本文以Al-Ni包晶合金（L+Al₃Ni2Al₃Ni：Al₃Ni相为符合化学计量比的无任何固溶度的有序金属间化合物）为主要研究对象，通过差示扫描量热法（DSC）及Bridgman法定向凝固实验，研究了Al₃Ni相从液相直接析出时的生长特性，包晶Al₃Ni相的形核机制，定向凝固过程中Al-Ni包晶合金的组织演化规律及包晶Al₃Ni相的生长机制。采用Al₃Ni相为初生相的Al-6at%Ni过共晶合金，通过Bridgman法定向凝固实验，研究了Al₃Ni相从液相直接析出时的凝固特性，发现在较低凝固速度（V=5m/s，G=30K/mm）下，Al₃Ni初生相具有尖锐的棱角，呈现典型的小平面相生长特征，且形貌复杂。采用Al₃Ni为包晶相的Al-Ni包晶合金，综合DSC实验及组织观察，研究了Al₃Ni相作为包晶相时的形核与生长机制。发现当外推冷却速度为零时，相比于固溶体型包晶相，无任何固溶度的包晶Al₃Ni相具有较大的形核过冷度。组织观察表明，连续凝固过程中，包晶Al₃Ni相以初生Al₃Ni2相为衬底形核并生长，Al₃Ni包晶相具有尖锐的棱角，并且包晶相层由多个晶粒组成。就理论而言，定向凝固过程中，晶体生长起始于平面状的初始固/液界面，但是定向凝固实验过程中，初始固/液界面的准备由试样在定向凝固炉中熔化及后续的热稳定化处理（保温）组成。Al-18at%Ni（凝固区间为320℃）、Cu-13at%Sn（凝固区间为110℃）包晶合金在定向凝固初始固/液界面的准备过程中，位于完全液相区及未熔固相区之间，形成由液、固两相组成的糊状区，该糊状区与完全液相区之间的界面对应于初始固/液界面。随热稳定化处理时间的增加，糊状区内液相体积分数逐渐减少，定向凝固初始固/液界面向低温区移动。然而，即使经历了长达2h的热稳定化处理后，初始固/液界面仍不是平界面。本文建立了温度梯度作用下糊状区内的溶质扩散模型，对上述实验现象进行了合理的解释。研究了Al-18at%Ni、Cu-13at%Sn包晶合金定向凝固初始固/液界面形貌对后续凝固组织的影响。当初始固/液界面为平界面，定向凝固工艺条件（温度梯度G、抽拉速度V）满足固相平面状生长时，后续定向凝固过程中生长界面为平界面；当初始固/液界面为非平界面时，即使定向凝固工艺条件满足固相平面状生长，后续定向凝固过程中生长界面仍为非平界面。在定向凝固工艺条件不满足固相平面状生长条件时，初始固/液界面为平界面与否对后续定向凝固过程中生长界面形貌以及定向凝固组织演化的影响将不明显，不会改变定向凝固包晶合金中各相的凝固顺序及生长机制。依据相图推测，近平衡凝固时，Al-Ni包晶合金的凝固顺序应为初生Al₃Ni2相领先于包晶Al₃Ni相自液相析出。然而，Al-18at%Ni合金定向凝固过程中，发现凝固速度为1m/s、8m/s时，初生Al₃Ni2相分别呈胞状和枝晶生长，随凝固距离的增加，固/液界面处的领先相由初生Al₃Ni2相转变为包晶Al₃Ni相。根据溶质守恒和菲克扩散定律，建立了无任何固溶度的金属间化合物以平界面定向生长时的溶质再分配模型，发现当合金初始成分小于金属间化合物成分时，随凝固距离的增加，固/液界面处液相中溶质浓度线性递减，并利用这一模型揭示了上述现象发生的机理。在Al-25at%Ni包晶合金定向凝固过程中，当凝固速度处于5m/s⁵00m/s范围内，初生Al₃Ni2相将以枝晶形貌领先于包晶Al₃Ni相从液相析出，温度降至包晶反应温度以下时，Al₃Ni相以Al₃Ni2相为基底形核并长大。当凝固速度为5、10、20m/s时，包晶反应界面前后初生Al₃Ni2相体积分数明显减少。当凝固速度高于20m/s时，包晶反应界面前后初生相Al₃Ni2体积分数不大，包晶Al₃Ni相的生长机制为自液相直接凝固。定量测量了Al-25at%Ni合金在凝固速度为20m/s条件下定向凝固时试样对应不同温度的横截面上各相体积分数。上述实验现象与利用经典包晶凝固理论模型计算的Al-Ni包晶合金中包晶反应以及包晶转变对初生Al₃Ni2相的消耗量有很大差异。对定向凝固Al-Ni包晶合金组织演化的研究发现，在定向凝固过程中，初生Al₃Ni2相二次枝晶臂上端形成大量的包晶Al₃Ni相，而初生Al₃Ni2相二次枝晶臂下端处并未发现包晶Al₃Ni相。分析表明，在定向凝固包晶合金枝晶生长过程中，温度梯度的存在会导致温度梯度区域熔化效应（TGZM：Temperature Gradient Zone Melting），并且当外界强制冷却不足以抑制TGZM效应引起的重熔现象时，TGZM效应将导致初生Al₃Ni2相与包晶Al₃Ni相的重熔和凝固，这促使一种特殊的分离式包晶反应机制的发生，进而导致定向凝固过程中大量初生Al₃Ni2相发生溶解。