JP4411069B2 - 制御スプレー冷却を用いた電磁ストリップの連続鋳造法 - Google Patents

Description

本発明は、連続鋳造薄ストリップから良好な磁気特性を有する粒子方向性電磁ストリップを製造する方法に関する。鋳造ストリップは、二次粒子成長プロセスにより粒子方向性を発達させるのに必要な粒子成長抑制剤が微細で均一な分散相として析出するように冷却される。本発明により製造された鋳造ストリップは非常に良好な物理的特性を示す。

［関連出願への相互参照］
本出願は、２００１年９月１３日に出願された米国仮特許出願第６０／３１８，９７１号（Schoen他）に関連し、優先権を主張する。

［発明の背景］
粒子方向性電磁鋼は、用いる粒子成長抑制剤の種類、用いる加工工程、および発達する磁気特性のレベルによってさらに特徴づけられる。通常、粒子方向性電磁鋼は仕上げ鋼板で得られる透磁率のレベルに基づき、従来（または通常）粒子方向性電磁鋼および高透磁率を有する粒子方向性電磁鋼の２分類に分かれている。通常、鋼の透磁率は磁場密度７９６Ａ／ｍで測定され、ミラー指数を用いて測定される仕上げ粒子方向性電磁鋼の（１１０）［００１］粒子方向性の質の尺度を表す。

従来の粒子方向性電磁鋼の７９６Ａ／ｍで測定した透磁率は通常１，７００より大きく、１，８８０より小さい。典型的な粒子方向性電磁鋼は、通常マンガンおよび硫黄（および／またはセレニウム）を含有し、これらの併用により主要な粒子成長抑制剤（複数可）を形成し、１回または通常途中に焼鈍工程を用いる２回の冷間圧延工程により加工される。アルミニウムは通常０．００５％未満であり、粒子成長抑制を付与するために、アンチモン、銅、ホウ素、および窒素など他の元素を使用して抑制剤系を補ってもよい。従来の粒子方向性電磁鋼は当該技術分野において既知である。米国特許第５，２８８，７３５号および第５，７０２，５３９号（これらは共に参照により本明細書に援用される）には、１回または２回の冷間圧延工程をそれぞれ用いる従来の粒子方向性電磁鋼の典型的な製造プロセスが記載されている。

高透磁率を有する粒子方向性電磁鋼の７９６Ａ／ｍで測定した透磁率は通常１，８８０より大きく、１，９８０より小さい。高透磁率を有する粒子方向性電磁鋼は、通常アルミニウムおよび窒素を含有し、これらの併用により主要な粒子成長抑制剤を形成し、１回または通常最終冷間圧延工程の前に用いられる焼鈍工程を含む２回の冷間圧延工程により加工される。当該技術分野における高透磁率を有する粒子方向性電磁鋼の多数の典型的な製造プロセスにおいて、窒化アルミニウム相の粒子成長抑制を補うために他の添加剤が用いられている。このような典型的な添加剤としては、マンガン、硫黄および／またはセレニウム、錫、アンチモン、銅、およびホウ素が挙げられる。高透磁率を有する粒子方向性電磁鋼は当該技術分野において既知である。米国特許第３，８５３，６４１号および第３，２８７，１８３号（これらは共に参照により本明細書に援用される）には、高透磁率を有する粒子方向性電磁鋼の典型的な製造方法が記載されている。

粒子方向性電磁鋼は通常、インゴットまたは連続鋳造スラブを出発原料として製造される。これら従来の製造方法を用いて、出発鋳造スラブまたはインゴットを通常、約１，２００℃〜約１，４００℃の範囲の高温まで加熱し、さらなる加工に好適な通常厚さ約１．５ｍｍ〜約４．０ｍｍのストリップに熱間圧延することにより、粒子方向性電磁鋼は加工される。現行の粒子方向性電磁鋼の製造方法におけるスラブの再加熱により、続けて析出した微細分散の粒子成長抑制剤相を形成する粒子成長抑制剤は溶融する。抑制剤の析出は、熱間圧延、熱間圧延されたストリップの焼鈍、および／または冷間圧延されたストリップの焼鈍工程中または後に達成できる。追加工程として、熱間圧延の準備であるスラブまたはインゴットの加熱前に、スラブまたはインゴットのブレークダウン圧延を用いて、さらなる加工の終了後に高品質な粒子方向性電磁鋼の発達を得るのにより好適なミクロ構造特性を有する熱間圧延されたストリップを形成してもよい。米国特許第３，７６４，４０６号および第４，７１８，９５１号（これらは共に参照により本明細書に援用される）には、粒子方向性電磁鋼の製造に用いられるブレークダウン圧延、スラブ再加熱、および熱間圧延の典型的な従来技法が記載されている。

粒子方向性電磁鋼を加工するのに用いる典型的な方法として、ホットバンド焼鈍、熱間圧延されたまたは熱間圧延され焼鈍されたストリップの酸洗い、１回以上の冷間圧延工程、冷間圧延工程の間の焼鈍(normalizing annealing)工程、および冷間圧延工程の間または最終厚さへの冷間圧延後の脱炭焼鈍工程が挙げられる。脱炭されたストリップには続けて焼鈍分離コーティングが被覆され、（１１０）［００１］粒子方向性を発達させる高温最終焼鈍工程が施される。

さらなる加工に好適なストリップの製造に用いられる従来の幾つかの加工工程が省略できるため、ストリップ鋳造加工は粒子方向性電磁鋼の製造に有利である。省略できる加工工程としては、スラブまたはインゴットの鋳造、スラブまたはインゴットの再加熱、スラブまたはインゴットのブレークダウン圧延、熱間粗圧延および／またはストリップ熱間圧延が挙げられるが、これらに限定されない。ストリップ鋳造方法は当該技術分野において既知であり、例えば、以下の米国特許第６，２５７，３１５号、第６，２３７，６７３号、第６，１６４，３６６号、第６，１５２，２１０号、第６，１２９，１３６号、第６，０３２，７２２号、第５，９８３，９８１号、第５，９２４，４７６号、第５，８７１，０３９号、第５，８１６，３１１号、第５，８１０，０７０号、第５，７２０，３３５号、第５，４７７，９１１号、および第５，０４９，２０４号（これらの全ては参照により本明細書に援用される）に記載されている。ストリップ鋳造加工を用いる場合、少なくとも１つのキャスティングロール、および好ましくは１対の反転キャスティングロールを用いて、厚さが約１０ｍｍより小さい、好ましくは約５ｍｍより小さい、より好ましくは約３ｍｍより小さいストリップを製造する。二次粒子成長によって所望の（１１０）［００１］組織を形成するのに不可欠な、粒子成長抑制系（例えばＭｎＳ、ＭｎＳｅ、およびＡｌＮなど）、粒状組織、結晶学的組織といった技術的に複雑な役割により、粒子方向性電磁鋼の製造にストリップ鋳造を適用することは、確立されたステンレス鋼および炭素鋼の製造プロセスとは異なる。

［発明の概要］
本発明は鋳造ストリップから粒子方向性電磁鋼を製造する方法に関する。この製造方法において粒子成長抑制相の析出を制御するため鋳造ストリップの急速二次冷却が用いられる。冷却プロセスは、鋳造ストリップの冷却スプレー、有向冷却(directed cooling)空気／霧、またはインピンジメント冷却を金属ベルトまたは金属板などの固体媒体に直接適用することで達成することができる。鋳造ストリップは通常双ロール式ストリップ鋳造機を用いて製造されるものの、単一キャスティングロールまたは冷却キャスティングベルトを用いる代替的な方法を用いて厚さ約１０ｍｍ以下の鋳造ストリップを製造してもよい。

本発明は具体的に、粒子方向性電磁ストリップの製造方法であって、
（ａ）約１０ｍｍ以下の厚さの連続鋳造電磁ストリップを形成する工程と、
（ｂ）上記鋳造ストリップを約１，１５０℃〜約１，２５０℃の温度まで冷却する工程であって、鋳造ストリップを固化させるようにする、冷却する工程と、
（ｃ）続けて上記鋳造ストリップを急速二次冷却する工程であって、鋳造ストリップは毎秒約６５℃〜毎秒約１５０℃の速度で約９５０℃より低い温度まで冷却される、急速二次冷却する工程とを含む、粒子方向性電磁ストリップの製造方法を提供する。

本発明の一実施形態において、先行のプロセスにより製造されたストリップは約８５０℃より低い温度で、好ましくは約８００℃より低い温度で巻かれる。

本発明の別の実施形態において、本発明は、粒子方向性電磁ストリップの製造方法であって、
（ａ）約１０ｍｍ以下の厚さの連続鋳造電磁ストリップを形成する工程と、
（ｂ）上記鋳造ストリップを約１，４００℃より低い温度まで冷却する工程であって、鋳造ストリップを、少なくとも部分的に固化させるようにする、冷却する工程と、
（ｃ）上記少なくとも部分的に固化した鋳造ストリップを約１，１５０℃〜約１，２５０℃の温度まで初期二次冷却する工程と、
（ｄ）続けて上記鋳造ストリップを急速二次冷却する工程であって、鋳造ストリップは毎秒約６５℃〜毎秒約１５０℃の速度で約９５０℃以下の温度まで冷却される、急速二次冷却する工程とを含む、粒子方向性電磁ストリップの製造方法を提供する。

本発明の一実施形態において、先行のプロセスにより製造されたストリップは約８５０℃より低い温度で、好ましくは約８００℃より低い温度で巻かれる。

本プロセスは、適切な粒子方向性を有する粒子方向性電磁鋼および割れの低減などの良好な物性を有する鋼を提供する。

明瞭化のために、固化中の冷却速度を、溶融金属が１つまたは複数のキャスティングロールにより冷却される速度であって、実質固化された鋳造ストリップが約１，３５０℃以上の温度まで冷却される速度と考える。鋳造ストリップの二次冷却は（ｉ）固化後に行われる約１，１５０〜約１，２５０℃の温度範囲へ初期二次冷却、および（ｉｉ）鋳造ストリップが初期冷却から排出された後に用いられ、鋼中に存在する粒子成長抑制相の析出を制御するための急速二次冷却、の二段階に分けられると考えられる。

急速二次冷却の開始前に、鋳造ストリップの初期二次冷却速度を下げて、ストリップの温度を均一にさせた後、急速二次冷却を開始するようにしてもよいということは、本発明の任意な特徴である。例えば、鋳造および固化されたストリップは断熱チャンバー（図１参照）に排出、および／または断熱チャンバーを通過することで、初期二次冷却速度が下がり、および／または固化後のストリップ温度を均一にする。本発明の実施において重要ではないが、チャンバー内を任意に非酸化雰囲気にすることにより、表面はがれを最小に抑えてもよい。これにより低表面輻射率を維持でき、本発明の急速二次冷却前の初期二次冷却速度をさらに下げることができる。これら任意な構成は、ストリップ鋳造機から実質的により離れた距離で固化されたストリップの急速二次冷却が行われることを可能にするために有用であり、それにより、液体鋼の取扱いおよびストリップ鋳造装置を急速二次冷却装置から幾分隔離することがでる。このように、本発明の急速二次冷却プロセスで用いる媒体と液体鋼取扱いおよび／またはストリップ鋳造プロセスおよび／または装置とのいかなる負の相互作用も最小に抑えられる。例えば、冷却媒体として水スプレーまたは空気／水霧を用いる場合、液体鋼および／あるいはストリップ鋳造装置は急速二次冷却により生成されるいずれの蒸気からも保護されなくてはならない。さらに、初期及び急速二次冷却を非酸化雰囲気中で行うことにより、冷却中のストリップの酸化による金属の収率の損失を最小に抑えられる。

固化中、約１，３００℃より高い温度を有する鋳造および固化されたストリップを得るために液体金属は少なくとも毎秒約１００℃の速度で冷却される。鋳造ストリップは続けて少なくとも毎秒約１０℃の速度で約１，１５０℃〜約１，２５０℃までの温度まで冷却される。その後ストリップは急速二次冷却され、約１，２５０℃〜約８５０℃の温度に冷却される。本発明の広い範囲での実施において、急速二次冷却は少なくとも毎秒約６５℃の速度で行われるが、冷却速度は、好ましくは少なくとも毎秒約７５℃、およびより好ましくは少なくとも毎秒約１００℃である。鋳造および冷却されたストリップはさらなる加工のために約８００℃より低い温度で巻かれてもよい。

本発明の実施において、毎秒約１５０℃以上の冷却速度を伴う直接インピンジメント冷却または毎秒約７５℃以上の冷却速度を伴う散水冷却など複数の急速二次冷却法が用いられている。本発明の開発過程において、良好な機械的および物理的特性を有する鋳造および急速冷却された電磁ストリップの製造は急速二次冷却速度を制限し得ることが、さらに見出されている。示差冷却により生じる歪は鋳造ストリップに割れを生じる結果となり、鋳造ストリップはさらなる加工に使用できなくことがわかっているため、毎秒約１００℃より高い速度の急速二次冷却において、ストリップは冷却中の著しい温度差が発生するのを防ぐように冷却される必要がある。

ストリップの急速二次冷却条件は、所望の散水密度を設定して急冷を行うスプレーノズル設計を含むシステムを用いて制御してもよい。散水密度は水流量、スプレーノズル数、ノズル形状およびタイプ、散水角度、および冷却ゾーンの長さにより制御される。表面積１平方メートルあたり毎分約１２５リットル（ｌ／［分‐ｍ^２］）〜約４５０ｌ／［分‐ｍ^２］の散水密度が所望の冷却速度を与えることが明らかになっている。ストリップ上の水膜の変動および乱流により散水冷却中のストリップ温度をモニターするのは困難なため、通常散水密度の測定値が用いられる。

本記載では「ストリップ」という用語を用いて電磁鋼材料を説明する。ロールの鋳造表面の幅で制限される以外は、鋳造材料の幅は制限されない。鋳造および冷却されたストリップは通常、ストリップの熱間および／または冷間圧延、冷間圧延前のストリップの最終厚さまでの一段階以上の焼鈍、２回以上の冷間圧延段階を用いる場合の冷間圧延段階間の焼鈍、最終冷間圧延されたストリップの炭素含有量を約０．００３％より低くするための脱炭焼鈍、マグネシアなどの焼鈍分離コーティングの塗布、および二次粒子成長プロセスにより（１１０）［００１］粒子方向性を発達し、最終磁気特性が確定する最終焼鈍工程によりさらに加工される。

［発明の詳細な説明］
従来の、または高透磁率を有する粒子方向性電磁ストリップにおいて所望の磁気特性を達成するためには（１１０）［００１］粒子方向性の発達が重要である。このような粒子方向性を達成するには幾つかの条件を満たす必要がある。これらの条件としては、（ｉ）（１１０）［００１］またはそれに類似した方向性を有する核粒子の存在、（ｉｉ）（１１０）［００１］核の成長を促進させる結晶方向性が分布する一次再結晶構造の存在、および（ｉｉｉ）非（１１０）［００１］方向性粒子の一次粒子成長を遅くさせ、（１１０）［００１］方向性粒子を選択的に成長させ、非（１１０）［００１］方向性粒子を消費させる手段である。ＭｎＳおよび／またはＡｌＮなどの抑制剤粒子の微細で均一な分散を含有させることはこのような粒子成長抑制を達成するための一般的な手段である。

従来のスラブまたはインゴット鋳造法によって提供される冷却速度は、固化中および固化後の冷却は非常に遅いため、抑制相は粗粒子として析出する。粒子方向性電磁鋼の製造へのストリップ鋳造の適用において、インゴットおよび連続スラブ鋳造でよく見られる粗い抑制粒子相の生成は、鋳造ストリップの制御冷却により防ぐことが可能である。制御冷却により、抑制相を鋳造および冷却されたストリップ中に微細分散させた形で析出させることができる。これにより粒子成長抑制相を高温スラブ再加熱処理により溶融する必要がなくなる。

本発明において、移動冷却ベルトまたはストリップに鋳造された１つまたは２つの対向反転キャスティングロールまたはドラム（または双ロール）またはこれらの組合せを用いて液体鋼を帯状に固化できる。本発明の典型的な方法として、鋳造ストリップは双ロール式ストリップ鋳造機を用いて製造される。このようなプロセスでは、通常約１，５００℃より高い温度を有する液体鋼は少なくとも毎秒約１００℃の速度で冷却され鋳造および固化されたストリップとなる。ここで上記鋳造ストリップは約１，３５０℃の温度で双ロール式ストリップ鋳造機から排出される。キャスティングロールから排出後、ストリップは約１，２５０℃〜１，１５０℃の温度までさらに冷却される。ここで鋳造ストリップは毎秒約６５℃より高い速度、好ましくは毎秒約７０℃より高い速度、より好ましくは毎秒約７５℃より高い速度、および最も好ましくは毎秒約１００℃より速い速度で、約９５０℃より低い温度、好ましくは約８５０℃より低い温度、好ましくは約８００℃より低い温度、より好ましくは約７５０℃より低い温度、および最も好ましくは約７００℃より低い温度まで急速二次冷却される。急速二次冷却に要する時間は、ストリップ鋳造機の製造速度、急速二次冷却速度、および所望の急速二次冷却ゾーン長さの関数で表される。本発明の実施の際、特に冷却ゾーン（図１参照）の端において、ストリップ幅およびストリップの上面および下面にわたって高い均等度で急速二次冷却を適用することが好ましい。このように、良好な物理的完全性および割れのないストリップを製造することができる。

冷却水の散水密度は、冷却速度を定義するのに好ましい方法である。散水密度は次の式で表される。
散水密度＝Ｑ／（π／４）ｄ^２
式中、
Ｑ＝水流量（単ノズル使用）
ｄ＝散水領域の直径

本発明の実施において、通常用いられる散水密度は約１２５〜約４５０ｌ／［分‐ｍ^２］、好ましくは約３００〜約４００ｌ／［分‐ｍ^２］、およびより好ましくは約３３０〜約３７５ｌ／［分‐ｍ^２］である。冷却に用いる水の温度は、好ましくは約１０℃〜約７５℃であり、好ましくは約２５℃である。ストリップの特定の領域への散水は通常約３秒〜約１２秒、好ましくは約４秒〜約９秒続けられる（すなわちストリップが散水ゾーン内に存在する時間）。

図１は本発明のプロセスを利用する双ドラム式鋳造機の簡単なレイアウトを示す。図１に示す実施形態では、溶鋼（１）は双ロール式鋳造機（２）内を移動し、ストリップ（３）を形成する。ストリップ（３）は約１，３００℃〜約１，４００℃で鋳造機から排出される。ストリップ（３）は断熱初期冷却チャンバー（４）内を移動し、ストリップ温度は約１，２００℃まで低下する。このチャンバー（４）はストリップの冷却速度を低減するため、水冷却システムを鋳造機からより離れた場所に位置させることができる。次にストリップは、ストリップを移動させるローラ（６）および水スプレー（７）をストリップの両側に備えた散水冷却システム（５）に移動する。急速二次冷却はここで行われる。水スプレー（７）によりストリップは約１，２００℃〜約８００℃まで冷却される。特にこの実施形態では、散水が３つの個別のゾーンに分かれており、各散水は異なる散水密度を有する（図示通り）。冷却後、ストリップは約８００℃より低い温度でコイル巻機（８）に巻かれる。通常巻き温度は約７２５℃である。

表Ｉに示す成分を有する従来の粒子方向性電磁鋼を溶融し、厚さ約２．９ｍｍおよび幅約８０ｍｍの板に鋳造した。鋳造板は非酸化雰囲気中、約１，３１５℃の温度で約６０秒間保持され、周囲空気中、約１，２００℃の温度まで毎秒約２５℃の速度で冷却された。鋳造板は続けて、約７秒間、板両面への散水により急速二次冷却された。このときの鋳造板の表面温度は約９５０°Ｆ以下であった。

表ＩＩに、急速二次冷却の適用に用いた条件およびその適用からの結果をまとめる。

面あたり約５７０ｌ／［分‐ｍ^２］より大きく１，１００ｌ／［分‐ｍ^２］までの冷却用散水密度の散水を各板表面に適用した場合、急速二次冷却中に鋼板に割れが生じた。

実施例１に記載した従来の粒子方向性電磁鋼の追加サンプルを用いて、下記表ＩＩＩに示すように鋳造ストリップの急速二次冷却を行った。

散水密度を面あたり約２００ｌ／［分‐ｍ^２］〜約４００ｌ／［分‐ｍ^２］まで変化させ、本発明の急速二次冷却法での最終温度を約１００℃〜約６００℃まで変化させた。室温まで冷却後、板は物理的特性について検査され、粒子成長抑制剤の形態を調査するために切断された。表ＩＩＩに示すように、急速二次冷却は面あたり約３００ｌ／［分‐ｍ^２］より大きい冷却用散水密度で抑制剤の析出を制御するのに十分である一方、面あたり約３００ｌ／［分‐ｍ^２］より小さい冷却用散水密度では抑制相の析出が若干粗大化した。

表ＩＶに示す成分を有する従来の粒子方向性電磁鋼を溶融し、双ロール式ストリップ鋳造機を用いて厚さ約２．５ｍｍの板に鋳造した。鋳造および固化された板は約１，４１５℃の温度で空気中に排出され、断熱密封容器にて毎秒約１５℃の速度で約１，２３０℃の表面温度まで冷却された。約１，２３０℃の温度から鋳造ストリップは、本発明の散水法を用いて急速二次冷却された。急速二次冷却は、板の両面に散水を適用することで行った。

表ＩＶの鋼Ａは、板の各表面に散水密度１，０００ｌ／［分‐ｍ^２］の散水を約５秒間適用して急速二次冷却を行い、約１，２０５℃〜約６８０℃までストリップ表面温度を低下させることで得られた。鋼Ｂは、鋼板の各表面に散水密度約１７５ｌ／［分‐ｍ^２］の散水を約０．９秒間、その後約４００ｌ／［分‐ｍ^２］の散水を約４．５秒間適用することによる急速二次冷却を行い、約１，２３０℃〜約８４０℃までストリップ表面温度を低下させることで得られた。鋳造および冷却されたストリップは６５０℃まで空冷され、その後巻かれ、室温まで冷却された。

鋼Ａの広範囲において割れが生じ、この材料をさらに加工することはできなかった。一方、鋼Ｂは優れた物理的特性を有し、容易に加工可能であった。ＭｎＳ析出の調査から、鋼Ａおよび鋼Ｂに用いた冷却条件は所望の、微細で均一分散した抑制剤を生じることが明らかとなった。

実施例３の鋼Ｂの板サンプルを以下の条件にて加工した。まず、鋳造ストリップは約１５０℃まで加熱され、厚さ約１．２５ｍｍ、約１．６５ｍｍ、および約２．０５ｍｍの範囲まで冷間圧延された後、板は緩和酸化雰囲気中、約１，０３０℃以上〜最高約１，０５０℃までの温度で、約１０秒〜約２５秒間焼鈍された。板サンプルは厚さ約０．５６ｍｍまでさらに冷間圧延された後、非酸化雰囲気中、約９５０℃以上〜最高約９８０℃までの温度で、約１０秒〜約２５秒間焼鈍された。板サンプルは、最終厚さ約０．２６ｍｍまでさらに冷間圧延された後、加湿水素−窒素雰囲気中、約８５０℃以上〜最高約８７０℃までの温度で、約４５秒〜約６０秒間の焼鈍時間により脱炭焼鈍されることで、カーボン含有量は約０．００２５％より低下した。板サンプルにはその後、基本的に酸化マグネシウムからなる焼鈍分離コーティングが被覆され、板サンプルは二次粒子成長をもたらし、硫黄、セレニウム、および窒素などの元素を除去して鋼を精製するため、高温焼鈍された。高温焼鈍において、板サンプルは水素含有雰囲気中、１，１５０℃以上の温度で、１５時間の焼鈍時間により加熱された。高温焼鈍工程終了後、板サンプルは残存酸化マグネシウムを除去するためスクラビングされ、検査に適切な寸法にせん断された。板サンプルが９５％窒素および５％水素含有非酸化雰囲気中、８３０℃以上で、２時間の焼鈍時間により応力除去焼鈍された後、サンプルの磁気特性を測定した。

表Ｖ中の７９６Ａ／ｍで測定された透磁率および１．５Ｔ、６０Ｈｚおよび１．７Ｔ、６０Ｈｚで測定された鉄損は、鋼Ｂ（本発明）が、従来の製造方法を用いて製造した従来の粒子方向性電磁鋼と同程度の磁気特性を有することを示す。

本発明のプロセスの使用を説明するための双ドラム式鋳造機の簡単なレイアウトである。

Claims (21)

1. 粒子方向性電磁ストリップの製造方法であって、
   （ａ）１０ｍｍ以下の厚さの連続鋳造電磁ストリップを形成する工程と、
   （ｂ）前記鋳造ストリップを１，１５０℃〜１，２５０℃の温度まで冷却する工程であって、前記鋳造ストリップを固化させるようにし、少なくともこの工程の一部で、前記鋳造ストリップが、初期二次冷却のために断熱冷却チャンバーを通る、冷却する工程と、
   （ｃ）続けて前記鋳造ストリップを毎秒６５℃〜毎秒１５０℃の速度で９５０℃より低い温度まで急速二次冷却する工程と
   を含み、
   前記鋳造ストリップは、前記（ｂ）工程の前記初期二次冷却によって、毎秒１０℃〜毎秒２５℃の速度で冷却される、粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
2. （ｃ）工程後に製造された前記鋳造ストリップは８００℃より低い温度で巻かれる、請求項１に記載の粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
3. 前記断熱冷却チャンバーは非酸化雰囲気を有する、請求項２に記載の粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
4. 前記鋳造ストリップの前記急速二次冷却は７００℃以下の温度まで行われる、請求項２に記載の粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
5. 前記急速二次冷却は少なくとも毎秒１００℃の速度で行われる、請求項２に記載の粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
6. 前記急速二次冷却は前記鋳造ストリップ幅にわたって相対的に均一な温度を保持するように行われる、請求項２に記載の粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
7. 前記急速二次冷却は直接インピンジメント冷却、空気／霧冷却、散水冷却、およびこれらの組合せから選択されるプロセスにより行われる、請求項６に記載の粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
8. 前記急速二次冷却は散水冷却により行われる、請求項７に記載の粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
9. 前記散水のスプレー水密度は１２５〜４５０ｌ／［分‐ｍ^２］である、請求項８に記載の粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
10. 前記散水の温度は１０℃〜７５℃である、請求項９に記載の粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
11. 前記ストリップの所与領域への前記散水継続時間は３秒〜１２秒である、請求項１０に記載の粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
12. 前記急速二次冷却は少なくとも毎秒７５℃の速度で行われる、請求項１１に記載の粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
13. 前記急速二次冷却は少なくとも毎秒１００℃の速度で行われる、請求項１１に記載の粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
14. 前記急速二次冷却は８００℃以下の温度まで行われる、請求項１２または１３に記載の粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
15. 前記急速二次冷却は７００℃以下の温度まで行われる、請求項１４に記載の粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
16. 前記散水の密度は３００〜４００ｌ／［分‐ｍ^２］である、請求項９に記載の粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
17. 粒子方向性電磁ストリップの製造方法であって、
    （ａ）１０ｍｍ以下の厚さの連続鋳造電磁ストリップを形成する工程と、
    （ｂ）前記鋳造ストリップを１，４００℃より低い温度まで冷却する工程であって、前記鋳造ストリップを、少なくとも部分的に固化させるようにする、冷却する工程と、
    （ｃ）前記少なくとも部分的に固化した鋳造ストリップを１，１５０℃〜１，２５０℃の温度まで、毎秒１０℃〜毎秒２５℃の速度で初期二次冷却する工程と、
    （ｄ）続けて前記鋳造ストリップを毎秒６５℃〜毎秒１５０℃の速度で９５０℃以下の温度まで急速二次冷却する工程と
    を含む、粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
18. （ｄ）工程後に製造された前記鋳造ストリップは８００℃より低い温度で巻かれる、請求項１７に記載の粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
19. 前記急速二次冷却は少なくとも毎秒１００℃の速度で行われる、請求項１８に記載の粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
20. 前記急速二次冷却は散水冷却により行われ、前記散水のスプレー水密度は１２５〜４５０ｌ／［分‐ｍ^２］である、請求項１８に記載の粒子方向性電磁ストリップの製造方法。
21. 粒子方向性電磁ストリップの製造方法であって、
    （ａ）１０ｍｍ以下の厚さの連続鋳造電磁ストリップを形成する工程と、
    （ｂ）前記鋳造ストリップを１，１５０℃〜１，２５０℃の温度まで、毎秒１０℃〜毎秒２５℃の速度で初期二次冷却する工程であって、前記鋳造ストリップを固化させるようにする、初期二次冷却する工程と、
    （ｃ）前記鋳造ストリップを８５０℃より低い温度まで散水により二次冷却する工程であって、前記散水のスプレー水密度は１２５〜４５０ｌ／［分‐ｍ^２］である、二次冷却する工程と、
    （ｄ）前記鋳造ストリップを８００℃より低い温度で巻く工程と
    を含む、粒子方向性電磁ストリップの製造方法。

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