本文采用分离式 Hopkinson压杆(SHPB)、电炮、二级轻气炮等冲击加载技术，系统研究了Zr基块体非晶合金的动态力学行为。　　研究了Zr50.7Cu28Ni9Al12.3块体非晶合金在宽应变率范围内的室温压缩性能。该非晶合金在准静态压缩下，其屈服强度对应变率不敏感，然而，在动态压缩下，该非晶合金的屈服强度显著下降，该现象可由样品宏观变形时间与剪切带扩展时间之间的内在关系进行合理地解释。此外，该非晶合金在低应变率下的应力-应变曲线上出现锯齿流变现象，且断裂样品侧表面上分布着大量的剪切带。当应变率增加到1.0×10-1 s-1，锯齿流变现象与剪切带消失。在动态加载下，为适应样品在高应变率下的变形，断裂样品侧表面上出现裂纹。扫描电子显微镜(SEM)观察显示，样品断口表面的熔滴数量随着应变率的增加而逐渐增加，原因在于非晶合金在高应变率加载过程中，剪切带内的绝热程度提高。　　采用SHPB技术研究了样品长径比以及测试温度对Zr50.7Cu28Ni9Al12.3块体非晶合金动态压缩力学行为的影响。实验结果表明，该非晶合金的断裂强度随着样品长径比的增加逐渐下降，该现象是由应变率硬化、自由体积软化以及温度软化效应三个过程共同作用的结果。非晶合金在测试温度为123 K、473 K、673 K和743 K时的动态加载下均呈现剪切断裂。随着测试温度的增加，合金的断裂强度不断下降，这一结果可由经典的剪切转变区(STZ)理论进行解释。非晶合金的断裂强度与测试温度之间的关系符合σ∝(1?At2/3)，其中，A为常数，t= T/Tg，Tg为玻璃转变温度，T为测试温度。　　研究了Zr50.7Cu28Ni9Al12.3块体非晶合金在743 K等温退火后的微观组织及动态力学性能。退火时间为90 min时，非晶基体上开始有纳米晶析出，且纳米晶的尺寸随退火时间的进一步增长而增加。当退火时间增加至140 min时，样品中的部分纳米晶长大成微米级的大晶粒。晶化产物主要为Ni3Zr相和Ni42Zr58相。该非晶合金经不同时间的等温退火处理后，其动态压缩断裂强度最初随着退火时间的增加而增加，并在退火时间为90 min时达到最大值。当退火时间超过90 min后，合金断裂强度随退火时间进一步增加而降低。这一现象是由退火后自由体积的减少引起的强度增加，以及晶体相析出导致的强度降低这两个过程相互竞争引起的。　　采用电炮加载技术研究了 Zr50.7Cu28Ni9Al12.3块体非晶合金的冲击波压缩性能及层裂强度。Zr50.7Cu28Ni9Al12.3块体非晶合金的Hugoniot弹性极限约4.7 GPa，根据此值计算得到的一维应力屈服强度明显大于利用SHPB技术测量的结果，其原因是由非晶合金服从 Mohr-Coulomb准则引起的。当峰值应力小于16 GPa时，Zr50.7Cu28Ni9Al12.3块体非晶合金的冲击绝热线可以由Murnagham等熵线近似代替。此外，非晶合金在一维应变条件下得到的应力-应变曲线均具有明显的弹-塑变形区，且塑性变形区呈现为上凸形状。层裂实验结果显示，Zr50.7Cu28Ni9Al12.3块体非晶合金的层裂强度随着飞片速度的提高而逐渐降低，这一现象可由非晶合金内自由体积的净增量与飞片速度之间的关系进行解释。光学显微镜(OM)照片表明，回收样品的横截面上分布着大量的裂纹和微孔洞，层裂是由这些裂纹及微孔洞的聚集以及生长引起的。　　利用二级轻气炮研究了 Zr51Ti5Ni10Cu25Al9块体非晶合金的超高速撞击行为。在不同的撞击速度下，非晶合金样品均被弹丸击穿成孔。对弹孔形貌的SEM观察表明，弹孔形貌呈现三个不同区域：靠近撞击面的熔化区、中间部分的脉状条纹区以及靠近后表面的核心放射花样区，表明不同区域在撞击过程中受到了不同状态的应力作用。Zr51Ti5Ni10Cu25Al9块体非晶合金经不同速度的球形弹丸撞击后，回收样品的微观结构仍保持完全非晶态结构，这是由于非晶合金在实验中受到的最大冲击应力尚不足以诱发其高压相变的发生。随着距弹孔位置距离的增加以及弹丸撞击速度的减小，回收样品的硬度值逐渐增加，相应的塑性变形能力逐渐减弱，这一现象可采用球形应力波理论及自由体积模型进行合理地解释。