近年来，5d过渡族金属硼化物(ReB2、 OsB2、 IrB、WB2、 WB4等)作为超硬材料得到了人们的广泛研究。目前实验中发现了两种不同晶体结构的WB2相，分别为AlB2型WB2和WB2型WB2。对于WB2型WB2的研究很充分，但对于AlB2型WB2却鲜有文献报道。自1966年Woods等人采用热丝化学气相沉积的方法首次制备出AlB2型WB2之后，很多研究人员尝试制备该结构相，但都归于失败。可能的原因是AlB2型WB2是一种高压相，需要在高压条件下制备。本工作尝试采用直流磁控溅射的方法来制备AlB2型WB2，并对其相组成、显微结构以及力学和热力学性能进行研究，此外还研究了其在室温下的生长机制、热稳定性及电化学性质。　　成分及晶体结构分析表明，本文首次采用直流磁控溅射技术成功制备了AlB2型WB2涂层。在1Cr18Ni9Ti基底上，涂层表现出超硬性能，其维氏硬度和纳米压痕硬度分别为45.4±2.1 GPa及49.8±3.6 GPa，然而由于很高的涂层残余应力(-6.84 GPa)导致结合强度和韧性较差，分别为25.6 N和16.6 N。在硬质合金(YG8)基底上，涂层残余应力大大降低至-0.43 GPa，其结合强度和韧性也极大提高，分别为54.0-56.6N及24.0 N，但是硬度有所损失，降为38.6±4.2 GPa。此外，在YG8基底上，涂层具有较低的摩擦系数(μ=0.4)和极低的磨损率(w=7.4×10-7 mm3/Nm)。　　密度泛函理论计算表明，AlB2型WB2的弹性常数满足Born准则，表明AlB2型WB2具有力学稳定性。通过计算不同晶面的电子密度分布可知，AlB2型WB2在不同晶向上具有不同的成键特征，即在a方向上的B原子层内具有强的B-B共价键，而沿着c方向的W-B键则相对较弱。不同的成键特征导致了AlB2型WB2压缩性能及热膨胀性能的各向异性，即沿着c方向上的抗压缩能力低于a方向，而c方向上的热膨胀系数则大于a方向。原位变温X射线衍射测得a和c方向上的线膨胀系数分别为αa=6.04×10-6K-1及αc=9.39×10-6K-1，平均线膨胀系数αm=7.16×10-6K-1。根据平均线膨胀系数，可以通过经验公式估算出AlB2型WB2的熔点Tm=2833.8±18.4 K。此外在密度泛函理论计算的基础上采用准谐德拜近似的方法研究了AlB2型WB2的热力学性能，如热膨胀系数和热容。而且在298 K至473 K的温度范围内，体膨胀系数的计算值24.86×10-6K-1与实测值21.52×10-6K-1吻合良好。　　密度泛函理论计算还可以得到AlB2型WB2的体模量(B)和剪切模量(G)，分别为323.3 GPa和175.3 GPa。根据剪切模量，可以通过经验公式计算得出AlB2型WB2的本征硬度H(V)=26.5 GPa。虽然其本征硬度远远没有达到超硬性能，但是采用直流磁控溅射的方法可以得到具有超硬性能的AlB2型WB2涂层，这主要是因为涂层中小的晶粒尺寸、纳米复合结构、残余应力及缺陷等因素造成的。　　研究了AlB2型WB2在室温下的生长机制，所采用的基底分别为铜网支持非晶碳膜和(100)硅片。在非晶碳膜基底上，生长早期为层状-岛状生长(SK)模式。在(100)硅片上，在早期阶段(t=1s至20 s)的生长模式为岛状生长(VM)模式，而20 s之后岛状生长逐渐减弱。根据粗糙度的变化，整个生长过程可以分为两个阶段，即阶段Ⅰ和阶段Ⅱ。在阶段Ⅰ，阴影效应为主导机制，导致岛的生长;而在阶段Ⅱ，轰击诱导下坡粒子流(Impact-induced downhill particle current， IDPC)平滑效应开始发挥作用并成为主导机制，引起粗糙度随沉积时间呈指数降低。在整个生长过程中，粗糙度指数α，生长指数β和动力学指数z并不满足z=α/β，意味着动力学标度理论不再成立，这是因为在整个生长过程中涂层均为丘状形貌。　　在真空条件(10-3 Pa)下，800-1000℃范围内通过X射线衍射研究涂层微观结构的变化来研究涂层的热稳定性，测试结果表明AlB2型WB2在800℃以下没有相变，900℃时转变成α-WB相，1000℃时转变成α-WB与Mo2B5型WB2的混合相。动态极化曲线测试表明，AlB2型WB2的自腐蚀电流密度比YG8基底的自腐蚀电流密度低将近1个数量级，表现出较好的耐腐蚀性能。