曾小勤,,王杰,應韜,丁文江

在應對氣候變化的大時代背景下，全球各行各業都在為節能減排進行著持續的探索。Mg的密度(1.75 g/cm3)僅為鋼的1/4，Al的2/3，可以有效減輕交通/運輸工具的負載，達到節能減排的同時增加續航[1]。隨著航空航天、新一代武器裝備、高速列車以及新能源汽車等領域的發展，高功率電磁器件的數量及排布密度將不斷增加，而各類器材在運行過程中產生的熱量必須及時導出，否則溫度過高將嚴重影響設備運行的穩定性和可靠性。因此在輕量化背景下，快速有效導出器件生熱是一個亟需解決的重要問題。傳統的高導熱金屬如Ag (10.5 g/cm3)和Cu (8.9 g/cm3)，由于其密度大、價格高，難以滿足實際應用要求[2]。鎂資源儲量豐富，且其相較于其他輕質材料又擁有高熱導性能[3]，這意味著，在輕質高導熱材料領域，鎂合金將獨具優勢。

相比于力學性能，Mg及其合金在熱物理性能方面的研究相對較少。熱導率是材料導熱能力的度量，熱擴散系數則與溫度的傳遞速率相關，而比熱容則表述的是物質溫度升/降與熱量吸收/釋放的關系，不同金屬或合金的導熱行為差別可以很大。熱導率與材料的化學成分和微觀組織密切相關，溫度、合金元素等因素的微小變化有時可能帶來熱導率的大幅增加或降低。研究人員開展了鎂合金導熱行為與其顯微組織關系的一系列研究，對鎂合金在微納甚至更小尺度的傳熱原理有了更清晰的認識，同時設計并優化出一系列高導熱鎂合金。本文歸納整理了鎂合金導熱的相關研究進展，梳理了影響鎂合金導熱的因素，總結了高導熱鎂合金的研究現狀，最后提出高導熱鎂基材料的設計思路及發展方向，以期對未來高導熱鎂合金的設計和應用有所幫助。

1熱導率的定義與測試方法

根據傳熱原理的不同，熱量傳遞可分為熱傳導、熱對流和熱輻射3種基本方式[4]。其中熱傳導描述的是熱量在物質內部傳輸，即物質各組分之間不發生相對移動時，利用分子、原子及自由電子等微觀粒子的熱運動而實現的熱量傳遞。當物體內溫度分布不均勻時，熱能將會由高溫處流向低溫處，這種現象就稱為熱傳導[4]。合金中的熱傳導是聲子(晶格)振動和自由電子能量傳輸的共同作用[5,6]。

熱導率是材料的本征特性之一，是根據Fourier公式來定義的單位溫度梯度下在單位時間內經單位導熱面積所傳遞的熱流量。熱阻則是熱導率的倒數，代表其抵抗熱傳輸的能力。熱導率通常由k表示，其單位為W/(m$?$K)，可通過下式來計算：

式中，Q為熱流(W)，S為樣品橫截面積(m2)，L為熱傳導的距離(m)，$\mathit{?}$為熱流密度(W/m)，gradT為溫度梯度(K)。

金屬熱導率的測試方法可大致分為穩態法和動態法2類。穩態法測量時試樣中的溫度分布均勻，熱導率由通過單位長度、單位面積和單位時間的熱流來確定。穩態法具有原理清晰，可準確、直接測得熱導率等優點，缺點是測量耗時長，并且對測量環境要求嚴格[7]。動態法測量時樣品內部的溫度分布隨時間變化，可通過測量溫度隨時間的變化來計算熱擴散系數，材料總的熱導率可由熱擴散系數α(m2/s)、密度ρ(g/cm3)和比熱容${?}_{?}$(J/(g·K)) 3者的乘積得到[8]:

動態法具有測試速度快、對測試環境要求低等優點，是目前最常用的熱導率測試方法。熱擴散系數一般可通過閃光法(flash method)測得。測量之前樣品表面需要噴涂石墨，以保證有效吸收激光脈沖的能量。測試時，激光源在閃光中發射的激光脈沖均勻照射到樣品時，樣品表面溫度瞬時升高。然后，能量在一維熱傳導中從樣品受熱表面向未受熱的另一面擴散。在等溫條件下保持一定時間后，就可以得到熱擴散系數。同時，樣品未受熱一面的溫度通過紅外探測器記錄，得到溫度隨時間變化的曲線關系[9]：

式中，d為樣品厚度(m)，${?}_{\mathrm{1}/\mathrm{2}}$表示樣品未受熱一面溫度達到其最大值的一半時所需的時間(s)。

比熱容，是指沒有相變化和化學變化時，1 kg均相物質溫度升高或降低1 K所吸收或釋放的熱量，它代表了材料吸熱和放熱的能力。通過差式掃描量熱儀可測得材料的比熱容[10]：

式中，M代表質量，$\mathrm{\Delta }?$為激光照射所升高的最大溫度，下標x和S分別代表待測樣品和已知的標準樣品。

不同溫度下，密度ρ作為熱力學溫度T的函數由下式計算[10]：

式中，${?}_{\mathrm{0}}$為室溫下的密度，通常采用Archimedes方法得到。

2影響鎂合金導熱的因素

鎂合金的熱物理性能研究目前主要集中在熱導率與微觀組織之間的關系上，即微觀組織的改變對鎂合金熱導率的影響。實際上，影響鎂合金熱導率的因素很多，至今沒有逐一的、系統的研究。總的來看，影響鎂合金熱導率的主要因素包括固溶原子、第二相、溫度和織構等。純Mg的導熱性能最好，其熱導率為157 W/(m·K)[11]。合金元素的添加均導致Mg的熱導率降低，且隨合金元素含量的增加，鎂合金的熱導率顯著降低，但不同合金元素及元素含量對鎂合金熱導性能的影響程度不同。此外，不同加工方法得到的材料對應不同的顯微組織，比如織構和位錯密度等均會對鎂合金導熱性能產生一定影響。最后，溫度也是影響鎂合金熱導率的重要因素，不同溫度區間內熱導率的主要散射機制不同，所以不同溫度區間存在不同導熱規律，應作區分并對其分別進行討論。

2.1溶質原子

固溶是合金元素在Mg中存在的主要形式之一。溶質原子的添加會引起Mg的晶格畸變，使其對電子和聲子的散射作用增強，阻礙電子和聲子在Mg晶格內的自由運動，減小電子和聲子的平均自由程，從而降低鎂合金的熱導率[12,13]。鎂合金熱導率一般隨溶質原子含量的增加而降低，但不同合金元素對鎂合金熱導率的影響程度存在差異。圖1[14]所示為鎂合金熱導率隨稀土元素種類和含量的變化。可以看到，合金元素的添加總是會降低鎂合金的導熱性能。值得注意的是，在合金元素添加量同樣為1% (原子分數)時，Mg-Ce合金的熱導率高達120 W/(m·K)以上，但Mg-Y合金的熱導率卻僅有60 W/(m·K) 左右。不同合金元素的添加可以對鎂合金的熱導率產生巨大差異，所以關于溶質原子對鎂合金導熱機制的影響是這方面的研究重點。

圖1

圖1合金元素對鎂合金室溫熱導率的影響[14]

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

固溶原子對熱導率的影響大小主要通過3種因素綜合決定：固溶原子與Mg的原子體積差、化合價差以及核外電子排布。原子體積差越大，Mg基體的晶格畸變越嚴重，電子和聲子受散射越劇烈，相應地對熱導率的影響就越大。化合價差規律遵循Linde規則，即每增加單位原子含量的固溶原子，合金的熱阻增加值與化合價差的平方成正比[15]。固溶原子核外電子排布為穩態時，不易吸收新電子，相反電子空位越多，越易吸收外部電子，從而減少自由電子的數量，導致合金熱導率降低。研究[14~17]表明，增加相同原子量的稀土固溶原子引起熱導率降低的大小順序是Ce < Nd < Sm < Y < Gd，而對于常見非稀土固溶原子則是Zn < Al < Ca < Sn < Mn < Zr，如圖2[18]所示。固溶是鎂合金強化的一大重要手段，根據溶質原子對鎂合金導熱性能影響程度的差異性，可以指導高強度高導熱鎂合金的設計，當某些合金元素對力學性能影響相差不大時，盡可能選擇那些對鎂合金熱導率損害較小的合金元素。

圖2

圖2二元鎂合金熱阻率及電阻率隨成分變化[18]

Fig.2Thermal 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，還會與Mg形成金屬間化合物相。第二相的形成會引入新的相界面，由于金屬間化合物的晶格常數與Mg基體不同，2者的界面處會產生晶格畸變，成為電子和聲子的散射源[19]。另外，金屬間化合物中的原子間結合一般是以離子鍵、共價鍵、金屬鍵、乃至分子鍵(van der Waals力)等多種形式并存，那么自由電子數目就遠遠少于以金屬鍵結合的合金。所以，金屬間化合物本身的熱導率一般都顯著低于Mg基體[20]。

研究[14,21~23]發現，當相同量的合金元素固溶于基體中時，對電阻/熱阻增加的貢獻遠高于形成第二相對電阻/熱阻增加的貢獻。對二元Mg-RE (RE為稀土元素)合金通過實驗測量和最小二乘法擬合得出[14]，每增加1% (原子分數)合金元素形成第二相導致鎂合金熱導率的降低值僅為6.5~16.4 W/(m·K)，而每增加1% (原子分數)固溶原子導致鎂合金熱導率的降低值高達123.0 W/(m·K)，說明合金元素形成第二相比固溶到Mg基體對熱導率的影響程度要低1個數量級左右，結果如圖3[14]所示。Su等[14,20]建立了兩相復合的熱導率結構模型，并用于計算鎂合金的熱導率。對于3類常見的鎂合金微觀結構：第二相含量和尺寸較小且離散分布在Mg基體中，第二相呈連續網狀分布在枝晶間隙將鎂固溶體分割成很多小胞狀，第二相含量較多且第二相和Mg基體隨機分布，分別采用Maxwell-Eucken 1、Maxwell-Eucken 2和有效介質理論(effective medium theory，EMT)模型計算合金熱導率，計算結果與實驗測量值一致性較好。

圖3

圖3固溶處理二元鎂合金熱導率隨合金元素含量的變化：元素以固溶原子形式存在，及元素以第二相形式存在[14]

Fig.3The 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熱處理

固溶處理通常會使鎂合金的熱導率降低，而時效處理則會提高鎂合金的導熱性能[24~27]。圖4[25]展示了不同熱處理狀態下Mg-Nd合金熱擴散系數和熱導率隨合金元素含量變化的曲線。可以看到，當Nd添加量相同時，時效態合金熱導率最高，鑄態合金熱導率次之，固溶態合金熱導率最低。研究[14,22,25]表明，固溶原子對熱導率的負面影響要遠大于第二相。在固溶處理過程中，合金中第二相含量逐漸減少，而固溶原子含量則逐漸增多，固溶原子比第二相引起的Mg基體晶格畸變程度更大，對電子和聲子的散射更嚴重，因此合金熱導率在二者綜合作用下減小。而時效處理后，合金雖析出更多的第二相，但Mg基體中固溶原子析出，Mg基體晶格畸變程度減小，因此合金熱導率在二者綜合作用下增加[28,29]。基于熱處理對導熱性能的作用機制，袁家偉等[30]通過優化熱處理工藝，將Mg-4Zn-1Mn合金的室溫熱導率提升到125 W/(m·K)，比常見的鎂合金如AZ系、AM系、AS系等的導熱性能高出1倍左右。除影響合金元素的存在形式外，熱處理過程中會發生位錯回復、晶粒長大、缺陷減少等，在一定程度上可以減小Mg晶格畸變，對合金導熱性能有利。

圖4

圖4鑄態、固溶態和時效態Mg-Nd二元合金熱擴散系數和熱導率隨Nd含量的變化[25]

Fig.4Thermal 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]認為析出相與α-Mg基體的界面對析出相周圍Mg基體原子的排列有顯著影響。在時效析出過程中，析出相與基體之間會由欠時效時期的共格界面轉變為峰時效時的半共格界面，再轉變為過時效時期的非共格界面。共格界面由于析出相原子占據α-Mg晶格節點而引入較大的應力場，導致嚴重的晶格畸變[19]。晶格畸變嚴重限制了電子以及聲子的自由運動和傳導，導致鎂合金的電導率和熱導率下降。相反，析出相與α-Mg基體之間的非共格界面處的晶格畸變較小。另外，雖然第二相的形成會產生新的界面缺陷，對熱導率不利，但相比第二相，鎂合金的熱導對基體中固溶的溶質原子含量更為敏感。因此，時效處理是提高鎂合金導熱性能的有效方法，且同時提高鎂合金的力學性能。這一結論也適用于包括Al和Zn在內的其他合金[32,33]。

2.4變形

與鑄造鎂合金相比，變形鎂合金材料具有更高的強度、更好的延展性和優良的綜合性能，因而更具發展前途與潛力。變形對鎂合金導熱的影響可體現在織構、晶粒尺寸和析出相等不同方面[34,35]。鎂合金由于其晶體結構對稱性差，在變形過程中易形成基面織構，其導熱行為也表現出明顯的各項異性[36~38]。從本質上來說，沿密排方向<$\mathrm{11}\overline{\mathrm{2}}\mathrm{0}$>或者密排面{0001}的導熱性能相比非密排方向要更低，或者說，電子和聲子受密排面上原子的散射作用增加，平均自由程減小，導致平行于基面方向的熱導率低于非密排面方向的熱導率[35,39~41]。圖5[40]所示為擠壓態Mg-Al系合金的熱導率，可以看到垂直于擠壓方向的熱導率明顯高于平行于擠壓方向的熱導率[40]。變形鎂合金在導熱行為中表現出的各項異性，可為一些需要特定方向快速散熱的產品提供參考。

圖5

圖5擠壓態 Mg-Al 合金熱導率的各向異性[40]

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

變形過程中的動態析出有時會對熱導率的提升產生正面的影響。Zhong等[42]的研究發現，當Mg-Mn合金中的Mn含量大于1.2% (質量分數)時，合金在熱擠壓過程中會有動態析出，擠壓態合金的導熱性能要好于鑄態合金。變形通常會引起鎂合金晶粒尺寸的變化，但晶粒度對于純Mg熱導率的影響較小，這是因為純Mg中的缺陷較少，雖然晶粒細化會引入更多的晶界缺陷，但是在高溫區的熱導率還是由聲子-電子以及聲子-聲子之間的散射起決定性作用，在高溫區純Mg的熱導率隨晶粒度的變化不明顯。純Mg在30~40 K的溫度區域出現熱導率的峰值，晶粒度對于純Mg熱導率的峰值高度(即熱導率的極大值)有顯著影響，隨著晶粒度的增加，純Mg的熱導率峰值增加，這與晶粒度的增加減少了晶界缺陷對于電子的散射作用有關。以擠壓織構為例，不管是平行擠壓方向還是垂直擠壓方向，晶粒度的增加都使熱導率有所提高[43]。

2.5溫度

鎂合金的導熱對溫度極其敏感。因為熱的傳導主要通過聲子和電子的運動來實現，因此，溫度的升高或降低會引起熱導率的顯著變化[44,45]。

當溫度高于室溫(300 K)時，純Mg和鎂合金導熱受溫度變化的影響不同。圖6[43]所示為純Mg和Mg-Al二元合金熱導率在高于室溫時與溫度的依賴關系。可以看到，純Mg和低合金含量鎂合金的熱導率隨著溫度的升高而緩慢降低，這是因為高溫下聲子的數量增加，導致聲子-電子和聲子-聲子散射增強。與純Mg和低合金含量鎂合金不同，高合金含量鎂合金的熱導率隨溫度的升高而逐漸增加，這可能是因為在高溫階段，合金經受了類似時效處理，細小的第二相析出，Mg基體中所固溶的溶質原子含量減小而導致。Rudajevov?等[46]和Yamasaki等[47]分別對Mg-Li(-Al)和Mg-Zn-RE合金在高溫區的熱導率研究，均發現了類似的規律。

圖6

圖6鑄態Mg-Al二元合金的熱導率[43]

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

鎂合金在低溫下(< 300 K)的導熱行為不同于其在高溫下的表現。Galeazzi等[44]對純Mg在60~150 mK溫度范圍內的熱力學性能進行了測定，發現純Mg在該溫度范圍內與純Cu的比熱容相近，但是熱導率要比純Cu低了約2.7倍。Kemp等[48]研究了純Mg在2~150 K之間的熱導率，發現熱導率曲線在20~30 K的溫度區間存在最高值。在極低溫區聲子數量很少，電子受聲子以及聲子之間的散射作用較小，電子主要受晶體中缺陷，比如晶界、空位等的散射。電子-缺陷散射是彈性的，與溫度變化無關，而電子比熱容與溫度的3次方呈正比，所以Mg的熱導率隨溫度的升高迅速增加。當溫度升高到一定程度后，晶格振動加劇導致聲子數量增加，因此電子-聲子散射增強，電子的平均自由程減小，最終導致Mg的熱導率降低。在2種散射機制的綜合作用下，純Mg的熱導率先升高后降低，產生局部峰值，類似的現象在鋁合金[49]和鋼[50]中均有報道。Ying等[17]測量了在2~300 K范圍內，純Mg、Mg-Zn、Mg-Al和Mg-Mn合金的熱導率，如圖7[17]所示，同樣發現純Mg的熱導率在20~30 K區間存在峰值。Mg-Zn合金的熱導率30~40 K處也存在峰值，隨著Zn含量的增加峰值逐漸降低直至消失，即熱導率隨著溫度的增加而單調增加。Mg-Al和Mg-Mn合金的熱導率同樣隨溫度的增加而單調增加。對比3種元素可以發現，Al和Mn固溶原子作為散射源對電子和聲子的散射作用要強于Zn。

圖7

圖7Mg-Zn、Mg-Al和Mg-Mn合金以及純Mg的熱導率隨溫度的變化[17]

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

Weidman-Franz公式定義了電子熱導率ke與導電率隨溫度變化的關系[51]：

式中，$?$為電導率(S/m)，${?}_{\mathrm{0}}$為Lorentz常數(2.45 ×${\mathrm{10}}^{-\mathrm{8}}$W·$\mathrm{\Omega }$/${\mathrm{K}}^{\mathrm{2}}$)。由上式可知，在一定溫度下，電導率與熱導率成正比，但上式并不適用于低溫條件。在低溫下，鎂合金的熱導率隨溫度變化符合如下方程：

式中，參數A、B、C需要利用實驗數據擬合得到[17]。A/T代表電子-缺陷散射，$?{?}^{\mathrm{2}}$代表電子-聲子散射，(A/T + BT2)-1代表電子熱導率；$?{?}^{\mathrm{2}}$代表晶格熱導率，主要是聲子-缺陷散射。該公式同樣適用于描述包括Al和Cu在內的其他合金在低溫下的導熱行為。

3高導熱鎂合金

隨著現代工業技術的持續發展，市場對高導熱鎂合金的需求也日益增加，但目前國內外在高導熱鎂合金的設計及其制備成型工藝方面的研究還較少。盡管純Mg的熱導率高達157 W/(m·K)[1]，但其絕對強度太低，難以直接用作結構材料，經合金化后絕大多數鎂合金力學強度顯著提升，但其導熱性能卻明顯降低。比如，常用鑄造鎂合金AZ91D的屈服強度可達150 MPa，但其熱導率只有53.0 W/(m·K)，僅為純Mg的1/3左右[1]。強度與導熱這一矛盾嚴重阻礙了鎂合金在有力學和導熱雙重性能需求的工程領域的應用。如何在提高鎂合金熱導率的同時，兼顧其良好的鑄造性能和力學性能，是國內外在高導熱高強鎂合金開發上面臨的挑戰。目前文獻中報道的高導熱鎂合金主要包括Mg-Zn、Mg-Al、Mg-Mn和Mg-RE體系等，表1[1,18,30,52~57]總結了常見鎂合金的熱導率和力學性能。

表1常見鎂合金的熱導率和力學性能[1,18,30,52~57]

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

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3.1 Mg-Zn系

Zn在Mg中的固溶度較大，且隨著溫度的降低而顯著減小，可以使合金產生固溶強化和時效強化，因此Mg-Zn系合金可作為良好的時效強化合金[58]。通過優化熱處理工藝，使得含Zn元素的物相盡可能彌散析出，便可獲得具有較高屈服強度的鎂合金。在室溫下，合金的平衡凝固組織為α-Mg基體和Mg-Zn金屬間化合物。但Mg-Zn系合金的凝固區間大，使得鑄件熱裂傾向嚴重，因此Mg-Zn系合金通常在變形處理后使用[59~61]。熱學性能方面，在鎂合金常用合金元素中，Zn的原子體積和化合價與Mg接近，固溶到Mg基體中引起的晶格畸變小，因此對熱導率的負面影響也最小。

Yuan等[36]通過優化合金成分、變形和熱處理工藝等，開發了擠壓態Mg-Zn-Mn系列合金。其中ZM31合金在T5和T6峰時效的熱導率分別為125和120 W/(m·K)，同時T5和T6峰時效態的室溫抗拉強度分別為283和275 MPa。該系列合金具有較好的導熱和力學綜合性能。Peng等[62]研究了ZM21-xCe合金顯微組織與熱導率之間的關系，發現當添加的Ce含量為0.2% (質量分數)時，合金的熱導率最高，可達131.0 W/(m·K)。在此基礎上，對擠壓溫度進行了優化，最終制備得到屈服強度、抗拉強度和延伸率分別為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% (質量分數)的Cu添加對鑄態Mg-6Zn合金熱導率的影響，結果表明合金熱導率分別從不含Cu樣品的114.3 W/(m·K)增加至0.5%、1.0%和1.5% Cu樣品的119.1、121.3和124.0 W/(m·K)。這是因為合金中Mg-Zn-Mn相的含量隨著Cu元素的添加不斷增多，Mg基體中固溶的Zn原子含量也就相應地減少，而固溶原子對熱導率的影響遠大于第二相，因此鑄態Mg-Zn-Mn合金的熱導率隨Cu含量的添加逐漸升高。Mg-6Zn-1Cu合金經在160℃時效處理16 h后的綜合性能最好，其顯微硬度高達94 HV，熱導率高達128.9 W/(m·K)。近期，Li等[64]系統研究了Mg-2Zn-Zr合金的熱機械處理工藝，最終得到軋制態合金的熱導率為132.1 W/(m·K)，比鑄態提高了11.9%，其抗拉強度和屈服強度分別為279.0和196.4 MPa，分別比鑄態提高了32.3%和1.7倍。

3.2 Mg-Al系

從Mg-Al二元合金相圖可以看出，Al在Mg基體中的最大固溶度可達到12.7% (質量分數)[65]，且隨溫度降低固溶度變化明顯，因此不僅可以產生固溶強化作用，而且可以進行淬火、時效熱處理，產生沉淀強化。鑄造和變形Mg-Al系合金，如AZ31等，因為具有良好的加工和力學性能，已經成為應用最多的鎂合金之一[66]。但Mg-Al系合金的熱導率隨Al元素的添加顯著降低[67]。因為Al元素在Mg基體中的固溶，鑄態Mg-1.5Al合金的熱導率僅有100 W/(m·K)[57]。Mg17Al12是Mg-Al系合金中的一個重要強化相，但該相的熔點較低，所以在高溫下容易分解使更多的Al原子固溶到Mg基體中，導致Mg-Al系合金的熱導率進一步降低。

其他合金元素，包括Mn、Sn、Zn和RE元素，經常會添加在Mg-Al二元合金中。這些元素傾向于形成高熔點的第二相，同時減少Mg17Al12的數量，對鎂合金的導熱性能有利[40,67,68]。

3.3 Mg-Mn系

Mn元素在Mg中的最大固溶度為2.2% (質量分數)，但隨著溫度的下降，Mn原子從Mg中以單質α-Mn的形式析出[69,70]。Mn作為一種主要合金元素，可改善鎂合金的力學性能和熱機械加工性能，因此得到了大規模應用[71~73]。雖然Mn元素原子性質與Mg差別較大，但由于Mn在Mg中的固溶度小，不與Mg形成化合物，因此Mn元素的添加對合金熱導率的影響較小。

與純Mg相比，0.5%Mn (質量分數)的添加可將合金抗拉強度提高至200 MPa，同時熱導率損失在20 W/(m·K)左右。隨著Mn元素加入量進一步增加，鑄態和變形態Mg-Mn合金的熱導率持續降低。為了得到力學和導熱綜合性能更好的合金，需在Mg-Mn二元合金的基礎上進一步添加第3種合金元素。Zhong等[34]研究了不同Ce含量對擠壓態Mg-0.5Mn合金導熱和力學性能的影響，并最終優化出熱導率為139.7 W/(m·K)，抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為320.9 MPa、295.9 MPa和9.6%的擠壓態Mg-0.5Mn-0.3Ce合金。

3.4 Mg-RE系

稀土元素具有獨特的核外電子排布，對鎂合金材料組織和性能的影響是顯著的、多方面的。稀土元素的添加可以起到凈化合金熔液、提高合金力學性能的目的，在冶金、材料領域中具有其獨特的優勢[74]。此外，稀土元素的原子性質(原子體積和化合價等)接近，隨著原子序數的增加，在Mg中的固溶度也增加，因此要獲得高導熱稀土鎂合金，應該選擇固溶度低的輕稀土元素(La、Ce、Pr和Nd等)。

Rudajevová等[75]研究了Mg-Sc二元合金的熱導率，隨著Sc含量的增加，熱導率從純Mg的157 W/(m·K)逐漸降低至Mg-19%Sc (質量分數)合金的20 W/(m·K)左右。此后，Chen等[76]研究了Mg-11Y-5Gd-2Zn-0.5Zr (質量分數，%)合金的導熱行為，發現其熱導率僅有23.0 W/(m·K)左右。說明Sc和Y元素極大地降低了鎂合金熱導率，這是因為2者在Mg中的固溶度比較大，分別是25.9%和12% (質量分數)，能大量固溶到Mg基體中。時效處理能促使固溶在Mg基體中的合金元素以第二相的形式析出，從而有效提高鎂合金的熱導率。鐘麗萍等[55]對固溶態Mg-12Gd合金在225℃下進行不同時間的時效處理，發現時效合金的熱導率先從最初的34.9 W/(m·K)增加到38.6 W/(m·K)再快速增加到56.9 W/(m·K)。這是因為在整個時效過程中，析出相與Mg基體之間的界面關系由共格逐漸向非共格轉變。具有共格關系的界面處晶格畸變較為嚴重，電子和聲子被散射的程度較大，因此該段時間合金熱導率增加得緩慢。隨著時效時間的進一步延長，析出相與Mg基體之間的界面關系逐漸變為半共格關系，界面附近的晶格畸變明顯減弱，電子和聲子受到的散射程度也顯著減小，所以合金熱導率增加速率較大。目前報道的含重稀土元素的鎂合金，其熱導率一般偏小，無法滿足散熱器性能需求。這主要是因為重稀土元素在Mg中的固溶度較大，使得Mg基體中固溶原子含量較多。

綜上可以看出，Mg-Zn和Mg-Mn系合金的熱導率要比Mg-Al和Mg-RE系合金的熱導率高得多。在鎂合金的功能應用中，熱導率與力學性能之間的平衡仍然是一個長期的挑戰。將來應更加重視合金設計和優化制造工藝，開發具有優越熱性能和力學性能的鎂合金。

4高導熱鎂基復合材料

金屬基復合材料擁有獨特的性能優勢，是軍用和民用領域都不可或缺的一類新型的先進金屬材料。其中，鎂基復合材料作為密度最小的金屬基復合材料，具有高比剛度和高比強度，在航空航天等對輕量化有需求的領域具有光明的應用前景。但目前對鎂基復合材料的研究大多集中在力學性能[77~79]，對導熱性能的研究則較少。

Hou等[80]研究發現，多壁碳納米管的添加可以同時提升Mg-6Zn合金的力學和導熱性能。他們優化出的Mg-6Zn/0.4MWCNTs復合材料在經過時效處理后，熱導率、屈服強度和抗拉強度分別可達到140.7 W/(m·K)、267 MPa和342 MPa，相比基體合金分別提高了17%、47%和20%。Yao等[81]則通過多層銅網與AZ31復合，得到熱導率高達122.3 W/(m·K)的鎂基復合材料，熱導率的提升幅度高達109.4%。Ma等[82]通過粉末冶金的方式將0.05% (質量分數)的納米金剛石與鎂合金ZK60復合，其屈服強度和熱導率分別可達344.0 MPa和129 W/(m·K)。Hou等[83]通過粉末冶金的方法制備得到碳纖維增強鎂基復合材料，盡管力學性能有所提高，但其熱導率僅為120.6 W/(m·K)，相比純Mg的熱導率有所降低。

從以上的研究中不難看出，鎂基復合材料在提升力學和導熱性能方面均具備發展潛力，但目前并沒有關于熱導率可以突破純Mg的鎂基復合材料的報道。這也說明，由于界面熱阻的存在，高導熱增強體與Mg的復合并不是簡單的“1 + 1 = 2”的關系，有時甚至會產生負面作用。此外，高昂的增強體成本和制備成本，限制了鎂基復合材料在相關領域應用。

5高導熱鎂基材料設計思路

綜上，目前在設計高導熱鎂基材料時可以采取的有效策略主要有以下幾個方面：

(1) 合金化元素的選擇與其在基體中固溶含量的精確控制。建議選用對Mg基體導熱性能影響不大的合金元素，或者選擇在Mg基體中最大固溶度非常小的合金元素。

(2) 對變形鎂合金的織構進行調控，可以有效提升某些特定方向的熱導率。

(3) 調控第二相的形貌、尺寸和分布。鑄態組織中沿晶分布的網狀第二相會削弱合金的熱導率，經熱處理或者熱加工破碎之后，其熱導率會提高[64]。

(4) 適當降低鎂合金中的位錯密度、孿晶密度或晶界數量。降低合金的殘余應力同樣有望提升熱導率。

(5) 以高導熱增強體制備鎂基復合材料。SiC、金剛石、石墨烯、碳納米管等碳材料具有高強度、高熔點、以及遠高于鎂合金的導熱性能，通過材料復合的途徑，有望突破強度-導熱的倒置關系，獲得高強高導鎂基復合材料。

6總結和展望

(1) 目前對Al、Zn、Mn、Sn、Ca、Y、Nd、Ce等Mg-X二元合金的導熱行為已經有了比較深入的了解，但是多元合金化對鎂合金熱導的相關影響目前尚沒有形成系統研究。多種元素及其耦合作用對鎂合金熱導行為產生怎樣的影響在未來值得深入探究。

(2) 目前關于鎂合金熱導的相關研究仍主要集中在正交實驗-數據收集-總結規律-形成數學模型的層面，而熱導則依賴于合金內部的電子和聲子的運動及其相互作用，實驗現象背后的物理本質仍有必要深入挖掘。

(3) 鎂合金的導熱性能與強度存在倒置關系，常規增強鎂合金的手段諸如晶粒細化、位錯強化、固溶、時效強化、織構強化等都或多或少地損傷其熱導率。如何通過優化設計鎂合金的成分并控制其顯微組織以獲得最優導熱性能，并實現其與強度的權衡取舍，將是未來的研究重點。