高温稳定相Mg2Si增强Mg-Al-Si复合材料是最早为汽车动力系统量身打造的抗蠕变镁基复合材料。然而，铸态Mg-Al-Si复合材料中网状Mg17Al12相和粗大汉字状Mg2Si相会严重割裂基体，导致力学性能大幅降低，限制了其广泛应用。因此，改善第二相的尺寸和形貌对Mg-Al-Si复合材料性能的提高有重要意义。　　本文通过半固态搅拌+超声波分散技术制备了纳米SiC颗粒含量为1wt.%的Mg-9Al-1Si(记为Mg-9Al-1Si-1SiC)复合材料，并对复合材料进行ECAP变形。采用OM、SEM、XRD、EDS和TEM等检测手段，分析了纳米 SiC颗粒对 Mg-9Al-1Si复合材料组织的影响，以及固溶态Mg-9Al-1Si-1SiC复合材料不同道次变形后显微组织的变化规律；并对复合材料的室温力学性能和高温蠕变性能进行了系统研究。　　研究结果发现，铸态的Mg-9Al-1Si复合材料中添加1wt.%纳米SiC颗粒之后，基体晶粒、Mg17Al12和Mg2Si相都得到了明显细化，但Mg17Al12相仍然呈网状分布，Mg2Si相仍然呈汉字状形态；纳米SiC颗粒在基体中分布较为均匀，而在Mg17Al12和Mg2Si相周围呈团簇分布。对铸态Mg-9Al-1Si和Mg-9Al-1Si-1SiC复合材料直接进行4道次ECAP变形，基体晶粒显著细化，Mg17Al12和Mg2Si相明显破碎。与挤压态Mg-9Al-1Si复合材料相比，挤压态Mg-9Al-1Si-1SiC复合材料的基体晶粒更加细小，碎化的Mg17Al12和Mg2Si颗粒较小且分布更加均匀；另外ECAP变形后，纳米SiC颗粒分布得到改善，使其表现出较高的力学性能。然而，铸态Mg-9Al-1Si-1SiC复合材料直接ECAP变形后，组织中仍然存在少量尺寸较大的块状Mg17Al12相，在室温拉伸过程中，块状Mg17Al12相附近容易造成应力集中，成为微裂纹萌生的根源，将会阻碍力学性能的进一步提高。　　在挤压之前对Mg-9Al-1Si-1SiC复合材料进行固溶处理来消除Mg17Al12相，再对固溶态Mg-9Al-1Si-1SiC复合材料进行不同道次ECAP变形发现：不同道次变形后析出的Mg17Al12均为细小的颗粒状，2道次变形后析出的Mg17Al12颗粒的数量最多；随着变形道次增加，Mg2Si相逐渐碎化且分布更加均匀；基体的平均晶粒尺寸在2道次变形后最小。复合材料的抗拉强度和伸长率随着变形道次增加而逐渐升高，4道次变形后分别为296MPa和8.8%；而屈服强度在2道次变形后最高，4道次变形后有所降低。　　在473K/70MPa蠕变条件下，铸态Mg-9Al-1Si-1SiC复合材料抗蠕变性能高于铸态Mg-9Al-1Si复合材料；而对于挤压态Mg-9Al-1Si-1SiC复合材料，其抗蠕变性能明显低于铸态复合材料，并且晶粒尺寸越小，稳态蠕变速率越高，抗蠕变性能越差。在(448~498K)/(70~90MPa)的蠕变条件下，铸态 Mg-9Al-1Si-1SiC复合材料的应力指数为5.51~6.89，蠕变激活能为86~111kJ/mol，蠕变机制为受扩散控制的位错攀移机制和第二相颗粒增强机制的共同作用。