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传统陶瓷通过引入连续碳纤维可以显著提高材料的断裂韧性，界面脱粘、裂纹在纤维处的偏转、纤维对裂纹的桥连以及纤维拔出等能量消耗机制使复合材料对裂纹、气孔等缺陷不敏感，表现出类似于金属的非脆性断裂行为。虽然陶瓷材料可以通过引入纤维显著提高材料的断裂韧性，但是韧性主要由微米尺寸的能量消耗机质获得，纤维束间和束内的基体在微米尺寸下仍表现出脆性特征，复合材料在应力作用下，裂纹很容易穿过垂直应力承载方向的纤维束或者层间基体（如2D层压材料）。上述承载应力较差的纤维束和层间基体便成为复合材料中较弱的区域，对材料强度和韧性的提高几乎没有贡献。此外，由于复合材料中存在部分由纤维和基体热膨胀系数差异导致的微裂纹和由于致密化工艺限制产生的微孔阻碍热量在复合材料中传导，使复合材料具有较低的热导率。如采用PIP工艺制备的C/SiC复合材料热导率通常为10-20W/mK。当C/SiC复合材料作为热结构件使用时，较低的热导率将不利于构件应用过程中高温区热量向低温区疏导，使构件局部面临苛刻的高温甚至超高温的服役环境。为此，通过调控陶瓷基复合材料的组成和微观结构形貌获得力学性能优良的高热导的陶瓷基复合材料对陶瓷基复合材料应用推广具有极其重要的意义。碳纳米管具有优异的力学、热学、电学性能，是一种极具应用前景的材料。由于具有纳米级的尺寸，碳纳米管(CNTs)可以被引入到纤维间和层间的“弱区域”来减弱受基体主导的性质，而且CNTs可以诱导额外的断裂途径从而强化基体的局部韧性，同时利用CNTs的热学和电学性能，实现结构功能的一体化。
利用化学气相沉积的方法直接在纤维表面生长CNTs，制备了Cf-CNTs多级增强体。研究了纤维预处理，生长工艺对二维、三维编织体中碳纳米管生长形貌的影响。结果表明，HNO3对纤维表面进行功能化处理，能有效促进催化剂的加载以及CNTs生长密度的提高;通过调整催化剂溶液的浓度和种类，可以控制纤维表面CNTs的生长密度;气体滞留时间影响纤维表面CNTs的取向生长。3D编织体中CNTs生长涉及碳烃气体的化学气相渗透和均相热解，控制气体的化学组成是实现3D结构中CNTs均匀生长的关键。反应压强为10KPa，碳源为C2H2，温度控制在650℃，气体滞留时间控制在0.6～2.0s范围内，CNTs能够在内层纤维束内1～2μm的孔隙中，实现了3D编织体结构中CNTs的均匀生长。
利用前驱体浸渍热解工艺制备了Cf-CNTs/SiC复合材料，研究了Cf/CNTs界面、CNTs/M界面以及CNTs含量对复合材料的力学、热学性能的影响。结果表明，PyC和PyC/SiC作为Cf/CNTs的界面能有效保护纤维免受CNTs生长造成的损伤。直接在纤维表面生长CNTs时，复合材料的弯曲强度仅有34±3MPa，当PyC/SiC作为Cf/CNTs之间的界面相时，复合材料具有最优的弯曲强度和断裂韧性，分别为352±21MPa和10.0±1.0MPa·m1/2（纤维体积分数为30％）。利用化学气相沉积的方法在CNTs表面沉积了不同厚度的PyC界面和PyC/SiC界面，高含量的CNTs限制了PyC界面在CNTs表面的沉积，导致复合材料的性能没有明显改善。2D材料结果表明，复合材料的弯曲强度随CNTs表面PyC的沉积时间（厚度）增加而增加。沉积时间为30min时，即CNTs表面PyC厚度约50纳米时，尽管复合材料纤维体积分数下降了19.8％，弯曲强度却由195±10MPa增加至272±13MPa，提高了39.5％。CNTs的引入使复合材料纤维束呈整束拔出，限制了裂纹在纤维束内部的扩展，经CNTs/M修饰后，裂纹在束内的扩展得到改善。CNTs/M界面经过PyC调控后，CNTs从脆性断裂逐渐转换成CNTs的拔出，且拔出长度逐渐增加，出现了“sword in sheath”的断裂特征。进一步调整CNTs的含量并对CNTs进行界面保护，结果表明复合材料随CNTs含量的降低，弯曲强度逐渐增加。当CNTs含量为1.1wt％时（纤维体积分数为26％），复合材料具有最高的弯曲强度(334±37MPa)和断裂韧性（12.4±0.9 MPa· m1/2），比无CNTs的对比样分别提高了70.4％和30.9％。CNTs表面PyC的沉积使复合材料形成了“fiber-PyC/SiC-(CNTs+PyC)-(CNTs+SiC)”的新型结构。CNTs的引入提高了复合材料的热学性能，沿纤维方向和垂直纤维方向热导率分别提高了29.4％和58.5％。