块体金属玻璃的室温脆性和应变软化，形状记忆合金的加工性能是这两种先进功能结构材料亟待解决的关键科学问题。本文选择高温形状记忆合金且拥有较强非晶形成能力的Ti-Ni合金，采用真空磁悬浮熔炼-负压铜模吸铸法，制备出直径3mm且具有组织连续梯度的形状记忆/非晶复合材料，由凝固过程温度梯度形成的组织连续梯度，使复合材料具有功能梯度性，表层为快冷形成的全非晶结构，心部为具有良好塑韧性的奥氏体相，将形状记忆合金TRIP效应应用于金属玻璃的韧塑化。并在此基础上考察金属玻璃基复合材料在过冷液相区的超塑性变形行为。具体研究内容包括：不同腐蚀介质中材料的耐蚀性以及添加Zr元素对其耐蚀性影响；合金室温锯齿流变现象；Ti-Ni合金在过冷液相区的流变性。利用XRD、万能力学实验机、纳米压痕、透射电镜、三电极体系电化学工作站、Gleeble3500热模拟试验机、DSC、SEM以及EDS能谱仪对材料进行分析表征，得出如下结论：　　（1）在人工海水的(Ti0.5Ni0.5)80Cu20合金具有自钝化性能好，与晶态TC4合金相比，钝化区宽、点蚀电位高，自腐蚀电位为-0.346V小于TC4，腐蚀的热力学倾向小；自腐蚀电流密度和极化电阻分别为1.601μAcm-2和1.9×106Ω﹒cm2，腐蚀动力学速率低于TC4。电化学后的表面腐蚀形貌显示，该合金的边缘区氧化膜结构致密，分布也是比较均匀的。在PBS中的(Ti0.5Ni0.5)80Cu20合金，其耐蚀性能显著优于TC4合金；且由于PBS中活性阴离子较少，因而抗蚀性要优于人工海水中的抗蚀性。组织中未发现明显的点蚀坑和腐蚀产物，边缘区的氧化膜较心部更为致密均匀。Zr元素含量=0.02，0.04，0.06，2θ=35-50°之间存在非晶漫散射峰之上叠加尖锐的晶体相，表明其结构为非晶复合结构。其中晶体相为两种不同的形状记忆晶相。且随着Zr的不断变多，B19马氏体相含量也变多，Zr=0.04时，合金玻璃形成能力最高。Zr元素的添加显著提高了该合金的腐蚀性能，且在腐蚀介质中使得钛元素在材料表面富集。　　（2）(Ti0.5Ni0.5)80Cu20合金微观结构是非晶+晶体的复合结构，其中边缘区域为非晶相，过渡区域为形状记忆B19马氏体相，心部B2奥氏体相。同时，该合金在室温压缩应力下表示出杰出的综合力学性能(屈服强度1000MPa，塑性变形25%，断裂强度2750MPa)且在塑性阶段发生锯齿流变应为及加工硬化现象。综合宏观塑性阶段pop-in现象与微观不同组织结构塑性锯齿流变表明，在变形初期阶段该复合材料的锯齿流变主要有非晶基体承担。而后随着外加应力增加，变形量增加，随着变形量的增加Cu原子与位错的钉扎、脱钉作用显著。同时，晶体相内部发生TRIP效应产生应力场与非晶剪切带产生应力场相互作用，使得非晶基体剪切带增殖，使得锯齿现象最显著，因此在该过程中材料锯齿流变动力为晶体与非晶基体共同作用。在材料变形后期，由于存在与合金中的奥氏体相有限， TRIP效应减弱，位错增殖，溶质原子对可动位错起不到有效钉扎作用，而使得在塑性变形后期锯齿较中期稀疏，且非晶基体剪切带增殖过程也完成，锯齿流变现象削弱，最终发生断裂。　　（3）(Ti0.5Ni0.5)80Cu20金属玻璃基复合材料，560℃是其最佳超塑性变形温度。这一温度介于T＞0.5Tm与△Tx的交集部分。并且最佳变形速率为5×10-4s-1。同时，在该变形条件下的宏观形貌为反“N”与斜形或正形的“单鼓”形貌。该材料在高温且低应变速率下，产生近牛顿流变。此外，非晶复合材料在560℃、压缩速率为5×10-4s-1时，能量耗散率0.895，说明该材料在此条件下可加工性能最好，说明该区域适合大量变形超塑性加工。该材料在变形速率为5×10-4s-1时，该材料在这一条件下发生流变所需原子大概为40个，在相同条件下Ti合金需要320个。因而在过冷液相区内，该材料的流动性比Ti合金好。