JP2023048968A

JP2023048968A - 非磁性球状黒鉛鋳鉄の製造方法

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Publication number: JP2023048968A
Application number: JP2022063239A
Authority: JP
Inventors: 竜太村上; Ryuta Murakami; 康夫奥地; Yasuo Okuchi; 美規尾鼻; Yoshinoroi Obana
Original assignee: YODOSHI KK
Current assignee: YODOSHI KK
Priority date: 2021-09-28
Filing date: 2022-04-06
Publication date: 2023-04-07
Anticipated expiration: 2042-04-06
Also published as: JP7158615B1

Abstract

【課題】非磁性で、かつ鋳造性、被削性に優れ、高強度な球状黒鉛鋳鉄を製造する方法を提供することを目的とする。【解決手段】重量％で、Ｃ：２．７～３．５％、Ｓｉ：２．１～５．０％、Ｍｎ：９．０～１４．０％、Ｍｇ：０．０４～０．０８％、Ｎｉ：０．５～５．０％、Ｃｕ：０．４～５．０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる球状黒鉛鋳鉄を鋳造する。その後、１０００～１１００℃に加熱し、炭化物を分解してオーステナイト中に固溶させる。必要時間保持後、水、又は油、又はガスにより急速冷却を行う。この熱処理及び急速冷却を行うことにより、炭化物を減少または無くしたオーステナイトを基地組織とする非磁性黒鉛鋳鉄を得る。【選択図】図２Ｊ

Description

本発明は、成分組成としてＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｃｕを含み、基地組織をオーステナイトとすることで非磁性化された球状黒鉛鋳鉄を製造する方法に関する。

鉄は、常温常圧では体心立方格子構造（ｂｃｃ構造）であり強磁性体である。しかし、温度が上昇すると、面心立方格子構造（ｆｃｃ構造）となり非磁性体となる。このｆｃｃ構造の鉄がγ鉄であり、γ鉄では比較的多くの他の元素を固溶することができる。γ鉄に他の元素が固溶したものがオーステナイトである。

高マンガン鋼は、炭素鋼にマンガンを１２％前後加えた組成を持つ合金鋼である。一般に炭素鋼は、常温ではフェライト（体心立方格子）相が安定しており、高温（Ａ₁変態点以上の温度）ではオーステナイト（面心立方格子）相に変化するが、徐冷すると元のフェライト相に戻ってしまう。これに対し、オーステナイト形成元素であるＭｎ等を添加して鋳鉄を製造し水靭熱処理を施すと、常温でオーステナイト相が安定した高マンガン鋼が得られる。

ＪＩＳ規格では、高マンガン鋼鋳鋼品（ＪＩＳＧ５１３１：２００８）が規定されており、その化学成分及び機械的性質が示されている。この高マンガン鋼鋳鋼品（ＳＣＭｎＨ）は、硬さ（ＨＢ）が３００以下と硬いため被削性が悪く、鋳鉄と比較すると融点が高いため鋳造性に劣り、形状が複雑な製品や肉厚変化が大きい薄肉製品は製造し難い材料である。

球状黒鉛鋳鉄（ＦＣＤ）は、黒鉛の形が球状であるため、基地組織中に分散した黒鉛による強度低下への影響が少なく、片状黒鉛鋳鉄（ＦＣ）と比較すれば、引張強さや靱性が大きいため、機械部品などに広く使用されている。

ＪＩＳ規格では、オーステナイト鋳鉄品（ＪＩＳＧ５５１０：２０１２）で球状黒鉛系の鋳鉄の化学成分及び機械的性質が示されている。この球状黒鉛鋳鉄（ＦＣＤＡ）は基地組織がオーステナイトであるため低磁性であり、かつ低温靭性に優れた材質である。しかし、Ｎｉを１２．０～３６．０重量％含有するため、低磁性および低温靱性を目的とした構造用材料としてはコスト高となる。また、高コストであるわりには、引張強さが３７０Ｎ／ｍｍ²以上、０．２％耐力が１７０Ｎ／ｍｍ²以上と中強度にとどまるため、更に高強度を求める構造用鋳造品にはなり難い。

成分組成としてＭｎを７．０～１８．０重量％含有し、かつ、Ｍｎの含有量が７．０～１０．０重量％である場合と１０．０～１８．０重量％である場合とで、適切なＮｉの含有量を区分けして規定する高マンガン球状黒鉛鋳鉄については、下記特許文献１で報告されている。

特許第４９５５１０８号公報

本発明は、上述した従来の高マンガン鋼鋳鋼品（ＪＩＳＧ５１３１：２００８）に見られる問題点（被削性が悪い、鋳造性に劣る、薄肉製品が製造し難い）を、鋳鋼品よりも１００℃以上融点が低い鋳鉄品を用いることで補うと共に、非磁性であって、かつ、鋳造性、被削性に優れ、従来のオーステナイト鋳鉄品（ＪＩＳＧ５５１０：２０１２）の球状黒鉛系よりも高強度な、球状黒鉛鋳鉄を提供することを目的とするものである。

本発明は、
重量％で、Ｃ：２．７～３．５％、Ｓｉ：２．１～５．０％、Ｍｎ：９．０～１４．０％、Ｍｇ：０．０４～０．０８％、Ｎｉ：０．５～５．０％、Ｃｕ：０．４～５．０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる球状黒鉛鋳鉄を、１０００～１１００℃に加熱し、炭化物を分解してオーステナイト中に固溶させて必要時間保持後、水、又は油、又はガスにより急速冷却し、これにより炭化物を減少または無くしたオーステナイトを基地組織とする、非磁性球状黒鉛鋳鉄の製造方法である。

球状黒鉛鋳鉄では切削性が良好となるが、基地組織中の黒鉛自体は殆ど強度を持たないため、鋳鉄全体の強度としては、黒鉛の断面積分の強度低下（概ね８割程度の低下）は避けられない。これに対し、本発明の製造方法によって製造される球状黒鉛鋳鉄は、例えば特許文献１の球状黒鉛鋳鉄とは異なり、成分組成としてＮｉのみならずＣｕを含有するものであり、このＮｉ及びＣｕが合金共晶体を強固にし、黒鉛の断面積分の強度低下を補う効果を発揮する。

本発明では、最初に上記成分組成の球状黒鉛鋳鉄を鋳型で鋳造し、次に１０００～１１００℃に加熱し、粒状炭化物、塊状炭化物等の炭化物を分解し、オーステナイト中に固溶させ、加熱温度と同一の温度を保ちながら必要時間保持し、その後、水、又は油、又はガスによって急速冷却することにより炭化物を減少または消滅させ、オーステナイト単相の基地組織を有する非磁性球状黒鉛鋳鉄を製造する。

本発明では、非磁性で、かつ強靱性、鋳造性、被削性に優れた球状黒鉛鋳鉄の製造が可能となる。本発明により得られる球状黒鉛鋳鉄は、基地組織がオーステナイトであるため非磁性であり、Ｎｉ及びＣｕが合金共晶体を強固にするため強靭性に優れた材質となる。また、球状黒鉛の存在により被削性が向上した材料となる上、鋳鉄の優れた鋳造性により薄肉品の製造も可能となる。

鋳放しの試料（実施例１～２）の組織を示す写真図である。鋳放しの試料（実施例３～４）の組織を示す写真図である。鋳放しの試料（実施例５～６）の組織を示す写真図である。鋳放しの試料（実施例７～８）の組織を示す写真図である。鋳放しの試料（実施例９～１０）の組織を示す写真図である。鋳放しの試料（実施例１１～１２）の組織を示す写真図である。鋳放しの試料（実施例１３、比較例１）の組織を示す写真図である。鋳放しの試料（比較例２～３）の組織を示す写真図である。鋳放しの試料（実施例１４～１５）の組織を示す写真図である。鋳放しの試料（実施例１６）の組織を示す写真図である。熱処理後の試料（実施例１～２）の組織を示す写真図である。熱処理後の試料（実施例３～４）の組織を示す写真図である。熱処理後の試料（実施例５～６）の組織を示す写真図である。熱処理後の試料（実施例７～８）の組織を示す写真図である。熱処理後の試料（実施例９～１０）の組織示す写真図である。熱処理後の試料（実施例１１～１２）の組織を示す写真図である。熱処理後の試料（実施例１３、比較例１）の組織を示す写真図である。熱処理後の試料（比較例２～３）の組織を示す写真図である。熱処理後の試料（実施例１４～１５）の組織示す写真図である。熱処理後の試料（実施例１６）の組織を示す写真図である。

以下、本発明の実施形態を詳細に説明する。以下の実施形態は、本発明の一例を示すものであって、本発明、その適用物、あるいはその用途の範囲を制限することを意図するものではない。

先ず、本発明の非磁性球状黒鉛鋳鉄の製造方法において、各成分元素の含有範囲を限定している理由について説明する。

［Ｃについて］
Ｃの含有量は、２．７～３．５重量％の範囲とする。
Ｃは黒鉛を晶出させ、鋳造性を確保するために不可欠な元素である。黒鉛が適切に球状化されず共晶状黒鉛となった場合、黒鉛が連続性を持つものとなり、腐食が材料内部まで侵入し易くなる。Ｃの含有量は、鋳造する肉厚等を加味しながら黒鉛形状不良が出ない範囲で２．７～３．５重量％の範囲としている。

［Ｓｉについて］
Ｓｉの含有量は、２．１～５．０重量％の範囲とする。
ＳｉはＣの黒鉛化を促進する元素である。Ｓｉの含有量が不足する場合は黒鉛化が不十分となる。一方、Ｓｉの含有量が過剰となる場合は機械的性質を低下させる。Ｓｉの含有量は、Ｃの黒鉛化と強度低下のバランスを考慮して、２．１～５．０重量％の範囲としている。

［Ｍｎについて］
Ｍｎの含有量は、９．０～１４．０重量％の範囲とする。
本発明の製造方法により得られる非磁性球状黒鉛鋳鉄は、高マンガン鋼鋳鋼品と同程度の量のＭｎを含有する鋳鉄品である。Ｍｎはオーステナイト形成元素であり、Ｃとの共存によりオーステナイト域を広げて安定化する役割を担う。一般にオーステナイト形成元素としては、Ｍｎ以外にＣｏ、Ｎｉ等も用いられるが、市場価格比はＭｎを１とした場合、Ｍｎ：Ｃｏ：Ｎｉ＝１：１３．５：５程度の開きがあり、Ｍｎはコストパフォーマンスが優れている。本発明では、Ｍｎの含有量は、上述した高マンガン鋼鋳鋼品と同程度とし、９．０～１４．０重量％の範囲としている。

［Ｍｇについて］
Ｍｇの含有量は、０．０４～０．０８重量％の範囲とする。
Ｍｇは晶出された黒鉛を球状化する元素である。Ｍｇの含有量が不足すると黒鉛が十分に球状化しない場合があり、更にＭｇ量が不足すると片状となり機械的性質（ＴＳ（Tensile Strength：引張強さ）、ＥＬ（Elongation：伸び）等)が低下する。一方、必要以上のＭｇの添加はコストアップに繋がる上、鋳造欠陥を起こす場合がある。以上の理由からＭｇ含有量は、０．０４～０．０８重量％の範囲としている。

［Ｎｉについて］
Ｎｉの含有量は、０．５～５．０重量％の範囲とする。
Ｎｉはオーステナイトの安定化を促進し、共晶体を強固にする。Ｎｉの含有量が不足する場合、あるいは過剰になる場合は、オーステナイトの安定化を促進する効果や共晶体を強固にする効果が不十分となる。Ｎｉの含有量については、これらの効果が良好に認められた０．５～５．０重量％の範囲としている。

［Ｃｕについて］
Ｃｕの含有量は、０．４～５．０重量％の範囲とする。
本発明では、Ｎｉと共にＣｕを所定量含有させることで、従来よりも強靱性に優れた非磁性球状黒点鋳鉄を製造することができる。Ｃｕには、α鉄の結晶（フェライト）と炭化鉄の結晶（セメンタイト）が交互に重なり合った層状組織（パーライト）を安定させる効果、フェライトに固溶されることによりフェライト自身及び共晶体を強固にする効果が認められるところ、本発明者らは、本発明が目的とする非磁性球状黒鉛鋳鉄においても、オーステナイト基地組織を安定させる効果、共晶体を強固にする効果が得られることを知見して本発明を完成させた。Ｎｉと共にＣｕを所定量含有させることで非磁性球状黒鉛鋳鉄を強靭化することは、特許文献１などの従来の技術には見られない知見である。Ｃｕの含有量については、これらの効果が良好に認められた０．４～５．０重量％の範囲としている。

［熱処理と急速冷却について］
次に、本発明の非磁性球状黒鉛鋳鉄の製造方法において、鋳放し後、所定の熱処理を行うと共に急速冷却を行う理由について説明する。

上述した成分組成からなる鋳鉄を鋳造しても鋳放しの状態では基地組織中に粒界炭化物などの炭化物が存在し、高強度が要求される材料に用いることはできない。また、鋳放しの状態では低磁性ではあるが、非磁性の材料とはならない。

そこで、本発明では、上述の成分組成の鋳鉄を鋳造後、所定の熱処理を行う。熱処理による加熱は、基地組織中に存在する炭化物およびオーステナイト粒界に析出した炭化物を分解し、オーステナイト中に固溶させるために行うものである。１１００℃よりも高い温度では粒界に液相が出現するおそれがある。また、１０００℃より低い温度では炭化物の分解に時間がかかり非効率となる。このため、加熱温度は１０００～１１００℃の範囲としている。加熱処理は１０００～１１００℃の範囲で一定の温度を保ちながら行い、例えば９０～２１０分間保持し、基地組織中の塊状炭化物や粒界炭化物を減少もしくは消滅させる。

上記温度で所定の時間保持した後、鋳鉄を水又は油（コールド油）からなる冷却媒体に浸漬するか、あるいは、ガス（低温の窒素ガス）と接触させることで、速やかに常温付近まで冷却を行う。水冷、油冷、ガス冷のいずれの場合も、冷却に要する時間は例えば５～３０分である。

以上の熱処理及び急速冷却処理を行うことにより、炭化物を減少または消滅させたオーステナイト単相の基地組織が得られる。そのため、本発明によって製造される球状黒鉛鋳鉄は、強靱性、鋳造性、被削性に優れた特性を有すると共に、鋳放しの状態よりも透磁率を下げて非磁性化が可能となる。

次に、本発明の製造方法により得られる非磁性球状黒鉛鋳鉄の特性を、実施例及び比較例に基づいて説明する。

［溶解方法］
本実施形態の製造方法を実施するあたり、まず元湯（黒鉛球状化処理前の成分組成の溶湯）に対し、黒鉛を球状化させるのに必要な接種を施す。

元湯の原材料としては一般に流通している銑鉄、鋼材、フェロマンガン、フェロシリコン、純Ｎｉ等を用いた。元湯の化学成分が目標の割合となるように原材料を配合し、後記する実施例１～９、１３及び比較例４～６については５ｔ高周波誘導炉にて溶解し、実施例１０～１２及び比較例１～３については３０ｋｇ高周波誘導炉にて溶解した。実施例１４～１６については５ｔ高周波誘導炉にて溶解した。浸漬温度計にて元湯温度を測定し、Ｍｇ球状化剤にて元湯温度約１５００℃で球状化処理を実施した。球状化処理を施した溶湯に、注湯取鍋にて０．３重量％相当のＦｅ－Ｓｉ系接種剤を加えた（第１段階接種）。なお、さらに注湯流接種（第２段階接種）を行うようにしてもよい。

［供試材］
球状化処理および接種後の成分割合が上述した成分組成の目標割合となるように設定して供試材用の鋳型に鋳込んだ。鋳型はノックオフ形（Ｋｂ形）シェル鋳型を用い、黒鉛球状化率測定、硬さ測定、透磁率測定、組織観察を行う供試材を製造した。供試材の成分組成については株式会社矢作分析センターに分析を依頼し、実施例１～１６及び比較例１～３におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｃｕの成分組成が、表１～表４のとおりであることを確認した。なお、残部の大半はＦｅである。表中に記載しないが、不純物としては例えば０．００４２重量％以下程度のごく微量のＰが含まれる。

鋳放し後の球状黒鉛鋳鉄品は、表１～表４に示す分解温度で加熱し、炭化物及びパーライトを分解しオーステナイト中に固溶させ、各表中に示す保持時間の間、同じ温度を保ちその後、水、油、ガスのうち何れか１つの方法により急速冷却した。各表中に示す冷却時間は、水、油の場合は供試材を浸漬している時間を示す。ガスの場合は所定の温度の気体で供試材が覆われていた時間を示す。この熱処理及び急速冷却によってオーステナイト基地組織を形成後、以下に説明する試験片の形状に加工し、引張試験を実施した。また、熱処理後の試験片についても硬さ測定、透磁率測定、組織観察を実施した。

［引張試験］
熱処理後の引張試験は、金属材料引張試験方法（ＪＩＳＺ２２４１：２０１１）に準拠した試験を行った。試験片は同付属書Ｄの４号試験片を用いた。引張試験は川重テクノロジー株式会社において外部試験を行った。

［黒鉛球状化率測定］
大阪特殊合金株式会社製の鋳鉄組織解析用画像処理装置（ＪＩＳＧ－５５０２準拠）を使用し、鋳放しの状態の供試材の黒鉛球状化率（％）を測定した。

［硬さ測定］
ブリネル硬度計（ＪＩＳＺ－２２４３準拠）を使用し、熱処理の前後で供試材及び試験片の硬さ（ＨＢ）を測定した。

［透磁率測定］
日本フェルスター株式会社製の透磁率測定器（MAGNETOSCOP 1.070）を使用し、熱処理の前後で供試材及び試験片の透磁率（μＴ）を測定した。

［組織写真］
図１Ａ～図１Ｊは、実施例１～１６、比較例１～３の鋳放しでの組織写真であり、図２Ａ～図２Ｊは、実施例１～１６、比較例１～３の熱処理後の組織写真である。図２Ｉ、図２Ｊはピクリン酸を３％含有する腐食液で処理した後の写真である。各図を比較することで、熱処理による炭化物の分解状況を確認した。

先ず、本実施例の結果に基づいて、鋳放し試料の特性について説明する。実施例１～１６、比較例１～３の成分組成、鋳放しでの黒鉛球状化率、硬さ、透磁率の測定結果は表１～表４に示すとおりである。

画像解析によって黒鉛球状化率を測定したところ、表１～表３に示すとおり、実施例の鋳放しの状態での黒鉛球状化率は８６．５～９６．４％となった。また、図１Ａ～図１Ｊの組織写真より、鋳放し組織では、オーステナイト中に球状黒鉛が分散していると共に、炭化物が析出していることが確認された。

鋳放し組織は、球状黒鉛、オーステナイト、炭化物等から構成されている。実施例の鋳放し試料について、ブリネル硬度計で測定したブリネル硬さは２５５～５１４ＨＢ、透磁率測定器で計測した透磁率は１．１２～３．９０μＴであった。

次に、熱処理後の試験片の特性について説明する。図２Ａ～図２Ｊの組織写真より、実施例４～１１、１３～１６では、熱処理後には炭化物が殆ど分解され、均一なオーステナイト組織となっていることが確認された。これらの実施例の試験片について、透磁率測定器で計測した透磁率は１．０２～１．０５μＴであり、全てが１．１０μＴ未満で非磁性材料となっていることが確認された。

一方、実施例１～３、１２では、鋳放しの状態よりも炭化物が減少しているものの、一部で炭化物の残留が見られ、透磁率測定器で計測した透磁率は１．１３～１．２１μＴであった。

上記の原因は、実施例１～３のＳｉの含有量は３．６０重量％、実施例１２のＳｉの含有量は４．８６重量％であり、他の実施例よりもＳｉの含有量が多いことによる影響と考えられる。実施例４～１１、１３では、Ｓｉの含有量は、２．１８～３．２５重量％の範囲である。

従って、本発明では、熱処理を行う前のＳｉの含有量は、２．１～５．０重量％の範囲とすることが可能であるものの、より好ましくは、Ｓｉの含有量は、２．１～３．３重量％の範囲とすることが好ましい。

熱処理後の試料の表面を目視で確認すると、水による冷却処理を行った実施例１、４、７、１０では、表面が赤みの酸化物に覆われた状態であり、生産工程上、次の工程を実施する前に表面の清浄が必要となることが確認された。

これに対し、油又はガスにより冷却処理を行った実施例２～３、５～６、８～９、１１～１６では、無酸化の状態で冷却されるために、目視によれば試料の表面に酸化物は確認されなかった。

従って、本発明では、冷却媒体は水、油、ガスの何れかを選択して用いればよいが、より好ましくは、油又はガスによる冷却を行うことが好ましい。酸化物の発生を抑制し、生産工程上、表面清浄がほぼ不要な状態になるからである。また、水による冷却の場合、製品内部に亀裂が発生するリスクが高まることも、油又はガスによる冷却を行う方が好ましい理由の一つである。

実施例１～１６の熱処理後の試験片について、ブリネル硬度計で測定したブリネル硬さは２０７～３１１ＨＢであった。

熱処理後の試験片に対して実施した引張試験の結果は、表１～表３に示すとおり、実施例２～３、５～６、８～９では引張強さは５２８～５７７Ｎ／ｍｍ²であり、実施例１０～１２では引張強さは４０５～４８６Ｎ／ｍｍ²であり、実施例１４～１６では引張強さは５３４～５４７Ｎ／ｍｍ²となった。また、実施例２～３、５～６、８～１２における伸びは１．２～３．６％であった。

これに対し、実施例１４～１６における伸びは３．６～５．０％であり、高い伸びを示す傾向が現れた。出願人の知見によれば、３．６％以上の高い伸びを示す材料とするためには、熱処理を行う前の各元素の含有量は、重量％で、Ｃ：３．１～３．４重量％、Ｓｉ：２．４～３．０％、Ｍｎ：９．０～１４．０％、Ｍｇ：０．０４～０．０８％、Ｎｉ：０．９～５．０％、Ｃｕ：０．４～５．０％とすることが好ましい。

熱処理後の試験片は、球状黒鉛、オーステナイトから構成されている。本発明により製造された鋳鉄は、基地組織がオーステナイトでありながら、実施例２、１０～１２では、耐力は３４９～３９２Ｎ／ｍｍ²であり、実施例１４～１６では、耐力は３７５～３８２Ｎ／ｍｍ²となった。実施例３、５～６、８～９では、耐力は４２１～４２７Ｎ／ｍｍ²とであり、構造用材料のように引張強さと併せて耐力が要求される用途に好適である。

一方、Ｎｉの含有量が５．０重量％を超えると共にＣｕの含有量も５．０重量％を超える比較例４～６では、合金組織が弱くなり、明らかな脆化傾向が認められた。加熱温度が不足している比較例１や、加熱温度が不足していると共に保持時間が他の実施例よりも不足している比較例２～３についても脆化傾向が見られた。なお、表１～表３において、数値が表示されておらず「－」となっている試験片は、引張試験もしくは球状黒鉛化率測定を実施しなかったものである。

以上のとおり本発明によれば、従来の高マンガン鋼鋳鋼品に見られる問題点（被削性が悪い、鋳造性に劣る、薄肉製品が製造し難い）が解消されると共に、非磁性であって、かつ、鋳造性、被削性に優れ、従来よりも高強度な球状黒鉛鋳鉄を製造できる。

例えば、病院のＭＲＩ施設、リニアモーターカーの設備など磁場を活用する鉄筋コンクリート構造物には非磁性鉄筋が使用されている。本発明は一例として、このような非磁性鉄筋同士を繋ぐ接合部分の機械式継手としての利用が期待される。本発明により製造される非磁性球状黒鉛鋳鉄を用いれば、接合部分も非磁性となる上、鉄筋に匹敵する靭性が得られるからである。

本発明は、
重量％で、Ｃ：２．７～３．５％、Ｓｉ：２．１～５．０％、Ｍｎ：９．０～１４．０％、Ｍｇ：０．０４～０．０８％、Ｎｉ：０．５～５．０％、Ｃｕ：０．４～５．０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる球状黒鉛鋳鉄を、１０００～１１００℃に加熱し、炭化物を分解してオーステナイト中に固溶させるための必要時間保持後、水、又は油、又はガスにより急速冷却し、これにより炭化物を減少または無くしたオーステナイトを基地組織とする、非磁性球状黒鉛鋳鉄の製造方法である。

Claims

重量％で、Ｃ：２．７～３．５％、Ｓｉ：２．１～５．０％、Ｍｎ：９．０～１４．０％、Ｍｇ：０．０４～０．０８％、Ｎｉ：０．５～５．０％、Ｃｕ：０．４～５．０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる球状黒鉛鋳鉄を、１０００～１１００℃に加熱し、炭化物を分解してオーステナイト中に固溶させて必要時間保持後、水、又は油、又はガスにより急速冷却し、これにより炭化物を減少または無くしたオーステナイトを基地組織とする、非磁性球状黒鉛鋳鉄の製造方法。
前記加熱前におけるＳｉの含有量を、２．１～３．３重量％とした、請求項１に記載の非磁性球状黒鉛鋳鉄の製造方法。