JPH02133522A - 表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、鋳片と鋳型内壁面間に相対速度差のない、所
謂同期式連続鋳造プロセスによって鋳片厚さを製品厚さ
に近いサイズとしてＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板を製
造する方法において、鋳片段階から組織を微細化して優
れた表面性状を有するＣｒ−Ｎｉ系ステンレスｉ薄板を
製造する方法に関するものである。

（従来の技術） 従来、連続鋳造法を用いてステンレス銅薄板を製造する
には、鋳型を鋳造方向に振動させながら厚さ１００ｍｍ
以」−の鋳片に鋳造し、得られた鋳片の表面手入れを行
い、加熱炉において１０００℃以上に加熱した後、粗圧
延機および仕上圧延機列からなるホットストリップミル
によって熱間圧延を施し、厚さ数ｍｍのホットストリッ
プとしていた。

こうして得られたホラトスｌ−リップを冷間圧延するに
際しては、最貸製品に要求される形状（平坦さ）、材質
、表面性状を確保するために、強い熱間加工を受けたホ
ットストリップを軟化させるための熱延板焼鈍を行うと
ともに、表面のスケール等を酸洗工程の後に研削によっ
て除去していた。

この従来のプロセスにおいては、長大な熱間圧延設備で
、ＪｒＡ　＃’４の加熱および加工のために多大のエイ
・ルギを必要とし、生産性の面でも優れた製造プロセス
とはＪｊい難かった。また、最終製品は、１００ｍｍ以
上の厚さの鋳片から多くの加工が加えちれて製造される
ために集合Ｍｉ織が発達し、製品に、ユーザーにおいて
プレス加工等を加えるときはその異方性を考慮すること
が必要となる等使用十の制約も多かった。

処で、１　ｆ）　Ｏｍｍ以上の厚さの鋳片をホントスト
リップに圧延するために、長大な熱間圧延設備と多大な
エネルギ、圧延動力を必要とするという問題を解決すべ
く、最近、ｉ！！続鋳造の過程でホントストリップと同
等か或はそれに近い厚さの鋳片（薄帯）を得るプロセス
の研究が進められている。

たとえば、「鉄と鋼」°８５、Ａ１９７〜′８５、Ａ２
５６において特集された論文に、ホットストリップを連
続鋳造によって直接的に得るプロセスが開示されている
。このような連続鋳造プロセスにあっては、得ようとす
る鋳片（ストリップ）のゲージが１〜１０ｍｍの水準で
あるときはツイントラム方式がまた、鋳片のゲージが２
０〜５０胴の水準であるときはツインベルト方式が検討
されている。

しかしながら、これらの連続鋳造プロセスにおいては鋳
造段階にも未だ問題があるとされ、製品の材質や表面性
状に関して問題が解決したという段階には至っていない
。

（発明が解決しようとする課Ｂ） 新しいプロセスとして開発が進められている、ホットス
トリップと同等か或はそれに近い厚さの鋳片（薄帯）を
連続鋳造によって得ることを前提とするプロセスにおい
ては、鋳造から製品までの工程が筒略化されるために、
ステンレス釦製晶の表面特性が、鋳片性状に敏感に影古
されることになる。即ち、優れた表面性状を有する製品
を得るためには、優れた鋳片を得る必要がある。

本発明は、ステンレス鋼薄板製品に特有の光沢むらやロ
ービング現象と呼ばれる表面欠陥のないＣｒ−Ｎｉ系ス
テンレスＥｌ板を得ることができる簡潔な製造プロセス
を（に供することを目的としてなされた。

（課題を解決するだめの手段） 本発明の要旨は下記の通りである。

（１）１８％Ｃｒ−８％Ｎｊ鋼に代表されるＣｒ−Ｎｉ
系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する
連続鋳造機によって、２凝固時の冷却速度を１００　℃
／ｓｅｃ以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連
続鋳造し、得られた鋳片を可及的に凝固／、’Ｊｒ度か
ら冷却を開始して該鋳片の復熱を抑えつつ１００℃／ｓ
ｅｃ以上の冷却速度で１２００℃まで冷却してδ粒或い
はγ粒の成長を防止し、γ粒径を板厚全体で平均５０μ
ｍ以下に微細化し、次いで１２００℃−５５０℃の温度
域を１０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却して１粒
の成長を抑制すると共に炭化物の析出を防止し、しかる
後熱間加工、 温間加工および冷間加工の一種または２種以上を施して
製品とすることを特徴とする表面品質と材質が優れたＣ
ｒ’−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法。

（２）請求項（１）に規定する製造方法において、δＦ
ｅ、ｃａｌ（χ）＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ＋Ｔｉ
＋Ｎｂ）−２，８（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５Ｃｕ）−
８４（Ｃ＋Ｎ）−１９，８（Ｘ）で定義されるδ−Ｆｅ
。

ｃａｌ（χ）を−２〜１０％としてδ相を凝固の初晶或
いは共晶とし凝固途中のγ粒の成長を抑制して凝固を完
了しγ相の晶出や析出の開始温度を低くして、鋳片１粒
径を板厚全体で平均５０μｍ以下にする表面品質と材質
が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス斧１薄板の製造方法。

（３）請求項（１）に規定する製造方法において１００
℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で凝固後１２００℃までなさ
れる冷却が、内部冷却ロール・外部から水冷されるロー
ル・空冷ロールなどを組合せた１組以上のロールによっ
て５％以下の圧下を鋳片に適用する状態下でなされるも
のである表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレ
スｔＡｇＪ板の製造方法。

（４）請求項（］）に規定する製造方法において請求項
（２）の成分系で請求項（３）の冷却方法を用いて行な
う表面品質と材質が優れたＣｒ　　Ｎｉ系ステンレス鋼
薄板の製造方法。

（５）請求項（１）に規定する製造方法において１００
℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で凝固後１２００’ｃまでな
される冷却が、気体および／または液体を用いて行なわ
れる表面品質と材質が優れたＣｒＮｉ系ステンＬ・ス鋼
薄板の製造方法。

（６）請求項（１）に規定する製造方法において請求項
（２）の成分系で請求項（５）の冷却方法を用いて行な
・う表面品質と材質が優れたＣｒ　　Ｎｉ系ステンレス
鋼薄手反の製造力；去。

（７）請求項（１）に規定する製造方法において１００
’（：／ｓｅｃ以上の冷却速度で凝固後１２００℃まで
なされる冷却が５％以下の圧下を鋳片に適用する状態下
で内部冷却ロール・外部から水冷されるロール・空冷ロ
ールなどを組合せた１組以上のロールでなされる冷却と
気体および／または液体を用いて行なわれる冷却を組合
せた冷却方法でなされる表面品質と材質がイ３れたＣｒ
−Ｎｉ系スステン１／ス鋼薄板の製造方法。

（８）請求項（１）に規定するｌ！！遣方法に、おいて
請求項（２）の成分系で請求項（７）の冷却方法を用い
て行なう表面品質と材質が侍れた（：ｒ−Ｎｉ系ステン
レス１）」薄板の製造方法。

以下に、本発明の詳細な説明する。

ＳＯ５３０４鋼を基本成分とする溶鋼を、内部水冷方式
の双ロール（ツインドラｌ、）連続鋳造試験機によって
鋳造して２〜４柵ｌ〃さの薄帯とし、冷却して巻き取っ
た。

こうして得られた鋳片（薄帯）を、デスケーリングした
後直接冷間圧延し、最終焼鈍し、酸洗（〜で２Ｂ製品を
得た。これらの製品の表面性状を、従来の、溶鋼を連続
鋳造して１００ｍｍ以−Ｌの厚さを有する鋳片とし、こ
れを再加熱後、ホ７１＝ストリップミルによって熱間圧
延し、冷間圧延して１１、られた製品の表面性状と詳細
に比較検討し５た。

その結果、溶鋼を、内部水冷方式の双ロール（ツインド
ラム）連続鋳造試験機によって鋳造して２〜４ｍｍ厚さ
の薄帯とし、冷却して巻き取ったものをデスケーリング
後冷間圧延し、最終焼鈍し、酸洗して２Ｂ製品としたも
のは、次のような表面欠陥が発生する可能性があること
が判明した。

（１）　　ロービングやオレンジビール・・・冷延時ま
たは製品加工時に表面に微細な凹凸を生じる。

（２）光沢むら・・・鋳片（薄帯）巻取り中の材料の組
織鋭敏化や粒界酸化またはＴ粒）■犬死による光沢ムラ
が発生する。

これらの製品表面性状に閏する問題は、従来のプロセス
ではみられない、薄鋳片（薄帯）を直接、連続鋳造によ
って得る過程を含むプロセス固有の問題である。

発明者等は、これらの製品表面性状に関する問題の原因
を詳細に検討した結果、冷間圧延前の材ｎの１粒径が大
きい場合や、鋳片のＣｒ炭化物析出温度域の冷却不充分
の場合にこれらの表面欠陥が顕著に生じることを解明し
た。

こうして、ロービング対策としては、冷間圧延前の材料
のγ粒径を粒度Ｎｏ、　６以上、即ち５０ｔｔｒｎ以下
とすることが、また光沢むら対策としては、鋳片の高温
域における冷却を制御することが、薄鋳片を直接、連続
鋳造によって得る過程を含むプロセスを採るときに、望
ましいことを明らかにした。

以下にこれらの対策について更に詳細に説明する。

冷間圧延用の材料として、１粒径が５０ｕｍ以下の材料
とするだめの手段として、次のような種々の考え方があ
る。即ち、 （１）薄鋳片そのもののＴ粒を小さくする、（２）薄鋳
片を、鋳造に引続き熱間加工して、再結晶細粒化する、 （３）薄鋳片を、冷間加工し、焼鈍して、再結晶細粒化
する、 等である。

本発明は特に上記の（１）鋳片そのもののγ粒を小さく
する方法に関するものである。

まず双ロール法や単ロール法等の薄鋳片のＴ粒そのもの
を小さくする方法としては、凝固時のγ粒を小さくする
と共に、その後のＴ粒の成長を抑制するために、高温か
ら冷却することが重要である。

以上の考え方にしたが−っで本発明者等は各種組成の１
８Ｃｒ−８Ｎｉを基本とする溶鋼を実験室の小型双ロー
ルや単ロールでＳ７η造し、鋳造直下の急冷を行なって
、ステンＩ／スＳ岡の表面品質、とくに表面のうねりの
原因となるロービングに注目して研究を実施した。この
結果、先に述べた冷延前の１粒径をＴの平均粒度Ｎｏ、
　６以」二、即ち平均粒径として５０μ県以下とするこ
とが望ましいことが判明した。双ロール法や単ロール法
等により鋳造した薄鋳片のＴ粒は、錆固後急速に成長す
る。凝固後鋳片のＴ粒の成長を抑制するのに必要な冷却
速度を調べるため種々の材質の鋳型を用いて凝固後の冷
却速度及び冷却温度域を変化させ１粒径を測定後直接冷
延し、ロービングを評価した。

その結果、凝固１ｉ４ｏｏ〜１２００℃において粒成長
が著しく進行すること、そのため１４００〜１２００℃
までを急冷することが必要であることが判った。

第１図は１８．３％Ｃｒ−８，３〜９％Ｎｉ合金の小型
サンプルを種々の材質の鋳型に鋳造・凝固させ、１４０
０〜１２００℃までの平均６速と鋳片１粒径の関係を示
した図であるが、１００℃／ｓｅｃ未満の６速では粒径
が５０μｆｆｌ超になり、ロービングが不良であった。

第２図は１４００〜１２００℃までの平均６速と鋳片を
直接冷延したときのロービング高さの関係を示している
。ロービング高さが６速の増加によって低下しており１
００℃／ｓｅｃ以上の６速でロービング高さが現行の５
ｌｌＳ３０４プロパ一冷延製品板並みの０．２１１ｍ以
下になっている。すなわち１４００〜１２００℃までの
平均６速を１００℃／ｓｅａ以上としなければならない
ことが判った。

更に上記の冷却に加えるに、合金組成と関連して、合金
組成に合った最適な冷却条件を採ることが重要であるこ
とが判明した。

第３図はＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系三元系の平衡状態図におけ
るＣｒｅｑモＮ１ｅｑ＃３０％相当部相当面状態図を文
献（Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎ　ｏｆ　ＪＷＲｌ、　Ｖｏ
ｌ　１４．Ｎｏ、１．１９８５．ｐ！２５）から引用し
たものである。ＣｒｅｑとＮ１ｅｑは次の通りで、成分
から計算される。

Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ（χ）＋１．５ＸＳｉ（χ）＋Ｍｏ（χ
）＋Ｎｂ（χ）＋Ｔｉ（Ｘ）Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ（χ）＋１
／２Ｍｎ（ｚ）＋１／２Ｃｕ（χ）＋３０（Ｃ（Ｘ）＋
Ｎ（χ））まずＣｒｅｑが小さくて、■のケースではＣ
ｒｅｑ・１７．３％で初品はＴで凝固し完全γ相である
。この場合のγ相は液相線直下の１４５０℃以上で晶出
し以後成長する。一方Ｃｒ６ｑが大きくなり■のケース
Ｃｒｅｑ　〜１９．５％以上で初品はδ相で凝固を完了
し、固相反応として約１３７０℃からはじめてγ相が析
出し始め、以後成長に移るが、先に述べたＣｒｅｑの小
さいケースに比較すると１粒の成長は大いに抑制される
。

これは鋳造直後の高温域がγ粒の成長を支配することか
らも十分考えられることである。Ｃｒｅｑがこれらの中
間域では包共晶反応が加わって複雑になるが、１粒の成
長を抑制するにはδ凝固をさせるような成分系が有利で
ある。特にδ６λ固を活用してＴの析出開始を遅らせる
成分選択と、高温域を急冷する方法の組合せがγ粒の成
長を抑制して微細化するためには効果的である。

多（の成分系で実験した結果、 δ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）〜３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ
＋Ｎｂ＋Ｔｉ）−２，８（Ｎｉ＋１／２Ｍｎ＋１／２Ｃ
ｕ）−８４（Ｃ＋Ｎ）−１９，８（χ）で示されるδ−
Ｆｅ、ｃａｌ（χ）を−２％以」二で１０％までとする
ことが有効であることが判明した。

第５図（ａ）、　（ｂ）、　（Ｃ）の金属Ｂ微鏡組織写
真はδＦｅ、ｃａｌ（Ｘ）を変えた成分系で２ｍｍ鋳片
に鋳造し、冷却した鋳片組織を比較して示す。図から明
らがなようにδ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）が−２，３％のも
のではＴ凝固で、１粒が成長している。δ−Ｆｅ、ｃａ
ｌ（′１）が１、１％のものではδフェライトが残留し
、１粒は小さくなっている。δ−Ｆｅ、ｃａｌ（Ｘ）が
３．０％のものでは明らかにδ凝固で、γ粒はきわめて
小さいままであり、更にδ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）が大き
い場合には、γ粒、δ相ともきわめて小さいままである
。このように先に述べた鋳片冷却と合わせてＣｒ−Ｎｉ
系での組成選択が鋳片のγ粒の微細イしに大きな影′Ｅ
を有しており、δ−Ｆｅ、ｃａｌ（＄）を−２％以上で
１０％以下に制御することがきわめて重要である。δ−
ＰＣ１ｃａｌ（χ）が１０％超ではこれらの効果は飽和
する。

こうして、Ｔ凝固に比較してδ凝固では、γ相の析出温
度が低くなるので、凝固後の冷却開始が遅れても、より
微細なＴ粒組織が得られる点で、合金組成の選択と凝固
後の冷却条件の選択が重要となる。

なお本発明の課題の解決策の要点は以」二のような考え
方に基づくものであるが、ａ円筒後の鋳片の冷却、特に
均一な冷却法が重要である。Ｃｒ−Ｎｉ系の薄肉鋳造に
おいては凝固時の鋳片の脆化が今一つの問題点であるが
、本発明者等の研究がら、１８Ｃｒ−８Ｎｉ系では凝固
点下５０″Ｃ程度の温度域が特に高温脆化が大きく、例
えば１８Ｃｒ　　８Ｎｉ＠金では、鋳片中心部で１３９
０″Ｃ以下になると合金の高温延性が著しく回復するこ
とを見出している（第４図）、従ってこれらの温度域以
下では、内部冷却方式のロールを使用して、若干の圧下
例えば５％以下の範囲で圧下をしつつ、ロール冷却を行
なう方法が有効である。１組、あるいは複数組のロール
冷却を行なうことで、鋳片幅方向にわたり、復熱を防止
して有効に冷却することが出来、１２００℃までの平均
冷却速度として１００　℃／ｓｅｃ以上で冷却すること
が出来る。もちろん、ロール冷却と組合せて高圧の空気
や窒素等のガス冷却や、少量の液体を混合したミスト冷
却を使用して、均一冷却を行なうことも有効であり、こ
れらの冷却法を単独で使用することも有効である。

以下に本発明の実施例について述べる。

（実施例） １８Ｃｒ−８Ｎｉ系を基本としてＮｉ量を主として変化
させたステンレス鋼を溶製し、内部水冷式の双ロール鋳
造機を用いて、１ｍｍから７．５　ｍｍ厚みの鋳片に製
造した。成分例は第１表の通りである。δＦｅ、ｃａｌ
（％）を−３，６〜７．８　（χ）まで変化させた。

鋳造機の出側には高圧窒素ガスを吹き付ける冷却手段に
引き続いて、内部水冷方式のロールによる冷却手段を配
置して、鋳片を冷却し、復熱を防止して冷却した。一部
ミス［冷却手段もロール冷却のあとに配置した。こうし
て、鋳造板厚、したがって鋳造速度によって異なるが、
１２００℃までの平均冷却速度を２６５０℃〜１２０℃
／ｓｅｃとして冷却した。その後１２００〜５５０℃の
範囲は水冷または空冷によって１０℃／ｓｅｃ以上の冷
却速度で冷却し巻き取った。

得られた鋳片の組織を観察した結果、δ−Ｆｅ、　ｃａ
　１（χ）が−２％程度以下では明かにγ粒径が認識出
来、１４００〜１２００　℃までの冷却速度が３００　
℃／ｓｅｃ以にのときは１粒の平均粒径が４０〜５０Ｊ
ｎｎ程度であった。δ−Ｆｅ、ｃａｌ（Ｚ）が−２％以
上の鋳片で、１４００〜１２００℃までの冷却速度が１
００　℃／ｓｅｃ以にのときはδフェライト川も極めて
ｉ日かく、かつγ粒界は識別出来ず、局部的に認められ
るγ粒も２０．１以下と微細であった。これらの鋳片を
直接冷延したところ、鋳片γ粒径が５０μｍ以下のもの
については表面にロービングの発生は認められず良好で
あった。

しかし、δ−Ｆｅ、ｅａｌ（％）が−２％未７１！】で
１４００℃〜１２００℃までの冷却速度が３００°［／
ｓｅｃ以下の場合やδ−Ｆｅ、ｃａｌ（χ）が−２％以
上で１４００　℃−１２００℃までの冷却速度が１００
　℃／ｓｅｃ未満の場合は１粒径が８０！浦を超え、表
面光沢、ロービングとも不良であった。

（発明の効果） 本発明に従い、製品厚さに近い厚さの薄帯を連続鋳造に
よって直接的に得る簡潔なプロセスにより、表面品質と
材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄）反・を得る
ことができる。

【図面の簡単な説明】

第１回は、融点直下の鋳片の６速とγ粒径の関係を示す
図、第２図は、融点直下の鋳片の６速と、鋳片を直接冷
延した際の冷延板のロービング高さの関係を示す図、第
３図は、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系三元系平衡状態図における
Ｃｒｅｑ＋Ｎ１ｅｑ＃３０％相当部の断面状態図、第４
圓はｓｕｓ３０４ｍの融点直下の正負荷と割れ発生の関
係を示す図、第５図（ａ）、（ｂ）、　（Ｃ）は、δ−
Ｆｅ、ｃａｌ（χ）を種々変えた成分系の溶銅１を連続
鋳造して２＋＋ｕｎｌ’Ｘさの鋳片としたものの組繊を
比較して示す金属顕微鏡組織写真である。 ロービング高さ（Ａｍ） 第３図 Ｃｒｅ＜ （％） 悄偶のｊ′絞径（Ａグ） 歪負荷ご哉ノｔ（’ｃ）（中・い−益、゛（）第６図 ＜　、　＞ ’＋−Ｐａ、ｑａｉ之Ｘ）ｗ−１，ｉｌ；：Ｋ１００’
１第６図 ／　ＣＸ

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ鋼に代表されるＣｒ−Ｎｉ
   系ステンレス鋼を、鋳型壁面が鋳片に同期して移動する
   連続鋳造機によって、凝固時の冷却速度を１００℃／ｓ
   ｅｃ以上として厚さ１０ｍｍ以下の薄帯状鋳片に連続鋳
   造し、得られた鋳片を可及的に凝固温度から冷却を開始
   して該鋳片の復熱を抑えつつ１００℃／ｓｅｃ以上の冷
   却速度で１２００℃まで冷却してδ粒或いはγ粒の成長
   を防止し、γ粒径を板厚全体で平均５０μｍ以下に微細
   化し、次いで１２００℃〜５５０℃の温度域を１０℃／
   ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却してγ粒の成長を抑制
   すると共に炭化物の析出を防止し、しかる後熱間加工、
   温間加工および冷間加工の一種または２種以上を施して
   製品とすることを特徴とする表面品質と材費が優れたＣ
   ｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法。 （２）請求項（１）に規定する製造方法において、δ−
   Ｆｅ．ｃａｌ（％）＝３（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ＋Ｔ
   ｉ＋Ｎｂ）−２．８（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５Ｃｕ）
   −８４（Ｃ＋Ｎ）−１９．８（％）で定義されるδ−Ｆ
   ｅ．ｃａｌ（％）を−２〜１０％としてδ相を凝固の初
   晶或いは共晶とし凝固途中のγ粒の成長を抑制して凝固
   を完了しγ相の晶出や析出の開始温度を低くして、鋳片
   γ粒径を板厚全体で平均５０μｍ以下にする表面品質と
   材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法
   。 （３）請求項（１）に規定する製造方法において１００
   ℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で凝固後１２００℃までなさ
   れる冷却が、内部冷却ロール・外部から水冷されるロー
   ル・空冷ロールなどを組合せた１組以上のロールによっ
   て５％以下の圧下を鋳片に適用する状態下でなされるも
   のである表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレ
   ス鋼薄板の製造方法。（４）請求項（１）に規定する製
   造方法において請求項（２）の成分系で請求項（３）の
   冷却方法を用いて行なう表面品質と材質が優れたＣｒ−
   Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法。 （５）請求項（１）に規定する製造方法において１００
   ℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で凝固後１２００℃までなさ
   れる冷却が、気体および／または液体を用いて行なわれ
   る表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄
   板の製造方法。 （６）請求項（１）に規定する製造方法において請求項
   （２）の成分系で請求項（５）の冷却方法を用いて行な
   う表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄
   板の製造方法。 （７）請求項（１）に規定する製造方法において１００
   ℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で凝固後１２００℃までなさ
   れる冷却が５％以下の圧下を鋳片に適用する状態下で内
   部冷却ロール・外部から水冷されるロール・空冷ロール
   などを組合せた１組以上のロールでなされる冷却と気体
   および／または液体を用いて行なわれる冷却を組合せた
   冷却方法でなされる表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ
   系ステンレス鋼薄板の製造方法。 （８）請求項（１）に規定する製造方法において請求項
   （２）の成分系で請求項（７）の冷却方法を用いて行な
   う表面品質と材質が優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄
   板の製造方法。