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本文主要通过快速凝固法制备出Ti-Ni-Hf基合金薄带，并利用XRD、DSC、DMA、TEM和拉伸等试验系统研究了Ti-Ni-Hf基合金薄带的组织结构、相变行为、力学行为和形状记忆效应，阐明了其在变形过程中的组织结构演化规律，揭示了相应的微观变形机制。实验结果表明，经退火处理的Ti-Ni-Hf基合金薄带的室温相组成主要包括B19′马氏体和（Ti,Hf）2Ni相，B19′马氏体主要呈现矛头状，其内部亚结构主要为（001）复合孪晶。薄带中晶粒尺寸存在较大差异，即存在着大量的细小纳米晶粒，也有较多的微米级晶粒。随着退火温度升高或退火时间延长，薄带中（Ti,Hf）2Ni颗粒逐渐在粗大晶粒内部和细小纳米晶粒的晶界位置析出长大，同时细小晶粒的尺寸也因为退火温度（时间）的作用而逐渐增大。DSC测试结果表明，退火后的Ti-Ni-Hf基合金薄带只发生B2B19′单步相变。随着退火温度升高或退火时间延长，Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带的相变温度逐渐升高。当退火温度低于800℃或退火时间在5h以下时，在薄带的DSC曲线上存在多个B2B19′相变峰，分别对应微米级晶粒和细小纳米晶粒的相变过程。形状记忆效应实验结果显示，经500℃退火1h的Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带的最大完全可逆恢复形变高达约6%，这是迄今为止在Ti-Ni-Hf合金中获得的最大完全可逆应变。随着退火温度升高，Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带的形状记忆效应下降。这主要与（Ti,Hf）2Ni颗粒的尺寸和分布、晶粒尺寸有关。当退火温度升高到600℃时，薄带拉伸5.7%后，其形变不完全可恢复。当退火温度继续升高，薄带的最大完全可恢复应变持续减小。TEM观察表明，Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带被拉伸2%时，（001）复合孪晶开始发生再取向，处于有利取向的（001）复合孪晶区域开始扩张长大，不利取向的（001）复合孪晶区域逐渐被消耗。该阶段变形主要通过（001）孪晶区域界面的移动来提供。当薄带被拉伸4%时，薄带内的（001）复合孪晶再取向进一步增强，所有（001）复合孪晶基本呈一个取向，并在有利位置首先开始（001）复合孪晶的去孪晶过程。当薄带被拉伸6%时，马氏体变体内的（001）复合孪晶发生进一步的去孪晶，在有些晶粒内已无明显的孪晶板条。在整个变形过程中，细小纳米晶粒内部的组织结构变化不明显。分析表明，Ti-Ni-Hf基合金薄带的微观变形机制为：马氏体的弹性变形→（001）复合孪晶的再取向→（001）复合孪晶的去孪晶。