Fe基大块非晶合金由于其优异的软磁性能和极高的断裂强度而展现出良好的应用前景。但由于自身玻璃形成能力的限制，Fe基大块非晶材料的尺寸较小。为了提高其临界尺寸而采用高纯原料势必提高合金的制造成本。本文尝试以Fe36Co36Nb4Si4.8B19.2大块非晶合金为对象，以工业硼铁为原料，通过添加微量Cu，在降低其制造成本的同时提高其玻璃形成能力。为了全面评估Cu添加对材料性能的影响，研究了合金的热稳定性、磁性、力学性能及断裂特征。　　金属熔体冷却时的稳定性是其玻璃形成能力的重要问题。如果液体冷却时晶态相的析出被抑制，液体将保持稳定并固化为玻璃。因此，评估熔体冷却时晶态相的析出动力是理解熔体非晶形成能力的重要方面。由于多组元合金体系的复杂性，研究其晶态相的形核与过冷比较困难。为了合理简化问题，本文选取易形成玻璃的Fe-Fe2B共晶体系，基于经典形核理论(CNT)分别对合金体系的晶态析出相γ-Fe和Fe2B相的形核动力学进行了数值计算。考察了异质形核因素、熔体粘度及冷却速度对熔体形核与过冷的影响。　　形核动力学研究表明，异质形核因素、粘度因素及冷却速度对熔体过冷的影响方式和程度不同。另外，合金在深过冷条件下的最佳玻璃形成成分与平衡相图中的共晶点成分不同。该结论为寻找具有最佳玻璃形成能力的合金成分提供了一个新的思路。　　基于形核动力学的研究结果，从合金的凝固方式、熔体中杂质含量及合金的玻璃转变动力学等角度研究了Cu添加对Fe36Co36Nb4Si4.8B19.2大块非晶合金的玻璃形成能力的影响。用DSC和SEM研究了合金的熔化及凝固行为，Cu添加导致熔体凝固时先析出相被抑制，合金在缓慢冷却条件下获得了类似共晶的凝固组织。用XRF，SEM和EDS研究了合金内部和最后凝固部位的成分及杂质含量，微量Cu的加入导致合金中Al和O两种元素富集于合金的最后凝固部位，降低了异质形核因素对玻璃形成能力的影响。用DSC在不同升温速率下研究了合金的玻璃转变动力学，微量Cu的加入导致合金的脆性参数由0.082提高至0.59，合金的VFT温度由806.56K降低至721.82K，熔体的粘度得到提高。0.6at％Cu的添加使以低纯原料制备的非晶合金棒的临界直径由2mm增大到4mm。　　用DSC和XRD研究了Cu添加对非晶合金的晶化过程及热稳定性的影响。Fe36Co36Nb4Si4.8B19.2大块非晶合金的主要晶化相是bcc-Co7Fe3，(Fe36Co36Nb4Si4.8B19.2)99.4Cu0.6晶化时在bcc-Co7Fe3析出之前先析出bcc-FeCo。用DSC研究了非晶合金的晶化动力学，根据Kissinger方法和Ozawa方法计算了bcc-Co7Fe3相在Cu加入前后的表观激活能和bcc-FeCo相的表观激活能。用Flynn-Wall-Ozawa(FWO)方法计算了Cu添加前后bcc-Co7Fe3和bcc-FeCo的局域激活能。激活能的计算表明，bcc-Co7Fe3相在Cu加入后的热稳定性提高。用改进的Kissinger方法计算了Cu加入前后析出相的晶化反应级数和生长维度，bcc-FeCo的反应级数为2，其生长方式为二维生长；bcc-Co7Fe3为三维生长，Cu添加后bcc-Co7Fe3的反应级数降低，纳米晶化相生长速度变慢。　　用VSM测试了合金的磁滞回线，0.5at.%Cu的加入后合金的饱和磁感应强度由0.89变为0.91T。Fe36Co36Nb4Si4.8B19.2大块非晶合金退火至888K时饱和其磁感应强度升至0.92T；(Fe36Co36Nb4Si4.8B19.2)99.4Cu0.6大块非晶合金退火至946K时饱和磁感应强度增加到1.02T，该温度下材料的平均晶粒尺寸约为20nm。用单轴压缩的方法及SEM分别研究了(Fe36Co36Nb4Si4.8B19.2)99.4Cu0.6非晶合金的压缩力学行为和断裂特征。合金的压缩断裂强度可达4400MPa，单轴压缩条件下合金的断裂特征为裂纹多点形核的准解理断裂，在裂纹的传播方向可观察到裂纹的扩展具有一定周期性。退火导致合金的压缩断裂强度降低，断裂特征转变为解理断裂。