关于高端收藏的资料系列(5)－－紫色幽灵

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以后有时间俺就到书里网上或通信去收集一些好资料,您认为对您有用就是让俺最高兴的事了.


最初，真正吸引我的是几百年时光在乌兹钢上留下的紫色幽灵般的锈痕，这类谜一样的古代钢材吸引了古今中外无数人的注意，甚至引发过规模战争，更不用说如今中文网站中各类带有迷信色彩的读起来一窍不通的字句了。通过GOOGLE和CLUSTY检索，我发现，在中文网站中对于古代乌兹钢的较正确的系统性讨论是空白。个人认为，这主要归咎于技术性的缺乏和功利性对爱好热情的掩盖。爱好它就试着去真正了解它，哪怕只做一点点基础性工作也好。欢迎看贴的朋友斧正、讨论和补充。







题名：杂质在古代大马士革钢刀剑中的关键作用

作者：J.D. Verhoeven, A.H. Pendray, and W.E. Dauksch
译者：court0　　根据原作者意图，学术和兴趣研讨范围内欢迎转载，文责自付。
原文出处： JOM,50 (9) (1998), pp. 58-64.　感谢人种史学论坛之兵器论坛推荐。

摘要：如今在许多博物馆能看到的16至18世纪的著名大马士革钢刀剑其制作工艺早已失传。然而，在关于古代大马士革钢刀剑表面由碳化合物带形成独特花纹现象的机制研究方面，当代已经提供了强有力的相关证明，即：乌兹钢锭被用于锻造刀剑时，钢锭中少量可碳化的元素被微量偏析，从而在刀剑表面形成了花纹。更进一步，可以锻造出带有大马士革花纹刀剑的乌兹钢锭，很可能只有印度某些地区出产，这些地区的铁矿中拥有适量的杂质沉积。



作者注明：所有微量元素的成分都以重量百分点值给出，除非有特别注明。

注：为了方便起见，后文中（古代）大马士革（钢）、大麻（钢），乌兹（钢）均指“（古代）乌兹大马士革钢（wootz Damascus steel）”，除非有特别说明。文中的比较突兀的阿拉伯数字为原文的文末参考文献索引号，例如1,2是指对应标记文字为文末第1项和第2项参考文献的资料。译者。


原文主要部分：

一、引言

二、大马士革钢
　　1、概述
　　2、乌兹大马士革钢刀、剑的复制

三、用于实验的刀剑
　　1、佐凯的剑
　　2、四把乌兹大马士革钢刀

四、穆罕默德梯纹

五、杂质对碳化物带形成的作用

六、Existing Damascus blades quality（不译）

七、Why the art lost（不译）

八、Acknowledgements

九、References

十、About the authors

[ 本帖最后由 court0 于 2006-2-12 02:52 编辑 ]

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许多大型博物馆的兵器与装甲展览部分都有大马士革钢武器的陈列，带这类称呼的钢材有两种不同类型：焊接花纹的大马士革钢、乌兹大马士革钢，两者最初的出现都是在500年前左右1,2。它们的表面通常都带有迷人的花纹图案，这些图案由轻度蚀洗呈现出的涡流纹组成，其背景为淡黑色。焊接花纹钢首先经由高碳钢板和低碳钢板交迭铸造焊接合成，铸合后再进一步折叠锻打、糅合一体，而且折叠、锻打的循环可以一直重复下去直到获得多层效果。

本文关注的对象是上述的第二种大马士革钢，有时它也被称为东方大马士革。对这类钢的应用，尽管也出现做护甲的例子，但最常见的范围是制作刀剑。大马士革钢这一名称，源于这类钢。这种钢本身并非大马士革地区出产，而是在印度，它在英语国度的出名则在19世纪初了3，英文将它称呼为乌兹钢（wootz steel），本文亦遵循这一称呼。在Figiel的书中4有许多这类乌兹大马士革钢刀剑的细节图，Smith的书中5有很多关于这类刀剑的冶炼内容。

不幸的是，制作乌兹大马士革钢刀剑的技术已经成了一种失传的艺术。现在，已经无法精确界定最近生产的带有最高质量大麻图纹的乌兹钢刀的年份，但很可能是在1750年左右；而呈现低质量大麻图纹的乌兹钢刀则有可能制作于19世纪初期之后。过去的两百年来，关于乌兹钢的制造以及为何其表面呈现花纹的辩论，在冶炼界从未停止过。6-8　学者们通过多年的科研努力，声称已经发现了复制乌兹大马士革钢刀剑的方法，9-12　然而，所有那些方法都最终遭遇到同样的难题——现代刀匠们无法使用那些方法来复制乌兹钢刀剑。对乌兹钢刀剑的成功复制，要求：（1）复制品的化学成分与原品相符；（2）拥有具备相同表面特征的大麻图纹；（3）要求具备同样的内部微结构（以形成刀剑表面图纹）。

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1、概述

乌兹钢在坩锅中铸造、凝固，被制成了约2.3公斤的钢锭，当时一般称为“钢饼”。钢锭的含碳量约为1.5%，已经是一块相当高纯度的钢铁。钢饼被运往叙利亚的大马士革地区，刀匠们在此地区学习和尝试对其进行锻打，并最终制作成表面呈现美丽图纹的刀剑。在形成表面图纹的过程中，这些钢过共析的碳元素水平扮演了关键角色，因为刀剑表面图纹产生于乌兹钢材在冷却过程中形成的碳化铁微粒列阵（碳化铁也就是Fe3C、雪明碳铁、渗碳体）。当西欧人第一次见到带有图纹的这类刀剑时，他们采纳了“大马士革钢”的称呼。生产和制作拥有最高图纹质量的乌兹大马士革钢(刀剑)的时间是在1650年左右到第1750年左右的大约一百年期间。4


在这个百年的早期，对乌兹钢的内部微结构和化学成份的研发就已经达到了相当稳定和高超的水平。11,13　拥有高质量表面图纹的乌兹大马士革钢刀剑的内部微结构是一种独特的冶炼微结构，8　 这种微结构由许多碳化铁微粒（直径约6微米）的聚集带（子）形成，碳化铁的微粒沿着各条带子的中线排列。各条带子之间存在特性曲线间隔，一般介于30到70微米范围，并在彼此间隔内形成了一个钢矩阵（即“镶嵌”了那些碳化铁微粒的钢实体）。对应的钢矩阵结构会由于铁匠对刀剑热处理方法的不同而产生变动，只不过它（钢矩阵）通常被称为珠光体。各条（微粒聚集）带子在锻打平面上相互呈平行状排列。通过操控刀剑表面与锻打面的角度，铁匠就能够在刀剑表面制作出各种由于带子间相互缠绕而形成的波旋图纹。结合抛光和蚀洗，无数碳化铁微粒形成并突显出了刀剑表面的白带（哈，白色带子），而钢矩阵则呈浅黑色，此时，刀剑表面的图纹被创造出来。

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2、乌兹大马士革钢刀剑的复制

如今的冶钢产业界，正在展开针对博物馆馆藏的最优质乌兹大马士革钢刀剑的复制工作，要求不但要图纹匹配，而且钢材内部微结构一致，该项技术已经取得了进展。图1所示，为A.H. Pendray（本文作者之一）近期制作的一把刀，它带有典型的大马士革表面花纹。对它的制作，刀匠特意使之呈现出了穆罕默德梯纹，此种图纹多出现于馆藏优质刀剑表面；而梯纹之间的旋纹，通常被称为玫瑰纹，有时人们在馆藏优质大麻刀剑的表面也能看到它。4　从该刀所用钢材上切下来的另一部分的纵剖面也被展示了出来，它有助于阐明馆藏优质大麻刀剑中碳化铁微粒聚集带的排列。

图1（a）一支再造的乌兹大马士革钢刀，呈现的大麻表面包含了连贯的穆罕默德梯纹和玫瑰纹；图1（b）该刀原钢材的纵剖面，在100微米的视角下展示了碳化铁微粒聚集带如何形成刀面大麻纹。

关于该刀制作流程的细节照片描述近期已经被公开出版。14　另外，制作技术也在出版物中做出了详细说明，15-17　而且利用该技术可以重复制造出具备高质量大麻图纹的刀。这项技术，本质上来说，是对早些时候相关研究者们所描述过的方法的简单复制——在一个密闭的坩锅中制作出一枚成分准确的小钢锭（铁加1.5%碳），然后将它锻成刀形。只不过，其中有些“关键因素”是近期才得到详细说明的，包括钢锭准备的“时间/温度”记录，锻打操作的温度，以及在（铁加1.5%碳）钢中杂质元素的类型和含量等。结果表明，其中“最重要”的因素是钢锭中杂质元素的类型。近期的实验成果17-18　已经显示了：要想在刀中产生碳化铁微粒聚集带，可以通过在钢锭中加入极少量（小于等于0.03%）的诸如钒、钼、铬、锰、铌等可形成相应碳化合物的元素中的一种（含）以上来达到目的。其中钒元素、钼元素似乎最有效。这些结果引发了一个显而易见的问题，即：这些元素在16到18世纪期间的乌兹大马士革钢刀中是否也呈现出微量水平？

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针对乌兹大马士革钢的科学实验，存在的一个主要问题在于很难获得进行实验研究的样本。这类研究要求把刀剑切割成断片以供显微实验，而且要牺牲一小部分用于毁灭性的化学分析。把馆藏级乌兹大马士革钢刀捐献出来供科学研究这方面有一个罕见的例子，它被记载于冶金学家佐凯（B. Zschokke）的1924年论文中。13　 亨利‐摩塞（Henri Moser），一位著名探险家和收藏家，从他收藏的大约2000支带有大麻图纹的刀具中捐献了2支匕首和4把剑给佐凯做研究。摩塞的收藏如今被陈列在了瑞士伯尔尼历史博物馆中，在陈列品中也包含了佐凯进行研究后送回的4把剑的实验剩余部分。最近，伯尔尼博物馆的恩斯特‐克莱（Ernst J. Kläy）又从那4把残剑上各取了一个样本捐献出来供（本文作者们）进一步的研究。

本文要介绍对这4个样本的所做的研究结果，而且，还有另外4把都是几百年前的乌兹大马士革钢刀也同时被纳入了这项研究中来。因此，此处研究的这8把刀、剑各个都超过了二百岁，同时都被认为是乌兹大马士革钢材。这些刀、剑都被认为是“真正的”乌兹大马士革钢，它们有别于本文几位作者运用当代技术复制的乌兹大马士革钢。

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1、佐凯的剑

佐凯曾经把他做过研究的4把剑分别标识为7号、8号、9号、10号剑，本文沿用这一标识。这4把剑的原本宽度约为30毫米，提供过来的样本分别约为18毫米宽、88毫米长，并且留有刃口。4个样本（被佐凯）用良好的碳化硅（金钢砂）重新抛光过，并且用氯化铁中蚀洗过。样本表面被浸泡过氯化铁的软布反复擦拭，增强了原有图纹的对比效果。图2展示了这4个样本的肉眼观测效果，9号剑拥有最明显的花纹。

用一把细小的金钢石锯子从每个样本的一端切下数块钢料。从每个样本上切一块2厘米长的钢料做化学分析研究，取一块8毫米长的钢料做微结构分析。在Nucor钢铁公司的一台校准过的机器上做发射光谱学研究，以完成对钢料的化学分析。表1列示出了本次化学分析的结果，并在一旁列示出佐凯研究记载的对应数值。佐凯在1924年的分析结果与本次分析结果的数据之间具备较好的一致性。在表1中，除了碳含量的值为百分点，其余元素的含量值均为百万分点。

8号剑是亚共析钢（hypoeutectoid），因而它不能算是真正的乌兹大马士革钢剑，因为亚共析钢在冷却过程中无法形成碳化铁微粒。金相检验也确定了这一点，并揭示了8号剑表面图纹（如图2所示）的产生真正原因是珠光体钢矩阵中的铁素体（亦即ferrite、肥粒铁）带子。由此，在接下去的讨论中，这把剑将不能当作真正的乌兹大马士革钢剑。

7号、9号、10号剑样本的表面及横断面显微照片，请参照图3。其中，样本的表面显微照片，视角是从顶部来看各条（碳化铁微粒聚集）带子的末端，各条带子末端的宽度在剑的表面膨胀渐宽。图3中有a,b,c,d,e,f六幅照片，a,c,e分别为7,9,10号剑样本的表面显微照片，b,d,f分别为7,9,10号剑样本横断面的显微照片。

表2概示了钢材的微结构观察值。这3把剑的碳化铁微粒聚集带的特性曲性间隔均介于40到50微米之间。7号剑样本的微结构中含有一些石墨带，但没有在显微照片中显示出来；10号剑样本的微结构则呈现了在各条碳化铁微料聚集带上混杂着一些大大小小的（碳化铁）大颗粒；9号剑样本的碳化铁微料聚集带最为清晰，因此，在它的表面呈现出最为迷人的大麻波纹（如图2所示）。9号剑的带子最清晰，因为这把剑所含的碳化铁微粒最大程度地整齐排列在带子中线上，而且颗粒均匀，尽量避免了碳化铁微粒夹在带子之间的情况。然而，有趣的是，佐凯在他当年的研究成果中将这四把剑的质量进行排序时，认为10号剑是“四把剑中最美丽最珍贵的”。作为实验对象的其它四把馆藏级乌兹钢刀，也被断成片段并做了相应的实验研究，8　其中有三把刀，它们的碳化铁微粒聚集带的排列与9号剑相似，比7号剑和10号剑的排列更清晰，同时也不存在夹杂于10号剑中的那些大小相异的（碳化铁）大颗粒。

7号、8号、9号、10号剑样本横断面中线部分的硬度洛氏C值数据也被采集出来，以便对它们做出较全面的特征界定。在其中发现了巨大的硬度差异，数值列在了表2中。硬度与钢矩阵的微结构相关。刀剑的钢矩阵结构形态，一般为从珠光体的薄端过渡到离散共析的铁素体加碳化铁的厚端（厚度为3至4微米）。这类结构与近来关于过共析钢中共析反应的动力学研究结论保持了一致。19-20　研究表明，在两相钢（奥氏体 + 碳化铁）中，慢速冷却以离散共析变态(DET)为主，而快速冷却则以珠光体反应为主；在转变奥氏体中的碳化铁微粒的密度上升时，即有利于离散共析变态（反应）。因此，这几个实验对象的钢矩阵微结构表明了，它们在更快速冷却的刃口附近的钢材部分受到的是以珠光体为主的空冷处理。7号剑和10号剑以离散共析变态为主的钢矩阵结构很可能是由于剑材中的碳化铁微粒聚集带之间存在着更多的间带所致。（所谓“间带”即钢材中任何非碳化铁物质带，译者。）

由于这些刀、剑具有独特的历史价值，所以，在对形成其表面图纹的带子的碳化合物微粒进行形态学特征值研究时必须相当谨慎。用于发射光谱学（化学分析）研究的2厘米长的样本的各个表面都被制作成了标准的标本，并进行了抛光，在苦醇中蚀洗过。各个表面中即有横断面、纵剖面，也有刀剑的表面，它们被准备好进行相似的金相学分析，然后用高辨析率数字相机进行观测。再通过图形分析软件来计算（碳化铁微粒的）平均面积、最大最小直径，详见表3。每块样本的三个表面各测量了三个对应值，即（碳化铁微粒的）最大直径、最小直径、平均面积。每一个样本有三个测量面，在其中找到20个完全不相邻的最大微粒，并将以其中每个大微粒为中心的周围500到600百颗微粒的范围为测量域，归算得到三个面各自的数据均值，最后将三个面的均值再求均值，即得出表中的均值。最终结果呈现了在微粒形状各向异性的前提下的定量分析，这一点在表3中很明显。

在7号和10号剑中，剑身锻打面上的微粒形状主要为（类椭圆）盘状，排列方向是向内变尖。因此，剑身表面的微粒面积一般要大于断面的微粒面积。数据的标准差处于20%到25%之间范围，故此三个面的微粒面积均值差异是个问题，然而，直径测量值的全距却非常明显。对于7号、10号剑，微粒直径的最值纵横比在三个面（包括横断面、纵剖面、剑身的两个锻打面）的情况是较均衡的。而9号剑的直径最值纵横比稍微小一些，这反映出两个情况：一为9号剑的微粒更圆，二为9号剑相对于7号和10号剑其剑身锻打面的微粒椭圆情况更轻微。

10号剑中的大微粒在剑身表面呈现出的面积更大，这可能有助于增强大麻图纹的外观效果。这种增强性外观效果，就算（对剑）进行反复抛光操作也是无法达到的。然而，在7号、10号剑中存在的大量由钢矩阵中离散共析变态结构产生的铁素体却使得这两把剑的钢矩阵难以被蚀黑。即便经过了苦醇蚀洗，剑身表面也只显示出很弱的大麻图纹效果，这应归咎于刚才所说的原因了；而9号剑则情况相反，它的珠光体钢矩阵被苦醇蚀洗后，剑身表面的大麻花纹突显出摄人心魄的效果。通过氯化铁擦拭蚀洗，7号、10号剑的钢矩阵变黑了，但依然没有9号剑黑，如图2所示。参照佐凯1924年论文对这四把剑的质量排序结论，也许，他当时采用了某种更高超的专门针对离散共析变态结构的蚀洗技术以及表面抛光技术，使10号剑的钢矩阵变得比9号剑更黑，表现出更清晰的图纹，并最终得出结论认为10号剑拥有比9号剑更优质的大麻图纹。

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图表

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图表

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2、四把乌兹大马士革钢刀


为了在真正的乌兹大马士革钢中获得关于杂质元素含量方面的更好的统计数据，另外四把刀子也被我们作为实验对象进行了分析。其中的三把早先已经研究过了，其断片显示了排列良好的碳化铁微粒聚集带，与9号剑有着相似的形态学特征。当然，刀子的表面也都呈现出优质大麻图纹。这三把刀的标识名称分别为：Voigt,21 Figiel,8 Old B.15　在本次研究中，这三把刀被重新进行了分析，包括与佐凯的剑相同的发射光谱学（化学分析）研究。分析的结果，加上对佐凯的四把剑的分析，均都列示在了表4中。


斗型尖刀（Kard，这个中文词是我自己加的因为没见过前例，Kard是该类刀的通用英文名称。）的数据请照阅表3和表4，这把刀是最近从L. Figiel那儿拿过来的一把波斯斗型尖刀。它配有一个海象牙手柄，在刀身的近柄端处凿了图案，如图4所示。它是Figiel从印度搞到的，被认为是18世纪由真正的乌兹大马士革钢所制。我们将这把刀用于研究，目的在于扩展相关的研究数据库，并有助于阐述：通过发射光谱学分析而不导致刀身大麻图纹永久消失，并获得相应化学分析数据是可能的。在这次分析中，我们用电弧在这把刀表面的一个位置击打出一个弹坑状的直径约1厘米的圆碟，圆碟的凹面由于电击而污染变色了，凹面的原子出现了蒸发，该处的大麻图纹也被破坏掉。为了电弧操作的成功，将刀身对应位置的两面都用砂纸清理干净是很必要的，目的在于获得适当的电接触。图4a展示了这把斗型尖刀被砂纸轻度打磨光净的一面以及被发射分光仪电击后烧熔的凹坑。然后，这个小浅坑又被砂纸抛亮了，接着用氯化铁剂重新擦拭蚀洗了。

经过重新表面处理后，受到发射光谱学分析的刀面残痕变得不再明显，如图4b所示。原来的大麻图纹又回来了，而且，就算你知道它被熔了一个浅坑，此时用肉眼也很难发现它在哪儿了。这把斗型尖刀的大麻图纹的形状非常好，但需要稍微放大一些才看得更分明，因为在这把刀的钢矩阵中碳化铁微粒（及其聚集带）比较小、比较少，而间带却很大、很多，导致了表面大麻图纹效果不明晰。这把斗型尖刀表面的数字显微照片用上文所述的同样的图片分析软件进行了分析。相应的结果列示在了表3的底栏，它表明：这把刀相对于佐凯的剑而言，前者的碳化铁微粒平均面积要小得多。

[ 本帖最后由 court0 于 2006-2-12 03:19 编辑 ]

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图4

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拥有最迷人表面图纹的馆藏级乌兹大马士革钢，通常都是那些带有穆罕默德梯纹的刀、剑，与本文图1中的刀和图2中佐凯的9号剑的表面图纹类似。关于如何制作出这类梯纹，存在好几种理论。早期研究者（比如佐凯13）支持的理论属于Tschernoff（一种温度理论的概称），该理论认为梯纹产生于遍布钢饼中的发散型树枝状结晶——当钢饼处于从中部被穿透（呈环形）并被切开展平成条型状态时，这种树枝状结晶就横贯了该钢条，然后在直接锻打的初始阶段就形成刀剑表面的梯纹。史密斯（Smith5）则认为上述过程不太可能，他认为梯纹的产生应该是通过Massalski22和De Luynes23两人描述的另一种技术来实现的，即，在快要完工的刀剑钢条表面切削或打磨出一些横向浅槽并再次把钢条锻平，最终得到穆罕默德梯纹。潘西瑞（Panseri24）在锻造焊接花纹钢的实验中，对将要完工的花纹钢刀条用凿形冲模（即铁匠用的扁冲）进行了切削以及锻打的操作，在刀条表面切削或锻打出横向浅槽。潘西瑞通过最终成品证明了切削（此切削含有打磨切削操作的意思，后文均是如此。译者）横向浅槽和锻打横向浅槽两种技术都可以形成梯纹；并且他指出，两种技术相比之下，通过在刀条上锻打横向浅槽再锻平所产生的梯纹与乌兹大马士革钢上的梯纹更加相似一些。费吉尔（Figiel4）对于如何制作出梯纹也有自己的看法，他提供了好几张照片来展现（复制品）刀剑上的各种梯纹。


图5的A、B、C部分，对于通过切削浅槽技术以形成梯纹做出了一个定性阐释。在图5中，假定钢材内部的碳化合物带的特性曲线间隔距离不变，那么钢材表面的碳化合物带的特性曲线间隔距离（设其值为S）则由带位面与钢表面的角度（α）来控制。当α增大，S即减小。该角度α是导致S值大小伸缩的系统变量，并直接影响刀条钢材表面的大麻图纹形态。多项实验表明，用圆头锤还是尖头锤击打钢条所导致的角度α变动，可以非常明显地改变钢条表面的大麻图纹形态。在对即将完工的刀条表面切削出横向浅槽之后，接下来的锻打会使槽底的金属填满槽穴。图5A中的竖直双向箭头即为锻打流量的方向。锻打流量会改变微粒带的形态，在槽壁区域造成刀条表面的局部α角增大。图5C表示：浅槽被锻打填平后在原槽壁区域的刀条表面的S值减小了。就算浅槽的宽度较大，S值缩减后的刀条的对应表面部分也只与槽壁有关，与槽底的宽度无关，即S值的缩减程度只与槽壁的高度有关。最终的刀条表面的大麻图纹细节，是以槽宽值、槽深值、槽穴形状为自变量的一个复杂函数。


图5：A部分为刀条被切出一个横向凹槽的纵剖面示意图，B部分为锻打流量引起的钢材表面碳化合物带的变形示意图，C部分为锻打流量被填平后刀条表面的碳化物带的特性曲线间隔示意图。


在多项实验中，复制的乌兹大马士革钢刀表面都能呈现出梯纹和玫瑰纹，这些大麻图纹既可以用切槽技术来实现，也可以通过锻槽技术实现。本文图1中的刀即是经由切槽技术来实现其表面的图纹，此工艺流程的细节图近期已被公开发表14（参见图6a）。


图6包括a、b两张比较性的照片。图6a为通过切槽法在刀面形成的梯纹和玫瑰纹，图6b为锻槽法在刀面形成的梯纹和玫瑰纹。


比较一下通过橫向的切槽法与锻槽法所形成的梯纹，两者几乎完全一样，如图6a,b所示。但是，费吉尔指出，在他书中所列的几个样本的碳化物线形成的大麻图纹存在着巨大的差异4（而这种差异恰恰源于费吉尔本人对两种制槽技术的有意选择，译者）。　因此，本文的这项研究，仅能断定：古代铁匠们是通过在即将完工的乌兹钢刀条上弄出多条平行的横向浅槽并继续锻打填平它们来最终形成穆罕默德梯形图纹的，要么是用橫向锻槽法，要么是用橫向切（磨）槽法。

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图6

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当代关于研发乌兹大马士革钢复制品17-18的一个主要结论是——这类钢中的碳化物带（即碳化铁微粒聚集带）的产生原因在于钢中的诸如钒、钼、铬、锰、铌等少量可碳化元素被微量偏析，其中钒元素和钼元素的微量偏析最容易在钢中产生碳化物带。多项实验的结果已经表明，在乌兹大马士革钢复制品中，全重百万分之四十（40ppmw）的钒含量非常容易使之产生碳化铁微粒聚集带。表3中的数据显示，除了作为实验对象之一的标识为Voigt的刀子之外，其它所有的过共析钢的含钒量都达到或超过了这一水平。但是，那把Voigt刀的含锰量达到了500 ppmw的水平，而实验表明18，200 ppmw水平的含锰量即可引致碳化物带的形成。因此，表3所示的对于实验中七个真正的乌兹钢样品的分析数据与相关的冶金理论保持了一致。（相关的冶金理论指出，形成乌兹钢刀剑表面图纹的关键因素在于钢中可碳化元素的低含量，这类可碳化元素主要是指钒元素，也涉及到了锰元素。）实验的事实让我们相信，乌兹钢在接受锻造时其冷却凝固过程中这些元素的微量偏析正是使碳化铁微粒形成聚集带的原因，并随之形成了刀剑表面的大麻图纹。



现在已经非常明确25-28，亚共析钢的铁素体/珠光体带的产生是由于“碳化X铁合金（Fe-C-X）”中X元素的微量偏析造成的，而X元素通常就是锰元素、磷元素或者某种合金添加剂。例如，当X等于磷，磷元素向枝晶间区域(IRs)偏析并造成了铁素体在枝晶间区域的偏向性结核。如果冷却速度足够慢，铁素体可以培育成块状的晶界同素异形体，并进一步推动碳元素加入晶界同素异形体的培育，直至珠光体在相邻的枝晶间区域之间形成。显然，翻卷或锻打变形非常有利于凝固的钢锭中的枝晶间区域排列转化为平面排列，因为铁素体呈平面带状，并与由于珠光体带的分离而形成的变形面保持平行。8号剑的铁素体/珠光体带很可能就是由于磷元素的偏析所造成的这类带产生的。



研究者已经获得了非常强有力的证据16-18来支持相应的理论，也就是，常态过共析大马士革钢中分层结构的产生机制与亚共析钢中铁素体/珠光体带的形成机制是相似的，只不过铁素体/珠光体带的形成存在一个重要的自身特点，即这类带子是在某个热循环中形成的。例如，在快速冷却后进行低温加热（只需高于A3温度即可）就可以摧毁铁素体/珠光体带并将它们完全奥氏体化，随着温度直线上升再缓慢冷却后即转化为奥氏体26。（低温奥低体化过程要求避免X元素偏析的均质化。）乌兹大马士革钢的碳化物带会由于低温加热（只需高于Acm温度即可）的全面奥氏体化而被摧毁，无论是快速冷却或慢速冷却。但是，如果乌兹大马士革钢接着被重复加热到低于Acm温度50到100摄氏度左右时，碳化物带又会开始出现，这样重复6到8次后其碳化物带将会变得越来越清晰。



乌兹钢中的碳化物（碳化铁）为何会在锻打过程的循环加热中伴随枝晶间区域形成有选择性的聚集？其机制虽然尚未明朗。然而，其中很可能存在某种选择性的晶粒粗化过程，使得依附于枝晶间区域的碳化铁微粒逐渐变大，变得比周围的可碳化的物质微粒更大并把后者挤出了枝晶间区域。关于这一选择性的晶粒粗化过程的模型已经被做了出来17。在每一个热循环过程的加热阶段，个头小一些的碳化铁微粒会被熔解，在锻打温度下只有个头大的碳化铁微粒才会保留下来，当然温度要低于Acm温度。这一模型要求处于枝晶间区域中的被偏析的杂质元素原子有选择地降低该区域的碳化铁/奥氏体接触界面的机动性。接着，在锻打温度下，枝晶间区域内个头更大的碳化铁微粒就将出现。它们很可能在冷却后也保持在相应区域的主导地位，因为更小的碳化铁微粒已经被熔解，不可能在冷却过程出现在邻近碳化铁微粒旁再结核。留下来的附近的微粒将优先为适度局部过冷的碳化铁微粒的继续成长提供场所并足以形成新微粒结核。

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六、EXISTING DAMASCUS BLADES QUALITY

In the course of our research on producing reconstructed wootz Damascus steel blades, it has become evident that it is much easier to forge blades from the small ingots that display little to no damascene pattern than to produce blades with the damascene pattern. The Fe3C particles are still present in these blades, but they are randomly arrayed rather than arrayed as bands. Such blades are widespread in collections and are often referred to as granular blades.4 To produce the banded structure, the right combination of time/temperature firing during ingot making, the right chemical composition (minor element additions), and the proper thermomechanical sequencing during the forging process are required. It is relatively easy to make an ingot that will not pattern on forging.
Based on this experience, it seems likely that the fraction of Indian crucible steel that was successfully forged into the damascened blades was probably quite small; the majority of surviving wootz Damascus blades probably display low-quality surface patterns. Craddock29 has come to this same conclusion based on an analysis of the literature on damascene-patterned steels. The results on the four Moser blades studied by Zschokke support this same conclusion. These blades were supposedly representative of good-quality damascened blades from the east, and yet of the four, only sword 9 displays the high-quality Fe3C bands characteristic of the best museum-quality wootz Damascus blades.




七、WHY THE ART WAS LOST

The discovery that vanadium is extremely effective in producing Fe3C banding in high-carbon steels17 was aided by the accidental use of Sorel metal as a raw material for making the small ingots. Sorel metal is a high-purity Fe-C alloy, containing 3.9-4.7% C, marketed by Rio Tinto Iron and Titanium America, Chicago. The alloy is produced from a large ilmenite ore deposit at Lac Tio on the north shore of the St. Lawrence River. Analyses of several batches of the Sorel metal has found that it consistently contains a few hundred ppmw of vanadium impurity. Apparently, the impurity is contained in the ilmenite ore. This suggests the possibility that the low levels of vanadium found in the genuine wootz blades of Table III may have resulted from ore deposits in India where the wootz steels were produced.
One of the big mysteries of wootz Damascus steel has been why the art of making these blades was lost. The vanadium levels provide the basis for a theory. Based on our studies, it is clear that to produce the damascene patterns of a museum-quality wootz Damascus blade the smith would have to fulfill at least three requirements. First, the wootz ingot would have to have come from an ore deposit that provided significant levels of certain trace elements, notably, Cr, Mo, Nb, Mn, or V. This idea is consistent with the theory of some authors30 who believe the blades with good patterns were only produced from wootz ingots made in southern India, apparently around Hyderabad. Second, the data of Table IV confirm previous knowledge that wootz Damascus blades with good patterns are characterized by a high phosphorus level. This means that the ingots of these blades would be severely hot short, which explains why Breant's9 19th century smiths in Paris could not forge wootz ingots. Therefore, as previously shown,15 successful forging would require the development of heat-treating techniques that decarburized the surface in order to produce a ductile surface rim adequate to contain the hot-short interior regions. Third, a smith who developed a heat-treatment technique that allowed the hot-short ingots to be forged might still not have learned how to produce the surface patterns, because they do not appear until the surface decarb region is ground off the blades; this grinding process is not a simple matter.
The smiths that produced the high-quality blades would most likely have kept the process for making these blades a closely guarded secret to be passed on only to their apprentices. The smiths would be able to teach the apprentices the second and third points listed, but point one is something they would not have known. There is no difference in physical appearance between an ingot with the proper minor elements present and one without. Suppose that during several generations all of the ingots from India were coming from an ore body with the proper amount of minor elements present, and blades with good patterns were being produced. Then, after a few centuries, the ore source may have been exhausted or become inaccessible to the smithing community; therefore, the technique no longer worked. With time, the smiths who knew about the technique died out without passing it on to their apprentices (since it no longer worked), so even if a similar source was later found, the knowledge was no longer around to exploit it. The possible validity of this theory could be examined if data were available on the level of carbide-forming elements in the various ore deposits in India used to produce wootz steel.


八、ACKNOWLEDGEMENTS

The authors acknowledge helpful discussions with the late David Peterson and with Rohit Trivedi. Mark Schmidt performed the chemical analyses at the Darlington plant of Nucor Steel Corporation. Hal Sailsbury at Ames Laboratory carried out most of the metallography. The research was funded cooperatively by a grant from Nucor Steel Corporation and the U.S. Department of Energy, Office of Basic Energy Research, through the Ames Laboratory, Iowa State University, contract W-7405-ENG-82.

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九、References


1. M. Sache, Damascus Steel, Myth, History, Technology Applications (Düsseldorf, Germany: Stahleisen, 1994).
2. B. Bronson, "The Making and Selling of Wootz," Archeomaterials, 1 (1986), pp. 13-51.
3. W. Rostoker and B. Bronson, "Pre-Industrial Iron, Its Technology and Ethnology," Archeomaterial Monograph No. 1 (Philadelphia, PA: Archaeomaterials, 1990), p. 127.
4. L.S. Figiel, On Damascus Steel (Atlantas, FL: Atlantas Arts Press, 1991).
5. C.S. Smith, A History of Metallography, Chapters 3 and 4 (Cambridge, MA: MIT Press, 1988).
6. C.S. Smith, "Damascus Steel," Science, 216 (1983), pp. 242-244.
7. J. Wadsworth and O.D. Sherby, "Damascus Steel-Making," Science, 216 (1983), pp. 328-330.
8. J.D. Verhoeven and D.T. Peterson, "What is Damascus Steel?" Mat. Char., 29 (1992), pp. 355-341.
9. M. Breant, "Description of a Process for Making Damasked Steel," Annals of Philosophy, 8 (1824), pp. 267-271.
10. P. Anossoff and O. Bulatakh, Gornyj Journal (2) (1841), pp. 157-318.
11. N.T. Belaiew, "Uber Damast," Metallurgie, 8 (1911), pp. 449-456; "Damast, seine Struktur und Eigenschaften," Metallurgie, 8 (1911), pp. 699-704; "Damascene Steel," J. Iron and Steel Inst., 97 (1918), pp. 417-439.
12. J. Wadsworth and O.D. Sherby, "On the Bulat-Damascus Steel Revisited," Prog. Mat. Sci., 25 (1980), pp. 35-68.
13. B. Zschokke, "Du Damasse et des Lames de Damas," Rev. Met., 21 (1924), pp. 635-669.
14. J.D. Verhoeven and A.H. Pendray, "The Mystery of the Damascus Sword," Muse, 2 (2) (April 1998), pp. 35-43.
15. J.D. Verhoeven and A.H. Pendray, "Experiments to Reproduce the Pattern of Damascus Steel Blades," Mat. Char., 29 (1992), pp. 195-212.
16. J.D. Verhoeven, A.H. Pendray, and P.M. Berge, "Studies of Damascus Steel Blades: Part IIDestruction and Reformation of the Pattern," Mat. Char., 30 (1993), pp. 187-200.
17. J.D. Verhoeven, A.H. Pendray, and E.D. Gibson, "Wootz Damascus Steel Blades," Mat. Char., 37 (1996), pp. 9-22.
18. J.D. Verhoeven et al., "Microsegregation and Banding in Hypereutectoid Steel: Damascus Steel," ISS Trans., 25 (in press).
19. E.M. Taleff et al., "Pearlite in Ultrahigh Carbon Steels: Heat Treatments and Mechanical Properties," Met. Mat. Trans. A, 27A (1996), pp. 111-118.
20. J.D. Verhoeven and E.D. Gibson, "The Divorced Eutectoid Transformation (DET) in Steel," Met. Mat. Trans. A, 29A (1998), pp. 1181-1189.
21. D.T. Peterson, H.H. Baker, and J.D. Verhoeven, "Damascus Steel, Characterization of One Damascus Steel Sword," Mat. Char., 24 (1990), pp. 355-374.
22. Massalski, "Preparation de l'acier Damasse en Perse," Ann. Du Journal des Mines de Russie (1841), pp. 297-308.
23. H.T.P. J. duc de Luynes, Memoire sur la Fabrication de l'acier Foundu et Damassee (Paris: 1844).
24. C. Panseri, "Damascus Steel in Legend and Reality," Gladius, IV (1965), pp. 5-66.
25. R.A. Grange, "Effect of Microstructural Banding in Steel," Met. Mat. Trans. A, 2 (1971), pp. 417-426.
26. L.E. Samuals, Optical Microscopy of Carbon Steels (Metals Park, OH: ASM, 1980), pp. 154-161.
27. S.W. Thompson and P.R. Howell, "Factors Influencing Ferrite/Pearlite Banding and Origin of Large Pearlite Nodules in a Hypoeutectoid Plate Steel," Mat. Sci. Tech., 8 (1992), pp. 777-784.
28. R. Grossterlinden et al., "Formation of Pearlite Banded Structures in Ferrite-Pearlite Steels," Steel Research, 63 (1992), pp. 331-336.
29. P.T. Craddock, "Cast Iron, Fined Iron, Crucible Steel: Liquid Iron in the Ancient World," Prehistory of Mining and Extractive Metallurgy, ed. P.T. Craddock and J. Lang (London: British Museum, in press).
30. H. Maryon, "Pattern-Welding and Damascening of Sword-Blades-Part 2," J. of Intern. Inst. for Conservation of Hist. and Art Works, 5 (1960), pp. 52-60.





十、ABOUT THE AUTHORS


J.D. Verhoeven is currently a professor in the Materials Science and Engineering Department at Iowa State University. A.H. Pendray is currently president of the Knifemakers Guild. W.E. Dauksch is retired as vice president and general manager of Nucor Steel Corporation.
For more information, contact J.D. Verhoeven, Iowa State University, Materials Science and Engineering Department, 104 Wilhelm Hall, Ames, Iowa 50011; (515) 294-9471; fax (515) 294-4291; jver@iastate.edu.


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阳光猪

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铁马金戈

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