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有序金属间化合物NiAl具有高的熔点(Tm=1921 K)，比高温合金更低的密度(5.9g/cm3)，高达6 W/m·K的热导率以及良好的高温抗氧化性能，被认为是一种潜在的高温结构替代材料。然而，室温塑性差和高温强度低这两大缺陷阻碍了NiAl的实用化进程。为此，材料工作者做了很多努力。合金化和定向凝固工艺是有效提高材料性能的两种手段，因此，本文采用宏合金化、微合金化以及定向凝固工艺(液态金属冷却LMC技术)制备了不同成分的NiAl合金，借助X射线衍射、扫描电子显微镜、透视电子显微镜、Gleeble1500以及三点弯曲实验等分析测试手段，系统研究了NiAl合金的微观组织和力学性能。
多相NiAl合金Ni-26.6Al-13.4Cr-8.1Co-4.3Ti-1.3W-0.9Mo(at.％)由铝块和K444高温合金真空感应熔炼而成。研究表明该多相合金在铸态下由NiAl基体和低熔点脆性相Cr3Ni2组成，还含有少量的α-W颗粒，大部分Cr3Ni2相沿NiAl基体晶界呈网状分布。接下来的固溶处理和时效处理导致合金微观组织的变化。在1523K固溶处理20h后，Cr3Ni2相发生部分回溶。水淬所带来的快的冷却速度导致裂纹在试样内出现，裂纹萌生于Cr3Ni2相，并沿着Cr3Ni2相扩展。而空冷试样中没有裂纹出现。炉冷冷却速度较慢，其试样中有针状Ni3Al相和α-Cr颗粒析出。1123 K时效处理16h后，针状Ni3Al相和细小弥散的α-Cr颗粒从NiAl基体中析出。Ni3Al相与NiAl基体之间存在N-W晶体学位相关系：[001]β∥[110]γ，(110)β∥(111)γ。增韧相Ni3Al的析出导致多相NiAl合金在时效态下具有最佳的室温力学性能，但由于高温下Ni3Al相的强化效果不明显，时效态合金的性能与铸态相差无几。长期时效过程中，Ni3Al析出相变成短棒状，发生了分解，数量减少，导致其室温力学性能降低，α-Cr颗粒粗化，导致其高温下的压缩强度较铸态和时效态略有提高。
Sc在NiAl二元合金中的固溶度为0.05～0.06 at.％，过量的Sc会生成富Sc相。Sc的合金化能提高NiAl二元合金的强度和硬度。JJ3合金中，当Sc的添加量不超过0.1wt.％时，合金的共晶胞胞界距和胞内的NiAl/Cr(Mo)层间距随Sc含量的增加而减少，组织细化；当Sc的添加量超过0.1wt.％时，原典型的共晶胞结构被破坏，取而代之的是破碎粗化的Cr(Mo)相镶嵌在NiAl基体中。添加0.1wt.％Sc的JJ3合金具有最佳的室温压缩性能，室温压缩塑性达到35.1％，最大压缩应力超过1600 MPa，较之Sc含量为零的合金分别提高了69.6％和15.7％。JJ3合金的最佳Sc添加量为0.1wt.％。Sc对JJ3合金的高温压缩性能影响很少。
通过液态金属冷却技术(LMC)和传统的定向凝固技术(HRS)制备了一名义成分为Ni-33Al-31Cr-2.9Mo-0.1Hf-0.05Ho(at.％)的亚共晶合金。合金由初生NiAl枝晶，NiAl/Cr(Mo)共晶胞和Hf固溶体组成。微量元素Hf、Ho的添加改变了合金的共晶共生区，导致了初生NiAl枝晶的出现。随着抽拉速度从3 mm/min提高到15 mm/min，LMC工艺制备合金中的初生NiAl枝晶由21.1％增加到25.9％。同时，合金的初生NiAl一次枝晶的间距，初生NiAl枝晶和NiAl/Cr(Mo)共晶胞的尺寸减少。LMC工艺制备合金的室温和高温拉伸性能，以及室温断裂韧度值均在中速抽拉速度(8 mm/min)时出现最小值。与HRS工艺相比，LMC工艺能提高固液前沿温度梯度和冷却速度。高的固液前沿温度梯度能扩大NiAl/Cr(Mo)共晶共生区成分范围，减少初生NiAl枝晶的体积。而高的冷却速度抑制固溶元素扩散，细化合金的组织，包括初生NiAl一次枝晶的间距，初生NiAl枝晶和NiAl/Cr(Mo)共晶胞的尺寸，同时减少合金与Al2O3-SiO2陶瓷模壳的反应时间。另外，LMC工艺能避免HRS工艺中产生的生长缺陷，包括斑点、NiAl一次枝晶的偏转和NiAl一次枝晶的不连续。LMC工艺所带来的微观组织优化能全面提高合金在室温和高温下的拉伸力学性能。
调整合金的成分为Ni-30.4Al-34Cr-4.3Mo-0.1Hf-0.05Ho(at.％)后，LMC定向凝固合金消除了初生相。该定向合金的室温、高温拉伸强度，以及室温断裂韧度较之铸态均得到改善，并随着抽拉速度的增大而提高。与名义成分为Ni-33Al-31Cr-2.9Mo-0.1Hf-0.05Ho的亚共晶合金相比，该共晶合金在抽拉速度为8 mm/min和15 mm/min时的室、高温拉伸强度提高了50％以上，断裂韧度提高不多，而高温拉伸塑性则急剧降低，1253K和1373 K下共晶合金的拉伸塑性不到亚共晶合金的25％。