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本论文探索了石墨烯纳米片（GNPs）增强镁基复合材料的化学预分散方法,系统研究了不同分散工艺对GNPs预分散效果的影响。并通过液态冶金法分别制备了均匀分布GNPs与非均匀层状分布GNPs增强镁基复合材料。系统地研究了不同GNPs分布状态对镁基复合材料微观组织与力学性能的影响规律。揭示了GNPs增强镁基复合材料的强韧化机制。通过对非均匀层状分布GNPs增强Mg–6Zn（wt.%）复合材料进行固溶时效处理研究了GNPs对Mg–6Zn基体时效析出过程的微观组织与力学性能影响规律。研究表明,原始GNPs的团聚非常严重,对GNPs进行有效预分散且防止其再团聚是后续制备镁基复合材料的前提。论文首先探索优化了GNPs的化学预分散工艺。首先使用十二烷基硫酸钠（SDS）作为表面活性剂对GNPs进行水分散,得到GNPs浓度为1.45 mg?mL–1的分散液。GNPs水分散的最优化工艺为:SDS在2小时内分次100次加入到超声处理GNPs悬浊液中,加入SDS的浓度控制在1.5mg?mL–1。分次加入SDS有利于促进其在GNPs表面以单体形式吸附,减少与防止其在GNPs悬浊液中形成局部胶束而损害GNPs分散效果。随后采用经过表面聚乙烯醇（PVA）包覆过的薄镁片（Mg@PVA）作为水分散GNPs的载体。利用SDS优良的起泡能力使GNPs随泡沫形成的液膜传输至Mg@PVA表面并与其结合,泡沫的支撑作用也防止Mg@PVA堆叠导致的GNPs再团聚。Mg@PVA与GNPs分散液质量比为1:5则能达到Mg@PVA片较高吸附容量与避免GNPs团聚的目的,获得的Mg@PVA–GNPs复合片有是后续制备镁基复合材料的理想“中间复合材料”。通过分解熔体沉积法制备了均匀分布GNPs增强纯Mg基复合材料。随着GNPs含量的增加,复合材料的强度与延伸率得到了同时的提高。复合材料GNPs含量为1.6 vol.%GNPs时,其屈服强度、抗拉强度与延伸率分别提升26 MPa、39 MPa与7%,提升率分别为27%、24%与93%。对复合材料微观组织分析表明,随着GNPs含量的增加,Mg基体内?101?2?拉伸孪生含量逐渐增高,复合材料的基面纤维织构强度亦随GNPs含量的增加而减弱。GNPs促进复合材料基面纤维织构的弱化主要来源于基体内形成的大量拉伸孪生,孪生系统中未发生孪生的基体部分保留了远离纤维织构的取向。通过剪切–延滞模型与有限元分析验证,二维GNPs的载荷传递机制为复合材料的主要增强方式。复合材料的直接增韧机制为GNPs的裂纹桥连、GNPs的撕裂与拔出,GNPs的间接增韧机制为诱发弱化纤维织构与促进非基面滑移启动。通过超声波复合法制备了非均匀层状分布GNPs增强Mg–6Zn基复合材料。随着GNPs含量增加,复合材料强度大幅度提升,延伸率有所下降但依然保持一定塑性变形水平。1.6 vol.%GNPs增强Mg–6Zn复合材料的弹性模量、屈服强度和抗拉强度分别提升9 GPa、169 MPa与92 MPa,提升率分别为20%,166%与35%。非均匀层状分布GNPs诱发基体形成层状分布超细晶区（UFG）与粗晶区（CEG）的双尺寸晶粒结构,通过在复合材料内构建局部高强UFG区域强烈提升复合材料的强度。随着复合材料内GNPs含量的增加,UFG相对于CEG的比例逐渐增高,因此UFG的细晶强化效果随之提高,但是二维GNPs巨大的比表面积使其载荷传递效果逐渐成为最主要的增强机制。在复合材料承受外力作用下,双尺寸晶粒结构的复合材料采取两区域协同作用模式。UFG区提供高强度,CEG区则主要保存复合材料塑性变形能力且阻碍UFG区内萌生裂纹的扩展。非均匀层状分布GNPs/Mg–6Zn复合材料内部时效析出过程呈现出不均匀性。相比于Mg–6Zn合金,复合材料的时效析出过程整体得到了加速,且具有更高GNPs局部浓度的UFG内具有更高的时效析出速度。研究确认复合材料内的主要强化相依然为??相([0001]Mg),并确定??相与基体存在的特定晶体学位向关系。通过实验观察与有限元模拟分析表明,淬火过程导致GNPs周围形成的高密度位错为时效析出提供形核点与高速扩散通道;且GNPs边缘与表面周围基体存在畸变导致溶质Zn原子在GNPs/基体界面处偏聚,二者共同促进了??相的时效析出。经过时效强化的复合材料,当外部载荷沿复合材料挤压方向时,??相提供了显著的Orowan强化效应。复合材料内的GNPs与??相在三维空间内互相交错构成增强网络,进一步提升了该体系复合材料的增强效果。