石墨烯纳米片（Graphene Nanosheets,GNS）增强铝基复合材料受到外加载荷下产生变形过程中,由于石墨烯属于二维柔性结构,在流动应力作用下会发生其层片间的相对滑动来协调基体的变形,这一特点可以减少材料基体中的应力集中和应变局域化情况,从而在宏观上降低复合材料的加工硬化能力。材料良好的加工硬化能力是其能够获得均匀塑性变形的关键,本文针对GNS/Al复合材料加工硬化率降低的问题,提出了混杂增强的新思路,向基体中加入碳化硅纳米颗粒（Silicon carbide nanoparticles,Si Cnp）以及石墨烯纳米片两种增强相,旨在调节两种增强相之间的增强协同作用,提高复合材料的加工硬化率,使得铝基复合材料得到性能上的突破。本文通过粉末冶金法结合热挤压变形工序制备了GNS结构损伤小,增强相分散均匀的Al-Si Cnp-GNS混杂增强复合材料。提出两步球磨工艺,探究了不同球磨工艺以及不同Si Cnp含量对于球磨粉末形态演化以及GNS附着均匀性的影响,进行球磨工艺优化;通过放电等离子烧结得到Al-Si Cnp-GNS坯料后进行后续热挤压变形工序实现Si Cnp、GNS的进一步分散,探究不同Si Cnp含量对于材料组织演化以及力学性能的影响,阐明Si Cnp的加入对于单一GNS增强铝基复合材料加工硬化能力、强塑性匹配的改善作用。通过热处理对复合材料进行强塑性调控,分析在不同热处理工艺下复合材料的组织结构以及力学性能的演变,分析Si Cnp的加入对热处理过程中材料组织演变的影响。采取同速球磨与变速球磨结合的两步球磨工艺制备Al-Si Cnp-GNS复合粉末,调控Al-Si Cnp预球磨粉末形态实现GNS均匀附着。首先通过Si Cnp与Al粉进行预混合,得到Si Cnp分散均匀,有利于GNS后期附着的大径厚比Al片形态,然后加入GNS进行低速长时间与高速短时间结合的变速球磨,最终得到GNS结构损伤小,Si Cnp与GNS分散均匀的Al-Si Cnp-GNS复合粉末。随着预球磨时间的增加,Al-Si Cnp预球磨粉末主要经历前期变形为椭球状、单一铝粉冷焊为片状、多个铝粉冷焊堆叠再破碎三个阶段,且Si Cnp作为硬质粒子的加入促进Al粉的形态演变。当单一铝粉颗粒冷焊为大径厚比片状形态时最有利于后续加入GNS的均匀附着。通过热挤压变形调控GNS分布以及获得部分晶内Si Cnp结构,并沿挤压方向形成较强的＜111＞织构。通过热挤压变形中的剪切作用使得GNS团聚厚片层剥离,Al-1.5vol.%Si Cnp-3.0vol.%GNS基体中GNS团聚厚度从0.69μm降低到0.24μm,并沿挤压方向呈流线状定向排布。材料在热挤压变形过程中,Al晶粒部分再结晶长大,晶界扩展将部分位于晶界的Si Cnp包围至晶粒内部,获得了有利于材料强化的晶内Si Cnp结构。Si Cnp的加入可明显细化晶粒,得到了纳米晶材料。当Si Cnp含量为0.9vol.%时,Al晶粒平均尺寸达到了780nm的纳米级尺寸,起到细晶强化作用。挤压态Al-0.9vol.%Si Cnp-3.0vol.%GNS复合材料中获得更好的强塑性匹配以及加工硬化能力的提高,其抗拉强度达到252.9MPa,较单一GNS增强Al-3.0vol.%GNS的抗拉强度（179.4MPa）提高了约41.0%,同时其延伸率达到7.9%,较Al-3.0vol.%GNS延伸率（5.4%）提高了约47.6%。Si Cnp的加入显著提高了材料热处理后的强度稳定性。当材料在600、640℃下高温退火时,Al-0.9vol.%Si Cnp-3.0vol.%GNS抗拉强度能够保持稳定的同时塑性得到提升,在退火条件为600℃,60mins和640℃,30mins时性能达到最佳,相比热于挤压态材料,其在抗拉强度稳定的同时,延伸率由7.9%提高到了11.3%和10.8%,实现了良好的强塑性平衡。适当的热处理可提高GNS/Al界面结合强度,并通过晶粒长大,晶界迁移吞并晶界处纳米相至晶粒内部。在600℃下GNS与Al开始观测到界面反应,并随时间的延长以及温度的提高界面反应加剧。热处理后晶界扩展吞并至晶内的Si Cnp、GNS以及界面产物Al4C3明显增多,且Si Cnp被包围至晶粒的趋势更大,提高了基体连续性,减少晶界脆性的发生,在晶内起到阻碍位错滑移,提高位错密度的作用,GNS/Al界面强度的提高以及晶内增强相比例的增大综合作用使得材料在热处理后强度不损失的前提下塑性以及加工硬化率得到明显提升。