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过共晶Al-Si合金具有良好的铸造流动性和耐磨性被广泛应用于制造各类发动机缸体和活塞零件。但在普通铸态下，过共晶Al-Si合金中初晶Si与共晶Si分别以粗大板片状和粗针状杂乱的分布于Al基体上，在实际应用中降低整个合金的综合力学性能。目前，主流变质手段都有各种局限性，如生产成本高、变质效果单一、污染环境等。因此，本文从金属组织遗传性的理论出发，通过金相观察（OM）、扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）和差示扫描量热分析（DSC）等，研究了FSM中间合金的制备工艺、Al-17%Si合金的变质工艺，并探讨了FSM中间合金对Si相的变质机理。利用PROCAST辅助设计了水冷铜模，并论证了该模具对Al-17%Si合金熔体的冷却能力达到了亚快速凝固的技术范围。从Al-17%Si熔体遗传结构特征出发，制定了热速工艺并制备了亚快速凝固FSM中间合金，其初晶Si平均粒径小于20μm，共晶Si呈细小短杆状。利用单辊熔纺设备，在快速凝固条件下制备了Al-17%Si合金薄带，初晶Si平均尺寸为1~2μm，共晶Si呈分枝高度发达的絮状。分别运用以上两种FSM中间合金对Al-17%Si合金进行变质。其对原始合金中Si相均产生了明显的变质效果，在相同工艺参数条件下，使用快速凝固FSM中间合金变质的效果更好。DSC研究结果表明，变质后Si相析出的起始温度均有波动，对比整个Si相析出过程的结晶潜热，变质后最大降幅可达71J/g。未变质初晶Si的三维形貌多为粗大的六边形板片状多面体，侧面有明显的孪晶棱边及凹槽，判断其生长方式主要为“孪晶凹谷机制”（TPRE）；共晶Si多呈粗大薄片状，形状极不规则，在大量试样观察中（111）面上未见70.5°大角度孪晶生长分枝，只发现波纹状生长花样，推测其生长方式主要为“固有台阶机制”（IIS）。经FSM中间合金变质后，初晶Si多为细小的八面体或厚板状，形状较规则，棱边和（111）面上均未见“孔洞”状缺陷，并可见部分生长突起；变质后共晶Si呈珊瑚状或分枝发达的纤维状，结合TEM观察纤维状共晶分枝可以发现大量孪晶。从金属组织遗传性角度分析，FSM中间合金的加入使得熔体中富集了大量不均匀微观Si-Si原子集团或团簇，这是细晶结构的遗传载体，在凝固过程中优先作为最佳衬底促进Si相的形核；随着凝固的继续，富余的Si-Si原子集团将改善（111）面的生长速度V<111>，最终使初晶Si按照TPRE机制生长成较圆整的八面体或厚板状；另外，多余的Si-Si原子集团还将在共晶生长中诱发大量孪晶，使其择优生长方向发生变化，发展出更多分枝形成纤维状。