一种利用非晶合金孕育细化铝合金的搅拌分散工艺的制作方法

本发明涉及铝合金加工领域，具体涉及一种利用非晶合金孕育细化铝合金的搅拌分散工艺。

背景技术：

当今，随着航空航天、汽车、国防等高科技领域的高速发展，不仅要求结构材料轻量化，而且对其综合性能的要求也越来越高。铝合金是非常重要的结构材料和轻量化材料。随着科技和工业的发展，对轻质高强高韧铝合金结构材料的需求日益增大。无论是铸造铝合金还是变形铝合金都需要经过从熔体凝固形成铸态组织的过程。凝固组织直接影响后续的加工工序的效率和成本，最终关系产品在使用过程中的质量、寿命及全服役周期的成本等。因此，以液态和凝固组织调控为起点的组织调控是金属材料性能优化和强化的重要途径，同时贯穿合金设计、加工和制备的全流程。合金凝固组织的结构特征来源于晶体相从熔体中形核长大的过程，因此，凝固组织调控的重点是如何有目的的控制晶体相在熔体中的形核和长大。影响晶体相形核的方式主要是在熔体中添加形核孕育剂或者细化剂，促进熔体中的异质形核。在铸造铝合金生产过程中，铸态组织粗大，需要经孕育处理细化微观组织并提高综合力学性能。孕育处理技术不仅可以显著的提高铸造铝合金力学性能,还会对变形铝合金的塑性成型组织产生重要积极影响，从而满足对高性能铝合金的需求。

目前主流铝合金的孕育剂如：al-ti-b、al-ti-c、al-ti-c-b等孕育剂都含ti元素，在对铝合金中含硅量大于4％的合金孕育(变质)处理时，ti元素会与si元素发生反应生成tisi、tisi2和ti5si3等相而产生毒化作用，组织细化效率大幅降低，al-b变质剂对于不含ti元素的al-si合金体系细化组织效果优异，但是在合金中ti杂质含量高于0.04％时即发生如al-ti-b等变质剂一样的毒化作用，对合金体系适用范围窄，并且对铝合金的纯净度要求极高，适用范围有限。其他变质剂或者孕育剂如：al-sr、al-ce、al-la等含有稀土成本较高，并且对al-si合金组织细化效果不显著。因此，急需开发一种适用于多种铝合金，尤其是适用于含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细化铝合金的搅拌分散工艺。

技术实现要素：

本发明所要解决的问题是提供一种利用非晶合金孕育细化铝合金的搅拌分散工艺。

本发明的目的可以通过以下技术方案实现：

一种利用非晶合金孕育细化铝合金的搅拌分散工艺，包括以下步骤：

步骤一、非晶合金的制备：

a、将ni、nb、ti表面氧化膜打磨干净，然后按比例配好并静置在盛放有无水酒精的烧杯中防止其氧化；

b、将配好的ni、nb、ti按照熔点由低至高依次叠放于水冷铜模坩埚中，以缩短高熔点金属熔化时间，并防止低熔点金属的挥发；

c、盖好炉盖，在正式熔炼前进行两次抽真空，每次抽真空都到6.0×10^-3pa并充入高纯ar气以稀释残余氧气；

d、两次抽真空后，充入0.5个大气压的高纯度ar气以稀释炉内残余的氧；

e、打开磁搅拌熔炼合金，为保证非晶合金成分的均匀性，需将熔炼好的合金反复翻转继续熔炼，熔炼次数大于等于5，每次熔炼2-4min；

f、将熔融状态下的合金液吸铸到水冷铜模坩埚下面的铜模具中进行快速冷却，得到非晶合金棒料；

步骤二、非晶条带的制备：将反复熔炼得到的非晶合金棒料放置于高真空中频感应炉中进行重熔，然后在高纯氩气保护条件下喷射在3000r/min的高速铜辊轮模具上制成非晶薄带；

步骤三、未孕育铝合金的制备：

a、将预先称量好的al-si-mg合金放置于坩埚中并随坩埚一起放入坩埚式电阻熔炼炉内，升温至1023k；

b、待合金完全熔化后并保温30min，再加入一定量的清渣剂对合金液进行精炼除渣，打渣处理后保温10min；

c、将合金液浇铸到金属型模具中，得到未孕育的铝合金；

步骤四、铝合金孕育：

a、将预先称量好的未孕育铝合金放置于坩埚中并随坩埚一起放入坩埚式电阻熔炼炉内，升温至1023k；

b、待未孕育铝合金完全熔化后并保温30min，再加入一定量的清渣剂对合金液进行精炼除渣，打渣处理后保温10min；

c、将制得的非晶条带剪碎后的碎片加入到合金液中，并采用机械搅拌，在保温过程中采用超声处理120s，促进非晶的均匀分散，保温时间为8-12min；

d、对混合液进行搅拌，搅拌完毕后浇铸到金属型模具内，得到细化完成的铝合金；

所述孕育处理后的铝合金组织和力学性能均得到了优化：

a、在最佳的孕育工艺下(孕育剂添加量0.05wt.％，孕育时间10min)，晶粒尺寸由原来的800-1000μm减小到了大约150μm，减小了近5倍；

b、在最佳的孕育工艺下(孕育剂添加量0.05wt.％，孕育时间10min)，合金的屈服强度、抗拉强度和断裂应变由未孕育合金的170.33mpa、289.05mpa和13.70％，分别提高到了228.46mpa、348.20mpa和18.55％，分别比未孕育合金提高了34.13％、20.46％和35.40％。

优选的，所述铜模具的尺寸为7mm，所用金属模的尺寸为200mm×150mm×12mm。

优选的，所述非晶条带的制备具体包括以下步骤：

a、将非晶合金料棒放置于石英坩埚中，抽真空到6.0×10^-3pa；

b、向炉中充入0.6个大气压的ar气，再向喷注瓶中充入1.6个大气压的ar气，使得压差在0.9-1.1个大气压；

c、当高速铜辊轮模具转速为3000r/min后打开中频感应电源，熔化棒料，最后将熔化的合金液喷注在高速铜辊轮模具上，制得宽为1-2mm，厚35-45μm非晶条带。

优选的，所述非晶合金料棒为ni60nb25ti15料棒。

优选的，所采用的搅拌工艺是机械搅拌。

优选的，在保温过程中用超声处理120s。

优选的，所述步骤四中的保温时间为10min。

优选的，所述步骤四中非晶条带的质量百分比为0.05wt.％。

本发明的技术方案，利用非晶合金的亚稳态结构和非晶晶化的物理特性，使用非晶合金作为孕育剂进行细化，非晶合金在孕育过程中成本比稀土变质剂低，大幅提高铝合金强韧性，且孕育高效、成本低廉，具有巨大的工业应用潜力和价值。

附图说明

图1是未孕育al-si-mg合金的低倍铸态组织晶相图；

图2是ninbti非晶合金0.01wt.％添加量孕育10min处理亚共晶al-si-mg合金的低倍铸态组织晶相图；

图3是ninbti非晶合金0.03wt.％添加量孕育10min处理亚共晶al-si-mg合金的低倍铸态组织晶相图；

图4是ninbti非晶合金0.05wt.％添加量孕育10min处理亚共晶al-si-mg合金的低倍铸态组织晶相图；

图5是ninbti非晶合金0.1wt.％添加量孕育10min处理亚共晶al-si-mg合金的低倍铸态组织晶相图；

图6是未孕育al-si-mg合金的高倍铸态组织晶相图；

图7是ni60nb25ti15非晶合金0.01wt.％添加量孕育10min处理亚共晶al-si-mg合金的低倍铸态组织晶相图；

图8是ni60nb25ti15非晶合金0.03wt.％添加量孕育10min处理亚共晶al-si-mg合金的低倍铸态组织晶相图；

图9是ni60nb25ti15非晶合金0.05wt.％添加量孕育10min处理亚共晶al-si-mg合金的低倍铸态组织晶相图；

图10是ni60nb25ti15非晶合金0.1wt.％添加量孕育10min处理亚共晶al-si-mg合金的低倍铸态组织晶相图；

图11是未孕育合金和不同添加量的ni60nb25ti15非晶合金孕育10min处理亚共晶al-si-mg合金的室温工程应力应变曲线图；

图12是为ni60nb25ti15非晶合金孕育亚共晶al-si-mg合金的拉伸试验数据表。

具体实施方式

为使本发明实现的技术手段、创作特征、达成目的与功效易于明白了解，下面结合具体实施方式，进一步阐述本发明。

实施例1：

一种利用非晶合金孕育细化铝合金的搅拌分散工艺，包括以下步骤：

步骤一、非晶合金的制备：

a、将ni、nb、ti表面氧化膜打磨干净，然后按比例配好并静置在盛放有无水酒精的烧杯中防止其氧化；

b、将配好的ni、nb、ti按照熔点由低至高依次叠放于水冷铜模坩埚中，以缩短高熔点金属熔化时间，并防止低熔点金属的挥发；

c、盖好炉盖，在正式熔炼前进行两次抽真空，每次抽真空都到6.0×10^-3pa并充入高纯ar气以稀释残余氧气；

d、两次抽真空后，充入0.5个大气压的高纯度ar气以稀释炉内残余的氧；

e、打开磁搅拌熔炼合金，为保证非晶合金成分的均匀性，需将熔炼好的合金反复翻转继续熔炼，熔炼5次，每次熔炼3min；

f、将熔融状态下的合金液吸铸到水冷铜模坩埚下面的铜模具中进行快速冷却，得到非晶合金棒料；

步骤二、非晶条带的制备：将反复熔炼得到的非晶合金棒料放置于高真空中频感应炉中进行重熔，然后在高纯氩气保护条件下喷射在3000r/min的高速铜辊轮模具上制成非晶薄带；

步骤三、未孕育铝合金的制备：

a、将预先称量好的al-si-mg合金放置于坩埚中并随坩埚一起放入坩埚式电阻熔炼炉内，升温至1023k；

b、待合金完全熔化后并保温30min，再加入一定量的清渣剂对合金液进行精炼除渣，打渣处理后保温10min；

c、将合金液浇铸到金属型模具中，得到未孕育的铝合金；

步骤四、铝合金孕育：

a、将预先称量好的未孕育铝合金放置于坩埚中并随坩埚一起放入坩埚式电阻熔炼炉内，升温至1023k；

b、待未孕育铝合金完全熔化后并保温30min，再加入一定量的清渣剂对合金液进行精炼除渣，打渣处理后保温10min；

c、将制得的非晶条带剪碎后的碎片加入到合金液中，并采用机械搅拌，在保温过程中采用超声处理120s，促进非晶的均匀分散，保温时间为10min；

d、对混合液进行搅拌，搅拌完毕后浇铸到金属型模具内，得到细化完成的铝合金。

其中，所述铜模具的尺寸为7mm，所用金属模的尺寸为200mm×150mm×12mm。

其中，所述非晶条带的制备具体包括以下步骤：

a、将非晶合金料棒放置于石英坩埚中，抽真空到6.0×10^-3pa；

b、向炉中充入0.6个大气压的ar气，再向喷注瓶中充入1.6个大气压的ar气，使得压差在1个大气压；

c、当高速铜辊轮模具转速为3000r/min后打开中频感应电源，熔化棒料，最后将熔化的合金液喷注在高速铜辊轮模具上，制得宽为1mm，厚35μm非晶条带。

其中，所述非晶合金料棒为ni60nb25ti15料棒。

其中，所述步骤四中非晶条带的质量百分比为0.01wt.％。

其中，步骤四中所述的搅拌为机械搅拌。

ni60nb25ti15料棒对铝合金具有少量孕育效果更佳的作用，在添加0.01wt.％孕育细化10min处理铝合金时得到较好的力学性能，细化前的铝合金其屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别为170.33mpa、289.05mpa和13.70％，细化后的铝合金其屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别为215.08mpa、322.64mpa和16.16％，屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别提高了26.27％、11.62％和17.96％。

实施例2：

一种利用非晶合金孕育细化铝合金的搅拌分散工艺，包括以下步骤：

步骤一、非晶合金的制备：

a、将ni、nb、ti表面氧化膜打磨干净，然后按比例配好并静置在盛放有无水酒精的烧杯中防止其氧化；

b、将配好的ni、nb、ti按照熔点由低至高依次叠放于水冷铜模坩埚中，以缩短高熔点金属熔化时间，并防止低熔点金属的挥发；

c、盖好炉盖，在正式熔炼前进行两次抽真空，每次抽真空都到6.0×10^-3pa并充入高纯ar气以稀释残余氧气；

d、两次抽真空后，充入0.5个大气压的高纯度ar气以稀释炉内残余的氧；

e、打开磁搅拌熔炼合金，为保证非晶合金成分的均匀性，需将熔炼好的合金反复翻转继续熔炼，熔炼5次，每次熔炼3min；

f、将熔融状态下的合金液吸铸到水冷铜模坩埚下面的铜模具中进行快速冷却，得到非晶合金棒料；

步骤二、非晶条带的制备：将反复熔炼得到的非晶合金棒料放置于高真空中频感应炉中进行重熔，然后在高纯氩气保护条件下喷射在3000r/min的高速铜辊轮模具上制成非晶薄带；

步骤三、未孕育铝合金的制备：

a、将预先称量好的al-si-mg合金放置于坩埚中并随坩埚一起放入坩埚式电阻熔炼炉内，升温至1023k；

b、待合金完全熔化后并保温30min，再加入一定量的清渣剂对合金液进行精炼除渣，打渣处理后保温10min；

c、将合金液浇铸到金属型模具中，得到未孕育的铝合金；

步骤四、铝合金孕育：

a、将预先称量好的未孕育铝合金放置于坩埚中并随坩埚一起放入坩埚式电阻熔炼炉内，升温至1023k；

b、待未孕育铝合金完全熔化后并保温30min，再加入一定量的清渣剂对合金液进行精炼除渣，打渣处理后保温10min；

c、将制得的非晶条带剪碎后的碎片加入到合金液中，并采用机械搅拌，在保温过程中采用超声处理120s，促进非晶的均匀分散，保温时间为10min；

d、对混合液进行搅拌，搅拌完毕后浇铸到金属型模具内，得到细化完成的铝合金。

其中，所述铜模具的尺寸为7mm，所用金属模的尺寸为200mm×150mm×12mm。

其中，所述非晶条带的制备具体包括以下步骤：

a、将非晶合金料棒放置于石英坩埚中，抽真空到6.0×10^-3pa；

b、向炉中充入0.6个大气压的ar气，再向喷注瓶中充入1.6个大气压的ar气，使得压差在1个大气压；

c、当高速铜辊轮模具转速为3000r/min后打开中频感应电源，熔化棒料，最后将熔化的合金液喷注在高速铜辊轮模具上，制得宽为1mm，厚35μm非晶条带。

其中，所述非晶合金料棒为ni60nb25ti15料棒。

其中，所述步骤四中非晶条带的质量百分比为0.03wt.％。

其中，步骤四中所述的搅拌为机械搅拌。

ni60nb25ti15料棒对铝合金具有少量孕育效果更佳的作用，在添加0.03wt.％孕育细化10min处理铝合金时得到较好的力学性能，细化前的铝合金其屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别为170.33mpa、289.05mpa和13.70％，细化后的铝合金其屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别为223.06mpa、328.15mpa和17.78％，屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别提高了30.96％、13.53％和29.78％。

实施例3：

一种利用非晶合金孕育细化铝合金的搅拌分散工艺，包括以下步骤：

步骤一、非晶合金的制备：

a、将ni、nb、ti表面氧化膜打磨干净，然后按比例配好并静置在盛放有无水酒精的烧杯中防止其氧化；

b、将配好的ni、nb、ti按照熔点由低至高依次叠放于水冷铜模坩埚中，以缩短高熔点金属熔化时间，并防止低熔点金属的挥发；

c、盖好炉盖，在正式熔炼前进行两次抽真空，每次抽真空都到6.0×10^-3pa并充入高纯ar气以稀释残余氧气；

d、两次抽真空后，充入0.5个大气压的高纯度ar气以稀释炉内残余的氧；

e、打开磁搅拌熔炼合金，为保证非晶合金成分的均匀性，需将熔炼好的合金反复翻转继续熔炼，熔炼5次，每次熔炼3min；

f、将熔融状态下的合金液吸铸到水冷铜模坩埚下面的铜模具中进行快速冷却，得到非晶合金棒料；

步骤二、非晶条带的制备：将反复熔炼得到的非晶合金棒料放置于高真空中频感应炉中进行重熔，然后在高纯氩气保护条件下喷射在3000r/min的高速铜辊轮模具上制成非晶薄带；

步骤三、未孕育铝合金的制备：

a、将预先称量好的al-si-mg合金放置于坩埚中并随坩埚一起放入坩埚式电阻熔炼炉内，升温至1023k；

b、待合金完全熔化后并保温30min，再加入一定量的清渣剂对合金液进行精炼除渣，打渣处理后保温10min；

c、将合金液浇铸到金属型模具中，得到未孕育的铝合金；

步骤四、铝合金孕育：

a、将预先称量好的未孕育铝合金放置于坩埚中并随坩埚一起放入坩埚式电阻熔炼炉内，升温至1023k；

b、待未孕育铝合金完全熔化后并保温30min，再加入一定量的清渣剂对合金液进行精炼除渣，打渣处理后保温10min；

c、将制得的非晶条带剪碎后的碎片加入到合金液中，并采用机械搅拌，在保温过程中采用超声处理120s，促进非晶的均匀分散，保温时间为10min；

d、对混合液进行搅拌，搅拌完毕后浇铸到金属型模具内，得到细化完成的铝合金。

其中，所述铜模具的尺寸为7mm，所用金属模的尺寸为200mm×150mm×12mm。

其中，所述非晶条带的制备具体包括以下步骤：

a、将非晶合金料棒放置于石英坩埚中，抽真空到6.0×10^-3pa；

b、向炉中充入0.6个大气压的ar气，再向喷注瓶中充入1.6个大气压的ar气，使得压差在1个大气压；

c、当高速铜辊轮模具转速为3000r/min后打开中频感应电源，熔化棒料，最后将熔化的合金液喷注在高速铜辊轮模具上，制得宽为1mm，厚35μm非晶条带。

其中，所述非晶合金料棒为ni60nb25ti15料棒。

其中，所述步骤四中非晶条带的质量百分比为0.05wt.％。

其中，步骤四中所述的搅拌为机械搅拌。

ni60nb25ti15料棒对铝合金具有少量孕育效果更佳的作用，在添加0.05wt.％孕育细化10min处理铝合金时得到最佳的力学性能，细化前的铝合金其屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别为170.33mpa、289.05mpa和13.70％，细化后的铝合金其屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别为228.46mpa、348.20mpa和18.55％，屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别提高了34.13％、20.46％和35.40％。

实施例4：

一种利用非晶合金孕育细化铝合金的搅拌分散工艺，包括以下步骤：

步骤一、非晶合金的制备：

a、将ni、nb、ti表面氧化膜打磨干净，然后按比例配好并静置在盛放有无水酒精的烧杯中防止其氧化；

b、将配好的ni、nb、ti按照熔点由低至高依次叠放于水冷铜模坩埚中，以缩短高熔点金属熔化时间，并防止低熔点金属的挥发；

c、盖好炉盖，在正式熔炼前进行两次抽真空，每次抽真空都到6.0×10^-3pa并充入高纯ar气以稀释残余氧气；

d、两次抽真空后，充入0.5个大气压的高纯度ar气以稀释炉内残余的氧；

e、打开磁搅拌熔炼合金，为保证非晶合金成分的均匀性，需将熔炼好的合金反复翻转继续熔炼，熔炼5次，每次熔炼3min；

f、将熔融状态下的合金液吸铸到水冷铜模坩埚下面的铜模具中进行快速冷却，得到非晶合金棒料；

步骤二、非晶条带的制备：将反复熔炼得到的非晶合金棒料放置于高真空中频感应炉中进行重熔，然后在高纯氩气保护条件下喷射在3000r/min的高速铜辊轮模具上制成非晶薄带；

步骤三、未孕育铝合金的制备：

a、将预先称量好的al-si-mg合金放置于坩埚中并随坩埚一起放入坩埚式电阻熔炼炉内，升温至1023k；

b、待合金完全熔化后并保温30min，再加入一定量的清渣剂对合金液进行精炼除渣，打渣处理后保温10min；

c、将合金液浇铸到金属型模具中，得到未孕育的铝合金；

步骤四、铝合金孕育：

a、将预先称量好的未孕育铝合金放置于坩埚中并随坩埚一起放入坩埚式电阻熔炼炉内，升温至1023k；

b、待未孕育铝合金完全熔化后并保温30min，再加入一定量的清渣剂对合金液进行精炼除渣，打渣处理后保温10min；

c、将制得的非晶条带剪碎后的碎片加入到合金液中，并采用机械搅拌，在保温过程中采用超声处理120s，促进非晶的均匀分散，保温时间为10min；

d、对混合液进行搅拌，搅拌完毕后浇铸到金属型模具内，得到细化完成的铝合金。

其中，所述铜模具的尺寸为7mm，所用金属模的尺寸为200mm×150mm×12mm。

其中，所述非晶条带的制备具体包括以下步骤：

a、将非晶合金料棒放置于石英坩埚中，抽真空到6.0×10^-3pa；

b、向炉中充入0.6个大气压的ar气，再向喷注瓶中充入1.6个大气压的ar气，使得压差在1个大气压；

c、当高速铜辊轮模具转速为3000r/min后打开中频感应电源，熔化棒料，最后将熔化的合金液喷注在高速铜辊轮模具上，制得宽为1mm，厚35μm非晶条带。

其中，所述非晶合金料棒为ni60nb25ti15料棒。

其中，所述步骤四中非晶条带的质量百分比为0.1wt.％。

其中，步骤四中所述的搅拌为机械搅拌。

ni60nb25ti15料棒对铝合金具有少量孕育效果更佳的作用，在添加0.05wt.％孕育细化10min处理铝合金时得到较好的力学性能，细化前的铝合金其屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别为170.33mpa、289.05mpa和13.70％，细化后的铝合金其屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别为226.21mpa、336.92mpa和16.39％，屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别提高了32.81％、16.56％和19.64％。

图1-5是未孕育处理合金和添加不同含量的ninbti非晶合金孕育10min处理亚共晶al-si-mg合金的低倍铸态组织图。由图可以看出，当添加不同含量ninbti非晶合金之后，al-si-mg合金中的α-al枝晶明显得到细化改善，并未出现粗大的α-al枝晶，由图1中出现的较大且尺寸大小不一，分布极不均匀的α-al枝晶转变为细小，尺寸差异小，分布较均匀的α-al枝晶，且枝晶化减弱。由图2、3、4、和5可以看出，他们组织变化几乎一致，但它们相互之间的差异较小，尤其是图2、3和5。由此说明，不同含量的ninbti非晶合金对亚共晶al-si-mg合金组织中的α-al枝晶都能起到明显的细化效果。值得指出的是，在添加0.01wt.％极其少量的情况下，如图2所示，也能对al-si-mg合金的组织起到显著的细化。此外，当添加0.05wt.％ninbti非晶合金时，如图4所示，其组织中α-al枝晶细化明显要优越其他添加量孕育处理的合金组织，其表现出更加细小，尺寸差异更小，枝晶臂之间距离更小，分布更加均匀的α-al枝晶。由此可见，ninbti非晶合金对亚共晶al-si-mg合金组织中α-al枝晶具有非常显著的细化效果，并且在添加0.05wt.％孕育10min时能够取得更加优异的合金组织。

图6-10为添加不同含量的ni60nb25ti15非晶合金以及不同孕育时间处理亚共晶al-si-mg合金的高倍铸态组织图。由图可以更加清晰直观的看出添加zr系非晶之后亚共晶al-si-mg合金中α-al枝晶的典型演变过程。在未孕育处理的al-si-mg合金中，α-al枝晶臂粗大，尺寸差异明显，分布极不均匀，如图6所示。在添加ni60nb25ti15非晶合金孕育处理后，α-al枝晶明显得到细化，尺寸差异较小且分布更加均匀。图7和8分别为添加0.01wt.％和0.03wt.％孕育1min的组织照片，其α-al枝晶尺寸都明显变小，分布均匀。在添加0.05wt.％孕育10min时，α-al晶粒还表现出一定尺寸且细长的枝晶，且尺寸更小，分布十分均匀。当添加0.1wt.％孕育处理时，孕育处理的合金组织中开始出现较大尺寸的α-al枝晶，尺寸差异明显，且分布不均，此变化现象以及规律与低倍组织中α-al晶粒的变化现象一样，并同样指出在添加量为0.1wt.％时，ni系非晶的孕育效果已经开始出现衰退。在添加0.05wt.％孕育处理10min时α-al枝晶形貌更加规则，枝晶化较弱，尺寸更小，此种组织的合金在受外力作用时不易产生应力集中，有利于合金力学性能的提升。

图11为未孕育合金和不同添加量的ni60nb25ti15非晶合金孕育10min处理亚共晶al-si-mg合金的室温工程应力应变曲线图。由图可以明显看出，孕育处理合金的抗拉强度和断裂应变均明显优于未孕育合金，添加ni60nb25ti15非晶合金孕育处理的合金力学性能提升非常显著。其中，未孕育合金和经孕育处理后合金的具体拉伸性能数据如图12所示。当添加0.01wt.％ni60nb25ti15非晶合金孕育处理al-si-mg合金10min时(如图11曲线b)，其室温抗拉强度和断裂应变分别为322.64mpa和16.16％，分别比未孕育合金提高了11.62％和17.96％；当添加量增加到0.03wt.％时，其室温拉伸曲线如图c所示，孕育合金的抗拉强度和断裂应变分别为328.15mpa和17.78％，分别比未孕育合金(289.05mpa和13.7％)提高了13.53％和29.78％，当添加量进一步增加到0.05wt.％孕育10min处理亚共晶al-si-mg合金时，其室温拉伸曲线如曲线d所示，其抗拉强度和断裂应变分别为348.20mpa和18.55％，分别比未孕育合金提高了20.46％和35.40％；当添加量增加到0.10wt.％时，如曲线e所示，此孕育合金的抗拉强度和断裂应变分别为336.92mpa和16.39％，分别比未孕育合金提高了16.56％和19.64。由上可知，在添加少量(0.01wt.％)ni60nb25ti15非晶合金孕育10min处理al-si-mg合金后，其抗拉强度和断裂应变均有明显提高，并随着添加量的增加，孕育合金的抗拉强度和断裂应变均呈现逐渐增加后下降的变化趋势，并在添加0.05wt.％ni60nb25ti15非晶合金孕育10min处理合金时，能够得到最佳的综合力学性能。可知ni60nb25ti15非晶合金孕育处理亚共晶al-si-mg合金的最佳孕育工艺是：孕育剂加入量是0.05wt.％；孕育时间10min。

基于上述，采用本发明的技术方案，显著细化了α-al枝晶，并提高了铝合金的强塑性，非晶合金加入亚共晶al-si-mg合金熔体中迅速晶化成纳米尺寸晶化相，增加形核位置及形核率，大幅增加α-al相的形核数量，得到尺寸更小，数量更多的α-al晶粒，通过二维错配度公式计算出非晶合金晶化相与α-al相的错配度值，ni系非晶合金晶化后的niti相，与结晶相α-al的二维错配度值为5.56，小于12，非晶合金晶化后的niti晶化相能够作为α-al枝晶的有效异质形核核心，细化α-al相，孕育细化后的铝合金能够取得更佳的组织及综合力学性能。

显然本发明具体实现并不受上述方式的限制，只要采用了本发明的方法构思和技术方案进行的各种非实质性的改进，或未经改进将本发明的构思和技术方案直接应用于其它场合的，均在本发明的保护范围之内。