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氧化铝基共晶自生复合陶瓷是利用凝固过程中基体相和第二相的共晶反应形成的原位自生复合材料,具有优异的高温力学性能、组织稳定性和化学稳定性,其中部分氧化物体系同时具有独特的功能特性,被认为是理想的功能/结构一体化陶瓷基复合材料。氧化铝基共晶自生复合陶瓷在凝固过程中表现出独特的小平面共晶生长特征,为深入研究非规则共晶生长机制提供了理想的研究对象。本文利用高梯度激光悬浮区熔技术,制备了Al2O3/EAG(Er3Al5O12)二元和Al2O3/EAG/ZrO2三元共晶自生复合陶瓷,考察了不同凝固工艺参数对熔区温度分布、稳定性和凝固温度梯度的影响,研究了小平面共晶陶瓷的共生生长、相析出规律、组织演化、界面结构和非规则-规则共晶转变机制等,研究了成分和凝固工艺参数对试样力学性能、组织稳定性、吸收率的影响规律。主要研究结果如下:（1）研究了温度梯度随着时间和凝固速率的变化规律。凝固速率为4μm/s时,熔区形状和长度、熔区温度分布、温度梯度、试样直径均出现周期约为275s的波动。温度梯度波动范围为3.6～6.9×10~3K/cm,平均值约为5.3×10~3K/cm。随着凝固速率的提高,周期性波动逐渐减弱甚至消失,温度梯度降低。当凝固速率提高至200μm/s时,温度梯度平均值降低至4.1×10~3K/cm,与理论模型计算分析得到的规律一致。（2）Al2O3/EAG二元共晶自生复合陶瓷具有“汉字体状”（Chinese script）非规则共晶组织,共晶层片间距随凝固速率的提高逐渐减小。凝固速率4μm/s时,共晶间距约为6.43μm;当凝固速率提高到400μm/s时,共晶间距为570nm。共晶间距λ和凝固速率平方根V0.5整体偏离线性关系。对较低速率（4～25μm/s）和较高速率（50～400μm/s）的λV0.5分别进行拟合,斜率分别为8.5和13.1。（3）实验获得了低速下Al2O3/EAG二元共晶的共生生长范围15.5～22.5mol%Er2O3。通过计算共晶和树枝晶界面温度函数,得到较对称的共晶共生区。低速下13.5mol%Er2O3亚共晶试样中发现了规则共晶震荡以及层片-棒状共晶形貌转变,计算了层片-棒状共晶共存区域。发现规则共晶形成的速率随偏离共晶点降低,并常产生于树枝晶附近。提出弱小平面EAG以初生相为基底形核生长导致规则共晶在低速下形成。（4）Al2O3/EAG/ZrO2共晶陶瓷由Al2O3相、EAG相和ESZ相组成,共晶层片间距和凝固速率呈λV0.5=11.14μm1.5s-0.5关系。导致ZrO2相形貌和分布差异的可能原因主要有:（1）界面凹陷吞没界面前沿ZrO2相颗粒导致Al2O3相基体中包裹ZrO2相;（2）体积分数变化导致EAG相边缘形成质点状/短层片ZrO2相。（5）将激光悬浮区熔与液态金属强制冷却相结合,设计了高冷速下氧化铝基共晶自生复合陶瓷制备方法。利用该方法制备的Al2O3/EAG二元共晶自生复合陶瓷共晶组织在微米-纳米范围内（例如2.28μm～30nm）连续变化。共晶组织形貌随凝固组织尺寸的减小依次表现为“汉字体状”非规则共晶、“汉字体状”非规则共晶+共晶团结构（>285nm）、非规则共晶-规则共晶转变（～285nm）、非规则共晶+规则共晶（285nm～50nm）、规则共晶（<50nm）。利用共晶生长模型估算了不同凝固组织对应的凝固速率,发现凝固速率从8.65μm/s到5.32×10~4μm/s跨越四个数量级。结合界面生长方式、领先相生长、共晶间距调整方式,分析了非规则共晶的生长和转变机制。（6）Al2O3/EAG二元共晶自生复合陶瓷的硬度和断裂韧性随凝固速率的提高逐渐增大,硬度和断裂韧性最高值分别为17.8GPa和3.1MPa·m1/2。断裂韧性随ZrO2含量的提高而增大,在20.6mol%ZrO2时断裂韧性为3.5MPa·m1/2。Al2O3/EAG二元共晶自生复合陶瓷室温抗弯强度随凝固速率的增大显著提高。凝固速率4μm/s时材料的抗弯强度约500MPa;当凝固速率提高至200μm/s时,材料的抗弯强度可达1.8GPa。（7）氧化铝基共晶自生复合陶瓷具有良好的组织稳定性。1500℃下热暴露200h实验结果表明,低速凝固Al2O3/EAG/ZrO2三元共晶陶瓷的稳定性更好。凝固速率较高的试样热暴露后,发生较明显粗化和圆化,但共晶间距保持在1μm左右。热暴露前后试样的断裂韧性基本不变。（8）Al2O3/EAG二元共晶和Al2O3/EAG/ZrO2三元共晶自生复合陶瓷均在近红外波长附近（～1.5μm）具有强烈的吸收峰。随着凝固速率的提高,Al2O3/EAG吸收率提高,吸收谱线产生1～3nm的红移;减小EAG含量,吸收率没有显著变化,但吸收峰位置产生了2nm的红移;Al2O3/EAG/ZrO2的吸收率普遍高于Al2O3/EAG。