本文综述了铸造Al-Si合金的枝晶细化机理、共晶Si变质机理及Al-Si合金共晶凝固模式的研究进展。借助组织观察、液淬和热分析等考察了不锈钢杯铸型(2K/s)和金属铸型(10K/s)凝固条件下，B、P、MM与Sr的加入对近共晶铸造Al-13.0mass％Si合金组织形貌及共晶凝固过程的影响。主要的研究结果如下：基本合金、加B合金、加P合金和Sr变质合金的组织观察与’rA分析结果表明，共晶体的形核与生长可能分为两个过程，即，粗大共晶体(类枝晶α-Al+粗片状Si)和细小共晶体(共晶Si呈细片状)的形成。首先是以初生Si相为中心的粗大共晶体在较高温度下形核，以离异共晶形式生长，几乎不需要过冷。然后是细小共晶体在较低温度下形核、以共晶两相耦合的方式生长，需要较大的过冷。不锈钢杯铸型条件下的基本合金的凝固过程是由过冷度控制的，凝固起源于型壁附近一定区域内的晶体的形核与生长，并逐渐向试样中心推移。 B的加入为共晶体的形核提供了大量形核基底，致使共晶显著形核温度(T<,N>)和再辉前最低温度(T<,M>)大幅升高，对共晶生长温度(T<,G>)影响很小。B的加入为初晶Si提供了形核核心从而导致粗大共晶体在整个试样截面内均匀分布，而T<,N>的大幅升高使得细小共晶体可以在更高的温度下形核从而使粗大共晶体的生长空间受限，因此粗大共晶体随着B含量的增加而减少，而细小共晶体大大细化。B的加入对Al-13.0％Si合金的凝固过程产生了显著影响，使合金由未加B时的起源于型壁附近一定区域内的晶体的形核与生长并逐渐向试样中心推移的凝固模式转变为加B后在整个试样范围内同时大量形核和生长的凝固模式。 热速处理能够使熔体中未熔的Si颗粒及潜在的形核核心分布更为均匀，从而在凝固过程中细化了组织。对B含量较高的合金，这种作用并不显著。 单独加P后，合金的T<,N>、T<,M>及T<,G>都有小幅上升，合金的形核和生长还是以从近型壁区逐渐向试样中心进行为主，受过冷度控制，但液相区出现了一些独立形核区，预示着P的加入能够为共晶体的形核提供形核核心，使其在试样中部独立形核，但作用效果远不如B。P作为初晶Si相有效的形核核心，使初生Si相、粗大共晶体和细小共晶体在试样中的分布更加均匀。但是液相中存在的AlP却可以成为共晶Si相的形核提供核心，从而使细小共晶体在较高的温度下形核和生长而使共晶Si片粗化。 在Sr变质的基础上加入P元素后，并没有改善共晶体的形核条件，对Sr的变质状况也没有明显的削弱。P的加入并未改变了Sr变质合金的共晶凝固模式，仍然是从近型壁区向试样中心区进行推移。先加Sr还是先加P对合金的凝固模式影响不大。 MM的加入使Sr变质Al-Si合金T<,G>、T<,N>先大幅下降后上升，至MM含量1.0％时，T<,G>、T<,N>和单纯Sr变质合金的相当。少量MM的加入对Sr变质合金的凝固模式影响不大，共晶凝固仍然严格从近型壁区至试样中心进行，试样中部区域没有独立的共晶形核区。MM的大量加入改变了Sr变质Al-Si合金的凝固方式，使其由严格的从近型壁区逐渐向试样中心的凝固逐渐转变为在试样中心也存在独立形核的方式。