MoSi₂-RSiC复合材料结合了RSiC优异的高温力学和抗蠕变性能,以及MoSi₂优异的导电?导热和高温抗氧化等优点,在航空航天用高温结构材料和高温电热元件材料方面具有广阔的应用前景。目前的制备方法主要是前驱体浸渍裂解（PIP）和活化熔渗法（AAMI）,其优点是明显的降低了熔渗温度,但也存在一些问题,如PIP工艺繁琐、添加不同金属元素对复合材料熔渗温度的影响各异、熔渗相中Cr或Ti等金属元素对复合材料氧化性能不利等。本文采用活化熔渗法（AAMI）,围绕这些问题探讨了制备工艺对复合材料组成、微观结构、室温及高温力学性能、导电性、热膨胀系数、热导率和抗氧化性的影响,进而通过拓扑理论等方法计算并分析了复合材料的导电机理。主要结果如下:（1）以MoSi₂-Si-Cr为熔渗相,在1400^o C可得到均匀的预熔合金,其组成主要为Si?MoSi₂和（Mo,Cr）₅Si₃;当活化熔渗温度为1900^oC时,可得致密的（Mo,Cr）_XSi₂-RSiC复合材料,物相组成为SiC?MoSi₂?Mo_4.8Si₃C_0.6和（Mo,Cr）₅Si₃。其中,MoSiCr-2-S2.6-1900的界面结合性相对优异,力学性能较好,抗弯强度和弹性模量分别为148.32MPa和248.75GPa。MoSiCr-5-S2.6-1900的体积电阻率最低,为0.28Ω·cm,约为基体的1/20。在25-1200^o C,MoSiCr-2-S2.6-1900的热膨胀系数最低,为4.75×10^-6K^-1,且综合性能在该体系的复合材料中较好。（2）以MoSi₂-Si-Ti为熔渗相,其预熔温度为1450^o C,当熔渗温度为1700^o C,可得致密（Mo,Ti）_XSi₂-RSiC复合材料,物组成主要为SiC?Si?TiSi₂和(Ti_0.8Mo_0.2)Si₂。复合材料的微观结构显示MoSiTi-2-S2.6-1700界面结合紧密无微裂纹,Mo和Ti元素富集现象较少,同时,MoSiTi-2-S2.6-1700的抗弯强度和弹性模量最高,分别为136.8MPa和217.3GPa;其高温力学性能随温度升高而提高,1400^o C时为189.4MPa,比室温时提升了38%。在不同熔渗相对应的复合材料中,MoSiTi-5-S2.6-1700的体积电阻率最低,为0.45Ω·cm。在25-1200^o C,MoSiTi-X-S2.6-1700的热膨胀系数范围为4.51×10^-66 K^-1-4.97×10^-66 K^-1,熔渗相组成对复合材料CTE的影响不大。室温下,MoSiTi-2-S2.6-1700的热导率最高,为195.7 W·m^-1 K^-1,复合材料的热导率随温度升高而降低,其热导率主要取决于基体,熔渗相组成对材料热导率的影响不大。（3）采用拓扑理论、混合规则对复合材料导电性计算,表明拓扑法计算值更接近材料的真实值。复合材料的导电性主要受三维互穿网络结构和界面结合性影响。互穿网络结构对复合材料导电行为的影响较大,当基体密度为2.6g·cm^-3,I₁为0.64;界面结合性对复合材料导电行为主要受界面中(Ti_0.8Mo_0.2)Si₂的分布以及熔渗相的体积分数的影响,其影响因子先增加后降低。由于复合材料内部的缺陷和计算模型简化,使得有限元法对复合材料体积电阻率的计算值与真实值存在差距。（4）MoSiTi-2-S2.6-1700复合材料的氧化速率低于RSiC基体,在氧化后,材料出现了SiO₂、TiO₂和Mo₅Si₃相。随氧化时间增长,复合材料表面氧化层的裂纹先减少后增多,氧化时间为100h时,氧化层出现了大量气孔和裂纹,呈两相结构。与之对应,随氧化时间增长,材料的室温力学性能先升高后降低,氧化40h达到最高值,抗弯强度和弹性模量分别为142.3MPa和191.1GPa。随氧化时间增长,复合材料的导电性先下降后基本不变,氧化100h后为0.285Ω·cm,与氧化前相比降低了76.4%。