B2型NiSc和NiAl金属间化合物在高温结构材料领域有着光明的应用前景,但是它们却具有共同的缺点—室温塑性差,这会极大地阻碍其广泛应用。本文首先运用基于密度泛函理论的第一性原理方法系统研究了Al掺杂浓度对NiSc金属间化合物（Al浓度为0 at.%、3.125 at.%、4.167 at.%、6.25 at.%和12.5 at.%）以及Sc掺杂浓度对NiAl金属间化合物（Sc浓度为0 at.%、2.78 at.%、3.125 at.%、4.167at.%和6.25 at.%）的晶格结构、相稳定性、择优占位、力学模量以及塑性等方面的影响,并从微观电子成键角度揭示了掺杂量对两种金属间化合物力学性能影响的本质原因。然后基于理论研究结果,从实验上研究了不同Al掺杂浓度的NiSc合金和不同Sc掺杂浓度的NiAl合金亚快速凝固组织特性及演变规律,分析了掺杂浓度对两种合金中B2相的弹性模量和塑性的影响,验证了第一性原理预测结果的正确性。主要的结果如下:Ni-Sc系金属间化合物计算结果表明,Ni-Sc系五种金属间化合物均具有热力学稳定性和力学稳定性,其中以NiSc在常温下的热力学稳定性最好。五种化合物均具有本征延性,其中以NiSc2的延性最好,NiSc次之。Ni-Sc系金属间化合物的抗体积变形力、抗剪切力、刚度以及共价键强随Sc含量的减少逐渐增强。Ni2Sc,NiSc和NiSc2化合物几乎没有磁性,而Ni5Sc和Ni7Sc2则是磁性化合物。对比分析后发现NiSc是五种Ni-Sc系合金中塑性较为理想且具有B2结构的RM非磁性金属间化合物。Al掺杂B2-NiSc金属间化合物和Sc掺杂B2-NiAl金属间化合物的计算结果表明,所研究浓度的Al掺杂引起NiSc化合物的晶格畸变率在3.25%以内,所研究浓度的Sc掺杂引起NiAl化合物的晶格畸变率在2.5%以内。所有Al掺杂NiSc体系以及Sc掺杂NiAl体系均满足热力学稳定性和力学稳定性。在Al掺杂NiSc体系中,Al原子更倾向于优先占据Sc位;在Sc掺杂NiAl体系中,Sc原子更倾向于优先占据Al位。力学性能方面,对于Al取代Sc掺杂的NiSc体系,Al元素的加入可以提高B2-NiSc金属间化合物的延展性,并且随Al掺杂浓度的增加,合金中Ni与Sc原子间的共价键逐渐减弱,金属键逐渐增强,延展性逐渐得到提高。此外,NiSc、Ni16Sc15Al和Ni8Sc7Al化合物的刚度、共价键强以及熔点相接近,而Ni12Sc11Al和Ni4Sc3Al相接近,并且后两者均比前三者的值小。对于Sc掺杂NiAl体系的力学性能,Sc元素添加后,由于合金体系中Ni、Al原子间的共价键受到抑制,金属性增强,因此NiAl合金的延展性得到提高,并且随Sc含量的增加总体上呈现增强趋势。在同一掺杂浓度下,Sc取代Ni掺杂化合物的延展性比Sc取代Al掺杂化合物的更好。NiAl掺杂化合物的抗体积变化力、抗剪切力、刚度、共价键强以及熔点等随Sc浓度的逐渐增加总体呈减弱趋势。同一掺杂浓度下,与Sc取代Ni掺杂化合物相比,Sc取代Al掺杂化合物对体积变化和剪切变形的抵抗力更大,刚度和共价键更强,熔点更高。Al掺杂合金Ni50Sc50-xAlx（x=3.125、4.167和6.25）和Sc掺杂合金Ni50Al50-xScx（x=4.167和6.25）的实验结果表明,无论是水冷铜模凝固态组织还是均匀化退火热处理组织,两类掺杂合金中除具有基体B2相外都还具有第二相,且随掺杂量的增加,Ni50Sc50-xAlx系列合金中B2-NiSc相逐渐减少,Ni2Sc相逐渐增多,Ni50Al50-xScx系列合金中B2-NiAl相逐渐减少,Ni2Al Sc相逐渐增多。Ni50Sc50-xAlx掺杂合金B2-NiSc相中置换固溶进的Al原子浓度随Al掺杂量的增加而增多,并且Al原子置换取代Sc原子的几率略高于Ni原子。Ni50Al50-xScx掺杂合金B2-NiAl相中置换固溶进的Sc原子浓度随Sc掺杂量的增加而增多,但由于B2-NiAl有均相区,所以仅据EDS分析结果无法判断Sc元素到底置换取代Ni和Al哪种原子的几率更高。力学性能方面,均匀化退火后,Ni50Sc50-xAlx和Ni50Al50-xScx系列掺杂合金中B2相的弹性模量虽均低于掺杂前,但塑性却都得到了一定提高。此实验结果与与第一性原理的预测结果相吻合。理论和实验研究表明,尽管纯NiAl具有比纯NiSc更高的熔点和力学模量,但纯NiSc却具有比纯NiAl更好的本征塑性。对于同一掺杂浓度下的塑性,Al取代Sc掺杂的NiSc相要大于Sc取代Al掺杂的NiAl相,但是却小于Sc取代Ni掺杂的NiAl相。