即只有液固界面取得动态过冷度，才能使晶核长大。
结构起伏液态金属中大量不停“游动”着的原子团簇不断地分化组合，由于“能量起伏”，一部分金属原子（离子）从某个团簇中分化出去，同时又会有另一些原子组合到该团簇中，此起彼伏，不断发生着这样的涨落过程，似乎原子团簇本身在“游动”一样，团簇的尺寸及其内部原子数量都随时间和空间发生着改变的现象。
能量起伏液态金属中处于热运动的原子能量有高有低，同一原子的能量也在随时间不停地变化，时高时低的现象。
均匀形核液相中各个区域出现新相晶核的几率都是相同的，是液态金属绝对纯净、无任何杂质，喝不喝型壁接触，只是依靠液态金属的能量变化，由晶胚直接生核的理想过程。
临界半径
非均匀形核液态金属中总是存在一些微小的固相杂质点，并且液态金属在凝固时还要和型壁相接触，于是晶核就可以优先依附于这些现成的固体表面上形成，需要的过冷度较小。
临界半径
非均匀形核的临界球冠半径与均匀形核的临界半径是相等的。
晶核长大的微观结构：
光滑界面和粗糙界面。
晶粒大小的控制控制过冷度；变质处理；振动、搅动。
表面细晶区的形成：
当液态金属浇入温度较低的铸型中时，型壁附近熔体由于受到强烈的激冷作用，产生很大的过冷度而大量非均质生核。
这些晶核在过冷熔体中也以枝晶方式生长，由于其结晶潜热既可从型壁导出，也可向过冷熔体中散失，从而形成了无方向性的表面细等轴晶组织。
柱状晶区的形成：
在结晶过程中由于模壁温度的升高，在结晶前沿形成适当的过冷度，使表面细晶粒区继续长大（也可能直接从型壁处长出），又由于固-液界面处单向的散热条件（垂直于界面方向），处在凝固界面前沿的晶粒在垂直于型壁的单向热流的作用下，以表面细等轴晶凝固层某些晶粒为基底，呈枝晶状单向延伸生长，那些主干取向与热流方向相平行的枝晶优先向内伸展并抑制相邻枝晶的生长，在淘汰取向不利的晶体过程中，发展成柱状晶组织。
中心等轴晶的形成：
内部等轴晶区的形成是由于熔体内部晶核自由生长的结果。
随着柱状晶的发展，熔体温度降到足够低，再加之金属中杂质等因素的作用，满足了形核时的过冷度要求，于是在整个液体中开始形核。
同时由于散热失去了方向性，晶体在各个方向上的长大速度是相等的，因此长成了等轴晶。
固溶体与金属化合物的区别固溶体晶体结构与组成它的溶剂相同，而金属化合物的晶体结构与组成它的组元都不同，通常较复杂。
固溶体相对来说塑韧性好，硬度较低，金属化合物硬而脆。
影响置换固溶体溶解度的因素原子尺寸因素；电负性因素；电子浓度因素；晶体结构因素。
相律相律F=C-P+2压力为常数时F=C-P+1。
F为平衡系统的自由度数，C为平衡系统的组元数，P为平衡系统的相数。
他的含义是：
在只受外界温度和压力影响的平衡系统中，它的自由度数等于系统的组元数和相数之差加上2。
杠杆定律arb
ωLωα
ωL=rb/ab×100%
成分起伏液相中总会有某些微笑体积可能偏离液相的平均成分，这些微小体积的成分、大小和位置都是在不断地变化着，这就是成分起伏。
枝晶偏析固溶体合金不平衡结晶的结果，使先后从液相中结晶出的固相成分不同，再加上冷速较快，不能使成分扩散均匀，结果就使每个晶粒内部的化学成分很不均匀。
先结晶的部分含高熔点组元较多，后结晶的部分含低熔点组元较多，在晶粒内部存在着浓度差别，这种在一个晶粒内部化学成分不均匀的现象，称为晶内偏析，又称枝晶偏析。
宏观偏析在材料宏观范围内出现的成分不均匀偏析。
铁素体与奥氏体铁素体是溶于α-Fe中的间隙固溶体，为体心立方结构，常用符号F或α表示。
奥氏体是碳溶于γ-Fe中的间隙固溶体，为面心立方结构，常用符号A或γ表示。
碳溶于体心立方晶格δ-Fe中的间隙固溶体，称为δ铁素体，以δ表示。
奥氏体塑性很好，具有顺磁性。
工业纯铁含铁量为ωC=99.8%~99.9%，塑性和韧性很好，但其强度很低。
渗碳体Fe3C，含碳量为ωC=6.69%，可用Cm表示，具有很高的硬度，但塑性差，低温下具有一定的铁磁性。
单相区——5个
相图中有5个基本的相，相应的有5个相区：
液相区（L）——ABCD以上区域
δ固溶体区——AHNA
奥氏体区（γ）——NJESGN
铁素体区（α）——GPQ（Fe3C）——DFK直线以左
渗碳体区
两相区——7个
7个两相区分别存在于两个相应的单相区之间：
L+δ——AHJBA
L+γ——BJECB
L+Fe3C——DCFD
δ+γ——HNJH
γ+α——GPSG
γ+Fe3C——ESKFCE
α+Fe3C——PQLKSP+Fe3C+
三相区——3个
包晶线——水平线HJB（Lδ+γ）
共晶线——水平线ECF（Lγ+Fe3C）
共析线——水平线PSK（γ+α+Fe3C）
Fe-Fe3C相图中的特性点
符号
T/℃
C%
说明
A
1538
0
纯铁的熔点
B
1495
0.53
包晶转变时液相成分
C
1148
4.30
共晶点
D
1227
6.67
渗碳体的熔点
E
1148
2.11
碳在γ-Fe中的最大溶解度
F
1148
6.67
渗碳体的成分
G
912
0
纯铁α↔γ转变温度
H
1495
0.09
碳在δ-Fe中的最大溶解度
J
1495
0.17
包晶点
K
727
6.67
渗碳体的成分
N
1394
0
纯铁γ↔δ转变温度
P
727
0.0218
碳在α-Fe中的最大溶解度
S
727
0.77
共析点
Q
600
0.0057
600˚C碳在α-Fe中的溶解度
包晶转变发生在1495℃（水平线HJB），反应式为：
LB+δH
γJ
式中L0.53——含碳量为0.53%的液相；
δ0.09——含碳量为0.09%的δ固溶体；
γ0.17——含碳量为0.17%的γ固溶体，即奥氏体，是包晶转变的产物。
含碳量在0.09~0.53%之间的合金冷却到1495℃时，均要发生包晶反应，形成奥氏体。
共晶转变发生在1148℃（水平线ECF），反应式为：
LC
γE+Fe3C
共晶转变的产物是奥氏体与渗碳体的机械混合物，称为莱氏体，用Ld表示。
凡是含碳量大于2.11%的铁碳合金冷却到1148℃时，都会发生共晶反应，形成莱氏体。
共析转变发生727℃（水平线PSK），反应式为：
γS
αP+Fe3C
共析转变的产物是铁素体与渗碳体的机械混合物，称为珠光体，用字母P表示。
含碳量大于0.0218%的铁碳合金，冷却至727℃时，其中的奥氏体必将发生共析转变，形成珠光体。
Fe-Fe3C相图中的ES、PQ、GS三条特性线也是非常重要的，它们的含义简述如下：
ES线（Acm线）是碳在奥氏体中的溶解度曲线。
奥氏体的最大溶碳量是在1148℃时，可以溶解2.11%的碳。
而在727℃时，溶碳量仅为0.77%，因此含碳量大于0.77%的合金，从1148℃冷到727℃的过程中，将自奥氏体中析出渗碳体，这种渗碳体称为二次渗碳体（Fe3CII）。
PQ线是碳在铁素体中的溶解度曲线。
727℃时铁素体中溶解的碳最多（0.0218%），而在200℃仅可以溶解7×10-7%C。
所以铁碳合金由727℃冷却到室温的过程中，铁素体中会有渗碳体析出，这种渗碳体称为三次渗碳体（Fe3CIII）。
由于三次渗碳体沿铁素体晶界析出，因此对于工业纯铁和低碳钢影响较大；但是对于含碳量较高的铁碳合金，三次渗碳体（含量太少）可以忽略不计。
GS线（A3线）是冷却过程中，奥氏体向铁素体转变的开始线；或者说是加热过程中，铁素体向奥氏体转变的终了线（具有同素异晶转变的纯金属，其固溶体也具有同素异晶转变，但其转变温度有变化）。
纯铁、钢、白口铁
1.纯铁——含碳量<0.0218%，显微组织为铁素体。
2.钢——含碳量0.0218%～2.11%，特点是高温组织为单相奥氏体，具有良好的塑性，因而适于锻造。
根据室温组织的不同，钢又可以分为：
亚共析钢：
含碳量0.0218%~0.77%，具有铁素体α+珠光体P的组织，且含碳量越高（接近0.77%）,珠光体的相对量越多，铁素体量越少。
共析钢：
含碳0.77%，组织是全部珠光体P。
过共析钢：
含碳量0.77%～2.11%，组织是珠光体P+渗碳体Fe3C。
3.白口铁——含碳量2.11%～6.69%，特点是液态结晶时都有共晶转变，因而具有良好的铸造性能。
但是即使在高温也是脆性材料，不能锻造。
根据室温组织不同，白口铁又分为：
亚共晶白口铁：
含碳2.11%～4.30%，组织是珠光体P+渗碳体Fe3C+莱氏体Ld'。
共晶白口铁：
含碳4.30%，组织是莱氏体Ld'。
过共晶白口铁：
含碳4.3%~6.69%，组织是渗碳体Fe3C+莱氏体Ld'。
工业纯铁在缓慢冷却过程中发生的组织转变主要是同素异晶转变和Fe3CIII的析出。
共析钢从液态冷却到室温要发生三次组织转变：
匀晶转变L→γ（奥氏体），共析转变γ→（α+Fe3C）（珠光体P）,α中析出三次渗碳体（Fe3CIII）。
室温下共析钢的组织组成全部为珠光体（可以忽略Fe3CIII），共析钢只有一种组织（忽略Fe3CIII），即珠光体P，珠光体由α和Fe3C两个相组成。
应用杠杆定律可以计算出α和Fe3C两个相的相对量。
亚共析钢含碳0.45%的亚共析钢是应用十分广泛的一种钢，通常称为45号钢。
45钢在液态到室温的冷却过程中将发生以下转变：
匀晶转变L0.45→L0.53+δ，包晶转变L0.53+δ→γ0.45，同素异晶转变γ0.45→α+γ0.77，共析转变γ0.77→（α+Fe3C）。
室温下45钢的组织为：
铁素体α+珠光体P（α+Fe3C）。
所有亚共析钢的室温组织都是由铁素体和珠光体组成，区别仅在于相对量的差别：
含碳量越高（越接近0.77%C），珠光体的量越多、铁素体的量越少。
组织组成物ωα=49.5%，ωP=50.5%，相组成物ωα=94.3%，ωFe3C=5.7%。
过共析钢在液态到室温的冷却过程中，首先进行匀晶转变，形成单相固溶体γ；当温度到达ES线以下时，过饱和的固溶体γ中析出渗碳体（二次渗碳体Fe3CII），奥氏体γ的成分变到共析点S（0.77%C）；共析转变γ0.77→（α+Fe3C），形成珠光体P。
因此，过共析钢的室温组织为珠光体P（α+Fe3C）+Fe3CII。
对于过共析钢，随着含碳量增高，钢中Fe3CII的量增大。
由于大量的Fe3CII会形成网状结构，造成钢的脆性急剧增高，所以实际生产中使用的钢含碳量一般都低于1.5%；另外，含有网状Fe3CII的钢不能直接使用，需要经过锻造（压碎Fe3CII网）或相应的热处理后才能使用。
共晶白口铁在从液态缓慢冷却到室温的过程中，首先在1148℃进行共晶转变，液相全部凝固成为高温莱氏体Ld（共晶组织），在1148℃到727℃之间，莱氏体中的奥氏体γ将按照ES线的变化趋势析出二次渗碳体Fe3CII，而奥氏体在727℃时的含碳量降到0.77%；此时，奥氏体进行共析转变，将全部转变成珠光体P。
经过共析转变的莱氏体，称为低温莱氏体，用符号Ld'表示，以区别Ld。
珠光体中的渗碳体叫做共析渗碳体，共晶组织中的渗碳体叫做共晶渗碳体。
亚共晶白口铁冷却过程中组织转变与共晶白口铁类似，只是在共晶转变之前，液相中先结晶出奥氏体。
到达1148℃时，剩余的液相成份为4.3%C，再往下面，液相的转变就与共晶白口铁一样了。
先结晶出来的奥氏体和共晶奥氏体一样，在以后的冷却过程中依次析出二次渗碳体（难以明显看出）和进行共析转变。
室温下亚共晶白口铁的平衡组织为：
P+Fe3CII+Ld'。
过共晶白口铁在从液态到室温的冷却过程中，先从液相中结晶出来的是一次渗碳体Fe3CI，剩余的液相在1148℃进行共晶转变。
因此，过共晶白口铁的室温组织为：
Fe3CI+Ld’。
碳对钢性能的影响碳钢的组成相只有铁素体和渗碳体两种，组织组成物有先共析铁素体、珠光体和二次渗碳体三种。
由于铁素体硬度低、塑性好，渗碳体硬度非常高、塑性为0；所以，由铁素体和渗碳体均匀混合的珠光体具有良好的综合性能，即具有良好的强度和硬度,同时也具有较好地塑性和韧性。
对于亚共析钢，随着含碳量的增加，珠光体的相对量提高，钢的强度、硬度增高，塑性、韧性下降。
对于过共析钢，随着含碳量的增加，二次渗碳体数量增加，并且形成网状结构，不仅造成钢的塑性、韧性下降，同时也使强度下降；只有硬度增高。
单晶体金属塑性变形
单晶体塑性变形有“滑移”和“孪生”等不同方式，大多数情况以滑移方式发生。
正应力只能引起晶格的弹性伸长，或进一步把晶体拉断，切应力可使晶格在发生弹性歪扭之后，进一步造成滑移。
通过大量的晶面滑移，最终使试样拉长变细。
滑移：
晶体的一部分相对于另一部分沿一定晶面发生相对的滑动。
滑移变形要点：
（1）滑移只能在切应力的作用下发生
（2）滑移常沿晶体中原子密度最大的晶面和晶向发生。
这是因为只有在最密晶面（滑移面）之间的面间距及最密晶向（滑移方向）之间的原子间距才最大，因而原子结合力最弱，所以在最小的切应力下使能引起它们之间的相对滑动。
（3）滑移时晶体的一部分相对于另一部分沿滑移方向位移的距离为原子间距的整数倍，滑移的结果会在晶体的表面上造成台阶。
（4）滑移的同时必然伴有晶体的转动，沿外力方向。
滑移系：
滑移面数与滑移方向数的乘积。
滑移系越大，金属滑移的可能性越大，即金属塑性越好。
孪生：
当晶体在切应力的作用下发生孪生变形时，晶体的一部分沿一定的晶面（孪生面）和一定的晶向（孪生方向）相对于另一部分晶体作均匀地切变，在切变区域内，与孪生面平行的每层原子的切变量与它距孪生面的距离成正比，并且不是原子间距的整数倍。
这种切变不会改变晶体的点阵类型，但可使变形部分的位向发生变化，并与未变形部分的晶体以孪晶界为分界面构成了镜面对称的位向关系。
通常把对称的两部分晶体称为孪晶，而将形成孪晶的过程称为孪生。
滑移与孪生的异同：
孪生是原子的相对切变距离小于孪生方向上一个原子间距。
孪生也是通过位错运动来实现的。
但产生孪生的位错的柏氏矢量小于一个原子间距。
孪生对塑性变形的贡献比滑移小得多。
大多数bcc金属的孪生临界切应力大于滑移临界切应力，所以滑移先于孪生进行；fcc金属的孪生临界切应力远大于滑移临界切应力，所以一般不发生孪生变形。
固溶强化：
由于固溶体中存在着溶质原子，使得合金的强度和硬度升高，而塑性、韧性下降，这种现象称为固溶强化。
加工硬化：
在塑性变形过程中，随着金属内部组织的变化，金属的力学性能也将产生明显的变化，即随着变形程度的增加，金属的强度、硬度增加，而塑性、韧性下降，这一现象称为加工硬化或形变强化。
细晶强化：
通过在均匀材料中加入硬质颗粒，使晶粒内运动的位错在晶界处其运动被阻，使材料的强度、硬度增加，这一现象称为细晶强化
弥散强化：
在母体金属中形成析出物（碳化物、氮化物、金属间化合物等），析出物具有阻碍位错运动的作用，在母相呈微细弥散分布状态，能提高强度，这一现象称为弥散强化。
冷加工纤维组织是纯金属和单相合金在冷塑性变形时和变形度很大的条件下，各晶粒伸长成纤维状形成的组织。
热加工纤维组织：
在热加工过程中，铸锭中的粗大枝晶和各种夹杂物都要沿变形方向伸长，这样就使枝晶间富集的杂质和非金属夹杂物的走向逐渐与变形方向一致，一些脆性杂质破碎成链状，塑性的夹杂物变成条带状、线状或片层状，在宏观试样上沿着变形方向变成一条条细线，这就是热加工钢中的流线。
由一条条流线勾划出来的组织，叫做热加工纤维组织。
形变织构与单晶体一样，多晶体在塑性变形时也伴随着晶体的转动过程，故当形变量很大时，多晶体中原为任意取向的各个晶粒会逐渐调整其取向而彼此趋于一致，这一现象称为晶粒的择尤取向，这种由于金属塑性变形使晶粒具有择尤取向的组织叫做形变织构。
同一种材料随加工方式不同，可能出现不同类型的织构：
（1）丝织构在拉拔时形成，各晶粒的某一晶向平行或近似平行于拉拔方向，
（2）板织构在轧制时形成，各晶粒某一晶面平行于轧制方向，而某一晶向平行于轧制方向。
回复：
即在加热温度较低时，仅因金属中的一些点缺陷和位错迁移而所引起的某些晶内的变化。
晶粒大小和形状无明显变化。
回复的目的是消除大部分甚至全部第一类内应力和一部分第二类和第三类内应力。
多边形化：
冷变形金属加热时，原来处于滑移面上的位错，通过滑移和攀移，形成与滑移面垂直的亚晶界的过程。
多边形化的驱动力来自弹性应变能的降低。
多边形化降低了系统的应变能。
再结晶：
冷变形后的金属加热到一定温度或保温足够时间后，在原来的变形组织中产生了无畸变的新晶粒，位错密度显著降低，性能也发生显著变化，并恢复到冷变形前的水平，这个过程称为再结晶。
再结晶不是相变。
再结晶的目的是释放储存能，使新的无畸变的等轴晶粒形成并长大，使之在热力学上变得更为稳定。
动态回复与再结晶：
在再结晶温度以上进行热加工时，在塑性变形过程中发生的，而不是在变形停止后发生的回复与再结晶。
回复和再结晶的驱动力：
金属处于热力学不稳定状态，有发生变化以降低能量的趋势，预先冷变形所产生的储存能的降低是回复和再结晶的驱动力。
再结晶形核机制：
亚晶长大形核机制、晶界凸出形核机制。
再结晶温度：
经过严重冷变形（变形度在70%以上）的金属，在约1h的保温时间内能够完成再结晶（>95%转变量）的温度。
扩散机制：
空位扩散机制、间隙扩散机制
固态金属扩散条件：
扩散要有驱动力、扩散原子要固溶、温度要足够高、时间要足够长。
下坡扩散：
沿着浓度降低的方向进行的扩散，使浓度趋于均匀化。
如铸锭（件）的均匀化退火、渗碳等过程。
上坡扩散：
沿着浓度升高的方向进行的扩散，使浓度发生两极分化。
例如奥氏体向珠光体转变。
反应扩散：
通过扩散使固溶体的溶质组元浓度超过固溶体浓度极限而形成新相的过程称为反应扩散或相变扩散。
反应扩散所形成的新相，既可以是新的固溶体，也可以是各种化合物。
扩散驱动力：
扩散的驱动力不是浓度梯度，而是化学位梯度。
此外，在温度梯度、应力梯度、表面自由能差以及电场和磁场的作用下，也可以引起扩散。
扩散激活能：
固态扩散是原子热激活的过程，固态原子从原来的平衡位置跃迁到相邻的平衡位置所必需的能量称为扩散激活能。
影响扩散的因素：
温度、键能和晶体结构、固溶体类型、晶体缺陷、化学成分。
菲克第一、二定律：
如果扩散系数与浓度C、距离x无关，则第二定律可以写为
共析钢的加热转变
从铁碳相图中看到，钢加热到727℃（状态图的PSK线，又称A1温度）以上的温度，珠光体转变为奥氏体。
这个加热速度十分缓慢，实际热处理的加热速度均高于这个缓慢加热速度，实际珠光体转变为奥氏体的温度高于A1，定义实际转变温度为Ac1。
Ac1高于A1，表明出现热滞后，加热速度愈快，Ac1愈高，同时完成珠光体向奥氏体转变的时间亦愈短。
共析碳钢（含0.77%C）加热前为珠光体组织，一般为铁素体相与渗碳体相相间排列的层片状组织，加热过程中奥氏体转变过程可分为四步进行
第一阶段：
奥氏体晶核的形成。
由Fe-Fe3C状态图知：
在A1温度铁素体含约0.0218%C，渗碳体含6.69%C，奥氏体含0.77%C。
在珠光体转变为奥氏体过程中，原铁素体由体心立方晶格改组为奥氏体的面心立方晶格，原渗碳体由复杂斜方晶格转变为面心立方晶格。
所以，钢的加热转变既有碳原子的扩散，也有晶体结构的变化。
基于能量与成分条件，奥氏体晶核在珠光体的铁素体与渗碳体两相交界处产生，这两相交界面越多，奥氏体晶核越多。
第二阶段：
奥氏体的长大。
奥氏体晶核形成后，它的一侧与渗碳体相接，另一侧与铁素体相接。
随着铁素体的转变（铁素体区域的缩小），以及渗碳体的溶解（渗碳体区域缩小），奥氏体不断向其两侧的原铁素体区域及渗碳体区域扩展长大，直至铁素体完全消失，奥氏体彼此相遇，形成一个个的奥氏体晶粒。
第三阶段：
残余渗碳体的溶解。
由于铁素体转变为奥氏体速度远高于渗碳体的溶解速度，在铁素体完全转变之后尚有不少未溶解的“残余渗碳体”存在，还需一定时间保温，让渗碳体全部溶解。
第四阶段：
奥氏体成分的均匀化。
即使渗碳体全部溶解，奥氏体内的成分仍不均匀，在原铁素体区域形成的奥氏体含碳量偏低，在原渗碳体区域形成的奥氏体含碳量偏高，还需保温足够时间，让碳原子充分扩散，奥氏体成分才可能均匀。
珠光体转变为奥氏体并使奥氏体成分均匀必须有两个必要而充分条件：
一是温度条件，要在Ac1以上加热，二是时间条件，要求在Ac1以上温度保持足够时间。
在一定加热速度条件下，超过Ac1的温度越高，奥氏体的形成与成分均匀化需要的时间愈短；在一定的温度（高于Ac1）条件下，保温时间越长，奥氏体成分越均匀。
还要看到奥氏体晶粒由小尺寸变为大尺寸是一个自发过程，在Ac1以上的一定加热温度下，过长的保温时间会导致奥氏体晶粒的合并，尺寸变大。
相对之下，相同时间加热，高的加热温度导致奥氏体晶粒尺寸的增大倾向明显大于低的加热温度的奥氏体晶粒长大倾向。
奥氏体晶粒尺寸过大（或过粗）往往导致热处理后钢的强度降低，工程上往往希望得到细小而成分均匀的奥氏体晶粒，为此可以采用：
途径之一是在保证奥氏成分均匀情况下选择尽量低的奥氏体化温度；途径之二是快速加热到较高的温度经短暂保温使形成的奥氏体来不及长大而冷却得到细小的晶粒。
晶粒度：
工程上把奥氏体晶粒尺寸大小定义为晶粒度，并分为8级，其中1～4级为粗晶粒，5级以上为细晶粒，超过8级为超细晶粒。
影响奥氏体晶粒大小的因素：
加热温度和保温时间、加热速度、钢的化学成分、钢的原始组织。
钢在冷却时的转变：
钢在奥氏体化后的两种冷却方式：
等温冷却方式、连续冷却方式
珠光体转变及其组织
在温度A1以下至550℃左右的温度范围内，过冷奥氏体转变产物是珠光体，即形成铁素体与渗碳体两相组成的相间排列的层片状的机械混和物组织。
在珠光体转变中，由A1以下温度依次降到鼻尖的550℃左右，层片状组织的片间距离依次减小。
根据片层的厚薄不同，这类组织又可细分为三种。
第一种是珠光体，其形成温度为A1～650℃，片层较厚，一般在500倍的光学显微镜下即可分辨。
用符号“P”表示。
第二种是索氏体，其形成温度为6
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