薄带状纳米Al3(Sc,Zr)/Al复合孕育剂的制备方法与流程

本发明的技术方案涉及铝基合金，具体地说是薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂的制备方法。

背景技术：

铝及铝合金由于具有诸多优异的性能如轻质、良好的耐腐蚀性和高导热性等，已被广泛应用于航空、航天、汽车、消费电子和其它高技术领域。然而，随着这些行业内产品微型化和轻量化发展需求的日益增加，铝合金强度不足这一劣势引起人们越来越多的关注。孕育处理是一种经典的晶粒细化和材料强化方法，与其他晶粒细化方法，如形变再结晶相比，孕育处理不需要复杂的轧制设备或者精确的热处理工艺，仅仅通过添加约材料质量1wt.％的孕育剂就可以达到材料细化晶粒尺寸的目的。材料的有效的孕育处理主要依靠使用适当的孕育剂，因此，孕育剂的设计及其细化机理一直是国内外科技工作者的重点研究方向之一。

从晶体学角度分析，孕育剂的形核效率受孕育剂与形核基底间的晶格错配(δ)影响。然而，由于铝合金中通常含有不同的合金元素，这改变了α-al的晶格常数，所以不同的铝合金在使用同一种孕育剂，例如al-5ti-1b时，δ值会有很大的变化，从而导致不同的晶粒细化效果，甚至导致在孕育处理某些合金，例如处理a356.2合金时失效。因此，设计和研发一种针对含有不同组成元素的多种铝合金的孕育处理都有效的孕育剂是一个巨大的挑战。

sc不仅有非常明显的晶粒细化效果，而且可以提高材料凝固过程中的形核密度，因此，常被用作不同合金的微合金化添加元素。cn105525162a公开了一种添加zr和稀土sc元素提高al-5.2mg-0.3mn合金的制备工艺；cn109022983a公开了一种含sc的高强高韧镁合金及其制备方法；cn104674079a公开了一种含sc和zr复合的铝镁合金及其制备方法；cn104911409a公开了一种含钪锆的碳化硼颗粒增强铝基复合材料及其制备方法，上述四个现有技术中采用微合金化和多步热处理的方式在不同种类合金中添加sc元素以此来达到细化晶粒提升性能的目的，都存在工艺流程较多、操作复杂、成本较高、合金中al3sc颗粒在熔体中的聚集沉淀、al3sc颗粒尺寸过大、形核颗粒不能在基体上弥散分布、形核种类单一和形核数量较少的缺陷。

技术实现要素：

本发明所要解决的技术问题是：提供薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂的制备方法，采用原位自生法、中间合金锻造和熔体快淬处理制得薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂，该方法是首次将sc元素和zr元素制备成纳米复合孕育剂用于细化铝合金，克服了现有技术中存在的工艺流程较多、操作复杂、成本较高、合金中al3sc颗粒在熔体中的聚集沉淀、al3sc颗粒尺寸过大、形核颗粒不能在基体上弥散分布、形核种类单一和形核数量较少的缺陷。

本发明解决该技术问题所采用的技术方案是：薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂的制备方法，采用原位自生法、合金锻造和熔体快淬技术制得薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂的，具体步骤如下：

第一步，原料的配制：

称取所需用量的商购高纯sc和商购高纯zr，依据目标合金中各组分元素的质量百分比为：sc4％、zr4％，其余为al，进行原料配制；

第二步，原位自生法制备块状al-4sc-4zr中间合金：

将上述第一步称取的全部配制原料放入高真空感应熔炼炉的坩埚内进行熔炼，真空度为5×10^-4pa，熔化温度2000k，熔炼时间为10分钟，由此合金熔炼，原位自生法制得块状al-4sc-4zr中间合金；

第三步，中间合金锻造制得熔体快淬预制件：

将上述第二步所得块状al-4sc-4zr中间合金在室温装入到坩埚式电阻炉中，温度为300℃，均匀预热所装入的块状al-4sc-4zr中间合金料，然后用坩埚钳将合金料夹出，在100t液压机上进行锻造，锻造成厚度为7mm、长为50mm、宽为50mm的预制件，该液压机的操作条件是：先将其按功率升温至300±10℃，再以50℃/h的升温速度升温至设定温度，即保持初始锻温度为380～400℃，终锻温度≥350℃，由此将块状al-4sc-4z中间合金锻造制得熔体快淬预制件；

第四步，熔体快淬处理制得薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂：

将上述第三步中间合金锻造制得熔体快淬预制件用线切割机切割成厚度、宽度、长度为7mm×7mm×10mm的小块体，用酒精清洗后风干，放入到石英玻璃管中，石英玻璃管外面套有感应加热线圈，将其安装到真空快淬炉内，利用分子泵将真空快淬炉内真空抽至5×10^-4pa，期间一直通入氩气保护，启动真空快淬炉的铜辊，待其转速达到4000～8000r/min，感应线圈将石英玻璃管加热到1200℃，保温6分钟，将熔化在石英玻璃管中的熔体快淬预制件喷射到快速旋转的铜辊上，其冷却速率达10⁵～10⁸k/s，由此熔体快淬处理制备出宽为2～5mm，厚为0.05～0.1mm、长为10～40mm的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂，其中形成al3(sc,zr)颗粒团簇且其中的形核颗粒为纳米晶，颗粒大小分布在最佳形核尺寸200～500nm区间。

上述薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂的制备方法，所述高真空感应熔炼炉为mzg系列高真空感应熔炼炉。

上述薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂的制备方法，所述真空快淬炉为wk-iib型真空快淬炉。

上述薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂的制备方法，所涉及的原料和设备通过公知途径获得，操作工艺是本技术领域的技术人员能够掌握的。

上述薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂的应用如下：

将薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂加入到不同铝合金中进行孕育处理，具体操作方法是：称取原料100g纯铝、a356.2合金和al-5cu合金，置于坩埚内，将坩埚置于电阻炉中加热至720℃，待全部原料熔化成为合金后，加入精炼剂对该合金熔体就行扒渣处理，称取上述薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂的制备方法所制得的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂0.6～0.8g，并用铝箔将其包裹住，加入到上述就行扒渣处理的合金熔体中，孕育时间为30～45s，用石墨棒搅拌后将合金熔体浇铸到高为120mm，直径为20mm的钢模中。

上述原料al-5cu合金中由于晶格常数小于al的cu原子加入，导致合金的晶格常数小于纯铝，而a356.2合金中主要含有si、mg元素，导致合金的晶格常数大于纯铝。将本发明方法制得的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂加入到不同铝合金中进行孕育处理后，纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂对不同晶格常数的铝合金都表现出了良好的晶粒细化效果。其中，纯铝的晶粒尺寸由未孕育处理的820μm被细化到110μm；a356.2合金的晶粒尺寸由未孕育处理的450μm被细化到220μm；al-5cu合金的晶粒尺寸由未孕育处理的185μm被细化到65μm。

本发明方法制得的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂适用于多种铝合金的孕育处理。

本发明的有益效果是：与现有技术相比，本发明的突出的实质性特点如下：

(1)本发明利用了原位自生方法生成孕育剂。所谓原位自生，指增强体颗粒非外部加入，而是通过化学反应，在孕育剂的基体内原位生成一种或几种增强相。这些增强相由于本身生成于铝的基体，且与铝基体间有良好的晶格匹配关系，因此在将如此方法制得的孕育剂加入铝合金中时，作为铝基体形核的基底，促进异质形核，从而达到细化铝合金晶粒的效果。

(2)从理论上说，本发明方法制备出的薄带状纳米级al3(sc,zr)/al孕育剂，薄带中含有体积分数较高的al3(sc,zr)双相颗粒团簇且晶体学取向高度一致，颗粒团簇数量较多，且尺寸均匀，颗粒大小分布在最佳形核尺寸200～500nm区间，因此，更容易激发铝合金形核且形核效率较高。

与现有技术相比，本发明的显著进步如下：

(1)本发明的薄带状纳米级al3(sc,zr)/al孕育剂是通过原位自生反应生成的，与现有技术相比，原位生成技术对于增强颗粒的尺寸和分布是可控的，由于增强体al3(sc,zr)是直接在基体上生成的，因此，①al3(sc,zr)颗粒的表面干净无污染且与基体润湿性较好，这就使得增强体与基体之间具备了较好的界面结合性能；②无界面反应；③增强颗粒尺寸可达纳米级，有良好的晶内增强效果。

(2)本发明方法中采用合金锻造的方法，弥补了原料在真空感应熔炼炉感应熔炼后所得合金中的增强颗粒团聚和尺寸不均匀的这一不足，达到细化和均匀化中间合金的目的。

(3)本发明方法采用真空快淬炉内进行快速凝固处理的方法，在合金锻造处理制得熔体快淬预制件后，利用真空快淬炉进行快速凝固处理，熔体喷射到高速旋转的铜轮上，利用铜轮的高转速达到极快的冷却速度，由此制得的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂，其中生成al3(sc,zr)颗粒团簇且其中的形核颗粒为纳米晶，细化效果被极大提升。

(4)本发明方法最终制得的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂具有纳米级且在基体中弥散分布的形核团簇，克服了现有技术中al-sc合金中al3sc颗粒在熔体中的聚集沉淀、al3sc颗粒尺寸过大、形核颗粒不能在基体上弥散分布、形核种类单一和形核数量较少的缺陷。

(5)本发明方法制得的纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂对多种晶格参数的铝合金都有良好的晶粒细化效果，适用于多种铝合金的孕育处理，克服了孕育剂应用的“单一性”。

(6)与cn104674079a含zr与稀土sc复合的zl铝镁合金(al-10mg)及其制备方法相比，cn104674079a公开的产品的组分重量百分比是，zr为2.5％，sc为2.5％，mg为10％，其余为al，制备方法是微合金化方法，利用石墨坩埚电阻炉，将纯铝熔化后用钟罩压入镁块，再加入al-5sc和al-10zr中间合金，其存在产品中sc的添加量达2.5％导致产品成本高和制备方法中并未加真空保护，且仅通过操作者使用石墨棒搅拌，很难保证合金元素混合均匀，且很难克服al-sc合金中al3sc颗粒尺寸过大和数量较少的缺陷。本发明中采用的是利用sc和zr制备孕育剂，并将孕育剂加入到不同合金中，以此来达到提高合金性能。与微合金化方法相比，本发明中的孕育剂在合金中的加入量只有0.6wt.％，也就是说，孕育剂中含sc量为4％，加入到合金中孕育剂的量为0.6％，即加入到合金中的sc含量仅为0.024％，便可起到良好的晶粒细化效果，极大的降低了成本。

(7)与cn105525162a一种添加zr和稀土sc元素提高al-5.2mg-0.3mn合金的制备工艺相比，该方法是采用半连续铸造冶金法，需要经过均匀化退火、热轧、冷轧和稳定化退火处理等步骤，操作工艺较为复杂，对于设备温度的精度要求较高，且sc和zr元素的加入量较多，分别为0.25％和0.12％。与该方法相比，本发明中孕育处理的方法步骤简单，操作方便且sc和zr元素的加入量明显减少。

(8)与cn109022983a一种含sc的高强高韧镁合金及其制备方法相比，该方法添加多种合金元素，主要包括y:4.5～6.5wt％，nd:1.5～4.0wt％，gd:1.5～4.0wt％，sc:0.05～0.5wt％，zr:0.15～1.5wt％，其余为mg，主要操作步骤为：合金元素分步加入进行铸造、铸件均匀化、预热、挤压、时效处理等。该现有技术操作步骤较为复杂，工艺流程繁琐，而且sc和zr元素的加入量较多，这在本发明中均得以克服和改进。

(9)与cn104911409a一种含钪锆的碳化硼颗粒增强铝基复合材料及其制备方法相比，该方法是将al-2sc和al-15zr中间合金加入到800℃铝液中保温40分钟，没有真空保护，仅依赖长时间保温的方式很难使合金元素充分溶解，导致的al-sc合金中al3sc颗粒尺寸过大和数量较少的缺陷。本发明中使用感应炉进行熔炼，真空度为5×10^-4pa，熔化温度2000k，熔炼时间为10分钟，由此合金熔炼，原位自生法制得块状al-4sc-4zr中间合金，然后再对中间合金进行锻造处理，对中间合金中的颗粒进行细化且保证颗粒均匀分布，克服了该现有技术的缺陷。

(10)与本发明人团队早先的cn102787260b用于铝合金晶粒细化的超细晶孕育剂的制备方法相比，cn102787260b是首先采用电弧熔炼得到中间合金，然后再进行快速凝固处理制得薄带中间合金。本发明方法与该方法突出的实质性区别是，本发明方法是采用感应加热的方式，熔化温度2000k，熔炼时间为10分钟，长时间保温以保证熔体中合金元素的成分反应，在此之后又加入了合金锻造的步骤，克服了中间合金成分不均、颗粒尺寸较大的缺陷。

(11)与本发明人团队早先的cn102864343b一种原位铝基复合材料孕育剂的制备方法相比，cn102864343b是先使用真空电弧炉熔炼然后再进一步等离子氮化处理，是使用等离子喷枪伸进石墨坩埚中，依靠喷出的等离子火焰与合金接触，等离子火焰与合金熔化反应后，并不能浇铸到模具中，只能随坩埚冷却后将坩埚砸碎，将合金取出，因此，生产效率较低且不环保。本发明方法与该方法突出的实质性区别是，本发明中所使用的方法和设备，生产效率提高且无破坏性试验，完全克服了cn102864343b技术中所存在的缺陷。

(12)与本发明人团队早先的cn105950921b一种原位自生的铝基复合材料孕育剂的制备方法相比，cn105950921b是先采用真空感应熔炼制得中间合金，再进行快速凝固处理，本发明方法与该方法突出的实质性区别是，本发明在真空感应熔炼之后又加入了合金锻造的步骤，克服了中间合金成分不均、颗粒尺寸较大的缺陷，完全克服了cn105950921b技术中所存在的缺陷。

鉴于本发明人团队早先的cn102787260b、cn102864343b和cn105950921b三个专利技术中存在的不足和缺陷，本发明人团队又经过三年多的潜心研发，才完成创新的本发明技术，克服了上述早先专利技术中存在的不足和缺陷，本领域技术人员即便在上述专利技术的基础上结合本领域的常规技术手段来得到本发明的技术方案，对本领域技术人员来说绝非轻而易举的。

附图说明

下面结合附图和实施例对本发明进一步说明。

图1为本发明方法制得的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂的x-射线衍射图。

图2为本发明方法制得的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂的扫描电子显微镜图像，其中：

图2(a)为低倍下薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂的扫描电子显微镜图像；

图2(b)为高倍下薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂的扫描电子显微镜图像，其中插图部分为所示区域的放大图。

图3为添加0.6wt.％本发明的纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂孕育处理纯铝的金相组织照片，其中：

图3(a)为未添加孕育剂时铸态纯铝的金相组织照片；

图3(b)为添加0.6wt.％纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂时铸态纯铝的金相组织照片。

图4为添加0.8wt.％本发明的纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂处理a356.2合金的金相组织照片，其中：

图4(a)为未添加孕育剂时铸态a356.2合金的金相组织照片；

图4(b)为添加0.8wt.％纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂时铸态a356.2合金的金相组织照片。

图5为添加0.7wt.％本发明的纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂处理al-5cu合金的金相组织照片，其中：

图5(a)为未添加孕育剂时铸态al-5cu合金的金相组织照片；

图5(b)为添加0.7wt.％纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂时铸态al-5cu合金的金相组织照片。

具体实施方式

实施例1

第一步，原料的配制：

称取所需用量的商购高纯sc和商购高纯zr，依据目标合金中各组分元素的质量百分比为：sc4％、zr4％，其余为al，进行原料配制；

第二步，原位自生法制备块状al-4sc-4zr中间合金：

将上述第一步称取的全部配制原料放入mzg系列高真空感应熔炼炉的坩埚内进行熔炼，真空度为5×10^-4pa，熔化温度2000k，熔炼时间为10分钟，由此合金熔炼，原位自生法制得块状al-4sc-4zr中间合金；

第三步，中间合金锻造制得熔体快淬预制件：

将上述第二步所得块状al-4sc-4zr中间合金在室温装入到坩埚式电阻炉中，温度为300℃，均匀预热所装入的块状al-4sc-4zr中间合金料，然后用坩埚钳将合金料夹出，在100t液压机上进行锻造，锻造成厚度为7mm、长为50mm、宽为50mm的预制件，该液压机的操作条件是：先将其按功率升温至300±10℃，再以50℃/h的升温速度升温至设定温度，即保持初始锻温度为380，终锻温度≥350℃，由此将块状al-4sc-4z中间合金锻造制得熔体快淬预制件；

第四步，熔体快淬处理制得薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂：

将上述第三步中间合金锻造制得熔体快淬预制件用线切割机切割成厚度、宽度、长度为7mm×7mm×10mm的小块体，用酒精清洗后风干，放入到石英玻璃管中，石英玻璃管外面套有感应加热线圈，将其安装到wk-iib型真空快淬炉内，利用分子泵将wk-iib型真空快淬炉内真空抽至5×10^-4pa，期间一直通入氩气保护，启动真空快淬炉的铜辊，待其转速达到4000r/min，感应线圈将石英玻璃管加热到1200℃，保温6分钟，将熔化在石英玻璃管中的熔体快淬预制件喷射到快速旋转的铜辊上，其冷却速率达10⁵k/s，由此熔体快淬处理制备出宽为5mm，厚为0.1mm、长为40mm的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂，其中形成al3(sc,zr)颗粒团簇且其中的形核颗粒为纳米晶，颗粒大小分布在最佳形核尺寸200～500nm区间。

将由此制备得的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂用2000#sic砂纸进行磨制，用酒精通过超声震荡洗去试样表面杂质，采用德国brukerd8discover型多功能x-射线仪(xrd)cukα射线，鉴别该孕育剂中所含相，如图1显示，本实施例的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂是由α(al)相、al3sc相和al3zr相组成，al3sc相和al3zr相的成功合成意味着感应熔炼炉中原位合成的方法是可取的，因为x射线衍射为统计规律，通常情况下当元素含量低于5％时是难以检测到的。本实施例中sc和zr元素的加入量为4％，从图1看出，al3sc和al3zr相的特征峰非常明显，意味着原位合成的al3sc和al3zr相数量较多。采用美国feinovananosem450场发射电子显微镜观察本实施例的薄带状al3(sc,zr)/al复合孕育剂的微观形貌，如图2的扫描电子显微镜图像所示，其中暗黑色为铝基体，图2(a)显示，在本实施例的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂中，灰色颗粒在基体中弥散分布且数量较多，值得注意的是，本实施例所制备的薄带孕育剂中并无明显的颗粒团聚现象出现，这极大的改进了现有技术制备方法的不足；同时，该图中显示颗粒的数量较多，这也是薄带孕育剂对铝合金有良好晶粒细化效果的关键，也弥补了现有微合金化技术中形核颗粒数量不足的缺陷；图2(b)为图2(a)的放大50倍图，其中显示，颗粒团簇的尺寸为200～500nm区间且由多个纳米晶颗粒组成，表明本发明的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂中的α(al)相、al3sc相和al3zr相并非单独存在于基体中，而是形成了尺寸为200～500nm区间的al3(sc,zr)颗粒团簇，团簇由多个纳米级的颗粒组成，这些纳米颗粒团簇也是本发明的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂具有良好晶粒细化效果的原因。

实施例2

第一步，原料的配制：

同实施例1；

第二步，原位自生法制备块状al-4sc-4zr中间合金：

同实施例1；

第三步，中间合金锻造制得熔体快淬预制件：

同实施例1；

第四步，熔体快淬处理制得薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂：

将上述第三步中间合金锻造制得熔体快淬预制件用线切割机切割成厚度、宽度、长度为7mm×7mm×10mm的小块体，用酒精清洗后风干，放入到石英玻璃管中，石英玻璃管外面套有感应加热线圈，将其安装到wk-iib型真空快淬炉内，利用分子泵将wk-iib型真空快淬炉内真空抽至5×10^-4pa，期间一直通入氩气保护，启动真空快淬炉的铜辊，待其转速达到6000r/min，感应线圈将石英玻璃管加热到1200℃，保温6分钟，将熔化在石英玻璃管中的熔体快淬预制件喷射到快速旋转的铜辊上，其冷却速率达10⁶k/s，制备出宽为3.5mm，厚为0.06mm，长为20mm的薄带状al3(sc,zr)/al复合孕育剂，其中形成al3(sc,zr)颗粒团簇且其中的形核颗粒为纳米晶，颗粒大小分布在最佳形核尺寸200～500nm区间。

实施例3

第一步，原料的配制：

同实施例1；

第二步，原位自生法制备块状al-4sc-4zr中间合金：

同实施例1；

第三步，中间合金锻造制得熔体快淬预制件：

同实施例1；

第四步，熔体快淬处理制得薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂：

将上述第三步中间合金锻造制得熔体快淬预制件用线切割机切割成厚度、宽度、长度为7mm×7mm×10mm的小块体，用酒精清洗后风干，放入到石英玻璃管中，石英玻璃管外面套有感应加热线圈，将其安装到wk-iib型真空快淬炉内，利用分子泵将wk-iib型真空快淬炉内真空抽至5×10^-4pa，期间一直通入氩气保护，启动真空快淬炉的铜辊，待其转速达到8000r/min，感应线圈将石英玻璃管加热到1200℃，保温6分钟，将熔化在石英玻璃管中的熔体快淬预制件喷射到快速旋转的铜辊上，其冷却速率达10⁸k/s，制备出宽为2.5mm，厚为0.03mm，长为15mm的薄带状al3(sc,zr)/al复合孕育剂，其中形成al3(sc,zr)颗粒团簇且其中的形核颗粒为纳米晶，颗粒大小分布在最佳形核尺寸200～500nm区间。

实施例4

将上述实施例1所制得的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂加入到纯铝中进行孕育处理：

称取100g纯铝置于坩埚内，将坩埚置于电阻炉中加热至720℃，待熔化后加入精炼剂对熔体就行扒渣处理；称取0.6g薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂并用铝箔将其包裹住，加入到熔化的合金中，孕育时间为30s，用石墨棒搅拌后将熔体浇铸到高为120mm，直径为20mm的钢模中；将孕育处理后的纯铝用电火花切割机进行切割，切出长为10mm,宽为10mm，厚度10mm的样品，将切割后的试样分别在200#、400#、600#、800#、1200#和2000#水磨砂纸上进行磨制，然后进行机械抛光处理，用酒精通过超声震荡洗去试样表面杂质，使用德国蔡司axioimagerm2m型显微镜进行金相组织观察。孕育处理前后纯铝的金相组织如图3中所示：图3(a)显示为未孕育处理的铸态纯铝的金相照片，该纯铝的晶粒尺寸粗大为820μm，这将直接导致其较低的强度，难以满足生产需要；图3(b)显示为添加0.6wt.％的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂后，纯铝的晶粒被细化成均匀细小的等轴晶，尺寸明显减小为110μm，仅为未孕育处理时的1/8。

实施例5

将上述实施例2所制得的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂加入到a356.2合金中进行孕育处理：

称取100ga356.2合金置于坩埚内，将坩埚置于电阻炉中加热至720℃，待熔化后加入精炼剂对熔体就行扒渣处理；称取0.8g薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂并用铝箔将其包裹住，加入到熔化的合金中，孕育时间为45s，用石墨棒搅拌后将熔体浇铸到高为120mm，直径为20mm的钢模中；将孕育处理后的纯铝用电火花切割机进行切割，切出长为10mm,宽为10mm，厚度10mm的样品，将切割后的试样分别在200#、400#、600#、800#、1200#和2000#水磨砂纸上进行磨制，然后进行机械抛光处理，用酒精通过超声震荡洗去试样表面杂质，使用德国蔡司axioimagerm2m型显微镜进行金相组织观察。孕育处理前后a356.2合金的金相组织如图4中所示：图4(a)显示为未孕育处理时铸态a356.2合金的金相照片。图中看出基体上分布有明显的树枝晶，晶粒尺寸为450μm，同时看出，基体中存在有明显长针状硅相，针状硅相容易割裂基体，这对合金力学性能的提升极为不利；图4(b)显示为添加0.8wt.％的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂时铸态a356.2合金的金相组织照片。该合金的晶粒尺寸明显减小为220μm且基体中分布的针状硅相已明显球化，对合金性能的提升大为有益。

实施例6

将上述实施例3所制得的薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂加入到al-5cu合金中进行孕育处理：

称取100gal-5cu合金置于坩埚内，将坩埚置于电阻炉中加热至720℃，待熔化后加入精炼剂对熔体就行扒渣处理；称取0.7g薄带状纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂并用铝箔将其包裹住，加入到熔化的合金中，孕育时间为40s，用石墨棒搅拌后将熔体浇铸到高为120mm，直径为20mm的钢模中；将孕育处理后的纯铝用电火花切割机进行切割，切出长为10mm,宽为10mm，厚度10mm的样品，将切割后的试样分别在200#、400#、600#、800#、1200#和2000#水磨砂纸上进行磨制，然后进行机械抛光处理，用酒精通过超声震荡洗去试样表面杂质，使用德国蔡司axioimagerm2m型显微镜进行金相组织观察。孕育处理前后al-5cu合金的金相组织如图5所示：图5(a)显示为未添加孕育剂时铸态al-5cu合金的金相组织照片，看出该合金的晶粒为等轴晶和柱状晶的混合，尺寸为185μm；图5(b)显示为添加0.7wt.％纳米al3(sc,zr)/al复合孕育剂时铸态al-5cu合金的金相组织照片，该合金中的晶粒已全部变为等轴晶，晶粒细小均匀，尺寸为65μm。

上述实施例中所涉及的原料和设备通过公知途径获得，操作工艺是本技术领域的技术人员能够掌握的。