本發明涉及鋁合金加工領域，具體涉及一種利用非晶合金孕育細化鋁合金的添加工藝。

背景技術：

當今，隨著航空航天、汽車、國防等高科技領域的高速發展，不僅要求結構材料輕量化，而且對其綜合性能的要求也越來越高。鋁合金是非常重要的結構材料和輕量化材料。隨著科技和工業的發展，對輕質高強高韌鋁合金結構材料的需求日益增大。無論是鑄造鋁合金還是變形鋁合金都需要經過從熔體凝固形成鑄態組織的過程。凝固組織直接影響后續的加工工序的效率和成本，最終關系產品在使用過程中的質量、壽命及全服役周期的成本等。因此，以液態和凝固組織調控為起點的組織調控是金屬材料性能優化和強化的重要途徑，同時貫穿合金設計、加工和制備的全流程。合金凝固組織的結構特征來源于晶體相從熔體中形核長大的過程，因此，凝固組織調控的重點是如何有目的的控制晶體相在熔體中的形核和長大。影響晶體相形核的方式主要是在熔體中添加形核孕育劑或者細化劑，促進熔體中的異質形核。在鑄造鋁合金生產過程中，鑄態組織粗大，需要經孕育處理細化微觀組織并提高綜合力學性能。孕育處理技術不僅可以顯著的提高鑄造鋁合金力學性能,還會對變形鋁合金的塑性成型組織產生重要積極影響，從而滿足對高性能鋁合金的需求。

目前主流鋁合金的孕育劑如：al-ti-b、al-ti-c、al-ti-c-b等孕育劑都含ti元素，在對鋁合金中含硅量大于4％的合金孕育(變質)處理時，ti元素會與si元素發生反應生成tisi、tisi2和ti5si3等相而產生毒化作用，組織細化效率大幅降低，al-b變質劑對于不含ti元素的al-si合金體系細化組織效果優異，但是在合金中ti雜質含量高于0.04％時即發生如al-ti-b等變質劑一樣的毒化作用，對合金體系適用范圍窄，并且對鋁合金的純凈度要求極高，適用范圍有限。其他變質劑或者孕育劑如：al-sr、al-ce、al-la等含有稀土成本較高，并且對al-si合金組織細化效果不顯著。因此，急需開發一種適用于多種鋁合金，尤其是適用于含si量高于4％的al-si系合金孕育所需的，低成本、高效的利用非晶合金孕育細化鋁合金的添加工藝。

技術實現要素：

本發明所要解決的問題是提供一種利用非晶合金孕育細化鋁合金的添加工藝。

本發明的目的可以通過以下技術方案實現：

一種利用非晶合金孕育細化鋁合金的添加工藝，包括以下步驟：

步驟一、非晶合金的制備：

a、將fe、b、si表面氧化膜打磨干凈，然后按比例配好并靜置在盛放有無水酒精的燒杯中防止其氧化；

b、將配好的fe、b、si按照熔點由低至高依次疊放于水冷銅模坩堝中，以縮短高熔點金屬熔化時間，并防止低熔點金屬的揮發；

c、蓋好爐蓋，在正式熔煉前進行兩次抽真空，每次抽真空都到6.0×10^-3pa并充入高純ar氣以稀釋殘余氧氣；

d、兩次抽真空后，充入0.5個大氣壓的高純度ar氣以稀釋爐內殘余的氧；

e、打開磁攪拌熔煉合金，為保證非晶合金成分的均勻性，需將熔煉好的合金反復翻轉繼續熔煉，熔煉次數大于等于5，每次熔煉2-4min；

f、將熔融狀態下的合金液吸鑄到水冷銅模坩堝下面的銅模具中進行快速冷卻，得到非晶合金棒料；

步驟二、非晶條帶的制備：將反復熔煉得到的非晶合金棒料放置于高真空中頻感應爐中進行重熔，然后在高純氬氣保護條件下噴射在3000r/min的高速銅輥輪模具上制成非晶薄帶；

步驟三、預制塊的制備：將步驟二制得的非晶條剪成碎片，稱量所需的非晶合金的質量，并和鋁粉以15:85的質量比混合后用鋁箔包住冷壓成塊，得到ф30的圓餅狀含非晶預制塊。

步驟四、未孕育鋁合金的制備：

a、將預先稱量好的al-si-mg合金放置于坩堝中并隨坩堝一起放入坩堝式電阻熔煉爐內，升溫至1023k；

b、待合金完全熔化后并保溫30min，再加入一定量的清渣劑對合金液進行精煉除渣，打渣處理后保溫10min；

c、將合金液澆鑄到金屬型模具中，得到未孕育的鋁合金；

步驟五、鋁合金孕育：

a、將預先稱量好的未孕育鋁合金放置于坩堝中并隨坩堝一起放入坩堝式電阻熔煉爐內，升溫至1023k；

b、待未孕育鋁合金完全熔化后并保溫30min，再加入一定量的清渣劑對合金液進行精煉除渣，打渣處理后保溫10min；

c、將制得的非晶條帶剪碎后的碎片或含非晶的預制塊加入到合金液中，并均勻攪拌，保溫，保溫時間為10-30min；

d、對混合液進行攪拌，攪拌完畢后澆鑄到金屬型模具內，得到細化完成的鋁合金；

所述孕育處理后的鋁合金組織和力學性能均得到了優化：

a、在最佳的孕育工藝下(孕育劑以冷壓成塊形式添加0.1wt.％，孕育時間20min，采用機械攪拌工藝)，晶粒尺寸由原來的800-1000μm減小到了大約180μm，減小了4倍；

b、在最佳的孕育工藝下(孕育劑以冷壓成塊形式添加量0.1wt.％，孕育時間20min，采用機械攪拌工藝)，合金的屈服強度、抗拉強度和斷裂應變由未孕育合金的170.33mpa、289.05mpa和13.70％，分別提高到了225.79mpa、342.84mpa和18.45％，比未孕育合金提高了32.56％、18.61％和34.67％。

優選的，所述銅模具的尺寸為7mm，所用金屬模的尺寸為200mm×150mm×12mm。

優選的，所述非晶條帶的制備具體包括以下步驟：

a、將非晶合金料棒放置于石英坩堝中，抽真空到6.0×10^-3pa；

b、向爐中充入0.6個大氣壓的ar氣，再向噴注瓶中充入1.6個大氣壓的ar氣，使得壓差在0.9-1.1個大氣壓；

c、當高速銅輥輪模具轉速為3000r/min后打開中頻感應電源，熔化棒料，最后將熔化的合金液噴注在高速銅輥輪模具上，制得寬為1-2mm，厚35-45μm非晶條帶。

優選的，所述非晶合金料棒為fe79.58b11.26si9.26料棒。

優選的，所述步驟五中的保溫時間為10min、20min、30min。

優選的，所述步驟五中非晶條帶的質量百分比為0.1wt.％。

本發明的技術方案，利用非晶合金的亞穩態結構和非晶晶化的物理特性，使用非晶合金作為孕育劑進行細化，非晶合金在孕育過程中成本比稀土變質劑低，大幅提高鋁合金強韌性，且孕育高效、成本低廉，具有巨大的工業應用潛力和價值。

附圖說明

圖1是未孕育al-si-mg合金的低倍鑄態組織晶相圖；

圖2是添加0.1wt.％febsi非晶孕育10min手動攪拌處理亞共晶al-si-mg合金的低倍鑄態組織晶相圖；

圖3是添加0.1wt.％febsi非晶孕育20min手動攪拌處理亞共晶al-si-mg合金的低倍鑄態組織晶相圖；

圖4是添加0.1wt.％febsi非晶孕育30min手動攪拌處理亞共晶al-si-mg合金的低倍鑄態組織晶相圖；

圖5是添加0.1wt.％febsi非晶孕育20min機械攪拌處理亞共晶al-si-mg合金的低倍鑄態組織晶相圖；

圖6是壓塊添加工藝添加0.1wt.％febsi非晶孕育20min機械攪拌處理亞共晶al-si-mg合金的低倍鑄態組織晶相圖；

圖7是未孕育al-si-mg合金的高倍鑄態組織晶相圖；

圖8是添加0.1wt.％febsi非晶孕育10min手動攪拌處理亞共晶al-si-mg合金的低倍鑄態組織晶相圖；

圖9是添加0.1wt.％febsi非晶孕育20min手動攪拌處理亞共晶al-si-mg合金的低倍鑄態組織晶相圖；

圖10是添加0.1wt.％febsi非晶孕育30min手動攪拌處理亞共晶al-si-mg合金的低倍鑄態組織晶相圖；

圖11是添加0.1wt.％febsi非晶孕育20min機械攪拌處理亞共晶al-si-mg合金的低倍鑄態組織；

圖12是壓塊添加工藝添加0.1wt.％febsi非晶孕育20min機械攪拌處理亞共晶al-si-mg合金的低倍鑄態組織；

圖13是添加0.1wt.％fe79.58b11.26si9.26非晶合金不同添加工藝孕育處理亞共晶al-si-mg合金的室溫工程應力應變曲線圖；

圖14是不同添加工藝孕育處理亞共晶al-si-mg合金的室溫拉伸實驗具體數據表。

具體實施方式

為使本發明實現的技術手段、創作特征、達成目的與功效易于明白了解，下面結合具體實施方式，進一步闡述本發明。

實施例1：

一種利用非晶合金孕育細化鋁合金的添加工藝，包括以下步驟：

步驟一、非晶合金的制備：

a、將fe、b、si表面氧化膜打磨干凈，然后按比例配好并靜置在盛放有無水酒精的燒杯中防止其氧化；

b、將配好的fe、b、si按照熔點由低至高依次疊放于水冷銅模坩堝中，以縮短高熔點金屬熔化時間，并防止低熔點金屬的揮發；

c、蓋好爐蓋，在正式熔煉前進行兩次抽真空，每次抽真空都到6.0×10^-3pa并充入高純ar氣以稀釋殘余氧氣；

d、兩次抽真空后，充入0.5個大氣壓的高純度ar氣以稀釋爐內殘余的氧；

e、打開磁攪拌熔煉合金，為保證非晶合金成分的均勻性，需將熔煉好的合金反復翻轉繼續熔煉，熔煉次數為5次，每次熔煉3min；

f、將熔融狀態下的合金液吸鑄到水冷銅模坩堝下面的銅模具中進行快速冷卻，得到非晶合金棒料；

步驟二、非晶條帶的制備：將反復熔煉得到的非晶合金棒料放置于高真空中頻感應爐中進行重熔，然后在高純氬氣保護條件下噴射在3000r/min的高速銅輥輪模具上制成非晶薄帶；

步驟三、未孕育鋁合金的制備：

a、將預先稱量好的al-si-mg合金放置于坩堝中并隨坩堝一起放入坩堝式電阻熔煉爐內，升溫至1023k；

b、待合金完全熔化后并保溫30min，再加入一定量的清渣劑對合金液進行精煉除渣，打渣處理后保溫10min；

c、將合金液澆鑄到金屬型模具中，得到未孕育的鋁合金；

步驟四、鋁合金孕育：

a、將預先稱量好的未孕育鋁合金放置于坩堝中并隨坩堝一起放入坩堝式電阻熔煉爐內，升溫至1023k；

b、待未孕育鋁合金完全熔化后并保溫30min，再加入一定量的清渣劑對合金液進行精煉除渣，打渣處理后保溫10min；

c、將制得的非晶條帶剪碎后的碎片加入到合金液中，并均勻攪拌，保溫，保溫時間為10min；

d、對混合液進行攪拌，攪拌完畢后澆鑄到金屬型模具內，得到細化完成的鋁合金。

其中，所述銅模具的尺寸為7mm，所用金屬模的尺寸為200mm×150mm×12mm。

其中，所述非晶條帶的制備具體包括以下步驟：

a、將非晶合金料棒放置于石英坩堝中，抽真空到6.0×10^-3pa；

b、向爐中充入0.6個大氣壓的ar氣，再向噴注瓶中充入1.6個大氣壓的ar氣，使得壓差在1個大氣壓；

c、當高速銅輥輪模具轉速為3000r/min后打開中頻感應電源，熔化棒料，最后將熔化的合金液噴注在高速銅輥輪模具上，制得寬為2mm，厚40μm非晶條帶。

其中，所述非晶合金料棒為fe79.58b11.26si9.26料棒。

其中，所述步驟四中非晶條帶的質量百分比為0.1wt.％。

fe79.58b11.26si9.26非晶片，在添加0.1wt.％，孕育細化10min處理鋁合金，采用手動攪拌時得到較優的力學性能，細化前的鋁合金其屈服強度、抗拉強度和斷裂應變分別為170.33mpa、289.05mpa和13.70％，細化后的鋁合金其屈服強度、抗拉強度和斷裂應變分別為210.19mpa、319.05mpa和11.71％。

實施例2：

一種利用非晶合金孕育細化鋁合金的添加工藝，包括以下步驟：

步驟一、非晶合金的制備：

a、將fe、b、si表面氧化膜打磨干凈，然后按比例配好并靜置在盛放有無水酒精的燒杯中防止其氧化；

b、將配好的fe、b、si按照熔點由低至高依次疊放于水冷銅模坩堝中，以縮短高熔點金屬熔化時間，并防止低熔點金屬的揮發；

c、蓋好爐蓋，在正式熔煉前進行兩次抽真空，每次抽真空都到6.0×10^-3pa并充入高純ar氣以稀釋殘余氧氣；

d、兩次抽真空后，充入0.5個大氣壓的高純度ar氣以稀釋爐內殘余的氧；

e、打開磁攪拌熔煉合金，為保證非晶合金成分的均勻性，需將熔煉好的合金反復翻轉繼續熔煉，熔煉次數為5次，每次熔煉3min；

f、將熔融狀態下的合金液吸鑄到水冷銅模坩堝下面的銅模具中進行快速冷卻，得到非晶合金棒料；

步驟二、非晶條帶的制備：將反復熔煉得到的非晶合金棒料放置于高真空中頻感應爐中進行重熔，然后在高純氬氣保護條件下噴射在3000r/min的高速銅輥輪模具上制成非晶薄帶；

步驟三、未孕育鋁合金的制備：

a、將預先稱量好的al-si-mg合金放置于坩堝中并隨坩堝一起放入坩堝式電阻熔煉爐內，升溫至1023k；

b、待合金完全熔化后并保溫30min，再加入一定量的清渣劑對合金液進行精煉除渣，打渣處理后保溫20min；

c、將合金液澆鑄到金屬型模具中，得到未孕育的鋁合金；

步驟四、鋁合金孕育：

a、將預先稱量好的未孕育鋁合金放置于坩堝中并隨坩堝一起放入坩堝式電阻熔煉爐內，升溫至1023k；

b、待未孕育鋁合金完全熔化后并保溫30min，再加入一定量的清渣劑對合金液進行精煉除渣，打渣處理后保溫10min；

c、將制得的非晶條帶剪碎后的碎片加入到合金液中，并均勻攪拌，保溫，保溫時間為20min；

d、對混合液進行攪拌，攪拌完畢后澆鑄到金屬型模具內，得到細化完成的鋁合金。

其中，所述銅模具的尺寸為7mm，所用金屬模的尺寸為200mm×150mm×12mm。

其中，所述非晶條帶的制備具體包括以下步驟：

a、將非晶合金料棒放置于石英坩堝中，抽真空到6.0×10^-3pa；

b、向爐中充入0.6個大氣壓的ar氣，再向噴注瓶中充入1.6個大氣壓的ar氣，使得壓差在1個大氣壓；

c、當高速銅輥輪模具轉速為3000r/min后打開中頻感應電源，熔化棒料，最后將熔化的合金液噴注在高速銅輥輪模具上，制得寬為2mm，厚40μm非晶條帶。

其中，所述非晶合金料棒為fe79.58b11.26si9.26料棒。

其中，所述步驟四中非晶條帶的質量百分比為0.1wt.％。

fe79.58b11.26si9.26非晶片，在采用手動攪拌時，添加0.1wt.％，孕育細化20min，鋁合金時得到最佳的力學性能，細化前的鋁合金其屈服強度、抗拉強度和斷裂應變分別為170.33mpa、289.05mpa和13.70％，細化后的鋁合金其屈服強度、抗拉強度和斷裂應變分別為218.96mpa、327.39mpa和15.07％，屈服強度、抗拉強度和斷裂應變分別提高了28.55％、13.26％和10.00％。

實施例3：

一種利用非晶合金孕育細化鋁合金的添加工藝，包括以下步驟：

步驟一、非晶合金的制備：

a、將fe、b、si表面氧化膜打磨干凈，然后按比例配好并靜置在盛放有無水酒精的燒杯中防止其氧化；

b、將配好的fe、b、si按照熔點由低至高依次疊放于水冷銅模坩堝中，以縮短高熔點金屬熔化時間，并防止低熔點金屬的揮發；

c、蓋好爐蓋，在正式熔煉前進行兩次抽真空，每次抽真空都到6.0×10^-3pa并充入高純ar氣以稀釋殘余氧氣；

d、兩次抽真空后，充入0.5個大氣壓的高純度ar氣以稀釋爐內殘余的氧；

e、打開磁攪拌熔煉合金，為保證非晶合金成分的均勻性，需將熔煉好的合金反復翻轉繼續熔煉，熔煉次數為5次，每次熔煉3min；

f、將熔融狀態下的合金液吸鑄到水冷銅模坩堝下面的銅模具中進行快速冷卻，得到非晶合金棒料；

步驟二、非晶條帶的制備：將反復熔煉得到的非晶合金棒料放置于高真空中頻感應爐中進行重熔，然后在高純氬氣保護條件下噴射在3000r/min的高速銅輥輪模具上制成非晶薄帶；

步驟三、未孕育鋁合金的制備：

a、將預先稱量好的al-si-mg合金放置于坩堝中并隨坩堝一起放入坩堝式電阻熔煉爐內，升溫至1023k；

b、待合金完全熔化后并保溫30min，再加入一定量的清渣劑對合金液進行精煉除渣，打渣處理后保溫10min；

c、將合金液澆鑄到金屬型模具中，得到未孕育的鋁合金；

步驟四、鋁合金孕育：

a、將預先稱量好的未孕育鋁合金放置于坩堝中并隨坩堝一起放入坩堝式電阻熔煉爐內，升溫至1023k；

b、待未孕育鋁合金完全熔化后并保溫30min，再加入一定量的清渣劑對合金液進行精煉除渣，打渣處理后保溫10min；

c、將制得的非晶條帶剪碎后的碎片加入到合金液中，并均勻攪拌，保溫，保溫時間為30min；

d、對混合液進行攪拌，攪拌完畢后澆鑄到金屬型模具內，得到細化完成的鋁合金。

其中，所述銅模具的尺寸為7mm，所用金屬模的尺寸為200mm×150mm×12mm。

其中，所述非晶條帶的制備具體包括以下步驟：

a、將非晶合金料棒放置于石英坩堝中，抽真空到6.0×10^-3pa；

b、向爐中充入0.6個大氣壓的ar氣，再向噴注瓶中充入1.6個大氣壓的ar氣，使得壓差在1個大氣壓；

c、當高速銅輥輪模具轉速為3000r/min后打開中頻感應電源，熔化棒料，最后將熔化的合金液噴注在高速銅輥輪模具上，制得寬為2mm，厚40μm非晶條帶。

其中，所述非晶合金料棒為fe79.58b11.26si9.26料棒。

其中，所述步驟四中非晶條帶的質量百分比為0.1wt.％。

fe79.58b11.26si9.26非晶片，在采用手動攪拌時，添加0.1wt.％，孕育細化30min，鋁合金得到較好的力學性能，細化前的鋁合金其屈服強度、抗拉強度和斷裂應變分別為170.33mpa、289.05mpa和13.70％，細化后的鋁合金其屈服強度、抗拉強度和斷裂應變分別為209.72mpa、316.19mpa和12.44％。

實施例4：

一種利用非晶合金孕育細化鋁合金的添加工藝，包括以下步驟：

步驟一、非晶合金的制備：

a、將fe、b、si表面氧化膜打磨干凈，然后按比例配好并靜置在盛放有無水酒精的燒杯中防止其氧化；

b、將配好的fe、b、si按照熔點由低至高依次疊放于水冷銅模坩堝中，以縮短高熔點金屬熔化時間，并防止低熔點金屬的揮發；

c、蓋好爐蓋，在正式熔煉前進行兩次抽真空，每次抽真空都到6.0×10^-3pa并充入高純ar氣以稀釋殘余氧氣；

d、兩次抽真空后，充入0.5個大氣壓的高純度ar氣以稀釋爐內殘余的氧；

e、打開磁攪拌熔煉合金，為保證非晶合金成分的均勻性，需將熔煉好的合金反復翻轉繼續熔煉，熔煉次數為5次，每次熔煉3min；

f、將熔融狀態下的合金液吸鑄到水冷銅模坩堝下面的銅模具中進行快速冷卻，得到非晶合金棒料；

步驟二、非晶條帶的制備：將反復熔煉得到的非晶合金棒料放置于高真空中頻感應爐中進行重熔，然后在高純氬氣保護條件下噴射在3000r/min的高速銅輥輪模具上制成非晶薄帶；

步驟三、未孕育鋁合金的制備：

a、將預先稱量好的al-si-mg合金放置于坩堝中并隨坩堝一起放入坩堝式電阻熔煉爐內，升溫至1023k；

b、待合金完全熔化后并保溫30min，再加入一定量的清渣劑對合金液進行精煉除渣，打渣處理后保溫10min；

c、將合金液澆鑄到金屬型模具中，得到未孕育的鋁合金；

步驟四、鋁合金孕育：

a、將預先稱量好的未孕育鋁合金放置于坩堝中并隨坩堝一起放入坩堝式電阻熔煉爐內，升溫至1023k；

b、待未孕育鋁合金完全熔化后并保溫30min，再加入一定量的清渣劑對合金液進行精煉除渣，打渣處理后保溫10min；

c、將制得的非晶條帶剪碎后的碎片加入到合金液中，并均勻機械攪拌，保溫，保溫時間為20min；

d、對混合液進行攪拌，攪拌完畢后澆鑄到金屬型模具內，得到細化完成的鋁合金。

其中，所述銅模具的尺寸為7mm，所用金屬模的尺寸為200mm×150mm×12mm。

其中，所述非晶條帶的制備具體包括以下步驟：

a、將非晶合金料棒放置于石英坩堝中，抽真空到6.0×10^-3pa；

b、向爐中充入0.6個大氣壓的ar氣，再向噴注瓶中充入1.6個大氣壓的ar氣，使得壓差在1個大氣壓；

c、當高速銅輥輪模具轉速為3000r/min后打開中頻感應電源，熔化棒料，最后將熔化的合金液噴注在高速銅輥輪模具上，制得寬為2mm，厚40μm非晶條帶。

其中，所述非晶合金料棒為fe79.58b11.26si9.26料棒。

其中，所述步驟四中非晶條帶的質量百分比為0.1wt.％。

fe79.58b11.26si9.26非晶片，在采用機械攪拌時，添加0.1wt.％，孕育細化20min，鋁合金得到最佳的力學性能，細化前的鋁合金其屈服強度、抗拉強度和斷裂應變分別為170.33mpa、289.05mpa和13.70％，細化后的鋁合金其屈服強度、抗拉強度和斷裂應變分別為214.06mpa、322.34mpa和17.50％，屈服強度、抗拉強度和斷裂應變分別提高了25.67％、11.52％和27.74％。

實施例5：

一種利用非晶合金孕育細化鋁合金的添加工藝，包括以下步驟：

步驟一、非晶合金的制備：

a、將fe、b、si表面氧化膜打磨干凈，然后按比例配好并靜置在盛放有無水酒精的燒杯中防止其氧化；

b、將配好的fe、b、si按照熔點由低至高依次疊放于水冷銅模坩堝中，以縮短高熔點金屬熔化時間，并防止低熔點金屬的揮發；

c、蓋好爐蓋，在正式熔煉前進行兩次抽真空，每次抽真空都到6.0×10^-3pa并充入高純ar氣以稀釋殘余氧氣；

d、兩次抽真空后，充入0.5個大氣壓的高純度ar氣以稀釋爐內殘余的氧；

e、打開磁攪拌熔煉合金，為保證非晶合金成分的均勻性，需將熔煉好的合金反復翻轉繼續熔煉，熔煉次數為5次，每次熔煉3min；

f、將熔融狀態下的合金液吸鑄到水冷銅模坩堝下面的銅模具中進行快速冷卻，得到非晶合金棒料；

步驟二、非晶條帶的制備：將反復熔煉得到的非晶合金棒料放置于高真空中頻感應爐中進行重熔，然后在高純氬氣保護條件下噴射在3000r/min的高速銅輥輪模具上制成非晶薄帶；

步驟三、預制塊的制備：將步驟二制得的非晶條剪成碎片，稱量所需的非晶合金的質量，并和鋁粉以15:85的質量比混合后用鋁箔包住冷壓成塊，得到ф30的圓餅狀預制塊。

步驟四、未孕育鋁合金的制備：

a、將預先稱量好的al-si-mg合金放置于坩堝中并隨坩堝一起放入坩堝式電阻熔煉爐內，升溫至1023k；

b、待合金完全熔化后并保溫30min，再加入一定量的清渣劑對合金液進行精煉除渣，打渣處理后保溫10min；

c、將合金液澆鑄到金屬型模具中，得到未孕育的鋁合金；

步驟五、鋁合金孕育：

a、將預先稱量好的未孕育鋁合金放置于坩堝中并隨坩堝一起放入坩堝式電阻熔煉爐內，升溫至1023k；

b、待未孕育鋁合金完全熔化后并保溫30min，再加入一定量的清渣劑對合金液進行精煉除渣，打渣處理后保溫10min；

c、將制得的預制塊加入到合金液中，并均勻機械攪拌，保溫，保溫時間為20min；

d、對混合液進行攪拌，攪拌完畢后澆鑄到金屬型模具內，得到細化完成的鋁合金。

其中，所述銅模具的尺寸為7mm，所用金屬模的尺寸為200mm×150mm×12mm。

其中，所述非晶條帶的制備具體包括以下步驟：

a、將非晶合金料棒放置于石英坩堝中，抽真空到6.0×10^-3pa；

b、向爐中充入0.6個大氣壓的ar氣，再向噴注瓶中充入1.6個大氣壓的ar氣，使得壓差在1個大氣壓；

c、當高速銅輥輪模具轉速為3000r/min后打開中頻感應電源，熔化棒料，最后將熔化的合金液噴注在高速銅輥輪模具上，制得寬為2mm，厚40μm非晶條帶。

其中，所述非晶合金料棒為fe79.58b11.26si9.26料棒。

其中，所述步驟五中非晶條帶的質量百分比為0.1wt.％。

fe79.58b11.26si9.26非晶，在以冷壓成塊形式添加0.1wt.％，孕育細化20min處理鋁合金時得到最佳的力學性能，細化前的鋁合金其屈服強度、抗拉強度和斷裂應變分別為170.33mpa、289.05mpa和13.70％，細化后的鋁合金其屈服強度、抗拉強度和斷裂應變分別為225.79mpa、342.84mpa和18.45％，屈服強度、抗拉強度和斷裂應變分別提高了32.56％、18.61％和34.67％。

圖1-6為0.1wt.％febsi非晶合金不同孕育時間、不同添加工藝孕育處理亞共晶al-si-mg合金的低倍鑄態組織圖。由圖可以看出，在添加0.1wt.％febsi非晶不同孕育時間處理之后，合金組織中的α-al枝晶尺寸、形態以及分布都得到了很好的改善。當添加0.1wt.％febsi非晶孕育處理10min時，如圖2所示，合金組織中無粗大的α-al枝晶出現，枝晶尺寸變得更小。其中仍然有較少且較大的α-al枝晶出現，說明添加0.1wt.％febsi非晶在孕育處理10min時并沒有達到最佳的孕育效果。圖3為添加0.1wt.％febsi非晶孕育20min時的組織照片，由圖可以看出，α-al枝晶尺寸細化更加明顯，無粗大的α-al枝晶，枝晶臂短小，尺寸差異更小，且分布非常的均勻。當進一步孕育30min后，α-al枝晶已經開始出現長大，部分枝晶臂發達，且尺寸差異明顯，有較大的枝晶零散的分布于合金組織中，如圖4所示。由以上綜合可知，添加0.1wt.％的febsi孕育處理亞共晶al-si-mg合金的最佳孕育時間為20min。當采用機械攪拌孕育處理20min時，如圖5所示，合金中組織均勻，α-al枝晶細化更加明顯，除了尺寸變小以外，其尺寸差異也變得更小，枝晶臂以及枝晶臂間距離更小，其分布也變得更加的均勻。并由圖可以看出，在孕育處理20min時，無論采用何種攪拌工藝其對組織影響都特別顯著，但是，在手動攪拌孕育20min時，相比機械攪拌工藝，合金組織中仍可看到較發達的α-al枝晶臂，此說明攪拌工藝對非晶合金晶化相的分布均勻性起著重要的作用。圖6為壓塊添加工藝孕育處理al-si-mg合金20min后的組織圖，由圖中可以看出，合金組織中的α-al枝晶細化的更加明顯，尺寸更小，形貌更加規則，并且其中大部分α-al枝晶的形貌并不以細小細長的的形態分布，其枝晶化較弱，更多的以較規則圓潤的枝晶臂形態分布。

圖7-12為0.1wt.％febsi非晶合金不同孕育時間、不同添加工藝孕育處理亞共晶al-si-mg合金的低倍鑄態組織圖。由高倍組織圖可以看出，相比于未孕育處理的合金組織，如圖7所示，添加0.1wt.％febsi非晶不同孕育時間孕育處理后，合金中粗大的α-al枝晶的尺寸以及分布都得到明顯改善，由粗大且分布不均勻的α-al枝晶轉變為細小、尺寸差異不大且分布均勻的α-al枝晶。其中，當孕育處理10min時(如圖8)，合金組織中α-al枝晶明顯減小，但還出現有較大尺寸的α-al，且共晶si相有一定的聚集現象。當孕育時間增加到20min時，相比于孕育處理10min的組織，α-al枝晶尺寸更小，且二次枝晶臂間距離更小，共晶si相無明顯的團聚，分布比較均勻。當孕育時間進一步增加到30min時，合金組織中α-al枝晶的形態、尺寸以及分布都發生了類似于孕育10min時的變化，其枝晶尺寸大小以及分布情況都與孕育10min時的枝晶變化類似，尺寸開始增大，且共晶si相也出現的團聚現象更加嚴重。其變化趨勢說明，當孕育時間進一步增加到30min時，孕育合金中能夠作為α-al枝晶的有效異質形核核心，即納米晶化相的數量開始減少，從而，又開始出現較大尺寸的α-al枝晶，孕育效果沒有20min的好，即表明在孕育處理30min時，febsi孕育劑的孕育效果開始衰退，即孕育處理20min時效果較佳。在添加0.1wt.％febsi非晶孕育20min，采用機械攪拌處理亞共晶al-si-mg合金時，能夠得到更加理想的組織及α-al枝晶尺寸和分布，如圖11所示。當以非晶與al粉混合后壓塊添加0.1wt.％febsi孕育處理al-si-mg合金后，其α-al晶粒比較規則，枝晶化并不嚴重，且共晶硅分布均勻，如圖12所示。

febsi非晶合金孕育劑不同分散工藝和添加工藝對亞共晶al-si-mg合金的微觀組織影響具有顯著差異。機械攪拌分散工藝對al-si-mg合金組織細化的影響明顯好于手動攪拌分散工藝孕育處理的合金。在相同孕育時間下，其表現為更加優異的α-al枝晶形貌和分布，以及更小尺寸。且都證實在添加0.1wt.％febsi非晶合金孕育20min處理亞共晶al-si-mg合金能夠得到最佳的組織形貌。此外，添加0.1wt.％febsi非晶合金不同的添加工藝對al-si-mg合金微觀組織的影響也同樣存在顯著差異，采用薄帶碎片的形式加入能夠得到明顯細化的α-al枝晶，且枝晶臂較小，枝晶臂間距也較小。在采用新型的壓塊添加工藝相同孕育時間之后，孕育合金能夠得到尺寸細化更加明顯、形貌更加規則的α-al枝晶，且其枝晶化較弱，更多的以較規則圓潤的枝晶臂形態分布。由此，新型的壓塊添加工藝保留了更多的納米晶化相，作為α-al枝晶的異質形核核心，從而有效的細化了α-al枝晶。

圖13為添加0.1wt.％fe79.58b11.26si9.26非晶合金不同添加工藝孕育處理亞共晶al-si-mg合金的室溫工程應力應變曲線圖，其中“ac”表示“非晶薄帶碎片”，“cp”表示“非晶合金與al粉經過冷壓成塊”處理。由圖可以看出，相比于未孕育合金(圖13曲線a所示)，采用不同的添加工藝孕育合金對其力學性能的影響也同樣都非常顯著。圖13曲線b、c、d為以非晶薄帶碎片的方式加入到合金熔體中孕育處理合金后的室溫工程應力應變曲線，其對al-si-mg合金力學性能的提升是非常明顯的。當在20min時采用機械攪拌時，綜合力學性能比手動攪拌要好。當采用非晶與al粉均勻混合后冷壓成塊的添加工藝向熔體中加入后，對合金力學性能的影響如圖13曲線f所示，相比于未孕育合金有大大的提升以外，還比以薄帶碎片方式加入工藝處理后的合金強度和斷裂應變更加優異。

圖14為不同添加工藝孕育處理亞共晶al-si-mg合金的室溫拉伸實驗具體數據。由表圖可以看出，當采用冷壓成塊工藝添加0.1wt.％fe79.58b11.26si9.26非晶合金孕育處理al-si-mg合金20min時，其屈服強度、抗拉強度和斷裂應變分別為225.79mpa、342.84mpa和18.45％(如圖13曲線f)，比未孕育合金提高了32.56％、18.61％和34.67％，比采用薄帶碎片手動攪拌處理20min的合金(如圖13曲線c)分別高出6.83mpa、15.45mpa和3.38％。比采用薄帶碎片機械攪拌處理20min的合金(如圖13曲線e)分別高出11.73mpa、20.50mpa和1.05％。

綜上所述，fe79.58b11.26si9.26料棒，在采用冷壓成塊形式添加0.01wt.％孕育細化20min處理鋁合金時得到最佳的力學性能，細化前的鋁合金其屈服強度、抗拉強度和斷裂應變分別為170.33mpa、289.05mpa和13.70％，細化后的鋁合金其屈服強度、抗拉強度和斷裂應變分別為225.79mpa、342.84mpa和18.45％，屈服強度、抗拉強度和斷裂應變分別提高了32.56％、18.61％和34.67％。

基于上述，采用本發明的技術方案，顯著細化了α-al枝晶，并提高了鋁合金的強塑性，非晶合金加入亞共晶al-si-mg合金熔體中迅速晶化成納米尺寸晶化相，增加形核位置及形核率，大幅增加α-al相的形核數量，得到尺寸更小，數量更多的α-al晶粒，通過二維錯配度公式計算出三種非晶合金晶化相與α-al相的錯配度值，fe系非晶合金晶化后的fe2b相，與結晶相α-al的二維錯配度值為10，小于12，非晶合金晶化后的fe2b晶化相能夠作為α-al枝晶的有效異質形核核心，細化α-al相，孕育細化后的鋁合金能夠取得更佳的組織及綜合力學性能。

顯然本發明具體實現并不受上述方式的限制，只要采用了本發明的方法構思和技術方案進行的各種非實質性的改進，或未經改進將本發明的構思和技術方案直接應用于其它場合的，均在本發明的保護范圍之內。