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Ti-Nb合金与其他高温记忆合金相比,具有优异的冷热加工性能,马氏体相变温度可达300℃以上,在高温场合下的驱动和连接等方面具有广阔应用前景。然而,Ti-Nb合金的形状记忆效应差,完全可恢复应变不到2%,这已阻碍了它的进一步推广应用。本文采用透射电镜、高分辨电镜、差示扫描量热分析以及拉伸试验等系统研究了热机械处理对Ti-16Nb高温记忆合金组织和界面结构、马氏体相变、形状记忆效应的影响,阐明了合金在室温拉伸变形时的组织结构演化规律和变形微观机制,揭示了热机械处理提高Ti-16Nb合金形状记忆效应的微观机制。透射电镜观察表明,固溶态Ti-16Nb合金中α″马氏体主要呈“V”字型自协作形态。构成“V”字型变体组的马氏体具有{1 1 1}I型或〈2 1 1〉II型孪晶关系。其孪晶界面共格性良好。但当“V”字型马氏体的侧边和其他变体的端部接触时,除孪晶面以外,还可观察到以（（?）2 0）CV（i）1 3 （?）CV（j）或（（?）2 0）CV（i）（?）0 2CV（j）晶面作为连接面,形成半共格界面。Ti-16Nb合金经适当的热机械处理后,冷加工引入的位错在退火时被部分消除并发生重排,形成局部内应力场,使马氏体变体在相变过程中发生择优取向,从而形成单一取向的马氏体板条。升高退火温度或延长退火时间,择优取向的马氏体板条数量减少,呈“V”字型组态的马氏体数量增多。热机械处理对Ti-16Nb合金的马氏体相变具有显著影响。当冷轧/冷拔变形量为60%,随着退火温度的升高或退火时间的延长,马氏体逆转变峰值温度Ap升高。升高退火温度,α相含量降低,基体中Nb含量也随之降低,导致Ap升高。随着退火时间的延长,α相含量保持不变,而残余位错密度逐渐降低,其对马氏体形核的促进作用减弱,导致Ap升高。当退火工艺参数不变时,Ap随冷轧/冷拔变形量的增加而降低。适量的残余位错不明显阻碍马氏体相变,又有利于马氏体的形核,因此相变温度降低。固溶态Ti-16Nb合金室温拉伸变形时,在粗大马氏体变体内部形成大量细小的{1 1 1}I型和〈2 1 1〉II型孪晶。当变形量超过2%时,位错滑移与马氏体的孪生同时发生。当应变量增至10%时,还观察到有少量{0 1 1}复合孪晶形成。热机械处理改变了Ti-16Nb合金的变形微观机制。当拉伸变形量小于5%时,经适当热机械处理后的Ti-16 Nb合金中主要发生马氏体的合并及再取向。当拉伸应变量大于5%时,位错滑移开始出现,导致形状不能完全恢复。固溶态Ti-16Nb合金变形时,{1 1 1}堆垛层错可作为{1 1 1}I型和〈2 1 1〉II型孪晶的形核位置。层错存在时{1 1 1}面上的原子通过微小切变就能移动到孪晶的点阵位置。柏氏矢量为〈0.3044 0.1465（?）〉的不全位错在{1 1 1}晶面连续滑移5个原子层,便可形成{1 1 1}I型孪晶。此外,当某一区域内同时存在多个{1 1 1}堆垛层错时,与之对应的Shockley不全位错将使其附近的（0 0 2）m晶面间距增大,接近与之平行的〈0 （?）0〉t晶面,经微小调整后,便可形成〈2 1 （?）〉II型孪晶。变形时{1 1 1}I型孪晶界面运动由孪生位错在孪晶面滑移实现。当拉伸应变量为5%,孪晶界面上出现高度不等的台阶,在部分孪晶界面附近观察到少量{1 1 1}晶面堆垛层错。当应变量增至10%时,孪晶界面附近产生畸变层。变形过程中〈2 1 （?）〉II型孪晶通过多个（1 （?）1）晶面协同的切变实现孪晶面〈（?）5 （?）〉的运动。热机械处理显著提高了Ti-16Nb合金的形状记忆效应。当冷轧/冷拔变形量为60%,退火时间为0.5h时,Ti-16Nb合金的可恢复应变随退火温度的升高而增加,当退火温度为700℃时达极大值;而当冷轧/冷拔变形量为60%,退火温度为700℃时,可恢复应变随着退火时间的延长而减小。Ti-16Nb合金获得的最佳的热机械处理工艺参数为冷轧/冷拔变形量60%,退火温度700℃,退火时间0.5h,此时可获得5%的完全可恢复应变。Ti-16Nb合金经热机械处理后形成择优取向的板条状马氏体再取向临界应力低,界面可动性好是形状记忆效应提高的主要原因。