超高温陶瓷（UHTCs）改性C/C复合材料（C/C-UHTCs）结合了UHTCs优异的化学稳定性以及C/C复合材料良好的力学性能,是广泛使用的高温结构材料。然而,目前制备C/C-UHTCs复合材料的方法存在致密化效率低、UHTCs分布不均匀等缺点。化学液相汽化沉积（CLVD）是一种制备C/C复合材料的工艺方法,该工艺具有致密化效率高、操作简单,可对复合材料微观结构进行调控等优点。但目前将CLVD工艺用于制备C/C-UHTCs复合材料的研究较少,并且关于复合材料的沉积机理,工艺参数对复合材料微观结构和性能的影响也尚不明确。因此,本文采用CLVD工艺制备了Zr C和Zr C-Si C改性C/C复合材料,并构建Si C NW/Py C核壳结构对Zr C-Si C改性C/C复合材料进行增强增韧。研究了复合材料的制备工艺、沉积机理、微观结构和性能,主要的研究内容和结果如下:制备了C/C-Zr C复合材料,研究了复合材料在CLVD工艺中的沉积行为和机理,探索了沉积温度对复合材料微观结构及性能的影响规律。结果表明:在沉积过程中,预制体的径向中心处率先形成沉积前沿,并且沉积前沿向未致密区移动,使得复合材料逐渐致密化;在沉积温度为800-900℃时,复合材料微观结构致密,Zr C含量较高且分布均匀,基体与纤维的界面结合较好;当沉积温度升高到1000-1100℃时,复合材料的孔隙率升高,Zr C的含量降低且出现偏聚分布;沉积温度为900℃时,复合材料的弯曲强度最高,达到160.26 MPa,在4.18 MW/m~2的热流条件下烧蚀60 s后,线烧蚀率和质量烧蚀率最低,分别为3.10×10-3mm/s和2.57×10-3g/s。制备了梯度分布Zr C-Si C改性C/C复合材料,研究了前驱体加入速率对复合材料微观结构的影响规律,考察了梯度分布结构对复合材料抗烧蚀性能的影响,并分析了复合材料烧蚀表面氧化层的形成和演变机理。结果表明:当前驱体加入速率为30和50 g/h时,Zr C含量从复合材料中心向边缘逐渐减小,而Si C含量逐渐升高,呈梯度分布趋势;当前驱体加入速率增加到70 g/h时,复合材料边缘处陶瓷含量高,而中心处陶瓷含量低,呈现不同的分布特征;在2.38MW/m~2的热流条件下烧蚀90 s后,前驱体加入速率为50 g/h制备的梯度分布改性复合材料的线烧蚀率和质量烧蚀率为0.52×10-3mm/s和0.39×10-3g/s,比均匀分布改性复合材料减小了66.7%和60.9%,在4.18 MW/m~2的热流条件下烧蚀90s后,梯度分布改性复合材料的线烧蚀率和质量烧蚀率为1.59×10-3mm/s和1.57×10-3g/s,比均匀分布改性复合材料减小了67.2%和55.9%,表明在两种烧蚀环境下梯度分布改性复合材料比均匀分布改性复合材料的抗烧蚀性能更好;Zr C和Si C的梯度分布使得烧蚀表面形成了不同组分的氧化层,烧蚀中心表面为Zr O2层,靠近烧蚀中心的过渡区表面为富集Zr O2的Zr O2-Si O2层,靠近烧蚀边缘的过渡区表面为富集Si O2的Zr O2-Si O2层,烧蚀边缘表面为具有Si O2纳米线的Si O2层。采用CLVD结合前驱体浸渍裂解（PIP）法制备了C/C-Zr C-Si C复合材料,研究了两种工艺的致密化特点以及沉积时间对复合材料微观结构、弯曲性能和抗烧蚀性能的影响规律,分析了复合材料烧蚀机理。结果表明:CLVD工艺优先填充无纬布层,而PIP工艺优先填充网胎层;当CLVD工艺中的沉积时间为8 h时,复合材料的密度较高,陶瓷分布均匀,使得弯曲性能和抗烧蚀性能较好,而缩短或者延长沉积时间都降低了复合材料弯曲性能和抗烧蚀性能;联合工艺的引入,改善了复合材料无纬布层和网胎层的陶瓷分布,有助于烧蚀过程中连续氧化层的形成,从而提高了复合材料抗烧蚀性能。制备了Si C NW/Py C核壳结构增韧的C/C-Zr C-Si C复合材料,研究了Si C NW的生长机理,探索了Py C沉积时间对复合材料微观形貌、弯曲性能和抗烧蚀性能的影响规律,分析了核壳结构的增韧机制以及复合材料的烧蚀机理。结果表明:当热处理温度为1700℃时,Si C NW分布均匀,以气-固（V-S）机制生长;随着Py C沉积时间的延长（3-10 h）,核壳结构直径增加（1-5μm）,复合材料密度升高,但过长的沉积时间反而导致核壳结构不明显;当Py C沉积时间为6 h时,复合材料的弯曲强度和断裂韧性最高,达到212.09 MPa和11.24MPa·m1/2,并呈假塑性断裂;在烧蚀过程中,核壳结构可以固定Zr O2,从而促进烧蚀表面氧化层的形成,为复合材料提供有效防护。