CC BY
136
УДК 549.221
В.А. Жиляев V.A. Zhilyaev
Институт химии твердого тела УрО РАН, г. Екатеринбург Institute of Solid State Chemistry, Ural Branch of RAS, Yekaterinburg
Е.И. Патраков, В.В. Федоренко E.I. Patrakov, V.V. Fedorenko
Институт физики металлов УрО РАН, г. Екатеринбург Institute of Metal Physics, Ural Branch of RAS, Yekaterinburg
ХИМИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ЖИДКОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ TIC- И TKC.N^KEPMETOB. ЧАСТЬ 2. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ПРОЦЕССОВ РАСТВОРЕНИЯ, ФАЗО-И СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ В СИСТЕМАХ TI(C,N)-NI
И TI(C,N)-NI/MO
CHEMICAL BASICS OF LIQUID PHASE SINTERING OF TIC-AND TI(C, N)-CERMETS. PART 2. REGULARITIES OF PROCESSES OF DISSOLUTION, PHASE- AND STRUCTURE FORMATION IN SYSTEMS TI(C,N)-NI AND TI(C,N)-NI/MO
Описаны и интерпретированы процессы растворения, фазо- и структурообразования, протекающие при контактном взаимодействии карбонитрида титана различного состава с Ni- и NiMo-расплавами.
Ключевые слова: карбонитрид титана, Ni-расплав, Ni-Mo-расплав, взаимодействие.
The processes of dissolution, phase- and structure formation proceeding at interaction of titanium carbonitride with Ni- and Ni-Mo-melts are described and interpreted.
Keywords: titanium carbonitride, Ni-melt, Ni-Mo-melt, interaction.
В первой части этой статьи [1] обсуждены закономерности процессов растворения, фазо- и структурообразования, лежащих в основе жидкофазного спекания керметов типа TiC/Ni и TiC/Ni-Mo. Показано, в частности, что ха-
рактерной особенностью процесса растворения карбида титана в N1- и №-Мо-расплавах является его инконгруэнтный характер. Только карбид, близкий по составу к Т1С0,85, растворяется в этих расплавах конгруэнтно и, следовательно, с минимальной скоростью. Использование карбида Т1С~0,85 в качестве исходной тугоплавкой составляющей кермета Т1С/№-Мо позволяет сформировать в процессе спекания максимально богатую молибденом К-фазу (Т105Мо0;5Сх), определяющую особенности микроструктуры и эксплуатационные свойства спеченного композита.
В настоящей работе изложены закономерности процессов растворения, фазо- и структурообразования, протекающих при жидкофазном спекании ТЮ^керметов. Несмотря на то что карбонитрид титана сегодня является основой подавляющего большинства керметов с N1- и №-Мо-связками [2-7], химические особенности формирования этих композитов до сих пор остаются наименее изученными. Причина в том, что исследователи, как правило, ограничиваются анализом взаимосвязи состав - структура - свойство уже спеченного кермета, в рамках которого принципиально невозможно получить какую-либо химическую (кинетическую) информацию о механизме протекания фазообразующих процессов.
Ниже приводятся основные результаты комплексного исследования кинетики и механизма контактного взаимодействия горячепрессованных (пористость 1-3 %) образцов Т1СЛ с N1- и №-Мо-расплавами [8-11]. Состав использованных в работе карбонитридов титана (а также соответствующих граничных фаз) приведен в таблице. Методы синтеза и подготовки образцов для исследования, условия проведения экспериментов и используемые аналитические методики описаны в первой части статьи [1].
Состав и параметр решетки карбонитридов титана
ТФВ Химический состав. мас. % а. А Аа = ±0.001А
ТІ Собщ Ссвоб N О
ТІСо.96 80.0 19.6 0.2 - 0.1 4.326
TiCo.8oNo.12 80.8 16.1 отс. 2.9 0.1 4.317
ТІС0.67^0.26 80.3 13.5 - 5.9 0.1 4.302
TiC0.49N0.48 79.1 9.7 - 11.1 0.1 4.282
ТІС0.28^.67 78.8 5.5 - 15.4 0.2 4.264
ТІС0.17^.81 78.0 3.3 - 18.3 0.2 4.256
ТІ^.95 78.1 - - 21.5 0.3 4.240
Экспериментальные результаты представлены в виде соответствующих химических уравнений и концентрационных зависимостей. Для наглядности описания и удобства анализа изучаемых процессов предложены следующие условные обозначения:
—► растворение тугоплавкой фазы в расплаве;
^ кристаллизация расплава при охлаждении системы;
^ взаимная диффузия в структуре типа ядро/оболочка;
// фаза, сформировавшаяся по механизму растворения - осаждения;
N1 (£) расплав на основе никеля; и эвтектика.
Система Т1СХМ1 - N1 Легирование карбида титана азотом снижает скорость его растворения в никеле (рис. 1) и увеличивает степень инконгруэнт-ности процесса - преимущественный, по сравнению с титаном, переход в расплав углерода. Периферия зерен при этом обогащается азотом.
Рис. 1. Микроструктура металлической зоны образцов в системах: а - Т1Со,9б /N1; б - Т1Со,49^,48 / N1 (1450 °С, 1 ч, 101 Па)
По данным рентгеновской эмиссионной спектроскопии (микроанализатор 1СХЛ-733) в составе тугоплавкой составляющей эвтектических фаз, формирующихся в системе Т1С0,4^0,48 - N1 (рис. 1, б), присутствует в основном углерод (рис. 2). Практическое отсутствие азота в этих фазах означает, что карбонитрид титана как целое не перекристаллизуется через расплав.
Другая важная особенность анализируемой системы заключается в том, что концентрационная зависимость скорости растворения Т1СХК, в никеле, оцениваемая по количеству перешедшего в расплав титана, меняет свой знак с увеличением температуры и продолжительности термообработки. Действительно, на начальной стадии взаимодействия (1450 °С, 0,5 ч) наблюдается снижение скорости растворения карбонитрида с ростом z в Т1СХ^:
Т1С0,67^,26 + N1 ► Т1Со,67-х Nо,26+z + N1 (£)
а) N1 (Е) ^ N1 (Т1 ~ 4,0 %) + и Ni/TiC
Т1Со,49^,48 + N1------► T1Cо,49-xNо,48+z + N1 (£)
а) N1 (£) ^ N1 (Т1 ~3,0 %) + и N1™
Т1Со,28^,67 + N1 ► TІCо,28-xNо,67+z + N2! + N1 (£)
а) N1 (£) ^ N1 (Т1 ~1,5 %)
тскРз
44° /
К и / 1° /
ч 6
^ 5
х \\\^ 4
\\ 3
V4-—2
.1 . 7
15 -10 -5 0 5 дЕеу
Рис. 2. Рентгеновские эмиссионные Т1Кр5-спектры ИСХОДНЫХ (1-4) и перекристаллизованных (5, 6) через №-расплав фаз: 1 — Т1К0,95;
2 — Т1Со,49^о,48; 3 — 4 — Т^0,96; 5 — Т1С0,96/№;
6 — TІCo,49No,48/NІ
Этот эффект легко объяснить, если принять во внимание очень низкую, по сравнению с углеродом, растворимость азота в никеле (соответственно 2,5 и 0,001 % при 1500 °С [12, 13]) и более высокое сродство к нему титана. Тогда естественно, что с ростом содержания азота в ТЮ^Нтфазе скорость перехода титана в расплав закономерно снижается.
Однако на поздних стадиях взаимодействия, когда система приближается к равновесию (1500 °С, 2 ч), характер рассматриваемой зависимости изменяется на противоположный (реакции (1)—(3), рис. 3). Теперь увеличение содержания титана в никеле с ростом г в ТЮ^Н, обусловлено повышением его растворимости при снижении концентрации углерода в расплаве, так как эти величины связаны между собой обратной зависимостью [14]:
TiC0.67N0.26 + N ► Т^0,67-х N0,26+2 + N (-Е)
а) № (€) ^ ТСх + и №ШС (1)
ТЮ0,49^,48 + N ► ^^^-х^^+г + N (-Е)
а) № (€) ^ № (Т ~5,5 %) + и №ШС (2)
+ N ► TІCo.28-xNo.67+z + N2! + № (-Е)
а) № (€) ^ Ni (Ti ~6,5 %) + и Ni/TiC (3)
9
О 4---------т---------т----------^
0,00 0,25 0,50 0,75
Состав карбонитрида, г в ТлС^Ы-
Рис. 3. Зависимость концентрации титана в никеле от исходного состава карбонитрида: 1 - 1450 °С,
0,5 ч; 2 - 1500 °С, 2 ч
По данным лазерного микрозондового масс-спектрометрического анализа (анализатор ЛАММА-1000) содержание азота в составе первичных и эвтектических выделений карбида титана (реакции (1)-(3)) не превышает 0,3 %. Этот факт еще раз подтверждает сделанный выше вывод о неучастии азота карбонитридной фазы в процессах перекристаллизации.
Система ТгСхМ^г-Мо. Механизм взаимодействия компонентов в системе 'ЛС^/М-Мо практически не отличается от установленного для системы Т1С/№-Мо [1]. Однако кинетические отличия и вытекающие из них физико-химические следствия весьма существенны. Суть этих изменений сводится к следующему.
Во-первых, с увеличением содержания азота в карбонитриде титана скорость его растворения в №-Мо-расплаве снижается, а степень инкон-груэнтности процесса (преимущественный переход в расплав углерода по сравнению с титаном) растет. В наибольшей степени оба эти эффекта выражены для состава Т1С0,5К0,5. Как следствие, концентрация молибдена в первичных выделениях К-фазы достигает своего максимального значения (рис. 4).
Во-вторых, из-за низкого сродства молибдена к азоту процессы диффузионного выравнивания состава сердцевины зерен (Т1С*К2-фаза) и их карбидной оболочки (К-фаза) подавляются, причем тем сильнее, чем больше азота в исходном карбонитриде и чем выше содержание молибдена в К-фазе (рис. 4). В результате скорость образования К-фазы в системе резко падает (рис. 5), а количество остаточного молибдена в никеле растет (рис. 6).
Рис. 4. Влияние состава карбонитрида Рис. 5. Влияние состава карбонитрида
титана на состав К-фазы и ее стабильность титана на скорость образования К-фазы: во времени, ТіС^ / N1-25 %Мо: 1 - 1450 °С, ТіСх№ / N1-25 %Мо, 1450 °С, 1 ч
1 ч; 2 - 1500 °С, 25 ч
В-третьих, К-фаза в рассматриваемой системе образуется лишь в том случае, если карбонитрид титана достаточно богат углеродом (рис. 5). Последнее обстоятельство является, очевидно, следствием карбидной природы К-фазы.
Рис. 6. Влияние состава карбонитрида титана на количество молибдена, остающегося в никеле:
ТіСх№ / №і-25%Мо, 1500 °С, 25 ч
Влияние легирования карбида титана азотом на скорость его растворения в №-25%Мо-расплаве и последовательность образования фаз, кристаллизующихся из расплава при охлаждении системы, иллюстрируется ниже на примере составов, близких к ТіС0,7№0,3 и ТіС0,5№0,5 (1450 °С, 0,1-0,5 ч):
0 1 ч
ТіС0,б7^,26 + № (Мо) - - - - ► ТіС0,67-Л0,26+2 + № (£) а) № (€) ^ № (Ті ~ 0,5 %) + ш №/Мо2С
0 3 ч
ТіС0, 67№0,26 + №і (Мо) - - - - - - ► ТіСе,67-х№0,26+2 + №і (Є) а) №і (£) ^ Мо2С + ш №і/Мо2С
(4)
(5)
ТЮо,67Ко,26 + N1 (Мо)
0,5 ч
■ Т1Со,67-^о,26+2 + N1 (£)
а) N1 (г) ^ Т1о,5Моо,5Сх + га Ni/(Ti,Mo)C
0,1 ч
Т1Со,49^,48+ N1 (Мо) ► Т1Со,49-х^,48+2 + N1 (£)
а) N1 (г) ^ NiзMo + га N1/ ЩМо
0,3 ч
Т1Со,49^,48 + N1 (Мо) ► Т1С49-^о,48+2 + N1 (г)
а) N1 (г) ^ N1 (Т1 ~ 1,5 %) + га Ni/Mo2C
о,5 ч
Т1Со,49^,48 + N1 (Мо)-------------"► Т1Со,49-^48+г + N1 (г)
а) N1 (г) ^ Мо2С + га Ni/Mo2C
(7)
(8) (9)
Сравнение реакций (4)-(6) и (7)-(9) показывает, что при переходе от Т1Со,6^о,26 к Т1Со,4^о,48 скорость растворения тугоплавкой фазы в №-Мо-рас-плаве заметно снижается. Соответственно изменяется и состав промежуточных продуктов взаимодействия. В системе Т1Со,4^о,48 / №-25%Мо первичные выделения К-фазы появляются лишь при выдержке 1 ч (по реакции типа (6)). При этом периферия исходных ТЮ^зерен обогащается азотом (концентрация остаточного углерода не превышает о,5 % при его исходном содержании около 10 %). Под влиянием растущих напряжений (растягивающих по знаку) обогащенная азотом оболочка ТЮ^зерен отслаивается (рис. 7). По данным анализа с помощью ЛАММА выделения К-фазы в металле содержат в своем составе не более 0,1 % азота (рис. 8).
"Ж
'ШЖ!
^домята
•г--гл
• ^ . * — ,у V ш 20 мкм
? ЧМ1.--Ч.
Рис. 7. Микроструктура области контактного взаимодействия в системе Т1Со,4^о,48 / №-25'%Мо (1450 °С,’ 1 ч)
Рис. 8. Масс-спектр автономных выделений К-фазы в металле: Т1Со,4^о,48 / №-25%Мо (1450 °С, 1 ч)
Определяющее влияние азота на механизм формирования кермета ТіСо,49^,48 / №-25%Мо становится еще более очевидным, если сравнить его микроструктуру (рис. 7) с микроструктурой композита ТіС0,96 / №-25%Мо, формирующейся в тех же условиях (рис. 9).
Совокупность полученных данных позволяет графически представить очередность появления и области существования всех фаз, образующихся в системе ТіС05К05/№-25%оМо, в координатах температура - продолжительность термообработки. Из рис. 10 видно, что температурно-временная граница появления К-фазы близка к линейной и может быть аппроксимирована зависимостью 1500 °С - 0,83 т (где т - время, мин).
Рис. 9. Микроструктура области контактного взаимодействия в системе ТіС0,96 / №-25%Мо (1450 °С, 1 ч)
Рис. 10. Температурно-временные границы области существования промежуточных фаз в системе Т1С0 5К0 5 / №-25%Мо
Следует отметить, однако, что эта диаграмма не может быть непосредственно использована в технологии производства Т1С№-керметов (при жидкофазном спекании порошковых прессовок все превращения протекают намного быстрее). Вместе с тем она хорошо иллюстрирует характер взаимосвязи температуры и скорости протекания фазообразующих процессов, позволяя осознанно подходить к решению вопросов оптимизации технологии жидкофазного спекания в конкретных условиях производства.
В заключение статьи обсудим принципиальный вопрос о роли К-фазы в формировании служебных свойств Т1С- и Т1С№-керметов. Важность этого вопроса определяется тем обстоятельством, что именно К-фаза является фактической основой всех керметов с М(Со)-Мо^)-связующей фазой. По результатам наших измерений [15], подтвержденных позднее авторами работы [16], объемное содержание К-фазы в промышленных керметах превышает объемное содержание номинальной основы сплава в 2-5 раз. И это далеко не предел. Так, по данным работы [17] объемная доля К-фазы в сплаве Т1С
(іЛср ~ 2-3 мкм) - 10Кі - 25Мо2С в 10 раз превышает объемное содержание исходного карбида титана. Согласно же результатам работы [18] при жидкофазном спекании сплава номинального исходного состава ТіС0;7К0;3 (^ср ~ 80 нм) -10%WC (а(р ~ 200 нм) - 20%Кі (^ср ~ 80 нм) обе тугоплавкие фазы полностью перекристаллизуются через жидкую фазу с образованием новой основы кер-мета состава (Тц_^„)С.
Между тем в литературе широко распространено мнение (см., например, обзор [19]), что физико-механические свойства К-фазы низкие, а ее избыток в сплаве вреден. С этим мнением трудно согласиться.
Давно установлено [20], что избыточный рост К-фазы ухудшает прочностные характеристики сплавов ТіС/Кі-Мо лишь в том случае, если общий размер карбидных зерен (сердцевина + К-оболочка) превышает 3 мкм. В пределах же обычных размеров зерен в керметах (0,5-3,0 мкм) с ростом толщины оболочки прочность сплава, напротив, повышается [20, 21]. Известно также, что твердые растворы Ті1.иМо„С намного превосходят карбид титана по таким важным характеристикам, как горячая твердость [22], стойкость к высокотемпературной деформации и крипу [23, 24], схватываемость со сталями [25].
В патенте [26] констатируется, что замена до 60 % ТіС в сплаве ТіС-Кі-Мо на твердый раствор Ті1.иМо„С существенно улучшает его эксплуатационные характеристики. По данным исследования [27] твердость и износостойкость кермета Ті0;80Мо0;20С/№ значительно выше, чем сплава ТіС/№-Мо того же брутто-состава.
Отметим, наконец, что по нашим данным [15] микротвердость К-фазы Ті0;5Мо0;5Сх, автономно кристаллизующейся в металлическом расплаве по механизму растворение - выделение, значительно превышает микротвердость карбида титана, полученного аналогичным способом (35 ± 1 ГПа и 27 ± 1 ГПа соответственно).
Таким образом, ведущая роль К-фазы в ТіС- и ТіСК-керметах не вызывает сомнений. С учетом этого обстоятельства дадим химическое обоснование выбора карбонитрида ТіС0;5К0;5 как оптимального прекурсора К-фазы, формирующейся в процессе жидкофазного спекания ТіСК-керметов.
Анализ приведенных в настоящей работе результатов позволяет утверждать, что основными факторами, которые определяют преимущества состава ТіС0;5К0;5 перед другими составами системы Ті-С-К, являются следующие:
1. Минимальная скорость растворения ТіС05К05 в Кі-Мо-расплаве и максимальная степень инконгруэнтности этого процесса. Важнейшими следствиями этих особенностей являются:
- островковый характер первоначальных выделений К-фазы на зернах исходного карбонитрида и их прорастание в металлическую фазу;
- формирование разветвленной каркасно-матричной структуры кермета (отдельные двухфазные зерна соединены между собой тонкими, порядка десятых долей микрометра, перемычками К-фазы, рис. 11);
- максимальное (выше равновесного) содержание молибдена в К-фазе.
Рис. 11. Микроструктура кермета марки КНТ16 (Т1С0,5К0,5 /№-Мо). Хорошо заметны тонкие перемычки серой К-фазы между отдельными зернами
2. Максимальная стабильность во времени межфазных границ типа сердцевина-оболочка. Это обстоятельство обусловливает, в свою очередь:
- минимальную степень дефектности К-фазы и максимальный уровень ее физико-механических свойств;
- минимальный средний размер зерен в кермете;
- максимальное содержание остаточного молибдена в никеле и, как следствие, максимальный упрочняющий эффект связующей фазы.
Выводы. Взаимодействие карбонитрида титана Т1СХК2 с М-расплавом характеризуется преимущественным растворением углерода и, в меньшей степени, титана. При этом периферия зерен Т1СК-фазы обогащается азотом. Перекристаллизации через расплав подвергается лишь карбидная составляющая карбонитридной фазы. Концентрационная зависимость скорости растворения Т1СХК2 в никеле меняет свой знак с ростом температуры и продолжительности взаимодействия.
Скорость растворения карбонитрида титана в М-Мо-расплаве значительно ниже, чем в никеле, а степень инконгруэнтности процесса выше. В наибольшей степени оба эти эффекта выражены для состава Т1С0,5К0,5. К-фаза в Т1СК-керметах значительно устойчивее в отношении изменения своего химического состава, чем в Т1С-керметах. Процессы диффузионного выравнивания состава сердцевины зерен (Т1СхК2-фаза) и их карбидной оболочки (К-фаза) подавляются тем сильнее, чем больше азота в исходном кар-
бонитриде и выше содержание молибдена в К-фазе. В богатых азотом керме-тах (TiCxNz при z > x) К-фаза не образуется. Карбонитрид TiC0j5N0j5 выступает оптимальным прекурсором К-фазы, формирующейся в процессе жидкофазного спекания TiCN-керметов.
Работа выполнена при финансовой поддержке научного фонда Президента РФ, НШ-5669.2012.3.
Список литературы
1. Жиляев В.А., Патраков Е.И., Федоренко В.В. Химические основы жидкофазного спекания TiC- и TiC,N-керметов. Часть 1. Закономерности процессов растворения, фазо- и структурообразования в системах TiC-Ni и TiC-Ni/Mo // Вестник ПНИПУ. Машиностроение, материаловедение. - 2012. -Т. 14, № 1. - С. 32-40.
2. Pastor H. Titanium Carbonitride Based Hard Alloys for Cutting Tools // Mater. Science and Engineering. - 1988. - Vol. 105/106. - P. 401-409.
3. Zhang S. Titanium carbonitride-based cermets: processes and properties // Mater. Science and Engineering. - 1993. - Vol. A163. - P. 141-148.
4. Ettmayer P., Kolaska H., Lengauer W., Dreyer K. Ti(C,N) Cermets - Metallurgy and Properties // Int. J. Refract. Met. & Hard Mater. - 1995. - Vol. 13. -P. 343-356.
5. Zhang S. Material development of titanium carbonitride-based cermets for machining application // Key engineering materials. - 1998. - Vol. 138-140. -P. 521-543.
6. Characterization and application of titanium carbonitride-based cutting tools / A. Bellosi, R. Calzavarini, M.G. Faga, F. Monteverde, C. Zancolo, D’Errico // J. Mater. Proc. Technology. - 2003. - Vol. 143-144. - P. 527-532.
7. Zhou S., Zhao W., Xiong W. Microstructure and properties of the cermets based on Ti(C,N) // Intern. J. Refract. Met. & Hard Mater. - 2009. - Vol. 27. -P. 26-32.
8. Жиляев В.А., Федоренко В.В., Швейкин Г.П. Механизм формирования коаксиальной структуры в сплавах на основе карбида и карбонитрида титана // Труды V Межд. конф. по порошковой металлургии, ЧССР, Готтвальдов. -1978. - Т. 2. - С. 189-200.
9. Жиляев В.А., Федоренко В.В. Сравнительный анализ взаимодействия карбида, карбонитрида и нитрида титана с никелем // Тугоплавкие соединения. - Киев: ИПМ АН УССР, 1981. - С. 51-57.
10. Федоренко В.В. Взаимодействие карбида, нитрида и карбонитрида титана с расплавами на основе никеля: дис. ... канд. хим. наук. - Свердловск: УНЦ АН СССР, 1981. - 141 с.
11. Zhilyaev V.A., Patrakov E.I., Shveikin G.P. Current status and potential for development of W-free hard alloys // Proc. 2nd Int. Conf. Science Hard Mater. (Rhodes, Greece, 1984). - Bristol, Boston: A Hilger Ltd, 1986. - P. 1063-1073.
12. Металлохимические свойства элементов периодической системы. Справочник / под ред. И.И. Корнилова. - М.: Наука, 1966. - 351 с.
13. Kowanda C., Speidel M.O. Solubility of nitrogen in liquid nickel and Nix' alloys (Xi = Cr, Mo, W, Mn, Fe, Co) under elevated pressure // Scripta Materi-alia. - 2003. - Vol. 48. - P. 1073-1078.
14. Niki E., Masato K. The reaction of carbon with nickel - based solid solution alloy containing carbide-forming element // J. Jap. Inst. Met. - 1970. -Vol. 34, № 9. - P. 879-883.
15. Жиляев В.А., Патраков Е.И. Влияние способа получения сплава TiC-Ni-Mo на особенности формирования его состава и микроструктуры // Порошковая металлургия. - 1989. - № 8. - С. 47-53.
16. TiMoCN based cermets. Part I. Morphology and phase composition / D. Mari, S. Bolognini, G. Feusier, T. Cutard, C. Verdon, T. Viatte, W. Benoit // Int. J. Refr. Met. & Hard Mater. - 2003. - Vol. 21, № 1-2. - P. 37-46.
17. Influence of titanium nitride addition on the microstructure and mechanical properties of TiC-based cermets / J. Russias, S. Cardinal, Y. Aguni, G. Fantozzi, K. Bienvenu, J. Fontaine // Int. J. Refr. Met. & Hard Mater. - 2005. - Vol. 23, № 4-6. - P. 358-362.
18. Jung J., Kang S. Effect of nano-size powders on the microstructure of Ti(C,N) - x WC-Ni cermets // J. Amer. Ceram. Soc. - 2007. - Vol. 90, № 7. -P. 2178-2183.
19. Doi H. Advanced TiC and TiC-TiN based cermets // Proc. 2nd Int. Conf. on Science Hard Mater., Rhodes, Greece, 1984. - Bristol-Boston, 1986. - P. 489-523.
20. Suzuki H., Hayashi K., Terada O. Relation between mechanical properties and microstructures in TiC-Mo2C-Ni alloys // J. Jap. Inst. Met. - 1972. - Vol. 36, № 5. - P. 514-518.
21. Komac M., Novak S. Mechanical and wear behavior of TiC cemented carbides // Int. J. Refract. Hard Met. - 1985. - Vol. 4, № 1. - P. 21-25.
22. TMmmler F., Holleck H., Prakash L. New results in field of cemented carbides // High Temp. - High Pressures. - 1982. - Vol. 14, № 2. - P. 129-141.
23. Solution hardening of titanium carbide by molybdenum / K. Kurishita, R. Matsubara, J. Shiraishi [et al.] // Trans. Jap. Inst. Met. - 1986. - Vol. 27, № 11. -P. 858-869.
24. Measurement and analysis of the strength of Mo-TiC composites in temperature range 285-2270 K / K. Kurishita, J. Shiraishi, R. Matsubara [et al.] // Trans. Jap. Inst. Met. - 1987. - Vol. 28, № 1. - P. 20-31.
25. Исследование схватываемости карбидной основы твердых сплавов с жаропрочным сплавом на основе никеля / В.И. Третьяков, Т.А. Емельянова, В.И. Машевская [и др.] // Сб. трудов ВНИИТС. - 1978. - № 18. - С. 63-65.
26. Пат. Япония № 53-19528. Способ получения сверхтвердого сплава на основе TiC. Опубл. 21.06.78.
27. Kudaka K. New type of microstructure for TiC-Mo-Ni cermet // J. Amer. Ceram. Soc. - 1973. - Vol. 56, № 5. - P. 484-489.
Получено 27.04.2012
