随着球磨时间的延长，造成了粉末晶粒细化和增加了微观应变，从而导致Ti，Al衍射峰的高度下降，宽度逐渐增加。从各峰的变化趋势看，Al峰消失的速度要比Ti峰快，最终Ti峰极其微弱，AI峰基本消失。
长时间的球磨导致了非晶的形成。在球磨过程中，Ti，Al两种粉末被不断撞击、破碎和彼此啮合（冷焊合），并产生新的界面。经一定时间后，撞碎效应与啮合效应趋于平衡，粉末的颖粒度也趋于一定值。
这时，虽然颗粒尺寸不变，但其内部不同原子组成的层状结构越来越薄。在高能球磨的作用下，两个颗粒撞合到一块时便形成一个界面。如果界面两侧为异类原子且为新鲜界面时，此时虽然温度较低，但若系统中原子的活性很大，且具有大的负混合热。
值得注意的是此时温度较低，原子扩散速度又快，因而原子来不及有序化而形成无序结构状态。这样在界面处就形成了很薄的无序区域一非晶初始区域。
一方面，这样的非晶初始层随机械合金化的进行不断增多，另一方面，粉末颗粒由于高能球磨产生的高密度缺陷为原子扩散通过非晶区域后进一步扩散提供了可能，而且原先的晶格已有严重的缺陷，这样就使晶态一非晶态的界面随着MA的进行逐渐向晶态一侧推移，最终能够使粉末全部非晶化。
ZTi动l，粉末在球磨过程中晶粒度和畸变度的变化Ti/Al混合粉末在磨球的轧制、墩粗、和剪切等强冷加工作用下，产生剧烈塑性变形，在粉末颗粒中造成极大的应力、应变，使其中产生了极大的缺陷。故随着球磨时间的增加，Ti，Al粉末晶粒尺寸和晶格参数发生了相应变化。定颗粒晶粒度的最好方法。
衍射线的半高强度处线宽度B与晶粒尺寸d的关系为d=0.89Beose，（1）式中，d晶粒的有效尺寸，单位为A；又尸X射线的波长，单位为A：B单纯因晶粒度细化而引起的衍射峰的宽化度，单位为rad；拼散射角，单位为度。
在计算晶粒尺寸时，为减小误差应选取两条或两条以上的低角度X射线衍射线（2头50）进行计算，然后求得平均粒晶 可见，（1）晶格崎变度在MA初期快速增长，随后也逐渐变缓；（2）Ti的晶格崎变度和崎变速率均比AI大；（3）在球磨至Zoh时Al的晶格畸变度己趋于稳定，而Ti的畸变度随着球磨的继续进行仍有较明显的增长趋势，在球磨至30h时已接近1%. 在球磨过程中，粉末发生严重塑性变形。塑性变形是借助位错在应力作用下不断增殖和运动而进行的。在一定t塑性变形后，晶体中的位错线通过运动与交互作用，开始呈现纷乱的不均匀分布，并形成位错缠结。 进一步增加变形度时，大量位错发生聚集，其中离密度的缠结位错主要集中在胞的周围，构成胞壁，而胞内的位错密度甚低形成胞状亚晶结构。 随着球磨时间的延长，塑性变形继续，亚晶胞”的数量增多，尺寸减小且晶粒间的位向差也越来越大。