本文采用挤压铸造法制备20vol％β-SiC晶须增强ZK60镁基复合材料，并通过热挤压将复合材料铸锭挤压成板材。采用SEM、EBSD研究SiCw/ZK60复合材料的微观组织。通过高温拉伸试验研究SiCw/ZK60复合材料的超塑性变形行为，并采用SEM、TEM、DSC和EBSD探讨其超塑性变形机理。 采用雾化方法制备Al63Cu25Fe12准晶粉末，研究热处理条件对粉末相变的影响，制备出单一准晶相Al63Cu25Fe12准晶粉末。采用热压法制备Al63Cu25Fe12/Mg复合材料，探索Al63Cu25Fe12准晶颗粒与镁界面反应机制以及反应生成物、准晶体积份数对复合材料的组织和性能的影响。 研究结果表明，SiCw/ZK60复合材料在挤压过程中SiC晶须发生折断，压铸态材料中SiC晶须长径比平均值为7.3，挤压后下降为3.6。挤压后晶须分布较压铸态均匀，并形成了〈111〉//ED纤维织构。热挤压过程中基体基面滑移系开动，挤压后基体基面与挤压方向基本平行。在温度为613K，初始应变速率为1.67×10-2s-1时，SiCw/ZK60复合材料挤压板材在平行于挤压方向上拉伸断裂延伸率达到200％，m值为0.35，变形激活能为98kJ/mol，与镁晶界扩散激活能(92kJ/mol)十分接近。晶界的滑动与转动是SiCw/ZK60复合材料超塑性变形的主要机制，同时伴有扩散蠕变和晶须与基体相界面滑动。在变形初期，基体ZK60合金发生再结晶，有利于材料的超塑性变形。基体ZK60合金中位错运动有助于协调晶界和晶须与基体相界面滑动，但对延伸率没有直接贡献。在最佳超塑性变形条件下(613K，1.67×10-2s-1)，只有基面滑移系位错滑移。随应变速率提高，多滑移系位错开始运动，有利于维持材料的连续性。超塑性变形过程中，由于晶界的滑动与转动，基体ZK60合金的织构发生漫散；SiC晶须择优取向反而加强，形成理想的〈111〉//ED纤维织构。在超塑性变形过程中，当伴随机制不足以缓解应力集中时，孔洞在基体与增强相的界面上萌生，随变形量增加，孔洞相互连接而最终导致材料断裂。 雾化法制得的Al63Cu25Fe12粉末中除了准晶Ⅰ相外，还存在β-AlFe(Cu)或τ-AlCu(Fe)相以及少量的λ-Al13Fe4、ω-Al7Cu2Fe，而且不同的粒度的Al63Cu25Fe12雾化粉末中各相的相对含量也不同。随着粉末粒度的细化，雾化粉末中准晶的相对含量增加。热处理过程中，β(τ)相含量迅速降低，准晶Ⅰ相增加。粉末热压制备的Al63Cu25Fe12/Mg复合材料中，准晶颗粒与基体Mg结合良好，准晶颗粒保持完整而且均匀分布在复合材料中。Al63Cu25Fe12准晶与Mg发生轻微的界面反应，界面生成Al2Cu以及MgAl2O4。Al63Cu25Fe12/Mg的弹性模量随着准晶颗粒含量的增加而增加，当准晶含量超过10％后，Al63Cu25Fe12/Mg的抗拉强度，屈服强度与延伸率呈下降趋势。对Al63Cu25Fe12/Mg拉伸断口的观察表明：复合材料的界面结合良好；准晶颗粒在热处理过程中形成的疏松成为裂纹源。