本文以二元Al-Ni合金为对象研究了压力、过热以及Ni质量分数对凝固组织和相组成的影响规律。对于在相图上为一垂直线的金属间化合物Al₃Ni,建立了相对应的成分过冷判据和推导了相适应的枝晶尖端半径和界面稳定性生长方程。并结合压力的作用对各成分Al-Ni合金的相选择以及枝晶与共晶竞争生长行为进行了计算。最后通过对Al-Ni合金低温比热曲线的分析,揭示了高压影响合金比热容、德拜温度、势能以及线热膨胀系数的机制。对金属间化合物Al₃Ni的溶质分凝特性研究结果表明Al-Ni合金凝固过程中Al₃Ni生长界面前沿不存在成分过冷;对于无固溶度变化的金属间化合物Al₃Ni,传统的基于固溶体分析的枝晶尖端半径公式将不再适用,因而通过考虑动力学过冷对扰动界面温度的影响,推导了新的适用于无固溶度金属间化合物的枝晶尖端半径方程;高压凝固时,基于稳态方程并充分考虑动力学过冷对扰动界面温度的影响,推导了适用于金属间化合物Al₃Ni的生长界面稳定性方程。共晶Al-5.69%Ni合金高压凝固后整个界面α-Al、Al₃Ni以及共晶三种组织共存。对亚共晶Al-5%Ni和过共晶Al-6%Ni合金的高压凝固组织研究表明压力作用下Al-Ni合金的共晶点无偏移。结合推导的枝晶尖端半径方程,计算可得当压力超过0.66GPa时,Al-5.69%Ni合金凝固过程中α-Al和Al₃Ni相的过冷度均小于共晶,也即α-Al和Al₃Ni枝晶的生长速度快于共晶。亚包晶Al-38%Ni合金常压条件下凝固后Al₃Ni、Al₃Ni₂以及共晶三种组织共存,Al₃Ni₂相完全包裹于Al₃Ni相。高压2GPa和4GPa条件下凝固后,Al₃Ni₂相消失整个试样变为过共晶组织;包晶Al-43%Ni合金在常压和2GPa高压条件下凝固后的组织均为全部的单相Al₃Ni金属间化合物;过包晶Al-47%Ni合金常压条件下凝固后由Al₃Ni相和Al₃Ni₂相组成,但是在高压条件下凝固后Al₃Ni、Al₃Ni₂、α-Al三相共存。结合推导的枝晶尖端半径方程,计算可得亚包晶Al-38%Ni合金初生Al₃Ni₂相的界面温度小于Al₃Ni相;过包晶Al-47%Ni合金中各相过冷度的大小在压力作用下为ΔT_AlNi>ΔTβ-Al₃Ni>ΔT_Al3Ni2。对亚包晶Al-30%Ni合金凝固过程中Al₃Ni相生长界面在高压和高压过热共同作用下的稳定性计算后表明2GPa高压和400K过热度共同作用下凝固后为过共晶组织且Al₃Ni以非小平面的枝晶方式生长;3GPa高压和600K过热度条件下凝固后整个试样分为四个区域:区域Ⅰ为有小部分Al₃Ni₂相残留的组织,区域Ⅱ为没有Al₃Ni₂相残留的过共晶组织,区域Ⅲ为单相合金Al₃Ni,区域Ⅳ为亚共晶组织区域;4GPa高压和800K过热度条件下凝固后整个试样分为两个区域:区域Ⅰ为单相合金Al₃Ni,区域Ⅱ为过共晶组织区域。同时计算得到了Al₃Ni相的生长界面稳定性压力转变点与过热度的关系方程。不同成分Al-Ni合金在2-300K温度范围内的比热值均随着温度的升高而增大,而对于同一成分的Al-Ni合金其比热曲线随着压力的增加整体呈现下降趋势。铝镍合金德拜温度随压力的变化趋势与比热容的变化趋势相同,而且Al-Ni合金德拜温度大小还与熔点成正比。根据新发展的势能函数计算了各成分Al-Ni合金在不同压力下的势能曲线以及2-300K温度范围内的线热膨胀系数曲线,结果表明随着压力的增加同一成分Al-Ni合金的势能曲线最低点下降。随着压力的增加同一成分的Al-Ni合金线热膨胀系数降低。