Представлені вище результати виявили ряд проблем, пов'язаних з складнощами в плані отримання відносно міцного і більш-менш щільного матеріалу після проведення реакційного спікання сумішей титану, заліза і вуглецю. У одержуваних заготовках, не дивлячись на наявність в процесі спікання значної кількості рідкої фази, не тільки відсутня усадка, характерна для традиційних технологій рідкофазного спікання швидкорізальних сталей, карбідосталей і твердих сплавів, і що забезпечує формування практично безпористого стану матеріалу, але навіть спостерігається помітне об'ємний ріст і розшарування матеріалу унаслідок швидкоплинного протікання цілого ряду фазових і хімічних перетворень, що супроводжуються виділенням значної кількості тепла і газоподібних продуктів реакції. Унаслідок значного розшарування і неконтрольованої зміни розмірів і форми, пресовок, що пройшли реакційне спікання, вони не можуть бути використані як заготовки для подальшої гарячої обробки тиском. Автор роботи [68] на підставі результатів дослідження реакційного спікання порошкових сумішей феротитана і сажі однозначно вказує на неможливість отримання щільного сплаву системи TiC - Fe з використанням традиційної технології спікання. У роботах [69,70] пориста губка, одержана в результаті реакційного спікання сумішей титану, вуглецю і одного з металів з групи залізо, ванадій або хром, використовується для отримання порошків для магнітно-абразивної обробки. У зв'язку з цим, для формування високощільного композиту вказаної системи в [69] була застосована технологія гарячого пресування в графітовій прессформе. Проте, не дивлячись на високу якість одержуваних матеріалів, така технологія унаслідок високої енергоємності, украй низької стійкості оснащення і низької продуктивності, представляється недостатньо конкурентоспроможною.
Це вказує на необхідність пошуку раціональних технологічних схем отримання таких композитів, заснованих на застосуванні технології гарячої обробки тиском спечених заготовок. У зв'язку з цим були проаналізовані основні причини інтенсивного розбухання і розшарування заготовок в процесі реакційного спікання. Останне обумовлено, мабуть, виникненням в матеріалі пресування внутрішніх напруг, викликаних виділенням тепла при протіканні реакції між титаном і вуглецем, інтенсивним газовиділенням при взаємодії вуглецю з киснем, який знаходиться в порошках Ti і Fe, і напруженнями, що виникають в матеріалі при фазових і хімічних перетвореннях. При цьому відомо, що збільшення змісту вуглецю в сплаві інтенсифікує процес газовиділення, утворення пор і розшарувань в сплаві [69]. В той же час, автори роботи при дослідженні взаємодії між Ti і С в результаті екзотермічної реакції, виявили істотну залежність адіабатичної температури процесу від змісту так званого розбавлювача, в якості якого автори використовували карбід титану.
Одним з ефективних інертних розбавлювачів в екзотермічно реагуючій суміші порошків Ti - Fe - C є залізо, яке зменшує температуру синтезу і розмір зерен твердої фази [66]. Таким чином, з урахуванням приведених даних можна зробити висновок, що збільшення змісту заліза і зменшення вуглецю в початковій суміші повинно істотно знизити як адіабатичну температуру процесу, так і інтенсивність його протікання і, відповідно, інтенсивність газовиділення.
Як випливає з приведених даних, всі три склади композитів після гарячого штампування і відпалу мають відносно невисоку твердість, що дозволяє проводити механічну обробку поковок звичайним твердосплавним інструментом. В той же час, одержані матеріали істотно відрізняються по здібності сплаву до загартовуваності. Так, карбідосталь з карбідом титану зниженої стехиометрії практично не піддається гарту, що характеризується мінімальним підвищенням твердості матеріалу після термообробки. Дещо вищий за характеристику твердості одержані після гарту композиту із стехіометричним карбідом титану, і лише сплав з підвищеним вмістом вуглецю в шихті має здатність піддаватися повноцінному гарту. Украй низька характеристика загартовуваності перших двох складів обумовлена збідненою вуглецем металевої зв'язки, що виражається в практично повній відсутності в сплаві карбідних фаз заліза.
Результати трібологичеськіх випробувань указують на істотно вищу зносостійкість карбідосталі із зв'язкою з вуглецевої сталі як в порівнянні з аналогічними карбідосталямі на основі маловуглецевої залізної зв'язки, так і стандартними легованими сталямі, виготовленими за традиційною металургійною технологією.
Істотна відмінність зносостійкості карбідосталей з різним складом металевої зв'язки обумовлена не тільки значною різницею в значеннях твердості матеріалів, але і неповною відповідністю структури перших двох складів основним принципам високої зносостійкості матеріалу. Зокрема, одним з таких принципів є те, що пружнопластична матриця повинна забезпечувати, з одного боку, достатню релаксацію діючих на матеріал напружень, а з другого боку – мінімальну деформацію [1,2]. Знижена мікротвердість ферритної фази металевої зв'язки, мабуть, не забезпечує достатніх міцносних властивостей, здатних мінімізувати локальну пластичну деформацію поблизу окремих частинок карбіду титану, що приводить до їх поступового викришування.