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    顯然，只有當不銹鋼管晶體密堆積面上不能通過新原子層的表面成核或界面的幾何形狀來供應新的臺階時，我們才需要利用螺型位錯的機制來解釋不銹鋼管晶體的成長問題。新原子層自發成核的條件，是重迭到晶體表面的原子要有足夠的密度，以便它們能夠聚集起來以構成達到臨界尺寸的二維核心．因此，此條件依賴于核心臨界尺寸的大小、原子到達晶體表面的時率和在表面停留的平均時間．由于原子從熔體到達晶體表面的時率比之從蒸氣或溶液中到達晶體表面的時率要大得多，這樣，晶體從熔體中的成長就不一定會遇到象從蒸氣或溶液中成長晶體那樣的困難。不過，從熔體中成長晶體是否需要晶體缺陷，這還是不銹鋼管廠尚未解決的問題。

弗蘭克認為，在熔點時，不銹鋼厚壁管晶體和熔體接觸的界面已無所謂密堆積面的存在。因此，原子將能夠在界面上的任何地方同晶體結合．同時，界面上的任何原子也可以同等自由地離開。這樣，也就不需要供原子緊密連結的“臺階”存在．在這種情況下，完善晶體和非完善晶體的成長都是一樣的．但是，卡耳末斯等在研究純鉛(99.996%)單晶和雙晶成長過程中固一液界面的微觀結構時發現，在界面同{111}或{001}晶面差不多重合的情況下，不銹鋼厚壁管晶體的界面上都有“臺階狀”的結構出現；而在取向和上述兩類晶面相差較遠的界面上，則未能從光學顯微鏡中看出這樣的結構．這一實驗說明，晶體所賴以成長的界面仍然保持著某些晶體學特征，因此弗蘭克的概念是值得懷疑的．

界面微觀結構的形式只和界面與{111}或{001}晶面之間的夾角有關．當此夾角大于一定的臨界值(大約15-200)以后，“臺階狀”的結構便會消失；當界面與{n1}或{001}更接近時，臺階便變得比較大；而當完全吻合時，臺階變成寬廣的平臺．已經證明，每個臺階是由一些密堆積面{111）或{001}構成的，對于不同的取向，臺階的寬度在0.001至0.01毫米之間，而高度則常常小于0.001毫米。卡耳末斯等所考慮的形成可見臺階的機制是這樣的：如果平臺由{111}或{001}晶面構成，那么，當它們之一和界面之間有一小角度差時，界面上將會出現單原子層高度的臺階，此角度差愈大，這些臺階也愈密[比較圖10.1中的(b)和(c)，假如在開始的時候原子層臺階象圖10.22(a)所表示的那樣不均勻地分布著，那么這些矮的臺階是看不見的。晶體成長的步驟，是大口徑不銹鋼管原子逐個地凍結在臺階的側面，使臺階從右向左移動．要是晶體的成長純粹是各臺階以同等速度移動的結果，那么這些臺階將保持原來的樣子，我們仍然不能看見，但是，移動速度和通過界面的熱傳導以及凝固時所釋放的潛能的量有關，潛能的釋放將使附近的臺階受熱而移動變慢，甚至停止，因此，比較靠近的臺階B和c將相互遏制而移動較慢，而臺階A和D則可以往前推進。這樣，便使AB間距離增加，CD間距離縮短，結果，B，C，D三個臺階靠攏，原子層臺階就是通過這樣的成長方式聚集起來，使高度增加，形成可見的臺階．

    當然，不銹鋼厚壁管新的原子層也可以在平臺上，例如圖10.22(a)中的AB或CD通過表面成核來形成。  在原子層臺階分布不規則的情況下，在比較大的平臺上[例如圖10.22(a)上的GD]，成核的幾率要大一些，因為大平臺的中心距臺階比較遠，亦即離潛能源比較遠，所以它的過冷度也比其他區域大。如果二維核心在平臺CD上形成并且長大，這將使CD距離縮短，因而日，C，D三者靠攏，就象圖10.22(b)所表示的分布那樣．同時，由于CD縮短，DE就伸長，這時E又可以通過不銹鋼厚壁管同樣的表面成核（在DE上）方式或者側向推進方式來向B，C，D靠攏．估計B，C，D這些原子臺階間的相互平均距離可以保持二、三個原子間距，因為當界面和平臺的交角大小達到200時，界面上所有的原子層臺階便已靠攏得夠緊密了，沒有比較大的平臺把它們分隔開，以致我們看不見界面上的臺階結構．

    順便指出，在平臺上形成的二維核心并不一定要達到臨界尺寸以后才能對成長有貢獻，比臨界值小的胚芽在它消失之前如果和前進著的不銹鋼管原子層邊緣相結合，也可以促進成長。

    對于和密堆積面完全吻合的界面，不能應用上面的推論。很明顯，在這樣的情況下，如果界面上沒有永久臺階（例如弗蘭克機制）存在，那么表面成核過程將是必需的．

    提勒(W．A．Tiller)等對不銹鋼管界面結構也作了研究。他們除了看到臺階之外，還認為，晶面的原子堆積密度愈大，則它同平臺平行的幾率也愈大，所以在鉛中{111}，{110}和{311}各晶面能成為平臺的幾率按順序減小，而在錫中的順序是{100}——{101}．

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