6063铝合金属于Al-Mg-Si系合金,由于其具有好的耐腐蚀性能,优异的可加工性能以及热处理性能因而被广泛应用于工业界中。在经过标准T6处理后,虽然材料具有良好的析出强化效果,但是其强度依然不能令人满意。本研究通过粉末冶金工艺制备出结合晶界强化与颗粒弥散强化的SiC纳米颗粒增强超细晶6063铝合金基纳米复合材料,并研究其显微组织结构,力学性能和断裂行为。研究主要从以下几方面开展:(1)AA6063碎屑/AA6063-SiC纳米复合材料粉末在高能球磨过程中组织结构的演变;(2)SiC含量对超细晶AA6063-SiC纳米复合材料的组织结构与力学性能的影响;(3)不同热机械固结方式制备的材料的显微组织,力学性能和断裂行为;(4)超细晶纳米复合材料在热加工/热处理过程中的晶粒长大与再结晶行为;(5)超细晶AA6063-SiC纳米复合材料的沉淀相析出行为。AA6063碎屑在高能球磨过程中,随着球磨时间增加,晶粒尺寸不断减小,当到达临界球磨时间后,晶粒尺寸减小与晶格应变增加的趋势趋于平缓。受到冷焊与断裂的作用,机加工碎屑的形貌变化为扁平化-细小片状粉末-近球型。SiC含量的增加,加速了球磨粉末颗粒达到平衡状态的时间,细化了粉末颗粒尺寸。球磨时间的增加,粉末硬度不断增加,杂质含量提高产生的固溶强化与晶粒细化产生的晶界强化是造成材料硬度增加的主要原因。通过高能球磨与机械热固结的方法制备出超细晶AA6063-(1,5,10)vol.%SiC纳米复合材料。随着SiC纳米颗粒的含量从1vol.%增加到10vol.%,对应超细晶纳米复合材料的屈服强度和抗拉强度从296 MPa和343 MPa增加到545 MPa和603 MPa,延伸率从10%减少到2.3%。随着SiC含量的提高,其对在材料热机械固结过程中的晶界迁移的抑制作用更加显著。通过比较强化机制在材料中的增强作用发现,随着SiC含量的增加,纳米颗粒强化与晶界强化效果都明显提升,但是晶界强化所提供的强化效果最多。不同SiC含量的超细晶纳米复合材料在拉伸过程中出现了不同的断裂模式,说明强度提高,材料对缺陷的敏感性更高。SPS固结与500℃热挤压的超细晶AA6063-5vol.%SiC纳米复合材料的屈服强度和抗拉强度为445MPa与496 MPa,并且延伸率为4.4%。室温压制与500℃热挤压的材料的屈服强度和抗拉强度分别为432 MPa和524 MPa,而其延伸率只有2.1%。结构表征说明,通过SPS的方法对材料进行预固结并不会促使晶粒发生明显长大。AA6063-5vol.%SiC纳米复合材料粉末在热挤压的过程中发生明显的再结晶与晶粒长大。室温压制样品的挤压温度从500℃增加到550℃,晶粒尺寸由276 nm长大到627 nm,其屈服强度和抗拉强度由432 MPa降低为253 MPa,延伸率则明显增加,从2.1%增加到8.3%。通过比较球磨状态,SPS状态,热处理状态以及热挤压状态下材料的组织结构演变后,发现SPS固结后的材料经过热处理和热挤压,晶粒发生不同程度的长大。经过结构表征发现,SPS后晶粒发生快速长大,热处理后晶粒发生回复与小幅度增长,而热挤压后晶粒发生明显的再结晶与晶粒长大。热挤压后,SiC颗粒发生聚集,基体中出现小晶粒团簇区。这种组织结构的产生是由热挤压过程中的不均匀塑性流变导致的晶界对纳米SiC颗粒的拖拽以及不同大小晶粒塑性流变的抵抗作用不同造成。与粗晶AA6063不同,在时效处理过程中,超细晶6063-5vol.%SiC纳米复合材料没有明显的时效硬化现象。一方面,沿Al{111}面生长的片状GP区对沿Al{111}/<011>滑移系开动的位错没有明显阻碍作用;另一方面,晶界与SiC纳米颗粒已经对位错运动弄有强烈的阻碍作用。由于超细晶6063-5vol.%SiC纳米复合材料中大量晶界与SiC/Al相界面成为空位的吸收“槽”,使得在固溶淬火后,晶内空位浓度大大降低,从而抑制针状β??的形成,但是由于扩散距离较短,片状GP区可以形核并长大。