深过冷液态金属的无容器快速凝固研究是当前空间材料科学领域的重要课题。本文采用熔融玻璃净化和落管无容器处理两种实验技术，系统地研究了Fe-Cu、Fe-Ge、Ag-Sb和Cu-Ti四种二元包晶合金系在深过冷条件下的快速凝固规律。主要取得以下几方面的研究结果： 应用熔融玻璃净化法将Fe₉₂Cu₈包晶合金过冷至277K（0.155T_L），并确定出其超过冷临界过冷度为395K。该合金的组织特点为过饱和的α-Fe基体上分布有析出的小颗粒状Cu相。随着过冷度增大再辉温度降低而再辉速度增加。利用LKT／BCT枝晶生长理论分析表明，δ-Fe枝晶存在从溶质扩散控制到热扩散控制生长的转变，而γ-Fe枝晶存在从热扩散控制到界面动力学控制生长的转变。通过对凝固过程的分析，推测在过冷度小于125K时，δ-Fe首先从熔体中形核，但当过冷度较大时γ-Fe有可能直接从熔体中形核而不经过包晶转变。 采用熔融玻璃净化法使Fe₅₀Cu₅₀合金获得81K过冷度，试样发生宏观相分离，上部为富Fe区，下部为富Cu区。其形成是由于合金熔体的过冷度超过了液相线温度与液相不混溶间隙的温度间隔，发生了亚稳相分离，首先形成两相组元分别富集的小液滴，这些小液滴随后由于扩散及重力的影响发生偏聚，合并成较大液滴并凝固。在落管实验中，粒子的凝固组织呈现“枝晶—部分分相—完全分相—两相复合组织”的演变。同时也形成宏观相分离现象，富Fe区被包围在富Cu区内，未发生重力引起的偏析，这是因为在落管中凝固时，重力作用减弱，分相的小液滴在Marangoni对流驱动下相互碰撞与合并造成的。 利用熔融玻璃净化法，使Fe₇₀Cu₃₀、Cu₇₀Fe₃₀、Cu₉₀Fe₁₀和Cu₉₃Fe₇合金分别获得267K（0.156T_L）、278K（0.166T_L）、194K（0.124T_L）和143K（0.096T_L）的最大过冷度，均超过了亚稳液相分离的临界过冷度。两种实验条件下，四 摘 要种合金都发生了不同程度的相分离现象。FeMCu川合金的弥散相为富Cu ’J’球，其余合金中弥散相为富Fe ’J’球。在熔融玻璃净化法中，Fe叩Cu30和Cu，。Fes。合金均发生宏观相分离，在重力作用下，一般富Fe相在试样上部，富CU相在试样下部。在落管中未发现宏观分相，弥散小球分布较均匀。对CuosFe，合金的研究表明，在过冷度足够大时，包晶转变被抑制，包晶相可直接从液相形核生长。 对Fe(u系合金中分相小球的运动分析表明，在熔融玻璃净化条件下，重力引起的8恤k田运动起主导作用，引起重力偏析：在落管实验条件下，＿Stokes运动作用减弱，Marangoni运动作用变得显著，不易出现重力偏析。对初生相YfC枝晶生长的分析计算表明，在FC七C合金系中，除FC92CUS包晶合金外，初生相YIe枝晶生长始终受溶质扩散控制，随着Cu含量的增加，枝晶生长速度减慢。 应用落管无容器处理技术对Fe，eGez。的研究表明，随着粒子直径减小，Fe％Ge川包晶合金的初生相枝晶由较为粗大变得比较细小，包晶相随之变得细小，最后变为等轴晶。 对FC585GC41。的研究表明该合金包晶转变较容易进行，随着粒子直径减小，初生相由花瓣状晶粒变为等轴晶粒，相应地包晶晶粒尺寸也减小。 AgglZSb83包晶合金的初生相较为粗大，在落管中仍然有大量的初生相生成。应用LKT／BCT枝晶生长理论计算表明，试样的过冷度较大时，初生相枝晶的生长由溶质扩散控制向热扩散控制转化。 Ti66．7CU33。包晶合金在落管中凝固后，随着粒子直径减小出现了类似层片共晶的组织，并且呈良好的几何对称性，其形成是由于在大过冷条件下，包晶相与初生相同时形核并共生生长，同时在落管快速凝固过程中，粒子处于短时微重力和无容器状态，其内部的自然对流相对于地面凝固大为减弱，使得凝固过程中液固界面前沿的温度场和浓度场呈现一定的空间对称性，从而形成晶粒的对称性。