主题：淬火---从莫邪MM献身炼剑想起 -- 罗博

遠在四千年以前，先民將鐵礦同碳質燃料置於坑爐裏燒，使鐵礦在固體狀態下還原成多孔質的海棉鐵（sponge iron），繼經捶鍛脫渣及燒結滲碳而發明原始的鋼料；發展至今，小而家常日用的器具，大而鐵路、橋梁、舟車、工廠設備以及鎗、砲、戰車、兵艦等等，幾無一不是鋼鐵製造的。用途之廣，及對人們生活影響之深，實非其他金屬材料可相比擬；甚至一個國家的強弱及其工業發達的程度，也可以鋼鐵出產量與使用量的多寡來決定。

由於鋼鐵製品的外觀大同小異，常使人們指驢為馬。事實上，鋼與鐵各有區別，且種類甚多，當然它們的性質也就各不相同了。如果我們對於鋼與鐵分辨不清，或對其性質不甚明瞭，則在應用上一定會感到無所適從，所製成的器具也就往往不符合使用標準。

鋼與鐵的劃分，通常根據鐵-碳相圖（iron-car-bon phase diagram）規定，以含碳0.03％處為分界點。大凡含碳量小於0.03％者定為鐵（iron）；含碳量大於0.03％乃至1.7％者定為鋼（steel）；含碳量超過1.7％者定為生鐵（pig iron），生鐵專供鑄造之用。現在工業製造的鐵料，分為電解鐵、鑄塊鐵（cast iron）、熟鐵（wrought iron）三大類；其中，以電解鐵純度最高，可達99.98％，含碳量常不超過0.006％。此微量的碳於常溫或高溫時皆於鐵料中和鐵組成固溶體（solid solution），其中鐵的部分依溫度變遷發生同素變態，而改變它的物理性質。

純鐵視溫度而定，可以阿爾伐鐵（alpha iron, α Fe）、加瑪鐵（gamma iron, γ Fe）與得爾它鐵（delta iron, δ Fe）三種不同的同素異形體存在。這三種異形體間的轉變，皆為可逆的，即冷卻時與加熱時的變化方向相反，但轉變的臨界溫度並不重合，即加熱時的臨界溫度略高於冷卻時的臨界溫度。

α鐵的結晶為體心立方格子形式，構造如圖一所示，格子中心有一個原子，角隅處共有8個原子，分屬於鄰接的8個晶格；故每一單位格子包含2個原子。α鐵是異形體中唯一能存在於常溫的鐵組織，有強磁性，金相學稱它做「肥粒鐵（ferrite）」，其礦酸腐蝕磨面在光顯微鏡下，呈現如圖二所示，由許多白色乃至灰色的粒狀晶形結合而成，耐腐蝕，延韌性大，而電阻小。

α鐵從室溫加熱到770℃，會吸收熱量而發生名為A2的磁性變態，磁性變弱，但是晶體構造與原子排列均無改變，仍係體心立方格子。溫度更高，至910℃時，即發生A3變態，鐵原子重新排列成如圖三所示的面心立方格子，稱為γ鐵，此時磁性完全消失而磁滯性最大。γ鐵的立方晶格裏，除了8隅各有鐵原子外，立方體的六面的中心亦各有一個鐵原子，分屬於相鄰的兩個晶格，所以每一單位格子平均含有的原子數為：8×(1/8)+6×(1/2)=4。不含碳的純粹γ鐵受熱到1400℃附近又發生A4變態，此時鐵的晶形再度變為體心立方格子成為δ鐵。δ鐵有強磁性，是一種性質與α鐵相似而與γ鐵相異的同素異形鐵。δ鐵存在於1400℃以迄熔融點（1535℃）的高溫，但不能存在於常溫，故不能與α鐵併論。

鐵裏面若含有碳，則會影響前述各形態間的轉變。例如，α鐵在723℃附近的溶碳量最大只有0.04％，故當溶有碳的γ鐵緩冷到此溫度時，必同時析出αFe與Fe3C兩種成份，轉變成如圖四所示小薄片重疊類似珍珠母的結構，一般稱它做「波來鐵（pearlite）」；其轉變的臨界溫度我們叫做A1共析點（entectoid point）。另一方面，將α鐵加熱至γ鐵狀態，其溶碳能力隨溫度升高而增加，到1130℃附近時最大溶碳量可達1.7％。碳溶在γ鐵中組成均態固溶體，在顯微鏡下呈等軸多面體的粒狀晶形，類似純鐵組織，金相學稱做「沃斯田鐵（anstenite）」。沃斯田鐵延韌性好，亦耐腐蝕，幾近於純鐵，但無磁性，並且只能存於高溫的γ鐵區域裏，常溫則無。

金屬元素錳及鎳溶於鐵中皆能降低鐵的A3變態點，一般高錳或高鎳鋼容易激冷（淬火，quench）而得圖五所示的室溫沃斯田鐵組織，其性質與碳鋼在高溫的γ區組成者無異。但是普通碳鋼用水淬火並不能完全壓抑γFe到αFe的變態，只能抑制α鐵裏的碳化鐵的分解，因此轉變成α鐵中溶有過飽和Fe3C的α麻田散鐵（α-martensite）。α麻田散鐵在顯微鏡下呈白色閃光的竹葉狀組織，硬度很高，約BHN 600。自此狀態回火，又發生下述變化：α－martensite－pear-lite；硬度遞減的順序為B. H. N. 600→550→400→200。在這些轉變過程中，並無化學變化發生，只有原子排列結構的變化。

碳也能降低γ鐵的變態點，但卻不能像高錳或高鎳那樣使之降到室溫，例如，當碳量增加到0.77％時，變態溫度從910℃降低到723℃。所以鋼料含碳量恰為0.77％時，其A3臨界溫度下降與A1點重合，沃斯田鐵一直冷到此溫度附近遂分解成波來鐵；商用規格上叫它做「共析鋼（eutectoid steel）」。共析鋼因其層狀碳化物有釘頭作用，能抑制肥粒鐵滑動變形，性強韌且最能耐磨耗，是其特色。

鋼料含碳量小於0.77％的稱為「亞共析鋼（hypoeutectoid steel）」，冷卻時，在A3→A1溫度區，首先從沃斯田鐵裏析出過剩的肥粒鐵，溫度愈降析出量愈多，固溶體中的鐵份相對的減少，殘餘沃斯田鐵終在723℃附近濃縮成共析體，隨即分解成波來鐵。故鋼料中含碳量愈少，則初析肥粒鐵愈多，波來鐵相對的減少，反之則波來鐵相對的增多。含碳量大於0.77％的鋼料，習稱「過共析鋼（hyper-eutectoid steel）」，冷卻時，沃斯田鐵先析出過剩的「雪明碳鐵（cementite, Fe3C）」，溫度愈降，析出量愈多，而沃斯田鐵含碳量相對的減少，終在723℃附近稀釋成含碳0.77％的波來鐵。初析的雪明碳鐵和初析的肥粒鐵一樣，都是圍繞在波來鐵外界，形成網狀的晶粒境界線。初析雪明碳鐵，質僵硬，幾無延韌性。可見如鋼料含碳較多，則剛性提高，延性減小。

上述同素臨界變化所發生的組織變異，顯示鐵在融液狀態能溶解碳素或其他元素，凝固後則不能完全溶解，隨著溫度、成分、原子排列等的變化，就會從均系單相合質演變為由二個以上的相組成多相平衡系混合物；鋼鐵的區別與性質即由此而決定。換句話說：鋼鐵器材的使用性能，都建立在其結晶組織的變化因素上。所以，目前一般大規模製鋼廠，或大量使用鋼鐵器材的機構，多應用顯微鏡的組織和X-光金相，來查明其結晶構造內各瑕疵性質，及其在各製造過程中所表現的變異狀況。

通常鋼鐵從煉爐裏冶製出來時，除一小部分直接澆鑄成各式各樣的翻砂物品外，餘皆用鐵模澆成柱體的錠塊，充作鍛軋原料。澆鑄中，由於鑄模冷速甚慢，無法使鑄件同時凝固以期平衡，輒先自模壁析出微小結晶，產生晶化作用，並從外側快速而連續的向融液中心凝固，產生垂直向中心的熱流作用，形成如圖六所示，向中心垂直發展的柱狀結晶組織。當此種柱狀晶體垂直於模壁面向內發展時，因鑄件中央及角隅點的凝固冷速較慢，故轉變成為粒狀結晶；結果在柱狀與粒狀交接處構成脆弱點，強度在此最小。

至於凝固結晶的形式，依含碳量多寡而不同。例如純鐵或含碳量在0.07～0.36％的鋼液，冷卻到1487℃時，輒發生融液+δFe的包晶反應（peritectic reaction），而凝固成網狀組織（network structure）。因為純鐵或含碳量小於0.36％的鋼液在開始凝固時，首先析出δ鐵晶核，此種初晶核在有融液圍繞反應的情形下，再分裂出二次結晶。這種分裂作用與含碳量齊加，因為若含碳量愈多，則反應中殘留液體的量愈大，δ晶核接觸液體的面積也愈大，因而促進分裂反應熾烈進行，新晶數量隨之增多。及含碳近至0.36％時，分裂作用達於最大，沉澱出更多更細的新晶核；因此，以含碳0.36％定為包晶點。

包晶反應中，甫分裂的新生δ晶核立即被液體包圍，二相相互作用，生成一種均態晶體。如欲令此種作用完成，則原子必須能滲入首先生成的固態晶核內面，再由其中滲出，需時甚長。在通常鑄造冷速條件下，自不能達到此條件，因而此種作用僅能在原有δ結晶的表面進行，結果使得原來δ晶體的外邊圍繞一層反應生成的新生物質，稱之為包晶壁（peritectic wall）。包晶壁裏面的δ鐵由於進行分裂反應，無法長出許多支軸，只能在包晶反應中自由發展，至相鄰晶體互相衝擊為止，終乃凝固成有包晶壁界線的網狀結晶組織。此後再冷卻至沃斯田鐵結晶溫度區時，原子重排成面心立方格子，而晶體並不粒狀化，仍保持原生形狀至轉變成α鐵。圖七所示者，即為一含碳0.24％，發生包晶反應的鑄品金相組織，組織中的白色條狀為肥粒鐵，黑色部分為新生合質。此種初生組織脆性甚大，不穩定，可用熱作加工或長時間退火處理消除之。

含碳量大於0.36％的鋼液，沒有二相包晶反應，但存有甚大的偏析作用。它凝固時，直接從融液裏析出γ鐵軸核，而逐漸偏析生長成樹枝狀結晶（dendritic crystal）。樹枝晶是原始的間架結晶，其生成機制如圖八所示，當多碳鋼液冷卻至凝固點附近時，即發生融液濃度過飽和作用，促使純度最高合質先析出第一晶軸（a），成為樹枝狀結晶的中心核軸，也就是最純粹鐵的原始晶核，習稱初晶核。以此晶核作中心而相繼析出純度稍低的第二晶軸（b），其方向與第一軸成直角交。繼析出純度更較低的第三軸（c），而與第二軸成直交。以後鋼液溫度愈降，析出支軸愈多，各晶軸純度順次降低，融液隨之減少。及樹枝狀發達到鄰接與互相抵觸而妨礙生長時，殘餘鋼液裏的雜質或共析晶繼行結晶作用，就近填充於樹枝軸間的隙縫裏，完成其凝固結晶。此時若冷速緩慢，則晶核溶質原子繼行擴散，晶粒仍繼續生長，終至使偏析成分擴散於晶粒境界面，形成如圖九所示有沃斯田鐵粒狀輪廓的樹枝狀結晶組織。此組織很粗，目力可見，金相學稱它做「馬洛組織（macro structure）」或稱原始的凝固組織，普通都稱鑄造組織，機械性能在此狀態最差。

馬洛組織的粗細程度，受澆鑄溫度、凝固冷速、以及組成元素的組織要素等所支配，因素至為複雜。如果冶金溫度及澆鑄溫度均較低，及鋼液裏含有鋁、鈦、釩等微化結晶元素時，可獲致較細密的鑄造組織；反之，馬洛組織常粗，處於脆弱狀態。又單就鑄造冷速條件而言：若鑄型能使鋼鐵融液的溫度下降速率大到使凝固點附近晶核來不及生長，則可生強制作用，而使結晶不致粗化；若鑄件形狀簡單，例如錠塊，則因斷面冷卻平均，亦可以減輕凝固結晶所能引起機械性質上的弱點。但是一般翻砂鑄品，多是由兩個或兩個以上不規則斷面交接而成，交接處因等溫線（constant temperatnre line）分布密集，形成熱集中點，破壞了自由冷卻，機械性質上的弱點便容易在交接角隅點或中心處產生。故當設計鋼鐵鑄品時，除必須把交接部分用圓弧轉彎成為一條外，其他的銳角也應該改為圓弧形，以改善結晶組織上的缺陷。

無組織缺陷的鋼鐵製品，當承受強烈外力作用時，可使其晶體的一原子面在另一原子面上作簡單滑行，發生所謂機械雙晶（mechanical twinning）而變形。例如軟鋼冷作時（cold working），α鐵受機械遽然衝擊，發生甚大的塑性變形，因晶粒間的轉動導致晶粒破碎成雙晶。各破碎小塊的晶軸皆依隨力作用的一優勢定方向畸變伸長，遂發展成與軸平行的纖維組織（fiber structure），以致機械性質不良，如沿某種方向的強度減小，以及塑性減弱等等。熱作時（hot working），若變形速度甚緩，則不致引起晶體粒間轉動，故無雙晶作用。但由於熱作溫度常超過鋼鐵的「再結晶溫度」範圍（＞723℃），於是退火時會再結晶而產生所謂退火雙晶（annealing twins），此雙晶生成的幾何大體和機械雙晶相同，只是，退火雙晶常呈現有較寬的紐曼帶（Neuman bands）。是故，鋼鐵材料施行熱鍛或熱軋發生塑性變形時，除晶體滑動變形外，也會產生雙晶作用變形（twin deformation），得到冷作和退火的同樣效果。熱作對於每一變形晶粒，都是等軸,一團一團新的晶粒連續生成，而非畸變的或伸長的，這顯示熱作效應改進金屬物理性質的作用很大，但對於提高強度與硬度方面則不如冷作顯著。

基於上述外力作用的影響，凝固結晶的鑄鋼錠，可以施以鎚鍛或輥軋之力以破碎其粗大的樹枝狀結晶，使在反覆加熱鍛軋中再結晶成細晶組織。翻砂鑄品因不能藉機械的力作用來微化其結晶，故須用退火處理法，利用熱效應使偏析成分充分擴散，消除其樹枝狀組織，使在放冷途中再結晶成細晶組織，獲得較佳的機械性能。通常微化結晶的退火方法是：將鑄鋼品徐徐加熱至870～900℃凡4～8小時，使偏析成分擴散均質後，放冷至γ鐵溫度區，經同素變態與再結晶作用，將原生樹枝狀粗結晶改變為有沃斯田鐵晶粒輪廓的「密洛組織（micro structure）」。

密洛組織的晶粒微細，要用顯微鏡才能看見，所以又稱它做「顯微分子（micro constituents）」，或稱二次再結晶。密洛組織的細度及其再結晶數目，常取決於鋼鐵先天性原始結晶的大小；凡原始結晶粗大者，二次再結晶常粗，反之較細。金屬元素如鋁、鈦、釩皆有促進鋼液多析出晶核數目與抑制高溫成長的雙重效果，可使結晶變細；錳則相反。同樣的，若凝固冷速大，一方面鋼液因過冷而增大其飽和度，能析出更多的晶核數目，另一方面，激冷又能產生強制作用，約束凝固結晶生長而變細；緩冷凝固，就會發生相反的效果，使結晶生長粗大化。

通常鋼鐵在γ鐵粒狀化溫度區域緩冷時，溶質原子擴散使得生長粗化，同時，溶質原子又從晶粒內滲出偏析成分而擴散至晶粒境界面，構成網狀組織；含碳及其他雜質較多，其網狀粒界益趨明顯。就一般碳鋼而言，該項組成晶粒界限的物質，其性質與晶粒內組成物的性質不相同，因此，稱它做沿晶相則（intercrystalline phase），其數量雖遠比結晶粒物質為少，但對鋼料性質卻有極大影響，對於脆性物質尤甚。例如過共析鋼多餘的碳化鐵或高磷鋼的磷化物，常以其形成一種脆性薄膜將晶粒包圍，使鋼質脆化。

亞共析鋼自γ鐵區緩冷時，亦可產生如前圖九所示有初析肥粒鐵圍繞波來鐵的網狀粒界；此組織若含碳少則粒界寬，延性隨之增大而硬度降低。速冷時，結晶因驟冷以阻礙濃度平衡，致使原先偏析成分不易滲出匯集於粒界處，產生如圖十所示的費德曼組織（Widmanstaetten structure）。此組織中的肥粒鐵呈長條之等邊三角形或平行四邊形分布，在接近粒界而與界限處的肥粒鐵相連時，則成羽毛狀或魚骨狀之分布。此種組織務須重新加熱至γ鐵區退火，使條狀肥粒鐵溶入沃斯田鐵後放冷，才能消除。

實際上，費德曼組織的產生，不是單從濃度不平衡而來，它和包晶作用有密切關係。因為含碳量小於0.36％的鋼液凝固時，輒先析出δ鐵晶核進行包晶反應；隨溫度下降到A4變態點時，產生δFe→γFe變態，同時並析出許多不溶性雜質及磷硫偏析物，散布於晶粒內部與粒界面，在二次再結晶區域妨礙初析肥粒鐵的擴散行動，從而約束其條狀晶體，如圖九所示分布於晶粒內成費德曼組織。組織中的白色條狀結構，就是由δ鐵凝固結晶轉變而來的肥粒鐵，黑色部分則是共析反應生成的波來鐵結構。依此項關係，可窺知由包晶作用產生的凝固組織在二次再結晶區緩冷時，仍得出費德曼組織；應作長時間的均質化退火以消除之。

總而言之：鋼鐵的組織變異，是由於在不同溫度條件下相（phase）的變化，它的原理是熱處理方法上的依據。吾人根據這些科學的原理，應用加熱與激冷的物理作用管制各臨界變化，即可獲得所希冀的組織來發揮鋼鐵許多不同的優良性能，以適應各種工業特殊之需要。

复铁碳相图

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