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Mg-Li合金是最轻的金属结构材料,同时还具有高比刚度、高比强度以及良好的电磁屏蔽性能等优点,在航空航天、汽车、军事和3C等领域有着广泛的应用前景。但Mg-Li合金存在绝对强度低、耐腐蚀性差、成本高等缺点,极大地限制了其广泛应用。因此,开展高强Mg-Li合金成分设计、熔炼制备及形变热处理研究,对新型高性能低成本超轻Mg-Li合金的开发与应用具有重要的理论和工程实际意义。本文通过在双相Mg-Li合金中添加不同含量Al-5Ti-1B、Al-12.6Si、Mg-30Ca非稀土中间合金来改变?-Mg、?-Li双相结构和相对含量、通过固溶于基体或形成第二相颗粒来提高Mg-Li合金的强度和塑韧性。本试验采用普通重力铸造方法熔炼制备Mg-Li合金,考察了合金在铸态、热处理及轧制过程中的组织转变和非稀土中间合金元素对双相Mg-Li合金力学性能的影响规律;采用XRD、OM、SEM/EDS、TEM对铸态、热处理及轧制态Mg-Li合金进行物相成分鉴定、微观组织观察和断口分析;采用Instron拉伸试验机对合金进行拉伸力学性能测试。主要结论如下:（1）Mg-9Li合金中分别添加微量Al-5Ti-1B、Al-12.6Si、Mg-30Ca三种中间合金后,α-Mg、?-Li双相结构/含量、第二相颗粒形成等微观组织及力学性能规律差异显著。Al-5Ti-1B能够显著增加Mg-9Li合金中?-Mg相的体积分数,形成以粗大?-Mg相为基体的Mg-Li双相合金,同时生成大量的MgLi2Al相及少量弥散分布于?-Li相晶界中的TiB2细颗粒,使其抗拉强度有所提升,屈服强度略微下降,塑性显著降低。Al-12.6Si能够显著细化Mg-9Li合金中的α-Mg相,生成大量MgLi2Al和Mg2Si亚微米颗粒,使α-Mg相对含量降低,Mg-9Li合金屈服强度、抗拉强度提高;但由于脆硬相Mg2Si的生成,导致其塑性最差。Mg-30Ca对Mg-9Li合金中的α-Mg相细化效果最佳,形成高密度纳米尺度Mg2Ca颗粒,使α-Mg相体积分数急剧下降,合金的屈服强度、抗拉强度显著提高的同时还具有优良的塑性,其综合力学性能最佳。（2）铸态Mg-9Li-0.5Si（Al-12.6Si）合金中加入Ca可以有效的细化α-Mg晶粒及Mg2Si颗粒,并形成（Mg,Al）2Ca相,使合金的整体力学性能有所提高。随着Ca含量从0.25 wt.%增加到1.0 wt.%,α-Mg呈现先细化后粗化的趋势。当Ca含量为0.5 wt.%时,α-Mg细化效果最明显,在细晶强化和纤维强化的共同作用下,合金具有最优的综合力学性能。随着Ca含量继续增加到1.0 wt.%,（Mg,Al）2Ca网状共晶相形成,割裂基体,综合性能整体下降。与铸态合金相比,Mg-9Li-0.5Si（Al-12.6Si）-xCa（x=0.25;0.5 wt.%）合金固溶处理3 h并轧制后,晶粒均显著细化。当Ca含量为0.25 wt.%时,α-Mg被压扁拉长,在固溶强化、细晶强化和纤维强化的共同作用下,合金的抗拉强度明显提升;但由于晶界处颗粒状第二相聚集,产生应力集中,导致合金的塑性较差。当Ca含量为0.5 wt.%时,α-Mg相体积分数降低,同时颗粒状第二相的数量也减少,合金的综合力学性能最好。（3）铸态Mg-8.4Li-3（Al-12.6Si）合金中加入0.5 wt.%Al-5Ti-1B可有效细化α-Mg晶粒和Mg2Si颗粒,促进颗粒均匀分散,使合金的强度明显提高;当Al-5Ti-1B含量提高到1.0 wt.%时,颗粒细化效果更好、TiB2颗粒增多且分散均匀,综合力学性能最好;但当Al-5Ti-1B含量为1.5 wt.%时,TiB2颗粒团聚,降低了合金的强度和塑韧性。与铸态合金相比,将加入不同含量x（Al-5Ti-1B）（x=0.5,1.0,1.5 wt.%）的Mg-8.4Li-3（Al-12.6Si）合金轧制后,α-Mg均明显细化,强度提高,但由于大量第二相颗粒聚集,造成应力集中,伸长率降低。随着Al-5Ti-1B含量从0.5增加到1.0 wt.%,α-Mg逐渐细化,合金的强度逐渐升高。但当Al-5Ti-1B中间合金的含量为1.5 wt.%时,α-Mg粗化,强度有所降低;当Al-5Ti-1B中间合金的含量为1.0 wt.%时细化效果最明显,综合力学性能最好。