一种马氏体系列耐磨钢及其制备方法

摘要

一种马氏体系列耐磨钢及其制备方法，属于耐磨钢技术领域。钢的化学成分为：C：0.05-0.51wt%，Mn：2.0-10wt%，Al：0-1.5wt%，Si：0-1.5wt%，Cr：0-1.5wt%，Cu：0-1.5wt%，Ni：0-1.5wt%；余量为Fe及不可避免的不纯物；Mn/C配比不小于9。在此基础上还可以选择以下一种或多种复合元素添加:Mo：0.02-0.50wt%，V：0.02-0.50wt%，Nb：0.02-0.50wt%，Ti：0.01-0.5wt%，B：0.02-0.50wt%，RE：0.02-0.50wt%。优点在于，易生产、低成本、高性能。适用于属于矿山、能源、交通、农机、工程机械等行业用耐磨材料技术领域。

权利要求

1.一种马氏体系列耐磨钢，其特征在于，化学成分为：C：0.05-0.51wt％，Mn：3.0-

7.5wt％，Al：0-1.5wt％，Si：0-1.5wt％，Cr：0-1.5wt％，Cu：0-1.5wt％，Ni：0-1.5wt％，Mn/C配比不小于9；

另加入以下一种或多种复合元素:Mo:0.02-0.50wt％；V:0.02-0.50wt％；Nb:0.02-

0.50wt％；Ti：0.01-0.5wt％；B:0.02-0.50wt％；RE：0.02-0.50wt％；余量为Fe及不可避免的不纯物。

2.一种权利要求1所述的马氏体系列耐磨钢的制备方法，其特征在于，工艺及控制的技术参数如下：(1)钢的冶炼与凝固：适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭；

(2)铸坯或铸锭的锻造或热轧和热连轧：

热连轧板材：将铸坯经1100-1250℃加热，由粗轧机进行5-20道次轧制，热轧到30-50mm厚度规格，初始轧制温度为1100～1250℃后由热连机组进行5-7道次精轧到厚度在3-12mm，终轧温度950-800℃，终轧轧后在不同的冷却条件下进行冷却到室温，得到硬度最高高达

700HB的马氏体/贝氏体耐磨钢热轧板；

热轧中厚板：将铸坯经1100-1250℃加热，由粗轧机进行10-25道次轧制到设计厚度规格的钢板在12-60mm，钢板在不同的冷却条件下进行冷却到室温，得到硬度高达600HB的马氏体/贝氏体耐磨钢中厚板；

热轧特厚板：将铸坯经1100-1250℃加热，由粗轧机进行10-15道次轧制到设计厚度规格的钢板不小于60mm，钢板在不同的冷却条件下进行冷却到室温，得到硬度高达550HB的马氏体/贝氏体耐磨钢特厚板；

所述的不同的冷却条件是指水冷、油冷或空冷；

近成型零件热锻：将铸坯或锻坯经1100-1250℃加热，由锻造获得硬度在200-500HB的耐磨锻件。

3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，对锻造和热轧产品进行低温回火处理：在150-250℃进行低温回火，调整钢中马氏体或贝氏体的硬度及韧性，获得硬度与韧性达到良好匹配的耐磨钢。

说明书

一种马氏体系列耐磨钢及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明属于耐磨钢技术领域，特别是提供了一种马氏体系列耐磨钢及其制备方法，是一种易生产、低成本、高性能的经济型马氏体系列耐磨钢。适用于属于矿山、能源、交通、农机、工程机械等行业用耐磨材料技术领域。

背景技术

[0002] 耐磨钢是耐磨材料中极为重要的组成。它被广泛用于矿山机械、煤炭采运、工程机械、农业机械、建材、电力机械、铁路运输等部门。例如，球磨机的钢球、衬板、挖掘机的斗齿、铲斗，各种破碎机的轧臼壁、齿板、锤头，拖拉机和坦克的履带板、风扇磨机的打击板，铁路辙叉，煤矿刮板输送机用的中部槽中板、槽帮、圆环链，推土机用铲刀、铲齿，大型电动轮车斗用衬板，石油和露天铁矿穿孔用牙轮钻头等等。根据不完全统计，能源的1/3到1/2消耗于摩擦与磨损，因而开发低成本高性能耐磨材料具有重要的社会和经济意义。

[0003] 近几十年来，低、中合金马氏体组织耐磨钢得到了长足的发展和应用。这些钢的基本化学成分为提高淬透性的C、Mn、Cr、Mo和提高韧性的Ni等合金元素，利用控轧控冷技术（TMCP）和后续的淬火和回火（大多调制处理）生产出具有较好的耐磨性和韧性的耐磨钢材。为了适应矿山采运机械与工程机械发展，市场对耐磨钢的硬度的要求也越来越高。目前国外已经形成硬度从350HB级别到650HB级别，甚至700HB超高硬度级别的系列化和标准化的耐磨钢。但是必须注意到目前国内外马氏体耐磨钢的生产工艺较为复杂，过程控制比较困难，不仅需要利用调质处理和快速淬火机来获得均匀的耐磨性能，而且需要添加Ni和Mo等贵金属元素来提高钢的韧性和耐磨性。

[0004] 目前耐磨板的国外大型钢铁公司已经成功生产各种级别的优质耐磨钢。其主流产品已成为450HB和500HB的产品， 550到700HB在也成功生产并获得广泛使用。虽然我国近年来对国外进口的耐磨钢进行了研发，但整体水平与国外仍有明显的差距。比如国内耐磨钢多为360HB和400HB级别的低端产品，其最高硬度不超过450HB；高性能的耐磨钢(450HB以上)生产技术及国产化仍是空白。这主要由于国内企业还没有掌握高级别耐磨钢生产核心技术，比如钢板淬火设备参数和冷却控制等，无法获得高硬度和高韧性的耐磨板。同时国内耐磨产品质量差，比如冷弯、平直度、焊接性能、耐磨性能较进口产品有较大差距。为了马氏体耐磨钢生产工艺简单易于操作，提高我国耐磨钢品质，降低其生产成本，有必要进行新型的合金化设计，改变传统马氏体钢的缺点需要

[0005] 目前国内外高端马氏体耐磨钢有两大缺点，一是钢的淬透性和淬硬性不高，对淬火工艺和设备要求非常高。二是淬火组织不易于均匀，从而导致耐磨钢的性能均匀性难以控制，因而大多数传统马氏体耐磨钢需要调质处理来提高耐磨钢组织结构与性能的均匀性。

发明内容

发明内容

[0006] 本发明的目的在于提供一种马氏体系列耐磨钢及其制备方法，克服了淬透性和淬硬性不高，淬火组织不易于均匀等问题。

[0007] 本发明提出在一定碳含量(0.05-0.50%)的基础上通过添加Mn（2-10%）和控制Mn/C不小于9，从而极大提高了耐磨钢的淬透性和淬硬性获得一种高韧性的新型马氏体耐磨钢如图1所示，在冷却速度从1000OC/min降到1℃/min的冷速范围内。本发明钢的硬度变化仅仅不到10%，远远低于现有耐磨钢的硬度降低60%的结果如图1所示。因此本发明钢生产不仅大大降低了对淬火设备的要求，而且由于冷速的降低而可以保证耐磨钢的优良的结构和性能的均一性，得到了均一的马氏体或贝氏体组织，保证耐磨板具有良好的板型。如图2所示的本发明的马氏体均匀组织，同时保持了良好的耐磨钢的板型。该耐磨钢可以通过模铸/连铸进行铸造、通过热轧热锻进行热变形处理，及低温回火进行韧性提高等简单工艺进行生产，适合在现有工业设备上进行大规模工业生产。另外可以回火，实现马氏体基体上析出高硬度的细小碳化物颗粒，进一步提高钢的硬度和耐磨性能。正是由于本发明钢的优异的淬透性能，该钢还可以用来制备高强均质的特厚板，其厚度范围可以达到米的量级，这是目前发现的现有的最适合制备特厚板的化学成分组合。

[0008] 本发明耐磨钢还可以用到一些精密部件的场合，比如轴和齿轮等，提高部件的耐磨性和寿命。本发明所阐述的耐磨钢技术与现有马氏体耐磨钢技术相比，具有高的耐磨性能、低的生产成本，不需要国外现有耐磨钢生产所要求的高端生产设备，因而易于大规模工业化生产。既可以通过模铸、电炉或转炉冶炼生产的，也可以通过热轧生产，不需要传统马氏体耐磨钢的控轧控冷技术和调质处理。

[0009] 本发明通过简单的C/Mn化学成分设计，极大提高了耐磨钢的淬透性和淬硬性；不仅对淬火设备没有特别的要求，还由于冷速的降低还可以保证耐磨钢优良的结构和性能的均一性，同时保持了良好的耐磨钢的板型。本发明所阐述的耐磨钢技术与现有马氏体耐磨钢技术相比，具有耐磨性能高、成本低，生产设备和工艺简单和易于大规模工业化生产，性能可以达到或超过国外系列化产品的高性能的耐磨钢，耐磨性能可以覆盖从Hardox350到Hardox650的系列耐磨钢，填补国内高端耐磨钢技术，替代进口高端耐磨钢系列产品。

[0010] 本发明钢的化学成分为：C：0.05-0.51 wt%，Mn ：2.0-10wt%，Al ：0-1.5 wt%，Si：0-1.5wt%，Cr：0-1.5wt%，Cu：0-1.5wt% ，Ni ：0-1.5 wt%；余量为Fe及不可避免的不纯物；
Mn/C配比不小于9。在此基础上还可以选择以下一种或多种复合元素添加:Mo：0.02-0.50 wt%，V：0.02-0.50 wt%， Nb：0.02-0.50 wt%，Ti：0.01-0.5 wt%， B：0.02-0.50 wt%，RE：
0.02-0.50 wt%。

[0011] 本发明以低中含量碳和低中含量锰的化学成分为基础，可以适当添加Al、Si、Cr、Cu和其它强碳化物析出元素（Mo、V、Nb、Ti等），通过热形变后的适当条件冷却（空冷、油冷或水冷）再加低温回火等工艺处理就可以获得马氏体（+析出物）或贝氏体（+析出物）的高级耐磨钢。有别于高锰钢和传统马氏体耐磨钢，本发明耐磨钢的超强淬透性和后续低温回火处理可以使本发明钢获得高硬度和较高韧性。

[0012] 本发明各元素的作用及配比依据如下：

[0013] C：作为主要的间隙固溶元素，是提高淬透性和形成高硬度析出物的主要元素，其成分范围可以控制在0.05-0.50%。

[0014] Mn：作为主要置换固溶添加元素，Mn提高了固溶强化和极大提高钢的淬透性。Mn含量应控制在2.0-10%的范围内，但需要与C的添加量进行适当的配合来达到足够的淬透性和较高硬度，这要求碳当量(即CE=C+Mn/6)在 2≥CE≥0.65的范围内；为保证耐磨钢足够的韧性，要求Mn/C比要不小于9。其原因揭示如下：为了保证耐磨钢的韧性，就必须控制回火钢的韧性，就必须对钢中的锰碳比含量进行控制。控制锰碳比的原因可以解释为以下几点：一是Mn原子和C原子与Fe原子的尺寸均不一样，Mn和C在钢中的存在都会引起铁素体的晶格畸变，但锰原子小于铁原子，锰的置换固溶会引起Mn原子基体的拉应力，而C原子在铁素体中的间隙固溶则会引起C原子周围基体的压应力。考虑到C原子在铁素体的八面体间隙引起的间隙固溶引起的应力远远大于Mn固溶所引起的应力，所以钢种的Mn和C一般会以多个Mn原子与一个C原子所形成的MnC对的形式存在。为了降低因晶格畸变引起的微观应力，Mn和C原子个数比例应该约为2，这样的Mn和C的比例可以显著降低钢中微观应力，从而提高钢的韧性；二是考虑到耐磨钢的低温退火进一步提高钢的韧性，就必须考虑碳化物的类型、大小、分布和稳定性。对于含锰钢而言，其碳化物是一种复合碳化物，形式为(Fe、Mn)3C。Mn含量的提高会进一步细化碳化物的尺寸，这也要求Mn和C的比例要大于一定的数值；三是Mn是强烈提高淬透性的元素，过低的Mn含量将不利于全淬透性马氏体的形成，所以的Mn的含量也必须大于一定的值。鉴于以上原因，本专利所给出的Mn和C的原子个数比至少为2，而Mn和C的质量比例应不小于9。

[0015] Si：作为主要置换固溶添加元素，提高了固溶强化作用，同时抑制碳化物析出，提高耐磨钢韧性，Si含量控制在1.5以下的范围内即可。

[0016] Al：作为铁素体强化型元素和耐蚀与耐候元素，Al的添加同时可以提高耐磨钢的韧性和焊接性能。Al含量控制在1.5以下的范围内即可。

[0017] Cr：作为主要置换固溶添加元素，提高了固溶强化作用，同时抑制碳化物析出，提高耐磨钢韧性，Cr含量控制在1.5以下的范围内即可。

[0018] Cu：作为耐蚀与耐候元素和固溶强化元素，Cu含量控制在1.5以下的范围内即可。

[0019] P：通常是有害元素，易于在钢液凝固时形成微观偏析和晶界偏聚，从而引起钢的脆性。因此，P含量应控制在0.02%以下。

[0020] S：通常是有害元素，易于晶界偏析降低韧性。因此，S含量应控制在0.01%以下。

[0021] Nb：强碳化物形成元素，提高钢的耐磨性。因此，添加Nb量应控制在0.02-0.50%。

[0022] Ti：强碳化物形成元素，可以形成Ti和C的细小弥散分布的碳化物，起到提高耐磨性的作用。因此，添加Ti量应控制在0.02-0.50%。

[0023] V：强碳化物形成元素，可以形成V和C的细小弥散分布的碳化物，起到提高耐磨性的作用。因此，添V量应控制在0.02-0.50%。

[0024] Zr：强碳化物形成元素，可以形成Zr和C的细小弥散分布的碳化物，起到提高耐磨性的作用。因此，添加Zr量应控制在0.02-0.50%。

[0025] Mo：强碳化物形成和细化碳化物的元素，可以形成C的复合细小细小物，起到提高耐磨性的作用。因此，添加Mo量应控制在0.02-0.50%。

[0026] B：作为晶界强化和净化的元素，提高钢的韧性，添加Ti量应控制在0.002%以下。

[0027] RE：也可以添加稀土元素作为钢液凝固的形核质点，细化铸态组织，进一步提高耐磨钢的韧性。

[0028] 本发明的制造工艺及条件为：

[0029] （1）钢的冶炼与凝固：适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭。另外，对符合本发明成分的钢材，可以通过低温回火获得析出强化，得到更高的钢硬度和钢韧性以及二者间的良好匹配。由于钢的良好的淬透性，本发明钢可以热形变后获得厚度变化范围很宽，在毫米到米的厚度级别，这是现有马氏体耐磨钢所无法达到的。

[0030] （2）铸坯或铸锭的锻造或热轧和热连轧：

[0031] 热连轧板材：将铸坯经1100-1250℃加热，由粗轧机进行5-20道次轧制，热轧到30-50mm厚度规格，初始轧制温度为1100～1250OC。后由热连机组进行5-7道次精轧到厚度在3-
12mm，终轧温度950-800OC，终轧轧后可以在不同的冷却条件下进行冷却到室温(水冷、油冷和空冷)，得到硬度最高高达700HB的高级别马氏体/贝氏体耐磨钢热轧板。

[0032] 热轧中厚板：将铸坯经1100-1250℃加热，由粗轧机进行10-25道次轧制到设计厚度规格的钢板在12-60mm，钢板可以在不同的冷却条件下进行冷却到室温(水冷、油冷和空冷)，得到硬度高达600HB的高级别马氏体/贝氏体耐磨钢中厚板。

[0033] 锻造热轧特厚板：将铸坯经1100-1250℃加热，由粗轧机进行10-15道次轧制到设计厚度规格的钢板不小于60mm，钢板可以在不同的冷却条件下进行冷却到室温(水冷、油冷和空冷)，得到硬度高达550HB的高级别马氏体/贝氏体耐磨钢中厚板。可以通过调质处理进一步提高特厚板的综合性能，特别是Z向性能。

[0034] 近成型零件热锻：将铸坯或锻坯经1100-1250℃加热，由锻造获得硬度在200-500HB的耐磨锻件，无需调质处理。具有比同等强度的调质件和非调质件更高的韧性。

[0035] （3）还可以通过对锻造和热轧产品进行低温回火处理：

[0036] 在150-250OC进行低温回火，调整钢中马氏体或贝氏体的硬度及韧性，获得硬度与韧性达到良好匹配的高级耐磨钢。

[0037] 本发明的创新点在于：

[0038] (1)基于合理化学成分设计和合金元素的配分，保证钢具有极强的淬透性（热轧卷空冷），铸造后或淬火后获得空冷的马氏体组织；

[0039] (2)化学成分为0.05-0.51 wt% C，2.0-10wt%Mn；0.05-0.51 wt% C，2.0-10wt%Mn；0-1.5 wt% Al；0-1.5wt% Si；0-1.5wt% Cr；0-1.5wt% Cu；0-1.5 wt%Ni，其中，碳当量(即CE=C+Mn/6)在 2≥CE≥0.65，Mn/C比要不小于9；可以加入综合不超过1%的易于析出纳米碳化物的Ti、Mo、Nb、V等元素和进行组织细化的稀土元素；

[0040]  (3)低温回火即可以获得比较高的韧性和硬度，可以实现较好的滑动磨损和冲击磨损性能；

[0041] (4)由于该钢的极强的淬透性能和易于操作的低温回火工艺，使得该钢的生产不需要复杂高端的淬火设备，因而比传统的马氏体耐磨钢成本低且易于大规模工业化生产；(5)该钢还适合于制备各种厚度的耐磨板材，其淬透性厚度可以在毫米到米的厚度范围，可以工业化大规模生产特厚板、厚板、中厚板和薄板等一系列不同厚度尺寸的高性能耐磨板； (6)可以利用模铸法来制备矿山机械和煤机用磨球。与现有奥氏体高锰钢和传统的马氏体基体的耐磨钢相比，本发明钢生产工艺简单和成本低，属于新系列化马氏体耐磨钢，完全可以取代国内外的昂贵的高端系列耐磨钢。

[0042] 本发明的优点在于，通过C和Mn的复合添加，使钢具有良好淬透性和淬硬性，获得高硬度；通过Si、Al、Cr的辅助添加进一步调节钢的韧性，使其符合耐磨工况的要求；因此化学成分设计是本发明钢技术的关键。该成分设计和热形变技术降低了耐磨钢对高端淬火设备的要求，简化淬火手段和不需要调质处理，这是本发明的关键点之二。通过对C/Mn含量及添加比例的控制，可以获得硬度与韧性达到良好匹配的高级耐磨钢，这是本发明的关键点之三。本发明耐磨钢易于工业大批量生产高强和良好韧性耐磨钢板材。

附图说明

[0043] 图1为设计钢的相对淬硬性与冷却速率间的关系。

[0044] 图2为低中碳和低中锰成分的耐磨钢的均匀一致的马氏体组织。

[0045] 图3为表1的3#钢的连续冷却转变相图。从图中可以看出，相图中在研究的冷却速度范围内，没有铁素体和珠光体出现。

[0046] 图4为表1的6#钢的连续冷却转变相图。从图中可以看出，相图中在研究的冷却速度范围内，没有铁素体和珠光体出现。

[0047] 图5为本发明部分马氏体耐磨钢的滑动磨损的相对耐磨性（与Hardox450对比结果）与发明钢硬度间的关系，说明本发明可以用来生产覆盖硬度300HB-650HB的各种级别的系列马氏体耐磨钢。

[0048] 图6 给出了实验钢的韧性与硬度的关系,可以看出，对于本发明钢即使在硬度为632HB的条件下，钢的低温韧性仍然高达30J，远远高出现有耐磨钢对低温韧性的标准要求。

具体实施方式

[0049] 钢的热处理工艺及部分具体实施方式：

[0050] 1. 热连轧板材：本发明钢由试验室真空感应冶炼得到150公斤铸锭空冷，共20炉不同成分钢。后经过高温锻造成后60mmx100mmx300mm的方坯，再次加热到1200℃加热，由粗轧机进行7道次轧制，热轧到25mm厚度规格，初始轧制温度为1150OC（从加热到粗轧有一个降温）。后由热连机组进行7道次精轧到厚度在12mm，终轧温度850OC，终轧轧后空冷。后进行本发明钢的力学性能、韧性和耐磨性能(滑动磨损及冲击磨损)的测定。

[0051] 表1给出了部分模拟热连轧的马氏体试验钢的化学成分；表2给出了处理后经上述工艺处理的表1给出的马氏体耐磨钢的力学性能和硬度和钢的相对耐磨性能（滑动磨损与冲击磨损）。表1中的添加Si、Al和Cr的设计这要是为了提高耐磨钢的低温韧性。而Ti、Mo、Nb和V添加的目的是进一步提高钢的硬度。从表2可以看出经过模拟热连轧得到的耐磨钢的强度范围在1030-2350MPa，硬度范围是300-700HB，可以覆盖目前所有马氏体耐磨钢的硬度范围。通过表2中的滑动磨损和冲击磨损的测试结果可以看出，滑动磨损性能相对于Hardox450耐磨钢可以最高提高约72%，而冲击磨损性能则最高提高到它的一倍以上。

[0052] 本发明热连轧马氏体耐磨钢完全可以替代现有国内外高级马氏体耐磨钢。图3给出了表1的3#钢的连续冷却转变相图，图4给出了表1的6#钢的连续冷却转变相图。从图中可以看出，相图中在研究的冷却速度范围内，没有铁素体和珠光体出现，进一步说明了本发明钢的超强淬透性能。表2中韧性数据显示，本发明钢在-40OC的低温下，可以达到100J的低温韧性，这远远高于现有马氏体耐磨钢的韧性。

[0053] 表1 部分试验钢设计的目标化学成分 (wt%)，余量为Fe

[0054]

[0055] 表2表1所列成分马氏体钢经热连轧后的室温力学性能及相对耐磨性能[0056]

[0057] 图3 表1的3#钢的连续冷却转变相图。从图中可以看出，相图中在研究的冷却速度范围内，没有铁素体和珠光体出现

[0058] 图4 表1的6#钢的连续冷却转变相图。从图中可以看出，相图中在研究的冷却速度范围内，没有铁素体和珠光体出现

[0059] 2.热轧中厚板：本发明钢由试验室真空感应冶炼得到150公斤铸锭空冷，共炼钢10炉。加热到1250℃后经过高温锻造成后60mmx100mmx300mm的方坯，再次加热到1250℃加热， 7道次轧制，热轧到25mm厚度规格，粗轧初轧温度为1150OC，终轧温度850OC，终轧轧后空冷。
后进行本发明钢的力学性能、韧性和耐磨性能(滑动磨损及冲击磨损)的测定。

[0060] 表3给出了部分模拟热轧中厚板的马氏体试验钢的化学成分；表4给出热轧中厚板的力学性能和硬度和钢的相对耐磨性能（滑动磨损与冲击磨损）。表3中的添加Al的设计这要是为了提高耐磨钢的低温韧性，而强碳化物析出元素的添加，则是为了保证本发明中厚板的硬度。从表4可以看出经过模拟热轧得到的耐磨钢的强度范围在1210-1860MPa，硬度范围是338-530HB，可以覆盖目前所有马氏体耐磨钢的硬度范围。通过表4中的滑动磨损和冲击磨损的测试结果可以看出，滑动磨损性能相对于Hardox450耐磨钢可以最高提高约30%，而冲击磨损性能则最高提高到它的65%。说明本发明热轧中厚板耐磨钢完全可以替代现有国内外高级马氏体耐磨钢。

[0061] 表3 部分试验钢设计的目标化学成分 (wt%)

[0062]

[0063] 表4表3成分马氏体热轧中厚板的室温力学性能及耐磨性能

[0064]

[0065] 3.热轧特厚板：本发明钢由试验室真空感应冶炼得到150公斤铸锭空冷，加热到1250℃后经过高温锻造成后60mmx100mmx300mm的方坯来模拟特厚板生产，锻后空冷。后进行本发明钢的力学性能、韧性和耐磨性能(滑动磨损及冲击磨损)的测定。

[0066] 表5给出了部分锻造的马氏体试验钢的化学成分；表6给出了锻造处理后耐磨钢的力学性能和硬度和钢的相对耐磨性能（滑动磨损与冲击磨损）。表5中的添加Al的设计这要是为了抑制碳化物析出，提高耐磨钢的低温韧性，强碳化物析出元素的添加，则是为了保证本发明特厚板的硬度，而Si和Cu的添加则是为了进一步提高特厚板的硬度。从表6可以看出经过模拟热连轧得到的耐磨钢的强度范围在1152-1890MPa，硬度范围是327-572HB，可以覆盖目前所有马氏体耐磨钢的硬度范围。通过表6中的滑动磨损和冲击磨损的测试结果可以看出，滑动磨损性能相对于Hardox450耐磨钢可以最高提高约38%，而冲击磨损性能则最高提高到它的75%。说明本发明热轧特厚板耐磨钢完全可以替代现有国内外高级马氏体耐磨钢。

[0067] 表5 部分试验钢设计的目标化学成分 (wt%)

[0068]

[0069] 表6表5成分钢的热轧特厚板马氏体试验钢的室温力学性能及耐磨性能[0070]

[0071] 图5是对表2、表4和表6中的所给出的本发明马氏体耐磨钢的相对耐磨性能与XAR马氏体耐磨钢耐磨性能对比。通过此图可以看出，无论冲击磨损还是滑动磨损，本发明马氏体耐磨钢也遵循高硬度高耐磨性的规律。另外，本发明耐磨钢的耐磨性在低硬度范围比XAR耐磨钢高出20%以上，这与本发明耐磨钢的高韧性有很大关系。

[0072] 图5本发明部分新型马氏体耐磨钢的滑动磨损的相对耐磨性（与Hardox450对比结果）与发明钢硬度间的关系，说明本发明可以用来生产覆盖硬度300HB-650HB的各种级别的系列马氏体耐磨钢。

[0073] 图6 给出了实验钢的韧性与硬度的关系,可以看出，对于本发明钢即使在硬度为632HB的条件下，钢的低温韧性仍然高达30J，远远高出现有耐磨钢对低温韧性的标准要求。