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通过添加Al-Ti-B中间合金对铝及其合金铸态组织进行晶粒细化,因其工艺简单、晶粒细化效果优异,广泛应用于工业生产。但受现行氟盐反应法制备工艺的制约,Al-Ti-B中间合金中主要形核相TiB2粒子的平均尺寸及尺寸跨度过大,导致其形核效率及细化性能已不能满足高性能铝坯料晶粒细化的要求。同时,由于对α-Al/异质核心界面的研究深度不够,尽管目前存在多种α-Al晶粒细化机理模型,但是不同理论假说分歧严重,且与实验现象存在矛盾。因此,研究Al-Ti-B中间合金的新型制备工艺以及原子尺度上的α-Al/硼化物界面性质,对提高细化剂的细化性能、推动晶粒细化理论的发展将具有重要的实用价值和理论意义。本论文针对Al-5Ti-1B中间合金的制备工艺,提出了在氟盐反应过程中施加高能超声振动的新方法,深入研究了高能超声在制备过程中的作用,并对所制备的Al-5Ti-1B中间合金组织及细化性能进行了定量表征。同时,利用第一原理方法计算了Al/TiB2及Al/AlB2界面,揭示了硼化物粒子的表面性质及原子尺度上Al原子在硼化物表面的堆垛规律等科学问题,阐明了α-Al在TiB2及AlB2上异质形核能力的差异,为有关硼化物粒子上α-Al异质形核行为的实验现象提供了理论解释。取得以下主要研究结果:Al-Ti-B中间合金制备过程受控于Al熔体对混合氟盐的吸收以及AlB2向TiB2粒子的转化。高能超声的声流效应引起熔体环流,声空化效应产生局部高温、高压区,两者协同作用,极大地增加了氟盐熔体与Al熔体间的接触面积,加快了Al熔体对氟盐中Ti、B的吸收进程,并促使AlB2表层发生熔解,加速AlB2向TiB2的转化进程。在本文实验条件下,对添加混合氟盐的Al熔体施加3min～5min连续超声处理,可以使氟盐中的Ti、B充分被Al熔体吸收,并且有效地将AlB2相转化为TiB2粒子,从而制备出组织形态和晶粒细化性能优异的Al-5Ti-1B中间合金,将其制备周期由传统的60min以上降至5min以内。氟盐反应过程中施加4min连续超声处理新工艺制备出的新型Al-5Ti-1B中间合金中,团块状TiAl3相均匀分布,尺寸为10μm～20μm;与传统中间合金相比,具有清晰规则外形的TiB2粒子取代了珊瑚状粘连的TiB2粒子,且粒子间不再粘连,粒子尺寸由在0.2μm～7.5μm间分布变为在0.1μm～1.5μm间分布,平均尺寸由2.13μm减小至0.65μm,粒子尺寸特性更接近于理想状态。由于新型Al-5Ti-1B中间合金中的TiB2粒子尺寸特性得以优化,在同等添加量下,新型中间合金所释放TiB2粒子数量为传统中间合金释放量的35倍;所释放TiB2粒子在Al熔体中的沉降速度也降至传统中间合金中的9%,中间合金的细化衰退行为得以显著改善。TiB2粒子尺寸特性、TiAl3相形貌等组织形态的改善,显著提高了Al-5Ti-1B中间合金的细化性能。新型Al-5Ti-1B中间合金添加量为0.1%、1.0%时,采用Reynolds标准T型模实验法细化后的工业纯铝平均晶粒尺寸分别为132μm、60μm,添加0.1%新型中间合金即可达到添加1%传统中间合金时的晶粒细化效果。新型中间合金可以将工业纯铝晶粒尺寸最小细化至45μm,突破了目前商业晶粒细化剂的细化极限120μm（TP-1标准实验法）。TiB2及AlB2表面第一原理计算表明,TiB2、AlB2表面结构驰豫仅局限在最外3层原子内,与其金属原子终止表面相比,B终止TiB2（0001）、AlB2（0001）表面的结构驰豫程度更大,驰豫后的Al终止AlB2（0001）自由表面最外原子层间距发生反常扩展现象;Ti终止、B终止TiB2 （0001）表面的相对稳定性随Ti化学势增加发生逆转,AlB2（0001）表面及Al-5Ti-1B中间合金中的TiB2粒子表面均倾向于以其金属原子层为终止面。Al/TiB2及Al/AlB2界面原子排布、原子结构及能量状态第一原理研究发现,Al/TiB2及Al/AlB2界面处的原子均存在最优结合方式,Al原子皆以持续硼化物体相原子排布规律的方式进行堆垛生长;TiB2（0001）、AlB2（0001）表面与Al（111）表面构成界面后,界面原子间发生电荷重分布,且电荷转移呈现局域化特征;Ti终止Al/TiB2界面形成的共价/金属混合键键能大于B终止Al/TiB2界面处形成的具有离子键特性的极性共价键键能,Al/AlB2界面处则形成金属键,其界面结合要明显弱于Al/TiB2界面的原子结合强度。Al（111）/TiB2（0001）的界面能依赖于体系的化学成分。Al熔体中仅存在TiB2粒子,而无多余溶质Ti时,α-Al在TiB2粒子上异质形核产生的Al/TiB2界面能大于α-Al从Al熔体中直接形核时的液-固界面能,不满足TiB2粒子充当α-Al有效异质形核核心的能量条件,这从理论上解释了Al熔体内仅存在TiB2粒子时无晶粒细化效果的实验现象。而用Al-5Ti-1B中间合金对Al进行细化处理时,TiAl3相熔解形成的溶质Ti自发在TiB2粒子表面富集,可以提供足够高的界面化学势使TiB2粒子与其周围类固相间的界面能降至Al的液-固界面能以下,从而激发TiB2粒子的形核潜能,使α-Al产生有效异质形核;而且此时的化学势满足溶质Ti在TiB2粒子表面形成TiAl3或类TiAl3薄层的热力学条件,这为超形核、二重形核晶粒细化机制提出的TiB2粒子表面形成TiAl3层假说提供了有力的理论依据。与Al/TiB2界面能随体系化学成分在一定范围内变化不同,Al（111）/AlB2（0001）界面能为确定数值0.7615J/m～2,远大于α-Al直接从Al熔体中形核时的液-固界面能。因此,与TiB2相比,尽管AlB2与α-Al间的晶格匹配关系更优,但从热力学角度来看,AlB2粒子不可能充当Al及其合金凝固时α-Al相的有效异质形核核心,这从理论上阐明了α-Al在TiB2和AlB2上异质形核能力的差异。