本论文主要采用金相、X射线衍射、扫描电镜、透射电镜、高分辨电镜、能谱等测试手段，对喷射成形Al10.8Zn2.9Mg1.9Cu合金的沉积态、热加工状态和热处理态进行了详细的显微组织分析，总结了从喷射成形制坯到热处理完成之后，整条工艺过程中超高强铝合金的显微组织演化规律，从而为不断优化高强铝合金设计、优化喷射成形工艺过程和热处理工艺过程参数提供依据，以达到充分提高材料使用性能的目的。 本文首先对Al10.8Zn2.9Mg1.9Cu合金在沉积坯件和沉积坯件热加工状态的显微组织进行了分析，结果表明，合金在沉积和预热两种状态的坯件中基体都由等轴晶粒组成，晶粒的平均尺寸分别约为23μm和24μm，没有发生明显变化，经过热挤压之后，晶粒沿挤压方向被拉长。合金在沉积、预热和挤压三种不同的状态中，一次析出相主要为MgZn2、CuAl2和Al2CuMg三种，没有发生变化。沉积坯件晶内呈针状、类球状和块状等形态的MgZn2相经过热挤压之后在一定程度上被破碎，尺寸变小，弥散分布于晶内；原来存在于晶界上的尺寸稍大的Al2CuMg相经过热挤压之后被剧烈破碎，由在沉积态中主要呈现的骨骼状变为尺寸细小的不规则形态，并沿挤压方向分布。合金沉积坯件中Zn元素在晶内和晶界均匀分布，晶界含量比晶内含量稍高；Mg元素在基体中均匀分布，且晶内和晶界没有明显差别；Cu元素易在晶界和三角晶界处富集；经过热挤压之后，三种元素的分布规律没有发生明显变化。 其次，对Al10.8Zn2.9Mg1.9Cu合金固溶处理后的显微组织和力学性能进行了分析，结果表明，合金基体晶粒的形貌与挤压状态相比没有发生明显变化，没有发生再结晶。晶内MgZn2和CuAl2两相几乎全部回溶，在晶界上存在少量的没有完全回溶的Al2CuMg相，尺寸较大，形状不规则。固溶处理结束后在室温放置时合金会发生自然时效，在晶内形成尺寸在几个纳米的GP区。固溶态试样极限抗拉强度和屈服强度比自然时效态合金的强度分别低200MPa以上；固溶态合金的强化机制是固溶强化和细晶强化，自然时效态合金的强化机制是沉淀强化、固溶强化和细晶强化，其中起到沉淀强化作用的主要是GP区。 最后，对在120℃时效不同时间的Al10.8Zn2.9Mg1.9Cu合金进行了详细的显微组织和力学性能分析，时效4h后，合金晶内分布大量弥散的尺寸在3～6nm左右的GP区，主要呈类球状，与基体完全共格；晶界上主要分布尺寸不均匀的η相，约8～15nm，没有明显的晶间无析出带(PFZ)。经过16h时效后，晶内分布大量弥散的沉淀相η，尺寸约为6～15nm，主要呈类球状，与基体半共格；晶界上分布不连续的、尺寸在10～20nm左右的η相，不存在明显的晶间无析出带。经过44h时效后晶内大量弥散分布的强化相η相和η相，主要呈类球状和类条棒状，尺寸约8～20nm，与基体完全非共格；晶界上存在的η相尺寸在10～30nm，存在明显的晶间无析出带，晶间无析出带的宽度在8～15nm范围内。Al10.8Zn2.9Mg1.9Cu合金在120℃时效4h后合金的极限抗拉强度(Rm/MPa)可以达到805～807MPa，屈服强度(Rp0.2/MPa)约772～777MPa，延伸率(A％)在10.5％～11.6％范围中；时效16h后合金的极限抗拉强度约813～821MPa，屈服强度约791～796MPa，延伸率约8.9％～10％；时效44h后极限抗拉强度下降到781～789MPa，屈服强度约774～780MPa，而延伸率约8.4％～9.5％。