CN114606446B - 一种高强度韧性钢及其制备方法、以及热浸镀锌钢的制备方法 - Google Patents

一种高强度韧性钢及其制备方法、以及热浸镀锌钢的制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种高强度韧性钢及其制备方法、以及热浸镀锌钢的制备方法。本发明的高强度韧性钢的原料以质量百分比计，含有：C：0.18‑0.25％；Mn：1.8‑2.5％；Si：1.2‑1.5％；余量为Fe和其他不可避免杂质；所述高强度韧性钢以冷轧态珠光体及冷轧态铁素体为初始组织经热处理得到，所述初始组织中渗碳体中Mn的质量百分比为5％以上，所述初始组织中珠光体的体积分数为25％以上，所述高强度韧性钢中的奥氏体的体积分数为70％‑90％，所述高强度韧性钢中的残余奥氏体的体积分数为18％‑30％。本发明的高强度韧性钢的抗拉强度优异，塑性高。

Description

一种高强度韧性钢及其制备方法、以及热浸镀锌钢的制备 方法
技术领域
本发明属于钢材领域，特别涉及钢材的热处理领域，具体涉及一种高强度韧性钢及其制备方法、以及热浸镀锌钢的制备方法。
背景技术
随着能源危机和环境恶化的日益加剧，人们的环保意识和安全意识不断提高，节能、环保、安全已经是人们在材料能够达到使用要求的前提下首要考虑的问题。基于未来汽车轻量化、节能减排和高安全性的要求，世界各大钢铁生产厂商纷纷开展具有高强塑积(即抗拉强度(Rm)与塑性(A)的乘积)的先进高强度钢(Advanced High Strength Steel，AHSS)的研发。
残余奥氏体在变形过程中可以通过变形诱导塑性改善材料的延伸率，因此在先进高强钢的设计中具有重要的作用。目前，已开发多种具有高强度塑性的钢种，包括相变诱导塑性(TRIP)钢、淬火-配分(Q&P)钢、中锰钢等。
目前，室温下获得稳定残余奥氏体的途径主要有：通过置换型元素在奥氏体中的富集提高奥氏体稳定性，例如中锰钢；以及通过碳元素从贝氏体或马氏体向奥氏体中的富集提高奥氏体稳定性，例如相变诱导塑性(TRIP)钢、淬火-配分(Q&P)钢。其中，中锰钢虽然具有较高残余奥氏体体积分数，但其合金元素需求大制造成本高；而在传统低碳低合金TRIP钢和Q&P钢中，部分碳元素会钉扎在贝氏体或马氏体的缺陷中，或形成碳化物，因此所在室温下得到稳定奥氏体的体积分数有限，一般占比8-14％。
而且，对于上述热处理工艺，以往受企业生产设备所限，绝大部分的相关研究都是基于现有传统加热装备的加热速率(5-20℃/s)对带钢进行奥氏体化，例如文献1所记载的，并且奥氏体化过程需要在***衡条件下完成，组织调控手段受到限制。
近年来，横向磁通感应加热和新型直火加热等快速加热技术的开发，使快速热处理工艺得以工业化应用。冷轧带钢从室温开始将有可能实现在几十秒内完成奥氏体化过程，大大缩短了加热段的时间长度，提高了机组速度和生产效率。
极短时间内所完成的奥氏体化过程也提供了更多控制相变的方法，进而可以开展更加灵活组织设计。在短时奥氏体化条件下，利用置换型元素和间隙元素极大的扩散系数差，在组织结构发生改变的条件下实现置换元素的成分遗传。文献2公布了一种通过快速加热及成分遗传实现中锰钢强塑性显著提升的方法，但该方法限用于以马氏体为初始组织的中锰钢(Mn>4wt.％)。文献3公布了一种针对冷轧低碳高强钢快速热处理方法，其特点在于快速加热前的组织为贝氏体/铁素体双向组织，该方法虽然提高了冷轧带钢整体热处理效率，但是奥氏体相变时间过长，置换元素扩散较明显，成分遗传效果差，无法获得较多的残余奥氏体。
引用的文献：
文献1：CN 104988391 A；
文献2：R.Ding,Y.Yao,B.Sun,G.Liu,J.He,T.Li,X.Wan,Z.Dai,D.Ponge,D.Raabe,C.Zhang,A.Godfrey,G.Miyamoto,T.Furuhara,Z.Yang,S.van der Zwaag,H.Chen,Chemical boundary engineering:A new route toward lean,ultrastrong yet ductilesteels,6(13)(2020)eaay 1430.
文献3：CN 105543674 A。
发明内容
发明要解决的问题
本发明的目的在于提供一种高强度韧性钢及其制备方法、以及热浸镀锌钢的制备方法。本发明的高强度韧性钢的抗拉强度优异，塑性高，本发明的制备方法能够显著提高残余奥氏体组织的体积分数，进而实现了钢塑性的显著提升。
用于解决问题的方案
本发明提供一种高强度韧性钢，所述高强度韧性钢的原料以质量百分比计，含有：
C：0.18-0.25％；
Mn：1.8-2.5％；
Si：1.2-1.5％；
余量为Fe和其他不可避免杂质；
所述高强度韧性钢以冷轧态珠光体及冷轧态铁素体为初始组织经热处理得到，
所述初始组织中渗碳体中Mn的质量百分比为5％以上，
所述初始组织中珠光体的体积分数为25％以上，
所述高强度韧性钢中的奥氏体的体积分数为70％-90％，
所述高强度韧性钢中的残余奥氏体的体积分数为18％-30％。
根据本发明所述的高强度韧性钢，所述高强度韧性钢的C的含量为0.18-0.22％时，所述高强度韧性钢中的残余奥氏体的体积分数为18％-22％；所述高强度韧性钢的C的含量为0.22-0.25％时，所述高强度韧性钢中的残余奥氏体的体积分数为22％-30％。
根据本发明所述的高强度韧性钢，所述高强度韧性钢的抗拉强度为900-1200MPa，总延伸率为20-40％。
根据本发明所述的高强度韧性钢，所述高强度韧性钢以质量百分比计还含有下述元素的至少一种：
Nb：0.01-1％；
V：0.01-0.5％；
Ti：0.01-0.5％；
Mo：0.01-0.5％。
本发明还提供一种制备本发明所述的高强度韧性钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将带钢由室温快速加热至800℃-830℃奥氏体铁素体两相区；
(2)在两相区加热目标温度区间内短时间停留，停留时间为5-30s；
(3)冷却至二次等温区间400-450℃，并在此温度区间停留80-120s；
(4)快速冷却至室温。
根据本发明所述的制备方法，步骤(1)中带钢的温度为小于400℃时的加热速率为10℃/s以上，带钢的温度为400℃以上时的加热速率为100℃/s以上，优选为200℃/s-300℃/s。
根据本发明所述的制备方法，步骤(3)中的所述冷却的冷却速度为80℃/s以下，冷却时间为5s-15s。
根据本发明所述的制备方法，所述冷却包括多阶段冷却或非线性速度冷却。
根据本发明所述的制备方法，在所述二次等温区间进行温度区间等温时进行不超出二次等温区间的升温或降温。
根据本发明所述的制备方法，所述带钢通过如下步骤制备得到：
将具有本发明所述的高强度韧性钢的原料组成的钢材经过熔炼及连铸，形成铸坯；
经过热轧及层流冷却后进行热卷曲，经过缓慢冷却后对热轧卷进行开卷以及冷轧，得到所述带钢。
根据本发明所述的制备方法，所述热卷曲在600℃-500℃的保温时间为4小时以上。
根据本发明所述的制备方法，所述冷轧的压下量为70％以上。
本发明还提供一种热浸镀锌钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
(1)将具有本发明所述的高强度韧性钢的原料组成的钢材经过熔炼及连铸，形成铸坯；
(2)经过热轧及层流冷却后进行热卷曲，经过缓慢冷却后对热轧卷进行开卷以及冷轧，得到所述带钢；
(3)将带钢由室温加热至800℃-830℃奥氏体铁素体两相区，带钢的温度为小于400℃时的加热速率为10℃/s以上，带钢的温度为400℃以上时的加热速率为100℃/s以上；
(4)在两相区加热目标温度区间内短时间停留，停留时间为5-30s；
(5)冷却至二次等温区间400-450℃，并在此温度区间停留80-120s；
(6)回火至460-470℃，保温后浸锌，完成热浸镀锌；
(7)快速冷却至室温，得到所述热浸镀锌钢。
发明的效果
本发明通过快速加热及控制冷却，实现了高强度韧性钢残余奥氏体体积分数的大幅提升，钢的塑性明显改善；同时本发明涉及的制备方法缩短了冷轧带钢热处理所需时间，提高了生产效率；由于本发明的高强度韧性钢所得的微观组织能够抑制铁素体的再结晶，且各相晶粒近似等轴状，各向异性影响弱，因此具有良好的变形协调性。
附图说明
图1本发明实施例1的制备方法的流程图。
图2本发明实施例1中，厚度为1.2mm的钢板中珠光体和铁素体初始组织，其中渗碳体中锰元素浓度为5-7wt.％，放大倍数为4000倍。
图3本发明实施例1中，所得高强度韧性钢的微观组织的扫描电镜图，放大倍数为4000倍。
图4本发明实施例1中，所得高强度韧性钢的微观组织的电子背散射衍射(EBSD)照片，其中深色为残余奥氏体，浅色为铁素体。
测试设备：纳米俄歇PHI-710探针。
图5本发明实施例1和对比例1的高强度韧性钢的残余奥氏体晶粒内部测得的锰元素的成分波动，测试方法：采用纳米俄歇PHI-710探针原位在EBSD组织下扫描得到的组织及其对应锰元素分布。
图6本发明实施例1的拉伸曲线(实线)与对比例1的拉伸曲线(虚线)对比图，其中，试样标距20mm，拉伸速率0.2mm/min。
图7本发明比较例1中，所得带钢的微观组织的扫描电镜图，放大倍数为4000倍，图中B为贝氏体，M/A为马氏体/奥氏体岛，F为铁素体。
图8本发明比较例1中，所得带钢的微观组织的电子背散射衍射(EBSD)照片，其中，深灰色为残余奥氏体，有内部衬度变化的块体为马氏体。
具体实施方式
以下，针对本发明的内容进行详细说明。以下所记载的技术特征的说明基于本发明的代表性的实施方案、具体例子而进行，但本发明不限定于这些实施方案、具体例子。
另外，为了更好地说明本发明，在下文的具体实施方式中给出了众多的具体细节。本领域技术人员应当理解，没有某些具体细节，本发明同样可以实施。在另外一些实例中，对于本领域技术人员熟知的方法、手段、器材和步骤未作详细描述，以便于凸显本发明的主旨。
需要说明的是：
本说明书中，使用“数值A～数值B”表示的数值范围是指包含端点数值A、B的范围。
如无特殊声明，本发明所使用的单位均为国际标准单位，并且本发明中出现的数值，数值范围，均应当理解为包含了工业生产中所允许的误差。
本说明书中，所提及的“一些具体/优选的实施方案”、“另一些具体/优选的实施方案”、“实施方案”等是指所描述的与该实施方案有关的特定要素(例如，特征、性质和/或特性)包括在此处所述的至少一种实施方案中，并且可存在于其它实施方案中或者可不存在于其它实施方案中。另外，应理解，所述要素可以任何合适的方式组合在各种实施方案中。
本说明书中，“室温”、“常温”的含义是“10-40℃”。
本发明首先提供一种高强度韧性钢，所述高强度韧性钢的原料以质量百分比计，含有：
C：0.18-0.25％；
Mn：1.8-2.5％；
Si：1.2-1.5％；
余量为Fe和其他不可避免杂质；
所述高强度韧性钢以冷轧态珠光体及冷轧态铁素体为初始组织经热处理得到，
所述初始组织中渗碳体中Mn的质量百分比为5％以上，
所述初始组织中珠光体的体积分数为25％以上，
所述高强度韧性钢中的奥氏体的体积分数为70％-90％，
所述高强度韧性钢中的残余奥氏体的体积分数为18％-30％。
钢中的残余奥氏体在变形过程中可以通过变形诱导塑性，从而改善材料的延伸率，本发明的高强度韧性钢中的残余奥氏体的体积分数为18％-30％。
相比于相同成分下的传统高强钢，本发明得到的高强度韧性钢具有高残余奥氏体体积分数，一般情况下，残余奥氏体的体积分数与初始组织中的珠光体体积分数正相关，具体地，所述高强度韧性钢的C的含量为0.18-0.22％时，所述高强度韧性钢中的残余奥氏体的体积分数为18％-22％；所述高强度韧性钢的C的含量为0.22-0.25％时，所述高强度韧性钢中的残余奥氏体的体积分数为22％-30％。
根据本发明所述的高强度韧性钢，所述高强度韧性钢的抗拉强度为900-1200MPa，总延伸率为20-40％。
相比于相同成分下的传统高强钢，本发明得到的高强度韧性钢的塑性得到明显提高，在抗拉强度为900-1000MPa范围内，本发明得到的高强度韧性钢的延伸率较传统条件下得到的高强钢提高8％-12％；在抗拉强度为1000-1100MPa范围内，本发明得到的高强度韧性钢的延伸率较传统条件下得到的高强钢提高5％-9％；在抗拉强度为1100-1200MPa范围内，本发明得到的高强度韧性钢的延伸率较传统条件下得到的高强钢提高4％-7％。
根据本发明所述的高强度韧性钢，所述高强度韧性钢以质量百分比计还含有下述元素的至少一种：
Nb：0.01-1％；
V：0.01-0.5％；
Ti：0.01-0.5％；
Mo：0.01-0.5％。
本发明还提供一种制备本发明所述的高强度韧性钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将带钢由室温快速加热至800℃-830℃奥氏体铁素体两相区；
(2)在两相区加热目标温度区间内短时间停留，停留时间为5-30s；
(3)冷却至二次等温区间400-450℃，并在此温度区间停留80-120s；
(4)快速冷却至室温。
本发明中通过将元素充分配分的冷轧态珠光体及冷轧态铁素体作为初始组织，通过将带钢快速加热到奥氏体相变两相区，利用变形储能在奥氏体相变过程中的释放提高了奥氏体的形核率和加快了奥氏体相变动力学。同时，利用较短的保温时间实现了渗碳体的溶解并限制了置换元素的扩散。在二次等温过程中，碳在奥氏体界面出的富集限制了贝氏体的形核使得等温过程中铁素体进一步长大；在二次等温后，碳元素在奥氏体内较充分富集，且奥氏体内部存在置换元素的成分波动，限制了最后冷却过程中的马氏体形核；最终在室温下，细晶奥氏体得以保留且体积分数远高于传统工艺所得残余奥氏体体积分数，在材料强度保持的条件下大幅提高了高强度韧性钢的塑性。
根据本发明所述的制备方法，步骤(1)中带钢的温度为小于400℃时的加热速率为10℃/s以上，带钢的温度为400℃以上时的加热速率为100℃/s以上，优选为200℃/s-300℃/s。
上述步骤(1)中的快速加热可通过接触式加热、电阻式加热或横磁感应加热实现。
本发明所述的制备方法中，主要是通过控制铁素体相变向奥氏体中富集碳元素，通过控制冷却使得铁素体相变充分，碳元素高效在奥氏体中富集，因此，根据本发明所述的制备方法，步骤(3)中的所述冷却的冷却速度优选为80℃/s以下，冷却时间优选为5s-15s。
上述步骤(2)中，两相区保温过程中需保证不完全奥氏体化，不完全奥氏体化可以使得冷却过程中铁素体相变无需形核，仅通过界面迁移实现，提高铁素体相变效率。其中奥氏体体积分数占比70％-90％，保温温度在800℃-830℃之间，奥氏体化时间需保证在5-30s之间以限制锰元素的扩散。
更优选地，对于低碳体系(C：0.18-0.22wt.％)奥氏体化保温温度为810-830℃，对于稍高碳体系(C：0.22-0.25wt.％)奥氏体化保温温度为800-820℃，不完全奥氏体化可以使得冷却过程中铁素体相变无需形核，仅通过界面迁移实现，提高铁素体相变效率。
根据本发明所述的制备方法，所述冷却优选包括多阶段冷却或非线性速度冷却。
根据本发明所述的制备方法，优选在所述二次等温区间进行温度区间等温时进行不超出二次等温区间的升温或降温。
上述步骤4)中，高强度韧性钢的微观结构由以下组织构成：近等轴态残余奥氏体，平均晶粒尺寸1-2μm，体积分数为15％-30％；近等轴态铁素体，平均晶粒尺寸1-2μm，体积分数为60％-80％；贝氏体或新生马氏体，体积分数为15％以下。其中，大部分残余奥氏体内部可检测出锰元素呈薄带状间隔分布，其来源于原始珠光体中的锰元素在渗碳体和铁素体间的不均匀分布。
优选地，本发明所述的高强度韧性钢的韧性可通过调整二次等温区间的停留时间进行调整，短时间保温80-100s可实现铁素体+新生马氏体(或贝氏体)+残余奥氏体组织，长时间保温100-120s可实现铁素体+残余奥氏体双相组织，其中铁素体和残余奥氏体均为近等轴状细晶组织，晶粒尺寸为约500nm-2μm。
根据本发明所述的制备方法，所述带钢通过如下步骤制备得到：
将具有本发明所述的高强度韧性钢的原料组成的钢材经过熔炼及连铸，形成铸坯；
经过热轧及层流冷却后进行热卷曲，经过缓慢冷却后对热轧卷进行开卷以及冷轧，得到所述带钢。
根据本发明所述的制备方法，所述热卷曲在600℃-500℃的保温时间优选为4小时以上，冷轧态珠光体中的渗碳体和铁素体需要有较充分的置换元素的配分，因此，带钢热卷曲工艺的保温时间需要在600℃-500℃保温4小时以上，所得到的带钢的组织中渗碳体中的锰元素质量百分比为5％以上，所得到的珠光体的体积分数为25％以上。
根据本发明所述的制备方法，利用材料内部的畸变能结合快速加热可以实现奥氏体晶粒细化，为了获得足够的畸变能，所述冷轧的压下量优选为70％以上。
本发明还提供一种热浸镀锌钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将具有本发明所述的高强度韧性钢的原料组成的钢材经过熔炼及连铸，形成铸坯；
(2)经过热轧及层流冷却后进行热卷曲，经过缓慢冷却后对热轧卷进行开卷以及冷轧，得到所述带钢；
(3)将带钢由室温加热至800℃-830℃奥氏体铁素体两相区，带钢的温度为小于400℃时的加热速率为10℃/s以上，带钢的温度为400℃以上时的加热速率为100℃/s以上；
(4)在两相区加热目标温度区间内短时间停留，停留时间为5-30s；
(5)冷却至二次等温区间400-450℃，并在此温度区间停留80-120s；
(6)回火至460-470℃，保温后浸锌，完成热浸镀锌；
(7)快速冷却至室温，得到所述热浸镀锌钢。
实施例
下面将结合实施例对本发明的实施方案进行详细描述，但是本领域技术人员将会理解，下列实施例仅用于说明本发明，而不应视为限定本发明的范围。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市购获得的常规产品。
实施例1：
对于成分为0.2C-1.8Mn-1.4Si(wt.％)的钢材经过电炉熔炼及连铸后，形成厚度为250mm的铸坯。经过热轧及层流冷却后保证卷曲为620℃-660℃，并且热卷曲在600℃-500℃的保温时间为10小时，带钢厚度为4mm，后经过缓慢冷却在基体形成铁素体+珠光体双相组织。对热轧卷进行开卷、冷轧，使得带钢厚度减小至1.2mm，所得带钢微观组织如图2所示。对冷轧后带钢进行连续退火，热处理过程如下：
1)将带钢以300℃/s加热至810℃保温28s；
2)将带钢以70℃/s冷却，至430℃并保温120s；
3)将带钢快速冷却至室温；
带钢经此热处理后，所得高强度韧性钢的微观组织如图2所示。得到均匀分布的残余奥氏体铁素体双相组织。
如图4的EBSD表征所示，所得微观组织中的残余奥氏体体积分数为22.9％，且奥氏体铁素体晶粒分布均匀，平均晶粒尺寸为1.9μm。
如图5中的实线所示，经纳米俄歇扫描表征，所得残余奥氏体内存在合金元素的成分不均匀性，该成分波动来源于由短时间奥氏体化导致的奥氏体成分对初始渗碳体/铁素体的成分继承，该成分继承有利于奥氏体在变形阶段提供连续的变形诱导奥氏体向马氏体相变，可改善组织的协调变形能力。
所得微观组织对应的抗拉强度为980MPa，延伸率为37.4％，强塑积(抗拉强度×延伸率)为36652MPa％。由此可见应用了本发明的高强韧钢比传统工艺下生产带钢在相同强度条件下延伸率大幅度提高，且热处理效率明显改善。
实施例2：
对于成分为0.2C-1.8Mn-1.4Si(wt.％)的钢材经过电炉熔炼及连铸后，形成厚度为250mm的铸坯。经过热轧及层流冷却后保证卷曲为620℃-660℃，并且热卷曲在600℃-500℃的保温时间为12小时，带钢厚度为4mm，后经过缓慢冷却在基体形成铁素体+珠光体双相组织。对热轧卷进行开卷、冷轧，使得带钢厚度减小至1.2mm，所得微观组织与实施例1相似。
对冷轧后带钢进行连续退火。退火工艺如下：
1)将带钢以300℃/s加热至810℃保温28s；
2)将带钢以70℃/s冷却至430℃并保温60s；
3)将带钢快速冷却至室温；
带钢经此热处理工艺处理后，得到均匀分布的残余奥氏体/铁素体/新生马氏体复相组织，奥氏体体积分数为14.9％。所得围观组织对应的抗拉强度为1080MPa，延伸率为25％。由此可见应用了本发明的高强韧钢比传统工艺下生产带钢在相同延伸率条件下，材料强度大幅提高，且热处理效率明显改善。
对比例1
对于成分为0.2C-1.8Mn-1.4Si(wt.％)的钢材经过电炉熔炼及连铸后，形成厚度为250mm的铸坯。经过热轧及层流冷却后保证卷曲为620℃-660℃，并且热卷曲在600℃-500℃的保温时间为12小时，带钢厚度为4mm，后经过缓慢冷却在基体形成铁素体+珠光体双相组织。对热轧卷进行开卷、冷轧，使得带钢厚度减小至1.2mm，所得带钢微观组织如图2所示。对冷轧后带钢进行连续退火，热处理过程如下：
1)将带钢以5℃/s加热至810℃保温120s；
2)将带钢以70℃/s冷却，至430℃并保温120s；
3)将带钢快速冷却至室温；
带钢经此热处理后，所得带钢的残余奥氏体晶粒内部未测出锰元素的成分波动，所得带钢的微观组织如图7所示，其中，微观组织中得到的残余奥氏体的体积分数为11％，如图8所示，延伸率为29.5％，大大低于实施例1的残余奥氏体体积分数及相应延伸率。
本发明的上述实施例仅仅是为清楚地说明本发明所作的举例，而并非是对本发明的实施方式的限定。对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其它不同形式的变化或变动。这里无需也无法对所有的实施方式予以穷举。凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换和改进等，均应包含在本发明权利要求的保护范围之内。

Claims (12)

1.一种制备高强度韧性钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将带钢由室温快速加热至800℃-830℃奥氏体铁素体两相区，步骤(1)中带钢的温度为小于400℃时的加热速率为10℃/s以上，带钢的温度为400℃以上时的加热速率为100℃/s以上；
(2)在两相区加热目标温度区间内短时间停留，停留时间为5-28s；
(3)冷却至二次等温区间400-450℃，并在此温度区间停留80-120s；
(4)快速冷却至室温；
其中，所述高强度韧性钢的原料以质量百分比计，含有：
C：0.18-0.25％；
Mn：1.8-2.5％；
Si：1.2-1.5％；
余量为Fe和其他不可避免杂质；
所述高强度韧性钢以冷轧态珠光体及冷轧态铁素体为初始组织经热处理得到，
所述初始组织中渗碳体中Mn的质量百分比为5％以上，
所述初始组织中珠光体的体积分数为25％以上，
所述高强度韧性钢的微观结构由以下组织构成：近等轴态残余奥氏体，平均晶粒尺寸1-2μm，体积分数为18％-30％；近等轴态铁素体，平均晶粒尺寸1-2μm，体积分数为60％-80％；贝氏体或新生马氏体，体积分数为15％以下。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述高强度韧性钢的C的含量为0.18-0.22％时，所述高强度韧性钢中的残余奥氏体的体积分数为18％-22％；所述高强度韧性钢的C的含量为0.22-0.25％时，所述高强度韧性钢中的残余奥氏体的体积分数为22％-30％。
3.根据权利要求1或2所述的制备方法，其特征在于，所述高强度韧性钢的抗拉强度为900-1200MPa，总延伸率为20-40％。
4.根据权利要求1或2所述的制备方法，其特征在于，所述高强度韧性钢以质量百分比计还含有下述元素的至少一种：
Nb：0.01-1％；
V：0.01-0.5％；
Ti：0.01-0.5％；
Mo：0.01-0.5％。
5.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，步骤(1)中带钢的温度为400℃以上时的加热速率为200℃/s-300℃/s。
6.根据权利要求1或5所述的制备方法，其特征在于，步骤(3)中的所述冷却的冷却速度为80℃/s以下，冷却时间为5s-15s。
7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述冷却包括多阶段冷却或非线性速度冷却。
8.根据权利要求1或5所述的制备方法，其特征在于，在所述二次等温区间进行温度区间等温时进行不超出二次等温区间的升温或降温。
9.根据权利要求1或5所述的制备方法，其特征在于，所述带钢通过如下步骤制备得到：
将具有所述的高强度韧性钢的原料组成的钢材经过熔炼及连铸，形成铸坯；
经过热轧及层流冷却后进行热卷取，经过缓慢冷却后对热轧卷进行开卷以及冷轧，得到所述带钢。
10.根据权利要求9所述的制备方法，其特征在于，所述热卷取在500℃-600℃的保温时间为4小时以上。
11.根据权利要求9所述的制备方法，其特征在于，所述冷轧的压下量为70％以上。
12.一种热浸镀锌钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
(1)将高强度韧性钢的原料组成的钢材经过熔炼及连铸，形成铸坯；
(2)经过热轧及层流冷却后进行热卷取，经过缓慢冷却后对热轧卷进行开卷以及冷轧，得到带钢；
(3)将带钢由室温加热至800℃-830℃奥氏体铁素体两相区，带钢的温度为小于400℃时的加热速率为10℃/s以上，带钢的温度为400℃以上时的加热速率为100℃/s以上；
(4)在两相区加热目标温度区间内短时间停留，停留时间为5-28s；
(5)冷却至二次等温区间400-450℃，并在此温度区间停留80-120s；
(6)回火至460-470℃，保温后浸锌，完成热浸镀锌；
(7)快速冷却至室温，得到所述热浸镀锌钢，
其中，所述高强度韧性钢的原料以质量百分比计，含有：
C：0.18-0.25％；
Mn：1.8-2.5％；
Si：1.2-1.5％；
余量为Fe和其他不可避免杂质；
所述高强度韧性钢以冷轧态珠光体及冷轧态铁素体为初始组织经热处理得到，
所述初始组织中渗碳体中Mn的质量百分比为5％以上，
所述初始组织中珠光体的体积分数为25％以上，
所述高强度韧性钢的微观结构由以下组织构成：近等轴态残余奥氏体，平均晶粒尺寸1-2μm，体积分数为15％-30％；近等轴态铁素体，平均晶粒尺寸1-2μm，体积分数为60％-80％；贝氏体或新生马氏体，体积分数为15％以下。
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