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本文通过硬度测试、EBSD分析、透射电镜(TEM)观察等手段考察了铸态和轧态低温ECAP挤压超细晶1050铝合金经150-400℃未施加和施加强磁场退火1h的回复和再结晶过程，得到了强磁场和轧制对合金回复和再结晶过程的影响规律;采用拉伸实验、TEM观察及正电子湮没寿命(PALS)测试等手段，探讨了外场（强磁场和电流场）退火对超细晶1050铝合金的均匀延伸率和“屈服点”现象的影响，并结合屈服强度、应变硬化率、位错密度和空位团浓度等详细讨论了超细晶1050铝合金退火致强化机制及外场退火对强化机制的影响;根据位错强化和晶界强化计算了超细晶1050铝合金经150-400℃未施加和施加直流电退火1h的强度贡献机制。为研究超细晶材料的强化机制，改善合金性能，开拓新的超细晶铝合金热处理方法，提供理论依据和实验基础。 当退火温度由150℃升高到250℃，未施加磁场退火试样的硬度缓慢降低，晶粒尺寸缓慢增大(0.85-1.9μm)，位错密度逐渐降低，表明在此阶段主要发生回复过程;经300-400℃退火，试样硬度迅速降低，晶粒尺寸急剧增大(7.8-22.4μm)，再结晶过程基本完成。施加强磁场促进了在150-250℃退火试样中的晶粒长大及位错运动;但抑制了在300-400℃退火试样中的晶粒异常长大，形成了更加均匀的晶粒尺寸分布。轧态低温ECAP试样的回复和再结晶进程更快。 由于低温ECAP制备1050铝合金中含有亚微米级的晶粒尺寸，导致拉伸过程中应变硬化能力较弱，形成了极低的均匀延伸率(2.3％)。当退火温度由90℃升高到210℃，未施加和施加强磁场退火试样中作为有效位错阱的HABs比例的增加（63.8％→70.8％和61.7％→66.2％）导致应变硬化能力变弱，进而造成均匀延伸率的降低（1.55％→0.55％和1.6％→0.64％）。施加强磁场退火试样中较低的HABs比例导致了其较高的均匀延伸率。此外，在120-210℃未施加和施加强磁场退火试样中出现了“屈服点”现象，这主要是由于在拉伸变形过程中缺乏可移动位错的原因所致，且该现象随退火温度的升高而变得更加显著。 超细晶1050铝合金经90-180℃未施加和施加强磁场退火4h时出现了退火致强化现象，经150℃未施加强磁场退火试样屈服强度达到164MPa，比原始低温ECAP试样(143MPa)提高了14.7％。根据PALS测试结果可知，当退火温度由90℃升高到150℃时，退火试样中的位错密度降低，空位团浓度增大，且由于试样内存储的畸变能迅速消耗，形成了更加稳定的HABs结构。该稳定的HABs结构及空位团均可在变形过程中有效钉扎位错而导致屈服强度的提高。在90-150℃施加强磁场退火试样中含有相对不稳定的HABs结构及较低的位错密度和空位团浓度导致了其较低的屈服强度。 超细晶1050铝合金在90-210℃未施加直流电退火3小时试样中均出现了退火致强化现象，在150℃达到峰值为167.5MPa;在150-210℃施加直流电退火试样中的HABs结构相对不稳定、空位团浓度较低且晶粒尺寸较大，从而导致了其较低的屈服强度。此外，与施加强磁场相比，电流场的施加可以更有效地促进试样的回复过程，且能够促进空位的迁移而形成更多的空位团，从而使屈服强度的峰值温度提前至120℃。 超细晶1050铝合金的屈服强度主要来源于位错强化和晶界强化的共同作用。在150-200℃未施加和施加直流电退火试样中出现了退火致强化现象，强度贡献除位错强化和晶界强化外，还出现了第三种强度贡献机制，即由结构稳定的HABs和空位团在拉伸过程中有效钉扎位错引起的位错强化;当退火温度为250℃时，空位团在回复过程中逐渐消失，晶粒尺寸增大(1.9-2.3μm)，HABs的晶界面积减小，上述的第三种强度贡献显著减弱，试样的屈服强度贡献主要来源于晶界强化和位错强化;当退火温度为300-400℃，试样的屈服强度急剧下降，与低温ECAP试样相比降低了65-80％，这主要是由于位错强化基本消失且晶粒尺寸显著增大(6.4-22.4μm)所致，试样的强度贡献主要来源于晶界强化。在150-200℃施加直流电退火试样中取向角度为3°-7°的晶界所占比例较高，提高了试样中的内能，导致了结构相对不稳定的HABs，此外因空位迁移的加快导致空位团的快速消失，共同导致了较低的屈服强度;当温度为250℃时，施加直流电退火试样具有较低的屈服强度是由较低的位错密度及较大的晶粒尺寸所致;在300-400℃施加直流电退火试样具有较高的屈服强度是因较小的晶粒尺寸所致。