防护材料大量应用于船舶、飞机和装甲车辆等重大设备以及防弹装置中，是高可靠装甲防护系统的硬件基础，是重大装置高寿命设计的关键技术^[1~3]。随着对防护装甲和防弹装置的轻量化、抗弹性能、可靠性和环境适应性能的要求不断提高^[4,5]，现有钢板、铝板等防护材料已难以满足现代装备减重和高防护性能的需求^[6~9]。

Ti及钛合金具有低密度、高比强度、高抗腐蚀能力、耐高温等诸多优点，成为兵器工业和航空航天等领域不可或缺的关键材料^[10~12]。尤其是在防护方面，钛合金能够满足轻量化需求，而且具备良好的强度和塑(韧)性^[13,14]，高强度能够承受更高的外部冲击，高塑(韧)性能够在保持结构稳定性的前提下通过塑性变形吸收和耗散大量的能量。与传统的装甲钢、装甲铝合金相比，装甲钛合金兼具轻质和高抗冲击特性，具有更优异的抗弹性能^[15,16]。研究人员已广泛采用高强度钛合金作为钢制装甲的替代材料，成功应用到M1A2主战坦克、M2 Bradley战车和超轻型M777榴弹炮等武器装备上^[17,18]。目前所研究的防护用钛合金大多为均质结构，即材料成分和组织在整体上均匀一致。实际上，对防护材料的迎弹面和背弹面的功能需求具有明显的差异性，即迎弹面需要具备更高的硬度和强度从而具备足够的抗弹性能，而背弹面则倾向于更高的塑(韧)性来维持结构稳定并吸收能量。均质金属材料的强度-塑(韧)性是一种典型的相互制约关系^[19,20]。因此，需要通过弥散强化和梯度材料设计来实现钛合金防护材料的迎弹面高硬高强、背弹面高韧和梯度过渡的功能^[21~25]。同时，与高致密的金属材料相比，蜂窝钛、泡沫钛等多孔钛基材料具备更高的吸能性，能够在破甲弹和穿甲弹的初始侵彻阶段，大幅度削弱弹体巨大的冲击力^[26,27]。目前，大量研究^{[4,11,12,15,21~25]}以沿厚度方向不同位置的材料性能调控为目标，通过差异化地加入纳米碳、TiB和TiC等增强相，研究和制备出了高抗冲击梯度钛基复合材料，但是减重效果并不明显；也有部分研究^[16,26,27]以减重为目标，采用多孔金属和夹芯结构开发出轻量化防护材料，但是受限于力学性能较差，无法作为高强度的结构件进行推广应用。将多孔钛基材料和梯度钛基材料制备成一体化的材料，能够兼具高吸能轻量化功能和高抗冲击性能。但是由于两种材料的结构差异大，而且常规的制备工艺截然不同，因此将两种材料一体化成形并充分发挥各自的特性是个很大的难点，目前还未见相关报道。

本工作采用热压烧结方法，以Ti6Al4V为基体，通过添加不同尺寸和含量的TiC颗粒设计了高抗冲击的TiC增强Ti6Al4V梯度复合材料，并同步在材料表面制备ZrO₂空心球/Ti6Al4V多孔材料作为吸能层，成功制备了表层多孔高吸能型、基材梯度复合结构高抗冲击型的钛基防护材料，并研究了该材料的显微组织和性能，填补了该领域空白。

以Ti6Al4V为基体，以不同粒度的TiC颗粒作为增强相，通过调整复合材料不同层中TiC颗粒的加入量和粒度设计和制备梯度复合材料，同时以ZrO₂空心球为占位体，在梯度复合材料的表面同步制备出多孔钛层。基体原料为球形氢化脱氢Ti6Al4V粉末，主要化学成分(质量分数，%)为：Al 6.2，V 3.7，Fe 0.02，Si 0.001，C 0.05，N 0.02，O 0.4，H 0.001，其他≤ 0.5，Ti余量；粒径15~45 μm，松装密度2 g/cm³，理论密度为4.45 g/cm³。增强相原料为TiC粉末，理论密度为4.45 g/cm³，通过筛分，取粒度分别为3~5和15~53 μm两种尺度的粉末。ZrO₂空心球采用熔融喷吹法制备，球径2~3 mm，堆积密度1.15 g/cm³。

烧结模具采用高纯石墨加工制备成上、下通透的圆柱体形状，内腔直径30 mm、壁厚20 mm，内腔上、下配备直径30 mm的高纯石墨棒用于烧结过程的压粉。制作多个直径30 mm、厚度3 mm的石墨垫片作为活块，活块与直径30 mm、厚度0.2 mm的石墨纸一起使用，用于样件与模具的分离。

本工作以新材料的制备和探索为目标，选择孔隙率为40%~50%的表层多孔钛和TiC增强相加入量为0~8% (质量分数，下同)的梯度材料为研究对象，同步制备包含1个10 mm厚的多孔钛层和五个15 mm厚的梯度层的样件，从而验证一体化成形的可行性，并对比分析不同层的性能。孔隙率为40%~50%的多孔钛具备较高的吸能特性和较明显的减重效果，0~8%TiC增强相的研究能够初步表征不同梯度层的界面、组织和性能，10~15 mm的样件厚度能够满足组织和性能分析的尺寸要求。基于以上考虑，所设计的表层多孔梯度材料分为六层，第一层为Ti6Al4V材料(简称钛层)；在第二层~第五层的Ti6Al4V粉末中加入不同含量的TiC粉末，TiC粉末的质量分数由4%向8%递增，粒度由细变粗，依次简称为Ti-4%TiC、Ti-6%TiC、Ti-8%TiC和Ti-8%LTiC，其中第二层~第四层的TiC粒径为3~5 μm，第五层Ti-8%LTiC的TiC粒径为15~53 μm，以上五层为梯度层；第六层为通过ZrO₂空心球占位制备的Ti6Al4V多孔层，即多孔钛层。钛层和Ti-4%TiC层作为塑韧性良好的背弹面抗变形材料，可保障整体材料在强冲击作用下的完整性；Ti-8%LTiC层作为高强高硬的迎弹面抗冲击材料，能够抵抗外部巨大的冲击能量，Ti-6%TiC层和Ti-8%TiC层作为性能居中的中间过渡层，起到成分、性能过渡和削弱高强层与高韧层之间应力的作用；多孔钛层作为迎弹面的吸能和减震材料，能够凭借多孔结构独特的坍塌变形机制和形变能力有效吸收震动应力并缓解冲击力，同时孔隙的空气压缩性也提供了稳定的缓冲效果。多孔钛材料和梯度复合材料能够采用粉末冶金法同步制备，实现材料的整体制造和各层之间的冶金结合。

ZrO₂的密度为5.89 g/cm³，ZrO₂空心球堆积密度为1.15 g/cm³，从而可以计算出堆积后的ZrO₂空心球粉末孔隙率φZrO2 = 1 - (1.15 / 5.89) = 80.48%。按照表1的设计，可以计算出多孔钛中ZrO₂空心球的体积分数为59.15%。在烧结后的表面多孔材料中，与ZrO₂空心球部分相比，Ti6Al4V接近于实体，孔隙率可以按0计算，从而可以计算出多孔钛层的理论孔隙率φ = φZrO2 × 59.15% = 47.60%。

按表1的设计方案，分别在Ti6Al4V粉末中加入不同的TiC粉末或者ZrO₂空心球。在第1~5层的Ti6Al4V或混合物中，按照4∶1的球料比分别加入不同球径的ZrO₂磨球后装入不锈钢球磨罐，通入Ar气后进行低能球磨混粉，转速80~120 r/min，总球磨时间24 h。第6层的ZrO₂空心球和Ti6Al4V粉末混合物在混料机上进行机械混合，转速20 r/min，混合时间5 min。

将球磨或机械混合后的粉末按照第1~6层顺序，采用叠层铺粉的方法依次铺到高纯石墨模具的空腔内。每层粉末用底部平整的高纯石墨棒压平后再进行下一层粉末的铺粉，每层粉末的厚度为8 mm。高纯石墨棒与粉末之间用1个石墨垫片和2片石墨纸分隔开，石墨垫片与高纯石墨棒接触。图1为叠层铺粉示意图和模具实物图。其中石墨模具、石墨棒和石墨垫片可以循环使用，石墨纸是易消耗品。

将完成叠层铺粉后的模具用石棉片和紧箍固定，放入液压机上进行压力500 kg左右的预压，预压后放入HY-SJL01真空热压烧结炉中烧结成型。烧结实验参数为：升温速率20 ℃/min，升温至750 ℃后保温10 min，继续升温至950 ℃后保温10 min，再升温至1050 ℃后保温1 h，之后随炉冷却至200 ℃以下后将样件取出。样品取出后用压力机将样品顶出，去除石墨垫片，打磨掉石墨纸，得到表面多孔的钛基梯度复合材料样件。

图2为试样制备示意图。利用D8 ADVANCE X射线衍射仪(XRD)对Ti6Al4V预合金粉末和TiC粉末原材料进行物相分析。采用水刀切割方法将圆柱形样件沿轴线方向切出两个平行的平面后，选择一个面进行金相试样制备，利用KMM-500金相显微镜(OM)和配备能谱仪(EDS)的EVO 18扫描电子显微镜(SEM)观察不同层材料的显微组织和结合界面，通过SEM图片统计孔隙面积占比后间接计算不同层的致密度，利用MH-3型Vickers硬度计测量不同层内部及界面处的硬度。采用线切割加工方法在梯度材料层中取直径5 mm、长5 mm的圆柱试样在ALT-1000 Hopkinson压杆装置上进行动态冲击载荷实验，冲击加载速率为20 m/s，名义应变速率为1500 s^-1。在Ti-4%TiC层和Ti-8%LTiC层中取厚度为150 μm的试样，通过机械减薄和Gatan 691离子减薄仪减薄制备成透射电镜(TEM)试样后，利用JEM-2100 TEM进行TiC颗粒和基体组织分析。分别采用水刀切割方法和线切割方法取多孔钛层圆柱形试样和不同梯度层微小拉伸试样，利用CMT-5305万能试验机分别进行压缩性能和拉伸性能实验。

图3为Ti6Al4V、3~5 μm TiC和两者球磨混合粉末的SEM像和XRD谱。可以看出，Ti6Al4V颗粒呈规则的球形，由hcp结构的α-Ti组成，球形的形态有助于烧结出高致密度和优异力学性能的样件。TiC颗粒的形状相对不规则，由fcc结构的α-TiC组成，粒径主要分布在3~5 μm区间。两种粉末经过低速球磨混合后呈分散分布状态，混合物仍然由hcp结构的α-Ti和fcc结构的α-TiC组成，球磨过程中未发生相变，球形Ti6Al4V颗粒的形态未发生变化，但是表面因为附着了一定数量细小的TiC颗粒而变得粗糙，这说明TiC颗粒充分分散在Ti6Al4V颗粒周围。

图4为Ti6Al4V/TiC梯度材料的OM像。可以看出，相邻的梯度材料层之间呈冶金结合，没有明显的结合界面。从图4a和c可以看出，钛层与Ti-4%TiC层界面处由无增强相的粗晶组织向细小增强相弥散分布的细晶组织自然过渡，钛层的晶粒粗大，基体由耐腐蚀的白色板条状α-Ti相和灰色的β-Ti相组成，是典型的钛合金层片组织；Ti-4%TiC层由于加入了尺寸为3~5 μm、含量为4%的TiC，α-Ti和β-Ti相变短、变窄，组织和晶粒均得到明显细化，小颗粒的第二相弥散分布在晶界处，能够起到抑制晶粒长大的作用。从图4b和d可以看出，Ti-8%TiC层和Ti-8%LTiC层中由于加入了不同尺寸、含量为8%的TiC，基体均为细小的层片组织，与Ti-4%TiC层接近，两层材料的界面处由细小、弥散的第二相细晶组织向多尺度第二相的细晶组织自然过渡，Ti-8%LTiC层中的小尺寸第二相可能是在球磨过程中大尺寸TiC被机械破碎而形成的。因此，加入不同尺寸、不同含量TiC颗粒的晶粒细化作用较为接近。

Ti6Al4V属于α + β型钛合金，在1050 ℃热压烧结过程中通过扩散和颗粒颈缩实现致密化，组织转变为β-Ti，随后在炉冷的缓慢冷却过程中发生扩散型相变，形成β-Ti与α-Ti相交替排列的层片结构。在1050 ℃热压烧结过程，加入TiC颗粒可诱发β-Ti局部应力集中，促进动态再结晶，通过阻碍亚晶界的迁移，形成更细小的等轴晶粒，从而得到细晶组织。

图5为Ti6Al4V/TiC梯度材料界面附近的SEM像和EDS线扫描分析结果。可以看出，在两层材料的界面附近，两侧材料中C的衍射峰较为分散，但衍射峰数量和宽度有一定的差异，这说明TiC分布较为均匀，且不同梯度材料中的TiC加入量或尺寸存在差异。从图5a和b可以看出，随着TiC加入量的增加，组织中白色颗粒数量逐渐增多，EDS线扫描分析结果表明，C元素含量出现峰值的时候往往伴随着Ti元素含量谷值，而且出现的频率也逐渐增加，这说明TiC颗粒的数量逐渐增加，推测大量弥散分布的白色第二相颗粒就是TiC。

对图5c中不同尺寸的白色颗粒进行EDS分析，结果如图6所示。从图6a可以看出，Ti-8%TiC层的晶界处分布着尺寸在10 μm以下的白色颗粒，Ti-8%LTiC层的晶界处分布着尺寸在数微米~数十微米之间的白色颗粒。EDS分析表明，这些颗粒中Ti和C的原子分数均接近50% (图6b和c)，应为TiC颗粒，Ti-8%TiC层和Ti-8%LTiC层中的TiC颗粒分别为小尺寸和多种尺寸混合，实现了TiC颗粒尺寸层状梯度分布的目标。Ti-8%LTiC层中的大尺寸TiC颗粒有助于提升材料的硬度，小尺寸TiC颗粒弥散分布在晶界处，有助于细化组织，多种尺寸的TiC颗粒能够起到协同增强的作用。图6c的EDS检测到F，其可能来自残留的HF腐蚀液。界面附近TiC颗粒的SEM像和OM像分析结果与本工作设计的TiC变化趋势一致。

图7为六层材料的SEM像，原始β-Ti的晶界用蓝色线标记。从图7a~e可以看出，加入TiC颗粒以后，基体中原始β-Ti晶粒细化效果明显。随TiC颗粒的加入量从4%增加到8%，TiC颗粒尺寸从3~5 μm增加到15~53 μm，原始β-Ti晶粒尺寸变化不大。从图7f可以看出，表面多孔钛层中ZrO₂空心球内部最终形成了孔隙结构。孔隙结构与钛合金基体之间的界面较为明显，在界面处紧密结合，未发现过渡层。这说明采用ZrO₂空心球占位法在梯度材料表层制备多孔层是可行的。

图8为六层材料中原始β-Ti晶粒的平均直径和致密度。可以看出，晶粒平均直径的变化趋势与图7的分析结果一致。采用1050 ℃、30 MPa热压烧结工艺制备的五层梯度材料的致密度均很高，随着TiC加入量增加和粒径增大，不同梯度层的致密度从99.7%下降至98.8%，这是由于TiC颗粒与钛合金基体的热膨胀系数不同，导致TiC颗粒周围的基体存在少部分缺陷，而且TiC颗粒加入量增加或者尺寸变大，均会对热压过程中粉末的流动性产生影响，因此会一定程度阻碍烧结过程的密实化过程。多孔钛层的致密度为60.0%左右，即孔隙率在40.0%左右，低于47.60%的理论值，这是由于在热压烧结过程中，部分ZrO₂空心球破碎后粉末进入空心球内部造成的，不过大部分空心球结构未遭到破坏。因此，在热压烧结过程中，采用空心球占位法能够制备出较高孔隙率的多孔结构材料。

为了进一步观察梯度复合材料的基体组织和增强相，对钛层、Ti-8%TiC层和Ti-8%LTiC层材料进行了TEM表征，结果如图9所示。图9a为钛层的TEM明场像，图9b和c分别为图9a中区域I和II的选区电子衍射(SAED)花样。经过标定，图9a中区域I和II分别为P63/mmc空间群hcp结构的α-Ti相和Im3¯m空间群bcc结构的β-Ti相，晶带轴分别为[11¯01¯]和[3¯1¯1¯]，说明钛层中有α-Ti相和β-Ti相基体，未发现有其他相析出。图9d为Ti-8%TiC层的TEM明场像。可见，在基体中分布着微米级和亚微米级的第二相。图9e和f分别为第二相(区域III)和基体(区域IV)的SAED花样。经标定分别为Fm3¯m空间群fcc结构的TiC和P63/mmc空间群hcp结构的α-Ti相，晶带轴分别为[110]和[0001¯]。图9g为Ti-8%LTiC层中尺寸为30 μm的大颗粒与基体界面处的TEM明场像。可以看出，在基体中分布着数十微米(区域V)、数微米(区域VI)和亚微米级(区域VII)三种尺寸的第二相，其SADE花样及标定结果分别如图9h~j所示，均为Fm3¯m空间群fcc结构的TiC相，晶带轴分别为[411]、[1¯1¯0]和[1¯1¯0]。其中图9j中除了TiC以外，还有一套明显的衍射斑点，经标定为P63/mmc空间群hcp结构的α-Ti相基体，晶带轴为[202¯3]。图9k和l分别为图9g中区域VIII和IX的SADE花样。经过标定分别为P63/mmc空间群hcp结构的α-Ti相和Im3¯m空间群bcc结构的β-Ti相，晶带轴分别为[33¯01¯]和[1¯1¯1¯]。

在烧结过程中，晶界处的TiC颗粒能够钉扎晶界和阻碍晶界移动，从而起到细化晶粒的作用，同时TiC颗粒作为不可变形微粒能够与位错发生交互作用，阻碍位错运动，因此TiC颗粒能够对基体起到位错强化作用。Ti-8%TiC层中的TiC颗粒有数微米和亚微米级两种尺寸，Ti-8%LTiC层中的TiC颗粒有数十微米、数微米和亚微米级三种尺寸，小尺寸的TiC颗粒可能来源于原材料或是在球磨破碎过程中产生。多种尺度的TiC颗粒与基体软、硬相相间分布，能够通过异构金属结构实现材料强、塑性的互补。同时TiC颗粒的硬度远高于基体，能够提升材料的整体硬度。

为了测试多孔钛吸能过程中的压缩载荷范围和吸能时间，对表面多孔钛层和钛层进行压缩性能实验，分析空心球占位多孔结构的吸能特性。图10为表面多孔钛层和钛层的压缩载荷-时间曲线。其中两条曲线最后的压缩载荷下降阶段是由于实验力卸载造成的，可以忽略。可以看出，随着时间的延长，多孔钛层承受的压缩载荷呈快速增加、缓慢增加和恢复快速增加三个阶段。第一阶段压缩载荷的快速增加所需时间较短，此时多孔钛材料受到的压缩应力低于多孔钛的屈服强度，处于弹性变形阶段，同时可以看出多孔钛层的屈服强度远低于钛层。随着时间继续延长，多孔钛层受到的压缩应力超过其屈服强度，压缩载荷增速变小，此时进入第二阶段：当多孔钛层受力一侧的最表层所受压缩应力超过抗压强度时，开始发生坍塌，变形和坍塌过程产生的应变吸收了压缩过程的能量，因此压缩载荷增速显著放缓，这时次表层的多孔材料所受压缩应力仍低于抗压强度从而保持完整状态；随着最表层多孔材料的逐步密实化，变形和坍塌过程由最表层向内部推进，密实过程也同步地持续向内部推进，因此表层材料的坍塌和变形过程也逐渐向内部推进，在表层多孔材料整体达到密实化状态之前一直处于压缩载荷范围为25~42 kN的持续吸能过程，吸能时间长达10 s。表面多孔钛层压缩载荷-时间曲线的第二阶段为多孔材料增加了一个较长时效的吸能过程。当表面多孔材料达到密实状态时，进入压缩载荷快速上升的第三阶段。本身就处于密实状态的钛层，其压缩载荷-时间变化曲线与多孔钛层的第一阶段和第三阶段变化趋势一致，压缩载荷增速很大。

厚度10 mm、致密度60.0%的多孔钛层能够在压缩实验过程中，出现10 s左右、25~42 kN压缩载荷范围的吸能过程，而钛层作为传统钛合金防护材料，在压缩过程中压缩载荷会急剧上升，但是因为吸能时间短的原因，吸能作用要小很多。按照本工作的设计，在梯度材料的外层制备多孔钛层作为装甲类材料，当受到外部的高速冲击时，在多孔钛层的塑性变形和坍塌过程中，内层的梯度材料承受较低的压缩载荷从而受到保护，与此同时冲击力也在吸能过程中被削弱。当冲击力突破多孔层以后，减小的冲击力对内层梯度材料的威胁将显著降低。因此表层多孔材料具备优异的吸能特性，能够起到减速、削弱冲击和保护内层材料的作用，从而显著提升防护效果。

五层梯度材料及界面的硬度测试结果如图11所示。可以看出，不加入TiC颗粒的钛层硬度为408.66 HV，加入4%~8%的TiC可以显著提升钛合金的硬度，提升幅度为5%~31%，而且TiC加入量越大，颗粒尺寸越大，梯度材料的硬度越大，Ti-8%LTiC层的硬度最高，可达到535.27 HV，这是由于Ti-8%LTiC层中有多种尺度的TiC颗粒，能够实现细晶强化、位错强化和硬质颗粒直接增强等协同强化作用。界面处的硬度介于邻近的两层梯度材料之间，使梯度材料的硬度更为平缓地过渡。

对钛层、Ti-4%TiC层、Ti-6%TiC层和Ti-8%TiC层四层梯度材料进行拉伸性能实验，分析TiC加入量对梯度材料力学性能的影响。从图12可以看出，与钛层相比，随着TiC加入量的增加，材料的抗拉强度小幅度升高之后降低。强度的提升可能与原始β-Ti晶粒及其内部的α-Ti相、β-Ti相细化后的Hall-Petch效应有关，晶界数量的增加阻碍了位错运动，从而提高了材料的强度；而加入8%TiC后，硬质点周围的缺陷和应力集中现象会凸显，并在材料拉伸过程中萌生更多的裂纹并扩展，此时TiC颗粒对材料强度的不利影响超过了细晶强化和位错强化作用，因此出现抗拉强度下降的现象。加入TiC后，材料的断后伸长率得到一定程度的提升，原因可能是晶粒细化以后，晶界数量的增加能够促进更均匀的塑性变形，减少局部应力集中，延缓裂纹萌生，从而提升了材料塑性。

为了进一步测试不同梯度材料在高应变率下的动态力学行为，为防护材料的梯度结构设计提供依据，对钛层、Ti-4%TiC层、Ti-6%TiC层和Ti-8%TiC层四层梯度材料进行Hopkinson压杆动态冲击实验，图13为单位体积吸收能-时间曲线和冲击力-时间曲线。可以看出，当受到动态冲击时，钛层的冲击力平台期持续时间最短，而添加TiC后，材料平台期时间显著提高，这是由于材料塑性提升以后，在冲击过程中通过塑性变形吸收的能量更多。与钛层相比，Ti-4%TiC和Ti-6%TiC层的冲击力峰值变化不大，而Ti-8%TiC层的冲击力峰值降低，这与材料抗拉强度的变化趋势基本一致。

与传统的钛合金防护材料Ti6Al4V相比，表层多孔的Ti6Al4V/TiC梯度材料，其最表层采用60.0%致密度的多孔钛层作为吸能的保护材料，迎弹面采用Ti-8%LTiC层，背弹面采用Ti-6%TiC层和Ti-4%TiC层，实现了沿深度方向的表层高吸能、迎弹面高硬度和背弹面高强韧的功能梯度优化。图14为Ti6Al4V合金和优化后表层多孔Ti6Al4V/TiC梯度材料的防护过程示意图。如图14a所示，单一的Ti6Al4V合金存在防护性能不足的问题，存在被弹体贯穿的风险。如图14b所示，表层多孔Ti6Al4V/TiC梯度材料通过三个阶段的防护设计，能够降低材料被弹体贯穿的风险：第一阶段，多孔钛层首先接触到最大冲击速率的弹体，在坍塌失效过程中会出现较长时间和较小作用力(25~42 kN)的吸能过程，不但有效削弱了弹体冲击力，而且将传递到实体层的作用力限制在较小范围，因此表层多孔钛优异的吸能特性能够起到减速弹体、削弱冲击和保护内层材料的作用，显著提升防护效果；第二阶段，弹体突破多孔钛层以后开始直接冲击内层材料，冲击力虽然会呈急剧上升趋势，但是经过多孔钛层的吸能作用之后已被显著降低，迎弹面采用高硬度的Ti-8%LTiC材料可降低弹体的穿透速率，有助于提升抗穿透能力和降低被击穿的风险；第三阶段，Ti-6%TiC层和Ti-4%TiC层的细小晶粒具有更高的抗拉强度和抗变形能力，作为背弹面或者过渡层能够有助于抵抗变形和吸收冲击能量，从而保持结构完整性。

(1) 采用空心球占位法、叠层铺粉技术和热压烧结方法，能够制备出表面多孔，且TiC的颗粒尺寸和加入量呈层状梯度分布的Ti6Al4V基梯度复合材料，表面多孔钛层具有显著的吸能特性，梯度复合材料致密且相邻梯度层之间冶金结合，加入的TiC颗粒能够通过细晶强化、位错强化和弥散强化来提升材料硬度和抗冲击性能。

(2) 表层的多孔钛材料能够通过逐步的坍塌失效过程吸收弹体的能量，起到减速弹体、削弱冲击和保护内层材料的作用。

(3) 梯度材料的迎弹面采用Ti-8%LTiC层，硬度显著提升，有助于提升抗穿透能力和降低被击穿的风险，Ti-6%TiC层和Ti-4%TiC层具有较高的抗拉强度和抗变形能力，作为背弹面或者过渡层有助于抵抗变形和吸收冲击能量，从而保持结构完整性。