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航空航天技术的快速发展对超高温环境下热端部件材料的耐用温度提出了更高的要求。难熔金属铌具有高的熔点(2468℃)、相对低的密度(8.57g/cm3)和良好的机械加工性能等优点。因此，铌基材料已被普遍认为是替代镍基合金的一类极具应用前景的下一代超高温结构材料。但是，纯铌的高温强度不高及抗氧化能力严重不足成为其发展应用的主要障碍。为提高铌的强度，将混杂硬质陶瓷相引入铌或铌合金基体制成铌基复合材料取得了很好的强化效果。而提高铌高温抗氧化的方法主要有合金化法和涂层法。合金化法虽对铌材料的抗氧化性能有所改善，但抗氧化元素的加入需超过一定的临界值才能对基体起到保护作用，这将损害材料的机械加工性能。表面涂层法是兼顾基体材料力学性能的同时，对其进行抗氧化防护的有效途径。本文采用熔铸法制备了新颖的混杂碳化物和硼化物强化Nb–Ti–C–B系铌基复合材料，利用X射线衍射、扫描电镜、透射电镜、电子背散射衍射和能谱等技术对不同成分复合材料的组织结构进行了研究，并测试评价了各材料的硬度、室温压缩性能、室温断裂韧性和高温压缩性能，探讨了复合材料的增强及破坏机制。然后，利用熔盐法在不同基体材料表面制备了硅化物涂层借以提高其抗氧化性，并利用X射线衍射技术、扫描电镜和能谱等分析方法研究了涂层的组织结构，测试了涂层的高温抗氧化性和抗热震性，探讨了涂层的形成机制、抗氧化机理和失效机制。熔铸法制备的Nb–Ti–C–B铌基复合材料由体心立方的Nbss、面心立方的碳化物(Nb,Ti)C和正交的硼化物(Nb,Ti)B相组成。细小混杂的(Nb,Ti)C和(Nb,Ti)B相分布在树枝状Nbss周围呈现网状结构。(Nb,Ti)C/Nbss和(Nb,Ti)B/Nbss的界面洁净，无反应层。树枝状Nbss作为初生相，剩余液相以(Nb,Ti)C、(Nb,Ti)B和Nbss共晶组织的形式形成于枝晶间的网状组织中。Ti在Nb中的固溶及低密度硼化物碳化物的生成使得复合材料具有比纯铌更低的密度。力学性能测试结果表明，复合材料网状结构中第二相含量的增加提高了材料的硬度和室高温抗压强度，但降低了室温断裂韧性。材料在经受外力时，包含有大量混杂硬质相的网状结构可起到骨架支撑作用，借以提高材料的强度，但裂纹容易在网状结构中萌生和扩展，当网状结构中的硬质相含量增高，裂纹的桥联及大角度偏转消失，材料的韧性下降。Mo或W添加在复合材料中未引入新相及改变组成相的结构，但发生了固溶现象。Mo添加复合材料的相组成为Nbss(Mo)、(Nb,Ti)C和(Nb,Ti,Mo)B；W添加复合材料的相组成为Nbss(W)、(Nb,Ti,W)C和(Nb,Ti,W)B。Mo或W添加在复合材料中未改变混杂碳化物和硼化物网状分布的特点，但其细化了树枝状Nbss晶粒及网状组织，同时粗化针状硼化物。Mo或W添加复合材料中，树枝状Nbss为初生相，其后枝晶间发生共晶反应形成碳化物和硼化物混杂分布的网状结构。Mo或W的添加提高了复合材料的密度，且材料的密度随着它们添加量的增加而增大。Mo或W的加入提高了材料的硬度和室高温抗压强度，但降低了材料的室温断裂韧性。固溶强化和初生Nbss晶粒细化有助于材料硬度强度的提高，但基体的固溶硬化恶化了材料的韧性。不同基体材料表面涂层由主体层(Nb,X)Si2和过渡层(Nb,X)5Si3组成。(Nb,X)Si2晶粒呈纳米量级，涂层较致密。850℃和1000℃循环氧化测试结果表明，无涂层复合材料在氧化很短时间内即发生严重的氧化膜剥落开裂现象，而有涂层的材料经受更长时间的氧化仍未出现氧化膜的剥落，涂层的存在大大提高了复合材料的抗氧化能力。不同基体涂层的氧化动力学曲线遵循抛物线规律。涂层氧化产物均含有Ti2Nb10O29和SiO2相，但在含W基体的涂层氧化产物中还发现WO3的存在。涂层氧化膜中微裂纹及孔洞的存在可为氧的扩散提供快速通道，加速了涂层的氧化。经受240次室温~1100℃热震循环后，不同基体材料涂层仍未发生脱落现象。热震过程中，增厚的(Nb,X)5Si3过渡层有效减缓了裂纹向基体扩展速度，提高了涂层的抗热震性能。