碳化铬是一种在高温环境下具有良好的耐磨、耐腐蚀、抗氧化的高熔点材料, 氮化铬是一种具有高硬度、高熔点和优异化学稳定性的陶瓷材料，它们具有优异的化 学稳定性和耐磨性,广泛用作材料的涂层。优质的碳化铬、氮化铬粉末除了稳定的物 理性能指标及微观形貌控制，铁、硅、钙等微量杂质的控制也是必要的。本文建立了电 感耦合等离子体发射光谱法测定碳化铬、氮化铬中铝、硅、钙、铁量的快速测定方法。 采用氢氟酸、硝酸微波消解样品，高纯铬基体匹配，标准工作曲线法测定碳化铬、氮化 铬中铝、硅、钙、铁量。各元素的强度与浓度呈良好的线性关系，对应的相关系数均大 于0.999，方法检出限均小于0.000 5%，方法定量下限均小于0.001 5%。各元素测试相 对标准偏差为0.30%～6.94%，加标回收率为96.0%～105.0%。方法简便，灵敏度较高， 能满足硬质合金或热喷涂粉的生产质量控制要求。

通过清洗机清洗和清洗剂浸泡试验，研究碱性清洗剂对WC-10%Co合金刀片 APMT1135PDER-M1 和 WC-TiC-TaC-6%Co 合金刀片 WNMG080412-DX 表面钴流失的 影响。结果表明：碱性清洗剂容易造成硬质合金刀片表面钴流失；WC-TiC-TaC-Co 类 刀片 WNMG080412-DX连续经过 3次清洗或 3次浸泡（尤其在氢氧化钠+氢氧化钾+氨 基三亚甲基膦酸、氢氧化钾+酰胺类+2-丁氧基乙醇的碱性清洗剂中）后，较WC-Co类刀 片 APMT1135PDER-M1更易出现钴流失，表面钴含量远低于基体设定钴含量；已经清 洗形成钴流失的刀片经过湿喷砂后表面钴含量接近基体设定值。建议在实际生产中： WC-TiC-TaC-Co类硬质合金刀片在涂层之前最多进行 1次清洗，若因表面洁净度等原 因需返洗，需要先湿喷砂处理，再进行清洗。

以七水合硫酸钴为原料，氨水为络合剂，通过加入催化剂、有机聚合分散剂 和引发剂，制备出钴氨络合物前驱体，然后将其转入高压搅拌反应釜中，加热、搅拌，到 达设定温度后，通入一定压力的氢气进行反应，用去离子水和甲醇离心洗涤反应产物， 真空干燥后得到超细钴粉。研究了反应温度、钴氨络合比、氢气压力对超细钴粉实收 率和引发剂用量、催化剂用量、分散剂用量对超细钴粉费氏粒度的影响规律。研究结 果表明：当反应温度为 140 ℃，氢气压力为 2.5 MPa，n(Co)∶n(NH3)为 1∶2.3时，通过控制 引发剂、催化剂、分散剂的加入量，能合成出费氏粒度小于 0.6 μm，粒度分布均匀且实 收率大于99.5%的超细球形钴粉。超细钴粉成分符合某国外公司超细钴粉成分要求。

CVD（化学气相沉积）多层复合涂层可以有效提升刀片寿命，而切削温度是影 响涂层性能的重要因素之一。本文通过实验对比了不同涂层结构刀片车削45钢时的 后刀面磨损，并通过有限元仿真获取了切削温度，结合有限元仿真与实验结果，基于切 削温度分析了不同 CVD 多层复合涂层 TiC-Al2O3-TiN 加工 45 钢的刀片寿命。结果表 明：切削 45钢时，最外层无 TiN涂层的刀片寿命最低。涂层结构对刀尖最高温度影响 较小，不同涂层结构刀片差异仅在 10 ℃以内；最外层涂覆 TiN涂层可以缩小前刀面高 温区域，为了提高刀片寿命，在切削温度为 850 ℃以下时，应适量降低内层的 TiC涂层 厚度，提高最外层的TiN涂层厚度，切削温度超过850 ℃后，应适量降低TiN涂层厚度， 提高Al2O3涂层的厚度。

为探究W掺杂对CrAlN涂层微结构和性能的影响，采用阴极弧蒸发方法制备了 Cr0.36Al0.64N、Cr0.34Al0.64W0.02N和Cr0.32Al0.63W0.05N三种涂层，并使用扫描电子显微镜（SEM）、 能量色散X射线光谱仪（EDX）、X射线衍射仪（XRD）、同步热分析仪和纳米压痕仪对涂 层的成分、微观结构、热稳定性、力学性能和抗氧化性进行研究。三种涂层均为面心立 方结构，硬度随 W 元素含量的增加而提高，由 Cr0.36Al0.64N 的（28.61 ± 0.82）GPa提高到 Cr0.34Al0.64W0.02N 的（30.87 ± 0.80）GPa 和 Cr0.32Al0.63W0.05N 的（32.37 ± 1.44）GPa。W 掺杂 降低了阴极弧蒸发过程产生的“液滴”缺陷，缺陷随W含量的升高而降低。W的添加抑 制了CrAlN涂层的的热分解，提高了涂层的热稳定性。然而，W元素添加降低了CrAlN 涂 层 的 抗 氧 化 性 ，在 1 100 ℃ 恒 温 氧 化 15 h 后 ，Cr0.36Al0.64N、Cr0.34Al0.64W0.02N 和 Cr0.32Al0.63W0.05N三种涂层的氧化层厚度分别为~ 260.6 nm、~ 359.8 nm和~ 445.9 nm。

可转位浅孔钻的切削力影响刀具的径向力平衡和切屑形状，进而影响工件 尺寸精度和表面质量。研究刀片切削力对可转位浅孔钻的稳定性应用尤为重要。本 文基于切削力分析对可转位浅孔钻刀片槽型进行优化，首先，选定刀片槽型参数设计 正交试验方案，通过仿真试验结果确定影响刀片切削力的关键参数；其次，基于槽型参 数影响力大小进行排序，得到最优槽型参数组合；最后，通过钻削试验进行验证。通过 优化刀片槽型参数，可转位浅孔钻刀片的径向切削力降低了 18.1%，有限元仿真与钻 削实验结果仅相差6.61%，研究结果表明基于有限元仿真的正交试验方法适用于刀片 槽型结构的优化，可有效降低切削力。

核聚变能源因其高能量密度、清洁和安全性，被认为是未来理想能源之一。 为改善钨作为核聚变堆第一壁和偏滤器材料的性能，通过掺杂钾（K）元素形成钾泡弥 散强化钨合金（KW），是提高钨的高温稳定性能的方法之一。本文研究了不同钾含量 下钾钨的微观结构和再结晶行为。通过粉末冶金方法制备了高致密度的KW合金，并 进行了烧结和轧制处理。结果表明，钾的添加显著提高了钨的再结晶温度，其中钾含 量较高的合金（81 μg/g）表现出最高的再结晶温度（1 500 ℃）。SEM分析显示，钾泡主 要分布在晶界处，有效钉扎晶界，阻碍晶界迁移，提升材料的高温热稳定性，为钨基合 金在核聚变堆中的应用提供了优化参考方向。

研究了 Cr3C2和 VC 掺杂对不同碳含量下的 WC-6%Co 硬质合金磁性能的影 响；分别使用粒度为0.4 μm的超细碳化钨和0.7 μm的亚微细碳化钨，测量不同粒度下 硬质合金矫顽磁力和相对磁饱和的变化趋势，以及相应微观元素分布的特征。结果表 明，在 WC-6%Co硬质合金体系下，处于两相区时，不同粒度合金的相对磁饱和强度均 随着碳含量的增加而增加，呈正相关关系；仅添加Cr3C2时，部分Cr可能以含Cr的复合 碳化物（M7C3 ）的形式弥散析出，抑制晶粒长大，同时碳含量的提高促进M7C3的析出，加 强其细化效果，此时矫顽磁力与碳含量呈正相关；当Cr3C2质量分数为1%，VC质量分数 为 0.3% 时，VC的界面偏析对抑制晶粒长大起主要作用，此时 M7C3的作用弱化；同时， 碳含量提高导致液相线降低，促进晶粒长大；在多种机制相互竞争的影响下，加入 Cr3C2、VC的复合抑制剂时，细晶硬质合金的矫顽磁力与碳含量呈负相关关系。

以WC-32%(Co-Ni)-1.3%Cr硬质合金为研究对象，采用粉末冶金方法制备了3 种不同钴镍比的硬质合金样品，通过性能测试、微观结构分析及电化学极化曲线测试， 研究了钴镍含量变化对WC-32%(Co-Ni)-1.3%Cr高黏结剂硬质合金组织、力学性能及腐 蚀性能的影响。结果表明：随 Co含量的减少、镍含量的增加，合金的钴磁、矫顽磁力、 硬度呈线性关系不断降低，合金的晶粒尺寸、密度几乎不变，合金的横向断裂强度变化 幅度很小，横向断裂强度约 2 400 MPa。WC-32%(Co-Ni)-1.3%Cr高黏结剂硬质合金随 钴镍比的变化，在中性及酸性溶液中腐蚀趋势不同。随 Co 含量的减少、镍含量的增 加，合金在pH=1的H2SO4溶液中的自腐蚀电位增加，腐蚀电流密度降低。钴镍质量比 1∶3的合金的耐腐蚀性能远高于钴镍质量比1∶1及钴镍质量比3∶1合金的耐腐蚀性能， 高镍合金可显著提高合金在酸性溶液中的耐腐蚀性能。随 Co含量的减少、镍含量的 增加，合金在pH=7的NaCl溶液中的自腐蚀电位增加，腐蚀电流密度降低，钴镍质量比 1∶1及钴镍质量比1∶3合金的耐腐蚀性能无明显差异，但是远高于钴镍质量比3∶1合金 的耐腐蚀性能。

选取06型WC粉末作为研究对象，采用气流粉碎工艺对其进行处理，研究了 气流破碎工艺对粉体微观结构形貌、粒度、粒度分布及粉体相关特性的影响，对比了气 流破碎工艺与球磨破碎工艺处理WC粉末所得粉体性能的差异。研究结果表明，气流 破碎过程中分级轮转速对所制得的WC粉体粒度及均匀性有重大影响，分级轮转速越 高，粉体粒度越细小，粒度分布越集中，当分级轮转速≥3 900 r/min时，粉体中≥2 μm的 颗粒完全消除；但过高的分级轮转速会降低设备产能，当分级轮转速达到 4 200 r/min 时，设备产能已低至 53.8 kg/h，同时会增加粉体的氧含量和杂质含量；相比于球磨破 碎，气流破碎所制得的WC粉体粒度分布更加集中，杂质含量更少，且所制得的合金微 观组织结构更加均匀，有利于制备高品质的超细晶硬质合金产品。

常用的滚轮毛刷钝化设备在抛光钝化硬质合金刀片切削刃时存在切削刃圆弧半径及大小不均匀问题。文章基于滚轮毛刷钝化设备的工作原理，从毛刷运动及毛刷磨损两个方面分析造成硬质合金刀片切削刃钝化圆弧半径及大小不一致的原因，通过对设备运动方式进行数学建模，计算得知：产品进入毛刷和离开毛刷期间，产品自转的圈数不是整数，则会造成产品某一个角或者某一条切削刃加工时间更长；同时毛刷磨损的不确定性也会造成实际加工时间的差异，造成切削刃圆弧半径及大小不一致乃设备设计的缺陷，不可避免。

铪在硬质合金生产中，常作为添加剂以提高硬质合金的力学性能，故而硬质合金中铪含量的准确测定具有重要的意义。现存化学容量法测定硬质合金中铪，存在危险性较大、操作复杂、分析效率低等缺点。本文从样品前处理、分析线的选择、基质效应的探究等方面对硬质合金中铪的测定方法进行了探究，建立了电感耦合等离子体原子发射光谱法测定WC-Co硬质合金中铪含量，该方法具有安全、高效、操作简单、低成本等优点。在选定的条件下，选择体积比1∶1的硫酸、硫酸铵混合液结合柠檬酸和双氧水作为前处理溶剂，选择铪谱线264.141 nm作为分析谱线，利用基质匹配法配制标准溶液，方法校正曲线线性大于0.999 9，线性范围为0.0～2.0 μg/mL，检出限为0.008 4 μg/g，加标回收率为99.17%～103.63%，相对标准偏差RSD<0.758%。本方法为WC-Co硬质合金中铪含量的检测提供了可行性方法。

本文对不同铁基触媒在高温高压下合成Ⅱa型培育钻石的影响和机理进行了研究。结果表明，FeAl-C触媒体系的优晶率为72.2%，周产量为25.61 ct（1 ct=0.2 g），平均单颗质量为1.19 ct；FeCo-C触媒体系周产量是44.37 ct，平均单颗质量为2.11 ct，优晶率为36.8%，晶体缺陷更多。利用扫描电子显微镜、能谱仪和电子背散射衍射等表征手段，揭示了FeAl和FeCo两种触媒因结构差异对培育钻石生长过程中的作用机理。研究发现，FeAl 触媒中Al 的平均质量分数为4.86%，Fe 的平均质量分数为95.14%；FeCo触媒中Co的平均质量分数为37.33%，Fe的平均质量分数为62.67%，金属间的固溶性差别导致相分布和晶粒取向不同。FeAl触媒晶粒粗大均匀且取向统一，形成的单相结构和单一织构在增强触媒选择性时降低了催化活性，使得碳素在晶种表面上的均匀转移和析出，促进形成高品质晶体，但也导致FeAl体系产量较低。FeCo触媒晶粒细小但不均一，内含的多固溶相及多重织构提高了触媒催化活性，晶体生长速度加快，产量较高。选择性降低，使得碳素在晶种表面上的转移和析出过程较为复杂，形貌不稳定，易产生更多晶体缺陷。

粗晶硬质合金具有良好的热传导率和抗热疲劳性能，在矿山工具及硬面材料有较好的应用前景。作为钨制品的主要中间产品，高碱性金属含量的APT有利于生产粗颗粒碳化钨粉用于制备粗晶硬质合金。本文以钨酸铵溶液为原料，研究钨酸铵溶液中初始钠含量、掺入剂种类及掺入量、结晶率以及APT洗涤次数对APT晶体中钠含量的影响。研究结果表明：掺入剂种类对APT晶体中钠含量没影响，氢氧化钠的掺入量、结晶率及APT洗涤次数影响较大，控制钠钨质量比为4‰的氢氧化钠掺入量、结晶率为90%、APT采用纯水洗涤4次可生产出钠质量分数高于0.029%的高纳APT产品，其他杂质元素含量均优于国标零级要求。

对WC-13%Co硬质合金进行了高温（1 350 ℃及以上）液相快冷和固相淬火（1 100 ℃及以下）快冷技术处理，研究了两种处理方式对硬质合金显微组织和物理力学性能的影响。结果表明：相较烧结态，合金经快冷处理后显微组织形貌无明显变化，而液相快冷处理和固相快冷处理后的晶粒度分别提升28.13%和18.75%。物理力学性能方面，快冷处理相较烧结态发生一定变化，与固相快冷处理相比，液相快冷处理后的物理力学性能变化显著，相比烧结态钴磁和矫顽磁力分别下降4.5%和1.0 kA/m，维氏硬度、裂纹长度和钴相中W的固溶度分别增加0.98 GPa、33.3 μm和6%。发生显著变化的主要原因是在液相快冷处理后黏结相Co中W的固溶度大幅增加，对合金有显著的强化作用。

采用单因素试验法，开展7075铝合金铣削加工试验，分析了转速与进给量对切屑形态、表面粗糙度、已加工表面形貌和残余应力的影响。结果表明：随着转速和进给量的增大，切屑卷曲程度提高，使切屑形成规律卷曲与折断；进给量f=0.05 mm/r时，切屑呈现两种状态，不规律的切屑形态容易引起切削过程的不稳定，导致表面质量变差；转速越高表面粗糙度越小，随着进给量的增大，表面粗糙度呈现先减小、后增大，先减小的原因是进给量f=0.05 mm/r时，切削过程不稳定，引起表面粗糙度值较f=0.1 mm/r时大；高转速有利于形成更规律的加工表面纹路，黏结物更少，表面轮廓清晰更规律；进给量越大，刀纹宽度、深度越大，表面轮廓越粗糙；在“挤光效应”下，铝合金切削加工表面残余应力呈现压应力状态，转速越高，加工表面残余压应力越小；进给量越大，切削力越大，残余压应力越大。

采用常压烧结，在1 480、1 500、1 530、1 550 ℃下制备了Cr₂O₃-Y₂O₃-MgO共掺的99氧化铝陶瓷，研究了不同含量的Cr₂O₃掺杂对99氧化铝陶瓷的致密化、微观结构、微波介电性能和绝缘性能的影响。结果发现：适量的Cr₂O₃、Y₂O₃和MgO会促进烧结，减少晶粒间的空隙，提升致密度，进而提升各项性能。当w(Cr₂O₃)=0.4%、w(Y₂O₃)=0.24%、w(MgO)=0.16%，烧结温度为1 530 ℃时，密度为3.919 cm³、介电常数ε_r为9.985、介电损耗tanδ值为0.000 5、击穿电压为25.3 kV。Cr₂O₃掺杂使得99氧化铝陶瓷微波介电和绝缘性能提升，在电子封装材料中有良好的应用前景。

人造金刚石合成机理的研究符合发展新质生产力的内在要求，可以高效指导优质金刚石晶体材料的制备，特别是对合成边界条件的预测和探究，形核和长大过程的控制，性能的调控和修饰等具有重要作用。本文就目前金刚石合成方法中的高温高压法、爆轰法、气相沉积法的相关合成机理进行详细的阐述，以期对金刚石的合成过程有更加深入的了解。由于目前的技术条件无法对合成过程进行直接实时观察，对人造金刚石的合成机理暂未形成统一的认识，上述理论研究方法主要通过对实验过程和合成前后产物的分析进行推理。笔者认为借助于分子动力学等方法进行模拟仿真，同时利用原位测量设备如原位X射线进行实时监测，结合合成过程中的其他表征，未来有望进一步揭示人造金刚石合成的本质。

WC-Ni基硬质合金用作磁性材料成形模具、核主泵机械密封关键部件以及磨蚀性服役工况耐磨零件独具优势。由于材料体系的本征特性，与WC-Co合金相比，在黏结金属含量相同和合金晶粒度相近条件下，WC-Ni基合金强度、硬度和韧性均明显较低，高性能化面临挑战。本文对WC-Ni三元合金和含其它合金组元WC-Ni基合金的微观结构和物理力学性能调控，以及含Ti板状晶WC-Ni基合金的研究进展进行综述，旨在奠定高性能WC-Ni基硬质合金新材料高效开发的基础。

Ti(C,N)基金属陶瓷因其具有良好的硬度、耐磨性和化学稳定性，成为制造业中不可或缺的关键材料，进一步提高金属陶瓷材料的强韧性对扩大其应用领域和应用规模具有十分重要的意义。本文阐述了Ti(C,N)基金属陶瓷的相结构特点，并重点综述了高熵合金/陶瓷在Ti(C,N)基金属陶瓷的黏结相和添加相成分设计和制备中的应用。对高熵合金/陶瓷在金属陶瓷的主要研究方向进行了总结展望：在Ti(C,N)基金属陶瓷中加入高熵合金黏结相后组织的演变和对材料性能的影响机理需进一步研究；同时高熵陶瓷添加相在Ti(C,N)基金属陶瓷中的作用及机理也是一个重要的研究方向。

近20年，许多研究者针对以高熵合金为黏结相的金属陶瓷开展了大量的研究，取得了许多有益的成果。本文系统综述了用作金属陶瓷黏结相的高熵合金制备方式，以及高熵合金黏结相金属陶瓷烧结制备技术，评价了烧结温度、烧结时间、碳含量、黏结相成分、黏结相含量等工艺参数对高熵合金黏结相金属陶瓷微观结构、力学性能、抗氧化性能和耐腐蚀性能的影响，可为高熵合金黏结相金属陶瓷的研究提供参考。

WC-Ni基硬质合金可应用在磁性材料成形模具和核主泵机械密封关键部件等极端工况领域。由于材料体系的本征特性，WC-Ni基硬质合金的高性能化和质量稳定性控制一直面临挑战。两相区碳窗口、固液转变温度、液相烧结过程中的润湿行为，以及合金组元在黏结相中的固溶特性，是硬质复合材料成分及其制备工艺设计的关键参数。本文以制备工艺体系最完善的WC-Co基硬质合金为参比对象，从上述4个方面对WC-Ni基硬质合金的本征特性及其研究进展进行综述，旨在强化对WC-Ni基硬质合金本征特性的理解，为高性能WC-Ni基硬质合金新材料高效开发提供参考。

利用ANSYS FLUENT对压力烧结炉内的温度场进行仿真模拟，分析了高温段（炉温1 450 ℃）真空条件下炉内温度的分布状况，发现炉内温度分布不均匀，批次温差达16 ℃，且炉门处制品的温度偏差最大。分析认为加热体的形状和分布对温度场均匀性的影响最大，为了优化炉内温度分布，提出了增大炉门处加热体的尺寸、在炉门处增设环状或棒状加热体等三种改进方案。研究结果表明：在改变加热体的数量、结构及分布后，三种优化方案的炉内制品批次温差分别下降4.6、3.2 ℃和2.8 ℃，其中以增大炉门处加热棒尺寸的优化效果最佳。不仅显著降低了炉门处制品的温差，同时也提升了装料区制品温度的均匀性，为提高烧结产品的质量提供保障。

在细颗粒氧化钨或钨粉中添加晶粒抑制剂制取含抑制剂的碳化钨粉末是制备超细硬质合金的一种方法。通常认为WC粉末中抑制剂或固溶于WC或独立存在，但由于添加量过少，难以通过检测手段判定其存在形式及固溶量。本文尝试采用对标评价的方式建立量化指标以判断粉末中晶粒抑制剂的固溶程度，评价了添加不同质量Cr及Cr、V混合晶粒抑制剂制备的细颗粒及超细颗粒WC粉末。测试结果表明，难以判定抑制剂固溶量是因为忽略了生产中出现的缺碳相及相应的固溶产物相。评价方法以W₂C、(W,Cr,V)₂C及WC为对标对象，判断固溶量；以衍射峰峰位及半高宽为对标指标，弱化其他干扰晶格常数变化因素的影响，如谱峰较少导致的晶型不确定、工艺参数或抑制剂添加导致的结晶程度变化。相同碳化工艺、抑制剂添加量1%的范围内，粉末的(W,Cr,V)₂C及WC的峰位均随Cr抑制剂添加量的增加而增大，(W,Cr,V)₂C峰面积也有逐渐增大的变化趋势。用试样粉末制备硬质合金并测量WC晶粒度，部分结果显示其趋势与量化指标相同。

高温高压法是合成宝石的有效方法，应用于复合材料的制备，具有超高等静压力和合成时间短这两大优势。本文采用高温高压法制备WC-3%Co硬质合金，利用万能试验机、X射线衍射仪（XRD）、显微硬度计等对试样进行物相组成和力学性能表征。研究了烧结温度对WC-3%Co硬质合金物相和物理力学性能的影响。结果表明：通过高温高压烧结可以确保所制备的硬质合金样品为较为纯净的WC相和Co相；样品的相对密度随着温度的升高而升高，在1 450 ℃时相对密度可以达到99.3%；随烧结温度的升高，样品的硬度、抗弯强度和断裂韧性均呈现先升高后降低的趋势。当烧结温度为1 400 ℃时，制备的WC-Co 硬质合金样品具有优异的力学性能，抗弯强度2 230 MPa、硬度22.78 GPa、断裂韧性11.9 MPa·m^1/2。

选用具有不等齿距和减振刃带结构的A型铣刀，具有不等齿距和双直线后角的B型铣刀以及具有等齿距结构的C型铣刀作为实验刀具，针对这几款不同几何结构的铣刀进行316L切削加工性能的研究，利用测力仪测定加工过程中的切削力，通过频谱图和加工表面的粗糙度，分析几何结构对切削性能的影响。结果表明：具有减振刃带和不等齿距设计的A型铣刀在切削316L不锈钢时，切削力降低16%左右，加工表面粗糙度提升25%左右。

采用X射线衍射（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）和性能检测等方法研究了不同Mo添加量对WC-Ni-Mo硬质合金的WC粒度、硬度、摩擦磨损和耐腐蚀性能的影响。结果表明：在研究的成分范围内（w(Mo)=1.5%~2.0%），WC的平均晶粒尺寸基本不随Mo添加量的变化而变化；随Mo添加量的增加，WC-Ni-Mo硬质合金的硬度略微有所下降，而摩擦磨损性能得到提升。Mo质量分数为2%的WC-Ni-Mo硬质合金在酸性溶液中的耐腐蚀能力要高于Mo质量分数为1.5%的合金，并且具有更好的电化学稳定性。总体来看，WC-8.0%Ni-2.0%Mo合金的综合性能优于WC-8.5%Ni-1.5%Mo硬质合金。

将钴质量分数为6%的3种钴相均匀性不同的超细硬质合金棒材制成PCB铣刀，对3种超细硬质合金棒材及PCB铣刀样品进行物理力学性能、显微组织结构和铣刀使用性能的对比，使用ICALIBUR钴相分析软件定量分析硬质合金棒材钴相分布均匀性，研究钴相分布均匀性对PCB铣刀使用性能的影响。结果表明：钴相分布均匀性在物理力学性能上没有体现，只能通过直接的钴相分布检测方法进行检测，钴相分析软件检测显示，钴相质量分数在5%～7%的微区间，样A为50%，样B为66%，样C为80%。制成PCB铣刀后，钴相均匀性较差的样A、样B比钴相均匀性较好的样C寿命低20%以上。钴相分布均匀性差会造成硬质合金棒材制成的铣刀刃局部区域的硬度不均匀，使得铣刀在使用过程中产生磨损不均匀和崩缺现象，导致使用寿命降低。

高硅铝合金由于具有较低的热膨胀系数、低密度、导热性能好等良好的物理化学性能，已成为最具有潜力的金属基电子封装材料。然而，高硅铝合金常规制备方法，如粉末冶金等，制备出的合金存在致密度低、合金内部容易产生气孔、组织粗大等问题，且成本较高。本文以Al-60Si超高硅铝合金作为研究对象，采用ProCast数值模拟的方法，计算了不同浇注温度、离心转速等工艺条件下，合金凝固过程中温度场和流场等分布规律，确定最优工艺参数为离心转速800 r/min，浇注温度1 200 ℃，浇注速度16.5 mm/s；并制备了高性能的细晶Al-60Si合金环形铸件，发现铸环外层、中层和内层分布不同尺寸的初生硅相，外层部分大多数是块状初生硅相；中层及内层部分是粗大的板条状初生硅相；通过表征热膨胀系数发现，离心后的Al-60Si热膨胀系数整体小，其中铸环外层区域热膨胀系数最小，性能较好。

以原位碳热还原法制备了Ti(C,N)基金属陶瓷，研究了Nb₂O₅添加量对金属陶瓷显微组织和力学性能的影响规律。结果显示：当添加Nb₂O₅的质量分数由0增加至2.80%时，金属陶瓷硬质相晶粒明显细化，显微组织中“白芯-灰环”晶粒数量增多；室温抗弯强度、硬度、临界热震温差和高温抗弯强度有所增加，但断裂韧性略微降低。随着Nb₂O₅的添加量继续增加，金属陶瓷显微组织中出现孔洞，室温抗弯强度、硬度、临界热震温差、高温抗弯强度和断裂韧性均不断下降。当Nb₂O₅的添加量为2.80%时，金属陶瓷表现出最佳的综合力学性能，其室温抗弯强度、硬度、断裂韧性、临界热震温差和高温抗弯强度分别为：2 439 MPa、90.6 HRA、12.8 MPa·m^1/2、360 ℃、1 519 MPa。