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随着航空航天工业的迅速发展，为了满足燃气涡轮发动机的高推重比、高增压比和高涡轮前温度的三高要求，对高温结构材料的要求也越来越高。高温合金尽管有较好的稳定性，但使用温度已达到其绝对熔点温度的80%，接近它们的极限。目前材料学界面临的一个重大挑战是研制新一代的高温合金以代替飞行器推进系统中燃气涡轮发动机热端部件的镍基高温合金。众所周知，替代镍基高温合金的新一代材料必须具有高强度、高熔点、低密度、优异的高温抗氧性、组织稳定和成本低廉等特点。长程有序金属间化合物NiAl由于具有熔点高、密度低、抗氧化性好、导热率打等一系列特点，已成为当前令人瞩目的一类材料，并有希望取代现有的Ni基、Fe基高温合金应用于更高的温度和更恶劣的环境中。但是NiAl金属间化合物低温塑性差、高温强度低、阻碍了它的实用化。为此，全世界各国材料科学工作者多年来对NiAl及其合金开展了广泛的研究，并取得了令人欣慰的成果[1]。
NiAl具有许多优良性能（高熔点、低密度、良好的热导率和优异的抗抗氧化性能），使其成为一种有希望代替镍基合金高温合金的高温候选结构材料。但它在室温下缺乏韧性、高温下强度较低、阻碍了它的实用化。为了改善塑性，提高强度，人们在NiAl中加入第三组元合金元素进行合金化。宏合金化是改善多晶NiAl塑性的一条途径，通过合金化降低NiAl的有序能，促进<111>滑移。按照原子间互相作用势模型计算，如果将Cr，Mn，V等元素大量的加到NiAl中取代Ni或Al，能使反相畴界能显著下降，从而有助于开动<111>滑移，可实际上它们在NiAl中的溶解度很低，Law和Blackburn在NiAl中添加5at.%的Cr和Mn，观察到了<111>滑移，但未能提高其低温拉伸塑性。在NiAl中引入塑性第二相也可以改善其塑性。Ishida等人在NiAl中加入大量的Fe、Co、Cr等元素，引入γ相，使它的塑性有了显著的提高。NiAl单晶中加入少量的Hf、Ta等元素，改善了高温蠕变强度，可达到第一代单晶镍基高温合金的水平。NiAl中的B元素偏聚于晶界，使其断裂方式从沿晶断裂变成穿晶断裂，因而认为B是强化晶界元素。另外，微量B使Ni3Al的室温拉伸延伸率从0提高到50％.适量的Mg元素能显著改善Ni3Al基合金的热加工性。[2 ]
合金化是克服NiAl 合金的室温脆性和高温强度不足等缺点的有效途径，但是合金化元素的加入，导致贫Al 相的生成。在氧化过程中富Ni 或其它元素的氧化物会在合金表面迅速形成并覆盖整个表面。由于与基体组织的粘附性较差，这些氧化物极易剥落，从而使NiAl 基合金的抗高温氧化性能大大降低。影响NiAl 氧化行为的因素包括温度、化学计量比、活性元素等，合金中添加微量稀土元素，可以改变Al 在氧化过程中的传质机制，由Al 向外传输变为由O 向内传输，并且稀土元素在合金表面层富集形成稀土氧化物，对氧化膜有钉扎作用，使合金的高温氧化性能得到提高[3]。
NiAl是Hume-Rothery β相电子化合物，价电子与原子数之比为3/2，它的晶体结构是简单立方的CsCl结构，可以用两个互相贯穿的简单立方晶胞（Al原子占据一个亚晶格，Ni原子占据另一个亚晶格）来描述。NiAl单相区存在一个较宽的成分范围（45-60at%Ni），等原子比NiAl熔点为1638℃.NiAl的金哥常数与化学计量比有很大关系，化学计量比NiAl的晶格常数最大，为0.2887nm。化学计量比NiAl的密度是5.90g/cm3，仅及镍基高温合金比重的2/3。人们对NiAl单晶和多晶材料的弹性行为进行了研究。结果表明，NiAl单晶的弹性系数是温度、冷却速率和化学成分的函数，而且是各向异性的，各向异性因子强烈地依赖于晶体取向和化学成分。NiAl多晶的弹性系数对工艺路线和温度非常敏感，但对化学成分不敏感。NiAl的热膨胀系数与Ni基高温合金相似，化学计量比NiAl从277℃-1017℃的热膨胀系数为15.1×10-6K-1，较低温度下热膨胀系数变小。例如，从120K时的7.8×10-6K-1变化到340K时的12.64×10-6K-1。NiAl的热传导率大，在20-1100℃范围内为70-80Wm-1K-1，是Ni基高温合金的4-8倍。近期的研究表明，NiAl加入合金化元素Ti和Re后，其热传导率显著下降。
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