试验方法升温浇注热爆反应保温，搅拌（20～30）min铝合金熔化预热300℃Al粉，Ti粉，C粉以m（Ti+C）∶m（Al）=2∶1球磨机中混合钟罩压入压块200MPaTiC/Al基复合材料的铸态组织及硬度原位生成TiC颗粒与直接加入TiC颗粒制备的复合材料比较从的复合材料铸态组织可见，（a）中TiC颗粒细小，数量较多，而（b）中TiC几乎全部是细针状共晶硅分布，TiC颗粒极少，且呈粗大态。对两者的x-射线衍射进行相分析比较。从衍射分析可知，两者均只有Al、共晶Si和TiC衍射峰，而无明显的其他化合物。相比之下，原位法制得的TiC/Al基复合材料中TiC含量较直接加入法为多。从上述复合材料铸态金相组织观察和x-射线相分析可看出，原位生成的TiC颗粒比直接加入TiC颗粒制备的TiC/Al基复合材料强化效果理想。从理论上讲，这是由于原位生成的增强体面未受污染，避免了与基体间浸润性的不良，因而与基体结合良好，且TiC颗粒呈细小分布<4>。
原位生成TiC/Al基复合材料加入合金元素Mg后的变化从（b）和（a）可见，加Mg后TiC的峰（a）铸态组织（预制块加入温度为900℃×250）（b）衍射原位生成TiC/Al基复合材料加入合金元素Mg后的铸态组织及衍射值比不加Mg的TiC的峰值明显升高，说明加Mg后获得的复合材料TiC含量高。这是因为加入熔点更低且活性更大的元素Mg，使Ti与C反应加快，同时也将增加熔融Al液的流动性的缘故。
从（a）至（a）可知，Mg对复合材料的TiC细小程度基本无影响，但加入Mg后TiC分布更加均匀。说明加入合金元素Mg，能使TiC颗粒在A-Al基体中更均匀地分布，并且在A-Al晶界无聚集现象。复合材料的硬度值对比分析不同方法制备TiC/Al基复合材料的洛氏硬度值直接外加法原位法（原位+Mg）法硬度测试值（原位法与直接外加法比较）；P<0.01（原位+Mg法与原位法比较）。
用原位法制备的TiC/Al基复合材料，其硬度值明显高于直接外加TiC颗粒法制得的TiC/Al基复合材料（n=9，P<0.01）。同时还可看出，原位法中加入少量合金元素Mg制备TiC/Al基复合材料的硬度值又高于单纯原位法，两者之间有极显著性差异（n=9，P<0.01）。因此，原位法中加入少量Mg作为添加剂，可使TiC/Al复合材料的硬度值达到最高。此结果从金相组织照片和衍射中也得到证实。原位法制得的该复合材料TiC溶入量较直接外加TiC颗粒法为多，尤其当原位法加入Mg后，TiC溶入量明显增多且均匀弥散分布。
Ti-Al界面反应包括Ti+3Al→TiAl3，Ti+Al→TiAl，Ti+2Al→TiAl2等。由于这些反应都是放热反应，使预制块温度急剧上升，反应所释放的大量热量加速了TiC合成反应速度。TiC热爆反应所释放的大量热量促使Al3Ti和Al4C3在短时间内转化为TiC，即：3Al3Ti+Al4C3→3TiC+3Al，Al3Ti+C→TiC+3Al熔融Al对TiC粒子有良好的浸润性，阻碍了TiC颗粒的聚集长大，从而得到了细小的TiC粒子<5>。在随后的随炉冷却过程中，TiC颗粒又可作为A-Al异质形核的核心，于是其面不断有Al沉积，但一部分长大速度较快的在A-Al晶粒吞食了另一部分面沉积有Al原子的TiC颗粒，这样就形成了原位TiC/Al基复合材料。
结论（1）采用XD法+铸造法成功地制备了TiC/Al基复合材料。（2）加入合金元素Mg后，可使TiC颗粒在A-Al基体中的分布更均匀；硬度值相应增加。（3）预制块加入温度高于900℃时，可避免脆性相Al3Ti，Al4C3的产生。