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经该工艺处理后耐磨合金钢板的合金化层分为合金层、过渡区，合金层厚度约为860μm,组织为Fe2B及少量α-Fe,表层组织形态呈胞状,显微硬度和耐磨性明显高于基体,其显微硬度值约为基体的2倍。
利用扫描电镜和透射电子显微镜原位拉伸方法，测定了耐磨合金钢板的屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率，研究了轧后冷却制度对耐磨合金钢板组织的影响及低屈强比的微观机理。
   随加速冷却中开冷温度降低，组织中铁素体含量增加，采用金相显微镜及图像处理软件测试了铁素体与M/A岛的晶粒尺寸及所占比例，轧后弛豫+控制冷却的工艺可以获得铁素体+贝氏体双相组织。当铁素体含量一定时，均匀伸长率与贝氏体中M/A密切相关，高温大变形后进行超快冷使晶粒细化，贝氏体中M/A含量减少，尺寸更细小，分布更分散。随加速冷却中终冷温度降低，耐磨合金钢板的强度变化不大但均匀伸长率显著，超快速冷却显著缩小了珠光体的片层间距，耐磨合金钢板的位错密度提高，析出物弥散细小。当弛豫终止温度区间为690—705℃时，耐磨合金钢板中铁素体(软相)和贝氏体(硬相)的协调变形机制是屈强比降低的原因，细小且均匀分布的M/A可提高加工硬化速率。过高终冷温度生成的退化珠光体和过低终冷温度生成的碳化物都弱化了耐磨合金钢板的韧性，当加速冷却中开冷温度为690℃、终冷温度为450℃时，耐磨合金钢板中铁索体体积含量越高，晶粒尺寸越大，屈强比越低。当开始冷却温度为720～740℃时,耐磨合金钢板的强度降低，屈强比降低，均匀伸长率提高，强韧性匹配良好。

残余奥氏体的转变 沉淀硬化 Mn、Mo、W、Cr、Ni、Co①、V V、Mo、W、Cr、Ni①、Co①①仅在高含量并有其他合金元素存时, 由于能生成弥散分布的金属间化合物才有效。增大回火脆性 和碳钢一样, 合金钢也产生回火脆性, 而且更明显。这是合金元素的不利影响。在450℃-600℃间发生的第二类回火脆性(高温回火脆性) 主要与某些杂质元素以及合金元素本身在原奥氏体晶界上的严重偏聚有关, 多发生在含Mn、Cr、Ni等元素的合金钢中。 这是一种可逆回火脆性, 回火后快冷(通常用油冷)可防止其发生。钢中加入适当Mo或W(0.5%Mo, 1%W)也可基本上这类脆性。 提高钢的强度是加入合金元素的主要目的之一。欲提高强度, 就要设法增大位错运动的阻力。金属中的强化机制主要有固溶强化、位错强化、细晶强化、第二相(沉淀和弥散)强化。合金元素的强化作用, 正是利用了这些强化机制。
 对退火状态下钢的机械性能的影响结构钢在退火状态下的基本相是铁素体和碳化物。合金元素溶于铁素体中, 形成合金铁素体, 依靠固溶强化作用, 提高强度和硬度, 但同时降低塑性和韧性。对退火状态下钢的机械性能的影响由于合金元素的加入降低了共析点的碳含量、使C曲线右移, 从而使组织中的珠光体的比例增大, 使珠光体层片距离减小, 这也使钢的强度增加, 塑性下降。但是在退火状态下, 合金钢没有很大的优越性。由于过冷奥氏体稳定性增大, 合金钢在正火状态下可得到层片距离更小的珠光体, 或贝氏体甚至马氏体组织, 从而强度大为增加。Mn、Cr、Cu的强化作用较大, 而Si、Al、V、Mo等在一般含量(例如一般结构钢的实际含量)下影响很小。对淬火、回火状态下钢的机械性能的影响合金元素对淬火、回火状态下钢的强化作用显著, 因为它充分利用了全部的四种强化机制。淬火时形成马氏体, 回火时析出碳化物, 造成强烈的第二相强化，同时使韧性大大改善, 故获得马氏体并对其回火是钢的经济和有效的综合强化方法。

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