Austenite of eutectoid composition (0.76 wt% C) is cooled very slowly through 727 °C, close to equilibrium. The product formed is:

Pearlite, a lamellar mixture of ferrite and cementite formed by diffusion of carbon

Bainite, with ferrite laths and carbide particles lying between the laths

Martensite, a body-centred tetragonal supersaturated solid solution of carbon in iron

Pearlite, a lamellar mixture of ferrite and cementite formed by diffusion of carbon

Proeutectoid cementite along the austenite grain boundaries, with no ferrite present

In a plain-carbon steel, which statement about the austenite-to-martensite transformation is correct?

It is diffusionless, so the amount formed depends on the temperature reached below Ms and not on the holding time

It needs carbon diffusion, so holding the steel just below Ms for longer transforms steadily more austenite

It produces a product whose carbon content differs from that of the parent austenite, as in the pearlite reaction

It appears on the TTT diagram as a C-shaped curve with a nose at about 550 °C

In the aged Al–Cu alloy, the precipitation sequence from the supersaturated solid solution α, in order of appearance, is:

α → GP zones → θ″ → θ′ → θ

α → θ → θ′ → θ″ → GP zones

α → θ′ → GP zones → θ″ → θ

α → θ″ → GP zones → θ′ → θ

α → GP zones → θ″ → θ′ → θ

Two pieces of the same solution-treated and quenched Al–Cu alloy are aged artificially, one at 150 °C and the other at 190 °C, and hardness is measured against ageing time for each. Which description of the two hardness–time curves is correct?

The 190 °C curve peaks sooner and the peak is lower, because the precipitates are fewer and coarser

The 190 °C curve peaks sooner and the peak is higher, because faster diffusion produces more precipitates

The 190 °C curve peaks later and lower, because diffusion of copper is slower at the higher temperature

Both curves peak at the same time, because the order of precipitation is fixed by the alloy

A 0.45 wt% C steel is austenitised above A₃. One piece is then cooled slowly in the furnace and another in still air. Compared with the furnace-cooled piece, the air-cooled piece has:

finer pearlite and higher hardness, because transformation occurs at a larger undercooling

coarser pearlite and lower hardness, because transformation occurs closer to A₁

finer pearlite and higher hardness, because transformation occurs at a larger undercooling

a fully martensitic structure, because air cooling exceeds the critical cooling rate of this steel

the same microstructure and hardness, because both start from the same austenite

A simplified TTT diagram of a plain eutectoid steel is described as follows. Pearlite starts at the nose (550 °C) after 1 s. At 350 °C bainite starts after 20 s and finishes after 500 s. Ms is 230 °C. A specimen is austenitised and cooled in 0.2 s to a salt bath at 350 °C, held there for 1 hour, and then quenched in water to room temperature. Its microstructure is:

fully bainite, because the austenite finished transforming at 350 °C before the final quench

bainite plus martensite, because the final water quench transforms the remaining austenite

fine pearlite, because the specimen was in the pearlite temperature range for part of the cooling

fully martensite, because water quenching takes any steel below Ms

Adding about 0.2 wt% Mo to a medium-carbon steel increases its hardenability. The metallurgical reason is that Mo:

delays the pearlite and bainite reactions, moving the nose to longer times and lowering the critical cooling rate

raises the carbon content of the martensite, so that the martensite formed near the surface is harder, in the surface layers of the quenched part

raises Ms, so that martensite begins to form at a higher temperature in the slower-cooled regions of the core, during the quench of a thick section

raises the thermal conductivity of the steel, so that the core cools as fast as the surface during the quench

delays the pearlite and bainite reactions, moving the nose to longer times and lowering the critical cooling rate

A quenched, fully martensitic steel is reheated to 500 °C, below A₁, and held. Which change in properties results, and why?

Hardness falls and toughness rises, because carbon leaves the tetragonal lattice as fine carbide particles

Hardness rises, because carbon diffuses together to form more martensite

Hardness and toughness both rise, because the body-centred tetragonal lattice becomes face-centred cubic

Hardness falls and toughness rises, because carbon leaves the tetragonal lattice as fine carbide particles

Hardness is unchanged and only residual stress rises, because the transformation is diffusionless

An Al–4 wt% Cu alloy is solution treated, but cooled very slowly in the furnace instead of being quenched. On later ageing it stays soft. The best explanation is that slow cooling:

lets coarse incoherent θ precipitate, largely at grain boundaries, during cooling, leaving little supersaturated Cu to form fine coherent zones later

dissolves the CuAl₂ phase even more completely, so that no copper remains available to precipitate

lets coarse incoherent θ precipitate, largely at grain boundaries, during cooling, leaving little supersaturated Cu to form fine coherent zones later

makes the alloy amorphous, so that no precipitate can nucleate during the later ageing treatment

raises the number of retained vacancies so much that the GP zones redissolve at room temperature

When a peak-aged Al–Cu alloy is held much longer at the ageing temperature (below the solvus), its hardness falls. The main cause is:

coarsening of θ′ and θ, which widens the particle spacing so that dislocations bypass the particles by Orowan looping

complete redissolution of all precipitates into the aluminium matrix, as happens when an alloy is heated above its solvus temperature

an increase in coherency strain as θ becomes fully coherent with the matrix, which would make the particles harder for dislocations to cut

recrystallisation of the aluminium matrix, which removes the dislocations, which would soften the metal at the ageing temperature

coarsening of θ′ and θ, which widens the particle spacing so that dislocations bypass the particles by Orowan looping

Which of the following statements about the TTT and CCT diagrams of steel are correct?

A TTT diagram is obtained by holding austenitised specimens at constant temperatures, whereas a CCT diagram follows continuous cooling curves

For the same steel, the transformation curves of the CCT diagram lie at longer times and lower temperatures than those of the TTT diagram

A TTT diagram is obtained by holding austenitised specimens at constant temperatures, whereas a CCT diagram follows continuous cooling curves

For the same steel, the transformation curves of the CCT diagram lie at longer times and lower temperatures than those of the TTT diagram

For a plain eutectoid carbon steel, a bainite region appears in the CCT diagram between the pearlite and martensite regions

Raising the carbon content of a steel raises its Ms temperature

Which of the following statements about the heat treatment of a 0.45 wt% C plain-carbon steel are correct?

Normalising heats the steel above A₃ and cools it in air, giving finer pearlite than full annealing

Spheroidising holds the steel for a long time just below A₁, turning lamellar cementite into spheres and softening the steel

Tempering is carried out just above A₁ so that the martensite changes back to austenite and then to pearlite

Normalising heats the steel above A₃ and cools it in air, giving finer pearlite than full annealing

Full annealing ends with a water quench, so that the residual stress locked into the martensite strengthens the steel

Spheroidising holds the steel for a long time just below A₁, turning lamellar cementite into spheres and softening the steel

Which of the following statements about precipitation hardening of an Al–Cu alloy are correct?

The solution-treatment temperature must lie above the solvus and below the eutectic temperature

Coherent GP zones have a lower interfacial energy than incoherent θ, so they nucleate more easily and appear first

Quenched-in vacancies slow the diffusion of copper and so delay ageing at room temperature

The solution-treatment temperature must lie above the solvus and below the eutectic temperature

An over-aged alloy is harder than a peak-aged alloy, because the equilibrium phase θ is the most effective obstacle to dislocations

Coherent GP zones have a lower interfacial energy than incoherent θ, so they nucleate more easily and appear first

इस्पात व ऐलुमिनियम मिश्रधातुओं का ऊष्मा उपचार: TTT व CCT, अनीलन से टेम्परन तक, अवक्षेपण कठोरीकरण

यह अध्याय अभियांत्रिकी विज्ञान (XE) पेपर के नौ वैकल्पिक खंडों में से एक, XE2 पदार्थ विज्ञान, के खंड XE2.5 (पदार्थों का प्रसंस्करण) के पहले दो अनुच्छेदों का उत्तर देता है; परीक्षा में अभ्यर्थी इनमें से कोई दो चुनता है। पाठ्यक्रम का पाठ है: “इस्पात का ऊष्मा उपचार: TTT व CCT आरेख: मोटा व महीन पर्लाइट, मार्टेन्साइट व बेनाइट; अनीलन, सामान्यीकरण, शमन, टेम्परन। ऐलुमिनियम मिश्रधातुओं का ऊष्मा उपचार: अवक्षेपण कठोरीकरण: विलयनीकरण, शमन व ऐजिंग। कठोरता बनाम ऐजिंग समय और उसकी ऐजिंग ताप पर निर्भरता।” यह अध्याय Fe–Fe₃C आरेख को इस्पात के ऊष्मा उपचार के मानचित्र के रूप में, TTT व CCT आरेख, पर्लाइट, बेनाइट व मार्टेन्साइट तथा Ms व Mf ताप, चार मौलिक उपचार व कठोरीकरण क्षमता की रूपरेखा, और फिर ऐलुमिनियम मिश्रधातुओं का विलयनीकरण–शमन–ऐजिंग मार्ग, उसका अवक्षेपण क्रम व कठोरता–समय वक्र पढ़ाता है। संख्यात्मक प्रश्न हैं: फेराइट, सीमेंटाइट व पर्लाइट के लीवर-नियम अंश, प्रावस्था-अंशों से कार्बन मात्रा, सरलीकृत TTT आरेख से क्रांतिक शीतलन दर, तथा ऐजिंग ताप का चरम कठोरता तक के समय पर प्रभाव।

1. इस्पात के ऊष्मा उपचार के मानचित्र के रूप में Fe–Fe₃C आरेख

ऊष्मा उपचार संघटन बदले बिना नियंत्रित तापन व शीतलन से सूक्ष्म संरचना, और इसलिए गुण, बदलता है। इस्पात के लिए मानचित्र Fe–Fe₃C आरेख है। इसके मुख्य बिंदु, wt% C में: ऑस्टेनाइट (γ, FCC) 1147 °C पर अधिकतम 2.14 wt% C घोलता है; फेराइट (α, BCC) अधिकतम 0.022 wt% C (727 °C पर) घोलता है; सीमेंटाइट (Fe₃C) में 6.67 wt% C होता है। यूटेक्टॉइड बिंदु, 727 °C व 0.76 wt% C, पर ऑस्टेनाइट फेराइट व सीमेंटाइट के पटलित (lamellar) मिश्रण, जिसे पर्लाइट कहते हैं, में बदल जाता है: γ (0.76) → α (0.022) + Fe₃C (6.67)। 0.76 wt% C से कम वाला इस्पात हाइपोयूटेक्टॉइड है और ठंडा होकर पूर्व-यूटेक्टॉइड फेराइट व पर्लाइट बनाता है; अधिक वाला हाइपरयूटेक्टॉइड है और पूर्व-यूटेक्टॉइड सीमेंटाइट (ऑस्टेनाइट ग्रेन-सीमाओं पर) व पर्लाइट बनाता है।

तीन क्रांतिक रेखाओं के प्रतीक हैं। A₁ यूटेक्टॉइड रेखा (727 °C) है। A₃ फेराइट + ऑस्टेनाइट क्षेत्र की ऊपरी सीमा है, जो शुद्ध लोहे के 912 °C से घटकर 0.76 wt% C पर 727 °C हो जाती है। Acm ऑस्टेनाइट + सीमेंटाइट क्षेत्र की सीमा है। तापन पर मापे जाने पर इन्हें Ac₁, Ac₃, Accm और शीतलन पर Ar₁, Ar₃, Arcm लिखा जाता है; वास्तविक रूपांतरण साम्य रेखा से पिछड़ता है (Ac उससे ऊपर, Ar नीचे)। कठोरीकरण हेतु ऑस्टेनाइटीकरण का अर्थ ऑस्टेनाइट क्षेत्र में तापन है: हाइपोयूटेक्टॉइड इस्पात के लिए A₃ से ऊपर, पर हाइपरयूटेक्टॉइड इस्पात के लिए A₁ से बस ऊपर, जिससे कुछ महीन अविलीन सीमेंटाइट घिसाव-रोध हेतु बचा रहता है और मोटे ऑस्टेनाइट ग्रेन बनने से बचाव होता है।

लीवर नियम 727 °C से ठीक नीचे (0.022, 0.76 व 6.67 wt% C लें)। कार्बन C₀ वाले हाइपोयूटेक्टॉइड इस्पात में: पूर्व-यूटेक्टॉइड फेराइट = (0.76 − C₀)/(0.76 − 0.022) और पर्लाइट = (C₀ − 0.022)/(0.76 − 0.022)। हाइपरयूटेक्टॉइड में: पूर्व-यूटेक्टॉइड सीमेंटाइट = (C₀ − 0.76)/(6.67 − 0.76) और पर्लाइट = (6.67 − C₀)/(6.67 − 0.76)। हल: 0.40 wt% C के लिए पूर्व-यूटेक्टॉइड फेराइट = 0.36/0.738 = 0.488 और पर्लाइट = 0.512। कुल फेराइट (मुक्त व पर्लाइट के भीतर वाला) हेतु टाई-रेखा का सिरा 6.67 लेते हैं: (6.67 − 0.40)/(6.67 − 0.022) = 0.943, अतः कुल सीमेंटाइट 0.057 है। पर्लाइट के भीतर द्रव्यमान-अंश 0.889 फेराइट व 0.111 सीमेंटाइट हैं, इसलिए फेराइट लैमेली सीमेंटाइट वाली से लगभग आठ गुना मोटी होती हैं।

⚠️ पर्लाइट अंश बनाम कुल फेराइट

“पर्लाइट का अंश” में टाई-रेखा का एक सिरा यूटेक्टॉइड संघटन 0.76 होता है, क्योंकि 727 °C पर बचे ऑस्टेनाइट का संघटन ठीक वही है। “फेराइट का अंश” (पूरा) में दूसरा सिरा 6.67 होता है। दोनों टाई-रेखाओं को मिला देना सबसे आम भूल है: 0.40 wt% C का इस्पात 51% पर्लाइट है पर 94% फेराइट।

2. TTT आरेख: पर्लाइट, बेनाइट व मार्टेन्साइट

TTT (समय–ताप–रूपांतरण) आरेख एक संघटन के लिए बनता है। ऑस्टेनाइट को चुने गए ताप तक तेज़ी से ठंडा कर वहीं रोका जाता है, और रूपांतरण के आरंभ व समाप्ति के समय को ताप के सापेक्ष लघुगणकीय समय-अक्ष पर आलेखित किया जाता है, जिससे C-आकार के वक्र मिलते हैं। आकृति का कारण है। A₁ से ठीक नीचे प्रेरक बल कम होता है, अतः नाभिकन धीमा होता है; बहुत नीचे विसरण धीमा होता है। दर नाक (nose) पर सर्वाधिक होती है (साधारण यूटेक्टॉइड कार्बन इस्पात में लगभग 550 °C व लगभग 1 s)। उत्पाद इस पर निर्भर करता है कि नमूना कहाँ रोका गया, इस पर नहीं कि वहाँ कैसे पहुँचा।

साधारण कार्बन यूटेक्टॉइड इस्पात में ऑस्टेनाइट के उत्पाद (अनुमानित परास; पाठ्यपुस्तकों में थोड़ा अंतर)
उत्पाद	बनता है	क्रियाविधि व संरचना	सापेक्ष कठोरता
मोटा पर्लाइट	A₁ से ठीक नीचे, उच्च ताप	विसरणीय; दूर-दूर फेराइट व Fe₃C लैमेली	न्यूनतम
महीन पर्लाइट	नीचे, नाक की ओर	विसरणीय; लैमेली दूरी ∝ 1/(A₁ − T), अतः अधिशीतलन बढ़ने पर घटती है	मोटे से अधिक
ऊपरी बेनाइट	लगभग 550 से 350 °C	फेराइट लैथ, लैथों के बीच कार्बाइड; पंखनुमा	पर्लाइट से अधिक
निचला बेनाइट	लगभग 350 °C से Ms तक	फेराइट पट्टिकाएँ, भीतर अति महीन कार्बाइड; सूई-जैसी	अधिक, और ऊपरी बेनाइट से अधिक दृढ़
मार्टेन्साइट	तीव्र शीतलन पर Ms से नीचे	विसरणहीन अपरूपण; कार्बन पिंडकेंद्रित चतुष्कोणीय (BCT) जालक में फँसा	सर्वाधिक; भंगुर

मार्टेन्साइट FCC ऑस्टेनाइट के विसरणहीन अपरूपण से बनता है और मूल के ही संघटन का अतिसंतृप्त BCT ठोस विलयन होता है। विसरण न चाहिए होने से यह अतापीय (athermal) है: मात्रा केवल इस पर निर्भर करती है कि इस्पात Ms (आरंभ) से कितना नीचे ठंडा हुआ; ताप स्थिर रखने पर आगे वृद्धि शून्य रहती है, और समाप्ति Mf पर होती है। कार्बन व अधिकांश मिश्रक तत्व बढ़ने पर Ms व Mf घटते हैं। उच्च-कार्बन इस्पातों (लगभग 0.6 wt% C से ऊपर) में Mf कक्ष ताप से नीचे होता है, अतः कक्ष ताप तक शमन से अवशिष्ट ऑस्टेनाइट बच जाता है, जिसे सब-ज़ीरो उपचार घटा सकता है। मार्टेन्साइट फँसे कार्बन, बहुत उच्च विस्थापन घनत्व व महीन लैथ या पट्टिकाओं के कारण कठोर है; यह भंगुर है और इसमें बड़ा अवशिष्ट प्रतिबल होता है।

🎯 C-वक्र में नाक क्यों होती है

रूपांतरण दर दो विपरीत कारकों का गुणनफल है। नाभिकन दर अधिशीतलन के साथ बढ़ती है (प्रेरक बल अधिक), जबकि वृद्धि को पोषित करने वाला विसरण ताप घटने पर घटता है। गुणनफल बीच में उच्चतम होता है, अतः आरंभ-समय नाक पर न्यूनतम है। Mo, Cr, Mn व Ni जैसे मिश्रक तत्व नाभिकन व विसरण को धीमा कर पूरे वक्र को दाईं ओर धकेल देते हैं।

3. CCT आरेख व शीतलन-दर का तर्क

वास्तविक ऊष्मा उपचार सतत ठंडा करते हैं, समतापी नहीं। CCT (सतत-शीतलन-रूपांतरण) आरेख दिखाता है कि शीतलन वक्र T(t) रूपांतरण के आरंभ व समाप्ति से कहाँ मिलते हैं। उसी इस्पात के TTT आरेख की तुलना में इसके वक्र अधिक समय व निम्न ताप पर होते हैं, क्योंकि ऑस्टेनाइट शीतलन-समय का एक भाग उच्च ताप पर बिताता है जहाँ नाभिकन धीमा है। धीमा भट्ठी-शीतलन मोटा पर्लाइट, स्थिर वायु में शीतलन महीन पर्लाइट, तेल में शमन बेनाइट व मार्टेन्साइट सहित मिश्रण, और जल में शमन मार्टेन्साइट देता है। साधारण यूटेक्टॉइड कार्बन इस्पात के CCT आरेख में बेनाइट क्षेत्र नहीं होता: शीतलन वक्र या तो पर्लाइट में बदलता है या Ms तक पहुँचकर मार्टेन्साइट बनाता है। बेनाइट निम्न-मिश्रित इस्पातों के CCT आरेख में दिखता है।

क्रांतिक शीतलन दर वह न्यूनतम दर है जो नाक को ठीक चूक जाए और इस प्रकार पूर्णतः मार्टेन्साइटी संरचना दे। TTT आरेख से त्वरित अनुमान में शीतलन वक्र को A₁ से नाक तक सरल रेखा माना जाता है। हल उदाहरण (सरलीकृत आँकड़े): 727 °C पर यूटेक्टॉइड इस्पात को 547 °C की नाक पर 0.90 s के भीतर पहुँचना है। दर = (727 − 547)/0.90 = 200 °C/s। चूँकि वास्तविक CCT नाक अधिक समय व निम्न ताप पर होती है, यह TTT-आधारित अनुमान आवश्यक दर को कुछ अधिक आँकता है। क्रांतिक से धीमा शीतलन पर्लाइट या बेनाइट सहित मार्टेन्साइट देता है; तब सतह से भीतर की ओर कठोरता घटती है, क्योंकि मोटे अनुभाग का क्रोड धीमे ठंडा होता है।

ऑस्टेम्परिंग (austempering): Ms से बस ऊपर (बेनाइट परास में) के ताप तक शमन करें, ऑस्टेनाइट के बेनाइट बनने तक रोकें, फिर वायु में ठंडा करें। अच्छी दृढ़ता व कम विकृति या दरार सहित बेनाइट मिलता है।
मार्टेम्परिंग (martempering): Ms से बस ऊपर तक शमन करें, सतह व क्रोड के समान ताप पर आने तक थोड़ा रोकें, फिर Ms–Mf परास में धीरे ठंडा करें ताकि मार्टेन्साइट लगभग हर स्थान पर साथ बने। अवशिष्ट प्रतिबल व दरार कम होते हैं; टेम्परन आगे आता है।

4. अनीलन, सामान्यीकरण, शमन, टेम्परन व कठोरीकरण क्षमता

इस्पात के चार मौलिक उपचार
उपचार	तापन	शीतलन	परिणाम
पूर्ण अनीलन	ऑस्टेनाइटीकरण: A₃ से ऊपर (हाइपोयूटेक्टॉइड) या A₁ व Acm के बीच (हाइपरयूटेक्टॉइड)	धीमा, भट्ठी में	मोटा पर्लाइट (व पूर्व-यूटेक्टॉइड प्रावस्था); सबसे मृदु, सर्वाधिक तन्य, प्रतिबल-मुक्त
सामान्यीकरण	A₃ से ऊपर (हाइपोयूटेक्टॉइड) या Acm से ऊपर (हाइपरयूटेक्टॉइड)	स्थिर वायु	महीन पर्लाइट व महीन ग्रेन; अनीलित से कठोर व प्रबल
शमन (कठोरीकरण)	ऊपर के अनुसार ऑस्टेनाइटीकरण	क्रांतिक दर से तेज़: नमकीन जल, जल, तेल, घटते शमन-तीव्रता क्रम में	मार्टेन्साइट; कठोर, भंगुर, उच्च अवशिष्ट प्रतिबल
टेम्परन	शमित इस्पात को A₁ से नीचे (लगभग 150 से 650 °C) पुनः तप्त करें	कोई भी, प्रायः वायु	टेम्पर्ड मार्टेन्साइट: फेराइट में महीन Fe₃C; कठोरता कम, दृढ़ता अधिक

गोलाभीकरण (spheroidising) (A₁ से ठीक नीचे लंबे समय तक रोकना) पटलित सीमेंटाइट को फेराइट आधात्री में गोलों में बदल देता है; यह सबसे मृदु अवस्था है और उच्च-कार्बन इस्पात की मशीनिंग हेतु सर्वोत्तम। A₁ से नीचे प्रक्रम अनीलन (process annealing) बिना किसी प्रावस्था-परिवर्तन के पुनःक्रिस्टलन द्वारा शीत-कर्षित निम्न-कार्बन इस्पात की तन्यता लौटाता है। सामान्यीकरण व पूर्ण अनीलन दोनों फेराइट व पर्लाइट देते हैं; अंतर केवल शीतलन दर का है, और सामान्यीकरण का तेज़ वायु-शीतलन महीन पर्लाइट, अतः अधिक कठोरता, देता है।

टेम्परन विसरणीय है। ताप या समय बढ़ने पर कार्बन BCT जालक से निकलता है, जो BCC की ओर शिथिल होता है, महीन कार्बाइड अवक्षेपित होते हैं और बाद में स्थूलित होते हैं, तथा अवशिष्ट ऑस्टेनाइट अपघटित होता है। कठोरता व सामर्थ्य धीरे-धीरे घटते हैं, जबकि दृढ़ता व तन्यता बढ़ती हैं; ताप का प्रभाव समय से अधिक होता है। कठोरीकरण क्षमता (hardenability) शमन पर गहराई तक मार्टेन्साइट बनाने की इस्पात की क्षमता है; यह कठोरता के समान नहीं है। इसे जोमिनी अंत-शमन परीक्षण (Jominy end-quench test) से मापा जाता है: मानक छड़ को ऑस्टेनाइटीकृत कर केवल एक सिरे पर जल की बौछार दी जाती है, और कठोरता को शमित सिरे से दूरी के सापेक्ष आलेखित किया जाता है। उच्च कठोरीकरण क्षमता वाले इस्पात की कठोरता सिरे से दूर तक बनी रहती है। Mn, Cr, Mo व Ni नाक को दाईं ओर खिसकाकर व क्रांतिक दर घटाकर कठोरीकरण क्षमता बढ़ाते हैं; मोटा ऑस्टेनाइट ग्रेन आकार भी यही करता है। शमित सिरे की अधिकतम कठोरता कार्बन मात्रा से तय होती है, मिश्रण से नहीं।

⚠️ कठोरीकरण क्षमता कठोरता नहीं है

0.4 wt% C इस्पात में Mo जैसा कठोरीकरण-क्षमता तत्व मिलाने से मोटे अनुभाग पूरे मार्टेन्साइटी हो सकते हैं, पर मार्टेन्साइट स्वयं अधिक कठोर नहीं होता। सतह पर शमित 1 % C का साधारण इस्पात 0.2 % C के मिश्र इस्पात से अधिक कठोर हो सकता है, फिर भी मिश्र इस्पात गहराई तक अधिक कठोर होता है।

5. ऐलुमिनियम मिश्रधातुओं का अवक्षेपण कठोरीकरण

अवक्षेपण कठोरीकरण के लिए ऐसा मिश्रधातु तंत्र चाहिए जिसकी ठोस विलेयता ताप के साथ घटे (सॉल्वस रेखा), ताकि उच्च ताप का एकल-प्रावस्था ठोस विलयन ठंडा होने पर अतिसंतृप्त हो जाए। Al–Cu आदर्श उदाहरण है: Al-समृद्ध α प्रावस्था यूटेक्टिक ताप 548 °C पर लगभग 5.65 wt% Cu तक घोलती है और कक्ष ताप पर बहुत कम, तथा साम्य अवक्षेप θ = CuAl₂ (लगभग 54 wt% Cu) है। उपचार में तीन चरण हैं। विलयनीकरण (solutionising): सॉल्वस से ऊपर किंतु यूटेक्टिक से नीचे (ग्रेन-सीमाओं पर गलन से बचने हेतु) के ताप तक तप्त कर तब तक रखें जब तक सारा Cu घुल न जाए। शमन: तेज़ी से, प्रायः जल में, ठंडा करें ताकि Cu को अवक्षेपित होने का समय न मिले; परिणाम मृदु, अस्थायी अतिसंतृप्त ठोस विलयन है जिसमें अनेक अवशिष्ट रिक्तियाँ होती हैं। ऐजिंग: कक्ष ताप पर (प्राकृतिक ऐजिंग) या लगभग 100 से 200 °C पर (कृत्रिम ऐजिंग) रखें ताकि महीन अवक्षेप बनें।

अवक्षेपण क्रम है: अतिसंतृप्त α → GP ज़ोन → θ″ → θ′ → θ (CuAl₂)। गिनियर–प्रेस्टन (GP) ज़ोन Cu-समृद्ध चकतियाँ हैं, एक से दो परमाणु-परत मोटी, आधात्री से पूर्णतः सुसंगत (coherent); θ″ सुसंगत, बड़ी, क्रमित प्रावस्था है; θ′ अर्ध-सुसंगत है; θ असंगत साम्य प्रावस्था है। प्रत्येक चरण साम्य के निकट है पर सीधे θ बनने की अपेक्षा कम नाभिकन-रोध से पहुँचा जाता है, क्योंकि सुसंगत अंतरापृष्ठों की अंतरापृष्ठीय ऊर्जा कम होती है।

🎯 मध्यवर्ती प्रावस्थाएँ पहले क्यों बनती हैं

नाभिकन रोध ΔG* ∝ σ³/ΔGv² के अनुसार बदलता है। स्थायी θ प्रावस्था का अंतरापृष्ठ असंगत व उच्च-ऊर्जा (बड़ा σ) होता है, अतः उसका रोध बड़ा है। GP ज़ोन का सुसंगत अंतरापृष्ठ लगभग शून्य-ऊर्जा है, इसलिए वे कक्ष ताप पर भी, शमन में बची रिक्तियों की सहायता से जो Cu विसरण तेज़ करती हैं, समांगी रूप से व विशाल संख्या में नाभिकित होते हैं। तंत्र न्यूनतम अंतिम ऊर्जा का नहीं, सबसे तेज़ बलगतिकी का मार्ग लेता है।

सामर्थ्य सुसंगत कणों के चारों ओर के विकृति-क्षेत्रों से आता है, जो विस्थापनों को रोकते हैं। छोटे कणों को विस्थापन काट देते हैं (shearing), अतः कण आकार व आयतन-अंश के साथ सामर्थ्य बढ़ता है। क्रांतिक आकार के बाद विस्थापन कणों के बीच झुककर (ओरोवान लूपन) उन्हें बाईपास करते हैं, लगभग Gb/L प्रतिबल पर, जहाँ G अपरूपण मापांक, b बर्गर्स सदिश और L कणों के बीच की दूरी है, अतः L बढ़ने पर सामर्थ्य घटती है। कठोरता इस परिवर्तन-बिंदु पर अधिकतम होती है।

6. कठोरता बनाम ऐजिंग समय व ऐजिंग ताप

किसी भी ऐजिंग ताप पर कठोरता बढ़ती है, चरम (peak) पर पहुँचती है और फिर घटती है। वृद्धि GP ज़ोन व θ″ के बनने व बढ़ने को दर्शाती है; चरम आकार व दूरी का इष्टतम है (चरम-ऐजिंग अवस्था, कृत्रिम रूप से ऐजित मिश्रधातुओं के लिए टेम्पर T6); गिरावट, अति-ऐजिंग (over-ageing), θ′ व θ के बड़े, अधिक दूर-दूर व कम सुसंगत कणों के रूप में बनने तथा स्थूलन (coarsening) (ऑस्टवाल्ड परिपक्वन, जिसमें बड़े कण छोटों की कीमत पर बढ़ते हैं) के कारण है। यही अन्य ऊष्मा-उपचारणीय मिश्रधातु परिवारों, जैसे 6xxx (Al–Mg–Si) व 7xxx (Al–Zn–Mg) श्रृंखला, पर लागू है; 1xxx, 3xxx व 5xxx श्रृंखलाएँ इस प्रकार कठोर नहीं की जातीं। टेम्पर T4 का अर्थ है विलयन-उपचारित व प्राकृतिक रूप से ऐजित।

कठोरता–समय वक्र पर ऐजिंग ताप का प्रभाव (कृत्रिम ऐजिंग परास)
उच्चतर ऐजिंग ताप	निम्नतर ऐजिंग ताप
चरम जल्दी आता है (तेज़ विसरण)	चरम में बहुत अधिक समय लगता है
चरम कठोरता कम (कम व मोटे अवक्षेप; GP ज़ोन अस्थिर)	चरम कठोरता अधिक (महीन, सघन अवक्षेप)
अति-ऐजिंग जल्दी शुरू होती है व गिरावट तेज़ होती है	चरम के निकट समय-खिड़की चौड़ी; गिरावट धीमी व मंद

चरम कठोरता तक पहुँचने का समय आरहीनियस नियम t_peak ∝ exp(Q/RT) का पालन करता है, जहाँ T केल्विन में है, क्योंकि अवक्षेपण विलेय के विसरण से सीमित होता है। हल उदाहरण (R = 8.314 J mol⁻¹ K⁻¹, Q = 100 kJ/mol माना गया): कोई मिश्रधातु 150 °C पर 48 h में चरम पर पहुँचती है। 180 °C पर t₂/t₁ = exp[(Q/R)(1/T₂ − 1/T₁)], जहाँ T₁ = 423.15 K व T₂ = 453.15 K: Q/R = 12 028 K और 1/T₂ − 1/T₁ = −1.5646 × 10⁻⁴ K⁻¹, अतः t₂/t₁ = exp(−1.882) = 0.1523 और t₂ = 7.3 h। 30 °C की वृद्धि ऐजिंग समय को लगभग 6.6 गुना घटा देती है, पर चरम कठोरता कम हो जाती है।

ℹ️ अति-ऐजिंग कभी-कभी क्यों चुनी जाती है

टेम्पर T7 उच्च-सामर्थ्य 7xxx मिश्रधातुओं को जानबूझकर चरम के आगे अति-ऐजित करता है। सामर्थ्य थोड़ी घटती है, पर प्रतिबल-संक्षारण दरार का प्रतिरोध व विमीय स्थिरता सुधरती हैं। अतः चरम-ऐजिंग सदैव अभियांत्रिक इष्टतम नहीं होती।

मुख्य बिंदु

ऊष्मा उपचार Fe–Fe₃C आरेख से पढ़ा जाता है: यूटेक्टॉइड 727 °C पर 0.76 wt% C, फेराइट अधिकतम 0.022 wt%, सीमेंटाइट 6.67 wt%। लीवर नियम सही टाई-रेखा से लगाएँ: हाइपोयूटेक्टॉइड इस्पात में पर्लाइट अंश (C₀ − 0.022)/0.738, पर कुल फेराइट में 6.67 वाला सिरा लगता है।
TTT आरेख पर नाक धीमे विसरणीय उत्पादों (पहले मोटा, फिर महीन पर्लाइट) को बेनाइट व, Ms से नीचे, मार्टेन्साइट से अलग करती है। अधिशीतलन बढ़ने पर पर्लाइट दूरी घटती है; मार्टेन्साइट विसरणहीन, अतापीय, BCT है और समय नहीं बल्कि पहुँचे ताप से तय होता है, तथा Mf कक्ष ताप से नीचे हो तो अवशिष्ट ऑस्टेनाइट रहता है।
CCT वक्र TTT से अधिक समय व निम्न ताप की ओर होते हैं। क्रांतिक शीतलन दर नाक को ठीक चूकती है; TTT-आधारित सरल-रेखा अनुमान उसे थोड़ा अधिक आँकता है। साधारण यूटेक्टॉइड इस्पात में सतत शीतलन पर बेनाइट नहीं दिखता।
अनीलन (भट्ठी में शीतलन) मोटा पर्लाइट व सबसे मृदु तन्य इस्पात देता है; सामान्यीकरण (वायु-शीतलन) महीन पर्लाइट, अधिक कठोर व प्रबल; शमन कठोर भंगुर मार्टेन्साइट; A₁ से नीचे टेम्परन कठोरता के बदले दृढ़ता देता है। मिश्रण कठोरीकरण क्षमता बढ़ाता है (नाक दाईं ओर) पर अधिकतम कठोरता नहीं, जो कार्बन से तय होती है।
अवक्षेपण कठोरीकरण है विलयनीकरण, शमन, ऐजिंग। Al–Cu में क्रम है अतिसंतृप्त α → GP ज़ोन → θ″ → θ′ → θ; सुसंगत मध्यवर्ती प्रावस्थाएँ पहले बनती हैं क्योंकि उनकी अंतरापृष्ठीय ऊर्जा व नाभिकन-रोध कम हैं। छोटे कण कटते हैं व बड़े बाईपास होते हैं, इसलिए सामर्थ्य चरम पर पहुँचकर घटती है।
ऐजिंग ताप बढ़ाने से कठोरता का चरम जल्दी आता है (t_peak ∝ exp(Q/RT)) पर चरम मान घटता है और अति-ऐजिंग तेज़ होती है; घटाने से उलटा होता है। प्रतिबल-संक्षारण प्रतिरोध हेतु कभी-कभी अति-ऐजिंग (T7) चुनी जाती है।

अभ्यास प्रश्न (18)

उत्तर खोलने से पहले प्रत्येक प्रश्न हल करें। हर व्याख्या सही विकल्प के साथ लुभावना गलत विकल्प भी बताती है, क्योंकि अंक वहीं जाते हैं।

यूटेक्टॉइड संघटन (0.76 wt% C) वाले ऑस्टेनाइट को 727 °C से होकर साम्य के निकट अत्यंत धीमे ठंडा किया जाता है। बनने वाला उत्पाद है:
1. बेनाइट, जिसमें फेराइट लैथ व उनके बीच कार्बाइड कण होते हैं
2. मार्टेन्साइट, लोहे में कार्बन का पिंडकेंद्रित चतुष्कोणीय अतिसंतृप्त ठोस विलयन
3. पर्लाइट, कार्बन के विसरण से बना फेराइट व सीमेंटाइट का पटलित मिश्रण
4. ऑस्टेनाइट ग्रेन-सीमाओं पर पूर्व-यूटेक्टॉइड सीमेंटाइट, फेराइट बिल्कुल नहीं
उत्तर देखें
उत्तर: C — पर्लाइट, कार्बन के विसरण से बना फेराइट व सीमेंटाइट का पटलित मिश्रण
धीमा शीतलन कार्बन को विसरित होने देता है और यूटेक्टॉइड अभिक्रिया γ → α + Fe₃C चलती है, जिससे पर्लाइट बनता है। बेनाइट के लिए कहीं अधिक अधिशीतलन (नाक के नीचे समतापी रोक) चाहिए, और मार्टेन्साइट के लिए ऐसा शमन चाहिए जो विसरण को पूरी तरह रोक दे व Ms तक पहुँचे। पूर्व-यूटेक्टॉइड सीमेंटाइट केवल हाइपरयूटेक्टॉइड इस्पात में आता है; ठीक 0.76 wt% C पर कोई पूर्व-यूटेक्टॉइड प्रावस्था नहीं होती।
साधारण कार्बन इस्पात में ऑस्टेनाइट के मार्टेन्साइट में रूपांतरण के बारे में कौन-सा कथन सही है?
1. यह विसरणहीन है, अतः बनी मात्रा Ms से नीचे पहुँचे ताप पर निर्भर करती है, रोक-समय पर नहीं
2. इसमें कार्बन का विसरण चाहिए, अतः इस्पात को Ms से ठीक नीचे अधिक देर रोकने पर अधिकाधिक ऑस्टेनाइट रूपांतरित होता है
3. यह ऐसा उत्पाद बनाता है जिसकी कार्बन मात्रा मूल ऑस्टेनाइट से भिन्न होती है, जैसा पर्लाइट अभिक्रिया में होता है
4. यह TTT आरेख पर लगभग 550 °C पर नाक वाले C-आकार वक्र के रूप में दिखता है
उत्तर देखें
उत्तर: A — यह विसरणहीन है, अतः बनी मात्रा Ms से नीचे पहुँचे ताप पर निर्भर करती है, रोक-समय पर नहीं
मार्टेन्साइट बिना परमाणु-विसरण के सहकारी अपरूपण से बनता है, अतः उसका संघटन मूल ऑस्टेनाइट जैसा ही होता है और वह अतापीय है: Ms से Mf की ओर ताप घटने पर ही अंश बढ़ता है, और ताप स्थिर रखने पर वृद्धि रुक जाती है। भ्रामक विकल्प, कि अधिक देर रोकने से अधिक रूपांतरण होता है, पर्लाइट व बेनाइट जैसे विसरणीय उत्पादों का वर्णन है। TTT आरेख पर Ms व Mf क्षैतिज रेखाएँ हैं, C-वक्र नहीं।
ऐजित Al–Cu मिश्रधातु में अतिसंतृप्त ठोस विलयन α से अवक्षेपण का क्रम, प्रकट होने के क्रम में, है:
1. α → θ → θ′ → θ″ → GP ज़ोन
2. α → θ′ → GP ज़ोन → θ″ → θ
3. α → θ″ → GP ज़ोन → θ′ → θ
4. α → GP ज़ोन → θ″ → θ′ → θ
उत्तर देखें
उत्तर: D — α → GP ज़ोन → θ″ → θ′ → θ
क्रम पूर्णतः सुसंगत Cu-समृद्ध ज़ोन (GP ज़ोन) से, सुसंगत θ″ व अर्ध-सुसंगत θ′ होते हुए, असंगत साम्य प्रावस्था θ = CuAl₂ तक जाता है। अन्य क्रम साम्य या बड़ी, कम सुसंगत प्रावस्था को महीन ज़ोनों से पहले रख देते हैं, जो आकार बढ़ने व सुसंगति घटने की प्रगति को उलट देता है।
एक ही विलयन-उपचारित व शमित Al–Cu मिश्रधातु के दो टुकड़ों को कृत्रिम रूप से ऐजित किया जाता है, एक को 150 °C पर और दूसरे को 190 °C पर, और प्रत्येक की कठोरता ऐजिंग समय के सापेक्ष मापी जाती है। दोनों कठोरता–समय वक्रों का कौन-सा वर्णन सही है?
1. 190 °C वाला वक्र जल्दी चरम पर पहुँचता है और चरम कम है, क्योंकि अवक्षेप कम व मोटे हैं
2. 190 °C वाला वक्र जल्दी चरम पर पहुँचता है और चरम अधिक है, क्योंकि तेज़ विसरण से अधिक अवक्षेप बनते हैं
3. 190 °C वाला वक्र देर से और कम चरम पर पहुँचता है, क्योंकि उच्चतर ताप पर Cu का विसरण धीमा होता है
4. दोनों वक्र एक ही समय पर चरम पर पहुँचते हैं, क्योंकि अवक्षेपण का क्रम मिश्रधातु से तय होता है
उत्तर देखें
उत्तर: A — 190 °C वाला वक्र जल्दी चरम पर पहुँचता है और चरम कम है, क्योंकि अवक्षेप कम व मोटे हैं
190 °C पर विसरण तेज़ है (आरहीनियस), अतः चरम जल्दी आता है। परंतु उच्चतर ताप पर अतिसंतृप्तता, और इसलिए प्रेरक बल व नाभिकों की संख्या-घनता, कम होती है, तथा सबसे महीन परिक्षेपण देने वाले GP ज़ोन वहाँ स्थायी नहीं होते। अवक्षेप कम व मोटे होते हैं, अतः चरम कठोरता कम है। केवल तेज़ विसरण से अधिक चरम का अनुमान लगता है, जो भ्रामक पर गलत पाठ है, और निश्चित क्रम दर को निश्चित नहीं करता।
0.45 wt% C के एक इस्पात को A₃ से ऊपर ऑस्टेनाइटीकृत किया जाता है। एक टुकड़ा भट्ठी में धीरे और दूसरा स्थिर वायु में ठंडा किया जाता है। भट्ठी-शीतित टुकड़े की तुलना में वायु-शीतित टुकड़े में होता है:
1. मोटा पर्लाइट व कम कठोरता, क्योंकि रूपांतरण A₁ के निकट होता है
2. महीन पर्लाइट व अधिक कठोरता, क्योंकि रूपांतरण अधिक अधिशीतलन पर होता है
3. पूर्णतः मार्टेन्साइटी संरचना, क्योंकि वायु-शीतलन इस इस्पात की क्रांतिक शीतलन दर से अधिक है
4. वही सूक्ष्म संरचना व कठोरता, क्योंकि दोनों एक ही ऑस्टेनाइट से आरंभ होते हैं
उत्तर देखें
उत्तर: B — महीन पर्लाइट व अधिक कठोरता, क्योंकि रूपांतरण अधिक अधिशीतलन पर होता है
तेज़ वायु-शीतलन पर्लाइट अभिक्रिया को निम्न ताप, अर्थात अधिक अधिशीतलन, पर ले जाता है जहाँ लैमेली दूरी कम (दूरी ∝ 1/(A₁ − T)) व कठोरता अधिक होती है; इसीलिए सामान्यीकृत इस्पात अनीलित इस्पात से प्रबल होता है। साधारण मध्यम-कार्बन इस्पात का वायु-शीतलन मार्टेन्साइट की क्रांतिक दर से कहीं धीमा है, इसलिए पूर्णतः मार्टेन्साइटी संरचना का दावा गलत है।
साधारण यूटेक्टॉइड इस्पात के एक सरलीकृत TTT आरेख का वर्णन यह है। पर्लाइट नाक (550 °C) पर 1 s बाद आरंभ होता है। 350 °C पर बेनाइट 20 s बाद आरंभ और 500 s बाद समाप्त होता है। Ms 230 °C है। एक नमूने को ऑस्टेनाइटीकृत कर 0.2 s में 350 °C के लवण-स्नान तक ठंडा किया जाता है, वहाँ 1 घंटा रखा जाता है, और फिर जल में कक्ष ताप तक शमित किया जाता है। उसकी सूक्ष्म संरचना है:
1. पूर्णतः बेनाइट, क्योंकि अंतिम शमन से पहले ही 350 °C पर ऑस्टेनाइट का रूपांतरण पूरा हो चुका था
2. बेनाइट व मार्टेन्साइट, क्योंकि अंतिम जल-शमन शेष ऑस्टेनाइट को रूपांतरित करता है
3. महीन पर्लाइट, क्योंकि शीतलन के कुछ भाग में नमूना पर्लाइट के ताप-परास में था
4. पूर्णतः मार्टेन्साइट, क्योंकि जल-शमन किसी भी इस्पात को Ms से नीचे ले जाता है
उत्तर देखें
उत्तर: A — पूर्णतः बेनाइट, क्योंकि अंतिम शमन से पहले ही 350 °C पर ऑस्टेनाइट का रूपांतरण पूरा हो चुका था
नमूना 0.2 s में 350 °C पर पहुँच जाता है, जो नाक पर पर्लाइट के आरंभ-समय 1 s से बहुत पहले है, अतः पर्लाइट नहीं बनता। 3600 s की रोक बेनाइट पूर्ण होने के लिए आवश्यक 500 s से अधिक है, इसलिए कोई ऑस्टेनाइट नहीं बचता। बाद के जल-शमन के पास रूपांतरित करने को कुछ नहीं रहता, क्योंकि मार्टेन्साइट केवल ऑस्टेनाइट से बनता है; Ms तक शमन बेनाइट को नहीं छू सकता। अतः संरचना पूर्णतः बेनाइटी है।
मध्यम-कार्बन इस्पात में लगभग 0.2 wt% Mo मिलाने से उसकी कठोरीकरण क्षमता बढ़ती है। इसका धातुकर्मीय कारण यह है कि Mo:
1. मार्टेन्साइट की कार्बन मात्रा बढ़ाता है, जिससे सतह के निकट बना मार्टेन्साइट अधिक कठोर होता है, quench किए गए भाग की सतही परतों में
2. Ms बढ़ाता है, जिससे क्रोड के धीमे ठंडे होने वाले भागों में मार्टेन्साइट ऊँचे ताप पर बनना आरंभ करता है, मोटे खंड के quench के दौरान
3. इस्पात की ऊष्मा चालकता बढ़ाता है, जिससे शमन में क्रोड सतह जितनी तेज़ी से ठंडा होता है
4. पर्लाइट व बेनाइट अभिक्रियाओं को विलंबित करता है, नाक को अधिक समय की ओर खिसकाता है और क्रांतिक शीतलन दर घटाता है
उत्तर देखें
उत्तर: D — पर्लाइट व बेनाइट अभिक्रियाओं को विलंबित करता है, नाक को अधिक समय की ओर खिसकाता है और क्रांतिक शीतलन दर घटाता है
कठोरीकरण क्षमता इससे तय होती है कि इस्पात को कितने धीमे ठंडा करने पर भी नाक चूकी जा सकती है। Mo विसरणीय अभिक्रियाओं का प्रबल मंदक है, अतः C-वक्र दाईं ओर जाते हैं और क्रांतिक दर घटती है, जिससे मोटे अनुभाग मार्टेन्साइट तक पहुँचते हैं। मार्टेन्साइट की अपनी कठोरता कार्बन से तय होती है, Mo से नहीं। Mo Ms को बढ़ाने के बजाय थोड़ा घटाता है, और मिश्रण इस्पात की ऊष्मा चालकता घटाता है, अतः चालकता व Ms वाले स्पष्टीकरण गलत हैं।
शमित, पूर्णतः मार्टेन्साइटी इस्पात को A₁ से नीचे 500 °C तक पुनः तप्त कर रोका जाता है। गुणों में कौन-सा परिवर्तन होता है, और क्यों?
1. कठोरता बढ़ती है, क्योंकि कार्बन एकत्र विसरित होकर और मार्टेन्साइट बनाता है
2. कठोरता व दृढ़ता दोनों बढ़ती हैं, क्योंकि पिंडकेंद्रित चतुष्कोणीय जालक फलककेंद्रित घन बन जाता है
3. कठोरता घटती है व दृढ़ता बढ़ती है, क्योंकि कार्बन चतुष्कोणीय जालक से महीन कार्बाइड कणों के रूप में निकल जाता है
4. कठोरता अपरिवर्तित रहती है और केवल अवशिष्ट प्रतिबल बढ़ता है, क्योंकि रूपांतरण विसरणहीन है
उत्तर देखें
उत्तर: C — कठोरता घटती है व दृढ़ता बढ़ती है, क्योंकि कार्बन चतुष्कोणीय जालक से महीन कार्बाइड कणों के रूप में निकल जाता है
टेम्परन ऊष्मा-सक्रियित व विसरणीय है: कार्बन अतिसंतृप्त BCT जालक से निकलता है, जालक BCC फेराइट की ओर शिथिल होता है और महीन सीमेंटाइट अवक्षेपित होता है। कठोरता व सामर्थ्य घटते हैं जबकि दृढ़ता व तन्यता बढ़ती हैं, और अवशिष्ट प्रतिबल बढ़ने के बजाय शिथिल होता है। A₁ से नीचे पुनः तापन FCC ऑस्टेनाइट या नया मार्टेन्साइट नहीं बना सकता; मार्टेन्साइट केवल ऑस्टेनाइट से ठंडा होने पर बनता है।
एक Al–4 wt% Cu मिश्रधातु का विलयन उपचार किया जाता है, पर उसे शमित करने के बजाय भट्ठी में अत्यंत धीमे ठंडा किया जाता है। बाद की ऐजिंग पर भी वह मृदु रहती है। सर्वोत्तम स्पष्टीकरण यह है कि धीमा शीतलन:
1. CuAl₂ प्रावस्था को और भी पूर्णता से घोल देता है, अतः अवक्षेपित होने को कोई Cu शेष नहीं रहता
2. शीतलन के दौरान मोटे असंगत θ को, मुख्यतः ग्रेन-सीमाओं पर, अवक्षेपित होने देता है, जिससे बाद में महीन सुसंगत ज़ोन बनाने को अतिसंतृप्त Cu कम बचता है
3. मिश्रधातु को अक्रिस्टलीय बना देता है, जिससे बाद की ऐजिंग में कोई अवक्षेप नाभिकित नहीं हो सकता
4. अवशिष्ट रिक्तियों की संख्या इतनी बढ़ा देता है कि GP ज़ोन कक्ष ताप पर पुनः घुल जाते हैं
उत्तर देखें
उत्तर: B — शीतलन के दौरान मोटे असंगत θ को, मुख्यतः ग्रेन-सीमाओं पर, अवक्षेपित होने देता है, जिससे बाद में महीन सुसंगत ज़ोन बनाने को अतिसंतृप्त Cu कम बचता है
कठोरीकरण के लिए Cu का ऐजिंग तक अतिसंतृप्त विलयन में रहना आवश्यक है। धीमा शीतलन (α + θ) क्षेत्र से धीरे गुज़रता है, अतः साम्य θ ग्रेन-सीमाओं पर विषमांगी रूप से नाभिकित होकर मोटा बढ़ता है और विलेय खपाता है। महीन सुसंगत अवक्षेपों के लिए थोड़ा ही बचता है, और मोटे कण कम कठोर करते हैं। धीमा शीतलन मिश्रधातु को अक्रिस्टलीय नहीं बनाता, और अवशिष्ट रिक्तियों की सांद्रता बढ़ाने के बजाय घटाता है। विलयन तो विलयन-उपचार ताप पर ही पूर्ण होता है, शीतलन में नहीं।
जब चरम-ऐजित Al–Cu मिश्रधातु को ऐजिंग ताप (सॉल्वस से नीचे) पर बहुत अधिक देर रखा जाता है तो उसकी कठोरता घटती है। मुख्य कारण है:
1. सभी अवक्षेपों का ऐलुमिनियम आधात्री में पूर्ण पुनर्विलयन, जैसा मिश्रधातु को solvus ताप से ऊपर गर्म करने पर होता है
2. सुसंगति-विकृति में वृद्धि, क्योंकि θ आधात्री से पूर्णतः सुसंगत हो जाता है, जिससे कणों को विस्थापनों के लिए काटना कठिन हो जाता
3. ऐलुमिनियम आधात्री का पुनःक्रिस्टलन, जो विस्थापनों को हटा देता है, जो ageing ताप पर धातु को नरम कर देता
4. θ′ व θ का स्थूलन, जो कण-दूरी बढ़ाता है ताकि विस्थापन ओरोवान लूपन से कणों को बाईपास कर जाएँ
उत्तर देखें
उत्तर: D — θ′ व θ का स्थूलन, जो कण-दूरी बढ़ाता है ताकि विस्थापन ओरोवान लूपन से कणों को बाईपास कर जाएँ
लंबी ऐजिंग पर अवक्षेप स्थूलित होते हैं (ऑस्टवाल्ड परिपक्वन) और सुसंगति खो देते हैं, अतः कण-दूरी L बढ़ती है और ओरोवान बाईपास प्रतिबल, लगभग Gb/L, घटता है। सॉल्वस से नीचे अवक्षेप पुनः नहीं घुलते, जिसके लिए उच्चतर ताप चाहिए। θ अधिक नहीं, कम सुसंगत होता है, और पूर्व शीत-कार्य के बिना ऐजिंग ताप पर आधात्री पुनःक्रिस्टलित नहीं होती।
इस्पात के TTT व CCT आरेखों के बारे में निम्नलिखित में से कौन-से कथन सही हैं?
1. TTT आरेख ऑस्टेनाइटीकृत नमूनों को स्थिर तापों पर रोककर मिलता है, जबकि CCT आरेख सतत शीतलन वक्रों का अनुसरण करता है
2. उसी इस्पात के लिए CCT आरेख के रूपांतरण वक्र TTT आरेख के वक्रों से अधिक समय व निम्न ताप पर होते हैं
3. साधारण यूटेक्टॉइड कार्बन इस्पात के CCT आरेख में पर्लाइट व मार्टेन्साइट क्षेत्रों के बीच बेनाइट क्षेत्र दिखता है
4. इस्पात की कार्बन मात्रा बढ़ाने पर उसका Ms ताप बढ़ता है
उत्तर देखें
उत्तर: A — TTT आरेख ऑस्टेनाइटीकृत नमूनों को स्थिर तापों पर रोककर मिलता है, जबकि CCT आरेख सतत शीतलन वक्रों का अनुसरण करता है; B — उसी इस्पात के लिए CCT आरेख के रूपांतरण वक्र TTT आरेख के वक्रों से अधिक समय व निम्न ताप पर होते हैं
दोनों आरेख कैसे प्राप्त होते हैं और TTT के सापेक्ष CCT वक्रों का विस्थापन, ये कथन मानक हैं। साधारण यूटेक्टॉइड कार्बन इस्पात में सतत शीतलन केवल पर्लाइट या मार्टेन्साइट देता है; बेनाइट मिश्र इस्पातों में सतत शीतलन पर दिखता है, अतः बेनाइट क्षेत्र का दावा गलत है। कार्बन बढ़ने पर Ms बढ़ता नहीं, घटता है, अतः Ms बढ़ाने का दावा गलत है।
0.45 wt% C के साधारण कार्बन इस्पात के ऊष्मा उपचार के बारे में निम्नलिखित में से कौन-से कथन सही हैं?
1. टेम्परन A₁ से बस ऊपर किया जाता है ताकि मार्टेन्साइट वापस ऑस्टेनाइट में और फिर पर्लाइट में बदल जाए
2. सामान्यीकरण इस्पात को A₃ से ऊपर तप्त कर वायु में ठंडा करता है, जिससे पूर्ण अनीलन की तुलना में महीन पर्लाइट मिलता है
3. पूर्ण अनीलन जल-शमन से समाप्त होता है, ताकि मार्टेन्साइट में बंद अवशिष्ट प्रतिबल इस्पात को प्रबल करे
4. गोलाभीकरण इस्पात को A₁ से ठीक नीचे लंबे समय रखता है, जिससे पटलित सीमेंटाइट गोलों में बदलता है और इस्पात मृदु होता है
उत्तर देखें
उत्तर: B — सामान्यीकरण इस्पात को A₃ से ऊपर तप्त कर वायु में ठंडा करता है, जिससे पूर्ण अनीलन की तुलना में महीन पर्लाइट मिलता है; D — गोलाभीकरण इस्पात को A₁ से ठीक नीचे लंबे समय रखता है, जिससे पटलित सीमेंटाइट गोलों में बदलता है और इस्पात मृदु होता है
सामान्यीकरण (A₃ से ऊपर से वायु-शीतलन) भट्ठी-शीतित पूर्ण अनीलन से महीन पर्लाइट देता है, और गोलाभीकरण (A₁ से ठीक नीचे लंबी रोक) पटलित सीमेंटाइट को गोलों में बदलकर इस्पात को मृदु करता है। टेम्परन A₁ से नीचे होता है, ऊपर कभी नहीं, अतः ऑस्टेनाइट नहीं बनता। पूर्ण अनीलन धीमे भट्ठी-शीतलन से मृदु, प्रतिबल-मुक्त संरचना पर समाप्त होता है; शमन से मार्टेन्साइट मिलेगा, अनीलित इस्पात नहीं।
Al–Cu मिश्रधातु के अवक्षेपण कठोरीकरण के बारे में निम्नलिखित में से कौन-से कथन सही हैं?
1. शमन में बची रिक्तियाँ Cu का विसरण धीमा करती हैं और इस प्रकार कक्ष ताप पर ऐजिंग को विलंबित करती हैं
2. विलयन-उपचार ताप सॉल्वस से ऊपर व यूटेक्टिक ताप से नीचे होना चाहिए
3. अति-ऐजित मिश्रधातु चरम-ऐजित से अधिक कठोर होती है, क्योंकि साम्य प्रावस्था θ विस्थापनों की सबसे प्रभावी अवरोधक है
4. सुसंगत GP ज़ोन की अंतरापृष्ठीय ऊर्जा असंगत θ से कम होती है, अतः वे अधिक सरलता से नाभिकित होते हैं और पहले प्रकट होते हैं
उत्तर देखें
उत्तर: B — विलयन-उपचार ताप सॉल्वस से ऊपर व यूटेक्टिक ताप से नीचे होना चाहिए; D — सुसंगत GP ज़ोन की अंतरापृष्ठीय ऊर्जा असंगत θ से कम होती है, अतः वे अधिक सरलता से नाभिकित होते हैं और पहले प्रकट होते हैं
विलयनीकरण को 548 °C यूटेक्टिक पर आरंभिक गलन के बिना सारा Cu घोलना (सॉल्वस से ऊपर) होता है। सुसंगत ज़ोन की अंतरापृष्ठीय ऊर्जा कम, अतः नाभिकन-रोध कम, होता है, इसलिए वे पहले बनते हैं। शमन में बची रिक्तियाँ Cu विसरण को तेज़ करती हैं, इसीलिए कक्ष ताप पर ऐजिंग होती ही है, अतः धीमा करना गलत है। अति-ऐजित मिश्रधातु चरम-ऐजित से मृदु होती हैं, क्योंकि मोटे असंगत कण कटते नहीं, बाईपास होते हैं।
यूटेक्टॉइड संघटन 0.76 wt% C और फेराइट में कार्बन की अधिकतम विलेयता 0.022 wt% C लें। 0.40 wt% C वाले धीमे ठंडे किए गए साधारण कार्बन इस्पात की यूटेक्टॉइड ताप से ठीक नीचे जाँच की जाती है। पूर्व-यूटेक्टॉइड फेराइट का द्रव्यमान प्रतिशत ____ है (उत्तर एक दशमलव स्थान तक)।
संख्यात्मक उत्तर — मान टाइप करें।
उत्तर देखें
उत्तर: 48.8
लीवर नियम, 0.022 से 0.76 की टाई-रेखा से: W(पूर्व-यूटेक्टॉइड α) = (0.76 − 0.40)/(0.76 − 0.022) = 0.36/0.738 = 0.4878, अर्थात 48.8 %। शेष 51.2 % पर्लाइट है। टाई-रेखा का 6.67 वाला सिरा लेने पर कुल फेराइट, 94.3 %, मिलता जो अलग राशि है।
धीमे ठंडे किए गए साधारण कार्बन इस्पात में द्रव्यमान से 70 % पर्लाइट और 30 % पूर्व-यूटेक्टॉइड फेराइट पाया जाता है। यूटेक्टॉइड संघटन 0.76 wt% C और फेराइट में कार्बन की अधिकतम विलेयता 0.022 wt% C लें। इस्पात की कार्बन मात्रा ____ wt% है (उत्तर दो दशमलव स्थान तक)।
संख्यात्मक उत्तर — मान टाइप करें।
उत्तर देखें
उत्तर: 0.54
पर्लाइट अंश W_p = (C₀ − 0.022)/(0.76 − 0.022) = 0.70, अतः C₀ = 0.022 + 0.70 × 0.738 = 0.022 + 0.5166 = 0.5386, अर्थात 0.54 wt%। जाँच: पूर्व-यूटेक्टॉइड फेराइट अंश (0.76 − 0.5386)/0.738 = 0.30, जैसा दिया गया है। अतः 70 % पर्लाइट वाला इस्पात लगभग 0.5 wt% C का मध्यम-कार्बन इस्पात है।
यूटेक्टॉइड इस्पात के एक सरलीकृत TTT आरेख में पर्लाइट-आरंभ की नाक 547 °C व 0.90 s पर है, समय 727 °C पर शीतलन के आरंभ से मापा गया है। शीतलन वक्र को रैखिक ताप–समय आलेख पर सरल रेखा मानें और किसी CCT सुधार के बिना TTT आरेख को सीधे प्रयोग करें। पर्लाइट बनने से ठीक बचाने वाली न्यूनतम अचर शीतलन दर ____ °C/s है (उत्तर पूर्णांक में)।
संख्यात्मक उत्तर — मान टाइप करें।
उत्तर देखें
उत्तर: 200
727 °C से शीतलन रेखा को नाक-बिंदु (547 °C, 0.90 s) से गुज़रना होगा। ताप-पतन 727 − 547 = 180 °C है, 0.90 s में, अतः दर 180/0.90 = 200 °C/s है। इससे धीमी कोई भी दर नाक के दाईं ओर पर्लाइट-आरंभ वक्र को काटती है और पर्लाइट बनाती है। वास्तविक CCT आरेख, जिसके वक्र अधिक समय की ओर खिसके होते हैं, कुछ धीमी दर की अनुमति देगा।
एक Al–Cu मिश्रधातु 150 °C पर 48 h की ऐजिंग के बाद चरम कठोरता पर पहुँचती है। मान लें कि चरम कठोरता तक का समय t ∝ exp(Q/RT) से बदलता है, जहाँ Q = 100 kJ/mol, R = 8.314 J mol⁻¹ K⁻¹ और T केल्विन में है (0 °C = 273.15 K)। 180 °C पर चरम कठोरता तक का समय ____ h है (उत्तर एक दशमलव स्थान तक)।
संख्यात्मक उत्तर — मान टाइप करें।
उत्तर देखें
उत्तर: 7.3
t₂/t₁ = exp[(Q/R)(1/T₂ − 1/T₁)], जहाँ T₁ = 423.15 K व T₂ = 453.15 K। Q/R = 100000/8.314 = 12028 K। 1/T₂ − 1/T₁ = 0.0022067 − 0.0023632 = −1.5646 × 10⁻⁴ K⁻¹। घातांक −1.882 है, अतः t₂/t₁ = 0.1523 और t₂ = 48 × 0.1523 = 7.3 h। घातांक में सीधे सेल्सियस ताप लेने पर उत्तर गलत आएगा।
मान लें कि पर्लाइट की अंतरा-पटलिक दूरी यूटेक्टॉइड ताप A₁ = 727 °C से नीचे के अधिशीतलन के व्युत्क्रमानुपाती है। 690 °C पर समतापी रूप से बने पर्लाइट की दूरी S₁ है और 650 °C पर समतापी रूप से बने पर्लाइट की दूरी S₂ है। अनुपात S₁/S₂ ____ है (उत्तर एक दशमलव स्थान तक)।
संख्यात्मक उत्तर — मान टाइप करें।
उत्तर देखें
उत्तर: 2.1
690 °C पर अधिशीतलन 727 − 690 = 37 °C है, और 650 °C पर 727 − 650 = 77 °C। S ∝ 1/ΔT से S₁/S₂ = ΔT₂/ΔT₁ = 77/37 = 2.08, अर्थात 2.1। निम्न ताप पर बना पर्लाइट लगभग दोगुना महीन है, इसीलिए वह अधिक कठोर होता है।