根据Hall-Petch公式，当TiNi基合金的晶粒尺寸减小至纳米量级，其力学性能，如屈服强度将得到极大提高，从而改善形状恢复特性。相关研宄工作主要集中在常规力学性能表征方面，对与记忆合金密切相关的性能尚无系统的表征，如克劳修斯-克拉珀龙方程中应力诱发马氏体相变临界应力与温度之间的关系,以及最大可恢复应变与恢复应力等关键指标。这一方面是由于高压扭转制备的试样尺寸小，另一方面也与高压扭转制备试样的稳定性有关。4.2.2节已指出，高压扭转处理丁149.38说5().62合金在室温放置2周后，试样中约有20%的非晶部分转变为纳米晶。
不 同 Ti49.4N i5().6合金在500°C的应力-应变曲线
图4-25所示为不同处理Ti49.38Ni5().62合金的室温力学行为p°]。与初始态合金相比，以非晶和细小纳米晶粒组成的高压扭转处理合金表现出较髙的抗拉强度，但是其延伸率非常小。经过200°C处理0.5h，试样的延伸率达到5%左右，而抗拉强度提髙到约2650MPa。上述两种试样均未表现出与应力诱发马氏体相变对应的应力平台。这可能与以下几个因素有关：①由于试样的马氏体相变温度非常低，导致室温己经超过了发生应力诱发马氏体相变的最高温度。②马氏体亚结构发生变化，纳米晶TiNi合金中马氏体的亚结构以(001)复合孪晶为主[11]。以(001)复合孪晶为主的粗晶TiNiHf合金在变形时并未表现出清晰的应力平台[71，72]。③非晶与纳米晶的混合组织。Tsuchiya等[14]曾报道在含有50%非晶的Ti^Ni—合金中发现3.4%的超弹性，但是其应力-应变曲线中并未出现应力平台。
不同处理对Ti49.3sNi5D.62合金室温力学行为的影响
高压扭转处理的纳米晶TiNi合金在高温变形时表现出一定的超塑性。图4-26所示为高压扭转处理Ti49.38Ni5C.62合金在不同温度下的拉伸应力-应变曲线[2<)]。当加载速率为10_3s_l、温度为400°C时，试样的抗拉强度仍接近2000MPa。随加载温度升高，由于晶粒长大和位错等缺陷减少，试样的抗拉强度下降。当加载温度为500T：时，试样的变形行为表现出较强的加工硬化，抗拉强度高达900MPa，此时的延伸率超过200%。通常认为，高温超塑性变形中，屈服应力随晶粒尺寸减小而减小。纳米晶TiNi合金则表现出截然相反的变形行为，如图4-27所示[73]。这可能与其由晶界滑移主导的变形机制有关。
图 4-28所 示 为经高 压扭转 处 理 后 不 同 状 态 合金的应 力 -应变曲线[1()]。由图可见，髙压扭转处理试样力学行为与图4-25结果类似。当高压扭转处理试样在 400°C退火处理20min后，其显微组织由非晶转变为平均晶粒尺寸在2 0 n m的纳米晶B 2 母相[ 1 0 ’7 4 ] 。 相应地，其应力-应变曲线上出现了应力平台，进一步研宄表明，试样在拉伸变形过程中发生了 B 2 — B19'的应力诱发马氏体相变[73]。此时的晶粒尺寸远小于发生热诱发马氏体相变的临界尺寸(60nm[u])，意味着应力诱发马氏体相变与热诱发马氏体相变两者存在差异，前者形成与外力方向一致的具有择优取向的马氏体，而后者形成自协作形貌的马氏体。相变时外加应力能够促使相邻晶粒内部马氏体的形核与长大。继续升高退火温度，应力诱发马氏体相变临界应力与屈服强度下降，应力平台和延伸率增加。需要注意的是，应力诱发马氏体相变临界应力的变化并不能完全归结为退火所导致的晶粒尺寸增加，马氏体相变温度变化的作用也不容忽略。
高压扭转处理TiNi合金中含有大量不发生马氏体相变的非晶，本质上而言不利 于 改 善 形 状 记 忆 效 应 ，需 要 合 适 的 退 火 处 理 来 优 化 合 金 的 形 状 恢 复 特 性 。图 4-29给出了高压扭转处理Ti5C.2Ni49.8合 金 经 400°C退火处理不同时间后的应力- 应变曲线[75]。当变形 到8 % 后，粗 晶 Ti5Q.2N U 9.8合金的形状恢复应变约为5.5% ，而经 过 40(TC退 火 处 理 l h的试样表现出最佳的形状恢复应变，约 为 7.8% 。