Zr基块体非晶合金具有较高的玻璃形成能力与优异的性能,作为结构材料具有广泛的应用前景。本文设计了一系列新型Zr-Cu-Ni-Al块体非晶合金成分,并研究了其玻璃形成能力与力学行为。在新设计的非晶合金基础上,进一步研究了稀土Gd掺杂对其玻璃形成能力及力学行为的影响。选取具有较低共晶温度且共晶产物为线性化合物的二元共晶对作为基本单元,即Zr₄₄Cu₅₆, Zr₆₄Ni₃₆和Zr₅₁Al₄₉,按下式进行混合: Cam =x (Zr₄₄Cu₅₆) + y (Zr₆₄Ni₃₆) +z (Zr₅₁Al₄₉) （ x+y+z=1）结合相竞争理论,调整共晶单元的比例系数,获得了不同玻璃形成能力的非晶合金新成份。当x=y=z=1/3,得到临界尺寸为6 mm的Zr₅₃Cu_18.7Ni₁₂Al_16.3非晶合金。为提高玻璃形成能力,抑制竞争晶化相的析出,调节比例系数,当x=10/24,y=z=7/24,可获得临界尺寸为10 mm的Zr_51.9Cu_23.3Ni_10.5Al_14.3非晶合金。为进一步提高玻璃形成能力,继续调节比例系数,当x=12/24,y=z=6/24,最终得到临界直径达14 mm的Zr_50.7Cu₂₈Ni₉Al_12.3非晶合金,这是Zr-Cu-Ni-Al合金系中已报道的玻璃形成能力极强的成分。依据过冷液相区的黏度测试结果,对Zr₅₃Cu_18.7Ni₁₂Al_16.3,Zr51.9Cu23.3Ni10.5 Al14.3和Zr_50.7Cu₂₈Ni₉Al_12.3的脆性系数m进行拟合,分别为55.1,53.4和51.2。通过合金凝固点偏移法测定上述三种合金的临界冷却速度Rc分别为82 K/s,46 K/s和9.8 K/s。Zr_50.7Cu₂₈Ni₉Al_12.3块体非晶合金同时具有低的脆性系数m与临界冷却速率Rc,从合金凝固的动力学方面解释了其具有极高玻璃形成能力的原因。依据同步辐射高能XRD结果,并结合Miracle的有效团簇排布模型,构建了四元Zr-Cu-Ni-Al块体非晶合金的结构模型。在上述三种非晶合金中,体积较小的Cu原子置换体积较大的Zr原子,有利于稳定有效密排的非晶结构,进而提高该合金系的玻璃形成能力。Zr₅₃Cu_18.7Ni₁₂Al_16.3,Zr_51.9Cu_23.3Ni_10.5Al_14.3和Zr_50.7Cu₂₈Ni₉Al_12.3非晶合金的室温力学性能研究表明,它们的压缩塑性应变分别为14.5%,6.7%和5%,断裂韧性值分别为84.7MPa m、74.3MPa m和61.4MPa m。Zr₅₃Cu_18.7Ni₁₂Al_16.3非晶合金的压缩塑性应变与断裂韧性值均高于其它两种合金。高分辨透射电镜观察结果表明,Zr₅₃Cu_18.7Ni₁₂Al_16.3非晶合金变形过程引入了纳米晶化,这种纳米晶的形成导致了该合金具有较高的塑性变形能力与断裂韧性。当测试环境温度从室温（298 K）降低到123 K时,Zr_50.7Cu₂₈Ni₉Al_12.3非晶合金的压缩屈服强度从1904 MPa增加到2147 MPa,压缩塑性应变由5%增加到7.5%。在低温环境中需要较高的加载应力才能使剪切带形核,因而屈服强度的增加;而低温环境下,原子活动能力的降低,使剪切带发生增殖,导致了塑性的增加。在玻璃形成能力极高的四元Zr_50.7Cu₂₈Ni₉Al_12.3合金中,掺杂适量的Gd可进一步提高其玻璃形成能力。当Gd元素掺杂量为1%时,即(Zr_50.7Cu₂₈Ni₉Al_12.3)99Gd1,可形成直径为18 mm的非晶合金。Gd元素的加入,降低了过冷液体与晶体相之间的Gibbs自由能差ΔG,从热力学方面说明了Gd掺杂提高玻璃形成能力的原因。稀土Gd的加入降低了Zr_50.7Cu₂₈Ni₉Al_12.3块体非晶合金的断裂强度及塑性变形能力,使其断裂方式由单一的剪切断裂转变为剪切断裂与破碎断裂的复合形式。对Zr-Cu-Ni-Al-Gd非晶合金的破碎断裂区的观察表明,断口表面的粗糙区与镜面区交替出现,在粗糙区内的微观组成为韧窝结构,而镜面区则为纳米周期性条纹。这种断口形貌的形成是由于裂纹尖端的局部塑性区与动态断裂过程产生的弹性应力波相互作用的结果。