在运动机械组件中，磨损是一种主要的失效形式和能源流失途径。因此高比强度、比刚度 TiB2/Al 复合材料作为低摩擦、高耐磨材料已经受到了越来越多的关注。但是对于广泛的应用来说，依旧存在不小的技术挑战。一方面 TiB2/Al 复合材料磨损机理还有待于进一步的揭示；另一方面，如何实现低体积分数 TiB2/Al 复合材料自润滑性能仍是一个难题。为此，本文利用万能摩擦磨损试验机、激光共聚焦显微镜、聚焦离子束、扫描电子显微镜、能谱仪、透射电子显微镜和 X射线光电子能谱分析等手段，系统地研究了体积分数为10%、30%和50%TiB2/Al复合材料的磨损行为，揭示内因（体积分数）和外因（载荷、滑动速度等）对磨损性能的影响规律，分析磨损过程中基体和颗粒损伤行为和微观组织演变规律，建立 TiB2/Al 复合材料磨损机制图，并在此基础上研究h-BN添加对TiB2/Al复合材料自润滑性能的影响规律。　　研究了 TiB2/Al 复合材料摩擦系数和磨损率，结果表明：当体积分数相同时，载荷和滑动速度会显著改变 TiB2/Al 复合材料的磨损性能，随着载荷和滑动速度的升高复合材料的摩擦系数升高，磨损率降低；体积分数的增加会显著的提高复合材料的耐磨性。根据不同体积分数 TiB2/Al 复合材料磨损率参数分析结果，可以将磨损分为温和磨损 I，温和磨损 II和严重磨损阶段。　　磨损表面的微观组织分析结果表明：体积分数、载荷及滑动速度会显著的改变磨损表面的表面层类型。磨损表面层的主要类型包括氧化层，机械混合层，摩擦层和压实层。温和磨损 I 阶段，随体积分数的增加，磨损表面类型由连续氧化层转变为非连续氧化层。温和磨损 II阶段，体积分数决定磨损表面层类型，体积分数为 30%时，磨损表面形成机械混合层；体积分数为 10%或者50%时均会形成摩擦层。严重磨损阶段，10%和50%TiB2/Al复合材料磨损表面形成摩擦层的厚度和连续性增加；非充分的机械混合作用导致30%TiB2/Al复合材料表面形成压实层。　　复合材料磨损轨道亚表层微观组织分析结果表明：氧化反应，塑性变形行为以及亚表层的断裂行为是决定亚表层结构的主要因素。氧化层的主要结构为摩擦产生的铝的氧化物及细化的Al 晶粒。摩擦层的主要结构为断裂的TiB2和Si3N4颗粒，由摩擦产生的铝的氧化物和严重细化的Al晶粒。当磨损表面发生充分的机械混合作用时，形成由摩擦产生的Al的氧化物、纳米 TiB2和 Si3N4 颗粒组成的机械混合层，且机械混合层的形成会推迟出现严重磨损的时间。压实层主要由磨屑压实而成，其含有大量的孔洞和裂纹。　　磨损表面接触应力及温度研究结果表明：复合材料亚表层发生显著断裂时，磨损机制由氧化磨损+磨粒磨损转变为黏着磨损+分层磨损为主；10%和50%TiB2/Al 复合材料发生温和磨损向严重磨损转变的主要因素是位错攀移和动态再结晶机制导致基体软化。此外，高接触应力会导致 30%TiB2/Al复合材料压实层的严重断裂，造成温和向严重磨损转变的发生，磨损机制也会变为三体磨粒磨损。　　根据赫兹接触理论及 Mises 屈服准则，确定(TiB2+h-BN)/Al 复合材料具有自润滑性能的体积分数为 20%TiB2和 10%h-BN。h-BN 加入后会显著的改善 TiB2/Al 复合材料的自润滑性能。与 30%TiB2/Al 复合材料相比，(TiB2+h-BN)/Al 复合材料自润滑工况区间显著拓宽，实现了低速下（0.2m/s~0.8m/s）的自润滑性能。