高超声速飞行器飞行速度高,气动加热显著,热防护系统是其关键技术之一,热防护材料是其成功的保证。C/SiC及其改性复合材料综合了C/C复合材料和陶瓷的优点,具有比强高、比模量高、抗烧蚀、耐高温、低密度等一系列优异性能,可以获得综合性能优势,满足苛刻的服役环境,是目前最具潜力的热防护系统材料之一。热防护系统的设计和应用依赖于热防护材料在服役环境下的响应特征和失效机理,地面实验考核是目前研究的主要手段。在众多的模拟方法中,高频等离子体风洞由于具有流场纯净、运行时间长、模拟能力强、试验效率高等优点,能够提供高焓、高速等离子环境,是进行模拟服役环境响应和机理研究的主要方法。本文针对C/SiC及其改性热防护材料,采用高频等离子体风洞,研究其在模拟服役环境的响应特征和烧蚀机理,主要研究内容和结果如下:（1）系统研究了CVI法制备的C/SiC复合材料在等离子体风洞中的烧蚀行为。结果表明:在低热流密度和压力条件下,C/SiC试样的主要控制反应为SiC的原子氧氧化,包括SiC原子氧氧化生成SiO₂和原子氧对SiO₂的侵蚀,二者的协同作用促使试样表面SiC层出现微量消耗。在高热流密度和压力条件下,试样烧蚀过程中的主要反应为SiC的分解或升华。当C/SiC复合材料表面SiC层耗尽时,碳纤维的燃烧和催化反应导致试样发生表面温度跃升现象。（2）研究对比不同制备方法（RMI、PIP和CVI法）对C/SiC复合材料烧蚀的影响。结果表明:不同方法制备的C/SiC复合材料烧蚀机理一致,1850^oC是C/SiC材料烧蚀机理从原子氧氧化到SiC分解/升华的转变点。不同制备方法导致C/SiC材料在相同烧蚀条件下表面稳定温度不同,PIP法制备的C/SiC表面稳定温度最低,RMI法制备的C/SiC次之,CVI法制备的C/SiC最高。不同制备方法制备的C/SiC表面SiC层的消耗速度不同,RMI法和PIP法制备试样表面SiC层消耗速度是CVI法制备试样的2³倍。（3）研究了超高温陶瓷改性C/SiC复合材料在等离子体风洞中的烧蚀行为。结果表明:在烧蚀过程中,C/SiC-ZrB₂-ZrC复合材料表面陶瓷层中SiC-ZrB₂-ZrC氧化形成以ZrO₂为骨架,熔融态SiO₂填充并覆盖表面的氧化层结构。在低热流密度和压力条件下,类似于C/SiC试样,材料表面存在着SiC原子氧氧化生成SiO₂和原子氧对SiO₂的侵蚀。随着氧化层中SiO₂的不断侵蚀消耗,陶瓷层中的SiC也不断被氧化补充,氧化层厚度不断增长。当氧化层厚度较厚时,SiO₂补充速度不足以弥补消耗速度,导致表面ZrO₂的部分裸露。由于ZrO₂的高催化系数,试样表面温度波动上升。ZrO₂颗粒的脱落和SiC的氧化补充SiO₂又会降低表面的催化影响。在这个动态平衡中,试样表面温度波动上升,但不会出现温度跃升现象。在高热流密度和压力条件下,试样表面SiC的消耗机理从原子氧氧化转变为SiC的分解或升华,材料表面陶瓷层中的SiC快速耗尽。氧化层中SiO₂无法从陶瓷层中获得补充,被原子氧快速侵蚀。在表面SiO₂耗尽前,试样表面温度呈波动上升,但不会出现表面温度跃升现象。当材料表面氧化层中SiO₂耗尽后,试样表面ZrO₂大面积暴露于高焓气流中。在ZrO₂高催化系数作用下,试样表面温度出现跃升现象。C/SiC-HfC复合材料在等离子体风洞中的烧蚀机理类似于C/SiC-ZrB₂-ZrC复合材料。但由于HfO₂比ZrO₂更高的催化系数,使C/SiC-HfC材料在较低烧蚀状态下更早出现了表面温度跃升现象。（4）研究了C/SiC及C/SiC-ZrB₂-ZrC复合材料在等离子体风洞中的原子氧氧化行为。结果表明:C/SiC复合材料烧蚀过程中原子氧氧化生成SiO₂和原子氧侵蚀消耗SiO₂速率达到平衡时,试样表面氧化层厚度不再变化,该平衡厚度随烧蚀状态的上升而降低。C/SiC-ZrB₂-ZrC复合材料烧蚀过程中的原子氧氧化行为不仅包括原子氧氧化生成SiO₂和原子氧侵蚀消耗SiO层,还包括原子氧氧化ZrB₂-ZrC陶瓷生成ZrO₂及气流对ZrO₂的冲刷剥蚀。当原子氧氧化生成ZrO₂和气流对ZrO₂的冲刷剥蚀速度达到平衡时,试样表面原子氧氧化行为进入平衡态。