蔡 伟，孟祥龙，赵新青，崔立山，徐惠彬

(1.哈尔滨工业大学，黑龙江哈尔滨150001)

(2.北京航空航天大学，北京100191)

(3.中国石油大学，北京266580)

1 前言

TiNi基形状记忆合金具有优异的形状记忆特性和超弹性性能，同时还呈现出良好的阻尼特性、耐腐蚀性和生物相容性等，在航天航空、机械、能源、电子、医学和日常生活等领域都获得了广泛的应用[1－3]，是目前应用最广的记忆合金材料。然而，常用的商用TiNi合金的相变温度一般不超过100℃，因此其使用温度范围也低于这一温度，这限制了TiNi基形状记忆合金在高温场合下的进一步应用。针对这一问题，研究者采用合金化的方法发展了一系列的具有高相变温度的形状记忆合金，如采用Zr，Hf取代TiNi中的Ti发展起来的TiNiX(X=Zr，Hf)或者采用Pd，Pt，Au取代 TiNi中的 Ni发展起来的TiNiY(Y=Pd，Pt，Au)两个系列合金。通过调整合金成分，其相变温度可调整高达500℃以上，且与其它高温形状记忆合金相比，其冷热加工性能较优，因此吸引了众多研究者的关注。

近年来，TiNi基高温形状记忆合金的基础研究和应用研究都得到了一定的发展。目前其主要研究重点在于阐明其马氏体相变机理，提高形状记忆效应，改善高温形状记忆合金的冷热加工性能以及其工程和生物医学应用等方面。

2 TiNi基高温记忆合金的马氏体相变

2.1 TiNiY(Y=Pd，Pt，Au)合金

采用Pd，Pt，Au等贵金属元素替代TiNi中的Ni可使合金的相变温度提高。虽然这使得合金的成本急剧上升，但合金的冷热加工性能较好，且其完全可恢复应变可达4%左右[4－5]，是目前高温形状记忆合金中获得的最大的完全可恢复应变。

贵金属元素的少量加入通常会略降低相变温度，只有超过某一临界值时，才会使相变温度大幅提高。以Ti50Ni50－xPdx合金为例，当Pd含量低于10%(原子分数)时，马氏体相变温度随着Pd含量的增加略有下降，而当Pd含量超过10%(原子分数)后，随着Pd含量的增加，马氏体相变温度近乎呈现线性增加，其斜率近似为15℃/%(原子分数)，如图1所示[4]。这种成分对马氏体相变温度的影响可能来自于不同成分时马氏体结构的变化。当Pd含量较低时，Ti-Ni-Pd合金中的马氏体为B19'(单斜结构);而当Pd含量较高时，马氏体为B19(正交结构)。

图1 Ti50Ni50－xPdx合金中Pd含量对Ms温度的影响Fig.1 Effect of Pd content on Msin Ti50Ni50－xPdxalloys

与TiNi二元合金相比，TiNiY(Y=Pd，Pt，Au)合金形状记忆效应较小，起源于马氏体和母相较低的位错临界滑移应力。Ostuka等人提出了3种方法提高位错临界滑移应力[6]:① 热机械处理(冷变形+适当退火);②时效强化;③ 加入第四组元。这3种方法的本质均在于强化基体，抑制位错滑移。

研究表明，冷变形+退火可以明显提高TiNiPd合金的形状记忆效应。但由于其使用温度较高，因而在工作状态下容易发生再结晶，使得冷变形效果消失，形状记忆效应下降。向TiNiPd中添加B，Ce和Sc等元素也可稍微改善形状记忆效应，但效果并不十分明显[7－8]。

值得注意的是，Ti-Ni-Pd合金制成薄膜后也具有高相变温度，且相变温度滞后很窄，可用于高速微驱动器的制作。当Ti含量为50%(原子分数)左右，Pd含量超过20%(原子分数)时，相变温度滞后仅为10℃。当Pd含量较低时，薄膜中发生B2→R→B19'两步相变;而当Pd含量较高时，薄膜中仅发生B2→B19一步相变[9]。

TiNiPt合金中Pt含量与TiNiPd合金中Pd含量对相变温度的影响非常相似。但Pt对于提高马氏体相变温度的作用似乎更加明显。在Ti50Ni50－xPtx合金中，当Pt含量接近50%(原子分数)时，马氏体相变起始温度甚至可超过1 000℃[10]。且同时其完全可恢复应变为4%左右，这表明Ti-Ni-Pt合金可以在火箭发动机、核电装置等高温场合下应用。

TiNi-Y(Y=Pd，Pt)合金的相变温度调整范围大，形状记忆效应好。但由于添加的Pd，Pt和Au的价格昂贵，因此其应用受到了很大的限制。发展价格低廉、性能优异的高温形状记忆合金仍然是当前形状记忆合金领域研究的热点问题。

2.2 TiNiX(X=Zr，Hf)合金

TiNiX(X=Zr，Hf)高温记忆合金与TiNiY(Y=Pd，Pt，Au)合金相比，虽然相变温度调节区间较小，但其价格低廉，冷热加工性能较好，吸引了众多研究者的关注。图2 比较了 Ti50－xNi50Hfx，Ti50－xNi50Zrx，Ti50Ni50－xPtx，Ti50Ni50－xPdx和 Ti50Ni50－xAux合金的 Ms温度。从中可以看出，Zr，Hf的添加对于提高相变温度的作用不如Pd，Pt，Au显著。研究发现，只要是Ni含量不超过50%(原子分数)，合金的相变温度主要与Hf或Zr含量相关。

图2 Ti-Ni基高温形状记忆合金Ms温度的比较Fig.2 Comparison of Msin Ti-Ni based high temperature SMAs

Ti-Ni-Zr和Ti-Ni-Hf合金在冷却过程中仅发生B2→B19'一步马氏体相变。当向Ti-Ni-Hf中加入Cu时，曾发现Cu的添加有时会促发两步相变，X-射线研究表明可能存在R相变，但该方面尚缺乏进一步的研究。Cu的加入对于相变温度的影响较小，但可降低晶格常数中的单斜角。研究发现，当Cu含量不超过8%(原子分数)时，向Ti-Ni-Hf合金中加入Cu仅略降低马氏体相变温度。而Cu进一步增加时，合金的相变温度明显下降。图3示出了热循环对Ti-Ni-Hf-Cu合金相变温度的影响[11]。随着热循环次数的增加，合金的相变温度先下降，而后趋于稳定;相变温度的下降幅度约为20～30℃，可见Cu的加入不明显改善合金的相变温度的热稳定性。

图3 Ti-Ni-Hf-Cu合金中热循环对相变温度的影响Fig.3 Effect of thermal cycling on transformation temperatures in Ti-Ni-Hf-Cu high temperature SMAs

以往的研究表明，当Ni含量超过50%(原子分数)时，通常导致合金的相变温度急剧下降，不能作为高温形状记忆合金使用。最近作者的研究表明，当Ni含量略微超过50%(原子分数)，通过时效可以析出富Ni的第二相粒子，从而大幅度提高合金的马氏体相变温度。对于Ni50.6Ti29.4Hf20合金来说，在550℃时效2 h后，其相变温度提高了140℃以上[12]。随后的其它研究者也证实了这一点[13]。细小弥散第二相的析出不仅大幅度调节相变温度，同时也强化了基体，且避免了合金熔炼过程中Ti2Ni型粒子的出现，可有效提高合金的形状记忆效应，具有较为广阔的应用前景。

研究发现，Ti-Ni-Hf合金薄膜的相变温度受退火温度影响较大，通常在富(Ti，Hf)的合金体系中，薄膜的相变温度主要与Hf含量相关，而富(Ti，Hf)的析出相通常会降低马氏体相变温度[14]。最近Tong等人发现Ti-Ni-Hf合金薄膜的马氏体相变温度随着退火温度的升高而略微升高[15]。相关机理目前尚缺乏进一步的实验证据。

3 TiNi基高温记忆合金的显微组织

如前所述，TiNi基高温形状记忆合金中随着成分的不同，其马氏体组织结构也不相同。对于Ti-Ni-Y(Y=Pd，Pt，Au)合金，在其使用温度范围内，其马氏体通常为B19结构，而对于Ti-Ni-X(X=Zr，Hf)合金，其马氏体均为B19'结构。

3.1 B19马氏体

在Ti-Ni-Y(Y=Pd，Pt，Au)合金中，当第三组元含量较高时，马氏体为B19结构。B19马氏体有6个变体，呈现自协作形貌，其示意图如图4所示[1]。在这种自协作情况下，若调节其成分，使得其在相变过程中的某一轴向上的点阵应变为0(点阵变形矩阵中的对应项为1)，则可使得相变滞后明显变窄，甚至获得零相变温度滞后[16]。

图4 B19马氏体自协作形貌示意图Fig.4 Schematic diagram of self-accommodation of B19 Martensite

Ti-Ni-Pd和Ti-Ni-Pd合金中B19马氏体的典型形貌如图5所示[17]。从图中可以看出，B19马氏体主要呈现自协作形貌，马氏体板条内部存在细小的微孪晶。TEM观察表明，B19马氏体的孪晶结构主要包括{011}复合孪晶和{111}I型孪晶。

图5 Ti-Ni-Pt合金中典型B19马氏体形貌Fig.5 Typical morphology of B19 martensite in Ti-Ni-Pd high temperature SMAs

最近研究表明[18－19]，Ti50Ni30Pt20高温形状记忆合金时效时可析出P相，该相被确定为单斜底心点阵结构，空间群为C2/c(No.15)，成份为Ti11Ni9Pt4。其典型的析出相TEM照片如图6所示[18]。P相与母相之间具有良好的共格关系，P相的析出不仅可明显改善合金的形状记忆效应，而且不影响或提高马氏体相变温度。尤为重要的是，P相的析出提高了相变温度在热机械训练过程中的稳定性，且大幅度提高了合金的输出功，达8～11 J/cm3。

图6 Ti50Ni30Pd20合金中P相的析出Fig.6 Precipitation of P-phase in Ti50Ni30Pd20high temperature SMAs aged at 500℃for(a)4 h and(b)1 024 h

富Ti的Ti-Ni-Pd或Ti-Ni-Pt合金薄膜或薄带在时效过程中，有时会观察到Ti2Pd型的粒子在晶内或晶界附近析出[20]。这些粒子的析出对于马氏体的孪晶类型和组织结构均无明显影响，但可改变合金的基体化学成分，影响马氏体相变温度。如在Ti51.2(Pd27.0Ni21.8)薄膜经500℃退火1 h后，直径约为100 nm左右的盘状Ti2Pd粒子在晶内均匀弥散析出，如图7所示[20]。这导致薄膜的形状记忆效应升高，并保持了合金的马氏体相变温度维持在200℃以上。

图7 Ti2Pd析出相的典型形貌Fig.7 Ti2Pd precipitates in Ti51.2(Pd27.0Ni21.8)thin film annealed at 500℃for 1 h

3.2 B19'马氏体

在Ti-Ni-Hf和Ti-Ni-Zr高温形状记忆合金中，马氏体为B19'结构。这一点与Ti-Ni二元合金的情况类似。然而，由于Zr，Hf等元素的加入，合金的马氏体结构与Ti-Ni二元合金相比发生了明显变化。Ti-Ni二元合金的马氏体结构以＜011＞II型孪晶为主，而对于Ti-Ni-Hf和Ti-Ni-Zr合金，则主要为(001)复合孪晶。经W-L-R马氏体晶体学唯象理论计算表明，(001)复合孪晶不存在晶体学唯象理论的解，无法作为点阵不变切变(LIS)存在。但采用B-M理论，可引入一膨胀量的参数，这使得惯习面可进行各向同性的弹性或塑性扭曲，从而可采用(001)复合孪晶作为 LIS[21]。

Ti-Ni-Hf高温形状记忆合金中的马氏体亚结构主要为(001)复合孪晶和(001)堆垛层错[22]。马氏体变体主要呈现矛头状或镶嵌块状形貌，变体间主要呈现(011)I型、(111)I型或 ＜011＞II型孪晶关系[23]。典型的 Ti-Ni-Hf合金的组织结构和界面结构照片分别如图8[23]和图9[22]所示。其中(011)I型界面较为平直，存在于矛头状变体之间;而(111)I型或＜011＞II型界面则呈现为弯曲、波浪状结构，分别存在于楔状和镶嵌块状马氏体变体之间。TEM观察也表明，在马氏体板条内部(001)复合孪晶的界面也较为平直。

作者最近的研究表明[24]，向Ti-Ni-Hf合金中添加Cu不明显改变合金的马氏体组织结构。然而当将Ti-Ni-Hf-Cu合金制成薄带后，在退火过程中可观察到明显的(Ti，Hf)2Ni相析出，如图10所示[24]。当退火温度升高时，(Ti，Hf)2Ni相长大。在包含细小弥散(Ti，Hf)2Ni相粒子的薄带中，马氏体主要为复合孪晶，(001)复合孪晶区域形成{111}型，(001)∥{111}型，{113}型和(110)∥{113}型4种界面，这4种界面从微观角度讲，均为{111}型和(001)∥{111}型的组合，如图11所示[24]。随着析出相的长大，马氏体的结构由(001)复合孪晶转变为(011)I型孪晶。

图10 Ti-Ni-Hf-Cu合金薄带中马氏体基体上的析出相Fig.10 (Ti，Hf)2Ni precipitates and martensite matrix inTi-Ni-Hf-Cu ribbons

图11 Ti-Ni-Hf-Cu合金薄带中的马氏体界面结构Fig.11 Interface structure of martensite in Ti-Ni-Hf-Cu ribbons

图12 富Ni的Ti-Ni-Hf合金中的析出相Fig.12 Precipitates in Ni-rich Ti-Ni-Hf alloys

在富Ni的Ti-Ni-Hf合金中，时效析出第二相可明显提高马氏体相变温度，但对于马氏体组织结构无明显影响，马氏体主要呈现(001)复合孪晶结构，典型的析出相形貌如图12所示。从图中可以看出，析出相与基体之间呈现良好的共格关系，大小约在100 nm以内，其成分近似于(Ti，Hf)3Ni4。但作者最近的研究表明，其结构并非(Ti，Hf)3Ni4类型，而是面心正交结构。目前相关工作正在进行中。而且研究表明，Ti-Ni-Hf-Cu和Ti-Ni-Zr合金具有一定的非晶成型能力。这使得可通过铸造或溅射的方法直接形成形状比较复杂的构件，而后通过晶化处理使其具有形状记忆性能。

4 Ti-Ni基高温记忆合金的形状记忆效应

Ti-Ni-Pd和Ti-Ni-Pt合金中可获得高温形状记忆合金中最大的完全可恢复应变，如Ti50Ni13Pd37合金的完全可恢复应变为4%。图13所示为Ti50.5Ni29.5Pt20合金的温度－应变曲线[25]，从图中可见，富 Ti的 Ti-Ni-Pt合金的不可逆应变较大。Ti-Ni-Pd合金薄膜也呈现出较好的形状记忆效应。如Ti51.2(Pd27.0Ni21.8)合金薄膜中，在440 MPa恒载荷作用下，其可恢复应变可达2.53%，不可恢复应变约为0.14%[20]。

图13 Ti50.5Ni29.5Pt20合金的温度－应变曲线Fig.13 Temperature-Strain curves of Ti50.5Ni29.5Pt20alloys

Ti-Ni-Pd合金具有良好的冷热加工性能，当Ti-Ni-Pd合金冷拔成丝材后，其形状记忆和超弹性性能均得到大幅度提高。如Ti49.8Ni42.7Pt7.5丝材，其最大超弹性应变可超过6%，这与在冷拔过程中形成的＜111＞织构有关[10]。

Ti-Ni-Pd合金薄膜不经任何处理就可呈现非常明显的双程形状记忆效应[26－27]，如图 14 所示[27]。这对于制作MEMS驱动元件具有一定的实用价值。

图14 Ti-Ni-Pd合金薄膜的双程形状记忆效应Fig.14 Two-way shape memory effect of Ti-Ni-Pd high temperature SMA thin films

Ti-Ni-Hf高温形状记忆合金的形状记忆效应通常仅为3%左右。其拉伸应力－应变曲线上不出现明显的应力平台，曲线呈现明显的加工硬化特征。然而Ti-Ni-Hf合金也呈现出明显的双程形状记忆效应。通过在马氏体状态下变形或者热机械训练，可获得不到1%的双程应变量。通过等径角挤压(Equal Channel Angular Extrusion，E(AE))等方法，可以提高Ti-Ni-Hf合金的双程应变量[28]。如Ti42.2Ni49.8Hf8合金经ECAE处理后，其双程应变量可达1.5%，如图15所示[28]。从图中可见，在循环过程中，合金的双程形状记忆效应不断下降，而后趋于稳定。Ti-Ni-Hf合金的基体强度低，变形时易引入位错，形成内应力场，诱发双程形状记忆效应。Ti-Ni-Hf合金的形状记忆效应可通过时效强化基体来进一步提高。作者研究发现，在富Ni的Ti-Ni-Hf合金时效后，或者Ti-Ni-Hf合金薄带经退火处理后，均可析出第二相粒子强化基体，提高形状记忆效应至3.5%以上。图16所示为时效处理对富Ni的Ti-Ni-Hf合金的形状记忆效应的影响[29]。

图15 经ECAE处理后Ti-Ni-Hf合金的双程形状记忆效应Fig.15 Two-way shape memory effect of Ti-Ni-Hf after ECAE processing

图16 时效时间对富Ni的Ti-Ni-Hf合金形状记忆效应的影响Fig.16 Effect of aging time on the shape memory effect in Ni-rich Ti-Ni-Hf high temperature SMAs

5 Ti-Ni基高温记忆合金的应用

Ti-Ni基高温形状形状记忆合金具有较高的相变温度和良好的形状记忆效应，因此在众多需要高温条件的工作场合下获得应用[30－35]。且由于其相变温度较高，在制成驱动器时，由于和外界之间的温差较大，还可实现快速驱动，其响应速度较二元Ti-Ni合金更快。在航空发动机的空气压缩机或者涡轮部分，可以考虑使用Ti-Ni-Pt-Pd系列高温形状记忆合金。NASA目前开展了使用高温形状记忆合金开发“智能机翼”以及发动机自能调节进气口等方面的研究，如图17所示[36]。

图17 航空发动机中的Ti高温形状记忆合金应用Fig.17 Applications of Ti-Ni based high temperature SMA in aircraft engines

6 结语

迄今为止，高温形状记忆合金的应用还不是很多，主要因为其形状记忆效应较低。采取合适的加工或者制备方法，提高合金的相变温度和形状记忆效应是当前Ti-Ni基高温形状记忆合金研究的重点和难点。随着实际应用需求的不断增加，对其基础研究不断的深入，Ti-Ni基高温形状记忆合金的应用领域将会进一步得到扩展。

References

[1]Otsuka K，Ren X.Physical Metallurgy of Ti-Ni-Based Shape Memory Alloys[J].Progress in Materials Science，2005，50:511－678.

[2]Miyazaki S，Ishida A.Martensitic Transformation and Shape Memory Behavior in Sputter-Deposited TiNi-Base Thin Films[J].Materials Science ＆ Engineering A，1999，273－275:106－133.

[3]Fu Y Q，Du H J，Huang W M，et al.TiNi-Based Thin Films in MEMS Applications:A Review[J].Sensors and Actuators A，2004，112:395－408.

[4]Ma J，Karaman I，Noebe R D.High Temperature Shape Memory Alloys[J].International Materials Reviews，2010，55(5):257 －315.

[5]Schlossmacher P，Microstructural Investigation of a TiNiPd Shape Memory Thin Film[J].Materials Letters，1997，31(1 －2):119－125.

[6]Otsuka K，Ren X.Recent Developments in the Research of Shape Memory Alloys[J].Intermetallics，1999，7:511 － 528.

[7]Atli K C，Karaman I，Noebe R D，et al.Improvement in the Shape Memory Response of Ti50.5Ni24.5Pd25High-Temperature Shape Memory Alloy with Scandium Microalloying[J].Metallurgical and Materials Transactions A，2010，41(10):2 485－2 497.

[8]Suzuki Y，Xu Y，Morito S，et al.Effects of Boron Addition on Microstructure and Mechanical Properties of Ti-Pd-Ni High-Temperature Shape Memory Alloys[J].Materials Letters，1998，36:85 －94.

[9]Zarnetta R，Savan A，Thienhaus S，et al.Combinatorial Study of Phase Transformation Characteristics of a Ti-Ni-Pd Shape Memory thin Film Composition Spread in View of Microactuator Applications[J].Applied Surface Science，2007，254(3)，743 －748.

[10]Brian Lina，Ken Gall，Hans J Maier，et al.Structure and Thermomechanical Behavior of NiTiPt Shape Memory Alloy Wires[J].Acta Biomaterialia，2009，5(1):257－267.

[11]Meng X L，Cai W，Lau K T，et al.Phase Transformation and Microstructure of Quaternary TiNiHfCu High Temperature Shape Memory Alloy[J].Intermetallics，2005，13(2):197 － 201.

[12]Meng X L，Cai W，Zhao L C.Effect of Aging on Martensitic Transformation and Microstructure in Ni-Riched TiNiHf Shape Memory Alloy[J].Scripta Materialia，2006，54(9):1 599－1 604.

[13]Bigelow G S，Garg A ，Padula S A，et al.Load-Biased Shape-Memory and Superelastic Properties of a Precipitation Strengthened High-Temperature Ni50.3Ti29.7Hf20Alloy[J].Scripta Materialia，2011，64(8):725－728.

[14]Meng X L，Fu Y D，Cai W，et al.Microstructure and Martensitic Transformation Behaviors of a Ti-Ni-Hf-Cu High-Temperature Shape Memory Alloy Ribbon[J].Philosophical Magazine Letters，2009，89(7):431－438.

[15]Tong Y X，Liu Y，Miao J M，et al.Characterization of a Nanocrystalline NiTiHf High Temperature Shape Memory Alloy Thin Film[J].Scripta Materialia，2005;52:983 －987.

[16]Zarnetta R，Takahashi R，Young M L，et al.Identification of Quaternary Shape Memory Alloys with Near-Zero Thermal Hysteresis and Unprecedented Functional Stability[J].Advanced Functional Materials，2010，20:1 917 －1 923.

[17]Pandurang M K，Shin D D，Carman G P.Shape Memory Behavior of High Temperature Ti-Ni-Pt Thin Films[J].Thin Solid Films，2006，515(4):1 938－1 941.

[18]Kovarik L，Yang F，Garg A，et al.Structural Analysis of a New Precipitate Phase in High-Temperature TiNiPt Shape Memory Alloys[J].Acta Materialia，2010，58:4 660 －4 673.

[19]Gao Y，Zhou N，Yang F，et al.P-Phase Precipitation and Its Effect on Martensitic Transformation in(Ni，Pt)Ti Shape Memory Alloys[J].Acta Materialia，2012，60(4):1 514 －1 527.

[20]Sawaguchi T，Sato M，Ishida A.Microstructure and Shape Memory Behavior of Ti51.2(Pd27.0Ni21.8)and Ti49.5(Pd28.5Ni22.0)thin films[J].Materials Scicence ＆ Engineering A，2002，332(1－2):47－55.

[21]Dalle F，Perrin E，Vermaut P，et al.Interface Mobility in Ni49.8Ti42.2Hf8Shape Memory Alloy[J].Acta Materialia，2002，50:3 557－3 565.

[22]Zheng Y F，Cai W，Zhang J X，et al.High-Resolution Electron Microscopy Study on the Substructure of Ti-Ni-Hf B19'Martensite[J].Materials Letters，1998，36:142 －147.

[23]Zheng Y F，Zhao L C，Ye H Q.HREM Study on the Intervariant Structure of Ti-Ni-Hf B19'Martensite[J].Scripta Materialia，1998，38(8):1 249－1 253.

[24]Meng X L，Cai W，Fu Y D，et al.Martensite Structure in Ti-Ni-Hf-Cu Quaternary Alloy Ribbons Containing(Ti，Hf)2Ni Precipitates[J].Acta Materialia，2010，58(10):3 751 －3 763.

[25]Noebe R D，Draper S，Gaydosh D，et al.Effect of Thermomechanical Processing on the Microstructure，Properties，and Work Behavior of a Ti50.5Ni29.5Pt20High-Temperature Shapememory Alloy[C].Materials Park，OH，ASM International:Proc.Int.Conf.on “Shape Memory and Superelastic Technologies”，2008:409.

[26]Quandt E，Halene C，Holleck H，et al.Sputter Deposition of TiNi，TiNiPd and TiPd Films Displaying the Two-Way Shape-Memory Effect[J].Sensor ＆ Actuator A，1996，53(1－3):434－439.

[27]PMohanchandra K，Shin D，Carman G P.Deposition and Characterization of Ti-Ni-Pd and Ti-Ni-Pt Shape Memory Alloy Thin Films[J].Smart Materials ＆ Structure，2005，14:S312－S316.

[28]Kockar B，Karaman I，Kim I J，et al.A Method to Enchance Cyclic Reversibility of NiTiHf High Temperature Shape Memory Alloys[J].Scripta Materialia，2006，54:2 203 － 2 208.

[29]Jiang D Q，Cui L S，Zheng Y J，et al.Constrained Martensitic Transformation in an in Situ Lamella TiNi/NbTi Shape Memory Composite[J].Materials Science ＆ Engineering A，2009，515(1－2):131－133.

[30]Meng X L，Zheng Y F，Wang Z，et al.Shape Memory Properties of the Ti36Ni49Hf15High Temperature Shape Memory Alloy[J].Materials Letters，2000，45:128 －132.

[31]Suzuki Y，Xu Y，Morito S，et al.Effects of Boron Addition on Microstructure and Mechanical Properties of Ti-Td-Ni High-Temperature Shape Memory Alloys[J].Materials Letters，1998，36:85 －94.

[32]Kockar B，Atli K C，Ma J，et al.Role of Severe Plastic Deformation on the Cyclic Reversibility of a Ti50.3Ni33.7Pd16High Temperature Shape Memory Alloy[J].Acta Materialia，2010，58(19):6 411－6 420.

[33]Meng X L，Fu Y D，Cai W，et al.Microstructure and Martensitic Transformation Behaviors of a Ti-Ni-Hf-Cu High-Temperature Shape Memory Alloy Ribbon[J].Philosophical Magazine Letters，2009，89(7):431－438.

[34]Grummon D S.Thin-Film Shape-Memory Materials for High-Temperature Applications[J].Journal of the Minerals，Metals and Materials Society，2003，55(12):24－32.

[35]Sawaguchi T，Sato M，Ishida A.Grain-Size Effect on Shape-Memory Behavior of Ti35.0NI49.7Zr15.4Thin Films[J].Metallurgical and Materials Transactions A，2004，35(1):111－119.

[36]Hudish G，Kaufman1 M J，Diercks D R，et al.Microstructure-Mechanical Property Relationships in Ti-Ni-Pt High Temperature Shape Memory Alloys[C].Ohio:Hbcu/MI Stem Collaboration Symposium，July 7-9，2010-dayton，ohio.