深过冷快速凝固技术被广泛用于共晶合金凝固研究,在组织形态演化、非规则共晶形成、相选择等方面取得了重要进展。但在上述非平衡现象的机理分析及定量描述方面尚显不足,需进一步发展非平衡凝固理论。事实上,深过冷凝固过程中的两相耦合生长常发生于大过冷度,已远远偏离平衡条件,此时,非平衡界面动力学效应、非平衡溶质扩散效应及非平衡三相交线（Triple-Junction,TJ）动力学效应将在共晶-枝晶生长过程中产生重要作用。但当前的共晶-枝晶生长理论却基于稀溶液近似和线性相图假设,尚未综合考虑上述非平衡效应,故而无法准确描述实际的共晶凝固过程。在此背景下,本文从热力学极值原理出发,建立了一个综合考虑上述非平衡效应、适用于浓溶液合金体系的共晶-枝晶生长模型,准确预测了过冷Fe83B17、Ag-39.4at.%Cu及Ni-Zr合金的非平衡共晶-枝晶生长动力学过程,分析了两相耦合生长失效及共晶生长扩散控制的物理机制。具体研究内容和结论如下:1.基于热力学极值原理,建立了耦合非平衡界面动力学效应、非平衡溶质扩散效应、非平衡TJ动力学效应,且适用于浓溶液合金体系的共晶动力学模型。采用共晶动力学模型描述溶质扩散控制的共晶生长,引入微观可解性理论描述纯热扩散控制的枝晶生长,从而建立了一般性共晶-枝晶生长模型。2.共晶-枝晶生长模型准确预测了Fe83B17合金的共晶-枝晶生长过程。通过与前人基于稀溶液近似和线性相图假设的共晶-枝晶模型进行对比分析,揭示了将共晶-枝晶生长理论拓展到浓溶液及非线性相图的必要性:在低过冷度下,前人模型与当前模型预测结果基本一致,即稀溶液及线性相图假设适用于低过冷度;在大过冷度下,前人模型由于采用稀溶液近似而不合理地引入了非平衡效应,进而无法准确预测实验结果。3.以Ag-39.4at.%Cu合金为研究对象,通过耦合不同非平衡效应量化了各种非平衡效应在共晶-枝晶生长过程中作用。非平衡效应使得共晶-枝晶生长在一定过冷度（或生长速度）下终止:浓溶液条件下是由于相图中动力学共晶点的消失;稀溶液条件下是由于共晶两相间竞争所致的单相枝晶生长取代两相耦合生长。4.针对NiZr、NiZr₂及Ni₃₆Zr₆₄合金的深过冷快速凝固,首先将热枝晶生长模型用于NiZr和NiZr₂合金的枝晶生长,证实了单相枝晶生长的扩散控制生长模式,随后将当前模型用于Ni₃₆Zr₆₄合金的共晶-枝晶生长,证实了两相耦合生长的扩散控制生长模式。扩散控制生长过程均发生热力学驱动力控制向动力学移动性控制转变,故生长速度随过冷度先增后减并存在最大值点。