在铸铁连铸型材的生产中，在小直径的灰铸铁型材断口上，其边缘存在厚度约为1～2mm貌似白口的表层。经过在光学徕卡金相显微镜100倍下观察，该层的组织为“点状石墨”，且较稀疏，有时也夹有一些D型石墨(图1)；在金相显微镜400倍下，该“点状石墨”为球化等级不同的“球状石墨”和团、絮状石墨(图2)；腐蚀后观察到在“球状石墨”的周围伴随着一些碳化物(图3)。

首先将主要成分即表1中的2种铁液分别浇入Φ8mm、Φ12mm、Φ20mm的石墨型中，凝固冷却后，取出敲断观察其断口，并进一步观察其金相组织。

(1)对于含1.25%Si的铁液， Φ8mm和Φ12mm试棒的断口均为全白口，无“球状石墨”； Φ20mm的试棒，其断口的外层有4mm，典型的白口组织，再向里为D型石墨，其心部为A型石墨，在表层没有“球状石墨”出现。

(2)对于含2.23%Si的铁液， Φ8mm和Φ12mm的试棒表层则出现了2mm厚的白圈。经观察，即为“球状石墨”，再向内则为D型石墨层，而Φ20mm的试棒断口为灰口，无“球状石墨”层。

已有的研究表明，除了用球化剂进行球化处理可以在铸铁中获得球状石墨外，高纯度Fe2C2Si合金中，石墨也可以结晶成球状[1]。另外在Fe2C2Si合金定向凝固实验中G/R值低于某一数值时或这类实验的淬火区中都可以得到球状石墨[2]。这些研究结果使人们对石墨球化机理的认识得到了提高。人们在2个方面的认识趋于一致:

(1)高纯Fe2C2Si合金中石墨结晶成球状是因为没有S、O在石墨晶面上选择性吸附的结果，即S、O在棱面上([1010])晶面吸咐，降低此面与铁液之间的界面能，从而此面得以优先生长。而工业铸铁都含有足以使石墨生长成片状的S、O量。

(2)如果铸铁凝固时冷却速度快，石墨生长速度快也利于石墨形成球状。人们之所以能在这2个方面认识一致，主要是因为有其实践基础。

从理论上进行分析，这也应该是容易理解的。对于任何1种物质，它的结晶过程都是由形核和长大组成的。当结晶核心形成后，晶核的长大状况则由当时的热力学和动力学条件决定。在一般工业铸铁中由于S、O在石墨晶面上选择性吸附，造成棱面([1010]晶面)生长的热力学条件，因而，石墨长成片状，但这是在比较缓慢冷却条件下得到的结果，也就是生长成为控制环节才能使石墨生长具有选择性。然而，当冷却速度较快时，过冷较大，石墨晶核生长速度大大加快，但C原子的扩散速度却减慢，从而使得扩散成为控制环节，石墨的生长不能进行方向选择，就易于长成球状。

我们在生产条件下观察到的结果和接近生产条件下的实验结果更进一步表明快速冷却确实可以使石墨生成球状。而实验中不同含Si量的铁液所表现出的不同凝固结果说明:对于未经球化处理的工业铁液，当铁液快速冷却其凝固速度很接近白口凝固的凝固速度时，根据生产中的观察以及凝固数值模拟结果的分析，可以估算出:对于本文成分的铁液，此凝固速度大约为0.3～0.5mm/s，只要铁液具有一定的石墨化能力，它既能使C呈石墨形态结晶而又不至于使C的扩散能力过强而生成片状石墨。在此条件下，石墨将呈球状析出。小直径水平连铸灰铁型材的表层出现的球状石墨正是由于冷却速度和铁液化学成分2个条件配合作用的结果。