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金属间化合物NiAl由于具有密度低、导热性好、抗高温氧化能力良好和高温稳定性较好等优点，有望成为新一代高温结构材料，但其较低的室温断裂韧性和不足的高温强度阻碍了NiAl及其合金的应用。即使是室温断裂韧性和高温强度匹配最好的NiAl-28Cr-6Mo共晶合金，其室温韧性和高温强度仍未达到镍基高温合金水平。虽然适量Hf的加入可以进一步提高该合金的高温强度，但存在于NiAl/Cr(Mo)相界和共晶胞界的Ni2AlHf相却明显的弱化了该合金的室温断裂韧性。从期望取得较高的高温强度和室温力学性能角度出发，本文开展了以下三方面的研究工作：(1)研究了微量稀土元素Gd对NiAl及含Hf的NiAl-Cr-Mo共晶合金微观组织和力学性能的影响；(2)采用过热熔体处理工艺对NiAl-Cr-Mo-Hf-Ho合金进行处理，研究了熔体处理前后的组织及力学性能的变化；(3)采用液态金属冷却定向凝固工艺制备NiAl-Cr-Mo-Hf-Ho合金，并分析了不同抽拉速度对微观组织与力学性能的影响规律。
在NiAl中添加稀土Gd后，Gd在NiAl中的固溶度很小，大部分参与形成了一种硬脆相—GdAlNi相，该相分布于晶内和晶界。含Gd合金的晶粒得到细化。Gd的添加使NiAl的断裂方式由沿晶断裂转变为解理断裂，由于晶粒细化、Gd的固溶强化以及适量GdAlNi相的强化作用提高了NiAl-0.10Gd合金的室温压缩强度。而当Gd的含量为0.25at.％和0.50at.％时，合金晶界存在的脆性GdAlNi相较多，导致了较低的室温压缩强度。由于晶粒细化及Gd与O和S等杂质的相互作用使得0.10Gd合金的室温压缩塑性略高于二元NiAl。由于Gd的固溶强化和弥散的GdAlNi第二相强化使含0.25Gd合金的高温性能优于其它合金，在1000℃及1100℃下，强化效果减弱，各合金的强度差别减小。
Ni-33Al-28Cr-5.9Mo-0.1Hf(at.％)合金中添加0.01wt.％和0.05wt.％Gd后，Gd在NiAl和Cr(Mo)两相中的固溶度均很小，大部分参与形成Heusler相，含Gd合金的共晶胞及共晶层片均得到细化，并且Gd的添加提高了相界的结合力，同时Gd原子取代Ni和Al原子而产生固溶强化，因而提高了合金在室温和1100℃的压缩屈服强度。细化的层片可提供大量可动位错而有助于压缩塑性的提高，较高的NiAl/Cr[Mo)两相界面结合力以及稀土元素Gd的对合金净化等有益作用也使得含Gd适量的合金获得了很高的室温压缩塑性。当合金中的Gd含量为0.1 wt.％时，胞界变得混乱而容易变形和开裂，导致了合金较低的室温和高温压缩性能。
NiAl-28Cr-5.9Mo-0.1Hf(at.％)-0.05Ho(wt.％)合金经过高温熔体处理后，合金中的初生NiAl相减少了约30％，NiAl/Cr(Mo)共晶层片得到细化，同时NiAl和Cr(Mo)两相中合金元素含量增加，组织的变化归因于合金凝固时过冷度增加，冷却速度较快，合金凝固时更接近共晶共生区。经高温熔体处理后，合金中的大部分初生NiAl的形貌由球状转变为枝晶状，初生NiAl相中析出的Cr(Mo)相的形貌也由枝晶状转变为颗粒状，同时共晶胞的平均尺寸增加了约70％。经高温熔体处理后，室温、高温压缩性能及断裂韧性均有一定的提高，但合金的变形行为及断裂特征未改变。
采用液态金属Sn冷却的定向凝固工艺制备了Ni-33Al-28Cr-5.94Mo-0.05Hf-0.01Ho(at.％)共晶合金。随着抽拉速度的提高，NiAl/Cr(Mo)共晶组织得到有效的细化，但Cr(Mo)层片的定向排列规则性降低，同时在NiAl和Cr(Mo)两相中的合金元素含量增加。液态金属冷却法制备的定向合金较传统Bridgeman法制备的合金获得的较优异的压缩性能归于：共晶组织的细化和高的冷却速度导致两相中合金元素含量的提高。定向合金在室温下拉伸没有发生屈服，而以解理方式断裂，合金未呈现塑性，抽拉速度对拉伸性能影响较小。合金在980℃下拉伸发生屈服现象，得到远高于室温的拉伸强度和塑性，并且由于强化和弱化因素的竞争而使得抽拉速度对合金的拉伸性能影响较小，合金在1100℃下的拉伸强度和塑性随着抽拉速度的增加而增加，但均低于980℃条件下的性能。
合金的断裂韧性主要依赖于Cr(Mo)层片的定向排列规则程度，随着抽拉速度的增加，Cr(Mo)层片定向排列逐渐不规则，因而断裂韧性依次降低。