原标题：高强高导铝合金研究现状

摘要

高强高导铝合金因其优异的性能被广泛应用于电力、航天、交通等领域。综述了高强高导铝合金的强化机制、导电导热性能影响因素及不同合金体系的研究现状。研究发现，铝合金强化需引入晶格缺陷阻碍位错运动，但缺陷会加剧电子散射，降低导电导热性，精细化调控微观缺陷是协调二者矛盾的关键。传统Al-Mg-Si系、Al-Zr（-Sc）系合金通过精准调控成分与析出相，可实现强度与导电性的平衡；Al-RE系及Al-石墨烯/CNTs复合材料借助界面工程突破性能瓶颈，显著提升强度且控制电导率损失。此外，热处理、塑性变形等工艺对合金性能起决定性作用，多级热机械处理可有效协调强度与导电性，机器学习为工艺优化和新材料开发提供了新路径。

铝合金因其良好的导电导热、轻质高强、耐腐蚀等原因被广泛应用于电力传输、新能源汽车、航空航天和国防军工等领域。如在电力传输领域，6系合金线材可用来制作全铝合金绞线，代替传统的钢绞线，从而减轻导线重量，减少杆塔和基础负荷。在交通运输领域，高强高导铝合金可用来做高速轨道交通的接触网导线和导电弓架、新能源汽车中的汇流排和电机绕组、船舶中的结构件，起到轻质高强的作用。在工业设备的散热系统当中，高导铸造铝合金主要用于电力电子散热器和热交换器等部件，保证高强度的同时起到良好的散热作用。在磁悬浮轨道、高精度仪器框架、核工业零部件及高档厨具等方面也有广泛应用。另外，在配网、高压开关等设备当中，许多传统的铝合金铸件产品起到通流和支撑的作用，对材料的电导率和强度要求也越来越高。然而，金属的强度与导电性之间存在显著的相互制约关系，严重限制了铝合金在更高领域的应用。目前，已有大量学者研究了铝合金强化工艺对其导电性的影响，但鲜有关于铝合金高强高导的综述性报告。本文详细总结了固溶、第二相和缺陷等对不同牌号铝合金材料强度和导电性的影响。

01 铝合金强度和电导率的协同提升机理

自由电子迁移率作为金属导电的基础，减少因晶界、位错、溶质原子和第二相颗粒等对电子的散射是提高合金导电性的基本途径。铝合金的强化机制通常包括固溶强化、析出强化、位错强化和细晶强化。研究表明，溶质原子（如Mg、Si）扭曲晶格，增加电子散射，每1at.%溶质原子电导率下降10%~20%；第二相颗粒（如Al2Cu、Mg2Si）阻碍电子运动，纳米析出相可使电导率降至40%IACS；高密度位错形成电子散射中心，冷变形后电导率下降5%~15%；晶界数量增多会阻碍电子传输，晶粒每细化1 μm，电导率降低1%~3%。

1.1 电导率和强度的定量模型

金属材料中强度与电导率之间的固有矛盾源于其物理机制的根本对立：强度的提升依赖于引入溶质原子、位错、晶界及析出相等晶体缺陷以阻碍位错运动，而这些缺陷同时作为电子散射中心，显著降低电子和声子的平均自由程，从而导致电导率与热导率下降。因此，高强高导铝合金的开发是一个巨大的挑战。

一般来说，晶界对强度和电导率的影响可以用霍尔-佩奇关系（式1）和估算晶界电阻率的公式（式2）来描述：

式中：σgb为晶界强化引起的强度增量，σ0为晶格摩擦应力，k为霍尔-佩奇斜率，d为平均晶粒尺寸，ωgb为晶界电导率，ρgb为晶界电阻率，ρºgb 为单位晶界密度的电阻率。根据式（1）和式（2），可以推断减小晶粒尺寸能提高强度，但会导致电导率损失。相反，增加晶粒尺寸以牺牲强度为代价能提高电导率。因此，从理论上讲，调整晶粒尺寸的方法不能打破金属材料强度和电导率之间的权衡关系。为破解这一矛盾，Fan等人提出了轴向纤维状晶粒和径向<111>取向织构的微观结构设计概念，以打破强度和电导率之间的权衡关系，如图1所示，在导电过程中，垂直于轴向的晶界主要散射电子，从而降低了电导率。平行于轴向的晶界主要阻碍位错运动以提高强度。因此，纤维状晶粒形状设计有可能同时提高金属材料强度和电导率。

图1 打破强度和电导率之间权衡关系的晶粒设计概念示意图

图2 构建计算细长形晶粒电导率的定量模型过程的示意图

此外，Hou 等人提出了“细长晶粒 ”设计原理（ 图2 ），建立了一种计算细长晶粒电导率（electrical conductivity，EC）的新模型，该模型首先将平行晶界与基体并联，然后将它们与垂直晶界串联，可以通过以下方程式计算细长晶粒的电导率：

（3）式中：E0=64.94%IACS是基质的电导率；EP和EV分别是平行和垂直晶界（grain boundary，GB）的电导率，其中h是GB厚度的一半，假设平行和垂直晶界的晶界厚度相同。t和L分别是晶粒宽度和长度。显然，平行GB的EC明显高于垂直GB，定量证实了平行GB与垂直GB相比具有更好的导电性，定量揭示了晶粒形状参数对强度和EC的一般影响。

1.2 晶界对强度和电导率的定量影响

基于计算EC和屈服强度（yield strength，YS）的定量模型，图3显示了晶粒宽度、长度、体积以及长径比对EC和YS的影响。很明显，随着晶粒宽度和长度的增加，EC逐渐增加，如图3（a）所示。对于YS，它随着晶粒宽度的减小而显著增加，但不受晶粒长度变化的影响，如图3（b）所示。同时，晶粒体积和晶粒长径比是更准确地描述细长形晶粒的内在参数。因此，基于式（1）和式（3），可以建立不同晶粒体积和晶粒长径比下EC和强度之间的定量关系。图3（c）表明，EC随着晶粒体积和晶粒长径比的增加而增加。相反，YS随着晶粒体积的减小和长径比的增加而增加，如图3（d）所示。综上所述，图3为高强度、高EC纯铝导体的定量设计提供了理论依据。此外，可以定量评估晶粒体积和晶粒长径比对YS-EC关系的总体影响。当晶粒体积保持不变且晶粒长径比增加时，强度和EC同时增加。然而，当晶粒长径比保持不变而晶粒体积发生变化时，强度和EC表现出传统的权衡关系。

图3 不同晶粒形状特征的YS和EC之间的三维定量关系

1.3 不同铝合金系与加工方法的性能进展

基于上述分析，各铝合金体系通过调控析出相、晶粒结构和界面状态，探索了不同的协同提升路径。高强高导铝合金的协同提升机理，已从宏观的性能权衡深入到对位错运动与电子散射这两个基本物理过程的微观协同调控。表1综合比较了主要高强高导铝合金体系通过代表性工艺所达到的性能水平。

表1 不同铝合金系与加工方法的性能对比

纯铝通过“细长晶粒”设计，增加平行于电流的强化晶界，减少垂直于电流的散射晶界，抗拉强度较传统组织提升约30%，电导率较高。Al-Mg-Si系是析出强化主导：形成纳米β″相强化；控制Mg/Si比及添加Zr优化析出、净化基体，抗拉强度可以达到300~350 MPa，电导率达到52~55%IACS。Al-RE系是超细晶强化+弥散相强化：高压扭转（high-pressuretorsion ，HPT）获得超细晶；RE金属间化合物弥散分布；晶界与析出相对电子散射弱。Al-石墨烯复合材料是异质界面优化：石墨烯增强与载荷传递提升强度；完整石墨烯界面优化电子输运路径，抗拉强度可以达到约404 MPa，电导率达到~82%IACS。Al - Z r - S c 系是工艺协同与析出净化：过时效析出Al3（Zr，Sc）相净化基体提升电导率和热导率；冷拔形变与细长晶粒组织提升强度。

02 高强高导铝合金的分类及研究现状

2.1 Al-Mg-Si 系合金

Dong等对Al-Mg-Si合金中不同Mg/Si比（0.68、1.18、1.70、2.19和2.98），对其强度和导电性的影响做了探究。如图4所示，不同Mg/Si比的合金时效后所形成沉淀相的种类不同。0.68和1.18两种比例主要形成β″相，1.70比例主要形成β″和β′相，2.19和2.98两种比例主要形成β′相。如图4（b）所示，1.18比例的铝合金所形成β″相的比例最高，能最大程度地起到沉淀强化的作用；同时基体中残余的Mg和Si的含量最少，降低了固溶对电导率的影响。残余Mg或Si原子都会严重散射电子和传导热量的声子。Mg/Si比为1.18的合金，其析出过程最大程度地消耗了基体中的溶质原子，合金拥有最好的综合性能，强度、电导率和热导率分别可达305 MPa、51.57%IACS和199.7 W/（m·K）。

图4 不同Mg/Si比对人工时效过程中组织演变的影响机理可视化示意图

Al-Mg-Si合金经不同的热-机械处理后其强度和电导率会发生相应的改变。Lin等的研究结果表明，经70%变形量的冷轧和180 ℃时效6 h后，该合金的强度和电导率可达267 MPa和58.2%IACS，优于传统峰值时效后的248 MPa和54.8%IACS。另外，冷轧前先180 ℃预时效2 h后，合金的强度和电导率可进一步提升到301 MPa和58.2%IACS。由于冷轧量大，预时效过程中形成的G.P.区在基体中重新溶解。再溶解的G.P.区由于在冷轧过程中扩散速率较低，更容易变成富集的团聚体，而不是均匀分布的溶质，更有利于沉淀相的析出。该过程提高了合金的沉淀强化效果，显著降低了电子和声子散射，提高了电导率和热导率。

牛艳萍等研究了热处理工艺对Al-Mg-Si系稀土铝合金导线强度和电导率的影响。结果显示，影响最明显的因素是时效温度，其次是固溶温度和固溶时间，最不明显的因素是时效时间。经过一系列热处理工艺的对比，得到最优的参数为：530 ℃固溶1 h，190 ℃时效12 h，该合金导线的强度和电导率分别可达266.5 MPa和56.1%IACS。

机器学习帮助新型材料的开发越来越受到广泛的关注，王硕等使用向量机 Support vector machine（SVM）、 随机森林 Random Forest（RF）以及人工神经网络，包括：深度神经网络（Deep neural network，DNN ）、反向传播神经网络（ Back propagation neural network， BP）和极限学习机（Extreme learning machine，ELM）五种机器学习方法建立Al-Mg-Si合金在不同条件下强度和电导率的变化的机器学习预测模型。该模型主要包括以下步骤：数据集的收集、数据清洗、 特征工程、模型构建以及模型性能评估。结果表明以热力学数据和加工工艺为特征输入，DNN模型在合金性能预测方面表现出巨大潜力，精度最高，拟合效果最好。

植国鹏等将Al-11Si-2Cu-0.6Mg压铸合金分别以不同的固溶时间进行T6热处理，发现固溶时间从20 min上升到30 min后，合金的平均孔洞直径从17.703 μm上升到21.144 μm，气孔数量从20 min的63 个上升到30 min的121个，合金内部气孔开始变大变多；合金表面从无明显变化到出现少量起泡现象，说明压铸合金不适合长时间固溶处理。最终确定最佳热处理工艺参数为525 ℃×20 min/180 ℃×6 h。与铸态合金相比在短流程T6处理下的合金抗拉强度为387.3 MPa，与铸态相比抗拉强度为387.3 MPa，提升了26.7%；屈服强度为314.9 MPa，提升了69.4%；电导率为17.29 MS/m，提升18.9%，伸长率为2.45%，仅降低了3.9%。

热处理工艺和Mg元素的含量同样是影响Al-Mg-Si合金强度和电导率的关键因素。肜伟博等发现铸态条件下，粗大的长针状共晶Si相和棒条状-Al8Mg3FeSi6相连续阻碍了晶界处电子的迁移，从而使合金电导率急剧下降。对Al-4Si-xMg 合金进行短时的T6热处理后，合金组织中初生α-Al均匀分布，灰色针条状的共晶Si 和一些富Fe相较铸态也有了一定的断裂和粒化，以球状或短棒状存在，尺寸细小，比较均匀地分布在α-Al枝晶间，对合金的割裂作用大大减弱，这时的基体晶体点阵更为完好，自由电子定向运动变得更加容易，因此合金的电导率升高。但是随着合金中Mg含量的增加，在晶界处偏聚的细小Mg2Si相也不断增多，使基体的晶格畸变剧增，进而增加了自由电子定向运动的散射度，导致合金的电阻增大，电导率下降。最终确定，Al-4Si-0.5Mg合金在经过短时T6热处理后，合金的抗拉强度和电导率值达到了310 MPa和25 MS/m。与电导率一样，合金的热导率也遵循相似的物理规律：决定电子运动阻力的微观缺陷，同样是热量传递（主要由自由电子和晶格振动共同完成）的障碍。通过固溶-时效，驱使Mg、Si原子从铝基体中脱溶，形成纳米析出相。这极大降低了固溶原子对电子和声子的散射，从而显著提升热导率。

Chen等研究了多级轧制+时效处理对Al-Mg-Si合金性能的影响，结果表明经两步轧制后，合金的强度达282.17 MPa（增加79.79 MPa），电导率达57.54%IACS（增加4.3%IACS）。如图5所示，变形后拉长的晶粒、<111>织构、β″相的生成是其强度和电导率协同提升的关键因素。传统的时效处理后，部分晶粒达 2444 μm，且无明显的位错和择优取向 ， 沉淀强化（ 11 6 . 2 4 M P a ）和基体中固溶的溶质原子（4.88 nΩ·m）是合金强度和电阻率的主要因素。两步轧制后，晶粒尺寸细化到23.5 μm，β″相尺寸降低到1.2 nm，位错密度增加到2.74×1 014 m²。位错强化为强度提升贡献108.22 MPa，固溶原子的减少使其电阻率（0.8 nΩ·m）显著降低。该论文揭示的加工路径，通过强烈促进析出、净化铝基体这一核心机理，在显著提升强度的同时，为同步提升合金的导电和导热性能奠定了微观基础。尽管引入的位错和界面会对导热产生不利影响，但析出的主导作用使得整体导热性能有望获得实质性改善。

图5 Al-Mg-Si合金两步轧制后的TEM图像

2.2 Al-RE 系合金

在纯铝或常规牌号的铝合金中加入新元素是调控其强度和电导率最常用的方法。对于Al-0.2Ce合金，向其中加入0.2wt%的Sc和0.1wt%的Y形成的Al-0.2Ce-0.2Sc-0.1Y合金在经过400 ℃的应变幅值扫描后，其硬度和电导率分别从HV57.6 、61.01%IACS提升到HV59.3、61.75%IACS。如图6所示，加入Sc和Y后，热处理过程中会形成约40 nm的Al3Sc沉淀相，且该沉淀相周围富集着Y元素。Al3Sc沉淀相对位错和晶界起到很强的钉扎作用，起到良好的沉淀强化效果；同时又能抑制再结晶的发生（图7），减少因晶界引起的电子散射，提升该合金电导率。

图6 50~500 ℃ DMA温度扫描后不同合金的STEM图像和EDS图谱

图7 不同铝合金在相同DMA工艺处理后动态再结晶的比例

Pozdniakov等研究了Sc含量对Al-Y-Sc合金导电性和力学性能的影响。结果表明，Al-0.2Y-0.2Sc和Al-0.2Y-0.05Sc合金在300 ℃退火7 h后，其强度和电导率分别可达183 MPa和61.5%IACS以及127 MPa和62.4%IACS。Al-Y-Sc合金中形成的Al3（ScxYy）相和共熔的Al3Y相是其主要的强化机制。在退火过程中伴随着Al3Y相的部分溶解到Al基体当中，Al3（ScxYy）相成为主要的沉淀相。因此，高Sc含量的Al-0.2Y-0.2Sc合金在退火后形成的沉淀相更多，其强度更高。另外，随着Sc含量的提高，Al-0.2Y-0.2Sc的再结晶温度达450 ℃，远高于Al-0.2Y-0.05Sc的350 ℃。高的再结晶温度使Al-0.2Y-0.2Sc合金在退火过程中的再结晶程度降低，减少了因晶界引起的电导率下降。

Medvedev等人研究了稀土元素La和Ce对纯铝的改性作用，并根据Matthiessen′s公式对铝合金强度和电阻率的变化做出了解释：

式中：σtheor，ρ theor代表理论强度和电阻率；ρ 0是材料固有电阻率；σGB，ρGB、σd，ρd、σ0r，ρ0r和σss，ρss 分别代表晶界、位错、沉淀相和固溶对强度和电阻率的贡献。图8结果表明，稀土元素含量在3.5%~4.5%区间内以及退火温度为230 ℃时，Al-RE合金的综合性能最优。稀土元素的引入所形成的Al11（Ce，La）3金属间化合物可起到弥散强化（增大σ0r）的作用，增强合金强度。另外，稀土元素与铝合金不固溶，大幅降低了由引起的电导率的下降。

图8 不同退火温度下Al-RE合金的性能与RE浓度的关系（符号表示实验数据，实线为拟合曲线）

Lin等研究了Ce和Y两种稀土元素对铝合金强度和电导率的影响。结果表明，加入0.2wt.%的Ce后，铸造状态的Al-0.2Ce合金的晶粒尺寸细化到90.68 μm；额外添加0.1wt.%的Y之后，晶粒可进一步细化到87.55 μm。加入进的Ce和Y还会生成与α-Al共格的Al11Ce3和Al3Y第二相，错配度只有4.43%和0.85%，可以为α-Al的孕育提供形核点。另外，第二相的存在还能促进合金中固溶的杂质元素Fe、Si等在其周围析出，降低基体的固溶度，减少电子散射并提高力学性能。与商用的纯Al相比，加入Ce和Y后，其拉伸强度、硬度和电导率可分别提升16.5%、8.5%和5.0%。

2.3 Al- 石墨烯复合材料

石墨烯是由单层碳原子构成的正六边形蜂窝状二维材料，具有优异的力学性能、热学性能（热导率约5 0 0 0 W · m ¯¹· K ¯¹）和电学性能（电子迁移率达200 000 cm²·V-1·s¯¹，电导率约108 S·m ¯¹），是室温下最好的导体材料。Al-石墨烯复合材料的制备方法主要包括两种：固态法（混粉烧结、热挤压和高压扭转等）和液态法（压力浸渗法和熔融铸造法）。Chyada等在Al中加入0.5wt.%的石墨烯并经过铸造+冷轧+200 ℃时效1 h后，复合材料的抗拉强度和电导率分别可达180 MPa和63.45%IACS，远高于铸造+冷轧态纯铝的67 MPa和58.27%IACS。这是因为石墨烯的导电性好且能与Al基体之间形成有利的位向，带来导电增强效应。

图9 CNTs/Al界面的TEM原子排布分析

Zhang等运用搅拌摩擦加工制备了研究了碳纳米管/铝（CNTs/Al）复合材料，并研究了二者界面对其强度和电导率的影响。结果表明，碳纳米管逐一的分布在Al基体中，具有很强的CNTs/Al界面结合且无化学反应和杂质元素的存在。如图10所示，碳纳米管的轴与Al（111）面平行，为CNTs/Al界面的半共格关系提供了几何基础。这种半共格的界面能够降低电子的散射，具有很低的电阻。同时，强界面结合能很好地阻碍位错的运动，使复合材料的抗拉强度和屈服强度分别提升84%和50%。

图10 经高压扭转处理1 000圈的Al-5%Zr样品的透射电子显微镜高分辨率图像

Chen等通过放电等离子烧结和热挤压的方式制备了不同碳纳米管含量的Al/CNTs复合材料。结果表明，加入0.75vol.%的碳纳米管时，它能够很好的分散和排列在Al基体中；当含量增加到1vol.%时，会发生碳纳米管的团聚并降低复合材料的强度。随着CNTs的加入，它会在晶界处产生钉扎效应，从而细化Al晶粒。另外，在Al/CNTs界面处产生了富氧层，该层可以增加两相的界面结合。Al晶粒的细化和富氧层的产生增强了复合材料的强度但降低了其电导率。

2.4 Al-Zr 系合金

Al-Zr合金因其优异的热稳定性和良好的电导率从而得到广泛的应用，但其存在硬度不足（

Wu等研究了不同Si含量（0、0.05、0.10和0.15，质量分数%）对Al-0.2wt.%Zr-0.05wt.%Sc合金力学与电学性能的影响。结果表明，Si的加入可增强析出动力学，加速非均相纳米Al3（Sc，Zr）沉淀相的析出。图11给出了Al-Zr-Sc-Si合金的硬度和电导率随Si含量和时效温度的变化，在等时时效之前，可在500 ℃下时效生成数十纳米大小的Al3Zr分散体，等时时效生成数纳米大小的Al3（Scx，Zr1-x）纳米沉淀物。分散体和纳米沉淀物的耦合作用可以提高材料的硬度同时不影响其电导率。

图11 铸态Si00、Si05、Si10、Si15以步长25 ℃等时时效3 h过程中硬度和电导率的变化以及500 ℃时效1.5 h和2 h后Si10、Si15合金等时时效后的硬度和电导率的变化

Fan等研究了均匀化处理（H）后时效（A）、热挤压（E）和冷拉拔（C）三种工艺不同组合类型下Al-0.2Zr-0.06Sc合金强度、电导率及微观结构的演变，具体结果如图12所示。经HAEC路线处理后，在沉淀强化（Al3（Zr，Sc）相）、晶界强化和位错强化共同作用下，该合金线的强度最高。经HEAC路线处理后 ，合金线具有较高的电导率和强度，主要与热挤压过程中纳米Al3Sc沉淀相的析出以及时效过程中溶质原子的析出有关。HECA路线处理后，合金线取得了最高的电导率，但位错强化效应的减弱导致其强度显著下降。另外，Al3（Zr，Sc）和Al3Sc相产生的钉扎效应使合金具有很高的热稳定性。

图12 不同加工路径处理后的Al合金线性能变化；冷拉拔Al-0.2Zr-0.06Sc合金线的力学性能和导电性

03 结论

系统总结并分析了高强高导铝合金的强化机制、电导率和热导率影响因素及不同合金体系的研究现状，主要结论如下。

（1）强度与导电性的内在矛盾与解决思路：铝合金的强化依赖于引入晶格缺陷（如溶质原子、析出相、位错与晶界）以阻碍位错运动，但这些缺陷同时会成为电子散射中心，显著降低电导率和热导率。实现高强高导的关键在于精细化调控微观缺陷，即在获得强化的同时，最大限度地减少电子散射。具体策略包括：采用低固溶强化效应的元素合金化、形成与基体共格/半共格的纳米析出相以及优化工艺减少晶格畸变。

（2）传统合金体系的性能提升依赖于成分与析出的精准调控。Al-Mg-Si系：其强度与导电性的平衡高度依赖Mg/Si原子比和时效工艺。当Mg/Si比接近Mg2Si的化学计量比（约1.73）时，可在峰时效态形成高密度的纳米级β″强化相，并使基体溶质原子残留最少，从而在获得超过300 MPa强度的同时，保持约55~58%IACS的电导率。Al-Zr（-Sc）系：Zr、Sc等元素在铝中固溶度极低，其形成的纳米级L12-Al2（Zr，Sc）共格析出相是理想的高效强化体。通过连铸连轧结合深度过时效等协同工艺，可最大化析出相密度并净化基体，使合金在保持60%IACS以上高电导率的同时，实现显著的强度提升。

（3）新型合金体系与复合材料通过界面工程实现突破。Al-RE系：稀土元素（如Ce、Y）在铝中几乎不固溶，主要通过形成热稳定的金属间化合物（如Al11RE3）实现弥散强化和细晶强化。结合剧烈塑性变形（如高压扭转）可制备超细晶结构，在电导率损失可控的前提下，将抗拉强度提升至近500 MPa水平。Al-石墨烯/CNTs复合材料：其性能突破的关键在于构建强结合、低电阻的界面。通过纳米包裹、低温烧结等创新工艺抑制有害界面反应（如Al4C3），使石墨烯在承载的同时成为电子快速通道，为实现兼具超高强度（>400 MPa）与接近纯铜电导率（>80%IACS）的颠覆性材料提供了可能。

（4）工艺优化的关键作用：热处理（固溶、时效制度）、塑性变形（轧制、拉拔、高压扭转）等制备加工工艺对最终微观组织和性能起着决定性作用。多级热力学处理（如预时效+冷轧+终时效）被证明是协调强度与导电性的有效手段。机器学习方法在优化工艺参数、预测性能方面展现出巨大潜力，有助于加速新材料开发。

开发新一代高强高导铝合金仍需深入研究纳米析出相的演化规律及其与位错、晶界的交互作用机制，进一步探索多元微合金化的协同效应，开发新型复合工艺以实现增强体的理想分布与界面控制，并利用人工智能与多尺度计算辅助材料设计与工艺优化，最终实现铝合金强度与导电性的协同提升，满足先进电工、电子及航空航天等领域对材料综合性能的苛刻要求。

作者

李凯1，2，王红超1，杨志彬1，张晓敏1，吴小超2

1. 河南平高电气股份有限公司

2. 郑州大学材料科学与工程学院

本文转载自铸造杂志