退火和变形温度对Ti-Ni-Cr形状记忆合金弹簧低温超弹性的影响

利用拉伸试验研究了350~800℃退火态Ti-50.8Ni-0.3Cr合金弹簧在-20~20℃温度范围变形时的低温超弹性。结果表明,在350~800℃温度范围退火时,随退火温度升高,该合金弹簧对外输出应力先降低再升高,而后趋于稳定。在-20~20℃温度范围变形时,随变形温度升高,该合金弹簧对外输出应力增大。要使该合金弹簧在-20℃下获得残余应变较小的超弹性,可对其进行350~400℃或550~800℃退火处理;要使该合金弹簧在-10~20℃下获得残余应变较小的超弹性,可对其进行350~500℃退火处理;要使该合金弹簧在-20~20℃下获得较大的能耗,可对其进行450~800℃退火处理。随退火温度升高,该合金弹簧的应变恢复率降低;随应力-应变循环次数增加,该合金弹簧的应变恢复率先降低后趋于稳定。预循环训练能明显提高该合金弹簧应变恢复率的稳定性。

退火工艺对Ti-Ni-V形状记忆合金相变和形变行为的影响

利用差示扫描量热仪和拉伸试验研究了400℃×10~120 min和500℃×10~120 min退火态Ti-50.8Ni-0.5V合金的相变行为、拉伸性能和形状记忆行为。结果表明:随退火温度和时间变化,合金的相变类型、R相变温度T_(R)和热滞ΔT_(R)、马氏体相变温度T_(M)和热滞ΔT_(M)、抗拉强度R_(m)、伸长率A、应力诱发马氏体相变临界应力σ_(M)、加载-卸载残余应变ε_(R)和能耗W_(D)的变化规律如下:400和500℃退火态Ti-50.8Ni-0.5V合金皆发生B2→R→B19’/B19’→R→B2(B2-母相,CsCl型结构;R-R相,菱方结构;B19’-马氏体相,单斜结构)型相变;T_(R)^(400℃)>T_(R)^(500℃),T_(M)^(500℃)>T_(M)^(400℃),ΔT_(M)^(400℃)>ΔT_(M)^(500℃)≥ΔT_(R)^(400℃)≈ΔT_(R)^(500℃)≈4℃;R_(m)^(400℃)>R_(m)^(500℃),A^(500℃)>A^(400℃);400℃退火态合金的超弹性(SE)稳定性高于500℃退火态合金。随退火时间延长,T_(R)^(400℃)、T_(R)^(500℃)、T_(M)^(400℃)和T_(M)^(500℃)升高,ΔT_(M)^(400℃)和ΔT_(M)^(500℃)减小,ΔT_(R)^(400℃)和ΔT_(R)^(500℃)在3.5~4.6℃之间变化;400℃退火态合金保持SE,500℃退火态合金由SE向SE+SME(形状记忆效应)转变;σ_(M)^(400℃)和σ_(M)^(500℃)降低;W_(D)^(400℃)和W_(D)^(500℃)增加;ε_(R)^(500℃)先降后升;ε_(R)^(400℃)在0.64%~1.36%之间变化。要使Ti-50.8Ni-0.5V合金获得较高的T_(R),可对其进行400℃退火;要使该合金获得较高的T_(M),可对其进行500℃退火;要使该合金在室温下获得超弹性,可对其进行400℃×10~120 min或500℃×10~60 min退火。

Ti_(100-x)Ni_(x)(x=40~70)形状记忆合金的Ni含量-时效工艺-相变行为关系图及其应用

采用示差扫描量热仪(DSC)建立了Ti_(100-x)Ni_(x)(x=40~70)形状记忆合金的Ni含量-时效工艺-DSC曲线关系图、Ni含量-时效工艺-相变类型关系图、Ni含量-时效工艺-相变温度关系图、Ni含量-时效工艺-相变热滞关系图、Ni含量-时效工艺-相变潜热关系图。利用这些图能解决两类问题:当TiNi形状记忆合金的Ni含量、时效温度和时效时间已知时,可预测该合金的DSC曲线、相变类型、相变温度、相变热滞和相变潜热;当期望TiNi形状记忆合金具有某个DSC曲线、相变类型、相变温度、相变热滞或相变潜热时,可设计该合金的Ni含量、时效温度和时效时间。

退火和时效工艺对富镍Ti-Ni形状记忆合金显微组织和相变行为的影响

为了给富镍Ti-Ni形状记忆合金热处理工艺的优化提供依据,以Ti-50.8Ni合金丝为对象,用光学显微镜、透射电子显微镜和示差扫描量热仪研究了退火和时效工艺对富镍Ti-Ni合金显微组织、相变类型、相变温度和相变热滞的影响规律。Ti-50.8Ni合金丝经350~800℃+5~120 min退火处理后,随退火温度和时间增加,合金发生回复、再结晶和晶粒长大过程,再结晶温度在600℃左右,显微组织形态由纤维状向等轴状变化;冷却/加热相变类型由B2→R→B19′/B19′→R→B2型向B2→R→B19′/B19′→B2型向B2→B19′/B19′→B2型转变(B2-母相,CsCl型结构;R-R相,菱方结构;B19′-马氏体相,单斜结构);R相变温度θ_(R)先升后降,极大值35.2℃在400℃退火态合金中取得;马氏体(M)相变温度θ_(M)升高,M相变热滞Δθ_(M)降低,R相变热滞Δθ_(R)约为4℃。该合金经300~500℃+0.5~50 h时效处理后,随时效温度和时间增加,合金中Ti3Ni4析出物形貌由细小颗粒状→针状→粗片状变化;300℃和500℃时效态合金的相变类型分别为B2→R→B19′/B19′→R→B2和B2→R→B19′/B19′→B2,400℃时效态合金的相变类型由B2→R→B19′/B19′→R→B2型向B2→R→B19′/B19′→B2型转变;θ_(R300)、θ_(R400)、θ_(R500)、θ_(M300)和θ_(M500)升高;θ_(M400)先降后升,极小值-121.4℃在400℃+1 h时效态合金中取得;Δθ_(M300)和Δθ_(M400)先升后降,极大值70.5℃和129.4℃分别在300℃+5 h和400℃+1 h时效态合金中取得;Δθ_(M500)降低,Δθ_(R300)和Δθ_(R400)约为4℃。

时效态Ti-50.8Ni-0.5V合金的组织、相变和形状记忆行为

为了揭示时效温度和时间对Ti-50.8Ni-0.5V形状记忆合金超弹性(SE)和形状记忆效应(SME)的影响规律,本文用透射电子显微技术、示差扫描量热仪和拉伸试验分别研究了经300℃、400℃、500℃分别时效0.5 h、1 h、5 h、10 h、20 h、50 h后Ti-50.8Ni-0.5V合金的显微组织特征、相变行为和形状记忆行为。结果表明:300~500℃时效态Ti-50.8Ni-0.5V合金的显微组织由基体和Ti3Ni4析出相组成,其中Ti3Ni4析出相呈透镜状,分布在基体的晶内和晶界。随着时效温度升高和时效时间的延长,Ti3Ni4析出相尺寸增大,密度减小。在冷却/加热过程中,300℃和400℃时效态合金发生B2→R→B19′/B19′→R→B2(B2—母相,CsCl型结构;R—R相,菱方结构;B19′—马氏体,单斜结构)型相变,500℃时效态合金发生B2→R→B19′/B19′→B2型相变。随着时效时间的延长,合金的R相变温度TR和马氏体相变温度TM增加,马氏体相变热滞ΔTM减小,R相变热滞ΔTR变化不大,其中TR400℃>TR300℃>TR500℃,TM500℃>TM400℃>TM300℃,ΔTM400℃>ΔTM300℃>ΔTM500℃,ΔTR300℃≈ΔTR400℃≈4℃。室温下,(300℃,0.5~50 h)、(400℃,0.5~10 h)和(500℃,0.5~1 h)时效态Ti-50.8Ni-0.5V合金呈SE特性,(400℃,10~50 h)和(500℃,1~50 h)时效态合金呈SE+SME特性。要使Ti-50.8Ni-0.5V合金在室温下获得优异的SE特性,可对其进行(300℃,0.5~50 h)或(400℃,0.5~10 h)或500℃/0.5~1 h时效处理。

Zr掺杂对Ti-Ni形状记忆合金相变、拉伸性能和循环超弹性的影响

为了开发超弹性优异的Ti-Ni基形状记忆合金(SMA),以600℃退火态Ti-50.8Ni和Ti-50.8Ni-0.1Zr(摩尔分数)SMA为研究对象,用示差扫描量热仪、XRD、SEM和拉伸试验研究了Zr掺杂对Ti-Ni基SMA相组成、相变行为、拉伸性能和循环超弹性的影响。结果表明:掺杂0.1%Zr不影响Ti-Ni SMA的组成相和相变类型,但降低马氏体相变温度(t_(M)),增加相变热滞(Δt),提高抗拉强度(R_(m)),降低伸长率(A),增强非线性超弹性稳定性。600℃退火态Ti-50.8Ni和Ti-50.8Ni-0.1Zr合金的室温组成相主要为母相B2,冷却/加热时发生B2→B19′/B19′→B2一步可逆马氏体相变;掺杂0.1%Zr后,Ti-Ni SMA的t_(M)降低了34℃,Δt增加了22℃,R_(m)增加了79 MPa,A降低了22%。随应力-应变循环次数增加,Ti-50.8Ni合金由部分非线性超弹性转变为线性超弹性,Ti-50.8Ni-0.1Zr合金则始终保持稳定非线性超弹性,两种合金的超弹性残余应变(ε_(R))和能量耗散(W_(D))均先降低后趋于稳定。随着循环应变速率的增加,Ti-50.8Ni合金的W_(D)和等效阻尼比先降低后趋于稳定;Ti-50.8Ni-0.1Zr合金的W_(D)和等效阻尼比先升高后趋于稳定。随循环应变幅值的增加,Ti-50.8Ni和Ti-50.8Ni-0.1Zr合金的W_(D)和等效阻尼比皆升高。

Ti-45Ni-5Cu-0.3Cr与Ti-45Ni-5Cu形状记忆合金的相变和形变行为对比

为了开发相变热滞窄、形状记忆性能良好的Ti-Ni基多元形状记忆合金,采用示差扫描量热仪和拉伸试验对比研究了退火态Ti-45Ni-5Cu和Ti-45Ni-5Cu-0.3Cr形状记忆合金的相变行为、拉伸性能和形状记忆行为。结果表明:350~700℃退火态Ti-45Ni-5Cu和Ti-45Ni-5Cu-0.3Cr合金冷却、加热时的相变类型相同,皆为B2■ΔB19′(B2-母相,CsCl型结构;B19′-马氏体,单斜结构);室温下,两种合金的拉伸曲线特征类似,皆呈现形状记忆效应(SME);随变形温度升高,两种合金均发生SME→SE(超弹性)转变。与Ti-45Ni-5Cu合金相比,Ti-45Ni-5Cu-0.3Cr合金的马氏体相变温度较低,相变热滞较窄,抗拉强度较低,伸长率较高,形状记忆平台应力较高,SME→SE转变温度较低。350~700℃退火态Ti-45Ni-5Cu-0.3Cr合金在60℃变形时SE较优。650℃退火态Ti-45Ni-5Cu-0.3Cr合金的塑性最好,伸长率达67.6%。

热处理对Ti-50.6Ni形状记忆合金相变和显微组织的影响

为了给形状记忆效应和超弹性优异的Ti-50.6Ni形状记忆合金实际应用时制订热处理工艺提供依据,采用示差扫描量热仪、光学显微镜和透射电镜等研究了退火和时效处理对Ti-50.6Ni形状记忆合金相变行为和显微组织的影响。结果表明:当退火温度由350℃升高到800℃时,Ti-50.6Ni合金冷却/加热相变类型由B2→R→B19′/B19′→R→B2(B2-母相,CsCl型结构;R-R相,菱方结构;B19′-马氏体,单斜结构)型向B2→R→B19′/B19′→B2型再向B2→B19′/B19′→B2型转变;R相变温度T_(R)先升后降,极大值36.44℃出现在400℃退火态合金中;马氏体相变温度T_(M)先升后降,极大值-19.98℃出现在600℃退火态合金中;M相变热滞ΔT_(M)降低;R相变热滞ΔT_(R)≈4℃;组织形态由纤维状向等轴状变化。随退火时间延长,T_(R)和T_(M)升高,ΔT_(M)降低,ΔT_(R)约为4℃。300℃和400℃时效态合金发生B2→R→B19′/B19′→R→B2型相变,500℃时效态合金发生B2→R→B19′/B19′→B2型相变,且T_(R)^(400)>T_(R)^(300)>T_(R)^(500),T_(M)^(500)>T_(M)^(400)>T_(M)^(300),ΔT_(M)^(300)>ΔT_(M)^(400)>ΔT_(M)^(500)≫ΔT_(R)^(300)≈ΔT_(R)^(400)≈4℃。随时效时间延长,T_(R)^(300)、T_(R)^(400)、T_(R)^(500)、T_(M)^(300)和T_(M)^(500)升高;T_(M)^(400)先降后升,极小值-87.30℃出现在400℃×1 h时效态合金中;ΔT_(M)^(300)升高;ΔT_(M)^(400)先升后降,极大值99.74℃出现在400℃×5 h时效态合金中;ΔT_(M)^(500)降低,ΔT_(R)^(300)和ΔT_(R)^(400)在3.81~5.53℃之间变化。随时效温度升高,该合金中Ti3Ni4析出物形貌由细小颗粒状→针状→粗片状变化。退火温度和时效温度对Ti-50.6Ni合金相变行为的影响远大于退火时间和时效时间。冷却方式不影响Ti-50.6Ni合金的相变行为。

V和Cr对Ti-Ni超弹性合金相变和形变特性的影响

用示差扫描量热仪和拉伸实验研究了V、Cr和退火温度对Ti-50.8Ni(原子分数,%)超弹性合金相变和形变特性的影响.350—550℃退火态Ti-50.8Ni合金冷却/加热时发生A■R■M两阶段可逆相变(A—母相,R—R相,M—马氏体).随退火温度升高,合金的R和M相变温度θ_R和θ_M先升高后降低,M相变热滞Δθ_M持续降低,R相变热滞Δθ_R基本不变.加入0.5%V后,合金的相变类型和Δθ_R、Δθ_M基本不变,θ_R、θ_M降低;加入0.3%Cr后,相变类型和Δθ_R基本不变,Δθ_M增加,θ_R和θ_M大幅度降低.400℃退火态Ti-50.8Ni合金的超弹性应力和应变分别为473 MPa和6.4%,加入0.3%Cr后,合金的超弹性应力增加到620 MPa,超弹性应变减小到3.5%;加入0.5%V后,超弹性应力和应变分别减小到388MPa和4.9%.当退火温度由400℃升至500℃后,3种合金的超弹性应力均减小.

形状记忆合金及其应用研究进展

论述了普通形状记忆合金、高温形状记忆合金、磁性形状记忆合金和复合形状记忆合金的研究进展,分析了形状记忆合金的特性和应用效能,论述了形状记忆合金在汽车、航空航天、机器人和生物医学等领域的应用,指出了该合金的发展方向,提出了该研究领域今后的研究重点和需进一步解决的问题。

茶树挥发性萜类物质及其糖苷化合物生物合成的研究进展

挥发性单萜(C10)与倍半萜(C15),常具有宜人的花果香气。茶鲜叶中此类物质的种类及其糖苷化合物的含量和水解对成品茶的香气香型有重要影响。就可能影响茶树挥发性萜类物质及其糖苷化合物合成途径中的限速反应和相关的酶进行综述,认为1-脱氧-D-木酮糖-5-磷酸还原异构酶(DXR)和羟甲基戊二酰辅酶A还原酶(HMGR)是影响萜类代谢前体异戊烯基焦磷酸(IPP)及二甲烯丙基焦磷酸(DMAPP)的限速酶。单萜和倍半萜合成酶是挥发性萜类化合物生物合成途径中的关键酶。此外,糖基转移酶可能与茶鲜叶中糖苷态萜类香气化合物的合成和积累有关。糖苷水解酶则催化茶鲜叶中糖苷态香气物质的水解,导致香气物质的释放。调节相关基因的表达,将有可能控制萜类代谢流向挥发性萜类合成分支。本文还讨论了影响茶叶香气品质的其他因素,如茶树品种、栽培环境,以及加工方法等。

Ni含量和热处理对Ti-Ni形状记忆合金相变和形变行为的影响

用示差扫描量热仪和拉伸试验对比研究了不同温度退火态Ti50.5，Ni49.5、Ti49.8Ni50.2和Ti49.4Ni50.6合金的相变特性和形变行为。中温退火态Ti50.5Ni49.5和Ti49.8Ni50.2合金冷却／加热时的相变类型为A→R→M／M→A（A—母相，R—R相，M—马氏体），Ti49.4Ni50.6合金的相变类型为A→R→M／M→R→A。随Ni含量增加，Ti—Ni合金的相变温度降低，相变热滞增加。随退火温度Tn升高，这3种合金的马氏体相变温度升高，热滞减小；Ti50.5Ni49.5合金的R相相变温度TR恒定不变；Ti49.8Ni50.2和Ti49.4Ni50.6合金的TR先升高后降低。室温下，Ti50.5Ni49.5合金呈现形状记忆效应，Ti49.4Ni50.6合金呈现超弹性，Ti49.8Ni50.2合金呈现形状记忆效应＋超弹性。近等原子比和富镍Ti—Ni合金的形状记忆特性优于贫镍合金。随Ta升高，三合金拉伸曲线的平台应力减小；Ti49.4Ni50.6超弹性合金的滞弹性面积增大，阻尼性增强，能量储存密度和储存效率减小。Ta=673～773K时，Ti—Ni合金的形状记忆特性良好，Ta超过823K后，该特性变差。

时效工艺对Ti-Ni-V形状记忆合金显微组织和超弹性的影响

采用TEM和拉伸实验研究经300、400和500℃分别时效0.5-100 h后,时效温度和时效时间对Ti-50.8Ni-0.5V(摩尔分数,%)形状记忆合金室温显微组织和超弹性(SE)的影响。结果表明,时效温度对合金析出相形貌和SE特性的影响比时效时间显著。随时效温度的升高,合金中Ti3Ni4析出物形态由颗粒状向针状再向粗片状演变,合金的应力诱发马氏体相变临界应力(σM)降低,SE特性变差。300℃时效态合金的σM最大,SE最好;500℃时效态合金的σM最小,SE最差。随时效时间的延长,300℃时效态合金的SE特性稳定,σM和超弹性能耗降低;400和500℃时效态合金的超弹性残余应变增加,SE特性逐渐消失。

Al和RE对Zn-Al合金镀层组织和耐蚀性的影响

采用烘干溶剂法在Q235钢表面获得Zn-(0.02~5)%Al和Zn-5%Al-0.05%RE(质量分数)合金镀层,用光学显微镜和扫描电镜观察合金镀层的宏观形貌和表面、断面组织形貌,用能谱仪分析合金镀层的合金元素分布,分别用中性盐雾实验和全浸腐蚀实验研究合金镀层的耐腐蚀性能。结果表明,锌浴中Al的质量分数为0.02%时,Zn-Al合金镀层的光亮度最好,随着Al含量增加光亮度下降;Zn-Al基合金镀层中,从外层的η相到接近钢基体的T相中,Zn含量逐渐减少,Fe和Al含量逐渐增加;随着镀浴中Al含量增加,热浸镀Zn-Al合金镀层的腐蚀速率减小;添加稀土元素能提高Zn-Al合金镀层的耐腐蚀性能。

TiNi合金的形状记忆效应及其工程应用研究进展

对TiNi合金形状记忆效应(SME)的特性、影响因素和工程应用的研究现状进行了综述。着重介绍了TiNi合金SME的特点及其工程意义,合金成分、热处理和加工工艺对SME的影响,以及TiNi合金在驱动器、连接器和紧固件制作,结构变形和开裂控制,结构振动主动控制等方面的应用,并就目前研究的不足以及该研究领域的发展方向提出了一些看法。

影响TiNi合金弹簧应变恢复率的因素

采用示差扫描热分析仪（ＤＳＣ）、扫描电镜（ＳＥＭ）、拉伸试验及热循环试验系统研究了影响ＴｉＮｉ形状记忆合金（ＳＭＡ）弹簧热循环应变恢复率的因素。结果表明，贫镍ＴｉＮｉ合金弹簧比近等原子和富镍ＴｉＮｉ合金弹簧有较小的最大切应变（γｍ）和较低的热循环应变恢复率（η）。γｍ取值越大，ＴｉＮｉＳＭＡ弹簧的η衰减越快。预先热循环可增强ＳＭＡ弹簧热循环应变恢复率的稳定性。

激冷富钛Ti-Ni合金薄带的组织、相变和形状记忆行为

用熔体快淬法制备了激冷Ti-x Ni(x=45,46,48,49,49.5%,原子分数)形状记忆合金薄带,用SEM、XRD、示差扫描热分析仪和弯曲试验研究了合金薄带的显微组织、相组成、相变行为和形状记忆行为。结果表明:铸态及450℃、500℃退火态激冷富钛Ti-Ni合金薄带的组织形态呈树枝状,亚结构为孪晶,Ni含量和中温退火对合金薄带显微组织影响不大;合金薄带的组成相为马氏体M(B19')+母相A(B2),冷却/加热时发生A→M/M→A一阶段马氏体相变;随Ni含量增加,激冷富钛Ti-Ni合金薄带的马氏体相变温度(T_M)缓慢升高,当Ni含量超过49%后,TM温度急剧下降;Ti-46Ni、Ti-48Ni和Ti-49Ni合金薄带具有较高的相变温度,Ti-45Ni、Ti-46Ni和Ti-48Ni合金薄带具有较小的相变热滞;铸态和中温退火态激冷富钛Ti-Ni合金薄带皆具有优异的形状记忆效应。

形变退火态Ti-50.8Ni-0.1Nb合金的相变和形状记忆行为

用XRD、光学显微镜、示差扫描量热仪和拉伸实验研究退火温度(t_a)对冷拉Ti-50.8Ni-0.1Nb(摩尔分数,%)合金组织、相变和形状记忆行为的影响。结果表明:350～700℃退火态Ti-50.8Ni-0.1Nb合金由马氏体M(B19′,单斜结构)和母相A(B2,Cs Cl型结构)组成。随t_a升高,合金组织形貌由纤维状变为等轴状,再结晶温度约为580℃;合金冷却/加热相变类型由A→R→M/M→R→A型向A→R→M/M→A型向A→M/M→A型转变(R-R相,菱方结构),R相变温度降低,M相变温度和热滞先升高后降低,R相变热滞为6.7～9.8℃。350～550℃退火态合金的抗拉强度高于600～700℃退火态合金的,伸长率则远低于后者的。400～550℃退火态合金呈形状记忆效应,350℃退火态和600℃及以上温度退火态合金呈超弹性。随应力-应变循环次数增加,合金应力-应变曲线的平台应力下降。400～550℃退火态合金的形状记忆效应和600℃及以上温度退火态合金的超弹性稳定性良好。

Al和Si对热浸Zn-Al-Mg合金镀层组织和耐腐蚀性的影响

采用X射线衍射仪、扫描电子显微镜、能谱仪、透射电子显微镜、全浸腐蚀及中性盐雾腐蚀试验等方法,对比研究Zn-0.5Al-1.5Mg、Zn-2Al-1.5Mg和Zn-2Al-1.5Mg-0.3Si(质量分数,%)合金镀层的组织与性能,探讨Al和Si对热浸Zn-Al-Mg合金镀层组织和耐腐蚀性能的影响。结果表明:三合金镀层的组成相是Zn相、Al相和Mg Zn2相;Zn-0.5Al-1.5Mg合金镀层由块状富Zn相和晶界Zn+MgZ n2二元共晶组织组成,Zn-2Al-1.5Mg合金镀层由块状富Zn相和晶界Zn+Al+MgZ n2三元共晶组织组成,Zn-2Al-1.5Mg-0.3Si合金镀层由块状富Zn相、晶界Zn+Al+Mg Zn2三元共晶组织和针状相Mg2Si组成;Al、Mg和Si主要分布在晶界,Al和Si有细化镀层晶粒作用,添加Si能提高Zn-Al-Mg合金镀层的耐腐蚀性能。

Ni含量对激冷贫镍TiNi形状记忆合金薄带相变行为的影响

用激冷甩带法制备了Ti_(1-x)Ni_x(x=45%~49.8%)(原子分数)形状记忆合金(SMA)薄带,用示差扫描量热仪研究了Ni含量对铸态及450℃、500℃退火态TiNi SMA薄带相变行为的影响。结果表明,冷却/加热时,铸态和退火态Ti_(1-x)Ni_x(x=45%~49%)SMA薄带发生A→M/M→A一阶马氏体相变;当Ni含量为49.8%时,铸态和退火态TiNi SMA薄带冷却时发生A→R→M两阶段相变,加热时发生M→A一阶段相变。随Ni含量增加,TiNi SMA薄带马氏体正、逆相变温度范围先增大后减小,Ni含量为48%时相变温度范围最宽。退火态比铸态TiNi SMA薄带相变温度范围窄。随Ni含量增加,TiNi SMA薄带马氏体正、逆相变温度升高,相变热滞增大。当Ni含量为49%时,SMA薄带的马氏体相变温度达最大值,当Ni含量为49.8%时马氏体相变温度迅速下降。