JP2018505308A - 延性に優れたフェライト系ステンレス鋼材及びその製造方法 - Google Patents

延性に優れたフェライト系ステンレス鋼材及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

延性に優れたフェライト系ステンレス鋼材及びその製造方法が開示される。本発明の一側面の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１０〜３０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｎ：０．００５〜０．０３％、残部Ｆｅ、及び不可避不純物を含み、フェライト基地に、３．５×１０６個／ｍｍ２以下のＴｉ（ＣＮ）独立析出物を含むフェライト系ステンレス鋼材を提供する。【選択図】 図１

Description

本発明は、延性に優れたフェライト系ステンレス鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、オーステナイト系ステンレス鋼材に比べて延性が悪いため高延性を求める用途で用いられることが困難であったフェライト系ステンレス鋼材の、延性を向上させた新たな延性に優れたフェライト系ステンレス鋼材及びその製造方法に関する。
フェライト系ステンレス鋼材は、高価な合金元素を少ししか添加していないにもかかわらず耐食性に優れているために、オーステナイト系ステンレス鋼材に比べて価格競争力が高い鋼材である。フェライト系ステンレス鋼材は、建築材料、輸送機器、及び厨房機器等の用途で使用されているが、延性が劣るため、多くの分野でオーステナイト系ステンレス鋼材を代替できなくなっている。よって、フェライト系ステンレス鋼材の延性を向上させてその用途の拡大を図るための検討が積極的に行われている。
これを解決するために、析出物の総量または個数を制限することによりフェライト系ステンレス鋼材の延性を向上させようとする試みが続けられてきたが、現在までには、有意義な研究成果は皆無であるのが実情である。
本発明の一側面は、延性に優れたフェライト系ステンレス鋼材と、これを製造する方法と、を提供することである。
本発明の課題は、上述の内容に限定されない。本発明の追加的な課題は、明細書の全般的な内容に記載されており、本発明が属する技術分野の通常的な知識を有する者であれば、本発明の明細書から本発明の追加的な課題を理解するのに何の困難もない。
本発明の一側面の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１０〜３０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｎ：０．００５〜０．０３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、フェライト基地に、３．５×１０６個／ｍｍ２以下のＴｉ（ＣＮ）独立析出物を含むフェライト系ステンレス鋼材を提供する。
本発明の一側面の他の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１０〜３０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｎ：０．００５〜０．０３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、フェライト基地に、Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物と、ＴｉＮ介在物を核にして析出したＴｉ（ＣＮ）従属析出物と、を含み、下記式１で定義されるＰが６０％以下（０％を除く）であるフェライト系ステンレス鋼材を提供する。
［式１］
Ｐ（％）＝｛ＮＳ／（ＮＳ＋ＮＣ）｝×１００
（ここで、ＮＳはＴｉ（ＣＮ）独立析出物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ２）であり、ＮＣはＴｉ（ＣＮ）従属析出物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ２）を意味する。）
このとき、上記Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物の粒径は０．０１μｍ以上であってよい。
このとき、上記Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物の平均粒径は０．１５μｍ以下であることが好ましい。
このとき、上記ＴｉＮ介在物の平均粒径は２μｍ以上であることが好ましい。
このとき、上記ステンレス鋼材の延伸率は３４％以上であってよい。
本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１０〜３０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｎ：０．００５〜０．０３％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む溶鋼をスラブとして鋳造する段階を含むフェライト系ステンレス鋼材の製造方法において、上記溶鋼の鋳造時に、上記スラブの表面温度を基準に１１００〜１２００℃の温度における平均冷却速度を５℃／ｓｅｃ以下（０℃／ｓｅｃを除く）に制御するフェライト系ステンレス鋼材の製造方法を提供する。
このとき、上記溶鋼の鋳造時に、上記スラブの表面温度を基準に１０００〜１２５０℃の温度における平均冷却速度を５℃／ｓｅｃ以下（０℃／ｓｅｃを除く）に制御することがより好ましい。
このとき、上記溶鋼をスラブとして鋳造した後、上記スラブを熱間圧延して熱延板を得る段階と、上記熱延板を４５０〜１０８０℃の温度で１〜６０分間熱延板焼鈍する段階と、を更に含むことができる。
本発明によるフェライト系ステンレス鋼材は延性が非常に優れるという長所がある。
発明例１による熱延板の微細組織を観察した電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＥＭ）の写真である。 図１のＡ部分を拡大して観察した電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＥＭ）の写真である。
本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼材の延性を向上させるために様々な検討を行った結果、以下の知見を得ることができた。
（１）一般的に、フェライト系ステンレス鋼材には、耐食性を向上するために微量のチタン（Ｔｉ）が添加されるが、このようなチタン（Ｔｉ）添加のフェライト系ステンレス鋼材の場合、不可避的にフェライト基地内のＴｉ（ＣＮ）が多量に析出し、このようなＴｉ（ＣＮ）析出物は、鋼材の延性を劣化させる主な原因となる。
（２）一方、Ｔｉ（ＣＮ）析出物は、フェライト基地内に独立的に析出するＴｉ（ＣＮ）析出物（以下、「Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物」と記す）及び製鋼中に晶出されるＴｉＮ介在物を核にして析出するＴｉ（ＣＮ）析出物（以下、「Ｔｉ（ＣＮ）従属析出物」と記す）からなるが、このうちのＴｉ（ＣＮ）従属析出物は、Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物と比較すると、延性の劣化には大きな影響を及ぼさない。
（３）従って、Ｔｉ添加のフェライト系ステンレス鋼材の延性を向上させるための一つの手段として、できるだけ多くのＴｉ（ＣＮ）がＴｉＮ介在物を核にしてＴｉ（ＣＮ）従属析出物として析出するように誘導し、Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物の個数を低減させることにより、目的を達成することができる。
以下、本発明の一側面である延性に優れたフェライト系ステンレス鋼材について詳細に説明する。
まず、本発明のフェライト系ステンレス鋼材の好ましい組成について詳細に説明する。後述する各成分の含量は特に言及しない限りすべて重量を基準にしたことを予め明らかにしておく。
Ｃ：０．００５〜０．１％
Ｃの含量は、鋼材の強度に大きく影響を及ぼす元素で、その含量が多すぎる場合、鋼材の強度が上昇しすぎて延性が低下するため、０．１％以下に限定する。但し、その含量が少なすぎる場合は、強度が低下しすぎるため、その下限を０．００５％に限定することができる。
Ｓｉ：０．０１〜２．０％
Ｓｉは、製鋼時に溶鋼の脱酸及びフェライトの安定化のために添加される元素で、本発明では０．０１％以上添加する。但し、その含量が多すぎる場合は、材質の硬化を起こして鋼の延性が低下するため、２．０％以下に限定する。
Ｍｎ：０．０１〜１．５％
Ｍｎは、耐食性の改善に有効な元素で、本発明では、０．０１％以上添加し、より好ましくは０．５％以上添加する。但し、その含量が多すぎる場合には、溶接時にＭｎ系のヒュームの発生が急増して溶接性が低下し、また過度なＭｎＳの析出物の形成によって鋼の延性が低下するため１．５％以下に限定し、より好ましくは１．０％以下に限定する。
Ｐ：０．０５％以下
リンは、鋼中に不可避に含有される不純物で、酸洗時に粒界腐食を起こしたり、熱間加工性を阻害したりする主な原因となる元素であるため、その含量をできる限り低く制御することが好ましい。本発明では上記リン含量の上限を０．０５％に管理する。
Ｓ：０．００５％以下
硫黄は、鋼中に不可避に含有される不純物で、結晶粒界に偏析されて熱間加工性を阻害する主な原因となる元素であるため、その含量をできる限り低く制御することが好ましい。本発明では上記硫黄の含量の上限を０．００５％に管理する。
Ｃｒ：１０〜３０％
クロムは、鋼の耐食性の向上に効果的な元素で、本発明では１０％以上添加する。但し、その含量が多すぎる場合は、製造費用が急増するだけでなく、粒界腐食が起こるという問題があるため、３０％以下に限定する。
Ｔｉ：０．０５〜０．５０％
チタンは、炭素及び窒素を固定して鋼中の固溶炭素及び固溶窒素の量を低減し、鋼の耐食性の向上に効果的な元素で、本発明では、０．０５％以上添加し、より好ましくは０．１％以上添加する。但し、その含量が多すぎる場合は、製造費用が急増するだけでなく、Ｔｉ系介在物の形成によって表面欠陥をもたらすため、０．５０％以下に限定し、より好ましくは０．３０％以下に限定する。
Ａｌ：０．０１〜０．１５％
アルミニウムは、強力な脱酸剤で、溶鋼中の酸素の含量を減らす役割をし、本発明では０．０１％以上添加する。但し、その含量が多すぎる場合は、非金属介在物の増加によって冷延ストリップのスリーブ欠陥が発生すると共に、溶接性が劣化するため、０．１５％以下に限定し、より好ましくは０．１％以下に限定する。
Ｎ：０．００５〜０．０３％
窒素は、熱間圧延時にオーステナイトを析出させて再結晶を促進させる役割をする元素で、本発明では０．００５％以上添加する。但し、その含量が多すぎる場合は、鋼の延性が低下するため０．０３％以下に限定する。
本発明のステンレス鋼材は、フェライト基地に３．５×１０６個／ｍｍ２以下（０個／ｍｍ２を除く）のＴｉ（ＣＮ）独立析出物を含む。上記の通り、Ｔｉ（ＣＮ）析出物は、Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物、及びＴｉＮ介在物を核にして析出したＴｉ（ＣＮ）従属析出物からなるが、このうちのＴｉ（ＣＮ）従属析出物は、Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物と比較したときに、延性の劣化に大きな影響を及ぼさないため、本発明では特別にＴｉ（ＣＮ）独立析出物の個数だけを制御する。もし、Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物の個数が上記の範囲を外れると、目的とする延性を確保することが困難であるという問題がある。
上述の通り、Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物の個数を低減するための一つの手段として、できれば多くのＴｉ（ＣＮ）がＴｉＮ介在物を核として析出するように誘導することにより目的を達成することができる。本発明の一実施形態によると、下記式１で定義されるＰを６０％以下に制御することにより目的とする延性を確保することができる。
［数１］
Ｐ（％）＝｛ＮＳ／（ＮＳ＋ＮＣ）｝×１００
（ここで、ＮＳはＴｉ（ＣＮ）独立析出物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ２）を意味し、ＮＣはＴｉ（ＣＮ）従属析出物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ２）を意味する）
一方、本発明における個数制御の対象であるＴｉ（ＣＮ）独立析出物は、粒径が０．０１μｍ以上のＴｉ（ＣＮ）独立析出物に限定することができる。粒径０．０１μｍ未満のＴｉ（ＣＮ）独立析出物は、分析して定量するのに限界があるため、これに対しては特に考慮しなくてもよい。一方、Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物の粒径の上限は、特に限定されないが、通常２μｍを超過する粒径を有するＴｉ（ＣＮ）独立析出物は、形成することが困難であるため、その上限を２μｍに限定することができる。
このとき、上記Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物の平均粒径は０．１５μｍ以下であることが好ましい。これは、Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物の平均粒径が０．１５μｍを超過した場合は、Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物の個数の低減には有利であるが表面傷の問題を起こすおそれがあるためである。ここで、平均粒径とは、鋼材の一断面を観察して検出した粒子の平均円相当径（ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ ｃｉｒｃｕｌａｒ ｄｉａｍｅｔｅｒ）を意味する。
このとき、上記ＴｉＮ介在物の平均粒径は、２μｍ以上であることが好ましい。これは、平均粒径２μｍ以上の相対的に粗大なＴｉＮ介在物が、Ｔｉ（ＣＮ）を析出するための核生成サイトとして作用するのに有利であるためである。一方、ＴｉＮ介在物の平均粒径の上限に対しては特に限定しないが、ＴｉＮ介在物のサイズが過度に粗大である場合、ＴｉＮ介在物の全体の表面積が減少しすぎてＴｉ（ＣＮ）従属析出物の個数の増加に不利な影響を及ぼす可能性があるため、その上限を２０μｍに限定することができる。
本発明のフェライト系ステンレス鋼材は延性が非常に優れるという長所を有する。本発明の一実施形態によると、本発明のフェライト系ステンレス鋼材の延伸率は３４％以上であることができる。
以上説明した本発明のフェライト系ステンレス鋼材は、多様な方法で製造することができ、その製造方法は特に制限されない。但し、その一実施形態として以下のような方法によって製造することができる。
以下、本発明の他の側面である、延性に優れたフェライト系ステンレス鋼材の製造方法について詳細に説明する。
本発明の一側面であるフェライト系ステンレス鋼材の製造方法は、上述の組成を有する溶鋼をスラブとして鋳造する段階を含むフェライト系ステンレス鋼材の製造方法に関する。
本発明は、Ｔｉ（ＣＮ）が独立的に析出することを最大限に抑制するために、Ｔｉ、Ｃ及びＮの拡散によってＴｉＮ介在物を核にしてＴｉ（ＣＮ）従属析出物が形成されるように誘導することを一つの技術的特徴とする。
一般的に、溶鋼の鋳造時に、生産性の向上のために鋳造によって得られたスラブの冷却を行う。
ところが、本発明者らの検討結果、通常のスラブ冷却速度では、相対的に微細なＴｉＮ介在物が形成され、Ｔｉ（ＣＮ）の無制限な析出がもたらされる。これはＴｉ（ＣＮ）独立析出物の個数を大きく増加させる一つの原因となる。これは、冷却が比較的速く行われて合金元素の拡散が制限され、核生成エネルギーが十分に提供されて多様な場所で同時多発的にＴｉＮ介在物及びＴｉ（ＣＮ）析出物の核生成が助長されるためであると推測される。
これに対し、本発明では、上記溶鋼の鋳造時に、上記スラブの表面温度を基準に１１００〜１２００℃の温度における平均冷却速度を５℃／ｓｅｃ以下（０℃／ｓｅｃを除く）、より好ましくは３℃／ｓｅｃ以下（０℃／ｓｅｃを除く）、更に好ましくは２℃／ｓｅｃ以下（０℃／ｓｅｃを除く）に制御する。即ち、本発明者らは１１００〜１２００℃の温度におけるスラブの平均冷却速度を適切に制御することにより、できれば多くのＴｉ（ＣＮ）がＴｉＮ介在物を核として析出するように誘導することで、Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物の個数を低減しようとし、上記条件下でスラブの冷却を行うことにより、Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物の個数を目標とする個数以下に低減できることがわかった。これは、徐冷に伴って合金元素の移動に必要な時間が十分に確保され、多量のＴｉ、Ｃ、及びＮが、エネルギーが低いＴｉＮ介在物の周りに拡散し、これを核としてＴｉ（ＣＮ）が析出したためであると推測される。本発明では、上述の通り、スラブの平均冷却速度を制御するための手段に対しては特に限定しないが、例えば、連鋳ストランドに保温材を設置する等の方法を挙げることができる。
一方、上記のようなスラブの平均冷却速度を制御する方法は特に限定されず、上記温度範囲の全区間で一定の冷却速度で徐冷するか、又は上記温度区間内の特定の温度で維持した後に速い冷却速度で急冷する方法を取ることができる。
一方、本発明の一実施形態によると、上記のように徐冷を行う温度範囲を１０００〜１２５０℃に拡張することで、ＴｉＮ介在物の粗大化を誘導し、これによりＴｉＮ介在物がＴｉ（ＣＮ）析出のための核生成サイトとしてより容易に作用することにより、その効果を極大化することができる。
本発明の一実施形態によると、上記スラブを仕上げ熱間圧延して熱延板を得る段階と、上記熱延板を熱延板焼鈍する段階と、を更に含むことができる。以下、それぞれの工程についてより詳細に説明する。
熱延板焼鈍：４５０〜１０８０℃の温度で６０分以下行う
熱延板焼鈍は、熱間圧延された熱延板の延性をより向上させるために行う段階である。これにより、Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物の再溶解、及び再溶解された合金元素の拡散を誘導して、Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物の個数をより低減することができる。このためには、焼鈍温度を４５０℃以上で行う必要がある。但し、焼鈍温度が１０８０℃を超過するか、または焼鈍時間が６０分を超過した場合には、Ｔｉ（ＣＮ）従属析出物の再溶解が起こって逆にその効果が減少するおそれがある。一方、焼鈍時間の下限は、特に定める必要はないが、十分な効果を得るためには１分以上行うことがより好ましい。
製造条件を上述のように制御した場合は、これ以外の条件は特に限定されず、通常のフェライト系ステンレス鋼板の製造条件に準じて行うことができる。更に、上記焼鈍された熱延板を冷間圧延及び冷延板焼鈍して冷延鋼板として製造することもできる。
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は本発明を例示して具体化するためのものであって、本発明の権利範囲を制限するためのものではない点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は特許請求の範囲に記載された事項とこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
表１の組成を有する溶鋼を設け、表２に記載された条件で等速鋳造してスラブを製造し、製造されたスラブを熱間圧延及び熱延板焼鈍して熱延板を得た。表１に記載された各元素の含量は重量％を意味し、表２に記載されたスラブの冷却速度は１１００〜１２００℃の温度範囲でスラブの表面温度を基準に測定した平均冷却速度を意味する。
Figure 2018505308
Figure 2018505308
その後、製造されたそれぞれの熱延板に対して透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＴＥＭ）の写真を撮影し、イメージアナライザ（Ｉｍａｇｅ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を通じて粒径０．０１μｍ以上であるＴｉ（ＣＮ）独立析出物の個数及び個数比（Ｐ）を測定した。また、上記熱延板の圧延方向に対して９０°の方向を基準にＪＩＳ １３Ｂの規格に基づいて採取された試験片をもとに、延伸率を測定した。その結果を下記表３に示した。
Figure 2018505308
表３に示すように、本発明が提案する条件をすべて満たす発明例１〜３の場合、Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物の個数が３．５×１０６個／ｍｍ２以下に抑制されて延伸率３４％以上の優れた延性を確保できることが分かる。これに対し、比較例１及び２の場合、スラブの冷却が相対的に速く行われてＴｉ（ＣＮ）独立析出物が過剰に形成されて延性が劣化したことが分かる。
一方、図１は発明例１による熱延板の微細組織を観察した電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＥＭ）の写真であり、図２は図１のＡ領域を拡大して観察した電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＥＭ）の写真である。図１のＡ領域の中央に位置しているのが製鋼中に晶出されたＴｉＮ介在物に該当する。これを拡大して観察した図２を参照すると、上記ＴｉＮ介在物を核にして多量のＴｉ（ＣＮ）が析出していることを視覚的に確認することができる。

Claims (10)

  1. 重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１０〜３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｎ：０．００５〜０．０３％、残部Ｆｅ、及び不可避不純物を含み、
    フェライト基地に、３．５×１０６個／ｍｍ２以下のＴｉ（ＣＮ）独立析出物を含むことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼材。
  2. 重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１０〜３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｎ：０．００５〜０．０３％、残部Ｆｅ、及び不可避不純物を含み、
    フェライト基地に、Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物と、ＴｉＮ介在物を核にして析出したＴｉ（ＣＮ）従属析出物と、を含み、下記式１で定義されるＰが６０％以下であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼材。
    ［式１］
    Ｐ（％）＝｛ＮＳ／（ＮＳ＋ＮＣ）｝×１００
    （ここで、ＮＳはＴｉ（ＣＮ）独立析出物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ２）であり、ＮＣはＴｉ（ＣＮ）従属析出物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ２）を意味する）
  3. 前記Ｐが５８％以下であることを特徴とする請求項２に記載のフェライト系ステンレス鋼材。
  4. 前記Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物の粒径は、０．０１μｍ以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼材。
  5. 前記Ｔｉ（ＣＮ）独立析出物の平均粒径は、０．１５μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼材。
  6. 前記ＴｉＮ介在物の平均粒径は、２μｍ以上であることを特徴とする請求項２に記載のフェライト系ステンレス鋼材。
  7. 前記ステンレス鋼材の延伸率は、３４％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載のフェライト系ステンレス鋼材。
  8. 重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１０〜３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｎ：０．００５〜０．０３％、残部Ｆｅ、及び不可避不純物を含む溶鋼をスラブとして鋳造する段階を含むフェライト系ステンレス鋼材の製造方法において、
    前記溶鋼の鋳造時に、前記スラブの表面温度を基準に１１００〜１２００℃の温度における平均冷却速度を５℃／ｓｅｃ以下（０℃／ｓｅｃを除く）に制御することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼材の製造方法。
  9. 前記溶鋼の鋳造時に、前記スラブの表面温度を基準に１０００〜１２５０℃の温度における平均冷却速度を５℃／ｓｅｃ以下（０℃／ｓｅｃを除く）に制御することを特徴とする請求項８に記載のフェライト系ステンレス鋼材の製造方法。
  10. 前記溶鋼をスラブとして鋳造した後、
    前記スラブを再加熱する段階と、
    前記再加熱されたスラブを熱間圧延して熱延板を得る段階と、
    前記熱延板を４５０〜１０８０℃の温度で６０分間以下熱延板焼鈍する段階を更に含むことを特徴とする請求項８に記載のフェライト系ステンレス鋼材の製造方法。
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