一种750HBW级超高硬度防护钢板及其制造方法

摘要

本发明公开了一种750HBW级超高硬度防护钢板，其化学元素质量百分比为：C：0.75～1.05％，Si：1.10～1.50％，Mn：0.90～1.30％，Cr：1.10～1.60％，Ni：3～5％，Nb：0.02～0.07％，Ti：0.01～0.03％，V：0.02～0.06％，Mo：0.30～0.60％，余量为Fe及其他不可避免杂质。此外，本发明还公开了上述的750HBW级超高硬度防护钢板的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼和铸造；(2)加热；(3)轧制；(4)空冷至室温；(5)超深冷处理：处理温度为‑254～‑100℃，保持时间为1h以上。该钢板可以在室温下布氏硬度值在750HBW以上。

权利要求

1.一种750HBW级超高硬度防护钢板，其特征在于，其化学元素质量百分比为：C：0.75～1.05％，Si：1.10～1.50％，Mn：0.90～1.30％，Cr：1.10～1.60％，Ni：3～

4.89％，Nb：0.02～0.07％，Ti：0.01～0.03％，V：0.02～0.06％，Mo：0.30～0.60％，余量为Fe及其他不可避免杂质；

其微观组织为包括一次空冷马氏体和二次深冷马氏体的全马氏体组织，其具有与马氏体基体保持共格关系的纳米级碳化物。

2.如权利要求1所述的750HBW级超高硬度防护钢板，其特征在于，其还具有含量为0＜Al≤0.2％的Al。

3.如权利要求1所述的750HBW级超高硬度防护钢板，其特征在于，在其他不可避免的杂质中含有P＜0.02％和/或S＜0.02％。

4.如权利要求1‑3中任意一项所述的750HBW级超高硬度防护钢板，其特征在于，其布氏硬度为750～850HBW。

5.如权利要求4所述的750HBW级超高硬度防护钢板，其特征在于，其‑40℃是V型夏比冲击功为5～10J。

6.如权利要求1‑5中任意一项所述的750HBW级超高硬度防护钢板的制造方法，其特征在于，包括步骤：(1)冶炼和铸造；

(2)加热；

(3)轧制；

(4)空冷至室温；

(5)超深冷处理：处理温度为‑254～‑100℃，保持时间为1h以上。

7.如权利要求6所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(2)中，加热温度为1100～

1280℃。

8.如权利要求6所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(3)中，开轧温度为1050～

1200℃。

说明书

一种750HBW级超高硬度防护钢板及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及一种防护钢板及其制造方法，尤其涉及一种超高硬度的防护钢板及其制造方法。

背景技术

[0002] 在现有技术中，超高硬度钢可以作为防护钢板来使用。现有技术中的超高硬度钢的成分主要以中高碳钢为主，辅以Cr、Ni、Mo、Nb、V、Ti或添加少量的显著提高淬透性的B元素，通常此类的钢板通过轧制、淬火、回火工艺进行生产。

[0003] 例如：公开号为CN102953016A，公开日为2013年3月6日，名称为“一种650HB级耐磨钢板及其制造方法”的中国专利文献公开了一种耐磨钢板。在该专利文献所公开的技术方案中，钢板的成分百分比为：C：0.45～0.55％，Si：0.10～0.35％，Mn：0.20～1.00％，P≤0.02％，S≤0.01％，Cr：0.20～1.00％，Mo：0.1～0.8％，Ni：0.50～2.00％，Nb：0.01～
0.08％，Ti：0.001～0.06％，Al：0.01～0.10％，B：0.0005～0.0040％，Mg：0.001～0.010％，Ca：0.001～0.010％，还同时满足：(Si+Mn)≤1.10％，(Cr+Mo)≥0.80％，0.04％≤(Al+Ti)≤0.11％，余量为Fe和不可避免的杂质。这种耐磨钢板的制造方法包括：冶炼、加热、轧制，在Ac3附近淬火，在100～400℃之间回火。通过该专利文献所公开的技术方案可以得到的耐磨钢布氏硬度的典型值为650HB，具有高强、高硬和良好的韧性相匹配。

[0004] 又例如：公开号为CN108034889A，公开日为2018年5月15日，名称为“一种高硬度耐磨钢板及制造方法”的中国专利文献公开了一种高硬度耐磨钢板。在该专利文献所公开的技术方案中，钢板的成分百分比为：C：

[0005] 0.47～0.49％，Si：0.41～0.43％，Mn：0.23～0.25％，P≤0.002％，S≤0.003％，Cr：1.13～1.15％，Mo：0.62～0.64％，Ni：0.71～0.73％，Ti：0.033～0.035％，Nb：

[0006] 0.011～0.013％，V:0.16～0.18％，B：0.003～0.005％，N≤0.003％，O≤0.0025％，其余为Fe和不可避免的杂质。通过该专利文献所公开的技术方案获得的钢板布氏硬度达到650HB的超高级别，‑20℃低温冲击韧性≥30J，在保证极高耐磨性能的同时，还具有良好的耐蚀性能。

[0007] 但是，现有技术中的钢板的布氏硬度均无法达到750HBW以上的级别。

[0008] 基于此，期望获得一种超高硬度钢板，该超高硬度钢板的布氏硬度可以在750HBW以上，并且其生产工艺简单，成本低廉。

发明内容

[0009] 本发明的目的之一在于提供一种750HBW级超高硬度防护钢板，该750HBW级超高硬度防护钢板可以在室温下达到布氏硬度值在750HBW以上。

[0010] 为了实现上述目的，本发明提出了一种750HBW级超高硬度防护钢板，其化学元素质量百分比为：

[0011] C：0.75～1.05％，Si：1.10～1.50％，Mn：0.90～1.30％，Cr：1.10～1.60％，Ni：3～5％，Nb：0.02～0.07％，Ti：0.01～0.03％，V：0.02～0.06％，Mo：0.30～0.60％，余量为Fe及其他不可避免杂质。

[0012] 在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中，各化学元素的设计原理如下所述：

[0013] C：在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中，碳可以保证材料强度的同时还能够稳定奥氏体。当钢中的碳元素含量过高时钢板在冷却过程中会形成孪晶马氏体，相比于板条马氏体来说，孪晶马氏体的硬度更高，但是韧性也更差。但质量百分比在0.75～1.05％的碳含量，能够保证钢板在空冷过程中有较多的奥氏体在室温下不发生马氏体转变，而在超深冷处理的过程中发生马氏体相变，并细化马氏体的尺寸，进一步提高钢板的硬度。基于此，在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中碳的质量百分比控制在0.75～
1.05％。

[0014] Si：在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中，硅有固溶强化的作用，能够提高钢的耐蚀性能和高温抗氧化性能，且Si的加入能够有效的提高钢板的弹性模量，但含量过高会导致钢表面脱碳严重，降低焊接性能。因此，在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中硅的质量百分比控制在1.10～1.50％。

[0015] Mn：在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中，锰是钢中稳定奥氏体的主要元素，较高的锰含量可以保证本发明所述的材料基体组织为稳定的奥氏体组织，从而确保材料在室温下能够具有较高的未转变奥氏体含量。但根据每1％的锰可以降低钢的马氏体转变温度35～50℃，且锰元素稳定奥氏体的能力仅次于碳元素，因此过多的锰含量会导致钢中未转变的奥氏体过于稳定，在进行超深冷处理时仍不能转变为马氏体，进而导致钢板的硬度偏低。因此，在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中控制锰的质量百分比在0.90～1.30％。

[0016] Cr：在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中，铬能增加钢的淬透性，在碳含量较高的钢种中，铬还可以与碳形成铬的碳化物，从而提高碳钢的硬度和耐磨性而不使钢变脆，还可以增加钢的热强性能。同时，铬的加入能显著的推迟铁素体珠光体转变，是钢板在轧后的空冷过程中不会发生铁素体相变，使钢板在室温下尽量多的以未转变的奥氏体形态存在。因此，在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中控制铬的质量百分比在1.10～1.60％。

[0017] Ni：在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中，镍在钢中能够增加钢的淬透性，随着钢中镍含量的增加，钢的强度不断上升，但塑韧性并不发生显著的下降。在本发明所涉及的钢种中，由于镍能够降低珠光体转变温度，使珠光体细化，提高钢板的强度但是不显著降低钢板的韧性。同时，镍还能够增加钢板的低温韧性。此外，在本发明所述的一些优选的实施方式中，钢中还可以添加铝，镍和铝的金属间化合物析出还能进一步提高钢板的硬度和耐磨性能。但由于镍是贵金属，其成本相对较高，因此，在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中控制镍的质量百分比在3～5％。

[0018] Nb：在本发明所述的技术方案中，铌是强碳化物形成元素，在钢中能够在高温轧制变形的过程中，通过形变诱导析出起到细化轧态奥氏体晶粒的作用，同时析出的碳化物钉扎位错还能起到析出强化的效果。过低的Nb含量，在钢中的析出强化和细化晶粒的效果弱。随着钢中铌含量的增加，其强化效果增强，但铌的含量过高时，其析出强化和细晶强化的作用不再明显。因此，在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中控制铌的质量百分比在
0.02～0.07％。

[0019] Ti：在本发明所述的技术方案中，钛是强碳化物形成元素，在钢中能够形成TiN，作为奥氏体形核的质点，起到细化奥氏体晶粒的作用。此外，在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中添加微量的Ti可以起到细化奥氏体晶粒的作用，但是Ti含量过高会导致TiC的析出，消耗钢中的C，降低奥氏体中C的固溶度，导致奥氏体稳定性下降。因此，在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中控制钛的质量百分比在0.01～0.03％。

[0020] V：在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中，钒是强碳化物形成元素，在材料中具有析出强化和细晶强化的作用。因为钢中的Mn含量过高容易导致晶粒粗化，添加微量的钒元素有利于细化组织，提高合金强度。同时，V的碳化物析出具有弥散强化的作用，能够进一步的提高钢的强度。因此，本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中控制钒的质量百分比在0.02～0.06％。

[0021] Mo：在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中，钼在钢中能提高钢板的淬透性和热强性能，使较大断面的厚钢板淬深、淬透。在高碳钢中，钼能够降低碳化物在晶界上形成连续网状的倾向，减少钢中的残留奥氏体，相对的增加了钢板基体的硬度和耐磨性。同样，钼也属于贵金属，因为其成本较高，因此，在本发明所述的技术方案中，添加钼的质量百分比在0.30～0.60％。

[0022] 进一步地，在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中，其还具有含量为0＜Al≤0.2％的Al。

[0023] 在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中，添加Al可以有效的防止钢中碳化物的形成，有利于奥氏体中碳的固溶，提高冷却过程中奥氏体的稳定性，对改善钢板的韧性大有益处。但若钢中的铝含量过高，会导致钢在冶炼和浇注的难度增大，制造成本上升，形成过度的氧化物恶化钢板质量。因此，在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中，采用的铝的含量为0＜Al≤0.2％。

[0024] 进一步地，在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中，在其他不可避免的杂质中含有P＜0.02％和/或S＜0.02％。

[0025] 在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中，杂质会降低钢板的质量以及其使用寿命，然而，对杂质的控制过严将大幅增加生产成本。综合上述考虑，在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板所包含的不可避免的杂质例如P以及S控制在：P＜0.02％和/或S＜0.02％。

[0026] 进一步地，在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中，其微观组织为包括一次空冷马氏体和二次深冷马氏体的全马氏体组织。

[0027] 需要说明的是，“一次空冷马氏体”是指经过空冷而得到的马氏体，当钢中的碳含量具有本发明所含有的含量时，这种马氏体由奥氏体形成，其形态为片状，又称孪晶马氏体或高碳马氏体。在本发明所述的技术方案中，钢板在空冷至室温后，钢中添加的碳、锰、镍、铬以及钼都具有推迟珠光体转变、提高奥氏体稳定性的作用；同时，根据钢板的连续冷却转变曲线的计算结果也可以判定，在轧态钢板空冷的过程中，钢中不会发生珠光体转变。因此，在钢板空冷过程中由奥氏体形成的片状组织是一次空冷马氏体。此外，另一部分未发生转变的奥氏体由于在一次空冷马氏体形成的过程中存在元素的扩散(尤其是碳元素的扩散，这部分碳会在马氏体相变的过程中由已发生相变的马氏体向未发生相变的奥氏体进行扩散)，提高钢板中未转变奥氏体的碳及其他奥氏体稳定元素的含量，进而提高未转变奥氏体的稳定性，使其马氏体转变温度降至室温以下。由于在室温下钢板中仍然存在未转变的奥氏体(根据理论计算的结果为20～35％)，此时的钢板布氏硬度值可以在520～550HBW之间。

[0028] “二次深冷马氏体”是指在本案所指的超深冷过程中形成的马氏体。这部分马氏体是由未转变的亚稳奥氏体发生马氏体相变形成的。由于在一次空冷马氏体形成过程中，伴随着合金元素由一次空冷马氏体向未转变奥氏体的扩散，使得超深冷过程中形成的马氏体固溶的合金元素(尤其是碳元素)要比一次空冷马氏体中的含量高。因此，经过超深冷处理后形成的二次深冷马氏体具有比一次空冷马氏体更高的硬度。此外，在超深冷的过程中，由于一次空冷马氏体和二次深冷马氏体在超低温下Fe的晶格常数缩小，晶格发生严重畸变，从而加强了过饱和碳元素从马氏体中析出的驱动力。

[0029] 进一步地，在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中，其具有与马氏体基体保持共格关系的纳米级碳化物。

[0030] 在本技术方案中，在超低温下，即使是碳这一类的小原子，其扩散也很困难，扩散的距离更短，因此进一步地会析出与基体保持共格关系的纳米级超微细碳化物。这部分超低温下形成的超微细碳化物可以进一步提高钢板的强硬度。

[0031] 进一步地，在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板中，其布氏硬度为750～850HBW。

[0032] 进一步地，在本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板，其‑40℃是V型夏比冲击功为5～10J。

[0033] 相应地，本发明的另一目的还在于提供一种上述的750HBW级超高硬度防护钢板的制造方法，该制造方法通过合理的化学成分设计以及工艺设计，在无需任何后续的热处理工艺下就可以获得750HBW级超高硬度防护钢板。

[0034] 为了达到上述发明目的，本发明提出了一种上述的750HBW级超高硬度防护钢板的制造方法，其包括步骤：

[0035] (1)冶炼和铸造；

[0036] (2)加热；

[0037] (3)轧制；

[0038] (4)空冷至室温；

[0039] (5)超深冷处理：处理温度为‑254～‑100℃，保持时间为1h以上。

[0040] 在本发明所述的制造方法中，通过合理的化学成分设计，在钢中添加了较多的稳定奥氏体的元素，利用稳定奥氏体的作用使钢板在室温条件下仍有较多的富集合金元素的奥氏体，使超深冷过程中获得了最终所需要形成的马氏体，进而使得钢板的硬度可以满足本发明的要求。

[0041] 此外，本案所述的制造方法可以采用常规轧制工艺进行轧制，这就提高了钢板的轧制效率，降低了轧制过程的能耗。此外，采用本技术方案，钢板无需进行任何后续的热处理工艺，从而可以大大降低生产制造成本。另外，本发明所述的制造方法中，钢板在轧制后可以直接空冷至室温，生产过程简单，可操作性较强。

[0042] 在一些优选的实施方式中，在步骤(5)中，保持时间可以进一步控制在1～10h。

[0043] 进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，加热温度为1100～1280℃。

[0044] 进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，开轧温度为1050～1200℃。

[0045] 本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板及其制造相较于现有技术具有如下所述的优点和有益效果：

[0046] (1)本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板通过合理化学成分设计，在钢中添加了较多的稳定奥氏体的元素，利用稳定奥氏体的作用使钢板在室温条件下仍有较多的富集合金元素的奥氏体，从而获得了最终所需要形成的马氏体，进而使得钢板的硬度可以达到750HBW以上。

[0047] (2)在本案的优选方案中，该750HBW级超高硬度防护钢板在‑40℃下的V型夏比冲击功为5～10J。由于具有这种低温韧性，使得这种钢板在受到高速冲击能量打击时不会出现如陶瓷材料一般的严重碎裂。

[0048] (3)本案所述的制造方法可以采用常规轧制工艺进行轧制，这就提高了钢板的轧制效率，降低了轧制过程的能耗。

[0049] (4)采用本技术方案，使得钢板无需进行任何后续的热处理工艺，这大大降低了生产制造成本。

附图说明

[0050] 图1为本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板的实施例2未经超深冷处理前的微观组织照片。

[0051] 图2为本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板的实施例2的经过超深冷处理以后的微观组织照片。

具体实施方式

[0052] 下面将结合附图说明和具体的实施例对本发明所述的750HBW级超高硬度防护钢板及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

[0053] 实施例1‑6

[0054] 上述实施例1‑6的750HBW级超高硬度防护钢板的制造方法如下所述：

[0055] 实施例1

[0056] 1)所述合金采用电炉或转炉冶炼，浇铸成钢锭或连铸坯；其成分重量百分比按照表1所示；

[0057] 2)钢锭或板坯加热至1250℃；

[0058] 3)轧制：钢板的开轧温度在1150℃，轧制至成品钢板厚度；

[0059] 4)轧后钢板空冷至室温；

[0060] 5)将空冷至室温的轧态钢板进行超深冷处理，处理温度为‑250℃，保持时间为2小时；

[0061] 6)将经过超深冷处理后的钢板在室温静置至室温。

[0062] 实施例2

[0063] 1)所述合金采用电炉或转炉冶炼，浇注成钢锭或连铸坯；其成分重量百分比按照表1所示；

[0064] 2)钢锭或板坯加热至1230℃；

[0065] 3)轧制：钢板的开轧温度在1120℃，轧制至成品钢板厚度；

[0066] 4)轧后钢板空冷至室温；

[0067] 5)将空冷至室温的轧态钢板进行超深冷处理，处理温度为‑170℃，保持时间为3小时；

[0068] 6)将经过超深冷处理后的钢板在室温静置至室温。

[0069] 实施例3

[0070] 1)所述合金采用电炉或转炉冶炼，浇注成钢锭或连铸坯；其成分重量百分比按照表1所示；

[0071] 2)钢锭或板坯加热至1200℃；

[0072] 3)轧制：钢板的开轧温度在1100℃，轧制至成品钢板厚度；

[0073] 4)轧后钢板空冷至室温；

[0074] 5)将空冷至室温的轧态钢板进行超深冷处理，处理温度为‑165℃，保持时间为3.5小时；

[0075] 6)将经过超深冷处理后的钢板在室温静置至室温。

[0076] 实施例4

[0077] 1)所述合金采用电炉或转炉冶炼，浇注成钢锭或连铸坯；其成分重量百分比按照表1所示；

[0078] 2)钢锭或板坯加热至1180℃；

[0079] 3)轧制：钢板的开轧温度在1090℃，轧制至成品钢板厚度；

[0080] 4)轧后钢板空冷至室温；

[0081] 5)将空冷至室温的轧态钢板进行超深冷处理，处理温度为‑196℃，保持时间为2.5小时；

[0082] 6)将经过超深冷处理后的钢板在室温静置至室温。

[0083] 实施例5

[0084] 1)所述合金采用电炉或转炉冶炼，浇注成钢锭或连铸坯；其成分重量百分比按照表1所示；

[0085] 2)钢锭或板坯加热至1230℃；

[0086] 3)轧制：钢板的开轧温度在1140℃，轧制至成品钢板厚度；

[0087] 4)轧后钢板空冷至室温；

[0088] 5)将空冷至室温的轧态钢板进行超深冷处理，处理温度为‑120℃，保持时间为5小时；

[0089] 6)将经过超深冷处理后的钢板在室温静置至室温。

[0090] 实施例6

[0091] 1)所述合金采用电炉或转炉冶炼，浇注成钢锭或连铸坯；其成分重量百分比按照表1所示；

[0092] 2)钢锭或板坯加热至1170℃；

[0093] 3)轧制：钢板的开轧温度在1080℃，通过自由轧制至成品钢板厚度；

[0094] 4)轧后钢板直接在冷床上进行冷却；

[0095] 5)将空冷至室温的轧态钢板进行超深冷处理，处理温度为‑155℃，保持时间为4.5小时；

[0096] 6)将经过超深冷处理后的钢板在室温静置至室温。

[0097] 表1列出了实施例1‑6的750HBW级超高硬度防护钢板的各化学元素的质量百分配比。

[0098] 表1.(wt％，余量为Fe和除了P以及S以外的其他杂质)

[0099]

[0100]

[0101] 表2列出了实施例1‑6的750HBW级超高硬度防护钢板的制造方法的具体工艺参数。

[0102] 表2.

[0103]

[0104] 对本发明的实施例1‑6的750HBW级超高硬度防护钢板的布氏硬度和‑40℃冲击功进行测试，测试结果如下表3所示。

[0105] 表3.

[0106] 钢号 布氏硬度(HBW) ‑40℃夏比冲击功(J)实施例1 761 7
实施例2 764 7
实施例3 776 6
实施例4 759 8
实施例5 768 7
实施例6 767 6

[0107] 从表3可以看出，在上述各实施例中，采用本发明的750HBW超高硬度防护用钢板的制造方法所生产出来的高硬度防护用钢板，其布氏硬度值HBW为750～800。‑40℃下钢板的V型夏比冲击功平均值为6～8J。相比于陶瓷材料来说，其具有一定的低温韧性，这就使得钢板在受到高速冲击能量打击时不会出现严重碎裂。

[0108] 图1为实施例2的750HBW级超高硬度防护钢板未经超深冷处理前的微观组织照片。

[0109] 图2为实施例2的750HBW级超高硬度防护钢板经过超深冷处理以后的微观组织照片。

[0110] 如图1所示，实施例2的750HBW级超高硬度防护钢板在未经过超深冷处理前，轧态钢板的基体组织为空冷马氏体+未转变的奥氏体，且钢中的马氏体基本以片状马氏体为主，片状马氏体具有很高的硬度但是韧性较差。这是因为：钢板在空冷至室温后，由于钢中添加的碳、锰、镍、铬以及钼都具有推迟珠光体转变，提高奥氏体稳定性的作用。同时，根据钢板的连续冷却转钢变曲线的计算结果也可以判定，在冷却速率大于0.03℃/s的条件下，钢中不会发生珠光体转变。因此，在钢板空冷过程中由奥氏体形成的片状组织是一次空冷马氏体(即当钢中碳含量大于0.75％时，钢中的马氏体为片状，又称孪晶马氏体或高碳马氏体)；另一部分未发生转变的奥氏体由于在一次空冷马氏体形成的过程中存在元素的扩散(尤其是碳元素)，这部分碳会在马氏体相变的过程中由已发生相变的马氏体向未发生相变的奥氏体进行扩散，提高钢板中未转变奥氏体的碳及其他奥氏体稳定元素的含量，进而提高未转变奥氏体的稳定性，使其马氏体转变温度降至室温以下。由于在室温下钢板中仍然存在未转变的奥氏体(根据理论计算的结果为20～30％)，此时的钢板硬度在HB 530～550之间。

[0111] 如图2所示，经过超深冷处理后的750HBW级超高硬度防护钢板的基体组织已经全部为马氏体组织。从显微组织可以看出，在经过超深冷处理后，轧态钢板中未转变的奥氏体基本全部转变为片状马氏体。由于转变是在超深冷下完成的，相对于一次空冷马氏体来说其转变温度更低，因此片状马氏体的尺寸更细小。具体来说：在后续的超深冷处理过程中，未转变的亚稳奥氏体发生马氏体相变。这部分在超深冷过程中形成的马氏体，由于在一次空冷马氏体形成过程中伴随着合金元素由一次空冷马氏体向未转变奥氏体的扩散，使超深冷过程中形成的马氏体固溶的合金元素(尤其是碳元素)要比一次空冷马氏体中的含量高。因此，经过超深冷处理后形成的二次深冷马氏体具有相对于一次空冷马氏体更高的硬度。
此外，在超深冷的过程中，由于一次空冷马氏体和二次深冷马氏体在超低温下Fe的晶格常数缩小，晶格发生严重畸变，从而加强了过饱和碳元素从马氏体中析出的驱动力。而由于在超低温下，即使是碳这一类的小原子，其扩散也很困难，扩散的距离更短，因此会析出与基体保持共格关系的纳米级超微细碳化物。这部分超低温下形成的超微细碳化物在一定程度上进一步的提高钢板的强硬度。

[0112] 综上所述结合图1和图2可以看出，经过深冷处理后，实施例2的750HBW超高硬度防护用钢板的基体组织为一次空冷马氏体+二次深冷马氏体。

[0113] 需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护范围。

[0114] 此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

[0115] 还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。