镁（Mg）合金的密度为1.7-1.9 g/cm3，是需要在重量大幅减轻的情况下使用的理想材料[1],[2],[3],[4],[5]。在许多应用场景中，其性能主要受两个相互关联的属性影响：高效散热和抗水腐蚀性[6]。高热导率有助于限制温度上升，保持航空航天和汽车系统中关键部件的尺寸和功能稳定性[7],[8]。此外，在潮湿、含盐或化学腐蚀性环境中，高耐腐蚀性也非常重要[9],[10],[11]。开发同时具备这两种性能的镁合金将扩大其实际应用范围。然而，通过成分优化和加工优化同时实现这两个属性仍然是一个挑战，这也是本研究的动机。
高纯度（HP）镁的热导率约为156 W·m?1 K?1，在常见结构金属中仅次于HP铜（401 W·m?1 K?1）和铝（237 W·m?1 K?1）[7]。相比之下，商业镁合金如AM60和AZ91D的热导率分别约为63 W·m?1 K?1和53 W·m?1 K?1[12],[13]。这种降低通常归因于两个微观结构因素：残留在α-Mg晶格中的溶质原子散射以及与次级相相关的界面散射[7],[12],[13],[14],[15]。溶质原子会产生晶格畸变和点缺陷，从而散射电子和声子，降低载流子迁移率和热传导性[7],[13],[16]。随着溶质含量的增加，这种不利影响变得更加明显。次级相还会通过引入大量与基体的界面来阻碍热流，尽管它们的影响通常不如溶质原子那么显著，因为它们不会强烈扰动α-Mg的晶体结构[8]。定量分析表明，溶质原子对热导率的影响大约是次级相的十倍[17],[18]。例如，在固溶体中添加1.0 wt%的Y会使热导率降低约123 W·m?1 K?1，而将相同的Y元素加入金属间化合物中仅会使热导率降低约6.5-16.4 W·m?1 K?1[18]。这些考虑表明，合金设计策略应尽量减少α-Mg中保留的溶质含量，同时促进可控的沉淀过程，以平衡热导率和机械性能。
尽管镁合金具有高热导率，但采用低溶质含量和高体积分数沉淀物的设计往往会导致较差的耐腐蚀性。例如，Mg-3Zn-0.6Zr（重量百分比）合金的热导率为126 W·m?1 K?1，但在3.5 wt% NaCl溶液中的腐蚀速率为6.56 mm?1[19],[20]。这些合金中的次级相会与α-Mg基体形成明显的微电偶效应，因为它们的伏特电位与基体有显著差异。因此，腐蚀通常从α-Mg和次级相界面开始，并发展成明显的局部溶解和沟槽腐蚀[21]。这种热导率优化与电化学脆弱性之间的联系，给设计同时具备高效散热和耐蚀性的镁合金带来了挑战。
要同时实现耐腐蚀性和高热导率，需要镁合金对次级相引起的微电偶效应不那么敏感。最近的研究表明，同时包含形成致密氧化膜或氢氧化膜的元素（如Y、Nd等）以及在中性溶液中溶解度有限的元素（如Al、Zr等）的镁合金，可以迅速形成致密的防护性腐蚀膜[22],[23]。这些准被动膜可以保护基体，将阴极金属间化合物与腐蚀环境隔离开来，抑制微电偶腐蚀并显著降低平均腐蚀速率[22],[23],[24]。典型的合金包括Mg-Y-Al、Mg-Y-Zr、Mg-Nd-Al和Mg-Nd-Zr，这些合金通常含有大量的次级相，但仍表现出优异的耐腐蚀性。例如，Zhu等人[23]报道的含有长周期层错（LPSO）和Al?Y相的合金，其腐蚀速率为约0.2 mm?1，与高纯度镁相当。同样，Chen等人[22]观察到，在相同条件下，Mg-2Nd-0.5Zr（含有Mg??Nd?和Zr颗粒）的腐蚀速率为0.072 mm?1 day?1（约0.15 mm?1）。总体而言，这些结果表明Mg-(Y, Nd)-(Al, Zr)合金不易受到微电偶腐蚀的影响，为通过成分和加工共同优化热导率和耐腐蚀性提供了实用的基础，尽管针对含Y或Nd合金系统性地同时优化这两个性能的工作仍然有限。
基于上述考虑，我们基于热力学计算[25]，选择了Mg-4Y-1.2Al（重量百分比，WA41）合金，旨在结合高热导率和强耐腐蚀性。Mg-Y-Al体系表现出良好的耐腐蚀性，Al和Y之间的强负形成焓促进了在凝固和后续热化学处理过程中Al?Y和LPSO的沉淀。这些沉淀物有效地从α-Mg晶格中消耗了Y和Al元素，减少了基体中的点缺陷散射，并为快速形成均匀覆盖次级相的防护膜奠定了基础。我们对这些合金的微观结构、热导率和腐蚀行为进行了全面研究。这项工作为开发同时具有高热导率（> 100 W·m?1 K?1）和优异耐腐蚀性（Pw < 0.2 mm?1）的镁合金提供了新的见解。
