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镁合金是迄今为止在工程应用中最轻的金属结构材料，具有密度低、比强度比刚度高、阻尼减震性能优越、良好的铸造性能、切削加工性能以及易回收环保等突出优点，使得镁合金广泛应用于航空航天、汽车、电子3C产品与国防军工等诸多领域［1–4］，被誉为“21世纪的绿色工程材料”［5–6］。近些年来，随着对镁合金研究的不断深入，镁合金众多优良的物理性能逐渐引起了人们广泛的关注，研究者们开始对镁合金的电磁屏蔽性能与导热性能等展开了相关研究［7–8］。目前，对于镁合金导热性能的研究几乎都以提高合金的导热性能为目标，增强合金的散热能力，但在纯镁中加入合金元素就会导致合金的热导率下降，而纯镁不能满足大多数工程结构件的要求，所以为了平衡力学与导热性能，研究者们往往加入有利于合金导热性能的合金元素，典型的包括Zn，Mn和Cu等，通过组织调控，进而获得热导率和力学性能可以兼顾的镁合金材料。Yuan等［9］研究了Mg-Zn-Mn合金的导热性能，结果表明Mn的加入会使基体产生严重的晶格畸变，导致合金热导率下降，而Zn对合金导热性能影响较小，这是固溶原子与Mg原子的尺寸差异所带来的结果。Ying等［10］研究了二元Mg-Zn合金的热导率，结果表明相比于Mg-Al合金，Zn对合金导热性能影响较小，主要原因是Zn与Al价态的差异。Zhang等［11］研究了Mg-Zn-Cu合金的热物理性能，结果表明Cu有利于提高合金的导热性能，时效态合金的热导率为147.1 W·m−1·K−1，接近纯镁的热导率，这主要是因为MgZnCu相的热导率要比Mg-Zn相热导率高，同时，因为消耗了部分的Zn原子，所以基体对电子散射能力降低。
对于飞行器这一类会与空气产生摩擦而在较高温度下服役的结构材料来说，镁合金须拥有一定的阻热性能，在设备运行时降低热量传递的速度，延长材料在高温条件下服役的时间。目前提高材料的阻热性能主要有两种方法，一种是涂覆热障涂层，已广泛的应用于航空发动机中的涡轮叶片、飞行器中的零部件以及武器装备中的动力部件等；另一种是提高合金的本征阻热性能，但对于这一方法几乎没有研究报道。相比于提高合金的本征阻热性，涂层带来的问题显而易见，首先是合金基体与涂层的弹性模量不完全一致，且两者的热膨胀系数也不完全匹配，这会导致产品在服役过程中存在涂层的开裂和脱落；其次是涂层会增加经济成本，并且涂层的使用会增加制备工艺程序，使得生产周期加长，时间成本增加；第三是涂层涂覆后会使器件的整体重量增加，不能满足对材料轻量化的要求。因此为了提高镁合金的阻热能力，并减轻热障涂层所带来的诸多不利影响，对合金的本征阻热性能展开研究就显得十分必要。根据相关文献报道可知［12–13］，相比于其他常见的镁合金系，Mg-RE系合金具有较低的热导率，因此，本文以Mg-xDy （x=0.5，1.4，2.3；%，原子分数）合金为研究对象，研究了不同含量的铸态二元Mg-Dy合金显微组织变化，并测试计算出其相应的热阻率，揭示了Dy含量对铸态合金阻热性能的影响规律和机制。
实验合金采用的原材料为纯镁（99.98%）和纯镝（99.95%），熔炼采用中频感应炉，并用氩气和四氟乙烷（体积比为20∶1）进行气体保护，所有材料在熔炼前进行烘干。熔炼具体过程如下，首先在低碳钢制坩埚中加入纯镁，升温至760 ℃，待镁全部熔化后，继续升温至780 ℃，加入纯Dy，保证Dy全部熔化后静置保温10 min，随后进行搅拌扒渣，降温到760 ℃后用Φ65 mm×70 mm的不锈钢取样器从熔体中心取样，并进行水冷。采用电感耦合等离子体发射光谱仪（ICP-AES）测试了试样的实际成分，结果如表1所示，可见，实际成分与设计成分接近，符合合金设计要求。
对不同含量的Mg-xDy合金进行显微组织观察及性能测试。采用XPERT-PRO多晶衍射仪（XRD）对合金进行物相分析，扫描范围10°~90°，靶材为Cu靶，加速电压和电流分别为40 kV和40 mA；采用附带能谱仪（EDS）的JSM-7610F型扫描电子显微镜（SEM）观察合金背散射组织形貌和微区成分分析；实验合金的热阻率是通过测试其热导率后计算得到的，合金热导率是利用闪光法所测得，合金的热扩散系数及比热容测试在LFA-467型激光闪射仪上进行，按照GB/T1423—1996《贵金属及其合金密度的测试方法》测试试样的密度［14］，以式（1）计算出合金热导率［15］：（1）式中，λ为材料的热导率，W·m−1·K−1；α为材料的热扩散率，mm2·s−1；ρ为材料的密度，g·cm−3；Cp为材料的定压热容，J·g−1·K−1，热导率的倒数就为热阻率。
图1为铸态Mg-xDy合金的XRD图谱，可以看出，Mg-xDy铸态合金组织主要由α-Mg相和Mg3Dy相组成，随着Dy含量的增加，Mg3Dy的衍射峰未有明显的显现，在局部有少量微弱峰强。
图2为铸态Mg-xDy合金的基体晶格畸变量，可以看出，3种成分合金的基体晶格常数都大于纯Mg，且随Dy含量的增多有升高趋势。这是因为合金在凝固过程中，部分Dy原子固溶进α-Mg基体中，Dy的原子半径为0.1781 nm，大于半径为0.16 nm的Mg原子［16］，Dy原子就会引起α-Mg基体晶格扩张，故晶格畸变量为正。
图3为铸态Mg-xDy合金的SEM背散射图像及EDS分析结果，结合XRD图谱可知，Mg-xDy合金是由大部分的黑色区域α-Mg基体、晶界附近偏聚的灰白色相Dy元素的偏聚区和依附在灰白色相上的白色相Mg3Dy组成。同时可以发现，随着Dy元素含量的增加，合金中第二相逐渐增加，第二相由细小点状向较大块状转变，且都分布在晶界周围。衬度不断加深，说明随着Dy含量的增加，原子的偏聚程度增加。对铸态Mg-xDy合金的第二相体积分数进行统计，结果如图4所示，可见统计结果与观察结果相符，Mg-xDy合金的第二相体积分数随Dy含量的增加呈上升趋势。
对图3中基体和第二相中的EDS数据进行统计分析，结果如图5所示，可见，随着Dy含量的增加，基体和第二相中的Dy元素含量都在升高，这说明基体中固溶的Dy原子增多，第二相中的Dy元素偏聚加重。
表2为Mg-xDy合金的密度、比热容与热扩散系数，将表2中的数据代入到式（1）中，所得数据的倒数就为合金热阻率，对其进行统计得到热阻率的变化规律，结果如图6所示，可以看出，Mg-xDy合金的热阻率随着Dy含量的增加不断上升，直至Dy含量在2.3% （Mg-2.3Dy）时升至最大，为26.8×10-3 m·K·W-1。
根据传热理论，纯金属的热阻率要小于其相应合金的热阻率，理想晶体的热阻率为零。这是因为理想晶体是单晶体且晶格点阵严格排列有序，没有杂质和缺陷，也没有晶格振动，电子可以完全自由运动；纯金属的晶格点阵排列相对有序，只有晶界缺陷，原子在格点附近做热振动，热阻率较小；而对于合金来说，由于合金元素的加入会与基体形成固溶体和第二相，使镁基体产生晶格畸变且第二相与基体也存在界面，从而对热传导过程中电子和声子的运动产生散射作用，进而降低了电子和声子的平均自由程，导致了合金热阻率的上升。
通过本实验的研究结果可以发现，影响铸态Mg-xDy合金阻热性能的因素主要有Dy元素在镁中的固溶程度以及第二相的数量及分布状态。从图5溶质元素在基体中的能谱分析可知，Mg-Dy二元合金中Dy元素含量越高，基体中固溶的Dy原子越多；从图2统计的第二相体积分数中可以看出，随Dy含量的添加，合金第二相体积分数增多；从合金的显微组织中可以发现，当Dy含量增加时，合金第二相形态由点状向块状转变，这些结果都说明了Dy的加入会造成基体的晶格畸变与界面缺陷，且随Dy含量的增加基体会产生更严重的晶格畸变及更多的界面缺陷，最终导致铸态Mg-xDy二元合金热阻率的上升。
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