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TiNi基形状记忆合金由于具有良好的形状记忆效应和超弹性而广泛用于驱动器和传感器元件。快速凝固技术可以细化晶粒甚至得到非晶组织，结合热处理工艺可实现非晶条带组织和性能的控制，从而探讨该类合金组织、相变以及性能的新途径。近年来常采用该技术制备富Cu的TiNiCu三元形状记忆合金条带，但主要限于Ti<,50>Ni<,25>Cu<,25>合金，对富Ti的TiNiCu形状记忆合金条带研究甚少。
本文采用单辊甩带快速凝固工艺制备了富Ti的TiNiCu合金条带，并对其铸态和退火态组织进行了分析。研究了非晶态合金的晶化工艺参数和动力学机理；探讨了退火处理和热循环对合会条带马氏体相变行为的影响；研究了合金条带铸念和退火态的拉伸断裂行为，并测试了合金的形状记忆性能。
研究表明，铸态Ti<,53.5>Ni<,22.8>Cu<,23.7>合金条带为完全非晶态，而铸态Ti<,51.7>Ni<,24.5>Cu<,23.8>合金条带主要为非晶态，同时含有少量的微晶B2或B19。B19晶粒多由孪晶马氏体单变体组成，马氏体变体有多种形貌，如矛状、针状和钩状等。随着退火温度升高，室温下Ti<,53.5>Ni<,22.8>Cu<,23.7>合金条带组织演变为B2→B19→B19+析出物。马氏体的形貌从纳米晶B19变化到孪晶马氏体B19。450℃退火下形成与基体呈共格关系的条状析出物；高于550℃以上温度退火后形成Ti<,2>(Ni+Cu)析出物；650℃退火态下高密度晶界相互叠加形成莫尔条纹。Ti<,51.7>Ni<,24.5>Cu<,23.8>合会条带在400℃度退火下，铸态下的钩状马氏体变体消失，新的马氏体相在晶界处优先形核，局部晶粒内部的马氏体变体自适应形成垂直位向关系。
Ti<,53.5>Ni<,22.8>Cu<,23.7>合金在10℃/min连续加热下晶化温度为432℃。利用Kissinger方程和Ozawa方程求得的激活能分别为441.5 kJ/mol和453.5kJ/mol，高于Doyle方法计算的局域激活能。Ti<,53.5>Ni<,22.8>Cu<,23.7>合金在435～450℃之间的等温DSC实验得到的Avrami指数在2.34～3.92之间，其动力学机理为扩散控制的三维形核和长大过程，呈现初晶型晶化行为，与Ti<,50>Ni<,25>Cu<,25>非晶合金的多晶型晶化不同。原位XRD分析表明，随着退火温度升高，Ti<,53.5>Ni<,22.8>Cu<,23.7>合金母相的织构从B2-(200)变化到B2-(011)，并保持稳定。
随着退火温度增加，Ti<,53.5>Ni<,22.8>Cu<,23.7>合金条带的马氏体相变温度升高，相变热滞平均值为13.3℃，相变热小于10J/g。500℃以上温度退火时其母相-马氏体相化学自由能平衡温度与退火温度呈线性增加关系。Ti<,53.5>Ni<,22.8>Cu<,23.7>合金热滞对保温时间(1h～10h)不敏感，其值在13～15℃之间。在0～10次热循环下，经450℃，10mim热处理的Ti<,53.5>Ni<,22.8>Cu<,23.7>合金条带的相变温度不发生明显变化，相变热滞稳定在15．3℃附近；而经450℃，lh处理后相变热滞稳定在21℃附近。热循环10次以后，两种热处理念的Ti<,53.5>Ni<,22.8>Cu<,23.7>合金条带相变温度和热滞均趋于稳定。铸态Ti<,53.5>Ni<,22.8>Cu<,23.7>合金条带和Ti<,53.5>Ni<,22.8>Cu<,23.7>条带的拉伸强度和断裂应变分别为1068 MPa、3.85﹪和1257 MPa、3.7﹪。其断口形貌有明显的脉状条纹和光滑非晶无特征区。经热处理后，条带的强度下降，断口形貌体现出等轴晶粒形貌和韧窝特征。Ti<,53.5>Ni<,22.8>Cu<,23.7>合金条带经450℃，1h退火后拉伸断裂后其组织发生马氏体去孪晶行为，马氏体变体的完整取向被破坏，马氏体变体之间的界面过度重叠形成莫尔条纹。
随着外应力增加，经过热循环后，马氏体相变温度和相变应变均增加。相变热滞明显大于无应力下DSC曲线确定的数值。Ti<,53.5>Ni<,22.8>Cu<,23.7>合金经450℃，1h退火后其相变应变可达3﹪，在3～6N应力作用下相变应变回复率可达1005／0，体现良好的形状记忆性能。Ti<,53.5>Ni<,22.8>Cu<,23.7>合金条带经过450℃，10min～1h退火作用下，相变应变最大值约为2﹪。合金条带的doσ/dT在6．47～9.3MPa/℃之间。