本文以纯镁为基体材料,纳米级SiC粉末为增强体颗粒,使用放电等离子烧结法制备出了x%SiC/Mg基复合材料（x=1、3、5、10、15）。对制成的SiC/Mg复合材料表征了其显微组织和金相形貌,并使用压缩试验分析了SiC/Mg复合材料的力学性能,讨论了纳米级SiC增强体颗粒的引入对材料自身组织以及力学性能的影响。同时,也对SiC/Mg复合材料进行了热模拟试验,较为系统的研究了变形速率和变形温度这两种变量对SiC/Mg复合材料组织及力学性能的影响规律,结合本构方程和热加工图这两种分析手段,讨论了SiC/Mg复合材料在高温变形中的组织变化、变形机制以及实际热加工中的合适加工区间,并对材料的加工性能和热稳定性进行了探索和试验。试验结果表明,添加的SiC增强体颗粒大部分存在于SiC/Mg复合材料的晶界处,只有少量SiC增强体颗粒分布于晶粒内部。随着SiC含量从1%增加至15%,增强体逐步填满晶界并开始出现团聚,且团聚较容易出现在多晶粒交界处。SiC增强体颗粒的引入对SiC/Mg复合材料的力学性能影响显著,在显微硬度上,SiC的添加明显增强了SiC/Mg复合材料的硬度。在压缩性能上,SiC增强体的添加对力学性能的影响分为两个阶段,当SiC添加量小于5%时,SiC/Mg复合材料的抗压强度与屈服强度低于纯镁烧结样,当SiC添加量高于5%时,SiC/Mg复合材料的抗压强度和屈服强度显著提高。SiC/Mg复合材料经过热压缩试验后,金相组织随着变形温度和变形速率的改变具有较大变化。在低变形温度和高变形速率的加工条件下,SiC/Mg复合材料的组织仍然较为明显的保持着烧结结束后的形貌,其形貌为少量晶粒被拉长。随着变形温度的提高和低应变速率的压缩,会使得SiC/Mg复合材料在热变形时产生动态再结晶过程,在材料内部形成大量的动态再结晶晶粒,而应力应变曲线也可以较好的证明这一结论。在低变形温度和高应变速率状态下,材料不会出现流变稳态阶段,SiC/Mg复合材料会在加工硬化和再结晶软化达到平衡之前发生断裂。在高应变温度和低应变速率状态下,材料内部产生动态再结晶过程。当材料内部的再结晶软化与加工硬化达到动态平衡时,SiC/Mg复合材料会产生再结晶晶粒。结合热模拟试验数据,本论文计算认为SiC/Mg复合材料的压缩变形流变行为可以建立以下的本构方程模型,其可用双曲线正弦函数修正的Arrhenius关系和Z参数来描述,分别为:5%SiC/Mg:(5=6.2×10~6[sinh?（0.022321）]11.1exp?（-106150/）10%SiC/Mg:(5=4×10~7[sinh?（0.020794）]10.6exp?（-122150/）基于热模拟试验数据和Prasad失稳判据建立了SiC/Mg复合材料的热加工图,通过对热加工图的分析,确定了SiC/Mg复合材料的可加工区间位于变形温度450℃～500℃,应变速率0.001 s-1～0.01s-1区间内,此区间内SiC/Mg复合材料的功率耗散系数处于峰值。而材料的流变失稳区位于变形温度400℃～500℃,应变速率0.1s-1～1 s-1区间内,此区域内加工的SiC/Mg复合材料组织容易出现裂纹。搅拌摩擦加工后,SiC/Mg复合材料变形区域有较为清晰的WNZ、TMAZ和SAZ区域划分,其中WNZ区为完全的动态再结晶晶粒,晶粒尺寸为500nm,SiC颗粒团聚现象基本消失,组织均匀。TMAZ区大部分为动态再结晶晶粒,但是仍然存在少量拉长的流线型晶粒,团聚现象得到改善。在力学性能方面,SiC/Mg复合材料变形区域的维氏硬度显著高于母材,其中WNZ区的维氏硬度最高达到了72～75HV。将热压缩材料进行退火试验观察退火后组织,试验表明,SiC/Mg复合材料本身由于SiC颗粒的添加具有优秀的热稳定性能。