CHUNKYGRAFIT I SEGJÄRN - EN LITTERATURGENOMGÅNG. K. Hamberg, Chalmers Lindholmen L-E. Björkegren och Z.X. Sun, Svenska Gjuteriföreningen

Transkript

1 CHUNKYGRAFIT I SEGJÄRN - EN LITTERATURGENOMGÅNG K. Hamberg, Chalmers Lindholmen L-E. Björkegren och Z.X. Sun, Svenska Gjuteriföreningen

2 CHUNKYGRAFIT I SEGJÄRN - EN LITTERATURGENOMGÅNG K. Hamberg, Chalmers Lindholmen L-E. Björkegren och Z.X. Sun, Svenska Gjuteriföreningen Svenska Gjuteriföreningen Box 2033, JÖNKÖPING Tel Fax Info@gjuteriforeningen.se

3 2003, Svenska Gjuteriföreningen

4 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN INNEHÅLLSFÖRTECKNING TILLKOMST 1 SAMMANFATTNING 1 1 INLEDNING 2 2 GRAFITENS MORFOLOGI Geometrisk beskrivning 2 3 INVERKAN AV CHUNKYGRAFIT PÅ DE MEKANISKA EGENSKAPERNA Statiska egenskaper Dynamiska egenskaper Kärnbildning och tillväxt av chunkygrafit Effekt av kemisk sammansättning Inverkan av svalningshastighet Inverkan av nodultäthet 14 4 REFERENSER 14 BILAGA 1 16 Chunky graphite in ductile iron, a literature survey Sida

5 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 1 TILLKOMST Denna rapport har sammanställts av Lars-Erik Björkegren, Kenneth Hamberg och Zhong-Xi Sun och utgör resultatet från en litteraturstudie genomförd som ett delprojekt inom det NI-finansierade projektet Gjutdesign 2005 och inom Gjuteriföreningens projekt G 641 Strukturoptimering av kisellegerat segjärn. I arbetsgruppen för delprojektet har ingått: Boo Meyner Evert Eriksson Lars-Erik Björkegren Zhong-Xi Sun Kenneth Hamberg Arvika Gjuteri Arvika Gjuteri Gjuteriföreningen Gjuteriföreningen Chalmers Lindholmen SAMMANFATTNING Den genomförda litteraturstudien är omfattande och redovisas utan att ifrågasätta forskarnas resultat och deras slutsatser. Den fullständiga litteraturstudien föreligger som en engelsk rapport och ges i sin helhet i bilaga 1. Ur denna har ett koncentrat tagits fram på svenska. Följande slutsatser kan dras från litteraturstudien: Chunkygrafit bildas i anslutning till primära austenitdendriter i de sist stelnade områdena. Här finns alla element anrikade som inte kan lösas i austenit och grafit. Man har även konstaterat att dessa områden har ett dåligt kärnbildningstillstånd och en låg nivå på restmagnesiumhalten. Geometriskt liknar chunkygrafit en eutektisk cell som utgår från en kärna men växer i kontakt med smälta och blir därför kraftigt förgrenad. De lokala utskotten växer som ordinär grafit. Det är möjligt att gjuta kisellegerat segjärn (SS 0725) utan större risk för chunkygrafit, trots den höga kiselhalten. Detta förutsätter en hög stelningshastighet och ett bra kärnbildningstillstånd. Det krävs minst noduler/mm 2 för att eliminera risk för chunkygrafit. En tillsats av antimon på ca 0,02-0,04 % förbättrar situationen. Jämförelse mellan före och efter tillsatsen visar att stelningstiden kan fördubblas utan att chunkygrafit bildas. De mekaniska egenskaper som främst påverkas är seghet och utmattningsegenskaper. Det låga värdet på brottsegheten för med sig en ökad känslighet för defekter. Sträckgränsen är i stort oförändrad om material med och utan chunkygrafit jämförs.

6 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 2 1 INLEDNING Problem med chunkygrafit dyker upp med jämna mellanrum i segjärnsproduktion. Ofta finns dessa områden med oregelbunden grafitform i tjockt gods eller i anslutning till matare eller annan värmekälla. Problemet accentueras speciellt om kiselhalten ökar som i det nya kisellegerade segjärnet SS Här kan halten kisel vara så hög som 3,7 %. Den höga kiselhalten ger en lösningshärdad ferritisk mikrostruktur med utomordentlig bearbetbarhet och med lika eller bättre egenskaper än normala ferrit/perlitiskt segjärn. En stående rekommendation i olika arbeten är att hålla kiselhalten så låg som möjligt helst mindre än 2,4 %. Komponenter gjutna i det kisellegerade järnet har i enstaka fall visat en liten tendens till att bilda chunkygrafit trots den höga kiselhalten. I ett pågående projekt Gjutdesign 2005 som finansieras av Nordisk Industrifond och Vinnova finns ett delprojekt som arbetar med denna form av oönskad grafit. Denna rapport är en förkortad svensk översättning av den engelska rapport som i sin helhet finns bifogad i bilaga 1. Orsak till litteraturstudien är dels att lägga grunden till de gjutförsök som kommer att genomföras i den senare delen av projektet och dels för att kartlägga hur de mekaniska egenskaperna förändras när chunkygrafit uppträder. 2 GRAFITENS MORFOLOGI 2.1 Geometrisk beskrivning Betraktar man ett område med chunkygrafit i mikroskop syns ett stort antal mindre grafitklumpar, bild 1. Dessa områden ligger antingen i tjockt gods eller i anslutning till en matarhals eller någon annan värmekälla som förorsakar ett långsamt stelnande i komponenten.

7 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 3 Bild 1 Chunkygrafits utseende i två etsade prov. Till vänster en grövre variant (ref.1) och till höger grafit från en komponent i kisellegerat segjärn SS 0725 (ref. 2). I anslutning till dendritarmarna har en grövre typ av chunkygrafit bildats (vänstra bilden). Från bilderna kan man dra några allmänna slutsatser. Chunkygrafit verkar kärnbildas i anslutning till dendritarmar och att normal grafit (noduler) kan existera i samma områden som chunkygrafit. Ytterligare en observation är att avstånden mellan grafitklumparna i områden med chunkygrafit är litet och att i dessa områden erhålls en ferritisk grundmassa även om man legerat för att nå en perlit/ferritisk eller perlitisk grundmassa. I ett antal arbeten 3-6 beskrivs olika typer av chunkygrafit. Det uppges finnas en finare och en grövre variant samt en som uppstår när en mycket ren smälta används. Liu 3 hittade i sitt arbete en likartad tillväxtmekanism för båda. Det är därför troligt att endast en typ av chunkygrafit existerar. Djupetsas områden med chunkygrafit får man en uppfattning om den tredimensionella uppbyggnaden av grafiten. Itofuij 1 redovisar i sitt arbete en rad bilder som ger en antydan om tillväxtmekanismen, bild 2.

8 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 4 Bild 2 Chunkygrafit i låg och hög förstoring (ref. 1). Slutsatserna från hans arbete och från en rad andra 3, 6-8 är att chunkygrafit kärnbildas vid en kärna och att någon form av störning orsakar en tillväxt av grafit där en stor mängd förgreningar och utskott bildas. Bilden till vänster i bild 2 visar att dendriterna bildas före grafiten och att chunkygrafit bildar ett större sammanhängande område av grafit som liknar den eutektiska cell som kompaktgrafit har. 3 INVERKAN AV CHUNKYGRAFIT PÅ DE MEKANISKA EGENSKAPERNA 3.1 Statiska egenskaper Chunkygrafit påverkar den mekaniska styrkan, störst är påverkan på seghet och utmattningsegenskaper. Den egenskap som påverkas minst är sträckgränsen. En kompilering av Kaufmann 9 illustrerar hur de statiska egenskaperna brottgräns och sträckgräns påverkas. Här är materialet GJS 400 (GGG 400) dvs. ferritiskt segjärn. I bild 3 jämförs normal mikrostruktur med prover som har 100 % chunkygrafit.

9 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 5 MPa Brottgräns Sträckgräns Prov nr Bild 3 Chunkygrafits påverkan på de statiska egenskaperna (ref. 9). Prov nr 1 representerar ett normalt segjärn med sfäriska noduler medan de övriga har degenererad grafit till 100 % chunkygrafit. Provmaterialet är hämtat från tjockväggiga komponenter. Slutsatsen från arbetet i bild 3 är att brottgränsen sjunker kraftigt vid en sådan jämförelse medan sträckgränsen i princip är oförändrad. I ett annat arbete av Breitkreutz 10 konstateras samma sak, här finns även möjlighet att titta på förändringar i duktilitet. Som duktilitetsmått använder han brottförlängningen (A 5 ) som avtar linjärt med mängden chunkygrafit. Han arbetade med ferritiskt segjärn och sambandet framgår av formeln nedan: A 5 =21-0,2 * [% chunkygrafit] (1) En andel på 50 % chunkygrafit halverar brottförlängningen. Det andra seghetsmåttet som studeras är brottseghet, K IC. Även här sjunker K IC linjärt med ökande mängd chunkygrafit 10 : K IC = 97-0,62 * [% chunkygrafit] (2) Brottsegheten påverkas även negativt av mängden kisel. I en litteratur sammanställning av Bradley 11 framgår att kiselhalten påverkar segheten negativt. Detta har även observerats av Björkegren 12. Det nya segjärnet, SS 0725, har en brottseghet som på grund av kiselhalten är ca 16 % lägre än GJS 400 (SS 0717). Bradleys resultat redovisas i bild 4. Brottsegheten är speciellt viktig i utmattningsbelastade konstruktioner och används vid livslängdsberäkningar med spricktillväxt.

10 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 6 Fracture Toughness (MNm-3/2) % Si 3% Si Pearlite (%) 3.2 Dynamiska egenskaper Bild 4 Brottseghetens variation med mängd perlit- och kiselhalt (ref. 11). Utmattningsegenskaperna i material med chunkygrafit har utretts i detalj av Kaufmann 9, han undersökte ett antal defekters inverkan på utmattningshållfastheten. I hans undersökning kapades provstavar ut ur grovt gods med olika typer av defekter. Det material man arbetade med var ferritiskt segjärn GJS 400 (GGG 40). Deras huvudresultat redovisas i ett Haig-diagram, bild 5. Resultaten i bilden bygger på provning som är utförd på polerade provstavar och med konstant lastamplitud. R = -1 motsvarar en lastcykel som ligger symmetriskt kring origo, d.v.s. lika stor del av cykeln ligger på trycksidan som på dragsidan. R = 0 är en cykel som ligger enbart på dragsidan, här finns en medelspänning som är lika stor som lastamplituden. I bilden är x- axel, R = +1 en statisk pålagd last. Huvudbudskapet är att chunkygrafit har en relativt måttlig påverkan på livslängden. Vid R = -1 förloras ca 25 % av utmattningshållfastheten. Sugningar (lunker) och dross är betydligt allvarligare defekter och ger en sänkning på mer än 50 % vid R = -1. Ett annat sätt att undersöka utmattningshållfastheten är att genomföra ett sprickutbredningsprov. Här mäter man sprickans tillväxt per belastningscykel. Det tröskelvärde som kan uppmätas har sin motsvarighet i utmattningsgränsen vid konventionell utmattning och brottsegheten någon slags motsvarighet i brottgränsen. Fördelen med det brottmekaniska angreppssättet är att olika defekters påverkan på livslängden lätt kan beräknas. Bild 6 visar Kaufmanns 9 resultat på ferritiskt segjärn. Här framgår att det knappast finns någon påverkan på tröskelvärdet om man jämför normal grafitform med chunkygrafit. Kurvornas lutning är även den likartade för båda varianterna. Den stora skillnaden är förskjutningen av K C mot lägre värden. K C motsvarar K IC men alla krav som provningsstandarden ställer är inte uppfyllda.

11 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 7 Spänningsamplitud (MPa) Medelspänning (MPa) Bild 5 Haigh-diagram som visar olika defekters effekt på utmattningshållfastheten (ref. 9). Betraktar man bild 6 som visar sprickutbredningsresultaten skall man vara medveten om att det finns stora spridningar i de data som förekommer i litteraturen. Jämförs olika sprickutbredningsdata för normalt segjärn hittar man lätt spridningar av den storleksordning som Kaufmann 9 redovisar som skillnad mellan defekt och inte defekt mikrostruktur. Klart framgår dock en tendens att livslängden blir kortare för en komponent som har lägre brottseghet (lutningen på linjerna blir brantare i bild 6). Detta innebär även att risken för sprödbrott ökar kraftigt.

12 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 8 Bild 6 Sprickutbredningsresultat, som visar inverkan av chunkygrafit och andra defekter (ref. 9). 3.3 Kärnbildning och tillväxt av chunkygrafit En av de första teorier om chunkygrafits uppkomst härstammar från Karsay, han ansåg att chunkygrafit uppstod på grund av att små bitar från normal grafit lossnade och samlades i de sist stelnade områdena där de började tillväxa. Senare arbeten har visat att denna ansats är felaktig. Litteraturgenomgången visar på två skolor när de gäller kärnbildning av chunkygrafit. Den mer accepterade uppfattningen 1, 8 är att kärnbildning av grafit sker som normal heterogen kärnbildning men i områden där kylningshastigheten är låg. Det senare innebär att den grafit som bildas blir grov och att den kvarvarande smältan blir anrikad av element som inte löses av austenit eller grafit. Den andra skolan, som leds av Itofuij 1,13, anser att kärnbildning av grafit startar från gasbubblor. Bubblorna kommer från magnesiumånga, kalciumånga eller vätgas. Även här sker kärnbildning i områden med låg stelningshastighet. Denna teori diskuteras inte vidare då den förstnämnda verkar vara den mer accepterade uppfattningen.

13 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 9 Bild 7 Principiell bild för hur chunkygrafit kärnbildas i segjärn (ref. 9). Zhou 8 förklarar det principiella förloppet för ett eutektiskt stelnande i bild 7. Stelningen startar med att primära austenitdendriter bildas då legeringen förutsätts vara lätt undereutektisk, dessa är något tyngre än smältan och sjunker sakta. Kolhalten stiger nu i anslutning till dendriterna och grafit kärnbildas heterogent på något substrat. Den grafit som bildas är lättare än smältan och stiger sakta. Substratet som grafiten kärnbildas på är en liten partikel. Partikeln kan vara en sulfid, oxid, nitrid eller en karbid med Mg-bas, Ca-bas alternativ bestående av någon form av REM. 1,13 När grafiten är kärnbildad ligger den i direkt kontakt med smältan. Detta skeende är kortvarigt då den av kol utarmade smältan runt nodulen har en stark strävan att bilda ett austenitskal. Sker processen snabbt kommer all tillväxt av grafit att ske genom en diffusionsprocess där kolatomer diffunderar genom austenitskalet. Normalt ger processen grafitnoduler. Skulle grafitnodulen inte omslutas helt av austenit utan att kanaler av smält järn skulle stå i kontakt med grafiten kommer den ca 20 % snabbare diffusionshastighet 14 av kol i smälta att leda till en tillväxt i den riktning kanalen är öppen. Enligt Zhou 8 är detta orsaken till bildning av chunkygrafit i kombination av långsam avkylningshastighet i området, hög halt av segrande ämnen och ett dåligt kärnbildningstillstånd i området. Bild 8 Degenererad grafit i ett förstadium efter Itofuij 13.

14 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 10 Bild 8 visar ett exempel på kanaler som är öppna mot smältan. Den är från ett prov som efter viss stelning snabbkylts. Den nålformiga mikrostrukturen är martensit. Den restsmälta som finns i kanalerna är ofta rik på föroreningselement av olika slag. Zhou 8 hittade höga halter av cerium i dessa kanaler. Itofuij 1 anger att man funnit en ökning av Ca, Y, och Ce i anslutning till chunkygrafit. Gemensamt är även att mängden Mg är lägre 1,8,13,14 i områden med chunkygrafit jämfört med normal grafitutskiljning. En direkt jämförelse mellan segringsbilder är svår att göra mellan de olika arbetena då dessa utförts på olika sätt och med olika chargeringsmaterial och förutsättningar för smältans stelning. Orsaken till att det bildas öppna kanaler mot smältan är att de element som normalt är olösliga i grafit och austenit ger en smälta med lokalt lägre smältpunkt 8. Gemensamt är att man anser att chunkygrafit börjar bildas i mitten och slutet av stelningsförloppet. En avvikande uppfattning om bildningsmekanism framfördes av Liu 5. Han 8, 15 anser att stora noduler sönderfaller till chunkygrafit. Han har liksom andra sett att det finns en rad övergångsformer från fjällgrafitbildning i gråjärn till segjärn och att det finns klara kopplingar mellan bildning av de olika övergångsformerna. Liu 5 ritade följande principiella skisser, bild 9, över olika grafitbildningar. Han anser att de olika sektorerna börjar växa oberoende av varandra och bilda en cell av chunkygrafit. Bild 9 Liu s uppfattning om chunkygrafits bildning (ref. 5). I arbetet av Prinz 15 diskuteras orsaken till att chunkygrafit bildas här framförs förutom de öppna kanalerna följande orsaker till varför grafiten börjar växa förgrenat och bilda chunkygrafit: Turbulens i restsmältan stör austenitbildningen runt grafitnodulerna Stora noduler brister på grund av höga inre spänningar Element som segrar till grafitytan och sänker ytenergin (främst kalcium) Ett sämre kärnbildningstillstånd i smältan i dessa områden.

15 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN Effekt av kemisk sammansättning En slutsats från diskussionen om bildningsmekanismer är att det är nödvändigt att undvika grov mikrostruktur och segringar i områden med restsmälta. Den mest effektiva åtgärden är att tillsätta ämnen som förbättrar kärnbildning av grafit och se till att svalningshastigheten i det kritiska området blir så hög som möjligt. I litteraturen rapporteras att nodultätheten 16,17 bör minst vara någonstans mellan noduler/mm 2. En effektiv åtgärd som är känd är att smältor som ligger nära den eutektiska sammansättning (C ekv = 4, 33 %) ger en hög nodultäthet och noduler som är kompakta och välformade. Vad som är mindre känt är att en hög kiselhalt förbättrar detta. 18 Av den anledningen är det nödvändigt att beakta kolekvivalenten där både kisel och kol samverkar. En sammanställning av AFS 19 visar rekommenderat förhållande mellan kol och kisel. Området för bra sammansättning inramas av två kolekvivalenter 3,9 och 4,55 %. Vid grovt gods och risk för chunkygrafit finns angivet i litteraturen att inte använda kolekvivalenter över 4,3 %. Som framkommer av bild 10 ligger hjulnav till lastbilar, tillverkade i SS 0725, i ett område där AFS anser att det inte är lämpligt. Praktiska gjutförsök vid ett flertal tillfällen har givit nodulärt segjärn av god kvalitet 2. 4 SS ,5 Risk för porositeter Kisel halt (%) 3 2,5 2 1,5 Risk för sugningar Risk för grafit flotation Bra sammansättning Risk för vitt stelnande 1 3,30 3,40 3,50 3,60 3,70 3,80 3,90 4,00 4,10 4,20 4,30 Kol halt (%) Bild 10 AFS rekommenderar följande förhållande mellan kol och kisel för segjärn (ref. 19).

16 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 12 Itofuij 13 ger följande praktiska rekommendation om lämplig kemisk sammansättning av smältan och smältbehandling för att undvika chunkygrafit: Överhetta smältan vid en temperatur som ligger över 1500 C, i mer än 5 min. Kemisk sammansättning: 3,4 < C <3,6 4,10< C ekv < 4,20 1,8 < Si <2,4 0,040 <Mg <0,050 Mn < 0,35 Ca <0,0030 0,030 < P< 0,040 0,005 < S <0,015 Gjuttemperatur ca C över legeringens smältpunkt. Ce skall stökiometriskt balanseras av totala mängden av Al, As, Bi, Pb, Sb, och Sn. Här är rekommendationen att kiselhalten skall vara låg. En annan rekommendation är att om man behöver hög kiselhalt kan en del av kiselmängden ersättas med nickel. Dock får högst en tredjedel av kislet ersättas med nickel. Orsaken till detta är att om totala mängden koppar och nickel ligger högre än 0,8 % kommer grafiten att börja bli oregelbunden 21. Prinz 15 har i sin litteratursammanställning diskuterat de element som framförallt gynnar bildning av chunkygrafit. Dessa är kisel, koppar, nickel, kalcium och cerium. Karasy 18 anger motsvarande element som gynnar bildande av chunkygrafit. Botemedel som anges i litteraturen är bly, antimon, arsenik bismut, tenn och bor. Dessa ämnen anges både av Prinz och Karsay. Kemiskt är de båda grupperna något olika. Den oxid som dessa bildar är oxider med låg smältpunkt. Dessa ämnen ger även en högre nodultäthet och noduler med en bättre form. Medan ämnen som gynnar bildning av chunkygrafit är ämnen som ger stabila oxider vid en hög temperatur över likvidustemperaturen. Av botemedlen är antimon det praktiskt mest intressanta då detta ämne inte är giftigt och inte anrikas i returskrotet som många av de övriga gör, bly är ett bra exempel. Karsay 18 anger tenn som ett botemedel. Tenn är ointressant i ferritiskt segjärn då det är en kraftig perlitbildare. Vid de halter som behövs för den kiselhalt som SS 0725 kräver är risken överhängande att intercellulärakarbider 11 bildas då tenn även är en karbidbildare. Bor är en kraftig karbidbildare medan bly och arsenik är giftiga, vilket i praktiken utesluter dessa tre. 3.5 Inverkan av svalningshastighet Svalningshastigheten har en kraftig inverkan på nodultäthet och därmed på de segringar, som kan bildas i godset. Prinz 15 och Zhou 8 har gjort ett stort antal gjutförsök, bild 11.

17 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 13 Stelningstid (min) 140,0 120,0 100,0 80,0 60,0 40,0 20,0 Alla " " Ref. 21 2% FeSiMg behandling 0,45% FeSi75 ympning Ingen chunkygrafit B A C Yingyi/Zhu, Ref. 7 Ref. 21, 1% NiMg + 0,5 % FeSi75 Ökad risk för chunkygrafit Zhou, Ref. 8 Prinz, Ref. 15 Hjulnav (SS0725) 1,7 1,9 2,1 2,3 2,5 2,7 2,9 3,1 3,3 3,5 3,7 3,9 4,1 Kisel (%) Bild 11 Inverkan av stelningstid och kiselhalt på bildning av chunkygrafit. Deras arbetet visar ett klart samband mellan stelningshastighet, kiselhalt och bildning av och chunkygrafit. Allmänt gäller att ju högre kiselhalt desto kortare måste stelningstiden vara i de områden som stelnar sist. Den skillnad som finns mellan undersökningen av Prinz och Zhou finns i mängden spårelement, främst Al och Ca. Prinz diskuterar detta och anser att han har en smälta som är mer förorenad och med en högre kiselhalt Ytterligare en skillnad mellan det två arbetena är smältbehandlingen. För att ytterligare belysa detta har arbeten av Xi 21 och Yingyi 7 förts in i bilden. Xi utnyttjade olika behandlingslegeringar och ympmedel. Han började med att öka stelningstiden vid en konstant kiselhalt. Hans försök visar att ju kortare stelningstid desto mer välformade grafitnoduler erhölls. Minskades kiselhalten blev grafiten normal vid en något kortare stelningstid. En stor förbättring skedde vid byte till en NiMg-legering vid behandlingen, dessa försök finns i bild 11 omskrivna av en oval. Tre ytterligare experiment (A, B, C) genomfördes. Experiment A genomfördes med konventionell ferrokisellegering, mängderna finns angivna i bild 11. Det som skiljer är att vid experiment A tillsattes 0,02 % antimon. Stelningstiden kunde nu fördubblas jämfört med tidigare. I experiment B användes NiMg-legering och större mängd ympmedel (1,6 % FeSi-legering) resultatet blev jämförbart med experiment A.

18 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 14 Vid det tredje försöket tillsattes 0,02 % misch metall och 0,02 % antimon med utmärkt resultat. Yingyi 7 gick en annan väg han undersökte olika tillsatser av sällsynta jordartsmetaller och fick också bra resultat. Speciellt blandning av cerium och lantan och ren yttrium gav goda resultat. Han fick normal grafitstruktur vid stelningstider upp till 130 min. Dessa försök visar att tillsatser av olika slag och en noggrann och genomtänkt smältbehandling kan minska riskerna för bildning av chunkygrafit. 3.6 Inverkan av nodultäthet Den kemiska sammansättningen är viktig i kombination med svalningshastigheten. Detta framgår klart av det som beskrivits om bildningsmekanismen av chunkygrafit. Dessa två parametrar är avgörande för hur hög nodultätheten blir. Det har framkommit av litteraturgenomgången att en minimal nodultäthet ligger någonstans mellan noduler per kvadratmillimeter 16,17. 4 REFERENSER 1. Itofuij H., Uchikawa H., Formation Mechanism of Chunky Graphite in Heavy-Section Ductile Cast Iron, 1990, AFS Transactions, Vol. 42, pp Björkegren L.E., Hamberg K., Lätta segjärnskonstruktioner genom optimering av materialegenskaper och konstruktivutformning, 1997, Gjuteriföreningsskrift Liu P.C., Li C.L.,Wu D.H., SEM Study of Chunky Graphite in Heavy Section Ductile Iron, 1983, AFS Transactions, vol. 51, pp Barton R. Nodular Iron: Possible Structural Defects and Their Prevention, 1983, Foundry Trade Journal, July, vol. 14, pp Liu P.C., Loper Jr. C.R., SEM Study of the Graphite morpohology in Cast Iron, 1980, Scanning Electorn Microscopy, vol. 1, pp Strizik P., Contribution to the Mechanism of Formation of Chunky Graphite, 1976, AFS International Cast Metal Journal, no 3, pp Yingyi, N., Zhu Z., A study of the rare earth effect on chunky graphite formation in heavy section ductile iron, 1988, Foundryman 81, Nr. 8, pp Zhou. J., Schmitz W., Engler S., Untersuchung der Geügebildung von Gusseisen mit Kugelgraphit bei langsamer Erstarrung, 1987, Giesseriforschung vol 39, Heft 2 pp

19 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN Kaufmann H., Zur schwingfesten Bemeßung dickwandiger Bauteile aus GGG-50 unter Berücksichtigung gießtechnisch bedingter Gefügeungänzen, 1998, LBF-Bericht NR. FB-214 (1998) 10. Breitkreutz K., Frenz H., Portella P. D., Zur quantitativen Bestimmung des Chunky-Graphits in Gußeisen, 1991, Prakt. Met 28, pp Bradley W.L., Srinivasan M.N., Fracture and fracture toughness of cast irons, 1990, Int. Materials Reviews, Vol. 35, No.3 pp Björkegren L-E., Ferritiskt segjärn med förhöjd kiselhalt, 1994, Gjuteriföreningsrapport Ihofuji H., Proposal of a site Theory, 1996, AFS Transactions , pp Zang Z., Flower H.M., Niu Y., Classification of degenerate graphite and its formation process in heavy section ductile iron, 1989, Materials Science and Technology, Vol. 5, pp Prinz B., Eschborn K. J., Schulze T., Döpp R., Schürmann E., Untersuchung von Ursachen von Graphitentartung bei Gusseisen mit Kugelgraphit in Form von Chunky-Graphit, 1991, Giessereifurschung, Vol. 43, Nr. 3, pp Hoover Jr. H:W., A literature Survey on Degeneraed Graphite in Heavy Section Ductile Iron, 1986, AFS Transactions, vol 102, pp Hayrynen K.L., Moore D.J., Rundman K.B. Heavy Section Ductile Iron:Production and Microsegregation, 1988, AFS Transactions, vol. 183, pp Karsay I S., Ductile Iron Production I, 1976, QIT Corporation 19. Ductile Iron, Molten Metal Processing, 2 nd Edition, 1986, American Foundrymen s Society, Des Plaines, IL 20. Hasse S., Pacyna H., Döpp R., Beitrag zur Steigerung der mechanischen Eigenschaften von perlitischem Gußeisen mit Kugelgraphit im Gußzustand, Teil 2, 1995, Giesseriforschung 47, Nr. 3, pp Xi T.C., Fargues J., Margerie J.C. Formation and Prevention of Chunky Graphite in slowly cooled Nodular Irons 1985, In Proc of Mat. Res. Symp., Vol. 34, pp , Elsevier Science Publishing Co.

20 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 16 CHUNKY GRAPHITE IN DUCTILE IRON, A LITERATURE SURVEY K. Hamberg, Chalmers Lindholmen L-E. Björkegren and Z.X. Sun,, Swedish Foundry Association BACKGROUND Microstructures that develop during solidification of a ductile iron casting are to a great extent influenced by the specific foundry process. 1-7 The casting itself affects the solidification by its thickness and complexity. Foundry process variables are charge materials, temperature history until pouring and the inoculation process in combination with the type of mould and gating technique used by the foundry. One operation in the process that is often overlooked is the cooling time from pouring to the knock out. In this period of time a eutectoid reaction occurs and the hardness of the pearlite is determined. Pouring the melt into the mould does not affect the microstructure but it can give an impact on the defect distribution if a poor ingate system is used. All these process variables contribute to the properties of the casting. It is important to note that the microstructure determines the strength and ductility of the cast component, and that defects have a great impact on toughness and fatigue properties. Significant in this context is the scrap quality that is used; the amount and type of trace elements are especially important. These elements are often not specified when the casting is purchased but they can be of vital importance during solidification of the melt. Graphite formation and all its various morphologies have been described in numerous reports, particularly at the end of the 1980 s and the beginning of the 1990 s. The aim of this work is to summarise some of the work done, focussing especially on the formation of chunky graphite. Chunky graphite is a form of degenerate graphite, which often develops in the final solidification regions of heavy castings. Of special interest in this study is the influence of silicon, as the newly developed ductile iron, ISO GJS has a silicon level of 3,7 %. Components cast in this alloy sometimes show a slight tendency to form chunky graphite. The graphite degeneration can significantly reduce the mechanical properties of the casting. 7, 8

21 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 17 GRAPHITE MORPHOLOGY Normal formation of the micro constituents in cast ductile iron It is common knowledge that a eutectic cast iron solidifies to graphite and austenite in a eutectic transformation. The way this reaction develops determines the microstructural characteristics of the casting. The two constituents in the reaction nucleate and grow independently of each other, 9 figure 1 illustrates this sequence. Austenite dendrites solidify first and the melt is enriched with carbon, especially in the regions between the secondary arms and the stem of the dendrites. This is the preferred site for graphite nucleation. There are two main theories of graphite nucleation, suggesting it can nucleate either heterogeneously 9-13 or with the aid of a gas bubble. 14,15 Heterogeneous nucleation can start on various nucleating particles, including e.g. a sulphide, oxide, nitride and /or carbide of Mg, Ca or rare earth elements. 1,15 A graphite crystal can also nucleate randomly in the melt. Gas bubbles originate from Ca and/or Mg-vapour The graphite nucleus is a hexagonal crystal with six prism planes and two basal planes. 1 Thermodynamics stipulates that growth take place on the plane with the lowest interfacial energy in the melt. If surface active elements such as oxygen and sulphur are present on the basal plane then carbon atoms from the melt will preferentially be added to the prism plane and thus nucleate a graphite flake. 1-3 Growth direction 2 Heat flow 1 1 Figure 1 Principal nucleation and growth of austenite dendrites and graphite nodules in molten iron. After a nodularisation treatment with a FeSiMg-alloy the surface-active elements are removed and the growth occurs on the basal plane. An early proposal 4,15 is a screw dislocation mechanism that leads to a spiral growth.

22 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 18 Here the nodule growth is obtained from a common centre with numerous closed packed spirals. Theories also emphasize the importance of undercooling of the melt due to the spheroidising elements close to the graphite nodule. Another proposal 5 claims a frequent branching of the crystal. If a layer of austenite encloses the graphite after nucleation then its growth slows down considerably due to the diffusion process that is now the rate determining process (see no. 2 in figure 1). When the nodule is large this takes some time and channels of molten iron can be in contact with the graphite nodule. A carbon atom can move up to ten times faster in the liquid compared to diffusion in solid austenite. 17 This leads to rapid nodule growth in the direction of the channels and a degenerated nodule starts to grow 9,17,18 (see no. 1 in figure 1). Thermal convection and the stresses in the graphite/austenite complex explain the channel formation. 10 If the size of the graphite is large segregation can occur and the remaining liquid in the channels becomes enriched with various trace elements and other carbide forming elements. Geometrical description of chunky graphite On a polished surface the chunky or chunk graphite looks like a great number of small lumps in certain areas of the casting. These areas are often the last to solidify (lowest cooling rate). Initially the general view was that chunky graphite had its origin in small pieces broken off the ordinary graphite nodules. 19 The photomicrographs in figure 2 show some examples of chunky graphite. The numbers on the micrographs indicate ferrite (1), chunky graphite (2) and a normal graphite nodule (3). From these micographs some general conclusions can be drawn. A glance at the chunky graphite areas gives some justification to the old theory that chunky graphite was small isolated pieces of graphite. Other conclusions that can be drawn from figure 2 are that chunky graphite seems to nucleate in the vicinity of the austenite dendrite arms. It is also evident that normal graphite nodules can coexist with the degenerate chunky graphite in certain areas (figure 2, micrograph to the right). The distance between the graphite chunks is always small and therefore the matrix suffers a significant risk of being ferritic after cooling down to room temperature.

23 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN Figure 2 Chunky graphite in a heavy section 14 (left) and in a smaller casting made from a high purity melt 20 (right) (100 x). Several reports 7,21-23 claim that there are two types of chunky graphite, a coarse type that appears in heavy sections, as shown in figure 2 (left) and one that has a finer graphite structure which appears in thinner castings. Barton 21 has also discovered a finer type of chunky graphite that develops in castings made from high purity melts. Figure 2 (right) shows such an example 20 of finer chunky graphite. Karsay 5 reports finding striking similarities in the growth of ordinary graphite nodules and the growth of chunky graphite. Figure 3 presents pictures of ion etched samples of both varieties, here the basal plane orientation appear as ridges on the graphite surface. The lath-like structure can be evidence of the spiral growth process. Karsay s early opinion was that chunky graphite was pieces of nodules that broke off and grew in a disordered fashion. In another report by Liu et. al 7 the conclusion was that growth in chunky graphite occurs in a spiral along the c-axis of the crystal, but with a frequent branching. Another conclusion 7 was that all kinds of chunky graphite seem to have the same growth mechanism. Figure 3 Ion-etched graphite nodule to the left and chunky-graphite to the right (ref. 4.).

24 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 20 Today experimental evidence shows that the small chunks of graphite on a polished surface are interconnected in a network. Itofuij 14,16 and Liu 7 have shown this in SEM studies on deep etched samples that the graphite conbildation has a resemblance of a eutectic cell in grey iron. In figure 4 some examples are shown from Itofuij s work. 14 Figure 4 Chunky graphite in low and high magnification (ref.14). It is clear that the chunky graphite is interconnected and frequently branched. Growth takes place in the c-direction of the crystal and contains clustered pyramidal segments. In figure 4 it is deduced that the graphite grow around the austenite dendrite arms. Area 1 in figure 2 and the hole in the graphite skeleton in the left micrograph in figure 4 show dendrite arms. At higher magnification the lath-like structure discovered by Karsay is evident. A comparison of graphite growth mechanisms in compact iron and graphite in the form of chunky graphite and in graphite nodules 10,14 shows striking similarities. The only difference seems to be the branching and the co-operation with the growing austenite. There are therefore quite a number of publications 6-7, 9-10, 14, 17, 24 that point out these similarities. It seems that the nucleation and growth of the austenite and the growth rate of this phase in the eutectic reaction is important. Despite the different opinions on the initiation issue the growth mechanism of the graphite seems to be the same.

25 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 21 Figure 5 Formation of graphite (ref. 10). Numerous studies of the microstructure in cast iron have shown that various morphologies of graphite can occur, varying from flake to spherical form. Prinz et. al 10 has made an attempt to present a unifying theory of the graphite growth mechanism. Figure 5 10 shows the various graphite appearances with the degree of cooperation in the eutectic transformation. Prinz et al conclude that the foundry process largely influences the different morphologies, which greatly affects the final mechanical properties. Therefore it is of importance to understand the formation mechanism(s) of the intermediate forms of graphite such as compact graphite and chunky graphite. EFFECT OF CHUNKY GRAPHITE ON MECHANICAL PROPERTIES Static properties Degeneration of graphite lowers the mechanical strength, especially ductility and consequently fracture toughness. As an example of the influence on strength Kaufmann s 8 results in figure 15 can be used. Not surprisingly the influence on the ultimate strength is significant. In this example a comparison is made between 0 % and 100 % chunky graphite. This case is rarely seen in practice. Cox 41 made a similar study where he found that in zones with chunky graphite tensile strength was reduced by 20-25% and elongation by as much as 50% when compared with sections of the casting that displayed normal graphite nodules. Figure 6 (after Kaufmann 8) compares normal ductile iron Grade 450 in specimen 1 with specimens with 100 % chunky graphite in specimens Here the ultimate strength is strongly reduced while the yield strength is hardly affected. This has also been reported elsewhere, e.g. by Hasse. 25

26 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 22 Strength Ultimate strength Yield strength Specimen Figure 6 Influence of chunky graphite on strength. (N.o 1 represents normal graphite nodules). This picture can completely be reversed if e.g. the pearlite content is allowed to alter as in the work of Karsay. 19 Here he used tin as a remedy to reduce the amount of chunky graphite, and this affects the mechanical strength. A re-plot of table 2 in Karsay s work is displayed in figure 7. Adding 0,1 % Sn avoided the formation of chunky graphite, and this action caused the pearlite content to increase by 3 to 60 %. Such a great increase in the amount of pearlite affects the strength and this makes the comparison difficult. Generally strength is relatively insensitive to moderate variations in the amount of chunky graphite. 600 Strength (MPa) Ultimate Strength Yield Strength Chunky grafite (%) Figure 7 Influence of the amount of chunky graphite on the mechanical properties (ref. 19).

27 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 23 Ductility In Kaufmann s 8 case the ductility (elongation to fracture, A 5 ) decreased drastically from 24% to on average 2%. Other results reported by Karsay 19 show a more moderate drop due to microstructural variations in the matrix. Here the decrease is not statistically certain. A more comprehensive investigation made by Breitkreutz 26 using grade 450 material shows a linear decrease in ductility (A 5 -value) with increasing amount of chunky graphite. Some results from this study are shown in figure 8. Graphite has a low ductility, and as the graphite is interconnected large cracks can develop as soon as the material is placed under tensile stress. In-situ experiments by Mörtsell 27 have shown this behaviour in ferritic ductile iron and in ferritic/pearlitic grade 500 alloy. Cracks start to develop at the graphite/matrix interface approximately when the yield stress is reached. Fracture Elongation (%) Fraction of fracture surface with Chunky Graphit (%) Figure 8 Decrease in ductility as a function of area fraction of chunky graphite (ref. 26). From figure 8 it is clear that ductility decreases linearly with the amount of fracture surface showing chunky graphite. As a rule of thumb one can propose the following relation based on Breitkreutz. 26 A 5 = 21-0,2 * [% chunky graphite on fracture surface] (1) Fracture Toughness The other important ductility parameter is the fracture toughness. This quantity is especially relevant in combination with fatigue and crack propagation when it determines the lifetime of a component.

28 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 24 Fracture Toughness (MNm -3/2 ) K IC = 97-0,6175x(% chunky) R 2 = 0, Chunky Graphite Fracture surface (%) Figure 9 Variation in fracture toughness due to the amount of chunky graphite on the fracture surface (ref. 26). One chemical species that has in practice a great impact on the fracture toughness is silicon. This is especially interesting when the aim is to use high silicon content in order to avoid pearlite in the matrix. In a review by Bradley 28 et. al. (see figure 10) it is clear that a higher silicon content lowers the fracture toughness in ductile iron. Fracture Toughness (MNm-3/2) % Si 3% Si Pearlite (%) Figure 10 Influence of silicon and the pearlite content on the fracture toughness of ductile iron (ref. 28). This decrease in fracture toughness has also been seen in works by Björkegren, 29 where high silicon ductile iron was studied. A comparison shows a good resemblance between the two works. If the silicon content is increased from 2,3 % to 3,74 % as reported by Björkegren the fracture toughness drops approximately 15%. A corresponding but greater decrease in fracture toughness can be seen in figure 10. Extrapolation to zero pearlite content and a simple calculation gives a reduction of more than 50 %.

29 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 25 Fatigue properties The reasons for this may be that Björkegren used a clean melt consisting only of pig iron and clean scrap from sheet pressing, while Bradley used an ordinary base iron. The other technically important parameter that is strongly influenced by the graphite shape is the fatigue properties. Kaufmann 8 has made an interesting examination of how the fatigue properties in ferritic ductile iron (Grade 400 or GGG 40) are influenced by various foundry defects and degenerate graphite in heavy sections. Figure 11 below shows a Haigh diagram over the results for constant amplitude fatigue testing. Here R is the stress ratio (σ min /σ max ) and R= -1 represents fully reversed loading and R= 0 zero to maximum loading. As shown in this investigation, dross and shrinkage defects (lunker) have a much more important influence than those of chunky graphite. Compared to normal graphite (ohne entartungen), chunky graphite causes about 25% reduction in fatigue strength at fully reversed loading. Another conclusion is that chunky graphite is one of the less severe defects in this investigation. The figure shows that a specimen with a polished surface but containing chunky graphite has the same fatigue strength as a specimen with normal graphite but with the as cast surface. Stress amplitude Mean stress Figure 11 Haigh diagram over a ferritic ductile iron cast in heavy sections (ref. 8).

30 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 26 Another way of investigating the fatigue strength is to monitor the fatigue crack propagation rate. In figure 12 the propagation rate is on the y-axis (in mm /cycle) and the stress intensity on the x-axis. The threshold value which corresponds to the fatigue limit seems to be more or less unaffected when specimens with and without chunky graphite are compared. This is also valid for the m-value (the slope of the curves in figure 12). The greatest difference is found in the K c -value (corresponds with fracture toughness). The K c value for the microstructure containing chunky graphite is about 50 % lower compared to normal graphite. The risk for a reduced lifetime is thereby increased and also the possibility for a brittle fracture. When other crack propagation data for normal microstructures is compared with the GGG-40 data in figure 12 the scatter that emerges is of the same order as the difference between the red and the black lines in the figure. If different data sources for fracture toughness are compared the scatter may be much greater due to different test materials and thickness of the test specimens. Figure 12 Fatigue crack propagation data for normal ferritic ductile iron and with degenerate graphite (ref. 8).

31 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 27 FORMATION MECHANISM OF CHUNKY GRAPHITE The gas bubble theory Rejection of castings due to chunky graphite formation often becomes a problem in thick wall castings. Although there have been many studies of the snow like graphite, no unified theory for its formation has yet been proposed. There are essentially two dominating theories for formation of chunky graphite, both starting with the nucleation of graphite nodules. The first theory to be proposed is shown schematically in figure 13. The theory is an extension of the bubble theory suggested by Karsay 5 and further elaborated by Itofuij 14,16,30 et. al. Itofuij is of the opinion that bubbles of vaporised magnesium gas can act as nucleation sites in ductile iron. Other gases that may also play a similar role are vaporised calcium, and adsorbed hydrogen in the case of a rare earth containing melt. Sometimes other substrates can cooperate with the gas bubble but the latter is not the important variable in graphite nucleation. Graphite nucleates on the periphery of the bubble and grows towards the centre. Normally the small graphite nodule is in direct contact with the melt, but sooner or later austenite envelopes the nodule and carbon atoms must diffuse though the austenite shell. If the nodule envelops quickly normal ductile iron with graphite nodules develops. Depending on the conditions in the last liquid channel in the austenite shell dispersed graphite may occur. Figure 13 Formation process of different forms of graphite morphologies (ref 14).

32 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 28 In the case of chunky graphite Itofuij blames shortage of Mg-bubbles for the formation of chunky graphite. Experimental findings to support this view are the discovery of metallic magnesium and segregated silicon at the initiation sites of chunky graphite. Some reasons for lack of Mg-gas bubbles according to Itofuij 31 are: Mg gas bubbles may float out from liquid iron according to Stoke s law Mg gas changes to the liquid state due to the eutectic expansion pressure. As depicted in figure 13 normal graphite nucleation starts the solidification process. Somewhere in the middle of the solidification process for some reason 9, 32 chunky graphite nucleates at the austenite/residual liquid interface. Zhou and Prinz 10 share this opinion even though conflicting arguments appear concerning the details. These three authors are also in agreement on the importance of the graphite being in contact with the melt during the growth of chunky graphite. Graphite in contact with the melt promotes degenerate graphite due to the much faster diffusion of carbon in the melt. Figure 14 below shows some evidence for the existence of the liquid channels and for the formation of degenerate graphite along those channels. Figure 14 Evidence of liquid channels through the austenite shell in the early stage of graphite degeneration (ref. 15). This means that thin liquid channels of residual melt must be open to the growing graphite. Consequently the melt is strongly influences by segregation of different elements. Itofuij mentions elements like Ce, Al, P, S, Ti, O, and N as elements that segregate to the last liquid to solidify. The key in this process is the formation of austenite, the segregation, and how this affects the solidus temperature in the last liquid. The theory based on heterogeneous nucleation The second theory on graphite nucleation is based on heterogeneous nucleation of graphite. Zhou 9 and Printz 10 start their discussion with a hypoeutectic iron melt. Here the graphite nucleates directly in the melt. The nucleation is heterogeneous on a substrate with rather complicated chemical composition. A substrate for graphite nucleation may be sulphide, oxide, nitride and/or carbides of Mg, Ca or some rare earth elements. 1,33

33 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 29 Figure 15a and 15b visualize the entire freezing sequence. The nucleation of primary graphite occurs above the eutectoid temperature, and the graphite formed is in direct contact with the melt. During this stage the graphite floats in the melt due to density differences. At the eutectic temperature the austenite forms in a dendrite fashion. Occasionally the graphite and austenite meet, and as the latter has a slightly higher density than the melt it will sink slowly. Figure 15a The initiation stage of chunky graphite formation (ref. 9). Primary graphite nodules will rather rapidly be enveloped by the austenite. As in the bubble theory the chunky graphite starts to nucleate at the austenite/liquid interface. In the right figure above chunky graphite nucleates in areas at the austenite interface with the highest concentration of segregated elements in the melt. Nucleation starts on a central nucleus and a frequent branching of the graphite gives the characteristic appearance of chunky graphite. Figure 15b The final result of chunky graphite formation (ref. 9). In this theory the substrate that initiates the nucleation is of prime importance, which is not the case in the bubble theory. However no nucleus has been found that can show the substrate composition. Itofuij 14 succeeded in extracting one inclusion from the initiation site of a chunky graphite cell. The main chemical elements were Fe, Ca and Al in this particle. They did not consider the inclusion as vital to the initiation process, but suggest that it was accidentally entrapped by the gas bubble.

34 SVENSKA GJUTERIFÖRENINGEN 30 In spite of the lack of coupling during the growth of the two phases, graphite growth is still somewhat influenced by the austenite. As growth proceeds the residual melt that is in contact with the growing graphite is enriched with elements that are partly insoluble in the austenite and that melt is constantly diminishing. There is also a matter of available space, as the austenite grows the volume available to the melt decreases. It is in this residual melt, which must contain an increasing amount of segregated tramp elements and carbide formers, that graphite must nucleate and grow. The speed with which the austenite envelops the graphite is of prime concern, as is as the quantity of residual elements in the remaining melt and the undercooling. Several factors can affect the enveloping process. According to Printz 10 et. al. the following reasons are given in the literature: local thermal disturbance in the formation of austenite around the growing graphite large internal stresses in the bigger graphite nodules and the influence of element segregation, i.e. disturbance of the surface energies. low nucleation status in the residual melt. low magnesium content in the area where chunky graphite is formed. All of the above parameters are difficult to investigate in practice. INFLUENCE OF CHEMICAL ELEMENTS Main alloying elements Most cast iron has on the whole the same chemical composition irrespective if it is grey or ductile iron. They both have about the same eutectic composition due to castability and other practical limitations. This means a chemical composition of approximately: 34 3,2-4,0 % C 1,5-2,8 % Si 0,05-1,0% Mn 0,0-1,0% Cu In ductile iron production one must add S< 0,01 %, P< 0,035 % and a residual magnesium content of 0,02-0,05%. Some of the dissolved gases 5 (O, N) may also be of importance, but in practice no control over these elements can be exercised. The most vital parameter to control in ductile iron production is the carbon equivalent and the sulphur content before the nodularisation treatment. 35 In this context a close control of carbon, silicon and phosphorus content in the melt must be practised. The importance of segregation of elements during the 13,19, solidification is well documented.