本文研究了Mi-Al、Ni-Al（Co、Cr）、Ni-Al-Hf-C、Ni-Al-Hf-B与NiAl-34Cr合金及合金系的机械合金化过程、产物和反应合成机理；并利用热压固结方法制备出晶粒细小的块体材料，在分析了块体材料的组织结构的基础上，考察了材料的力学性能，并研究了材料的变形行为及强韧化机制。 高能球磨Ni和Al元素粉末可以在短时间内合成纳米晶NiAl粉末。NiAl化合物的高生成热和复合粉末精细结构的形成是爆炸反应发生的前提条件。球磨机输入的能量强度直接影响爆炸反应的孕育期的长短。通过高温热压可以将得固态合金化合成的NiAl纳米晶粉末压制成晶粒细小（200～300nm）、致密度为95％的块体材料。力学性能试验表明，材料的室温屈服强度达到652MPa，几乎是普通粗晶NiAl的两倍，室温压缩变形量为6％，是铸态经挤压NiAl的2.1倍，而且室温屈服强度对于应变速率的变化不敏感，反映出变形仍是受位错滑移机制控制。分析与计算表明，晶粒细化是MA NiAl室温韧性提高的主要原因，同时粉体合成及热压过程中氧化所导致的成分偏离计量比和由此而产生的少量Al₂O₃颗粒也会对材料的强度产生一定的影响。尽管MA NiAl的室温压缩强度和塑性均较铸态NiAl有显著提高；但室温拉伸强度却相对较低，而且没有发生明显的塑性延伸，组织与断口分析表明显微孔洞的存在及粉体合成过程中的污染是材料拉伸塑性较差的主要原因。随着温度的提高，材料的拉伸与压缩屈服强度的差值减小，高温下MA NiAl的拉伸屈服强度依赖于应变速率，说明晶界蠕变变形机制没有占主导作用，变形仍由扩散机制控制。 首次系统研究了合金元素Co、Cr分别替代Al元素加入后对NiAl机械合金化过程、反应机理及球磨终产物的影响。结果表明，合金元素的加入（≥10at.％）降低了化合物的生成放热，使NiAl的爆炸式生成需 拘 要要的临界能量与结构状态难以达到，取而代之的是M（CO）或NIAI （Cr）化合物的扩散方式逐渐生成．合金元素Co的加入对终产物的影响较大：Co含量增加到 15at％时，反应生成产物为完全无序的“类非晶”Nial（Co）化合物；随着 Co含量的进一步增加（＞ 20at．％），导致了 Ni （hi，Co）过饱和固溶体的形成．与 Co相比，合金元素 Cr的加入对生成物结构的影响较小，但合成产物组成相卜NIAI（Cr）的有序度却随着Cr含量的增加而显著下降直至完全无序（一 20at．％） ．利用高温热压和热等静压手段成功制备出不同 Cr含量（5，15，25at．％）的 Ni－AI（Cr）细晶块体材料，并且考察了压块材料的组织与力。学性能．经高温热压，合金组织已完全转变为平衡态，与粉末态相比，晶粒发生了比较明显的长大．Y’．Ni。AI和a(r的均匀弥散析出及细小的晶粒组织使材料的强韧性得以明显改善．随着Cr含量的提高，材料的屈服强度表现出与粉末态相反的规律，即屈服强度逐渐提高．晶粒细化、沉淀强化和固溶强化的共同作用使得M（Cr）热压块的室温屈服强度达1094—1318MPa，是铸态参比样的1．19—158倍．同时MANIAs（Cr）块体材料还具有较好的室温压缩塑性，有大于20％的室温压缩塑性，最大压缩率可达30％．但高温强度仍待进一步提高． 首次通过球磨元素粉末方法原位合成 T NIAI／Hffi和 NIAIMfB。复合材料．合成机理可以归结为双爆反应（Ni＋s一 NIAI＋AH；Hf＋C。HfC＋凸H），其爆炸反应发生前的球磨时问介于NIAI和Hte的孕育期之问，实验同时验证了N卜AI—NIA卜AH是失反应系．研究了软硬不同的两种化合物混合球磨时的晶粒细化规律，其中相对较软的一相细化速度较快，而且具有比较小的饱和晶粒尺寸，相对较硬的一相在继续球磨过程中起到磨球的作用，将机械能传递给较软的一相． 来用HP＋Hll，方法制备出致密度为960的NIAI／HfC和NIAI／HffiZ纳米复合材料，对两种复合材料的组织结构研究表明，较大的强化相 （50～120urn）主要分布在 NIAI晶界上，而尺寸较小的强化相颗粒（30urn以下）均匀分布在晶内．基体NIAI的晶粒度较细，约为0．5卜m左右．300K－1273K温度范围内两种复合材料的强NIAI10Hte复合材料具有比较高 二互 博土学位论文：Ntal合全及其复合材料的机械合金化研究 的强度，其室温压缩屈服强度达到1290MPa以上，是铸态Nial的4倍 多．高温屈服强度是NIAI的3．5倍，同时材料的室温压缩变形量达到12 ％，约为粗晶NIAI的4倍多．断口分析表明，致密化程度的不足在一定 程度上削弱了复合材料强度的进一步提高． 研究了＊ ＊。纳米复合材料的高温流变行为，并运用线形拟 合方法评价了材料的抗高温蠕变变形能力．NIAll0HfBZ复合材料的高强 度同样归结为弥散相颗粒在基体中的两态分布．线性拟合结果表明M．