以传统陶瓷颗粒、晶须为增强体的铝基复合材料在获得弹性模量及强度显著提升的同时,塑性急剧降低,难以获得良好的强度-塑性匹配。以二维柔性石墨烯纳米片（Graphene Nano Platelets,GNPs）作为铝基复合材料的增强体,有望解决这一问题。本文着眼于石墨烯纳米片增强铝基复合材料的批量化制备,针对球磨过程中石墨烯纳米片的分散与结构损伤平衡的难题,开展基于球磨工艺的石墨烯纳米片增强铝基复合材料制备工艺研究,对球磨过程中铝粉及石墨烯纳米片组织演化进行了分析。为提升石墨烯纳米片的强化效果,采用冷拉拔变形工艺对复合材料中石墨烯纳米片的分布进行调控,并对变形过程中石墨烯纳米片的分散机理进行了研究。采用热处理工艺对石墨烯纳米片/铝界面组织进行调控,探讨了界面反应程度对复合材料力学性能的影响。最后,研究了石墨烯纳米片形态、尺寸以及界面组织与复合材料力学性能和断裂行为之间的内在联系,揭示了石墨烯纳米片的强化机理。对球磨制备工艺的研究表明,球磨过程中复合粉体经历多次冷焊过程,每次冷焊过程均包含粉体变形阶段以及冷焊阶段。其中在粉体变形阶段,铝粉由球形变为片状;冷焊阶段则为粉体冷焊—破碎—冷焊的循环稳定过程。每次冷焊阶段的时长可随球磨转速的提高以及球磨时间的延长而显著缩短。在球磨过程中,GNPs的组织演变包含GNPs破碎阶段以及GNPs分散阶段。其中GNPs破碎阶段发生在首次冷焊前的粉体变形过程;GNPs分散阶段则发生在其后的稳定冷焊过程。GNPs片径以及厚度在其破碎阶段急剧降低,而在分散阶段平缓降低。通过控制铝粉粒径与GNPs片径的相对尺寸,可改变球磨过程中GNPs的破碎行为。当铝粉粒径大于GNPs片径时,可推迟球磨过程中铝粉冷焊阶段的发生,但加快冷焊过程的进行。同时大粒径铝粉的缓冲作用可有效缓解磨球对GNPs的结构损伤,保持复合粉体中较大的GNPs尺寸。复合粉体经冷压与热挤压后实现致密化与缺陷控制,其相对密度高于99.5%。最终在挤压态5vol.%GNPs/Al复合材料中获得了更好的强—塑性匹配:抗拉强度344.2MPa、断后伸长率10.2%。冷拉拔变形可显著改善复合材料中GNPs的分布。冷拉拔过程中,GNPs团聚体的分散归因于拉拔变形区的附加剪切应变层。拉拔变形对GNPs团聚体的分散机理包含GNPs的剥离分层以及GNPs的断裂。其中,GNPs剥离分层发生在拉拔变形早期团聚体厚度较大时,而GNPs的断裂则发生在拉拔变形后期团聚体厚度较小时。当拉拔等效应变达6.0时,可消除1vol.%及2vol.%GNPs/Al复合材料中的GNPs团聚体。拉拔变形后,由GNPs强化作用引起的抗拉强度增量由挤压态的6MPa和21MPa分别提高至75MPa和114MPa;GNPs的强化效率分别达到52和40。GNP/Al的界面组织与热处理温度密切相关,界面强化热处理温度为600℃时,复合材料GNP/Al界面组织未观测到界面反应产物;热处理温度为620℃-650℃时,随热处理温度的升高,界面反应程度逐渐增大。复合材料的抗拉强度随着热处理温度的提高而增大。当发生部分界面反应时,GNP/Al的界面结合强度提高,从而强化了GNPs的载荷传递强化作用。与此同时,复合材料的失效模式由GNPs界面脱粘转变为GNPs断裂。结合复合材料力学性能测试以及强度理论计算,GNPs/Al复合材料中适用的强化机制包含细晶强化、载荷传递强化以及Orowan强化。随着复合材料中GNPs尺寸逐渐增加,GNPs的主要强化机制将由Orowan强化向载荷传递强化转变。同时,复合材料的断裂模式由GNPs界面脱粘拔出转变为GNPs断裂。GNPs尺寸可显著影响复合材料的强化行为及其塑性表现。增大复合材料中GNPs尺寸可提高其载荷传递强化作用并提升复合材料的抗拉强度。与此同时,大尺寸GNPs可在复合材料拉伸变形过程中更有效地钉扎位错、提升复合材料的流变抗力并在小塑性变形阶段获得更高的名义加工硬化率,进而促进的复合材料的变形均匀性、抑制应变局域化并延缓颈缩的形成,在复合材料中获得良好的强度-塑性匹配。