T iN i基合金的马氏体相变行为受等径角挤压所导致的微观组织变化的影响，其突出特征之一是马氏体相变受到抑制，表现为相变温度下降。影响等径角挤压合金微观组织的因素均会影响合金的马氏体相变行为，包括挤压工艺参数和退火处理。图 5-12所 示 为 Ti49 lNi5fl.9合 金 在 不 同 处 理 后 的 D S C 曲线[34】。可见冷却过程中，等 径 角 挤 压 合 金 表 现 出 B2— R — B19'马氏体相变;随挤压道次增加，马氏体相变温度不断下降，而 R 相变温度略有升高。通常认为晶粒尺寸下降和位错等缺陷密度增加导致马氏体相变的弹性应变能与界面能升高，从而使母相到马氏体的转变变得困难。其他挤压工艺参数相同的情况下，路 径 A 获得合金的马氏 体 相 变 温 度 要 高 于 路 径 B e 获得的合金[34]。当等径角挤压在较高的温度区间 (300〜550°C)进行，随挤压温度升高，挤压合金的马氏体相变温度增加【16，34]。
这主要是由于挤压温度升高，等径角挤压合金的晶粒尺寸增大[16】。如果等径角挤压在 室 温 〜 150°C范围内进行，随挤压温度升高，挤压合金的马氏体相变温度无显著变化，而逆相变温度减小[35]。退火处理有利于进一步调整或优化等径角挤压合金的显微组织及性能。图 5-13 所示为经不同处理后T U u N i w 合金的D S C 曲线[36]。可见，冷却过程中，所有试样均表现出两步的马氏体相变。利 用 部 分 D S C 循环测试可确定冷却过程中试样发生 B2— R — B19俩 步 相 变 。部 分 D S C 循 环测 试结 果 如图 5-13中插图所示。当退火温 度 不 超 过 400°C时，加 热 过 程 中 试 样 发 生 B19'— R — B 2 两步逆相变;当退火温度 超 过 50CTC时，加热过程中试样发生B19'— B 2 — 步逆相变。
因此，可以根据逆相变顺序将上述试样分为两组，一组为等径角挤压试样及后续退火温度不超过 400°C处理试样，另一组为后续退火温度为500°C和 600°C的试样。图 5-12与 图 5-13所 示 的 D S C 曲线中均表现出一个共同的特征，即等径角挤压 处 理 后 B2— R 的相变区间远远大于时效处理合金。这与冷轧及后续退火处理的 Ti5a4Ni49.6 合 金 中 的 情 况 不 同 ，冷 轧 处 理 后 B 2— R 相 变 区 间 基 本 保 持 不 变 而 R — B19'相变区间变宽[37]。早 期 认 为 B 2— R 相变区间宽化是由于晶粒细化和等径角挤压过程中的能量累积造成的[29]。但 是 Waitz等[38]在 高 压 扭 转 处 理 Ti49.7Ni5a3 合金中的结果并不支持此假说。他 们 利 用 高 压 扭 转 获 得 非 晶 的 Ti49.7Ni5().3合金, 然 后 利 用 退 火 处 理 获 得 晶 粒 尺 寸 为 1 6 0 n m 的试样，发 现 超 细 晶 合 金 中 B 2— R 相变区间并未宽化。
这表明，晶 粒 细 化 并 不 是 造 成 B2— R 相变区间宽化的主要因 素 。从热力学角度来看，冷却过程中的 相变区间 由弹性应变能 决定 。等径角挤 压 过 程 中 引 入 的 位 错 等 缺 陷 与 B 2 母 相 与 R 相之间的界面相互作用从而增加弹 性 应变能 。图5-14所示为退火温度对等径角挤压处理Ti49.2Ni5a8合金相变温度的影响[36]。对于第一组试样，随退火温度升高，所有的相变温度均升高。对于第二组试样，随退火温度升高，马氏体相变温度升髙，而 逆 相 变 温 度 和 B2— R 相变温度则下降。这 与 冷 轧 处 理 Ti5Q.4Ni49.6 合金中的情况类似 [37]。上述相变温度的变化主要与退火过程中晶粒尺寸、位错密度以及Ti3Ni4相的析出有关。图 5-15所示为退火温度对等径角挤压处理Ti49.2Ni5(Uj合金相变滞后的影响[36]。对于第一组试样，相变滞后定义为R — B19'相 变 中 小 与 A/s温度之间的差值。等径角挤压处理Ti49.2Ni5a8合金的相变滞后约为60°C。当退火温度不超过40(TC, 随退火温度升高，相变滞后略有增加。
等径角挤压过程中所引入的位错等缺陷导致相变滞后增加。对于第二 组 试 样 ，由于加热过程中未发生 两 步 相 变 ，不能得出相变滞后的 相 关 数 值 。随 退 火 温 度 升 高 ， B2— R 的相变滞后起初略有下降然后保持不变。 i^Nbg形状记忆合金以宽相变滞后而著称。对于粗晶合金，将 其 在 A/S+30°C变 形 至 1 4 %〜 1 8 %的 应 变 量 ，则其相变滞后可超 过 100°C并且保持较高的形状恢复率[39]。与之相比较，等 径 角 挤 压 金 表 现 出 更 大 的 相 变 滞 后 ，如图 5-16所示14<)]。可见，变形后等径角挤压试样与初始试样在加热过程中均表现出多步逆相变。
TiNiNb合金的宽相变滞后主要是由于p-Nb相的塑性变形释放了马氏体相变过程中储存的弹性应变能[41]» 等径角挤压处理后,TiNiNb合金中基体的晶粒尺寸得到细化，而 P - N b相的晶粒尺寸并无显著变化。这意昧着当合金发生塑性变形时，与粗晶合金相比较，超细晶合金中的P-Nb相可能发生更大的塑性变形，从而释放更多的弹性应变能，导致逆相变需要更大的驱动力，表现为逆相变温度升高。