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本文在落管无容器处理条件下，对Cu-Sb、Ni-Mo、Co-Sn和Co-Si等四种不同类型合金的快速共晶生长进行了系统深入的研究，主要取得以下研究结果：
通过研究Cu-Sb合金的快速凝固过程，揭示了两种特殊二元共晶的快速生长特征及其组织演变规律。对于Cu-31％Sb共晶合金，体积比为1：499的固溶体(Cu)和金属间化合物Cu3Sb在快速凝固过程中按照离异方式生长。在小过冷条件下，Cu3Sb金属间化合物领先生长，(Cu)固溶体沿着Cu3Sb相的晶界析出。在深过冷条件下，(Cu)固溶体领先生长，在液滴中形成等轴晶，同时Cu3Sb金属间化合物晶粒细化。由小面相固溶体和金属间化合物构成的Sb-24％Cu二元共晶，随着过冷度的增大由层片共晶向不规则共晶转变。在深过冷熔体中，金属间化合物Cu2Sb是领先形核相，小面相固溶体(Sb)为领先生长相。共生区成分范围为23.0～32.7％Cu。
系统研究了由结晶温度间隔较窄的非小面相固溶体和金属间化合物构成的Ni-Mo合金的快速凝固过程，探索了二元共晶的竞争形核与快速生长机制，揭示出Ni-Mo二元共晶的快速凝固组织转变规律。Ni-47.7％Mo共晶合金的快速凝固组织，随着过冷度增大，发生“层片共晶→不规则共晶→等轴晶”的转变。在过冷熔体中，(Ni)固溶体既是领先形核相又是领先生长相。共生区成分范围为45.7～57.1％Mo。Ni-45％Mo亚共晶合金的初生相(Ni)随着过冷度的增大，发生“碎断枝晶→辐射状粗大枝晶→等轴晶”的组织形貌转变。Ni-50％Mo过共晶合金的快速凝固组织随着过冷度的增大，发生“初生相+层片共晶→不规则共晶”的转变。随着Ni-Mo过冷熔体中Mo含量的增加，(Ni)枝晶的生长速率逐渐减小，在快速生长过程中发生动力学转变所需的过冷度(△Tct)越来越大，不容易实现(Ni)枝晶无偏析生长。
深入分析了由结晶温度间隔较宽的非小面相固溶体和金属间化合物构成的Co-Sn二元共晶的快速凝固组织形貌与过冷度的关系。Co-34.2％Sn共晶组织随着过冷度的增大，同样由层片共晶向不规则共晶转变。在快速共晶生长过程中，γCo3Sn金属间化合物领先形核并领先生长。共生区成分范围为19.0～39.6％Sn。αCo固溶体和γCo3Sn金属间化合物的生长始终受溶质扩散控制。随着过冷度的增大，Co-30％Sn亚共晶合金的快速凝固组织发生“αCo枝晶+层片共晶→不规则共晶”转变。Co-40％Sn过共晶合金的快速凝固组织发生“γCo3Sn枝晶+层片共晶→不规则共晶”转变。
通过对Co-Si合金系中的固溶体+金属间化合物、金属间化合物+金属间化合物两种不同类型二元共晶的快速生长研究，揭示出四种共晶合金的快速凝固组织均随着过冷度的增大由层片共晶向不规则共晶转变。其中，由金属间化合物构成共晶相的Co-23.9％Si和Co-43.5％Si共晶合金在过冷度非常大时，形成了离异共晶。无论共晶相是固溶体还是金属间化合物，总是富Co相领先形核。四个共晶合金的共生区成分范围分别为：11.6～12.7％Si、23.6～25.4％Si、40.8～43.8％Si和60.2～81.6％Si。落管无容器处理实验条件有效抑制了共析转变的发生，保留了部分未发生分解的Co3Si金属间化合物。在深过冷熔体中，四种金属间化合物Co3Si、Co2Si、CoSi和CoSi2均以非小面相方式生长。
二元共晶合金的快速凝固组织随着过冷度的增大，由层片共晶向不规则共晶转变，这一转变是由无容器状态产生深过冷引起的，受低重力效应的影响不明显。无论共晶相是固溶体还是金属间化合物，也不论共晶相是小面生长还是非小面生长，均会发生这种转变，它是二元共晶生长的一种普遍规律。
落管无容器处理实验条件下，快速凝固过程中优先发生异质形核。在落管实验获得的过冷度范围内，形核率随着过冷度的增加越来越大。在深过冷条件下，领先形核相不一定领先生长；当领先形核相和领先生长相是同一个相时，快速凝固过程中很容易形成离异共晶组织。
不规则共晶组织的具体形态与两个共晶相的生长方式有关。当两个共晶相均是非小面相生长时，形成均匀弥散的不规则共晶组织。当两个共晶相以非小面相一小面相方式生长时，形成均匀弥散的棱角状不规则共晶。
实验获得的亚/过共晶合金在不同过冷条件下的凝固组织，与计算所得的共生区结果相一致。理论计算和实验结果均表明，过冷度的增大破坏了两个共晶相的协同生长条件，因此很难形成层片共晶组织，凝固组织表现为不规则共晶。当过冷度非常大时，两个共晶相按照枝晶方式生长，形成离异共晶组织。所以，不规则共晶和离异共晶都是由无容器状态实现深过冷引起的快速凝固产物。