本文采用中间合金法成功地制备了TiB₂p/AZ91复合材料,很好地解决了TiB₂颗粒增强镁基复合材料制备过程中的关键科学问题即增强颗粒引入、界面污染与颗粒分布等;并对Al-Ti-B体系SHS反应的热力学和动力学进行了研究;同时,详细地研究了TiB₂/AZ91复合材料的凝固行为和磨粒磨损性能。计算了Al-Ti-B体系反应的热力学函数（吉布斯自由能、反应生成焓）和绝热温度;DTA和燃烧波淬熄实验（CFQT）研究表明,50wt.%Al-Ti-B体系SHS的反应机制为反应-溶解-析出机制;Al-Ti-B体系SHS反应的动力学因素（Al含量、紧实率等）中,Al含量对SHS反应的燃烧波速度、燃烧温度、相组成和TiB₂颗粒尺寸影响最大。TiB₂-Al中间合金在镁液中均匀化研究为中间合金法制备颗粒增强镁基复合材料提供了科学依据,采用中间合金法成功地制备了不同TiB₂含量的颗粒增强AZ91复合材料,但复合材料中含有粗大的TiAl3相;当50wt.%Al-Ti-B体系中Ti与B元素摩尔比值为1/₂.5时,可消除TiB₂-Al中间合金的TiAl3相,采用该中间合金制备的TiB₂p/AZ91复合材料中不含有TiAl3相,TiB₂颗粒分布较为均匀;另外,采用两步处理法成功地制备出了不同TiB₂含量的颗粒增强AZ91复合材料。凝固实验研究结果表明,TiB₂颗粒的加入,促使复合材料初生α-Mg的结晶温度降低,并且,初生α-Mg的结晶温度随着TiB₂颗粒含量的增加而降低,而共晶反应温度基本不变;复合材料的凝固时间随着TiB₂颗粒含量的增加而逐渐减少,而冷却速度逐渐增大;TiB₂颗粒细化了复合材料中初生α-Mg晶粒,TiB₂颗粒含量的增加促使初生α-Mg晶粒细化程度增强。结合冷却曲线的分析,揭示了在本实验条件下,TiB₂颗粒不能作为初生α-Mg的形核核心,并且提出了TiB₂/AZ91复合材料的凝固过程模型。建立了单辊旋淬系统中7.5wt%TiB₂/AZ91复合材料的冷却速度方程:利用上述方程计算了不同辊轮转速下7.5wt%TiB₂/AZ91复合材料薄带自由端的冷却速度。冷却速度对TiB₂/AZ91复合材料凝固组织实验表明,在低的冷却速度下（₂0K/s）,复合材料由α-Mg、TiB₂和Mg17Al12三相组成,而在较高冷却速度下（≥4.16×104K/s）,复合材料由α-Mg、TiB₂两相组成;冷却速度≤4.16×104K/s时,TiB₂颗粒团聚,冷却速度≥1.77×105K/s时,TiB₂颗粒分布较为均匀。TiB₂/AZ91复合材料磨粒磨损行为研究表明,TiB₂/AZ91复合材料的耐磨性明显高于AZ91合金,并且复合材料耐磨性随着TiB₂含量的增加而增强,当TiB₂含量达到7.5wt.%时,其在1000号砂纸25N载荷下耐磨性比AZ91合金提高了73.4%。复合材料的磨损机制为“犁削”磨损。