本文以Ti-50.8Ni-0.5V（原子分数，%）形状记忆合金（SMA）为研究对象，用热重分析仪（TG）、X射线衍射仪（XRD）、光学显微镜（OM）、透射电子显微镜（TEM）、示差扫描量热仪（DSC）和拉伸试验机研究了退火和时效处理对Ti-Ni-V三元SMA显微组织、相变与形变特性的影响。结果表明：随退火温度(T_an)升高，合金的显微组织由纤维状逐渐转变为等轴状。时效温度（Tag）对合金中析出相聚集长大速率的影响大于时效时间(t_ag)，t_ag对析出相的尺寸和形貌也有显著影响。随t_ag延长，400℃时效态合金的显微组织由弥散分布的颗粒状演变为透镜状，500℃时效态合金的显微组织由颗粒状演变为粗片状最后演变为细针状。随T_an升高，350～800℃退火态Ti-50.8Ni-0.5V合金在冷却/加热时的相变类型由A→R/R→A（A—母相，CsCl结构；R—R相，菱方结构）向A→R→M/M→R→A（M—M相，单斜结构）再向A→R→M/M→A最后向A→M/M→A转变，合金的R相变温度（T_R）和M相变热滞（ΔT_M）降低，M相变温度（T_M）升高。随t_ag延长，300℃时效态合金在冷却/加热时的相变类型始终保持为A→R/R→A；400℃时效态合金的相变类型由A→R/R→A向A→R→M/M→R→A转变；500℃时效态合金的相变类型始终为A→R→M/M→A。随t_ag延长，T_M和T_R升高，ΔT_M降低，T_M⁵⁰⁰＞T_M⁴⁰⁰，T_R⁴⁰⁰＞T_R³⁰⁰＞T_R⁵⁰⁰，ΔT_M³⁰⁰＞ΔT_M⁴⁰⁰。合金的R相变热滞（ΔT_R）几乎不受退火和时效处理工艺的影响，始终保持在较低水平（约4℃）。随T_an升高，Ti-50.8Ni-0.5V合金的抗拉强度（σ_b）先升高后降低；应力诱发M临界应力（σ_M）先降低后升高；断裂伸长率（δ_k）升高；残余应变（ε_R）先升高后降低再升高。随t_ag延长，300和400℃时效态合金的σ_b先升高后趋于稳定，500℃时效态合金的σ_b先降低后趋于稳定；300℃时效态合金的δ_k先升高后降低；400℃时效态合金的δ_k先降低后趋于稳定；500℃时效态合金的δ_k先升高后趋于稳定。随形变温度（T_d）升高，不同温度退火态Ti-50.8Ni-0.5V合金均发生由形状记忆效应（SME）向超弹性（SE）的转变，其转变温度受T_an影响。随T_d升高，σ_M呈线性增加；350～600℃退火态合金的ε_R先减小后趋于稳定，650和700℃退火态合金的ε_R先减小后增大；350～600℃退火态合金的单次循环耗能（WD）先增大后减小再增大，650和700℃退火态合金的WD始终保持增大态势。随循环次数N增加，400℃退火态合金的应力-应变循环特性稳定，SE特性较好，只需经过一次循环即可呈现完全非线性SE，500和600℃退火态合金的循环稳定性次于400℃退火态合金。随N增加，合金的σ_M降低，WD减小。300℃时效不同时间后，合金在拉伸时始终保持SE特性，随t_ag延长，合金的WD降低。在400和500℃时效后，随t_ag延长，合金的应力-应变回滞曲线逐渐由SE特性转变为SME特性，500℃时效态合金由SE转变为SME特性的时间小于400℃时效态合金。随t_ag延长，不同时效温度合金的应力诱发M（或M再取向）临界应力均降低，且σ_M³⁰⁰＞σ_M⁴⁰⁰＞σ_M⁵⁰⁰；300℃时效态合金的ε_R先降低后趋于稳定，400和500℃时效态合金的ε_R先升高后趋于稳定。