CC BY
38
ООIГг:ттгг:-г КЪШЖГГ.Р,_
Ufc/ 1С74), 2014-
mm
АТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ
УДК 669. 58 Поступила 22.01.2014
в. н. ФЕДУЛОВ, БНТУ
вклад литой структуры в уровень упрочнения инструментальных сталей для горячего формообразования, полученных при индукционном плавлении
Рассмотрены вопросы влияния литой структуры на уровень упрочнения инструментальных сталей типа 4Х2ВМС с различным соотношением элементов в их составе. Показано, что присутствие литой структуры может обеспечивать повышение твердости до 5-15% от практического значения, что особенно необходимо при температурах отпуска 600 оС и выше.
The matters of influence of cast structure on level of hardening of tool steel of type 4X2BMC with various proportions of elements in their structure are considered. It is shown that presence of cast structure can provide hardness increase up to 5-15% of the experience value that is especially necessary at tempering temperatures of600 ° C and over.
Главную ответственность за высокую стойкость штампов (или другого инструмента) несут химический состав и исходная структура используемых для их изготовления инструментальных сталей. Весьма важным фактором также является чистота металла по неметаллическим включениям, содержанию серы, фосфора, а также содержанию остаточного водорода, соблюдение которых в условиях производства штампов может увеличить их стойкость весьма значительно . Следующим по значимости следует считать фактор выбора режима термической и химико-термической обработки, затем идет соблюдение условий эксплуатации инструмента и квалификация штамповщика и выполнение профилактических работ во время эксплуатации [1-17] . Таким образом, решение проблемы повышения стойкости штампов, в первую очередь, по мнению большинства исследователей, связывают с составом инструментальных сталей и режимами их термической и химико-термической обработки для создания износостойкой структуры для каждого из видов инструмента, опираясь на необходимость повышения того или иного комплекса свойств
При изготовлении штампов горячего формообразования эта проблема, по мнению отдельных авторов [2-7], может быть дополнительно решена посредством использования литых частей инструмента и создания после термического упрочнения (высокого отпуска) нетипичных износостойких
структур, ориентированных определенным образом относительно направлений максимального на-гружения при эксплуатации . Однако не было попыток оценки вклада такой структуры в процесс упрочнения стали при использовании литого инструмента по сравнению с термически преобразованной структурой
Цель настоящей работы состоит в сравнении уровня твердости новых штамповых сталей при использовании их в литом состоянии и после полноценной упрочняющей термической обработки
Методическая часть работы заключалась в получении методом индукционного плавления и литья в керамические формы заготовок инструментальных сталей, проведении в последующем их упрочнения по двум схемам и сравнение твердости для двух видов структур: литая и термически преобразованная . Этого достигали посредством проведения после литья и охлаждения только высокого отпуска заготовок сталей, а для сравнения использовали полный цикл термической обработки: отжиг, закалку с нагревом при разных температурах и отпуск . Необходимо было выявить преимущество присутствия литой структуры в запасе твердости над термически преобразованной структурой и одновременно определить влияние на это явление химических элементов: их присутствие и количественное содержание в составе штампо-вой стали
Считается, что наиболее значительное повышение стойкости штампов горячей обработки металлов происходит при использовании легированных хромом инструментальных сталей за счет введения в их состав кремния, вольфрама, молибдена и ванадия [8-11] . Содержащиеся в стали все эти элементы влияют, прежде всего, на сопротивление износу и теплостойкость, определяющим степень потери формы инструментом во время эксплуатации . Содержание углерода также повышает твердость стали за счет легирования перлита и образования карбидов и снижает износ инструмента посредством истирания . Однако его содержание в составе стали должно быть не более 0,55% . В противном случае этот факт приводит к снижению твердости при нагреве выше 600 °С во время эксплуатации: потере теплостойкости. Присутствие кремния в разумных пределах повышает невосприимчивость стали к горячему трещинообразова-нию . Так как с повышением твердости и теплостойкости материала штампа сопротивление истиранию повышается, то в нашей работе в первую очередь интересовались фактором исследования твердости после упрочнения по разным режимам
Принципиальный характер влияния хрома, вольфрама, молибдена, ванадия и кремния на структуру и свойства сплавов на основе железа давно изучен, но по-прежнему значительный интерес представляет влияние их процентного соотношения в составе комплекснолегированной стали с содержанием углерода 0,4-0,55%, в частности, на твердость и теплостойкость [9] . К тому же нет окончательного мнения по оптимальному присутствию и соотношению элементов в составе штамповой стали горячего формообразования . Нам представляется наиболее интересным их сочетание, близкое к составу стали Р6М5 - Сг: W: Мо: V = 1: 1,477: (1,25-1,316): 0,477 . Исходя из высказанных соображений, разработали и использовали для исследований следующие составы инструментальной стали с различным сочетанием хрома, вольфрама, молибдена при примерно равном содержании углерода и марганца (за исключением № 4 и 5) и ванадия:
1) сталь 4Х2В2М2ФС, химический состав: углерод - 0,55 мас . %, кремний - 1,0, марганец -0,8, хром - 1,65, вольфрам - 1,4, молибден - 2,1, ванадий - 0,7, железо - остальное [13];
2) сталь 4Х3В2МФС, химический состав: углерод - 0,5 мас . %, кремний - 1,45, марганец - 0,75, хром - 3,5, вольфрам - 1,93, молибден - 1,2, ванадий - 0,6, железо - остальное [14];
3) сталь 4Х2В2М3ФС, химический состав: углерод - 0,51 мас . %, кремний - 1,0, марганец - 0,71,
птяг. КЪШЖПК100
-1 (7а), 201а/ и и
хром - 1,58, вольфрам - 1,62, молибден - 3,5, ванадий - 0,68, железо - остальное;
4) сталь 4Х3В2ФС, химический состав: углерод - 0,42 мас . %, кремний - 1,2, марганец - 0,17, хром - 3,2, вольфрам - 2,54, молибден - нет, ванадий - 0,55, железо - остальное
5) сталь 4Х2В4ФС, химический состав: углерод - 0,42 мас . %, кремний - 0,9, марганец - 0,17, хром - 1,56, вольфрам - 4,07, молибден - нет, ванадий - 0,72, железо - остальное [15]
На начальном этапе осуществляли выплавку образцов диаметром 35*100 мм из этих штампо-вых сталей с заливкой их в керамические формы (толщина стенки формы около 4-5 мм), охлаждением на воздухе и последующий высокий отпуск заготовок с исследованием первоначально их поверхностной твердости в таком состоянии Выплавку образцов сталей массой около 1 кг проводили с помощью печи плавильной ИСВ 0 00 4 по известной технологии В качестве исходной шихты применяли прутки армкожелеза, металлические хром, вольфрам, молибден, ванадий, кремний и марганец и графит Содержание серы и фосфора в составе сталей было в пределах 0,023 и 0,006% Образцы стали после охлаждения на воздухе подвергали отпуску при температуре 560-720 °С в течение 1 ч для набора различных данных по твердости Результаты измерения твердости приведены в табл 1
Т а б л и ц а 1. Твердость литых заготовок стали после их упрочнения посредством высокого отпуска
№ стали Марка стали Режим отпуска
560оС,1ч 620оС, 1ч 675оС, 1ч 720оС, 1 ч
1 4Х2В2М2ФС 57-58 55-56 50,5-51 35,5-36,5
2 4Х3В2МФС 57,5-58 56-56,5 47,5-48,5 30-31
3 4Х2В2М3ФС 56-57 56,5-57,5 50 33-33,5
4 4Х3В2ФС 54-55 - - -
5 4Х2В4ФС 48-48,5 - - -
В состоянии непосредственно после литья при достаточно интенсивном охлаждении обычно структура легированной литой стали представляет собой троостомартенсит (возможны и другие сочетания) с включениями карбидов, расположенных в междендритных зонах, и характеризуется значительной степенью ликвации в микрообъемах . При выплавке и получении отливок легированной инструментальной стали размер избыточных карбидов, не растворившихся в твердом растворе, является определяющим для свойств Высокую твердость и увеличение износостойкости литых сталей объясняют локальной химической микронеоднородностью, которая образует решетку с увеличенным по сравнению с макрообъемом содержанием
84/SE
пм гг m«lí/i^tntfi
(74), 2014-
a 6
Рис . 1 . Микроструктура литой стали 5ХВМФС после отжига с нагревом 720 °С на поверхности (а)
и в середине отливки (б), х100
легирующих элементов и как бы армирует основной металл [2, 3] . С этим соотносятся мнения [4,7], объясняющие повышенную износостойкость литых штамповых сталей наличием в их структуре темной основы и высоколегированной светлой составляющей с высокой твердостью и теплостойкостью (рис 1, было получено автором при литье заготовок из стали 5ХВМФС) . Также высказывается мысль о меньшей анизотропии свойств литой стали по сравнению с кованой и благоприятным расположением кристаллитов в поверхностном слое отливки
Данные табл . 1 подтверждают ранее исследованные результаты . Как известно, отпуск закаленной стали при температуре 560-620 °С обычно вызывает протекание процесса вторичного твердения сталей с выделением карбида М2С . В данном случае для температуры отпуска 560 °С происходит понижение твердости по сравнению с литым состоянием за счет распада метастабильной составляющей в структуре литой стали: интенсивное растворение светлой составляющей структуры на фоне менее интенсивного выделения карбида М2С при вторичном твердении Наиболее выражен процесс распада метастабильной фазы для стали 4Х3В2МФС по сравнению другими сталями Этот момент может быть объяснен тем, что сталь с 3,5% хрома в данном исследовании является наиболее закаливаемой сталью при охлаждении на воздухе после литья в керамическую форму и более подверженной структурным преобразованиям при последующем отпуске Сталь 4Х2В4ФС имела после упрочнения по сравнению с другими сталями минимальную, но достаточно высокую, твердость: сказалось несколько меньшее содержание углерода в ее составе и отсутствие молибдена, основного, наряду с ванадием и вольфрамом, упрочняющего элемента при вторичном твердении
При температуре отпуска 620 °С рост твердости по сравнению с отпуском при 560 °С произо-
шел только у стали 4Х2В2М3ФС, что объясняется содержанием в ее составе самого большого количества молибдена . Поэтому максимум вторичного твердения у этой стали произошел в области более высокой температуры отпуска Второе характерное явление - у стали 4Х3В2МФС твердость все еще выше, чем у других сталей: продолжает сказываться большее содержание хрома и вольфрама в ее составе по сравнению с другими сталями из-за более интенсивного протекания процесса вторичного твердения на этом этапе, например, чем у стали 4Х2В2М2ФС Стали 4Х3В2ФС и 4Х2В4ФС при этой температуре отпуска исследовать сочли нецелесообразным Хотя последующие исследования показали большую перспективность стали 4Х2В4ФС из-за ее высокой твердости при температуре отпуска 650оС, по всей видимости, из-за присутствия в ее составе до 4,5% вольфрама . Повышение содержания вольфрама в составе стали интенсифицирует процесс вторичного твердения при температуре нагрева выше 620оС
При температурах отпуска 675-720 °С сталь 4Х2В2М2ФС имеет лучший результат по твердости по сравнению со сталями 4Х3В2МФС и 4Х2В2М3ФС . Это можно объяснить только наилучшим сочетанием элементов в составе этой стали: по всей видимости, у этой стали наиболее устойчивые карбиды типа М2С и М7С3 . Хром в количестве 3,5% при этих температурах нагрева снижает устойчивость к распаду ранее образовавшихся в стали 4Х3В2МФС при заливке и охлаждении карбидов типа М7Сэ . Они образуют менее твердые карбиды другого состава и после отпуска карбидов типа М2С, более легированных хромом: они при таком нагреве коагулируют в большей степени То же, по всей видимости, можно сказать и по поводу более высокого содержания молибдена в этих карбидах для стали 4Х2В2М3ФС . Однако действие молибдена при его содержании в стали выше 2% на снижение твердости менее выражено, чем влияние хрома В общем
случае высокую теплостойкость литых сталей при данном виде упрочнения обеспечивает присутствие в ее структуре большего количества труднорастворимых карбидов типа М6С и МС и значительно меньшего количества карбидов типа М7Сз, М3С и М2С .
Затем эти же заготовки подвергали полному циклу термической обработки: отжиг 760оС, 1 ч, закалка - загрузка при 850оС, прогрев до 980-1080оС, выдержка в течение 40 мин, охлаждение в масле, отпуск при 560-650 °С (и даже 675 °С в последнем случае) в течение 1 ч, и снова исследовали их твердость для сравнения . Результаты измерения твердости приведены в табл . 2-4 .
Проведение отжига при температуре 760 °С в течение 1 ч и выбор температуры нагрева под закалку сначала в пределах 980 °С были вызваны попыткой хотя бы частично сохранить преимущества литой структуры исследуемых сталей . Этого удалось достичь, хотя потеря вклада литой структуры в упрочнение сталей сказалась в значительной степени (табл . 2) . При температуре отпуска 560 °С снижение твердости по сравнению с ранее рассмотренным случаем наиболее ощутимо произошло у стали 4Х3В2МФС - на 5-6 ед . HRC, для других сталей - 3-4 ед . HRC . Здесь опять же наибольшая потеря связана с боле высоким содержанием в составе этой стали хрома (3,5%): при нагреве во время отжига и особенно под закалку при 980 °С структура стали 4Х3В2МФС претерпевает самые значительные изменения по содержанию в структуре карбидов типа М7С3 и М6С по сравнению с литым состоянием Повышение температуры отпуска до 620 °С еще больше снижает твердость сталей по сравнению с литым состоянием: для ста-
лггттггггг гл^ггтл^у-ггггг / об -1 (7а), 201а/ и и
ли 4Х2В2М2ФС - до 6 ед . ЖС, для 4Х2В2М3ФС - до 7 ед . ЖС, а для 4Х3В2МФС - до 10 ед . ЖС . Повышение температуры отпуска до 650 °С делает результаты сравнения практически не сопоставимыми из-за значительной потери твердости в последнем случае (табл 2) Понижение твердости во всех случаях наименьшее опять же наблюдается для стали 4Х2В2М2ФС Соотношение между содержанием элементов в составе для этой стали следующее:Сг W: Мо: V = 1: 0,825: 1,267: 0,424 . Для сталей 4Х3В2МФС и 4Х2В2М3ФС это соотношение более далекое от состава стали Р6М5: оответственно Сг: W: Мо: V = 1: 0,576: 0,358: 0,179 и Сг: W: Мо: V = 1: 1,025: 2,215: 0,43 . Стали, не соТ а б л и ц а 2 . Твердость литых заготовок стали после их традиционного упрочнения посредством отжига, закалки с температуры 980 °С в масло и отпуска
№ стали Марка стали Режим отпуска
560 оС, 1 ч 600 оС, 1 ч 620 оС, 1ч 650 оС, 1 ч
1 4Х2В2М2ФС 53,5-54,5 52,5-53,5 48,5-49,5 43,5-44,5
2 4Х3В2МФС 51,5-52,5 50,5-51,5 45,5-46,5 40-41
3 4Х2В2М3ФС 52,5-53,5 52-53 48,5-49,5 43,5-44,5
4 4Х3В2ФС 50,5-51,5 49-50 44,5-45,5 39,5-41
5 4Х2В4ФС 46-46,5 46,5-47,5 44,5-45 43,5
Т а б л и ц а 3 . Твердость литых заготовок стали после их традиционного упрочнения посредством отжига, закалки с температуры 1030 °С в масло и отпуска
№ Марка стали Режим отпуска
стали 560 оС, 1 ч 600 оС, 1 ч 620 оС, 1 ч 650 оС, 2 ч
1 4Х2В2М2ФС 55-56 55-56 53-54 48,5-49
2 4Х3В2МФС 55,5-56 53,5 49,5-50,5 43,5-44,5
3 4Х2В2М3ФС 54,5 53,5-54,5 52-53 47,5-48
4 4Х3В2ФС 52-53 51-51,5 47,5-49 43,5
5 4Х2В4ФС 48-48,5 48,5-49,5 48,5-49,5 46,5
Т а б л и ц а 4 . Твердость литых заготовок стали после их традиционного упрочнения посредством отжига,
закалки с температуры 1080 °С в масло и отпуска
№ стали Марка стали Режим отпуска
560 оС, 1 ч 600 оС, 1 ч 620 оС, 1 ч 650 оС, 2 ч 675 оС, 1,5 ч
1 4Х2В2М2ФС 56,5 55,5-56 52,5 48-49 44
2 4Х3В2МФС 56,5-57,5 54,5-55 50,5 44,5-45 38-39
3 4Х2В2М3ФС 55,5-56,5 54,5-55,5 51,5 47,5-48 42,5-43
4 4Х3В2ФС 53,5-54,5 51,5 48 43-43,5 38,5-39
5 4Х2В4ФС 49-50 50,5 50-50,5 47,5 44-45
Т а б л и ц а 5 . Твердость литых заготовок стали после их традиционного упрочнения посредством отжига,
закалки с температуры 1140 °С в масло и отпуска
№ стали Марка стали Режим отпуска
500 оС, 1 ч 550 оС, 1 ч 600 оС, 1 ч 650 оС, 2 ч 675 оС, 2,5 ч 700 оС, 1,5 ч
1 4Х2В2М2ФС 59-59,5 58-58,5 56-57 51-51,5 41-41,5 37-37,5
2 4Х3В2МФС 57,5-58,5 57,5-58 54-55 45-46 35,5-36 32,5
3 4Х2В2М3ФС 57,5-58,5 57,5-58 54,5-55,5 48-49 42,5-43 38,5
4 4Х2В4ФС 50-51 52,5-53 52-52,5 50-50,5 43,5-45 38-39
оскътжгг.р,
IIII /1 (7а), 201а-
Рис . 2 . Микроструктура литой стали 5ХВМФС после закалки с температуры 980 °С в масле (а) и отпуска при температуре 600 °С в течение 1 ч (б). а - х100; б - х1000
держащие в своем составе молибдена (№ 4 и 5), при упрочнении сразу после литья или после проведения закалки с температуры 980 °С в масло проигрывают, особенно значительно из-за содержания хрома менее 3% и более низкого содержания углерода в своем составе . Но уже здесь становится отчетливо видна перспективность теплостойкости стали 4Х2В4ФС, что более выраженным стало после повышения температуры нагрева под закалку до 1080 °С и особенно до 1140 °С и отпуска при температуре 650 °С и выше (табл . 4, 5) .
Проведение нагрева при температуре, близкой к 1000 °С (рис . 2), в течение 40 мин приводит к значительному изменению литой структуры и, в первую очередь, к растворению светлой составляющей (сравните с рис 1) На основании ранее полученных результатов высокотемпературных металлографических исследований подобных инструментальных сталей после проведения их деформации и последующего нагрева выделены три стадии роста зерна аустенита, превалирующие в определенных температурных интервалах [16, 17] . При температуре нагрева под закалку в пределах 980 °С в литой структуре, возможно, также происходит миграция границ зерен, которая при такой температуре нагрева соответствует интервалу интенсивного растворения в структуре карбида типа М7С3 (или М23С6) . Карбиды типа М3С растворяются при значительно более низких температурах [16, 17].
Для деформированных инструментальных сталей при дальнейшем повышении температуры нагрева (выше 1000оС) [24, 25] происходит «рассасывание» границ (его связывают с растворением карбидов карбида М6С) и возникновение новых границ с тройными стыками под углом около 120о, что связывают с растворением карбида типа МС Наиболее интенсивный рост зерна аустенита наблюдается при одновременном протекании всех его стадий, но определяющим, по-видимому, явля-
ется процесс формирования новых зерен Для литых сталей пока этот процесс не исследовали . Однако ясно, что проведение нагрева под закалку при температуре 980 °С приводит к смене механизма упрочнения стали по сравнению с литым состоянием из-за образования менее теплостойких карбидов в результате собственно закалки в масло и последующего отпуска. С повышением температуры аустенитизации до 1030 и 1080 °С твердость после отпуска и теплостойкость всех сталей растет. Это обусловлено увеличением легированности аустенита и соответственно мартенсита закалки Ударная вязкость при этом должна снижаться в результате увеличения зерна и появления карбидов типа МС, М6С, М7С3 (М23С6), М3С и М2С . Причем присутствие в этих карбидах W, Мо, Сг и V может отличаться от содержания этих элементов в подобных карбидах, образовавшихся в литом состоянии после проведения отпуска, что приводит к снижению теплостойкости сталей по сравнению с литым состоянием
Эти соображения подтверждаются и результатами исследования твердости (табл . 3, 4) для сталей с литой исходной структурой при повышении температуры нагрева под закалку до 1030-1080 °С при проведении нашего исследования
Дальнейшее повышение температуры нагрева под закалку до 1140 °С сталей с литой исходной структурой отмечено двумя различными эффектами влияния на твердость После отпуска при температуре 500-650 °С ее значения выше по сравнению с закалкой с 980-1080оС, а после отпуска с нагревом 675 °С - ниже (табл . 5) .
Любопытным является также тот момент, что соотношения значений твердости в сталях после упрочнения с присутствием литой структуры в различной мере (для случаев упрочнения только посредством высокого отпуска или отжига, закалки и высокого отпуска) при температурах нагрева 560 °С и выше отличаются между собой . При на-
личии в наиболее значительной степени литой структуры (см табл 1) заметное снижение твердости наблюдали только при нагреве выше 675 °С (700 °С) . Для закалки с 980 °С (см . табл . 2) после термического упрочнения по полному циклу повышение температуры отпуска вызывает заметное снижение твердости уже после нагрева выше 600 °С, при закалке с 1030 °С (табл. 3) - выше 620 °С и при закалке с 1080 оС (табл . 4) и 1140 °С (табл . 5) - выше 650 оС . Причем для сталей с присутствием хрома в составе около 3,5% во всех случаях упрочнения снижение твердости происходит более значительно, чем для сталей с содержанием хрома 1,56-1,68%.
Выводы
1 Проведена оценка вклада присутствия в разной мере литой структуры в уровень упрочнения штамповых сталей горячего деформирования . Вклад литой структуры в упрочнение штамповых сталей горячего деформирования теплостойкого класса может составлять до 5-10% твердости от фактического её значения при температуре отпуска 560 °С и растет до 12-15% при температуре отпуска 620 °С и выше и зависит от химического состава и особенно от соотношения элементов Сг: W: Мо: V.
2 . Наиболее оптимальное соотношение легирующих элементов с точки зрения повышения теп-
кътжтул 107
-1 (7а), 201а/ 111
лостойкости структуры при традиционном термическом упрочнении инструмента достигнуто в сталях 4Х2В2М2ФС и 4Х2В4ФС Повышение содержания хрома в стали до 3,5% при одновременном легировании вольфрамом, молибденом, ванадием и кремнием в пределах 1-2% снижает теплостойкость структуры при нагревах выше температуры 620-650оС
3 . Разработанные составы сталей могут успешно применяться при изготовлении штампов и другой оснастки для горячего формообразования металлических изделий: сталь 4Х2В2М2ФС, например, для прошивников при получении стальных цапф автомобиля, а сталь 4Х2В4ФС - для формовки потайной шестигранной головки для болтов диаметром от 12 мм В литом состоянии для этих сталей рекомендовано проведение высокого отпуска при температуре 625-650 °С в течение 1-2 ч . При использовании с термически преобразованной структурой необходимо проведение предварительного отжига при 760 °С в течение 1-2 ч, а затем закалки соответственно с температуры нагрева 1080 и 1140 °С в масле и последующего отпуска при температуре 620-650 °С в течение 1-3 ч в зависимости от размеров штампа
Литература
I. Б е л ь с к и й Е .И . , Т о м и л и н Р. И . Повышение стойкости штампов при объемной штамповке . Минск . 1962 .
2 .К о р о с т ы л е в В . Ф . , К у н и л о в с к и й В .В . Локальная химическая неоднородность структуры и стойкость литых штампов// Литейное производство . 1975 . № 11. С . 31-33 .
3 .Х а з а н о в И. О . , Ж и д о б и н В . Ф . , Л о з и н с к и й Ю . М. Структура, свойства и термическая обработка литых штамповых сталей// Изв . вузов . Черная металлургия . 1969 . № 12 .
4 .О р л о в А .В . Изготовление и эксплуатация литых штампов на заводах автомобильной промышленности // Кузнечно-штамповое производство . 1986 . № 10 . С . 13-15 .
5 . Структура и свойства штампов, полученных из отходов сталей 5ХНМ и Р6М5 электрошлаковым переплавом/ Е . И . Тимченко . Л. М. Семенова, Ю . А . Березкин, И. Д. Зайцева // МиТОМ. 1987. № 5 . С . 44-47.
6 .Т и ш а е в С .И . Влияние металлургических факторов на качество штамповых сталей для горячего деформирования // Сталь . 1985 . № 7 .С .65-69.
7 . Оптимизация режима термической обработки литого штампового инструмента из стали ДИ-32Л / С . С . Дьяченко . Л. С . Пикус, В . П. Тарабанова, А . И. Чернявский // Кузнечно-штамповое производство . 1986 . № 3 . С . 15-17 .
8 .Г е л л е р Ю .А . Инструментальные стали. М. : Металлургия, 1983 .
9 . П о з н я к Л. А . , Ю . М. С к р ы н ч е н к о, С .И. Тишаев . Штамповые стали. М. : Металлургия, 1980. С . 86-135 .
10 .K o г t m a n W. Werkzeuqstäle und Werkzeuqe für das Stranqpressen von Rohren und Profilen aus NE-Vetallen // International Steel & Metalle Maqazine/. 1988. Bd.26 . N 11. S .1079-1086 .
II. Ф е д у л о в В . Н . Перспективы использования существующих и создания новых инструментальных сталей для производства технологической оснастки горячего формообразования изделий // Литье и металлургия . 2006. № 1 (37) . С . 125-129 .
12 .Б е л ь с к и й Е .И. , П и к у л о В . М. К вопросу о механизме износа материалов кузнечных штампов . // Структура металлов и сплавов . Минск: Наука и техника, 1974.
13 . Патент № 17311 от 27.03 .2013 г. Инструментальная сталь / В . Н . Федулов, И. О . Сазоненко . Заявитель БНТУ /Афщыйны бюлетэнь // Нац. цэнтр штэлектуал . уласнасщ . 2013 . № 3 . С . 108-109 .
14 . Заявка на изобретение № а 20120189 от 10 . 02 .12 г. Инструментальная сталь / В . Н Федулов, И. О. Сазоненко . Заявитель -БНТУ
15 . Заявка на изобретение № а 20130540 от 25 .04 .2013 г. Инструментальная сталь / В . Н . Федулов . Заявитель - БНТУ.
16 . Структура и свойства теплостойких штамповых сталей 4Х3ВМФС и 3Х3ВМФ/ С . И. Тишаев, Р. А . Зыкова, Ю . М. По-литаев, С . П. Белый, Л. К. Оржицкая // МиТОМ. 1985 . № 11. С . 38-41.
17 .Л е о н и д о в В . М. , Б е р е з к и н Ю . А . , Н и к и т е н к о Э .В . Исследование предварительной термической обработки штамповой стали 4ХМ2Фч // МиТОМ. 1985 . № 11. С . 41-44 .
