凝固過程
圖一具有包晶反應的合金在工程材料中是屢見不鮮的，例女Fe-C合金含w(C)在0.1%～0.5%的鋼，Cu-Zn合金，Sn-Sb合金等。典型的包晶反應相圖如圖一所示。
這是選擇具有典型包晶凝固特徵的w(Co)成分的合金作為研究對象。該合金首先析出α枝晶，在α枝晶的長大過程中，組元B在液相中富集，導致液相成分沿相圖中的液相線變化。當溫度降至T時，則發生包晶反應Lp+α=β。β相在α相表面發生異質形核，並很快沿表面生長，將α相包裹在中間。進一步的包晶反應通過β相內的擴散進行。組元B自β與L界面向α與β界面擴散，導致α與β界面向儀相一側擴展，而組元A則自α與β界面向B與L界面擴散並導致該界面向液相擴展，最後完成包晶凝固反應。由於固相擴散速度比較緩慢，利於僅相的大量形核。通常人們正是利用這一特點，進行細化晶粒的。由於包層對溶質元素擴散的屏障作用，使得包晶反應不易繼續進行下去，也就是包晶反應產物儀相不易繼續長大，因而獲得細小的晶粒組織。
平衡結晶
這裡所謂的平衡也是指結晶過程中各相的成分能按狀態圖的要求而充分均化。設有成分為C的液態合金，在冷到T以下有一定過冷時，開始析出成分為α的新相。隨著溫度的繼續降低，α相不斷生長，同時還可能繼續析出新的α晶體，α的成分沿固相線AD變化，液相不斷減少，剩餘的液體成分沿液相線AB變化。待溫度到達T時，α的成分為D，液體的成分為B，以後就產生包晶轉變α+ L=β
包晶轉變的實質
包晶轉變的實質是液體中的B原子繼續向α內溶解而使A原子的排列方式產生改變，由α的結構轉變為β的結構，而β相的固溶能力較強，在Tp時的成分為P。可見，包晶轉變必須伴隨著B原子向α相擴散和溶解的過程，因此這個反應只能在α相表面進行。先在表面進行包晶轉變形成β層，然後B原子擴散通過β層向α相界面輸送，使α不斷轉變為B，即β的界面不斷向α內推進，直到全部轉變為β，得到均勻成分的β相。
如同所有結晶過程一樣，包晶轉變也要求一定的過冷，設包晶轉變在溫度T時進行，過冷度為(T-T)，過冷時，在β-α界面上α的濃度為C，β的濃度為C。在β-L界面上，L的濃度為C，β的濃度為C。可見β相兩個界面上的成分是不同的，存在一個濃度梯度，因此B原子要從β-L界面不斷向β→α界面擴散。
不平衡結晶
在實際情況下，液體和固體中的原子擴散都是不充分的。α相生長時，由於界面前成分過冷，一般都以枝晶狀生長，在生長時還存在著晶內偏析。真正的包晶轉變僅產生於α和液體直接接觸時。a+L→β產生的β相在α樹枝表面的析出也有一個生核和生長過程。如果β相與α相之間存在較好的界面共格關係，β相容易以α表面作為襯底而生核析出。對一系列包晶合金的考查表明，許多包晶系中α和B之間存在著良好的界面共格關係，例如Fe-C系中的δ和γ相，Al-Ti系中的TiAl和α之間等等。β可以在一個α枝晶表面的許多部位進行生核，它們在生長過程中逐漸合併在一起，但有的晶核在生長過程中可能產生位向的偏移或在生長界面前沿出現雜質的富集，它們與從鄰近晶核長出的晶體間出現晶界，於是一個α枝晶上可能生長出幾個β晶體，好像β晶粒把原有的α枝晶分割成幾部分，這種現象稱為粒化。
