TWI402353B - 製造晶粒取向性磁鋼帶的方法（二） - Google Patents

Description

製造晶粒取向性磁鋼帶的方法(二)

本發明有關一以板片連續鑄造為基礎來製造已知稱為HGO材料(高晶粒取向性材料)之高品質晶粒取向性磁鋼帶之方法。

基本上，已知薄板片連續鑄造機係由於薄板片的直列式處理所提供之有利溫度控制而特別適合製造磁鋼片。因此在JP 2002212639 A中描述一用以製造晶粒取向性磁鋼片之方法，其中係自一除了2.5至4.0% Si及0.02至0.20% Mn外含有(重量%)作為重要抑制劑組份的0.0010至0.0050% C、0.002至0.010% Al及S及Se含量且進一步包含諸如Cu、Sn、Sb、P、Cr、Ni、Mo及Cd等視需要選用的合金組份而其餘為鐵與不可避免的雜質之融化物來製造30公厘至140公厘厚的薄板片。根據描述為有利之此已知方法的一組態，薄板片在熱軋前係以1000℃至1250℃溫度退火以達成完成的磁鋼片中之最佳磁性質。已知方法亦提供下列熱軋，1.0公厘至4.5公厘厚的熱帶在以50%至85%重新定型程度壓軋之前係以950℃至1150℃溫度退火30秒至600秒以形成一冷帶。使用薄板片作為起始產物來製造磁鋼片之優點已經在JP 2002212639 A中證實為：由於薄板片的低厚度，可確保整體板片橫剖面上具有均勻的溫度分佈及同理均勻的微結構，故所獲得的帶在其厚度上具有對應均勻的性質分佈。

然而，另一用以製造晶粒取向性磁鋼片之方法只有關於標準品質之製造，已知稱為CGO(慣用晶粒取向性材料)係自JP 56－158816 A號得知。根據此方法，一含有(重量%)0.02至0.15% Mn作為重要抑制劑組份、大於0.08% C、大於4.5% Si及總共0.005至0.1% S及Se而其餘為鐵與不可避免的雜質之融化物係鑄造成3公厘至80公厘厚的薄板片。這些薄板片的熱軋係在其溫度降至低於700℃之前開始。薄板片在熱軋過程期間係被壓軋以形成1.5至3.5公厘厚的一熱帶。此熱帶厚度在此處係具有以下缺點：低於0.35公厘之晶粒取向性磁鐵片的市售標準最後厚度只能由一階冷軋之高於76%的冷軋程度或由具有中間退火之慣用多階冷軋所產生，其中此操作模式的缺點在於：高的冷重新定型程度並不與MnS及MnSe之相對較弱的抑制呈現協調。這導致不穩定且不令人滿意的磁性成品產物性質。或者，必須接受一具有中間退火之複雜且昂貴的多階冷軋程序。

藉由一薄板片連續鑄造機來製造晶粒取向性磁鋼片之進一步可能性係廣泛地記錄於DE 197 45 445 C1中。根據自DE 197 45 445 C1所得知之方法相對於其時已知的先前技藝之背景，產生一矽鋼融化物而其連續鑄造以形成25公厘至100公厘厚的一板片。此板片在固體化過程期間被冷卻至高於700℃的一溫度且分成薄板片。薄板片隨後穿過一直列式等化爐且在程序中加熱至≦1170℃的一溫度。利用此方式被加熱之薄板片隨後在一多站熱軋串中連續地壓軋以形成≦3.0公厘厚的一熱帶，其中在原料中以最高達1150℃的一溫度進行第一熱軋重新定型通行而有至少20%的厚度降低。

為了能夠利用採用薄板片作為預備產物之鑄造－壓軋程序來製造晶粒取向性磁鋼片之優點，根據DE 197 45 445 C1所提供的描述，必須選擇熱軋參數以使材料總是保持充分延展性。因此在DE 197 45 445 C1中已知如果板片在固體化之後冷卻至約800℃、然後只相對較短地保持在譬如1150℃的等化溫度、且在該程序中被均質地加熱通過，則晶粒取向性磁鋼片之入進材料的延展性係處於最大。因此如果第一重新定型通行以低於1150℃的溫度發生且具有至少20%的重新定型程度且原料以低於1000℃壓軋溫度在至多兩個接連重新定型通行內藉由高壓中間站冷卻裝置自40公厘的中間厚度來到8公厘，則亦提供一此型材料之最適熱軋加工。這可避免原料在1000℃的溫度範圍中被重新定型而這對於延展性很重要。

根據DE 197 45 445 C1，藉此獲得的熱帶隨後在包含再結晶中心退火之一或多階段中被冷軋至一位於0.15至0.50公厘範圍之最後厚度。此冷帶最後以一再結晶及去碳方式被退火，其中設有一主要含有MgO之退火分離器，然後被最後退火以形成一戈斯紋路。該帶後續係塗覆一電絕緣物且作無應力退火。

儘管先前技藝中所記錄之廣泛提議，對於實際使用而言，由於磁鋼片製造期間所導致之特定融化物組成物及程序控制要件，對於晶粒取向性磁鋼片之製造來說，使用其中一般鑄造一通常40公厘至100公厘厚的板片然後分成薄板片之鑄造機仍為特例。

實際測試已經顯示，當使用薄板片連續鑄造機時，鑄勺爐極為重要。鋼融化物係在此單元中對於薄板片連續鑄造機製備，而鑄造所需要的輸出溫度係由加熱予以調整。此外，可藉由添加合金元素在鑄勺爐中作出相關的鋼之化學組成物的最後調整。習知亦在鑄勺爐中調節渣滓。當處理鋼被鋁淨殺時，亦將少量的Ca加入鑄勺爐中的鋼融化物中以確保這些鋼的鑄造產能。

雖然不需要添加Ca來確保晶粒取向性磁鋼片所需要之被鋁淨殺之鋼的鑄造產能，在鑄勺渣滓中必須作出氧活性的降低。

晶粒取向性磁鋼片之製造亦需要所需要的化學分佈之極精密調整，亦即個別元素含量之調整必須彼此很精密地協調，故依據經選擇的絕對含量而定，部分元素的極限非常狹窄。正是在此處使鑄勺爐中之處理緊鄰於其極限。

因此可利用一真空系統來達成顯著更好的調節。然而，不同於鑄勺站除氣，RH或DH真空系統並不適合作渣滓調節。為了確保用以製造晶粒取向性磁鋼片之鋼融化物的鑄造產能，這是必要的方式。

首先自上述先前技藝開始，本發明之目的因此係為提供一利用薄板片連續鑄造機可以經濟地製造高品質磁鋼片(特別是HGO)之方法。

已經藉由一用以製造晶粒取向性磁鋼帶之方法來達成此目的，該方法根據本發明係包含下列加工步驟：a)融化一鋼，其除了鐵及不可避免的雜質外係含有(重量%)Si：2.5至4.0%，C：0.01至0.10% Al：0.01至0.065% N：0.003至0.015%視需要選用－－最高達0.30 Mn，－－最高達0.05% Ti，－－最高達0.3% P，－－來自包含S、Se之群組之一或多個元素且其總共具有至多0.04%的含量，－－來自包含As、Sn、Sb、Te、Bi之群組之一或多個元素且各例中具有最高達0.2%的含量，－－來自包含Cu、Ni、Cr、Co、Mo之群組之一或多個元素且各例中具有最高達0.5%的含量，－－來自包含B、V、Nb之群組之一或多個元素且各例中具有最高達0.012%的含量，b)一鑄勺爐及/或一真空系統中的融化物之次級冶金處理，c)融化物之連續鑄造以形成一板片，d)板片分成薄板片，e)在一直列式爐中加熱薄板片至1050℃與1300℃間之一溫度－－其中在爐中的停頓時間至多為60分鐘，f)一多站直列式熱軋串中之薄板片的連續熱軋以形成具有0.5至4.0公厘厚度之一熱帶，－－其中在此熱軋期間，以大於40%重新定型程度之900℃至1200℃的一溫度進行第一重新定型通行，－－其中至少後續兩熱軋重新定型通行係在一兩相混合區域(α－γ)中壓軋，－－其中最後熱軋重新定型通行中每通行的降低係至多為30%，g)冷卻熱帶，h)盤捲熱帶以形成一盤捲物，i)視需要選用：在盤捲之後或冷軋之前退火熱帶，j)熱帶之冷軋以形成具有0.15公厘至0.50公厘最後厚度之一冷帶，k)冷帶之再結晶及去碳退火，亦視需要選用在去碳同時或之後作氮化，l)以一再結晶及去碳方式所退火之冷帶的最後退火以形成一戈斯紋路，m)視需要選用：將經最後退火的冷帶塗覆一電絕緣物以及經塗覆冷帶之後續無應力退火。

本發明所約定之操作順序的協調方式係可利用慣用單元來製造一具有經最適化電磁性質之磁鋼片。

基於此目的，一具有基本上已知的組成物之鋼融化物係在第一步驟中被融化。此融化物隨後作次級冶金處理。此處理較佳首先發生於一真空系統中以將鋼的化學組成物調整至所需要的狹窄分佈範圍內且達成10 ppm的最大值之低氫含量藉以將鋼融化物鑄造期間發生板片斷裂的危險降低至最小值。

真空系統中之處理後，可權宜地***一鑄勺爐中藉以在鑄造起動延遲之案例中能夠確保鑄造所需要的溫度且由於此部位的渣滓調節藉以避免薄板片連續鑄造期間模子中經浸泡進入噴嘴之阻塞、及因此使鑄造終止。

根據本發明，首先使用一鑄勺爐作渣滓調節、然後為一真空系統中之處理以調整鋼融化物的化學組成物之方式係亦位於狹窄分析極限內。然而，此組合係與鑄造起動延遲案例中融化物溫度降低至使鋼融化物可能不再被鑄造的程度之缺點相關。

根據本發明，亦可能僅使用鑄勺爐。然而，這係與分析精確度將遜於一真空系統中之處理且高氫含量可能亦發生於鑄造融化物中而有板片斷裂的危險之缺點相關。

根據本發明，可能僅使用真空系統。然而，這一方面包含了融化物溫度降低至在鑄造起動延遲案例中使鋼融化物不再被鑄造的程度之危險，另一方面具有經浸泡進入噴嘴在順序性過程中阻塞因此必須終止該順序之危險。

根據本發明，若可取得鑄勺爐及真空系統，兩者單元係合併使用，作為各別融化物冶金及鑄造工程要件之一功用。

隨後係自依此處理的融化物鑄造一較佳為25公厘至150公厘厚的板片。

高流速、流紊擾且不均的流分佈係在薄板片連續鑄造機的小容積模子中於板片的鑄造期間發生於池位準區中之板片寬度上。這一方面導致不均勻之固體化，因此可能發生鑄造板片表面中之縱向裂痕，且另一方面由於融化物的波動流而使鑄造渣滓及鑄造粉末被洗入板片中。這些內含物係損傷固體化之後自鑄造板片所分開之薄板片的表面品質及內部純度水準。

根據本發明的一有利組態，由於鋼融化物在一配合有一電磁煞車之模子中被鑄造，大體可避免具有此本質的失誤。在根據本發明使用之案例中，一此型煞車係造成模子中的流之鎮靜及均質化，特別是在其中產生一磁場而因為所謂“羅倫茲力(Lorenz force)”的效應藉其與進入模子之經融化金屬的鑄造物流互動來降低其速度之池位準區中尤然。

亦可藉由一較低過熱溫度進行鑄造來幫助相對於電磁性質為有利之一鑄造鋼板片微結構的發展。過熱溫度較佳至多高於鑄造融化物的液相溫度25 K。如果將本發明的此有利變異列入考慮，亦可利用鑄造模子上的一電磁煞車來避免藉由較低過熱所鑄造之鋼融化物冷凍至池位準及因此包括由於鑄造終止所致之鑄造失誤。電磁煞車所施加的力係將熱融化物傳送至池位準且引起此部位足以確保無干涉鑄造程序之一溫度升高。

鑄造板片中依此達成之均質性及細晶粒固體化微結構係對於根據本發明所製造之晶粒取向性磁鋼片的磁性質具有一有利效應。

根據本發明，目的係在於最適地避免熱軋之前及同時之氮化物沉積物的形成藉以能夠大規模地使用熱帶冷卻期間之此等沉積物的控制式製造之可能性。為了幫助此目的，根據本發明一有利組態，提供進行自融化物鑄造但仍具有一液體核心之板片的一直列式厚度降低。

稱為“液體核心降低”(下文稱為LCR)及已知為“軟降低”(下文稱為SR)者係方便地身為基本上已知之厚度降低方法。這些降低鑄造板片厚度之可能性係可單獨使用或合併使用。

藉由LCR，板片厚度係由恰低於模子之板片的一液體核心內部所降低。LCR主要在先前技藝中使用於薄板片連續鑄造機中以達成較低的熱帶最後厚度，特別是高強度鋼尤然。亦可藉由LCR成功地降低熱帶串的壓軋站中壓軋力及每次通行之降低，其中可降低壓軋站的加工壓軋磨耗及熱帶的鱗片孔隙性並改良帶的運行。LCR所達成之厚度降低根據本發明較佳係位於5公厘至30公厘的範圍中。

SR係指接近最後固體化之坑盆頂部處之板片厚度的標的降低。SR目的在於降低中心隔離及核心孔隙性。此方法至今主要已使用在鈍齒式錠塊及板片連續鑄造機中。

為此，本發明提議將SR亦使用在經由薄板片連續鑄造機及壓軋床之晶粒取向性磁鋼片的製造中。特別是可藉此達成之後續熱壓軋預備產物中之矽中心隔離的降低係代表可橫越帶的厚度達成化學組成物的均質化，且這對於磁性數值是有利的。如果利用SR所達成之厚度減小為0.5至5公厘，將獲得良好的SR數值。可使用下列規格作為連同根據本發明進行連續鑄造來施加SR的時間之指示：－－0.2的固體化程度f_s 之SR區的開始，－－f_s ＝0.7至0.8之SR區的結束。

藉由薄板片連續鑄造機，習知自模子垂直地發送之板片係在位於較低處部位被彎折且在一水平方向中被引導。如同根據本發明的另一有利組態，自融化物鑄造之板片係以700℃至1000℃(較佳850℃至950℃)溫度被彎折及引導，可避免位於自板片所分離的薄板片表面上之裂痕，該等裂痕原本可能發生，特別是由於板片的邊緣斷開之緣故所致。該溫度範圍中，根據本發明所使用的鋼在板片表面處或邊緣區中係具有良好的延展性，故其可有效率地遵循彎折及引導期間所發生之重新定型。

薄板片係以一基本上已知的方式自鑄造板片分離，該等薄板片後續在一爐中被加熱至適當熱軋初始溫度且然後供應至熱壓軋。薄板片進入爐中之溫度較佳高於650℃。在爐中的停頓時間應小於60分鐘藉以避免黏著鱗片。

相對於HGO材料所需要的製造而言，本發明的一基礎態樣係在於：熱壓軋在兩相位區(α/γ)中的第一重新定型通行之後進行。此措施之目的亦在於廣泛地降低熱軋過程期間氮化沉積物之發生藉以能夠經由熱軋串的最後壓軋站下游之輸出滾子桌台上的冷卻條件來刻意地控制這些沉積物。為了確保此作用，根據本發明，熱軋係以使熱帶徵結構中具有混合的奧斯田性(austenitic)及肥粒性(ferritic)比例部分之溫度進行。可對於根據本發明所使用的鋼合金提供此作用之典型溫度係高於約800℃，特別是位於850℃至1150℃的範圍中。在γ－相位中，AlN係在這些溫度保持位於溶液中。亦應提及晶粒精製效應作為兩相位混合區中的熱軋之另一正面態樣。藉由在熱軋通行之後將奧斯田鐵轉變為肥粒鐵，達成對於終端產品的磁性質具有正面效應之一較細微晶粒狀及較均質性熱帶微結構。

根據本發明進一步可幫助避免熱軋期間之氮化沉積物，其中即便在第一重新定型通行中亦達成至少40%的重新定型程度藉以在最後站中只需要相對較低之每通行的降低來達成所需要的終端帶厚度。有鑑於此，完成串中前兩重新定型通行所達成之總重新定型程度較佳係大於60%，其中在本發明的另一有利組態中，第一完成串站中達成大於40%的一重新定型程度，而第二完成串站中每通行的降低係大於30%。

在前兩站中使用每次通行的高降低(重新定型程度)係引起粗糙晶粒固體化微結構成為一細微晶粒固體化微結構所需要的轉變，且這對於所製造的終端產品中之良好磁性質係為先決條件。為此，每次通行之降低應在最後站中拘限於30%的最大值、較佳小於20%，其中如果完成串的倒數第二站中每次通行的降低小於25%就所需要性質而言對於最適熱軋結果亦為有利的方式。在一七站完成熱軋串上實際測試且導致完成的磁鋼片中具有最適性質之一通行計畫係提供藉由63公厘的一預帶厚度及2公厘的一熱帶厚度，第一站所達成之重新定型程度為62%，第二站達成者為54%，第三站達成者為47%，第四站達成者為35%，第五站達成者為28%，第六站達成者為17%而第七站達成之重新定型程度為11%。

為了避免熱帶上具有對於終端產品的磁性性質產生不利效應之粗糙、不規則微結構或粗糙沉積物，最後壓軋站下游之熱帶之早期開始的冷卻是有利的。根據本發明之一實行取向性組態，因此提供在離開最後壓軋站五秒最大值以內開始之水冷卻。此處之目的係在於譬如一秒或更小之盡可能短的死止時間。

亦可能控制熱帶的冷卻使其在兩階段中被水所冷卻。基於此目的，熱帶可首先在最後壓軋站之後被冷卻至恰低於α/γ轉變溫度之一溫度藉以隨後進行，並較佳位於一至五秒的一冷卻暫停之後且被***以橫越帶厚度甚至以該溫度進行另一利用水的冷卻操作直到達成所需要的冷卻溫度為止。第一冷卻階期可位於如已知“緊密冷卻”所發生之程序中，其中藉由排放大量的水使熱帶在具有高密集度及冷卻速率(至少200 K/s)之一短傳送段上快速地冷卻，同時在第二水冷卻階期期間係在具有降低密集度的一較長傳送段上進行冷卻藉以在帶的橫剖面上達成一最適均勻的冷卻結果。

盤捲溫度較佳應位於500℃至780℃的溫度範圍中。高於此範圍的溫度一方面將導致不良的粗糙沉積物且另一方面將損及醃製產量。利用一配置成直接位居緊密冷卻區後之已知稱為短距盤捲器者來調整較高的盤捲溫度(>700℃)。

在本發明所約定的極限內，根據本發明之方法較佳係在製造熱帶的期間進行以達成具有小於150奈米的均值顆粒直徑及至少0.05微米－2均值密度的及硫化/或氮化沉積物之所獲得的熱帶。利用此方式所提供之一熱帶係具有在後續程序步驟期間有效地控制晶粒成長之最適先決條件。

為了使微結構具有進一步最適化，依此產生的熱帶可視需要在盤捲之後或冷軋之前被退火。

冷軋之後，所獲得的帶係以一再結晶及去碳方式退火。為了形成用以控制晶粒成長之進一步氮化物沉積物，經冷軋的帶可藉由在去碳退火期間或之後於一含NH₃ 大氣中退火而被氮化。

形成氮化物沉積物之另一可能性係為去碳退火之後將諸如氮化錳或氮化鉻等含N抗黏著添加劑施加至冷帶，其中氮係在最後退火的加熱階期至次級再結晶之期間擴散至帶內。

下文將參照一實施例更詳細地描述本發明：

範例1：

一具有組成物3.15% Si、0.047% C、0.154% Mn、0.006% S、0.030% Al、0.0080% N、0.22% Cu及0.06% Cr之鋼融化物係在一鑄勺爐及一真空系統中作次級冶金處理之後連續地鑄造以形成一63公厘厚的板片。進入直列式等化爐之前，板片分成薄板片。在處於1150℃的等化爐中20分鐘的一停頓時間之後，薄板片以各種不同方式被去鱗及熱軋：－－變異“WW1”：根據本發明的此變異中，第一通行以61%的重新定型程度發生於1090℃，而第二通行以50%的重新定型程度發生於1050℃。通行3至7中的壓軋溫度為1010℃、980℃、950℃、930℃、及900℃。兩最後通行期間，重新定型程度分別為17%及11%。藉由此熱軋變異，在通行1至7中達成下列奧斯田鐵比例部分：30%/25%/20%/18%/15%/14%及12%。

－－變異“WW2”：未根據本發明的此變異之特徵係在於第一通行中每通行之28%的降低及第二通行中的28%，其中兩最後通行期間分別具有28%及20%之重新定型程度。第一通行中的壓軋溫度為1090℃而第二通行中為1000℃。通行3至7分別發生在950℃/920℃/890℃/860℃及830℃。結果，通行1至7中之此熱軋變異係存在下列奧斯田鐵比例部分：30%/20%/15%/12%/10%/8%及7%。

冷卻對於兩熱軋變異係相同，其中在離開最後壓軋站的7秒內噴水且具有650℃的冷卻溫度。除了藉此產生的2.0公厘厚熱帶之外，冶金測試用之樣本亦藉由快速冷卻在第二通行之後中斷熱軋所產生。

下列磁鋼帶處理中，帶首先在連續爐中被退火然後在一階段中作冷軋而不中間退火至0.30公厘最後厚度。對於後續退火選擇兩不同變異：－－變異“E1”：只有標準去碳退火發生於使帶再結晶及去碳之860℃。

－－變異“E2”：在此例中，帶被氮化，遵循標準去碳退火，在一含NH₃ 大氣中以860℃直列式30秒。

帶隨後被最後退火以形成戈斯紋路，塗覆一電絕緣物及作無應力退火。

下列表格顯示身為其不同程序條件的函數之個別帶之磁性結果(γ₂ /γ₃ /γ₆ /γ₇ ：各別熱軋通行中之奧斯田鐵比例部分)：

可以不同微結構為基礎來解釋身為經選擇熱軋條件的函數之不同磁性結果。在根據本發明之變異“WW1”的案例中，由於個別重新定型通行中之高奧斯田鐵含量的緣故而形成一較細微且主要遠為更大的均質性徵結構(第1圖)。

相對地，未根據本發明的條件下之熱軋(變異“WW2”)係由於遠為較低的奧斯田鐵含量而導致第二通行之後遠為較大的非均質性及較粗糙之微結構(第2圖)。

第1圖係為第二通行後之熱軋變異“WW1”的微結構；第2圖為第二通行後之熱軋變異“WW2”的微結構。

Claims (15)

1. 一種製造晶粒取向性磁鋼帶之方法，係使用薄板片連續鑄造加工，該方法包含下列步驟：a)熔融一鋼，其除了鐵及不可避免的雜質外係含有(重量%)Si：2.5至4.0%，C：0.02至0.10% Al：0.01至0.065% N：0.003至0.015%，及視需要選用--最高達0.30% Mn，--最高達0.005% Ti，--最高達0.3% P，--來自包含S、Se之群組之一或多個元素且其總共最多為0.04%的含量，--來自包含As、Sn、Sb、Te、Bi之群組之一或多個元素且各例中具有最高達0.2%的含量，--來自包含Cu、Ni、Cr、Co、Mo之群組之一或多個元素且各例中具有最高達0.5%的含量，--來自包含B、V、Nb之群組之一或多個元素且各例中具有最高達0.012%的含量，b)一鑄勺爐及一真空設備中之該熔融金屬的次級冶金處理，c)該熔融金屬之連續鑄造以形成一纜束， d)該纜束分成薄板片，e)在一直列式爐中加熱該等薄板片至1050℃與1300℃間之一溫度，在該爐中的停頓時間最多為60分鐘，f)一多站直列式熱軋機中之該等薄板片的連續熱軋以形成具有0.5至4.0公厘厚度之一熱帶；在此熱軋階段期間，以大於40%的一變形應變之900℃至1200℃的一溫度進行第一形成處理；至少兩個隨後的熱軋通行係以呈現混和狀態的兩相(α-γ)來壓軋；在最後熱軋處理中每一通行的降低值係最多為30%，g)冷卻該熱帶，h)捲繞該熱帶以形成一盤捲物，i)該熱帶之冷軋以形成一具有0.15公厘至0.50公厘的最後厚度之冷帶，j)該冷帶之再結晶及去碳退火，k)將一退火分離器施加至該帶表面，l)經再結晶及去碳退火的該冷帶之最後退火，以形成一戈斯紋路(Goss texture)。
2. 如申請專利範圍第1項之方法，其中於其次級冶金處理(步驟b)過程中的該熔融鋼係首先在該真空設備中且隨後在該鑄勺爐中被處理。
3. 如申請專利範圍第1項之方法，其中在其次級冶金處理(步驟b)過程中係交替地在該鑄勺爐中及該真空設備中被處理。
4. 如申請專利範圍第1項之方法，其中該熔融金屬的次級冶金處理(步驟b)係持續一段時間直到鑄造(步驟c)期間其氫含量最多為10 ppm為止。
5. 如申請專利範圍第1項之方法，其中該熔融鋼在一配設有一電磁煞車之連續模造殼子中被鑄造(步驟c)成纜股。
6. 如申請專利範圍第1項之方法，其中自該熔融金屬鑄造的纜股，而其核心仍為液態，的直列式厚度降低係發生在步驟c)期間。
7. 如申請專利範圍第1項之方法，其中該自該熔融金屬所鑄造之纜股係以700℃至1000℃溫度在步驟c)過程期間被彎至水平方向及被弄直。
8. 如申請專利範圍第1項之方法，其中該帶係進入處於650℃以上的溫度之等化爐。
9. 如申請專利範圍第1項之方法，其中該熱帶的冷卻係在離開該最後壓軋站之後之最終五秒開始。
10. 如申請專利範圍第1項之方法，其中該冷帶在去碳期間或去碳之後藉由在一含氨大氣中退火而被氮化。
11. 如申請專利範圍第1項之方法，其中將一或數個化學化合物添加至該退火分離器，其導致在次級再結晶前之最後退火的加熱相期間發生的該冷帶的氮化。
12. 如申請專利範圍第1項之方法，進一步包含在捲繞之後或冷軋之前將該熱帶退火。
13. 如申請專利範圍第1項之方法，進一步包含將具有一戈斯紋路(Goss texture)的經退火之冷帶塗覆一電絕緣物及 接著將經塗覆之冷帶退火俾減低應力。
14. 如申請專利範圍第13項之方法，進一步包含將該經塗覆之冷帶加以區域精煉。
15. 如申請專利範圍第1項之方法，其中在其次級冶金處理(步驟b)期間的該熔融鋼係首先在該鑄勺爐中且隨後在該真空設備中被處理。