铝基复合材料具有优异的比强度、高硬度和良好的耐磨性能而受到广泛关注,传统方法制备铝基复合材料过程中会发生熔化,导致增强相颗粒与铝基体发生反应生成脆性金属间化合物,而传统金属颗粒、陶瓷颗粒和金属玻璃等增强相存在与铝基体润湿性差,易反应和稳定性差等缺点。针对以上问题,本研究提出了搅拌摩擦加工（Friction stir processing,FSP）制备铝基复合材料,并采用高熵合金（High-Entropy Alloy,HEA）颗粒作为增强相以改善传统增强相颗粒与铝基体界面结合能力差的问题。本研究采用水下FSP技术制备Co Cr Fe Ni Mnp/6061Al复合材料,采用光学显微镜、扫描电子显微镜和电子背散射衍射等技术表征了复合材料的微观组织,采用显微硬度、横向拉伸和摩擦磨损等试验方法评价了材料的力学性能,主要围绕复合材料硬度分布、拉伸和摩擦磨损性能开展系统研究。在研究不同搅拌头旋转速度、不同HEA粒径和“固溶+时效”热处理对复合材料微观组织演变规律的基础上,重点研究了不同工艺条件对复合材料硬度分布、拉伸和摩擦磨损性能的影响规律。通过上述研究,建立了复合材料微观组织与力学性能的构效关系,阐明HEA增强相对复合材料力学性能的作用机理。水下FSP过程中,复合材料发生动态再结晶,晶粒细化,而加入HEA颗粒会进一步细化晶粒。在材料剧烈塑性流动作用下,HEA颗粒均匀分布在铝基体上,加工区中心区域HEA颗粒与铝基体之间发生扩散,形成光滑无新相生成的结合界面。其中旋转速度1000 rpm、HEA粒径5～10μm条件下,复合材料微观组织结构最佳,其平均晶粒尺寸为2.35μm,再结晶晶粒比例分数为72.1%,且大角度晶界比例分数为60.9%;在相同工艺条件下,复合材料力学性能最好,其极限抗拉强度为263 MPa,达到6061-T6铝基体（304 MPa）的86.5%,相比FSP-Al试样（未添加HEA颗粒的FSP试样）（193 MPa）提高了36.3%;延伸率为44%,相比6061-T6铝基体（36.8%）提高了19.6%,达到FSP-Al试样（54.7%）的80.4%。复合材料硬度变化与抗拉强度变化趋势相同。水下FSP过程中,HEA颗粒均匀分布,且与铝基体界面结合良好,同时HEA颗粒粒子激发形核机制促进了动态再结晶过程,有利于细化晶粒。HEA颗粒弥散强化、HEA颗粒与铝基体界面载荷传递强化和再结晶晶粒细晶强化效果极大地提高了复合材料的力学性能,但是661-T6铝合金自身沉淀相发生固溶,沉淀强化效果减弱降低了复合材料的力学性能。“时效+固溶”热处理后,10-AMCs试样（FSP转速:1000 rpm,粒径5～10μm）平均晶粒尺寸由2.35μm增加至2.54μm,仍保持细晶组织;热处理过程中,HEA颗粒与铝基体界面发生扩散,产生约200 nm厚的界面层,界面层有BCC+FCC结构的新相生成,有利于增强界面结合,提高材料力学性能。热处理后,T6-10-AMCs试样（热处理后的10-AMCs试样）的抗拉强度提升至348 MPa,与热处理前相比,提高了32.3%,而延伸率降低至31.5%,降低了28.4%;与6061-T6铝基体相比,抗拉强度提高了14.5%,延伸率达到6061-T6铝基体的85.6%。FSP后,与铝基体相比,FSP-Al试样平均摩擦系数由0.4491升高到0.5287,加入HEA增强相后,10-AMCs试样的平均摩擦系数为0.4855,热处理后,T6-10-AMCs试样平均摩擦系数减小至0.3188,磨损率达到最低1.2×10-5 g/（N·m）。铝基体主要发生磨粒磨损和少量剥离磨损,FSP-Al试样主要发生塑性变形和粘着磨损,10-AMCs试样主要发生粘着磨损、剥离磨损和磨粒磨损,T6-10-AMCs试样主要发生磨粒磨损。