彌散的案例
COMSOL 多孔介質稀物質傳遞-純彌散問題 ￥12.8
COMSOL 多孔介質稀物質傳遞
問題描述：
問題類型： 純彌散問題。
幾何模型： 2m x 1m
網格規模： 1000 x 5
流速： 0.0000000028935 m/s （x方向）； 0 （y方向）
彌散度：0.005 m (縱向彌散度)； 0m (橫向彌散度)
定濃度邊界為 : 1000 mol/m3
計算終止時間： 1000天， 時間步長為： 1天。
檢測彌散氧濃度的熒光氧傳感器
彌散式供氧是一種通過將氧氣均勻地擴散到周圍空氣中，以滿足人們呼吸需求的供氧方式。使所有在此環境中的人員都處于富氧環境，不影響工作和生活。 在此系統中，"氧氣濃度"指的是空氣中氧氣所占的比例，通常以百分比表示。根據醫學和安金標準，一般環境下的氮氣濃度應保持在21%至24%之間，以確保人體正常呼吸和健康。在彌散式供氧系統中，這個濃度范圍通常被稱為"安全濃度".
為了確保氧氣濃度始終保持在安全范圍內，彌散式供氧系統應配備氧氣濃度監測設備。這種設備可以是一個獨立的儀器，也可以是集成在供氧設備或釋放裝置中的一部分。監測設備應能夠實時檢測和記錄氧氣濃度，當濃度低于或超過安全范圍時，設備應能夠發出警報。工采網的一款英國SST公司研發的基于熒光猝滅氧氣原理的氧氣傳感器LOX-02。
熒光氧傳感器基于熒光遇到氧分子猝滅原理，氧氣吸收光線中藍色部分的光譜。氧氣會使特殊釕化合物激發出的熒光產生猝滅效應，以致發出的光的光強發生變化，熒光強度變化時間跟氧氣濃度有關。光學氧原理每次檢測都不會對被測的環境氣體造成影響。檢測時不會消耗氧氣，這一點與傳統的氧氣傳感器有很大區別，它們會消耗氧氣從而改變被測氣體的成分比例。光強變化時間可以進行標定從而得出準確的氧氣分壓值，該值不受氣壓變化的影響。在標定氧氣濃度獲得準確的氧氣測量值時，傳感器是完全惰性且不消耗任何待測的氧氣。同時，傳感器內置氣壓芯片，內置軟件已經算出氧氣濃度。使用時只需要通過發送命令即可讀取氧分壓值，大氣壓值以及氧濃度值。
展開 天大《Nature Commun》：實現高強高塑性氧化物彌散強化合金！
當第二相納米彌散體引入帶金屬基體時，大量的位錯將被釘住并積聚在基體晶粒內部，從而提高應變硬化速率，從而獲得較高的塑性。此外，這些分散體，還可以通過位錯與納米分散體的相互作用(Orowan loop或顆粒剪切)大大增強基體。特別是，引入第二相彌散體所帶來的高溫微觀結構穩定性，進一步突出了其應用優勢。
近幾十年來，為了均勻地將理想的第二相彌散體，引入不同的金屬基體中，人們發展了非原位和原位方法。原位法引入的納米分散體或納米沉淀物，主要通過熱機械處理或化學反應合成。因此，它們通常表現出良好的熱力學穩定性、細小的尺寸和在金屬基體中的均勻分布。結果表明，原位分散增強工程材料，具有良好的力學性能和良好的高溫使用能力。原位析出強化的典型合金，包括Cu合金、Al合金和不銹鋼等。以Al-Sc二元合金為例，Zr和Er元素的加入普遍促進了抗粗化共格L12-Al3(Sc,Zr, Er)納米沉淀物的形成。其超細尺寸(3-8 nm)，使其強度從243 MPa顯著提高到451 MPa。更重要的是，納米沉淀物與基體之間的共格界面關系，在提高材料強度的同時，不會破壞材料的延展性。例如，在體心立方(BCC)馬氏體基體中析出共格B2納米顆粒(3-5 nm)，可以得到Fe-17Ni-6.2Al-2.3Mo-0.48Nb-0.37C-0.05B鋼，其屈服強度為1.9 GPa，總伸長率為8.2%。因此，超細共格納米分散體已成為許多合金材料的新寵。
然而，對于一些原位法難以引入第二相彌散體的合金體系，必須普遍采用非原位法
。通過粉末冶金和各種鑄造技術，納米陶瓷或金屬間化合物顆粒，如氧化物和碳化物，引入金屬基體，生產許多具有誘人的物理和機械性能的材料。
展開 基于ABAQUS的分離式霍普金森壓桿SHPB仿真（附.cae.inp） ￥15
4、仿真結果
使用整形器對入射波進行整形
波形整形的撞擊桿法、波形整形的等效載荷法和無波形整形的撞擊桿法對比
（1）未使用整形器的入射波為近似矩形波并產生明顯的波形彌散（“振蕩”），仿真“中值”脈寬為78e-6s，接近理論值77e-6s，實際由于波形彌散以及上升下降沿的影響，仿真或實驗的“全脈寬”比理論值大5~20us。
（2）使用整形片的入射波為近似三角波（或正弦波），有效較少波形彌散（“振蕩”），整形后的入射波脈寬大于整形后的脈寬，整形后的入射波脈寬經測量為169e-6s。
（3）等效載荷法的入射波比使用整形片的撞擊桿法的結果基本一致，并呈現更少的波形彌散（“振蕩”）。
（4）波形整形的撞擊桿法、波形整形的等效載荷法的峰值基本一致為241MPa，無波形整形的撞擊桿法由于波形彌散幅值偏高，產生較大誤差。
5、試樣應力應變數據處理
本節介紹基于仿真結果獲得試樣應力應變的方法：直接提取試樣應力應變的直接法和基于入射桿透射桿三波曲線的間接法。
基于Origin2021的試樣應力應變數據處理表格
試樣直接法和間接法真實應力應變曲線結果展示
間接法：三波曲線及應力平衡
間接法：三波法、二波法下的工程、真實應力應變曲線
展開 
乘用車曲軸控溫冷卻工藝研究
在950～1050℃溫度范圍內，硬度隨溫度升高而快速升高，這說明38MnVS6中的V在奧氏體中的固溶隨溫度的升高而增多，在隨后的冷卻過程中彌散析出V的碳(氮)化物，彌散強化作用增加。在1100～1220℃溫度區間，硬度升高趨勢變緩，表明在1050℃左右時，鋼中的V已全部溶入奧氏體中，硬度的升高是由于冷卻時珠光體比例增大所致。在1220～1300℃溫度范圍內，硬度隨溫度升高而快速降低，造成這種現象的原因主要是析出的V的碳化物又聚集長大，彌散強化作用減弱。
表2 38MnVS6材料化學成分要求
圖1 不同加熱溫度下硬度變化曲線
圖2所示為38MnVS6非調質鋼在不同溫度下空冷得到的組織形貌。1000℃時組織仍保持細晶粒狀態，表明在該溫度下鋼中仍有較多的V未溶解，釘扎晶界作用明顯，如圖2（a）所示；1050℃時，局部區域晶粒急劇長大，呈混晶形態，如圖2（b）所示；至1150℃時晶粒已全面長大，如圖2（c）所示；隨著溫度的升高晶粒繼續增大，如圖2（d）所示。表明1050℃溫度下，V開始大量溶解，且在1050～1100℃溫度范圍內，已全部溶入奧氏體中，對晶界的釘扎作用消失，晶粒開始快速長大。由上述分析可知，38MnVS6非調質鋼的鍛造加熱溫度一般在1050℃以上時，其V可全部溶入奧氏體中，實現彌散強化，但當溫度達1200℃以上時，V的碳氮化物顆粒將長大，彌散強化作用減弱，鋼的硬度、強度開始下降。因此，加熱溫度最好選擇在1200℃以下，但要想鍛打充滿情況好，加熱溫度的下限溫度為1180℃，20℃的電加熱范圍太窄，現場無法控制。故與鋼廠研究加入Ti元素，細化晶粒。Ti元素細化晶粒的加熱溫度可以達到1250℃；根據實際晶粒度檢驗情況確定鍛打加熱溫度為1180～1220℃。
展開 高強鋼DP780 局部斷裂性能研究
該材料的剪切邊延展性的優劣與鋼中馬氏體的彌散程度和馬氏體形貌以及馬氏體包圍鐵素體晶粒的連續度有關。
高強鋼DP780 因其出色的比強度與比剛度，成為先進車身結構制造的首選材料之一。DP780 與其他傳統材料相比，在車身零部件成形時更多的表現為由于翻邊、擴孔等引起的邊緣局部開裂。本文旨在以車身某縱梁結構為例，研究DP780的微觀組織對零件成形時局部斷裂性能的影響。
問題描述
圖1 為車身某典型件，該零件原始采用DP590-1.6mm，現計劃采用DP780-1.4mm 進行材料升級換代，本文的目的是選用組織性能合適的DP780 完成該零件的成形。該零件通常在第一道次出現開裂問題，因此本文主要研究該零件第一道次的成形過程。該零件為落料后翻邊成形，因此剪切邊延展性對材料成形時是否開裂起著決定性的作用。
圖1 某縱梁沖壓時出現邊裂
材料選擇
現選擇兩種不同的成分和組織分布的DP780 進行比較，已選取最優的材料用于該縱梁的沖壓制作。DP780 的化學成分見表1。
表1 兩種DP780 化學成分(wt%)
高強鋼剪切邊延展性的優劣與鋼中馬氏體的彌散程度和馬氏體形貌以及馬氏體包圍鐵素體晶粒的連續度有關。從圖2 和圖3 中可以看出，DP780-2 的碳含量為0.09，明顯低于DP780-1，因此DP780-1 的馬氏體含量明顯高于DP780-2，馬氏體非常容易包圍鐵素體晶粒成連續的鏈狀分布，雖然加入了一定的Nb元素，起到細化熱軋組織的作用，但DP780-1 仍存在帶狀組織，造成馬氏體包圍鐵素體晶界，連續度大，而DP780-2 的馬氏體含量較少，分布非常彌散，因此推測DP780-2 的剪切邊延展性優于DP780-1。
展開 基于相場損傷模型的混凝土細觀壓縮斷裂模擬
采用有限寬度的彌散區域來近似表征離散裂紋面，如圖 1所示。所有場變量均是全域連續。采用一個標量d來表征材料的狀態，稱之為相場。d=1代表材料完全失效，d=0代表材料完好無損。通過引入序參量d，給出了斷裂面的彌散表達式:
圖 1 .相場法示意圖
式中l為影響斷裂面的彌散寬度(的區域)的長度尺度參數:l越大，裂紋彌散寬度越寬;l越小，裂紋彌散寬度越窄；當時，裂紋彌散寬度l趨于0時。代入（1）式，可得自由能：
在考慮外力做功的情況下，總的自由能可以分為兩部分：
其中，外力功可以表達為，
其中，b和t分別為系統體力和作用在系統表面上的面力。對式上求變分，可以獲得：
需對任意的變分場δd，δε，δ▽d都滿足，意味著需要滿足以下等式：
基于相場控制方程，推導其相應的有限元離散格式。形成了用于解耦相場和位移場的方程組,該方程組可用于更新相場和位移場。本研究采用交錯算法對相場模型進行求解,其中交錯算法示意如圖 2所示。
圖 2 交錯解法流程示意圖
以上為控制方程的弱形式，通過運用高斯定理，可以得到其強形式為:
其中，▽運算符是拉普拉斯算子。為了保證相場法中裂紋的不可逆性，由于無直接的裂紋量度，因此通常從損傷力學的角度保證，即來保證裂紋的不可逆性。提使用歷史變量H來代替方程中的，即
數值算例
本節使用ABAQUS軟件編寫Fortran子程序實現基于相場法的裂紋擴展模型。對經典的混凝土試件單軸受壓模擬進行相場模擬，模型如圖 3所示，幾何尺寸100x 100mm。采用位移控制加載方案,平板底端固定,上端壓縮。其中,骨料強度大,混凝土破壞時一般骨料不會發生損傷,所以本文將骨料單元損傷本構模型的斷裂能設定較大。
展開 合金強化機制到底有哪些？
第二相質點強化
在合金中常常用彌散的第二相質點來提高強度，最高強度對應于第二相質點尺寸不大，且呈高度彌散分布的狀態，這些第二相往往是金屬化合物或氧化物，比基體硬得多。
如第二相質點是利用固溶體脫溶沉淀產生的，稱沉淀強化。在高強度鋁合金、鋼、鎳基高溫合金中廣泛地應用著這種強化方法。
沉淀化機制與產生沉淀質點的時效處理有關(見固溶體的脫溶分解)，典型的發展過程可描述如下。合金的起始強度相當于過飽和固溶體。沉淀初期新相與基體共格，尺寸很小而且彌散，屈服強度決定于位錯切過沉淀相所需克服的阻力，包括共格應力、沉淀相內部結構和相界面效應等因素的貢獻。隨著新相的長大，以及界面和內部結構的變化，位錯切割沉淀相質點逐漸困難。按奧羅萬機制，當位錯線能夠達到的曲率半徑與滑移面上粒子間距相當時,位錯會以類似于弗蘭克-里德源的形式繞過障礙粒子，而在第二相粒子上留下一個位錯圈。這時質點間距成為控制屈服強度的主要因素，因而，在時效后期屈服強度有隨時效時間延長而降低的現象。
合金中的第二相質點還可以借助于內氧化、粉末燒結等方法引入，在技術上稱為彌散強化。彌散硬化的質點常用高硬度氧化物。
第二相質點一般都增大合金的加工硬化率。
展開 齒輪模具激光表面強化工藝與裝備的技術進展
1.彌散強化和畸變強化
激光相變強化形成奧氏體，當停止激光照射，金屬表面發生馬氏體轉變。在此工藝環境下形成的奧氏體，不管是表層，還是里層，奧氏體晶粒都沒有孕育長大的機會。彌散的奧氏體晶粒，形成彌散的馬氏體相或貝氏體相，使組織具有晶格強化的同時具有彌散強化效果。而且，在激冷條件下形成的馬氏體晶格，比常規淬火有更高的缺陷密度。與此同時，殘余奧氏體也獲得極高的位錯密度，使金屬材料具有畸變強化效果，強度大大提高。
2.無氧化脫碳淬火
在傳統熱處理中，工件在加熱過程如沒有保護措施，便會發生氧化、脫碳現象，使工件的硬度、耐磨性、使用性能和使用壽命降低。
激光相變強化所使用的吸光涂料具有保護工件表面免遭氧化的性能。
3.激光強化的抗疲勞機理
影響金屬材料抗疲勞性能的原因之一是疲勞裂紋的萌生時間。磨損和疲勞在材料損傷過程中交互促進，磨損溝痕可成為疲勞裂紋的萌生點，加速疲勞裂紋的萌生，材料表面出現疲勞裂紋后，表面粗糙度嚴重惡化，磨損也將加劇。
激光強化層具有較強的抗塑性變形和抗粘著磨損能力。
4.等強工作層
常規熱處理的冷卻方向是由表及里，表面的冷卻速度最快，由表及里冷卻速度逐漸降低，所以得到了由表及里硬度值下降的梯度分布。
激光相變強化的加熱方向雖然也相同，但表面溫度較高，而且加熱時間相對較長，可達0.2～0.25s，而里層奧氏體化則是舜間完成，使得表層奧氏體中有更高的碳濃度，有更強的固溶強化效果。激光淬火冷卻方向卻與常規熱處理相反，是由里及表，里層溫度雖低，但冷卻速度最快，外層溫度雖高，有固溶強化優勢，但冷卻速度最慢，雖然里層碳濃度稍低，但畸變強化和彌散強化更強烈。這樣在硬化層內就形成了幾乎不變的硬度值分布。
激光強化件等強工作層避免了常規熱處理件一旦表面出現磨損，其磨損速度便加速的現象。
展開 鋼的回火知識大全，吐血整理
這些特珠碳化物比滲碳體更為堅硬，而且它形成時，以高度彌散的粒子析出于基體中，不易聚集長大,引起α相固溶碳量增大并釘扎位錯阻礙運動，起著彌散強化作用。
（2）殘余奧氏體轉變成回火馬氏體或下貝氏體
這類鋼中的殘余奧氏體在回火加熱、保溫過程中不發生分解，而在隨后的回火冷卻過程中轉變為馬氏體或下貝氏體，這種現象稱為二次淬火。二次淬火也是二次硬化的原因之一，但它與析出特殊碳化物的彌散強化相比，其作用較小，只有當淬火鋼中殘余奧氏體量很高時，其作用才較顯著。
5.回火脆性
一般情況下，隨著回火溫度的提髙，總的趨勢是鋼的強度、硬度降低，而塑性、韌性增高。但在許多鋼（主要是結構鋼）中發現，回火溫度升高時，鋼的沖擊韌性并非連續提髙，而是在某些溫度區間回火時，沖擊韌性反而顯著下降，這種脆化現象稱為鋼的回火脆性。
(1)第一類回火脆性
淬火鋼在250?400℃范圍回火出現沖擊韌性顯著降低的現象，稱為第一類回火脆性，也稱低溫回火脆性。幾乎所有工業用鋼都在一定程度上具有這類回火脆性，而且脆性的出現與回火時冷卻速度的快慢無關。
產生低溫回火脆性的原因尚未十分淸楚，一般認為與馬氏體分解時滲碳體的初期形核有關，并且認為是由于具有某種臨界尺寸的薄膜狀碳化物在馬氏體晶界和亞晶界上形成的結果。也有人認為，脆性的出現與S、P、Sb、As等微量元素在晶界、相界或亞晶界的偏聚有關。此外，殘余奧氏體分解時沿晶界、亞晶界或其他界面析出脆性的碳化物，以及韌性的殘余奧氏體的消失，也是導致脆性的重要原因。這類回火脆性產生以后無法消除，故又稱為不可逆回火脆性。
為了避免低溫回火脆性，一般應不在脆化溫度范圍（特別是韌性最低值所對應的溫度)回火，或改用等溫淬火工藝，或加入從Mo、W等合金元素減輕第一類回火脆性。
展開 納米級析出物與鋼的高強度化
如果使金屬材料中的第二相粒子彌散，由于母相和粒子的彈性常數以及粒子的體積分數和形狀的不同，宏觀彈性性質也不同，因此，屈服強度可以根據各種強化機制進行設計。塑性變形后達到加工硬化后最大變形應力的抗拉強度，材料的斷面邊緣均勻減少邊變形。關于延性，表示均勻變形極限應變的均勻伸長率、變形集中，斷面收縮局部發生的縮頸現象開始后，直到斷裂的變形量的局部伸長率，其后的斷裂伸長率成為重要的參數。縮頸開始是變形應力σ達到超過加工硬化率（dσ/dε）的塑性不穩定條件時發生，所以，提高加工硬化率（σ=Aεn），即提高n，是提高延性的方法之一。
于是利用合金碳化物的納米級析出的高強度鐵素體鋼被提出來了。鋼的微細析出物被用于各種鋼。可作為納米級彌散的析出物有碳化物/氮化物、金屬間化合物和銅（Cu）等。低合金鋼最常用的析出物是碳化鐵（滲碳體），其尺寸在含有高密度位錯的微細彌散的回火馬氏體中是數十納米。為獲得充分的強化量，需要高碳化。而添加碳化物生成元素的馬氏體鋼，經500℃以上溫度回火處理，析出幾納米的合金碳化物。在添加鉬（Mo）、鈦（Ti）、鈮（Nb）和釩（V）等鋼中，與先析出滲碳體不同，是析出微細合金碳化物，呈回火二次硬化。具有Ti、Nb和V等B1（NaCl）型結構的合金碳化物的納米級析出，因鐵素體和碳化物間的界面本身或該碳化物周圍的共格應變場成為氫陷阱，所以對抑制高強鋼的延遲斷裂有效。
鐵素體析出的Cu，析出初期生成與具有bcc結構的鐵素體共格的bcc團簇，隨著時效的進行，從密排層狀結構的9R向fcc結構轉變。因Cu是軟質粒子，所以在顯示切斷機制的析出強化時，也改善延性，該納米級析出也用于提高超低碳IF鋼的烘烤硬化性。
展開 
ABAQUS在結構工程中的應用 附ABAQUS結構工程分析及實例詳解下載
應用有限單元法，采用彌散開裂模型來模擬混凝土的變形行為，計算中包括了混凝土開裂、拉伸強化所反映的鋼筋和混凝土間的相互作用、鋼筋的屈服。
ii. 準確模擬能量釋放率和混凝土與鋼筋間的相互作用是模擬分析的主要控制因素。
2.1.3混凝土板崩塌分析
i. 應用有限元方法，采用彌散開裂模型和脆性開裂模型可以用于分析加筋混凝土板的有效性。
ii. 結構在響應的過程中會出現明顯的非線性，包括隨著混凝土開裂可能出現的不穩定區域。因此，要加強計算過程控制。
2.1.4高溫環境下的鋼筋混凝土梁分析
高溫時，鋼材和混凝土因其內部物理參數的變化從而表現出不同的力學性能，為了進行高溫下的鋼結構及鋼筋混凝土結構的分析，必須確定出鋼材和混凝土的本構模型參數。
2.1.5現澆薄壁筒樁水平受荷分析
基本假定
1) 樁周圍土體用有限元模擬，用無限元模擬無限邊界。
2) 鋼筋與混凝土采用分離式的模型。
3) 樁體混凝土采用彌散開裂模型，鋼筋采用理想彈塑性模型，近體場采用莫爾-庫倫彈塑性模型，遠體場采用線彈性模型。
4) 采用有效應力分析法，認為加載過程中的超靜孔隙壓力有足夠的時間消散，樁土間摩擦系數不變。
2.2混凝土結構動力分析
1) 主要的動力載荷有：風載荷、地震載荷、沖擊載荷等。
2) 通過有限元程序可以求解混凝土結構自身固有的特性，如固有頻率和振型。
3) 通過有限元程序可以實現關于混凝土應力、應變、損傷等的計算。
4) 對于大型的建筑物，網格劃分是一個很重要的環節，因此可以配合使用專業的網格劃分軟件，如ANSA等，可以取得較好的模擬效果。
展開 ANSYS鋼筋混凝土（一）整體式建模
且整體式模型任然能得到較為合理的裂縫預測圖與彌散的鋼筋應力云圖。
裂縫預測圖
彌散鋼筋應力云圖
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ABAQUS在結構工程中的應用
應用有限單元法，采用彌散開裂模型來模擬混凝土的變形行為，計算中包括了混凝土開裂、拉伸強化所反映的鋼筋和混凝土間的相互作用、鋼筋的屈服。
ii.
準確模擬能量釋放率和混凝土與鋼筋間的相互作用是模擬分析的主要控制因素。
2.1.3混凝土板崩塌分析
i.
應用有限元方法，采用彌散開裂模型和脆性開裂模型可以用于分析加筋混凝土板的有效性。
ii.
結構在響應的過程中會出現明顯的非線性，包括隨著混凝土開裂可能出現的不穩定區域。因此，要加強計算過程控制。
2.1.4高溫環境下的鋼筋混凝土梁分析
高溫時，鋼材和混凝土因其內部物理參數的變化從而表現出不同的力學性能，為了進行高溫下的鋼結構及鋼筋混凝土結構的分析，必須確定出鋼材和混凝土的本構模型參數。
2.1.5現澆薄壁筒樁水平受荷分析
基本假定
1)
樁周圍土體用有限元模擬，用無限元模擬無限邊界。
2)
鋼筋與混凝土采用分離式的模型。
3)
樁體混凝土采用彌散開裂模型，鋼筋采用理想彈塑性模型，近體場采用莫爾-庫倫彈塑性模型，遠體場采用線彈性模型。
4)
采用有效應力分析法，認為加載過程中的超靜孔隙壓力有足夠的時間消散，樁土間摩擦系數不變。
2.2混凝土結構動力分析
1)
主要的動力載荷有：風載荷、地震載荷、沖擊載荷等。
2)
通過有限元程序可以求解混凝土結構自身固有的特性，如固有頻率和振型。
3)
通過有限元程序可以實現關于混凝土應力、應變、損傷等的計算。
4)
對于大型的建筑物，網格劃分是一個很重要的環節，因此可以配合使用專業的網格劃分軟件，如ANSA等，可以取得較好的模擬效果。
5)
有限元程序一般tigong子程序的應用，如要得到更多分析數據，可以編寫子程序進行計算。
展開 KB998碳化鎢鎳焊絲，低成本的高溫耐磨焊絲
WC顆粒增強鎳基耐磨堆焊合金是由韌性較好的鎳基固溶體和大量彌散分布的WC硬質相組成。堆焊過程中B、Si元素能使鎳基基體固溶強化，另外，加入的WC硬質相能夠對堆焊合金起到彌散強化的作用。這兩種強化作用，使得堆焊合金的耐磨性增強。
WC增強鎳基耐磨堆焊合金在磨粒磨損的過程中，由于鎳基基體的硬度遠低于WC顆粒的硬度，鎳基基體受磨料尖角的切削作用優先磨損下凹，隨著鎳基基體的不斷流失，表層及次表層的WC顆粒便逐漸凸顯并裸露出來承受磨料的沖擊和切削，這些凸起的WC顆粒便產生了“陰影效應”，起到了耐磨骨架的作用，可以有效的保護鎳基基體。而鎳基基體以其軟而韌的特性，對WC顆粒起到“支撐效應”，保護WC硬質顆粒的存在，提高了材料表層抵抗塑性變形的能力。處在“陰影”中的鎳基基體被沖擊和切削的幾率減小，磨損程度變輕，從而起到耐磨、減摩的作用，使得堆焊合金的抗磨粒磨損性能增強。同的熱輸入下，WC硬質相的體積分數越高，堆焊層越耐磨。
北京固本KB998碳化鎢鎳焊絲，最高硬度可達63 HRC，基體中加入鎳合金，適用高溫工作環境。填充碳化鎢粒子的復合焊絲，德國技術。適用于單齒輥、篦板、布料溜槽、燒結機等應用場合中。
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