由于镁基复合材料具有轻质、比强度高、尺寸稳定性好等一系列优点,使其在汽车、航空、3C电子等领域有着非常广阔的应用前景。然而,由于其极差的塑性和耐腐蚀性,严重的阻碍了镁基复合材料的广泛应用。本文首先采用碳纳米管孕育块铸造法制备了碳纳米管/AZ31镁基复合材料。经热挤压后,再利用等径角挤压变形工艺对复合材料进行深度塑性变形。对铸态和经等径角挤压变形不同道次后的碳纳米管/AZ31镁基复合材料在3.5wt%NaCl腐蚀介质中进行了静态浸渍实验及电化学腐蚀实验。利用光学金相显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、原子力显微镜(AFM)研究了不同状态下复合材料的显微组织结构,拉伸断口形貌分析,表面形貌分析,腐蚀表面形貌分析等；测试了复合材料的室温力学性能和抗腐蚀性能；并利用射线衍射仪对等径角挤压变形过程中复合材料织构的演变进行了分析。主要从提高复合材料中碳纳米管的分散性入手,研究了碳纳米管孕育块铸造法制备碳纳米管/镁基复合材料的工艺特点；碳纳米管的加入量对铸态复合材料的显微组织、室温力学性能及抗腐蚀性能的影响规律；等径角挤压变形工艺对碳纳米管/镁基复合材料的晶粒细化、室温力学性能、织构演变及抗腐蚀性能的影响规律。研究结果表明,采用碳纳米管孕育块铸造法制备碳纳米管/AZ31镁基复合材料能有效地将碳纳米管添加到AZ31合金中,并且具有良好的分散性。大部分碳纳米管分布在晶界处的离异共晶β-Al12Mg17相和二次β-Al12Mg17相中,不仅起到细化晶粒作用,还对晶界和晶粒之间起到相互搭接和强化作用。随着碳纳米管的加入,铸态复合材料的综合力学性能得到显著提高：当碳纳米管加入量为1.0wt%时,铸态碳纳米管/AZ31镁基复合材料的抗拉强度、延伸率、显微硬度同时出现峰值,使复合材料在获得高强度的同时还能获得更好的延伸率。但是碳纳米管具有较强的表面效应,加入过多容易导致其大量团聚,形成微观空隙的生成源,从而影响复合增强效果,使复合材料的力学性能降低。等径角挤压变形工艺能明显地细化碳纳米管/AZ31镁基复合材料的基体晶粒组织。碳纳米管在纯剪切力的作用下分散得更均匀,均匀分散在复合材料中的碳纳米管在较高温度的等径角挤压变形过程中可以起到一个钉扎晶界、阻碍晶粒长大的作用。随着变形道次的增加,复合材料中超细晶粒逐渐增多,当经过四道次等径角挤压变形后碳纳米管/AZ31镁基复合材料晶粒平均直径尺寸达到约2μm。等径角挤压变形后碳纳米管/AZ31镁基复合材料室温延伸率随晶粒细化而提高,但其抗拉强度随晶粒细化而降低,与Hall-Petch关系相反。碳纳米管/AZ31镁基复合材料的室温力学性能受复合材料中碳纳米管的分散性、晶粒组织大小、织构分布等因素的综合影响。加入碳纳米管能明显提高AZ31镁合金的抗腐蚀性能。碳纳米管含量为1.5wt%的铸态碳纳米管/AZ31镁基复合材料在3.5wt%NaCl腐蚀介质中浸泡24小时的平均腐蚀速率由AZ31镁合金的3.2068 mg/(m2·s)降为1.1069mg/(m2·s)。电极化曲线测试的腐蚀电流密度icorr由AZ31镁合金的5.279μA/cm2减小到2.994μA/cm2。分散于复合材料中的碳纳米管能起到阻碍复合材料的表面氧化层产生裂缝和加固氧化层的作用；同时碳纳米管在镁合金中与基体间界面结合紧密也阻碍复合材料的表面氧化层从基体上脱落,从而延缓了复合材料的进一步氧化,提高其抗腐蚀性能。经等径角挤压变形后的碳纳米管/AZ31镁基复合材料的抗腐蚀性能比铸态复合材料得到更明显的提高,除晶粒细化之外,随着等径角挤压道次的增加,复合材料中碳纳米管增强相的均匀分散程度的提高是主要原因。AZ31-1.0wt%MWCNTs复合材料经等径角挤压变形四道次后,在3.5wt%NaCl腐蚀介质中浸泡24小时的平均腐蚀速率由挤压态的0.6035 mg/(m2·s)降为0.2963mg/(m2·s)。电极化曲线测试的腐蚀电流密度icorr由等径角挤压变形前3.363μA/cm2减小到2.269μA/cm2。