JP2011168866A - フェライト単相系ステンレス鋼スラブおよびフェライト単相系ステンレス鋼スラブの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】常温まで冷却しても割れの発生を防止できるフェライト単相系ステンレス鋼スラブを提供する。
【解決手段】フェライト単相系ステンレス鋼スラブは、質量％で、０．０２０％以下のＣ、２．０％以下のＳｉ、２．０％以下のＭｎ、０．０５０％以下のＰ、１．２％以下のＮｉ、１１．０〜２５．０％のＣｒ、０（無添加を含む）〜１．０％のＭｏ、０．０２０％以下のＮ、０．２５％以下のＴｉ、０．１０％以下のＡｌを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるものである。またＦｅＴｉＰとして析出される析出Ｐ量が０．００７％より少ないものである。このフェライト単相系ステンレス鋼スラブは、上記成分組成の溶鋼を連続鋳造してスラブとし、このスラブを復熱最高温度が６７０℃に達しないように水冷した後、常温まで空冷して製造する。
【選択図】図１

Description

本発明は、表面に割れが発生しにくいフェライト単相系ステンレス鋼スラブおよびその製造方法に関する。

一般的に、連続鋳造にて鋳造されたステンレス鋼のスラブは、加熱炉に装入されて高温にて加熱保持され、その後の熱間圧延が施される。また、多くの場合、加熱保持に要するエネルギを軽減することを目的として、鋳造後のスラブは温度が低下しないうちに加熱炉に装入される。

しかしながら、熱間圧延工程での操業トラブルなどの製造工程上のトラブルによって長時間にわたり製造ラインが停止した場合には、鋳造後すぐにスラブを加熱炉に装入できなくなり、スラブが常温まで冷却されてしまうことがある。

そして、例えば、ＳＵＳ３０４やＳＵＳ４３０などの一般的なステンレス鋼は、スラブが常温まで冷却されても品質上の問題は生じないものの、ＳＵＳ４３０ＬＸやＳＵＳ４３６Ｌなどのフェライト単相系ステンレス鋼は、スラブが常温まで低下してしまうと、靭性が低下してスラブ表面に割れが発生してしまうことがある。

図６に示すスラブは、表面に割れが発生している。この割れは、スラブの鋳造方向に対して略垂直方向にのびている。このように割れが発生したスラブを熱間圧延すると、熱延鋼帯に破断や穴あきが発生してしまう。

そして、熱延鋼帯に破断や穴あきが発生すると、一旦操業が停止されたり、歩留まりが低下したりして、生産性が著しく低下してしまう。

近年、連続鋳造にて鋳造されたスラブを他のメーカや事業所に供給し、鋳造とは異なる工場で熱間圧延を行うというケースが増加している。この場合は、船舶などにて運搬するが、上述のようにフェライト単相系ステンレス鋼スラブは温度が常温まで低下すると靭性が低下するので、靭性が低下する温度域まで冷却せずに運搬する必要がある。このため、フェライト単相系ステンレス鋼スラブは、鋳造後に加熱炉にて保持して高温にて保たれた後、保温カバを装着した船舶に積載されて温度の低下を抑制した状態で運搬されていた。このような工程は、フェライト単相系ステンレス鋼を製造する際のコストの高騰や工程の煩雑化につながっていた。

また、同様に製造コストの高騰や工程の煩雑化につながるものの、フェライト単相系ステンレス鋼スラブにおける割れの発生を防止する方法としては、スラブを鋳造後、熱間圧延の際の再加熱までの間、低炭素鋼または極低炭素鋼の温片スラブをフェライト単相系ステンレス鋼スラブの上下に配置して重ねることにより、スラブの冷却速度を遅延させ、熱応力を軽減して割れの発生を防止する方法が知られている（例えば、特許文献１参照。）。

特許第４００７１６６号公報（第２−４頁、図１）

しかしながら、上述のいずれの方法であっても、製造する際のコストの高騰や工程の煩雑化につながるだけでなく、熱間圧延工程でのトラブルや運搬などにて長時間放置されてしまった場合などには、スラブの温度が徐々に低下して常温まで冷却されてしまい、靭性が低下して割れが発生してしまう可能性が考えられ、常温まで冷却しても割れが発生しにくいフェライト単相系ステンレス鋼スラブが求められていた。

本発明はこのような点に鑑みなされたもので、常温まで冷却しても割れの発生を防止できるフェライト単相系ステンレス鋼スラブおよびその製造方法を提供することを目的とする。

請求項１に記載されたフェライト単相系ステンレス鋼スラブは、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｎｉ：１．２％以下、Ｃｒ：１１．０〜２５．０％、Ｍｏ：０（無添加を含む）〜１．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．２５％以下、Ａｌ：０．１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ＦｅＴｉＰとして析出される析出Ｐ量が質量％で０．００７％より少ないものである。

請求項２に記載されたフェライト単相系ステンレス鋼スラブの製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｎｉ：１．２％以下、Ｃｒ：１１．０〜２５．０％、Ｍｏ：０（無添加を含む）〜１．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．２５％以下、Ａｌ：０．１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト単相系ステンレス鋼を連続鋳造してスラブとし、連続鋳造したスラブを復熱最高温度が６７０℃に達しないように水冷し、水冷したスラブを常温まで空冷するものである。

請求項３に記載されたフェライト単相系ステンレス鋼スラブの製造方法は、請求項２記載のフェライト単相系ステンレス鋼スラブの製造方法において、連続鋳造したスラブを５分以上水冷するものである。

請求項１に記載された発明によれば、ＦｅＴｉＰとして析出される析出Ｐ量が０．００７％より少ないので、常温まで冷却しても割れの発生を防止できる。

請求項２に記載された発明によれば、連続鋳造したスラブを復熱最高温度が６７０℃に達しないように水冷することにより、ＦｅＴｉＰの析出を抑制できるので、常温まで冷却しても割れの発生を防止できるフェライト単相系ステンレス鋼スラブを容易に製造できる。

請求項３に記載された発明によれば、連続鋳造したスラブを５分以上水冷することにより、ＦｅＴｉＰの析出を抑制できるので、常温まで冷却しても割れの発生を防止できるフェライト単相系ステンレス鋼スラブを容易に製造できる。

本発明に係るフェライト単相系ステンレス鋼スラブにおける水槽冷却時間と割れの発生の有無の関係を示すグラフである。 同上フェライト単相系ステンレス鋼スラブにおける水槽冷却時間とＤＢＴＴとの関係を示すグラフである。 （ａ）は同上フェライト単相系ステンレス鋼スラブにおける水槽冷却時間が１分の場合のＴＥＭ写真であり、（ｂ）は同上フェライト単相系ステンレス鋼スラブにおける水槽冷却時間が５分の場合のＴＥＭ写真である。 同上フェライト単相系ステンレス鋼スラブにおける析出Ｐ量とＤＢＴＴとの関係を示すグラフである。 同上フェライト単相系ステンレス鋼スラブにおける水槽冷却後の温度履歴を示すグラフである。 従来のフェライト単相系ステンレス鋼のスラブに発生した割れを示す写真である。

以下、本発明の一実施の形態の構成について図１ないし図５を参照しながら詳細に説明する。なお、各元素の含有量は、特に記載しない限り質量％とする。

フェライト単相系ステンレス鋼スラブは、０．０２０％以下のＣ、２．０％以下のＳｉ、２．０％以下のＭｎ、０．０５０％以下のＰ、１．２％以下のＮｉ、１１．０〜２５．０％のＣｒ、０（無添加を含む。）〜１．０％のＭｏ、０．０２０％以下のＮ、０．２５％以下のＴｉ、０．１０％以下のＡｌを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。また、フェライト単相系ステンレス鋼スラブは、ＦｅＴｉＰとして析出される析出Ｐ量が質量％で０．００７％より少ないものである。

このようなフェライト単相系ステンレス鋼スラブは、上記組成のフェライト単相系ステンレス鋼の溶鋼を連続鋳造設備にて連続鋳造して板状のスラブとし、この連続鋳造したスラブを復熱最高温度が６７０℃以上にならないように５分以上水槽冷却などにて水冷し、この水冷したスラブを常温（以下、常温とは２０℃とする。）まで空冷して製造される。

フェライト単相系ステンレス鋼スラブの成分元素について説明する。

Ｃ（炭素）は、オーステナイト生成元素であるとともに、靭性を低下させる元素である。したがって、Ｃの含有量は、少ない方が好ましく０．０２０％以下とした。

Ｓｉ（ケイ素）およびＭｎ（マンガン）は、鋼の脱酸に必要な元素であるが、過度に添加すると製造コストが高騰してしまう。したがって、ＳｉおよびＭｎの含有量はそれぞれ２．０％以下とした。

Ｐ（リン）は、ＦｅＴｉＰ析出により靭性を著しく低下させる元素である。また、基地に固溶した場合であっても靭性を低下させる。したがって、Ｐの含有量は、少ない方が好ましく０．０５０％以下とした。

Ｎｉ（ニッケル）は、靭性の向上に有効に作用する元素であるが、オーステナイト生成元素であるため、過剰に添加するとフェライト単相組織が得られなくなる。したがって、Ｎｉの含有量は１．２％以下とした。

Ｃｒ（クロム）は、耐食性を付与するために必要な元素である。しかし、過度に添加すると靭性の低下および製造コストの高騰を招く。したがって、Ｃｒの含有量は１１．０％以上２５．０％以下とした。

Ｍｏ（モリブデン）は、耐食性を向上させる元素であるが、過度の添加は靭性を低下させる。したがって、Ｍｏの添加量は０％（無添加を含む。）以上１．０％以下とした。なお、無添加の場合も不純物として含有されることが多い。

Ｎ（窒素）は、オーステナイト生成元素であるとともに、靭性を低下させる元素である。したがって、Ｎの含有量は少ない方が好ましく０．０２０％以下とした。

Ｔｉ（チタン）は、ＣおよびＮと結合して炭窒化物を生成し、フェライト単相組織を得ることに寄与するが、過剰の添加は靭性を低下させる。したがって、Ｔｉの含有量は０．２５％以下とした。

Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の脱酸に必要な元素であるが、靭性を低下させる元素である。したがって、Ａｌの含有量は０．１０％以下とした。

フェライト単相系ステンレス鋼スラブの割れと割れ発生を防止する条件について説明する。

一般的にフェライト単相系ステンレス鋼は、靭性が低下することにより割れが発生するものと考えられている。すなわち、フェライト単相系ステンレス鋼は、延性破壊を示す最低温度である延性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）以下まで温度が冷却されると、脆化し、冷却される際に発生する熱応力や、運搬される際に受ける応力などにより割れが発生する。

ここで、通常のフェライト単相系ステンレス鋼のＤＢＴＴは、ＡＳＴＭ Ｅ３９９にて規定された破壊靱性試験法である３点曲げ試験により測定した場合、フェライト単相系ステンレス鋼の温度が常温より高く２００℃より低い範囲にある。

したがって、常温まで冷却しても割れが発生しにくいフェライト単相系ステンレス鋼スラブを製造するには、ＤＢＴＴを常温より低下させることが重要である。

そこで、ＤＢＴＴを下げるには連続鋳造の後のスラブを水冷により急冷することが有効であるので、通常の連続鋳造後のスラブは、そのまま熱間圧延するか、または保温された状態にするものであるが、本実施の形態では、連続鋳造後のスラブを水冷する。

ここで、連続鋳造したフェライト単相系ステンレス鋼のスラブを、水槽内の水に浸漬して冷却する水槽冷却により所定時間水冷し、この水冷したスラブを水槽から引き上げ常温まで空冷して、スラブの割れ有無を目視にて確認した。なお、水槽冷却時間を１分、３分、５分、１０分、１４分で変化させて、水冷時間による割れの発生を確認した。図１には、各水槽冷却時間におけるスラブの割れの有無を示し、割れが発生していたものを×とし、割れが発生していなかったものを○とした。

図１に示すように、水槽冷却時間が１分および３分の場合には割れが発生し、水槽冷却時間が５分以上の場合には割れが発生しなかった。

また、水冷時間によるＤＢＴＴの変化を確認するため、上記割れの有無を確認したスラブの表層近傍から破壊靭性試験用の試験片を採取してＤＢＴＴを測定した。この結果を図２に示す。

図２に示すように、水槽冷却時間が１分の場合はＤＢＴＴが約７０℃であり、水槽冷却時間が３分の場合はＤＢＴＴが約４０℃であり、いずれもＤＢＴＴが常温以上であった。一方、水槽冷却時間が５分以上の場合はＤＢＴＴが約０℃であり常温より低下した。

これら図１にて示す水冷時間による割れの発生の有無の結果と、図２に示す水冷時間によるＤＢＴＴの変化の結果とから、水冷時間が１分または３分の場合には、ＤＢＴＴが常温以上であり、スラブの温度が常温まで低下すると、スラブが脆化して割れが発生することが分かる。また、水冷時間が５分以上の場合には、ＤＢＴＴが常温より低く約０℃であるので、スラブの温度が常温になってもスラブが脆化せず割れが発生しないことが分かる。

さらに、割れの要因を調べるため、割れの有無を確認した水槽冷却時間１分のスラブから試料（ａ）を採取し、水槽冷却時間５分のスラブから試料（ｂ）を採取して、これら試料（ａ）および試料（ｂ）のＴＥＭ組織を観察した。これら試料（ａ）および試料（ｂ）のＴＥＭ写真を図３に示す。

図３（ａ）に示すように、試料（ａ）では微細析出物が多数分散していることが分かる。これに対して図３（ｂ）に示すように、試料（ｂ）では微細析出物は観察されなかった。また、試料（ａ）から観察された微細析出物をＥＤＸ分析した結果、この微細析出物は、ＦｅＴｉＰと同定された。

これらの結果から、スラブにＦｅＴｉＰが析出している場合には、ＤＢＴＴが常温以上になり、スラブが常温まで冷却されると、スラブに割れが発生するものと考えられる。

そこで、ＦｅＴｉＰとして析出する析出Ｐ量（質量％）とＤＢＴＴとの関係を確認した。水冷時間による割れの有無を確認した各スラブから試料を採取し、各試料を電気溶解した後、メンブレンフィルタにて残渣を抽出し、残渣中のＰ量をＩＣＰ発光分析法にて分析して値を各試料の析出Ｐ量とした。各試料の析出Ｐ量とＤＢＴＴとの関係を図４に示す。

図４に示すように、水槽冷却時間が短くなるにしたがって析出Ｐ量が増加し、析出Ｐ量の増加にともなってＤＢＴＴが上昇している。また、フェライト単相系ステンレス鋼スラブは、析出Ｐ量が０．００７％の際にＤＢＴＴが２０℃（常温）になる。すなわち、析出Ｐ量が０．００７％より少なくなると、ＤＢＴＴが２０℃（常温）より低下する。

したがって、フェライト単相系ステンレス鋼スラブのＦｅＴｉＰとして析出される析出Ｐ量は、０．００７％より少ないものとした。

さらに、ＦｅＴｉＰの析出について調査を重ねた結果、ＦｅＴｉＰの析出温度は、６７０℃以上８００℃以下であることを見出した。

そこで、連続鋳造後に水冷したスラブは復熱するものであるが、水槽冷却後における表面の復熱最高温度がＦｅＴｉＰ析出領域の下限である６７０℃に達しないように水冷すると、ＦｅＴｉＰの析出を抑制できる。

したがって、フェライト単相系ステンレス鋼スラブを製造する際には、連続鋳造後に、復熱最高温度が６７０℃に達しないように水冷するものとした。

さらに、スラブの水冷時間と水冷後の表面温度との関係を確認した。図５には、連続鋳造したスラブに１分、５分、１０分の水槽冷却を施した場合のスラブ表面の温度履歴を示す。

図５に示すように、水槽冷却時間が１分の場合は、水槽冷却終了後の表面の復熱最高温度がＦｅＴｉＰ析出領域まで上昇している。これに対して水槽冷却時間が５分の場合は、水槽冷却終了後の表面の復熱最高温度は約５２０℃までしか上昇せず、ＦｅＴｉＰ析出領域には達しない。また、水槽冷却時間１０分の場合は、水槽冷却終了後の表面の復熱最高温度は、水槽冷却時間５分の場合より低く、ＦｅＴｉＰ析出領域には達しない。

ここで、連続鋳造後に連続鋳造設備から出てきたスラブは、通常、厚さ１５０〜２００ｍｍ、幅７９０〜１２８０ｍｍであり、表面温度が８１０〜８６０℃の範囲でばらつく。したがって、表面の復熱最高温度を６７０℃に達しないようにするためには、連続鋳造したスラブを５分以上水冷すると好ましい。

なお、連続鋳造したスラブを水冷する際には、復熱最高温度が６７０℃に達しないように水冷できればよく、５分以上水冷する方法に限定されない。

そして、このようなフェライト単相系ステンレス鋼スラブによれば、ＦｅＴｉＰとして析出される析出Ｐ量が０．００７％より少ないので、ＤＢＴＴを常温より低くでき、フェライト単相系ステンレス鋼スラブの表面温度を常温まで冷却しても割れの発生を防止できる。

また、フェライト単相系ステンレス鋼スラブを製造する際に、連続鋳造したスラブを復熱最高温度が６７０℃に達しないように水冷することにより、フェライト単相系ステンレス鋼スラブにおけるＦｅＴｉＰの析出を抑制できるので、ＦｅＴｉＰとしての析出Ｐ量が０．０７０％より少なくしやすく、常温まで冷却しても割れの発生を防止できるフェライト単相系ステンレス鋼スラブを容易に製造できる。

さらに、フェライト単相系ステンレス鋼スラブを製造する際に、連続鋳造したスラブを５分以上水冷することにより、フェライト単相系ステンレス鋼スラブの復熱最高温度が６７０℃より上昇しにくく、ＦｅＴｉＰの析出を抑制できるので、析出Ｐ量が０．００７％より少なくしやすく、常温まで冷却しても割れの発生を防止できるフェライト単相系ステンレス鋼スラブを容易に製造できる。

また、常温まで冷却してもフェライト単相系ステンレス鋼スラブの割れの発生を防止できることにより、製造後、保温などをする必要がなくそのまま運搬できるので、保温などを施すことによるコストの高騰や工程の煩雑化を防止できるとともに、常温状態で運搬できるので、取り扱いが容易である。

次に、本発明の実施例について説明する。

表１に供試鋼の成分組成を示す。Ａ−１ないしＡ−４は、各元素の含有量が本発明にて規定した上記範囲内にある成分組成を有する本実施例のフェライト単相系ステンレス鋼である。Ｂ−１は、ＰおよびＴｉの含有量が上記範囲より多く含有された比較例である。Ｂ−２は、Ｐ、ＴｉおよびＡｌの含有量が上記範囲より多く含有された比較例である。

まず、表１に示す各成分組成の供試鋼を連続鋳造設備にて連続鋳造して、厚さ２００ｍｍ、幅１０４０ｍｍのスラブとした。この連続鋳造したスラブを長さ約７ｍで溶断して試験片とし、各試験片を種々の冷却条件にて常温まで冷却した。冷却の際に水冷を行う場合は、水槽冷却を行った。この水槽冷却は水温が約７０〜８０℃である。

そして、各試験片について、試験片表面における復熱最高温度の測定、ＦｅＴｉＰとしての析出Ｐ量の測定、割れの発生の有無の観察を行った。表２には、各試験片の冷却条件および結果を示す。なお、表２では、割れが発生したものを×とし、割れが発生しなかったものを○とした。

Ｎｏ．１ないしＮｏ．９の試験片は、本発明にて規定した範囲の成分組成を有するＡ−１ないしＡ−４のいずれかの供試鋼を用いたもので、それぞれ５分以上水冷した後、常温まで空冷した。これらＮｏ．１ないしＮｏ．９の試験片は、それぞれ水冷後の復熱最高温度が６７０℃より低く、析出Ｐ量が０．００７％より少なかった。そして、Ｎｏ．１ないしＮｏ．９の試験片には割れが発生していなかった。

比較例であるＮｏ．１０の試験片は、本発明にて規定した範囲の成分組成を有するＡ−１の供試鋼を用いたもので、１分水冷した後、常温まで空冷した。このＮｏ．１０の試験片は、水冷後の復熱最高温度が７００℃であり、析出Ｐ量が０．０２４％であった。そして、Ｎｏ．１０の試験片には割れが発生していた。

比較例であるＮｏ．１１の試験片は、本発明にて規定した範囲の成分組成を有するＡ−１の供試鋼を用いたもので、３分水冷した後、常温まで空冷した。このＮｏ．１１の試験片は、水冷後の復熱最高温度が６８０℃であり、析出Ｐ量が０．０１８％であった。そして、Ｎｏ．１１の試験片には割れが発生していた。

比較例であるＮｏ．１２の試験片は、本発明にて規定した範囲の成分組成を有するＡ−２の供試鋼を用いたもので、水冷せず、そのまま常温まで空冷した。このＮｏ．１２の試験片は、析出Ｐ量が０．０２４％であった。そして、Ｎｏ．１２の試験片には割れが発生していた。

比較例であるＮｏ．１３の試験片は、本発明にて規定した範囲の成分組成を有するＡ−２の供試鋼を用いたもので、２分水冷した後、常温まで空冷した。このＮｏ．１３の試験片は、水冷後の復熱最高温度が６９０℃であり、析出Ｐ量が０．０２２％であった。そして、Ｎｏ．１３の試験片には割れが発生していた。

これらＮｏ．１０ないしＮｏ．１３の各試験片は、本発明で規定した成分組成を有するものの、水冷が不十分であり、復熱最高温度が６７０℃以上になったため、ＦｅＴｉＰが析出しやすく、析出Ｐ量が０．００７％を超え、ＦｅＴｉＰに起因して割れが発生してしまったと考えられる。

比較例であるＮｏ．１４の試験片は、本発明にて規定した範囲の成分組成ではないＢ−１の供試鋼を用いたもので、５分水冷した後、常温まで空冷した。このＮｏ．１４の試験片は、水冷後の復熱最高温度が５１０℃であり６７０℃より低いものの、析出Ｐ量が０．０１２％であった。そして、このＮｏ．１４の試験片には割れが発生していた。

比較例であるＮｏ．１５の試験片は、本発明にて規定した範囲の成分組成ではないＢ−２の供試鋼を用いたもので、８分水冷した後、常温まで空冷した。このＮｏ．１５の試験片は、水冷後の復熱最高温度が４００℃であり６７０℃より低いものの、析出Ｐ量が０．０１４％であった。そして、このＮｏ．１５の試験片には割れが発生していた。

これらＮｏ．１４およびＮｏ．１５の各試験片は、水冷後の復熱最高温度が６７０℃より低く、十分に水冷されていたものの、ＰおよびＴｉが本発明にて規定した範囲より多く含有されていたため、ＦｅＴｉＰが析出しやすく、析出Ｐ量が０．００７％を超え、ＦｅＴｉＰに起因して割れが発生してしまったと考えられる。

Claims (3)

1. 質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｎｉ：１．２％以下、Ｃｒ：１１．０〜２５．０％、Ｍｏ：０（無添加を含む）〜１．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．２５％以下、Ａｌ：０．１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
   ＦｅＴｉＰとして析出される析出Ｐ量が質量％で０．００７％より少ない
   ことを特徴とするフェライト単相系ステンレス鋼スラブ。
2. 質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｎｉ：１．２％以下、Ｃｒ：１１．０〜２５．０％、Ｍｏ：０（無添加を含む）〜１．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．２５％以下、Ａｌ：０．１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト単相系ステンレス鋼を連続鋳造してスラブとし、
   連続鋳造したスラブを復熱最高温度が６７０℃に達しないように水冷し、
   水冷したスラブを常温まで空冷する
   ことを特徴とするフェライト単相系ステンレス鋼スラブの製造方法。
3. 連続鋳造したスラブを５分以上水冷する
   ことを特徴とする請求項２記載のフェライト単相系ステンレス鋼スラブの製造方法。