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为了提高粒子增强Al基复合材料的韧性,并且克服其相关生产工艺中的技术问题,本文提出了一种新型的原位自生Ti@（Al-Si-Ti）芯-壳结构粒子增强Al基复合材料（Ti@（Al-Si-Ti）p/A l）及其制备技术—粉末触变成形。本文通过研究触变成形过程中重熔时间、重熔温度、模具温度对基体微观组织、增强相粒子的微观结构以及复合材料力学性能的影响,探究出最佳的工艺参数。通过原位拉伸试验观察裂纹的扩展来研究Ti@（Al-Si-Ti）芯-壳结构粒子的增强增韧机理,同时提出了一种微观力学强化模型来预测此种类型复合材料的屈服强度。研究结果表明:随着在半固态温度600℃部分重熔时间的增加,由于Ti@（Al-Si-Ti）p芯-壳结构粒子壳层厚度和基体微观组织致密度的增加,复合材料的拉伸性能增加,断裂方式由沿晶转变为沿晶和穿晶的混合断裂机制。但是当重熔时间超过50 min后,由于壳层的破裂、脱落以及t1相向（Al,Si）3Ti相的转变,复合材料拉伸性能开始降低。当重熔时间超过9 0 m i n,由于越来越多壳层脱落,更多的细小（Al,Si）3Ti粒子更为均匀的分布存在基体中,使之对基体的强化作用再次加强,抗拉强度和屈服强度又开始增加,但是由于脆性的（Al,Si）3Ti相的增加以及初生α-A l颗粒的持续粗化,使复合材料延伸率持续降低。重熔50min后获得的Ti@（Al-Si-Ti）p可以通过Ti芯和基体的良好的塑性变形,释放裂纹尖端的应力集中,使裂纹尖端发生钝化,使裂纹扩展受到抑制,并且在Ti芯内形成许多细小的裂纹,将裂纹尖端分解为多个不同的扩展方向,使裂纹扩展受到抑制,从而使复合材料拥有良好的韧性。通过考虑晶粒细化、热错配强化、几何必须位错强化、固溶强化以及壳层厚度的增加,经过修正的MSL模型能够很好地预测重熔35 min到50 min后获得的Ti@（Al-Si-Ti）p/A 3 5 6复合材料的强度。随重熔温度的升高,由于液相对材料原始孔洞的充填能力及对触变成形过程中凝固收缩补缩能力的增强,加上Ti@（Al-Si-Ti）p致密壳层厚度的增加,使复合材料的力学性能先增加,但是当温度超过600℃,随着液相的进一步增加,触变成形过程中凝固行为接近于全液体的凝固行为,导致组织致密度下降,同时因壳层的破裂、脱落,Ti@（Al-Si-Ti）p的强化作用降低,使复合材料的拉伸性能降低,尤其是延伸率下降趋势明显。在模具温度较低时,由于较快的凝固速率,在二次凝固组织中容易产生缩松缺陷,使外加载荷无法有效的传递到芯-壳结构增强体,材料的力学性能较低,随着模具温度的升高,组织的致密度和均匀性得到了很大的改善,力学性能得到了很大的提升。但是当模具温度超过250℃,由于二次初生相的依附长大,初生相颗粒逐渐形成固相骨架,使包裹的液相在凝固过程中得不到补缩,容易形成缩松而成为复合材料的弱点,使材料力学性能降低。当重熔温度为600℃,重熔时间为50 min,模具温度为200℃时,触变成形获得的Ti@（Al-Si-Ti）p/A 3 5 6复合材料拥有最佳的综合力学性能:抗拉强度,屈服强度和延伸率分别为:373 MPa,268 MPa,8.3%,与重熔180 min后获得的单一的（Al,Si）3Ti p/A 3 5 6复合材料相比,在延伸率提高了167.8%的同时,而抗拉强度和屈服强度分别只降低了2.1%和3.5%。