交通運輸用導電鋁合金的應用現狀及研究進展

王志琪，薛 昊，李佳銘，白俊源，趙志浩，2，秦高梧，2

（1.東北大學材料各向異性與織構教育部重點實驗室，遼寧 沈陽 110819；2.東北大學金屬型線材研究中心，遼寧 沈陽 110819）

引言

近年來，我國的交通運輸領域正在迅猛發展，高速鐵路與城市軌道交通網絡不斷完善，區域互聯互通持續推進，電動汽車、氫燃料車等新能源交通工具保有量不斷增加［1］，與之相匹配的車站、港口、機場等交通基礎設施的建設也在同步進行。電力為交通運輸系統提供動力和能源保障；推動車輛運行、保障信號傳輸和照明通風系統的運轉，電氣化鐵路及軌道交通、電動汽車、交通信號燈乃至照明燈、空調系統、通信系統等都離不開穩定的電力供應。為滿足不斷增長的交通和出行需求，以及推進“一帶一路”國際合作，持續推動可持續發展，我國的交通運輸行業正朝著綠色化、智能化方向發展［2］。在這樣的時代背景下對電力傳輸系統也提出了新的要求，電力輸送需要在確保輸送的穩定性和可靠性的前提下，盡可能地提升輸電效率，降低電力輸運過程中的能量損耗。

在現代電力傳輸和分配系統中，鋁及鋁合金作為重要的電導材料，在電力傳輸的各個環節都發揮著關鍵作用。鋁合金導線因其較低的密度和成本效益，常被用于各類輸電線路中［3］，幫助實現交通運輸的電氣系統輕量化，降低運行成本，減少能源消耗。盡管鋁合金導體材料的開發與應用已經非常成熟，其仍存在許多弊端，如熱膨脹系數大、耐腐蝕性差等，其中限制鋁合金導體材料進一步應用的最關鍵因素是強度和導電率的相互制約關系。如何打破鋁合金的強度-電導率倒置關系，制備出高強高導鋁合金材料一直是材料研究的熱點與難點。

1 鋁合金導體材料的發展與研究現狀

1.1 鋁合金導體材料的發展及應用現狀

金屬材料因其金屬鍵的存在往往具有較好的導電性，在金屬元素中按導電性排序，位居前五位的分別是銀、銅、金、鋁、鎳，在這幾類金屬中鋁無疑是單價最低、資源最豐富的一類，同時鋁還具有良好的成型性和耐腐蝕性，因而在電力電纜領域被廣泛地使用。工業純鋁的導電率最高可達61%IACS，且密度僅為2.703 g/cm3，遠低于銅的密度（8.960 g/cm3）。此外，鋁的熔點（660 ℃）也遠低于銅（1083 ℃），熔煉制備過程的能耗也相對較低［4］。隨著研究水平的不斷推進，鋁及鋁合金已發展為僅次于銅的第二大類導體材料。

自21 世紀以來，為適應日益增長的交通需求和推動現代化的發展，我國交通運輸行業正在不斷轉型和升級，高速鐵路網絡不斷拓展和提速，城市軌道交通系統日益完備，電動汽車和新能源車企正蓬勃壯大，交通運輸的基礎建設也在不斷推進。在這樣的時代背景下為滿足交通運輸領域電力傳輸和設施運行等方面的需求，必然要研究和開發新型導線以應用于交通運輸電氣化系統中。要實現給四通八達的交通網絡安全穩定供電，鋁合金導線必須要能適應復雜多變的服役環境，目前大多使用鋼芯鋁絞線（Aluminum Conductor Alloy Reinforced，ACSR）或鋼芯鋁合金絞線（Aluminum Alloy Conductor Steel Reinforced，AACSR），其結構如圖1（a），（b）所示，由心部的高強度鋼芯和外層的鋁或鋁合金單線絞合而制成，在性能上結合了鋼線的高抗拉強度和鋁線的高導電性，能承受一定的風載和覆冰，適合在復雜多變的環境下使用［5］，迄今已經有80 余年的開發和使用歷史。通過調整鋼芯和外圍鋁線的相對橫截面積，可以調配適宜的強度和電導率，以應用在不同的服役環境中。但綜合來看，由于鋼芯的存在，此類導線的截面導電效率普遍偏低，而且鋼芯和外圍鋁線的界面處容易發生腐蝕［5］，目前這類鋁導線主要應用于中重冰區、跨越線路段，用于確保線路的整體運行平穩暢通。與鋼芯鋁合金絞線相比，圖1（c）所示的全鋁合金絞線（All Aluminum Alloy Conductor，AAAC）是全部由鋁合金線絞合而成的，擁有更小的宏觀密度和優異的耐腐蝕性能，弧垂性能好；同時由于去除了鋼芯帶來的磁滯損耗和渦流損耗，絞線的截面電導效率有明顯的上升，但抗拉強度也會隨之下降，抗風擾和覆冰的性能也無法和鋼芯鋁合金絞線相提并論，目前這類鋁合金導線也已被廣泛應用在供電需求量大的超高壓、特高壓輸電線路上［6］。由于此類導線質量較輕，架設時可增大輸電桿塔檔距，降低線路整體建設投資成本，符合節能減排的發展理念，圍繞全鋁合金導線繼續開展研究和生產應用，將有望產生更大的經濟效益和社會效益。

無論是鋼芯鋁合金導線，還是全鋁合金導線，在用電需求量增大、線路輸電容量提升的時代背景下，都必須面臨一個關鍵因素的制約——耐熱性；這是因為提升輸電量，必然伴隨著線路運行溫度的提升，傳統鋁合金電纜容易發生軟化，造成斷電甚至火災事故。由于發達國家在20 世紀50～60 年代就面臨著經濟迅速發展造成線路用電量劇增的問題，因此早已開展了耐熱鋁合金導線的相關研究。日本線纜企業在20 世紀60 年代就已向鋁合金材料中加入0.1%左右的Zr，開發出一種鋁合金增容導線，導電率達到58%IACS 以上，實現連續運行溫度和短時容許溫度分別為150 ℃和180 ℃，遠超鋼芯鋁合金導線的服役溫度70～90 ℃［7］。美國、加拿大、法國等國家迅速跟進研究，到20 世紀末，美國在70%以上輸電線路中有耐熱鋁合金導線應用。表1 列出了幾類代表性耐熱鋁合金導線與普通硬鋁線的機械和電氣性能對比。我國受限于薄弱的科研基礎和落后的生產條件，從20 世紀80 年代末才開始對耐熱鋁合金進行開發研究。上海電纜研究所、遠東電纜有限公司等對此展開了長期的研究，經過30 余年的積累和改良，部分產品性能已經能對標進口產品［8-9］。但就目前的產量而言，我國每年生產的耐熱鋁合金導線不足鋼芯鋁合金絞線的1%，實際應用中的國產耐熱鋁合金導線占比不足5%，且主要是導電率58%～60%IACS、耐熱150 ℃的耐熱鋁合金。然而導電率58%IACS、耐熱150 ℃的耐熱鋁合金線在某些西方國家已經退出了歷史舞臺［10］，這證明我國在耐熱鋁合金導體的技術研究上和國外的先進水平還有很大差距。為迅速追趕頭部國家、在耐熱鋁合金導線方面盡快達到國際先進水平，我國科研人員也做了許多工作，肖翔等［11］已成功通過“多元化、促復合、控總量”的微合金化原則結合變形工藝，制備出導電率達62%IACS，服役溫度達210 ℃的Al-Zr-Er 耐熱鋁合金導線。為進一步擴大耐熱鋁合金導線應用范圍，改善力學性能和導電性能，國家電網已經聯合華北電力大學等單位開展61%IACS 的耐熱鋁合金線的研制［12］。

表1 耐熱鋁合金線與普通硬鋁線的性能對比［13］Tab.1 Performance comparison between heat-resistant aluminum alloy wires and hard-drawn aluminum wires［13］

1.2 鋁合金導體材料的主要研究體系

目前在國際上被廣泛研究并開發的鋁合金導體材料基體主要是1000 系鋁合金（w（Al）≥99.7%）和6000 系鋁合金（Al-Mg-Si 系），這其中對于1000 系鋁合金而言，由于未添加其他合金元素，晶格內部固溶的異類原子數很少，引起的晶格畸變相較于其他鋁合金小很多，表現出在鋁合金里最優的電導率（61%～64%IACS）［14］。但由于缺乏固溶強化和沉淀析出相，其抗拉強度往往很低（鑄態下約為70～85 MPa）。為提升綜合性能，當前的處理方法主要是集中在減小純鋁在電解制備和熔煉中固有的雜質元素含量，使其純度進一步上升，然后通過各種變形方式進行強化以提升其力學性能。但由于純鋁導線抗蠕變性能較差，強度硬度偏低，應用仍集中在近距離、小用電量的電路設計和使用中，無法單獨作為長距離大規模輸電的良好載體［15］。

最為廣泛使用的鋁合金導體材料還是6000 系鋁合金（Al-Mg-Si 系），6000 系鋁合金是一類可熱處理強化鋁合金，通常被用作制備高強度鋁合金導線，擁有相對較高的比強度和電導率，同時擁有較好的成型性和熱穩定性，因此人們圍繞其合金化和制備工藝展開了大量研究工作。Yuan 等［16］向6201 鋁合金中添加了不同量的La，研究發現La 的添加量在0.2%時合金的耐熱性和導電性都得到了明顯改善，主要的作用機理是La 與殘留Si 形成化合物析出，而進一步提升La 含量將導致斷裂伸長率的明顯下降。劉振興［17］利用195 ℃/30 min+175 ℃/540 min 的雙級時效制度獲得了更致密的β’析出相，導電率比T6態提升了1.2%IACS。也正由于6000 系鋁合金可以通過多種強化方式來協調獲得較好的強度和導電性能，而且成本也較為低廉，從而被大量使用于當前的供電系統中。不同型號Al-Mg-Si 系鋁合金高強高導架空輸電線性能對比［18］如圖2 所示。

圖2 不同型號Al-Mg-Si 系鋁合金高強高導架空輸電線性能對比［18］（Al-2 到Al-8 指表2 所示EN 50183—2002 中規定的6 類標準型號的Al-Mg-Si 合金線）Fig.2 Performance pair of different Al-Mg-Si series aluminum alloys with high strength and high conductivity for overhead transmission lines［18］（Al-2 to Al-8 refers to the Al-Mg-Si alloy wire of 6 specified in EN 50183—2002 as shown in Tab.2）

由圖2 和表2 可以看出，6000 系鋁合金的強度和導電率能夠做到較好地兼顧。6000 系鋁合金中的主要強化相Mg2Si 相在高溫下容易發生粗化，導致在高溫下合金的強度迅速喪失，Al-Mg-Si 系合金的長期運行負載溫度最高值被嚴格限制在70～90 ℃，而近年來隨著電力需求量的不斷提升，要求導線在不過分擴大截面積的前提下要具有較高的載流能力，這也就伴隨著導線溫度的升高，而6000 系鋁合金線材的力學性能會隨之迅速下降，這也注定了6000 系鋁合金無法作為提高導線載流能力的開發對象。迄今為止雖然耐熱鋁合金導線的品種繁多，但基本是在Al-Zr 系鋁合金的基礎上添加或調整微合金元素，改進制造工藝而研發并生產的。早在20 世紀50 年代，美國的Harrington 就提出了Zr元素向純鋁內添加，能顯著提升合金的再結晶溫度而僅小幅度降低電導率，在此基礎上日本導線設計團隊在1960 年前后進行了大量實驗設計，并開發了一系列的Al-Zr 系耐熱導電鋁合金，經歷了長期的開發和改進，此類耐熱鋁合金導線已成功走出實驗室，被廣泛應用于高壓和超高壓的送電關鍵路段上［19-21］。

表2 熱處理態成品Al-Mg-Si 導線性能Tab.2 Heat treatment on mechanical properties of Al-Mg-Si wires

近年來，除了Al-Zr 系耐熱鋁合金，Al-Fe 系的8000 系鋁合金在鋁合金導體方面的應用也被逐漸開發起來。表3 給出了部分常見商用8000 系鋁合金導線的主要合金成分。Al-Fe 系合金相較于其他鋁合金導體而言，最顯著的特性是具有很好的抗蠕變性能，并且Fe 元素價格低廉、在地殼中含量巨大，Al-Fe 合金的開發具有巨大的潛在經濟價值［22］。林海波［23］在8076 鋁合金中添加了0.05%的Mn 改變了合金中含Fe 相的分布，進而摸索出了雙級時效對8076冷拔導線的最佳熱處理制度，制備出了電導率達61.83% IACS，伸長率達21.86%的導線。如果能通過嚴格控制合金中的Fe含量，使得固溶鐵原子對導電性能的影響進一步下降，而析出納米Al3Fe 和Al6Fe 等第二相，提高合金強度和抗蠕變性能，Al-Fe 系鋁合金將有望成為下一類潛在的實用性耐熱鋁合金導線基體材料。

表3 電氣用退火及中溫回火8000 系鋁合金導線化學成分［24］Tab.3 Chemical compositions of 8000 series aluminum alloy wires with annealing and medium temperature tempering［24］

圖3 中展示了部分常用的導電鋁合金以及各常見鋁合金體系的強度-導電率分布，電導率處于較高水平的1000 系（w（Al）≥99.7%）、6000 系（Al-Mg-Si系）和少量5000 系（Al-Mg 系）合金仍是目前的研究重點。其他變形鋁合金如2000 系鋁合金（Al-Cu系）、4000 系鋁合金（Al-Si 系）和7000 系鋁合金（Al-Zn-Mg-Cu 系）僅有少量研究。雖然這幾類合金體系具有優異的力學性能和加工性能，但由于這幾類鋁合金的主合金化元素添加會明顯導致鋁合金導電率的大幅下滑，難以滿足工業用電量的需求，所以未被廣泛關注。

圖3 部分常用導電鋁合金（a）及常見合金體系（b）的強度-電導率性能分布圖［25］Fig.3 Strength-conductivity performance distribution of some commonly used conductive aluminum alloys（a）and common alloy systems（b）［25］

2 鋁合金導體材料的關鍵性能及研究難點

鋁合金導線在交通運輸領域的應用涵蓋了供電、電力傳輸和設施運行等多個領域，復雜的服役條件決定了鋁合金導線必須具有優良的綜合性能，如強度及比強度、導電性能、耐熱性、耐腐蝕性能、蠕變性能等，均需要滿足相應的性能指標以達到服役要求，以提升輸電效率，降低能量損耗和節約資源，避免在服役期間頻繁發生故障或引發安全問題，而這其中最核心的兩項性能指標是強度和導電率。

2.1 鋁合金導體材料的強度

在四通八達的交通運輸網絡中，供電系統往往要面對復雜多樣的戶外環境和可能出現的惡劣或者極端天氣條件，鋁合金導線要有一定的抗風擾和覆冰的能力，因此需要具備一定的抗拉強度。金屬材料的強度取決于很多因素，可以簡單用下式概括［26］：

式中σ為材料的屈服強度，σ0為晶格摩擦力，σss為金屬晶格中固溶其他原子造成晶格畸變造成的固溶強化，σp為金屬晶體內部析出的第二相阻礙位錯運動引起的析出強化，σdis為位錯間的交互作用如位錯塞積、形成割階等引起的位錯強化，σgb為晶粒細化增加晶界從而阻礙位錯遷移造成的細晶強化。這一等式是基于金屬的強化機制而構建的，各類強化機制的本質都是阻礙金屬晶體內部位錯的運動。位錯運動的阻力越大，宏觀上表現為金屬越不容易變形，金屬的抗拉強度越高。自1906 年Wilm 首次在Al-Cu合金中發現時效強化現象之后，圍繞提高鋁合金的強度，人們已經做了大量的工作，通過成分設計、熔煉、熱處理、變形等各道工藝的逐層開發和耦合，研發出了一系列高強鋁合金［27-29］。但在此過程中引入的無論是固溶原子、析出相，還是晶界、亞晶界及高密度位錯，本質上都是一種缺陷，在潔凈完整的鋁基體晶格中引入這些缺陷雖然對合金強度有明顯提升，但實際上對鋁合金的導電率是不利的。

2.2 鋁合金的導電率及強度-導電率制約關系

金屬導電的基本原理可以用電子在金屬內部的定向運動來簡單解釋［30］，金屬導電可以看作是電子波在電場的作用下在金屬內部定向傳播，在外加電場的作用下金屬中的自由電子將發生定向移動，從而產生電流。理想狀態下，當在純凈的金屬晶格中發生定向移動時，電子波幾乎不會受到阻礙，而當自由電子在定向移動時如果受到了阻礙，就將表現出導電率的下降。而這種阻礙除了溫度升高引起的晶格熱振動加劇之外，往往還來自于金屬晶體內部的缺陷，如固溶的異類原子、析出相、位錯等［31-32］，由于電子的運動對金屬材料的內部組織很敏感，所以鋁合金的導電率注定是一個對微觀缺陷十分敏感的參數。

如果將鋁合金的強度比作一個加法，強度的提升看作各種強化方式的相互累加，那金屬的導電率就應該用減法來比喻。工業純鋁的導電率一般為61%～64%IACS，而在此基礎上引入其他任何缺陷都將造成導電率的降低。導電率的下降也就等同于電阻率的上升，Matthiessen 等綜合考量了各種缺陷對電阻率上升的影響，將合金的電阻看作是受晶體結構和溫度影響的金屬基本電阻率和受各類缺陷影響的電阻率的加和，提出了著名的馬西森定則（Matthiessen Rule）［33-34］：

式中ρ為總電阻率；ρPA為純鋁的基本電阻率；Δρvac，Δρdis，ΔρGB，Δρsol分別代表空位、位錯、晶界、固溶原子對電阻率的提升常數；Cv代表空位濃度；Ldis代表位錯密度；SGB代表單位面積內的晶界面積；代表固溶原子濃度。雖然合金的導電率的影響因素比較復雜，不能簡單地用各參數求和來準確計算，但在馬西森定則中可以明顯看出，合金內部的缺陷——空位、位錯、晶界和固溶原子都會對合金的電阻率造成影響，此類因素越多，則合金的電阻率就越高，導電率就越低。而這些因素恰好也是阻礙位錯運動、提高合金強度的關鍵因素，分別對應著位錯強化、細晶強化和固溶強化三種強化機制［35］。因此對于導體材料而言，強度和導電率之間存在著明顯的相互制約關系，能夠提升合金強度的幾種方式都會引起電子的散射加劇，反之亦然，提升強度和提升電導率本身就是相悖的。而如何打破這兩者之間的制約關系，制備高強高導的鋁合金導體材料，仍是非常棘手的世界性難題。

3 強度與導電率協同增強的改善方式

3.1 合金化改善鋁合金導體材料性能

合金元素的添加對鋁合金導電性能的損害是顯而易見的，但為了提高鋁合金的機械性能，合金化及微合金化又是必不可少的。合金化及微合金化技術是改善鋁合金性能、開發新型高強高導鋁合金的重要手段［36-39］。由于鋁合金導體材料的導電率對化學成分十分敏感，不同合金元素添加到鋁基體中對導電率的影響差異很大，為實現強度提升的同時減少對導電率的損害，選擇合適的元素進行微合金化非常關鍵。

從圖4（a）和表4 中不難看出，某些元素如Cr，V和Ti 等對鋁合金的電導率損害很大，為了避免這些元素的存在對鋁合金導體的不利影響，一方面是避免在合金化的過程中引入這些元素；另一方面是在熔煉鋁合金的過程中盡可能地凈化合金熔體，過濾掉鋁基體中固有的此類雜質元素。常用的去除方法是在熔煉過程中引入B 元素，B 元素的引入可以在熔體中與Ti，V 和Cr 這幾類過渡族元素形成新相，如TiB2，VB2和CrB 等，經過保溫沉降在熔體底部，使得這幾類元素在鋁基體中的固溶量大大降低，減少它們對電子造成的散射，凈化鋁基體，相應的提升導電率［42］。侯雅塵等［43］在Al-0.04Zr-0.04Er 中添加了0.22%的B，在XRD 和透射電鏡下確認了細小板片狀的ZrB2粒子的出現，顯著降低了Zr 的固溶度，進一步提升了合金的電導率，成功制備出導電率達61 %IACS，在260 ℃瞬時強度保持率達90%的導電鋁合金。

表4 鋁合金中的雜質元素對電阻率增量的影響［41］Tab.4 Influence of impurity elements in aluminum alloys on resistivity increment［41］

圖4 Al-X 二元合金電導率隨成分變化的曲線［40］Fig.4 Curves of conductivity of Al-X binary alloys with different compositions［40］

除了Al-Fe 系鋁合金導體材料外的其他絕大多數鋁合金體系，Fe 是作為雜質元素而存在的。來自工業鋁錠和鑄造鐵模等的Fe 元素在鋁合金中固溶度較低，往往與Si 復合以含Fe 的雜質相形式存在，對電導率的損害并不很明顯，但這些粗大的片狀或針狀含Fe 相可能嚴重割裂基體，導致鋁合金的強度和韌性明顯下降［44］。因此鋁合金中Fe 元素雜質含量是被嚴格控制的。鋁合金產品的一條重要檢驗標準就是Fe 元素含量是否達標［45］。

Si 元素在鋁合金導體材料中的作用比較復雜，一方面Si屬于半導體元素，電阻率約為3×1011μΩ·cm，遠高于鋁基體，固溶時對合金導電率的不利影響很大。但在6000 系鋁合金導體材料中，Si 是一類主合金化元素，與Mg 元素形成Mg2Si 析出，對合金起強化作用。大量研究表明，這兩類元素對合金的影響主要取決于鎂硅比，選擇最適宜的鎂硅比以獲得更密集的析出相，對提升強度和降低電導率都有很大益處。張建新等［46］的實驗結果表明鎂硅比在1.73即不含過剩Si 時，合金的電導率最佳；Han 等［47］則認為鎂硅比為1.48 時，過剩的Si 促進了析出行為，得到的合金中析出相密度最大，從而獲得了最佳的強度和電導率。目前學界針對最適宜鎂硅比尚未得到統一的認識。

為了盡可能地降低鋁合金中的雜質元素，除了添加上述的B 元素以外，稀土元素也是一類具有良好改性作用的元素。稀土元素在鋁合金導體材料中所起的作用可以總結為：細化晶粒、改善第二相的尺寸及形貌、促進析出、抑制再結晶、消除Si 和Fe 等元素的不利影響等［48-51］，從而提升鋁合金導體材料的強度或導電率。當前在鋁合金導體材料中應用最多的稀土元素主要有Ce，La 和Er 等。Wang 等［52］通過擠壓鑄造制備了新型Al-0.2Ce-0.2Sc-0.1Y 合金，經冷拔和200 °C 退火5 h 后，抗拉強度分別達到200 MPa 和198 MPa，延伸率分別達到6.8%和8.5%，電導率分別達到61.01%和61.77%；微觀組織觀察發現合金中出現了Al13Fe3Ce 第二相，并且含有少量的Y 和Si 元素，大大降低了Fe 和Si 的固溶度，同時Sc的加入還導致了Al3Sc 的析出，使得合金的強度及電導率都表現出較高水平。杜壯等［53］向1R50 稀土鋁合金中加入0.1%（質量分數）的Te，發現Te 的加入使得晶粒進一步細化，在晶界析出了Al-Ce-Fe-Si-Te 相，減少了固溶原子含量，實現了合金強度、塑性和電導率同步上升。由于我國擁有豐富的稀土資源，在稀土資源的開發和利用上具有得天獨厚的優勢。在鋁合金導體材料的稀土改性研究方面我國處于領先位置，早在20 世紀70 年代廣州有色金屬研究院等單位就開始進行了相關研究，并取得了一系列喜人的成果［54］。

為提升鋁合金導體材料的耐熱性和抗蠕變性能，通常向鋁合金中引入Zr 和Sc 元素，這兩類元素在鋁基體中形成L12 型的Al3Zr 和Al3Sc 相，顯著提升了鋁合金的耐熱性能；同時因為這類元素在鋁合金中的固溶度都比較低，固溶原子對電子的散射作用較小。L12 型的Al3Sc 的α=0.4103 nm，與鋁合金基體的錯配度很小。在熱處理過程中析出的納米級高密度的L12 型Al3Sc 顆粒與基體共格且熱穩定性好，能夠與位錯相互作用，阻礙位錯在高溫下的移動，使合金高溫強度和抗蠕變性能顯著提高［55-57］。但由于Sc 的價格高昂，而鋁合金導線用量巨大，在鋁合金導體材料中引入Sc 元素將導致成本造價的明顯上升。Yi 等［58］研究了以Zr 代替部分Sc 對Al-Mg-Si 合金進行合金化，發現Al3（Zr，Sc）比Al3Sc 具有更強烈的釘扎位錯的作用，向合金中添加0.12%Sc+0.04%Zr 后獲得了與添加0.16%Sc 的同等強度。Zr 元素與Sc 的作用機理類似，但其價格要相對低廉很多，因此作為耐熱鋁合金中最主要的合金化元素而被廣泛研究和開發，在鋁中添加少量的Zr 時導電性損失不大，耐熱性卻明顯提高。但由于Zr 在α-Al 內的擴散系數非常低，導致Al3Zr 粒子不易在低溫下大量析出，Zhang 等［60］向Al-0.08Zr 中添加痕量的Yb，觀測到了如圖5（b）所示析出密度更高、平均尺寸更小和高溫下更穩定的核殼結構Al3（Zr，Yb），進而提高鋁的再結晶溫度。尤偉任等［61］在Al-Zr 合金中加入了少量的Y，制備出的Al-0.032Zr-0.015Y 的鋁合金線材的再結晶溫度與Al-Zr 的接近，不但實現了同等耐熱性，而且減少了合金化元素的添加總量，提高了導線的電導率。Chao等［59］采用連續流變擠壓技術制備了一系列Al-Sc-Zr合金。通過研究時效過程對強度和異電率的影響，得到了如圖6 所示的研究結果，發現Al-0.12Sc-0.04Zr 經熱處理后合金的抗拉強度和電導率分別達到160 MPa 和64.03%IACS。

圖5 Al-0.08Zr-0.03Yb 的透射顯微組織［60］Fig.5 TEM images of Al-0.08Zr-0.03Yb［60］

圖6 不同成分和時效時間下的Al-Zr/Sc 線材抗拉強度-電導率匯總［59］Fig.6 Ultimate tensile strength and conductivity curves of several types of aluminum alloy wires with different compositions and aging time［59］

類似的，Er 元素作為同樣能形成L12 型的Al3M相的一類元素，通常在Al-Zr 合金中與Zr 一同添加，形成的Al3（Zr，Er）核殼結構具有比單獨添加Zr 形成的Al3Zr 粒子更好的熱穩定性，進一步抑制了粒子的粗化速度，提升了耐熱性［62-63］。但Er 元素價格也并不低，所以在合金成分設計上要嚴格控制添加量以降低實際成本。

除此以外，在高強鋁合金合金化中常添加的其他元素，如Cu，Ni，Mn 和Zn 等，盡管可以通過固溶強化或在時效過程中析出沉淀相強化，使得鋁合金強度顯著上升。但由于它們在鋁基體中都存在著一定的固溶度，固溶造成的晶格畸變對電子造成散射，進而導致電導率或多或少地下降，在鋁合金導體材料中都被作為雜質元素而控制，在合金成分設計時應避免引入這類元素。

總的來看，鋁合金導體中的理想合金化元素應該滿足如下幾點：固溶態對鋁基體導電率的損害較低、室溫固溶度低、能以彌散第二相的形式析出實現對合金力學性能的強化、價格不宜過高。

3.2 微觀組織調控改善鋁合金導體材料性能

基于特定目標對鋁合金進行微觀組織調控、控制鋁合金的顯微結構，進而對其性能進行干預，已成為當下鋁合金行業從業人員的研究熱點。鋁合金的顯微組織對其力學性能和電導率具有決定性的影響。通過開發出與合金成分設計相匹配的加工和制備工藝，有望調整和優化鋁合金導體材料的組織和結構，獲得力學性能和電導率匹配較好的新型鋁合金導體?；阡X合金導體材料的特性及制備過程，對其進行微觀組織調控的手段主要包括熱處理工藝的調整、塑性變形工藝的選擇、引入增強相從而開發新型鋁基復合材料等。

3.2.1 熱處理工藝研究

對可熱處理強化的鋁合金而言，材料的性能與熱處理制度的選擇息息相關，鋁合金導體材料通過開發出適配的熱處理工藝，改變合金元素的分布形式和分布狀態，獲得理想的微觀組織和結構，從而改變其宏觀性能，滿足鋁合金導線的應用需求。目前對熱處理工藝的研究通常集中在新型時效制度的開發上［64］，時效制度對鋁合金導體材料中第二相的析出以及降低剩余元素固溶量都是十分關鍵的，在時效溫度下金屬發生一定程度的回復，也能降低塑性變形過程中引入的高密度位錯對導電性的不利影響［65］。為獲得力學性能-導電性較好的匹配，以滿足不同應用場景對鋁合金導體材料的性能要求，圍繞著時效過程中析出的納米級團簇及沉淀相，科研人員做了大量的研究，以期克服力學性能和導電性、強度和塑性之間的制約關系。Lin 等［66］利用預時效+冷軋+時效的工藝相結合，制備了抗拉強度達到301 MPa，導電率達到58.9%IACS 的Al-Mg-Si 合金，在此工藝下制備的合金相較于傳統的冷軋+時效工藝，強度提升了21%，導電率提升了4.1%IACS。改善原因主要是一級時效階段形成的G.P.區在冷軋過程中并未完全溶解，仍存在溶質的富集現象，在二級時效時會加快析出，得到了如圖7（f）中所示的高密度時效析出相，起到沉淀強化作用。

圖7 冷軋態Al-Mg-Si合金不同時效狀態下的透射顯微組織［66］Fig.7 TEM images of the cold-rolled Al-Mg-Si alloys with different aging time［66］

侯佳鵬［67］對Al-Mg-Si 合金在冷拉拔前分別進行了固溶處理和時效處理，發現預時效Al-Mg-Si 合金線的抗拉強度和導電率均高于原始態合金線，而預固溶合金線的抗拉強度最高，但其導電率最低，在此基礎上優選預時效態的Al-Mg-Si 合金線為最佳熱處理態，得到的Al-Mg-Si 合金線的抗拉強度達到352.3 MPa，導電率達到55.97%IACS，并通過對析出相尺寸及分布的分析提出了納米析出相的臨界半徑模型，如圖8（a）前半段所示，當析出相在臨界半徑以下時以位錯切過機制為主導，強度和電導率實現了同步提升，在小范圍內打破了“強度-電導率的相互制約關系”。

圖8 Al-Mg-Si合金線經熱處理后強度和電導率演變示意圖［67］Fig.8 Evolution of ultra-tensile strength and conductivity of Al-Mg-Si alloy wires after heat treatment［67］

3.2.2 塑性變形工藝研究

在鋁合金導線的制造過程中，高強高導鋁合金材料需要先成桿再成線，這其中不可避免地要進行塑性變形，經過塑性變形后，不但鋁合金由棒成線，形狀和尺寸發生了變化，其內部更是發生了復雜的變形行為和微觀組織演變，合金性能也隨之發生了變化。通過控制塑性變形工藝及其參數，可以對鋁合金中的晶粒尺寸及形狀、第二相分布、晶粒取向及織構等多方面進行調控，從而獲得更佳的強度和導電率［68］。目前在鋁合金導線的工業生產上應用比較廣泛的塑性變形技術包括鍛造、軋制、擠壓和拉拔；而近年來隨著對鋁合金導線性能要求的不斷提升，大塑性變形技術（Severe Plastic Deformation，SPD）已經為科研人員所重點關注。這項技術由美國著名物理學家Bridgeman 在1952 年率先提出，發展到今天已形成包含高壓扭轉（High Pressure Torsion，HPT）等通道轉角擠壓（Equal Channel Angular Pressing，ECAP）和累積疊軋焊大變形（Accumulative Roll Bonding，ARB）、往復擠壓變形（Repetitive Corrugation and Straightening，RCS）等技術［69］。

3.2.2.1 大塑性變形工藝引入超細晶

大塑性變形技術是制備超細晶粒（Ultrafine-Grain，UFG）的一項重要技術，幾類變形加工的原理如圖9 所示，它所產生的劇烈應變遠遠超出常規的塑性變形，所造成的合金內部的顯微組織變化也更加復雜。這種劇烈變形條件下，可能產生更大程度的位錯滑移、晶界遷移以及合金元素的重新分布及析出等狀況，這些狀況都有可能對鋁合金導體材料的強度和電導率產生影響［70］，因此科研人員對SPD變形的鋁合金導體材料進行了大量研究和探索。Murashkin 等［71］通過在100 ℃下對6201 Al-Mg-Si 合金進行多達6 道次的ECAP 擠壓，如圖10 所示，形成了晶粒尺寸在400～600 nm 范圍內非常均勻的超細晶顯微組織，并在隨后的人工時效過程中析出了更多的納米β’相；六道次的擠壓和時效處理后，合金的電導率達到了31.32 MS/m，抗拉強度達到了289 MPa。Valiev 等［72］應用室溫+高溫（130/180/230 ℃）兩步高壓扭轉，導致時效析出速率的加快和沉淀相尺寸的減小，固溶原子數進一步減小，獲得了更高的電導率和強度，在室溫+230 ℃高壓扭轉條件下，獲得了275 MPa 的抗拉強度和59.0%IACS 的導電率。

圖9 大塑性變形加工方法原理圖［69］Fig.9 Schematic diagram of severe plastic deformation［69］

圖10 Al-Mg-Si 合金經ECAP 擠壓和時效處理后的透射顯微組織［71］Fig.10 TEM images of Al-Mg-Si alloy after ECAP extrusion and aging［71］

目前針對大塑性變形工藝下鋁合金出現強度、延性和導電率同時上升的現象被廣泛接受的機理是：亞微米級晶粒產生的細晶強化和納米級析出相的沉淀強化造就了合金的高強度及良好韌性，而由于析出比較充分，合金內部固溶的異類原子數較少，導致合金顯出較高的導電率［73-75］。但除了上述原因，在劇烈的塑性變形下，固溶原子、位錯、晶界和空位的狀態也發生了很大變化，這些變化的因素對電導率及強度也有不同程度的影響，疊加在一起往往顯出抗拉強度和導電率的同步上升。針對這種復雜多變的影響因素，仍需進一步開發和摸索大塑性變形工藝對微觀組織調控的規律及經驗，從而在進一步提升合金強度的同時還能保持較高的導電率。

3.2.2.2 塑性變形引入細長晶對電導率的增益作用

晶界作為合金中缺陷的一種，會對電子的定向運動產生不同程度的散射，勢必會造成不同程度的電阻上升。鋁導線內部的晶界按方向分可以大體分為兩類：平行于電流方向的和垂直于電流方向的晶界，這兩類晶界中，與電流運動方向垂直的晶界對電子散射的作用會更加明顯，Hou 等［76］針對純鋁導線進行分析，考慮到純鋁內部幾乎沒有固溶原子和析出相，對馬西森定則進行了簡化，得到了如下表達式：

式中ω代表導電率。由上式可以看出，隨著電流方向上的晶粒長度L增加，單位面積內的垂直晶界數量減少，合金導電率會隨之上升。因此，如果能控制合金內部晶粒向細長晶方向發展，軸向方向的伸長可以顯著降低垂直晶界對導電率的負面影響，而法向方向上的細晶所增加的平行晶界對電阻率的增量影響很小，但是細晶強化所帶來的強度增益是十分顯著的。通過這種細長晶的引入，可以使合金在宏觀上表現為電導率和強度的同步上升，打破了“強度-電導率制約關系”

這種通過細長晶來減少垂直晶界對電導率的影響最早在Cu 合金中被發現，Dong 等［77］發現冷拉伸導致晶粒沿著拉伸方向明顯伸長，形成了明顯的＜1 1 1＞和＜1 0 0＞織構，在100 ℃和150 ℃退火30 min后，晶粒形貌幾乎保持不變，如圖11 所示。這類細長晶顯著提升了Cu 合金的再結晶溫度和導電率。Hou 等［76］沿此思路增大拉拔過程中的變形量，成功制備出抗拉強度達160 MPa，導電率超過63.0%IACS 的純鋁導線。在圖12（a～d）所示的純鋁線拉拔過程中，織構由＜0 0 1＞向＜1 1 1＞方向不斷轉化的過程，也小幅提升了合金強度，但不影響電導率。Wang 等［52］在 制備的Al-Ce 系列合金中也發現了冷拉拔導致的細長晶粒的出現，且在Al-0.2Ce-0.2Sc-0.1Y 合金體系中觀測到的細長晶最為純凈完整，如圖13 所示，相應的，該合金相較于其他合金具有最高的導電率。

圖11 冷拉銅線經退火處理后的微觀組織演變［77］Fig.11 Microstructural evolution of cold-drawn copper wires during annealing heat treatment［77］

圖12 新型純鋁合金導線不同變形量下的的晶粒取向及性能演變［76］Fig.12 The grain orientation and performance evolution of new pure aluminum wire with the increase of deformation［76］

3.2.3 新型鋁基復合導體材料

在眾多的金屬材料領域，出現兩種性能相互制約、單一材料無法克服的問題是很常見的。在這種前提下復合材料應運而生，復合材料由兩種或兩種以上的材料經過制備復合而成，它往往能夠結合各組成材料的特點，繼承基體材料的優異性能，實現基體-增強相之間性能和組織的良好匹配。因此針對強度-導電率這一制約關系，制備新型鋁基復合材料也是一條重要的研究路徑。

要制備高強高導的鋁基復合材料，增強相的選擇十分重要，選擇綜合性能尤其是電導率優異的增強相是進一步提升鋁基復合材料導電率的關鍵。因此傳統鋁基復合材料中常作為增強相添加的微米或納米級陶瓷相如SiC 和Al2O3等并不符合要求，這類顆粒加入到鋁基體中雖然對力學性能有積極影響，但會嚴重損害復合材料的導電率［78-80］。目前科研人員的目光主要鎖定在碳纖維、碳納米管、石墨烯等碳基材料增強相上，尤其是石墨烯。石墨烯的原子級厚度（0.34 nm）賦予它優秀的力學性能和導電性，其電子遷移率超過1.5 m2/（V·S），遠高于銅的0.0032 m2/（V·S）和鋁的0.0015 m2/（V·S），在改善鋁基復合材料導電性方面優勢更為突出［81-82］。目前針對石墨烯增強的鋁基復合材料的研究的難點，主要是如何通過恰當的復合工藝獲得較好的結合界面，這主要還是因為石墨烯的比表面積較高，且和鋁基體的表面能差距較大，與鋁基體的結合潤濕性較差，導致其容易在基體內部團聚。為解決這一問題引入了許多制備方法，如粉末冶金法、熔鑄法、電化學沉積法、高壓扭轉法等［83］，圖14 總結了在不同制備方法（SPS、熱壓、擠壓以及熱軋等）獲得的石墨烯/鋁基復合材料的強化效率［84］。Bhadauria 等［85］通過等離子燒結技術，調整燒結溫度、壓力及保溫時間等參數，將納米石墨烯片成功復合在鋁基體中，獲得了高強度的石墨烯增強鋁基復合材料，微觀表征顯示石墨烯在鋁基體中分散得相當均勻。Chyada等［86］通過改良鑄造工藝，以回收的廢鋁線為基體進行熔煉，成功向基體中引入了0.5%的納米級的石墨烯片，隨后在室溫下將Al-0.5%石墨烯冷軋成線材。利用冷軋+人工時效處理提高了合金的電導率和抗拉強度。時效后的電導率比原復合材料提高了8.9%，而抗拉強度提高了68.6%。時效處理導致的鋁基復合材料的電導率上升，除了和鋁合金時效過程中發生的沉淀析出以及合金回復等因素外，還可能與石墨烯與鋁基體之間形成了有利位向有關。這種有利位向有可能與Tokutomi 等［87］在研究中所指出的碳納米管的“高速通道”效應類似，提高了復合材料界面處的電導率。但這種有利位向的形成機制及導電效應還有待進一步探究。表5 給出了部分石墨烯鋁基復合材料相較于基體對照組的性能變化，均勻分散的石墨烯增強相往往對強度和電導率有協同提升作用。

表5 部分石墨烯鋁基復合材料的性能變化表［84］Tab.5 Properties of several graphene enhanced aluminum matrix composites［84］

圖14 不同制備方法及添加量下的石墨烯鋁基復合材料的強化效果［84］Fig.14 Strengthening effect of graphene enhanced aluminum matrix composites under different preparation methods and dosages［84］

以石墨烯等碳基材料做增強相，雖然在抑制電導率下降方面具有一定優勢，但大多數復合材料都是通過粉末冶金等機械合金化方式制備的，制備難度較高、制備成本難以降低，即便使用熔煉法往往也要添加多種改性劑，并引入球磨等較為復雜的工藝［88-89］，究其原因還是因為鋁基體和碳基增強相的界面結合性較差?？紤]到純鋁和鋁合金均為鋁基體材料，二者具有相同的晶體結構和相似的電化學特性，因此如果能將具有優良導電性的純鋁和具有優良力學性能的6000 系鋁合金通過塑性變形復合在一起制備成復合材料，制備成鋁合金絲線，將有望實現強度-電導率的有機結合，這是一條嶄新的復合材料研究思路，Rhee 等［90］制備了小尺寸的1050 鋁合金棒，定制了直徑由大到小相應尺寸的6061 鋁合金空心圓筒，保證兩層圓筒之間的空隙正好填滿1050 鋁合金棒，通過如圖15（a），（b）所示的這種同心筒間隙塞棒的復合方式制備出復合合金棒，隨后對其進行擠壓和拉拔，成功制備了具有良好強度和電導率配合的1050-6061 鋁合金復合導線。后續又通過真空擠壓減小了復合材料在塑性變形中外層開裂的傾向，使這兩類鋁合金材料更緊密地復合在一起。在擠壓后的合金組織的EBSD 中，觀察到如圖15（d）所示的更柔軟的1050 鋁合金晶粒沿著擠壓方向發生了更大程度的伸長，這種伸長導致單位長度的合金內部垂直于電流方向的晶界減少，正如前文所述，這種晶粒伸長導致垂直晶界減少，對提高導電性是有利的。

圖15 新型1050-6061 復合材料的宏觀-微觀形貌［90］Fig.15 Macro-micro morphology of the novel 1050-6061 aluminum composite materials［90］

3.3 鋁合金導體材料熔鑄生產工藝優化

要制備高性能的鋁合金導線產品，首先要制備高性能高規格的鋁合金導體材料，導體材料的性能直接影響到鋁導線的機械、電氣性能和最終的產品技術指標。要獲得優良綜合性能的特征微結構，需要經過復雜的工業制備流程。連鑄連軋是當前工業上生產電工用鋁桿的主要工藝，圍繞生產過程中的熔鑄過程，科研人員做了大量的工作，有效提升了鋁合金導體材料的產品質量，在一定程度上提升了材料強度和電導率。

3.3.1 鋁導體材料的熔體凈化和提純

近年來隨著對高電導率、高強度電工用鋁合金和超細鋁線的使用需求不斷增加，針對生產過程中鋁合金的熔體凈化也成了研究的熱點。獲得性能優良的鑄錠，關鍵是要有高純凈度的鋁合金熔體，而鋁合金導體材料尤其是純鋁材料的熔體凈化要求比其他高強鋁合金更嚴格，目前常用的凈化方法主要有添加過濾器、旋轉除氣、加入精煉劑、超聲波除氣等［91-93］，圖16（a）展示了一種常用的吹氬氣鋪助超聲除氣裝置。單一的熔體凈化手段很難滿足電工用鋁合金材料的生產需求。為進一步減輕雜質對電導率的不利影響，開發高效的復合凈化技術已成為迫切的問題。Dawless 等［94］使用圖如16（b）所示的三層液電解精煉法，將純鋁、電解質和陽極合金利用密度差分成三層，在直流電作用下陽極鋁以鋁離子形式電離，隨后重新在陰極生成，從而生產出5N 高純鋁，并將其成功用于精密儀器的集成電路導線上，研究表明熔體凈化可使合金導電率提高0.3%～0.7%IACS。通過凈化精煉使得氣泡、非金屬氧化和夾雜物對合金基體組織連續性的破壞大大降低，有助于改善合金的力學性能和導電性能。

圖16 鋁合金凈化提純裝置示意圖Fig.16 Schematic diagram of aluminum alloy purification device

近年來，除了傳統的凈化提純方法外，圖16（c）所示的區域熔煉提純技術因適用范圍廣、產品純度高等優點而被廣泛關注。早在1964 年，大野恭男等［95］以8 mm/h 的區域熔煉速度對4N（純 度99.99%）的高純鋁進行提純，經三次區域熔煉并進行50%擠壓后，獲得了6N（純度99.9999%）的超高純鋁。隨著提純參數進一步優化，提純條件也在不斷進步，萬賀利［96］在真空條件下使用線圈寬度為1.0 cm，熔區移動速度為0.5 mm/min 的區域熔煉技術對4N 鋁合金原料進行提純15 次時，成功將原料提純至5N 純度，得到大晶粒的5N 高純鋁，并且發現了在真空中進行提純對雜質的脫除率要明顯高于常壓環境。在利用區域熔煉提純制備高純和超高純鋁技術方面國內外已有許多專利，但由于區域熔煉的熔煉效率較低，需要多次熔煉，產量不高，尚未大規模應用于鋁合金的工業生產實踐中［97］。如果能將區域熔煉技術與其他提純技術相結合，如電遷移-區域熔煉、真空脫氣-區域熔煉等，將有望獲得純度更高、電阻率更低的高純鋁或超高純鋁。在此基礎上進行優化設計，制備性能更加優異的鋁合金導體材料，并且有效提高生產效率，降低生產成本。

3.3.2 結晶過程中的晶粒組織控制

結晶器是連鑄裝置最重要的部件，被稱為連鑄機的心臟［98］。純凈的鋁液通過澆包進入到合理設計的結晶器中能夠使金屬液均勻且快速的冷卻，形成厚度均勻、表面良好的初始坯殼，從而獲得均勻致密的凝固組織，目前鋁合金電工圓桿的實際生產中常用的結晶器是紫銅制水平連鑄結晶器［99］。而通過在結晶器外圈施加能量場，在結晶前沿引入電磁場或超聲場，利用能量場對凝固層的質量場、動量場及溫度場施加影響，可以實現對結晶前沿的晶核特性進行精細調控［27，100］。目前已有大量研究證實，電磁場的施加對改善晶粒形貌和凝固組織有顯著作用。張宏麗等［101］通過在凝固過程中施加單側線性電磁攪拌，獲得了近乎100%的等軸晶的鑄坯，晶粒也得到明顯細化，同時基本消除了中心疏松和縮孔等缺陷。孫延輝等［102］研究磁場對定向凝固的Al-4.5%Cu 合金結晶組織的影響，在未施加磁場時得到的不規則樹枝晶將在施加磁場后轉變為胞狀等軸晶，晶粒數量也明顯增加。Belov 等［103］在Al-0.6Zr-0.4Fe-0.4Si 電工圓桿的連鑄過程中引入磁場并通過冷拔制備了鋁合金導線，短時運行溫度最高可達400 ℃。采用電磁制動施加與鋁液流動方向垂直的恒溫磁場，引入與鋁液流動方向相反的洛倫茲力，對結晶器內部的流體進行控制，改善液面流體使其趨于穩定，同時還有利于夾雜物和氣泡的上浮，提高鑄坯質量。但由于電磁場的施加引入的流場和熱場難以在實際生產過程中觀察和檢測到，涉及到電磁場、流場等三維多場耦合時還存在很多的問題，因此仍需要充分開展數值模型仿真計算來指導實驗生產。

除了施加電磁場控制結晶過程中的凝固組織，由于已有研究證明細長晶能明顯減少單位面積內的垂直晶界對電導率的阻礙，如果能通過定向凝固技術得到單向生長柱狀晶組織，并在連鑄過程中施加外場干擾，從而細化柱狀晶的尺寸，也可對其在再結晶溫度以下施加大變形量的延伸變形加工，進一步細化柱狀晶從而獲得細小的纖維晶，可使其強度和延伸率得到進一步的提高；日本的Ohno 教授將定向凝固技術和連鑄技術相結合，發明了一種連續鑄造方法（Ohno Continuous Casting，OCC）［104-105］，其基本原理如圖17（a）所示，采用加熱型結晶器并且在結晶器的底部出口端施加強制冷卻，造成結晶器垂直方向上存在很大的溫度梯度，內部熔體的熱量主要沿著拉坯方向單向傳輸，促進了合金的單向凝固，獲得了補縮良好、純凈致密的單向細長柱狀晶的鑄坯。除了初始的下引式，目前已開發出如圖17（b）所示的其他幾種基本凝固方式。郭昌陽等［106］通過合理調控鋁液溫度、結晶器高度及冷卻水流量等關鍵參數，成功制備出了具有連續細長晶組織的Al-1wt%Si 合金棒材，拉制成用于集成電路封裝鍵合的超細鋁合金絲。沿此研究方向又開發出了超高溫度梯度連續定向凝固技術、電渣感應定向凝固技術、單晶連鑄等［107-108］。如果能進一步實現定向凝固技術的突破，將有望制備出軸向力學性能和導電性能都足夠優秀的高強高導鋁合金。

圖17 OCC 的工藝原理及幾種基本凝固方式Fig.17 Process principle of OCC and several basic solidification methods

4 總結與未來展望

鋁合金導體材料作為電力傳輸和分配領域的重要組成部分，憑借其相對較低的密度、較好的綜合力學性能及導電率，受到了廣泛關注。近年來，隨著城市軌道交通的大力發展，新能源汽車行業的發展壯大，為實現綠色可持續發展，鋁合金導體材料在交通運輸領域用電系統中的應用正逐步擴展。本文總結了當前鋁合金導體材料的應用現狀及研究進展，主要有以下幾點：

（1）目前鋁合金導體材料的開發集中在1000 系（w（Al）≥99.7%）、6000 系（Al-Mg-Si 系）、Al-Zr 系、Al-Fe 系這幾類鋁合金中，這幾類鋁合金在性能上各有優劣，被應用在不同的服役條件下。

（2）限制鋁合金導電材料進一步發展和應用的關鍵是強度-電導率的相互制約關系，現階段應用的鋁合金導體材料必須在強度和電導率之間做出取舍，制備高強高導鋁合金材料必須在一定程度上打破這一制約關系。

（3）總結了導電鋁合金中的常見合金元素及其對性能的影響，要實現鋁合金的高強高導，一方面需要減輕雜質元素對導電率的負面影響；另一方面需要選擇適當的合金化元素，理想的元素在室溫下應盡可能地彌散析出，以減小固溶元素含量的同時實現對力學性能的改善，同時價格不宜過高。

（4）通過適宜熱處理工藝能實現納米析出相的有效控制，有望在析出相的臨界半徑以下打破強度-電導率的制約關系；大塑性變形工藝往往對合金強度和電導率同時具有增益效果，但微觀機理仍有待進一步探究。

（5）在熔鑄過程中對鋁合金導體材料進行熔體凈化和區域提純等工藝可以凈化基體，減小雜質元素和夾雜物對導電率和力學性能的負面影響；選擇適宜的基體以及增強相復合，結合二者各自的優點，有望制備出同時滿足強度及電導率要求的鋁基復合材料。

（6）通過適當的塑性變形或定向凝固技術，制備出軸向具有細長晶的鋁合金導體材料，這種鋁合金在平行于電流方向上的晶界大大減少，有效降低了晶界對電導率的不利影響，而在垂直于電流方向上表現為細晶，滿足細晶強化對力學性能的增強機理，因而表現為強度、塑性、電導率同步上升，是未來高強高導鋁合金材料研究的重要潛在突破方向。