为满足车身减重和耐腐蚀性的需求，热镀锌高强度钢在汽车工业中的用量持续增长。因为具有低屈强比、高初始加工硬化指数、良好的均匀伸长率和烘烤硬化值，热镀锌双相钢在近年被广泛应用。采用热镀锌生产线生产双相钢的过程中，钢带从两相区快速冷却后必须在460℃处理以完成镀锌。该过程中，奥氏体容易转变为贝氏体，这导致双相钢的高屈服强度、低硬化能力和低断后伸长率。为了解决上述问题，改善两相区退火后奥氏体的稳定性是十分必要的。但是如果过分添加碳锰及其它合金元素不仅会导致涂镀性能恶化，并且会增加合金成本。在本研究中，铌微合金化被用于开发一种低碳的780MPa级热镀锌双相钢（简称开发钢），以改善钢的强度塑性积。
实际生产双相钢的带钢运行速度范围在60—110m/min。以60m/min和110m/min为例，带钢运行速度为60m/min时，带钢的加热速度为1.6℃/s、均热时间为109s、缓冷速度为8.8℃/s、快冷速度为18.8℃/s；带钢运行速度为110m/min时，带钢的加热速度为2.9℃/s、均热时间为59s、缓冷速度为16.1℃/s、快冷速度为34.4℃/s。
当生产厚规格带钢或者带钢板形质量不佳时，有必要采用低带速完成退火周期，但是这会导致低的冷却速度并且增加带钢在均衡段和炉鼻子区域的停留时间，这将增加贝氏体转变的可能性。
化学成分设计与分析
为了克服生产线冷却能力的限制，在原来的设计中，高碳含量被用于增加奥氏体的稳定性，并且应用硅在铁素体中的偏聚去间接稳定奥氏体。
为了解决高碳含量带来的焊接问题，开发了具有低碳体系的新成分，其碳含量仅为0.07%。考虑到镀锌的影响，未加入硅，但由铝代替。为了确保奥氏体的稳定性以便在快冷过程中转化为马氏体，钼和硼也被加入。为了消除氮和硼的结合，加入少量钛起到固氮作用。值得注意的是，铌作为晶粒细化元素被加入钢中，铌不仅可以细化铁素体，而且可以细化两相区退火过程生成的奥氏体。因为体积效应，奥氏体将更加稳定并在冷却中转化为马氏体。
近年来，新日铁公司为解决工程需要，得出了一个考虑多种元素综合作用的碳当量计算公式，本研究采用该公式评估参考钢和开发钢的碳当量。该公式如下所示。
式中：各化学元素符号分别代表该元素的质量百分数，Ceq为碳当量，Acarbon为碳适应系数。
Acarbon表达式如下：
通过计算，参考钢和开发钢的碳当量分别为
0.34，0.20。
试制及结果
为了获得低的冷轧轧制力并确保带钢板形，热轧板仅仅含有铁素体和珠光体，避免出现低温转变相。热轧关键温度主要包括：再加热温度1210—1300℃，粗轧出口温度1010—1100℃，终轧温度870℃左右，卷取温度650℃左右。
热轧板的厚度为4.5mm，经过酸洗后冷轧到1.8mm。
参考钢与开发钢的力学性能分别为Rp0.2：461、400MPa；Rm：820、814MPa；A80：16%、19%。参考钢是在工业生产线上生产的并通过了光整轧制。开发钢是在实验室获得，未经过光整轧制。
由以上力学性能数据可见，虽然开发钢碳含量不到参考钢的一半，但其力学性能相当，说明铌微合金化并配合钼、铝、硼、钛的作用，可充分降低碳含量而不恶化力学性能。
通过分析Lepera试剂浸蚀的参考钢与开发钢的显微组织可见，在参考钢中，马氏体岛的尺寸较大，且马氏体条带明显；但是在开发钢中，马氏体岛的尺寸较小且马氏体条带消失。
虽然热镀锌生产线退火参数调节的空间很小，但是每个重要的因素仍都需要关注。
1）两相区奥氏体化后比完全奥氏体化后的奥氏体更加稳定，在冷却阶段几乎没有珠光体和贝氏体的转变。
2）基于镀锌生产线的参数，快速冷却速度在18—35℃/s，可以完全避开珠光体和贝氏体转变，因此快速冷却对钢种力学性能的影响在本研究中不关注。
考虑到奥氏体相变的过热度，设定A1（奥氏体开始转变的平衡温度）或A3（奥氏体结束转变的平衡温度）温度加50℃作为Ac1和Ac3在Ac1到Ac3的温度区间内选择不同的温度退火，以调查退火温度对力学性能的影响。
通过分析两相区退火温度对开发双相钢力学性能的影响可知，740℃的低退火温度使得开发钢具有高的屈服强度和低的断后伸长率。退火温度为770℃时，开发钢具有最低的屈服强度和最高的断后伸长率。当温度进一步上升，屈服强度和抗拉强度都显著升高，但是断后伸长率恶化。上述现象的原因为铌的添加导致铁素体在低温退火情况下不能充分再结晶，然而高温退火使得最终马氏体含量增加。
综上所述：1）基于首钢的生产线，铌添加可以减少碳在780MPa级双相钢中的含量，且可以获得与高碳钢相似的力学性能。2）铌添加在钢中明显细化了马氏体岛，且马氏体带状消失