CN111996441B

CN111996441B - 一种高韧性折弯性能良好的TiC增强型马氏体耐磨钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN111996441B
Application number: CN202010660210.9A
Authority: CN
Inventors: 刘俊; 李国忠; 许晓红; 白云; 韩步强; 武金明; 韩全军; 邱文军; 芦莎
Original assignee: Jiangyin Xingcheng Special Steel Works Co Ltd
Current assignee: Jiangyin Xingcheng Special Steel Works Co Ltd
Priority date: 2020-07-10
Filing date: 2020-07-10
Publication date: 2021-09-07
Anticipated expiration: 2040-07-10
Also published as: CN111996441A

Abstract

本发明涉及一种高韧性折弯性能良好的TiC增强型马氏体耐磨钢板及其制造方法，元素含量：C：0.18～0.30％，Si：≤0.30％，Mn：0.60～1.20％，Ti:0.20～0.40％,Al：0.04～0.08％，Ni：≤0.10％，Cu：≤0.10％，Cr：0.20～1.00％，Mo：0.10～0.60％，B：0.0010～0.0040％，Ca：0.001～0.005％，P：≤0.015％，S：≤0.003％，O：≤0.0015％，N：≤0.0030％，H：≤0.0002％，余量为Fe；且满足0.13≤C‑Ti/4≤0.25，由此形成TiC后马氏体基体硬度达到400～480HB；碳当量CEV：≤0.65％，机加工焊接性能可满足高耐磨性设备制造要求。工艺流程为：转炉或电炉炼钢‑>LF精炼‑>真空脱气‑>Ca处理‑>连铸‑>加热‑>热轧‑>淬火‑>低温回火。延伸率A₅₀≥8％；低温冲击韧性：‑40℃Akv≥20J，钢板的冷弯性能：d＝5a冷弯90°不开裂。耐磨性达到低合金马氏体耐磨钢NM450的1.4倍及以上。

Description

一种高韧性折弯性能良好的TiC增强型马氏体耐磨钢板及其制造方法

技术领域

本发明属于钢铁冶金领域，具体涉及一种高韧性折弯性能良好的TiC增强型马氏体耐磨钢板及其生产方法。

背景技术

耐磨钢板广泛应用于工程机械、矿山采运、道路运输等行业要求强度高、耐磨性好的机械设备关键部件上，如挖掘机挖斗、刮板输送机中部槽、矿用自卸车车斗等等。耐磨钢的耐磨性一般由钢板硬度决定。目前市场上耐磨钢主要以低合金马氏体耐磨钢为主，采用提高C含量来提高硬度，从而增加耐磨性。但随着C含量和硬度的提高，钢板的切割性能、焊接性能势必产生恶化。如何在不提高硬度的前提下，提高钢板的耐磨性是当前耐磨行业急需解决的问题。

现有技术中，通过在马氏体基体中引入大量微米级TiC颗粒来增强钢板耐磨性。中国专利CN104357758B公开了一种TiC超硬粒子增强型马氏体耐磨钢板及其制造方法。该发明Ti含量高，0.40～0.80％；高的Ti含量会形成大量的微米级TiC析出物，耐磨性得到提高，但钢板的韧性和塑性变差。大量微米级TiC超硬颗粒在钢板应用折弯过程中会造成应力集中，加大折弯开裂的风险。该发明三个实例中最低碳含量为0.31％，最高碳含量为0.38％；高的C含量导致该发明实例碳当量最低为0.70，最高达到了0.83；同时该发明Si含量偏高0.30～0.60％；这大幅降低了钢板焊接性能，增加了焊接裂纹的产生。同时该发明添加了大量的贵金属Ni(0.40～0.60)和Cu(0.30～0.50)，也大大增加了钢板的合金成本。该发明对钢板应用过程中重要的折弯性能及低温冲击韧性未做研究。

中国专利CN105478702A采用上述专利CN104357758B相同的化学成分，申请了一种细化TiC粒子的连铸方法。通过高过热度浇铸20～40℃，950℃以上高温矫直，压缩比大于3等方法来解决TiC粒子的细化问题，从而提高韧性。但高过热度会带来连铸偏析严重的问题，也会加大连铸漏钢的风险，与近年来采用低过热度连铸的发展趋势不符；为避免脆性导致的矫直裂纹，采用950℃以上的矫直温度大大缩小了该钢种的工艺窗口，限制了批量产业化。

中国专利CN109207853B公开了一种热连轧-层流冷却-卷曲-开平-淬火-回火-矫直的高耐磨性马氏体耐磨钢生产工艺。热连轧需要独有的轧机，且只能生产薄板，限制了该钢种在大型工程机械设备上的推广；同时卷曲、开平、矫直大大增加了钢板的生产工序和成本。化学成分上，该发明C含量高达0.32-0.38％；Ti含量更是在0.60％以上；同时添加了0.02-0.03％的Nb，成本较高；高C和高Ti设计会产生大量的TiC粒子，对焊接、切割、冷弯等工程应用不利。另外，该发明为了溶解部分粗大的TiC颗粒，轧钢加热时采用1250-1300℃的高温度，这对生产组织及加热炉寿命不利，同时也会导致原始晶粒的粗大，对钢板韧性不利。

综上所述，目前涉及TiC粒子增强型马氏体耐磨钢的生产技术主要采用高C(＞0.30％)和高Ti(≥0.40％)含量设计，需要采用高过热度连铸或高温加热热连轧工序进行生产；对钢板的折弯性能及低温冲击韧性研究不够。另外，由于Ti元素十分活泼，在凝固过程中析出TiC之前，会优先和钢液中的O、N元素反应析出大量的TiO2或TiN粒子等，不仅会大大降低钢板的低温冲击韧性和折弯等性能，还会导致消耗了大量的Ti而降低了TiC的析出数量，从而降低钢板的耐磨性。如何确保TiC超硬粒子的析出，避免Ti的N化物或氧化物的大量析出，在现有技术中未见描述。

发明内容

本发明是要提供一种高韧性折弯性能良好的TiC增强型马氏体耐磨钢板及其生产方法。在低碳条件下实现TiC粒子析出。

本发明具体的技术方案：

钢材采用的元素质量百分含量：C：0.18～0.30％，Si：≤0.30％，Mn：0.60～1.20％，Ti:0.20～0.40％,Al：0.04～0.08％，Ni：≤0.10％，Cu：≤0.10％，Cr：0.20～1.00％，Mo：0.10～0.60％，B：0.0010～0.0040％，Ca：0.001～0.005％，P：≤0.015％，S：≤0.003％，O：≤0.0015％，N：≤0.0030％，H：≤0.0002％，余量为Fe及不可避免的杂质元素；且满足0.13≤C-Ti/4≤0.25；碳当量CEV：≤0.65％。碳当量计算公式：CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15。

作为本发明对TiC析出的控制，设计Ti、C元素含量满足0.13≤C-Ti/4≤0.25，由此形成TiC析出后马氏体基体硬度可达到400～480HB。

钢板微观组织为细小的马氏体组织，原始奥氏体晶粒尺寸≤20um，即淬火前钢坯加热奥氏体化后的晶粒大小，原始奥氏体晶粒的大小决定了淬火后马氏体板条的大小和钢板性能。基体上有微米级和纳米级的析出TiC颗粒。由此可具备较好的强韧性，尤其是低温韧性。

本发明中钢成分的限定理由阐述如下：

C：提高钢的淬透性，强固溶元素可以显著提高钢板的强度，但对钢板的低温韧性、冷成型性及焊接性能带来不利影响。适量的C与Ti会形成超硬TiC粒子，可显著增加钢板耐磨性。研究表明，每4份Ti会消耗1份C原子，为了保证TiC形成后马氏体基体硬度在400-480HB，同时保证钢板具有良好的低温韧性、焊接性和折弯性能，本发明采用中碳设计，碳含量控制在较低的0.18～0.30％，且满足0.13≤C-Ti/4≤0.25。

Si：在所述钢中起固溶强化作用。但Si含量过高会恶化马氏体高强钢的韧性，同时增加钢板焊接冷裂纹敏感性，本发明为了获得良好的低温冲击韧性，提高焊接性能，采用低Si设计，Si含量≤0.3％。

Mn：在所述钢中提高淬透性，促进马氏体转变，提高强度。但Mn是主要偏析元素，含量过高会引起连铸坯中心偏析形成MnS，对钢板韧性、和焊接性能造成不利影响。本发明规定锰含量加入量介于0.60～1.20％的范围内。

Ti：微合金化元素，其C\N化物一方面在加热过程中阻碍奥氏体晶粒的长大，起到细化晶粒的作用；另一方面可以显著提高钢板的强度。在本发明中，Ti作为强碳化物元素，与C结合形成硬度大于3000HV的超硬粒子TiC，显著增加钢的耐磨性。然而，由于大多数耐磨板在加工过程中会进行一定量的冷弯变形；在使用过程中会承受较大的载荷冲击；TiC粒子作为钢中的析出物颗粒，数量较多时会大大降低钢板的韧性和冷成型性能，影响钢板的应用价值。研究表明，相同硬度条件下，韧性好的马氏体耐磨钢对冲击磨损抗性更高，耐磨性会更好。因此，本发明不追求过量的TiC超硬粒子带来的耐磨性的提高，着重于采用相对较低数量的TiC粒子析出，降低TiC粒子尺寸，避免TiC粒子的大量聚集，提高钢板冲击韧性，来提高钢板的耐磨性和冷成型性，同时增加了钢板的应用前景。本发明控制Ti含量为0.2-0.4％。

Al：脱氧和细化晶粒元素。本发明中，Al作为比Ti还活泼的元素，起到固定N的作用，减少由于TiN的析出导致消耗Ti，从而降低钢板的耐磨性。过低的Al含量不足以起到固N保Ti的作用，过高的Al会导致大量Al2O3夹杂的形成，影响钢板的韧性。本发明规定Al含量0.04～0.08％。

Cr：是提高钢淬透性的元素，促进低温组织贝氏体或马氏体的转变，提高钢的强度；在腐蚀条件下，Cr还具有抗腐蚀的作用，通过减少腐蚀坑点来提高钢板的耐磨性。但Cr含量过高将影响钢的韧性，降低钢板的焊接性能。本发明中铬含量控制在0.20～1.00％。

Mo：是提高钢淬透性的元素，有利于淬火时马氏体的形成。钢种添加一定含量的Mo会提高钢板的强度，而不会影响钢板的低温冲击性能。Mo能增加钢板的回火抗性，可以使得钢板在较高的温度下不降低强度。本发明中Mo含量控制在0.10～0.60％。

Ni：有效提高钢的低温韧性的最常用元素。但由于价格较高，经济性较差，本发明取消Ni的加入，Ni含量≤0.10％，大大提高了发明钢种的成本竞争力。

Cu:提高钢的淬透性和低温韧性，同时具有一定的抗腐蚀能力；研究表明，Ti含量较高时，会和Cu形成较低熔点的Cu/Ti共晶体，增加钢板表面裂纹的产生；因此本发明严格禁止Cu的加入，控制Cu含量≤0.10％。

B：本发明加入0.001～0.005％的微量B，其主要目的是提高钢板的淬透性，从而减少其他贵重金属的添加量，降低成本。超过0.005％的B很容易产生偏析，形成硼化物，严重恶化钢板韧性和降低淬透性。本发明控制B含量在0.0010-0.0040％。

Ca：夹杂物变性元素，可以和长条状的MnS反应生成球状的CaS，改变钢板各向异性，还可以使得Al脱氧产生的Al₂O₃夹杂变性为球性低熔点夹杂，促进夹杂物上浮去除，提高钢板冲击韧性。本发明中，钢水Ca处理还可对Ti的氧化物进行变性去除处理，增加钢水纯净度，提高钢板韧性。Ca含量控制在0.001-0.004％。

P、S：硫和磷是钢种有害元素，易偏析，对材料塑韧性有不利影响，P、S含量高，容易造成钢板厚度方向分层开裂。本发明规定P：≤0.015％，S：≤0.003％。

O、N：有害气体元素，含量高，夹杂物多，降低钢板塑性、韧性。由于Ti极为活泼，与O和N会优先反应析出，影响TiC的析出量，降低钢板耐磨性；本发明在添加较高Al元素的同时，严格控制O含量≤0.0015％；N含量≤0.0030％；大大减少TiN及TiO2等夹杂物的形成，提高钢板低温韧性，确保TiC的有效析出，增加钢板耐磨性。

H：有害气体元素，含量高，降低钢板塑性、韧性，会导致H致延迟裂纹。本发明，控制H含量≤0.0002％。

CEV：本发明采取碳当量公式CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15；碳当量对钢的强度和焊接性有较大的影响。CEV高强度高，但焊接性降低；本发明为控制CEV≤0.65。

本发明耐磨钢板的制造方法涉及如下步骤

(1)冶炼

按成分设计采用电炉或转炉方式冶炼，并采用炉外精炼和真空处理进一步微调钢水成分，钢水真空脱气后进行Ca处理和软搅拌；在电炉或转炉冶炼后钢水中碳含量≥0.06％，利用钢水中的C和O的关系抑制钢水中的O含量，防止钢水过氧化导致后道工序大量Ti的氧化物夹杂的形成。控制钢水中的O含量≤0.0015％，N≤0.0030％，从而降低Ti的氧化物和N化物的析出量。RH真空脱气后进行Ca处理，Ca处理后钢包软搅拌时间不低于15分钟，确保夹杂物变性上浮完全。

(2)连铸

由于TiC颗粒主要在较低温度的凝固末期析出，由于成分偏析的作用，尺寸较为粗大，影响钢板最终低温韧性和冷成型性。为降低凝固时TiC粒子的尺寸大小，使TiC粒子在厚度方向分布均匀，采用低过热度浇铸，钢水过热度控制在≤20℃；二冷区末端喷水冷却，矫直温度≥850℃；在动态轻压下的共同作用下，细化TiC析出，连铸坯的中心偏析不高于C1.0级，中心疏松不高于1.0级；

(3)加热轧制

将铸坯再加热使钢中的合金元素充分固溶以保证最终产品的成份及性能的均匀性，出炉后经高压水除鳞，进行高温大变形轧制：为进一步降低原始奥氏体晶粒尺寸、均匀细化TiC颗粒，钢坯出炉后采用高温大变形轧制工艺；所有道次均在950℃以上轧制变形完成，确保心部变形的最大化；轧制总变形量≥67％。轧制后进行空冷，利用空冷释放应力，避免TiC颗粒周围应力过大导致的微裂纹产生；

(4)淬火

将空冷后的板坯淬火加热，淬火加热温度880-940℃，加热到温后保温30-60min，然后直接淬火至室温，完全转变为马氏体。

(5)回火

钢板采用低温回火，回火温度150-350℃，一般不设置350℃，温度区间为[150:350)℃，炉温到温后，保温30-90min，出炉后空冷至室温。为保证钢板的均匀性，温度控制精度为±10℃。

与现有技术相比，本发明的优点在于：

本发明是在高温区完成轧制的，具备轧后在线淬火的条件，但是本申请设计轧后空冷目的是为了降低冷却速率，大量的Ti加入后，会形成TiC超硬颗粒，若直接在线淬火，轧后钢板冷速快，应力大，会在组织内形成微裂纹，这些微裂纹尤其会发生在成TiC超硬颗粒周围。本发明设计采用轧后空冷就是为了缓冷，降低应力，释放轧制应力，避免在成TiC超硬颗粒周围产生微裂纹。另外，在线淬火的钢板头尾会发生较大的差异，整板均匀性差。头部入水温度高，尾部入水温度低，钢板越长，温度差异越大，性能波动越大。因此处于整板均匀性考虑，离线淬火也是更好的选择，除非出于特定的技术要求。

本发明的淬火，要求直接淬火至室温，就是要把温度快速降到Ms马氏体相变点以下直至室温，温度越低，冷却速度持续越长，马氏体转变越完全，得到的马氏体体积分数越高，硬度也就越高，本发明淬火采用水淬，直接浇水到室温即可。如CN109023119A涉及淬火要求返红100-220℃，这是对淬火起到自回火的作用，缓解微裂纹的产生趋势。

本发明的回火采用低温回火，马氏体组织的回火与其他晶相的回火存在明显区别，有其特殊性。一般而言，马氏体中温回火，马氏体板条界面逐渐模糊，碳化物析出，钢板硬度会降低，温度越高，硬度越低，导致耐磨性降低。而且由于碳化物的析出钢板冲击韧性会有所下降。尤其马氏体钢板在300-400℃范围内有个回火脆性区，这也是不在这个区间进行中温回火的原因。CN109023119A设计的回火温度区间可能考虑到在线淬火态硬度偏高，必须在此温度区间回火才能把硬度降低到目标范围。而且在350-450℃回火，组织已然不是马氏体了，会变成回火屈氏体组织。而本发明为典型的马氏体耐磨钢，低温回火不改变马氏体组织，只是为了去除淬火应力。

本发明的马氏体耐磨钢板屈服强度Rp0.2≥1000MPa，抗拉强度Rm≥1250MPa，延伸率A₅₀≥8％，A₅₀是指标距是50mm，参照耐磨钢国家标准GB/T24186；硬度400HB～480HB；低温冲击韧性：-40℃Akv≥20J；冷弯性能：d＝5a冷弯90°不开裂，式中d为折弯直径，a为折弯试样厚度。钢板的生产厚度不超过60mm。钢板耐磨性达到低合金马氏体耐磨钢NM450的1.4倍及以上，所述耐磨性是采用磨损实验时的磨损量评价的，磨损量越小耐磨性越好；钢板机加工焊接性能可满足高耐磨性设备制造要求。

附图说明

图1是本发明实施例1的试验钢典型SEM电镜扫描图片。

图2是本发明实施例2的试验钢TiC粒子分布的金相照片。

图3是本发明实施例2的试验钢原始奥氏体晶粒的金相照片。

图4是本发明实施例1-3的试验钢实验室折弯后的形貌照片。

具体实施方式

以下结合附图实施例对本发明作进一步详细描述，所述实施例是示例性的，旨在用于解释本发明，而不能理解为对本发明的限制。

本发明的超高强度钢的生产工艺流程为：转炉或电炉炼钢->LF精炼->VD或RH真空脱气->Ca处理->连铸->加热->轧制->淬火->回火

本发明实施例1-3的高韧性折弯性能良好的TiC增强型马氏体耐磨钢板的生产方法，包括如下步骤：

(1)炼钢连铸：采用150吨转炉冶炼，转炉终止碳≥0.06％；然后送入LF炉进行精炼并经过RH真空脱气处理，控制O含量≤0.0015％，N≤0.0030％；RH破空进行Ca处理，Ca处理后软搅拌时间。钢水浇铸成连铸坯，浇铸温度控制在液相线以上5-20℃。强化二冷区末端冷却，矫直温度不低于850℃。浇铸过程中实施动态轻压下。中心偏析不高于C1.0级，中心疏松不高于1.0级。钢水最终成分控制见表1。炼钢连铸关键控制参数见表2。

(2)轧制：将步骤(1)所得连铸坯放入步进式加热炉，加热至1150-1250℃℃，加热时间为8-14min/cm。钢坯出炉后采用高温大变形轧制工艺；终轧温度≥950℃，确保心部变形的最大化；轧制总变形量≥67％。轧制后进行空冷，空冷至室温。

各实施例的相关工艺参数见表2。

(3)淬火：将步骤(2)所得轧制钢板加热至880-940℃,保温30-60min，进行淬火，淬火介质为水，直接淬火至室温。

(4)回火：钢板回火温度150-340℃，保温时间为30-90min，出炉后空冷，为典型的马氏体组织。

具体成分、工艺参数见表1-表2。各实例样板对应的力学性能和耐磨性检测结果见表3。

图1给出了实施例1试验钢的微观组织SEM照片。成品钢板的基体为细小的马氏体组织，基体上有微米级和纳米级的TiC颗粒析出。

图2给出了实施例2试验钢TiC颗粒分布的金相照片。TiC颗粒尺寸细小，1um左右；

图3给出了实施例2试验钢原始奥氏体晶粒的金相照片。可见，原始奥氏体晶粒细小≤20um；有利于低温韧性的提高。

图4给出了实施例1-3试验钢的折弯照片。d＝5a,90°折弯无裂纹。钢板折弯性能优良。

表1实施例超强钢板的化学成分(wt％)

表2实施例关键生产工艺控制参数

表3本发明实施例力学性能和耐磨性检测结果

尽管以上详细地描述了本发明的优选实施例，但是应该清楚地理解，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种高韧性折弯性能良好的TiC增强型马氏体耐磨钢板，其特征在于：该钢板的元素质量百分含量：C：0.18～0.30%，Si：≤0.30%，Mn：0.60～1.20%， Ti: 0.20～0.40%,Al：0.04～0.08%，Ni：≤0.10%，Cu：≤0.10%，Cr：0.20～1.00%，Mo：0.10～0.60%，B：0.0010～0.0040%，Ca：0.001～0.005%，P：≤0.015%，S：≤0.003%，O：≤0.0015%，N：≤0.0030%，H：≤0.0002%，余量为Fe 及不可避免的杂质元素；且满足0.13≤C-Ti/4≤0.25；碳当量CEV：≤0.65%；

该钢板制造方法的步骤如下

（1）冶炼

按成分设计采用电炉或转炉方式冶炼，并采用炉外精炼和真空处理进一步微调钢水成分，钢水真空脱气后进行Ca处理和软搅拌；

（2）连铸

采用低过热度浇铸，钢水过热度控制在≤20℃；二冷区末端喷水冷却，矫直温度≥850℃；在动态轻压下的共同作用下，细化TiC析出，连铸坯的中心偏析不高于C1.0级，中心疏松不高于1.0级；

（3）加热轧制

将铸坯再加热使钢中的合金元素充分固溶，出炉后经高压水除鳞，进行高温大变形轧制：设置轧制温度≥950℃，轧制总变形量≥67%，变形阻力小实现大变形，大变形时不产生微裂纹，大变形助益细化晶粒，轧制后进行空冷，通过空冷释放应力避免析出的TiC颗粒周围应力过大导致微裂纹产生；

（4）淬火

将空冷后的板坯淬火加热，淬火加热温度880-940℃，加热到温后保温30-60min，然后直接淬火至室温，完全转变为马氏体；

（5）回火

钢板采用低温回火，回火温度150-350℃，炉温到温后，保温30-90min，出炉后空冷至室温，为保证钢板的均匀性，温度控制精度为±10℃。

2.根据权利要求1所述的高韧性折弯性能良好的TiC增强型马氏体耐磨钢板，其特征在于：碳当量计算公式：CEV=C＋Mn/6＋(Cr+Mo+V)/5＋(Ni+Cu)/15。

3. 根据权利要求1所述的高韧性折弯性能良好的TiC增强型马氏体耐磨钢板，其特征在于： Ti、C元素含量满足0.13≤C-Ti/4≤0.25，由此形成TiC后马氏体基体硬度达到400～480HB。

4.根据权利要求1所述的高韧性折弯性能良好的TiC增强型马氏体耐磨钢板，其特征在于：钢板的生产厚度不超过60mm。

5.根据权利要求1所述的高韧性折弯性能良好的TiC增强型马氏体耐磨钢板，其特征在于：钢板微观组织为细小的马氏体组织，原始奥氏体晶粒尺寸≤20um；基体上有微米级和纳米级的析出TiC颗粒。

6.根据权利要求1所述的高韧性折弯性能良好的TiC增强型马氏体耐磨钢板，其特征在于：步骤（3）中，铸坯再加热温度1150-1250℃,加热时间为8-15min/cm。

7.根据权利要求1所述的高韧性折弯性能良好的TiC增强型马氏体耐磨钢板，其特征在于：步骤（1）中，BOF终止碳含量≥0.06%，确保钢水不得过氧化，导致后道工序大量Ti的氧化物夹杂的形成，RH脱气，真空度≤0.5mbar，时间不低于30min，控制O含量≤0.0015%，N≤0.0030%，降低Ti的氧化物和N化物的析出量，RH后进行Ca处理，Ca处理后钢包软搅拌时间不低于15min，确保夹杂物变性上浮完全。

8. 根据权利要求1所述的高韧性折弯性能良好的TiC增强型马氏体耐磨钢板，其特征在于：所制得的钢板屈服强度Rp0.2≥1000MPa，抗拉强度Rm≥1250MPa，延伸率A₅₀≥8%，A₅₀是指标距是50mm，参照耐磨钢国家标准GB/T24186；硬度400HB～480HB；低温冲击韧性：-40℃Akv≥20J；冷弯性能：d=5a 冷弯90°不开裂，式中d为折弯直径，a为折弯试样厚度。

9.根据权利要求1所述的高韧性折弯性能良好的TiC增强型马氏体耐磨钢板，其特征在于：所制得的钢板耐磨性达到低合金马氏体耐磨钢NM450的1.4倍及以上，所述耐磨性是采用磨损实验时的磨损量评价的，磨损量越小耐磨性越好；钢板机加工焊接性能可满足高耐磨性设备制造要求。