Ti基块体非晶合金因其非晶形成能力强、临界尺寸大以及优良的力学性能与理化性能而备受关注。由于块体非晶合金的室温脆性使其塑性变形极其困难,尽管人们对非晶合金的变形行为开展了大量的研究,但其变形机制仍是非晶合金研究领域的核心理论问题之一,需要开展深入系统地研究。本文针对Ti基块体非晶合金的力学行为及变形机制,以Ti33Zr30Cu9Ni5.5Be22.5非晶合金为研究对象,运用X-射线衍射仪（XRD）、高温差示扫描量热分析仪（DSC）、扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）、万能材料试验机、动态热模拟试验机（Gleeble 3500）以及纳米压痕仪等多种测试技术与分析方法,系统研究了Ti基非晶合金在室温环境、过冷液相区内以及深冷循环处理状态的力学行为及其变形机制。同时还研究了在制备Ti基块体非晶合金过程中引入氧元素后,对其微观结构、热稳定性以及室温力学行为的影响。通过室温压缩试验对Ti33Zr30Cu9Ni5.5Be22.5非晶合金的力学行为及其变形机制的研究中发现,压缩试样的直径尺寸对其力学行为具有显著的影响。随着试样直径从4mm减小到2 mm,合金试样的压缩塑性从1.0%提高到2.4%,断裂强度从2070 MPa降低到1870 MPa,呈现出显著的“尺寸效应”。在自由体积模型的基础上,结合非晶形成的临界冷却速率与非晶合金尺寸之间的关系分析可知,小尺寸的非晶合金在形成过程中具有更大的冷却速率,因此合金内部可以形成更多可供原子运动的自由体积区域,进而在变形过程中表现出更大的塑性变形能力。在过冷液相区内Ti33Zr30Cu9Ni5.5Be22.5非晶合金表现出明显的粘塑性流动现象,在此温度区间内非晶合金的变形行为与试验温度和应变速率密切相关。实验结果表明,随着试验温度升高,Ti基非晶合金在过冷液相区内的激活体积逐渐增大。断裂行为分析表明,当试验温度从618 K上升到638 K,合金试样在流变过程发生脆性断裂的临界应变率由3×10-3 s-1上升到6×10-3 s-1。此外,断裂表面上的应力状态分析结果证明,随着试验温度升高,Ti基非晶合金的内聚强度逐渐增加,同时还伴随着断裂角度的逐渐增大。对Ti33Zr30Cu9Ni5.5Be22.5非晶合金分别进行10、20、30和40次的深冷循环处理,结果发现,合金试样的非晶态结构和热稳定性几乎不受深冷处理的影响,但是合金试样的弛豫焓δHr均明显升高,特别是DCT30试样的δHr提升最显著,表明深冷循环处理诱发了非晶合金的回春行为。而且试样经过30次循环处理后,其回春程度最高。力学行为研究表明,合金试样的室温塑性在经过30次循环处理后达到峰值（从铸态的1.4%提高至7.8%）,同时保持较高的强度。此时,合金试样的平均应力降和剪切带形成能均达到最低值,分别比铸态合金试样降低了30%和21%。在Ti33Zr30Cu9Ni5.5Be22.5非晶合金的制备过程中,氧杂质的引入对其微观结构和力学行为的影响是复杂的。微观结构分析结果表明,当氧添加量不超过0.7 at.%时,氧基本完全溶解于非晶合金中,不形成任何晶化相或氧化物。氧添加量达到1.0%时,非晶合金基体上析出了尺寸超过10 nm的纳米晶。氧添加量增加至3.0 at.%时,试样发生明显晶化,析出了Be2Zr型晶化产物。力学性能分析结果表明,当氧添加为0.5at.%和0.7 at.%时,合金试样的强度和塑性均得到明显提高,其中,氧添加为0.7 at.%时,非晶合金的强度和塑性均达到最大值,分别为2084 MPa和3.72%。随着氧添加量的继续增加,合金的强度和塑性开始下降。在氧添加量增加3.0 at.%时,非晶合金的强度大幅降低至1724 MPa,塑性则完全丧失,转变为典型的脆性断裂。