分享：镁及其合金导热研究进展

曾小勤,, 王杰, 应韬, 丁文江

在应对气候变化的大时代背景下，全球各行各业都在为节能减排进行着持续的探索。Mg的密度(1.75 g/cm3)仅为钢的1/4，Al的2/3，可以有效减轻交通/运输工具的负载，达到节能减排的同时增加续航[1]。随着航空航天、新一代武器装备、高速列车以及新能源汽车等领域的发展，高功率电磁器件的数量及排布密度将不断增加，而各类器材在运行过程中产生的热量必须及时导出，否则温度过高将严重影响设备运行的稳定性和可靠性。因此在轻量化背景下，快速有效导出器件生热是一个亟需解决的重要问题。传统的高导热金属如Ag (10.5 g/cm3)和Cu (8.9 g/cm3)，由于其密度大、价格高，难以满足实际应用要求[2]。镁资源储量丰富，且其相较于其他轻质材料又拥有高热导性能[3]，这意味着，在轻质高导热材料领域，镁合金将独具优势。

相比于力学性能，Mg及其合金在热物理性能方面的研究相对较少。热导率是材料导热能力的度量，热扩散系数则与温度的传递速率相关，而比热容则表述的是物质温度升/降与热量吸收/释放的关系，不同金属或合金的导热行为差别可以很大。热导率与材料的化学成分和微观组织密切相关，温度、合金元素等因素的微小变化有时可能带来热导率的大幅增加或降低。研究人员开展了镁合金导热行为与其显微组织关系的一系列研究，对镁合金在微纳甚至更小尺度的传热原理有了更清晰的认识，同时设计并优化出一系列高导热镁合金。本文归纳整理了镁合金导热的相关研究进展，梳理了影响镁合金导热的因素，总结了高导热镁合金的研究现状，最后提出高导热镁基材料的设计思路及发展方向，以期对未来高导热镁合金的设计和应用有所帮助。

1 热导率的定义与测试方法

根据传热原理的不同，热量传递可分为热传导、热对流和热辐射3种基本方式[4]。其中热传导描述的是热量在物质内部传输，即物质各组分之间不发生相对移动时，利用分子、原子及自由电子等微观粒子的热运动而实现的热量传递。当物体内温度分布不均匀时，热能将会由高温处流向低温处，这种现象就称为热传导[4]。合金中的热传导是声子(晶格)振动和自由电子能量传输的共同作用[5,6]。

热导率是材料的本征特性之一，是根据Fourier公式来定义的单位温度梯度下在单位时间内经单位导热面积所传递的热流量。热阻则是热导率的倒数，代表其抵抗热传输的能力。热导率通常由k表示，其单位为W/(m$?$K)，可通过下式来计算：

式中，Q为热流(W)，S为样品横截面积(m2)，L为热传导的距离(m)，$\mathit{?}$为热流密度(W/m)，gradT为温度梯度(K)。

金属热导率的测试方法可大致分为稳态法和动态法2类。稳态法测量时试样中的温度分布均匀，热导率由通过单位长度、单位面积和单位时间的热流来确定。稳态法具有原理清晰，可准确、直接测得热导率等优点，缺点是测量耗时长，并且对测量环境要求严格[7]。动态法测量时样品内部的温度分布随时间变化，可通过测量温度随时间的变化来计算热扩散系数，材料总的热导率可由热扩散系数α (m2/s)、密度ρ (g/cm3)和比热容${?}_{?}$ (J/(g·K)) 3者的乘积得到[8]:

动态法具有测试速度快、对测试环境要求低等优点，是目前最常用的热导率测试方法。热扩散系数一般可通过闪光法(flash method)测得。测量之前样品表面需要喷涂石墨，以保证有效吸收激光脉冲的能量。测试时，激光源在闪光中发射的激光脉冲均匀照射到样品时，样品表面温度瞬时升高。然后，能量在一维热传导中从样品受热表面向未受热的另一面扩散。在等温条件下保持一定时间后，就可以得到热扩散系数。同时，样品未受热一面的温度通过红外探测器记录，得到温度随时间变化的曲线关系[9]：

式中，d为样品厚度(m)，${?}_{\mathrm{1}/\mathrm{2}}$表示样品未受热一面温度达到其最大值的一半时所需的时间(s)。

比热容，是指没有相变化和化学变化时，1 kg均相物质温度升高或降低1 K所吸收或释放的热量，它代表了材料吸热和放热的能力。通过差式扫描量热仪可测得材料的比热容[10]：

式中，M代表质量，$\mathrm{\Delta }?$为激光照射所升高的最大温度，下标x和S分别代表待测样品和已知的标准样品。

不同温度下，密度ρ作为热力学温度T的函数由下式计算[10]：

式中，${?}_{\mathrm{0}}$为室温下的密度，通常采用Archimedes方法得到。

2 影响镁合金导热的因素

镁合金的热物理性能研究目前主要集中在热导率与微观组织之间的关系上，即微观组织的改变对镁合金热导率的影响。实际上，影响镁合金热导率的因素很多，至今没有逐一的、系统的研究。总的来看，影响镁合金热导率的主要因素包括固溶原子、第二相、温度和织构等。纯Mg的导热性能最好，其热导率为157 W/(m·K)[11]。合金元素的添加均导致Mg的热导率降低，且随合金元素含量的增加，镁合金的热导率显著降低，但不同合金元素及元素含量对镁合金热导性能的影响程度不同。此外，不同加工方法得到的材料对应不同的显微组织，比如织构和位错密度等均会对镁合金导热性能产生一定影响。最后，温度也是影响镁合金热导率的重要因素，不同温度区间内热导率的主要散射机制不同，所以不同温度区间存在不同导热规律，应作区分并对其分别进行讨论。

2.1 溶质原子

固溶是合金元素在Mg中存在的主要形式之一。溶质原子的添加会引起Mg的晶格畸变，使其对电子和声子的散射作用增强，阻碍电子和声子在Mg晶格内的自由运动，减小电子和声子的平均自由程，从而降低镁合金的热导率[12,13]。镁合金热导率一般随溶质原子含量的增加而降低，但不同合金元素对镁合金热导率的影响程度存在差异。图1[14]所示为镁合金热导率随稀土元素种类和含量的变化。可以看到，合金元素的添加总是会降低镁合金的导热性能。值得注意的是，在合金元素添加量同样为1% (原子分数)时，Mg-Ce合金的热导率高达120 W/(m·K)以上，但Mg-Y合金的热导率却仅有60 W/(m·K) 左右。不同合金元素的添加可以对镁合金的热导率产生巨大差异，所以关于溶质原子对镁合金导热机制的影响是这方面的研究重点。

图1

图1   合金元素对镁合金室温热导率的影响[14]

Fig.1   Effect of alloying elements on the thermal conductivity of Mg alloy[14]

固溶原子对热导率的影响大小主要通过3种因素综合决定：固溶原子与Mg的原子体积差、化合价差以及核外电子排布。原子体积差越大，Mg基体的晶格畸变越严重，电子和声子受散射越剧烈，相应地对热导率的影响就越大。化合价差规律遵循Linde规则，即每增加单位原子含量的固溶原子，合金的热阻增加值与化合价差的平方成正比[15]。固溶原子核外电子排布为稳态时，不易吸收新电子，相反电子空位越多，越易吸收外部电子，从而减少自由电子的数量，导致合金热导率降低。研究[14~17]表明，增加相同原子量的稀土固溶原子引起热导率降低的大小顺序是Ce < Nd < Sm < Y < Gd，而对于常见非稀土固溶原子则是Zn < Al < Ca < Sn < Mn < Zr，如图2[18]所示。固溶是镁合金强化的一大重要手段，根据溶质原子对镁合金导热性能影响程度的差异性，可以指导高强度高导热镁合金的设计，当某些合金元素对力学性能影响相差不大时，尽可能选择那些对镁合金热导率损害较小的合金元素。

图2

图2   二元镁合金热阻率及电阻率随成分变化[18]

Fig.2   Thermal resistivity (100 / λ) (a, c) and electrical resistivity (b, d) of the six groups of Mg alloys[18]

2.2 第二相

合金元素除了以固溶原子的形式存在以外，还会与Mg形成金属间化合物相。第二相的形成会引入新的相界面，由于金属间化合物的晶格常数与Mg基体不同，2者的界面处会产生晶格畸变，成为电子和声子的散射源[19]。另外，金属间化合物中的原子间结合一般是以离子键、共价键、金属键、乃至分子键(van der Waals力)等多种形式并存，那么自由电子数目就远远少于以金属键结合的合金。所以，金属间化合物本身的热导率一般都显著低于Mg基体[20]。

研究[14,21~23]发现，当相同量的合金元素固溶于基体中时，对电阻/热阻增加的贡献远高于形成第二相对电阻/热阻增加的贡献。对二元Mg-RE (RE为稀土元素)合金通过实验测量和最小二乘法拟合得出[14]，每增加1% (原子分数)合金元素形成第二相导致镁合金热导率的降低值仅为6.5~16.4 W/(m·K)，而每增加1% (原子分数)固溶原子导致镁合金热导率的降低值高达123.0 W/(m·K)，说明合金元素形成第二相比固溶到Mg基体对热导率的影响程度要低1个数量级左右，结果如图3[14]所示。Su等[14,20]建立了两相复合的热导率结构模型，并用于计算镁合金的热导率。对于3类常见的镁合金微观结构：第二相含量和尺寸较小且离散分布在Mg基体中，第二相呈连续网状分布在枝晶间隙将镁固溶体分割成很多小胞状，第二相含量较多且第二相和Mg基体随机分布，分别采用Maxwell-Eucken 1、Maxwell-Eucken 2和有效介质理论(effective medium theory，EMT)模型计算合金热导率，计算结果与实验测量值一致性较好。

图3

图3   固溶处理二元镁合金热导率随合金元素含量的变化：元素以固溶原子形式存在，及元素以第二相形式存在[14]

Fig.3   The thermal conductivity of solution-treated Mg-RE alloys[14]

(a) alloying elements in the form of solute atoms(b) alloying elements in the form of second phases

2.3 热处理

固溶处理通常会使镁合金的热导率降低，而时效处理则会提高镁合金的导热性能[24~27]。图4[25]展示了不同热处理状态下Mg-Nd合金热扩散系数和热导率随合金元素含量变化的曲线。可以看到，当Nd添加量相同时，时效态合金热导率最高，铸态合金热导率次之，固溶态合金热导率最低。研究[14,22,25]表明，固溶原子对热导率的负面影响要远大于第二相。在固溶处理过程中，合金中第二相含量逐渐减少，而固溶原子含量则逐渐增多，固溶原子比第二相引起的Mg基体晶格畸变程度更大，对电子和声子的散射更严重，因此合金热导率在二者综合作用下减小。而时效处理后，合金虽析出更多的第二相，但Mg基体中固溶原子析出，Mg基体晶格畸变程度减小，因此合金热导率在二者综合作用下增加[28,29]。基于热处理对导热性能的作用机制，袁家伟等[30]通过优化热处理工艺，将Mg-4Zn-1Mn合金的室温热导率提升到125 W/(m·K)，比常见的镁合金如AZ系、AM系、AS系等的导热性能高出1倍左右。除影响合金元素的存在形式外，热处理过程中会发生位错回复、晶粒长大、缺陷减少等，在一定程度上可以减小Mg晶格畸变，对合金导热性能有利。

图4

图4   铸态、固溶态和时效态Mg-Nd二元合金热扩散系数和热导率随Nd含量的变化[25]

Fig.4   Thermal diffusivity (a) and thermal conductivity (b) of Mg-Nd alloys in as-cast, solution-treated (T4) and aging conditions (T6)[25]

有研究[19,28,31]认为析出相与α-Mg基体的界面对析出相周围Mg基体原子的排列有显著影响。在时效析出过程中，析出相与基体之间会由欠时效时期的共格界面转变为峰时效时的半共格界面，再转变为过时效时期的非共格界面。共格界面由于析出相原子占据α-Mg晶格节点而引入较大的应力场，导致严重的晶格畸变[19]。晶格畸变严重限制了电子以及声子的自由运动和传导，导致镁合金的电导率和热导率下降。相反，析出相与α-Mg基体之间的非共格界面处的晶格畸变较小。另外，虽然第二相的形成会产生新的界面缺陷，对热导率不利，但相比第二相，镁合金的热导对基体中固溶的溶质原子含量更为敏感。因此，时效处理是提高镁合金导热性能的有效方法，且同时提高镁合金的力学性能。这一结论也适用于包括Al和Zn在内的其他合金[32,33]。

2.4 变形

与铸造镁合金相比，变形镁合金材料具有更高的强度、更好的延展性和优良的综合性能，因而更具发展前途与潜力。变形对镁合金导热的影响可体现在织构、晶粒尺寸和析出相等不同方面[34,35]。镁合金由于其晶体结构对称性差，在变形过程中易形成基面织构，其导热行为也表现出明显的各项异性[36~38]。从本质上来说，沿密排方向<$\mathrm{11}\overline{\mathrm{2}}\mathrm{0}$>或者密排面{0001}的导热性能相比非密排方向要更低，或者说，电子和声子受密排面上原子的散射作用增加，平均自由程减小，导致平行于基面方向的热导率低于非密排面方向的热导率[35,39~41]。图5[40]所示为挤压态Mg-Al系合金的热导率，可以看到垂直于挤压方向的热导率明显高于平行于挤压方向的热导率[40]。变形镁合金在导热行为中表现出的各项异性，可为一些需要特定方向快速散热的产品提供参考。

图5

图5   挤压态 Mg-Al 合金热导率的各向异性[40]

Fig.5   Anisotropy of thermal conductivity in the as-extruded Mg-Al alloys (ED—extrusion direction)[40]

变形过程中的动态析出有时会对热导率的提升产生正面的影响。Zhong等[42]的研究发现，当Mg-Mn合金中的Mn含量大于1.2% (质量分数)时，合金在热挤压过程中会有动态析出，挤压态合金的导热性能要好于铸态合金。变形通常会引起镁合金晶粒尺寸的变化，但晶粒度对于纯Mg热导率的影响较小，这是因为纯Mg中的缺陷较少，虽然晶粒细化会引入更多的晶界缺陷，但是在高温区的热导率还是由声子-电子以及声子-声子之间的散射起决定性作用，在高温区纯Mg的热导率随晶粒度的变化不明显。纯Mg在30~40 K的温度区域出现热导率的峰值，晶粒度对于纯Mg热导率的峰值高度(即热导率的极大值)有显著影响，随着晶粒度的增加，纯Mg的热导率峰值增加，这与晶粒度的增加减少了晶界缺陷对于电子的散射作用有关。以挤压织构为例，不管是平行挤压方向还是垂直挤压方向，晶粒度的增加都使热导率有所提高[43]。

2.5 温度

镁合金的导热对温度极其敏感。因为热的传导主要通过声子和电子的运动来实现，因此，温度的升高或降低会引起热导率的显著变化[44,45]。

当温度高于室温(300 K)时，纯Mg和镁合金导热受温度变化的影响不同。图6[43]所示为纯Mg和Mg-Al二元合金热导率在高于室温时与温度的依赖关系。可以看到，纯Mg和低合金含量镁合金的热导率随着温度的升高而缓慢降低，这是因为高温下声子的数量增加，导致声子-电子和声子-声子散射增强。与纯Mg和低合金含量镁合金不同，高合金含量镁合金的热导率随温度的升高而逐渐增加，这可能是因为在高温阶段，合金经受了类似时效处理，细小的第二相析出，Mg基体中所固溶的溶质原子含量减小而导致。Rudajevov?等[46]和Yamasaki等[47]分别对Mg-Li(-Al)和Mg-Zn-RE合金在高温区的热导率研究，均发现了类似的规律。

图6

图6   铸态Mg-Al二元合金的热导率[43]

Fig.6   Temperature dependence of the thermal conductivity of as-cast Mg-Al binary alloys[43]

镁合金在低温下(< 300 K)的导热行为不同于其在高温下的表现。Galeazzi等[44]对纯Mg在60~150 mK温度范围内的热力学性能进行了测定，发现纯Mg在该温度范围内与纯Cu的比热容相近，但是热导率要比纯Cu低了约2.7倍。Kemp等[48]研究了纯Mg在2~150 K之间的热导率，发现热导率曲线在20~30 K的温度区间存在最高值。在极低温区声子数量很少，电子受声子以及声子之间的散射作用较小，电子主要受晶体中缺陷，比如晶界、空位等的散射。电子-缺陷散射是弹性的，与温度变化无关，而电子比热容与温度的3次方呈正比，所以Mg的热导率随温度的升高迅速增加。当温度升高到一定程度后，晶格振动加剧导致声子数量增加，因此电子-声子散射增强，电子的平均自由程减小，最终导致Mg的热导率降低。在2种散射机制的综合作用下，纯Mg的热导率先升高后降低，产生局部峰值，类似的现象在铝合金[49]和钢[50]中均有报道。Ying等[17]测量了在2~300 K范围内，纯Mg、Mg-Zn、Mg-Al和Mg-Mn合金的热导率，如图7[17]所示，同样发现纯Mg的热导率在20~30 K区间存在峰值。Mg-Zn合金的热导率30~40 K处也存在峰值，随着Zn含量的增加峰值逐渐降低直至消失，即热导率随着温度的增加而单调增加。Mg-Al和Mg-Mn合金的热导率同样随温度的增加而单调增加。对比3种元素可以发现，Al和Mn固溶原子作为散射源对电子和声子的散射作用要强于Zn。

图7

图7   Mg-Zn、Mg-Al和Mg-Mn合金以及纯Mg的热导率随温度的变化[17]

Fig.7   Thermal conductivity of Mg-Zn (a), Mg-Al (b), and Mg-Mn (c) alloys and pure Mg with increasing temperature[17]

Weidman-Franz公式定义了电子热导率ke与导电率随温度变化的关系[51]：

式中，$?$为电导率(S/m)，${?}_{\mathrm{0}}$为Lorentz常数(2.45 × ${\mathrm{10}}^{-\mathrm{8}}$ W·$\mathrm{\Omega }$/${\mathrm{K}}^{\mathrm{2}}$)。由上式可知，在一定温度下，电导率与热导率成正比，但上式并不适用于低温条件。在低温下，镁合金的热导率随温度变化符合如下方程：

式中，参数A、B、C需要利用实验数据拟合得到[17]。A / T代表电子-缺陷散射，$?{?}^{\mathrm{2}}$代表电子-声子散射，(A / T + BT2)-1代表电子热导率；$?{?}^{\mathrm{2}}$代表晶格热导率，主要是声子-缺陷散射。该公式同样适用于描述包括Al和Cu在内的其他合金在低温下的导热行为。

3 高导热镁合金

随着现代工业技术的持续发展，市场对高导热镁合金的需求也日益增加，但目前国内外在高导热镁合金的设计及其制备成型工艺方面的研究还较少。尽管纯Mg的热导率高达157 W/(m·K)[1]，但其绝对强度太低，难以直接用作结构材料，经合金化后绝大多数镁合金力学强度显著提升，但其导热性能却明显降低。比如，常用铸造镁合金AZ91D的屈服强度可达150 MPa，但其热导率只有53.0 W/(m·K)，仅为纯Mg的1/3左右[1]。强度与导热这一矛盾严重阻碍了镁合金在有力学和导热双重性能需求的工程领域的应用。如何在提高镁合金热导率的同时，兼顾其良好的铸造性能和力学性能，是国内外在高导热高强镁合金开发上面临的挑战。目前文献中报道的高导热镁合金主要包括Mg-Zn、Mg-Al、Mg-Mn和Mg-RE体系等，表1[1,18,30,52~57]总结了常见镁合金的热导率和力学性能。

表1   常见镁合金的热导率和力学性能[1,18,30,52~57]

Table 1  Thermal conductivity and mechanical properties of conventional alloys[1,18,30,52-57]

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3.1 Mg-Zn系

Zn在Mg中的固溶度较大，且随着温度的降低而显著减小，可以使合金产生固溶强化和时效强化，因此Mg-Zn系合金可作为良好的时效强化合金[58]。通过优化热处理工艺，使得含Zn元素的物相尽可能弥散析出，便可获得具有较高屈服强度的镁合金。在室温下，合金的平衡凝固组织为α-Mg基体和Mg-Zn金属间化合物。但Mg-Zn系合金的凝固区间大，使得铸件热裂倾向严重，因此Mg-Zn系合金通常在变形处理后使用[59~61]。热学性能方面，在镁合金常用合金元素中，Zn的原子体积和化合价与Mg接近，固溶到Mg基体中引起的晶格畸变小，因此对热导率的负面影响也最小。

Yuan等[36]通过优化合金成分、变形和热处理工艺等，开发了挤压态Mg-Zn-Mn系列合金。其中ZM31合金在T5和T6峰时效的热导率分别为125和120 W/(m·K)，同时T5和T6峰时效态的室温抗拉强度分别为283和275 MPa。该系列合金具有较好的导热和力学综合性能。Peng等[62]研究了ZM21-xCe合金显微组织与热导率之间的关系，发现当添加的Ce含量为0.2% (质量分数)时，合金的热导率最高，可达131.0 W/(m·K)。在此基础上，对挤压温度进行了优化，最终制备得到屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为239.1 MPa、288.6 MPa和19.5%的合金。Pan等[63]研究了0.5%、1.0%和1.5% (质量分数)的Cu添加对铸态Mg-6Zn合金热导率的影响，结果表明合金热导率分别从不含Cu样品的114.3 W/(m·K)增加至0.5%、1.0%和1.5% Cu样品的119.1、121.3和124.0 W/(m·K)。这是因为合金中Mg-Zn-Mn相的含量随着Cu元素的添加不断增多，Mg基体中固溶的Zn原子含量也就相应地减少，而固溶原子对热导率的影响远大于第二相，因此铸态Mg-Zn-Mn合金的热导率随Cu含量的添加逐渐升高。Mg-6Zn-1Cu合金经在160℃时效处理16 h后的综合性能最好，其显微硬度高达94 HV，热导率高达128.9 W/(m·K)。近期，Li等[64]系统研究了Mg-2Zn-Zr合金的热机械处理工艺，最终得到轧制态合金的热导率为132.1 W/(m·K)，比铸态提高了11.9%，其抗拉强度和屈服强度分别为279.0和196.4 MPa，分别比铸态提高了32.3%和1.7倍。

3.2 Mg-Al系

从Mg-Al二元合金相图可以看出，Al在Mg基体中的最大固溶度可达到12.7% (质量分数)[65]，且随温度降低固溶度变化明显，因此不仅可以产生固溶强化作用，而且可以进行淬火、时效热处理，产生沉淀强化。铸造和变形Mg-Al系合金，如AZ31等，因为具有良好的加工和力学性能，已经成为应用最多的镁合金之一[66]。但Mg-Al系合金的热导率随Al元素的添加显著降低[67]。因为Al元素在Mg基体中的固溶，铸态Mg-1.5Al合金的热导率仅有100 W/(m·K)[57]。Mg17Al12是Mg-Al系合金中的一个重要强化相，但该相的熔点较低，所以在高温下容易分解使更多的Al原子固溶到Mg基体中，导致Mg-Al系合金的热导率进一步降低。

其他合金元素，包括Mn、Sn、Zn和RE元素，经常会添加在Mg-Al二元合金中。这些元素倾向于形成高熔点的第二相，同时减少Mg17Al12的数量，对镁合金的导热性能有利[40,67,68]。

3.3 Mg-Mn系

Mn元素在Mg中的最大固溶度为2.2% (质量分数)，但随着温度的下降，Mn原子从Mg中以单质α-Mn的形式析出[69,70]。Mn作为一种主要合金元素，可改善镁合金的力学性能和热机械加工性能，因此得到了大规模应用[71~73]。虽然Mn元素原子性质与Mg差别较大，但由于Mn在Mg中的固溶度小，不与Mg形成化合物，因此Mn元素的添加对合金热导率的影响较小。

与纯Mg相比，0.5%Mn (质量分数)的添加可将合金抗拉强度提高至200 MPa，同时热导率损失在20 W/(m·K)左右。随着Mn元素加入量进一步增加，铸态和变形态Mg-Mn合金的热导率持续降低。为了得到力学和导热综合性能更好的合金，需在Mg-Mn二元合金的基础上进一步添加第3种合金元素。Zhong等[34]研究了不同Ce含量对挤压态Mg-0.5Mn合金导热和力学性能的影响，并最终优化出热导率为139.7 W/(m·K)，抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为320.9 MPa、295.9 MPa和9.6%的挤压态Mg-0.5Mn-0.3Ce合金。

3.4 Mg-RE系

稀土元素具有独特的核外电子排布，对镁合金材料组织和性能的影响是显著的、多方面的。稀土元素的添加可以起到净化合金熔液、提高合金力学性能的目的，在冶金、材料领域中具有其独特的优势[74]。此外，稀土元素的原子性质(原子体积和化合价等)接近，随着原子序数的增加，在Mg中的固溶度也增加，因此要获得高导热稀土镁合金，应该选择固溶度低的轻稀土元素(La、Ce、Pr和Nd等)。

Rudajevová等[75]研究了Mg-Sc二元合金的热导率，随着Sc含量的增加，热导率从纯Mg的157 W/(m·K)逐渐降低至Mg-19%Sc (质量分数)合金的20 W/(m·K)左右。此后，Chen等[76]研究了Mg-11Y-5Gd-2Zn-0.5Zr (质量分数，%)合金的导热行为，发现其热导率仅有23.0 W/(m·K)左右。说明Sc和Y元素极大地降低了镁合金热导率，这是因为2者在Mg中的固溶度比较大，分别是25.9%和12% (质量分数)，能大量固溶到Mg基体中。时效处理能促使固溶在Mg基体中的合金元素以第二相的形式析出，从而有效提高镁合金的热导率。钟丽萍等[55]对固溶态Mg-12Gd合金在225℃下进行不同时间的时效处理，发现时效合金的热导率先从最初的34.9 W/(m·K)增加到38.6 W/(m·K)再快速增加到56.9 W/(m·K)。这是因为在整个时效过程中，析出相与Mg基体之间的界面关系由共格逐渐向非共格转变。具有共格关系的界面处晶格畸变较为严重，电子和声子被散射的程度较大，因此该段时间合金热导率增加得缓慢。随着时效时间的进一步延长，析出相与Mg基体之间的界面关系逐渐变为半共格关系，界面附近的晶格畸变明显减弱，电子和声子受到的散射程度也显著减小，所以合金热导率增加速率较大。目前报道的含重稀土元素的镁合金，其热导率一般偏小，无法满足散热器性能需求。这主要是因为重稀土元素在Mg中的固溶度较大，使得Mg基体中固溶原子含量较多。

综上可以看出，Mg-Zn和Mg-Mn系合金的热导率要比Mg-Al和Mg-RE系合金的热导率高得多。在镁合金的功能应用中，热导率与力学性能之间的平衡仍然是一个长期的挑战。将来应更加重视合金设计和优化制造工艺，开发具有优越热性能和力学性能的镁合金。

4 高导热镁基复合材料

金属基复合材料拥有独特的性能优势，是军用和民用领域都不可或缺的一类新型的先进金属材料。其中，镁基复合材料作为密度最小的金属基复合材料，具有高比刚度和高比强度，在航空航天等对轻量化有需求的领域具有光明的应用前景。但目前对镁基复合材料的研究大多集中在力学性能[77~79]，对导热性能的研究则较少。

Hou等[80]研究发现，多壁碳纳米管的添加可以同时提升Mg-6Zn合金的力学和导热性能。他们优化出的Mg-6Zn/0.4MWCNTs复合材料在经过时效处理后，热导率、屈服强度和抗拉强度分别可达到140.7 W/(m·K)、267 MPa和342 MPa，相比基体合金分别提高了17%、47%和20%。Yao等[81]则通过多层铜网与AZ31复合，得到热导率高达122.3 W/(m·K)的镁基复合材料，热导率的提升幅度高达109.4%。Ma等[82]通过粉末冶金的方式将0.05% (质量分数)的纳米金刚石与镁合金ZK60复合，其屈服强度和热导率分别可达344.0 MPa和129 W/(m·K)。Hou等[83]通过粉末冶金的方法制备得到碳纤维增强镁基复合材料，尽管力学性能有所提高，但其热导率仅为120.6 W/(m·K)，相比纯Mg的热导率有所降低。

从以上的研究中不难看出，镁基复合材料在提升力学和导热性能方面均具备发展潜力，但目前并没有关于热导率可以突破纯Mg的镁基复合材料的报道。这也说明，由于界面热阻的存在，高导热增强体与Mg的复合并不是简单的“1 + 1 = 2”的关系，有时甚至会产生负面作用。此外，高昂的增强体成本和制备成本，限制了镁基复合材料在相关领域应用。

5 高导热镁基材料设计思路

综上，目前在设计高导热镁基材料时可以采取的有效策略主要有以下几个方面：

(1) 合金化元素的选择与其在基体中固溶含量的精确控制。建议选用对Mg基体导热性能影响不大的合金元素，或者选择在Mg基体中最大固溶度非常小的合金元素。

(2) 对变形镁合金的织构进行调控，可以有效提升某些特定方向的热导率。

(3) 调控第二相的形貌、尺寸和分布。铸态组织中沿晶分布的网状第二相会削弱合金的热导率，经热处理或者热加工破碎之后，其热导率会提高[64]。

(4) 适当降低镁合金中的位错密度、孪晶密度或晶界数量。降低合金的残余应力同样有望提升热导率。

(5) 以高导热增强体制备镁基复合材料。SiC、金刚石、石墨烯、碳纳米管等碳材料具有高强度、高熔点、以及远高于镁合金的导热性能，通过材料复合的途径，有望突破强度-导热的倒置关系，获得高强高导镁基复合材料。

6 总结和展望

(1) 目前对Al、Zn、Mn、Sn、Ca、Y、Nd、Ce等Mg-X二元合金的导热行为已经有了比较深入的了解，但是多元合金化对镁合金热导的相关影响目前尚没有形成系统研究。多种元素及其耦合作用对镁合金热导行为产生怎样的影响在未来值得深入探究。

(2) 目前关于镁合金热导的相关研究仍主要集中在正交实验-数据收集-总结规律-形成数学模型的层面，而热导则依赖于合金内部的电子和声子的运动及其相互作用，实验现象背后的物理本质仍有必要深入挖掘。

(3) 镁合金的导热性能与强度存在倒置关系，常规增强镁合金的手段诸如晶粒细化、位错强化、固溶、时效强化、织构强化等都或多或少地损伤其热导率。如何通过优化设计镁合金的成分并控制其显微组织以获得最优导热性能，并实现其与强度的权衡取舍，将是未来的研究重点。