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块体非晶合金(BMG)具有有高强度、高硬度、高耐磨性等特点,被认为是极具工程应用前景的结构材料。然而高度局域化的剪切行为使得BMG通常在没有明显宏观室温塑性变形的情况下,以突然断裂的方式发生灾难性失效,这严重制约着BMG作为先进结构材料在工程中的大规模应用。因此,开发具有良好室温塑韧性的BMG及其复合材料,成为当前非晶合金研究领域的热点问题。本文以改善BMG的宏观塑韧性为目的,成功制备出了具有优良的室温塑性的Zr-Cu-Ni-Al系BMG,深入研究了冷却速率对Zr基BMG力学性能及其组织结构的影响。通过急冷铸造法、外加纤维网及非晶晶化的方法制备了BMG复合材料,研究了其断裂韧性冲击韧性和压缩等力学性能。主要的结论概括如下：(1)通过调整A1的含量,用铜模吸铸法成功制备了具有优良塑性的Zr63.36Cu14.52Ni10.12A112BMG,室温压缩塑性应变达到20.6%。并且应力-应变曲线体现出了“加工硬化”特性,屈服强度σs、极限强度σm和断裂强度σf分别为1740.6、2030.7和1510.5MPa。研究了直径为3-4-6mm的阶梯形Zr63.36Cu14.52Ni10.12A1122BMG的压缩性能,发现Φ3mm试样的压缩塑性应变为20.6%,而Φ4和6mm试样的压缩塑性应变仅为2.6%和0.2%,表明塑性应变随着BMG尺寸的增大而下降。研究了直径为3-4-6mm的阶梯形Zr55Al10Ni5Cu30BMG的压缩性能,发现Φ3、4和6mm试样的压缩塑性应变分别为2.2%、1%和0.1%。同样表明塑性应变随着BMG尺寸的增大而下降这种变化由合金中自由体积含量的不同而引起,直径较小的试样由于在较快的冷却速率下获得了较多的过剩自由体积而表现出更好的塑性变形能力。(2)用铜模吸铸法制备了Zr55Al10Ni5Cu30BMG楔形试样,发现楔形试样从尖端到根部,随着截面宽度的增大,组织演变规律为非晶区→非晶和晶体共存的过渡区→晶体区。显微硬度变化规律为先增大后减小,即非晶区和晶体区的硬度小,而中间过渡区的硬度大,HV值达到710。断口形貌演变规律为完全脉络纹→脉络纹和发散状花纹共存的过渡区→完全发散状花纹。Zr55Al10Ni5Cu30楔形试样微观组织、显微硬度及断口形貌的变化也是由冷却速率引起。非晶合金样品截面尺寸的变化决定了合金熔体在凝固过程中冷却速率的变化,进而影响其微观结构的形成,最终影响非晶合金的宏观力学性能以及断裂行为。(3)用急冷铸造法制备了(Zr0.55Al0.1Ni0.05Cu0.30)100-xTix(x=0,2,4,6,8)合金试样。发现当x=0,2,4时为BMG复合材料,当x=6,8时为晶体材料表明通过调整Ti的含量,用急冷铸造法可以制备出内生BMG复合材料。单边切口三点抗弯断裂韧性测试表明,当x=0,2,4时,试样的断裂韧度KIc值分别为10.53、5.14和3.45MPa·m1/2,随着Ti的含量的增加,断裂韧度KIc值减小(4)用外加纤维网的方法制备了Zr基BMG复合材料,室温夏比摆锤冲击试验表明,Zr64.8Cu14.85Ni10.35Al10板片(1#)Zr63.36Cu14.52Nil0.12Al12板片(2#)、铜纤维网复合Zr63.36Cu14.52Ni10.12A112板片(3#)和不锈钢纤维网复合的Zr63.36Cu14.52Ni10.12A112板片(4#)V型缺口试样的冲击韧度分别为14.75、11.43、10.83和9.14J·cm-2。1#、2#、3#和4#无缺口试样的冲击韧度分别为11.23、14.70、5.94和14.12J·cm-2。对比具有相同基体成分(Zr63.36Cu14.52Nil0.12Al12)的2#、3#和4#试样的冲击韧度,发现加纤维网复合后的材料(3#、4#)不论开缺口还是不开缺口,其冲击韧度均低于纯板片(2#)的冲击韧度。分析认为,纤维网没有同非晶合金形成冶金结合,导致冲击时纤维网丝附近很容易产生应力集中,进而产生裂纹促使产生断裂,降低了冲击韧性。从断口形貌可以看出,不锈钢纤维网更容易分布在基体的中心部位,而铜纤维网容易被熔体冲到铜模壁上,表明不锈钢纤维网更容易与基体复合(5)在T<T温度范围选择127和327℃,在Tg<T<Tx过冷液相区范围内选择470和480℃,在T>Tx的温度区间选择600和700℃,对Cu50Zr42A18BMG分别进行保温时间为30mmin和3h的等温退火处理。127、327、470和480℃退火后的试样结构仍然为完全非晶结构。600℃退火试样为BMG复合材料。700℃退火试样为完全晶体材料。在127、327、470和480℃等温退火3h后均可以制备出BMG复合材料。Cu50Zr42A18BMG试样经过30min和3h的退火处理后,其压缩曲线为线弹性,没有明显的非弹性屈服过程。Cu50Zr42A18BMG在470℃退火30min后的压缩性能最好,压缩强度达到2138MPa。(6)在Txe<T<Tm的范围选择600、700和800℃；选择熔化起始温度Tm=875℃、熔化峰值温度Tmp=888℃及液相线温度T1=900℃；在T>T1的区间选择925和950℃,对Cu50Zr42A18BMG分别进行5min的等温退火处理,都可以获得BMG复合材料,并且随着退火温度的升高,析出相有增多的趋势。随退火温度的升高,复合材料的断裂强度先减小后增大。熔化起始温度Tm=875℃退火5min后的试样的断裂强度最小,仅为234.06MPa。950℃退火5min后的试样的断裂强度是所有经过退火处理的试样中最高的,达到1442.36MPa。925℃退火5min的试样的压缩应力-应变曲线上出现了锯齿状特征,表明断裂前发生了较明显的屈服,屈服强度σs、断裂强度σf和塑性应变εp分别为819.78MPa、898.77MPa和0.7%。表明高温快速退火热处理有望获得具有室温压缩塑性的Cu5oZr42Al8BMG复合材料。