段琪影 岳宏霖 宋函珂 王慶良

(1.中國礦業(yè)大學材料與物理學院 江蘇徐州 221116；2.天津中礦新材料科技有限公司 天津 300350)

堆焊技術已從傳統(tǒng)的結構件修復領域發(fā)展到增材制造技術領域，增材制造賦予了堆焊合金耐磨、耐蝕、耐熱和耐氧化等特殊功能，在傳統(tǒng)耐磨材料的設計和制造沒有取得突破性進展的情況下，無疑為耐磨結構件服役壽命的改善提供了有效的解決方案[1-3]。為適應煤礦、冶金和石化等領域的復雜磨損工況，鐵基、鈷基和鎳基等多種堆焊合金板材被研發(fā)并獲得應用，其中以鐵基堆焊耐磨合金的研究最為活躍[4-5]。鐵基Fe-Cr-C堆焊耐磨合金具有可控的性能、優(yōu)異的耐磨性和經(jīng)濟性，可廣泛用于機械裝備中承受磨料磨損或沖擊磨損的結構件的設計和制造[6-9]。

Fe-Cr-C耐磨堆焊合金優(yōu)異的耐磨損性能源于高體積分數(shù)的碳化物與良好韌性基體的良好匹配，當碳的質(zhì)量分數(shù)為2%～5%，鉻的質(zhì)量分數(shù)為18%～30%時，F(xiàn)e-Cr-C合金強化相為M7C3型碳化物[10-11]。高硬度Cr7C3具有優(yōu)異的耐磨性、良好的耐腐蝕和抗氧化性，在堆焊層中起到了強化相的作用。一般來說，這類硬質(zhì)相起到承載并阻止磨損的作用，基體材料則提供足夠的韌性。當合金中出現(xiàn)粗大的初生碳化物時，可有效防止磨料顆粒對共晶基體的犁切損傷，并阻斷磨粒的切削路徑。當共晶碳化物在堆焊合金中以孤立的條狀分布時，可避免磨損應力導致的堆焊合金的多重塑性變形，特別是在受到磨粒磨損作用時，可有效減輕合金的多次塑變磨損，并降低顯微切削磨損[12-15]。在保證Fe-Cr-C堆焊合金高耐磨損性能的同時，為改善合金的綜合使用性能，通常添加一定量的Ti、Nb、V、B和Si等合金化元素[16-17]。C和Cr元素作為核心元素主要形成Cr7C3和Cr23C6等硬質(zhì)碳化物強化相，其種類、體積分數(shù)、形態(tài)和分布特征等是決定堆焊合金高耐磨性的關鍵因素[18]。對于恒定碳化物體積分數(shù)的堆焊合金，增加Cr/C比例可提高碳化物的硬度和低應力下的耐磨損性能[8,19]。合金化元素Ti、Nb的加入可生成高熔點MC碳化物(M=Ti、Nb)，該類碳化物硬度較高，一定程度上對Fe-Cr-C合金起到了顆粒增強的作用。同時MC碳化物可作為M7C3碳化物的形核核心，抑制碳化物長大，起到細化碳化物的作用。但Ti、Nb的加入量應控制合理范圍，過高的含量會導致Fe-Cr-C合金由過共晶向亞共晶轉移，降低合金的耐磨性[9,20-21]。少量B元素可降低奧氏體中C含量，增加碳化物的形核數(shù)目，保留碳化物的凝固組織形貌。少量的V元素的加入可使Fe-Cr-C合金的共晶點左移，并固溶于M7C3碳化物中起到穩(wěn)定碳化物的作用[22-23]。添加適量的Si可降低奧氏體中C含量，提高馬氏體相變(Ms)溫度，但Si元素有促進珠光體形成的作用，由于珠光體對碳化物支撐較弱，Si質(zhì)量分數(shù)通常被限制在1.0%以內(nèi)[24-25]。

堆焊Fe-Cr-C合金增材制造技術具有設備簡單、低成本和適合現(xiàn)場處理等的優(yōu)勢，但傳統(tǒng)堆焊板材存在焊縫成形不均勻、焊道內(nèi)和焊道間存在較多的裂紋等問題。雖然等離子和激光熔覆技術也用于刮板輸送機中部槽的表面修復和部分區(qū)域Fe-Cr-C耐磨紋理的制造，但其工藝復雜、成本較高并難以批量生產(chǎn)大面積的熔覆層板材[26-29]。針對這些問題，中國礦業(yè)大學材料與物理學院與天津中礦新材料科技有限公司協(xié)同合作，通過優(yōu)化成分設計和堆焊工藝技術，研發(fā)了堆焊層焊縫成形均勻和表面無明顯裂紋的CM系高鉻復合耐磨板。本文作者以CM550復合耐磨板為材料，探討其用于煤礦刮板輸送機中部槽的可行性。作為刮板輸送機的主要承載部件，中部槽與刮板和鏈條之間的滑動磨損是物料運輸過程中的主要磨損運動形式，包括空載條件下的干摩擦和物料運輸過程中的滑動磨料磨損[7,30-32]。因此，本文作者所涉及的磨損試驗設計主要基于刮板輸送機中間槽的磨損運動工況，選擇了滑動磨損運動形式對比評價磨損性能和磨損失效機制，以期為CM系列耐磨堆焊板在煤礦的批量應用提供技術支持。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

實驗所使用的材料為CM550高鉻堆焊復合耐磨板，厚度為20 mm，高鉻堆焊層厚度約8 mm。堆焊前將基體Q235板材表面進行噴砂處理，預熱溫度控制200～300 ℃范圍，以提高堆焊層與基體鋼的冶金結合效果。堆焊高鉻層采用埋弧堆焊的熱源方式，將混合好的設計合金粉料均勻鋪設于基體表面進行堆焊，合金粉主要為CrFe合金(52%Cr、6.1%C和3.0%Si)和MnFe合金(65%Mn、6.5%C和1.8%Si)。堆焊完成后采用緩冷處理，以減少堆焊層裂紋的產(chǎn)生。圖1所示為CM550和市售普通高鉻堆焊復合耐磨板的實物圖。CM系耐磨板高鉻堆焊層表面無裂紋。普通堆焊板表面的每條焊道均存在垂直于焊道的粗大裂紋，部分裂紋已貫穿整個焊道并形成連續(xù)裂紋。在使用過程中，這些裂紋更容易導致堆焊層的碎裂或崩裂，造成磨損構件的過早失效。為了確定相對耐磨性，文中選取了常用刮板輸送機中部槽材料NM450馬氏體耐磨板和Q235鋼板作為對比材料，厚度均為20 mm，表1給出了實驗用鋼板材料的化學成分和硬度值范圍。

圖1 高鉻堆焊復合耐磨板

表1 CM550堆焊耐磨鋼板的化學成分和硬度

1.2 滑動磨損實驗

滑動磨損性能實驗在M2000多功能摩擦磨損試驗機上進行，所有磨損實驗均按GB/T 12444—2006標準(對應于ASTM G77標準)進行。實驗鋼試樣線切割加工成10 mm×10 mm×19 mm的塊狀試樣，用400～1 200目的水砂紙打磨摩擦接觸表面，控制表面粗糙度Ra在0.08～0.10 μm之間，滿足國標Ra≤0.4 μm的要求。摩擦配副為硬度60～62HRC的GCr15軸承鋼鋼環(huán)，內(nèi)徑為16 mm，外徑為50 mm，厚度為10 mm(與塊體樣品的寬度相對應)。鋼環(huán)外圓摩擦表面采用磨床加工至表面粗糙度為0.3～0.4 μm，每次滑動磨損實驗均使用新的鋼環(huán)。

圖2所示為滑動磨損摩擦副的接觸運動示意圖。測試鋼塊樣品固定，鋼環(huán)摩擦副以200 r/min的速度旋轉，相應的滑動線速度約0.52 m/s，磨料磨損時石英砂磨料以1.5 kg/h的流速進入滑動磨損接觸面。

圖2 滑動磨損摩擦副接觸運動示意

滑動磨損實驗分為干摩擦和石英砂磨料磨損，石英砂磨料的粒度為80～120目(180～120 μm)，施加的載荷設定為200和600 N，對應于刮板輸送機中部槽的空載磨損和負載磨損2種工況條件?；瑒幽p時間設定為2.0 h，總滑動距離約為3 768 m，測試溫度為室溫，相對濕度為40%～60%，詳細實驗參數(shù)設置見表2。磨損樣品的質(zhì)量損失由BP211d電子天平(德國Sartorius AG)測量，精度為0.01 mg。在磨損實驗之前和之后，均用乙醇溶液超聲波清洗樣品，并在100 ℃下干燥2.0 h。每種工況磨損實驗重復6次，并取平均值作為最終的磨損質(zhì)量損失。對于少量異常數(shù)據(jù)，補充相應的磨損實驗。以相對耐磨性評價鋼樣品的耐磨損性能，計算公式如下：

表2 滑動摩擦磨損實驗參數(shù)

式中:ε為相對耐磨性;Δm為鋼樣品的實際磨損損失(mg);Δms為標準鋼(Q235)的實際損耗(mg);ρ為鋼樣品密度(g/cm3);ρs為標準鋼密度(g/cm3)。

1.3 分析方法

利用光學顯微鏡(Olympus,PMG3,Japan)觀察堆焊層的組織形貌，樣品用4.0%的硝酸乙醇溶液腐蝕20～30 s。利用高速數(shù)碼顯微鏡(Keyence,VW-9000,Japan)觀察分析磨損表面的宏觀磨損形貌，采樣速度0.5 mm/s，移動速度2 mm/s。利用掃描電鏡SEM(Hitachi,S-3000N,Japan)觀察分析磨損表面的微觀形貌特征并分析磨損機制。利用X射線衍射儀(Bruker,D8 Advance,Germany)分析表征堆焊層的物相組成，Cu靶Kα(λ=0.154 06 nm)，管電壓40 V，管電流30 mA，衍射角的掃描范圍20°～90°，掃描速度2°/min。利用透射電子顯微鏡(TEM，JEM-2100)觀察分析碳化物的結構特征。

2 堆焊層的組織特征

2.1 金相組織

高鉻堆焊層的橫截面金相組織如圖3(a)所示?？梢钥吹剑押溉酆蠀^(qū)結合良好，表現(xiàn)出冶金結合特征。Q235基體鋼的顯微組織由鐵素體和珠光體組成，圖中淺色組織為鐵素體，黑色組織為珠光體，單個鐵素體晶粒中的黑色小顆粒是二次滲碳體。高鉻堆焊層的組織結構如圖3(b)所示，顯微組織基本由初生碳化物、珠光體組織和少量變態(tài)萊氏體組成。初生碳化物是堆焊合金降至液相線以下時從液相中析出的結晶相，尺寸相對較大，形狀主要為長棒狀、六邊形或不規(guī)則塊狀。所有這些形狀實際上都屬于相同的多邊柱結構，主要是六邊形柱。根據(jù)參考文獻[33-34]，六方Cr7C3碳化物沿螺旋位錯提供的生長臺階以迂回方式生長，并逐漸形成六方閉合環(huán)，強烈的各向異性使其沿c軸快速生長，形成具有光滑平坦側面的六邊形柱體。珠光體組織中的共晶Cr7C3碳化物主要為片狀，二次Cr7C3Ⅱ碳化物主要為粒狀。

圖3 高鉻堆焊層金相組織

2.2 物相分析

圖4所示為堆焊層的XRD衍射圖，堆焊層的主要相為Cr7C3碳化物和α-Fe相。α-Fe鐵素體是高鉻鐵碳合金的平衡相之一，44.6°處的衍射峰對應于鐵素體(110)晶面的衍射峰，65.1°和82.6°位置的衍射峰分別對應于鐵素體的(200)和(211)晶面。XRD圖中Cr7C3碳化物衍射峰的標定基于六方晶系進行，各衍射峰與六方晶系Cr7C3碳化物相吻合。為了進一步確認物相分析的可靠性，圖5(a)和(b)分別示出了鐵素體相和Cr7C3碳化物的選區(qū)電子衍射和能譜(EDS)分析結果。圖5(a)中的鐵素體區(qū)含約14%Cr和0.78%Si，未檢測到C元素。圖5(b)中的棒狀碳化物具有六方結構，晶帶軸為[110]，雖然Cr7C3碳化物的晶體結構不是嚴格的密排六方結構，但在TEM分析中仍被視為密排六角結構進行標定[35]。無論鐵素體還是Cr7C3碳化物，二者均固溶了一定量的Fe元素，由于鐵原子半徑與鉻原子相似，晶體結構沒有大的晶格畸變或變形，仍然維持體心立方鐵素體和六方晶系Cr7C3。

圖4 堆焊層的XRD衍射圖

圖5 堆焊層選區(qū)電子衍射和相應的能譜圖

依據(jù)表1所示的實測成分(3.36%C和25.3%Cr)，計算出堆焊層成分的碳當量CE值為4.84%，確定堆焊層合金屬于過共晶成分范圍。圖6示出了Thermos-Calc軟件計算的Fe-25Cr-3.5C合金的平衡相圖[36]。由于自然風冷，CM550堆焊層基本符合平衡相圖顯微組織的變化規(guī)律。當堆焊合金冷卻到約1 300 ℃時，從液相開始析出碳化物L→Cr7C3，并形成初生碳化物相，剩余液相的碳含量則逐漸接近共晶成分(約3.1%C)。當溫度降低到約1 265 ℃時，發(fā)生共晶反應L→γ+Cr7C3，堆焊合金進入奧氏體和碳化物兩相區(qū)，溫度范圍為1 265～780 ℃。當溫度降低到780 ℃左右時，發(fā)生共析反應γ→α+Cr7C3Ⅱ，析出α-Fe鐵素體并形成二次碳化物。當溫度降至約730 ℃時，轉變完成。由此可以得到堆焊層的平衡組織為初生碳化物、珠光體(α-Fe+Cr7C3)和Ld′(α-Fe+Cr7C3+Cr7C3II)，物相組成為α-Fe和Cr7C3碳化物。圖3金相組織分析結果與相圖平衡組織基本一致。

圖6 Thermos-Calc軟件計算的Fe-25Cr-3.5C合金平衡相圖

3 摩擦磨損性能

3.1 摩擦因數(shù)

圖7所示為3種試樣的摩擦因數(shù)時變曲線。從圖7(a)可看出，干摩擦條件下，高低載荷的摩擦因數(shù)表現(xiàn)出相似的變化規(guī)律，初始摩擦因數(shù)表現(xiàn)為快速上升，達到頂峰后逐漸下降，大約2 000 s后，基本趨于小幅波動的穩(wěn)定期。摩擦表面初始表現(xiàn)為微凸體的相互接觸，實際接觸面積小于名義接觸面積，摩擦因數(shù)迅速上升。隨摩擦運動的延續(xù)，摩擦接觸面的溫度升高和實際接觸面積增大，在磨損區(qū)域的軟化和分散犁溝的作用下，摩擦因數(shù)在達到峰值后，逐步下降并趨于平穩(wěn)。從圖7(b)可看出，在石英砂摩擦下，初始時摩擦因數(shù)快速上升，隨后進入較寬范圍的波動區(qū)，約3 000 s后進入穩(wěn)定波動區(qū)(Ⅲ區(qū))。硬質(zhì)石英砂磨料的加入，摩擦形式從二體磨損轉變?yōu)槿w磨料磨損，在正向壓應力的作用下，石英砂顆粒壓入摩擦接觸面并形成犁溝切割效應，滑動磨損狀態(tài)處于磨料磨損態(tài)，需要一定的側向摩擦力來維持滑動磨損運動的進程，這不僅增大了摩擦力，還進一步產(chǎn)生磨粒并增大磨損。由于石英砂顆粒的不斷更新，摩擦因數(shù)不僅維持在較高水平，而且在寬的范圍內(nèi)波動。

影響摩擦因數(shù)的因素是多方面的，如摩擦副材料的特性、載荷、速度、表面加工粗糙度和磨料的性質(zhì)等，中部槽和刮板的摩擦因數(shù)的合理確認，對礦用刮板輸送機設計和應用具有實際技術意義。過低的摩擦因數(shù)容易導致打滑、漂移現(xiàn)象，降低輸運效率。過高的摩擦因數(shù)不僅增加輸運功耗，而且加重刮板和中部槽的磨損，造成中部槽的過早失效。從圖7中摩擦因數(shù)的變化規(guī)律可知，高鉻堆焊板的平均摩擦因數(shù)與NM450摩擦因數(shù)相近，可以認為，二者的摩擦因數(shù)處于同一水平，其應用于中部槽構件的設計效果也基本相似。

圖7 不同磨損工況條件下3種材料的摩擦因數(shù)曲線

3.2 磨損質(zhì)量和磨損率

圖8示出了滑動磨損質(zhì)量損失和相對耐磨性實驗結果。所有磨損工況條件下，CM550均表現(xiàn)出低的磨損質(zhì)量損失，即在摩擦因數(shù)相近的磨損工況下，高鉻堆焊板的耐磨損性能均優(yōu)于馬氏體耐磨鋼NM450。以Q235鋼作為標準鋼，按公式(1)計算得到的相對耐磨性(ε)如圖8(b)所示。在干摩擦和石英砂磨料滑動磨損條件下，高鉻堆焊板的相對耐磨性分別是NM450耐磨鋼的2.3倍和2.0倍。作為應用于刮板輸送機中部槽的耐磨板，摩擦因數(shù)和耐磨性均是必須考慮的重要技術指標，其中耐磨性包含了耐磨鋼自身的磨損和摩擦副材料的磨損2個方面，因為中部槽的磨損主要是刮板鏈帶動刮板在中部槽上運輸物料時的刮板和鏈對中部槽的磨損。上述實驗結果表明，在相似摩擦因數(shù)的條件下，CM550鋼板的滑動耐磨性明顯優(yōu)于NM450，其自身的耐磨性完全滿足中槽部件的設計和應用要求。但摩擦副材料的磨損也必須考慮，如果摩擦副材料的磨損增加，將導致刮板或鏈條部件的過早磨損失效。圖8(c)給出了GCr15鋼摩擦副的磨損實驗結果。在相同的實驗條件下，GCr15鋼環(huán)的磨損質(zhì)量損失基本相同。

圖8 不同磨損工況下3種材料的磨損質(zhì)量、相對耐磨性和GCr15鋼環(huán)的磨損質(zhì)量

4 磨損損傷機制分析

圖9所示為200 N載荷下高鉻堆焊層和對應鋼環(huán)磨損表面的光學顯微鏡形貌圖。圖9(a)中堆焊層干摩擦的犁溝磨損特征明顯，圖中淺灰色的不規(guī)則顆粒，為硬質(zhì)Cr7C3碳化物增強相，是碳化物周圍較軟的鐵素體被磨掉后，突出于基體的磨損形態(tài)。Cr7C3碳化物的硬度高達1 600～1 800HV，高的硬度使得碳化物很好地抵抗了GCr15鋼所造成的犁切損傷，圖中一些不連續(xù)的黑色條帶推測為軟鐵素體基體磨損后在磨損表面形成的碾壓膜。圖9(b)中GCr15鋼環(huán)的磨損表面上出現(xiàn)大量犁溝損傷，局部犁溝槽內(nèi)出現(xiàn)材料的開裂和剝落，小部分的磨損區(qū)發(fā)現(xiàn)黑色斷續(xù)分布的鐵素體碾壓膜。圖9(c)中堆焊層石英砂磨損表面主要為硬質(zhì)石英砂磨料的犁切損傷，局部犁溝之間出現(xiàn)材料碎裂和剝落，表現(xiàn)為典型的三體磨料磨損的損傷特征。對應的鋼環(huán)摩擦副表面的犁切痕加深變寬，犁溝槽間出現(xiàn)大量的剝落和鑿削坑(見圖9(d))，前者屬于循環(huán)塑變所導致的變形剝落損傷，后者與磨損載荷作用下石英砂顆粒嵌入磨損表面的磨損運動有關[37]。

圖9 高鉻堆焊層和對應鋼環(huán)磨損表面的光學顯微鏡形貌(200 N,200×)

高鉻堆焊層的石英砂滑動磨損SEM形貌如圖10所示?？梢钥吹?，低載和高載下的堆焊層磨損表面均出現(xiàn)了突起的棒狀碳化物。由于石英砂磨料在磨損表面的反復碾壓作用，犁溝已不明顯，僅在局部磨損區(qū)域發(fā)現(xiàn)一些短的不連續(xù)犁切槽。200 N低載荷下的部分碳化物表面出現(xiàn)擦傷和開裂，600 N高載下磨損表面損傷變得嚴重，不僅有部分棒狀碳化物發(fā)生斷裂，而且鐵素體區(qū)的變形剝落坑也顯著擴展和加深。軟質(zhì)鐵素體區(qū)域的磨損可歸因于2個原因。一是石英砂顆粒的微切削磨損，石英砂顆粒在法向應力作用下被壓入軟質(zhì)鐵素體，并在摩擦切向應力作用下，產(chǎn)生切削磨損。由于局部應力和顆粒大小的差異，犁切槽的寬度和深度不均勻，同時因硬質(zhì)碳化物的阻擋作用，在磨損表面形成了不同長度的斷續(xù)犁溝。二是軟質(zhì)鐵素體的塑變剝落磨損。在磨損過程中，局部的應力集中和摩擦溫度升高導致鐵素體區(qū)產(chǎn)生屈服變形，形成表面和亞表面裂紋[38]；后續(xù)的磨損運動導致這些裂紋和預先存在的孔洞或裂紋擴展并連接相鄰的裂紋，這些裂紋最終剪切到表面，導致磨損表面上出現(xiàn)局部材料剝落而形成不同尺寸的剝落坑。

圖10 高鉻堆焊層的石英砂滑動磨損SEM形貌

根據(jù)圖9和圖10的磨損機制分析，硬質(zhì)Cr7C3碳化物在磨損過程中起主要承載作用，堆焊層的材料磨損損失主要是軟鐵素體區(qū)的磨損損失。圖11所示為堆焊層磨損機制變化的示意圖。在滑動磨損的初始階段，硬石英砂顆粒在外加載荷的作用下被壓入堆焊層的軟鐵素體中，形成壓入坑，見圖11(a)。同時在摩擦力的作用下發(fā)生微切削磨損運動，由于承載了大部分載荷，磨料顆粒真實接觸應力高于標稱負載，顆粒壓入處的應力集中和軟質(zhì)鐵素體的塑性流動，使得微切削磨損在磨損表面形成系列犁溝槽。當微切削磨損遇到硬質(zhì)Cr7C3碳化物時，犁切路徑受阻，一方面形成斷續(xù)的短程溝槽，另一方面在Cr7C3碳化物表面形成劃傷，導致碳化物的局部磨損開裂，而高載時則出現(xiàn)部分碳化物的磨損斷裂，見圖11(b)。隨磨損進程的延續(xù)，鐵素體區(qū)出現(xiàn)因材料剝離而形成變形剝落坑。這一磨損損傷過程首先表現(xiàn)為局部鐵素體的亞表面塑性變形，變形區(qū)的位錯運動和位錯纏結結構的形成，導致局部的應力集中，一旦應力超過材料的屈服極限就會形成表面和亞表面裂紋[39-40]。后續(xù)的磨損運動造成這些裂紋擴展并與鄰近裂紋相連，當裂紋擴展到表面時，表層材料剝離形成變形剝落坑。軟質(zhì)鐵素體磨損剝落后，裸露出硬質(zhì)Cr7C3碳化物顆粒承擔了磨損載荷，很大程度上阻止了石英砂顆粒與鐵素體的直接接觸，避免了進一步的磨損損傷，有效降低了堆焊層的磨損質(zhì)量損失。

圖11 高鉻堆焊層的石英砂滑動磨損損傷機制

5 結論

(1)CM550高鉻堆焊板表面無明顯裂紋，堆焊層和基體鋼之間形成冶金熔合。堆焊層的顯微組織由初生Cr7C3碳化物、P(α-Fe+ Cr7C3)和少量Ld′(P+ Cr7C3Ⅱ)組成，其相組成主要為α-Fe和Cr7C3。堆焊層中主要存在3種典型的碳化物形態(tài)，即初生棒狀碳化物、共晶片狀碳化物和二次粒狀碳化物。

(2)硬質(zhì)Cr7C3碳化物的形成提高了堆焊層的硬度，洛氏硬度達62～64HRC，有效地提高了其抗滑動磨料磨損性能。在相同摩擦因數(shù)的條件下，CM550堆焊板的相對耐磨性是NM450耐磨鋼的2倍以上，摩擦副材料的磨損質(zhì)量損失也處于相同水平，完全滿足刮板輸送機中槽部件的設計和使用要求。

(3)堆焊層的磨損機制主要表現(xiàn)為硬質(zhì)石英砂顆粒的微切削磨損和鐵素體區(qū)的變形剝落磨損，鐵素體磨損后，暴露于磨損表面的硬質(zhì)Cr7C3碳化物不僅承擔了主要的磨損載荷，而且阻止了石英砂顆粒與軟鐵素體的直接接觸，避免了鐵素體進一步的磨損損傷，從而減少了堆焊層的磨損質(zhì)量損失。