超轻镁锂合金的强化机制及工艺研究现状

朱子宁¹ ✉ 姜艺杰¹黄清岚¹耿志鑫¹寇宗德¹唐颂¹ ✉

南京理工大学材料科学与工程学院，江苏南京 210094

摘要： 超轻镁锂合金作为目前最轻的金属结构材料之一（密度为1.35~1.65 g·cm^-3），因其优异的比强度、阻尼性能和电磁屏蔽特性，在航空航天、新能源汽车及电子器件领域展现出重大应用潜力。在航空航天领域，镁锂合金被广泛应用于卫星外壳、飞行器结构件的制造，有效降低了设备重量从而提升了飞行性能；在汽车工业中，镁锂合金的使用同样有助于实现车身轻量化，降低能耗；在电子通信领域，镁锂合金凭借其优异的散热性能和电磁屏蔽能力，成为制造手机、笔记本电脑等电子设备外壳的理想材料，有效提升了设备的稳定性和使用寿命。尽管镁锂合金在众多领域展现了巨大的应用潜力，但其本身强度较低的问题却严重限制了其在实际工程中的广泛应用。因此，深入了解镁锂合金的强化机制显得尤为重要。在过去几十年里，科研人员对镁锂合金的强化机制进行了大量研究，主要通过第二相强化、固溶强化、细晶强化和加工硬化等方式来提升其力学性能。这些强化机制与合金的成分设计、机械加工工艺以及热处理工艺密切相关。本文旨在综述镁锂合金的主要强化机制及其国内外研究现状，探讨当前研究中存在的问题，并对未来镁锂合金的发展方向进行展望，以期为该领域的进一步研究和实际应用提供参考和指导。

关键词： 镁锂合金；强化机制；塑性变形

基金： 国家重点研发计划项目(2021YFA1200203);国家自然科学基金青年基金项目(52101142,52301158);江苏省研究生科研与实践创新计划项目(SJCX25-0219)

收稿日期： 2025-02-28

随着轻量化需求的逐步增长，镁合金正逐步受到社会各领域的广泛关注^［1–2］，而镁锂合金作为目前最轻的金属材料之一在航空航天、新能源汽车和生物医用等领域^［3］有望实现突破性发展应用。在室温下，根据镁锂合金的二元相变规律，其晶体结构随锂含量增加呈现典型相变特征^［4］：在低锂含量阶段（Li含量低于5.7%时），合金以镁基α相为主体，呈现密排六方晶格（hcp），此时锂原子固溶于镁晶格中形成单相固溶体。随着锂含量提升至5.7%~10.3%时，合金转变为α+β双相共存状态，其中α相仍为镁基六方结构，而新形成的β相则是锂基体心立方（bcc）结构，两相比例随锂含量增加呈动态调整。当锂含量达到10.3%后，合金完全转变为锂基β单相体心立方结构，此时镁原子作为溶质分布于锂晶格中。由于Li元素的加入^［5］，使得镁锂合金的密度变低，为1.35~1.65 g·cm^-3［6］，但强度也因此变得更低。锂元素的固溶引起镁基体晶格参数显著改变，当Li含量达到5.7%时，轴长比（c/a）会降低，这种结构变化直接导致非基面滑移激活能降低，并且随着Li元素含量的增加，会产生更多的滑移系以及β-Li相^［7–8］，这就使得镁锂合金有很好的塑性变形能力^［9］，但其绝对强度也因此偏低，在室温条件下的抗拉强度很难超过200 MPa^［10］，大大限制了镁锂合金在实际工程的应用^{［11–13］}。而镁锂合金及其复合材料的强度和延展性的大小主要由合金设计和加工控制的强化机制来决定。在当今从事镁锂合金研究的材料科学家面临的主要挑战中，了解其强化机制是最重要的先决条件之一，同时强化机制又受合金自身的元素与成分和加工工艺的影响。故本文归纳了镁锂合金常见的强化机制以及国内外研究现状，介绍了部分工艺，并对镁锂合金的未来研究方向进行了总结与展望。

1 第二相强化

1.1 沉淀强化

沉淀强化是通过调控过饱和固溶体的时效析出行为^［14］，利用弥散分布的纳米级第二相阻碍位错运动，从而实现材料强化的关键机制。经过固溶热处理的合金通常形成过饱和固溶体，这种非平衡态组织在热力学上具有向稳态转变的自发性。当环境条件（如温度、时间）改变时，原先均匀分布于基体中的溶质原子会通过扩散作用进行运动并转移，并在晶格特定区域发生富集现象。这种动态演变最终会导致两种相变过程：其一是在基体内部析出沉淀相，其二是形成脱溶相。沉淀相与脱溶相的核心区别在于析出位置、界面结合状态及对性能的影响。沉淀相通过均匀、弥散的共格/半共格析出从而提升合金整体强度；而粗大的脱溶相可能成为裂纹萌生源，并且由于脱溶相与基体界面结合较弱（非共格），这些都是脱溶相会导致材料的塑性和强度降低的关键因素。这类新生成的相态可能呈现3种形态：一是完全区别于平衡相的新相结构；二是具有亚稳态特征的过渡相；三是与平衡相晶体结构相近的第二相。这种相变过程直接关系到材料的力学性能演变，如硬度和强度的提升往往与析出相的尺寸、分布及共格状态密切相关。而沉淀相的大量弥散分布可以增加合金的强度，称为沉淀强化^［15］。

镁锂合金沉淀强化的核心机制表现为第二相颗粒对材料内部位错迁移与滑移行为的阻碍作用，进而提升合金的屈服强度。该强化效果由析出相的三维分布特征（如弥散程度）、体积占比、微观形貌尺寸以及与基体间的界面结合状态（共格、半共格或非共格）共同决定^［5］。析出相的强化机制可分为位错绕过析出相的强化作用和位错切过析出相的强化作用^［16］。

①位错绕过机制（Orowan机制）

Orowan机制是材料发生塑性变形时位错运动受阻碍的常见机制：宏观上当材料受到剪切应力时，位错遇到无法直接切过且不可变形的纳米级析出相，其位错运动的路径受到阻碍转而选择绕过这些障碍。微观上随着应力增大，位错最终绕过这些细小的颗粒而闭合形成位错环，从而会显著阻碍后续位错的运动，所以这一过程导致材料的强度得到明显提升^［17］。

②位错切过机制

当析出相尺寸较小（<5 nm）且与基体共格时如Guinier-Preston区（GP区）或过渡相，位错可切割析出相并携带其共同变形。在此过程中，析出相与基体的晶体错配（如柏氏矢量差异、滑移面取向偏差）会导致以下效应：晶格畸变阻力，界面割阶形成。其强化效果随析出相体积分数和切割阻力的增加而增强。但有一定局限性，当析出相粗化或失去共格性时，切过机制逐渐失效，强化转为Orowan机制主导^［18］。

研究表明，在Mg-4Li合金中添加Al-Si共晶合金后会导致合金内部Al₃Li（Mg）和Mg₂Si沉淀相析出，从而增加合金整体强度^［19］。Al₃Li（Mg）沉淀为小球形颗粒，而Mg₂Si形成多边形颗粒。Al-Si共晶合金的加入提高了合金的极限抗拉强度（UTS），Mg-4Li-3（Al-Si）合金的极限抗拉强度为295 MPa，而Mg-4Li合金为143 MPa。这种大幅度的改善归因于析出的Al₃Li（Mg）和Mg₂Si相（平均尺寸15 nm）通过Orowan机制使抗拉强度得到大幅提高。Li等^［20］研究了Cu添加量（0.5%~2.0%）对Mg-5Li-3Al-2Zn合金显微组织和硬度的影响。图1（a，b）显示了铸态Mg-5Li-3Al-2Zn合金的光学显微组织，合金由白色α镁相和黑色共晶结构组成，共晶区完全位于晶界处，呈层状结构。而当Cu添加量为2.0%时（Mg-5Li-3Al-2Zn-2Cu合金，图1（c，d）），晶粒内部存在少量小的球状化合物，且由于Cu的加入，枝晶α-Mg相变大，大多数共晶相由片层状变为半连续网状。而随着铜添加量的增加，AlCuMg相存在于合金中，而AlCuMg和Al₂Cu这两类化合物的熔点高于AlLi相，并且AlCuMg相可以一定程度上抑制AlLi相的形成和生长。此外，AlCuMg和Al₂Cu的硬度高于AlLi相，从而使Mg-5Li-3Al-2Zn-2Cu的硬度更高。Tang等^［18］发现体心立方镁-锂-铝基合金在长时间的低温时效过程中表现出强度下降主要是因为半共格D0₃-Mg₃Al纳米颗粒在快速冷却过程中析出，随后逐渐粗化并失去共格性。而后通过调控Li和Al的含量，增加Li含量以降低bcc-β基体的晶格参数，从而降低Mg₃Al相与基体之间的晶格失配，减小界面能；并适当增加Al含量以增加Mg₃Al相的体积分数，但Al含量不能超过固溶体的最大溶解度，否则会形成不连贯的AlLi颗粒。通过上述方法设计了一种新的Mg合金LA156，其中Li含量为15%，Al含量为6%。这种合金具有更小的晶格参数，形成了更多的纳米级Mg₃Al相，从而获得了更高的强度和更好的时效稳定性。通过控制Mg₃Al纳米颗粒的晶格失配和体积分数，提出并验证了制备结构稳定且具有高比强度的低密度镁锂合金的新方法，而该研究的主要发现就包括确定纳米沉淀和沉淀强化的机制，这也为我们提供了开发一种具有高强度且更稳定的镁锂合金的新方法。

图1 铸态Mg-5Li-3Al-2Zn和Mg-5Li-3Al-2Zn-2Cu合金的不同放大倍数光学显微组织图像

Fig.1 Optical microstructure images of as-cast Mg-5Li-3Al-2Zn （a，b） and Mg-5Li-3Al-2Zn-2Cu （c，d） alloys with different magnifications^［20］

1.1.1 B2相强化

在镁锂合金中，B2相是通过固溶体脱溶析出的硬脆相，其强化机制属于典型的沉淀强化。一方面B2颗粒作为非共格析出相，位错通过Orowan机制绕过颗粒，形成位错环，从而提升强度；另一方面B2相与基体的异质界面可抑制裂纹扩展，改善材料韧性。Zhang等^［21］通过铸造和热轧开发出一种新型有序B2纳米颗粒强化的Mg-Li-Zn合金，系统研究了其微观结构演化和力学性能。在铸态Mg-13Li-9Zn合金中直接生成有序B2纳米颗粒，避免了传统高温固溶处理的氧化风险。与传统粗大析出相的脆性界面相比，B2颗粒与基体半共格界面降低位错切割阻力，在提高强度的同时减少塑性损失。并且热轧过程中B2颗粒与基体保持半共格关系，未发生粗化或溶解，并且基体中还引入了一些调幅分解区域，最终达到280 MPa的屈服强度和22%的延伸率。

1.1.2 调幅分解强化

调幅分解强化属于一种特殊的沉淀强化机制。与传统沉淀强化相比，调幅分解强化形成连续、无明确界面的纳米团簇，而非离散的析出相。并且调幅分解强化通常在短时时效内达到峰值，而传统沉淀强化需要更长的时效时间以形成稳定析出相。Tang等通过各种表征技术和建模方法等有力证据，证明了bcc结构MgLiAl合金（LA147）中的调幅分解强化^［22］。与传统镁合金需长时间时效不同，该合金淬火后立即达到峰值强度，极大简化了热处理流程。通过新开发的用于原子探针断层扫描（APT）样品制备的低温技术结合透射电子显微镜（TEM）研究了水淬火20 min内LA147的α相微观结构的元素分布和晶体学特征。图2（a）是重建的低温APT数据集，揭示了散布在整个bcc基质（洋红色（虚线））中的纳米尺寸的富Al区（蓝色（实线））。如图2（b）所示，LA147的比强度达约350 kN·m·kg^-1，超过大多数工程合金（如钛合金、高强钢），甚至优于纳米结构镁合金薄膜。图2（c）通过对比Mg-Li和Mg-Al合金体系的吉布斯自由能二阶导数，证明了Mg-Al合金体系在低温下的热力学不稳定性，为实验中观察到的调幅分解强化提供了关键理论依据。再通过同步辐射X射线衍射（XRD）实验与相场模拟对比，如图2（d）所示，通过采用散射矢量q为横坐标，在消除X射线波长影响的同时更便于对调幅分解产生的结构进行分析，其不仅提供了调幅分解强化的实验证据（主峰两侧卫星峰特征），还揭示了分解过程的动态机制随温度的变化。图2 （e，f）的APT结果显示，Mg和Al的浓度曲线呈现互补的正弦曲线特征，这是调幅分解强化的典型化学特征。这一机制在镁锂合金中较早被报道，突破了传统镁锂合金依赖析出或孪生强化的局限性，为轻量化超高强镁锂合金设计提供了新路径。

图2 重建的APT数据集显示富Al区（蓝色（实线））分布在bcc相（洋红色（虚线））内；LA147与其他高强度合金之间的比屈服强度比较（圈出的两种材料是通过溅射沉积这种更奇特的方法以薄膜的形式产生的）；不同温度下体心立方Mg-Al/Li固溶体的形成能曲线；淬火态LA147在自然时效过程中的XRD数据集；富Al区的Mg，Li和Al的一维浓度分布

Fig.2 （a） Reconstructed APT volume showing Al-rich zones （blue） distributed within bcc phase （magenta）；（b） Comparison of specific yield strength between LA147 and other high-strength alloys （two materials circled were produced in form of thin films by more exotic route of sputter deposition）；（c） Formation energy curves for various temperatures in body-centered cubic Mg-Al/Li solid solutions；（d） XRD datasets of as-quenched LA147 during natural aging；（e，f） One-dimensional concentration profile of Mg，Li，and Al through Al-rich zones^［22］

1.2 弥散强化

弥散强化也是改善镁锂合金性能的有效强化制之一。弥散强化是指通过加入一个或多个弥散相（如氧化物、硼化物、碳化物等）到基体材料中，形成非常微小且均匀分布的第二相颗粒，这些颗粒能有效地抵抗位错的运动，从而提高了材料的强度和硬度。例如，在铝或镁基复合材料中添加纳米级的陶瓷颗粒。弥散强化的优点是提高了材料的高温稳定性，因为弥散相颗粒通常化学稳定，不容易在高温下长大或溶解。

常见的用于弥散强化而引入的第二相有金属间化合物（AlLi相、Mg₂Si相、AlCuMg相和Al₂Cu相等）、陶瓷颗粒（TiB₂颗粒、SiC颗粒、Al₂O₃颗粒等）和其他纳米级或微米级的增强相。Wang等^［23］通过搅拌铸造法以YAl₂颗粒增强Mg-Li-Al基体。YAl₂颗粒在搅拌铸造过程中均匀分布于Mg-14Li-3Al基体，其独特的C15型立方晶体结构与β-Li相（bcc）形成低错配度界面，避免了传统陶瓷增强体（如SiC）因热膨胀系数差异导致的界面脱粘这一问题，同时YAl₂与Mg-Li-Al基体无化学反应避免了传统陶瓷增强体（如SiC）界面脆性这一问题。YAl₂颗粒的弥散分布既使基体晶粒尺寸得到细化，同时也有效阻碍位错运动，在室温下抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为225 MPa，161.4 MPa和9%。并且YAl₂颗粒的弥散分布也提升了合金高温变形抗力，在180 ℃测试条件下，以YAl₂颗粒增强的Mg-14Li-3Al基体复合材料的抗拉强度为78 MPa，屈服强度为57 MPa；同温度下Mg-14Li-3Al基体合金抗拉强度约为39 MPa，屈服强度约为19 MPa，YAl₂颗粒的加入使拉伸强度和屈服强度分别比Mg-14Li-3Al基体提高了100%和200%。Sun等^［24］采用搅拌铸造法开发了一种新型的Mg-10Li-3Al （LA103）基复合材料，其中采用非原位微米级TiB₂颗粒作为增强相。对增强相进行球磨和冷压预处理，使TiB₂颗粒在复合材料微观结构中得到良好分散。与基体合金相比，Al-TiB₂/LA103复合材料在保持可接受的延伸性的同时，强度和弹性模量均得到显著提高。图3（a）是未经预处理的TiB₂/LA103复合材料的扫描电子显微镜（SEM）图像，可以看出颗粒分布严重偏析，并且有大规模团聚和孔隙缺陷。Mg-TiB₂/LA103复合材料的颗粒分布如图3（b）所示，与未预处理的复合材料相比，其分散性得到改善，但颗粒仍存在小尺度的团聚。在Al-TiB₂/LA103复合材料中，颗粒的分布达到了最大的均匀性，如图3（c）所示，正是由于颗粒的弥散分布，Al-TiB₂/LA103复合材料的塑性在一定程度上得到了保留（8.4%），极限抗拉强度和屈服强度分别为189.6和168.9 MPa，比铸态LA103提高了33.8%和34.8%，对实际工程应用很有价值。

图3 不同预处理工艺制备的铸态TiB₂/LA103复合材料的SEM图像

Fig.3 SEM images of as-cast TiB₂/LA103 composites prepared by different pretreatment processes^［24］

（a） TiB₂/LA103；（b） Mg-TiB₂/LA103；（c） Al-TiB₂/LA103

2 固溶强化

在固溶强化过程中，合金元素（溶质原子）可以取代基质（溶剂原子），使溶质完全溶解到溶剂中。融入固溶体中的溶质原子造成晶格畸变，晶格畸变使位错运动受阻，滑移运动很难持续进行，从而增加合金固溶体的强度与硬度。这种通过融入某种溶质原子来形成固溶体而使金属强化的现象称为固溶强化^［25］。评估合金元素的固溶强化效果的主要因素是其在镁基体中的溶解度，其次是考虑其半径大小与基体的差值。

在常见的稀有元素中，钇（Y）的固溶度属于较高水平，这使其在镁锂合金中作为一种有效的固溶强化元素。Guo等^［26］研究了固溶体参数对Mg-9Li-6Al和Mg-9Li-6Al-2Y合金组织和硬度的影响，如图4所示。在Mg-9Li-6Al-2Y中，由于Y的加入，合金中的块状α-Mg相发生了球化，并出现了一些小的明亮的块状相。合金中α-Mg相消失，AlLi相消失，仍存在MgLi₂Al颗粒和小的块状相。最终的研究结果表明Y元素的加入可促进MgLi₂Al相析出，抑制AlLi相析出，从而增加硬度。Mg-9Li-6Al合金中Y的加入使α-Mg相球化，减少了层状AlLi相的形成，同时因为更多的Al原子固溶到合金基体中，所以使Al在合金中的固溶强化更加明显，从而使合金的硬度提高。Fei等^［27］研究了Mg-9Li-6Al-xLa （x=0，2，5）合金在不同固溶参数下的组织演变。结果表明，在350 ℃固溶过程中，Mg-9Li-6Al中的α-Mg析出了片状AlLi，而MgLi₂Al则溶解在基体中；然而当温度提升到450 ℃时，MgLi₂Al相转而从β基体中析出而AlLi相则溶解消失于基体中。在这一过程中La的加入使β-Li在450 ℃时析出的MgLi₂Al比Mg-9Li-6Al更细小，抑制了AlLi相的析出。随着La的加入，AlLi和MgLi₂Al含量的减少导致合金硬度下降，合金硬度的提高则是由于Al-La相析出和Al原子的固溶强化。

图4 铸态Mg-9Li-6Al和Mg-9Li-6Al-2Y合金的SEM图像

Fig.4 SEM images of as-cast Mg-9Li-6Al （a） and Mg-9Li-6Al-2Y （b） alloys^［26］

3 细晶强化

晶粒细化是改善镁锂合金性能最有效的方法之一。该方法不仅可以提高镁锂合金的屈服强度，而且提高了镁锂合金的塑性和韧性。金属的晶粒尺寸与屈服强度可以用Hall-Petch公式^［28］来表示： $σ_{s} = σ_{0} + k d^{- \frac{1}{2}}$ （1）式中，σ_s为合金屈服强度，σ₀为单晶体的屈服强度，k代表塑性变形的应力强度因子（霍尔佩奇系数），d代表合金的平均晶粒直径。由式（1）可知，当合金的平均晶粒直径逐渐减小时，合金的屈服强度就会逐渐增大。

由金属理论可知，晶界对位错的运动具有阻碍作用，晶粒越细小那么周围的晶界就会越多，从而被阻塞的位错就会越多，合金的强度也就会得到提高。常用的晶粒细化强化方法有：控制凝固过程^［29］、添加晶粒细化剂^［30］、塑性变形及剧烈塑性变形^［31］。其中塑性变形与剧烈塑性变形虽然会使晶粒细化以提升合金强度，但同样也会使位错堆积形成位错强化，也就是加工硬化。这一部分将在加工硬化中着重介绍。

3.1 控制凝固过程

控制凝固过程一般是通过提高冷却速率来提高过冷度，从而提高形核速率以达到细化晶粒的效果。随着过冷度的增大，晶体的形核速率和生长速率同时增大，且较快的形核速率导致晶粒细化。常见的快速冷却方法包括：使用具有良好导热性的金属模具，对模具施加强制冷却等。Muga等^［29］通过快速冷却和时效工艺制备了Mg-14Li-3Al-3Ce合金，时效和快速冷却有效细化了微观结构，影响了金属间化合物的析出和形成，Mg₁₇Al₁₂，Mg₁₂Ce和Al₁₁Ce相的存在诱导了Mg-14Li-3Al-3Ce合金的晶粒细化，提高了合金的抗拉强度。经15 h时效处理的Mg-14Li-3Al-3Ce合金屈服强度为105.5 MPa，极限抗拉强度为136.8 MPa，伸长率为19.2%。长时间时效和快速冷却使晶粒细化更加显著，有助于提高合金整体的抗拉强度。时效过程中析出的一系列细小连续的bcc-β相提高了合金的延展性。快速冷却通过晶粒细化和固溶强化提高了合金的强度。过冷度的提高也可以通过快速冷却技术来实现。当合金以足够高的冷却速率凝固时，就会发生非平衡凝固，产生的过饱和固溶体在后续的时效过程中形成分散的亚稳相和稳定的析出相，这些析出相使位错运动受阻，合金整体的强度因而得到提高。并且产生的亚稳相在合金中的固溶性就会增加，有助于晶粒细化，并且合金的强度、塑性、耐磨性和耐腐蚀性都会得到一定程度的提高。

3.2 添加晶粒细化剂

金属液体的改性处理是通过向熔融金属中添加微量变质剂，促进非均匀形核或改变晶体生长模式，从而调控凝固组织的方法。而对于铸态合金，改性是通过添加晶粒细化剂使基体晶粒和第二相同步细化，同时通过吸附作用抑制枝晶过度生长，从而改变其形貌和分布，使其从粗大板块状向弥散颗粒状进行转变。该技术可以进一步优化第二相分布均匀性从而提高合金力学性能。常规晶粒细化剂可分为两种：一种是稀土类元素^［30］，另一种是传统金属元素，如Mn，Ca和Cu等^{［20，32–33］}。

稀土元素一直是镁合金中强化效果非常优异的元素。在凝固过程中，固液界面前端稀土元素的积累导致过冷，过冷区形成新的成核区导致细小等轴晶粒的形成。此外，稀土可以与合金中的Mg等元素反应，形成分散在基体中的稀土化合物。稀土化合物由于熔点较高，所以会先开始凝固，从而增加了成核颗粒，也因此阻碍了晶粒的长大以达到细化晶粒的效果。Wu等^［34］研究发现，向Mg-8Li-（1，3）Al合金中添加1%的钇（Y）后，一方面，Y元素优先在α-Mg/β-Li相界面处偏聚并形成纳米级Al₂Y金属间化合物，通过钉扎位错和抑制晶界迁移显著提升合金强度；另一方面，Y的加入抑制了α-Mg相的形核与生长，促使β-Li相体积分数增大，而β-Li相特有的bcc结构因滑移系数量增加显著改善了合金的塑性变形能力。这种相组成调控与弥散强化的结合，实现了强度与塑性的同步优化。

Mn也是Mg-Li合金中的另一种晶粒细化剂。在Mg-Li合金凝固过程中，Mn元素因其固溶度低而发生相间的分配差异，部分Mn原子被排斥至α-Mg相晶界区域形成富Mn偏聚带。这种偏析效应通过两种机制抑制晶粒生长，一方面，Mn在晶界处形成纳米级Mn-Mg金属间化合物（如MnMg₃），作为物理屏障阻碍α相晶界的迁移；另一方面，未反应的Mn原子通过吸附作用降低晶界能，抑制α相的扩散型长大，从而提高合金的强度和塑性。当Mg-9Li-2Zn合金中加入0.2%Mn时，Mg原子在α相周边富集，使原本的α相发生明显细化并出现球化，此时Mn的细晶强化与固溶强化效应共同作用，合金的强度与延伸率均得到有效提升。Mn添加量在0.5%~0.8%范围内，α相的形貌和尺寸并无明显变化，该区间内Mn的晶粒细化效应充分释放，合金力学性能达到峰值，其中Mn含量为0.5%时强化效果最显著。而当Mn含量为0.8%~1.5%时，过量Mn会促使合金中生成大量的MgMn₂O，Li_0.5MnO₂等颗粒状脆性化合物，弱化了基体塑性变形能力，最终导致合金的强度与延伸率随Mn含量增加同步下降^［35］。Wang等^［33］在Mg-5Li-3Al合金中通过调控Ca元素含量发现当Ca含量从0.5%增加到1%时，铸态镁锂合金发生了明显的晶粒细化。Mg-5Li-3Al-（0.5-1）Ca合金力学性能的增强主要是由于Ca原子的引入导致晶粒细化，同时Al₄Ca强化相的形成。值得注意的是，较高的Ca原子含量（1%~1.5%）会降低合金的拉伸性能。这是由于过量的Ca原子导致（Mg，Al）₂Ca共晶相沿着晶界形成。

4 加工硬化

铸态镁锂合金由于自身晶粒粗大、组织不均匀等问题导致力学性能往往较差。为了改善这一弊端，往往需要对铸态镁锂合金进行适当的变形加工，从而提升合金整体强度。镁锂合金常见的变形加工方法有轧制、挤压、锻造等^{［36–37］}。铸锭中的缺陷，特别是气孔和裂纹，在挤压过程中三维压应力状态下会得到很好的焊合，力学性能明显提高。

但由于晶界强化效果有限，Mg-Li合金经常规塑性变形后的强度无法得到进一步提高。而剧烈塑性变形（SPD）是通过大的塑性变形量产生大量的晶体缺陷，将晶粒细化到亚微米或纳米尺度，最终获得高强度、完整的大尺寸块状材料^［38］。典型的SPD技术包括等通道转角挤压^［39］、高压扭转^［40］、累积叠轧^［41］、多向锻造^［42］和搅拌摩擦加工^［43］。

4.1 等通道转角挤压（ECAP）

起初ECAP是一种研究纯金属如铝、铜等在纯剪切变形情况下微观组织变化的方法，其应用潜力较大。ECAP工艺示意图如图5所示^［44］。在挤压模具中，有两个具有一定角度和相同截面的通道，在ECAP过程中，合金在压力作用下由上端压下，由右端压出。这一过程使其产生剪切变形，随着挤压次数的增加，应变逐渐积累，合金晶粒逐渐细化，从而有效改善合金的组织和力学性能。Klu等^［45］对铸态Mg-9Li合金进行固溶预处理、室温下等通道转角挤压和室温轧制后发现，合金中的α-Mg相晶粒可细化至500~700 nm，并且获得了206 MPa优异的抗拉强度和21%的良好伸长率。这种高强度归因于晶界强化、位错强化以及α-Mg相强烈基底织构形成导致的织构强化。

图5 ECAP工艺示意图

Fig.5 Schematic diagram of ECAP process^［44］

4.2 高压扭转（HPT）

HPT也是剧烈塑性变形的一种，非常适合生产大块超细晶和纳米晶材料，因为它引入了许多晶界以及位错和点缺陷^［46］，其工艺示意图如图6所示^［47］。将工件放入模具中，工件在冲头与模具之间承受数个GPa的高压作用，P代表施加在样品上的正压力，工件在内部会受到强烈的摩擦旋转从而产生剪切变形，其计算应变量公式为^［48］： $ε = \ln (\frac{2 π N R}{L})$ （2）式中，ε为等效应变，应变值越大，代表材料承受的塑性变形越剧烈，晶粒细化效果通常也越强；N是扭转的圈数；R是距样品中心的距离，mm；L是样品的厚度，mm。

图6 HPT工艺示意图

Fig.6 Schematic diagram of HPT process^［47］

在HPT工艺中，不同的加工圈数对镁锂合金微观组织和力学性能具有显著影响。Su等^［49］研究了在室温下通过HPT工艺制备的超轻镁锂合金（LZ91）的微观结构演化和力学性能。图7显示了LZ91合金在不同HPT加工圈数处理后的TEM图像，经过1/4圈HPT处理后，LZ91合金的晶粒明显细化，从30 μm细化到950 nm。在1次循环后，平均晶粒尺寸可达到约260 nm。结果表明，经过10次HPT加工，平均晶粒尺寸从初始状态的30 μm减小到约230 nm，实现了显著的晶粒细化。随着HPT加工圈数的增加，合金的显微硬度不断提高。在高温下的拉伸试验表明，超细晶LZ91合金具有十分优异的力学性能，在473 K条件下，其拉伸延伸率可达约400%。

图7 LZ91合金在不同HPT加工圈数处理后的TEM图像

Fig.7 TEM images of LZ91 alloy after processing with different number of HPT machining turns^［49］

（a） 1/4；（b） 1；（c） 5；（d） 10

HPT在块体超细晶/纳米晶材料制备领域展现出独特的优势，但该技术在实际生产应用中具有显著局限性。受制于其模具结构，很难满足工业级量化生产的需求；再者其工艺过程中的众多参数（扭转速率、扭转角度等）在精确调控时存在技术瓶颈，如大规模工程应用需突破众多难题。

4.3 累积叠轧（ARB）

ARB也叫叠焊法，由日本大阪大学斋藤教授于1998年提出，并成功用于将纯铝的晶粒细化到1 μm以下，获得了块状超细晶材料^［41］。ARB工艺如图8所示^［50］。

图8 ARB工艺示意图

Fig.8 Schematic diagram of ARB process^［50］

ARB工艺核心在于轧制–切割–叠合的循环来实现晶粒的细化。通常在再结晶以下温度进行，首先对两块尺寸一致的板材进行表面处理并将其叠合到一块，再通过轧制使板材之间产生机械性结合，再将板材对半剖开，重新进行叠合并轧制，循环进行该过程可以使板材达到常规工艺难以达到的累积应变量。Hou等^［51］采用ARB工艺制备了超细晶高强度Mg-5Li-1Al片材，并对ARB后的Mg-5Li-1Al片材显微组织和力学性能进行了研究，如图9所示。晶粒细化机制由孪晶动态再结晶转变为旋转动态再结晶。随着ARB循环次数的增加，Mg-5Li-1Al板材的强度提高，而伸长率变化不大，最终的平均晶粒尺寸为100 nm，抗拉强度可达318 MPa且保持理想的塑性。这些性能的提升主要归因于应变硬化和晶粒细化的协同作用。

图9 Mg-5Li-1Al在不同ARB循环次数后的高倍TEM图像

Fig.9 High magnification TEM images of Mg-5Li-1Al after different number of ARB cycles^［51］

（a） 1；（b） 2；（c） 4；（d） 6

ARB相较于传统轧制，其独特优势体现在循环界面重构产生位错增殖，从而获得超细纳米晶组织大幅提升合金力学性能。但ARB法制备Mg-Li合金仍有许多问题需要克服（层间的界面结合易氧化、尺寸受限等），这也让ARB在工业推广上受到制约。

4.4 多向锻造（MDF）

MDF通过多道次和多方向镦粗和拉伸实现剧烈塑性变形，这是获得fcc和hcp超细晶粒的先进技术^［52］。在拉伸过程中，材料必须承受拉伸压力和大的应变，并保持试样的横截面尺寸。MDF技术最大的特点就是多轴交替塑性变形能力，在不同方向进行反复压缩产生应变的累积和组织的细化。

通过多向锻造、模锻和退火处理，Zeng等^［53］制造的超轻Mg-10Li-3Al-3Zn （LA103Z）合金通过MDF诱导动态析出和随机化的宏观织构，产生准各向同性的拉伸性能。在260 ℃和6 mm·s^-1下模锻最大程度溶解铸态LA103Z合金中的AlLi相、细化晶粒从而获得最佳数量和分布的MgLi₂Al颗粒并获得最佳强度，最后进一步在245 ℃下退火3 h提高综合力学性能。图10为锻造态和不同退火条件下LA103Z合金样品的SEM图像，随着退火温度的升高，MgLi₂Al颗粒减少（220 ℃-3 h），或几乎消失（245 ℃-3 h），或在晶界处重新析出（270 ℃-2 h），在245 ℃下退火3 h达到最佳综合力学性能，β相平均晶粒尺寸（d_β）达到最小值，拉伸屈服强度为211 MPa，抗拉强度为243 MPa，伸长率为20%^［53］。这项工作为工业生产高性能大尺寸Mg-Li构件提供了可行的方法。

图10 锻造态和不同退火条件下LA103Z合金在MDF后的SEM图像

Fig.10 SEM images of LA103Z alloy after MDF under wrought state （a） and annealed under different conditions （b~d）^［53］

（a） Wrought state；（b） 220 ℃-3 h；（c） 245 ℃-3 h；（d） 270 ℃-2 h

4.5 搅拌摩擦加工（FSP）

FSP是一种新型固态塑性加工技术，利用高速旋转的搅拌头插入待焊工件，通过摩擦产生的热量使金属处于热塑性状态，并带动材料从前面流向后面，从而产生固态焊接，其中搅拌针的旋转和移动导致材料发生超塑性流动^［43］，变形量通常超过70%。同时，强烈的塑性变形和热暴露会导致材料内部的晶粒细化、第二相颗粒破碎、孔隙闭合等微观结构的改变。加工过程中伴随晶粒细化、组织均匀化等动态再结晶现象。FSP工艺示意图如图11所示^［43］，其中，BM为母材区，即未受搅拌摩擦加工影响的原始基体材料；HAZ为热影响区，该区域受到摩擦热作用，但未发生塑性变形；TMAZ为热力影响区，该区域同时受到摩擦热和轻微机械搅拌作用，材料发生了部分塑性变形，晶粒被拉长或扭曲，但未达到完全动态再结晶的程度，组织介于母材和搅拌区之间；SZ为搅拌区，也叫焊缝中心区，是搅拌头直接作用的核心区域，材料在强烈的机械搅拌和摩擦热共同作用下，发生剧烈塑性变形和动态再结晶，形成细小、均匀的等轴晶组织。Zhou等^［54］通过优化传统FSP方法，使用一种交替加工路径对Mg-9Li-1Zn合金的微观结构和力学性能进行了研究，这种优化后的FSP工艺导致加工区域内微观结构和硬度分布更加均匀。与传统FSP方法相比，Mg-9Li-1Zn合金的晶粒尺寸从约31 μm细化到约0.21 μm，α相和β相均匀分布。经加工的合金表现出高强度和高延伸性，最终拉伸强度为220.1 MPa，总伸长率为70.0%，明显高于基体金属。其中出色的延展性归因于晶界滑移，这是超细晶样品在FSP后的主导变形机制，而强度的提升则主要源于晶粒尺寸的大幅缩小产生的细晶强化。

图11 FSP工艺示意图

Fig.11 Schematic diagram of FSP process^［43］

5 总结与展望

近年来，镁锂合金因其高强度、低密度和优异的阻尼特性而引起了广泛关注。然而双相镁锂合金由于强度低和高温不稳定性，其应用仍然受到限制。本文综述了镁锂合金的强化方法和机制，但实际应用中镁锂合金的强化需多种机制协同作用，目前仍面临以下挑战：一是建立强化与增韧协同作用的定量模型。且要实现镁锂合金的大规模应用，仍面临众多挑战；二是研究工艺优化。例如，开发新的高冷却速率凝固技术，以获得超细晶结构；研究新的变形工艺，以获得超细晶或纳米晶结构；研究新的复合工艺和镁锂合金的超细晶微观结构等。在了解现有工艺的优缺点的基础上，再将不同的强化机制进行融合，以弥补单一强化方法存在的缺陷，实现不同机制的协同作用是非常具有研究价值的。只要解决绝对强度低这一问题，超轻镁锂合金有望迎来更加光明的前景。

作者贡献声明：

朱子宁：负责撰写初稿与修订；姜艺杰、黄清岚、耿志鑫：负责审阅、提供参考和意见；唐颂、寇宗德：负责资源、监督、获取资助。

参考文献：

［1］

（杨青山，颜宏伟，彭鹏，蒋斌，潘复生. 高成形镁合金板材最新研究进展［J］. 稀有金属，2024，48（3）：398.）

［2］

Li B J，Sun J P，Han J，Wu G S. Gradient age-precipitation behavior induced by gradient nano-grain in Mg-Gd-Ag-Zr alloy ［J］. Journal of Iron and Steel Research International，2024，32：19.

［3］

（王李强，吴国清，潘英才，关贺，葛大梁. 多元微合金化对Mg-14Li-Al合金组织及力学性能的影响［J］. 稀有金属，2019，43（2）：134.）

［4］

Peng X，Liu W C，Wu G H. Strengthening-toughening methods and mechanisms of Mg-Li alloy：a review ［J］. Rare Metals，2022，41（4）：1176.

［5］

Sanschagrin A，Tremblay R，Angers R，Dube D. Mechanical properties and microstructure of new magnesium-lithium base alloys ［J］. Materials Science and Engineering：A，1996，220（1–2）：69.

［6］

（乐启炽，崔建忠，李红斌，张新建. Mg-Li合金研究最新进展及其应用［J］. 材料导报，2003，17（12）：1.）

［7］

Zhao J，Fu J，Jiang B，Tang A T，Sheng H R，Yang T H，Huang G S，Zhang D F，Pan F S. Influence of Li addition on the microstructures and mechanical properties of Mg-Li alloys ［J］. Metals and Materials International，2021，27：1403.

［8］

Zeng Y，Jiang B，Yang Q R，Quan G F，He J J，Jiang Z T，Pan F S. Effect of Li content on microstructure，texture and mechanical behaviors of the as-extruded Mg-Li sheets ［J］. Materials Science and Engineering：A，2017，700：59.

［9］

Zhong F，Cao X，Wang T，Liang M，Liu Y H，Wu B. Effects of Li content on phase evolution and mechanical properties of Mg-xLi-6Zn-1.5Y alloy ［J］. Journal of Materials Engineering and Performance，2025，34（15）：16255.

［10］

Liu T，Wang Y D，Wu S D，Peng R L，Huang C X，Jiang C B，Li S X. Textures and mechanical behavior of Mg-3.3%Li alloy after ECAP ［J］. Scripta Materialia，2004，51（11）：1057.

［11］

Gnanavelbabu A，Vinothkumar E，Ross N S，Rai R，Kuntoglu M. Investigating the influence of NaCl concentration on the electrochemical corrosion behavior of metal oxide reinforced magnesium matrix composites ［J］. Archives of Civil and Mechanical Engineering，2023，23（2）：113.

［12］

Bairagi D，Mandal S. A comprehensive review on biocompatible Mg-based alloys as temporary orthopaedic implants：current status，challenges，and future prospects ［J］. Journal of Magnesium and Alloys，2022，10（3）：627.

［13］

Jian W W，Cheng G M，Xu W Z，Yuan H，Tsai M H，Wang Q D，Koch C C，Zhu Y T，Mathaudhu S N. Ultrastrong Mg alloy via nano-spaced stacking faults ［J］. Materials Research Letters，2013，1（2）：61.

［14］

Mitchell B S. An Introduction to Materials Engineering and Science for Chemical and Materials Engineers ［M］. Hoboken：John Wiley & Sons，2004. 1.

［15］

Wang Q，Li Z，Pang S J，Li X N，Dong C，Liaw P K. Coherent precipitation and strengthening in compositionally complex alloys：a review ［J］. Entropy，2018，20（11）：878.

［16］

Scattergood R O，Bacon D J. The Orowan mechanism in anisotropic crystals ［J］. Philosophical Magazine，1975，31（1）：179.

［17］

Szajewski B A，Crone J C，Knap J. Analytic model for the Orowan dislocation-precipitate bypass mechanism ［J］. Materialia，2020，11：100671.

［18］

Tang S，Xin T Z，Xu W Q，Miskovic D，Sha G，Quadir Z，Ringer S，Nomoto K，Birbilis N，Ferry M. Precipitation strengthening in an ultralight magnesium alloy ［J］. Nature Communications，2019，10（1）：1003.

［19］

Zhao Z L，Sun Z W，Liang W，Wang Y D，Bian L P. Influence of Al and Si additions on the microstructure and mechanical properties of Mg-4Li alloys ［J］. Materials Science and Engineering：A，2017，702：206.

［20］

Li J Q，Qu Z K，Wu R Z，Zhang M L. Effects of Cu addition on the microstructure and hardness of Mg-5Li-3Al-2Zn alloy ［J］. Materials Science and Engineering：A，2010，527（10–11）：2780.

［21］

Zhang S，Sun D P，Wu R Z，Jia H Y，Wu Q，Zhang J H，Hou L G. A Novel ordered B2 particle strengthened Mg-Li-Zn alloy ［J］. Advanced Engineering Materials，2022，24：2200477.

［22］

Xin T Z，Zhao Y H，Mahjoub R，Jiang J X，Yadav A，Nomoto K，Niu R M，Tang S，Ji F，Quadir Z，Miskovic D，Daniels J，Xu W Q，Liao X Z，Chen L Q，Hagihara K，Li X Y，Ringer S，Ferry M. Ultrahigh specific strength in a magnesium alloy strengthened by spinodal decomposition ［J］. Science Advances，2021，7（23）：eabf3039.

［23］

Wang S J，Wu G Q，Ling Z H，Huang Z. Microstructure and mechanical properties of YAl₂ reinforced MgLiAl composite ［J］. Materials Science and Engineering：A，2009，518（1–2）：158.

［24］

Sun J W，Ding D H，Liu W C，Wu G H，Liu H J，Wei G L，Liu H Z. Strength and elastic modulus enhancement in Mg-Li-Al matrix composites reinforced by ex situ TiB₂ particles via stir casting ［J］. Journal of Magnesium and Alloys，2024，12（9）：3574.

［25］

Tang Y，Jia W T，Liu X，Le Q C，Zhang Y L. Fabrication of high strength α，α+β，β phase containing Mg-Li alloys with 0.2% Y by extruding and annealing process ［J］. Materials Science and Engineering：A，2016，675：55.

［26］

Guo X Y，Wu R Z，Zhang J H，Liu B，Zhang M L. Influences of solid solution parameters on the microstrucuture and hardness of Mg-9Li-6Al and Mg-9Li-6Al-2Y ［J］. Materials & Design，2014，53：528.

［27］

Fei P F，Qu Z K，Wu R Z. Microstructure and hardness of Mg-9Li-6Al-xLa （x=0，2，5） alloys during solid solution treatment ［J］. Materials Science and Engineering：A，2015，625：169.

［28］

Kim W J. Explanation for deviations from the Hall-Petch relation based on the creep behavior of an ultrafine-grained Mg-Li alloy with low diffusivity ［J］. Scripta Materialia，2009，61（6）：652.

［29］

Muga C O，Guo H，Xu S S，Zhang Z W. Effects of aging and fast-cooling on the mechanical properties of Mg-14Li-3Al-3Ce alloy ［J］. Materials Science and Engineering：A，2017，689：195.

［30］

Xua T C，Peng X D，Qin J，Chen Y F，Yang Y，Wei G B. Dynamic recrystallization behavior of Mg-Li-Al-Nd duplex alloy during hot compression ［J］. Journal of Alloys and Compounds，2015，639：79.

［31］

Torkian A，Faraji G，Pedram M S. Mechanical properties and in vivo biodegradability of Mg-Zr-Y-Nd-La magnesium alloy produced by a combined severe plastic deformation ［J］. Rare Metals，2021，40：651.

［32］

Yang Q，Guan K，Qiu X，Zhang D P，Lv S H，Bu F Q，Zhang Y Q，Liu X J，Meng J. Structures of Al₂Sm phase in a high-pressure die-cast Mg-4Al-4Sm-0.3Mn alloy ［J］. Materials Science and Engineering：A，2016，675：396.

［33］

Wang T，Wu R Z，Zhang M L，Li L，Zhang J H，Li J Q. Effects of calcium on the microstructures and tensile properties of Mg-5Li-3Al alloys ［J］. Materials Science and Engineering：A，2011，528（18）：5678.

［34］

Wu R Z，Qu Z K，Zhang M L. Effects of the addition of Y in Mg-8Li-（1，3） Al alloy ［J］. Materials Science and Engineering：A，2009，516（1–2）：96.

［35］

（李红斌，姚广春，梁春林，刘宜汉，郭志强，蒋欢杰. 微量Mn对Mg-Li-Zn合金板材显微组织和力学性能的影响［J］. 功能材料，2006，37（8）：1269.）

［36］

（徐晨，徐林，王佳豪，巫瑞智. 镁锂合金强化研究进展［J］. 轻合金加工技术，2022，50（8）：1.）

［37］

（冯光，满亚谦，张晨龙，黄凯. 道次间加热对LSDR原理轧制镁/铝层合板界面组织及力学性能的影响［J］. 塑性工程学报，2025，32（3）：135.）

［38］

Mineta T，Hasegawa K，Sato H. High strength and plastic deformability of Mg-Li-Al alloy with dual BCC phase produced by a combination of heat treatment and multi-directional forging in channel die ［J］. Materials Science and Engineering：A，2020，773：138867.

［39］

Zhu Y T，Lowe T C. Observations and issues on mechanisms of grain refinement during ECAP process ［J］. Materials Science and Engineering：A，2000，291（1-2）：46.

［40］

Edalati K，Horita Z. A review on high-pressure torsion （HPT） from 1935 to 1988 ［J］. Materials Science and Engineering：A，2016，652：325.

［41］

Saito Y，Utsunomiya H，Tsuji N，Sakai T. Novel ultra-high straining process for bulk materials—development of the accumulative roll-bonding （ARB） process ［J］. Acta Materialia，1999，47（2）：579.

［42］

Nakao Y，Miura H. Nano-grain evolution in austenitic stainless steel during multi-directional forging ［J］. Materials Science and Engineering：A，2011，528（3）：1310.

［43］

Yadav D，Bauri R. Effect of friction stir processing on microstructure and mechanical properties of aluminium ［J］. Materials Science and Engineering A，2012，539：85.

［44］

Azushima A，Kopp R，Korhonen A，Yang D Y，Micari F，Lahoti G D，Groche P，Yanagimoto J，Tsuji N，Rosochowski A，Yanagida A. Severe plastic deformation （SPD） processes for metals ［J］. CIRP Annals，2008，57（2）：716.

［45］

Klu E E，Song D，Li C，Wang G W，Gao B，Ma A B，Jiang J H. Achieving ultra-fine grains and high strength of Mg-9Li alloy via room-temperature ECAP and post rolling ［J］. Materials Science and Engineering：A，2022，833：142371.

［46］

Rogl G，Setman D，Schafler E，Horky J，Kerber M，Zehetbauer M，Falmbigl M，Rogl P，Royanian E，Bauer E. High-pressure torsion，a new processing route for thermoelectrics of high ZTs by means of severe plastic deformation ［J］. Acta Materialia，2012，60（5）：2146.

［47］

Zhilyaev A P，Nurislamova G V，Kim B K，Baro M D，Szpunar J A，Langdon T G. Experimental parameters influencing grain refinement and microstructural evolution during high-pressure torsion ［J］. Acta Materialia，2003，51（3）：753.

［48］

Valiev R Z，Islamgaliev R K，Alexandrov I V. Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation ［J］. Progress in Materials Science，2000，45（2）：103.

［49］

Su Q，Xu J，Li Y Q，Yoon J L，Shan D B，Guo B，Kim H S. Microstructural evolution and mechanical properties in superlight Mg-Li alloy processed by high-pressure torsion ［J］. Materials，2018，11（4）：598.

［50］

Wang T Z，Zheng H P，Wu R Z，Yang J L，Ma X D，Zhang M L. Preparation of fine-grained and high-strength Mg-8Li-3Al-1Zn alloy by accumulative roll bonding ［J］. Advanced Engineering Materials，2016，18（2）：304.

［51］

Hou L G，Wang T Z，Wu R Z，Zhang J H，Zhang M L，Dong A P，Sun B D，Betsofen S，Krit B. Microstructure and mechanical properties of Mg-5Li-1Al sheets prepared by accumulative roll bonding ［J］. Journal of Materials Science & Technology，2018，34（2）：317.

［52］

Cao F R，Zhang J，Ding X，Xue G Q，Liu S Y，Sun C F，Su R K，Teng X M. Mechanical properties and microstructural evolution in a superlight Mg-6.4Li-3.6Zn-0.37Al-0.36Y alloy processed by multidirectional forging and rolling ［J］. Materials Science and Engineering：A，2019，760：377.

［53］

Zeng G，Li H R，Cao C，Zhou X J，Kang X K，Xiao H C，Lu X Z. Microstructure and mechanical properties of superlight Mg-10Li-3Al-3Zn cabins fabricated by multi-directional forging，die forging，and annealing ［J］. Journal of Materials Engineering and Performance，2024，33（5）：2473.

［54］

Zhou M R，Zeng Z R，Cheng C，Morisada Y，Shi Q Y，Wang J Y，Fujii H. Effect of the processing route on the microstructure and mechanical behavior of superlight Mg-9Li-1Zn alloy via friction stir processing ［J］. Journal of Magnesium and Alloys，2022，10（11）：3064.