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纳米陶瓷颗粒在金属基体中的分布对材料的力学性能有着重要影响。而传统的方法如搅拌铸造或者粉末冶金机械混合外加陶瓷颗粒难以均匀分散纳米陶瓷颗粒,因此提出一种新的可以有效改善纳米陶瓷颗粒分布的工艺具有重要意义。本论文首先通过原位自生方法制备出TiB2/Al-Zn-Mg-Cu复合材料铸锭,采用真空气雾化工艺制备TiB2/Al-Zn-Mg-Cu复合粉末,快速移动的固液界面将吞噬TiB2颗粒,从而使TiB2颗粒均匀分布,随后将复合粉末烧结、热挤压成型,制备出TiB2/Al-Zn-Mg-Cu复合材料。本论文围绕以下科学问题展开研究,（1）快速凝固条件下考虑较小的固液界面曲率半径时固液界面与陶瓷颗粒的交互作用;（2）TiB2颗粒对复合粉末烧结致密化机理以及烧结坯体热加工微观组织演变的影响规律;（3）基体合金元素含量以及TiB2颗粒对复合材料的时效热动力学过程、力学性能的影响规律。基于以上关键问题,本论文通过对比快速凝固粉末冶金制备的Al-Zn-Mg-Cu合金以及TiB2/Al-Zn-Mg-Cu复合材料的微观组织和力学性能,获得如下主要成果:由于TiB2颗粒的异质形核作用,TiB2/Al-Zn-Mg-Cu复合粉末中 α-Al晶体为缓凝平面晶,宏观形貌呈现等轴状。而Al-Zn-Mg-Cu合金粉末中 α-Al的结晶形态具有多样性。当Al-Zn-Mg-Cu合金粉末粒径小于3μm时,初始形核过冷度大于临界过冷度392 K,固液界面推进速率大于BCT模型计算的临界速度10 m/s, α-Al晶体为无特征平面晶。当粉末粒径为3～7μm时, α-Al的结晶形态由无特征平面晶向胞状晶转变。在TiB2/Al-Zn-Mg-Cu复合粉末中,TiB2颗粒分布均匀,超过50%数量百分比的TiB2颗粒位于晶粒内部,这是由于真空气雾化工艺下固液界面具有较快的推进速率56～88 mm/s,而当不考虑固液界面曲率半径影响时,固液界面吞噬TiB2颗粒的临界推进速度Vcr为3.2～65mm/s,因此固液界面将吞噬TiB2颗粒。同时,部分TiB2颗粒位于复合粉末晶界,这是由于颗粒尺寸与固液界面曲率半径相当时,Vcr趋于无穷大。本文通过微观组织观察结合数值模型推导验证了快速凝固固液界面吞噬纳米陶瓷颗粒的可行性,改进了固液界面吞噬陶瓷颗粒的临界速度模型,在传统模型的基础上进一步考虑了固液界面曲率半径的因素。Al-Zn-Mg-Cu合金粉末以及TiB2/Al-Zn-Mg-Cu复合粉末的放电等离子烧结应力指数n在1～2之间,烧结激活能分别为58.8～62.4 k J/mol、164.5～169.1 k J/mol。在合金烧结坯体中合金元素在原始粉末表面以及晶界上偏聚,而在复合烧结坯体中合金元素主要沿着TiB2/Al界面偏聚。电阻率较高的TiB2颗粒的引入在烧结前期促进了粉末烧结致密化过程,烧结后期阻碍了烧结致密化过程。Al-Zn-Mg-Cu合金粉末的放电等离子烧结致密化机理为晶界滑动和合金元素的晶界扩散、表面扩散,而TiB2/Al-Zn-Mg-Cu复合粉末的烧结致密化机理为晶界滑动和合金元素的体扩散。随着TiB2/Al-Zn-Mg-Cu复合材料热挤压过程的进行即等效应变量的增加,复合材料晶粒逐渐由垂直于挤压方向变形转变为平行于挤压方向变形。复合材料坯体在高温热挤压过程中形成了＜111＞和＜001＞丝织构,这是由于在热挤压变形中{111}＜-110＞和{100}＜011＞滑移系的优先启动。TiB2颗粒局部团簇可以促进动态再结晶形核,也可以改变低角晶界在材料中的空间分布。在细晶复合材料的高温变形中,位错滑移和晶界滑动机制共同作用并主导着微观组织的演变。当TiB2/Al-Zn-Mg-Cu复合材料中Zn含量由6.28 wt.%增加到10.00wt.%时,析出相的体积分数、数值密度增加,峰值时效时间由24 h减短到12 h,峰值时效硬度由219.2 HV增加到238.5 HV,根据颗粒尺寸分区模型,析出相形核速率的提高加速了时效硬化响应。本论文制备的复合材料相对于其他工艺制备的Al-Zn-Mg-Cu基复合材料具有更好的综合力学性能。在峰值时效状态下,Zn含量为10.00 wt.%的TiB2/Al-Zn-Mg-Cu复合材料的屈服强度、抗拉强度、弹性模量相对于合金材料分别提高了40 MPa、30 MPa、9 GPa。TiB2颗粒的分布弥散均匀,服从典型的泊松分布规律。TiB2颗粒的引入提高了复合材料的加工硬化速率,位错累积速率参数k1值由3.1×10~8 m-1增加到3.6×10~8 m-1。TiB2颗粒的引入使物理位错激活体积由59b~3～74b~3减小到46b~3～65b~3。