室温脆性和难加工性一直是阻碍大块非晶合金投入工程应用的最大障碍。近年来，人们通过在大块非晶合金中引入不均匀结构制备非晶复合材料，已经基本可以解决某些非晶合金体系的室温脆性问题，但其可加工性仍然是亟待解决的问题。一些研究者开始关注大块非晶合金在过冷液相区的超塑性流变行为，并开始探索大块非晶合金的近净成形道路。但是，具有更好室温力学性能的非晶复合材料的超塑性流变行为的研究尚处于探索阶段，尤其是对于低成本的Cu–Zr基非晶体系的超塑性行为，我们更是知之甚少。　　本文首先采用铜模吸铸法制备了 Cu40Zr44Ag8Al8非晶复合材料，并对其晶化行为和晶化动力学进行研究，探索该大块非晶合金成分是否有足够的热稳定性在高温下仍能保持稳定的超塑性变形。然后，我们对铸态以及退火后不同晶化体积分数的 Cu40Zr44Ag8Al8非晶复合材料进行超塑性压缩变形，分别研究了铸态非晶试样的超塑性流变行为和超塑性变形过程中的显微组织演化、复合材料中晶体相对其超塑性流变行为的影响及其影响机理。研究结果如下：　　所制备直径为2、3、4、6 mm的Cu40Zr44Ag8Al8试样均为非晶复合材料，非晶基体中弥散分布着微米级及纳米级的 Al3Zr晶体相。制备工艺参数—过热度和冷却速率对试样显微组织和室温力学性能存在显著影响。随着过热度和冷却速率的提高,非晶复合材料试样中晶粒尺寸和体积分数逐渐减小，残余非晶基体热稳定性逐渐提高，自由体积不断增加。Cu40Zr44Ag8Al8复合材料的室温力学性能由非晶复合材料试样中晶体相和非晶基体中的自由体积共同控制。析出相 Al3Zr为脆性相，它的存在使剪切带更容易产生，起到降低试样强度的作用，因此，随着晶化体积分数的减少，试样有更好的强度。而试样塑性随着非晶基体中自由体积的增加有缓慢上升的趋势。所制备非晶复合材料试样在室温均有很高的强度，具有广阔的工业应用潜力；但塑性变形能力有限，故对其高温流变行为的研究具有重要的现实意义，可推动非晶复合材料近净成形的快速发展。　　Zr44Cu40Ag8Al8非晶复合材料在玻璃转变温度和过冷液相区的退火处理过程中，非晶基体中的初始微米级晶体相无论是形状还是大小，始终没有发生变化，退火处理对原始微米级晶体相没有任何影响，仅纳米级晶体相不断从非晶基体中析出。对铸态 Cu40Zr44Al8Ag8非晶复合材料在过冷液相区退火，发现 Zr44Cu40Ag8Al8非晶复合材料的晶体相析出顺序为：形成 Zr–Cu原子团簇和Zr–Al原子团簇→析出 Al3Zr晶体相→析出 Cu10Zr7晶体相。最终析出产物相为 Al3Zr、Cu10Zr7和一些未知晶体相。　　采用Kissinger和Ozawa方法对铸态 Cu40Zr44Ag8Al8非晶复合材料的晶化动力学进行研究。经过计算得到该 BMGCs第一晶化峰的晶化激活能分别为315.69kJ/mol和312.65 kJ/mol。因此，该大块非晶合金复合材料具有很强的热稳定性，适合进行高温超塑性变形。此外，该大块非晶合金晶化过程具有很强的动力学效应，特征温度对升温速率的依赖性遵循 Lasocka方程，但其晶化机理函数却无明显的动力学效应，与加热速率无关。　　对铸态 Cu40Zr44Ag8Al8非晶复合材料在过冷液相区进行超塑性变形，发现其流变行为对温度和应变速率有很强的依赖性。超塑性变形真实应力随着应变速率的减小和温度的升高而减小。此外，复合材料中非晶基体在超塑性变形过程中发生纳米晶化并相互连通，造成了超塑性变形曲线的应变硬化现象。而弥散分布的初始球形晶粒在超塑性变形过程中由于受三向压应力而出现内凹变形，并垂直于加载方向分布。　　将铸态 Cu40Zr44Ag8Al8非晶复合材料在过冷液相区退火制备不同晶化体积分数的非晶复合材料，并对其进行超塑性压缩实验。随着退火时间的延长，由于高温结构弛豫消除了铸态非晶复合材料中的残余热应力，非晶复合材料的应力先略微下降，然后才由于晶体相体积分数的增多而不断上升。退火时间小于8 min试样的超塑性流变行为由非晶基体主导，并随着应变速率的提高由牛顿流动转变为非牛顿流动。通过对其本构方程的研究发现，不同晶化体积分数非晶复合材料的流变应力差异主要是由高温变形过程中的黏度差异造成的。然而，退火时间达到8 min后，非晶复合材料在所有应变速率下均为非牛顿流动。　　在对不同晶化体积分数 Cu40Zr44Ag8Al8非晶复合材料的超塑性流变行为模拟过程中，发现新的拟合规律，通过对M. Bletry拟合方程中的参数??进行调整解决了该拟合参数无物理意义的难题。