ФИЗИКА ПРОЦЕССОВ ОТЖИГА ЛАТУННОЙ ГИЛЬЗЫ СПОРТИВНОГО ПАТРОНА

 

УДК 621.785.3:669.35-122.4:623.455.6

Аннотация

В работе систематизированы первоисточники по физике импульсного отжига патронной латуни состава 70%Cu-30%Zn (UNS C26000), предложена физическая модель и оптимальные параметры процессов, протекающих в дульце и плече латунной гильзы при кратковременном индукционном нагреве. Режим импульсного отжига латунных гильз вместо традиционных длительных «печных» режимов отжига латуни для других целей необходим, чтобы за время его действия не успел произойти отжиг всего тела и донца гильзы. Однако замена стационарного отжига импульсным приводит к существенным отличиям параметров отжига и усложнению процесса. Особенностью импульсного отжига является то, что при высоких скоростях нагрева окно рекристаллизации смещается вверх по температуре относительно печных режимов; для латуни Cu/30%Zn при индукционном нагреве со скоростью порядка 180 °C/с рекристаллизация начинается примерно с 340 °C и завершается около 380 °C. Инженерные значения температуры для равномерности прогрева и увеличения времени теплового воздействия желательно поддерживать выше: 400-430 °C. На этой основе предложены сигмоидные (S-образные) зависимости доли рекристаллизации, твёрдости и индекса упругого возврата от пиковой температуры в дульце при импульсе, реализуемом в индукционных печах класса AMP. С точки зрения металлургии рациональным для импульсного отжига является режим нескольких секунд, доводящий дульце и плечо гильзы до конечной микротвёрдости порядка 95–105 HV при отсутствии заметного размягчения корпуса ниже плеча и донца гильзы.

Статья будет полезна спортсменам-стрелкам, охотникам, а также всем любителям высокоточной спортивной стрельбы из нарезного оружия.

Работа выполнена в интересах мирового спортивного стрелкового сообщества по инициативе авторов и на их собственные средства, с использованием открытых источников информации.

Abstract

The paper systematizes primary sources on the physics of impulse annealing of cartridge brass with the composition 70%Cu–30%Zn (UNS C26000) and proposes a physical model together with optimal process parameters for the phenomena occurring in the neck and shoulder of a brass case during short-time induction heating. An impulse annealing regime for brass cases, instead of traditional long-duration “furnace” regimes, is required so that the body and case head do not have time to anneal during the heating cycle. However, replacing steady-state annealing with impulse annealing leads to substantial differences in annealing parameters and makes the process more complex. A specific feature of impulse annealing is that, at high heating rates, the recrystallization window shifts upward in temperature relative to furnace regimes; for Cu–30%Zn brass under induction heating at a rate of about 180 °C/s, recrystallization begins at approximately 340 °C and is completed at about 380 °C. From an engineering standpoint, it is preferable to maintain somewhat higher temperatures, in the range of 400–430 °C. On this basis, sigmoidal (S-shaped) analytical relationships are proposed for the recrystallized fraction, hardness, and springback index as functions of the peak neck temperature during an impulse produced in AMP-class induction annealers. From a metallurgical standpoint, a rational impulse annealing regime is a cycle of several seconds that brings the neck and shoulder to a final microhardness of about 95–105 HV without noticeable softening of the case body below the shoulder and of the case head.

The article will be useful for competitive shooters, hunters, and all enthusiasts of high-precision rifle shooting.

The work was carried out in the interests of the international sport shooting community on the authors’ own initiative and at their own expense, using open sources of information.

 

Ключевые слова: латунная гильза; патронная латунь; C26000; CuZn30; импульсный отжиг; индукционный отжиг; рекристаллизация; наклёп; упругий возврат; микротвёрдость; поверхностное окисление; комнатно-температурная релаксация дефектов.

Keywords: brass case; cartridge brass; C26000; CuZn30; impulse annealing; induction annealing; recrystallization; work hardening; springback; microhardness; surface oxidation; room-temperature defect relaxation.

 

Введение

Гильзы спортивных патронов, как правило, изготавливают из патронной латуни типа C26000, представляющей собой деформируемый медно-цинковый сплав с содержанием меди около 70% (по спецификации 68,5–71,5%) и цинка — остальное. Фундаментальные свойства латуни при отжиге исследованы достаточно глубоко [3-19]. Однако прикладные вопросы физики импульсного отжига латунных гильз нуждаются в пояснении и детализации, чтобы стрелки могли принимать правильные решения в процессе переснаряжения патронов.

Цель данной статьи – показать, в чем именно состоит отжиг латунной гильзы, какие процессы происходят в ней, чем отличаются импульсный отжиг от длительного «печного», дать связанное физико-металлургическое объяснение процессов в материале и на поверхности латунной гильзы, показать, как меняются твёрдость и «упругость» дульца, предложить оптимальные режимы отжига.

1. Материалы и методы исследования, исходные опорные данные

Отжигу гильзы, естественно, предшествует критический наклеп. Отжигать еще раз новые уже отожженные гильзы или гильзы с небольшим наклепом нет никакого смысла.

Наклёп — повышение прочности и твёрдости при одновременном снижении пластичности в объёме металла из-за холодной пластической деформации. На микроуровне это рост плотности дислокаций и их взаимное «запирание» (взаимная блокировка, зацепление за границы зёрен, включения, растворённые атомы), что затрудняет скольжение кристаллографических плоскостей и требует более высоких напряжений для дальнейшей деформации [18, 19].

Для описания процессов отжига будем рассматривать две локальные зоны, в которых его нужно провести (дульце и плечо), и две большие зоны, куда он не должен дойти (тело и донце гильзы). Главная цель отжига – снятие наклепа и возвращение свойств дульца и плеча гильзы к первоначальному состоянию пластичности. На практике критический наклёп, определяющий потребность в отжиге дульца и плеча латунной гильзы, означает, что они сильнее пружинят, хуже и нестабильнее обжимаются. А в теории критический наклеп означает, что после холодной деформации металл внутри на микроуровне «перекошен» и «забит» дефектами: много дислокаций, высокие внутренние напряжения, вытянутые и искажённые зёрна, высокая твёрдость и высокий предел текучести.

При отжиге латунь может проходить три стадии: возврат, рекристаллизация и рост зерен [2, 18]. Возврат – это перестройка дефектов внутри старых зёрен. Рекристаллизация – это процесс, при котором в дульце и плече снимается наклеп, возникают новые мягкие зёрна, дульце снова становится более пластичным и менее «пружинящим». Рост зерна - это третья стадия, которая возникает при избыточном нагреве и может приводить к чрезмерному размягчению материала, снижению стабильности механических свойств и расширению зоны термического влияния. Рассмотрим эти стадии более подробно.

Для патронной латуни состава Cu/Zn30 / C26000 ключевой особенностью является однофазная α-структура. Это означает, что при нагреве в диапазоне, лучше всего подходящем для отжига гильз, материал не проходит через мартенситные или перлитные превращения, характерные для сталей. Физика процесса описывается изменением дислокационной структуры, рекристаллизацией, формированием двойников отжига и, при перегреве, ростом зерна [3, 6–9, 11].

Теория динамического теплопереноса в латуни и практика измерений температуры в разных точках гильзы при отжиге показывают, что для отжига дульца и плеча, и одновременно для предотвращения отжига тела и донца гильзы необходимо обеспечить импульсный локальный нагрев в течение нескольких секунд, который может быть реализован индукционными установками класса AMP или газовыми горелками. Учитывая высокую теплопроводность латунного сплава, время отжига дульца и плеча гильзы ограничено скоростью теплопереноса от зоны локального нагрева в тело и донце гильзы. Исследования показывают, что импульсный отжиг должен быть локализован в зоне дульца и плеча, а также в нескольких миллиметрах корпуса, а завершение отжига в характерном случае может происходить примерно через 3–5 с после начала нагрева - в момент достижения пиковой температуры, после чего металл уже охлаждается на воздухе [3, 5].

По данным Ассоциации развития меди и технического обзора Metlab, патронная латунь марки UNS C26000, содержащая 68.5–71.5% Cu (остальное Zn), остаётся однофазной α-латунью до комнатной температуры и имеет модуль упругости E в растяжении порядка 110 ГПа [3, 11]. Для инженерного анализа это важно по двум причинам. Во-первых, «пружинение» после отжига определяется в первую очередь изменением предела текучести R_p0.2, который меняется сильно, и отношения R_p0.2/E. Сам модуль упругости E почти не меняется при наклёпе и отжиге. Во-вторых, отсутствие фазовых превращений означает, что изменение свойств контролируется историей холодной деформации и кинетикой отжига.

Официальные и академические источники согласуются в том, что при нагреве холоднодеформированной α-латуни последовательно проявляются три стадии: (1) возврат, (2) рекристаллизация и (3) рост зерна [3, 12, 14].

Возврат - это первая стадия термически активированного снятия последствий наклёпа в холоднодеформированном металле, в которой частично снижаются остаточные напряжения, перераспределяются и частично аннигилируют дислокации противоположного знака, идет релаксация остаточных микронапряжений, немного снижается твёрдость и предел текучести, немного растёт пластичность, может уменьшаться внутреннее трение, улучшается электропроводность, снижается склонность к нестабильному деформированию, снижается плотность дефектов упаковки и локальных искажений решётки, формируется более устойчивая субструктура. В точке возврата металл уже выходит из чисто наклёпанного состояния, его дефектная структура уже становится менее напряжённой и менее неупорядоченной, однако при этом новые равноосные, свободные от наклёпа зёрна ещё не образуются, а исходные деформированные зёрна в основном сохраняются. Возврат уменьшает дефектность и запасённую энергию внутри старых зёрен, но ещё не приводит к их замене новой структурой зерен.

При дальнейшем повышении температуры начинается вторая, основная стадия - рекристаллизация. Рекристаллизация — это термически активируемый процесс зарождения и роста новых, практически свободных от наклёпа зёрен внутри ранее холоднодеформированной структуры. Движущей силой процесса служит запасённая энергия деформации, связанная с высокой плотностью дислокаций и внутренними напряжениями. Физически рекристаллизация представляет собой замену старой наклёпанной структуры зерен новой, более равновесной и мало-дефектной структурой, что сопровождается заметным снижением твёрдости и предела текучести, и ростом пластичности.

При рекристаллизации возникают новые зёрна с малой плотностью дислокаций, старая наклёпанная структура начинает замещаться новой, твёрдость и сопротивление деформации падают уже значительно сильнее. Если при возврате дислокации частично перераспределяются и аннигилируют, внутренние напряжения уменьшаются, но старые деформированные зёрна ещё сохраняются, то есть структура всё ещё та же, просто менее напряжённая, то при рекристаллизации появляются новые зёрна, старая наклёпанная структура заменяется новой, плотность дислокаций резко падает уже не только локально, а по всему объёму новых зёрен.

Рекристаллизация резко уменьшает твёрдость и формирует новые почти свободные от дислокаций зерна. Физически рекристаллизация — это процесс, при котором в наклёпанном металле при нагреве возникают и растут новые зёрна с низкой плотностью дефектов, а старая деформированная структура постепенно ими замещается. При рекристаллизации происходит не просто частичное «успокоение» этой структуры, а именно перестройка структуры зерен.

Что происходит по шагам:

1. При наклёпе металл запасает энергию. Холодная деформация увеличивает плотность дислокаций и других дефектов. Эта дефектная структура хранит избыточную внутреннюю энергию. Можно сказать, что наклёп приводит к накоплению дефектов и запасённой энергии. Именно эта запасённая энергия и является движущей силой рекристаллизации.

2. При нагреве появляются зародыши новых зёрен. В отдельных местах — обычно там, где особенно велика деформация и энергия дефектов, возникают маленькие области новой структуры: почти без наклёпа, с низкой плотностью дислокаций, с более правильной кристаллической решёткой. Это и есть зародыши рекристаллизованных зёрен.

3. Эти новые зёрна начинают расти. Если температура достаточна, границы новых зёрен движутся через старую наклёпанную структуру и «поглощают» её, происходит рост новых зёрен за счёт старых.

4. Металл становится «заново мягким». Когда значительная часть объёма рекристаллизовалась, то резко падает твёрдость, уменьшается предел текучести, уменьшаются остаточные напряжения, возрастает пластичность, уменьшается склонность к сильному упругому возврату.

Дальнейший перегрев переводит процесс в режим роста зерна, ухудшая баланс прочности, пластичности и локальности теплового воздействия. Рост зерна — это следующая стадия после рекристаллизации, при которой уже сформировавшиеся новые зёрна продолжают укрупняться за счёт движения границ зёрен и поглощения соседних, менее выгодных по энергии областей. Движущей силой роста зерна является стремление системы уменьшить суммарную энергию границ зёрен. В отличие от рекристаллизации, рост зерна уже не связан с устранением наклёпанной структуры как таковой, поскольку она в основном снята на предыдущем этапе. Здесь происходит укрупнение уже рекристаллизованной структуры.

Цель отжига латунной гильзы — довести материал дульца и плеча до состояния рекристаллизации, которое по температуре расположено между двумя нежелательными режимами: недостаточным нагревом, когда процесс ограничивается лишь возвратом, и чрезмерным нагревом, при котором начинается активный рост зерна. При этом так организовать процесс, чтобы рекристаллизация не успела пойти дальше плеча гильзы.

Результаты и обсуждение.

На рис. 1 (фото из работы [18]) показаны классические маркеры наклёпа и зарождения PSB (персистентных полос скольжения): слева направо — переход от равноосных зёрен (отожжённая латунь) к вытянутым зёрнам, сдвиговым полосам и заломам скольжения при 30–50 % холодного упрочнения и далее — к сильно деформированной структуре.

Наклёп может возникнуть уже после первого обжима и первого выстрела и нарастает с каждым циклом растяжения и сжатия. При этом увеличиваются упругая жёсткость, предел текучести Ϭ_0,2, твёрдость, усилия обжатия гильзы и посадки пули, гильза становится более хрупкой и склонной к трещинам (усталости). Источники наклёпа: обжим, посадка пули, расширение дульца мандрелом, осадка плеча, пластическая деформация корпуса гильзы при выстреле. Наклёп начинается, как только локальные напряжения превышают предел текучести Ϭ_0,2.

 

    

Рисунок 1. Слева направо - классические признаки роста наклёпа и зарождения PSB

а — отожжённое состояние; б — рост наклёпа и полос скольжения; в — сильно деформированная структура с признаками локализации деформации и зарождения PSB

 

На рис. 2–4 представлена микроструктура латунного сплава Cu–30Zn в различных состояниях при отжиге после наклепа: возврата, рекристаллизации, роста зерна и промежуточных. Микрофотографии взяты из статьи [18].

На рис. 2 представлена микроструктура α-латуни Cu–30Zn после холодной деформации и последующего нагрева до различных температур: наклёп, возврат, начало рекристаллизации и развитая рекристаллизация. Слева направо и сверху вниз показаны состояния: наклёп после прокатки, возврат при 223 °C, возврат при 245 °C, поздний возврат / предрекристаллизационное состояние при 288 °C, начало рекристаллизации при 315 °C и развитая рекристаллизация при 365 °C. Цветные карты EBSD показывают изменение ориентационной структуры и появление новых мелких зёрен по мере перехода от наклёпанного состояния к рекристаллизованному. Следует учитывать, что на EBSD-картах цвет отражает прежде всего кристаллографическую ориентацию, а не степень отжига, поэтому различия между состояниями нужно искать не в самих цветах, а в форме, размере и расчленённости зёрен. В наклёпанном состоянии после прокатки структура состоит из сильно деформированных, вытянутых и фрагментированных областей. При 223 и 245 °C визуальная картина ещё близка к исходной: новые равноосные зёрна практически не видны, а изменения связаны главным образом с частичным упорядочением деформированной структуры, то есть со стадией возврата. При 288 °C сохраняется общая деформированная морфология, но структура становится более подготовленной к рекристаллизации. При 315 °C появляются первые небольшие равноосные зёрна, отчётливо отличающиеся от вытянутой наклёпанной матрицы, что соответствует началу рекристаллизации. При 365 °C доля таких новых зёрен заметно возрастает, а сама структура становится более мелкой, равноосной и однородной, что соответствует развитой рекристаллизации. Авторы статьи [18] прямо отмечают, что именно при 315 и 365°C на картах становятся видны рекристаллизованные области.

 

Рисунок 2. Наклёп, возврат, начало рекристаллизации и развитая рекристаллизация в α-латуни Cu–30Zn по данным EBSD

 

Числа 100, 110 и 111 на цветовой легенде EBSD-карт обозначают кристаллографические направления [100], [110] и [111] в решётке α-латуни. Цвет на EBSD-карте отражает кристаллографическую ориентацию зерна, а не степень его наклёпа или отжига. Поэтому при сравнении состояний при разных температурах различия следует искать прежде всего не в смене цвета как таковой, а в изменении формы зёрен, появлении новых мелких равноосных участков и росте доли рекристаллизованной структуры. Иными словами, цвета помогают видеть перераспределение ориентаций, тогда как сам переход от наклёпа к возврату и рекристаллизации устанавливается по морфологии зёрен и по сопоставлению этой карты с картами дефектности и двойников.

На рис. 3 представлена эволюция дефектной структуры α-латуни Cu–30Zn при переходе от наклёпа к рекристаллизации: наклёп, возврат, начало рекристаллизации и развитая рекристаллизация. Показаны карты плотности геометрически необходимых дислокаций для состояний: наклёп после прокатки, возврат при 223 °C, возврат при 245 °C, поздний возврат при 288 °C, начало рекристаллизации при 315 °C и развитая рекристаллизация при 365 °C.

Снижение плотности дефектов и появление областей с низкой дефектностью отражают переход от наклёпанной структуры к рекристаллизованной. Здесь важны не цвета сами по себе, а перераспределение областей высокой и низкой дефектности: при 223–288 °C преобладает снижение дефектности в рамках возврата, а при 315–365 °C появляются и расширяются низкодефектные рекристаллизованные зёрна.

В отличие от EBSD-карт ориентации, здесь ключевым признаком является именно уровень локальной дефектности: более высокие значения соответствуют более насыщенной дефектами и наклёпанной структуре, а более низкие — более разупрочнённым и структурно «спокойным» областям. В наклёпанном состоянии после прокатки карта заполнена областями высокой плотности геометрически необходимых дислокаций, что отражает сильную пластическую деформацию.

 

Рисунок 3. Карты плотности дефектов для состояний наклёпа, возврата, начала рекристаллизации и развитой рекристаллизации в α-латуни Cu–30Zn

 

При 223 и 245 °C наблюдается частичное снижение локальной дефектности, однако структура остаётся в целом деформированной; это и есть характерная картина стадии возврата, когда дефекты частично перераспределяются и аннигилируют, но новые зёрна ещё не формируют основную часть объёма. При 288 °C снижение дефектности становится заметнее, однако карта ещё не демонстрирует массового появления низкодефектных равноосных областей. При 315 °C появляются первые локальные зоны с низкой плотностью дислокаций, соответствующие новым рекристаллизованным зёрнам. При 365 °C таких зон становится существенно больше, а контраст между старой наклёпанной матрицей и новыми мягкими зёрнами выражен значительно сильнее.

Авторы подчёркивают [18, 19], что именно эта смена высокодефектной структуры на низкодефектные малые зёрна отражает переход от возврата к рекристаллизации.

На рис. 4 изображена перестройка структуры зерна α-латуни Cu–30Zn при нагреве: от наклёпа и возврата к началу и развитию рекристаллизации. На картах выделены родительские зёрна, двойники отжига и двойники деформации для состояний: наклёп после прокатки, возврат при 223 °C, возврат при 245 °C, поздний возврат при 288 °C, начало рекристаллизации при 315 °C и развитая рекристаллизация при 365 °C.

Рисунок 4. Эволюция структуры зерна и двойников в α-латуни Cu–30Zn: наклёп, возврат, начало рекристаллизации и развитая рекристаллизация

 

Эти изображения особенно полезны тем, что позволяют увидеть не только изменение формы зёрен, но и смену характера двойниковой структуры. В наклёпанном состоянии преобладает деформированная матрица зерен с выраженными двойниками деформации, возникающими в ходе холодной деформации.

При 223 и 245°C структура ещё не демонстрирует заметного формирования новой сети зерен; наблюдаемые изменения соответствуют стадии возврата, когда дефектная структура частично перестраивается, но родительские деформированные зёрна и связанные с ними двойники ещё сохраняют доминирующую роль. При 288 °C картина остаётся переходной. При 315 °C появляются первые новые рекристаллизованные зёрна, а вместе с ними начинают формироваться двойники отжига, характерные уже не для холодной деформации, а для рекристаллизованной структуры. При 365 °C доля новых зёрен и двойников отжига возрастает ещё сильнее, что соответствует более развитой стадии рекристаллизации. Таким образом, на этом рисунке основной диагностический признак — это не только появление равноосных зёрен, но и переход от двойников деформации к двойникам отжига.

Изображения показывают, что при повышении температуры структура проходит стадии возврата, появления первых рекристаллизованных зёрен и дальнейшего развития рекристаллизации.

2. Почему классические стационарные режимы отжига неинтересны для гильзы

AMP и Metlab [3, 5] показывают это очень наглядно. В часовом печном эксперименте на гильзе  Norma .223 при 300–350 °C в течение 1 часа в дульце происходило мало изменений, а при 400 °C / 1 ч дульце размягчалось до 117 HV по середине стенки и до 83–89 HV у краёв, при этом одновременно размягчалось и тело гильзы. То есть медленный нагрев — именно тот режим, который убивает локальность нагрева только в области дульца и плеча и поэтому плохо переносится на локальный отжиг дульца и плеча гильзы. Это полностью согласуется и с исследованиями Metlab: импульсный отжиг нужен именно для того, чтобы минимизировать теплоперенос вдоль всей гильзы, а не для того, чтобы “в целом прогреть латунь”.

Ниже в таблице приведены экспериментальные исследования по импульсному нагреву, результаты которых сведены в таблицу 1.

Таблица 1. Опорные экспериментальные данные, использованные в работе

 

Таблица 1 показывает, что для исследования именно импульсного отжига принципиально важны не минутные печные режимы сами по себе, а совокупность трёх величин: пиковая температура в дульце, длительность нахождения металла в окне рекристаллизации и конечная микротвёрдость дульца и плеча.

Для наклёпанной α-латуни CuZn30 / C26000 последовательность стадий импульсного отжига можно инженерно описать следующими температурными диапазонами. Стадия возврата развивается ориентировочно в области 180–320 °C; при этом около 220 °C возможен локальный максимум упрочнения. При быстром нагреве порядка 100 °C/с рекристаллизация начинается примерно при 340 °C, достигает середины перехода около 360 °C и в основном завершается к 380 °C. После завершения рекристаллизации дальнейший нагрев переводит материал в область роста зерна. Его начало следует ожидать уже выше 400 °C, заметное развитие — в области 450–500 °C, а интенсивное укрупнение зерна — при ещё более высоких температурах. Указанные границы зависят от степени предварительного наклёпа, толщины стенки, скорости нагрева и времени выдержки.

3. Кинетика импульсного нагрева дульца и плеча гильзы.

Классическая ошибка при обсуждении отжига гильз - перенос печных режимов «в минутах и часах» на секунды индукционного нагрева без поправки на скорость нагрева. Работа Harding, Homer и Baudelet по латуни Cu/30%Zn показала, что при увеличении скорости нагрева от 0.18 до 180 °C/с температуры начала и конца рекристаллизации сдвигаются вверх: примерно от 240/320 °C к 340/380 °C соответственно [6]. Работа Mehta и Krauss по латуни Cu/30%Zn добавляет, что высокотемпературный кратковременный отжиг и низкотемпературный длительный отжиг неэквивалентны по роли возврата и рекристаллизации [7].

Следовательно, для импульсного отжига дульца температура не может рассматриваться отдельно от времени. Металлургически правильная постановка - это задача оптимизации траектории «время - температура» с очень крутым фронтом нагрева, узким окном эффективной рекристаллизации и жёстким ограничением по теплопереносу к корпусу. Именно поэтому AMP калибрует программы по конечной твёрдости, а не по одной универсальной температуре [3, 5, 14], как это пытаются часто делать при отжиге газовой горелкой. Для описания перехода от частично восстановленного состояния к практически рекристаллизованному состоянию удобно использовать логистическую функцию доли рекристаллизованного объёма X(T):

Такая аппроксимация не претендует на универсальность для всех сплавов и геометрий, но хорошо передаёт физически обоснованную сигмоидную (S-образную) форму перехода от состояния наклепа к состоянию отожженной латуни. Здесь T₅₀ - температура середины перехода, а w - параметр ширины окна рекристаллизации. Сигмоидная форма перехода — это S-образная кривая, у которой есть три характерные области: медленное начало, резкий переход в середине, выход на насыщение в конце. При росте температуры процесс сначала развивается слабо, затем быстро ускоряется в узком интервале температур и после этого выходит на насыщение.

 

Рисунок 5. Доля рекристаллизованного объёма в дульце как функция пиковой температуры при импульсе класса AMP [3, 5, 7, 8, 11, 13]

 

Зависимость доли рекристаллизованного объема от температуры при импульсном отжиге приведена на рис. 5. Для графиков данной статьи T₅₀ выбрана вблизи середины окна быстрого нагрева по Хардингу, а ширина w подобрана так, чтобы отражать резкий, но не ступенчатый характер перехода [6]. Для индукционных печей AMP-класса нет отдельной выдержки на плато температуры, как при стационарном «печном» отжиге — рекристаллизация набирается во время разгона температуры, а к ее пику, который заходит немного выше зоны рекристаллизации, нагрев уже отсекается.

Рассмотрим кинетику секундного нагрева, тепловую инерцию тонкой стенки дульца и приближённый тепловой баланс дульца и плеча. Здесь лучше перейти от понятия «выдержка при температуре» к понятию накопленной термической дозы. Для импульсного индукционного отжига дульца и плеча гильзы правильная физическая картина такая: «разгон тампературы → прохождение окна кристаллизации → охлаждение», а не такая, как в стационарном «печном» режиме: «разгон температуры →долгая изотермическая выдержка при заданной температуре →  охлаждение».

По открытым данным AMP, в примере с Norma .223 Remington на программе 43 отжиг считался завершённым в момент пика температуры, достигнутого за 3,4 с; после этого нагрев уже был прекращён, и латунь охлаждалась. AMP прямо подчёркивает, что при импульсном отжиге пиковую температуру трудно точно измерять, поэтому они ориентируются на конечную твёрдость дульца и плеча, а не на одну «магическую» температуру.

Какие нужны темпы нагрева и сколько времени нужно держать температуру рекристаллизации

Для сильно холоднодеформированной латуни Cu/30%Zn при скорости нагрева 180 °C/с Harding, Homer и Baudelet показали, что рекристаллизация начинается примерно при 340 °C и заканчивается примерно при 380 °C. То есть само металлургическое окно рекристаллизации при быстром нагреве составляет около 40 °C. Если скорость нагрева равна:

то время прохождения интервала рекристаллизациисоставляет:

Это означает, что при быстром импульсном нагреве сама рекристаллизация может развиваться в доли секунды, но это не значит, что любой импульс 0,22 с достаточен. Доля рекристаллизованного объёма определяется не просто временем в интервале 340–380 °C, а интегралом кинетики по всей температурно-временной траектории:

где

Здесь: — доля рекристаллизованного объёма; — показатель Аврами; — эффективная энергия активации; — универсальная газовая постоянная; — реальная температурная траектория. Эта запись важна принципиально. Она показывает, что рекристаллизация при импульсном отжиге определяется не одной температурой и не одной выдержкой, а всей температурно-временной историей  После нагрева до верхней границы диапазона температур и отсечки теплового потока дульце находится в рабочем диапазоне еще примерно столько же времени при остывании. В случае секундного импульса основная часть рекристаллизации развивается в последние доли секунды перед пиком температуры и в начале охлаждения, когда металл уже прошёл область возврата и находится в области высокой скорости рекристаллизации. Корректнее говорить, что к моменту отсечки мощности металл дульца и плеча должен получить достаточную термическую дозу:

где — условная термическая доза импульса. Критерий практически полной рекристаллизации можно записать как  То есть инженерно корректный режим импульсного отжига должен удовлетворять условию

При этом продолжать нагрев после достижения требуемой термической дозы нецелесообразно. Избыточная подача тепла увеличивает риск перехода от рекристаллизации к росту зерна и расширяет зону теплового влияния вниз по корпусу гильзы.

Эта форма соответствует кинетике Джонсона–Мела–Аврами–Колмогорова. Для 40% холоднодеформированной латуни Cu/30%Zn Mehta и Krauss получили:

Harding et al. исследовали нагрев и рекристаллизацию в диапазоне 250–670 °C до 180 °C/с, а Mehta и Krauss в лазерном эксперименте использовали нагрев тонких образцов со скоростью порядка 10⁶ °C/с. При этом они показали, что при высокотемпературном кратковременном нагреве процесс быстрее переходит к рекристаллизации, поэтому вклад возврата оказывается меньше, чем при низкотемпературном длительном нагреве, где материал дольше находится в области возврата. Температурная зависимость скорости движения границы зерна у них описывалась экспонентой с энергией активации 35 247 cal/mol, то есть примерно 147 кДж/моль. Это важно: в принципе рекристаллизация Cu/30%Zn латуни может быть сверхбыстрой, но при очень быстром нагреве требуется более высокая пиковая температура и очень точная отсечка теплового потока. То есть, с точки зрения самой кинетики рекристаллизации Cu/30%Zn латуни скорость 180 °C/с не является предельной, но более высокая скорость нагрева требует и более точной отсечки импульса.  

Для гильзы реальный предел скорости нагрева задаётся не только металлургией, а инженерными ограничениями: равномерность прогрева стенки, градиент температуры по длине «дульце-плечо-корпус», точность отсечки мощности, частота индуктора и глубина проникновения тока, риск перегрева поверхности, риск расширения зоны теплового влияния вниз по корпусу. По данным Copper Development Association, для сплава C26000 характерны плотность 8530 кг/м3, теплопроводность около 121 Вт/(мК), удельная теплоёмкость около 377 Дж/(кгК) и электрическая проводимость около 16,2 МСм/м (что соответствует 28% IACS). Эти параметры дают высокую теплопроводность и достаточно быстрое выравнивание температуры по тонкой стенке, но одновременно быстрый отвод тепла вдоль корпуса. Тепловая диффузивность латуни C26000 по этим данным составляет примерно:

Время теплового выравнивания на масштабе толщины стенки можно оценить как:

Для стенки порядка 0,3–0,5 мм  Это очень мало. Поэтому через толщину стенки дульца температура может выравниваться быстро. Но вдоль корпуса масштабы больше:
Вот почему секундный импульс может прогреть дульце и плечо, но ещё не успеть полноценно отжечь донную часть. И именно поэтому минутный печной режим опасен для корпуса: тепло успевает уйти вниз. AMP в печных опытах прямо показывает, что при длительном нагреве в 400 °C в течение часа размягчает не только дульце, но и донную часть.

Практически это означает: после достижения целевого пика температуры специальная выдержка обычно не нужна. Для импульсного режима правильнее говорить не «держать температуру», а подать достаточную термическую дозу и сразу отсечь нагрев. Если продолжать держать тепло после достижения нужного пика, процесс начинает уходить в сторону избыточного размягчения, роста зерна и распространения зоны теплового влияния вниз по корпусу.

Как технически выглядит кривая импульсного отжига

Информация AMP говорит о следующей структуре процесса: нагрев локализуется в дульце, плече и первых 3–4 мм корпуса, пик температуры достигается за несколько секунд, а затем после отсечки потока тепло быстро рассеивается; латунь на расстоянии нескольких миллиметров от зоны отжига уже не достигает температуры, достаточной для отжига. На рис. 6 приведена кривая не как паспорт конкретной программы, а как физическая реконструкция по опубликованному факту: пик через 3,4 с, затем отсечка и охлаждение.

 

Рисунок 6. График температуры AMP‑подобного импульса: разгон температуры, пик и охлаждение

 

Кривая импульсного нагрева: разгон, пик, отсечка, охлаждение. На этой модельной кривой    То есть металл проходит металлургическое окно рекристаллизации примерно за  а затем ещё около находится выше температуры завершения рекристаллизации до момента отсечки. Все дело в динамическом характере импульса. Практическая контрольная область импульсного отжига дульца и плеча, равная  действительно находится выше температуры завершения рекристаллизации  Такой запас необходим потому, что в реальной гильзе температура распределяется неравномерно по толщине стенки и по длине дульца–плеча, а время пребывания в зоне рекристаллизации при максимальной температуре 380°C очень мало. Если пиковая температура достигается за время порядка  то режим можно схематически представить так: «T₀ → 340°C → 380°C → 400-430°C → отсечка мощности → 400°C → 380°C → 340°C → T₀». В таком режиме специальная длительная выдержка при температуре рекристаллизации не требуется. То есть, для создания запаса по температуре на случай небольших отклонений параметров теплового потока и времени ее воздействия за счет «двойного» прохождения зоны рекристаллизации - при нагреве и остывании, а также для выравнивания температуры по объему дульца и плеча гильзы желательно превышение верхнего уровня температуры реклисталлизации до 400-430°C.

Главный смысл графика: рекристаллизация в импульсном режиме накапливается не после пика, а преимущественно в последние доли секунды перед пиком и в начале охлаждения, когда в падении температура находится еще в зоне рекристаллизации. Поэтому технически правильная задача — не «держать дульце при 400–430 °C», а доставить нужную дозу тепла и вовремя её отсечь.

Сколько времени металл реально находится в области рекристаллизации

Если взять AMP-подобную кривую с пиком около 3,4 с, то типичная картина получается такая: от комнатной температуры до области возврата — первые секунды; прохождение зоны 340–380 °C — порядка 0,2–0,4 с; пребывание выше 380 °C до пика — ещё порядка 0,2–0,5 с; дополнительный вклад даёт короткое охлаждение через тот же температурный интервал. То есть эффективное время рекристаллизации при секундном импульсе — это примерно 0,5–1,5 с в зависимости от пика, массы гильзы, толщины стенки, мощности индуктора и скорости охлаждения. Если пик выбран слишком низко, например процесс только дошёл до 380 °C и сразу прекратился, рекристаллизация может оказаться неполной. Если пик находится в инженерной области 400–430 °C, то за счёт высокой скорости кинетики в верхней части окна рекристаллизации и короткого охлаждения через это окно можно получить практически завершённую рекристаллизацию дульца и плеча.

Как технически выдерживается режим на AMP-подобном индукционном отжиге

По публикациям AMP техническая логика такая: «заданная программа → подача мощности в индуктор → разгон температуры → достижение нужной термической дозы → отсечка → остывание». Они не описывают процесс как достижение пиковой температуры или как удержание постоянной температуры на плато. Напротив, опубликованный пример показывает пик через 3,4 с, отсечку подачи тепла и охлаждение после пика. То есть, в импульсном индукционном отжиге температурный режим выдерживается не пиковой температурой рекристаллизации и не изотермической полкой, а дозированием мощности и времени импульса. Режим считается корректным, если к моменту отсечки нагрева дульце и плечо получили достаточную термическую дозу для практически полной рекристаллизации, но зона теплового влияния не распространилась на корпус гильзы. Также AMP пишет, что из-за сложности измерения пиковой температуры импульсного отжига они используют конечный результат — повторяемую твёрдость дульца и плеча.

Тепловой баланс: сколько энергии закачивается и на что она идёт

Тепловой баланс локальной зоны дульца и плеча можно записать как

где — энергия, переданная индукционным полем, — энергия, пошедшая на повышение температуры латуни, — теплоперенос вниз по корпусу,  и — потери в окружающую среду, — энергия, связанная с изменением состояния поверхности и образованием оксидной плёнки.

Основной член теплового баланса, это нагрев металла:  где — масса локально нагреваемой зоны, — удельная теплоёмкость латуни. Для C26000 можно принять  Если , а , то для латуни  Для локально нагреваемой массы порядка получаем  С учётом теплопроводного отвода вниз по корпусу, конвекции, излучения и неидеальности связи индуктора с деталью поглощённая энергия локальной зоной может быть условно порядка  в зависимости от размера гильзы, массы нагреваемой зоны, геометрии индуктора и длительности импульса. Электрическая энергия, потребляемая устройством из сети, будет выше, потому что КПД индукционной связи и силовой электроники не равен 100%. Паспортных данных по полной энергии импульса для каждой программы AMP не публикует.

Энергия собственно рекристаллизации не является «скрытой теплотой фазового превращения», как при плавлении, α-латунь остаётся α-фазой. При рекристаллизации система скорее высвобождает часть запасённой энергии наклёпа за счёт уменьшения плотности дефектов, а основная закачанная энергия идет на повышение температуры металла, компенсацию теплопроводного отвода вдоль корпуса, излучение и конвекцию, формирование поверхностной оксидной пленки.

Термическая доза при импульсном отжиге

При импульсном отжиге дульца и плеча латунной гильзы процесс принципиально отличается от печного отжига с длительной изотермической выдержкой. В печном режиме материал сначала нагревается до заданной температуры, затем выдерживается при ней в течение минут или часов. В импульсном индукционном режиме, характерном для индукционных машин типа AMP или газовых горелок, температурная траектория имеет иной вид: «разгон температуры → прохождение окна рекристаллизации → пик температуры → отсечка мощности → охлаждение».  Поэтому в данном случае некорректно задаваться вопросом: сколько времени нужно держать температуру отжига? Более точная постановка вопроса: какую термическую дозу должен получить металл дульца и плеча, чтобы в них прошла практически полная рекристаллизация, но тепло не успело распространиться вниз по корпусу гильзы? Однако на практике отжиг на газовой горелке стараются контролировать только по пиковой температуре отжига, что создает неопределенность качества отжига. Температурную траекторию дульца при импульсном нагреве в первом приближении можно записать как

где — начальная температура, — средняя скорость нагрева, — время достижения пиковой температуры. Если нагрев нелинеен, что более характерно для индукционного процесса, удобно использовать степенную аппроксимацию:

де — пиковая температура, — параметр формы кривой нагрева. При нагрев линейный, при нагрев ускоряется ближе к концу импульса. После отсечки мощности охлаждение можно описать приближённо как

де — характерное время охлаждения локальной зоны дульца и плеча. Гильзу охлаждают на воздухе. Как уже говорилось выше, для сильно холоднодеформированной α-латуни Cu/30%Zn при быстром нагреве порядка экспериментально показано, что рекристаллизация начинается примерно при  и завершается примерно при  Следовательно, ширина металлургического окна рекристаллизации составляет  Если скорость нагрева равна  то время прохождения этого температурного интервала, как уже было показано выше,  равно:

Таким образом, при быстром импульсном нагреве само прохождение металлургического окна рекристаллизации может занимать не секунды, а доли секунды. Однако это не означает, что на практике достаточно просто на секунды попасть в интервал . Нужно обратить внимание на то, что если в лабораторных исследованиях при импульсном отжиге температуру в 380 °C можно удержать с необходимой точностью, то при отжиге в бытовых условиях при импульсном нагреве это достаточно проблематично. Рекристаллизация является кинетическим процессом, и её полнота определяется не только температурой, но и интегральной термической дозой, накопленной по всей траектории нагрева и охлаждения.

Поскольку рекристаллизация не является фазовым превращением с большой скрытой теплотой, как плавление, α-латунь остаётся α-фазой. Поэтому основная энергия расходуется не на «теплоту рекристаллизации», а на нагрев металла и компенсацию теплопотерь. Сама рекристаллизация является структурной перестройкой, движущей силой которой служит запасённая энергия наклёпа:

где — модуль сдвига, — вектор Бюргерса, — плотность дислокаций. При рекристаллизации эта запасённая энергия уменьшается за счёт образования новых зёрен с низкой плотностью дислокаций. Поэтому энергетически рекристаллизация не требует отдельного большого подвода скрытой теплоты; она требует достижения температуры, при которой скорость зарождения и движения границ новых зёрен становится достаточно высокой за заданное время импульса. Предельная скорость нагрева лимитируется не только металлургической кинетикой, но и теплотехникой. Тепловая диффузивность латуни может быть оценена как

где — теплопроводность, — плотность, — удельная теплоёмкость. Для латуни C26000 порядок величины составляет α = 3,8 ⸱ 10^-5 м²/с. Характерное время выравнивания температуры на длине оценивается как

Для толщины стенки дульца :

Это означает, что по толщине тонкой стенки дульца температура выравнивается очень быстро. Но вдоль корпуса характерные расстояния больше. Для :

Для :

Для :

Эти оценки показывают физическую основу расчета оптимальных параметров локального импульсного отжига: дульце и плечо могут за указанное время успеть достичь температуры рекристаллизации, тогда как тепло не успевает за то же время полноценно распространиться до тела и донной части гильзы. Именно поэтому секундный импульс принципиально отличается от минутного или часового печного нагрева. Таким образом, режим импульсного отжига следует описывать не как изотермическую выдержку, а как управляемую температурно-временную траекторию. Главный критерий: «достаточная термическая доза для рекристаллизации дульца и плеча» при одновременном выполнении условия «недостаточная термическая доза для разупрочнения корпуса».  В компактном виде это можно записать так:  Именно это соотношение является физическим критерием правильного импульсного отжига латунной гильзы.

4. Сигмоидные (S-образные) зависимости твёрдости и упругого возврата

Для стрелка важны не сами дислокации как таковые, а наблюдаемые и хорошо измеряемые следствия: твёрдость дульца и плеча, усилие деформации, упругий возврат после матрицы и устойчивость этих величин от цикла к циклу. Поскольку модуль упругости E у C26000 меняется мало по сравнению с пределом текучести R_p0.2, удобным индикатором «упругости» служит отношение R_p0.2/E или любая пропорциональная ему величина [11].

Чтобы воспроизвести характерную сигмоидную кривую твёрдости H(T), в модель введены две составляющие: основное размягчение вследствие рекристаллизации и малый низкотемпературный упрочняющий максимум вблизи 220–250°C, отражающий наблюдения Бёрча и соавторов по холоднодеформированной α-латуни [8] и связанный с эволюцией деформационных двойников. При этом H_cw соответствует исходной твёрдости холоднодеформированного дульца, H_soft - целевой твёрдости корректно отожжённого дульца, а ΔH_rec - амплитуде аномального упрочняющего максимума на стадии возврата:

Для инженерной оценки упругого возврата введён нормированный индекс S(T), пропорциональный R_p0.2(T)/E. В условиях, когда E меняется мало, такой индекс можно с хорошей точностью связать с нормированной твёрдостью.

На рис. 7 и 8 показаны итоговые кривые. Они не являются прямым измерением одной конкретной партии гильз, а представляют собой синтез доступных первоисточников: стартовая твёрдость дульца холоднодеформированной латуни порядка 145-155 HV по данным AMP; целевая твёрдость дульца корректно отожжённых гильз около 98-100 HV; резкий переход при быстром нагреве в диапазоне 340-380°C по Хардингу; локальный максимум твёрдости около 223-250 °C по Бёрчу; и общий характер размягчения C26000 по официальному техническому листу Аурубис [3, 5, 6, 8, 12, 14].

 

Рисунок 7. Твёрдость дульца как функция пиковой температуры при импульсном отжиге. Зона 205-240 °C соответствует возможной области аномального упрочнения; зона 340-380 °C - основному окну рекристаллизации быстрого нагрева

 

Рисунок 8. Нормированный индекс упругого возврата дульца как функция пиковой температуры. Падение индекса после завершения рекристаллизации означает уменьшение упругого возврата и более точное воспроизведение геометрии матрицы при последующем обжиме

 

Физический смысл этих графиков таков. Ниже окна рекристаллизации латунь остаётся в основном в наклёпанном состоянии; в промежуточной зоне она может даже кратковременно демонстрировать слегка повышенную твёрдость; затем в узком температурном окне происходит лавинообразный переход к более мягкому состоянию. Дальнейшее повышение температуры уже не приносит полезного эффекта для отжига дульца, а только увеличивает риск избыточного прогрева корпуса и роста зерна [3, 6, 9, 12].

Для импульсного отжига важна не только температура, а термическая доза, то есть накопленный кинетический эффект всей температурно-временной траектории. Ниже приведены графики нормированной термической дозы для импульсного нагрева, реконструированные по данным AMP.  Использована аррениусовская форма:

 

Рисунок 9. (а) - график нормированной термической дозы; (б) - график термической дозы в эквивалентных секундах при 400 °C

 

Для удобства график нормирован на дозу к моменту отсечки:

График нормированной термической дозы показывает главный физический смысл импульсного отжига: основная часть термической дозы накапливается в конце импульса, когда температура уже прошла область возврата и приблизилась к области завершения рекристаллизации.

Для инженерной интерпретации удобно использовать не абсолютную аррениусовскую дозу, а эквивалентные секунды при 400 °C:

Здесь: T400 = 400C = 673,15K. Тогда показывает, сколько секунд при постоянной температуре эквивалентны данному нестационарному импульсу. Для выбранной реконструкции:  0,543 c. То есть весь импульс до отсечки по кинетическому действию примерно эквивалентен 0,54 с изотермической выдержки при 400 °C. Это не универсальная константа AMP, а результат выбранной модельной кривой с пиком .

При отжиге важна также скорость накопления термической дозы. В модели принято: T₀ = 20°C, T_p = 430°C, t_p = 3,4 c. Разгон температуры описан выражением:

После отсечки нагрева:

На графике рис. 6 (см. выше) выделены две зоны: , — металлургическое окно рекристаллизации CuZn30 / C26000 при быстром нагреве порядка , согласно Harding, Homer и Baudelet;  — инженерная контрольная область секундного импульсного отжига дульца и плеча. По этой модельной кривой: t(340°C) = 2,79 c, t(380°C) = 3,06 c, t(400°C) = 3,20 c, t_p (430°C) = 3,40 c.  То есть прохождение окна занимает примерно 3,06–2,79 = 0,27 c. А время от завершения рекристаллизационного окна до отсечки нагрева 3,40–3,06 = 0,34 c.

Полезно смотреть не только накопленную дозу, но и её скорость (рис. 10):

 

Рисунок 10. График скорости накопления термической дозы

 

Именно этот график наглядно показывает, почему при импульсном отжиге нет смысла говорить о длительной выдержке: до выхода в область  кинетика рекристаллизации относительно медленная, а вблизи пика скорость накопления дозы резко возрастает. Этот график показывает, что рекристаллизация при импульсном отжиге набирается главным образом в последние доли секунды перед отсечкой мощности.

5. Критерии рационального режима импульсного отжига

С металлургической точки зрения некорректно искать одну-единственную «правильную температуру» для всех гильз и всех установок. Рациональный режим задаётся одновременно: (1) временем импульса порядка нескольких секунд; (2) достаточным достижением зоны рекристаллизации в шейке и плече; (3) конечной микротвёрдостью дульца и плеча порядка 95-105 HV; (4) отсутствием заметного размягчения корпуса ниже плеча [3, 5, 6, 12, 14].

Если переводить критерий корректного импульсного отжига на язык эквивалентной пиковой температуры в дульце, необходимо различать металлургическое окно рекристаллизации и инженерную температуру контроля. Для сильно холоднодеформированной α-латуни Cu/30%Zn / C26000 при быстром нагреве порядка 100 С/с рекристаллизация, как уже говорили, начинается примерно при , а завершается примерно при . Поэтому металлургическое окно рекристаллизации при импульсном нагреве можно принять равным:  Однако в реальной тонкостенной гильзе температура распределяется неравномерно по толщине стенки и по длине дульца–плеча, а время пребывания металла вблизи максимальной температуры составляет доли секунды. Поэтому практическая контрольная температура в зоне дульца и плеча должна быть несколько выше температуры завершения рекристаллизации. В инженерном смысле целевую область секундного импульсного отжига дульца и плеча, как уже говорилось, следует принимать примерно равной . Нижняя граница этого диапазона является минимальным контрольным уровнем, достаточным для перехода из режима простого возврата к рекристаллизации, а верхняя граница даёт технологический запас для короткого импульса и температурных градиентов в стенке гильзы. Именно в этой области дульце и плечо переходят к мягкому, почти не пружинящему состоянию, тогда как тело гильзы при достаточно коротком и локализованном нагреве ещё не успевает заметно разупрочниться [3, 6, 12].

Слишком слабый импульс, разогревающий дульце до температуры меньше 340°C, оставляет дульце преимущественно в состоянии возврата, но без завершённой рекристаллизации: часть наклёпанной структуры сохраняется, упругий возврат остаётся повышенным, стабильность обжима ухудшается, а в некоторых температурных интервалах возможен даже локальный упрочняющий максимум. Слишком сильный импульс, разогревающий металл выше 430°C, напротив, переводит процесс за пределы необходимой рекристаллизации: возрастает риск роста зерна, чрезмерного снижения твёрдости и расширения зоны теплового влияния вниз по корпусу гильзы. Следовательно, оптимум импульсного отжига — это минимально достаточный нагрев, обеспечивающий рекристаллизацию дульца и плеча при сохранении твёрдости корпуса.

Для ручного газового отжига из этого следует практический критерий: контролировать нужно не цвет побежалости и не видимое свечение, а достижение заданной температуры в нужной зоне. Наиболее обоснованным является двухтемпературный контроль: термоиндикатор в зоне дульца и плеча должен сработать, а защитный индикатор порядка на теле гильзы ниже плеча срабатывать не должен. Срабатывание нижнего индикатора означает, что тепло ушло слишком далеко вниз по корпусу и локальность отжига нарушена. Ориентация только на цвет дульца или появление красного свечения является ненадёжной, поскольку цвет зависит от освещения, состояния поверхности, окисной плёнки и загрязнений, а видимое красное свечение в обычном освещении обычно соответствует температурам выше минимально необходимой области рекристаллизации. Наиболее строгим критерием корректности отжига остаётся конечная микротвёрдость: дульце и плечо после отжига должны иметь повторяемую твёрдость порядка 95–110  HV, тогда как тело гильзы ниже плеча должно сохранять исходную твёрдость.

6.  Контроль качества отжига

При импульсной подаче тепловой дозы контроль качества отжига является непростой операцией, поскольку для замера динамики нагрева и пиковой температуры необходимы сложные измерения, которые не сделать в бытовых условиях. Исследователи AMP предложили в качестве основного критерия качества отжига считать твердость дульца. Однако корректное измерение твердости также требует организации процесса, сложного технологического оборудования (в идеале разрезание гильзы и подготовка дульца, профессиональный микротвердомер, микроскоп со шкалой) и соответствующих навыков. Бытовые приборы для таких тонких измерений твердости латунного сплава не подходят.

Микротвёрдость гильзы по Виккерсу (HV) измеряется на подготовленном металлографическом шлифе. Для этого гильзу продольно разрезают, очищают, заливают в эпоксидную смолу, шлифуют и полируют до зеркальной поверхности, после чего при необходимости травят для выявления микроструктуры. Отпечатки Виккерса наносят на поперечном сечении стенки, обычно в положении середины толщины стенки, вдоль профиля “дульце — плечо — корпус”. В отчётах Metlab для AMP гильзы полировались до 1 мкм алмазной пастой, исследовались на металлографическом микроскопе Nikon, а микротвёрдость измерялась на калиброванном микротвердомере Matsuzawa при нагрузке 500 г, то есть в шкале HV0.5. После вдавливания алмазной пирамиды измеряются две диагонали отпечатка и , вычисляется среднее значение , а твёрдость определяется по формуле

где — нагрузка в кгс, а — средняя диагональ отпечатка в миллиметрах. При использовании нагрузки в грамм-силах и диагонали в микрометрах формула принимает вид

Такой метод позволяет строить профиль твёрдости от дульца к корпусу и оценивать, где именно прошёл отжиг.

Конечная твёрдость - научно лучший критерий качества импульсного отжига. AMP прямо указывает, что их цель — повторяемая твёрдость дульца и плеча. В их испытаниях корректный отжиг даёт стабильную твёрдость, а обычная твёрдость отожженного заводского дульца составляет примерно 100 HV. Можно сформулировать такой критерий: (1)  для близкого к полному отжигу дульца и плеча и (2)  для зоны тела, которая не должна размягчаться. То есть инженерный критерий: отжиг считается корректным, если дульце и плечо приходят к требуемой повторяемой твёрдости порядка 100 HV, а твёрдость тела гильзы ниже плеча остаётся практически неизменной.

Однако практически АМР кодирует режим отжига для конкретной партии гильз путем «сжигания» одной гильзы из партии, беря на себя ответственность, что при полученном коде отжиг будет проведен правильно. Это очень сильно упрощает контроль отжига, сводя его к установлению кода. 

 Помимо микротвёрдости, критерием состояния дульца и плеча гильзы может служить упругий возврат после обжима, который довольно тесно связан с микротвердостью металла. Этот критерий удобен тем, что для его оценки не требуется специальная подготовка материала гильзы, профессиональные микротвердомер и микроскоп, но требуется точный микрометр (точности штангенциркуля недостаточно). Для измерения упругой отдачи плеча также требуется точный индикатор. Физическая основа критерия состоит в том, что упругий возврат после пластического формоизменения связан с отношением предела текучести материала к модулю упругости:

где — условный предел текучести при остаточной деформации 0,2%, а — модуль Юнга. Чем выше , тем больше материал сопротивляется пластическому формоизменению и тем больше доля упругой деформации, возвращающейся после разгрузки. Модуль упругой деформации у латуни при наклёпе и отжиге меняется существенно слабее, чем предел текучести, поэтому на практике рост упругого возврата в первую очередь отражает рост сопротивления пластической деформации. В работах NIST подчёркивается, что точность прогноза упругого возврата связана с учётом упругого модуля и его изменения после пластической деформации, однако одно изменение модуля не объясняет всю величину упругого возврата; важны также пластическая история и состояние материала. С микротвёрдостью эта величина связана через то, что твёрдость является индиректной мерой сопротивления пластической деформации. В классической логике Тейбора твёрдость связана с напряжением течения материала; для наклёпывающихся металлов твёрдость фактически отражает напряжение течения при некоторой представительной пластической деформации под индентором, а не только начальный предел текучести. В методе Виккерса индентор представляет собой алмазную четырёхгранную пирамиду. Он давит на подготовленную поверхность латуни, после чего на металле остаётся маленький квадратный отпечаток. По размеру этого отпечатка рассчитывают твёрдость. Поэтому связь «микротвёрдость — упругий возврат» не является абсолютно линейной, но в пределах одного материала, одной геометрии и одной технологии обжима она может быть достаточно устойчивой для практического контроля. Для дульца гильзы можно ввести простой измерительный критерий:  где — наружный диаметр дульца после обжима и разгрузки, а — фактический рабочий диаметр бушинга. Если  то дульце после выхода из бушинга вернулось наружу, то есть наблюдается положительный упругий возврат. Если  то дульце практически повторило размер инструмента. Если  то фактический диаметр оказался меньше размера бушинга; такая ситуация может быть связана с очень мягким состоянием дульца после отжига, контактным трением, геометрией прохода через бушинг, овальностью или задержанным размерным возвратом. Для сравнения разных гильз удобнее использовать нормированную форму:

где — диаметр дульца до обжима. Такой показатель показывает, какая часть исходной деформации вернулась после разгрузки. Таким же образом можно сравнивать гильзы между циклами. В идеале гильзы нужно пронумеровать и вести историю каждой гильзы. 

В первом приближении зависимость упругого возврата дульца от механических свойств можно записать так:

где — геометрический коэффициент, зависящий от толщины стенки, диаметра дульца, угла входа в бушинг, величины обжима, трения и состояния поверхности. Если дополнительно принять, что предел текучести в пределах одной серии гильз коррелирует с микротвёрдостью, то:  и тогда

Эта формула не предназначена для абсолютного расчёта диаметра после обжима без калибровки. Её смысл другой: она показывает, почему при одном и том же бушинге, одной и той же матрице и одинаковой смазке рост микротвёрдости должен сопровождаться ростом упругого возврата.

Определенной проблемой является сложность измерения внутреннего диаметра бушинга и влияние на диаметр дульца процесса формовки в бушинге. Поэтому более точно упругий возврат можно измерить, посадив в дульце пулю и затем депулировав ее. Диаметр пули можно измерить микрометром с высокой точностью. Также с высокой точностью можно измерить диаметр дульца с пулей D_{с пулей} и без нее после депулирования D_депул. Разница в диаметрах даст упругий возврат: SD = D_{с пулей} – D_депул.  Еще точнее определить упругий возврат дульца можно с использованием мандрела.

Заключение

При импульсном отжиге дульца и плеча латунной гильзы не требуется длительная изотермическая выдержка при температуре рекристаллизации. Для сильно холоднодеформированной α-латуни Cu/30%Zn при быстром нагреве около 180 °C/с рекристаллизация начинается примерно при 340 °C и завершается примерно при 380 °C. Прохождение этого интервала при такой скорости нагрева занимает около четверти секунды, однако доля рекристаллизованного объёма определяется не самим временем в этом окне, а интегралом термической дозы по всей траектории нагрева и охлаждения. Поэтому при секундном импульсе рекристаллизация развивается главным образом в последние доли секунды перед пиком температуры и в начале охлаждения. Для гарантированного входа в зону рекристаллизации 340-380°C и выдержки температуры по времени в этой зоне пик температуры следует выдержать на уровне 400–430°C. Малое время воздействия такой температуры не приведет к росту зерна, но позволит надежно перекрыть зону рекристаллизации и удвоить время выдержки при температуре рекристаллизации за счет времени воздействия при росте температуры и при охлаждении после отсечки импульса.

В AMP-подобном режиме температурная полка отсутствует: нагрев продолжается до заданной термической дозы, после чего мощность отсекается. В опубликованном AMP примере пик температуры достигался за 3,4 с, и отжиг считался завершённым именно в точке пика. Следовательно, технически корректный режим импульсного отжига — это управляемый разгон до целевого пика с немедленной отсечкой нагрева.

Предельная скорость нагрева лимитируется не столько самой способностью Cu/30%Zn к быстрой рекристаллизации, сколько равномерностью прогрева стенки, частотой и геометрией индуктора, теплопереносом вниз по корпусу, точностью отсечки мощности и риском поверхностного перегрева. Для C26000 характерная тепловая диффузивность составляет порядка 3,8 ⸱ 10⁵ м2/с, поэтому температура через тонкую стенку дульца выравнивается за миллисекунды, тогда как теплоперенос на расстояния в миллиметры вдоль корпуса занимает уже десятые доли и единицы секунд. Это и создаёт физическую основу локального импульсного отжига: дульце и плечо успевают рекристаллизоваться, а тело гильзы при правильно отсечённом импульсе не успевает заметно разупрочниться.

Латунная гильза спортивного патрона из CuZn30 / C26000 при импульсном отжиге проходит типичную для холоднодеформированной α-латуни последовательность: «возврат - рекристаллизация - рост зерна». Для неё не следует использовать термин «отпуск» как при термической обработке стали.

При индукционном импульсном отжиге решающим параметром является не температура сама по себе, а совокупность пиковой температуры и времени. При высоких скоростях нагрева окно рекристаллизации смещается вверх по температуре относительно печных режимов. Зависимости твёрдости дульца и плеча и их поведения по упругому возврату от пиковой температуры имеют сигмоидную форму: ниже окна рекристаллизации латунь остаётся наклёпанной, в окрестности ~220-250 °C возможен небольшой упрочняющий максимум, затем следует резкий переход к мягкому состоянию.

Корректный импульсный отжиг должен оцениваться по конечной микротвёрдости дульца и плеча, а не по одному абстрактному числу градусов. Для практически полного отжига дульца рациональной является зона конечной твёрдости около 95–105 HV при сохранении прочности корпуса. Вспомогательным критерием качества отжига может служить измерение упругого возврата. При полном отжиге он, как правило, не превышает 0,0002 дюйма для гильз средних калибров, при наклепе, близком к насыщению, он может быть выше 0,0008 дюйма.

Таким образом, физика отжига латунной гильзы спортивного патрона сводится к управлению локальным распределением состояния материала: шейка и плечо должны быть доведены до рекристаллизованного, стабильно мягкого состояния, а корпус должен остаться вне зоны существенного размягчения. Практически это должно быть осуществлено с максимальной повторяемостью и контролем твердости дульца и плеча гильзы или контролем упругого возврата.

 

Список литературы:

1. Богословский В.Н., Жуков И.Г. Механизмы появления наклепа и усталости при многократном применении гильзы в спортивном патроне и способы борьбы с ними // Universum: технические науки. 2025. № 11(140). DOI: 10.32743/UniTech.2025.140.11.21301. Режим доступа: https://7universum.com/ru/tech/archive/item/21301
2. Богословский В.Н., Жуков И.Г. Связь отжига гильзы с диаметром шейки (неком) патронника спортивной винтовки // Universum: технические науки. 2026. № 4(145). Режим доступа: https://7universum.com/ru/tech/archive/item/22558
3. Metlab. Report 1231/1B. Discussion of cartridge brass properties. 27 June 2017. Available at: https://www.ampannealing.com/uploads/report17/app1.pdf
4. Findlay A. Annealing Under the Microscope. Part 1. AMP, 2017. Available at: https://www.ampannealing.com/articles/40/annealing-under-the-microscope/
5. AMP. Frequently Asked Questions: zero spring-back, sizing after annealing and related annealing issues. Available at: https://www.ampannealing.com/faq
6. Harding R.A., Homer C., Baudelet B. Recrystallization of 70/30 brass during induction heating // Journal of Materials Science. 1980. Vol. 15. P. 1804–1813. DOI: 10.1007/BF00550601. Available at: https://link.springer.com/article/10.1007/BF00550601
7. Mehta D.A., Krauss G. Recrystallization of 70 Pct Cu–30 Pct Zn brass by laser irradiation and furnace heating // Journal of Heat Treating. 1981. Vol. 2. P. 83–91. DOI: 10.1007/BF02833077. Available at: https://link.springer.com/article/10.1007/BF02833077
8. Birch J., Jenkins E., Vrettou A., Said M., Vashishtha H., Connolley T., Brooks J., Collins D.M. A micromechanical study of heat treatment induced hardening in α-brass // Acta Materialia. 2024. Vol. 278. Article 120277. DOI: 10.1016/j.actamat.2024.120277. Available at: https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S135964542400627X
9. Konkova T., Mironov S., Korznikov A., Korznikova G., Myshlyaev M.M., Semiatin S.L. Annealing behavior of cryogenically-rolled Cu–30Zn brass // Journal of Alloys and Compounds. 2015. Vol. 648. P. 858–863. DOI: 10.1016/j.jallcom.2015.05.287. Available at: https://pureportal.strath.ac.uk/en/publications/annealing-behavior-of-cryogenically-rolled-cu-30zn-brass/
10. Oğurtani T.Ö. The room temperature annealing kinetics of stacking faults in cold worked alpha brasses // Metallurgical Transactions A. 1975. Vol. 6. P. 493. DOI: 10.1007/BF02658407. Available at: https://doi.org/10.1007/BF02658407
11. Copper Development Association. Copper Alloy UNS C26000 / Cartridge Brass, 70%. Available at: https://alloys.copper.org/alloy/C26000
12. Aurubis. C26000 / CuZn30 Technical Data Sheet. Heat resistance and softening characteristics. Available at: https://www.aurubis.com/en/dam/jcr%3A32933033-29ab-4b18-9e6f-619a21c35881/c26000-cuzn30-us.pdf
13. Qiu P., Leygraf C. Initial oxidation of brass induced by humidified air // Applied Surface Science. 2011. DOI: 10.1016/j.apsusc.2011.09.080. Available at: https://doi.org/10.1016/j.apsusc.2011.09.080
14. Findlay A., Peterson D. Age Hardening of Brass. AMP, 2020. Available at: https://www.ampannealing.com/articles/60/age-hardening-of-brass/
15. Boutin J., Dickson J.I., Baïlon J.-P. The Cyclic Deformation of 70-30 α-Brass: Internal and Effective Stresses and Dislocation Substructures // Time-Dependent Fracture. Springer, Dordrecht, 1985. P. 13–26. DOI: 10.1007/978-94-009-5085-6_2. Available at: https://link.springer.com/chapter/10.1007/978-94-009-5085-6_
16.  Mnif R., Kchaou M., Elleuch R., Halouani F. Cyclic Behavior and Damage Analysis of Brass under Cyclic Torsional Loading // Journal of Failure Analysis and Prevention. 2007. Vol. 7. P. 450–455. DOI: 10.1007/s11668-007-9075-8. Available at: https://link.springer.com/article/10.1007/s11668-007-9075-8
17. Wang Z., Gong B., Wang Z.G. Cyclic deformation behavior of Cu–30 wt% Zn single crystals oriented for single slip—I. Cyclic deformation response and slip band behavior // Acta Materialia. 1998. Vol. 47. No. 1. P. 307–315. DOI: 10.1016/S1359-6454(98)00302-4. Available at: https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S1359645498003024
18. George F. Vander Voort. Deformation and Annealing of Cartridge Brass (VAC AERO). https://vacaero.com/information-resources/metallography-with-george-vander-voort/1440-deformation-and-annealing-of-cartridge-brass.html
19. Dieter G. E. Mechanical Metallurgy. — 3rd ed. — New York: McGraw-Hill, 1986. — XXIII, 751 p. ISBN 0-07-016893-8.
20. G. F. Vander Voort. Color Metallography (NIST, PDF). https://materialsdata.nist.gov/bitstream/handle/11115/160/Color%20Metallography.pdf?isAllowed=y&sequence=3
21. Davis J. R. (ed.) ASM Specialty Handbook: Copper and Copper Alloys. — Materials Park, OH: ASM International, 2001. — 652 p. ISBN 0-87170-726-8.

References:

1. Bogoslovskii V.N., Zhukov I.G. [Mechanisms of work hardening and fatigue during repeated use of a case in a sporting cartridge and methods of combating them]. Universum: tekhnicheskie nauki, 2025, no. 11(140). DOI: 10.32743/UniTech.2025.140.11.21301. Available at: https://7universum.com/ru/tech/archive/item/21301 (In Russ.)
2. Bogoslovskii V.N., Zhukov I.G. [Relationship between case annealing and the diameter of the chamber neck of a sporting rifle]. Universum: tekhnicheskie nauki, 2026, no. 4(145). DOI: 10.32743/UniTech.2026.145.4.22558. Available at: https://7universum.com/ru/tech/archive/item/22558 (In Russ.)
3. Metlab. Report 1231/1B. Discussion of cartridge brass properties. 27 June 2017. Available at: https://www.ampannealing.com/uploads/report17/app1.pdf
4. Findlay A. Annealing Under the Microscope. Part 1. AMP, 2017. Available at: https://www.ampannealing.com/articles/40/annealing-under-the-microscope/
5. AMP. Frequently Asked Questions: zero spring-back, sizing after annealing and related annealing issues. Available at: https://www.ampannealing.com/faq
6. Harding R.A., Homer C., Baudelet B. Recrystallization of 70/30 brass during induction heating. Journal of Materials Science, 1980, vol. 15, pp. 1804–1813. DOI: 10.1007/BF00550601. Available at: https://link.springer.com/article/10.1007/BF00550601
7. Mehta D.A., Krauss G. Recrystallization of 70 Pct Cu–30 Pct Zn brass by laser irradiation and furnace heating. Journal of Heat Treating, 1981, vol. 2, pp. 83–91. DOI: 10.1007/BF02833077. Available at: https://link.springer.com/article/10.1007/BF02833077
8. Birch J., Jenkins E., Vrettou A., Said M., Vashishtha H., Connolley T., Brooks J., Collins D.M. A micromechanical study of heat treatment induced hardening in α-brass. Acta Materialia, 2024, vol. 278, article 120277. DOI: 10.1016/j.actamat.2024.120277. Available at: https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S135964542400627X
9. Konkova T., Mironov S., Korznikov A., Korznikova G., Myshlyaev M.M., Semiatin S.L. Annealing behavior of cryogenically-rolled Cu–30Zn brass. Journal of Alloys and Compounds, 2015, vol. 648, pp. 858–863. DOI: 10.1016/j.jallcom.2015.05.287. Available at: https://pureportal.strath.ac.uk/en/publications/annealing-behavior-of-cryogenically-rolled-cu-30zn-brass/
10. Oğurtani T.Ö. The room temperature annealing kinetics of stacking faults in cold worked alpha brasses. Metallurgical Transactions A, 1975, vol. 6, p. 493. DOI: 10.1007/BF02658407. Available at: https://doi.org/10.1007/BF02658407
11. Copper Development Association. Copper Alloy UNS C26000 / Cartridge Brass, 70%. Available at: https://alloys.copper.org/alloy/C26000
12. Aurubis. C26000 / CuZn30 Technical Data Sheet. Heat resistance and softening characteristics. Available at: https://www.aurubis.com/en/dam/jcr%3A32933033-29ab-4b18-9e6f-619a21c35881/c26000-cuzn30-us.pdf
13. Qiu P., Leygraf C. Initial oxidation of brass induced by humidified air. Applied Surface Science, 2011. DOI: 10.1016/j.apsusc.2011.09.080. Available at: https://doi.org/10.1016/j.apsusc.2011.09.080
14. Findlay A., Peterson D. Age Hardening of Brass. AMP, 2020. Available at: https://www.ampannealing.com/articles/60/age-hardening-of-brass/
15. Boutin J., Dickson J.I., Baïlon J.-P. The cyclic deformation of 70–30 α-brass: internal and effective stresses and dislocation substructures. In: Time-Dependent Fracture. Dordrecht, Springer, 1985, pp. 13–26. DOI: 10.1007/978-94-009-5085-6_2. Available at: https://link.springer.com/chapter/10.1007/978-94-009-5085-6_2
16. Mnif R., Kchaou M., Elleuch R., Halouani F. Cyclic behavior and damage analysis of brass under cyclic torsional loading. Journal of Failure Analysis and Prevention, 2007, vol. 7, pp. 450–455. DOI: 10.1007/s11668-007-9075-8. Available at: https://link.springer.com/article/10.1007/s11668-007-9075-8
17. Wang Z., Gong B., Wang Z.G. Cyclic deformation behavior of Cu–30 wt% Zn single crystals oriented for single slip—I. Cyclic deformation response and slip band behavior. Acta Materialia, 1998, vol. 47, no. 1, pp. 307–315. DOI: 10.1016/S1359-6454(98)00302-4. Available at: https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S1359645498003024
18. Vander Voort G.F. Deformation and annealing of cartridge brass. VAC AERO International, 2015. Available at: https://vacaero.com/information-resources/metallography-with-george-vander-voort/1440-deformation-and-annealing-of-cartridge-brass.html
19. Dieter G.E. Mechanical Metallurgy. 3rd ed. New York, McGraw-Hill, 1986. XXIII, 751 p. ISBN 0-07-016893-8.
20. Vander Voort G.F. Color metallography. NIST Materials Data Repository, 2013. Available at: https://materialsdata.nist.gov/bitstream/handle/11115/160/Color%20Metallography.pdf?isAllowed=y&sequence=3
21. Davis J.R., ed. ASM Specialty Handbook: Copper and Copper Alloys. Materials Park, OH, ASM International, 2001. 652 p. ISBN 0-87170-726-8.