1.5 镁锂合金的变形行为
前已述及：Li加入到Mg中可使轴比c/a降低，使镁合金晶格对称性提高，从而使
棱柱面滑移系和
锥面滑移系更容易被激活，因此对于α单相的Mg-Li合金，虽仍为hcp结构，也具有良好的变形能力；对于α+β两相合金，由于具有更多滑移系的bcc结构的β（Li）相，所以既保持了α相的适当强度又有β相良好的延性，冷热变形能力进一步增强；β单相Mg-Li合金表现出更优良的变形能力。
Ando等研究了Mg-Li单晶的锥面滑移行为，结果发现Mg-（3.5～14.0）%（原子百分比）Li在77～293K的温度范围内均可发生
二级锥面滑移。二级锥面滑移的屈服应力随Li含量增加而下降。锥面滑移所引起的塑性变形过程可描述如下：
滑移面上的位错源产生c+a位错（柏氏矢量为
的全位错）环，位错环的刃型分量滑移一段距离后因热激活而分解成a位错（柏氏矢量为a/3
的单位位错）和c位错（柏氏矢量为c<0001>的单位位错），并使其滑移受阻，因此随温度升高滑移面上的应变受到抑制。为了协调变形，位错大量增殖并通过螺型位错双交滑移而转移到新的滑移面上继续运动［89］。
Hansen研究了多相Mg-Li-Al系合金的变形机制，认为多相合金的力学性能是由各个组分相的机械性能确定的。密排六方的Mg相屈服强度高，不易变形。而bcc结构的Li相软，延展性好、易变形。金属间化合物AlLi不易变形，并可产生弥散强化。通过各组成相的优化组合，可以设计出有足够强度和塑性的镁锂合金［90］。
吉田雄等人发现Mg-Li-Zn系合金的拉伸性能依赖于变形速度，变形速度愈大，加工硬化程度就高，强度增加，而伸长率减小［91］。Liu等人在403K对Mg-8%Li-1%Al合金的研究发现，合金强度随ECAE挤压道次的增加而提高，而应变硬化和伸长率在第一个挤压道次后则大大降低，但随后则随着挤压道次增加逐渐增加［92］。Tang等研究了Mg-Li-Al系合金的高温塑性变形行为，结果表明：α单相和β单相合金在350℃，5×10-4s-1应变速率条件下可获得最大伸长率，而α+β双相合金在400℃，5×10-4s-1应变速率条件下可获得最大伸长率［93］。
刘腾等发现Mg-8Li-1Al双相合金在等通道挤压过程中α相和β相的变形方式存在较大差异，α相在第1道次ECAP过程中主要的变形方式是{10
1}<012>孪生，在随后2至4道次的ECAP过程中，由于晶粒细化效应，主要变形方式为位错滑移；β相在1至4道次的ECAP加工过程中，由于独立滑移系较多，主要变形方式为位错滑移［94］。合金经ECAP后的室温力学性能研究表明，随着ECAE道次的增加，合金组织逐步得到细化，均匀性得到显著改善，使合金的强度和塑性同时增加，且在变形过程中β相起协调变形的作用［95］。
Zdenevk等研究了LA43、LA45合金的变形机制，认为在低温下析出相（Mg17Al12）和固溶原子（Al、Li）是位错移动的主要障碍；高温时，位错从基面到平行的基面穿越中间棱形面的交滑移是主要的热激活机制［96］。
Trojanova等研究了Mg-4Li、LA43和LA45合金从25～200℃的热压缩变形行为。结果表明，Mg-4Li合金的变形行为很大程度上取决于变形温度，高于某一特定温度下，软化过程影响了形变强化。随温度升高，软化活性增加，导致了这几种合金变形行为的差异，位错的割阶和攀移是导致软化的原因。当外加应力逐渐减小时LA43和LA45合金的流变应力有所增加［48］。
镁锂合金由于良好的低温成形性能，使其在150～250℃范围内，展现出良好的超塑性加工能力，且在两相区具有最大超塑性伸长率。人们发现在Mg-（8～10）%（质量分数）Li系合金中添加少量的铝、锌、银或钇后可以产生超塑性现象。Dutta等发现，Mg-8Li-6.5Al合金组织主要由两相组成，α相和β相的体积分数分别为0.55和0.45，通过在573K下轧制Mg-8Li-6.5Al铸造合金，然后在200℃下轧制成带材，在673K，应变速率为1.67×10-3s-1时测试，发现其伸长率达到379%［97］。Sivakesavam等研究了Mg-11.5Li-1.5Al的超塑性，并得到了该合金的超塑性加工图，在673K应变率为1.0×10-3s-1时，即使晶粒尺寸大到450？m，仍能获得较高的塑性变形量［98］。Mg-9.5Li-1Zn合金在523K，应变速率1.0×10-4s-1条件下获得290%的超塑伸长率［99］。稀土元素对超塑性有重要影响，Higashi等利用三元合金Mg-8.5Li-1Y，在较高应变速率下实现了超塑变形，在620K，4×10-3s-1条件下获得了400%的伸长率［100］。
等通道挤压技术（ECAP）是实现低温超塑性的一种成形工艺。Yoshida等在500K下对双相合金Mg-Li-Zn进行ECAP处理，在423K（低于0.5Tm）和1×10-3s-1条件下获得391%的超塑伸长率［101］。Furui等将Mg-8Li合金在473K温度下进行ECAP处理后，在473K，应变速率1.0×10-4s-1条件下获得970%的超塑伸长率，应变速率敏感指数m为0.4～0.6［102］。作为低温与高应变速率超塑性例证的这一进展，对Mg-Li基合金的成形加工具有重要意义。
镁合金和镁锂合金的超塑性变形的主要机制是晶界滑移（GBS）。Metenier等在Mg-9Li合金发现了超塑性，指出镁锂两相镁合金的超塑流动激活能接近镁的晶格扩散激活能，并提出这种镁锂合金的超塑变形机理主要为晶界滑移，辅以扩散控制的位错滑移［103］。由于变形过程中晶界三角区及凹凸处容易因应力集中导致空洞出现，造成材料过早断裂，为保证超塑性必须有能够缓和这种应力集中的调整机制。一般认为，这种调整机制主要来自于伴随晶界滑移的晶界位移移动［104］。