单晶高温合金因其优异的高温力学性能被广泛应用于先进航空发动机以及地面燃气轮机，以提高发动机的燃烧效率。但是随着燃机效率的要求进一步提高，涡轮进气口温度随之提高，促进了具有复杂空心气冷通道的涡轮叶片的发展。但是由于具有复杂形状的叶片在定向凝固过程中容易产生杂晶、小角度晶界等凝固缺陷。为了减弱单晶缺陷的形成倾向，瞬态液相连接开始成为一种制造这种复杂形状单晶叶片的新技术。本文对利用Ni-Cr-B中间层合金连接了DD98M单晶高温合金，并详细研究了组织析出行为、等温凝固过程的凝固动力学、等温凝固过程固/液界面形貌演化特点以及具有取向偏差的基体连接后晶界组织和力学行为。　　研究结果发现:　　单晶高温合金瞬态液相连接过程中未完全等温凝固结束的接头可以分为非等温凝固区、等温凝固区和扩散影响区。其中非等温凝固区是由中间层残余液相冷却后形成，包含骨架状和岛状共晶。扩散影响区内存在细小状M3B2析出相，M3B2同[001]取向基体存在六种不同取向关系，同时扩散影响区中还存在M3B2/M5B3树枝状共生相。通过透射电镜和扫描电镜明确了M3B2/M5B3共生取向关系以及这种取向关系同形貌的对应。基体厚度对扩散影响区析出行为的研究表明，基体中析出硼化物改变了传统模型中降熔点元素B在基体中的扩散行为。　　单晶高温合金瞬态液相连接的等温凝固过程偏离了传统抛物线模型，其等温凝固层的生长过程按照统计动力学曲线可以分为:开始快速凝固阶段、中间过渡阶段以及最后缓慢凝固阶段。对两侧基体取向分别为[001]、[011]和[111]的三组样品等温凝固过程研究表明，等温凝固层的生长在等温凝固最后阶段由B元素扩散越过膜状等温凝固层的速率控制。本文建立了等温凝固层的膜状模型，明确了单晶高温合金瞬态液相连接等温凝固过程等温凝固层生长规律。　　等温凝固过程中等温凝固层固/液界面形貌随着保温时间发生变化。开始阶段，等温凝固层固/液界面以胞状形貌向液相中生长，随着时间的增加，固/液界面胞状突起的长度逐渐减小，直到固/液界面完全以平面形貌往前生长。在等温凝固层中存在偏离基体取向偏差的杂晶。通过对固/液界面前沿B元素浓度梯度的分析表明，在开始阶段界面前沿浓度梯度较宽，随着时间的增加，浓度梯度宽度变窄。这种浓度梯度宽度的存在造成了界面前沿存在成分过冷区，进而引起界面形貌不稳定以及界面形貌随着过冷区的大小而改变。在界面形貌演化的过程中，胞状晶熔断造成了等温凝固层中产生杂晶。　　通过对铸造双晶和瞬态液相连接后晶界对比研究发现，双晶晶界析出相主要为μ相，而TLP连接后晶界主要为M3B2和M5B3相。透射电镜研究表明μ相内部存在大量(003)、(112)及(111)面的层错及孪晶。取向偏差基体TLP连接后样品在760℃/780MPa下的持久实验表明，随着两侧基体偏差增加，持久强度下降。持久实验过程存在两种断裂机制。第一种为焊区夹杂以及微孔的裂纹萌生以及基体滑移断裂机制，另一种为基体单滑移同TLP连接晶界作用开裂的过程。其中第一种机制主要发生在较小基体取向偏差的样品中，如3°和6°样品，第二种机制发生在基体取向偏差较大的样品中，如＞9°的样品。