AlAlTiB晶粒细化机理解析.docx

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AlAlTiB晶粒细化机理解析

Al/Al-Ti-B晶粒细化机理

摘要：

Al-Ti-B是很多Al合金运用最广泛的细化剂。

然而，经过60年的深入研究，晶粒细化的确切机制尚不清楚。

本工作的目的是使我们进一步了解涉及Al-Ti-B系晶粒细化剂的晶粒细化机制。

广泛的高分辨率电子显微镜的调查证实了在（0001）TiB2表面存在富Ti膜，这是最有可能是二维（112）Al3Ti复合。

进一步的实验进行了调查了解TiB2颗粒的效力和二维Al3Ti的稳定性。

我们的研究结果表明，TiB2颗粒的效力的显著增加是通过在其表面形成单层二维Al3Ti。

二维Al3Ti在集中Al-Ti溶液的液态Al/TiB2界面形成，尽管溶于稀Al-Ti溶液，但是两者的形成和二维Al3Ti溶解的相对缓慢。

Al-5Ti-1B晶粒细化剂显著细化晶粒直接归因于在添加晶粒细化剂之后强化了TiB2颗粒的效力和二维Al3Ti和溶解有足够的游离Ti实现柱状晶向等轴晶转变。

关键词：

晶粒细化；形核；铝；TiB2；界面层

1前言

铝合金晶粒细化是可取的因为它有利于铸造工艺，减少铸造缺陷，因此可以提高铸件质量[1]。

实现晶粒细化铸态组织，通过晶粒细化剂的添加化学接种已经成为一种常见的工业应用[2]。

最广泛使用的铝合金晶粒细化剂的Al-Ti-B中间合金（所有成分重量%，除非另有规定），其中包含了在铝基金属间化合物Al3Ti和TiB2粒子。

Al-Ti-B中间合金含有2.8%的过剩Ti大于TiB2的化学计量比（即2.2:

1，%）。

Al-Ti-B中间合金对大多数形核过冷度小于1K铝合金的晶粒细化非常有效[2]。

从介绍Al-Ti-B系晶粒细化剂已经超过60年[3]，已作出了巨大的努力去理解晶粒细化的机制，这已成为一些综述文章的主题（例如，[2,4,5]）。

然而，直到现在，涉及Al-Ti-B晶粒细化剂的确切细化机制尚未达成共识[5]。

在上世纪50年代，Cibula首先提出硬质合金碳-硼化物粒子理论[3]。

这个理论提出了溶液中未溶解的TiB2作为非均匀形核的核心。

然而，Mohanty和Gruzleski[6]观察到硼化物被推到晶界，是在没有Ti溶质的情况下没有观察到晶粒细化。

这否定了硬质合金C-B化物粒子理论。

同样，AlB2颗粒（在铝熔体中比TiB2颗粒熔体不稳定）不作为非均匀形核核心[7]。

在上世纪50年代早期，Crossley和Mondolfo[8]提出了包晶理论和硬质合金C-B化物粒子理论相似。

这个理论推测Al3Ti，不是TiB2，通过包晶反应为α-Al提供形核。

有实验结果支持包晶理论。

例如，Marcantonio和Mondolfo[9]，Maxwell和Hellawell[10]表明，和TiB2相比，在Al3Ti的存在下，α-Al成核需要一个较小的过冷度，表明Al3Ti是比TiB2更有效的成核剂。

Davies[11]等人观察到了Al3Ti颗粒的中心并提出Al3Ti可能是形核的核心。

然而，在Al-Ti-B中间合金细化铝合金晶粒过程中，通过中间合金添加到熔体中的自由Ti的含量通常低于0.01%，这比包晶反应所需的Ti水平低得多（0.15%）。

因此，Al3Ti不是热力学稳定的亚包晶原因。

例如，Johnsson[12]指出温度保持在775℃，Al溶解可能需要超过1分钟，但绝对不超过5分钟。

Jones和Pearson[7]认为，所有的铝溶解在熔融铝中小于30秒。

虽然溶解时间取决于保温温度、Al3Ti颗粒的大小，但是得到的共识是，Al3Ti迅速溶解的铝液相线以上，因此的包晶反应在热力学上是不可行的。

Al3Ti在亚包晶合金在凝固过程中负责细化，其他因素共同作用。

Vader[13]等人和Backerud[14]等人在上世纪90年代初提出的包晶壳理论。

这一理论认为，Al3Ti是比TiB2更有效的形核剂，并试图解释硼化物是如何增强铝的稳定性。

这一理论认为，硼化物在铝周围形成外壳，并减缓了铝的溶解。

Al最终溶解并剩下液体晶胞大约为包晶成分，包晶反应可以形成铝。

此外，Marcantonio和Mondolfo[15]认为硼添加剂可以合理地改变相位图，因此即使在较低的浓度下Al3Ti也能稳定。

然而，一些研究人员（例如，参考文献。

[7、16]）研究了Al-Ti-B相图富铝角，表明硼对Al-Ti相图几乎没有影响。

因此，成核过程不能纯粹基于试图修改发生包晶反应条件的理论解释。

TiB2和Al3Ti都已在Al晶粒中察到[6]。

普遍认为TiB2和Al3Ti都可以作为铝的形核核心[17]，尽管Al3Ti比TiB2更有效[3]。

众所周知，掺入少量过量的Ti（小于0.15%）在熔体可以导致晶粒尺寸急剧减少与单独使用TiB2相比，晶粒细化。

随后，添加TiB2和少量过量Ti的需要导致理论发展。

包晶核理论是由Jones[18]提出来的，他认为Ti原子在熔体的熔体相隔离接口和随后推动了一个类似的α-Al铝结构晶体形成。

这个伪晶体会稳定在铝液相线温度以上并且可以在液相线温度以下增加，因此需要很小或不能形核的过冷度。

自从提出了这一理论，伪晶体在铝液相线以上的稳定性成为争论的主要焦点，因为它似乎违反了热力学原理。

然而，最近的高分辨透射电子显微镜（TEM）研究液态Xe/α-Al[19]和液态Al/α-Al2O3[20]陶瓷界面和分子动力学（MD）模拟[21]表明，有相当多的原子排序在液相/基体界面，在液相/基体界面提供实验和理论支持伪晶体的存在。

Mohanty和gruzleski[6]提出了双形核理论，他们认为Ti偏析的熔体/TiB2界面可以达到Al3Ti的形成水平，这意味着在熔体界面附近的Ti含量将超过0.15%允许包晶反应发生。

然而，这一概念是基于热力学的观点被Sigworth[22]驳回。

为了验证双相的形核理论，Schumacher[23,24]等人利用熔融纺丝技术生产非晶Al85Y8Ni5Co2合金薄带含TiB2颗粒。

他们观察到一个薄晶体厚度约为3nm的相与晶格间距接近，Al3Ti相存在TiB2和Al之间。

然而，很难精确地确定Al3Ti相。

观察到3nm晶层上TiB2表面α-Al形成在固体状态，由于非晶Al85Y8Ni5Co2合金是非常亚稳结晶发生在固体状态是可能的。

溶质理论[10,25]表明，形核粒子和溶质元素是合金熔体细化晶粒的重要影响因素。

溶质元素在非均匀形核的影响是考虑到通过其增长的约束作用，让更多的形核基体在再炽热前变得活泼[26]。

Easton和StJohn[26,27]提出基于成分过冷理论的半经验模型。

他们的分析表明，晶粒尺寸可能与增长制约因素密切相关。

在这种方法中，由于增加溶质含量的晶粒细化是通过提高形核来延缓再炽热解释的[27,28]。

沿着这一方向进一步发展视为溶质的影响已经发现一个更好的分析方法[29,30]并且圣约翰等人提出了相互依存理论的假设[31]。

他们提出了晶粒的形成是生长和形核朝着铸件的热中心转移的结果。

然而，很有可能溶质理论及其扩展可能高估了溶质对晶粒细化的影响。

最近，Du和Li[32]扩展了固态沉淀Kampmann-Wagner数值模型[33]来预测凝固多元合金的晶粒尺寸。

仿真结果表明，溶质抑制形核（SSN）效应对形核行为和最终等温凝固过程中晶粒尺寸的影响可以忽略不计。

形核研究中的主要挑战之一是在原位成核过程中的检测困难，因为形核发生在高温下，在一个非常短的时间尺度上。

因此，形核的研究通常是通过检测后的固化材料结合一些思考。

另外，建模技术已被用于研究原子水平上的非均匀形核，如密度泛函理论（DFT）和分子动力学模拟。

DFT计算表明，Al3Ti薄层可以热力学稳定在TiB2表面先于Al凝固[34]，但从头计算分子动力学模拟中未能显示TiB2表面[35]上这样一层倾向的存在，这可能是由于时间的从头计算分子动力学的局限性。

然而，由Qin和Fan[36]最近的MD模拟证实了原子单层（112）Al3Ti可稳定在液态Al/TiB2表面在Al的熔点温度以上的温度。

晶粒细化的一个特别重要的方面是晶体的匹配在固/基体界面在非均质形核的时刻。

与此相关的是在另一材料（基底）的表面上的一层薄薄的一层材料的外延生长[37]。

在衬底上外延生长的应变层的科学依据来自FrankandVanderMerwe[38]理论。

有趣的是，Frank和VanderMerwe的理论应用于研究金属熔体凝固过程中固体的非均匀形核由TurnbullandVonnegut[39]在1952年之前。

他们通过分析经典形核理论[40]，就是我们现在所知道的分解为小的接触角[41]系统，例如与晶粒细化是有关的系统。

然而，他们的分析表明，随着固体和衬底之间的晶格失配的形核过冷度急剧增加。

在最近几年，进一步认识到晶格匹配在固/基体界面的重要性促使边缘到边缘为晶粒细化新基体识别匹配方法的发展[42,43]和发展一个更一般的外延形核模型[44]。

在本文中，我们提出我们的实验证据的一个原子单层的存在（112）Al3Ti二维化合物在（0001）TiB2表面的商业Al-Ti-B基体晶粒细化剂。

我们将演示实验，二维Al3Ti在聚集的Al-Ti溶液中Al/TiB2表面形成，但可溶于稀Al-Ti溶液，尽管两者形成二维Al3Ti溶解动力学的相对缓慢。

Al-5Ti-1B晶粒细化的晶粒细化作用可以归因于随着二维Al3Ti单层到位的TiB2颗粒的增强效力和在足够的游离溶质Ti熔体中添加晶粒细化剂来实现柱状晶向等轴晶转变。

2实验

2.1材料

工业纯铝（以下简称CPAL）是常用的作为评估晶粒细化剂[2,45]的标准材料。

在本项工作中CPAL（>99.86%）作为实验的基体材料。

商业Al-Ti-B（相当于Al-2.8Ti-3.2TiB2）晶粒细化剂，由LSM（Rotherham，UK）提供，作为评估其它晶粒细化效果的参考晶粒细化剂。

根据Quested和Greer[46]，商业Al-Ti-B晶粒细化剂包含有尺寸范围0.5-6μmTiB2颗粒，平均尺寸0.72μm和颗粒数密度7.3×1012m-3与0.1%的添加物。

化学计量的晶粒细化剂，Al-2.2Ti-1B（相当于3.2Al-TiB2），由LSM提供，也被用在本项工作中，商业Al-Ti-B晶粒细化剂一样提供相同的TiB2粒子数密度，但Ti不过量。

此外，一种Al-10Ti中间合金，由LSM提供，用来改变Ti浓度和准备新的晶粒细化剂基体合成TiB2颗粒（不像在原位TiB2颗粒细化生产过程中）。

合成TiB2颗粒（＞99%纯度）在这项工作中使用了粒径为1-10μm和平均晶粒尺寸3.1μm。

所用材料的详细的化学成分见表1。

2.2密集熔体剪切

密集的熔体的剪切是由一个一种转子-定子高剪切设备[47]来实现，同时提供转子和定子之间的间隙提供分散混合和分散粒子在熔体中的分布混合。

旋转速度在5000和15000之间提供局部剪切率高达105s-1。

剪切装置的主要作用包括固体颗粒在熔体中的有效润湿，涉及液相化学反应的增强动力学条件和熔体中分散固体颗粒的均匀分布。

在本项工作中，密集的熔体的剪切用于润湿，分散分布的TiB2颗粒在CPAL中合成，增强Ti和TiB2颗粒之间的互动提供动力学条件。

对于本工作中的密集熔体剪切，剪切装置浸入熔体，预先确定的时间，在转速为8000转操作。

2.3从合成TiB2颗粒制备Al-Ti-B晶粒细化剂

为了探讨工艺条件对Al-Ti-B晶粒细化剂效果的影响，在实验室使用TiB2颗粒与Al-10Ti中间合金条合成两非标Al-Ti-B晶粒细化剂。

这些都是Al-5.5Ti-2.5B（相当于化学计量比Al-8TiB2）和Al-1Ti-0.2B（相当于Al-0.56Ti-0.64TiB2）。

制备化学计量比为Al-5.5Ti-2.5B的晶粒细化剂，高剪切装置用于润湿，合成的TiB2颗粒弥散分布在CPAL溶体中。

合成的TiB2颗粒预热到300℃进行筛分，去除大颗粒的附聚物，然后在进入熔体用纯铝箔包裹放入高剪切装置。

添加TiB2颗粒后15分钟，在750℃和8000转条件下，开始密集剪切。

然后将制备好的Al-8TiB2溶液浇铸成直径为10mm的晶粒细化剂棒。

用两个连续的步骤制备了非标准的Al-1Ti-0.2B晶粒细化剂。

在第一步中，Al-0.636TiB2是根据化学计量比Al-5.5Ti-2.5B晶粒细化剂制备的。

然后将制备好的Al-0.636TiB2熔体加热至850℃，把Al-10Ti中间合金加入到熔体中提供所需要的自由Ti。

Al-1Ti-0.2B熔体在850℃保温1小时，在预先确定的时间段内进行密集熔体的剪切，之后铸造成直径10mm的晶粒细化剂杆。

2.4TP-1测试和晶粒尺寸的评价

为了评估不同的晶粒细化剂的效果，一个标准的TP-1测试[48]是用来提供一致的凝固条件。

所有的TP-1测试操作条件，都是在一致的冷却速率3.5Ks-1，一个横截面为38毫米的TP-1试样底部中央区域的条件下操作的。

对于所有的TP-1测试，熔体和晶粒细化剂是否加入总是在720±5℃提纯，在预热至350℃的TP-1模具中，然后放置到喷水流量3.8lmin-1冷却。

商业Al-5Ti-1B加入晶粒细化是在0.2%，其次是720℃等温条件下用陶瓷棒持续搅拌20min来防止颗粒沉降。

其它的晶粒细化剂，添加量的选择使得TiB2粒子的数密度保持在一个相当的水平，与添加的0.2%商业Al-5Ti-1B保持一致（―1013m-3）。

试样晶粒结构的检测是从TP-1试样基体横截面38mm处切开，提供一个直径为43.3mm的横截面。

从中心区域的横截面截取试样并且使用标准的金相技术进行晶粒尺寸评估。

粒度评价标本横截面的中心区域和使用标准的金相技术制备。

电解抛光是阳极氧化与巴克的试剂前进行（4%氟硼酸在蒸馏水）来显示晶界。

所有试样均在偏振光下使用装有AxioVision4.3图像分析系统的Zeiss光学显微镜观察。

平均线性截距法量化晶粒尺寸至少有500粒。

此外，对横截面（从基体到38mm处）和TP-1试样垂直剖面下部（高度为38mm）进行抛光，用蚀刻和拍照来检测TP-1试样的晶粒结构。

2.5高分辨投射电子显微镜和高分辨率的扫描透射电子显微镜（HRSTEM）

加压的熔体过滤技术[49]是用来检测从铝熔体中收集到的TiB2颗粒，用高分辨率电镜。

固化材料上方的过滤器，其中包含局部集中的TiB2粒子，切片制备金相检验。

用常规的的HRTEM制备薄箔，用HRSTEM检测，过滤后的残留物料的切片被加工切成直径为3毫米的盘。

光盘然后做成厚度小于70μm的酒窝状，然后离子束薄加精密离子抛光系统在1.5-5kV条件下和入射角为3-6度。

传统的TEM和HRTEM分析使用TecnaiFEGF30显微镜在加速电压为300kV的条件下进行操作。

高角环形暗场（HAADF成像（HRSTEM）对比度）和原子分辨电子能量损失谱（EELS）在TiB2/Al接口使用一个像差校正Nion超级扫描投射显微镜100仪器进行映射（第二代）在加速电压为100kV的条件下运行。

3结论

3.1晶粒结构的细化参考

对于不同的晶粒细化效果评估，CPAL经常被用来作为参考材料[2,45]。

然而，它也意识到变化在CPAL杂质能级和TP-1测试凝固条件的变化将导致TP-1试样晶粒结构的变化。

因此，有必要建立参考结构使用相同的基体材料，在本次工作中所有的TP-1测试同样的凝固条件。

图1A、B提出CPAL在TP-1模具中的凝固晶粒结构。

它显示了一个完全的粗大柱状晶结构。

CPAL凝固开始在熔体中TP-1模具壁附近的异相成核由柱状生长，没有任何进一步的重大异质形核。

此粗晶柱状晶结构将被作为一种非晶粒细化结构的参考依据。

本次工作中的另一个参考是充分晶粒细化结构。

图1c和1d显示添加0.2%的商业Al-5Ti-1B晶粒细化剂的CPAL晶粒结构。

横截面和纵截面呈细等轴晶粒结构。

详细的微观结构分析确定了平均晶粒尺寸为175μm，表明含TiB2颗粒Al-5Ti-1B晶粒细化剂的细化效果非常有效的。

这细等轴状组织（图1c、d）作为充分细化组织参考。

应该指出，只是利用TP-1试样横截面中的TP-1测试[48]的标准描述的晶粒结构评估是不够的。

例如，图1a显示柱状晶和等轴晶粒的边缘在试样中部地区，这表明一个柱状晶向等轴晶转变发生在凝固过程的某一阶段。

这是误导性的，因为在图1b同一试样的垂直剖面显示了一个完全的柱状晶结构等轴晶粒形貌图。

1a是柱状晶的切片TP-1试样中心。

为此，垂直部分被用于评估的晶粒结构和截面只用于评估粒度完全等轴晶的微观结构，即，充分细化晶粒结构。

3.2随着TiB2颗粒和游离Ti的晶粒细化

在文献中的一些研究（例如，[6]）表明TiB2颗粒不是α-Al非均匀形核的有效基体。

然而，一个完全的柱状晶结构没有确凿的证据证明TiB2颗粒是无效的迄今为止，有效细化晶粒，固体颗粒不仅需要有良好的晶格匹配[44]，但也需要完全润湿，以及弥散均匀分布在液相中，并需要有足够的粒子数密度[44,50]。

在本次工作中，密集的熔体剪切是用来确保完全润湿，在制备Al-8TiB2晶粒细化剂不含任何游离Ti的过程中，合成TiB2颗粒要弥散分布。

图2a显示添加Al-8TiB2晶粒细化剂来提供一定数密度TiB2颗粒的CPALTP-1试样的晶体结构，相当于添加0.2%的商业Al-5Ti-1B晶粒细化剂。

这TP-1样品具有充分的柱状晶结构，虽然柱状晶粒更细的宽度（图2a）比的TP-1样品没有任何晶粒细化剂的更细（图1b）。

添加0.2%的化学计量比为Al-3.2TiB2晶粒细化剂可得到了类似的结果，其中包含原位化学反应形成TiB2颗粒用不含过量的Ti，（图2b）和同时添加Al-8TiB2晶粒细化剂和Al-10Ti提供等效的TiB2粒子数密度（1013m-3）和游离Ti（56ppm），添加0.2%商业Al-5Ti-1B晶粒细化剂（见图2c）。

这些结果证实了TiB2颗粒不能有效促进Al的形核，即使同时加入游离的Ti。

3.3Ti原子吸附在（0001）TiB2表面

为了弄清楚Al-5Ti-1B晶粒细化机理，我们集中精力研究商业Al-5Ti-1B晶粒细化剂的Al/TiB2界面。

图3a是SEM二次电子图像显示一个深蚀刻样品TiB2粒子在商业Al-5Ti-1B晶粒细化剂的形态。

硼化物颗粒呈现典型的六角形板状形，平均晶粒直径为0.2-1.5μm。

图3b显示了TEM明场像，入射电子束垂直于TiB2的[0001]方向，显示出两个TiB2颗粒。

TiB2颗粒是多面体的，显示在{0001}基体和{1-100}平面。

Al非均匀形核被认为发生在硼化物颗粒的{0001}表面[23]。

TEM观察到的TiB2颗粒与Al聚集在多元硼化物颗粒{0001}表面。

图4a显示了这样的观察的一个示例，使用高分辨率点阵成像，在入射电子束平行于

[11-20]方向TiB2（底部）和[0-11]方向相邻的铝晶粒（上部）。

下面给出了晶粒之间取向关系的定义：

（0001）[11-20]TiB2;//（111）[0-11]Al:

在凝固Al-TiB2试样预期观察到的取向关系首次提供证据证实TiB2颗粒为Al提供形核。

以上的取向关系通过（SAED）模式证实，如图4b，在图4c索引。

TEM观察表明，大多数的TiB2粒子的取向关系不是在上面，说明来自商业铝钛硼晶粒细化剂的硼化物颗粒多数未对凝固过程起到形核作用。

这与自由生长模型的结论是一致的，添加的TiB2颗粒只有0.1-1%对非均匀形核起积极作用[50]。

然而，对多个TiB2颗粒的HRTEM仔细的调查表明，显然所有观察到的硼化物颗粒在{0001}表面单层。

图5给出了这种现象的一个例子，在入射电子束平行于[1120]区域的方向，但不在相邻的铝颗粒的任何低指数带轴线。

可以看出，一个原子单层“均匀”分布在TiB2表面，每个原子柱单层转移TiB2[1-100]方向为距离一定的分数（1100）晶面间距（0.26nm）的位置。

为了弄清楚在Al/TiB2界面处的单层原子的化学性质，采用原子分辨率的超级STEM进行操作。

图5b是STEMHAADFZ-对比度的图像显示详细的Al/TiB2界面，入射电子束平行[1120]TiB2但偏离Al的低折射率区中轴线。

它清楚地表明，在TiB2中有一个亮度能与Ti原子列相媲美的原子单层，这表明在单层原子柱可能是富钛。

还指出，原子单层和TiB2中Ti（0001）平面之间的间距为0.25nm，小于（0001）TiB2空位（0.32nm），如图5b所示。

这表明，单层不同于Ti末端TiB2表面。

采用原子分辨率的EELS映射在高级扫描透射电镜来表征这种原子单层的化学性质。

EELS映射是在一个小的区域进行（4×6d-spacing2的绿方框标志，6a）在Al/TiB2界面。

和原本的HAADF图像叠加，图6b-d分别显示了Ti，K边界。

原子柱蓝圈被确定为富Ti柱，而那些红圈为TiB2-Ti列。

EELS映射证实原子单层含Ti原子。

正如我们以前的MD模拟表明[36]，单层二维的Al3Ti可以稳定在铝液相界面。

因此，在固态Al/TiB2界面存在二维Al3Ti是可能的。

图7所示出的原子排列在Al3Ti（112）平面和标记的[201]与[241]的方向。

它表明，在（112）Al3Ti中的[201]柱中含25%的Ti，这与从图6中得出的富Ti结论一致，其中的[201]列的亮度与TiB2表面钛柱亮度相比不均匀且不亮。

此外，在[201]柱的间距（112）（从图5b和6a测量得间距为0.25nm），随着原子间距沿[-24-1]方向在散装Al3Ti一致也。

基于以上分析，可以得出结论，在Al/TIB2界面处所观察到的原子单层最有可能是二维（112）Al3Ti，下列是TiB2，二维Al3Ti和Al之间的取向关系：

（0001）[11-20]TiB2;//（112）[-201]Al3Ti2DC//（111）[0-11]Al:

在以下部分中，我们将假设所观察到的富Ti单层在Al/TIB2界面的试二维（112）Al3Ti，并检查其在不同实验条件下的稳定性。

3.4二维Al3Ti在TiB2颗粒中的成型

（三维）Al3Ti相仅仅在钛浓度大于0.15%的液态铝中是稳定[3]。

然而，在Ti浓度较低（＜0.15%），驱动的界面能减少可能会使使二维Al3Ti稳定在液相/基体界面处[51]。

据了解，在TiB2颗粒上的二维Al3Ti可以通过吸收熔体中的溶质Ti原子形在（0001）TiB2表面形成。

Ti吸附在液相/基体界面是热力学有利的，因为这会降低界面能。

然而，Ti在在界面处达到饱和可能需要很长的时间，如果在Ti浓度在熔体中低。

为了检查在TiB2上的Al3Ti在添加晶粒细化剂过程中的成形，在720℃时将Al-8TiB2晶粒细化剂和Al-10Ti中间合金同时添加到CPAL中，得到一个1013m-3数密度的TiB2和56ppm过量的Ti，相当于添加0.2%商业Al-5Ti-1B晶粒细化剂。

所得TP-1试样具有充分的的柱状晶结构（图2c）类似于游离Ti的TP-1样品（图2a）。

这表明，在720℃等温20分钟没有二维Al3Ti在TiB2颗粒上形成，可能是由于在熔体中的Ti浓度低和TiB2颗粒与Ti原子之间的相互作用持续时间短。

在Ti较高浓度时，检查二维Al3Ti在TiB2上粒子的形成，一种特殊的晶粒细化剂，Al-1Ti-0.2B，在850℃使用合成TiB2颗粒与Al-10Ti中间合金在密集的熔体剪切作用下，但不同的剪切时间情况下制备。

密集的熔体剪切用于提高熔体大量运输，因此在铝液相界面加速Ti吸附。

得到的Al-1Ti-0.2B晶粒细化剂用于在添加水平相当于0.2%-商业Al-5Ti-1B-晶粒细化剂的情况下细化CPAL。

反应得到的的TP-1样品晶粒结构比较图，图8为在熔体剪切2和10min条件下制备晶