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块体非晶合金具有许多优异的性能受到人们的广泛关注，但由于其在变形过程中不会生成位错等缺陷，容易生成高度局域化的剪切带，造成非晶合金的室温脆性和加工软化。为了改善其室温性能，将非晶合金制备成非晶复合材料是重要的手段之一，尤其是以相变诱导塑性的非晶复合材料效果最佳。目前，利用相变诱导塑性效应的非晶复合材料主要局限于CuZr基和含Be的合金体系中，急需将其扩展应用到其他合金体系。本文拟以TiCu和TiNi基合金体系为研究对象，通过微合金化方法和快凝固技术来制备新型的相变诱导塑性的非晶复合材料。 首先，选用Ti45.5Cu37.5Ni7.5Zr2.5Hf3Si1Sn3、Ti46.5Cu37.5Ni7.5Zr2.5Si1Sn5、Ti43.5Cu37.5Ni7.5Zr2.5Hf3Si1Sn5和Ti42.5Cu37.5Ni7.5Zr2.5Hf5Sn5合金成分，通过真空电弧吸铸设备，制备出2mm的棒材。实验结果显示，其微观组织结构包括B2(Ti，Zr)(Cu，Ni)晶体相、非晶相以及分布在其界面处的Ti2Cu金属间化合物。此类TiCu基非晶复合材料在变形过程中会产生相变诱导塑性效应，即B2(Ti，Zr)(Cu，Ni)晶体相会发生马氏体转变，并且在晶体和非晶的界面处诱发多重剪切带的生成，从而诱发一定的室温塑性和加工硬化效应。尽管实验发现当B2晶体相的含量高于50％时样品具有较好的力学性能，但是与CuZr基非晶复合材料相比其塑性相对较差。通过纳米压痕和TEM实验，其塑性较差的主要原因是B2(Ti，Zr)(Cu，Ni)晶体相的杨氏模量与非晶基体之间的差异较大，并且在B2晶界处会析出Ti2Cu金属间化合物，进一步加剧了剪切带的不稳定性，这也说明了Cu含量过高对Ti基非晶复合材料的塑性有着比较负面的影响。 其次，为了进一步开发新的Ti基非晶复合材料，其Cu的含量需要进一步降低。因此，在TiCu基非晶复合材料的基础上，通过降低Cu的含量，增加Ni的含量，逐步制备出高强高韧TiNi基非晶复合材料。针对此类非晶复合材料，分别研究了TiNi基合金中B2TiNi晶体相的马氏体转变和力学行为、TiNi基合金的非晶形成能力和力学性能: (1)快速凝固下制备的Ti50-x/2Ni50-x/2Hfx（x=0、2、4、6、8、10或12at.％）铸态棒料主要是由B2(Ti，Hf)Ni相和B19’(Ti，Hf)Ni相以及在枝晶间区域析出的(Ti，Hf)2Ni金属间化合物组成的，其马氏体转变温度(Ms)温度随着热循环次数的增加呈现降低的趋势。对于Ti50-y/2Ni50-y/2Siy（y=1、2、3、5、7或10at.％）合金来说，其微观结构主要包括B2TiNi奥氏体相、B19'TiNi马氏体相和Ti4Ni4Si7金属间化合物。随着热循环次数的增加，其Ms温度在Si含量较低时会略有降低，而当Si含量高于3at.％，其Ms温度则几乎保持不变。铸态棒料在变形过程中，会发生明显的马氏体转变过程和去孪晶化过程，显著地提高了合金的塑性和强度。整体上看，随着Hf或Si含量的增加，合金的屈服强度呈现上升的趋势。但是，由于样品不含有任何非晶相，其屈服强度相对较低。 (2)通过TiNi系三元合金条带的研究，发现Ti50-x/2Ni50-x/2Hfx(x=2、4、6、8、10和12at.％),Ti50-y/2Ni50-y/2Siy(y=1、2、3、5、7和10at.％)和Ti50-z/2Ni50-z/2Zrz（z=1、5、6、8和10at.％）三种体系的条带成形能力较佳，并且其非晶形成能力均是随着第三元素含量的增加而提高，并且其条带中析出的晶体相主要是B2TiNi相。在条带的研究基础上，成功在Ti46.5Ni46.5Hf2Si5合金成分中制备出了TiNi基块体非晶复合材料。之后又在其中加入微量的Nb、Al、Sn元素，进一步提高了合金中的非晶含量。尽管调整成分后的合金中非晶相含量仍是较少但其能显著提高合金的屈服强度，并保留较好的塑性，合金表现出优异的综合力学性能。其中((Ti46.5Ni46.5Hf2Si5)98Nb2)98Al1Sn1的屈服强度达到1099±20MPa，断裂强度2519±35MPa，塑性应变13.3±0.3％。