形状记忆合金作为重要的功能材料,被广泛应用于很多领域。其形状记忆效应和超弹性均与马氏体相变密切相关,而马氏体相变又强烈依赖于合金的元素含量及无序度。因此,为了得到性能优异的材料,需要对其合金化的影响规律进行系统研究。本论文采用结合相干势近似的精确饼模型轨道方法(EMTO-CPA),对两类形状记忆合金的合金化进行了第一性原理研究。β钛合金具有许多优良的物理特性,使之可以被设计成性能优异的形状记忆合金以及生物医用材料。但实际上,在β钛合金中往往会存在一些作为析出相出现的亚稳态ω相。本论文通过对Ti-Mo合金的柯西压力、Pugh比B/G以及泊松比v进行研究发现,相比于基体的β相,析出的ω相本征塑性较差,且具有较大的杨氏模量。因此,ω相的出现不仅会破坏β钛合金的形状记忆效应,而且使得材料容易发生脆化,在医学应用中导致应力屏蔽现象的出现。为了有效控制ω相,本论文对β-ω相变路径进行系统研究,并且发现在其相变路径上会产生明显的能垒,从而抑制ω相的出现。相比于晶格坍塌效应,由晶格形变所引起的共格应变能对总能垒的贡献可以忽略不计。在β-ω相变过程中,伴随着金属键向共价键的转变,其主要贡献来源于d轨道电子。虽然增加Mo含量可以达到稳定β相,减少ω相出现的目的,但通过计算发现β相的杨氏模量同样会随着Mo含量的增加而变大。根据齐纳比Az和弹性各向异性比AVR,可以发现β Ti-Mo合金随着Mo含量的增加,不断地从弹性各向异性趋向于弹性各向同性。此外,从能量的角度很好的解释了Ti0.91Mo0.09合金在实验中所发现的相分离现象。由Mo含量偏聚导致的相分离将有助于降低体系的总能,从而使其结构更稳定。通过对晶格常数的计算发现,当Mo含量为4 at.%时,β和ω结构恰好满足共格关系。Heusler合金是典型的铁磁形状记忆合金,其超弹性伴随着不同程度的滞后。滞后现象的出现不仅明显增加机械能的损耗,而且对形状记忆合金的可恢复性以及精密仪器的可控性带来负面影响,设计出无滞后的超弹合金对材料的实际应用十分重要。本论文通过对Ni50-xCoxM25Ga25(M=Mn,Fe)合金进行计算,不仅拟合出实验中带有滞后的超弹性,而且还观察到了无滞后超弹性。通过合金化定义的临界参数Pc可以预测铁磁性的L21结构Ni50-xCoxMn25Ga25和B2结构Ni50-xCoxFe25Ga25合金出现无滞后超弹现象的临界Co含量分别为16 at.%和28 at.%。通过对能量-应变曲线的分析,发现B2结构Ni50-xCoMn25Ga25合金在沿Bain路径拉伸的过程中,会发生铁磁态向反铁磁态的磁转变。而且随着Co含量的增加,其磁转变需要提供更大的应变才能实现。对于具有L21和B2结构的Ni2-xCoxMnGa合金,Co含量在10 at.%左右是抑制马氏体相变发生的拐点。