40μm。
热轧后板材力学性能见表1。
图1AZ31B镁合金热轧板材显微组织
2.1.2.2温轧
温轧的目的是在一定的温度下（高于冷轧低于热轧），采用较大的变形量，从而得到了抗拉强度比热轧后高的抗拉强度，厚度比热轧小的板材。
AZ31B镁合金典型的温轧工艺为：
温轧温度不大于260℃，温轧变形量为25%～30%。
由于镁合金室温下塑性较差，为了保证压下量的需要，考虑到轧辊温度保持在100℃～160℃左右，温轧的终轧温度在100℃左右。
所以，温轧工艺的实施主要存在工艺温度范围窄、温度很难保证均匀的缺点，大规模生产时很难控制。
而且当温度低于300℃时，采用大变形量轧制会出现严重的边裂，甚至中部也出现裂纹。
图2为AZ31B镁合金温轧后板材显微组织，其力学性能见表1。
图2AZ31B镁合金温轧板材显微组织
2.1.2.3冷轧
冷轧时采用小变形量多道次轧制，冷轧道次变形量一般为5%左右，总变形量约为25%。
这样在轧制过程中不会出现严重的边裂和中部裂纹。
但是，当进一步增加变形量时就出现严重的边裂和裂纹，这说明AZ31B镁合金板材在冷轧时的总变形量不能过大，最好控制在25%～30%左右。
图3为AZ31B镁合金冷轧变形后的显微组织。
由图3可知，AZ31B镁合金经过冷变形后组织“破碎”，尤其是晶界处的变形量较大，在金相试样侵蚀时很容易腐蚀而出现沟壑，在晶内则出现了大量的孪晶。
冷轧后，形成了加工硬化，延伸率降低，并且由于晶粒转动产生了大量变形织构，形成了各向异性。
冷轧AZ31B镁合金板材的力学性能见表1。
图3AZ31B镁合金冷轧板材显微组织
轧后厚度
/mm
取向
/MPa
δ/%
热轧
2.0
0°
225-230
17-18
热轧
2.0
45°
225-235
17-20
热轧
2.0
90°
230-235
17-19
温轧
1.6
0°
288
15
温轧
1.6
45°
285
16
温轧
1.6
90°
286
17
冷轧
1.0
0°
300
9
冷轧
1.0
45°
287
9
冷轧
1.0
90°
298
10
表1AZ31B镁合金板材力学性能
2.2轧制变形量
镁合金为密排六方结构，变相能力较差，轧制时道次变形量过大会导致出现裂纹。
冷轧时一般采用小变形量多道次轧制，道次变形量只有5%。
升高温度可以增加塑性，高温下轧制会发生动态再结晶，轧件可以承受较大的变形量。
重庆大学张丁非等研究了同一热轧温度下不同道次压下量以及不同道次轧制时轧件的组织性能的变化。
2.2.1实验
实验材料为AZ31镁合金板材，轧制前板坯的原始尺寸为100mm×30mm×16mm。
轧制前先将AZ31板材在400℃下退火300min，随即进入双辊不可逆轧机进行不同压下量多道次的轧制实验。
每轧制一道次留样，并将留样淬火，将其他样品回炉保温5min后进行下一道次的轧制，观察并记录不同变形率下轧制的表面质量。
轧制温度/℃
道次压下量/mm
轧制道次
400
1
11
400
2
5
400
3
4
400
4
3
表2实验方案
2.2.2实验结果及分析
在400℃不同压下量不同道次时轧制试样的宏观表面状况，裂纹从头部开始出现，然后边裂紧接着发生，且每道次压下量越大，能够保证不开裂的道次数越少。
每道次压下量1mm，轧制8个道次不会产生裂纹，累积变形量为50％。
每道次轧制压下量2mm，轧制3个道次不会产生裂纹，累积变形量为37.5％。
而在每道次轧制压下量为3,4mm的情况下，仅能进行两个道次不开裂轧制，故AZ31镁合金不适合在单次变形量较大的情况下轧制。
轧制温度
/℃
道次压下量
/mm
质量
表面、边部质量良好的道次
心部出现裂纹的道次
心部边部轧裂的道次
400
1
1-8
9-10
11
400
2
1-3
4
5
400
3
1-2
3
4
400
4
1-2
-
3
图4400℃时每道次压下量为1mm的显微组织
（a）第2道次（b）第5道次（c）第8道次（d）第11道次
（1）边部组织
（2）心部组织
图5每道次显微硬度和边部与心部晶粒尺寸的对比
（a）显微硬度；（b）晶粒尺寸
图4为400℃条件下，每道次压下1mm时第2,5,8,11道次时边部和中间组织的金相图。
图2为每道次压下１ｍｍ时的显微硬度和不同道次中间与边部区域组织的晶粒尺寸的对比。
从图4结合图5（b）可以看出，在前4个道次，边部和中间组织的晶粒尺寸区别较明显，由于边部变形程度比中间大，故位错密度也较大，在较高的温度下，发生了回复再结晶，而中间的组织大多数尚存其原始形态。
第5～8道次边部的再结晶组织的晶粒发生了晶粒长大，而且长大的较均匀，同时中间的组织也由于累积变形量的增大而开始发生动态再结晶（见图4（c））。
第9到12道次，由于累积的应变量过大，内应力激增，应力集中在这些区域越来越严重，从而产生裂纹，并伴随着裂纹及附近区域晶粒的再结晶细化。
图4（d）显示了这种裂纹的产生情况。
从图5（b）可以看出，晶粒尺寸的变化是比较有规律的，都是先增大后减小，这是由于累积应变量的影响，由于每道次轧制后退火5min不足以消除内应力，从而累积。
由图5（b）还可知前７个道次轧制情况下，边部组织和中间组织的晶粒尺寸相差较大，组织较不均匀。
研究表明：
组织越均匀晶粒越细小，材料的综合性能越好，而第8道次，边部组织和中间组织的晶粒度相近分别为中间8.9μm，边部9.2μm，组织较均匀，显微硬度值为67高于平均值，而且从金相图可以看到明显的晶粒细化，故400℃左右，每道次压下量为1mm时，轧制到第8道次总变形量为50％是一个较好的轧制条件。
图6400℃时每道次压下2mm的显微组织
（a）第3道次（b）第6道次
（1）边部组织
（2）心部组织
图7每道次显微硬度和边部与心部晶粒尺寸的对比
（a）显微硬度；（b）晶粒尺寸
图6为400℃条件下，每道次轧制压下2mm时第3，6道次时边部和中间组织的金相图。
图6是每道次压下2mm时的显微硬度和中间组织与边部区域组织的晶粒尺寸的对比。
从图6（b）上可以看出在此条件下轧制时，各道次下组织都发生了明显的晶粒细化现象。
分析图6（a）可以看到组织不均匀，可能是再结晶晶粒与原始组织共存，和每道次压下量为1mm相同的是，都会出现一个变形带，并且变形带上都是非常细小的等轴状再结晶晶粒，而且开裂也是从变形带区域开始。
从图6（b）可以看到已经出现裂纹，并且裂纹在细小晶粒区。
从图7（b）可以看出随着轧制道次的增加，轧制试样组织的晶粒尺寸是不断减小的，而且没有峰值。
相比较而言，在此条件下轧制，当第２道次，累积压下量为6mm，变形率为25％，中间组织和边部组织都比较均匀且较细小，并且显微硬度较大（图7（a））是一个较合适的加工条件，虽然第3道次也没有裂纹产生，但第3道次的组织较不均匀，且硬度较低（图7（a）），而从第４道次开始就有大量裂纹产生。
图8400℃时每道次压下3mm的显微组织
（a）第1道次（b）第4道次
（1）边部组织
（2）心部组织
图9每道次显微硬度和边部与心部晶粒尺寸的对比
（a）显微硬度；（b）晶粒尺寸
图8为400℃每道次压下3mm时第1,4道次边部和中间组织的金相图，图9是每道次压下量3mm时的显微硬度和不同轧制道次下中间与边部区域组织的晶粒尺寸的对比。
从图9（b）可以看出第1,2道次，边部组织和中间组织都较不均匀，出现混晶现象（见图8（a）），再结晶晶粒与原始晶粒以及可能异常长大的晶粒同时存在（见图8（a））。
第3道次累积变形量为56.2％，由于变形量太大，一些组织的畸变能较大，发生再结晶时，形核率远远大于线长大速度G，故晶粒为非常细小的等轴状晶，晶粒尺寸只有4.54μm，而粗大晶粒有13.21μm，形成较多的细晶带，易形成裂纹。
故在道次压下3mm的情况不适合轧制。
图10400℃时每道次压下4mm的显微组织
（a）第1道次（b）第3道次
图11每道次显微硬度和边部与心部晶粒尺寸的对比
（a）显微硬度；（b）晶粒尺寸
图10为400℃条件下每道次压下为4mm时第1,3道次的金相图。
图11为道次压下量4mm时的显微硬度和每道次下中间再结晶组织与边部区域组织的晶粒尺寸的对比，此条件下由于变形量太大，组织都很不均匀（见图10），而且形成较多的细晶带（见图7（b）），易开裂，故在单道次压下量为4mm的情况下，由于变形量太大易产生裂纹，不适合轧制。
由图12可看出，在单道次压下量相同的情况下，随着轧制道次的增加，硬度值总体上有上升的趋势，而且在上升过程中会出现一个反方向的峰值，这是因为：
在轧制过程中再结晶的软化过程和加工硬化过程是同时进行的，随着变形量的增大，加工硬化大于动态再结晶的软化，所以硬度值不断地增大。
在小变形量下，硬度值随着变形量的增大而增大，说明加工硬化的过程主要作用，但每条曲线都有一个凹点值，这个点是一个临界点，在这点附近主要是再结晶起作用。
图12不同累及道次压下量硬度值的对比
在400℃，板材初始厚度为16mm时，以每道次压下量为1mm轧制时，较好的轧制工艺为进行8道次，累积变形量50％；每道次轧制压下量为2mm时，较好的轧制工艺为进行2道次，累积变形量为25％；AZ31镁合金不适合在大变形量下轧制。
裂纹产生可能是由于随着累积变形量增加，内应力激增，在难变形的硬取向晶粒区或第二相处产生应力集中，萌生裂纹；裂纹尖端扩展经过的区域变形量较大，因而裂纹两侧存在再结晶细晶区域。
3弱化织构
由于镁合金具有密排六方结构，其塑性变形在低温时仅限于基面{0001}<11-20>滑移及锥面{10-12}<10-11>孪生，塑性变形能力差。
此外，由于基面滑移和{10-12}孪生最容易发生，使变形镁合金在成形过程中形成较强的织构，导致合金塑性降低、二次变形能力差，也是变形镁合金产品至今没有广泛应用的原因。
通过弱化织构，可显著提高变形镁合金的塑性和成形性。
因此，如何有效弱化镁合金织构已经成为近年来国内外研究的热点问题。
目前，弱化镁合金织构的手段包括添加稀土元素、引入新变形方式以及探寻织构形成机制等。
在塑性变形中，随着变形程度的增加，各个晶粒的滑移面和滑移方向都要向主变形方向转动，逐渐使多晶体中原来取向互不相同的各个晶粒在空间取向上呈现一定程度的规律性，这一现象称为择优取向，这种组织状态称为变形织构。
在镁合金轧制成形过程中，基面α滑移及{10-12}孪生变形最容易发生，因此是变形镁合金强织构形成的主要原因。
大量研究表明，镁合金在轧制过程中将形成（0001）平面平行于轧制平面的基面织构，又称板织构，其示意图如图13所示。
由于轧制工艺具有需多道次反复轧制变形的特点，研究人员发现，镁合金经不同道次轧制后，板织构的强度随轧制道次的增加而增加。
此外，同一温度且总变形量一致的条件下，轧板的板织构还随着轧制道次压下量的增加而变化。
图13镁合金轧制板材织构晶粒取向示意图
3.1稀土元素合金化
大量文献表明，添加Nd、Y、Ce等稀土元素对织构弱化作用非常明显。
首先，Ce的添加对弱化变形镁合金织构效果明显，研究Ce元素对Mg-0.2%Ce二元合金单向压缩后织构的影响，结果表明Ce元素的添加使镁合金在变形后基面织构明显弱化，塑性明显增强，延伸率可以达到31%。
研究Mg-Zn-Re镁合金轧板的织构，发现在试验中含有稀土元素和Y元素的合金都存在一定程度的织构弱化，取向随机化现象。
研究Nd、Y、Ce元素添加后对合金板材织构的影响规律，结果同样表明随着稀土含量增加，（0001）织构的最大极密度明显降低，板材织构明显弱化。
虽然添加少量的稀土即可对织构弱化起到非常明显的效果，但人们对稀土弱化织构的机理还不够清楚。
对此，学者们提出了多种解释。
3.1.1粒子促进形核机制（PSN）
在镁合金塑性变形中，第二相粒子对组织的演变会产生很大影响，进而影响镁合金变形后的织构。
这是由于在第二相粒子周围会由于晶格转变而产生变形区，这些变形区就可能诱发再结晶形核。
有研究在镁合金中添加了Ce元素后，由于轧制温度低于Mg-Ce共晶温度，使得镁合金中过饱和的Ce以第二相粒子形式析出。
之后在大应变量的情况下，位错在颗粒附件堆积，形成大量的位错塞积和胞状亚结构。
实验证明，这些高位错密度区域的形成，既可以为再结晶提供形核点，也可为后续退火过程中的再结晶提供驱动力，再结晶晶粒取向与原晶粒取向发生转变，从而对镁合金织构产生影响。
但是，PSN机制不足以解释所有织构弱化的现象。
对于一些镁稀土合金，即使不含有颗粒，在挤压后也可能出现明显的织构弱化效果。
同样对于某些镁合金而言即使有颗粒的存在，也没出现明显的织构弱化现象。
3.1.2溶质拖拽机制
经研究Mg-Zn-Re镁合金轧板的织构，发现在稀土元素和Y元素对织构弱化的作用。
可归结为溶质拖拽效应，即稀土元素的原子量大、扩散速度慢，在变形过程中影响晶界的移动、晶粒的取向以及再结晶机制，从而影响变形镁合金的织构。
3.1.3改变晶粒结构机制
研究了稀土元素Y对镁合金变形织构的影响，实验发现添加Y后镁合金的织构明显弱化，但在织构类型上没有变化。
经分析Y元素的添加改变了纯镁的晶粒结构，降低了c/a值，改变了变形过程中的滑移系，从而起到弱化织构的作用。
对比纯镁、Mg-Y和Mg-Li合金变形织构，发现添加Y和Li元素的合金虽然在织构类型上没有变化但是其织构强度明显降低。
其原因是Y和Li元素的添加改变了纯镁的晶体结构，降低了c/a值，改变了变形过程中的滑移系，从而降低基面织构的强度。
3.1.4改变层错能机制
最新研究表明，稀土元素的添加还可以改变镁合金的层错能。
这是由于稀土元素的添加改变了稀土元素与Mg原子之间的键能以及稀土元素周围Mg-Mg原子键能，并且可能改变基面及非基面的层错能，从而改变基面及非基面滑移系以及孪生开动的临界剪切应力，最终影响镁合金变形后的织构。
3.2引入剪切变形
研究表明，通过引入剪切变形，可以明显弱化变形镁合金的板织构。
在镁合金板材轧制过程中引入剪切变形，可以使合金板材组织中出现明显的孪生和剪切带，为再结晶提供形核点。
又由于合金在变形过程中经历了一定角度的剪切变形，使得晶粒的基面法向与轧制方向成约成一定角度，从而改变基面位向，造成一定程度上的织构弱化。
常见的引入剪切变形的轧制成形工艺有异步轧制、反复叠轧及等径角轧制等。
大量文献表明，通过采用异步轧制工艺引入剪切变形，可以制备出超细晶的镁合金板材，同时明显弱化变形镁合金的基面板织构，减小材料的各向异性使镁合金板材具有较高的综合力学性能。
同样，对AZ31镁合金进行反复叠轧后，研究人员发现，经过3道次的累积叠轧，AZ31镁合金板材的强度只是略有下降，而延伸率却得到明显改善，且合金板材的各向异性明显减弱。
此外，在AZ31镁合金轧制过程中综合采用等径角轧制和异步轧制工艺，使镁合金在轧制过程中反复进行剪切变形，最终获得板织构明显弱化及晶粒明显细化的镁合金板材。
采用异步轧制制备镁合金板材，可使其晶粒细化，基面织构减弱，力学性能提高，从而提高了二次成形性能。
实验研究表明，在轧制条件相同的情况下，常规轧制板材的晶粒组织中存在大量的孪晶，而异步轧制板材的晶粒组织中孪晶很少，板材的晶粒较细小、均匀。
这表明异步轧制更有利于动态再结晶的发生，从而促进晶粒细化和等轴化，这种差异是由镁合金热轧过程的复杂性及异步轧制时的应力应变与金属流动特点所决定的。
结合有限元模拟分析，也表明异步轧制可明显细化AZ31镁合金板材的晶粒，可获得均匀分布的等轴晶组织，且其（0002）基面晶粒取向明显减弱，这主要是因为异步轧制沿板材厚向引入强烈的剪切应变所致。
异步轧制时由于搓轧区的附加
剪切应力使得晶粒发生偏转，这就导致晶粒C轴由ND方向向RD方向偏转一定角度，这种偏转是降低基面织构非常重要的一个原因。
3.3退火
镁合金在采用大变形量轧制后，组织中会出现很明显的高位错密度区，为再结晶提供形核点和驱动力。
对变形合金进行高温退火，组织发生静态再结晶，新的再结晶晶粒的取向发生转变，最终造成一定程度上的织构弱化。
对稀土镁合金变形后进行再结晶退火，退火后再结晶晶粒取向转变更大，对织构的弱化效果更明显。
4特殊轧制方式
4.1异步轧制
异步轧制又称为非对称轧制（Asymmetricrolling，AR），是为了降低轧制压力，提高板带加工效率而发展起来的一种新的压力加工技术。
20世纪40年代初，德国在研究单辊传动叠轧薄板、苏联在研究三辊劳特式轧机时，对两个工作辊圆周速度不等使轧材在变形区产生独特的变形引起注意从而发展了一种以非对称流变为特征的异步轧制过程。
目前，异步轧制已普遍应用于薄带平整、精密带材轧制等均整矫直工艺。
异步轧制是指两个工作辊表面线速度不相等的一种轧制方法，通常有3种形式：
1）上、下轧辊半径不等的非对称轧制；
2）上、下轧辊速度不等的非对称轧制；
3）上、下轧辊与金属轧件摩擦因数不等的非对称轧制。
图14为异步轧制原理图。
轧件咬入后，由于上下工作辊存在辊径差，则上下轧辊表面由此产生线速度差，通过上下辊存在的速差能够在轧制过程中产生一个搓轧区，能够使材料在该区域发生剧烈变形，从而改善其微观组织和力学性能。
轧件处于搓轧状态，可削平摩擦峰值，降低轧制力和能耗，同时也可使轧件表面的氧化铁皮易于脱落，提高了轧件表面的质量。
由于两轧辊的速度差，在板面形成了一对方向相反的摩擦力，方向是快速辊向前，慢速辊向后，这使得板材还受到一对剪切力作用。
所以在相同压下量下异步轧制会发生更大的变形，板材的形变储存能也更高。
一般认为动态再结晶发生在0.5-0.6Tm～0.9-0.98Tm，研究结果发现，当应变发生非常剧烈时，动态再结晶有可能在室温下发生。
在异步轧制过程中，轧制变形区内会引起剪切变
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