随着航空航天、汽车工业以及电子等领域对轻量化的需求,使得具有密度低、比强度高、电磁屏蔽能力强等优点的镁合金具有广阔的应用前景。然而,Mg合金的室温塑性较差是制约其广泛应用的主要因素之一。将Li加入到Mg中形成迄今为止最轻的金属结构材料Mg-Li合金可以显著提高合金的室温塑性,因此本论文以Mg-Li合金为研究对象,全面探讨其塑性变形机制。但是Li的加入同时使得合金的强度显著下降不能满足工业应用的需求,而合金化是提高Mg-Li合金强度最为有效的方法之一。此外,Mg-Li合金的耐腐蚀性能差也是限制其广泛应用的另外一个因素,而表面处理是提高Mg-Li合金耐腐蚀性能最为直接、有效的方法。针对以上提到的问题,本论文主要从提高Mg-Li基合金强度、塑性及镀层适应性的角度出发,开展了二元、三元和四元Mg-Li基合金的显微结构、变形机制及其性能研究,并对Mg-Li基合金表面化学镀镍磷方法进行了研究。结果表明:(1)对于具有α相的Mg-3Li基及Mg-9Li基合金,在热机械处理过程中主要形成基面织构,而Mg-9Li基合金的基面织构强度较Mg-3Li基合金要弱的多,同时非基面滑移开动。Mg-9Li-(6Al)合金中的滑移模式为基面滑移首先开动,然后锥面滑移开动,随着轧制变形量的进一步增加,锥面滑移的活度降低;在含Er的Mg-9Li基合金中,非基面滑移主要为柱面滑移。对于具有β相的Mg-9Li基及Mg-15Li基合金,在轧制变形量为40%时,二元Mg-9Li合金主要表现为强的η线织构,Mg-15Li合金主要表现为α和η线织构;加入A1后的Mg-9,15Li-6Al合金主要为α,γ,ε及η线织构。随着轧制变形量增加到75%,所有Mg-9Li基及Mg-15Li基合金都主要为ε、ζ及η线织构。相对于单相的Mg-3Li基、Mg-15Li基合金,双相的Mg-9Li基合金在变形过程中会产生两相间的协同变形使得应力在α相与β相的传播分配,同时两相界面对位错的钉扎和裂纹的扩展有很大的阻碍作用,因此双相Mg-9Li基合金具有优异的力学性能。(2)在二元合金基础上添加A1元素构成三元Mg-Li-Al合金显著提高了合金的强度,但是同时降低了合金的塑性。这主要与Al的加入形成MgLiAl2,AlLi第二相粒子强化有关。铸态Mg-Li-Al合金呈现出正的拉伸压缩屈服不对称性,这主要是由于在拉伸过程中的{1012}孪生激活应力比在压缩时的低。另外,随着Li含量的增加,拉伸/压缩屈服强度也逐步增加,这主要可归因于{1012}孪生的临界剪切应力(CRSS)升高;将Er加入到Mg-Li-Al合金中构成Mg-Li-xAl-xEr合金可以在保持Mg-Li-Al基合金强度的基础上显著提高合金的塑性。这主要与Er的加入弱化了基面织构,促进了柱面滑移以及形成了均匀分布的细小AlLi,A13Er第二相粒子有关;此外,Er的加入同时显著提高了合金的耐腐蚀性能。(3)相对单向轧制,交叉轧制对合金有显著的形变强化作用,这主要归因于应变路径的改变使得合金中的α相在β相上的分布没有规律,相互交互成网状,同时交叉轧制使得第二相粒子数量增加从而使得强度显著提高。但是由于基体相的取向无序,均匀塑性变形受阻,使得塑性显著下降。(4)单α相Mg-3Li及(α+β)双相Mg-9Li-6Al-6Er合金在拉伸变形后基面织构{0002}<1100>强度降低,同时伴随着弱的{1120}<1100>织构组分出现。合金在拉伸加载-卸载过程的应力-应变曲线中在塑性应变为1%时有明显的滞后回线的出现,主要归因于在卸载过程中出现的{1012}孪生的滞弹性行为。单相Mg-3Li合金的{10.0}晶面的晶格应变在应力为84.5 MPa时达到饱和,在应力增加到132.6 MPa(塑性变形开始点)时剧烈下降,表明柱面滑移在屈服点附近开动;不同晶面随变形模式的转变发生软/硬取向的改变,应力在软/硬取向的晶粒中重新分配;双相Mg-9Li-6A1-6Er合金中由于α相与β相共存,α相在变形的过程中同时还受到β相的制约,当α相的晶粒在变形过程中应力达到极限后,α相不会马上发生变形失稳,而是将应变传播到相邻的β相,由于β相较软,变形较为容易,因此具有更大的变形协调能力。(5)均匀致密的化学镀Ni-P层在超声波辅助下成功沉积在双相Mg-Li基合金表面,同时证明了环保型的Ce(N03)3-KMn04溶液作为基体表面的预处理是可行的。镀层为晶态和非晶态的混合结构,且与基体之间结合良好。超声波辅助可以显著地提高合金的耐腐蚀性能,这主要归因于形成均匀、致密细小的结构,强化了钝化膜。