Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Кинетика кристаллизации отливок из эвтектических сплавов (обзор литературы) 5
1.1. Влияние размера и формы кристаллических зёрен на механические свойства отливок 5
1.2. Моделирование кинетики кристаллизации отливки 7
1.3. Определение кинетических коэффициентов 10
1.4. Объемная и последовательная кристаллизация отливок 11
1.5. Способы моделирования кинетики кристаллизации 12
1.6. Обзор теорий эвтектической кристаллизации 18
1.6.1.Модели зарождения и роста эвтектических зерен 18
1.6.2.Коллективный рост эвтектических зерен 26
1.7. Основные положения современной общей теории эвтектической кристаллизации 26
1.8. Постановка задачи исследования 27
ГЛАВА 2. Разработка метода геометрического моделирования кинетики эвтектической кристаллизации 29
2.1. Особенности геометрического моделирования кинетики эвтектической кристаллизации 29
2.1.1.Кинетика роста и зарождения однофазных кристаллов 30
2.1.2. Кинетика роста эвтектических зерен 32
2.1.2.1. Нормальная эвтектика 32
2Л.2.2. Абнормальная эвтектика 34
2.1.3.Переход от первичной кристаллизации к эвтектической 35
2.2. Геометрическое моделирование кинетики кристаллизации нормальной эвтектики 39
2.3. О зернистой структуре эвтектики 44
2.4. О возможности использования кинетического уравнения А.Н. Колмогорова в условиях контролируемого диффузией механизма роста кристаллов 45
2.5. Выводы 51
ГЛАВА 3. Математическая модель кристаллизации отливки из эвтектического сплава 53
3.1. Осреднённые уравнения тепло- и массопереноса для многофазной твердожидкой зоны отливки 53
3.2. Математическая модель кристаллизации отливки 65
3.2.1.Нормальная эвтектика 65
3.2.2.Абнормальная эвтектика 66
3.3. Выводы 67
ГЛАВА 4. Кинетика кристаллизации отливки из модельного эвтектического сплава Sn+Pb 68
4.1. Натурное наблюдение кинетики кристаллизации 68
4.2. Моделирование кинетики кристаллизации ...70
4.3. Выводы 77
ГЛАВА 5. Кинетика кристаллизации отливки из высокопрочного чугуна 79
5.1. Современные представления о кристаллизации высокопрочных чугунов .79
5.2. Геометрическое моделирование кинетики кристаллизации 86
5.3. Экспериментальные данные 89
5.4. Моделирование кинетики кристаллизации отливки 92
5.5. Теплокинетическое условие получения заданного числа эвтектических ячеек и образования отбела в отливках 95
5.6. Промышленное опробование пакета прикладных программ для моделирования кристаллизации отливок из высокопрочного чугуна 106
5.7. Выводы 117
Общие выводы 119
Список литературы
- Определение кинетических коэффициентов
- Кинетика роста эвтектических зерен
- Математическая модель кристаллизации отливки
- Геометрическое моделирование кинетики кристаллизации
Введение к работе
Научно-технический прогресс машиностроения обусловливает стремительное повышение требований к служебным и технологическим свойствам отливок и заставляет литейщиков обращаться к принципам, методам и средствам фундаментальных и технических наук для решения новых и сложных задач современного литейного производства — получение отливок с заданными свойствами. Процессом, ответственным за формирование большинства свойств отливок, является затвердевание, которое происходит в результате зарождения и роста кристаллов в охлаждающемся расплаве. От числа, скорости, формы роста кристаллов и их преимущественной ориентировки в теле отливки зависит её кристаллическое строение и, следовательно, её важнейшие служебные и технологические свойства. Фундаментальная научно-техническая проблема литейного производства - улучшение качества отливок и получение их с заданным набором свойств сводится к проблеме управления процессом формирования отливки вообще и её кристаллического строения в частности. Процесс формирования отливки следует рассматривать в целом, и, прежде всего, необходимо учесть кинетику процессов зарождения и роста кристаллов.
Теплокинетическая теория формирования отливки, разработанная Г.Ф. Баландиным и учитывающая кинетику процессов зарождения и роста кристаллов хорошо развита для однофазных сплавов. В ней решены принципиально важные задачи объёмной и последовательной кристаллизации отливки из однофазного сплава и установлены зависимости между режимами литья, свойствами сплава и характеристиками кристаллического строения. При использовании ряда допущений и в частности подобия кристаллизации однофазных и эвтектических сплавов теплокинетическая теория распространяется также на область эвтектик.
Развитие общей теории эвтектической кристаллизации в последней четверти XX столетия привело к выработке новых представлений о строении и формировании эвтектических структур, которые только начинают применяться в теплокинетической теории формирования отливки. Дальнейшее повышение качества отливок из эвтектических сплавов возможно при непосредственном рассмотрении на теплокинетическом уровне затвердевания отливок из различных эвтектических сплавов с использованием современных положений общей теории эвтектической кристаллизации. Результатом этого рассмотрения должны стать количественные зависимости между характеристиками кристаллического строения отливок, теплофизически-ми и кинетическими свойствами эвтектических сплавов и условиями литья.
Научную новизну диссертационной работы составляют:
1. Осредненные уравнения тепло- и массопереноса - уравнения для средней температуры и концентрации малого объёма многофазной твердожидкой зоны фронта кристаллизации отливки из эвтектического сплава.
2. Математические модели кристаллизации отливки из различных эвтектических сплавов, включающие осредценное уравнение теплопереноса и моделирование процессов зарождения, роста и взаимодействия в процессе совместного роста однофазных и эвтектических зёрен.
3. Развиты представления о кристаллическом строении отливок на основе новой структурной единицы, представляющей собой ансамбль эвтектических зёрен с монокристаллической ведомой фазой.
4. Для отливок из высокопрочного чугуна определены теплокинетические условия получения в структуре заданного количества эвтектических зёрен и предотвращения отбела.
Практическая ценность работы в том, что математические модели, алгоритмы их численного решения и метод определения кинетических коэффициентов сплавов, реализованы в виде двух пакетов прикладных программ для расчета кинетики кристаллизации отливок из нормальных эвтектических сплавов и высокопрочного чугуна.
Определение кинетических коэффициентов
«Строго говоря, объемная кристаллизация в литейной форме невозможна. Расплав у поверхности формы всегда охлаждается быстрее, чем в центре кристаллизующегося объема. Поэтому у поверхности формы процесс кристаллизации всегда начинается и заканчивается раньше чем в центре. Однако в тех случаях, когда отставание процесса кристаллизации в центре незначительно по сравнению с его ходом у поверхности формы можно принять, что процесс близок к объемному» [1.С. 128]. Известны количественные критерии характера кристаллизации А.И. ВеЙника [33], Б.Б. Гуляева [34], однако наиболее корректный критерий предложен Г.Ф. Баландиным [1]: где нФ» ) и чК о О - Дли твердой фазы в расплаве в центре и на поверхности литейной формы, определяемые из кинетического уравнения кристаллизации. Кристаллизация рассматривается как объемная при К 1, но, так как в реальных условиях литья это недостижимо, можно считать, что при 0,9 К 1 процесс приближается к объемному. Условия плавки, заливки и охлаждения расплава при экспериментальном изучении кинетики объемной кристаллизации следует выбирать такими, чтобы К находился в указанном интервале. Для этого, учитывая что \/ зависит от технологических параметров литья и от кинетических параметров кристаллизации (п, и, N3, Кп, AT , К„), необходимо удовлетворить требованиям: 1. Bi0 0,1 — требование, вытекающее из тепловой теории формирования отливки: при весьма малых значениях критерия Био перепадом температуры между центром и поверхностью отливки можно пренебречь. 2. —7 —— 10"2 [1. С. 135], где а3,Т„,Т,% F - соответственно к.К-тс№к кр температуропроводность отливки, температуры кристаллизации и окружающей среды, приведенный размер отливки и её объем. Из требования 2 следуют рекомендации: а) уменьшение приведенного размера 91 и объема отливки VQ; б) увеличение температуры среды Тс, в которой отливка затвердевает.
С самого начала разработки проблемы по определению кинетического закона фазовых превращений первого рода на вероятностно-феноменологическом уровне с 30-х годов XX столетия сформировалось два направления — геометрическое и аналитическое. Первое направление выражает функцию доли твердой фазы vy(r) через геометрические построения зарождающихся и растущих и взаимодействующих в процессе совместного роста кристаллов. Двухмерное геометрическое моделирование процесса кристаллизации состоит в отображении объёма расплава на некоторую плоскость определённой площади. Время кристаллизации t разбивается на i = tKpjAt интервалов At, в каждом из которых выполняются следующие действия: геометрическое построение уже имеющихся к /(. кристаллов; определение числа зародышей, возникающих за (/,. + At) - tf; определение положения каждого зародыша в свободной от кристаллов площади плоскости моделирования; определение приращения каждого кристалла за At. Функция \\i(t) в любой момент времени /, выражается как доля площади, занятой кристаллами, в общей площади плоскости моделирования. К этому направлению относятся работы Л.И. Миркина, например [36].
Во втором направлении были предложены геометрико-вероятностные модели, которые в аналитической форме выражают \\}(t) от параметров процесса кристаллизации: объемной скорости зарождения кристаллов n(t) и линейной скорости их роста и(/). Одними из первых работ этого направления были работы А.Н. Колмогорова [13], Мей л а и Джонсона [15], Авраами [35]. Изящество и красота метода, предложенного А.Н. Колмогоровым, определили широкое распространение выведенного им уравнения.
Кинетическое уравнение А.Н. Колмогорова для роста кристаллов от зародышей [13]:
Кинетика роста эвтектических зерен
Рост эвтектического зерна (ячейки) высокопрочного чугуна - процесс, который достаточно часто становился объектом моделирования. В работе [55] предложено скорость роста ячейки определять на основе стационарного решения диффузионной задачи о перераспределении растворенного компонента - углерода - в оболочке аустенита и окружающем его расплаве. Данный подход получил широкое распространение и продолжает развиваться [52, 56-58]. При этом скорость роста графита определяется двумя способами. Или из условия баланса вещества, т.е. равенства количества углерода, проходящего через оболочку аустенита к графиту, и углерода, идущего на его приращение [46, 52], или на основе решения диффузионной задачи, из выражения, подобного выражению для скорости роста аустенита [57, 58]. В общем виде данная задача поставлена в [27]. Принципиальное отличие такой постановки в том, что рост глобулы графита описывается кинетическим законом, того же вида, что и для аустенитной оболочки (1.2) с р. = 2 [59], а также в том, что кинетика кристаллизации ячейки рассматривается на основе нестационарного решения диффузионной задачи.
Диффузионная задача о перераспределении углерода в оболочке аустенита и окружающем расплаве в предположении протекания только молекулярной диффузии для цилиндрической системы координат (см. рис. 2.3): (2.7) где C(r,t),D,p - концентрационное поле, коэффициент диффузии и плотность аустенита (/ = у), расплава (/ = /) и графита (» = g); к - коэффициент распределения, Rg}Ry,R" -радиусы графита, аустенита и диффузионного слоя; С0 - исходная концентрация расплава. Линейные скорости роста аустенита и графита определяются из выражений: Переохлаждения в этих выражениях связаны с концентрациями известными соотношениями (см. рис. 2.4): Д7//т = Т(В) - щСцу - Тт, &Тф = Т(Е} - rngCy/g - Tm, где С!/у, С1/у = C7(Rg/y t) - соответственно равновесная и фактическая концентрации в расплаве на поверхности аустенита и в аустените на поверхности графита при температуре расплава Тт=ТЕ АТЕ; ТЁ — температура эвтектики; АТР - переохлаждение; mi}mg,T{B),T{E) - соответственно тангенсы углов наклона линий ВС, ES и температуры в точках В, Е на диаграмме Fe-C (см. рис. 2.4). Моделирование эвтектической кристаллизации должно отражать особен ности процесса, установленные в гл.1. Это, прежде всего, два механизма пере хода от однофазной кристаллизации к эвтектической через зарождение второй фазы на (около) поверхности первичных кристаллов и её прививку - и разли чие в кинетике кристаллизации, связанное с отношением первичных кристал лов к базовой фазе. Cfi Предложены две схемы перехода. Схема с первичными кристаллами базовой фазы названа «кольцевой» моделью, с первичными кристаллами ведомой фазы — «лепестковой» (см. рис. 2.5, а). Иллюстрацией этих схем для нормальной и абнормальной эвтектики могут служить рис. 1.6, 2.3 для кольцевой модели и рис. 1.7, 1.8 для лепестковой. На рис. 1.6, а видно, как нормальная эвтектика А1+СиА!2 образует кольца вокруг ветвей первичного кристалла CuAh (базовая фаза). Эвтектическая ячейка высокопрочного чугуна представляет собой кольцо аустенита вокруг первичного кристалла графита (см. рис. 2.3). Если предположить, что на рис. 1.7 белые пятна сечений ветвей первичных кристаллов Sn внутри области, обозначенной штриховой линией, относятся к одному кристаллу, тогда два эвтектических зерна в этой области - лепестки эвтектики Sn+Cd на первичном кристалле. На рис. 1.8 показана лепестковая модель для абнормальной эвтектики; первичный кристалл аустенита несёт на своей поверхности несколько лепестков эвтектических ячеек.
Геометрические построения по лепестковой модели для нормальной эвтектики связаны с трудностями чисто технического характера, избежать которые удается заменой фаз лепесткового кристалла на эквивалентный круг - для первичного кристалла и кольцо - для лепестков эвтектики. Таким образом, обе схемы перехода совпадают по построению, но принципиальное отличие в кинетике их роста сохраняется и пояснено на рис. 2.5, б. После достижения момента времени t , при котором происходит зарождение второй фазы, рост первичного кристалла по кольцевой модели прекращается, тогда как по лепестковой он продолжается еще некоторое время, пока в момент f свободная поверхность первичного кристалла не закроется лепестками эвтектики. Количество эвтектики, обозначенное толщиной эвтектической оболочки на первичном кристалле ARE, растет быстрее в эвтектическом зерне на первичном кристалле базовой фазы, т.е. в кольцевой модели.
Геометрическое моделирование кинетики нормальной эвтектической кристаллизации имеет следующие основные этапы:
1. На каждом временном шаге расчета At выполняется геометрическое построение первичных и эвтектических кристаллов (см. рис. 2.6).
с 2. Первичные кристаллы отображаются с диффузионным слоем Л".
3. Анализируется фронт диффузионного слоя R" и определяется его доля , находящаяся в пересечении диффузионными слоями соседних кристаллов и эвтектическими зернами.
4. Линейная скорость роста первичных кристаллов определяется выражением: и = [д7і/(1- + ЛГ13Ч] (2.10) где АТп и АТп - переохлаждения на поверхностях кристалла для (2.2) и (2.3) граничных условий задачи (2.1). Скорость роста эвтектических зёрен определяется по (2.6).
5. Определяется N-Kn- (ЛГ - АТ У К(Д ) Дг - число первичных кристаллов, зародившихся за At в объёме расплава вне диффузионного слоя кристаллов R . Для каждого кристалла из iV случайным образом определяется место его положения в расплаве.
6. Анализируется тепловое и концентрационное условия на поверхности первичных кристаллов для определения момента зарождения второй фазы эвтектики. В зависимости от принадлежности первичных кристаллов к базовой фазе процесс развивается по одному из направлений, показанных на рис. 2,5, а.
7. Если первичный кристалл относится к базовой фазе и вступает в контакт с эвтектической - это расценивается как прививка на него второй фазы и зарождение нового эвтектического зерна.
При обозначении в геометрических построениях первичных кристаллов, эвтектических зерен и расплава отдельными цветами (тонами), доля каждой фазы определяется как доля того или иного цвета (тона) в поле, обозначающем исходный объем расплава.
Разработаны алгоритмы для компьютерной реализации геометрического моделирования кинетики кристаллизации нормальной эвтектики. Для первичных кристаллов базовой фазы алгоритм одной итерации моделирования приведен на рис. 2.7, на рис. 2.8 - алгоритм для первичных кристаллов ведомой фазы. Здесь использованы следующие обозначения: Rn, ARn, RE, ARE - радиусы первичных кристаллов и эвтектических зёрен и их приращения соответственно; Fu - объём (площадь) расплава вне диффузионного слоя кристаллов (исходного состава); NKp ANn ,AN2 - соответственно общее число первичных кристаллов, число первичных кристаллов, зародившихся за At (со скоростью пп), и число кристаллов второй фазы эвтектики, зародившихся за At на поверхности первичных кристаллов; Рг - признак кристалла: "П"— первичный кристалл, "Э" - эвтектическое зерно, "ПЭ" - первичный кристалл с эвтектическими зернами на его поверхности; С, - доля свободной (сохраняющей контакт с расплавом) поверхности первичного кристалла; CsiCs - концентрация на поверхности первичного кристалла и критическое значение этой концентрации, при которой происходит зарождение второй фазы эвтектики.
На основе алгоритмов написана программа для компьютерного моделирования кинетики нормальной эвтектической кристаллизации. На рис. 2.6 показаны последовательные этапы моделирования: а,б,в - первичная кристаллизация; г - переход от первичной к эвтектической кристаллизации; д,е,ж,з,и,к — эвтектическая кристаллизация.
Математическая модель кристаллизации отливки
Все составные части, необходимые для построения математической модели кристаллизации отливки из эвтектического сплава получены. Теллоперенос описывается с помощью осредненного уравнения, выведенного в п. 3.1. Приращение твердых фаз при кристаллизации определяется методом геометрического моделирования (см. п. 2.3), а массоперенос для первичных кристаллов задается диффузионной задачей (2.1)-(2.3), решаемой в рамках геометрического моделирования.
Выпишем отдельно все уравнения тепловой стороны математической модели. При записи уравнения теплопереноса для зоны кристаллизации примем допущения: неподвижность расплава (\34 = 0) и равенство нулю относительной объемной усадки сплава (є = 0): где Хі( ) Хз(0 граница расплава с зоной кристаллизации отливки и фронт кристаллизации; ?Д/) —плотность теплового потока от формы в окружающую среду; а - коэффициент полной теплоотдачи от стенки литейной формы в окружающую среду; Тос - температура окружающей среды; t - время окончания заливки; S0, Бф - поверхности контакта отливки с формой и формы с окружающей средой. Числовой индекс в уравнениях обозначает состояние сплава: 1 — снятие перегрева расплава; 2 — кристаллизация; 3 - охлаждение. Индекс 4 относит уравнения теплопереноса к литейной форме. При обозначении долей твердых фаз к числовому индексу, использованному в п. 3.1, добавлен буквенный: Р — первичные кристаллы; Е — эвтектика.
Граничное условие (3.24) записано в предположении того, что на фронте ХЛО кристаллизуется только эвтектика, ростом первичных кристаллов можно пренебречь, так как основное их выделение происходит в зоне кристаллизации [24. С. 215].
Граничное условие (3.25) записано в предположении того, что на фронте Хэ(0 кристаллизуется только эвтектика, ростом первичного аустенита можно пренебречь.
1. Выведены осредненные уравнения тепло- и массопереноса для многофазной твердожидкой зоны фронта кристаллизации отливки из эвтектического сплава - общая математическая схема И.Л. Воробьева теории формирования отливки распространена на область эвтектических сплавов. Показаны отличительные особенности выведенных уравнений, позволяющие исследовать влияние на формирование отливок из эвтектических сплавов подвижности кристаллов, а также потоков теплоты и вещества, обусловленных: фазовой усадкой; неоднородностью распределения фаз; неоднородностью распределения средней концентрации на поверхности S4; изменением объёмного отношения фаз в эвтектике.
2. Разработаны математические модели кристаллизации отливки из нормального и абнормального эвтектических сплавов.
Адекватность эксперименту разработанного метода моделирования проверяли сопоставлением результатов расчета и натурного наблюдения кинетики кристаллизации отливок из модельного и промышленно важного (см. гл. 5) эвтектического сплава.
В качестве модельного сплава выбрали нормальную эвтектику Sn+Pb. Удобство использования данного сплава связано с невысокой температурой плавления и тем, что кинетика его кристаллизации относительно полно изучена, а в литературе имеются значения различных его параметров и свойств (в частности кинетических).
Натурное наблюдение кинетики кристаллизации выполняли путем записи термограмм кристаллизации отливок из сплава различных исходных концентраций. На рис. 4.1 показана диаграмма состояния системы Sn-Pb с обозначенными на ней концентрациями, для которых в эксперименте были получены термограммы кристаллизации.
Методика проведения эксперимента состояла в следующем. Сплав, заданной концентрации) приготовляли путем расплавления в силитовой печи в цилиндрическом графитовом тигле исходных чистых компонентов Sn и РЬ. Расплав перегревали на 150 К выше температуры ликвидуса и выдерживали при этой температуре в течение 10 мин. Далее электропитание печи отключали и оставляли расплав остывать вместе с печью до температуры на 50К выше ликвидуса. Затем тигель вынимали из печи и устанавливали в расплав две термопары - одну в центре отливки, другую около её поверхности (см. рис. 4.2). Сверху тигель закрывали асбестовой крышкой и оставляли расплав кристаллизоваться на воздухе.
Геометрическое моделирование кинетики кристаллизации
«Чугун с глобулярным графитом является весьма ценным конструкционным машиностроительным материалом ... этим чугуном во многих случаях можно эффективно заменять ответственейшие стальные детали, детали из ковкого чугуна, бронзы и других цветных сплавов. По своим физико-механическим свойствам чугун с глобулярным графитом перекрыл все виды высококачественных чугунов с пластинчатой формой графита и приближается к свойствам конструкционных качественных сталей» [78]. «При пластинчатой форме графита, благодаря надрезывающему влиянию и концентрации напряжений в острых краях пластинок графита, эффективно используется всего лишь до 30-50% прочности металлической основы. Чугунные отливки с глобулярной формой графита имеют максимальную разобщённость графитовых включений и минимальную концентрацию напряжений. В чугуне с глобулярным графитом обеспечено использование прочности металлической основы на 60-90%» [79].
Явление зародышеобразования в чугунах достаточно сложное и противоречивое [80]. Существует целый ряд теоретических представлений в силу того, что классическая теория гетерогенного зародышеобразования, основанная на принципах структурного и размерного соответствия П.Д. Данкова, СТ. Конобаевского не применима к кристаллизации графита в чугунах, что экспериментально установлено [81]. Гомогенное зародышеобразование также маловероятно в силу необходимости глубокого переохлаждения расплава около 290 С, тогда как фактически высокопрочный чугун кристаллизуется при переохлаждении 10...40 С [80]. Теория образования зародышей графита из распадающихся карбидов железа не в состоянии объяснить присутствие гло-булей графита в перегретом расплаве. Другая теория предполагает образование графита в пузырьках парообразного магния [82]. И, наконец, теория коагуляции представляет расплавленный чугун коллоидным раствором или золем, в котором присутствуют ультрамикроскопические частицы графита. Высокое содержание поверхностно активных элементов в не модифицированном чугуне, таких как кислород и сера, стабилизирует коллоидный раствор, сохраняя размер свободного графита существенно меньше критического, необходимого для начала эвтектической кристаллизации. Модифицирование расплава дестабилизирует коллоидный раствор, содействуя коагуляции мелких включений графита в более крупные - размером больше критического [80, 83].
Из обзора этих теорий можно сделать следующие принципиально важные для изучения кинетики процесса кристаллизации высокопрочного чугуна выводы:
1. Перед началом кристаллизации в модифицированном расплаве чугуна обязательно присутствуют комплексы графита размером больше критического. По крайней мере, часть этих комплексов при достижении эвтектической температуры сразу обволакиваются аустенитом и становятся центрами эвтектической кристаллизации. Будем считать эту часть затравками - готовыми центрами эвтектической кристаллизации.
2. Другую часть графитовых комплексов, а также те комплексы, которые появятся в процессе кристаллизации, будем считать зародышами. Удельная скорость их образования задается выражением: п = КпАТ2. (5.1)
Определенная специфика процесса кристаллизации связана с местом возникновения в расплаве новых эвтектических ячеек. «Сплошная аустенитная оболочка может создаваться вокруг графитных включений несколькими путями. Часто она образуется путем срастания дендритных ветвей (первичного аустенита) за счет отложения на них эвтектического аустенита или наслоения его на одной ветви. ... На включениях графита, зародившихся вдали от поверхности дендрита, аустенитная оболочка создается независимо от дендритов избыточного аустенита путем зарождения аустенита на поверхности графита» [84. С. 17, 18]. В зависимости от места коагуляции графита будем различать два механизма образования на нем оболочки аустенита. Если графит образуется в глубине расплава - аустенит самостоятельно возникает на графите. Если графит образуется около первичного или эвтектического аустенита - последний прививается на графит [46, 55]. «Зародыш графита образуется в пересыщенном расплаве и растет без оболочки аустенита до размера около 10 мкм, после чего он начинает всплывать. В ходе всплытия зародыш сталкивается с первичным аустенитом или оболочкой вокруг крупного включения графита и обволакивается аустенитом» [46. С. 199].
Возникает вопрос нахождения меры, по которой расплав может быть разделен на две области, одна из которых отвечает фразам - «вдали от поверхности» и «в глубине расплава», другая фразам - «около первичного или эвтектического аустенита» и «в пересыщенном расплаве». Естественно принять в качестве этой меры R — фронт диффузионного слоя эвтектических ячеек и кристаллов первичного аустенита. Внутри этого слоя расплав пересыщен атомами углерода, вне - концентрация соответствует исходной концентрации расплава. Схематично оба механизма показаны на рис. 5.1.
