本论文研究了Zr基铸态内生塑性晶体相/大块金属玻璃（BMG）复合材料的制备、组织与性能，并就树枝晶的球化机理、β相树枝晶球化处理工艺、球晶/BMG复合材料制备、形变过程中球晶与剪切带之间的相互作用形式，以及塑性球晶/BMG复合材料变形过程中的多剪切带形成机制等问题展开了系统研究。主要工作包括以下几个方面：（1）分别采用熔体水淬和低压铸造/水冷铜模急冷成形的方法制备了Zr_56.2Ti_13.8Nb_5.0Cu_6.9Ni_5.6Be_12.5铸态内生β-Zr（Ti，Nb）枝晶/BMG复合材料W和M。W中的β相呈发达的树枝状，体积分数约为30％；M中的β相为细小的等轴晶，体积分数约为20％。室温单轴压缩时，W的屈服强度约为1200MPa，断裂塑性应变为10.2％；而M的屈服强度达到了1450MPa，但其断裂塑性应变仅为7％。W和M中的β相的形貌、尺寸与体积分数的差异原因在于制备冷却速率不同；不同的微观组织特性又使得它们具有不同的力学性能。相对多而粗大的β相有利于复合材料室温塑性应变的提高，但随着β相体积分数增加，材料的屈服强度呈现下降趋势。（2）鉴于内生晶体相形貌对复合材料性能影响显著，设计了内生塑性球晶/BMG复合材料的组织结构和制备方法，并成功制备了Zr_56.2Ti_13.8Nb_5.0Cu_6.9Ni_5.6Be_12.5铸态内生β相球晶/BMG复合材料S1，球晶相的平均直径和体积分数分别约为18μm和30％。室温压缩时，S1的屈服强度和断裂塑性应变分别达到1325MPa和12.0％，极限断裂强度达到了1800MPa。与化学成分相同并含有相同体积分数β相枝晶/BMG复合材料W相比，S1的屈服强度和断裂塑性应变分别提高了13％和20％，（3）将增加晶体相的体积分数与改变晶体相的形态至团球状同时应用于铸态内生塑性晶体相/BMG复合材料的制备过程，并采用熔体水淬法制备了Zr₆₀Wi_14.67Nb_5.33Cu_5.56Ni_4.44Be₁₀近球状β相/BMG新型复合材料S2。近球状β相的平均尺寸和体积分数分别约为20μm和55％；室温单轴压缩时，S2的极限断裂强度和断裂塑性应变分别达到了1890MPa和20.1％。科学的成分设计和β相球化处理工艺的实施，是S2开发过程中的两个重要环节；高体积分数的β相和其所具有的近球状形貌，是导致S2大的塑性应变的两个主要原因。（4）β相的球化转变是一个自发的热力学过程，但这一过程受原子扩散的动力学条件控制，其实现以工艺方法满足于动力学条件为前提，机制可以胶态平衡理论为基础进行阐释。（5）在S1压缩试样表面的球晶相中观察到了大量的滑移带，这是塑性晶体相通过位错滑移发生塑性变形的直接证据。这些滑移带没有明显的方向性，并且能够直接贯穿球晶/基体界面向玻璃基体中延伸，从而形成具有不同方向的多重剪切带。扩展中的剪切带遭遇到球晶相时，被球晶相所停止，造成大量的“胡须”状多重剪切带在球晶/基体之间的界面上