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本文对6066A1／SiC<,0>复合材料SiC<,0>含量和复合材料弹性模量的测定和计算、内耗性能、热处理工艺，以及界面特征、断裂行为和断裂路径进行了研究，通过热压缩变形建立了6066A1／SiC<,0>复合材料在高温变形的流变应力方程，利用数值计算模拟研究了其加工过程中挤压力等参数变化规律。通过上述研究得到的主要结果如下。 l、6066AI／SiC<,0>复合材料的弹性模量E<,0>在所研究的SiC<,0>体积分数范围内(％<40％)与SiC<,0>体积分数(％)基本成正比，对实验数据进行拟合得出：对于粉末冶金复合材料：E<,C>(GPa)=69.8+1.795;对于喷射沉积复合材料：E<,c>(GPa)=69.8+1.402,而引入J因子按照来计算、预测不同体系复合材料的弹性模量，选择合适的J因子计算的弹性模量与实测值非常接近，对于6066A1／SiC<,n>复合材料体系，T=0.1; 2、6066A1／SiC<,0>复合材料和6066AI合金的内耗值均随所测试频率增高而增加，随测试温度升高而增大；6066A1／SiC。复合材料的内耗值比6066 Al合金内耗性能高,特别是在高温阶段比6066A1合金内耗值高得多；6066A1／SiC<,0>复合材料和6066AI基体合金在300K～420K时的内耗主要是位错内耗，在420K以上的高温下内耗主要由界面微滑移引起; 3、DTA分析结果表明，粉末状态材料的固相点和液相点比铸造状态的基体合金的固相点和液相点分别约低10℃；6066AI／SiC<,0>复合材料的最佳固溶温度为520℃，最佳固溶时间为100分钟，时效温度为160℃，6066AI／SiC<,0>复合材料的峰时效时间比6066A1基体合金峰时效时间缩短，PM6066AI合金以及PM6066AI／SiC。复合材料的固溶、时效基本规律与IM6066AI合金的相似；6066AI／SIC<,0>复合材料的Al基体中的大量位错和界面促进了第二相的形核，加速了6066AI／SiC<,0>复合材料的时效过程; 4、淬火后停留使PM 6066A1／SiC<,0>复合材料抗拉强度、屈服强度和硬度下降，塑性提高；6066AI／SiC<,0>复合材料淬火后停留时间越长硬度下降越多，6066AI／SiC<,0>复合材料的强度下降速度比PM6066A1基体合金强度下降速度慢; 5、采用粉末冶金方法和喷射沉积方法制备的6066A1／SiC<,0>复合材料中，SiC<,0>与Al基体没有界面反应发生； 6、对6066A1合金实现有效强化而不至于使6066A1／SiC<,P>复合材料塑性降低太多的sjC<,P>粒子的最小体积含量计算结果为8.1％； 7、粉末冶金制备的6066AI／SiC<,P>复合材料以SiC<,P>／Al界面开裂和SiC<,P>颗粒开裂为主要裂纹源，裂纹扩展主要沿SiC<,P>／Al界面和SiC<,P>颗粒中形成的裂纹进行；喷射沉积方法制备的6066AI／SiC<,P>复合材料断裂机制主要表现为SiC<,P>／Al界面开裂、SiC<,P>颗粒从Al基体脱落形成空洞，在6066Al合金基体中形成裂纹，裂纹主要沿SiC<,P>颗粒脱落后形成的空洞连接形成的宏观裂纹扩展； 8、在变形温度为350-500℃，变形速率在0.05-50S<-1>条件下进行的高温变形研究表明，热压缩变形程度对6066Al／SiC合金的流变应力没有明显影响，但与应变速率和SiC粒度有关；6066Al／SIC
复合材料的流变应力大于基体6066 Al合金的流变应力；所有材料在同一应变速率下流变应力随温度的提高而降低，在同一变形温度下材料流变应力随应变速率的增大而提高；SiC
含量提高可以增加材料的流变应力；6066Al合金和6066AI／SIC<,P>复合材料相对软化S<,r>随应变增加而增加，6066A1基体合金的相对软化S<,r>比6066AI／SIC<,P>复合材料的大，复合材料中含SiC<,P>的数量越多，相对软化S<,r>越低； 9、热挤压后复合材料呈现出明显的带状组织；其致密程度随挤压比的增大而增大，挤压温度升高使材料的致密程度小幅度上升，而挤压温度过高使6066Al基体合金材料性能下降。数值模拟结果与实际挤压结果基本吻合，模拟结果能比较真实地反映挤压管材变形过程中密度、应力、应变、应变速率和挤压力的变化情况，可供6066Al／SiC<,p>复合材料大规格棒材和管材的实际生产参考。