Mo-Si-B合金由于具有高熔点（熔点通常高于2000°C）、优异的高温强度、良好的高温抗蠕变性能和抗氧化性能而成为有吸引力的高温结构材料。本文选取Mo-Mo₅SiB₂-Mo₃Si三相合金与Mo₅SiB₂基合金作为研究对象。采用电弧熔炼与定向凝固制备工艺,真空退火热处理以及激光重熔表面处理来控制同一成分的Mo-Mo₅SiB₂-Mo₃Si合金的显微组织,系统考察了通过不同方式得到的显微组织对合金高温抗氧化性的影响,提出了改进该合金材料抗氧化性能的工艺方案。采用电弧熔炼后进行真空退火制备了Mo₅SiB₂基合金,研究了合金成分的微量变化对Mo₅SiB₂基合金显微组织、高温抗氧化性的影响。定向凝固Mo-10Si-14B合金组织由非常粗大的Mo、Mo₅SiB₂和Mo₃Si三相组成。随着定向凝固生长速度的增加,合金的显微组织变细。生长速度为10 mm/h与30 mm/h的合金组织中Mo相的平均尺寸分别为18.88μm与11.85μm。定向凝固Mo-Mo₅SiB₂-Mo₃Si合金观察到了快速的氧化行为,在所有的氧化温度均显示了最初快速的质量减少,接着变化趋势减缓。与生长速度为30 mm/h的合金相比,生长速度为10 mm/h的合金在所有氧化温度下氧化更严重。在氧化最初阶段,在Mo-Mo₅SiB₂-Mo₃Si合金中Mo相被优先氧化侵蚀。两种生长速度的试样形成的氧化膜都极不规则,即使氧化100小时后也未能形成较平直的氧化膜。定向凝固合金具有很差的抗氧化性是因为粗大的Mo粒子氧化成MoO3,在MoO3挥发之后,大的孔洞留在氧化膜中,这些孔洞太大不能在短时间内通过B-SiO₂的流动来填充,因此连续的、致密的、保护性的SiO₂膜很难在显微组织粗大的定向凝固合金上形成。激光重熔极大地细化了退火态Mo-Mo₅SiB₂-Mo₃Si合金的显微组织。退火态与激光重熔态合金的Mo相的平均尺寸分别为4.62μm与1.00μm。与定向凝固态和退火态合金相比,激光重熔态合金在所有氧化温度下均显示出最好的抗氧化性,其原因是在氧化过程中,Si在细晶合金中沿晶界扩散将加速,显微组织均匀细小的激光重熔态Mo-Mo₅SiB₂-Mo₃Si合金在氧化的早期阶段更容易形成保护性B-SiO₂氧化膜。激光重熔态合金在1200 oC氧化10分钟后即形成了均匀连续的氧化膜;而退火态合金氧化100小时后才形成相对致密连续的氧化膜。因此激光重熔可作为提高该合金抗氧化性能的一种工艺手段。电弧熔炼Mo-12.5Si-25B合金的显微组织由Mo₅SiB₂基体中分布着Mo-Mo₅SiB₂-Mo₃Si三相共晶所组成。氧化动力学数据同样显示了氧化初期质量快速减少,随后减重速度明显降低。氧化初期形成了不连续不规则的SiO₂氧化膜,逐渐形成连续、多孔的氧化膜,氧化膜的基体由非晶态与晶态混合体向非晶态SiO₂转变。氧化后期,形成了连续的致密的氧化膜。电弧熔炼Mo-12.5Si-25B合金氧化过程中由三相共晶组成的区域是优先氧化侵蚀的位置,优先氧化的产物是SiO₂与Mo-Si-O三元氧化物。稳定的氧化膜形成之后,在Mo-Mo₅SiB₂-Mo₃Si共晶中Mo₃Si被优先氧化侵蚀。退火态Mo-12.5Si-25B合金的显微组织同样由Mo-Mo₅SiB₂-Mo₃Si三相共晶分布在Mo₅SiB₂基体中所构成,Mo₅SiB₂基体中还弥散分布着大量尺寸为1μm左右的Mo粒子。退火态Mo-14Si-28B合金的显微组织由Mo₅SiB₂基体分布着Mo₅Si₃和MoB相组成。由于具有更高的B、Si含量,以及Mo5Si3与MoB相的存在,致密连续的B-SiO₂层在氧化的早期阶段更容易在Mo-14Si-28B合金上形成,因此该合金具有更好的抗氧化性,这与氧化动力学曲线所显示的Mo-12.5Si-25B合金在1200°C与1300°C的质量减少远远超过Mo-14Si-28B合金相吻合。