与常规同步轧制相比, 异步轧制具有更低的轧制力, 可降低生产能耗、减少轧制道次、增强轧薄能力等^[1-3].因此, 自异步轧制提出以来, 受到了广泛的关注.在异步轧制过程中, 上下轧辊存在线速度差, 轧件处于搓轧状态, 从而形成特有的“搓轧区”^[4-5].在搓轧区内, 除了压缩变形之外, 轧件还会受到剪切变形, 因此钢板的总变形量较大, 对轧件的显微组织、织构及力学性能产生显著影响^[6-8].

目前, 异步轧制主要应用于冷轧或少量特殊用途金属的生产中.已有学者在Al合金、Al-Mg合金、电工钢、奥氏体钢及高锰钢的研究与开发中采用异步轧制, 并取得良好效果^{[7, 9-11]}.然而, 异步轧制在用途广泛且用量巨大的低合金钢(特别是热轧低合金钢)中的应用研究却相对较少, 其对低合金钢组织演变及力学性能的影响机制尚不明确.另外, 目前异步轧制主要是通过异径来实现, 对于同径异步轧制的研究较少.同径异步轧机可实现同步及多级异速比的轧制, 具有柔性轧制的潜力.为此, 本文对低合金钢进行同步及同径异步热轧处理, 分析和讨论了同径异步热轧对低合金钢组织演变行为和力学性能的影响机制.

实验用钢为工业用低合金钢板, 原始厚度为20 mm, 化学成分(质量分数，%)为:C 0.14, Si 0.45, Mn 1.7, Cu+Cr+Ni+Mo≤0.85及Nb+V+Ti≤0.12.实验前先将钢坯切成200 mm×100 mm×20 mm的坯料, 然后置于箱式电阻炉中加热至1 200 ℃保温2 h.热轧前, 先将钢坯空冷至910 ℃, 然后在可调异速比的φ400二辊异步热轧机组上进行热轧, 轧制规程为20 mm—12 mm—6 mm, 终轧温度为890 ℃, 轧制速度为60 m/min.为了研究异步热轧工艺对实验钢组织性能的影响, 分别采用1.2及1.0(即同步轧制)的两种异速比进行热轧.热轧后的钢板直接空冷至室温.

热轧实验完成后, 在热轧钢板板宽的1/4处切取金相试样, 经研磨、抛光后用4%的硝酸酒精溶液腐蚀10 s, 然后使用ZEISS光学显微镜进行组织观察.另外, 在钢板宽度的1/4处沿轧制方向切取矩形横截面的拉伸试样, 试样宽度为12.5 mm, 原始标距为50 mm.室温拉伸试验在CMT5105-SANS微机控制电子万能实验机上进行, 拉伸速率为3 mm/min.

图 1为本实验工艺条件下, 通过同步热轧获得的低合金钢板厚度方向的组织分布情况.由图 1a的显微组织可知, 沿着钢板厚度方向, 晶粒度分布极其不均匀.板面附近处的组织与其他区域组织差异显著, 出现厚度约为0.6 mm的表面细晶层.该表面细晶层由细小等轴的铁素体晶粒构成, 平均晶粒尺寸约为1.5 μm, 如图 1b所示.除了表层的细晶层外, 其他区域的组织较为粗大.厚度1/4处的组织几乎由粒状贝氏体构成, 即在贝氏体铁素体基体上分布着大量的岛状或粒状第二相(图 1c).另外, 在晶界处零散分布着极少量的铁素体晶粒.厚度1/2处的金相显微组织见图 1d, 其组织由粒状贝氏体构成, 贝氏体块较为粗大, 且几乎观察不到铁素体晶粒.

图 1(Fig. 1)

图 1 同步热轧条件下低合金钢显微组织 Fig.1 Microstructure of the low alloy steel obtained after symmetric hot rolling process (a)—低倍下显微组织；(b)—板面附近处; (c)—厚度1/4处；(d)—厚度1/2处.

由异步热轧获得的低合金钢板厚度方向组织分布情况如图 2所示.由图 2a的显微组织可知, 与同步热轧相比, 由异步热轧获得的低合金钢厚度方向显微组织较为均匀, 低倍下的金相显微组织未出现明显的表面细晶层.板面附近处的组织主要由铁素体构成, 在铁素体晶界处分布少量的岛状或粒状第二相, 平均晶粒尺寸比同步热轧大, 约为2 μm, 如图 2b所示.由图 2c及图 2d可知, 实验钢板厚度1/4及1/2处的显微组织与板面附近处的显微组织相似, 主要由铁素体构成, 在铁素体晶界处分布少量的岛状及粒状物.由此可见与同步热轧相比, 异步热轧有利于提高热轧钢板厚度方向的组织均匀性.

图 2(Fig. 2)

图 2 异步热轧条件下低合金钢显微组织 Fig.2 Microstructure of the low alloy steel obtained after asymmetric hot rolling process (a)—低倍下显微组织；(b)—板面附近处; (c)—厚度1/4处；(d)—厚度1/2处.

实验钢拉伸过程中的应力-应变曲线如图 3所示.两种工艺条件下, 实验钢的拉伸曲线均表现出连续屈服特征.如表 1所示, 两种工艺条件下, 实验钢的抗拉强度无显著差别, 分别为710，718 MPa, 而且二者的断后延伸率均为20%.但是, 异步热轧可明显提高低合金钢的屈服强度.采用异步热轧, 实验钢的屈服强度可由同步热轧的526 MPa提高到561 MPa.

图 3(Fig. 3)

图 3 实验钢拉伸应力-应变曲线 Fig.3 Tensile stress-strain curves of the experimental steel

表 1(Table 1)

表 1 实验钢力学性能 Table 1 Mechanical properties of the experimental steel 工艺 屈服强度 抗拉强度 屈强比 延伸率 MPa MPa % 同步热轧 526 710 0.74 20 异步热轧 561 718 0.78 20

表 1 实验钢力学性能 Table 1 Mechanical properties of the experimental steel

由上文分析可知, 同步热轧钢板除了表面细晶层外, 其组织均以粗大的贝氏体为主；但是, 异步热轧钢板从板面至厚度的1/2处, 组织较为均匀, 均以细小的铁素体为主, 同时含有少量的贝氏体组织.对于同步热轧钢板, 粗大的贝氏体组织具有较强的相变强化作用和相对弱的细晶强化作用.相变强化在获得高的抗拉强度的同时, 可降低屈服强度, 因此可降低实验钢的屈强比.对于异步热轧的钢板, 其均匀细小的铁素体具有较强的细晶强化作用和相对弱的相变强化作用.一般认为, 细晶强化对屈服强度的贡献增量明显高于对抗拉强度的贡献增量.因而, 通过细晶强化作用强化的钢板, 往往具有相对高的屈强比.

有研究指出, 异步轧制可细化奥氏体钢的晶粒尺寸, 尤其是细化钢板芯部组织, 从而提高钢板厚度方向组织的均匀性^[9].其作用机理在于, 异步轧制时钢板将受到附加的剪切变形, 由同步热轧的单项压缩变形转化为同时受到压缩变形及剪切变形的共同作用, 导致等效应变增大.大的等效应变使奥氏体发生了充分的再结晶, 通过再结晶实现奥氏体晶粒的细化.与同步热轧相比, 异步热轧的变形可渗透至钢板芯部, 促进芯部奥氏体再结晶, 细化芯部组织, 提高厚度方向的均匀性.

由图 1和图 2可知, 本实验条件下, 异步热轧也可改善低合金钢厚度方向的组织均匀性, 但其均匀化机制不同于上述奥氏体钢的均匀化机制.由公式^[12]:θ_nr=887+463w(C)+6445w(Nb)-644w(Nb)^1/2+732w(V)-230w(V)^1/2+ 890×w(Ti)+363w(Al)-357w(Si), 可估算得实验钢的再结晶温度(θ_nr)约为1 130 ℃.因此在910~890 ℃范围热轧时, 实验钢处于未再结晶区, 异步热轧难以通过再结晶机制实现组织细化及均匀化.在未再结晶区, 通过热轧可获得具有“饼形”结构及大量变形带的硬化奥氏体, 提高相变形核点.而且, 未再结晶热轧还可提高形变储能, 从而提高奥氏体/铁素体相变驱动力.对于本实验钢, 同步热轧条件下, 总的等效应变相对较小, 而且变形无法渗透至钢板芯部, 因此仅钢板表层可发生奥氏体/铁素体相变.而其他区域(特别是板厚芯部)无法实现有效的铁素体相变, 因此芯部为贝氏体, 最终形成厚度方向上表面为细小铁素体、芯部为贝氏体的不均匀组织(如图 1所示).与同步热轧相比, 异步热轧因具有更大的等效应变, 使相变驱动力提高, 促进奥氏体/铁素体相变.尤其是异步热轧可使变形渗透至钢板芯部, 使得厚度方向上由表面至芯部均可发生奥氏体/铁素体相变, 获得厚度方向上均匀的组织.由图 2可知, 异步热轧时钢板表层晶粒尺寸与芯部的晶粒尺寸差异不显著, 且略大于同步热轧时的表层晶粒尺寸.其可能的原因在于, 异步热轧提高相变驱动力, 提高铁素体相变温度, 而高温下形成的铁素体更易于长大.

1) 在未再结晶区的异步热轧可提高等效应变, 使变形向钢板芯部渗透.因而, 异步热轧可显著促进低合金钢铁素体相变.在轧后空冷过程中, 热轧钢板由板面至厚度的1/2处均可发生奥氏体/铁素体相变, 提高厚度方向的组织均匀性.

2) 同步热轧和异步热轧条件下, 实验钢的抗拉强度及延伸率相当, 抗拉强度710~718 MPa, 延伸率20%.同步热轧的实验钢通过贝氏体的相变强化, 屈服强度较低, 为526 MPa；异步热轧的实验钢, 主要通过铁素体的细晶强化, 屈服强度提高到561 MPa.