JP4591912B2 - Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼帯の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、表面性状の良好なＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼帯を製造する方法に関する。
Ｃｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼帯は、鋼帯表面にヘゲ疵と呼ばれる表面欠陥が発生しやすい鋼種である。ヘゲ疵は、鋼帯表面の美観を損なうだけでなく、機械的性質，疲労特性，耐食性等の製品特性にも悪影響を及ぼす。ヘゲ疵の除去に表面研削等の工程が組み込まれているが、製品加工後のバレル研磨程度では除去できず、グラインダを用いた研削でも残存する場合が多い。その結果、ヘゲ疵のない表面性状の良好な個所を峻別して客先に出荷することを余儀なくされている。良品部分の選別は、工程負荷を著しく増大させる原因であり、製品歩留の低下、ひいては製品コスト上昇の原因となる。
Ｃｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼帯のヘゲ疵は、熱間圧延時に発生し、後工程の冷間圧延で助長されることが多い。ヘゲ疵が検出されない熱延鋼帯でも、冷間圧延後に著しい表面欠陥が現れる場合もある。したがって、全長にわたって表面性状が良好なＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼帯を製造するためには、研磨，研削によるヘゲ疵の除去ではなく、熱間圧延時にヘゲ疵の発生を抑制することが重要である。
熱間圧延時のヘゲ疵発生は、幅中央部より幅エッジ部を厚くしたスラブを熱間圧延して幅方向に等厚な矩形状とすることにより防止できる（特許文献１）。しかし、特殊形状のスラブを熱延素材としていることから、工程負荷が増大し，製造コストの上昇が避けられない。鋼材の成分設計，スラブの加熱条件をコントロールすることによりスラブ中のδフェライトを消失させると、ヘゲ疵の発生が抑えられることも報告されている（特許文献２）。しかし、δフェライトを消失させたオーステナイト（γ）単相のＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼でもヘゲ疵が発生しており、δフェライトの消失によるヘゲ疵抑制効果は不十分である。
特開平6-304606号公報
特開平6-279856号公報
熱間圧延時のヘゲ疵発生は、幅中央部より幅エッジ部を厚くしたスラブを熱間圧延して幅方向に等厚な矩形状とすることにより防止できる（特許文献１）。しかし、特殊形状のスラブを熱延素材としていることから、工程負荷が増大し，製造コストの上昇が避けられない。鋼材の成分設計，スラブの加熱条件をコントロールすることによりスラブ中のδフェライトを消失させると、ヘゲ疵の発生が抑えられることも報告されている（特許文献２）。しかし、δフェライトを消失させたオーステナイト（γ）単相のＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼でもヘゲ疵が発生しており、δフェライトの消失によるヘゲ疵抑制効果は不十分である。
本発明は、従来とは逆にδフェライトの適正分散がヘゲ疵の発生防止に有効であるとの知見をベースとし、δフェライトの適正分散を可能にする成分設計を可能にすることにより、ヘゲ疵に至る割れの発生・成長が抑えられた条件下の熱間圧延を可能とし、表面性状の良好なＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼帯を製造することを目的とする。
本発明で使用するＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼は、Ｃ：０.０８０質量％以下，Ｓｉ：０.０１〜１.５質量％，Ｍｎ：０.０１〜４.０質量％，Ｐ：０.０５質量％以下，Ｓ：０.０３質量％以下，Ｎｉ：１６.０〜２５.０質量％，Ｃｒ：２０.０〜３０.０質量％，Ｎ：０.０５質量％以下，Ｍｏ：０.０１〜１.０質量％，Ｃｕ：０.００１〜１.０質量％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成をもつ。この成分系でＦ（質量％）＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｓｉ，Ａ（質量％）＝Ｎｉ＋３５Ｃ＋２０Ｎ＋０.２Ｍｎ＋０.２５Ｃｕと定義されるＦ値，Ａ値がＦ＝２２.０〜３３.０，Ａ＝１７.０〜２８.０，Ｆ−Ａ＝３．５５〜１１.５を満足するように成分調整されている。必要に応じ、Ｃａ：０.０１０質量％以下，Ｂ：０.０１０質量％以下の一種又は二種を含ませても良い。
所定組成のＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼を溶製した後、スラブに連続鋳造し、１０００〜１３００℃の加熱処理でスラブのδフェライト量を０.５〜５.０体積％の範囲に調整し、次いでスラブを熱間圧延することにより、ヘゲ疵のないＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼帯が製造される。
所定組成のＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼を溶製した後、スラブに連続鋳造し、１０００〜１３００℃の加熱処理でスラブのδフェライト量を０.５〜５.０体積％の範囲に調整し、次いでスラブを熱間圧延することにより、ヘゲ疵のないＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼帯が製造される。
本発明者等は、熱間圧延後にヘゲ疵が発生したＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼帯を詳細に調査した結果、γ／γ粒界に沿ってヘゲ疵が成長していることから熱間圧延前のスラブ表層部における粒界酸化がヘゲ疵の発生原因であると推定した。更に詳細な調査を進めた結果、熱間圧延前の加熱スラブ中に適量のδフェライトを分散させると、熱間圧延時にヘゲ疵の発生が効果的に防止されることを見出した。
δフェライトがヘゲ疵発生に及ぼす影響を、本発明者等による実験経過から具体的に説明する。
δフェライトがヘゲ疵発生に及ぼす影響を、本発明者等による実験経過から具体的に説明する。
ヘゲ疵が発生したＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼（Ｂ-1），ヘゲ疵が発生しなかったＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼（Ａ-2）の熱延板を酸洗した後、酸洗材の外観，断面組織を観察した（図１）。鋼種Ａ-2は本発明で規定した成分条件を満足するＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼であり、鋼種Ｂ-1は本発明で規定した成分条件を外れるＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼である。何れもスラブから切り出したブロックを大気雰囲気中で１２３０℃に２時間保持した後、実験室の熱間圧延機を用いて熱間圧延した。
鋼種Ｂ-1では、熱延板の表面に多数のヘゲ疵が発生しており、断面組織からγ／γ粒界に沿ったヘゲ疵の成長が観察される。他方、鋼種Ａ-2の熱延板は、ヘゲ疵のない良好な表面性状を呈し、δフェライトが分散した断面組織をもっている。
また、鋼種Ａ-2，Ｂ-1のスラブから切り出されたブロックを大気雰囲気中で１２３０℃に２時間保持した後、水冷した試料の断面を観察した。観察結果から、鋼種Ｂ-1ではスラブ表層から内部に向かって粒界酸化が進行しているのに対し、鋼種Ａ-2では粒界酸化がなくγ／γ粒界に沿ってδフェライトが分散していることが判った。
また、鋼種Ａ-2，Ｂ-1のスラブから切り出されたブロックを大気雰囲気中で１２３０℃に２時間保持した後、水冷した試料の断面を観察した。観察結果から、鋼種Ｂ-1ではスラブ表層から内部に向かって粒界酸化が進行しているのに対し、鋼種Ａ-2では粒界酸化がなくγ／γ粒界に沿ってδフェライトが分散していることが判った。
図１，２の結果から、Ｃｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼におけるヘゲ疵の発生機構及びδフェライトによるヘゲ疵防止効果を次のように説明できる。すなわち、γ単相の鋼種Ｂ-1では、熱間圧延前のスラブ加熱時に粒界酸化がスラブの表層から内部に進行し、結果としてスラブ表層の粒界強度が低下し、熱間圧延時に粒界に沿って割れが発生しヘゲ疵に至る。他方、γ／γ粒界に沿ってδフェライトが分散している鋼種Ａ-２では、γ／γ粒界の酸化，ひいては粒界強度の低下が抑えられ、ヘゲ疵に至る割れが発生しない。
δフェライトの適正分散がヘゲ疵の発生防止に有効であるとの前提で、ヘゲ疵の発生を効果的に防止するδフェライト量を調査した。スラブから切り出したブロックを大気雰囲気中で１２３０℃に２時間保持した後で水冷した試料を光学顕微鏡で観察し、視野の試料面に占めるδフェライトの面積率からδフェライト量を算出した。また、同じ条件下で加熱保持されたブロックを板厚：４ｍｍに熱間圧延し、次いで冷間圧延によって板厚：１ｍｍの冷延板を作製した。得られた冷延板を目視観察し、ヘゲ疵の有無を判定した。
ヘゲ疵の発生有無をδフェライト量で評価したところ、δフェライト量が０.５〜５.０体積％の範囲にあるときヘゲ疵が発生しないことが判った。この結果は、ヘゲ疵発生抑制に及ぼすδフェライトの作用が０.５体積％以上で現れるが、５.０体積％を超える過剰量のδフェライトが分散するとヘゲ疵発生抑制効果が低減することを示している。
ヘゲ疵の発生有無をδフェライト量で評価したところ、δフェライト量が０.５〜５.０体積％の範囲にあるときヘゲ疵が発生しないことが判った。この結果は、ヘゲ疵発生抑制に及ぼすδフェライトの作用が０.５体積％以上で現れるが、５.０体積％を超える過剰量のδフェライトが分散するとヘゲ疵発生抑制効果が低減することを示している。
δフェライト量は、一般にフェライト生成元素とオーステナイト生成元素とのバランスによって定まる。δフェライトの生成に及ぼすフェライト生成元素の寄与度をＦ値（＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｓｉ），オーステナイト生成元素の寄与度をＡ値（Ａ＝Ｎｉ＋３５Ｃ＋２０Ｎ＋０.２Ｍｎ＋０.２５Ｃｕ）とすると、１０００〜１３００℃の温度域で加熱したスラブに生成しているδフェライト量とＦ値，Ａ値との間に図３の関係が成立している。δフェライト量は、同じＦ値であってもＡ値の増大に伴って低減し、同じＡ値であってもＦ値の増大に伴って増加する傾向を示す。
δフェライト量とＦ値、Ａ値との関係を示す図４からヘゲ疵発生抑制に効果のあるδフェライト量：０.５〜５.０体積％の範囲を抽出すると、Ｆ=２２.０〜３３.０，Ａ=１７.０〜２８.０，Ｆ−Ａ＝３．５５〜１１.５が得られる。Ｆ=２２.０〜３３.０，Ａ=１７.０〜２８.０，Ｆ−Ａ＝３．５５〜１１.５は図４の斜線領域であり、これら条件を満足させる成分調整により熱延時にヘゲ疵の発生しないＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼帯が製造されると言え、後述の実施例によっても支持される。
以下、Ｃｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼の合金成分，含有量，製造条件等を説明する。
〔Ｃ：０.０８０質量％以下〕
Ａ値の調整に必要なオーステナイト生成元素であり、強度向上にも寄与する。Ｃによる強度向上効果は、０.０１質量％以上のＣ含有量でみられる。しかし、過剰量のＣが含まれると耐食性が低下するので、上限を０.０８０質量％に設定した。
〔Ｓｉ：０.０１〜１.５質量％〕
溶鋼の脱酸に必要な成分であり、０.０１質量％以上で効果がみられる。しかし、過剰添加は製造コストの上昇を招くので、上限を１.５質量％に設定した。また、δフェライト量の生成量に影響を及ぼすＦ値に関与することから、０.１〜１.５質量％の範囲でＳｉ含有量を定めることが好ましい。
〔Ｃ：０.０８０質量％以下〕
Ａ値の調整に必要なオーステナイト生成元素であり、強度向上にも寄与する。Ｃによる強度向上効果は、０.０１質量％以上のＣ含有量でみられる。しかし、過剰量のＣが含まれると耐食性が低下するので、上限を０.０８０質量％に設定した。
〔Ｓｉ：０.０１〜１.５質量％〕
溶鋼の脱酸に必要な成分であり、０.０１質量％以上で効果がみられる。しかし、過剰添加は製造コストの上昇を招くので、上限を１.５質量％に設定した。また、δフェライト量の生成量に影響を及ぼすＦ値に関与することから、０.１〜１.５質量％の範囲でＳｉ含有量を定めることが好ましい。
〔Ｍｎ：０.０１〜４.０質量％〕
Ｓｉと同様に溶鋼脱酸に必要な成分であり、０.０１質量％以上で効果がみられる。しかし、過剰添加は耐食性低下の原因となるので、４.０質量％に上限を設定した。また、δフェライト量の生成量に影響を及ぼすＡ値に関与することから、０.１〜２.０質量％の範囲でＭｎ含有量を定めることが好ましい。
〔Ｐ：０.０５質量％以下〕
耐食性を劣化させる成分であるが、０.０５質量％以下（好ましくは、０.０３質量％以下）に低減することによりＰの悪影響が抑えられる。
〔Ｓ：０.０３質量％以下〕
γ／γ粒界に偏析して熱間加工性を著しく低下させるので、可能な限り低減することが好ましい。本発明では、Ｓ含有量を０.０３質量％（好ましくは、０.０１質量％）以下に低減することにより、Ｓ又は硫化物起因の欠陥を抑制している。
Ｓｉと同様に溶鋼脱酸に必要な成分であり、０.０１質量％以上で効果がみられる。しかし、過剰添加は耐食性低下の原因となるので、４.０質量％に上限を設定した。また、δフェライト量の生成量に影響を及ぼすＡ値に関与することから、０.１〜２.０質量％の範囲でＭｎ含有量を定めることが好ましい。
〔Ｐ：０.０５質量％以下〕
耐食性を劣化させる成分であるが、０.０５質量％以下（好ましくは、０.０３質量％以下）に低減することによりＰの悪影響が抑えられる。
〔Ｓ：０.０３質量％以下〕
γ／γ粒界に偏析して熱間加工性を著しく低下させるので、可能な限り低減することが好ましい。本発明では、Ｓ含有量を０.０３質量％（好ましくは、０.０１質量％）以下に低減することにより、Ｓ又は硫化物起因の欠陥を抑制している。
〔Ｎｉ：１６.０〜２５.０質量％〕
Ｃｒと共にＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼の基本成分であり、Ａ値の調整に必要なオーステナイト生成元素である。耐食性の観点から１６.０質量％以上のＮｉが必要であるが、２５.０質量％を超える過剰量のＮｉではγ相が安定化し、必要量のδフェライトが生成しなくなる。また、Ｎｉの過剰添加は強度低下につながるので、強度，耐食性が要求される用途では、１８.０〜２２.０質量％の範囲でＮｉ含有量を定めることが好ましい。
Ｃｒと共にＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼の基本成分であり、Ａ値の調整に必要なオーステナイト生成元素である。耐食性の観点から１６.０質量％以上のＮｉが必要であるが、２５.０質量％を超える過剰量のＮｉではγ相が安定化し、必要量のδフェライトが生成しなくなる。また、Ｎｉの過剰添加は強度低下につながるので、強度，耐食性が要求される用途では、１８.０〜２２.０質量％の範囲でＮｉ含有量を定めることが好ましい。
〔Ｃｒ：２０.０〜３０.０質量％〕
ステンレス鋼の基本成分であり、耐食性の改善に寄与する。γ相を安定化させずに適正量のδフェライトの生成を可能にする上で２０.０質量％以上のＣｒが必要であるが、３０.０質量％を超える過剰量のＣｒが含まれるとδフェライトが過剰になってヤヘゲが発生しやすくなる。また、Ｃｒの過剰添加は靭性低下をもたらしやすいので、靭性，耐食性が要求される用途では、２３.０〜２７.０質量％の範囲でＣｒ含有量を定めることが好ましい。
〔Ｎ：０.０５質量％以下〕
Ｃと同様にオーステナイト生成元素であり、Ａ値の調整に必要である。しかし、過剰量のＮ含有は耐食性を低下させるので、０.０５質量％（好ましくは、０.０３質量％）以下に上限を設定した。
ステンレス鋼の基本成分であり、耐食性の改善に寄与する。γ相を安定化させずに適正量のδフェライトの生成を可能にする上で２０.０質量％以上のＣｒが必要であるが、３０.０質量％を超える過剰量のＣｒが含まれるとδフェライトが過剰になってヤヘゲが発生しやすくなる。また、Ｃｒの過剰添加は靭性低下をもたらしやすいので、靭性，耐食性が要求される用途では、２３.０〜２７.０質量％の範囲でＣｒ含有量を定めることが好ましい。
〔Ｎ：０.０５質量％以下〕
Ｃと同様にオーステナイト生成元素であり、Ａ値の調整に必要である。しかし、過剰量のＮ含有は耐食性を低下させるので、０.０５質量％（好ましくは、０.０３質量％）以下に上限を設定した。
〔Ｍｏ：０.０１〜１.０質量％〕
耐食性の改善に有効な成分であり、０.０１質量％以上でＭｏの添加効果がみられる。しかし、高価な元素であり過剰添加は鋼材コストの上昇を招くので、１.０質量％に上限を設定した。耐食性が要求される用途では、０.５〜１.０質量％の範囲でＭｏ含有量を定めることが好ましい。
〔Ｃｕ：０.００１〜１.０質量％〕
耐食性の改善に有効な成分であり、０.００１質量％以上でＣｕの添加効果がみられる。しかし、過剰添加は熱間加工性の低下を招くので、１.０質量％に上限を設定した。耐食性が要求される用途では、０.０５〜１.０質量％の範囲でＣｕ含有量を定めることが好ましい。
耐食性の改善に有効な成分であり、０.０１質量％以上でＭｏの添加効果がみられる。しかし、高価な元素であり過剰添加は鋼材コストの上昇を招くので、１.０質量％に上限を設定した。耐食性が要求される用途では、０.５〜１.０質量％の範囲でＭｏ含有量を定めることが好ましい。
〔Ｃｕ：０.００１〜１.０質量％〕
耐食性の改善に有効な成分であり、０.００１質量％以上でＣｕの添加効果がみられる。しかし、過剰添加は熱間加工性の低下を招くので、１.０質量％に上限を設定した。耐食性が要求される用途では、０.０５〜１.０質量％の範囲でＣｕ含有量を定めることが好ましい。
〔Ｃａ：０.０１０質量％以下〕
必要に応じて添加される成分であり、熱間加工性を向上させる作用を呈し、０.００１質量％以上でＣａの添加効果がみられる。しかし、過剰添加は鋼材の清浄度を下げるので、０.０１０質量％に上限を設定した。
必要に応じて添加される成分であり、熱間加工性を向上させる作用を呈し、０.００１質量％以上でＣａの添加効果がみられる。しかし、過剰添加は鋼材の清浄度を下げるので、０.０１０質量％に上限を設定した。
〔Ｂ：０.０１０質量％以下〕
必要に応じて添加される成分であり、Ｃａと同様に熱間加工性を向上させる作用を呈し、０.００１質量％以上でＢの添加効果がみられる。しかし、過剰添加は耐食性に有害なＣｒの硼化物を生成させるので、０.０１０質量％に上限を設定した。
必要に応じて添加される成分であり、Ｃａと同様に熱間加工性を向上させる作用を呈し、０.００１質量％以上でＢの添加効果がみられる。しかし、過剰添加は耐食性に有害なＣｒの硼化物を生成させるので、０.０１０質量％に上限を設定した。
〔スラブの加熱温度：１０００〜１３００℃〕
ヘゲ疵の防止には、熱間圧延に先立って１０００〜１３００℃の温度域にスラブを加熱し、適正量のδフェライトを分散させる必要がある。１０００℃に達しない加熱温度では、δフェライト量が減少してヘゲ疵発生抑制効果が不足することに加え、熱間圧延時の変形抵抗が著しく増加して圧延負荷が大きくなる。逆に加熱温度が１３００℃を超えると、ステンレス鋼の成分によっては固相線以上の領域に達することもあり、熱間圧延自体が困難になる。
ヘゲ疵の防止には、熱間圧延に先立って１０００〜１３００℃の温度域にスラブを加熱し、適正量のδフェライトを分散させる必要がある。１０００℃に達しない加熱温度では、δフェライト量が減少してヘゲ疵発生抑制効果が不足することに加え、熱間圧延時の変形抵抗が著しく増加して圧延負荷が大きくなる。逆に加熱温度が１３００℃を超えると、ステンレス鋼の成分によっては固相線以上の領域に達することもあり、熱間圧延自体が困難になる。
表１に示した各種ステンレス鋼を１００ｋｇ真空溶解炉を用いて溶製した。
各ステンレス溶鋼をスラブに連続鋳造し、スラブから厚み：４０ｍｍ，幅：１００ｍｍ，長さ：１５０ｍｍのブロックを切り出し，大気雰囲気中で１２３０℃に２時間保持した。実験室の熱間圧延機を用い、加熱されたブロックを板厚：４ｍｍに熱間圧延した。熱延板から酸化スケールを除去した後、板厚：１ｍｍまで冷間圧延した。得られた冷延板の外観を目視観察し、ヘゲ疵の発生有無を判定した。
また、熱間圧延したスラブとは別に、同一成分のスラブから切り出したブロックを同じ条件下で加熱保持した後で水冷した。水冷後の試料を光学顕微鏡で観察し、δフェライト量を算出した。
また、熱間圧延したスラブとは別に、同一成分のスラブから切り出したブロックを同じ条件下で加熱保持した後で水冷した。水冷後の試料を光学顕微鏡で観察し、δフェライト量を算出した。
表２の調査結果にみられるように、Ｆ値，Ａ値共に本発明で規定した条件を満足する鋼種Ａ-1〜Ａ-7では、スラブ加熱後のδフェライト量が何れも０.５〜５.０体積％の範囲にあり、ヘゲ疵が発生しなかった。他方、Ｆ値，Ａ値が外れる鋼種Ｂ-1〜Ｂ-3では、スラブ加熱後のδフェライト量が０.５〜５.０体積％の範囲を外れ、冷延板表面にヘゲ疵が発生していた。この対比から明らかなように、加熱処理されたスラブに生成しているδフェライトを適正量に管理するとき、ヘゲ疵がなく表面性状の良好なＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼帯が得られることが確認された。
以上に説明したように、Ｆ（質量％）＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｓｉ，Ａ＝Ｎｉ＋３５Ｃ＋２０Ｎ＋０.２Ｍｎ＋０.２５ＣｕとＦ値，Ａ値を定義し、Ｆ＝２２.０〜３３.０，Ａ＝１７.０〜２８.０，Ｆ−Ａ＝３．５５〜１１.５を満足する成分設計を採用することにより、Ｃｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼の熱間圧延時に生じがちであったヘゲ疵が抑えられ、表面性状の良好なＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼帯が得られる。この方法は、研磨，研削や特殊形状のスラブを必要としないため工程負荷が少なく、耐食性，耐熱性，疲労強度等、Ｃｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼の特性を生かした鋼帯を安価に提供できる。
Claims (2)
- Ｃ：０.０８０質量％以下，Ｓｉ：０.０１〜１.５質量％，Ｍｎ：０.０１〜４.０質量％，Ｐ：０.０５質量％以下，Ｓ：０.０３質量％以下，Ｎｉ：１６.０〜２５.０質量％，Ｃｒ：２０.０〜３０.０質量％，Ｎ：０.０５質量％以下，Ｍｏ：０.０１〜１.０質量％，Ｃｕ：０.００１〜１.０質量％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成で、Ｆ（質量％）＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｓｉ，Ａ（質量％）＝Ｎｉ＋３５Ｃ＋２０Ｎ＋０.２Ｍｎ＋０.２５Ｃｕと定義されるＦ値，Ａ値がＦ＝２２.０〜３３.０，Ａ＝１７.０〜２８.０，Ｆ−Ａ＝３．５５〜１１.５を満足するように成分調整されたＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼を溶製し、
該Ｃｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼をスラブに連続鋳造し、
１０００〜１３００℃の加熱処理でスラブのδフェライト量を０.５〜５.０体積％の範囲に調整し、
次いでスラブを熱間圧延することを特徴とするＣｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼帯の製造方法。 - Ｃｒ-Ｎｉ系ステンレス鋼が更にＣａ：０.０１０質量％以下，Ｂ：０.０１０質量％以下の一種又は二種を含む請求項１記載の製造方法。
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