比不用触媒的直接转变法所需的压力和温度低很多，熔融触媒成了结晶基底。这正如水蒸汽很容易在器壁上凝结成水珠一样，只不过此时的“器壁”是熔融触媒罢了。熔融触媒可促使石墨直接转变成金刚石。Верещагин用各向异性的热解石墨作了如下实验：将石墨（0001）面的法线平行于高压腔的轴。结果，所生成金刚石的（111）面平行于石墨的（0001）面，而法线的最大偏角由原来石墨的25°缩小9至4°。石墨晶格的（0001）面和金刚石晶格的（111）面有一定的对应关系。这表明，石墨晶格未经碳溶解在金属触媒中的途径而直接被改造成金刚石晶格。上述过程的逆过程- 金刚石向石墨的转变也有类似现象：所生成石墨的（0001）面会沿着平行于金刚石的（111）面扩展。

N i，Co 等元素可作为触媒。因为它们的3d 壳层缺电子，能吸引石墨层中相对应位置上碳原子; 此外，它们的原子排列都和金刚石的结构有一定对应关系。例如，N i 是立方面心结构，它的原子间距为0. 246nm ，而金刚石（111）面上碳原子间距为0.251nm。由于这两个原因，它们可促使石墨晶格转变成金刚石晶格。但当触媒金属处于固态时，尽管施加了很高的压力，触媒与石墨的总接触面积仍然很小，并且两种原子的间距仍然很大，尚未达到原子间相互作用的距离，所以，此时几乎不生成金刚石。只有当触媒熔融后，由于熔融金属流动性大，它与石墨的总接触面积大为增加，两者的原子间距缩小，这时，原子间才有明显的相互作用。

尽管触媒金属熔融了，但它的原子排列并非完全杂乱无章。从液体是不可压缩的这一事实可以得出结论： 在一定的条件下，液体原子的平均距离是个定值。

事实上，它们的原子是排列成一种松散的点阵结构的。例如，通过X 射线衍射实验，已证实了汞原子在173K 到473K （汞的熔点是234K）时是按一定的点阵排列的。熔融金属的这种点阵结构有利于金刚石晶核的形成。

由于金刚石与石墨的比容（摩尔体积）相差甚大，所以，随着金刚石的长大形变能会相应增大。当石墨转变成金刚石后，其体积缩小了约36% ，相应的线度则缩短了13. 8%。作一粗略估计，若认为金刚石的生长速度各相应面是对称的，则它与石墨界面的间隙是该金刚石晶粒线度的10%。

例如，当金刚石长大到0. 1μm 时，它与石墨的间隙约为0. 01μm。这早已超过了原子间的相互作用范围了。因此，当金刚石长大到一定线度后，石墨被进一步直接改造成金刚石已不可能。尽管在高压下，石墨有一定的可塑性，即在高压下石墨的形变有使上述间隙减小的趋向，但由于熔融触媒的流动性很大，且与石墨及金刚石的浸润性均较好，毫无疑问，这个间隙自然会被熔融触媒所填充。所以，宏观的金刚石晶粒外面都被一层金属薄膜所包裹，并且，金刚石晶粒大者，这层金属薄膜也相应的厚些。

在包裹金刚石的熔融触媒中存在着碳原子浓度梯度。随着金刚石的长大，相应的金属薄膜的厚度也会增大，这样，碳原子在其中的浓度梯度会降低，石墨原子的溶解速度及其溶解后的扩散速度都会降低。所以，金刚石的生长速度并非是个常数，而是随着粒度的加大很快地降低。我们测得，在金刚石生长初期可以0. 8μm/s 左右的速度生长。若以此速度均衡生长，则长到1～1. 5mm 只需10～15m in 即可，但实际却需几小时或更长。

由于碳溶解到熔融触媒后，会释放热量，因此，溶解后的碳原子其位能会相应的降低。由这样的碳原子形成金刚石晶核就需要越过更高的势垒。

所以，在同样的熔融触媒基底上形成同样大小的金刚石晶核，石墨未经断键而直接被改造成金刚石结构的几率就远大于碳原子溶解后再结晶成金刚石的几率。

在界面上，石墨中的碳原子要转变到金刚石相中去，必须脱离其它石墨原子的吸引，越过两相间的间距并被金刚石中的碳原子所吸引，即必须克服一个势垒。

在静压触媒法生长金刚石的过程中，既有在触媒作用下石墨直接转化成金刚石的可能，又有石墨通过溶解在熔剂中再结晶成金刚石的可能。但在生长的不同阶段起主导作用的因素是不同的。在金刚石成核及长大的初期，基本上是在触媒的作用下直接转化; 随着金刚石的长大，溶解- 结晶过程逐渐占主导地位，当金刚石长大到一定程度后，直接转化已成为不可能。随着金刚石的长大，其生长速度急剧下降。