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本文采用半固态涡流搅拌铸造法制备了SiC颗粒平均尺寸为10μm的体积分数分别为5%、10%和15%SiCp/Mg-Zn-Ca-Mn镁基复合材料。为了进行对比,本文采用相同的凝固工艺制备了Mg-Zn-Ca-Mn镁合金,并且对Mg-Zn-Ca-Mn基体合金和三种不同体积分数的复合材料在不同温度下进行热挤压。采用金相显微镜,扫描电子显微镜和透射电子显微镜对材料的显微组织进行了观察,并对材料的室温和高温力学性能进行了测试。研究结果表明:铸态基体合金的晶粒尺寸粗大,第二相主要沿晶界呈网状分布,导致力学性能较差。随着SiC颗粒体积分数的增大,铸态复合材料的晶粒尺寸明显减小,15vol.% SiCp/Mg-Zn-Ca-Mn复合材料的晶粒尺寸约为20μm,约为基体合金的1/5。由扫描观察可知,在SiC颗粒表面包覆着大块第二相,该第二相弱化了基体与颗粒之间的界面结合,并且随着颗粒体积分数的增大,第二相含量减少,SiC颗粒抑制了第二相析出。由透射观察可知,SiC颗粒与基体之间的界面处没有产生明显的反应产物,但在SiC颗粒表面有尺寸细小的第二相析出,经过衍射斑点标定可确定该第二相为脆性的Ca2Mg6Zn3相。铸态复合材料的屈服强度,抗拉强度和弹性模量随着颗粒体积分数的增大均有大幅度提高,而延伸率与基体合金相比明显降低。热挤压可以显著细化Mg-Zn-Ca-Mn镁合金的晶粒尺寸,显著提高了Mg-Zn-Ca-Mn镁合金的室温力学性能。随着热挤压温度的升高,合金的再结晶逐渐完全,再结晶晶粒尺寸逐渐增大,导致挤压态合金的屈服强度和抗拉强度逐渐降低,但是延伸率逐渐增大。经热挤压后,合金中的第二相沿挤压方向呈带状分布。经热挤压后,复合材料中SiC颗粒分布得到改善,并且随着挤压温度的升高改善效果越明显。复合材料的晶粒尺寸随着挤压温度的升高逐渐增大。随着颗粒体积分数增大,复合材料中第二相含量逐渐减少。热挤压显著提高了复合材料的力学性能,但是挤压温度对不同体积分数复合材料的影响规律并不相同。这主要是由于复合材料中颗粒的分布状态,晶粒尺寸,挤压诱发颗粒断裂,第二相含量和分布状态以及织构等因素综合作用对其力学性能产生重要影响。5vol.%复合材料在300℃挤压后第二相分布均匀、弥散,弥散强化效果显著,导致力学性能最好;10vol.%复合材料在250℃挤压后存在少量的未再结晶晶粒,晶粒内含有高密度位错,强度最高;晶粒尺寸和挤压诱发颗粒断裂对15vol.%复合材料的力学性能影响较大,在250℃挤压后颗粒断裂明显导致性能较差,而在300℃挤压后晶粒尺寸较小,力学性能最好。同一挤压温度下,随着SiC颗粒体积分数的增大,复合材料的力学性能有所降低,这可能是由于第二相含量减少,第二相强化减弱,颗粒分布均匀性变差。随着拉伸温度的升高,复合材料的抗拉强度逐渐减小,而延伸率逐渐增大。在150℃之后,抗拉强度剧烈下降,但150℃之前抗拉强度仍能保持在250MPa以上,故该复合材料适用于低于150℃的环境中。