Введение

Быстрорежущие стали являются в настоящее время одними из основных среди существующего многообразия инструментальных материалов. Это объясняется достаточно приемлемым сочетанием основных механических и технологических свойств. По сравнению с нетеплостойкими быстрорежущие стали могут работать в более тяжелых условиях резания, а по отношению к твердым сплавам они имеют преимущества в технологических свойствах.

Это позволяет изготавливать из них разно­образный металлорежущий инструмент [1 – 3].Анализ состояния рынка производства режущего инструмента из быстрорежущих сталей свидетельствует о наличии тенденции вытеснения отечественного инструмента зарубежным. При этом происходит потеря конкурентоспособности отечественного инструмента как по цене, так и по качеству.

Проведенный анализ состояния инструментального рынка в России показал, что из 24 инструментальных заводов производством металлорежущего инструмента из быстрорежущих сталей занимаются только четыре крупных предприятия (Киржачский инструментальный завод, Серпуховский инструментальный завод ТВИНТОС, Свердловский инструментальный завод, Томский инструментальный завод). В основном при производстве отечественного инструмента используются быстрорежущие стали марок Р6М5 и Р18 умеренной теплостойкости. Очень редко применяется сталь марки Р6М5К5 повышенной теплостойкости, а в отдельных случаях – порошковые быстрорежущие стали импортного производства [4].

Анализ российского рынка металлообрабатывающего инструмента показывает увеличение присутствия зарубежных фирм-производителей. К ним относятся предприятия MEGA-TEC, SIMNEK, INOVATOOLS, HAIMER GmbH, JOHS.BOSS GmbH&Co. KG, FAHRION, ESA EPPINGER GmbH (Германия); SAU (Италия); MIRCONA (Швеция); PIBOMULTI S.A. (Швейцария); PINZBOHR (Испания); JR-TOOLS (Финляндия); TANOI (Япония); ACROW (Тайвань) и др. В целом, в России увеличилось количест­во фирм, занимаю­щихся реализацией инструмента импортного производства.

Зарубежные фирмы-производители предлагают для реализации широкий ассортимент своей продукции. Наи­более известной в рассматриваемом направлении является французская фирма ERASTEEL – крупнейший производитель быстрорежущих сталей в мире (до 30 % от мирового рынка). Для отечественного потребителя эта фирма предлагает до 30 марок быстрорежущих сталей, при этом примерно 20 из них являются аналогами оте­чественных быстрорежущих сталей по ГОСТ 19265 – 73.

На отечественном рынке активно работает немецкий концерн SANDVIK совместно с фирмами SANDVIK Coromant и Seco Tools1, 2 [5, 6]. Немецкая фирма BOHLER кроме быстрорежущих порошковых сталей производит в порошковом исполнении штамповые стали холодного и горячего деформирования.

Исследование состояния производства металло­режущих инструментов из традиционных быстрорежущих сталей в условиях действующих машинострои­тельных предприятий позволило выявить ряд общих тенденций:

– относительно низкое качество поставляемых на предприятия заготовок из быстрорежущих сталей;

– отсутствие комплексного контроля качества сталей в состоянии поставки;

– низкое качество термической обработки и отсутствие его комплексного контроля;

– назначение режима упрочняющей обработки без учета условий эксплуатации инструмента;

– отсутствие опыта работы с порошковыми быстрорежущими сталями.

В России разработана группа порошковых быстрорежущих сталей, некоторые из которых включены в ГОСТ 28393 – 89. Эти стали существенно отличаются по химическому составу от традиционных быстрорежущих сталей (ГОСТ 19265 – 73) повышенным содержанием углерода (до 2 %) и карбидообразующих элементов, в том числе недорогого ванадия, а также технологией производства [4, 7]. Такая технология значительно улучшает структуру сталей, обеспечивая дисперсные, равномерно распределенные частицы карбидов. Это положительно сказывается на основных свойствах (теп­лостойкости, твердости и прочности) порошковых инструментальных сталей. В большей степени такой способ производства стали позволяет повысить уровень их технологических свойств: горячую пластичность (до 30 %) и шлифуемость (в два – три раза) [8 – 11].

В настоящей работе исследовали порошковую безвольфрамовую быстрорежущую сталь двух марок экспериментального химического состава (М5Ф6-МП и М6Ф7-МП), отличающихся химическим составом от стандартных сталей по ГОСТ 28393 – 89. Для сравнения исследовали вольфрамосодержащую сталь марки Р7М5Ф2-МП импортного производства. Эти марки отличаются не только химическим составом, но и особенностями в технологии производства заготовок3 [12 – 15].

Методика исследования

Методика исследования включала в себя контроль основных механических и технологических свойств порошковых быстрорежущих сталей опытного химического состава на различных этапах производства (пос­ле компактирования по различным схемам, а также после предварительной и упрочняю­щей термических обработок) [1, 4, 11]. В процессе исследований определяли способность к компактированию по различным схемам, поведение порошковых сталей при термической обработке и способность к обрабатываемости резанием, шлифуемости. Проводили сравнительные испытания по режущей способности опытных сталей [16 – 18].

Исследования порошковых сталей проводили в соответствии с ГОСТ 28393 – 89; они включали в себя определение химического состава, контроль основных свойств, а также металлографические исследования макро- и микроструктуры. Использовали специальные методики контроля качества сталей [4, 19 – 21].

Основные механические свойства контролировали по твердости в состоянии поставки (ГОСТ 9012 – 59); после за­калки, закалки и отпуска: по твердости (ГОСТ 9013 – 59), а также по ударной вязкости (ГОСТ 9454 – 78) и прочности на изгиб (ГОСТ 14019 – 2003). Теплостойкость (красностойкость) определялась по ГОСТ 28393 – 89.

Основные технологические свойства контролировали по обрабатываемости давлением, резанием и по шлифуемости согласно стандартным методикам [22].

Эксплуатационные свойства инструментальных сталей оценивали по стойкости инструмента. Испытания на стойкость проводили при точении в соответствии со стандартной методикой [17, 18, 23, 24].

Результаты исследования

В настоящей работе проводили исследования на опытных порошковых быстрорежущих сталях отечест­венного производства марок М5Ф6-МП (1,75 % С; 5,5 % Мо; 6,0 % V; 4,8 % Cr), М6Ф7-МП (2,0 % С; 6,5 % Мо; 7,4 % V; 5,3 % Cr) и импортного производст­ва марки Р7М5Ф2-МП (0,9 % С; 7,4 % W; 5,7 % Мо; 2,4 % V) с целью установления влияния технологии производства на качество этих сталей. В связи с поставленной задачей исследования провели по следующим направлениям:

– анализ влияния технологии компактирования порошковых быстрорежущих сталей на их микроструктуру и свойства, выявление типовых дефектов;

– разработка режимов упрочняющей термической обработки для опытных порошковых быстрорежущих сталей с целью обеспечения оптимального соотношения между вторичной твердостью и теплостойкостью;

– исследование обрабатываемости резанием, поведение сталей при термической обработке и оценка шлифуемости (важнейшего технологического свойства высокованадиевых сталей);

– сравнительные испытания на стойкость новых порошковых сталей.

Технология изготовления порошковых быстрорежущих сталей заключается в распылении жидкой стали в инертной среде и последующем горячем компактировании порошка в плотные заготовки.

Порошки исследуемых сталей изготавливали способом газового диспергирования в контролируемой атмосфере (в среде азота). Такая технология позволяет обеспечить скорость охлаждения жидких капель металла на уровне 103 – 105 °С/c и формирование размера частиц порошка до 300 мкм. На этой стадии за счет высокой скорости охлаждения при кристаллизации в них формируется дисперсная равномерная микроструктура [10, 11, 19].

Следующим этапом в изготовлении порошковых быстрорежущих сталей является компактирование порошка в плотные заготовки. Компактирование должно обеспечить следующее:

– получение плотных заготовок, формирование которых усложняется высокой твердостью порошка;

– сохранение преимущества структуры и фазового состава порошков, полученных в условиях высоких скоростей охлаждения;

– минимальные затраты при производстве заготовок.

Следует заметить, что плотные заготовки традиционными методами прессования и спекания из быстрорежущих сталей получить практически невозможно [9, 12 – 15].Образцы опытных сталей марок М5Ф6-МП и М6Ф7-МП изготавливали по двум технологическим схемам:

1 – методом горячего изостатического прессования вакууммированных капсул с порошком под давлением 100 – 200 МПа с последующей ковкой;

2 – горячей экструзией капсул с порошком.

Номинальная деформация в обоих случаях составляла 90 % .

Горячая экструзия осуществлялась после нагрева контейнеров с порошком до температур 1050, 1100 и 1150 °С (время прогрева контейнеров диаметром 35 и 90 мм не превышало 1 и 2 ч), а изостатическое прессование проводили при температурах 1050 и 1100 °С.

Верхнюю границу нагрева (1150 °С) определяли тем, что для порошков опытных сталей экспериментально была установлена температура солидуса (немного превышающая 1200 °С). Кроме того, принимали во внимание возможность нежелательных изменений структуры, а именно, выделения вторичных карбидов в форме сплошной сетки по границам зерен, которая наблюдается в быстрорежущих сталях при деформации после высокотемпературного нагрева.

Нижняя температурная граница горячей экструзии была выбрана с учетом изменения технологической пластичности быстрорежущих сталей при процессах горячего деформирования. При этом ниже 1050 °С горячая обработка давлением для быстрорежущих сталей не рекомендуется из-за снижения пластич­ности [1, 13].

Результаты исследований влияния режима компактирования на плотность заготовок представлены в таб­лице.

Компактирование порошка в плотные заготовки диа­метром до 30 – 40 мм возможно двух- или одноступенчатым методами (путем горячей экст­рузии).

Структура порошковых быстрорежущих сталей характеризуется равномерным распределением карбидов типа МеС и Mе6C как в поперечном, так и в продольном направлениях с размером не более 1 – 2 мкм. После горячего компактирования зерно аустенита остается мелким, его диаметр не превышает 3 мкм. Разнозернис­тость и пористость не обнаружены.

Проблем с компактированием высокоуглеродистых высокованадиевых порошковых быстрорежущих сталей не возникает. Выход годного металла при этом не ниже 98 % (вместо 50 – 60 % по традиционной технологии).

Отклонения от режима компактирования, а именно пониженная степень деформации и повышенная температура компактирования приводят к образованию дефектов (структурной полосчатости) и к появлению в структуре крупных глобулярных карбидов. Эти дефекты были обнаружены при исследовании стали марки Р7М5Ф2-МП (рис. 1).

Заготовки после компактирования имели повышенную твердость 56 – 58 HRC, поэтому их отжигали при температуре 800 – 820 °С с изотермической (720 – 750 °С) выдержкой в течение 1 – 2 ч. Твердость высокоуглеродистых сталей марки М6Ф7-МП не превышала 2500 НВ.Обрабатываемость резанием (фрезерование, точение) экспериментальных сталей находилась на уровне этого показателя стали марки Р6М5, то есть затруднений при обработке этих сталей не возникало. Стали обрабатываются удовлетворительно, так как их твердость после отжига сравнительно невысока и находится на уровне твердости быстрорежущих сталей умеренной теплостойкости.

Контрольные испытания заготовок на ковку проводили на ударном молоте на образцах опытных сталей диаметром 10 и 30 мм с отношением высоты к диамет­ру 4:1. Ковку выполняли в последовательности: осадка круглой заготовки в 1,5 – 2,0 раза; вытяжка в одном, а затем в другом взаимно перпендикулярных направлениях (в результате получался квадрат). При таких условиях ковки какого-либо брака по трещинам не наб­людалось. Из полученных поковок затем изготавливали пластины для резцов. При их термической обработке ковочные трещины также не выявились, пластины показали высокую стойкость при обработке резанием.

Разработку режимов упрочняющей термической обработки опытных сталей проводили исходя из рацио­нального соотношения между вторичной твердостью и теплостойкостью. Исследования показали, что упрочняющая термическая обработка может проводиться в широком интервале температур (закалка – в интервале 1180 ± 10 °С с последующим двукратным отпус­ком при 550 ± 5 °С по 1 ч каждый). Время выдерж­ки при нагреве под закалку должно быть уменьшено на 10 – 20 % по сравнению с традиционными быстрорежущими сталями.

В результате применения рационального режима термической обработки для сталей марок М5Ф6-МП и М6Ф7-МП обеспечивается вторичная твердость 65 – 66 HRC и теплостойкость 60 HRC при отпуске 620 °С в течение 4 ч, прочность σи = 2800 ÷ 3000 МПа, ударная вязкость KCU не ниже 0,25 – 0,30 МДж/м2 (при балле зерна не ниже 11 – 12 и карбидной неоднород­ности не выше 1 балла по ГОСТ 19265 – 73).

В термически обработанном состоянии по оптимальному режиму сталь марки М5Ф6-МП имеет мелкое зерно (12 баллов по ГОСТ 5639 – 82) и однородное распределение карбидов (1 балл по ГОСТ 19265 – 73) с размеров 1 – 2 мкм, что соответствует оптимальной микроструктуре термически обработанной порошковой быстрорежущей стали по ГОСТ 28393 – 89 (рис. 2, а, г). Фазовый состав после термической обработки следующий: мартенсит, 19 – 20 % карбидная фаза и 5 – 7 % остаточный аустенит. При этом распределение легирующих элементов в порошковых быстрорежущих сталях равномерное (рис. 3).

Дефекты металлургического производства (строчечность, ликвация, пористость, подплавление карбидов), возникающие на этапе компактирования, наследовались в окончательной структуре стали марки Р7М5Ф2-МП (рис. 2, б, д). Они отрицательно влияют на основные механические свойства и на стойкость инст­румента, что является еще одним недостатком стали импортного производства по сравнению с отечественной сталью марки М5Ф6-МП.

Для сравнения на рис. 2, в, е приведена микроструктура традиционной быстрорежущей стали марки Р18.

Результаты исследования стали М5Ф6-МП представлены на рис. 4, 5.

Зависимость твердости порошковой быстрорежущей стали марки М5Ф5-МП от температуры закалки (Тз ) представлена на рис. 4. Максимальная первичная и вторичная твердости обеспечиваются в интервале температур 1180 ± 5 °С. Температура закалки не должна превышать 1200 °С, так как в этом случае происходят значительное растворение карбидной фазы и образование повышенного количества остаточного аус­тенита, устойчивого против отпуска, а также рост зерна аустенита. С другой стороны, при температуре закалки менее 1160 °С не обеспечивается легированность аустенита, а, следовательно, вторичная твердость и теп­лостойкость стали (57 HRC при температуре 620 °С).

В порошковой стали, как и в обычной кованой, при отпуске развивается дисперсионное твердение (рис. 5), что дополнительно повышает твердость на 2,5 – 3,0 HRC. Анализ зависимостей на рис. 4 показывает, что наиболее оптимальной температурой отпуска (Тотп ) является 540 – 550 °С от температуры закалки 1180 ± 5 °С, а рис. 5 свидетельствует о целесообразности проведения двукратного отпуска. При этом режиме обеспечивается высокая вторичная твердость (66 – 67 HRC). Теплостойкость после выдержки в течение 4 ч при 620 °С составила 60 HRC.

Для стали марки Р7М5Ф2-МП в результате исследований были получены аналогичные зависимости влияния температуры закалки на первичную и вторичную твердости. Эта сталь отличается по химичес­кому соста­ву повышенным содержанием вольфрама, молибдена и ванадия, что отражается на режимах термичес­кой обработки, прежде всего – на температуре закалки (состав­ляет 1210 ± 5 °С, что выше примерно на 20 – 30 °С по сравнению с такой температурой стали марки М5Ф6-МП). При этом максимальная твердость достигается также после двукратного отпуска от температуры 540 – 550 °С. Этот режим обеспечивает максимальную теплостойкость, что подтверждено результатами испытаний (рис. 6).

Кратность отпуска существенно влияет на теплостойкость стали. Увеличение кратности отпуска выше двух приводит к снижению теплостойкости (наиболее существенно после отпуска от 560 °С).

Анализ влияния химического состава на основные свойства порошковых быстрорежущих сталей показал, что безвольфрамовые стали в рассматриваемом случае не уступают по основным свойствам вольфрамосодержащим порошковым быстрорежущим сталям (ГОСТ 28393 – 89). Отрицательное влияние на фазовый состав и свойства стали марки Р7М5Ф2-МП оказывает несбалансированность по химическому составу (дефицит по углероду). Недостаточное количество углерода приводит к снижению объема карбидной фазы, а, следовательно, отрицательно сказывается на вторичной твердости и теплостойкости этой стали.

Поведение порошковых быстрорежущих сталей при термической обработке удовлетворительное, так как не выявлено технологических недостатков. Деформация образцов при нагревах и охлаждении равномерная. Стали опытных составов при закалке не показали склонность к росту зерна. Оплавление в них начинается при зерне 10 баллов. При отпуске исследуемых сталей дос­таточно интенсивно развиваются процессы дисперсионного твердения. При этом большая часть остаточного аустенита переходит в мартенсит за два отпуска и это является дополнительным технологическим преиму­ществом порошковых быстрорежущих сталей [7].

Шлифуемость быстрорежущих сталей представляет собой важнейшее технологическое свойство, которое влияет на возможность их применения. Высоко­углеродистые высокованадиевые и высококобальтовые быстро­режущие стали, изготовленные по традиционной технологии, имеют ограниченное применение из-за неудовлетворительной шлифуемости (трудношлифуемые и с нешлифуемым профилем) и обрабатываемости давлением (выход годного менее 50 %) [1, 25 – 27].

Испытания на шлифуемость опытных порошковых быстрорежущих сталей проводили плоским шлифованием широко используемыми для быстрорежущих сталей кругами из белого электрокорунда с характеристикой ПП 250×20×127 24A25HCM1K7 (шлифовальные круги прямого профиля с размерами 250×20×127 мм, из белого электрокорунда марки 24А, зернистостью 25 Н, твердостью СМ1, на керамической связке К, седьмой структуры); ГОСТ 2424 – 83.

Шлифование выполняли по следующему режиму: скорость шлифования – 35 м/с; скорость продольной подачи – 14 м/мин; поперечная подача – 1,5 мм/ход; глубина шлифования 0,01 мм [16].

Шлифуемость сталей оценивали по коэффициенту, равному отношению потери массы исследуемой стали при шлифовании к потере массы эталонной стали при обработке в одинаковых условиях за одинаковое число проходов [17]. За эталон были приняты быстрорежущие стали марок P18 и Р6М5 традиционного производства. С целью возможности сравнения испытуемые образцы разных сталей имели одинаковые размеры для того, чтобы площади шлифуемых поверхностей были одинаковыми. Результаты испытаний приведены на рис. 7. Порошковые быстрорежущие стали, несмотря на высокое содержание ванадия, не уступают по шлифуемости традиционным сталям марок Р18 и Р6М5 с хорошей шлифуемостью. Это отмечается в ряде работ [24, 25].

Особенно значительное улучшение этого технологического свойства установлено в трудношлифуемых быстро­режущих сталях с высоким содержанием углерода и ванадия (рис. 7). Это изменение весьма существенно, так как стали исследуемой группы, полученные по обычной технологии, просто не шлифовали обычными кругами [26]. Сталь марки М5Ф6-МП шлифуется даже лучше стали Р6М5 обычного производства примерно на 20 – 30 %. Хорошие результаты получены по качеству шлифуемых поверхностей, так как на них прижегов и микротрещин не обнаружено.

Существенное улучшение шлифуемости высокованадиевых сталей (на порядок) объясняется высокой дисперстностью карбидов (1 – 2 мкм), которые выкрашиваются в процессе шлифования. В традиционных сталях карбиды, особенно карбиды ванадия (18 000 – 20 000 HV), активно изнашивают абразивный круг и вызывают его «засаливание» [26, 27].

Применение порошковой технологии открывает перспективу внедрения в промышленность высокоуг­леродистых высокованадиевых быстрорежущих сталей, сопровождающуюся существенным улучшением основных и технологических свойств, в особенности шлифуемости. Такие стали могут быть рекомендованы для изготовления инструментов сложного профиля, используемых при обработке труднообрабатываемых материалов [14, 25].

Порошковые быстрорежущие стали марок М5Ф6-МП и М6Ф7-МП по своим основным свойствам находятся на уровне сталей умеренной теплостойкости и предназначены для обработки углеродистых и низколегированных конструкционных сталей перлитного класса.

Испытания на стойкость инструмента из сталей марок М5Ф6-МП и М6Ф7-МП показали, что они могут быть также рекомендованы для обработки нержавеющих сталей и сплавов. Стойкость инструмента при обработке титановых и никелевых сплавов возрастала на 20 – 50 % по сравнению с быстрорежущими сталями умеренной теплостойкости. Благодаря хорошим технологическим свойствам и повышенной ударной вязкости порошковые быстрорежущие стали с высоким содержа­нием углерода и ванадия могут быть также рекомендованы для изготовления инструментов, работаю­щих с высокими динамическими нагрузками.

Обсуждение результатов

Проведенный анализ состояния рынка металлорежущего инструмента из быстрорежущих сталей свидетельствует о наличии высокой конкуренции. Для повышения конкурентоспособности отечественного инструмента необходимо налаживать собственное производство, повышать качество инструмента за счет улучшения культуры производства, которая должна базироваться на использовании современных инструментальных материалов, в том числе порошковых быстрорежущих сталей.

В настоящей работе показано, что качество инст­румента формируется на всех этапах его производст­ва. Продемонстрировано формирование качества инструмента в зависимости от способа производства заготовок быстрорежущих сталей, а также от качества сталей в состоянии поставки и последующей термичес­кой обработки. Порошковая технология значительно улучшает структуру сталей, обеспечивая дисперсные, равномерно распределенные частицы карбидов. Это положительно сказывается на основных свойствах порошковых инструментальных сталей (теплостойкости, твердости и прочности). Такой способ производства стали позволяет повысить уровень их технологических свойств: горячую пластичность до 30 %; шлифуемость в 2 – 3 раза. Существенное улучшение технологических свойств порошковых сталей позволяет производить инструмент из высоколегированных быстрорежущих сталей, которые при изготовлении их по традиционной технологии использовать нельзя из-за низкой технологичности.

Испытания на стойкость инструментов из порошковых инструментальных сталей показали, что они особенно эффективны при резании труднообрабатывае­мых материалов повышенной твердости (до 40 HRC), а также для материалов повышенной вязкости. В этом случае стойкость инструмента из порошковых быстрорежущих сталей по сравнению с обычными сталями умеренной теплостойкости возрастает в несколько раз.

Выводы

Применение порошковой технологии открывает перспективу производства универсальных экономно-легированных порошковых инструментальных сталей с высоким содержанием углерода и недорогих легирующих элементов, таких как ванадий и хром. Эти стали могут быть использованы для изготовления режу­щего и штампового инструмента горячего деформирования.

Порошковые быстрорежущие стали марок М5Ф6-МП и М6Ф7-МП после рационального режима термичес­кой обработки характеризуются достаточно высокой твердостью (65 – 66 HRC) и теплостойкостью (60 HRC при 620 °С), а также удовлетворительными механичес­кими свойствами (предел прочности на изгиб 2800 ÷ 3000 и 2700 ÷ 2800 МПа; ударная вязкость 0,25 ÷ 0,30 и 0,20 ÷ 0,26 МДж/м2 ).

Технологическим преимуществом порошковых быстро­режущих сталей марок М5Ф6-МП и М6Ф7-МП является широкий интервал температур закалки 1180 ± 10 °С и отпуска 550 ± 5 °С, обеспечивающий высокую вторичную твердость, а также уменьшение кратности отпуска и малую склонность к росту зерна при закалке (зерно не ниже 12 баллов по ГОСТ 5639 – 82, карбидная неоднородность – не выше 1 балла по ГОСТ 19265 – 73).

Исследования технологических свойств показали:

– возможность получения плотных заготовок из высокоуглеродистых, высокованадивых сталей одноступенчатым компактированием (горячей экструзией) вместо двухступенчатого (изостатическим прессованием с последующей экструзией или ковкой) с выходом годного металла не ниже 98 %;

– удовлетворительную обрабатываемость резанием после отжига и горячую пластичность при ковке на уровне обрабатываемости сталей Р6М5 и Р18;

– хорошую шлифуемость порошковых высокованадиевых быстрорежущих сталей марок М5Ф6-МП и М6Ф7-МП, которая находится на уровне этого показателя сталей Р6М5 и P18.

Исследованные высокованадивые стали по свойствам можно отнести к быстрорежущим сталям, которые используются для обработки углеродистых и низколегированных сталей перлитного класса. Испытания на стойкость инструментов из этих сталей показали, что они могут использоваться для обработки труднообрабатываемых нержавеющих и жаропрочных сплавов с повышением стойкости на 20 – 50 % по сравнению со сталью маркой Р6М5.

Использование порошковой технологии открывает перспективу разработки универсальных экономно-легированных порошковых инструментальных сталей с высоким содержанием углерода и недорогих легирую­щих элементов, таких как ванадий и хром, для изготовления режущего и штампового инструмента горячего деформирования, работающего со значительными дина­мическими и тепловыми нагрузкам.