本文利用电子探针显微分析仪（EPMA）、X射线衍射仪（XRD）、差示扫描量热仪（DSC）、光学显微镜（OM）及透射电镜（TEM）等测试手段对TiB₂、TiC等钛化物在铝及其合金熔体中的行为及其形核机制进行了研究探讨。研究发现：TiB₂、TiC等钛化物引入铝熔体后都存在明显的沉淀现象，且实际沉淀速度比理论的快得多；微量TiB₂、TiC等钛化物的加入，能引起铝熔体粘度的突变现象，且粘度与细化效果有一定的对应关系，熔体的粘度值越大，凝固后α-Al的晶粒尺寸越细小均匀。这表明在某种程度上粘度可以作为铝熔体凝固组织晶粒度的判据，为生产中由熔体状态直接监控其最终细化效果提供了可能；此外，TiB₂粒子的加入能导致过冷度ΔT的显著减小。分析认为，以上现象与TiB₂、TiC等钛化物引入后铝熔体结构的改变有关。TEM分析发现，快速凝固试样中α-Al晶粒核心处的TiB₂或TiC颗粒周围都存在一个富Ti过渡区。由于快速凝固能将瞬时的熔体结构部分保留下来，因此固态下的富Ti过渡区应由液态下的TiB₂或TiC界面富Ti过渡区演化而来，由此本文提出了“TiB₂、TiC界面富Ti过渡区”的形核机制，并利用该机制解释了细化过程中的粘度突变、“中毒”等重要现象。基于“TiB₂、TiC界面富Ti过渡区”机制及Al-Ti-B中间合金细化效果的组织遗传效应，本文改进了有效遗传因子数的数学表达式：N_有效^h=δ_n[TiB2]N_TiB2^h或N_有效^h=k(e^{1-δ_h[TiAl3]}-1)N_TiB2^h。据此，可在细化之前，根据Al-Ti-B中间合金中TiB₂粒子的数量与分布及TiAl₃的形态和尺寸，估算出其有效遗传因子数，作为评价Al-Ti-B中间合金细化效果的重要依据。铝熔体中Si、Mg、Cu的存在对TiC界面富Ti过渡区产生了不同程度的影响：Si与TiC反应生成了Al₄C₃或SiC，它们包裹在TiC颗粒周围或者使TiC完全消失；TiAl₃与Si反应生成了TiAl_2.xSi_0.4三元化合物，使熔体中缺乏活性的Ti原子，导致TiC界面上无法形成富Ti过渡区，甚至使已有的也遭到破坏，因此出现了严重的细化衰退；Mg存在时，TiC和TiAl₃的热稳定性与在纯铝中相似，保温时间延长时，少量的TiC与Al反应生成了Al₄C₃，使部分的TiC界面富Ti过渡区遭到破坏，故出现了轻微的细化衰退；而Cu的存在使得TiC较稳定，而TiAl₃则与合金中的Cu反应生成一种新的Ti-Al-Cu相，近似为Ti（Al,Cu）₂，从而无法提供足量的Ti原子来形成大量的TiC界面富Ti过渡区，因此也造成了一定的细化衰退。这表明TiC的不稳定或熔体中无法形成大量的活性Ti都能导致细化衰退，要得到好的细化效果二者缺一不可。Al-P中间合金变质后的共晶Al-Si合金中，只加入0.2％Al-5Ti-1B或Al-8Ti-2C时就能使初晶硅的尺寸由40μm左右减小到20μm左右。EPMA分析发现，当熔体中添加了TiB₂颗粒时，初晶硅的核心既有AlP又有TiB₂颗粒，且AlP作为过渡相分布于TiB₂颗粒周围；而添加TiC颗粒时，由于其不稳定性与Al发生反应生成了大量的Al₄C₃，故初晶硅的核心处除了AlP还有Al₄C₃颗粒。由Tumbull-Vonnegut公式计算可得TiB₂的（112）晶面和AlP的（442）晶面的失配度约为7.27％，而Al₄C₃的（110）晶面和AlP的（311）晶面的失配度约为5％，属于完全共格界面，故TiB₂、Al₄C₃是AlP良好的结晶衬底，AlP极易向其偏聚，并通过如下类包晶耦合反应生成由中心的TiB₂（或Al₄C₃）颗粒及其界面处的AlP过渡相构成的耦合粒子：TiB₂（s）+AlP（1）→TiB₂·AlP（s），Al₄C₃（s）+AlP（1）→Al₄C₃·AlP（s）。由于TiB₂（或Al₄C₃）颗粒数量众多，形成的耦合粒子数量也较多，这为初晶硅提供了大量的异质形核质点，故得到的初晶硅数量较多，尺寸也相应变小，此为初晶Si的耦合粒子形核机制。