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O相合金和TiAl合金都是极具发展潜力的高温轻质材料，将两者连接在一起制造双重性能组件必有广阔的应用前景。O相合金成分对其性能影响研究已取得一定进展，对其连接性影响研究将可加速合金的实用化进程。为此，本文对含26at.％Nb、23at.％Nb+2at.％Ta和21at.％Nb+1at.％Ta+1at.％W的三种成分O相合金与TiAl合金扩散连接进行了系统研究，优化了连接工艺，分析了界面组织、界面组织与接头性能关系、界面组织形成机制以及O相合金成分对其连接性的影响。O相合金同材连接也是工程应用中必然碰到的问题，因而还对O相合金本身进行了电子束焊接和扩散连接研究。
综合考虑接头强度、试件变形及母材相变，确定了三种成分O相合金与TiAl合金扩散连接的最佳工艺。含26at.％Nb的O相合金/TiAl最佳连接工艺为1050℃/8MPa/30min，相应接头强度仅为TiAl基体的76％；含23at.％Nb的O相合金/TiAl最佳连接工艺为1000℃/12MPa/90min，相应接头强度为TiAl基体的80％；含21at.％Nb的O相合金/TiAl最佳连接工艺为1000℃/12MPa/75min，相应连接强度可达TiAl基体的92％。
所有条件下TiAl侧界面产物均为α2，而O侧界面产物取决于O相合金成分和连接条件。含26at.％Nb和23at.％Nb的O相合金，在低温连接时O侧界面会形成Al(Nb，Ti)2+α2双相组织，此时界面结构为O/Al(Nb，Ti)2+α2/α2/TiAl；连接反应时间足够长或温度较高时Al(Nb，Ti)2消失，整个界面产物仅有α2，界面结构为O/α2/TiAl；当连接反应温度较高时间较长时，TiAl侧界面会形成α2连续层，O侧界面会产生富B2区，界面结构转变为O/富B2区/α2连续层/TiAl。含21at.％Nb的O相合金，其相应界面在所有连接条件下均不会形成Al(Nb，Ti)2，而只是由低温及高温短时反应的O/α2/TiAl发展为高温长时反应的O/富B2区/α2连续层/TiAl结构。
体系互扩散时的主要反应发生于来自TiAl合金中γ-TiAl的Al和来自O相合金中B2相的Nb之间。界面结构O/Al(Nb，Ti)2+α2/α2/TiAl的形成机制如下：低温时Al扩散较快而Nb几乎不能扩散，从而导致O侧发生Ti2AlNb(B2)+Al→Al(Nb，Ti)2+Ti3Al(α2)的类共析反应；同时TiAl侧由于Al的减少按式TiAl(γ)→Ti3Al(α2)+Al形成α2；Al(Nb，Ti)2是高温时固溶大量Ti的AlNb2，因而界面发生的总反应实质为4Ti2AlNb(B2)+TiAl(γ)=2AlNb2+3Ti3Al(α2)，热力学分析证明该反应可能发生。高温时Al(Nb，Ti)2的消失是由于Nb的扩散能力增强，从而导致Nb无法满足Al(Nb，Ti)2形核浓度。至于连接反应时间长时O侧界面富B2区的形成跟Nb的回返扩散以及cr的β稳定作用有关。含21at.％Nb的O相合金/TiAl界面不会形成Al(Nb，Ti)2是由于合金本身Nb含量不足。
大量的Al(Nb，Ti)2+α2和不连续的富B2区/α2连续层组织都对接头力学性能不利，断裂会发生在Al(Nb，Ti)2+α2所在反应层或者发生在富B2区/α2连续层之间，此时接头强度均较低；只有当界面结构为O/α2/TiAl(或含少量Al(Nb，Ti)2)时，接头才能获得较高强度，断裂发生在TiAl基体和TiAl侧界面之间。适当的焊后热处理可消除Al(Nb，Ti)2或调整富B2区组织，使非优化工艺条件下的接头达到优化工艺下的强度。
O相合金中的Nb含量是O/TiAl扩散连接性的决定性因素，Nb含量高容易在界面形成Al(Nb，Ti)2相，从而对接头性能不利。
对O相合金的电子束焊接和扩散连接均获得了无缺陷同材接头。电子束焊接时，焊态焊缝熔合区基本全由亚稳B2相组成，其硬度高于基体；适当的焊后热处理可改善熔合区组织，得到接近基材的α2+B2+O三相组合，显著降低熔合区硬度，使试样获得接近基材的拉伸强度并表现一定的塑性，但拉伸断裂均发生在焊缝。扩散连接时，往往在焊态下即可获得接近基材的连接强度，只是在连接界面清晰可见时，断裂大多发生在焊缝，而当界面形成和基材接近的细小再结晶组织时，断裂位置可转移至基材。