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MoSi2及其硅化物基材料被认为是一种非常有潜力的可用于1200℃以上的高温结构材料，但存在室温断裂韧性差、高温易蠕变以及低温粉化瘟疫的缺陷。针对上述问题，本文以Nb单一合金化和Nb、Al协同合金化MoSi2为思路，利用固体与分子经验电子理论进行材料理论设计与性能预测，通过热力学计算了理论绝热燃烧温度，采用燃烧合成技术获得超过饱和固溶体，运用真空热压烧结和放电等离子烧结技术使其致密化，并对其组织和性能进行研究。根据固体与分子经验电子理论，对C11b型MeS2（Me=Mo,Nb；S=Si,Al）价电子结构的计算表明，Nb、Al合金化引起C11b相中原子杂化状态变化，使C11b相中最强键及次强键的键能及键上共价电子对数的下降，导致宏观硬度降低；Nb单一合金化提高了C11b相中共价电子数比例值，有利于提高C11b相的强度；Al单一合金化和微量Nb、Al协同合金化均使值下降，导致C11b相强度下降。采用双亚点阵模型对(Mo1-xNbx)Si2和Mo(Si1-yAly)2体系的理论绝热温度进行了模拟计算，结果表明Nb或Al的固溶引起C11b相和C40相热容及热焓的变化，从而改变体系的绝热温度，实验设计成分(Mo1-xNbx)Si2和Mo(Si1-yAly)2的理论绝热温度均高于1800K，可以在室温下由元素粉末通过燃烧合成反应生成。以Mo、Si、Nb、Al元素粉末为原料，通过燃烧合成技术制备了(Mo1-xNbx)Si2、Mo (Si1-yAly)2和(Mo1-xNbx)(Si1-yAly)2合金。燃烧合成产物主要为固溶有Nb（Al）的C11b相和C40相，存在过饱和固溶现象。Nb合金化促进NbSi2及MoSi2型C40相形成，Al单一合金化及Nb、Al协同合金化促进Mo（Si,Al）2型C40相的形成。Nb、Al合金化促进了MoSi2燃烧合成反应的放热，使燃烧温度上升，其反应机制为：熔融-溶解-析出。以燃烧合成产物为原料，分别采用真空热压烧结和放电等离子烧结制备了致密的(Mo1-xNbx)Si2和(Mo1-xNbx)(Si1-yAly)2合金，C11b相中过饱和固溶的Nb/Al在烧结过程中发生脱溶形成C40相。热压使合金相组成趋近于平衡状态。放电等离子烧结速度快、温度低，形成的合金晶粒细小且仍存在过饱和C11b相。系统研究了热压合金的室温力学性能，结果表明：少量Nb固溶使(Mo1-xNbx)Si2合金室温硬度下降，弯曲强度升高，对断裂韧性无显著影响。大量Nb使C40相增加，导致硬度上升，强度和断裂韧性下降。Nb和Al协同合金化对室温弯曲强度的影响不大，有Nb存在时，Al添加量达一定值（y=0.15）会显著恶化MoSi2的强度。少量Nb和Al协同合金化可显著提高室温断裂韧性，最高达到10.7MPa/m1/2，比纯MoSi2提高了74%，增加合金量促使形成Mo（Si,Al）2型C40相导致(Mo1-xNbx)(Si1-yAly)2合金断裂韧性降低而硬度升高。对放电等离子烧结合金的室温和高温力学性能进行了系统研究，结果表明：放电等离子烧结合金的强度和硬度均高于同成分热压合金。放电等离子烧结(Mo1-xNbx)Si2合金的强度、硬度和断裂韧性变化趋势和热压合金一致，但断裂韧性下降较慢。Nb的增加使(Mo1-xNbx)Si2合金高温压缩强度呈现出先增后降的趋势，(Mo0.85Nb0.15)Si2合金的高温强度达到246MPa，比MoSi2提高了110%。(Mo0.85Nb0.15)Si2合金高温变形经历了整体变形和玻璃相集中变形两个阶段，玻璃相集中变形使高温流变应力下降，而MoSi2只经历了整体变形阶段。Nb、Al协同合金化可更有效的改善高温性能，Nb在高温下起到固溶强化作用，并且有助于产生层错强化效应；少量Al可减少晶界SiO2玻璃相使高温强度上升，但大量Al合金化会降低C11b和C40相的高温强度；(Mo0.85Nb0.15(Si0.97Al0.03)2合金在1400℃具有最高的压缩强度，达到252MPa，该合金同时还具有最佳室温综合力学性能。热压工艺制备的合金在500℃没有发生粉化瘟疫现象。Nb单一合金化加剧了MoSi2的低温氧化，通过高温预氧化处理可在(Mo1-xNbx)Si2表面形成保护性氧化膜，提高低温抗氧化性能。Nb和Al协同合金化MoSi2的低温抗氧化性优于Nb单一合金化，Nb的作用仍然是加速低温氧化，而Al则有利于抑制低温氧化。(Mo0.97Nb0.03(Si0.97Al0.03)2合金低温氧化性能优于纯MoSi2。大量合金元素不利于高温预氧化保护膜的形成，大量Al促进氧化形成没有自愈合作用的莫来石-氧化铝复合氧化膜，大量Nb促使MoO3形成，MoO3在高温下气化，导致氧化膜出现大量孔洞，不能产生保护作用，甚至恶化材料的低温抗氧化性能。