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本文以Zr<,41.25>Ti<,13.75>Ni<,10>Cu<,12.5>Be<,22.5>(at.％)大块非晶合金为研究对象,对其在过冷液相区内的纳米晶化过程及力学行为进行了系统研究,并分析了纳米晶化对大块非晶合金室温力学性能的影响规律.Zr<,41.25>Ti<,13.75>Cu<,12.5>Ni<,10>Be<,22.5>大块非晶合金在过冷液相区内等温退火晶化研究表明,随退火时间的延长,非晶合金表现出三阶段晶化.第一阶段晶化反应为初晶型结晶.结晶产物为准晶格常数为0.458 nm的准晶相.同时伴随有相分离过程.由于准晶相的析出以铸态非晶相中的二十面体短程有序畴为形核基底,因此形核激活能相应较低,仅为148±10 kJ/mol.第二阶段晶化反应为共晶型结晶.其主要晶化产物为ZrBe<,2>相及Zr<,2>Cu相,可能的晶化相还有Cu<,10>Zr<,7>、Zr<,2>Ni、BeNi等,准晶相作为亚稳相在第二晶化阶段转变为晶体相.由于第二阶段晶化过程的晶化产物较为复杂,同时需要大量原子进行长程扩散,因此其晶化激活能高达285±10 kJ/mol.第三阶段晶化反应为晶化相之间的相转变,主要产物为Cu<,2>Ni相.过冷液相区内的拉伸试验表明,Zr<,41 25>Ti<,13.75>Ni<,10>Cu<,12.5>Be<,22.5>大块非晶合金具有超塑变形能力.在656及676 K,应变速率分别为7.58×10<-3> s<-1>和1.52×10<-2> s<-1>时,其延伸率超过1620％.在恒定温度时,随应变速率的升高,大块非晶合金的变形可分为三类.第一类变形发生在低应变速率变形区,在此变形区内大块非晶合金呈现牛顿型流体形态,但是随应变的发展,应力及环境热引起纳米晶化反应,导致变形过程中出现应变强化行为,相应的流体形态由牛顿型向非牛顿型转变.高分辨透射电镜的观察表明,拉伸变形后的非晶相基体上析出了聚集的纳米相颗粒,降低了大块非晶合金的塑性.第二类变形发生在中等应变速率变形区,在此变形区内,大块非晶合金为非牛顿型流体.由于应变速率升高,大块非晶合金受环境热的影响时间相应减小,在非晶相基体上析出了孤立的纳米相颗粒,对大块非晶合金产生应变强化作用,从而使其获得了最大延伸率.第三类变形发生在高应变速率变形区,在此区间内,由于较高的应变速率,应力越过屈服峰后产生颈缩断裂,因此延伸率较低.大块非晶合金在过冷液相区内的拉伸变形破坏方式有三种,即脆性断裂、颈缩断裂及持续延伸(超塑性变形).高温时的松弛作用是影响大块非晶合金破坏模式及断口形貌特征的重要因素.降低应变速率或升高测试温度都将导致松弛作用的增强.对退火后大块非晶合金室温力学性能的研究表明,大块非晶合金的断裂强度随纳米晶化颗粒的尺寸和体积分数的升高而降低,而弹性模量及显微硬度升高,纳米晶化相导致了非晶合金的脆化.