VADY TEPELNÉHO ZPRACOVÁNÍ RYCHLOŘEZNÝCH OCELÍ

VADY TEPELNÉHO ZPRACOVÁNÍ RYCHLOŘEZNÝCH OCELÍ Antonín Kříž, Dr. Ing., ZČU v Plzni, NTC Univerzitní 8, 306 14, 737163433 kriz@kmm.zcu.cz Abstract This article is based on results of several years of materials expert examination. The work dealt with causes and factors of high speed tool steels degradation. Two most frequent cases are described here. It is unsuitable choice of steel s chemical composition and degree of deformation. The second case consists in inadequate technological procedure of heat treatment of cobalt containing steels. Description of the state of steels was done by means of hardness measurement, light metallography, scanning electron microscopy and EDX energy dispersive microanalysis. ÚVOD Stoupající nároky na vlastnosti nástrojů vedly k postupnému vývoji používaných nástrojových ocelí. Původní uhlíkové nástroje byly nahrazeny slitinovými ocelemi. Éra ocelových nástrojů vyvrcholila vývojem rychlořezných ocelí, které patří mezi nejpoužívanější materiály pro výrobu výkonných a vysocevýkonných nástrojů pro strojní obrábění kovů. Jejich aplikace vyplývá z jejich charakteristických vlastností jako např. velké odolnosti proti popouštění, velké tvrdosti i za vyšších teplot, velké odolnosti proti opotřebení a přiměřené houževnatosti. Do rychlořezných ocelí patří jak skupina wolframových, tak i wolframmolybdenových ocelí, kam jsou zařazeny i vysocevýkonné kobaltové oceli. Kobaltovým rychlořezným ocelím bude v tomto článku věnována pozornost, neboť díky obsahu kobaltu a tím i větší citlivosti k teplotám přeměny je jejich výroba a zpracování ještě poněkud složitější a náročnější než u ostatních rychlořezných ocelí. Tato náročnost klade vysoké požadavky na dodržení správného technologického postupu. Z tohoto důvodu dochází právě u této skupiny ke zvýšenému výskytu zmetků[1]. 1. VLASTNOSTI RYCHLOŘEZNÝCH OCELÍ 1.1. Stav polotovaru Rychlořezné oceli dosahují požadovaných vlastností pouze v případě dodržení následujících podmínek. Stav výchozího polotovaru patří mezi nejdůležitější, avšak často opomíjené ukazatele. Tento stav je odrazem nejen metalurgického pochodu, ale rovněž i mechanického zpracování. Ingoty z nástrojových ocelí se kovají a válcují nejen z důvodu dosažení žádaného tvaru a rozměru, ale i z potřeby odstranit zhrubnutí a upravit strukturu ocelí. Jde především o rozbití karbidického síťoví po hranicích austenitických zrn (často se tyto oceli nazývají ledeburitické oceli). Při jednosměrném kování dochází k vyřádkování karbidické fáze. V tomto případě nedosahuje tento polotovar optimálních mechanických vlastností z důvodu tzv. anizotropie. To se projeví především u nástrojů složitějších tvarů, kdy následkem namáhání dochází k destrukci křehkým poškozením. Vyřádkovanost má rovněž za následek vysoký podíl zbytkového austenitu, který zhoršuje konečné vlastnosti materiálu[2]. Karbidická vyřádkovanost může rovněž iniciovat místní vznik zhrublých zrn s rozdílnou velikostí, jejímž následkem může dojít k rozvoji tzv. naftalínového lomu. Pro zabránění vyřádkování karbidické fáze je nutno zařadit vedle prodlužování i dostatečné množství pěchovacích operací. Dodavatelé ocelí ve snaze

finančních i časových úspor nezařazují do technologie dostatečné množství pěchovacích operací. Vyřádkovanou strukturu nelze jakýmkoliv dodatečným zpracováním materiálu odstranit. Z tohoto důvodu se jedná o neopravitelnou vadu. Tato situace bude zachycena v následující, praktické části příspěvku. V provozu lze karbidické vyřádkování identifikovat provedením změření tvrdosti v příčném a podélném směru. Nejpřesnější způsob identifikace je provedení metalografického rozboru v příčném a podélném směru. V tomto případě lze kvalifikovat i kvantifikovat stav vyřádkování. 1.2. Tepelné zpracování rychlořezných ocelí Dalším velkým úskalím u rychlořezných ocelí je jejich tepelné zpracování. Při nedodržení optimální technologie (rychlost ohřevu, výše teploty, délka prodlevy, rychlost ochlazení, počet popouštění) může dojít i k nevratnému poškození. Tepelné zpracování je u rychlořezných ocelí klasifikováno jako velmi náročná a specifická operace. Maximálních řezných vlastností se dosahuje po kalení z velmi vysokých teplot 1150 až 1300 C[3]. Vzhledem k velmi nízké tepelné vodivosti způsobené vysokou koncentrací slitinových prvků je nutné provádět ohřev na teplotu kalení stupňovitě. Tento stupňovitý ohřev zabraňuje vzniku tepelných pnutí. Výše teploty je rozhodující z důvodů procesů, které se v materiálu iniciují. Nižší kalící teplota se projeví nedostatečným rozpouštěním karbidů. Následkem toho má ocel nízkou sekundární tvrdost a menší odolnost proti popouštění (menší teplotní stálost). Ocel má však malý obsah zbytkového austenitu, a proto vysokou tvrdost hned po zakalení. Tohoto způsobu kalení z nižších teplot, při němž není využito plně vlastností rychlořezných ocelí, se používá zejména při tepelném zpracování nástrojů složitějších tvarů a nástrojů, od nichž se požaduje vysoká houževnatost. Popouštění musí být provedeno při nižší teplotě, zpravidla ne vyšší než 200 C. Zvyšováním kalící teploty vzrůstá podíl rozpuštěných karbidů. Ocel obsahuje po kalení větší množství zbytkového austenitu,a proto má nižší tvrdost. Při popouštění na vyšší teploty se zbytkový austenit rozpadá a vylučují se jemné karbidy. Při ochlazování oceli po popouštění se přeměňuje další část zbytkového austenitu. Proto je důležité vícenásobné popouštění. Zvyšování kalící teploty se promítne do nebezpečí vzniku trhlin a deformací po kalení. Po překročení maximálních kalících teplot se rychle rozpouštějí karbidy po hranicích zrn, které blokují růst zrna. Zrno oceli hrubne a ocel je méně houževnatá[4]. Případ nedodržení správné kalící teploty bude zachycen ve dvou praktických ukázkách v následující části. 2. PRAKTICKÁ ČÁST 2.1. Strukturní nestejnorodost Na základě požadavku jedné české nástrojářské firmy byla analyzována odvalovací fréza z rychlořezné oceli dle ČSN 19 856. V této sérii bylo vyrobeno přes 100 kusů nástrojů, jejichž uživatelé uplatňovali reklamaci z důvodu vzniku náhlých lomů. Po vyšetření lomové plochy bylo zjištěno, ze se jedná o náhlý, křehký interkystalický lom. Příčina vzniku bude zodpovězena po provedení metalografického rozboru, z čehož vyplyne i technologické zpracování popř. odchylka od správného postupu. V posledních letech, jak se začal spotřebovávat skladem uložený polotovar, se začaly objevovat příčiny vzniku zmetků ze záměny materiálu. Z tohoto důvodu je třeba při každém metalografickém rozboru provést i chemickou analýzu. Tato situace nastala také v tomto případě, kdy došlo k záměně materiálu. V tab. č. I jsou uvedeny stanovené koncentrace metodou GD-OES a normativní hodnoty pro materiál ČSN 19 856. Z dosažených výsledků vyplývá, že došlo k záměně s materiálem ČSN 19 802.

C Mn Si P S Cr V W Mo Co 19 856 0,90-1,00 0,45 0,45 0,035 0,035 3,80 4,60 2,00 2,70 9,50 11 0,50 4,50 5,50 Změřeno 0,99 0,29 0,22 0,021 0,008 4,52 2,10 9,45 0,079 0,022 19 802 0,87 0,32 0,27 0,035 0,035 4,00-4,80 2,20 2,70 9,00-11 -- -- Tabulka č. I Chemické složení rychlořezné oceli dle normy ČSN a dle analýzy GD-OES Metalografický výbrus byl zhotoven v podélném (rovina rovnoběžná s plochou čela) a v příčném směru (rovina kolmá na plochu čela). Vzorky byly odebrány ve vzdálenosti cca 4 mm od čela. Způsob odběru a samotná příprava vzorků pro metalografickou analýzu byl volen tak, aby nedošlo k nežádoucímu ovlivnění sledované struktury. Na ploše podélného vzorku byla provedena výše uvedená analýza GD-OES. Původním cílem bylo stanovení množství zbytkového austenitu. Zadavatel předpokládal, že chybné tepelné zpracování vyvolalo degradaci materiálu projevenou iniciací křehkého porušení. Z následujících snímků vyplývá, že příčina porušení nástroje spočívá v obsahu karbidického síťoví na hranicích původních austenitických zrn. Toto síťoví je v obou směrech poznamenáno deformací, která však u polotovaru nedosáhla takového stupně, aby došlo k rozbití této křehké složky a vytvořila se globálně homogenní struktura, která je požadována u rychlořezných ocelí. Ledeburitickou strukturu představovanou primárními karbidy nelze žádným způsobem tepelného zpracování odstranit. Na druhou stranu i u dobře protvářeného polotovaru s homogenní strukturou lze nevhodným tepelným zpracováním znovu vyvolat ledeburitické síťoví karbidů na hranicích zrn a to v případě, že byla extrémně překročena horní kalící teplota. V tom případě by však nebyla karbidická fáze ovlivněna předchozí deformací a síťoví by mělo rovnoměrné tvary. Následující snímky zachycují mikrostrukturu v podélném a příčném směru zviditelněnou chemickým leptáním v roztoku Vilella-Bain po dobu 30s. Tímto leptáním se zviditelnila ledeburitická fáze na hranicích původních austenitických zrn. Matriční fáze je s ohledem na odpovídající tepelné zpracování tvořena popuštěným martenzitem a jemnými sekundárními karbidy. Toto karbidické síťoví mělo za následek oslabení hranic původních austenitických zrn, což se projevilo iniciací křehkého interkrystalického porušení. a) b) Obr.č. 1 Struktura popuštěné rychlořezné oceli ČSN 19 802 obsahující ledeburitické síťoví ovlivněné částečnou, avšak pro jeho rozbití nepostačující, deformací; a) příčný směr, b) podélný směr

2.2. Nedodržení vhodného technologického postupu tepelného zpracování Následující případ bude opět řešit případ náhlé destrukce zubů odvalovací frézy, která byla vyrobena z oceli DIN 1 3247. Tento nástroj je zachycen na obr.č. 2. Zadavatelem byl vznešen požadavek na stanovení mikrotvrdosti, strukturní analýzu, velikost zrna, rozpuštění karbidů a podíl zbytkového austenitu. Z analyzovaného nástroje byly v podélném výřezu odebrány 3 vzorky. Prostřední vzorek byl analyzován metodou GD-OES, která měla stanovit chemické složení výrobku. Z obou krajních vzorků byly zhotoveny metalografické výbrusy. Na čelních plochách po obou stranách byla změřena tvrdost HRC. Materiálu DIN 1 3247 se nejvíce blíží svým Obr. č. 2 Analyzovaný vzorek chemickým složením a mechanickými vlastnostmi ocel ČSN 19 850[5]. Tento materiál není identický, ale pro lepší analýzu chyb, které byly způsobeny během tepelného zpracování, budou zkušenosti s touto ocelí využity. V tabulce č. II je uvedeno chemické složení vyplývají z příslušných norem a zároveň i stanovené metodou GD-OES. Bohužel pro nedostatek potřebných kalibrů nebylo možné provést analýzu s požadovanou přesností. Z tohoto důvodu je třeba brát hodnoty pouze jako informativní. C Co Cr Mn Mo V W 19 850 0,9-1 7,3-8,7 3,8-4,6 0,45 4,5-5,5 1,7-2,4 5,5-7 Změřeno 1,00 6,45 4,30 0,2 14 1,3 0,9 Tabulka č. II Chemické složení RO 19 850 dle norem ČSN a stanovené analýzou GD-OES Na čelních stranách frézy bylo provedeno stanovení tvrdosti metodou HRC. Tvrdost obou čel byla stanovena z 10 měření (každá strana). Poloha vtisků byla volena tak, aby se projevila případná nehomogenita spojená s tvarem nástroje, tj. od vnitřního průměru ke vnějšímu (5 měření). Laterální rozptyl na čelní ploše byl stanoven dalším měřením 5 vtisků ve směru kolmém na předchozí měření. Z naměřených hodnot vyplývá, že na nástroji se neprojevila v laterálním směru žádná nehomogenita. U vnitřního průměru dosahuje tvrdost průměrné hodnoty 65±0,5 HRC, směrem k vnějšímu průměru tyto hodnoty nepatrně rostou na 66,5±0,5 HRC. Druhá, zadní strana frézy (bez označení typu frézy a materiálu nástroje, na obr. č. 2 odvrácená strana) dosahovala poněkud nižších hodnot. U vnitřního průměru byla průměrná hodnota 63±1 HRC, u vnějšího průměru došlo opět k nepatrnému nárůstu tvrdosti na 64 ± 1 HRC. Z tohoto důvodu bylo provedeno metalografické pozorování obou ploch. Na sledovaných metalografických výbrusech bylo po zviditelnění struktury leptadlem Vilella-Bain analyzováno velké množství karbidických fází na původních hranicích austenitických zrn. Velikost původního austenitického zrna byla stanovena dle normy ČSN 420462. Dle této normy odpovídá velikost zrna charakteristickému číslu 5 (tj. jmenovitá hodnota 256 zrn na mm 2 )[6]. Obě pozorované strany nástroje byly v odpovídajícím intervalu charakteristického čísla (obr.č. 3). Zjištěná velikost zrna překračuje obvyklou hodnotu velikosti vyskytující se u rychlořezných materiálů. Tato velikost ukazuje, že došlo k překročení kalící teploty. Vzhledem k tomu, že v literatuře[5] nejsou uvedeny teploty tepelného zušlechtění příslušné oceli, nelze stanovit o kolik byla tato teplota překročena. U podobné české oceli

ČSN 19 850 se uvádí kalící teplota v rozsahu 1190 1220 C[3]. Vzhledem k tomu, že kobaltové oceli jsou všeobecně citlivé na vliv kalící teploty, je nutné přesné dodržení požadované kalící teploty. Již při překročení teploty o 10 C dochází u těchto rychlořezných ocelí k nežádoucímu ovlivnění velikosti austenitického zrna a množství karbidických fází na hranicích zrn[1]. Obr.č. 3 Struktura vzorku odebraného strany z přední nástroje. Obr.č. 4 O výrazném překročení kalící teploty svědčí ostrohranost karbidů (na hranicích původních austenitických zrn) obsažené v ledeburitické fázi. Vzhledem k tomu, že obě strany nástroje nedosahovaly shodných tvrdostí HRC bylo u obou stran provedeno metalografické sledování fázových struktur. Na vzorku odebraném z přední, nepatrně tvrdší strany nástroje byly pozorovány ledeburitické fáze (viz obr.č. 4), jejichž iniciace je spojena s výrazným překročením kalící teploty (řádově o desítky C). Na tomto metalografickém výbrusu jsou rozsáhlé oblasti nepopuštěné fáze martenzitu. Nepatrně vyšší množství martenzitické fáze je v oblasti přilehlé k vnějšímu průměru nástroje. Na metalografickém výbrusu vzorku z druhé, zadní strany frézy bylo zaznamenáno oproti předchozímu vzorku podstatně méně martenzitické fáze, přičemž v oblasti vnitřního průměru bylo toto množství minimální. U vnějšího okraje břitů nástroje - se vyskytuje větší množství martenzitické fáze, ale je jí podstatně méně, než na přední straně nástroje. Na tomto metalografickém výbrusu nebyla zachycena žádná ledeburitická fáze. U obou vzorků (obě strany nástroje) byly shodně zaznamenány karbidické fáze na původních hranicích austenitických zrn. Toto poměrně souvislé ostrohranné karbidické síťoví způsobuje výrazné zhoršení houževnatosti materiálu. Heterogenita strukturních fází, jako je výskyt ledeburitických fází spolu se zbytkem nepřeměněného martenzitu, rovněž způsobuje podstatné snížení houževnatosti materiálu. Tyto strukturní stavy mohou výrazně přispět ke snížení houževnatosti nástroje. Množství zbytkového austenitu odpovídá provedenému TZ. Jeho množství lze odhadnout pod 3%. S ohledem na množství popouštění (6 ) lze považovat množství zbytkového austenitu za konstantní. Nezvykle velké množství popouštění zřejmě bylo voleno z důvodu snížení tvrdosti materiálu. S ohledem na nežádoucí umístění karbidické fáze po hranicích původních austenitických zrn nelze touto operací dosáhnout požadovaných mechanických vlastností. Mikrotvrdost byla stanovena pomocí Hanemannova mikrotvrdoměru na metalografických výbrusech vzorků odebraných z obou stran nástroje. S ohledem na strukturní heterogenitu bylo provedeno měření v oblasti vnějšího i vnitřního průměru nástroje. V každé sérii bylo provedeno minimálně 7 měření. Z důvodu velmi tvrdé strukturní fáze a heterogenity sledované struktury bylo použito zatížení 100 g. Při tomto zatížení se pohybovala úhlopříčka vtisku v intervalu

13 16 μm. Mikrotvrdost byla měřena uprostřed větších zrn popuštěné struktury, aby se eliminoval vliv podstatně tvrdších karbidických fází. Na vzorku z přední strany nástroje byly zjištěny tyto hodnoty mikrotvrdosti HV0,1: Oblast vnitřního průměru: HV0,1 =754±27,3 Oblast při vnějším okraji: HV0,1 = 931 ± 70 Na vzorku ze zadní strany nástroje byly zjištěny tyto hodnoty mikrotvrdosti HV0,1: Oblast vnitřního průměru: HV0,1 =717±36 Oblast při vnějším okraji: HV0,1 = 862 ± 60 Uvedené průměry hodnot tvrdosti potvrdily strukturní analýzu nástroje. V oblasti vnějšího průměru se vyskytuje větší množství martenzitické fáze, proto dosahovala mikrotvrdost vyšších hodnot. Z hodnoty směrodatné odchylky vyplývá strukturní nehomogenita při vnějším průměru. Na přední straně nástroje se vedle této, v popuštěné struktuře nežádoucí martenzitické fáze, vyskytuje fáze ledeburitická. Její přítomnost se samozřejmě projeví zvýšenou mikrotvrdostí této oblasti. Zadní strana frézy (vzorek 2) dosahoval nižších hodnot mikrotvrdosti, neboť v této části nástroje byl podíl ledeburitické fáze minimální a bylo zde oproti předchozímu vzorku podstatně méně martenzitické fáze. Z provedených analýz vyplývá, že nebyla dodržena kalící teplota. K jejímu překročení došlo řádově o desítky C. Ze strukturní nehomogenity lze usuzovat, že i rychlost ochlazení pro dosažení martenzitické struktury nebyla shodná. Povrch byl rychleji ochlazen, což se projevilo nerovnoměrnou zákalnou strukturou (martenzit, zbytkový austenit). Během jednotlivých popuštění, která byla prováděna ve velkém počtu, se postupně přeměňoval zbytkový austenit na popuštěnou strukturu. Z tohoto důvodu je podíl zbytkového austenitu minimální. Operace popouštění však již nemůže ovlivnit rozložení primárních karbidů po hranicích původních austenitických zrn. V případě popouštění takto nevhodně zakalené oceli na vyšší teploty (přes 700 C) by byla struktura vytvořena globulitickým perlitem s karbidickým síťovím na hranicích původních austenitických zrn. Toto síťoví by přesto výrazně zhoršovalo plastické vlastnosti této oceli. Jedinou možností, jak obnovit tuto strukturu, je provést mechanické rozbití tohoto síťoví. Po tváření s velkým stupněm deformace by mělo následovat znovu zakalení a popuštění (obvykle na 3 4 krát)[2]. Poslední příklad se rovněž týká nevhodně navrženého postupu tepelného zpracování. V tomto případě se jednalo o tvarové kuželové frézy, které byly dodávány do jedné egyptské zbrojní firmy. Zákazník byl s dodávanou kvalitou nástrojů dlouhodobě spokojen. Jedna série však vykazovala poměrně malou trvanlivost ostří a při větším zatížení nástroje spojeného s rozvojem opotřebení břitu docházelo často k povrchovému vyštípnutí. K posouzení byly dodány dvě frézy s rozdílným tvarem břitu vyrobené ze shodného materiálu ČSN 19 852. Tato ocel byla potvrzena rovněž i analýzou GD-OES. C Co Cr Mn Mo Ni Si V W Fréza 1 0,86 4,34 3,85 0,259 4,54 0,21 0,280 1,78 5,9 Fréza 2 0,92 4,23 3,78 0,251 4,43 0,19 0,257 1,73 5,7 19 852 0,8-0,9 4,3-5,2 3,8-4,6 do 0,45 4,5-5,5 -- do 0,45 1,5-2,5 5,5-7,0 Tabulka č. III Průměrné hodnoty z analýz GD-OES u jednotlivých sledovaných fréz Tvrdost byla měřena na jednotlivých vzorcích odebraných z analyzovaných fréz jak metodou dle Rockwella, tak metodou dle Vickerse HV30. Naměřená tvrdost dosahovala u jednotlivých vzorků hodnot v rozpětí 62 66 HRC. Tento rozptyl hodnot byl s ohledem na plochu vtisku nižší

než u tvrdosti stanovené dle Vickerse. Tento naměřený rozsah je důsledkem rozdílné struktury v průřezu nástroje. Obr. č. 5 Průběh tvrdosti u frézy č. 2 Metalografickým rozborem byla potvrzena nerovnoměrnost struktury. Následující snímky byly pořízeny z několika lokalit u obou nástrojů. Pro všechny analyzované lokality je typická rozdílná velikost zrna. V některých lokalitách již došlo k výraznému zhrubnutí, které je iniciováno nevhodným tepelným zpracováním, tj. překročením kalící teploty vedoucí k nežádoucímu rekrystalizačnímu růstu zrn. Zhrubnutí zrna může mít rovněž příčinu v karbidické segregaci ingotu, popř. v nedokonalém protváření polotovaru[1]. V našem případě, i s ohledem na hranice zrn a rozložení karbidů, lze tuto druhou možnost vyloučit. Obr. č. 6 - Špička nástroje v příčném řezu. Ve struktuře je zachyceno určité množství primárních karbidů. Iniciace náhlého porušení břitu byla s největší pravděpodobností vyvolána nerovnoměrnou strukturou obsahující velké množství nepopuštěné fáze. Obr. č. 7 - Nerovnoměrná struktura druhé frézy v příčném řezu obsahuje opět vysoký podíl martenzitické struktury a rozdílnou velikost zrna.

Lokalita V Cr Fe W Mo 1 45,95 4,64 7,97 23,50 17,93 2 5,11 3,81 38,02 33,65 19,42 3 2,39 4,28 68,98 13,33 11,00 Tabulka č. IV Výsledky kvantitativní mikroanalýzy z jednotlivých lokalit Obr. č. 8 - Struktura obsahující primární i sekundární karbidy a částečně popuštěný martenzit, s vyznačenými lokalitami bodové energiově disperzní mikroanalýzy Výchozí polotovar nevykazoval známky anizotropické struktury, tj. byl dobře prokován. Z dosažených hodnot tvrdosti, ale především z metalografického sledování vyplývá, že nástroje nebyly vhodně tepelně zpracovány. Podle všech předpokladů byla použita vysoká kalicí teplota, nelze vyloučit, že přesáhla hodnotu 1230 C. Nenastalo ještě spálení hranic zrn, ale již docházelo k jejich nežádoucímu růstu, což se projevilo na nerovnoměrné velikosti zrna. Popouštění zřejmě rovněž neproběhlo podle potřeb této oceli, neboť zůstává zachována křehká martenzitická struktura. Tento stav materiálu má pak za následek iniciaci porušení břitu v procesu obrábění. 3. ZÁVĚR Uvedené případy zachytily nejčastější příčiny, které vedou k destrukci řezných nástrojů. Této degradaci nástroje lze předejít ověřením chemického složení a stavu přetváření výchozího polotovaru a dále přesným dodržením technologického postupu tepelného zpracování. V případě větších a dražších sérií nástrojů provést shodné TZ na přiložených etalonech stejného materiálu, jež lze dodatečně vyhodnotit a předejít tak distribuci poškozených nástrojů. Tento článek vznikl za finančního přispění MŠMT v rámci projektu výzkumu a vývoje LN00B084. LITERATURA [1] KOUTSKÝ, J, JANDOŠ, F..: Materiálové vady ocelových nástrojů. Praha, 1969. [2] PŘIBIL, E.: Nástrojové oceli POLDI a jejich použití. Kladno, 1985. [3] WALLA, V.: Nástrojové oceli, Praha 1952. [4] KRAUSS, G.: STEELS Heat Treatment and Processing Principles, ASM International, 1989. [5] MACEK, K., et.al: Lexikon technických materiálů, Praha 1999. [6] ČSN 42 0462