CN104520449B - 一种用于生产热轧钢带的方法以及由此生产的钢带 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种用于生产具有在760至940MPa之间的抗拉强度的热轧钢带的方法以及由此生产的钢，该钢适合于通过加工例如压锻成形、弯曲或拉伸卷边来生产零件。

Description

一种用于生产热轧钢带的方法以及由此生产的钢带
本发明涉及一种用于生产具有在760至940MPa之间的抗拉强度的热轧钢带的方法以及由此生产的钢带，该钢带适合于通过加工(例如但不限于压锻成形、弯曲或拉伸卷边)来生产零件。
在提高的强度下可成形性的提高对于广泛的市场来说是所需的。特别是在汽车工业中(其中立法正在驱动燃料经济性和安全性的改进)，有朝着较强的、可成形的高强度钢的走向。高强度和超高强度带钢为汽车制造商提供了重量下降的车辆结构的潜力以及对抗由朝着电动和混合动力车辆的走向所引起的重量增加的可能。另外，高强度和超高强度钢在决定现代乘用车的性能和防撞性中起到关键的作用。
近些年来，已开发出所谓的多相钢以满足对于高强度和可成形性的需求。这种钢，包括双相(DP)钢(包含铁素体和马氏体)和相变诱发塑性(TRIP)钢(包含铁素体、贝氏体和残留奥氏体)，提供了在高强度下高的均匀及总体的延伸率。
US7699947-B2公开了具有贝氏体-马氏体组织的钢，通过热轧并在Ms之下卷绕来生产该钢，导致超过950MPa的抗拉强度。
EP0747496-A1公开了具有铁素体-马氏体组织的双相钢，通过热轧并在Ms之下卷绕来生产该钢。
尽管对于许多应用，可认为抗拉延伸率是可成形性的一个主要指标，但其它参数对于一些成形路线和服务中的性能可为关键的。特别地，高的拉伸边缘延性(可扩孔性(hole expansivity))对于在白车身和底盘及悬架中的广泛应用可为至关重要的。常规的多相显微组织(例如在DP和TRIP钢中发现的那些，包含硬相和软相的混合物同时提供高的抗拉延伸率)通常在拉伸边缘延性试验中表现差。
更多最近的努力已致力于开发新种类的钢，为此显著改进拉伸边缘延性。设计此类钢(包括纳米析出的铁素体钢、复相钢和所谓的第三代AHSS)以寻找抗拉延性和拉伸边缘延性之间的较好平衡。复相钢是这些变体在冷轧退火和热轧条件下都被商业利用最多的钢。
复相钢的显微组织包含铁素体与贝氏体和马氏体。与DP钢相比，这种组织展示出极大改进的拉伸边缘延性，但是以牺牲一些抗拉延性为代价。然而，在一些情况下，用抗拉延性交换拉伸边缘延性是许可的。实例包括辊轧成形的零件(其中需要可弯曲性而不是可拉伸性)、由坯材成形的零件(其中已预冲压孔)、用于在压锻成形期间导致高的边缘变形的设计的零件。
在成形前，复相钢还通常展示出比DP或TRIP钢更高的屈服强度。在成形前的高屈服比对于辊轧成形中的形状控制、在经受有限的变形的成形零件中实现所需的强度以及在整个成形的部件中实现均匀的强度也可为有利的。高屈服强度在碰撞中也可为有益的。显微组织的较大均匀性和高屈服强度在疲劳性能(其在底盘和悬架应用中特别重要)方面也可为有益的。
CP钢的复杂属性要求工艺的严格控制。三种相必须在输出辊道上或在盘管上成形。不能实现所需的复杂冷却方式可导致从卷材到卷材以及在卷材之中的机械性质的不可接受的变化。对工艺变化不敏感的并且能使卷材到卷材以及在卷材之中的性质一致的化学组成对于商业CP钢的生产是主要的要求。
本发明的目的是提供一种用于生产具有在760至940MPa之间的抗拉强度的热轧钢带的方法。
又一个目的是生产具有在760至940MPa之间的抗拉强度的热轧钢带。
又一个目的是生产具有高屈服强度和均匀显微组织以及良好的可扩孔性性质的热轧钢带。
通过用于生产具有在760至940MPa之间的抗拉强度以及至少50％的扩孔比(holeexpansion ratio)的热轧钢带的方法来达到本发明的一个或多个目的，该钢具有的最终显微组织包含铁素体、贝氏体和至少3％的马氏体，还任选包含回火马氏体、残留奥氏体和/或具有不大于30nm的平均直径的细碳化物，其中铁素体相和贝氏体相的总体积不小于80％，并且其中该显微组织不包含珠光体和/或粗大Fe3C，该钢以重量％计包含：
●0.07至0.15％的C；
●0.65至1.30％的Mn；
●0.6至1.4％的Cr；
●0.005至0.35％的Si；
●0.03％的P或更少；
●至多0.05％的S；
●至多0.001％的B；
●0.07至0.2％的Ti；
●0.003至0.6％的Al；
●至多0.01％的N；
●任选与用于MnS夹杂物控制的钙处理一致的量的钙或者与用于MnS夹杂物控制的处理一致的量的REM；
●余量的Fe以及与炼钢过程有关的不可避免的杂质；
该方法包含：
●通过如下工艺提供所述组成的钢板坯或厚带材，任选地为钙处理过的：
○连铸，或
○通过薄板坯铸造，或
○通过带式铸造，或
○通过带坯连铸；
●任选地随后在最多1300℃的再加热温度下再加热该钢板坯或带材；
●热轧该板坯或厚带材并且在高于Ar3的热轧完成温度下完成该热轧工艺，使得该钢在最后的热轧道次期间仍是奥氏体的；
●利用在至少20℃/s的冷却速率下的连续冷却或断续冷却将该热轧带材冷却至在Ms和Bs之间的卷绕温度。
在从属权利要求中公开了优选的实施方案。
在一个实施方案中，钢包含：
●最多0.13％的C和/或
●至少0.75％的Mn和/或
●最多0.95％的Mn和/或
●至少0.1％的Si和/或
●至多0.01％的S和/或
●至少0.08％的Ti和/或
●最多0.15％的Ti和/或
●最多0.005％的N。
现在将描述化学组分。顺带地，在整个与化学组成有关的以下描述中使用的表达“％”的含义是重量百分比(wt.％)。
碳(C)提供淬硬性和固溶体强化。C形成含Ti的碳化物，该碳化物在铁素体基体中微细地析出以向钢片材赋予高强度。此外，C确保了足够的淬硬性以使得能够形成马氏体。然而，如果C的量少于0.07％，不形成马氏体。如果C量超过0.15％，那么促进了以牺牲贝氏体为代价的马氏体的过度形成并且可拉伸卷边性和可点焊性劣化。碳添加应当少于0.15％，优选小于0.13％以便确保可点焊性。
锰(Mn)提供显著的固溶体强化，增加淬硬性并且抑制铁素体转变温度和铁素体转变速率。Mn应当优选不高于1wt％，并且优选不高于0.95％。高于该水平的Mn含量导致铁素体的生长速率的过度阻滞，并且由此需要在铁素体转变范围内施加冷却间断(arrest)以便形成足够的铁素体。Mn还起到通过促进奥氏体相中的C扩散来抑制渗碳体形成并且有助于硬化相的形成的作用。然而，如果Mn含量低于0.65％，抑制渗碳体形成的效果不充分。此外，如果Mn含量超过1.30％，使得偏析突出从而降低钢的加工性能。对于Mn，合适的最大值是1.0％。
硅(Si)提供显著的固溶体强化并阻滞渗碳体和珠光体的形成，由此抑制粗大碳化物的形成并提高可扩孔性。在这个方面，需要钢含有不少于0.005％的Si，并且优选地不少于0.1％。优选地Si应当大于0.4wt％以防止工业生产中的珠光体形成。然而，如果Si的添加量超过0.8％，则损害了钢片材的表面性质并且不利地影响了钢片材的镀覆性质。而且，在高的硅水平下在热轧期间的摩擦可变成严重的问题。如果镀覆性质和/或轧制力是比珠光体形成更大的关注点，则对于Si，合适的最大值是0.35％。
磷(P)对于促进固溶体强化是有效的，但是由于晶界偏析也导致钢的可拉伸卷边性降低。此外，P可导致在热加工温度下的脆化。由于这些原因，P的量应当尽可能低。最大可容忍的磷含量是0.03％或更少。
硫(S)潜在地形成Ti或Mn的硫化物，并且由此导致Ti和Mn的有效量降低。此外，MnS夹杂物(尤其如果在热加工期间被拉长)可导致可扩孔性的显著降低。在这种情况下，S含量应当尽可能低并且为最多0.05％或更少，优选为最多0.01％或者甚至更优选为最多0.005％。
添加铝(Al)是为了在铸造之前脱氧的目的。可添加过量的Al以补充Si的添加，因为其对碳化物形成具有可比较的效果。Al添加可用于加速贝氏体转变。合适的最小值是0.03％。
钛(Ti)提供析出强化和晶粒细化。通过形成细复合碳化物，并且因此是本发明的重要元素之一。然而，如果Ti含量低于0.07％，不会形成足够大量的复合碳化物的细析出物，使得难以获得具有高稳定性的不低于760MPa的高强度。另一方面，在Ti的添加量超过0.20％时，使得形成的复合碳化物粗大从而降低钢片材的强度。合适的最大值是0.15％。
与Ti结合以形成相对粗大的氮化物由此降低有效Ti的量并因此降低强度同时导致可扩孔性降低的氮(N)的量应当尽可能低。因此，最大的氮含量是0.01％(100ppm)或更少，优选为0.005％或更少。
Cr+Mn：应落入1.2-2.5的范围内以确保足够的淬硬性从而在工业相关的冷却条件下形成包含铁素体、贝氏体和马氏体的组织。
如所要求的本发明利用了平衡的组成，该组成包含适中的碳但是比在目前商业CP钢中所发现的更低的Mn和更高的Cr添加。用Cr部分取代Mn保持了足够的淬硬性以实现所需的产品而没有过度地抑制铁素体转变温度以及因此阻滞铁素体的生长。示出这种平衡的化学组成提供在与对于富Mn的商业化学组成为可能的相比更宽的冷却条件范围下与CP规格一致的显微组织和性质。采用连续冷却和间断冷却路径两者来产生一致性质的能力揭示了Cr-基化学组成对于尺寸以及工艺中的变化更耐用(robust)并且它们由此更适合提供一致的产品。
如所要求的本发明通过将较多的铁素体引入CP显微组织中从而提供可成形性要求的平衡，而且以这种方式使得限制了导致应变局部化和损伤不耐受性的在强度上的局部不均匀性。这可经由利用Ti的晶粒细化以及析出强化的组合来完成。另外地引入一定分数的马氏体使得产生改进均匀和总体的延伸率的复合效果，而且以此种方式这样做使得确保了马氏体与铁素体不交界并因此不引入造成应变局部化和损伤的晶粒尺度不均匀性。这可以通过将马氏体嵌入强度处于铁素体与马氏体中间的贝氏体的第三相来完成。
重要的是，该显微组织包含铁素体、贝氏体和马氏体。其还可以包含少量分数的回火马氏体、残留奥氏体和细碳化物。该显微组织可不包含粗大Fe3C和珠光体，因为这些组分不利地影响性质。在该显微组织的上下文中的粗大碳化物不包括贝氏体中的碳化物，因为认为它们是细碳化物或者是在回火或自回火(auto-tempered)马氏体中潜在地形成的任何碳化物。
优选地，铁素体相和贝氏体相的总体积不小于80％并且优选地不小于90％。马氏体相的体积应当为至少3％，并且优选为至少5％。
细碳化物的平均碳化物直径优选不大于30nm。在平均碳化物直径不大于30nm时，碳化物更有效地有助于铁素体相的强化从而改进强度和均匀延伸率之间的平衡以及改进可拉伸卷边性。另一方面，在平均碳化物直径超过30nm时，降低了钢片材的均匀延伸率和可拉伸卷边性。在这种情况下，将复合碳化物的平均颗粒直径限定为不超过30nm。
现在将描述本发明中所采用的制备条件。
可通过热轧具有上述化学组成的板坯来制备本发明的钢片材。可采用本领域通常已知的所有钢制造方法用于制备本发明的钢片材，并且因此不需要限制钢制造方法。例如，在熔融阶段使用转炉或电炉，随后通过使用真空脱气炉进行二次精炼是合适的。关于铸造方法，考虑到生产率和产品品质采用连铸方法是所需的。这可以是通过带式铸造或带坯连铸的厚或薄板坯的连铸。
在本发明中，可以采用包含铸造熔融钢、将铸钢一次冷却至室温并再加热钢以使钢经受热轧的步骤的普通方法。还可以采用直接轧制方法，其中热轧在铸造之后即刻的钢、或者在铸造之后进一步加热以赋予额外的热的钢。在这些情况的任一种情况下，不影响本发明的效果。进一步地，在热轧中，可以在粗轧之后并且在精轧之前进行加热，在粗轧阶段之后通过连接轧制材料从而进行连续热轧，或者进行轧制材料的加热和连续轧制。在这些情况的任一种情况下，不损害本发明的效果。板坯的再加热温度为最多1300，优选为最多1250℃。必须选择在热轧工艺中的精轧温度使得显微组织在热轧工艺中的最后轧制道次时仍是奥氏体的。
在本发明的钢片材中，利用贝氏体转变以促进残留奥氏体的产生，并且利用贝氏体相以改进钢片材的强度。将热轧工艺之后的卷绕温度设置在贝氏体转变的开始(Bs)和马氏体转变的开始(Ms)之间是合适的。如果卷绕温度超过Bs，那么渗碳体(Fe3C)在卷绕带材的冷却期间析出并且珠光体可形成，这两者对可成形性都是有害的。如果卷绕温度低于Ms，那么马氏体的量变得太大并且这将使拉伸边缘延性劣化。Bs和Ms取决于(尤其)化学组成，通常地说，卷绕温度将在Bs-50℃和Ms之间或者优选地在Bs-80℃和Ms+20℃之间，其中使用标准膨胀技术或者对组成和所施加的加工条件合适的冶金模型来确定临界转变温度Bs和Ms。为了获得上述的本发明的显微组织，需要在热轧阶段之后以至少20℃/s的平均冷却速率将钢片材冷却。如果在热轧步骤之后的平均冷却速率低于20℃/s，铁素体相中含有的铁素体晶粒和析出强化的晶粒增大并粗化以致降低钢片材的强度。因此优选的是，平均冷却速率不低于30℃/s。如果在热轧步骤之后的平均冷却速率太高，那么变得不可能产生铁素体晶粒和强化碳化物。因此优选的是，平均冷却速率不高于150℃/s。
在一个实施方案中，冷却工艺包括以不低于20℃/s的平均冷却速率将热轧的钢片材冷却至落入600至750℃(优选至少630℃和/或最多670℃)的温度范围，在600℃至750℃(或者至少630℃和/或最多670℃)的温度范围内将钢片材空气冷却1至25秒，进一步以不低于20℃/s的平均冷却速率将钢片材冷却至卷绕温度并且在前述卷绕温度下卷绕钢片材。这就是输出辊道上所谓的阶段式冷却或断续冷却。应当注意，如果在热轧步骤之后的平均冷却速率低于20℃/s，则铁素体相中含有的铁素体晶粒和复合碳化物晶粒增大并粗化以致降低钢片材的强度。此外，如果在600℃至750℃(或者至少630℃和/或最多670℃)的温度范围下进行空气冷却持续1至25秒，则可以促进铁素体转变，促进在未转变的奥氏体中的C扩散，并且促进碳化物在形成的铁素体中的微细析出。如果空气冷却温度超过750℃，则使得析出物太大和太粗并且析出物间距变得太大。另一方面，如果空气冷却温度低于600℃，则不利地影响碳化物析出。如果空气冷却时间长于25秒，铁素体转变过度地进行，导致太低的贝氏体含量。此外，如果在空气冷却阶段之后平均冷却速率低于20℃/s，可形成珠光体而这是非常不需要的。优选地，空气冷却时间为最多15秒，更优选地为最多10秒。
可以以常规的方式通过热镀或电镀来镀覆以该方式生产的热轧钢片材。镀覆层可以是锌基的，但对于镀层除了锌之外还可以包括合金化元素例如Mg、Al和Cr。
根据本发明的第二个方面，提供了具有在760至940MPa之间的抗拉强度以及至少50％的扩孔比的热轧钢，该钢具有的最终显微组织包含铁素体、贝氏体和至少3％的马氏体，还任选包含回火马氏体、残留奥氏体和/或具有不大于30nm的平均直径的细碳化物，其中铁素体相和贝氏体相的总体积不小于80％，并且其中该显微组织不包含珠光体和/或粗大Fe3C，该钢以重量％计包含：
●0.07至0.15％的C
●0.65至1.30％的Mn
●0.6至1.4％的Cr
●0.005至0.35％的Si
●0.03％的P或更少
●至多0.05％的S
●至多0.001％的B
●0.07至0.2％的Ti
●0.003至0.6％的Al
●至多0.01％的N
●任选与用于MnS夹杂物控制的钙处理一致的量的钙或与用于MnS夹杂物控制的处理一致的量的REM
●余量的Fe以及与炼钢过程有关的不可避免的杂质。
在一个实施方案中，钢包含0.6至1.0％的Cr。
在从属权利要求中公开了优选实施方案。
在一个实施方案中，钢包含：
●最多0.13％的C和/或
●至少0.75％的Mn和/或
●最多0.95％的Mn和/或
●至少0.1％的Si和/或
●至多0.01％的S和/或
●至少0.08％的Ti和/或
●最多0.15％的Ti和/或
●最多0.005％的N。
实施例
现在利用下面的实施例解释本发明，其中在表1中给出化学组成。示出的实施例是对于经受全热轧机模拟的实验室铸件和锭子。
表1：组成，以1/1000wt.％计，除了N和B以ppm计
*：不是本发明的部分
当施加间断冷却(对于工艺条件参见图1和2)时，比较例D提供满足要求的性质。Si和Ti的组合添加提供了晶粒细化以及粗大碳化物的抑制两者。当使用间断冷却时，可以获得具有贝氏体及马氏体的铁素体的所需组织。然而，马氏体分数非常低。相比之下，比较例D的连续冷却导致极高的强度和低的延性，其归因于由Mn所致的铁素体转变的阻滞以及随之非常高分数的马氏体的形成。
对于连续和间断冷却，钢H都满足所有的抗拉性质要求(对于工艺条件参见图1和2)。不论冷却方式，最终的显微组织都包含铁素体和贝氏体以及小分数的马氏体。小但显著的分数的马氏体存在但主要嵌入贝氏体相中。
在JIS5抗拉试验试样上进行抗拉试验，使用锥形冲头和冲孔进行扩孔试验。
表2：抗拉数据
*：不是本发明的部分
从该表中可以看出，H更多得多地适于横跨商业产品尺寸范围具有稳定性质的一致产品的全规模生产。冷却方式的选择对于钢H具有低的影响，然而对于D，机械性质极大地不同。通过在具有基于D的化学组成的工业生产的材料上的测量支持了性质上的这种分散(scatter)。钢H和J的扩孔比分别是58％和65％，它们满足对于CP钢的大多数现有规格。当在工业条件下生产钢时，由于与实验室规模铸件相比在钢清洁度上的改进，预期这些值显著地增加。相比之下，商业生产的钢D具有仅45％的扩孔比，这低于对于CP产品所需要的扩孔比(即低于50％)。
钢H提供比钢D更好的延性和可扩孔性的组合。特别重要的是均匀延伸率的比较，因为这揭示了对于钢H，均匀延伸率一致地更好。可以将与良好的可扩孔性组合的高的均匀延伸率看作是边缘延性和可拉伸性两者相对于钢D都得到改进的指示。
图3示出了最终产品的均匀延伸率相对屈服强度的值。
这种改进归因于显微组织的优化。图4的显微图片提供了支持证据。图4揭示了钢D的显微组织(甚至在经历间断冷却时)包含非常少的多角形铁素体，主要是贝氏体并且有非常少(如果有的话)的马氏体。另一方面，钢H包含显著分数的多角形铁素体与显著分数的贝氏体以及小但显著的分数的马氏体。在存在时马氏体嵌入贝氏体相中。
认为的是，观察到的高延性主要归因于延性铁素体的存在。贝氏体提供强度而没有呈现出与铁素体的硬界面(要不然其会引起应变局部化和损伤)。硬马氏体的存在提供强度。马氏体的存在不导致如在在DP钢中通常观察到的可扩孔性的劣化，这归因于以下事实：因为马氏体散布在贝氏体中，其不与软铁素体共有界面并且因此不引起应变局部化和损伤。马氏体的存在还可解释相对高的均匀延伸率，因为其赋予了一些DP特性。
在此认为的是，在机械性质上改进的一致性归因于通过用Cr部分替代Mn的铁素体转变的较好调整，使得铁素体将在宽变化的冷却条件下形成。CCT图表揭示了H展示出对于铁素体转变的低得多的临界冷却速率，使得对于所有相关的奥氏体化条件和冷却速率，在连续冷却期间将发生铁素体转变。相反地，对于D，取决于先前的奥氏体条件，可形成或可不形成铁素体。
本发明提供了一种用于各种领域(包括例如作为用于汽车的钢片材的用途)的高强度热轧钢片材。

Claims (12)

1.一种用于生产具有在760至940MPa之间的抗拉强度以及至少50％的扩孔比的热轧钢带的方法，该钢具有的最终显微组织包含铁素体、贝氏体和至少3％的马氏体，还任选包含回火马氏体、残留奥氏体和/或具有不大于30nm的平均直径的细碳化物，其中铁素体相和贝氏体相的总体积不小于80％，其中马氏体散布在贝氏体相中，并且其中该显微组织不包含珠光体和/或粗大Fe3C，该钢以重量％计包含：
●0.07至0.15％的C
●0.65至1.30％的Mn
●0.6至1.4％的Cr
●0.005至0.35％的Si
●0.03％的P或更少
●至多0.05％的S
●至多0.001％的B
●0.07至0.2％的Ti
●0.003至0.6％的Al
●至多0.01％的N
●任选与用于MnS夹杂物控制的钙处理一致的量的钙或者与用于MnS夹杂物控制的处理一致的量的REM；
●余量的Fe以及与炼钢过程有关的不可避免的杂质；
该方法包含：
●通过如下工艺提供前述组成的钢板坯或厚带材，任选地为钙处理过的：
○连铸，或
○通过薄板坯铸造，或
○通过带式铸造，或
○通过带坯连铸；
●任选地随后在最多1300℃的再加热温度下再加热该钢板坯或带材；
●热轧该板坯或厚带材并且在高于Ar3的热轧完成温度下完成该热轧工艺，使得该钢在最后的热轧道次期间仍是奥氏体的；
●利用在至少20℃/s的冷却速率下的连续冷却或断续冷却将热轧带材冷却至在Ms和Bs之间的卷绕温度。
2.根据权利要求1的用于生产热轧钢带的方法，其中铝含量为至少0.03％。
3.根据权利要求1或2的用于生产热轧钢带的方法，其中锰含量为最多1.0％。
4.根据权利要求1或2的用于生产热轧钢带的方法，其中利用连续冷却或断续冷却来冷却该热轧带材是在至少为30℃/s的冷却速率下。
5.根据权利要求1或2的用于生产热轧钢带的方法，其中利用连续冷却或断续冷却来冷却该热轧带材是在最多为150℃/s的冷却速率下。
6.根据权利要求1或2的用于生产热轧钢带的方法，其中卷绕温度低于600℃。
7.根据权利要求1的用于生产热轧钢带的方法，其中卷绕温度在Bs-50℃和Ms之间。
8.根据权利要求1的用于生产热轧钢带的方法，其中卷绕温度在Bs-80℃和Ms+20℃之间。
9.一种具有在760至940MPa之间的抗拉强度以及至少50％的扩孔比的热轧钢带，该钢具有的最终显微组织包含铁素体、贝氏体和至少3％的马氏体，还任选包含回火马氏体、残留奥氏体和/或具有不大于30nm的平均直径的细碳化物，其中铁素体相和贝氏体相的总体积不小于80％，其中马氏体散布在贝氏体相中，并且其中该显微组织不包含珠光体和/或粗大Fe3C，该钢以重量％计包含：
●0.07至0.15％的C
●0.65至1.30％的Mn
●0.6至1.4％的Cr
●0.005至0.35％的Si
●0.03％的P或更少
●至多0.05％的S
●至多0.001％的B
●0.07至0.2％的Ti
●0.003至0.6％的Al
●至多0.01％的N
●任选与用于MnS夹杂物控制的钙处理一致的量的钙或与用于MnS夹杂物控制的处理一致的量的REM
●余量的Fe以及与炼钢过程有关的不可避免的杂质。
10.根据权利要求9的热轧钢带，其中铝含量为至少0.03％。
11.根据权利要求9或10的热轧钢带，其中锰含量为最多1.0％。
12.根据权利要求9的热轧钢带，其中铬含量为最多1.0％。
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