本文采用金相显微观察、扫描电镜观察、X射线衍射分析、透射电镜观察、差示扫描量热分析、弯曲试验和拉伸试验等方法系统地研究等通道角挤压变形制备的块状超细晶TiNi形状记忆合金(Ti_49.2Ni_50.8, at.%和Ti_50.2Ni_49.8, at.%)的显微组织、马氏体相变行为、形状记忆效应、力学性能与超弹性行为，着重考察了合金成分和退火处理工艺制度等因素对显微组织、马氏体相变行为、形状记忆效应和超弹性行为的影响规律，揭示了合金成分-工艺-组织-性能之间的内在联系。研究表明，Ti_49.2Ni_50.8合金在室温下主要由B2结构的母相组成，Ti_50.2Ni_49.8合金在室温下主要由B19′结构的马氏体相组成，同时这两种合金组织中均含有少量的Ti2Ni相颗粒。透射电镜观察表明等通道角挤压变形处理Ti_49.2Ni_50.8合金的晶粒尺寸为290nm，当退火处理温度低于500℃时，晶粒尺寸近似保持不变，当退火处理温度高于500℃时，晶粒迅速长大。等通道角挤压变形处理Ti_50.2Ni_49.8合金的晶粒尺寸为880nm；当退火处理温度低于600℃时，晶粒尺寸近似保持不变，当退火处理温度高于600℃时，晶粒开始长大。相对于粗晶合金，等通道角挤压变形Ti_49.2Ni_50.8合金的马氏体相变温度急剧下降，马氏体相变滞后大幅度升高，相变热循环稳定性明显提高，冷却过程中的相变顺序为B2→R→B19′。随着退火处理温度的升高，马氏体正相变温度单调上升，而马氏体逆相变温度和R相变温度则呈现出先上升后下降的趋势,在400℃退火处理时达到峰值。等通道角挤压变形Ti_49.2Ni_50.8合金的屈服强度比相应粗晶合金提高了近2倍，达到1047MPa；诱发塑性变形的屈服应力与诱发马氏体相变的临界应力之间的差值提高了2倍，抑制了位错运动，从而改善了合金的单程形状记忆效应、超弹性及其循环稳定性。等通道角挤压变形Ti_49.2Ni_50.8合金的单程形状记忆效应随着退火处理温度的升高而逐渐衰减；当退火处理温度低于600℃时有助于提高等通道角挤压变形Ti_49.2Ni_50.8合金的超弹性性能；600℃退火处理后合金的超弹性性能明显下降。等通道角挤压变形后600℃退火处理可以明显改善Ti_49.2Ni_50.8合金的双程记忆效应。经过与Ti_49.2Ni_50.8合金相同的等通道角挤压变形工艺后，Ti_50.2Ni_49.8合金的屈服强度与粗晶合金相比提高了30%，达到890MPa，马氏体相变温度略有下降，相变热循环稳定性与粗晶合金相比没有明显提高。这主要是因为其晶粒尺寸较大，热循环过程中引入的位错密度较高。热循环使等通道角挤压变形和退火处理温度低于600℃时Ti_50.2Ni_49.8合金在降温时的相变分两步进行，第一步相变为B2→R+B19′，第二步相变为B2+R→B19′。与相应的粗晶合金相比，等通道角挤压变形Ti_50.2Ni_49.8合金的单程形状记忆效应有一定的提高。当退火处理温度低于600℃时，合金的单程形状记忆效应基本保持不变，当退火处理温度升高到600℃时，合金的单程形状记忆效应明显衰减。