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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。