镁锂合金作为密度最小的金属结构材料，具有高比强度和比刚度、优异的阻尼性能和电磁屏蔽性能等优点，但其绝对强度低，极大限制了其在实际工程中的规模化应用。对近年来镁锂合金的合金化强化、变形加工强化、热处理强化以及复合强化等强化方法的研究现状进行了总结，并给出了未来镁锂合金强化方法的研究方向。
1、合金化强化
合金化强化主要通过在镁锂合金中添加合金化元素，利用其在合金基体中的固溶以及形成稳定合金相的方法来提高合金的强度。常用的合金化元素有铝、锌、硅、钙、银、铜、锰、锆、锶以及稀土元素钇、钪、铈、钕、钆、铒等。由于铝和锌2种元素在镁中的固溶度较大，故二者是最常见的镁锂合金强化元素。BHAGAT 等研究表明：在Mg-4Li合金中添加质量分数2%，4%，6%的铝元素后，其晶界处会析出Mg17Al12、AlLi和Al3Li等相，且随着铝含量的增加，析出相的体积分数增加；同时，由于含铝相颗粒在热挤压过程中可产生颗粒促进形核(particle stimulated nucleation，PSN)效应，合金的晶粒尺寸随铝含量增加而减小；在增强相的形成及晶粒细化的共同作用下，挤压态(挤压比为15)Mg-4Li-6Al合金的抗拉强度可达240MPa，相比于同样状态下的Mg-4Li合金提升了50.4%。因锌和镁元素的原子半径差异较大，锌元素合金化强化效果差于铝元素。PERUGU等研究表明：将质量分数2%的锌元素添加至双相Mg-8Li合金后，会形成MgLi2Zn强化相，同时α-Mg相晶粒会发生细化；经85%压下量的冷轧后，Mg-8Li-2Zn(LZ82)合金室温下的屈服强度和抗拉强度分别可达219MPa和262MPa，且拥有高达64%的断后伸长率。
为进一步提升镁锂合金的强度，研究人员在Mg-Li-Al和Mg-Li-Zn2种三元合金的基础上添加了其他合金元素，开发出多种新型高性能镁锂合金材料。ZHAO等研究表明：在Mg-4Li合金中添加Al-Si共晶合金后，合金内部形成了 Al3Li(Mg)和Mg2Si沉淀相；经过150℃热轧(轧制比为6.25)后，Al3Li(Mg)沉淀相呈球状，而 Mg2Si沉淀相呈多边形；在2种析出相的沉淀强化和铝元素固溶强化的共同作用下，Mg-4Li-6(Al-Si)合金的抗拉强度达到295MPa，相比Mg-4Li合金提升了51.5%。同样，在(α-Mg+β-Li)双相镁锂合金和β-Li单相镁锂合金中添加Al-Si共晶合金，也可起到类似的强化效果。SHI等研究表明，向双相 Mg-8Li合金中添加 Al-Si共晶合金后，可形成MgLi2Al、AlLi和Mg2Si3种强化相，同时铝在α-Mg和β-Li两相中均可起到固溶强化作用，故轧制态(轧制比3.63)Mg-8Li-6(Al-Si)合金的抗拉强度可达390MPa。ZHAO等向单相 Mg-12Li合金中添加质量分数为3%，7%，9%的Al-Si共晶合金，发现：添加7%共晶合金的Mg-12Li-7(Al-Si)合金具有最高的抗拉强度，主要归因于合金元素添加后β-Li相颗粒发生细化、合金内部形成的细小AlLi和Mg2Si相引发的弥散强化以及轧制后基体内部产生的高密度位错与强化相的交互作用；与Mg-12Li-7(Al-Si)合金相比，Mg-12Li-9(Al-Si)合金的抗拉强度和断后伸长率显著降低，这主要归因于过多的Al-Si共晶合金将导致基体内部形成粗大的骨骼状Mg2Si相，使得Mg2Si和β-Li相界面结合力降低。WANG等研究发现：在Mg-5Li-3Al合金中添加质量分数0.5%的钙元素后，合金内部形成的 Al4Ca强化相可使合金产生强化效果；然而,当钙质量分数增大到1.0%和1.5%后，晶界析出的半连续脆性(Mg，Al)2Ca共晶相在外加拉应力的作用下，极易诱发裂纹萌生和扩展，导致合金的强度和断后伸长率均降低。因此，为使 Mg-Li-Al-Ca系合金具有较高的力学性能，需合理控制铝与钙元素的质量比。XU等研究发现：与钙元素类似，锶元素也可细化 Mg-8Li-3Al-0.5Mn合金中α-Mg相的二次枝晶臂，进而起到细晶强化的效果；经挤压加工后，合金中α-Mg/β-Li相界面处析出的Mg2Sr和Al4Sr强化相发生破碎并弥散分布于基体内部，可起到弥散强化的效果。
稀土元素也常作为合金化元素与铝和锌等元素共同添加至镁锂合金中。WU等研究发现：向Mg-8Li-(1，3)Al合金中添加质量分数1%的钇元素后，不同处理状态合金的强度增加,塑性提升；强度的提升源于在α-Mg/β-Li相界面析出的Al2Y强化相，塑性提升则源于钇的添加限制了α-Mg相的形成，使得 β-Li相的体积分数增大。ZHONG等研究发现，在Mg-8Li-1Al合金中添加钇和铈后，合金内形成了 Al2Y和Al2Ce强化相，抑制了轧制过程中再结晶晶粒的长大，起到了细化晶粒的作用，合金强度提升，力学性能的各向异性显著减弱。XU等研究表明，控制添加的锌和钇元素的质量比为5，可使Mg-Li合金中形成稳定的具有二十面体结构的准晶I相Mg3Zn6Y，含准晶相的轧制态(轧制比为5.5)Mg-6Li-6Zn-1.2Y合金的抗拉强度可达244MPa，比相同状态下的Mg-6Li合金提升了64MPa。准晶强化的机制在于准晶相和基体α-Mg相可形成稳定的共晶结构，有效抑制合金在塑性变形过程中的位错运动。准晶相的形成还可弱化基体相织构，减小合金的力学性能各向异性。研究表明，挤压态Mg-6Li合金的最大极密度为6.94，Mg-6Li-6Zn-1.2Y合金为3.70，表明准晶相形成弱化了α-Mg相的织构，故挤压态 Mg-6Li-6Zn-1.2Y合金的力学性能各向异性远低于Mg-6Li合金，且强度和塑性也都有所提升。准晶相对织构的弱化可以归因于挤压过程中碎化的准晶相可以作为形核位点促进α-Mg晶粒的动态再结晶。此外，在高温条件下 Mg-Li-Zn-Y合金中的准晶相与α-Mg相形成的共晶组织可以有效阻碍锂原子从β-Li相向α-Mg相的扩散，从而有效抑制β-Li相向α-Mg相的转变，提高合金的热稳定性。同时，准晶相可有效抑制β-Li相的高温塑性流变，使Mg-Li-Zn-Y合金的高温力学性能得以提升。
对于含锌和钇(或其他稀土元素)的镁合金，通过改变锌与钇元素的质量比，可使合金内部形成不同种类的析出相。当锌和钇的质量比大于4.38时，Mg-Zn-Y合金中形成的析出相主要为准晶I相；当锌和钇的质量比在1.10~4.38时，主要形成I相和W相(Mg3Zn2Y2)；当锌和钇的质量比小于1时，将形成长周期有序堆垛的 LSPO相(Mg12Zn和Mg12Zn3Y6)。锌与钇元素的质量比也会显著影响镁锂基合金相的类型。ZHANG等研究发现，Mg-11Li-4Y-2Er-2Zn和Mg-11Li-8Y-4Er-4Zn合金内部可形成Mg24RE5 (RE为稀土元素)和Mg3Zn3RE2相(W相)，合金强度比Mg-11Li合金高，但塑性略差。SONG等研究发现：在Mg-10Li-3Al-3Zn合金中添加质量分数0.5%的钇元素，可形成AlLi、Al2Y、MgLi2Al和 MgLiZn相；在钇的固溶强化、Al2Y相的弥散强化以及Al2Y相造成晶粒细化的协同作用下，铸态 Mg-10Li-3Al-3Zn-0.5Y合金的抗拉强度可达244MPa。
综上所述，可实现镁锂合金强化的合金化元素种类较多，主要通过在合金基体中形成不同类型的析出相来达到一定的强化效果。然而，由于合金元素在镁锂合金中存在偏析现象，析出相在基体中的分布不均匀，对合金力学性能的提升效果减弱。此外，合金元素的质量分数和元素配比也会显著影响合金化强化效果；合金元素的质量分数或配比不当会导致镁锂合金力学性能降低。因此，为显著提升镁锂合金的力学性能，大力推动其在工程应用领域的竞争力，需合理选择所添加的合金元素并严格控制元素配比。
2、变形加工强化
通常，铸态镁锂合金中易存在组织不均匀、晶粒粗大等问题，导致其力学性能相对较差。为了改善组织均匀性并细化晶粒,进而提升镁锂合金的强度，需对铸态合金进行适当的变形加工。镁锂合金常见的变形加工方法有轧制、挤压、锻造等。
2.1 轧制
对镁锂合金进行轧制变形加工后，合金的强化可归因于晶粒细化、动态再结晶、位错增殖和孪晶等因素。国内外学者通过改变轧制工艺参数，并与其他变形加工方式相结合,以实现加工工艺优化的方法来进一步提升镁锂合金的强度。LIU等在200℃条件下对Mg-8Li-3Al-2Zn-0.5Y 合金进行轧制，发现随压下量从10%增至70%，合金的抗拉强度从210MPa逐渐提高到250MPa，这主要归因于轧制变形引发的加工硬化和Al2Y析出相的弥散强化。ZHANG等在250℃条件下对Mg-9Li-1Zn合金进行压下量为80%的热轧，随后进行压下量为10%的室温轧制，发现：热轧过程中合金中β-Li基体相发生动态再结晶而细化，同时组织中形成大量弥散分布的MgLiZn和 MgLi2Zn相；室温轧制过程中合金内部产生的位错可作为形核位点，使得β-Li相内部析出大量椭球形α-Mg相，从而进一步强化合金；在加工硬化、细晶强化和弥散强化的共同作用下，经热轧和室温轧制后合金的抗拉强度可达251MPa，比铸态合金提升了38.7%。LIU等利用液氮对Mg-14Li-1Al合金进行低温轧制，发现：合金内部形成亚微米尺度的动态再结晶晶粒、大量的位错以及大量纳米孪晶；当压下量达到90%时，在细晶强化、孪晶界强化和加工硬化的共同作用下，合金的抗拉强度可达223MPa，比均匀化态合金的强度提高了46%，且合金的断后伸长率也从均匀化态的6.3%增加到25.8%。JI等对Mg-16Li-2.5Zn-2.5Er合金进行挤压和室温轧制后，发现：ErZn和Er5Zn2种析出相发生细化且均匀分布在基体内部，并在晶内观察到大量的位错；在高密度位错强化和析出相弥散强化的共同作用下，合金的抗拉强度从铸态的93MPa提高到轧制态的234MPa，比强度可达178kN·m·kg-1。KLU等对铸态Mg-9Li合金进行固溶预处理、室温等通道转角挤压(ECAP)和室温轧制后，发现：合金中的α-Mg相晶粒可细化至 500~700nm，合金的抗拉强度可达206MPa；室温轧制导致合金沿轧制方向的(0002)基面织构增强，一定程度上抵消了加工硬化导致的塑性降低，使合金在保持高强度的同时具有良好的塑性。
累积叠轧(accumulative roll bonding，ARB)是指将尺寸相等的2块或数块合金薄板叠加在一起，在一定温度下进行轧制使其焊合，并在相同的工艺下进行反复操作的一种技术；该加工技术可突破传统轧制下压量的限制，获得超细晶合金板材。WU等对Mg-5Li-1Al合金(α-Mg单相合金)和Mg-14Li-1Al合金(β-Li单相合金)进行一道次ARB、三道次ARB和五道次ARB，结果表明：三道次ARB后α-Mg相和β-Li相的平均晶粒尺寸分别为0.79，52.38μm，合金抗拉强度可达216MPa，断后伸长率为22.73%，塑性提升主要归因于α-Mg细晶相和β-Li粗晶相组成双模态结构促进了合金的协调变形；然而，当合金经过五道次ARB后，α-Mg相发生了严重颈缩和开裂，导致合金的强度和塑性均降低。因此，累积叠轧的总下压量不宜过大，否则会对合金的力学性能产生不利影响。
2.2 挤压
挤压作为一种三向压应力状态的变形加工技术，是细化晶粒的有效手段之一。通常，通过调控挤压温度、挤压比、挤出方式等因素优化挤压工艺，可获得具有较好力学性能的金属材料。ZHOU等在300℃下对Mg-7Li-2Al-1.5Sn合金进行挤压比为25的热挤压后,合金的屈服强度、抗拉强度和断后伸长率分别为250MPa、324MPa和11.9%，均远高于铸态合金(126MPa、164MPa和5.4%)，其强化机制包括细晶强化、沉淀强化和位错强化，而塑性的增加主要归因于晶粒尺寸的减小。YANG等研究发现：随着挤压温度从250℃升高到350℃，Mg-9Li-3Al-2Sr合金的抗拉强度从238MPa降低到208MPa，但断后伸长率可由18.1%提高到21.6%，其强度的降低归因于晶粒尺寸的长大，而塑性的提升则归因于位错密度的降低促进了滑移系的启动。FENG等研究发现：随着挤压比的增加，200℃挤压后Mg-8Li-3Al-2Zn-0.5Y合金的晶粒尺寸减小，第二相颗粒破碎并均匀分布在基体中，合金的抗拉强度表现出先升高后降低的趋势；在挤压比为16时，屈服强度和抗拉强度最大，其机制可归因于细晶强化和第二相弥散强化；当挤压比增至25时，动态再结晶过程难以充分完成，且剧烈塑性变形导致基体内部出现微裂纹，因此合金力学性能降低。GUO等比较了挤压比1.67直接挤出、挤压比2直接挤出、90°正向平行通道挤出和105°正向平行通道挤出4种方式对Mg-5Li-4Sn-2Al-1Zn合金力学性能的影响，发现105°正向平行通道挤出后合金具有最高的抗拉强度(275MPa)，90°正向平行通道挤出后合金具有最高的断后伸长率(15.96%)，其中强度的提高归因于细晶强化和析出相弥散强化，而塑性的增加主要归因于晶粒细化引发的协调变形以及晶粒具有更高的平均施密特因子。
2.3 锻造
通过在不同方向上对块状金属材料施加大应变，使晶粒发生动态再结晶，从而获得具有细晶或超细晶高性能材料的锻造方法，称为多向锻造(MDF)。多向锻造是细化镁锂合金晶粒，改善镁锂合金力学性能的有效加工技术。MINETA等将Mg-14Li-3Al合金放入模具中进行5次多向锻造后，合金的平均晶粒尺寸小于1μm，且出现大量的大角度晶界，合金的屈服强度可达370MPa，比屈服强度可达263kN·m·kg-1，远超A7075铝合金、传统镁合金等轻质结构材料。
综上，变形加工可细化镁锂合金的晶粒尺寸，使合金相破碎并弥散分布，同时在合金基体中形成大量位错，从而显著提升合金的强度。在常见的镁锂合金变形加工强化方法中，轧制具有成本低、生产效率高等优点；然而，为了得到超细晶镁锂合金，需对板坯进行多道次轧制，致使成型板的厚度较薄，且力学性能易存在各向异性。挤压加工时的三向压应力可使合金发生充分塑性变形，实现大尺寸成型件的有效强化，满足工业生产对试样尺寸的要求，但是挤压过程中合金材料的损耗量较大。锻造加工后镁锂合金的织构强度较弱，强化效果较好，且材料损耗程度较低，但是锻造加工工序繁琐，周期较长，且成本较高。
3、热处理强化
对镁锂合金进行适当的热处理后，合金元素的分布和存在形式将发生改变，使组织优化从而提高力学性能。常见的热处理方式主要包括固溶处理和时效处理。ZHAO等研究发现，对铸态 Mg-8Li-3Al-2Zn-0.5Y合金进行350℃×2h固溶处理后，合金内部的 AlLi相几乎完全固溶，释放出的铝和锂原子固溶于基体，引发基体的晶格畸变，从而提升了合金的屈服强度、抗拉强度和硬度。WEI等研究发现：对铸态 Mg-8.5Li-7.5Zn-1.5Y合金进行450℃×6h固溶处理后，基体中的块状α-Mg相和准晶相几乎完全消失，β-Li相内部形成大量针状α-Mg相，这是因为大量锌和钇元素固溶导致镁在β-Li相中的固溶度降低而析出；固溶处理后合金的屈服强度和抗拉强度分别达到271.4MPa和303.6MPa，远高于铸态合金(98.4MPa和140.0MPa)，这主要归因于针状α-Mg析出相的沉淀强化作用。GUO等研究发现,随着固溶温度从150℃升高到250℃，经过1h固溶处理并水冷后的冷轧态Mg-7.8Li-0.8Zn合金的屈服强度和抗拉强度降低，且均低于冷轧态。SHEN等在200，250，300，350，400℃条件下对热挤压态 Mg-10Li-3Al-3Zn-0.22Si合金进行1h固溶空冷处理，发现：固溶态合金的屈服强度和抗拉强度均高于热挤压态，主要原因是AlLi和MgLi2Al析出相发生溶解，引发固溶强化；经300℃固溶处理后合金具有最高的屈服强度和抗拉强度，而过高的固溶温度会引起合金晶粒尺寸过分长大，导致力学性能的降低。
通常，当合金处于峰时效阶段时，其强度和硬度可达到最大值，继续时效则会发生过时效，出现时效软化现象。JI等研究发现，Mg-10Li-5Zn合金的时效硬化主要归因于(Mg，Li)3Zn相的析出，而时效软化行为主要与(Mg，Li)3Zn相颗粒的粗化有关。JI等研究发现：对Mg-8Li-3Al-2Zn-0.5Y进行350℃×4h的固溶处理后，合金获得了292MPa的抗拉强度，但断后伸长率仅为2.7%；再对合金进行75℃×4h的时效处理后，其抗拉强度略有降低(276MPa)，但断后伸长率提升至11.1%，这是由于在75℃下时效时析出了大量弥散分布的软化AlLi相，在改善了合金塑性的同时，又避免了因过时效而大量析出的软化相聚集导致的强度大幅下降。镁锂合金的时效软化现象可通过合金化的方式进行减缓或消除。JI等研究表明，在 Mg-10Li-5Zn合金中添加质量分数0.5%的铒，可降低锂和锌元素在合金基体中的扩散速率，阻碍(Mg，Li)3Zn相的粗化，从而减缓时效软化行为。WU等研究发现：在100℃下时效时，Mg-5Li-3Al-2Zn合金内部先析出硬质相MgLi2Al，随后MgLi2Al逐渐转变为软质相AlLi，导致合金的强度和硬度降低；向合金中添加质量分数1.2%银后，MgLi2Al的分解得到抑制，合金在100℃时效160h仍未发生过时效。时效处理可有效抑制镁锂合金的塑性失稳 (PLC)现象。LI等研究发现：对挤压态Mg-4Li-6Zn-1.2Y合金进行300℃×2h+400℃×1h的固溶处理，基体中的过饱和固溶原子将会引起位错的钉扎和解钉扎，进而导致PLC效应的发生；经200℃×4h时效后，合金内部的固溶原子数量减少，α-Mg基体内部析出大量 MgZn相，阻碍了位错运动，显著弱化了 PLC效应，并有效提升了合金强度。
热处理可促进合金元素固溶或强化相的析出，有助于合金力学性能的提升，但也会导致合金晶粒长大；当温度过高或保温时间过长时，组织中形成的粗晶会对合金力学性能产生有害影响。为了科学精准地制定出热处理工艺制度及相关参数，需结合热力学计算、差热分析法、相图计算和组织表征等方法。
4、复合强化
通过向镁锂合金基体中添加增强体并使其弥散分布，可获得镁锂基复合材料。常见的增强体主要分为三类：第一类为硼、B4C、B2O3、MgO、Mg2Si、Al2Y等增强颗粒；第二类为晶须及短纤维，如SiC晶须、δ-Al2O3短纤维等；第三类为连续纤维，如钢丝、钛合金丝、碳纤维等。目前，制备镁锂基复合材料的方法主要有粉末冶金、压力浸渗、搅拌铸造、薄膜冶金、原位生成等。
LI等将La2O3增强颗粒作为前驱体加入Mg-5Li-3Al-2Zn合金熔体中，制备出 La2O3/Mg-5Li-3Al-2Zn复合材料，并对其进行挤压加工，发现：合金中形成大量微米级的Al3La相，该相与α-Mg基体具有共格边界 [(002)Al3La//(1011)Mg]；Al3La相的形成细化了α-Mg相晶粒并弱化了{0001}基面织构，在弥散强化、细晶强化等机制的共同作用下，复合材料的抗拉强度可达340MPa，且断后伸长率为20.3%。ZHANG等采用搅拌铸造制备了 YAl2颗粒和SiC颗粒增强Mg-14Li-3Al(YAl2p/Mg-14Li-3Al，SiCp/Mg-14Li-3Al)复合材料，发现相比于SiC陶瓷颗粒，YAl2金属间化合物颗粒与Mg-14Li-3Al合金基体具有更好的变形相容性，当材料发生断裂时，SiC颗粒与基体界面发生开裂，而YAl2颗粒内部发生开裂，因此YAl2p/Mg-14Li-3Al复合材料的塑性相对较高。KÚDELA等采用压力浸渗技术将Saffil氧化铝纤维添加至双相Mg-Li和Mg-Li-Zn合金基体内，发现Saffil纤维可与β-Li相反应形成Al-Li和MgLi2Al等析出相，因此随着Saffil纤维的质量分数从5%增加到15%，合金的屈服强度升高。WILCOX等采用AFC-77钢强化Mg-14Li-1Al合金，成功制备出室温下抗拉强度为784MPa的高强复合强化镁锂合金复合材料,但是由于增强体密度过大，该复合材料无法满足材料的轻量化要求，故钢丝、钛合金丝等强化纤维并不适合用作镁锂合金的增强体。此外，碳纤维虽具有低密度和高强度等优点，但极易与镁锂合金熔体迅速反应生成碳化锂(Li2C2)，难以达到理想的增强效果。
通常，增强体除可提升镁锂合金强度外，还能在保留基体本身优异性能的基础上，兼具与增强体相关的性能。然而，目前的技术手段难以实现增强体在合金基体中的均匀分布，且增强体复合材料的制备成本通常较高。
5、结束语
采用合金化、变形加工、热处理、复合强化等技术，可以使超轻镁锂合金的强度得到有效提升。与其他金属材料类似，镁锂合金的主要强化机制包括固溶强化、析出相沉淀/弥散强化、细晶强化、加工硬化等。各种强化方法均有其独特优势，但也存在需要解决的关键问题。通过改变合金化元素的种类和配比以改善镁锂合金的力学性能，依然是目前实现镁锂合金强化的主要方法，也是开发新型高性能镁锂合金的关键。合金化元素种类丰富，可形成不同类型的析出相，具有巨大的研究价值。然而，合金化也存在不足之处：合金元素在基体内存在偏析、分布不均等现象；若合金化元素的质量分数、配比等不当，会形成对力学性能不利的析出相；合金化元素的选择也非常关键，应尽量减少价格较为昂贵的稀土元素的使用，大力开发低成本高性能镁锂合金。经变形加工后,镁锂合金晶粒发生细化，大尺寸析出相得以破碎并弥散分布，基体中形成大量位错，因此合金强度大幅提升。然而，变形加工往往会引发较强的织构和力学性能各向异性，不利于合金的实际服役。当外加变形量过大时，有可能导致合金基体损伤，从而引发合金力学性能的降低。此外，合金强度的提升常伴随着塑性损失。综上所述，合理调控变形工艺及其参数是实现合金变形加工强化的关键。热处理可以使合金元素的分布更为均匀，促进合金元素在基体内部的固溶，消除变形加工引发的缺陷。然而，若温度过高或保温时间过长，晶粒会发生粗化，严重影响合金的力学性能。因此，对于合金热处理强化的研究，应更多地结合热力学计算等手段，科学精准地设计热处理工艺。添加增强体的复合强化工艺对镁锂合金基体性能的影响程度较低，强化效果稳定。然而，增强体在镁锂合金基体中难以实现均匀分布，且制备成本较高，目前难以大规模应用。
针对镁锂合金强化方法中出现的问题，未来研究方向应集中在以下几个方面:注重合金化、变形加工、热处理、复合强化工艺的优化；注重不同强化方法的有机结合，弥补单一强化方法存在的缺陷，更好地实现多重机制的协同强化；大力开发低成本合金化元素和简单制备工艺，降低新型镁锂合金的研发成本。一旦解决了强度不足问题，镁锂合金必会迎来更加广阔的应用和发展前景。
引用本文：
王硕，许道奎，王东亮，等.超轻镁锂合金强化方法的研究现状[J].机械工程材料，2023，47（5）：94-101.
Wang S, Xu D K, Wang D L, et al. Research Progress on Strengthening Methods of Ultra-lightweight Mg-Li Alloys, 2023, 47（5）: 94-101.
DOI:10.11973/jxgccl202305014
