JP2017538859A - 粒子配向性電磁鋼ストリップの製造方法および当該方法により製造された粒子配向性電磁鋼ストリップ - Google Patents

Abstract

薄スラブ（薄板スラブ）連続鋳造法を用いて粒子配向性電磁鋼ストリップを製造する方法であって、ａ）鋼を溶解すること、ｂ）薄スラブ連続鋳造によって溶融物を連続的に鋳造すること、ｃ‘）薄いスラブを加熱し、スラブを最高温度１２５０℃において均質化焼鈍（焼鈍）を行うこと、ｄ）１３５０℃〜１３８０℃に加熱すること、ｅ）連続的に熱間圧延して、熱間圧延ストリップに形成すること、ｆ）熱間圧延されたストリップを冷却して巻き取ってコイルを形成すること、ｇ）巻き取り後の熱間圧延ストリップを、その後の冷間圧延の前に焼鈍し、ｈ）熱間圧延ストリップを冷間圧延し、通常に使用可能な厚さとすること、ｉ）得られた冷間圧延ストリップに再結晶、脱炭および窒化焼鈍を施すこと、ｊ）焼鈍セパレーター（非粘着層）を、再結晶、脱炭、窒化焼鈍を施した冷間圧延ストリップのストリップ表面に適用すること、ｋ）冷間圧延ストリップに、二次再結晶焼鈍を施し、顕著なゴス集合組織（Ｇｏｓｓ ｔｅｘｔｕｒｅ）を有する完成した鋼ストリップを形成すること、およびｌ）完成した鋼ストリップを電気絶縁層で被覆し無応力焼鈍することを含み、薄スラブ（薄板スラブ）連続鋳造法による粒子配向性電磁鋼ストリップの改善された製造方法を提供する。当該方法における工程ｈ）における冷間圧延ストリップの再結晶、脱炭および窒化焼鈍が、脱炭焼鈍段階と窒化焼鈍段階前記脱炭焼鈍段階と前記窒化焼鈍段階の間の中間減少焼鈍段階を含み、窒素（Ｎ２）および水素（Ｈ２）を含むガス状焼鈍雰囲気、８２０℃〜８９０℃の範囲の温度で最大４０秒間実施し、冷間圧延ストリップに作用し、水蒸気／水素分圧比ｐＨ２Ｏ／ｐＨ２が０．１０未満であり、ここで、冷間圧延ストリップが得られ、その一次再結晶粒は２２μｍ〜２５μｍの円相当平均径（直径）を有する。

Description

１．技術分野
本発明は、薄スラブ（薄板スラブ）連続鋳造法を用いて粒子配向性電磁鋼ストリップを製造する方法であって、前記方法は以下の工程を含む：
ａ）特に二次精錬処理の後に、鉄（Ｆｅ）および不可避的な不純物の他に、Ｓｉ：２．５０〜４．００質量％，Ｃ：０．０３０〜０．１００質量％，Ｍｎ：０．１６０〜０．３００質量％，Ｃｕ：０．１００〜０．３００質量％，Ａｌｓｌ：０．０２０〜０．０４０質量％，Ｓｎ：０．０５０〜０．１５０質量％，Ｓ：＜１００ｐｐｍ，Ｎ：＜１００ｐｐｍ、および、Ｃｒ，Ｖ，Ｎｉ，ＭｏおよびＮｂを含む群から一つか二つ以上の元素を含む、溶解物と鋼を溶解すること、
ｂ）ストランドを不活性ガスに暴露することなく薄いスラブ連続鋳造によって溶融物を連続的に鋳造して厚さ５０〜１２０ｍｍのストランドを形成し、このストランドを薄いスラブに分割すること、
ｃ）均質化焼鈍（アニーリング、ａｎｎｅａｌｉｎｇ）を行う工程であって、
ｃ‘）薄いスラブを、好ましくは線形炉内で１０５０℃より高い温度に加熱し、スラブを最高温度１２５０℃、好ましくは最高温度１２００℃、特に最高温度１１５０℃において焼鈍を行うことを含み、
そして、
ｄ）薄いスラブを誘導加熱装置、特に高周波誘導加熱装置に供給し、特に薄いスラブが最初の熱間圧延の直前に通過する間に、少なくとも数秒間、１３５０℃〜１３８０℃、特に１３５５℃〜１３７０℃の温度範囲内であり、特に１３６０℃の温度である工程ｃ‘）の前の均質化温度よりも高い温度に加熱すること、
ｅ）好ましくは線形の複数スタンドの熱間圧延トレイン中で薄スラブを連続的に熱間圧延して、厚さが１．８ｍｍ〜３．０ｍｍの熱間圧延ストリップを形成すること、
ｆ）６５０℃未満の巻取り温度で熱間圧延されたストリップを冷却して巻き取ってコイルを形成すること、
ｇ）９２０℃〜１１５０℃の間の温度で、巻き取り後の熱間鋼ストリップを、その後の冷間圧延の前に焼鈍し、
ｈ）熱間鋼ストリップを、好ましくは可逆スタンド上で３より多い単一工程を通して冷間圧延して、０．１５ｍｍ〜０．４０ｍｍの最終厚さを有する冷間圧延ストリップとすること、
ｉ）冷間圧延ストリップに再結晶、脱炭および窒化焼鈍を施し、
ｊ）ＭｇＯを主に含む焼鈍セパレーター（非粘着層）を、再結晶、脱炭、窒化焼鈍を施した冷間圧延鋼ストリップのストリップ面に適用すること、
ｋ）焼鈍セパレーターで被覆された冷間圧延ストリップに、ベルタイプの炉において＞１１５０℃の温度での高温焼鈍による二次再結晶焼鈍を施し、顕著なゴス集合組織（Ｇｏｓｓ ｔｅｘｔｕｒｅ）を有する完成した鋼ストリップを形成すること、
および
ｌ）二次再結晶焼鈍を施された完成した鋼ストリップを電気絶縁層で被覆し、次いで被覆された完成した鋼ストリップを無応力焼鈍または応力除去焼鈍すること。

２．従来技術の説明
前記方法によって製造された粒子配向性電磁鋼ストリップは、変圧器での使用が意図されている。粒子配向性電磁鋼ストリップの材料は、圧延方向に平行の容易な磁化方向を有する特に鮮明な｛１１０｝＜００１＞集合組織（ミラー指数）を特徴とする。このような集合組織を形成する方法は、まずＮ．Ｐ．Ｇｏｓｓにより示され、したがって、そしてそのような集合組織は一般に「ゴス集合組織」と呼ばれる。ゴス集合組織は、二次再結晶化とも呼ばれる選択的な特異な粒成長によって形成される。このプロセスでは、金属マトリックスの粒子拡大に対する正常で自然な傾向は、粒子成長阻害剤（抑制剤または阻害相とも呼ばれる）の存在によって阻害される。阻害相は、非常に微細で、最適に均一に分布した１つ以上の第２相の粒子からなる。システムを通じて界面エネルギーの阻害が最少化されるために、これらの粒子は、境界面上に自然界面エネルギーを有し、マトリクスとの界面を越えて粒界が移動するのを阻害する。このような阻害相は、ゴス集合組織の発達に最も重要であり、したがってそのような材料で達成され得る磁気特性の中心的な意義を有する。このプロセスでは、非常に多数の非常に小さな粒子の均質な分布を達成することが重要であり、これは少数の粗い粒子よりも有利である。沈降した粒子の数は実験によって決定することができないので、それらのサイズはその有効性の指標として使用される。従って、阻害相の粒子は、平均して１００ｎｍより実質的に大きくすべきではないと考えられる。

ＵＳ１，９６５，５５９Ａにおいて、Ｎ．Ｐ．Ｇｏｓｓは、鋼ストリップを加熱し、前記ストリップに第１の冷間圧延工程を施し、次いで前記ストリップにさらなる熱処理を施し、続いて第２の冷間圧延を施すことによって、結晶粒配向性電磁鋼ストリップ（珪素鋼）を製造する工程を示している。

実施においては、阻害剤としてマンガン（ＩＩ）亜硫酸塩（ＭｎＳ）を使用する方法もまた公知である。ブロック鋳造または連続鋳造によって製造されたスラブは、一次の粗いＭｎＳ析出物を溶液に戻すために、１４００℃に近い非常に高い温度に加熱される。この希釈されたＭｎＳは、熱間加工プロセス中に微細に析出される。こうして製造された熱間圧延されたストリップは、既に必要な粒成長阻害を有するので、これは内在する（ｉｎｈｅｒｅｎｔ）阻害と呼ばれる。

しかしながら、ＭｎＳ相の粒成長阻害効果は限定されているので、例えば２．３０ｍｍの通常の熱間圧延ストリップ厚さを仮定すると、鋼ストリップを通常に使用可能な厚さにするには少なくとも２回の冷間圧延段階が必要であり、個々の冷間圧延段階の間に中間再結晶焼鈍が行われる。さらに、マンガン（ＩＩ）亜硫酸塩によって阻害される材料は、ゴスの位置が理想的な位置の周りで平均７°に散在する限られた集合組織の鋭さ（ｓｈａｒｐｎｅｓｓ、形態）しか達成できない。この集合組織の鮮明度は、８００Ａ／ｍの電界強度での磁気分極に反映され、これは稀に１．８６Ｔの値を超えることはできない。このような材料は、従来の粒子配向またはＣＧＯと呼ばれている。

熱間圧延ストリップから続く周知の製造工程は、中間段階の連続再結晶焼鈍工程が２つの段階の間に行われる２段階冷間加工工程をさらに含む。第１の冷間圧延段階の前に、連続的な熱間ストリップ焼鈍工程が任意に行われ、しばしば必須の熱間ストリップピクリング（酸洗い）と組み合わせられる。通常、最後の冷間加工工程の後に、連続再結晶焼鈍工程が続く。この焼鈍工程はまた、フェライトに溶解する最大炭素含有量によって決定される磁気時効限界以下の鋼ストリップから炭素を除去するか、または３質量％Ｓｉを含むＦｅの組成中の約３０ｐｐｍＣを除去する。（炭素は、熱間圧延の間に正しい微細構造を確立するため必須である）。通常に使用可能な厚さに縮小された鋼ストリップの再結晶微細構造は、その後の二次再結晶工程の開始基盤となる。この二次再結晶は、ベル型炉内での高温焼鈍（焼鈍）によって達成される。コイル型リング（コイル）をベル型焼鈍炉に入れる前に、鋼ストリップの表面には非粘着層を設ける必要がある。この目的のために、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）の水性スラリーが通常使用される。ベル型炉での高温焼鈍の間に磁気的に望ましいゴス集合組織が形成されると、鋼ストリップの外側の形態がさらに改善され、電気絶縁層が二つの対向する大面積のストリップ広い表面に適用される。これは連続焼鈍炉で行われる。

ＳＵ６８８５２７Ａ１は、同様に、２つの段階間の連続再結晶ストリップ焼鈍工程を伴う２段階冷間圧延工程を含む製造方法を開示している。しかしながら、この中間焼鈍段階の間に、ストリップも同時に脱炭される。これは、通常に使用可能な厚さまでの最終的な冷間圧延の後、さらなる連続ストリップ焼鈍工程が必要でないという利点を有する。ストリップは単に非粘着層（通常はＭｇＯ）で被覆され、次に高温ベル型焼鈍炉に直接供給される。しかしながら、得られたストリップの微細構造は再結晶化されず、代わりに圧延される。その結果、ベル型炉での焼鈍中の鋼ストリップの非常に穏やかな加熱の間に、最初に微細構造の回復が達成され、次いで一次再結晶化、次いで二次粒子成長が行われ、ゴス集合組織が形成される。このプロセスは、比較的費用効果が高く信頼性の高い生産の利点を提供する。しかし、それはＣＧＯ材料のレベルでしか磁気的な値を達成することができず、高透磁率の粒子配向性またはＨＧＯ材料ではないという欠点を有する。

ＵＳ３，１５９，５１１Ａにおいて、Ｔａｇｕｃｈｉは、理想的な位置の周りでわずか約３°のみの散乱を伴った、改善された集合組織の形態を達成することができる、方向性を有する電磁鋼ストリップを製造する方法を記載している。これは、阻害相としての窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の追加の使用により達成され、その粒成長阻害効果はＭｎＳのそれを補う。これにより、一段階の冷間圧延プロセスを使用することが可能になる。このようにして得られた材料は、高透磁率の粒子配向性またはＨＧＯと呼ばれる。ＡｌＮ阻害剤は、熱間圧延中の最終状態でフェライトミクロ組織領域に析出する。しかしながら、ＣＧＯ材料よりも炭素（Ｃ）含有量をいくらか増加させることにより、その後の熱間圧延ストリップ焼鈍のオーステナイト微細構造領域に位置するＡｌＮ粒子を再び溶かし、その後、高度に制御された方法で非常に微細に析出させることができる。これは、１０８０℃〜１１４０℃のオーステナイト中のＡｌＮの溶解度温度がフェライトよりもはるかに低いため、連続焼鈍ラインで工業的に容易に達成可能な温度で行うことができる。ＡｌＮインヒビター相（熱間圧延中のフェライトと連続熱間ストリップ焼鈍中のオーステナイトの両方）のこの二重の形成にもかかわらず、これはホットストリップ中で生成され、粒子成長阻害外来相粒子が「冷間プロセス」の開始時に十分に存在する。

ＤＥ２３５１１４１Ａ１は、さらに内在する阻害相としてのＳｂＳｅの使用を提案している。ホットストリップ内で生成される前述の固有インヒビターはすべて、１３５０℃を超える非常に高いスラブ再加熱温度を必要とする。これらの温度は、実質的なエネルギー投入および高い工業的消費を必要とすることに加えて、比較的低融点のＦｅ−Ｓｉ共融混合物に起因する液体スラグ（＞１％）の高い発生をもたらす。結果として生じる大量生産量の実質的な損失に加えて、工業用の焼鈍システムは必須であり、さらにコストを増大させる。したがって、スラブ再加熱温度が１３５０℃未満、理想的には１２５０℃未満に低下するいわゆる低加熱プロセスも使用される。１２５０℃前後の温度は、従来の圧延鋼と共に粒子配向性電磁鋼の熱間圧延ストリップを製造できる点において興味深い。しかしながら、阻害粒子として使用される物質は、これらの温度で十分に溶出することができず、その後のプロセスにおいて再析出するために、これらの方法では、熱間圧延ストリップ中に阻害相を形成することができない。

ＥＰ０６１９３７６Ａ１は、従来の内在する阻害によって低いスラブ再加熱温度を達成することができる低加熱プロセスを開示している。このプロセスでは、ＭｎＳまたはＡｌＮまたは他の既知の阻害剤よりも実質的に低い溶解度温度を有する銅（Ｃｕ）スルフィドのみが阻害剤として使用され、スラブ予熱温度が大幅に低下する。このプロセスによって電気鋼ストリップで達成できる磁気特性は、一般にＣＧＯとＨＧＯ材料の磁気特性の間にある。

低い加熱プロセスでは、阻害剤は、製造プロセス全体の後期段階まで形成されない。このプロセスで使用される材料は、特に、十分に結合されていない遊離のアルミニウム（Ａｌ）を含む。種々の窒化方法により、ＡｌＮ阻害相が、通常で使用可能な厚みまで冷間圧延された鋼ストリップ中に形成される。この形態の阻害相は、熱間圧延されたストリップに本質的に存在せず、冷間圧延ストリップ処理プロセスの後の工程の間に最初に得られる。得られた阻害を含むそのようなプロセスは、ＥＰ０２１９６１１Ｂ１に記載されている。

ＥＰ０６４８８４７Ｂ１およびＥＰ０９４７５９７Ｂ１は、スラブ予熱温度が低加熱方法のものより高いが有害な液体スラグが形成される閾値未満の値に設定された内在するおよび後に得られた阻害の混合形態を記載している。したがって、内在する阻害は、限定された範囲でのみ形成され、単独では、完成した材料／完成したストリップにおいて満足できる磁気特性を生成するには不十分である。しかしながら、この欠点は、このプロセスを窒化処理と組み合わせることによって克服することができる。なぜなら、結果として生じる追加の阻害は、十分な総阻害を達成するのに十分であるからである。

獲得された阻害を伴うプロセスでは、格子間元素としての窒素のみがマトリックス中に十分に高い拡散速度を有するため、産業上の理由から、ＡｌＮのみが実際的な用途の阻害剤として使用される。硫化物は、熱活性化を行っても非常に遅い空孔拡散を介してのみマトリックス中に浸透することができるので、得られた阻害相としては使用されない。

窒化処理では、外部からストリップ表面を介して窒素がマトリックス中に注入され、そこでＡｌＮ粒子が形成される。これは、ストリップの中心までのストリップ断面全体にわたって行われなければならず、その結果、マトリックスはその後の二次再結晶まで均一に安定したままである。窒化処理の間、アンモニアガス（ＮＨ_３）が、連続焼鈍処理の間、焼鈍雰囲気に添加される。

上記のプロセスは、１５０ｍｍを大幅に超えるスラブ厚さ、典型的には２１０ｍｍ〜２６０ｍｍを有する従来のスラブ技術に関する。粒子配向された電気鋼ストリップの歴史における別の重要な発展は、ＥＰ１０２５２６８Ｂ１に記載されているような、いわゆる薄板スラブ技術の使用である。この技術の主な経済的利点は、３０〜１００ｍｍ、典型的には６０ｍｍ〜９０ｍｍの厚さを有する（鋳造）スラブであると理解される薄いスラブは、もはや周囲温度まで冷却されず、後に高熱に再加熱され、その代わりに、制御された温度で直線的な均質化炉に供給され、そこで、温度損失を補償し、ストリップの長さおよび幅にわたってそれらの温度を均質化するために、（再）加熱のみされる必要がある。その後すぐに、これらの薄いスラブを熱間圧延する。実際の使用では、エネルギーの節約と熱間圧延ストリップエッジ条件の改善により、結果的に歩留まりが改善され（物理的歩留まりが改善される）、コスト上の利点が大きくなる。

薄いスラブの耐熱性が限られており、ローラー床炉を通してそれらを輸送する必要があるため、加熱によって到達できる温度はスラブの厚さによって制限される。例えば、典型的な粒子配向Ｓｉ鋼のスラブ厚さが６５ｍｍの場合、１２００℃が十分な実用的な製造信頼性を確保するための臨界的な上限である。このため、薄スラブ技術に基づくプロセス経路、すなわち薄いスラブ連続鋳造は、本質的に低加熱による方法である。窒化処理による獲得された阻害の使用のみが考慮されるこのようなプロセスは、ＵＳ８，０３８，８０６Ｂ２およびＵＳ８，０８８，２２９Ｂ２に記載されている。

熱間粗圧延（粗仕上げ）と熱間仕上げ圧延（仕上げ）との２段熱間圧延工程を経た後の厚板スラブの熱間加工方法と比較して、薄いスラブ連続鋳造に基づく上述した薄スラブ技術や薄スラブ鋳造・圧延技術は、熱間仕上げ圧延に似た熱間加工工程を１つしか含まないという特有の特徴を有する。しかしながら、ＷＯ２０１１／０６３９３４Ａ１に開示されているように、微細構造を再結晶するための１０〜３０秒の期間は熱ストリップの均質性に有益であり、それ故に最終製品の最終特性の均一性にも有益であるので、当該プロセスを準粗仕上げおよび仕上げに分離することが簡便であることが見いだされた。

薄スラブの連続鋳造によって粒子配向性電磁鋼ストリップを製造する基本的かつ本質的な工程段階を開示する従来技術の一つが、ＥＰ１０２５５２６８Ｂ１およびＥＰ１７５２８４８Ａ１に開示されている。

薄スラブ連続鋳造、続いて均質化焼鈍および熱間圧延を用いて結晶粒配向電気鋼ストリップを製造し、ストリップを通常に使用可能な厚さまで冷間圧延し、その後、得られる粒子成長阻害相を導入するためにストリップを窒化焼鈍することにより、その結果、完成したストリップの長さと幅に亘って極限的な磁気特性が変動し、結果として完成したストリップの品質が低下することになる。

ＵＳ６，４３２，２２２Ｂ１には、１３５０℃までの温度で均質化焼鈍を行う粒子配向性電磁ストリップの製造方法が開示されている。

ＵＳ１，９６５，５５９Ａ ＳＵ６８８５２７Ａ１ ＵＳ３，１５９，５１１Ａ ＤＥ２３５１１４１Ａ１ ＥＰ０６１９３７６Ａ１ ＥＰ０２１９６１１Ｂ１ ＥＰ０６４８８４７Ｂ１ ＥＰ０９４７５９７Ｂ１ ＥＰ１０２５２６８Ｂ１ ＵＳ８，０３８，８０６Ｂ２ ＵＳ８，０８８，２２９Ｂ２ ＷＯ２０１１／０６３９３４Ａ１ ＥＰ１０２５５２６８Ｂ１ ＥＰ１７５２８４８Ａ１ ＵＳ６，４３２，２２２Ｂ１

したがって、本発明の目的は、薄スラブ連続鋳造システムを使用して高品質の粒子配向性電磁鋼ストリップの費用効率の高い製造を可能にする製造方法を提供することであり、特に、薄板スラブ連続鋳造法によりさらに改善された製造方法を提供する解決策を与える高品質の粒子配向性電磁鋼ストリップを製造する方法に関する。

発明の概要
導入部に記載されたタイプの方法において、本発明の目的は、方法工程ｉ）における冷間圧延ストリップの再結晶、脱炭および窒化焼鈍が、
窒素（Ｎ_２）および水素（Ｈ_２）を含むガス状の焼鈍雰囲気、特に湿った雰囲気を使用し、最大１５０秒間、８２０℃〜８９０℃の範囲のストリップ温度で行われ、冷間圧延ストリップに作用し、水蒸気／水素分圧比ｐＨ_２Ｏ／ｐＨ_２が０．３０〜０．６０である、脱炭焼鈍段階を含み、
窒素（Ｎ_２）および水素（Ｈ_２）を含む焼鈍雰囲気を用いて、８５０℃〜９２０℃の範囲の温度で最大５０秒間、実施され、冷間圧延ストリップに作用し、水蒸気／水素分圧比ｐＨ_２Ｏ／ｐＨ_２が０．０３〜０．０７である、次の窒化焼鈍段階を含み、
前記脱炭焼鈍段階と前記窒化焼鈍段階の間に中間減少焼鈍段階が実施され、当該中間減少焼鈍段階が、窒素（Ｎ_２）および水素（Ｈ_２）を含むガス状焼鈍雰囲気、特に乾燥した雰囲気を用いて８２０℃〜８９０℃の範囲の温度で最大４０秒間実施し、冷間圧延ストリップに作用し、水蒸気／水素分圧比ｐＨ_２Ｏ／ｐＨ_２が０．１０であり、
ここで、冷間圧延ストリップが得られ、その一次再結晶粒は２２μｍ〜２５μｍの円相当平均径（直径）を有する。

本発明の粒子配向性電磁鋼ストリップによれば、上記の方法によって得られる本発明の粒子配向性電磁鋼ストリップにより、本発明の目的が達成される。

本発明による方法の工程ステップは、個々の工程ステップのそれぞれをオンラインで連続的に実行するシステムで実行することができるが、最初に個々の工程ステップまたは個々の工程テップのグループを実行し、残りの工程ステップを別のシステムでオフラインで実行することもできる。

従って、本発明によれば、冷間圧延されたストリップの脱炭および窒化焼鈍の工程ステップの手順上のプロセス工学設計、これに関連して、特にガス表面反応の工程の安定形成、に重点が置かれている。

この窒化処理プロセスは、非常に敏感で欠落しやすい表面ガス反応である。

窒化処理の問題は、この工程の前に脱炭焼鈍が必然的に高度に酸化性の（湿った）ガス条件下で行われる一方で、窒化が酸化のためのより低い電位を有するより乾燥した焼鈍雰囲気中で行われることである。したがって、高度の酸化的脱炭焼鈍は、次の窒化を妨害する種々のコンパクトな又は局所的に不均一な酸化バリヤー層を形成することができる。この問題に対処するために、本発明によれば、直前の脱炭焼鈍段階中に形成された局所的な超酸化を修正するために、中間減少焼鈍段階（中間減少域）を挿入して、直接的にこれに続く窒化処理を均一かつ再現性よく行うことができる。この中間減少焼鈍段階は、その直前の脱炭焼鈍と同じ焼鈍雰囲気下で、ｐＨ_２０／ｐＨ_２＜０．１０、または理想的には＜０．０５の低下した水蒸気／水素分圧比において行われる。中間減少焼鈍段階は、最大４０秒間、好ましくは１０〜２０秒間持続する。温度は８２０〜８９０℃の範囲であり、理想的には、前の脱炭焼鈍とその後の窒化焼鈍が行われる最適化された温度レベルと選択された温度レベルのほぼ中央になければならない。これは、システムに関する工程段階ｉ）における工程を容易にする。

挿入された中間減少処理の結果として、焼鈍された冷間圧延ストリップ中に十分に均一で再現性よくＡｌＮ阻害相の形成が達成される。これにより、冷間圧延ストリップの窒化焼鈍の間に得られた阻害に加えて、内在する阻害も実施または開始することができる手段が提供される。この目的のために、本発明は、工程ｅ）の最初の熱間圧延の直前の工程ｄ）において、最初の熱間圧延に通す前に、薄いスラブを誘導加熱装置、特に高周波数誘導加熱装置に導入し、当該装置において、薄いスラブを薄いスラブが少なくとも数秒間、特に製造流路内において、工程ステップｃ‘のそれぞれの（均質化）温度よりも高い１３５０℃〜１３８０℃の温度に加熱される。

粒子配向電気鋼ストリップの場合、これはプロセス工学の点でさらなる選択肢をもたらし、磁性製品特性の改善およびその均質化につながる。これらの構成の高温強度が限定されるため、薄いスラブの最大貫流加熱温度は技術的に制限され、したがって、原理的には、得られる阻害のみが可能である一方で、基本的には、薄いスラブを１３８０℃までの温度で数秒間加熱し、ＭｎＳおよびＡｌＮに基づく内在する（部分的な）阻害がさらに達成され得る。このような高温における材料の不可避的に低い高温強度は問題とならない、なぜなら、材料搬送システムの技術的構成が、そのような温度に加熱されたスラブの各々がピックアップされて熱間加工段階の最初のスタンドまたは熱間圧延ラインから搬送されるように設計され実施され得るからである。薄いスラブ表面上の液体スラグ形成の一般的な問題は、１３５０℃〜１３８０℃の温度に数秒の短時間しか到達しないため、ここでは生じない。しかし、これらの数秒は、阻害粒子の溶解を得るのに十分である。

それによって達成され得る内在する阻害は、単一の冷間圧延段階を含む全工程に必要な全阻害を提供するのには不十分であり、従って、冷間圧延されたストリップを使用可能な厚さまで窒化することによって達成される、従来技術として知られる、窒化焼鈍によって得られる阻害がなお提供されなければならない。しかしながら、重要な利点は、熱間圧延の間に形成される内在する部分的な阻害が、ストリップの微細構造を安定化させて追加のプロセス工程を通過させ、寄生性の粒子成長工程を防止することである。

一次再結晶化、脱炭および窒化焼鈍プロセス中に、集合組織の関係および酸素含有量は制御されない。事実、集合組織比または酸素含有量に関する値は、それぞれのプラント、装置または工程のそれぞれの制御のために調整される。集合組織比または酸素含有量を支配または制御する監視または制御システムは存在しない。一次再結晶粒として得られた冷間圧延ストリップは、２２μｍ〜２５μｍの円相当平均径（直径）を有する。「ストランドを不活性ガスに暴露することなく鋳造する」という表現は、得られたストランドを不活性ガス暴露に暴露することなく鋳造することを意味するが、ここで、それにも関わらず、タンディッシュまたは鋳型に注ぎ込まれる金属流の周知かつ慣用の保護が存在する。

本発明の実施形態では、工程ｉ）の窒化焼鈍段階の間の焼鈍雰囲気に、別々に、特に全ガス流量を基準にして、アンモニア（ＮＨ_３）を最大でも１２質量％、特にアンモニア（ＮＨ_３）を少なくとも２質量％添加することによって、および、冷間圧延されたストリップの二つの対向する大面積ストリップ表面にアンモニアを吹き付けることによって、高感度で鋭敏な表面ガス反応を含む窒化処理に対して、肯定的な影響を与える。冷たいアンモニア（ＮＨ_３）が焼鈍の構成成分として加熱されたストリップ上に吹き付けられ、ストリップ表面上で反応式ＮＨ_３→Ｎ＋＋１／２Ｈ_２＋Ｈ_２・に従い直ちに窒素、水素および水蒸気に崩壊するので、その結果として、この時点では生産プロセスおよび技術的プロセスが改善される。

窒化処理により、焼鈍されたストリップ中に窒素含有が確立されるので、本発明のさらなる実施形態によれば、脱炭焼鈍段階、中間減少焼鈍段階、窒化焼鈍段階を含むプロセス工程ｉ）の間において、冷間圧延されたストリップが、焼鈍後において、少なくとも２００ｐｐｍ、好ましくは少なくとも２８０ｐｐｍ、特に少なくとも４００ｐｐｍの全窒素含有量を有するように、焼鈍されることが有利である。

冷間圧延されたストリップは、本発明により同様に提案される１００Ｋ／ｓより大きい加熱速度で、プロセス工程ｉ）の再結晶焼鈍の開始時に加熱されることがさらに有利である。

本発明の実施形態において、鋳造される溶融物のための特に有利な合金組成物において、工程ａ）の溶融物において、マンガン（Ｍｎ）対硫黄（Ｓ）の比は６より大きく、好ましくは２０より大きく、アルミニウム（Ａｌ）対窒素（Ｎ）の比は４より大きく、好ましくは１０より大きい。

本発明によれば、有利には、工程ｂ）における鋳造中の溶融物の過熱温度が４０Ｋ未満、好ましくは２０Ｋ未満、特に１２Ｋ未満であり、ストランド内のコアが依然として液状である間に、金型の直下において、「液体コア減少」法に従ってストランドの厚さの減少が実施される。

有利なことには、工程ｅ）における熱間圧延は、１１５０℃を超える、好ましくは１２００℃を超える第１の加工パス中の初期圧延温度、８５０℃〜９８０℃の範囲の最終圧延温度、および本発明によって同様に提案される１２ｍ／ｓ未満、好ましくは１０ｍ／ｓ未満の最終圧延速度により実施される。

さらなる実施形態では、本発明は、工程ｇ）における熱間圧延ストリップの焼鈍中において、２５Ｋ／ｓを超える冷却速度、好ましくは、３０Ｋ／ｓより大きい、特に４０Ｋ／ｓより大きい、特に好ましくは２５Ｋ／ｓ〜５２Ｋ／ｓの範囲の冷却速度によって焼鈍された後に、熱間圧延ストリップが急冷（ｑｕｅｎｃｈ）されることを特徴とする。

本発明の実施形態でさらに有利なことには、最後の３つのパスの少なくとも１つまたは複数の間に、熱間圧延されたストリップが、圧延中に生じる処理熱から得られる、少なくとも１８０℃から最大２６０℃の温度に達するように、少なくとも５分間、工程ｈ）における冷間圧延中の加工が実施される。

工程ｈ）における冷間圧延は、２段階で行うこともできる。したがって、本発明においては、さらに、工程ｇ）における冷間圧延を２段階で実施することを提案し、ここで、熱間圧延されたストリップは、第１の冷間圧延段階の前に、酸洗い工程によって、酸によって洗浄され、冷間圧延の第１段階が完了した後に、熱間圧延されたストリップ材は、工程ｇ）に従って焼鈍される。この場合、熱間圧延されたストリップの厚さは、冷間圧延の第２段階において、冷間圧延によって少なくとも８５％までに減少されることがさらに有利である。

二次再結晶焼鈍に有利な焼鈍雰囲気は、本発明によれば、ベル型炉における高温焼鈍の加熱段階の間に、ガス状の焼鈍雰囲気中の窒素（Ｎ_２）の割合（％）が原子パーセントで水素（Ｈ_２）の割合よりも大きくなるように、工程ｋ）における二次再結晶焼鈍を実施することにより達成される。

最後に、本発明はまた、プロセス工程ｌ）に続いて、任意に、被覆された完成した鋼ストリップの磁区精錬を行う処理工程が実行されることも提供する。

全体として、本発明は、従来の粒子配向性電磁鋼ストリップに使用され、鉄を２〜６．５質量％の割合で含み、典型的にはＳｉ３．２質量％のＳｉ含有量を含む基本合金系に基づく。他の適切な合金元素はとしては、硫黄および窒素とともに、炭素、マンガン、銅およびアルミニウムである。マンガンの含有量は、０．１６０〜０．３００質量％の範囲内である。硫黄含有量は１００ｐｐｍ未満、好ましくは５０ｐｐｍ未満に設定される。溶融物は、薄いスラブ鋳造機を用いて不活性ガスにストランドを露出させることなく鋳造されてストランドを形成する。次いで、このストランドを薄いスラブに分割し、これらの薄いスラブを１０５０℃を超える温度、好ましくは１１５０℃の温度で連続炉内において均質化焼鈍する。次いで、線形誘導加熱装置を使用して、薄いスラブを１３５０℃を超え１３８０℃の温度まで急速に加熱し、その後直ちに、薄いスラブを熱間加工して１．８ｍｍ〜３．０ｍｍ、好ましくは１．８０〜２．３０ｍｍの厚さの熱間ストリップとするこのようにして製造された熱間圧延ストリップが酸洗いされ、焼鈍され、０．１５ｍｍ〜０．５０ｍｍ、好ましくは０．２３ｍｍ〜０．４０ｍｍの通常に使用可能な厚さまで冷間圧延され、ここで、１８０℃〜２６０℃の範囲の温度の処理熱を、少なくとも５分間、好ましくは６分間、ストリップに作用させる。このようにして製造された冷間圧延ストリップは、その後、連続焼鈍ラインで再結晶、脱炭および窒化され、その間に窒素含有量は少なくとも１８０ｐｐｍまで増加する。脱炭と窒化の部分的な段階の間で、中間減少段階が実施されて、酸化物の表面層が調整される。一次再結晶、脱炭、および窒化焼鈍の間に、集合組織比および酸素含有量は再び制御されない。むしろ、これらの値は、それぞれのシステムおよび工程の制御によって自動的に調整される。集合組織比または酸素含有量を制御するための制御または調節システムは存在しない。

好ましい実施形態の詳細な説明
一次再結晶粒が２２μｍ〜２５μｍの円相当平均径（直径）を有する、冷間圧延されたストリップが得られる。

特にＭｇＯからなる非粘着性（ノンスティック）被膜を施した後（焼純セパレータ）、磁気的に要求されるＧｏｓｓゴス集合組織を調整して形成する目的のために材料にベル型焼鈍炉で１１５０℃より高く１２００℃以下の高温焼純を施される。その後、絶縁被覆が適用され、その後直ちに連続的な応力除去焼鈍が行われる。検査、評価および調整の後に、結果として、使用の準備ができた仕上りストリップの形の粒状の電磁鋼ストリップが得られる。この方法を実施する間、二次再結晶の間に、集合組織比および酸素含有量は再び制御されない。むしろ、これらの値は、それぞれのシステムおよびプロセスの制御によって自動的に調整される。集合組織比または酸素含有量を制御するための制御または調節システムは存在しない。

鋳造用溶鉱炉の化学組成は、以下の理由が挙げられる：
ケイ素は比抵抗の増加を引き起こし、したがって古典的な磁気損失が減少する。２質量％未満の合金化度において、粒子配向性電磁鋼としての使用は意味をなさない。４質量％を超える合金化率は、結果として生じる甚大な脆性のために加工を著しく妨げる。実際の用途では、３．１５〜３．３０質量％のＳｉ合金化率が有利であることが判明している。３．４５質量％を超えても、上記の脆さの問題が観察される。

高温工程では、フェライトオーステナイト転換の結果、炭素が構造均質化を引き起こす。０．０３０〜０．１００質量％、好ましくは０．０４５〜０．０６５質量％の炭素含有量が一般に標準的である。この効果は、高いＣ含有量で強化される。しかしながら、この工程中に必要な脱炭工程は、より多くの時間を必要とし、それによって生産性が低下する。

合金元素マンガンは、一般に、鋳造および熱間加工特性に好ましい効果を有する。さらに、特定のＭｎ含有量は、液体冶金処理工程中の耐火材料の摩耗および引裂きを低減するのに有用である。０．１６０〜０．３００質量％の範囲のＭｎ含有量が実際に有利であることが判明しており、本発明によれば、Ｍｎ含有量は＞０．１５質量％の範囲内、特に０．１６〜０．３質量％の範囲内である。

ここで考慮される工程においては、硫黄は減弱元素であり、１００ｐｐｍ未満の含量に減少する。硫黄含有量は好ましくは４０ｐｐｍ未満であるべきである。溶融物の凝固中に、ＭｎＳ粒子が形成され、これらの粒子は、工程全体を通じて溶融物が固化する間に析出される非常に粗い状態で保持され、最終製品において磁気的に有害である。しかしながら、Ｓ含有量を減少させると、わずかの量のみの粗いＭｎＳ粒子が形成され、有害な効果を有さない。マンガンと硫黄との比は、熱間圧延されたストリップのエッジの品質とエッジクラックの発生との相関があることがさらに知られている。したがって、この比は少なくともＭｎ／Ｓ＞６、より好ましくは＞２０でなければならない。

ここで考慮される全体の合金では、錫は元素的に存在し、境界面に偏析している。０．１５０質量％までの濃度、しかし理想的には０．０６０〜０．１００質量％の濃度のＳｎの存在は、二次再結晶の工程に有益な効果を有する。粒子境界移動の付加的な不変の僅かなインピーダンス（電気抵抗）は全体的によりシャープな選択をもたらし、したがって完成材料のより大きな集合組織形態をもたらす。しかしながら、Ｓｎ含有量の増加は、製造プロセスの最後に適用される絶縁層の接着性を損なう可能性がある。

銅は、多くの場合において、スクラップ金属の添加によって鋼混合物となる元素である。銅は境界面に偏析することが知られており、したがって、上述の錫の二次的な有害な影響を防止することができる。この理由から、少なくとも錫の合金中に存在すべきであるが、理想的には錫（Ｓｎ）に対する銅（Ｃｕ）の比は２に等しくなる必要がある。銅はＣｕ析出物（Ｃｕクラスター）も形成し、粒子成長阻害に寄与する。実際には、０．３００質量％までのＣｕ含量は、不都合はなく、理想的なＣｕ含量がは、０．１５０〜０．２５０質量％の範囲である。

アルミニウムは、粒子成長阻害の主なキャリアであり、アルミニウムの酸可溶性部分に基づいている。（残りはアルミナＡｌ_２Ｏ_３である）。阻害相の効果を正確に調整するために、Ａｌ含量は０．０２０〜０．０４０質量％、理想的には０．０２６〜０．０３１質量％とすべきである。

窒素は、酸可溶性アルミニウムとともに、ＡｌＮ粒子の微細分散析出物として阻害剤として作用する。窒素は、２つの方法で、すなわち溶融物の組成に存在する避けられない割合を介して、および冷間圧延ストリップの焼鈍中の窒化プロセスを介して、ストリップに供給される。窒化処理のために利用可能な結合したＡｌＮ（原子数）のような遊離アルミニウムを得るために、溶融物のＮ含有量はＡｌ含有量の２５％を超えることはできないが、５０〜９０ｐｐｍ、さらに、１００未満ｐｐｍとすべきである。

鉄および不可避不純物の他に、クロム、モリブデン、バナジウム、ニッケルなどの追加の合金元素も含まれていてもよい。酸素およびホウ素の含有量は、５ｐｐｍ未満の値に確実に調整される必要がある。（酸素は酸化物を形成し、粒子が磁気特性を低下させる。ホウ素は極端な脆さを生じ、可能な限り避けなければならない。）

二次冶金処理の種類および頻度などの製錬方法および形式は、所望の合金成分を再現可能な精度で製造できる限り重要ではない。特に、溶融物の二次的冶金処理は、注湯性を改善するためのカルシウムの添加が非常に制限されるようなものでなければならない。なぜなら、カルシウムは沈殿を引き起こし、磁気的な理由から原理的に避けなければならないからである。

溶融物は、各々の場合において、４０Ｋ、理想的には２０Ｋ未満、最適には１２Ｋ未満の最大過熱温度でストランドを形成するように鋳造され、ここでは液相線温度と呼ばれ、ここで考慮される鋼合金の場合、１４９３℃に近接する温度である。液相ポイントのすぐ上の温度で鋳造することにより、球状晶子（ｇｌｏｂｕｌｉｔｉｃ）の一次微細構造比が高く、有利に均一な凝固構造が得られる。しかし、上記のすべてを考慮すると、過熱温度の低下があまりにも大きく凝固のリスクと関連する生産信頼性が優先されなければならない。ストランドは、不活性ガスに暴露されることなく鋳造され、タンディッシュおよび鋳型にストランドを鋳造する間、従来のおよび通常の保護が提供される。

液状コア減少（ＬＣＲ）鋳造法も使用する、例えば、８０〜１２０ｍｍの厚さを有する金型に流し込み鋳造を行い、その後まだ完全に固化しておらず、未だ液体コアを有するストランドを、好ましくは最初の２つのセグメントを５０〜１２０ｍｍ、好ましくは５０〜９０ｍｍ、特に６５〜８５ｍｍのより薄い厚さの範囲に調節することにより、減少させる。このようにして、従来の厚いスラブ連続鋳造と比較して薄いスラブ連続鋳造の間に起こり得るより重要な要素が緩和される。さらに、この方法は、より低い過熱温度での鋳造を容易にする。冶金学的な長さ全体にわたる連続鋳造中に使用される垂直の直線的配置は、高度の金属清浄度を確保するのに有利である。完全に凝固したストランドは１１００℃以上の温度で水平位置に曲げられ、これは内部微細構造の均質性に好影響を与える。

得られたストランドは、交差切断（ｃｒｏｓｓ−ｃｕｔｔｉｎｇ）により個々の薄いスラブに分離され、補償炉（ｃｏｍｐｅｎｓａｔｉｎｇ ｆｕｒｎａｃｅ）内で最高温度１２５０℃、少なくとも軟化した薄スラブをさらに信頼できる工程において加工できる温度まで均等に通し加熱する。通し加熱に要する時間は、１５〜６０分であり得る。

連続炉内で最初の均質化焼鈍工程を経た薄いスラブは熱間圧延される前に、熱間加工線のすぐ上流に位置する高周波誘導加熱装置を通って第２の均質化工程を通過し、薄いスラブは、１３００℃〜１３８０℃、好ましくは１３５５℃〜１３７０℃、特に１３６０℃までの温度まで加熱される。この誘導源（インダクタ）は理想的には、厚さ６０〜９０ｍｍ、例えば、典型的には、幅１０００〜１３００ｍｍ、厚さ１５０〜３００Ｋの薄いスラブの温度を上昇させることができるように設計されており、同様に有利には、熱間加工１ｍ／ｓ未満の典型的な供給速度でラインを形成する。誘導装置の構造は、コアまでの均一な通し加熱（表皮深さ）が達成されるように、その電気的仕様（特に周波数）に関して設計される。

この種の誘導加熱装置は、いくつかの技術的利点を提供する：
１つは、この技術的オプションにより、熱間加工プロセスに実質的な熱機械的自由度が与えられ、したがって熱間加工／温度／処理時間の設計において大きな柔軟性が得られる。

別の点としては、例えば約１１５０℃のような薄いスラブの補償温度を有利に低く選択する技術的選択肢を提供し、その結果、薄いスラブは、その後、所望の初期熱間圧延温度まで、例えば、おおよそ１３８０℃まで各々加熱される。生産における運搬上の柔軟性が大幅に向上したことに加えて、これにより、大型補償炉のエネルギーを大幅に節約することができる。補償炉のローラー炉床のための技術を最適化することも可能である。例えば、過度に高くない適切な一定の補償温度では、水冷炉ローラーを省くことができ、その代わりに、より簡単な非冷却ローラーを使用することができる。ローラーの水冷のために未使用の外部に熱エネルギーを放出しなければならないので、実質的な量のエネルギーが節約される。

粒子配向性電磁鋼ストリップの場合、プロセス工学の点でさらなる選択肢があり、その結果、磁気製品の特性が改善され、その均質化が達成される。上述したように、薄いスラブの最大通し加熱温度は、これらの形式の高温強度が限られているため、技術的に制限されている。結果として、獲得した阻害のみを達成することができる。薄いスラブ材を数秒間１３８０℃まで加熱するこの新しいオプションでは、ＭｎＳとＡｌＮに基づく内在する部分的な阻害が達成される。材料搬送システムの技術的構成が、各スラブが熱間加工段階の第１のスタンドからピックアップされて搬送されるように設計することができるので、このような高温での不可避的に低い高温強度はこの場合問題ではない。このようにして製造することができる内在する阻害は、完全な単一冷間圧延プロセスに関して要求される全阻害を提供するには不十分である。したがって、冷間圧延されたストリップを使用可能な厚さまで窒化することによって得られる後発の阻害も加えなければならない。しかし、従来技術に対する主な利点は、熱間圧延中に形成される内在する部分的な阻害に起因し、冷間圧延前の熱間圧延ストリップの焼鈍および再結晶化、脱炭、および使用可能な厚さまで冷間圧延されたストリップの窒化焼鈍を含む加工経路上における、安定化されたストリップの微細構造であり、それにより、あらゆる寄生粒子の成長を防止する。

薄いスラブの誘導加熱の直後に、線状熱間圧延段階において、スラブを１．８０〜３．０ｍｍ、好ましくは１．８〜２．５ｍｍの熱間ストリップ厚さまで熱間圧延する。全体的な温度曲線に基づいて、初期圧延温度は一般に１２００℃より実質的に高い。これにより、熱間加工された鋳造構造体の完全な再結晶化が、最初の熱間加工後に行われ、遅くとも２回目の熱間加工後に行われることが保証される。高い初期圧延温度は、同様に、一般に＞９５０℃を超える必要な高い最終圧延温度で安全な最終圧延速度の維持を保証する。この場合、鋼ストリップが巻取りに安全に搬送される最大速度は１２ｍ／ｓである。誘導加熱後の薄いスラブの適切な最終温度を選択することにより、実際の速度を７．５ｍ／ｓに減少させることができ、その結果、ローラー破損のリスクを低減し、結果として収量を高めることができる。

熱間圧延された鋼ストリップは、９５０〜１１５０℃の温度で１８０〜３００秒、典型的には２４０秒間行われる熱間圧延ストリップ焼鈍に付される。熱間圧延ストリップ焼鈍において特に重要なことは、＞３０Ｋ／ｓ、好ましくは＞４０Ｋ／ｓ、特に＞４５Ｋ／ｓの冷却速度で、通常は高い水圧での水噴射ノズルの使用される、焼鈍された鋼ストリップの急速冷却である。一つは、熱間圧延ストリップ焼鈍が微細構造均質化の機能を果たすことである。しかしながら、熱間圧延ストリップの、熱間加工中のせん断比のためにゴス集合組織が既に存在する表面に近い領域は、幾分粗くされており、原則として、その後の冷間圧延工程において有利にはゴス集合組織の形成がある。さらに、急速冷却は微細に分散した炭化物の析出を引き起こす。その後の冷間圧延工程では、これによりひずみ硬化が強化され、ひいてはマトリックスにエネルギーが導入される。水急冷の直後に、熱間圧延されたストリップの表面は、慣用的なスケール除去および酸洗い技術によって、焼鈍スケールから解放される。

熱間圧延されたストリップの焼鈍に続いて冷間圧延が行われ、これは最終的なストリップの厚さまで圧延する単一の工程を含む。しかし、このステップは、いくつかの連続したパスで実行される。結晶方向の電磁鋼ストリップの標準の公称の厚さは、０．３５ｍｍ、０．３０ｍｍ、０．２７ｍｍ、０．２３ｍｍおよび０．１８ｍｍである。この工程では、最後の３回の通過中にストリップに導入された冷間加工からの処理熱が、溶存炭素含有量が十分に長く（少なくとも５分間）、塑性変形中に濃密に導入される転移中に存在するようストリップに作用するように、冷間圧延を実施しなければならず、冷間圧延が続くときの微細構造における変形エネルギーの更なる増加をもたらす（「コットレル（Ｃｏｔｔｒｅｌｌ）効果」として知られている）。従来の深絞り（ｄｅｅｐ−ｄｒａｗｎ）鋼においては、例えばコットレル効果は望ましくないが、粒子配向性電磁鋼ストリップの場合、後の再結晶後に最も微細で均質な微細構造を得るために必要であり、これはまた、電磁特性に対して最良の条件を与える。理想的には、そのような条件は可逆スタンド上に提供される。この処理熱の特質は、製造中に適切に制御されなければならない。これは、いわゆる「時効温度」を意味する。この温度は、各圧延パス後にストリップの端部に接触温度計を規則的に置くことによって制御することができ、またはこの目的に適した技術的装置または装置を用いて冷間圧延中に連続的に電子的に検出することができる。この温度は、少なくとも最後の３回の冷間圧延パスの１つの間で少なくとも１８０℃〜２６０℃の範囲内でなければならず、典型的には２２０℃である。１８０℃の温度が長時間に亘って達成されない場合、上記エージング効果は不十分であり、磁気的品質の変動が生じる。しかし、この温度が２６０℃以上に達すると、表面に酸化物層が形成され（ブルーイング）、その後の脱炭および窒化焼鈍で不均質なガス反応を引き起こす可能性がある。

冷間圧延されたストリップは、二次再結晶が最適に達成される適切な結晶集合組織を与えるために再結晶されなければならない。原理的には、再結晶の前に起こる冷間圧延された微細構造の回復部分を最小にするために可能な限り最大の加熱速度を選択することが有利である。ガス燃焼式ジェットバーナを備えた通常の連続焼鈍炉で可能であるような２０〜４０Ｋ／ｓの通常の加熱速度で十分である。しかしながら、例えば、誘導型または他のタイプの急速加熱装置を使用して、加熱速度を数１００Ｋ／ｓのレベルに上昇させることが有利である。再結晶連続焼鈍は当該技術分野において公知である。

最終的に、炭素を３０ｐｐｍ未満の残留レベルに減少させて、ストリップを脱炭しなければならない。これは、磁化損失が劇的に増加する（磁気老化）ことを可能にし、最終製品に炭化物が形成されないようにするために重要である。３０ｐｐｍは、約３質量％（２．５〜４質量％）のシリコンとともに、ここで検討されている合金中のフェライト系マトリックス中の炭素の上限溶解度限界である。脱炭は再結晶と同時に行われる。この焼鈍の温度は、８２０〜８９０℃、理想的には８４０〜８５０℃の範囲であり、ストリップ表面ガス反応が最も有効である。初期の炭素含有量およびストリップの厚さに基づいて、脱炭には、様々な長さの焼鈍時間が必要であり、最大時間で１５０秒、典型的には１００秒未満である。所望の脱炭ストリップ表面ガス反応のために、水素、窒素および水蒸気を含む湿った焼鈍雰囲気が必要である。これらの成分は、酸化電位が適切に調整されたままである限り、広い範囲内で変化させることができる。これは、水蒸気の水素に対するｐＨ_２Ｏ／ｐＨ_２の分圧比が０．３０〜０．６０の範囲、好ましくは０．３５〜０．４６の範囲内にある場合である。

その後、再結晶され脱炭された冷間圧延ストリップは、得られた阻害相を形成するために窒化される。これは８５０〜９２０℃の範囲の様々な温度で行うことができ、５０秒、一般的には１５〜４０秒、特に典型的には約３０秒の最大作用時間を使用すべきである。この場合、焼鈍雰囲気は、水素、窒素、水蒸気及びアンモニアの混合物を含み、０．０２〜０．０８、特に０．０３〜０．０７の範囲の分圧比ｐＨ_２Ｏ／ｐＨ_２が確立される。全ガス容積中のガス状アンモニアＮＨ_３の割合は、少なくとも２質量％から最大１２質量％の範囲とすることができる。これらの割合は、例えば、供給羽口ストックの技術的設計、ストリップからの距離、および供給圧力のような、窒化部品の詳細な構造条件に基づいており、従って、個々の物体に基づいて個別に最適化しなければならない。一般に、窒化処理は多段階プロセスである。上記に記載した部分焼鈍処理の間に、窒素は最初に表面近くの層に注入され、この時点でストリップ中の全窒素含有量は少なくとも２００ｐｐｍ、好ましくは少なくとも４００ｐｐｍである。二次再結晶を行うために使用されるベル型炉におけるその後の高温焼鈍の初期段階において、窒素はストリップの厚さ全体にわたり拡散によって広がり、そこに存在するアルミニウムと局所的に結合してＡｌＮ粒子を形成し、既に存在する内在する部分阻害を完了する。

この窒化工程は、非常に鋭敏で欠落しやすい表面ガス反応であり、原則的に不均一な構成につながる可能性がある。この工程の１つの問題は、先行することであるが、脱酸焼鈍は、高度に酸化性の（湿った）ガス条件下で行われる必要があるが、一方で、窒化は、酸化の可能性がより低い乾燥した焼鈍雰囲気中で最適に行われる。したがって、高度の酸化的脱炭焼鈍は、次の窒化を妨げる様々なコンパクトまたは局所的に不均一な酸化バリヤー層を形成することができる。この問題に対処するために、直前の脱炭焼鈍の間に形成された局所的な超酸化を修正するために、中間の減少焼鈍段階（中間減少帯）を介在させ、その後に続く窒化処理を均一かつ再現可能に行う。したがって、この中間減少焼鈍段階は、その直前の脱炭焼鈍と同じ焼鈍雰囲気下で実施されるが、＜０．１０、または理想的には＜０．０５である低い分圧比ｐＨ_２Ｏ／ｐＨ_２で実施すべきである。中間減少焼鈍段階は、最大４０秒間、好ましくは１０〜２０秒間持続する。温度は８２０〜８９０℃で理想的には最適化された温度と選択された温度レベルとの間の中心に置かれ、脱炭窒化処理のためにシステムエンジニアリングの工程を簡略化する。

一次再結晶、脱炭、および窒化焼鈍においては、集合組織比も酸素含有量も制御されない。むしろ、関連する値は、それぞれのシステムおよびプロセスの制御によって自動的に決定される。集合組織比または酸素含有量を制御するための中央および／または調節システムはない。この一次再結晶粒が２２μｍ〜２５μｍの円相当平均径（直径）を有する冷間圧延されたストリップが得られる。

この方法で再結晶し、脱炭し、窒化した鋼ストリップは、ベル型炉における高温焼純によりさらに加工してコイルを形成される得る前に、非粘着層（焼鈍セパレータ）により被膜される。非粘着性コーティングは、脱塩水中のＭｇＯ粉末の水性スラリーとして鋼ストリップに適用される。ここで、ＭｇＯ中の結晶水のピックアップを最小にすることが重要であるが、そのために、例えば、ＭｇＯと水との接触時間を最小限に抑えること、ＭｇＯスラリーとコーティングシステム全体を冷却し、冷間圧延ストリップ自身を４℃に冷却すること、コーティングを急速に乾燥させることなどの手段が提供される。

二次粒子成長の工程によるゴス集合組織の形成は、ベル型炉における従来の高温焼純によって行われる。非粘着層で被覆されたコイルは、焼純ガスが導かれる高耐熱鋼板上に配置され、保護フードによって包囲される。加熱フードは、これらの上に配置され、ガスで加熱されるか、または電気的に加熱される。焼純アセンブリ全体が、各焼純パスの開始時に乾燥窒素ガスでフラッシュされると、４００℃までの急速加熱が行われ、その後約１５〜２０Ｋ／ｈでゆっくりと加熱され、保持温度１１９０〜１２１０℃まで加熱される。この工程では、６００〜７００℃、特に６５０℃の温度で５〜１０時間持続する中間保持段階を有利に導入することができ、これは重く熱的に鈍いコイルの温度勾配を補償する働きをする。この遅い加熱段階の間、保護フードには乾燥窒素と水素の混合物が供給される。乾燥焼純ガスは、この場合に特に重要である。なぜなら、水蒸気フラクションが集合組織形成の敏感なプロセスを崩壊させるからである。しかしながら、少量で避けられない結晶水をＭｇＯ非粘着層から蒸発させる結果として、４００℃以上にある程度の湿度の上昇は避けられない。それは、上記の手段によって結晶水のピックアップを最小にすることが非常に重要である理由である。

加熱段階中の焼純ガスの組成に関しては、９０質量％までの窒素が殆ど支配的な窒素割合を有する焼純雰囲気が使用される。このような過剰の窒素は、ＡｌＮの分解および放出された窒素の除去が幾分遅れるため、ＡｌＮ抑制剤相の作用期間をいくらか延長させる。

一旦保持温度に達すると、ガス供給は１００％水素に切り替えられ、１１９０−１２１０℃で少なくとも２０時間維持される。保持時間と保持温度を最適化するためには、硫黄と窒素の完全な精製が確保されなければならず、コイルのスタンドエッジ（ボトムバックル）におけるエッジ欠陥の形成を最小限に抑えなければならない。

この高温保持時間が経過すると、得られた完成した鋼ストリップは周囲温度に冷却される。この工程の間、窒素のピックアップを避けるために、１００％水素ガスの供給が最初に維持される。しかし、コイル内の温度が約６００℃を下回るとすぐに、焼純雰囲気は１００％乾燥窒素に切り替えられる。温度が４００℃未満に下がると、加熱フードを上げることができ、約１００℃未満に下がると保護フードも持ち上げることができる。

ベル型炉での高温焼純の後、二次再結晶化された完成鋼ストリップは過剰の残留ＭｇＯを（水および回転ブラシを用いて）機械的に清掃し、次いで有利にはリン酸により浴中で酸洗し、その後ただちに、直接的に下流において、前記ストリップは連続焼純ラインに供給され、そこで、応力除去焼鈍される。実際に既知であるが、湿った被覆された鋼ストリップは、通常、連続的な焼純ラインの吸気領域に長いループで懸架される。この炉領域では、鋼ストリップを高い加熱力で加熱し、その過程で絶縁コーティングも完全に硬化され、乾燥される。その後、鋼ストリップを第１の炉搬送ローラーに接触させる。使用される焼純雰囲気は、加熱速度と同様に決定的な意味を持つわけではないが、機械的なストレスを忌避し、均等に方向付けられた鋼ストリップを製造するために、到達する最高温度は８４０〜８８０℃、理想的には８６０℃とすべきである。温度がこのレベルを下回ると、所望の効果が得られない。このレベルをはるかに上回ると、絶縁被膜が損傷を受けることがある。しかしながら、鋼ストリップを周囲温度に戻して可能な限り均質とすることが冷却においては特に重要である。これは、通常、比較的長い冷却パスで換気装置を使用することによって達成される。

粒子配向された電磁鋼ストリップを製造する全工程における最後の焼純ラインの出口領域では、最終製品が供給され、品質関連基準に基づいて評価され、認定されることができる。

最終製品を形成するように加工された粒子配向性電磁鋼鋼ストリップは、磁化損失をさらに１２〜２０％減少させることができる次の磁区の微細化に任意に供されることができる。ドメイン微細化のためのそのような装置は、最終的な断熱／応力除去焼純システムの出口部分に設置することができ、または任意にオフラインで行うこともできる。

一実施例の手順は以下の通りである：
３．２３０質量％のＳｉ
０．０５８質量％のＣ
０．１６８質量％のＭｎ
０．２０６質量％のＣｕ
０．００３質量％のＳ
０．０３０質量％のＡｌ（酸溶解性）
０．０８８質量％のＳｎ
０．００３質量％のＮ
０．０８７質量％のＣｒ
０．００１質量％のＴｉ
０．０２９質量％のＰ
０．０８５質量％のＮｉ
の化学的組成を有する鋼溶融物および微量の不可避的不純物を、薄スラブ連続鋳造法を用いて鋳造厚さ８５ｍｍとなるように、鋳造し、「液体コア減少」法により形成し、不活性ガスへのストランドの露出なしに、６５ｍｍ〜８５ｍｍの厚さ（後者の厚さは液状コアを減少させることなく達成される）、幅１１００ｍｍ〜１２５０ｍｍまで形成される。（「液体コア減少」法により厚さが減少し、ストランドの厚さは、金型のすぐ下で減少し、ストランドの内部は液体コアを有する。また、鋳造ストランドの選択的な厚さの減少が最終凝固に近い凝固点で（最初に）行われる、いわゆる「ソフトな減少」法も可能である。）

次の制御された冷却に続いて、生成されたストランドは１１９０℃の冶金学的長さ後ろの温度に達し、ストランドは垂直から水平に曲げられ、次に横方向に分割されて個々のスラブになる。したがって、スラブは、いわゆる薄スラブ技術によって製造される。その後、スラブは、１１５０℃で２０分間の均質化焼純を受け、これは高温処理によって終了する。その目的のために、スラブは、最初の熱間圧延の直前に、電気的に連続した誘導加熱装置を通じてガイドされ、少なくとも数秒の短時間、前記装置によって１３７０℃の温度にもたらされる。（薄い）スラブは、次に、高圧脱スケール装置を通過し、続いて圧延機で熱間圧延工程の形態で熱間圧延処理される。

第１の熱間加工パスは、約１２８０℃の温度で誘導源または誘導加熱装置を離してから約１０秒後に実施される。

実施形態例では、薄いスラブは、６スタンドを含む熱間圧延トレイン中の熱間ストリップまで熱間圧延され、最後のスタンドを出た後、各熱間圧延されたストリップは２．３０ｍｍの厚さを有する。

熱間圧延処理が終了すると、薄いスラブから製造された熱間圧延されたストリップは、９３０℃の最終圧延温度を有する。その後、約５秒後、層状冷却経路を通過してから、約５８０℃の巻き取り温度でコイルに巻き付けてコイルを形成する。

このようにして製造／生成された熱間圧延されたストリップは、後に冷間圧延プロセスに供給される。

冷間圧延工程は、熱間圧延されたストリップの粗いストリップ端部をトリミングし開始された後、連続焼鈍工程に供給され、これにより、非酸化条件下（９５％乾燥Ｎ_２および５質量％Ｈ_２を含む雰囲気）で２２０秒間、９２０℃と１１５０℃の間の最高温度、特に９５０℃または１０５０℃または１１２０℃の温度で、焼純される

焼純処理の直後に、焼純処理に使用された炉を出てから５秒以内に、焼純処理された熱間ストリップは、高温の水噴霧および冷却速度が２８Ｋ／ｓ〜５２Ｋ／ｓ、特に、５２Ｋ／ｓまたは４５Ｋ／ｓまたは３８Ｋ／ｓまたは２８Ｋ／ｓの冷却速度に付される。

このようにして焼鈍され急冷された熱間圧延されたストリップは、酸洗され、そこで表面スケールは分解され、塩酸のような化学薬品により酸洗することによって溶解される。

冷間圧延のために準備されている熱間圧延されたストリップは、冷間圧延工程に供給され、可逆冷間圧延スタンドにおいて、複数のパスを含む単一プロセスで、特に０．２３ｍｍまたは０．２７ｍｍまたは０．３０ｍｍの標準公称厚さに対して０．２３ｍｍから０．３０ｍｍの範囲で、冷間圧延される。この工程では、作動熱から生じるストリップ温度が、２回目から最後の冷間圧延パス中において２３５℃または最大２６０℃の温度が確立されるように調整され、制御され、ストリップこの温度に１０分間暴露するが、少なくとも５分間行う。

次いで、使用可能な厚さまで冷間圧延されたストリップに対して、炉内で再結晶、脱炭、中間減少、そして最後に窒化連続ベルト焼純処理を行うが、その手順は以下の通りである：

冷間圧延された鋼ストリップは、まず炉内で３０Ｋ／ｓの平均加熱速度で８５０℃の保持温度まで加熱され、この温度で最大１５０秒間焼純され、ここで、５４℃の飽和温度で６０質量％のＮ_２と４０質量％のＨ_２との湿った混合物からなり、水蒸気／水素分圧比ｐＨ_２Ｏ／ｐＨ_２＝０．４４となる。

当該実施形態例では、９５秒間続く同一の炉内での上記条件の焼純工程の後、ストリップは、焼純ガスまたは焼純雰囲気が同じ組成を有するが、異なる飽和温度が１０〜１６℃であり、これは水蒸気／水素分圧比ｐＨ_２Ｏ／ｐＨ_２が０．０３〜０．０５に相当する。この炉ゾーン内の温度は８８０℃である。

ストリップがこれらの条件に２０秒間曝されると、ストリップは炉内の第３の別個のゾーンに達し、そこで９１０℃の温度で３０秒間焼純され、ここでガス焼純炉内のこの点での雰囲気は、水蒸気／水素分圧比ｐＨ_２Ｏ／ｐＨ_２が０．０５になるように、３０質量％のＮ_２と７０質量％のＨ_２との混合物から成り、飽和温度は２６℃である。７質量％の量のアンモニア（ＮＨ_３）をガス焼純雰囲気（アニールガス）に添加する；しかし、この量はすでに存在する焼純ガスと混合されない。代わりに、先に冷却されたＮＨ_３は、処理すべきストリップの上および下に位置する（特別な）羽口ストックを介してストリップの表面上に直接および直接吹き付けられる。焼鈍された冷間圧延ストリップは、全窒素含有量が３２０ｐｐｍであり、円相当平均径（直径）が２４μｍの一次再結晶粒を有する。

次に、５質量％のＴｉＯ２、０．５質量％のＮａ２Ｂ４Ｏ７および０．０５質量％のＭｇＣｌ２（量はＭｇＯの量を指す）を含むＭｇＯからなる焼純セパレータ（非粘着層）のコーティングを、このようにして処理され準備された焼純された冷間圧延ストリップに適用する。鋼ストリップと水性癒着防止スラリーの形態の焼純セパレーターの両方を、コーティングする前に、４℃に冷却する。焼純セパレータ（非粘着層）によるコーティングの直後に、２つの対向する大面積鋼ストリップ表面（表面領域）を強い赤外線放射を用いて乾燥させる。冷間圧延されたストリップは、コイルを形成するためにリールに巻き付けられ、コイル軸が垂直である位置に傾けられ、この位置で供給される。

特に鋭い｛１１０｝＜００１＞集合組織（ミラー指数）を特徴とし、圧延方向に平行な磁化方向がわずかである変圧器用のゴス集合組織を有する粒子配向性電磁鋼ストリップを得るために、その後、２次再結晶工程においてゴス集合組織が形成され、そのために、加熱速度２０Ｋ／ｈが確立される高温ベル型焼鈍炉内でコイルが焼鈍される。加熱段階は６５０℃の保持ステージによって中断され、その間に温度補償のために温度が５時間維持される。その後、１２００℃の温度に達するまで、前と同様に加熱を続けられる。この時間全体にわたって、７５質量％のＮ_２と２５質量％のＨ_２からなる乾燥ガスが焼鈍フードを通って流れる。１２００℃の温度は、到達したときに焼鈍フード内のガス雰囲気を１００％乾燥水素に切り替える保持温度を表す。コイルは１２００℃のこの高温保持段階で２４時間焼鈍される。これに続いて周囲温度まで徐々に冷却し、温度が６００℃未満に低下すると、焼純フード内のガス雰囲気が１００％Ｎ_２に切り替えられる。高温ベル型焼鈍炉における加熱段階の間、好ましくは二次再結晶焼鈍工程の間、ガス焼純雰囲気中の窒素（Ｎ_２）の量は、原子パーセントで表して、水素（Ｈ_２）の原子パーセントよりも多い。この二次再結晶焼鈍の後、ゴス集合組織を有する粒子配向性電磁鋼ストリップが完成する。

このようにして得られた完成した鋼ストリップが周囲温度まで冷却されると、それを洗浄し、リン酸で酸洗いし、液体リン酸塩処理剤で被覆し、最後に最高温度８６０℃で連続的に応力除去焼純を行い、その後、均一に冷却する。

このようにして製造された粒子配向性電磁鋼ストリップは、従来のＨＧＯ（高透磁率粒子配向）材料の範囲で非常に良好な磁気特性を有する。公称厚さ／通常に使用可能な厚さ０．２３ｍｍを有する仕上げ鋼ストリップを有するそのような鋼ストリップの５０Ｈｚ及び１．７Ｔ変調における再磁化損失は、磁場強度８００Ａ／ｍ、１．９３Ｔの分極において、０．７９Ｗ／ｋｇである。

Claims (14)

1. 薄スラブ（薄板スラブ）連続鋳造法を用いて粒子配向性電磁鋼ストリップを製造する方法であって、
   ａ）特に二次精錬処理の後に、鉄（Ｆｅ）および不可避的な不純物に加えて、
   Ｓｉ：２．５０〜４．００質量％、
   Ｃ：０．０３０〜０．１００質量％、
   Ｍｎ：０．１６０〜０．３００質量％、
   Ｃｕ：０．１００〜０．３００質量％、
   Ａｌｓｌ：０．０２０〜０．０４０質量％、
   Ｓｎ：０．０５０〜０．１５０質量％、
   Ｓ：＜１００ｐｐｍ、
   Ｎ：＜１００ｐｐｍ、
   および、Ｃｒ，Ｖ，Ｎｉ，ＭｏおよびＮｂを含む群からの一つか二つ以上の元素を含む、溶解物と共に鋼を溶解すること、
   ｂ）ストランドを不活性ガスに暴露することなく、薄スラブ連続鋳造によって溶融物を連続的に鋳造して、厚さ５０〜１２０ｍｍのストランドを形成し、このストランドを薄いスラブに分割すること、
   ｃ）均質化焼鈍（焼鈍）を行う工程であって、
   ｃ‘）薄いスラブを、好ましくは線形炉内で１０５０℃より高い温度に加熱し、スラブを最高温度１２５０℃、好ましくは最高温度１２００℃、特に最高温度１１５０℃において焼鈍を行うことを含み、
   そして、
   ｄ）薄いスラブを誘導加熱装置、特に高周波誘導加熱装置に供給し、特に薄いスラブが最初の熱間圧延に通過する直前に、数秒間、１３５０℃〜１３８０℃、特に１３５５℃〜１３７０℃であり、特に１３６０℃の温度である工程ｃ‘）の前記予備の均質化温度よりも高い温度に加熱すること、
   ｅ）好ましくは線形の複数スタンドの熱間圧延トレイン中で薄スラブを連続的に熱間圧延して、厚さが１．８ｍｍ〜３．０ｍｍの熱間圧延ストリップに形成すること、
   ｆ）６５０℃未満の巻取り温度で熱間圧延されたストリップを冷却して巻き取ってコイルを形成すること、
   ｇ）９２０℃と１１５０℃の間の温度で、巻き取り後の熱間圧延ストリップを、その後の冷間圧延の前に焼鈍（アニーリング、ａｎｎｅａｌｉｎｇ）し、
   ｈ）熱間圧延ストリップを、好ましくは可逆スタンド上で３パスより多い単一工程を通して冷間圧延して、０．１５ｍｍ〜０．４０ｍｍの最終厚さを有する冷間圧延ストリップとすること、
   ｉ）得られた冷間圧延ストリップに再結晶、脱炭および窒化焼鈍を施すこと、
   ｊ）特にＭｇＯを主に含む焼鈍セパレーター（非粘着層）を、再結晶、脱炭、窒化焼鈍を施した冷間圧延ストリップのストリップ面に適用すること、
   ｋ）焼鈍セパレーターで被覆された冷間圧延ストリップに、ベルタイプの炉において＞１１５０℃の温度での高温焼鈍による二次再結晶焼鈍を施し、顕著なゴス集合組織（Ｇｏｓｓ ｔｅｘｔｕｒｅ）を有する完成した鋼ストリップを形成すること、
   および
   ｌ）二次再結晶焼鈍が施された完成した鋼ストリップを電気絶縁層で被覆し、次いで被覆された完成した鋼ストリップを無応力焼鈍または応力除去焼鈍すること、
   の工程を含み、
   ここで、
   方法における工程ｉ）における冷間圧延ストリップの再結晶、脱炭および窒化焼鈍が、
   窒素（Ｎ_２）および水素（Ｈ_２）を含むガス状の焼鈍雰囲気、特に湿った雰囲気を使用し、最大１５０秒間、８２０℃〜８９０℃の範囲のストリップ温度で行われ、冷間圧延ストリップに作用させ、水蒸気／水素分圧比ｐＨ_２Ｏ／ｐＨ_２が０．３０〜０．６０である、脱炭焼鈍段階を含み、
   窒素（Ｎ_２）および水素（Ｈ_２）を含む焼鈍雰囲気を用いて、８５０℃〜９２０℃の範囲の温度で最大５０秒間、実施され、冷間圧延ストリップに作用し、水蒸気／水素分圧比ｐＨ_２Ｏ／ｐＨ_２が０．０３〜０．０７である、次の窒化焼鈍段階を含み、
   前記脱炭焼鈍段階と前記窒化焼鈍段階の間に中間減少焼鈍段階が実施され、当該中間減少焼鈍段階が、窒素（Ｎ_２）および水素（Ｈ_２）を含むガス状焼鈍雰囲気、特に乾燥した雰囲気を用いて８２０℃〜８９０℃の範囲の温度で最大４０秒間実施し、冷間圧延ストリップに作用し、水蒸気／水素分圧比ｐＨ_２Ｏ／ｐＨ_２が０．１０未満であり、
   ここで、冷間圧延ストリップが得られ、その一次再結晶粒は２２μｍ〜２５μｍの円相当平均径（直径）を有する、前記製造方法。
2. 工程ｉ）の窒化焼鈍段階の間の焼鈍雰囲気に、別々に、特に全ガス流量を基準にして、アンモニア（ＮＨ_３）を少なくとも２質量％、最大で１２質量％添加し、かつ、前記冷間圧延されたストリップの二つの対向する大面積ストリップ表面にアンモニアを吹き付けることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
3. 脱炭焼鈍段階、中間減少焼鈍段階、窒化焼鈍段階を含む工程ｉ）の間において、前記冷間圧延されたストリップが、焼鈍後において、少なくとも２００ｐｐｍ、好ましくは少なくとも２８０ｐｐｍ、特に少なくとも４００ｐｐｍの全窒素含有量を有するように、焼鈍されることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
4. 工程ｉ）の再結晶焼鈍の開始時に前記冷間圧延されたストリップが、１００Ｋ／ｓより大きい加熱速度で、加熱されることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
5. 工程ａ）の溶融物において、硫黄（Ｓ）に対するマンガン（Ｍｎ）の比が６より大きく、好ましくは２０より大きく、窒素（Ｎ）に対するアルミニウム（Ａｌ）の比が４より大きく、好ましくは１０より大きいことを特徴とする、請求項１に記載の方法。
6. 工程ｂ）における鋳造中の溶融物の過熱温度が４０Ｋ未満、好ましくは２０Ｋ未満、特に１２Ｋ未満であり、ストランド内のコアが液状である間に、金型の直下において、「液体コア減少」法に従ってストランドの厚さの減少が実施されることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
7. 工程ｅ）における熱間圧延が、１１５０℃を超える、好ましくは１２００℃を超える第１の加工パス中の初期圧延温度、８５０℃〜９８０℃の範囲の最終圧延温度、および、１２ｍ／ｓ未満、好ましくは１０ｍ／ｓ未満の最終圧延速度により実施されることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
8. 工程ｇ）における熱間圧延ストリップの焼鈍中において、２５Ｋ／ｓを超える冷却速度、好ましくは、３０Ｋ／ｓより大きい、特に４０Ｋ／ｓより大きい、特に好ましくは２５Ｋ／ｓ〜５２Ｋ／ｓの範囲の冷却速度によって焼鈍された後に、焼鈍された熱間圧延ストリップが急冷されることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
9. 最後の３つのパスの少なくとも１つまたは複数の間に、熱間圧延されたストリップが、圧延中に生じる処理熱から得られる、少なくとも１８０℃から最大２６０℃の温度に達するように、少なくとも５分間、工程ｈ）における冷間圧延中の加工が実施されることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
10. 工程ｈ）における冷間圧延は、２段階で行い、ここで、前記熱間圧延ストリップは、第１の冷間圧延段階の前に、酸洗い工程によって、酸によって洗浄され、冷間圧延の第１段階が完了した後に、熱間圧延されたストリップ鋼は、工程ｇ）に従って焼鈍されることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
11. 第２の冷間圧延において、熱間圧延ストリップの厚さが少なくとも８５％までに減少されることを特徴とする、請求項１０に記載の方法。
12. ベル型炉における高温焼鈍の加熱段階の間に、ガス状の焼鈍雰囲気中の窒素（Ｎ_２）の割合（％）が原子パーセントで水素（Ｈ_２）の割合よりも大きくなるように、工程ｋ）における前記二次再結晶焼鈍を実施することを特徴とする、請求項１に記載の方法。
13. プロセス工程ｌ）に続いて、任意に、被覆された完成した鋼ストリップの磁区精錬を行う処理工程が、特に任意で実行されることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
14. ａ）特に二次精錬処理の後に、鉄（Ｆｅ）および不可避的な不純物に加えて、
    Ｓｉ：２．５０〜４．００質量％、
    Ｃ：０．０３０〜０．１００質量％、
    Ｍｎ：０．１６０〜０．３００質量％、
    Ｃｕ：０．１００〜０．３００質量％、
    Ａｌｓｌ：０．０２０〜０．０４０質量％、
    Ｓｎ：０．０５０〜０．１５０質量％、
    Ｓ：＜１００ｐｐｍ、
    Ｎ：＜１００ｐｐｍ、
    および、Ｃｒ，Ｖ，Ｎｉ，ＭｏおよびＮｂを含む群からの一つか二つ以上の元素を含む、溶解物と共に鋼を溶解すること、
    ｂ）ストランドを不活性ガスに暴露することなく、薄スラブ連続鋳造によって溶融物を連続的に鋳造して、厚さ５０〜１２０ｍｍのストランドを形成し、このストランドを薄いスラブに分割すること、
    ｃ）均質化焼鈍（焼鈍）を行う工程であって、
    ｃ‘）薄いスラブを、好ましくは線形炉内で１０５０℃より高い温度に加熱し、スラブを最高温度１２５０℃、好ましくは最高温度１２００℃、特に最高温度１１５０℃において焼鈍を行うことを含み、
    そして、
    ｄ）薄いスラブを誘導加熱装置、特に高周波誘導加熱装置に供給し、特に薄いスラブが最初の熱間圧延に通過する直前に、通過することで、少なくとも数秒間、１３５０℃〜１３８０℃、特に１３５５℃〜１３７０℃であり、特に１３６０℃の温度である工程ｃ‘）の前記予備の均質化温度よりも高い温度に加熱すること、
    ｅ）好ましくは線形の複数スタンドの熱間圧延トレイン中で薄スラブを連続的に熱間圧延して、厚さが１．８ｍｍ〜３．０ｍｍの熱間圧延ストリップを形成すること、
    ｆ）６５０℃未満の巻取り温度で熱間圧延されたストリップを冷却して巻き取ってコイルを形成すること、
    ｇ）９２０℃と１１５０℃の間の温度で、巻き取り後の熱間圧延ストリップを、その後の冷間圧延の前に焼鈍（アニーリング、ａｎｎｅａｌｉｎｇ）し、
    ｈ）熱間圧延ストリップを、好ましくは可逆スタンド上で３パスより多い単一工程を通して冷間圧延して、０．１５ｍｍ〜０．４０ｍｍの最終厚さを有する冷間圧延ストリップとすること、
    ｉ）得られた冷間圧延ストリップに再結晶、脱炭および窒化焼鈍を施すこと、
    ｊ）ＭｇＯを主に含む焼鈍セパレーター（非粘着層）を、再結晶、脱炭、窒化焼鈍を施した冷間圧延ストリップのストリップ面に適用すること、
    ｋ）焼鈍セパレーターで被覆された冷間圧延ストリップに、ベルタイプの炉において＞１１５０℃の温度での高温焼鈍による二次再結晶焼鈍を施し、顕著なゴス集合組織（Ｇｏｓｓ ｔｅｘｔｕｒｅ）を有する完成した鋼ストリップを形成すること、
    および
    ｌ）二次再結晶焼鈍が施された完成した鋼ストリップを電気絶縁層で被覆し、次いで被覆された完成した鋼ストリップを無応力焼鈍または応力除去焼鈍すること、
    の工程を含み、
    ここで、
    方法の工程ｉ）における冷間圧延ストリップの再結晶、脱炭および窒化焼鈍が、
    窒素（Ｎ_２）および水素（Ｈ_２）を含むガス状の焼鈍雰囲気、特に湿った雰囲気を使用し、最大１５０秒間、８２０℃〜８９０℃の範囲のストリップ温度で行われ、冷間圧延ストリップに作用させ、水蒸気／水素分圧比ｐＨ_２Ｏ／ｐＨ_２が０．３０〜０．６０である、脱炭焼鈍段階を含み、
    窒素（Ｎ_２）および水素（Ｈ_２）を含む焼鈍雰囲気を用いて、８５０℃〜９２０℃の範囲の温度で最大５０秒間、実施して、冷間圧延ストリップに作用させ、水蒸気／水素分圧比ｐＨ_２Ｏ／ｐＨ_２が０．０３〜０．０７である、次の窒化焼鈍段階を含み、
    前記脱炭焼鈍段階と前記窒化焼鈍段階の間に中間減少焼鈍段階が実施され、当該中間減少焼鈍段階が、窒素（Ｎ_２）および水素（Ｈ_２）を含むガス状焼鈍雰囲気、特に乾燥した雰囲気を用いて８２０℃〜８９０℃の範囲の温度で最大４０秒間実施して、冷間圧延ストリップに作用させ、水蒸気／水素分圧比ｐＨ_２Ｏ／ｐＨ_２が０．１０であり、
    ここで、冷間圧延ストリップが得られ、その一次再結晶粒は２２μｍ〜２５μｍの円相当平均径（直径）を有する、製造方法により得られる粒子配向性電磁鋼ストリップ。