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镁合金具有低密度、高比强度、易回收利用等优点,在电子、汽车、航空航天等领域得到了广泛的应用。但是一般晶态Mg合金强度相对较低,塑性较高,而非晶态Mg合金强度较高,塑性几乎为零,因此发挥晶态合金的塑性优势和非晶态合金的强度优势,成为本文研究Mg基非晶复合材料的出发点。长周期（LPSO）结构不仅可以作为晶态合金中的增强相,也可作为非晶态合金的增强相,成为人们关注的研究热点。本文采用铜模铸造法制备了LPSO结构增强的Mg-Ni-Zn-Y系列非晶复合材料,通过改变元素含量、样品尺寸,探讨成分、冷却速率对非晶复合材料的组织结构和力学性能的影响,确定非晶复合材料综合力学性能最佳的区域。通过改变热处理温度,研究LPSO结构演化规律。主要结论如下:直径为2 mm的铸态Mg77+xNi12-xZn5Y6（x=0,2,4,6,8）系列合金均为非晶复合材料,在非晶基体中分布着黑色针状相。当Ni<8%时,针状相细长,主要晶态相为α-Mg相、Mg12YZn长周期相;当Ni>8%时,针状相粗大,主要晶态相为α-Mg相、Mg12YZn长周期相和Mg2Ni相。当Ni=8%时,形成了大小、分布均匀的LPSO相。随着Ni含量的降低,复合材料的塑性先增加再减小,Mg81Ni8Zn5Y6的塑性最好,塑性应变和总应变分别达到20.23%和22.34%。直径为2 mm的Mg73+xNi12Zn5Y10-x（x=0,2,4,6,8）系列复合材料,当Y>8%时,非晶基体中分布着片状α-Mg相和少量针状Mg)*（12）YZn相;当Y<8%时,形成粗大针状相,主要晶态相为α-Mg相、Mg12YZn长周期相和Mg2Ni相。直径为2 mm的Mg77+xNi8Zn5Y10-x（x=2,4,6,8）系列复合材料,当Y>4%时,非晶基体中分布着针状相,主要晶态相为α-Mg相和Mg12YZn长周期相;当Y<4%时,非晶基体中分布着树枝状α-Mg相、部分Mg12YZn长周期相和Mg2Ni相。随着Y含量的降低,两类复合材料的强度均先降低再升高,Mg73Ni12Zn5Y10复合材料的断裂强度最高,达到846 MPa。直径为2 mm的Mg77Ni12Zn9-xY2+x（x=0,2,4,6）系列复合材料,当Zn/Y>0.83时,在非晶基体中分布着针状相,主要晶态相为α-Mg相、Mg12YZn长周期相和Mg2Ni相。随着Zn/Y比的增加,针状相尺寸、含量增加,样品的强度先减小再增加,塑性均较低。直径分别为2 mm、3 mm、5 mm的Mg75Ni12Zn5Y8和Mg77Ni12Zn3Y8系列复合材料,主要晶态相为α-Mg相、Mg12YZn相和Mg2Ni相。随着样品直径的增加,针状相的尺寸、含量增加,强度下降,塑性先增加再减小。模拟分析了非晶复合材料中非晶、a-Mg和LPSO等不同相冷却速率与合金凝固组织的对应关系,模拟结果与实验结果相符。Mg-Ni-Zn-Y非晶复合材料的形成机制为:快速冷却过程中,α-Mg相和Mg12YZn相作为领先相先析出,Mg2Ni相可伴随Mg12YZn相的析出同时形核,随温度降低晶态相长大;当温度降低到Tg以下时,剩余液相形成非晶,最终形成以非晶为基体,晶态相分布其上的非晶复合材料。铸态、473 K热处理5 h、773 K热处理5 h后Mg81Ni8Zn5Y6非晶复合材料的LPSO相分别为14H、18R、6H结构。LPSO相的稳定顺序为14H<18R<6H,Ni含量适当提高,有利于形成更稳定的LPSO结构。Mg-Ni-Zn-Y非晶复合材料中的针状LPSO相具有空间网络结构。随着Ni含量的降低,LPSO相数量增加,尺寸变细。随着Y含量的降低,LPSO相数量减少、尺寸变大。随着Zn/Y的增加,LPSO相数量减少,尺寸变大。Mg-Ni-Zn-Y非晶复合材料的强度和塑性与LPSO相的形态和体积分数有关,LPSO相尺寸适当、分布均匀、体积分数较高时有利于复合材料塑性的提高。随着LPSO相体积分数的增加,复合材料的塑性明显增加,强度变化不大。力学性能最佳的成分范围为一个三角形,其三个顶点的合金成分分别为Mg83Ni6Zn5Y6、Mg79Ni8Zn5Y8和Mg79.68Ni8Zn5Y7.32。获得了Mg-Ni-Zn-Y非晶复合材料的断裂机制和断口特征。断裂机制表现为非晶剪切带滑移受到长周期相阻碍,长周期相变形诱发新的剪切带产生,当这个过程贯穿整个样品滑移面时,样品便发生断裂。Mg-Ni-Zn-Y非晶复合材料的断口可分为晶态相特征区、撕裂特征区、脉状纹特征区,其中晶态相特征区可表现为针状相或光滑的α-Mg相滑移区,撕裂特征区与锯齿状不连续应力-应变曲线相对应,脉状纹特征区是绝热剪切所造成的非晶基体熔化聚集的结果,断口出现裂纹可抑制这一区域的出现。