非晶合金具有优异的机械、物理和化学性能，被用作结构材料和功能材料。但非晶合金特殊的微观结构导致了室温塑性变形能力差，成为限制其广泛应用的瓶颈。研究发现，利用相分离（难混溶）合金组元互相排斥的性质制备出纳米尺度相分离非晶合金能够有效提高非晶合金的室温压缩塑性。目前还缺乏对相分离非晶合金形成的微观机制以及分离相对塑性变形的作用机制的认识。Fe-Cu合金是典型的难混溶合金，相分离程度大，因此该体系构成的相分离非晶合金具有代表性。　　本论文以典型的相分离Fe-Cu合金作为研究对象，采用计算机模拟和实验相结合的方法，首先对相分离合金熔体进行结构、热力学表征，并与典型的Cu-Zr混溶体系进行对比，探讨难混溶合金的相分离机制，其次阐明Fe50Cu50、Fe75Cu25两种典型的合金熔体快速凝固条件下形成晶体、非晶的微观过程，最后利用快速凝固技术制备Zr-(Cu-Fe)-Al纳米尺度相分离非晶合金，分析形成机制，揭示分离相对非晶合金室温压缩塑性的影响及作用机制。　　本文首先选择Cu-Zr和Fe-Cu合金作为混溶合金和难混溶合金的典型体系，对二元混溶和难混溶合金进行结构和热力学表征。研究发现，由于合金熔体中原子间相互作用力不同，混溶和难混溶合金熔体的结构存在着很大的差别。在混溶的Cu-Zr合金熔体中，异类原子间的偏偶分布函数曲线第一峰的峰值大于同类原子，异类原子的配位数也大于同类原子，说明合金熔体的中心原子的第一配位层主要分布着异类原子。混溶合金的Bhatia-Thornton(B-T)结构因子中的成分波动自相关函数(Scc(q))在q趋近于0时没有明显波动。难混溶的Fe-Cu合金熔体的同类原子间偏偶分布函数曲线第一峰的峰值远大于异类原子，同类原子的配位数也更大，标志着同类原子间形成最近邻结构，其B-T结构因子在q趋近于0时Scc(q)突然增大，表明难混溶合金熔体中原子浓度出现剧烈波动。分析发现，合金熔体的过剩体积本质上是原子间吸引力和排斥力相互作用的结果，与合金熔体混溶趋势无关。合金熔体的混合焓是由合金体系能量的变化决定，混溶合金的混合焓为负，难混溶合金的混合焓为正。以上研究为相分离非晶合金的成分设计提供依据。　　对Fe50Cu50合金熔体在不同温度下的弛豫行为进行模拟，通过分析液滴尺寸、原子浓度波动以及体系中的势能变化，探究合金熔体的相分离机制和驱动力。研究发现，Fe50C50合金熔体的相分离过程由调幅分解机制控制，最终形成富Cu区和富Fe区，主要经历网格状结构生成、粗化以及液滴的迁移和球化过程。合金熔体在1500K弛豫平衡后，富Cu区内的Cu原子含量为90％，富Fe区内Fe原子的含量为95％，相分离过程存在着明显的上坡扩散现象。合金熔体内的平均势能和相区尺寸在相分离初期和液滴聚集粗化的阶段有明显下降，随后不再变化，说明势能的减小是合金熔体发生相分离的驱动力。对不同原子势能的计算发现Fe原子势能的减小造成了Fe原子聚集，富Fe区内的Cu原子“被迫”移动到富Cu区内。低温弛豫体系中富Cu区和富Fe之间存在着更大的势能差，因此原子的扩散速率更高，相分离程度更大。　　对Fe50Cu50合金熔体从3500K至300K的快速凝固过程进行分子动力学模拟，结合原子构型图研究其相分离机制以及非晶或晶体的形成过程。Fe50Cu50合金熔体快速凝固过程中先在调幅分解机制控制下发生相分离，然后凝固成晶体或非晶体。在不同冷速下，合金熔体最终形成三种不同形态的微观组织:较高的冷速形成分布着网格状富Fe相的非晶，降低冷速形成分布着网格状分离相的晶体，进一步降低冷速则形成分布着富Fe液滴的晶体。在晶化过程中，只有富Fe区（团簇）中才会形核。最终晶体中会出现很多孪晶，晶界两侧同类原子堆垛呈现出镜像对称。　　对Fe75Cu25合金熔体不同冷速时的快速凝固过程进行分子动力学模拟，同时利用单辊快淬法制备Fe75Cu25和Fe50Cu50合金条带，对其相分离机制和晶化过程进行研究。当模拟体系的冷速达到6.4×1012K/s合金最终凝固为非晶状态。与Fe50Cu50合金熔体不同，Fe75Cu25合金熔体的相分离过程由形核生长机制控制，最终在富Fe基体上形成富Cu液滴，因此所有体系凝固后的形貌都是是在非晶或晶体结构中分布着液滴状的分离相。实验制备的合金条带的结构与模拟获得的结构相一致。晶化后的合金结构与Fe50Cu50合金相似。模拟结果说明相分离合金中元素的含量会对相分离机制和分离相形貌产生影响，冷却速度只影响分离相的形貌而不会影响相分离机制。形核生长机制控制的相分离过程不出现网格状结构，因此更有利于在相分离非晶合金中获得均匀分布的相分离组织。　　利用Fe、Cu的难混溶特性，在非晶形成育力较强的Zr-Cu-Al合金中加入微量Fe元素，通过快速凝固技术制备出纳米尺度相分离Zr65-xCu30FexAl10(x=5和7.5at.％)非晶合金，对其塑性进行研究。结果表明，Zr60Cu25Fe5Al10的非晶形成能力优于Zr575Cu25Fe75Al10，Fe元素的增加会降低Zr-(Cu-Fe)-Al合金非晶形成能力。在形核生长机制的控制下，制备的非晶合金中形成了许多相分离颗粒，导致非晶合金呈现出大规模的微观结构分布不均匀现象。变形过程中，分离相在远离主剪切带的位置诱发形成多重剪切带，同时沿着主剪切带产生密集的多重剪切带，在两种剪切带的共同作用下，相分离非晶合金在压缩实验时表现出较高的屈服强度和明显的宏观塑性。对应力-应变曲线中的锯齿状波动分析发现塑性变形的稳定阶段和后期阶段局部应力下降的互补积累概率分布都符合幂律分布。前者的幂律标度指数大于后者，表明塑性变形的稳定阶段在动力学上处于更加稳定的自组织临界状态，这是由于在变形过程中在远离主剪切带处形成多重剪切带。在塑性变形的后期阶段，主剪切带周围生成了密集的多重剪切带，极大地延缓了主剪切带滑移-失效转变的出现，形成了稳定体系，提高了相分离非晶合金该阶段的塑性。实验结果验证了分子动力学模拟中的相分离非晶合金的结构形貌和形成机制，证明纳米尺度相分离非晶粒子能够极大地改善非晶合金塑性变形过程中剪切带生长的稳定性，进而改善非晶合金的室温塑性。