Aluminum-silicon-plated steel and preparation method thereof, pre-coated plated steel, and manufacturing process of thermoformed member

Abstract

The present disclosure provides an aluminum-silicon-plated steel and a preparation method thereof, a pre-coated plated steel, and a process for manufacturing a thermoformed member. The aluminum-silicon-plated steel comprises a steel substrate and a pre-plating layer positioned on the steel substrate, wherein the pre-plating layer comprises an intermediate layer and an aluminum-silicon plating layer with a nominal thickness of 10 μm-33 μm; the aluminum-silicon plating layer contains an Al-Si phase in a proportion of 5-40%and an Al-Si-Fe phase in a proportion of 0.1-15%, wherein the Al-Si phase and the Al-Si-Fe phase are present in the aluminum-silicon plating layer with a dispersion index equal to or greater than 0.05. In the above described aluminum-silicon-plated steel, the Al-Si phase and Al-Si-Fe phase are present in the aluminum-silicon plating layer at appropriate proportions and with appropriate dispersion indexes, offering the benefit of providing the product thermoformed member with smaller grains and double Al-rich intermetallic compound layers, thereby improving the toughness and environmental tolerance of the plating layer of the thermoformed member, and reducing the crack susceptibility of the plating layer. So that, the thermoformed member has the advantages of improved hydrogen embrittlement resistance and corrosion resistance.

Description

ALUMINUM-SILICON-PLATED STEEL AND PREPARATION METHOD THEREOF, PRE-COATED PLATED STEEL, AND MANUFACTURING PROCESS OF THERMOFORMED MEMBERFIELD

[0001] The present disclosure relates to the field of thermoformed steels, particularly to an aluminum-silicon-plated steel and a preparation method thereof, a pre-coated plated steel, and a process for manufacturing a thermoformed member.BACKGROUND

[0002] At present, commercial thermoformed steels have strength exceeding 1500 MPa. The thermoformed steels with a strength of 2000 MPa are becoming a hot spot for automotive steels. Such thermoformed steels are developed to have higher strength as well as higher toughness and better resistance to crack susceptibility. Collision energy-absorbing materials also have a strength of up to 1000 MP level. A plating layer of a conventional aluminum-silicon-plated thermoformed steel comprises a typical four-layer structure, namely (a) an interdiffusion layer, (b) an intermediate layer, (c) an Al-rich intermetallic compound layer and (d) a surface layer. Such structure can be manufactured within wider processing window of thermoforming austenitization, not only achieving higher strength, but also offering a plating layer excellent welding properties.

[0003] Under the requirement of reducing costs, thermoformed steels with a thin plating layer has appeared on the market, which however are not conducive to welding process control and their thin plating layer has low anti-corrosion performance. Moreover, as the strength of materials is increased to greater than 2000 MPa, hydrogen embrittlement becomes a focus issue. Processing window of thermoforming austenitization that takes into account the well-balance between toughness and the hydrogen embrittlement issue is an urgent need for most customers.SUMMARY OF THE INVENTION

[0004] The present disclosure mainly aims to provide an aluminum-silicon-plated steel, a thermoformed member and a process for manufacturing the same, so as to solve the technical problem that a conventional aluminum-silicon-plated steel cannot take into account the well-balance between toughness and hydrogen embrittlement.

[0005] To achieve the above purpose, this application provides an aluminum-silicon-plated steel comprising a steel substrate and a pre-plating layer positioned on the steel substrate.

[0006] The pre-plating layer comprises an intermediate layer and an aluminum-silicon plating layer. The aluminum-silicon plating layer has a nominal thickness of 10 μm-33 μm. The aluminum-silicon plating layer contains an Al-Si phase in a proportion of 5-40%and an Al-Si-Fe phase in a proportion of 0.1-15%, wherein the Al-Si phase and the Al-Si-Fe phase are present in the aluminum-silicon plating layer with a dispersion index equal to or greater than 0.05.

[0007] The Al-Si phase has 30-50%of silicon in percentage by mass. The Al-Si-Fe phase has 10-35%of iron in percentage by mass and 3-15%of silicon in percentage by mass.

[0008] Preferably, the aluminum-silicon plating layer contains an Al-Si phase in a proportion of 10-30%and an Al-Si-Fe phase in a proportion of 0.1-10%, wherein the Al-Si phase has 30-50%of silicon in percentage by mass, and the Al-Si-Fe phase has 10-35%of iron in percentage by mass and 3-15%of silicon in percentage by mass.

[0009] According to an embodiment of this application, the Al-Si phase comprises an AlnSim phase wherein n: m = (1.0-3.0) : 1. The AlnSim phase is present in the Al-Si phase in a proportion equal to or greater than 50%.

[0010] According to an embodiment of this application, the AlnSim phase comprises at least one of an Al4Si3 phase and an Al4Si2 phase.

[0011] According to an embodiment of this application, the Al-Si-Fe phase comprises a FeaSibAlc phase wherein a: b: c = (1-2) : 1: (4-9) . The FeaSibAlc phase is present in the Al-Si-Fe phase in a proportion equal to or greater than 50%. The FeaSibAlc phase comprises a FeSiAl4 phase and a Fe2SiAl7 phase.

[0012] This application provides another aluminum-silicon-plated steel comprising a steel substrate and a pre-plating layer positioned on the steel substrate. The pre-plating layer comprises an intermediate layer and an aluminum-silicon plating layer. The aluminum-silicon plating layer comprises aluminum flakes and has a nominal thickness of 10-20 μm, the aluminum flakes satisfy a condition that the coordinate points formed by aluminum flake area (mm2) and aluminum flake convexity (μm) are within a first convex pentagon that is enclosed by five points (2, 3) , (150, 3) , (350, 7) , (350, 35) and (2, 35) .

[0013] According to an embodiment of this application, the aluminum-silicon plating layer comprises aluminum flakes and has a nominal thickness of 19-33 μm. The aluminum flakes satisfy a condition that the coordinate points formed by aluminum flake area (mm2) and aluminum flake convexity (μm) are within a second convex pentagon that is enclosed by five points (4, 5) , (170, 5) , (400, 12) , (400, 40) , (4, 40) .

[0014] According to an embodiment of this application, the aluminum-silicon plating layer comprises aluminum flakes and has a nominal thickness of 10-20 μm, the aluminum flakes satisfy a condition that the coordinate points formed by boundary length (1 / mm) of the aluminum flakes per unit area and aluminum flake convexity (μm) are within a third convex pentagon that is enclosed by five points (0.1, 7) , (0.17, 3) , (10, 3) , (10, 35) and (0.1, 35) .

[0015] According to an embodiment of this application, the aluminum-silicon plating layer comprises aluminum flakes and has a nominal thickness of 19-33 μm. The aluminum flakes satisfy a condition that the coordinate points formed by boundary length (1 / mm) of the aluminum flakes per unit area and aluminum flake convexity (μm) are within a fourth convex pentagon that is enclosed by five points (0.08, 12) , (0.16, 5) , (8, 5) , (8, 40) and (0.08, 40) .

[0016] This application discloses a method for preparing the aluminum-silicon-plated steel. The method includes the following steps:

[0017] annealing a steel substrate to be coated and then immersion plating the steel substrate in an immersion-plating solution to obtain an immersion-plated steel substrate, wherein the immersion-plating solution contains 8-11%of Si and 1-4%of Fe in percentage by mass, with Al and unavoidable impurities as the rest thereof;

[0018] cooling the immersion-plated steel substrate to a temperature of 570℃-650℃ at a rate of 2-20℃ / s, and maintaining at a temperature of 570℃-650℃ for 1-20 seconds to obtain primary cold-immersion-plated steel;

[0019] cooling the primary cold-immersion plated steel inside a temperature regulating device under a heated gas atmosphere at an average cooling rate of 5-25℃ / s to a temperature of 300℃ and maintaining at the temperature for 2-30 seconds to obtain a secondary cold-immersion plated steel, wherein the temperature regulating device has a temperature of 300℃-570℃ and the heated gas has a temperature equal to or greater than 100℃, the total suspended particles in the gas are equal to or less than 0.2 mg / m3; and

[0020] cooling the secondary cold-immersion plated steel to room temperature, to obtain a pre-coated plated steel.

[0021] According to an embodiment of this application, the immersion-plated steel substrate is cooled to 570℃ at a rate of 2-15℃ / s and maintained at 570℃ for 1-10 seconds to obtain the primary cold-immersion plated steel.

[0022] According to an embodiment of this application, the primary cold-immersion plated steel is cooled to a temperature of 300℃ at an average rate of 5-20℃ / s, and maintained at the temperature for 2-20 seconds, to obtain the secondary cold-immersion plated steel.

[0023] According to an embodiment of this application, in the annealing step, the steel substrate to be coated is annealed at a annealing temperature of 700-850℃ for 1-20 minutes. The steel substrate to be coated after annealing is dipped into the immersion-plating solution at a temperature of 600-700℃.

[0024] This application further discloses a pre-coated plated steel. The pre-coated plated steel is obtained by subjecting an aluminum-silicon-plated steel to cold rolling and skin-pass, wherein the pre-coated plated steel comprises a steel substrate and a skin-pass plating layer that is provided on the steel substrate and obtained by a process comprising anyone of cold rolling and / or skin-pass;

[0025] the skin-pass plating layer comprises an intermediate layer and an aluminum-silicon plating layer that has a nominal thickness of 10 μm-33 μm and contains an Al-Si phase in a proportion of 5-40%and an Al-Si-Fe phase in a proportion of 0.1-15%, wherein the Al-Si phase and the Al-Si-Fe phase are present in the aluminum-silicon plating layer with a dispersion index equal to or greater than 0.05;

[0026] wherein the Al-Si phase has 30-50%of silicon in percentage by mass; and the Al-Si-Fe phase has 10-35%of iron in percentage by mass and 3-15%of silicon in percentage by mass.

[0027] This application further discloses a thermoformed member. The thermoformed member comprises a steel substrate and a member plating layer that is generated from interdiffusion between the steel substrate and the aluminum silicon pre-coating layer during the thermoforming process;

[0028] wherein the member plating layer comprises sequentially stacked an interdiffusion layer, a first intermediate layer, a first Al-rich intermetallic compound layer, a second intermediate layer and a second Al-rich intermetallic compound layer; the interdiffusion layer is positioned at the innermost side of the member plating layer;

[0029] the first Al-rich intermetallic compound layer represents a discontinuous structure, accounting for a proportion equal to or less than 80%of the length of layer therein; the second Al-rich intermetallic compound layer represents a quasi-continuous structure, accounting for a proportion equal to or greater than 20%of the continuous length of layer therein.

[0030] Preferably, the first Al-rich intermetallic compound layer accounts for a proportion of 1-50%of the length of layer therein; the second Al-rich intermetallic compound layer accounts for a proportion equal to or greater than 50%of the continuous length of layer therein. More preferably, the second Al-rich intermetallic compound layer accounts for a proportion of 50-90%of the continuous length of layer therein.

[0031] According to an embodiment of this application, the member plating layer further comprises a surface layer being positioned outside the second Al-rich intermetallic compound layer.

[0032] According to an embodiment of this application, the first intermediate layer, the second intermediate layer and the surface layer have an average grain size less than or equal to 30 μm. Preferably, the first intermediate layer and the second intermediate layer have an average grain size less than or equal to 25 μm. More preferably, the first intermediate layer and the second intermediate layer have an average grain size less than or equal to 15 μm. In the present disclosure, the grain size of the intermediate layer of the plating layer is the average grain size of the plating layer viewed from its cross section.

[0033] According to an embodiment of this application, the member plating layer has a total thickness of 5 μm-60 μm. Preferably, a member plating layer has a total thickness of 20 μm-55 μm. More preferably, a member plating layer has a total thickness of 26 μm-50 μm. Further preferably, a member plating layer has a total thickness of 30 μm-50 μm.

[0034] This application further discloses another thermoformed member. The thermoformed member comprises a steel substrate and a member plating layer that is generated from interdiffusion between the steel substrate and the aluminum silicon pre-coating layer during the thermoforming process. The member plating layer has at least four peaks of Si concentration along the thickness direction.

[0035] According to an embodiment of this application, the at least four peaks of Si concentration comprise a first Si concentration peak, a second Si concentration peak, a third Si concentration peak, and a fourth Si concentration peak from a surface of the member plating layer to the steel substrate;

[0036] wherein a distance between the first Si concentration peak and the surface of the member plating layer is equal to or greater than 0.25 μm.

[0037] According to an embodiment of this application, a distance between the first Si concentration peak and the surface of the member plating layer is equal to or greater than 0.45 μm.

[0038] According to an embodiment of this application, a distance between the first Si concentration peak and the surface of the member plating layer is equal to or greater than 0.75 μm.

[0039] According to an embodiment of this application, a distance between the first Si concentration peak and the surface of the member plating layer is equal to or greater than 1.5 μm.

[0040] According to an embodiment of this application, after subtracting background, a concentration value of the minimum peak among the at least four peaks of Si concentration is equal to or greater than 0.01%.

[0041] According to an embodiment of this application, the concentration value of the minimum peak is equal to or greater than 0.025%.

[0042] According to an embodiment of this application, the concentration value of the minimum peak is equal to or greater than 0.05%.

[0043] According to an embodiment of this application, the concentration value of the minimum peak is equal to or greater than 0.25%.

[0044] The present disclosure further discloses a process for manufacturing a thermoformed member.

[0045] The process comprises the steps of: heating the aluminum-silicon-plated steel mentioned above or the pre-coated plated steel mentioned above to an austenite range under an air atmosphere and a dew point equal to or less than 0℃, and maintaining at a temperature of 880 to 950℃ for 3-15 minutes; and

[0046] cooling the resulting steel plate, taking out the heated steel plate, using a mold to press and deform the steel plate within 10 seconds, and at the same time cooling to a temperature equal to or less than 200℃.

[0047] The present disclosure further discloses a motor vehicle comprising the thermoformed member mentioned above.

[0048] In the above-mentioned aluminum-silicon-plated steel, the Al-Si phase and Al-Si-Fe phase are present in the aluminum-silicon plating layer at appropriate proportions and with appropriate dispersion indexes, offering the benefit of providing the product thermoformed member with smaller grains and double Al-rich intermetallic compound layers, thereby improving the toughness and environmental tolerance of the plating layer of the thermoformed member, and reducing the crack susceptibility of the plating layer. So that, the thermoformed member has the advantages of improved hydrogen embrittlement resistance and corrosion resistance.BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS

[0049] Hereinafter, in order to more clearly illustrate the technical solutions in the embodiments of the present disclosure or the existing technology, a brief introduction will be made to the drawings that may be used for describing the embodiments or the existing technology. But, it is obvious that the drawings described below are only some examples of the present disclosure. Based on the structures illustrated in these drawings, these skilled in the art are possible to derive other drawings without inventive effort.

[0050] Fig. 1 shows typical aluminum flake morphology of a plating layer of a strip steel of the present disclosure before thermoforming.

[0051] Fig. 2 shows typical aluminum flake morphology of a member of the present disclosure after thermoforming.

[0052] Fig. 3 shows typical metallographic structure of a plating layer of a member of the present disclosure after thermoforming.

[0053] Fig. 4 shows typical metallographic structure of a plating layer of a conventional thermoformed member after thermoforming.

[0054] Fig. 5 shows a structure of a deformed plating layer of a member of the present disclosure after thermoforming.

[0055] Fig. 6 shows a structure of a deformed plating layer of a member of a conventional thermoformed steel after thermoforming.

[0056] Fig. 7 is a structural image of a pre-plating layer before thermoforming.

[0057] Fig. 8 shows a structure of a plating layer of a member of the present disclosure after thermoforming.

[0058] Fig. 9 shows a structure of a plating layer of a conventional thermoformed member after thermoforming.

[0059] Fig. 10 shows the distribution of Si and Fe elements in the cross section of a plating layer of the aluminum-silicon-plated steel of the present disclosure.

[0060] Fig. 11 shows an aluminum flake area of equal to or greater than 200 mm2 on the surface of a strip steel of the present disclosure before thermoforming.

[0061] Fig. 12 shows an aluminum flake area of equal to or less than 9 mm2 on the surface of a strip steel of the present disclosure before thermoforming.

[0062] Fig. 13 shows the composition characteristics of a plating layer of a member of the present disclosure after thermoforming.

[0063] Fig. 14 shows the composition characteristics of a plating layer of a conventional member after thermoforming.

[0064] The purposes, functions, features and advantages of the present disclosure will be further described with reference to the drawings in combination with the embodiments.DETAILED DESCRIPTION

[0065] Hereinafter the technical solutions of the present disclosure will be described clearly and completely, in conjunction with embodiments of the present disclosure. Obviously, the described embodiments are only part of the embodiments of this application, rather than all the embodiments. Based on the embodiments in the present disclosure, all other embodiments obtained by a person of ordinary skill in the art without inventive effort should fall within the protection scope of the present disclosure.

[0066] It should be noted that all directional indications (such as up and down ......) in the embodiments of the present disclosure are used only for explaining the relative positional relationship, movement, and the like among the various components in a particular state (as shown in the drawings) , and that the directional indications will be changed accordingly if the particular state is changed.

[0067] Furthermore, descriptions such as “first” , “second” , and the like in the present disclosure are used only for descriptive purposes, and should not be construed as indicating or implying their relative importance or implicitly specifying the number of the indicated technical features. So, a feature defined with “first” or “second” may explicitly or implicitly include at least one such feature.

[0068] Moreover, the technical solutions of different embodiments of the present disclosure can be combined with each other, as long as the combinations can be realized by a person of ordinary skill in the art. In the case that the combinations of the technical solutions are contradictory or unattainable, it should be considered that such combinations of technical solutions do not exist, and are not within the protection scope claimed by the present disclosure.

[0069] The Applicant has extensively studied thermoformed members, and it is found that the existing thermoformed members are mostly of four-layer structure, which specifically includes: (a) an interdiffusion layer; (b) an intermediate layer; (c) an Al-rich intermetallic compound layer; and (d) a surface layer. Moreover, the Al-rich intermetallic compound layer is a quasi-continuous structural layer. That is, the length of the Al-rich intermetallic compound layer accounts for a large proportion (such as 90%) of the length of the structural layer in the metallograph. Visually, the overall metallograph is basically continuous. The length of the structural layer is the total length measured for the plating layer.

[0070] The inventors have found that brittle Al-rich intermetallic compounds tend to exist at the interface between the interdiffusion layer and the first intermediate layer (i.e., the surface of the interdiffusion layer) . When such Al-rich intermetallic compounds on the surface of the interdiffusion layer are thicker, the cracks initiated, during bending of the material, on the surface of the plating layer, will almost always expand toward the steel substrate. However, when the Al-rich intermetallic compounds on the surface of the interdiffusion layer are reduced, it will be harder for the cracks to expand from the outside to inside of the interdiffusion layer, and the interdiffusion layer even may remain intact while cracks occur in the steel substrate. This phenomenon suggests that reducing the thickness of the Al-rich intermetallic compounds on the surface of the interdiffusion layer helps to improve the plasticity of the interdiffusion layer, and furthermore can prevent cracks developing from the surface to the steel substrate. It is found through further research that the first Al-rich intermetallic compound layer is easy to merge with the Al-rich intermetallic compound on the surface of the interdiffusion layer and then disappears. This merging not only thickens the Al-rich intermetallic compound on the surface of the interdiffusion layer, but also easily causes the Al-rich intermetallic compound on the surface of the interdiffusion layer to form sharp corners where the stress will convergence, thereby increasing the risk of cracks developing and propagating. If the cracks at the corners continue to propagate and expand inwards, they will reach the interface between the steel substrate and the interdiffusion layer, further accelerating the cracking of the steel substrate.

[0071] After deformation (e.g., bending) , the occurrence of a large number of cracks in the interdiffusion layer will increase the chance for hydrogen to invade into the martensitic structure of the steel substrate. So, an intact interdiffusion layer improves not only the bending toughness of the material but also the hydrogen embrittlement resistance of the material to a certain extent.

[0072] Therefore, in the present disclosure, the first Al-rich intermetallic compound layer particularly is provided, enabling sharing the enrichment degree of the Al-rich intermetallic compound in the interdiffusion layer, thereby improving the plasticity of the interdiffusion layer. In particular, when the thickness of the plating layer after thermoforming exceeds 26 μm, sufficient Al-rich intermetallic compounds can be formed within the plating layer. In the present disclosure, a portion of the Al-rich intermetallic compounds on the surface of the interdiffusion layer is appropriately separated out to form a new first Al-rich intermetallic compound layer, thereby improving the plasticity of the interdiffusion layer and reducing the number of crack penetrations.

[0073] In order to form a thermoformed member with the above structure, the raw material for forming it, aluminum-silicon-plated steel or aluminum-silicon-plated steel after skin-pass (i.e., pre-coated plated steel herein below) , need to meet specific conditions. The following describes the aluminum-silicon-plated steel or the aluminum-silicon-plated steel after skin-pass (i.e., the pre-coated plated steel herein below) , respectively.

[0074] In order to achieve the above purposes, the present application provides an aluminum-silicon-plated steel comprising a steel substrate and a pre-plating layer positioned on the steel substrate.

[0075] The pre-plating layer comprises an intermediate layer and an aluminum-silicon plating layer. The aluminum-silicon plating layer has a nominal thickness of 10-33 μm. The aluminum-silicon plating layer contains an Al-Si phase in a proportion of 5 to 40%and an Al-Si-Fe phase in a proportion of 0.1 to 15%, and the Al-Si phase and the Al-Si-Fe phase are present in the aluminum-silicon plating layer with a dispersion index equal to or greater than 0.05. The Al-Si phase has 30-50%of silicon in percentage by mass. The Al-Si-Fe phase has 10-35%of iron in percentage by mass and 3-15%of silicon in percentage by mass.

[0076] An Energy Dispersive Spectrometer (EDS) can be used to scan the distribution of Si and Fe elements in the cross-section of the plating layer (as shown in Fig. 10) , and the phases in the plating layer in which the distribution of Si and Fe elements is dense and bright are the Al-Si and Al-Si-Fe phases, respectively. Then an image software (e.g. Image-pro Plus) is used to calculate the proportions of Al-Si phase and Al-Si-Fe phase in the plating layer. To calculate the proportions, the interdiffusion layer between the plating layer and the substrate should be removed. To ensure that the test results are representative, the test can generally be performed accumulatively over a continuous plating layer cross-section length of equal to or greater than 100 mm.

[0077] Aluminum-silicon-plated steel is usually formed by hot-immersion plating of a steel substrate. The steel substrate includes steel billets, hot rolled strip steels and cold rolled strip steels. The steel substrate to be plated is generally present in the form of a flat steel strip, the dimensions of which can be referenced to GB708-2006, and is also referred to in the industry as steel strips, strip steels or steel sheets. Such designations do not affect the interpretation of the present disclosure. The thickness of the steel substrate to be plated is usually 0.5-3.5 mm.

[0078] The steel substrate to be plated referred to in the present disclosure is the steel used for hot-immersion plating, including hot rolled steel sheets and cold rolled steel sheets, or collectively referred to as strip steels. The steel substrate to be plated can be present in a form of coils, sheets, parts and other geometric forms, and the steel substrate to be plated generally used for continuous annealing is in the form of coil. Regardless of the geometric form of the steel substrate to be plated, the interpretation of the present disclosure shall not be affected. The hot-immersion-plated strip steel is cut into steel sheets in suitable dimensions, and the steel sheets are thermoformed to obtain members with desired geometric dimensions in the form of parts, sheets, and the like. Regardless of the geometric form of the thermoformed member, the interpretation of the present disclosure shall not be affected. The plating layer referred to in the present disclosure may be a top and bottom double sided plating layer, or one single-sided plating layer.

[0079] In some embodiments, the steel substrate is a boron-containing intrusion-resistant automotive thermoformed steel, including or including ingredients ranging from: 0.18-0.45%of C, 0.3-3.0%of Mn, 0.0008-0.005%of B, and allowed alloying elements. The material after thermoforming has a tensile strength of equal to or greater than 1500 MPa. This embodiment is particularly directed to a material having a tensile strength of equal to or greater than 1800 MPa or more after thermoforming.

[0080] In some embodiments, the steel is a crash-absorbing thermoformed steel for automobiles containing niobium, including or including ingredients ranging from: 0.03-0.12%of C, 0.15-2.5%of Mn, 0.02-0.10%of Nb, and allowed alloying elements such as 0.0008-0.005%of B. The material has a tensile strength of equal to or less than 1500 MPa after thermoforming, and this embodiment is particularly directed to a material having a tensile strength of 900 MPa-1500 MPa after thermoforming.

[0081] The aluminum-silicon plating layer of the aluminum-silicon-plated steel includes (1) an intermediate layer; and (2) an aluminum-silicon plating layer. The aluminum-silicon plating layer contains a proportion of 5-40%of an Al-Si phase, and the Al-Si phase has 30-50%of silicon in percentage by mass; the aluminum-silicon plating layer contains a proportion of 0.1-15%of an Al-Si-Fe phase, and the Al-Si-Fe phase has 10-35%of iron in percentage by mass and 3-15%of silicon in percentage by mass.

[0082] Through dedicated research, the inventors have found that the aluminum-silicon plating layer of the pre-plated strip steel may be prepared to include certain proportions of Al-Si phase and Al-Si-Fe phase (e.g., FIG. 9) by reasonably controlling the manufacturing process. The Al-Si phase and the Al-Si-Fe phase are the key sources of the Al-rich intermetallic compounds of the plating layer during the thermoforming process, and the distribution form and quantity of the Al-Si phase and Al-Si-Fe phase of the pre-plating layer largely determine the location and quantity of the Al-rich intermetallic compounds after thermoforming. More and dispersive distribution of the Al-Si phase and Al-Si-Fe phase of the pre-plating layer in the plating layer favors for the generation of the first Al-rich intermetallic compound layer after thermoforming. While, less and concentrated distribution of the Al-Si phase and the Al-Si-Fe phase of the pre-plated in the plating layer causes difficulty for the occurrence of the first Al-rich intermetallic compound layer after thermoforming, instead, a single layer of Al-rich intermetallic compound of the conventional thermoformed steel will be produced, resulting in a failure to obtain the double-layered Al-rich intermetallic compound of the present disclosure.

[0083] In order to obtain the above-described double-layer Al-rich intermetallic compound structure after thermoforming, the Al-Si phase and the Al-Si-Fe phase should be dispersively distributed in the pre-plating layer, and should not be aggregated into a line or into a large blocks. The aluminum-silicon plating layer shall contain a proportion of 5-40%of the Al-Si phase, and the Al-Si phase has 20-50%of silicon in percentage by mass; the aluminum-silicon plating layer shall contain a proportion of 0.1-15%of the Al-Si-Fe phase, and the Al-Si-Fe phase has 10-35%of iron in percentage by mass and 3-15%of silicon in percentage by mass. Preferably, the aluminum-silicon plating layer contains a proportion of 10-30%of the Al-Si phase, and the Al-Si phase has 30-50%of silicon in percentage by mass; the aluminum-silicon plating layer contains a proportion of 0.1-15%of the Al-Si-Fe phase, and the Al-Si-Fe phase has 10-35%of iron in percentage by mass and 3-15%of silicon in percentage by mass.

[0084] In order to better characterize the present disclosure, the degree of dispersion of the Al-Si phase and Al-Si-Fe phase of the present disclosure is expressed by dispersion index. In a range of 20×100 square microns of the aluminum-silicon plating layer (1) , the Al-Si phases and Al-Si-Fe phases that are each uniformly sized and significantly discontinuous are simplified as geometrically centered plasmas, or the Al-Si phases and Al-Si-Fe phases with an area of equal to or greater than 1 square micron each are simplified as plasmas. Three adjacent plasmas are connected. If the triangle formed by connecting the 3 plasmas is a non-obtuse triangle, it is recorded as a class A triangle. If it is an obtuse triangle, it is recorded as a class B triangle. The dispersion index is then defined as the proportion of class A triangles to the total number of triangles. The greater the index, the greater the degree of dispersion. For the present disclosure, when the dispersion index is equal to or greater than 0.05, there is a tendency for a first Al-rich intermetallic compound layer to be formed at the location, i.e., a 6-layer plating layer structure containing a double layer of Al-intermetallic compound (the first Al-rich intermetallic compound layer and the second layer) is easily formed after thermoforming. Preferably, the local dispersion index is equal to or greater than 0.1.

[0085] If the above conditions are satisfied, the Al-Si phase and the Al-Si-Fe phase of the plating layer will (iii) be small in quantity and have clear boundaries. Otherwise, the Al-Si-phase and Al-Si-Fe phase of the plating layer will (i) be large in quantity and have blurred boundaries; or (ii) be small in quantity and have blurred boundaries.

[0086] In order to avoid that the localized aggregation of the Al-Si phase and the Al-Si-Fe phase results in over thick or sharp Al-rich intermetallic compounds on the surface of the interdiffusion layer, the dispersive distribution is particularly important for this position in the present disclosure. The dispersive distribution can promote the formation of the first Al-rich intermetallic compound layer and preventing the Al-rich intermetallic compound on the surface of the interdiffusion layer from being too thick and sharp. When the requirements of the content proportions of the Al-Si phase and Al-Si-Fe phase and the dispersion index of the present disclosure are satisfied at the same time, the proportion of the obtained discontinuous first Al-rich intermetallic compound layer to the considered structural layer will exceed 0.5%. Preferably, the proportion of the first Al-rich intermetallic compound layer to the considered structural layer exceeds 1%. This proportion is the proportion of the length obtained by connecting the first Al-rich intermetallic compound layer to the length of the structural layer, and the length of the structural layer is the total length measured for the plating layer.

[0087] In the above-described aluminum-silicon-plated steel, the Al-Si phase and the Al-Si-Fe phase are present in the aluminum-silicon plating layer at a suitable proportion and a suitable dispersion index, which aids in providing the subsequently produced thermoformed members with smaller grains and a double-layered Al-rich intermetallic compound layer, thereby improving the toughness of the plating layer and the environmental endurance of the thermoformed member, reducing its crack sensitivity. So that, the thermoformed member also has advantages such as improved hydrogen embrittlement resistance, corrosion resistance, and the like.

[0088] The Applicant has also found through research that, a large amount of literature has analyzed in detail the plating structure of the pre-plating layers of existing thermoformed steels and concluded that before austenitization (prior to heating for thermoforming) , the pre-plating layer of the strip steel mainly consists of intermetallic compounds formed by eutectic reaction of pure Al and pure Si. The plating layer consists of three parts: a pure Al layer as the outermost layer, which includes a small amount of Si-rich phase and Fe-Al-Si ternary alloy; a Fe-Al-Si ternary alloy phase as the middle layer; and a Fe-Al alloy layer as the inner layer, which contains Fe2Al5 and FeAl3 as the main components. The pure Si phase is in the form of a thin and long strip with a brighter color. A brighter intermediate layer exists between the plating layer and the steel substrate with a thickness of about 5 mm, which is analyzed as Fe2SiAl7 (τ5 phase) . A thin compound layer consisting of Fe2Al5 and FeAl3 exists between the intermetallic compound Fe2SiAl7 and the steel substrate.

[0089] The Al-Si phases are mainly present in the cluster structure of AlnSim or contain no more than 1%of Fe. The atomic structure stability of these aluminum-silicon phases has a high correlation with their bonding mode and binding energy.

[0090] In some embodiments, the Al-Si phase comprises an AlnSim phase, wherein n: m = (1.0-3.0) : 1. The proportion of the AlnSim phase present in the Al-Si phase is equal to or greater than 50%. Specifically, the AlnSim phase comprises at least one of Al4Si3 and Al4Si2.

[0091] In the present disclosure, a certain proportion of the desired Al-Si phases are obtained by controlling the Al-Si phases with atomic proportions n: m ranging from 1.0-3.0. Such phases contribute to the formation of the plating layer structure after thermoforming of the present disclosure. Further, the key precipitation phases include phases with an Al-Si atomic proportion between 1.3 and 2.5, such as Al4Si3, Al4Si2. Such Al-Si phases (including Al4Si3, Al4Si2) are the required precipitation phases, which need to be controlled in the present disclosure. As the bonding nature of the phases determines that Al4Si3 and Al4Si2 cannot exist stably, in the present disclosure, the cooling of the plating layer is controlled by using a heat shield, a plating layer heating, high purity drying air or other means, which can enhance the stability of Al4Si3, Al4Si2 and obtain more effective Al-Si phases having more particles.

[0092] In some embodiments, the Al-Si-Fe phase comprises a FeaSibAlc phase wherein a: b: c= (1-2) : 1: (4-9) ; and the proportion of the FeaSibAlc phase is present in the Al-Si-Fe phase at a proportion equal to or greater than 50%. The FeaSibAlc phase comprises a FeSiAl4 phase and a Fe2SiAl7 phase.

[0093] The Al-Si-Fe phase is the main form of Fe in the plating layer. This phase is a product of the formation of the Al-Si-Fe phase resulted from the recombination of the Al-Si phase with Fe elements having been diffused from the steel substrate into the plating solution. Existing studies have shown that a solid, needle-like FeSiAl4 (τ6 phase) phase is generated in the plating layer during the cooling process of the plating solution of the hot-immersion plating. However, the inventors have found that, in fact, a Fe2SiAl7 (τ5 phase) phase also exists in the plating layer. These Al-Si-Fe phases (mainly including the τ5 and τ6 phases) are the precipitation phase requirements required for the present disclosure.

[0094] In some embodiments, the aluminum-silicon plating layer comprises aluminum flakes. The aluminum-silicon plating layer has a nominal thickness of 10-20 μm, and the aluminum flakes satisfy a condition that the coordinate points formed by aluminum flake area (mm2) and aluminum flake convexity (μm) are within a first pentagon that is enclosed by five points (2, 3) , (150, 3) , (350, 7) , (350, 35) , and (2, 35) .

[0095] The aluminum-silicon-plated steel sheet forms a single aluminum solidification layer at about 600℃. The phase structure of the aluminum-silicon solidification is a flower-shaped polygonal pattern formed during the solidification, and these flower-shaped polygonal patterns are referred to as “aluminum flakes” .

[0096] The thickness of the plating layer is related to the aluminum flake area to some extent. The greater the thickness of the plating layer is, the easier it is for the aluminum flakes to grow. This is mainly related to the low cooling rate of the thick plating layer. When the thickness of the plating layer is equal to or greater than 10 μm, the aluminum flake area can be controlled. When the thickness of the plating layer is equal to or greater than 19 μm, the aluminum flake area is more suitable. The pre-plating layer has an average thickness of 10-33 μm, and preferably 19-33 μm.

[0097] The inventor found that, the continuity of the first Al-rich intermetallic compound layer is related to the aluminum flake area to some extent. When the aluminum flake area is large, more intact aluminum dendrites can be retained, and the number of the aluminum grain boundaries is reduced. A plenty of precipitates often exist at the grain boundaries and become the accumulation locations of diffusible hydrogen. Once the conditions are satisfied, the diffusible hydrogen will transfer into the steel substrate. There are fewer defects within the intact crystalline grains, and thus the number of the diffusible hydrogen is decreased, which can prevent the intrusion of the hydrogen into the steel substrate to some extent. The hydrogen embrittlement resistance of a thermoformed member is somewhat affected by coarse aluminum flakes. Therefore, increasing the aluminum flake area to be equal to or greater than 4 mm2 and keeping the thickness of the pre-plating layer to be equal to or greater than 10 μm are conducive to reduce the content of the diffusible hydrogen in the plating layer and to reduce the degree of the diffusion of the thermal hydrogen into the steel substrate. Increasing the average aluminum flake area to be equal to or greater than 16 mm2 and keeping the thickness of the pre-plating layer to be equal to or greater than 19 μm can significantly reduce the number of the grain boundaries, and thus reduce the diffusion of the hydrogen along the grain boundaries of the aluminum flakes to inside. In addition, when the aluminum flake area is equal to or less than 2 mm2 and the thickness of the plating layer is less than 10 μm, this protective effect of the aluminum flakes is affected. This is because that the boundaries of the aluminum flakes have a small thickness, such that the intrusion distance of the hydrogen at the boundaries is largely decreased, and thus the intrusion of the hydrogen into the steel substrate becomes easier. The aluminum flakes being small and the plating layer being thin are detrimental to the prevention of the hydrogen intrusion.

[0098] The protective effect of the aluminum flakes as described above has not been found in the related art. Therefore, it is considered in the art that the aluminum flakes affect the appearance of a thermoformed member as a final product, and thus it is generally desirable that the aluminum flake area is as small as possible, and even more preferably, no aluminum flakes exist. For example, the small aluminum flakes or no existence of the aluminum flakes are achieved by controlling the plating process. Alternatively, the aluminum flakes are covered up by a way of dusting.

[0099] The nominal thickness in this application is the specified thickness of the aluminum-silicon plating layer, i.e., the target thickness of the aluminum-silicon plating layer. For the convenience of comparative analysis and explanation, the aluminum flake convexity in the present disclosure refers to the aluminum flake convexity of an as-produced strip steel without any surface treatment (such as skin-pass) to the plating layer.

[0100] In the present disclosure, large aluminum flakes are required to be provided to the plating layer, and the large aluminum flakes result in an increase in the thickness difference of the local plating layer. The growth of the aluminum flakes is a process of the nucleation and growth of the aluminum flakes. A center of an aluminum flake is formed by nucleation, growth and thickening with continuous solidification during the growth process, and thus has a large thickness. Subsequent to the nucleated point of the center, an edge of the aluminum flake is formed by solidification to grow, and thus has a small thickness. When the aluminum flake area is equal to or greater than 4 mm2, this non-uniform thickness affects the distribution of the Al-Si phase and Al-Si-Fe phase in the plating layer. When the aluminum flake area is equal to or greater than 16 mm2, the degree of this non-uniform thickness is more significant. When the aluminum flakes are enlarged by using a cooling process of the plating layer in the present disclosure, a significant thickness difference can be observed under a microscope, and even a concave-convex feeling exists with hand touching.

[0101] In the present disclosure, the thickness of the plating layer for the center of the aluminum flakes being larger than the thickness of the plating layer for the edge of the aluminum flakes is one of key factors for the occurrence of the 6-layer structure after thermoforming, and this large thickness difference facilitates the formation of a sufficient amount of the Al-Si phase and Al-Si-Fe phase in the vicinity of the center of the aluminum flakes within the pre-plating layer. The aluminum flake convexity (C) is defined as a difference value between the three-point average value for the maximum thickness of the plating layer in the vicinity of the center of the aluminum flakes on a pre-plated strip steel and the three-point average value for the minimum thickness of the plating layer in the vicinity of the edge of the aluminum flakes. In the present disclosure, the aluminum flake convexity is generally equal to or greater than 1 μm. In order to meet the quality requirements in the present disclosure, the aluminum flake convexity should be maintained to be at least equal to or greater than 3 μm. Especially, when the aluminum flake convexity is equal to or greater than 5 μm, the promotion to the formation of the 6-layer structure after thermoforming is more significant. With respect to a material having a larger thickness, which has a single-sided plating layer with a thickness of 19-33 μm, the aluminum flake convexity should be maintained to be at least equal to or greater than 5 μm.

[0102] Since the Al-Si phase and Al-Si-Fe phase within the plating layer have been substantially formed prior to the skin-pass and straightening of the plating layer, even following the skin-pass, the aluminum flake convexity being less than 3 μm can still meet the requirements in the present disclosure. Therefore, the requirement on the aluminum flake convexity as required in this application is the requirement on the aluminum flake convexity prior to the surface treatment (such as skin-pass, rolling, thermoforming) . Generally, when the thickness of the pre-plating layer is set to 10-20 μm (the nominal thickness is 10-20 μm) , it can have a thickness of 5-40 μm due to the existence of the aluminum flake convexity, and thus the maximum aluminum flake convexity can be equal to or greater than 35 μm. When the layer thickness is set to 19-33 μm (the nominal thickness is 19-33 μm) , the pre-plating layer can have a thickness distributed in a range of 10-50 μm, and thus the maximum aluminum flake convexity can be equal to or greater than 40 μm. It is difficult to obtain the convexity as required in the present disclosure without treating by the process of the present disclosure.

[0103] It is found by analysis that, the aluminum flake convexity is relevant to the thickness of the plating layer and the aluminum flake area. Generally, the thinner the plating layer is, the less the aluminum flake convexity becomes; and the greater the aluminum flake area is, the less the aluminum flake convexity becomes. In order to allow the material performances after the thermoforming to meet the requirements in the present disclosure, the aluminum flake convexity, the aluminum flake area, and the thickness of the plating layer should satisfy the following formula: C≥a×S

[0104] In this formula, C is the aluminum flake convexity in a unit of μm; S is the aluminum flake area in a unit of mm2; a is a coefficient in a unit of μm / mm2, which is taken as 0.02 for the convenience of calculation and explanation.

[0105] Preferably, (1) when the single-sided plating layer has an average thickness less than 19 μm, the coefficient is 0.02, that is, C≥0.02S. However, in order to meet the requirements on the distribution of the precipitated phase in the plating layer, when the single-sided plating layer has a thickness less than 19 μm, the aluminum flake convexity is at least 3 μm. (2) When the single-sided plating layer has an average thickness equal to or greater than 19 μm, the coefficient is 0.03, that is, C≥0.03S. In order to meet the requirements on the distribution of the precipitated phase in the plating layer, when the single-sided plating layer has a thickness equal to or greater than 19 μm, the aluminum flake convexity is at least 5 μm.

[0106] Under ideal conditions, the growth of a single aluminum flake in three-dimensional space can be equiaxed, that is, the thickness of an aluminum flake equals to the diameter of the aluminum flake. However, the aluminum flakes on a surface of the strip steel of the present disclosure are large, and the growth thereof in the thickness direction is restrained, allowing the aluminum flakes to become flat, rather than equiaxed. The upper limit for the aluminum flake convexity should be controlled, which otherwise will result in excessive unevenness of the surface of the plating layer. Generally, the aluminum flake convexity is less than or equal to the 0.8 times of the average thickness of the single-sided plating layer. Preferably, the aluminum flake convexity is less than or equal to the 0.7 times of the average thickness of the single-sided plating layer. For the convenience of calculation and explanation, the maximum aluminum flake convexity should not exceed 40 μm.

[0107] For the first pentagon that is enclosed by five points (2, 3) , (150, 3) , (350, 7) , (350, 35) , and (2, 35) , each point is a coordinate point formed by aluminum flake area (mm2) and aluminum flake convexity (μm) . By taking the coordinate point (2, 3) as an example, it represents that the aluminum flake area (mm2) is 2 and the aluminum flake convexity (μm) is 3.

[0108] The aluminum-silicon plating layer has a nominal thickness of 10-20 μm, and the corresponding aluminum flakes satisfy a condition that the coordinate points formed by aluminum flake area (mm2) and aluminum flake convexity (μm) are within the first pentagon. This condition can allow the continuity of the first Al-rich intermetallic compound layer of the thermoformed member to be decreased and a structure with two Al-rich intermetallic compound layers to be generated more easily, thereby improving the roughness and environmental tolerance of the plating layer of the thermoformed member, and reducing the crack susceptibility of the plating layer. As such, the thermoformed member also has the advantages of improved hydrogen embrittlement resistance and corrosion resistance.

[0109] In other embodiments, the aluminum-silicon plating layer has a nominal thickness of 19-33 μm, and the aluminum flakes satisfy a condition that the coordinate points formed by aluminum flake area (mm2) and aluminum flake convexity (μm) are within a second pentagon that is enclosed by five points (4, 5) , (170, 5) , (400, 12) , (400, 40) , and (4, 40) .

[0110] The definitions for the five points constituting the second pentagon are the same as the definitions for the five points constituting the first pentagon, and thus are omitted here. The aluminum-silicon plating layer has a nominal thickness of 19-33 μm, and the corresponding aluminum flakes satisfy a condition that the coordinate points formed by aluminum flake area (mm2) and aluminum flake convexity (μm) are within the second pentagon. This condition can allow the continuity of the first Al-rich intermetallic compound layer of the thermoformed member to be decreased and a structure with two Al-rich intermetallic compound layers to be generated more easily, thereby improving the roughness and environmental tolerance of the plating layer of the thermoformed member, and reducing the crack susceptibility of the plating layer. As such, the thermoformed member also has the advantages of improved hydrogen embrittlement resistance and corrosion resistance.

[0111] In some embodiments, the aluminum-silicon plating layer comprises aluminum flakes and has a nominal thickness of 10-20 μm; and the aluminum flakes satisfy a condition that the coordinate points formed by boundary length (1 / mm) of the aluminum flakes per unit area and aluminum flake convexity (μm) are within a third pentagon that is enclosed by five points (0.1, 7) , (0.17, 3) , (10, 3) , (10, 35) and (0.1, 35) .

[0112] Due to the easier intrusion of hydrogen at the grain boundaries of the aluminum flakes, a more precise approach is to control the cumulative length of the grain boundaries per unit area, rather than the aluminum flake area, let alone the simple parameters including the length and width of the aluminum flakes in traditional technologies. However, the aluminum flakes being approximately equiaxed can be obtained in this application. The aluminum flakes being approximately equiaxed refer to those having a nearly equal side length in all directions, that is, the aluminum flakes are isotropic and have an approximately circular overall shape. That is, with the same area, the equiaxed aluminum flakes are smaller than the non-equiaxed aluminum flakes (such as, aluminum flakes having a largely difference in the side length at each side, such as those having an approximately rectangle overall shape) .

[0113] Accordingly, as compared with the traditional aluminizing techniques, the cumulative boundary length of the aluminum flakes in the present disclosure is significantly decreased, and even when the aluminum flake area is small, the overall boundary length of the aluminum flakes is smaller than that of the aluminum-plated sheet produced by uncontrolled traditional techniques. Therefore, the aluminum flake convexity (μm) and the boundary length (mm) of the aluminum flakes are key coefficients to decide the material performances in the present disclosure. Since it is difficult to measure the boundary length of the aluminum flakes and the aluminum flakes in the present disclosure are substantially approximately equiaxed and have high shape stability, the relationship between the aluminum flake area and the aluminum flake convexity can be used to replace the requirements on the aluminum flake convexity and the boundary length of the aluminum flakes.

[0114] Our research shows that, this alternative measurement-calculation scheme is effective in the present disclosure. For the traditional production process, even when the average aluminum flake area is within the specified range as defined in the present disclosure, the shape of the aluminum flakes is not controlled, which results in that the cumulative boundary length of the aluminum flakes per unit area exceeds the requirements in the present disclosure. In the present disclosure, the requirements on the relationship between the aluminum flake convexity and the boundary length of the aluminum flakes are met.

[0115] Therefore, in the embodiments, (1) when the single-sided plating layer has a nominal thickness of 10-20 μm, the boundary length (1 / mm) of the aluminum flakes per unit area and aluminum flake convexity (μm) are within a pentagon that is enclosed by five points (0.1, 7) , (0.17, 3) , (10, 3) , (10, 35) and (0.1, 35) .

[0116] In some embodiments, the aluminum-silicon plating layer has a nominal thickness of 19-33 μm, and the aluminum flakes satisfy a condition that the coordinate points formed by boundary length (1 / mm) of the aluminum flakes per unit area and aluminum flake convexity (μm) are within a fourth pentagon that is enclosed by five points (0.08, 12) , (0.16, 5) , (8, 5) , (8, 40) and (0.08, 40) .

[0117] The boundary length (1 / mm) of the aluminum flakes per unit area and aluminum flake convexity (μm) are within a pentagon that is enclosed by five points (0.08, 12) , (0.16, 5) , (8, 5) , (8, 40) and (0.08, 40) .

[0118] The aluminum flake convexity for the plating layer in an actual delivery status might be reduced by the skin-pass and straightening, whereas this does not result in serious adverse effects on the Al-Si and Al-Si-Fe distribution within the plating layer.

[0119] Since the aluminum flakes produced in the embodiments of this application are approximately equiaxed, the aluminum flake area as defined in the present disclosure is the average aluminum flake area on the surface of the plating layer. As compared with the prior art, the controlling of the average aluminum flake area in the present disclosure is more conducive to the technical requirements in the present disclosure. Therefore, in some embodiments, the aluminum flake area is measured by a method including:

[0120] (1) taking a 300 mm×300 mm sample at a 1 / 4 plate width of a strip steel;

[0121] (2) drawing three 100 mm long straight lines each along the horizontal and vertical directions on the upper and lower surfaces of the sample respectively, with an interval between the lines being greater than 50 mm;

[0122] (3) counting the number of the aluminum flakes on each of the lines respectively, wherein the average value for the number of the aluminum flakes in the horizontal directions is taken as “a” , and the average value for number of the aluminum flakes in the vertical directions is taken as “b” ; and

[0123] (4) calculating the aluminum flake area S: S=100×100 /  (a×b) .

[0124] Note: the above sampling position is merely exemplary. If the dimensions of the strip steel fail to satisfy the above requirements, the sampling position and drawing position can be adjusted, provided that the area to be assessed is generally not less than 90000 mm2.

[0125] This application provides a method for preparing an aluminum-silicon-plated steel, comprising the steps of S100-S400:

[0126] S100: Annealing a steel substrate to be plated and then immersion plating the steel substrate in an immersion-plating solution to obtain an immersion-plated steel substrate, wherein the immersion-plating solution contains 8-11%of Si and 1-4%of Fe in percentage by mass, with Al and unavoidable impurities as the rest thereof.

[0127] The steel substrate to be plated (i.e., the strip steel) for the hot immersion plating includes a hot rolled strip steel and a cold rolled strip steel, and has a thickness of 0.5-3.5 mm.

[0128] The immersion-plating solution is usually placed in an aluminum pot, and thus the composition of the immersion-plating solution can be represented by the composition of the aluminum pot. That is, the aluminum pot contains 8-11%of Si and 1-4%of Fe in percentage by mass, with Al and unavoidable impurities as the rest thereof.

[0129] The steel substrate to be plated enters the aluminum pot immediately following the annealing, and the temperature when entering the aluminum pot is the pot-entry temperature. In some embodiments, the steel substrate to be plated following the annealing enters the immersion-plating solution at a temperature of 600℃-700℃. That is, the pot-entry temperature for the strip steel is 600℃-700℃.

[0130] S200: Cooling the immersion-plated steel substrate to a temperature of 570℃-650℃ at a rate of 2-20℃ / s, and maintaining at a temperature of 570℃-650℃ for 1-20 seconds to obtain primary cold-immersion-plated steel.

[0131] In order to achieve the above requirements for the Al-Si phase and Al-Si-Fe phase and uniformity requirements of the plating layer, the present disclosure adopts a method of controlling cooling of the plating layer and applying deformation to the plating layer. That is, the first cooling stage of step S200 and the second cooling stage of step S300.

[0132] In order to achieve the above requirements for the Al-Si phase and Al-Si-Fe phase, the strip steel is cooled with air after hot-dip plating. In the range from the temperature of the strip steel out of the aluminum pot to 300℃, the average cooling rate of the strip steel is controlled to be equal to or less than 50℃ / s. Preferably, the average rate is 2 to 25℃ / s. Preferably, the average rate is 2 to 20℃ / s during the plating layer is cooled from the temperature at which the plating layer is out of the aluminum pot to 570℃ (first stage of cooling) . The average rate is 5 to 25℃ / s during the plating layer is cooled from 570℃ to 300℃ (second stage of cooling) . Controlled cooling helps to precipitate some of the above Al-Si phase and Al-Si-Fe phase.

[0133] In the first stage of cooling, the general temperature range for insulation is 570℃-650℃, and the insulation time is 1-20 seconds. An insulation box can be used or replaced by an insulation board. When using an insulation board, it should be installed on both sides of the upper and lower surfaces of the plating layer. Thermal insulation measures help extend the time the plating layer of strip steel stays in the high temperature zone, maintain the surface tension of the aluminum flakes, and thereby increase the aluminum flake convexity after the plating layer solidifies.

[0134] S300: Cooling the primary cold-immersion-plated steel inside a temperature regulating device under a heated gas atmosphere at an average cooling rate of 5-25℃ / s to a temperature of 300℃ and maintaining at the temperature for 2-30 seconds to obtain secondary cold-immersion-plated steel. The temperature regulating device has a temperature of 300℃-570℃. The heated gas has a temperature equal to or greater than 100℃, and the total suspended particles in the gas are equal to or less than 0.2 mg / m3.

[0135] In order to obtain the aluminum flake convexity and aluminum flake area required by the present disclosure, excessive cooling rate should be avoided, and a cooling rate of less than or equal to 15℃ / s in the second stage should be obtained. During the cooling stage, a temperature regulating device can be equipped, with a heat insulation temperature of 300℃-570℃ and a heat insulation time of 2-30 seconds. Preferably, the heat insulation temperature is 300℃-570℃, and the heat insulation time is 5-20 seconds.

[0136] Measures such as cooling and heat insulation may not be able to meet the growth requirements of aluminum flakes. In order to meet the requirements for aluminum flake area and aluminum flake convexity, during the cooling stage of the present disclosure, a gas heating device is equipped. The gas temperature during heating is equal to or greater than 300℃. The temperature range when the strip steel is heated is 300℃-650℃. The heating rate of the strip steel needs to be controlled within 0-25℃ / s. Total suspended particles (TSP) in the gas is equal to or less than 0.2 mg / m3. The purpose of controlling the upper limit of TSP is to reduce the particles contained in the gas. These particles may become aluminum flake points, thereby increasing the aluminum flake, resulting in increased aluminum flake boundary length per unit area.

[0137] The inventor conducted an in-depth analysis of the impact of the material’s phase change heat release on aluminum flakes. The heat release of the material during the cooling process has the effect of maintaining the temperature of the strip steel, which is beneficial to the growth of aluminum flakes, especially to satisfying the dispersion index of the present disclosure for the Al-Si and Al-Si-Fe phases. Therefore, the energy applied for the above-mentioned heat insulation can be appropriately reduced, that is, the temperature of the heating gas in the cooling stage can be appropriately reduced. Generally speaking, in a case where the ingredients meet C: 0.18-0.45%, Mn: 0.3-3.0%, and B: 0.0008-0.005%, the annealing insulation temperature is equal to or greater than 730℃, and the insulation time is equal to or greater than 1 min, the cooling process after plating has a phase change exothermic effect, and the heating gas temperature in the cooling stage can be appropriately reduced, such as controlling the upper limit of the gas temperature to be equal to or less than 650℃. Further, in a case where the ingredients meet C: 0.28-0.45%, Mn: 0.3-3.0%, and B: 0.0008-0.005%, the annealing insulation temperature is equal to or greater than 730℃, and the insulation time is equal to or greater than 1 min, the heating gas temperature in the cooling stage is 640℃.

[0138] When a certain amount of Cr, Ni, V, and Mo is added to the strip steel, the heat release temperature range has a downward trend, and the auxiliary heat of the heating gas should be advanced to prevent the phase change heat release time from being delayed and affecting the growth of aluminum flakes. Specifically, in a case where the ingredients of strip steel meet C: 0.18-0.45%, Mn: 0.3-3.0%, B: 0.0008-0.005%, and Cr: 0.1-0.5%, the annealing insulation temperature is equal to or greater than 730℃, and the insulation time is equal to or greater than 1 min, the heating gas temperature in the cooling stage is equal to or greater than 305℃. Furthermore, in a case where the ingredients of strip steel meet C: 0.18-0.45%, Mn: 0.3-3.0%, B: 0.0008-0.005%, Cr: 0.1-0.5%, and Ni+V+Mo: 0.1-1.5%, the annealing insulation temperature is equal to or greater than 730℃, and the insulation time is equal to or greater than 1 min, the heating gas temperature in the cooling stage is equal to or greater than 310℃. Furthermore, in a case where the ingredients of strip steel meet C: 0.28-0.45%, Mn: 0.3-3.0%, B: 0.0008-0.005%, Cr: 0.1-0.5%, and Ni+V+Mo: 0.1-1.5%while two of the three elements Ni, V and Mo are equal to or greater than 0.1%at the same time, the annealing insulation temperature is equal to or greater than 730℃, and the insulation time is equal to or greater than 1 min, the heating gas temperature in the cooling stage is equal to or greater than 315℃.

[0139] S400: Cooling the secondary cold-immersion-plated steel to room temperature, to obtain a pre-coated plated steel.

[0140] In this step, air and / or water can be used to cool the strip steel from 300℃ to room temperature.

[0141] In some embodiments, the immersion-plated steel substrate is cooled to a temperature of 570℃ at a rate of 2-15℃ / s and maintained at the temperature of 570℃ for 1-10 seconds to obtain the primary cold-immersion-plated steel.

[0142] In some embodiments, the primary cold-dip plated steel is cooled to a temperature of 300℃ at an average rate of 5-20℃ / s and maintained at the temperature for 2-20 seconds to obtain the secondary cold-immersion-plated steel.

[0143] In some embodiments, the annealing of the steel substrate to be coated is carried out at an annealing temperature of 700-850℃ for 1-20 min.

[0144] The cold-rolled strip steel is subjected to annealing at an annealing temperature of 700-880℃ and an annealing time of 1-20 min. Preferably, the annealing temperature is 700-850℃ and the annealing time is 3-15 min. For hot-rolled strip steel without cold rolling, the annealing temperature of the strip steel can be lower than 700℃.

[0145] In some embodiments, between step S100 and step S200, the method further comprises purging (such as using a nozzle blowing system, that is, an air knife) to remove excess plating solution on the surface, in order to obtain strip steel with an average thickness of the pre-plating layer (single side) of 10 μm-33 μm. Preferably, the average thickness of the plating layer of the strip steel with a pre-plating layer is 19 μm-33 μm.

[0146] In some embodiments, after purging to remove excess plating solution from the surface, the method further comprises applying at least an alternating magnetic field to the plating layer in a liquid state, and the frequency of the alternating magnetic field is equal to or greater than 1 Hz.

[0147] The present disclosure needs to control the grain distribution direction of the Al-Si-Fe phase in the plating layer. After the strip steel is treated with an air knife, the plating layer that is still in a liquid state can be applied with at least an alternating magnetic field to control the distribution of the Al-Si-Fe phase, and the frequency of the alternating magnetic field is equal to or greater than 1 Hz. The alternating magnetic field also has a stirring effect on the plating layer, which can prevent the formation of excessive unfavorable as-cast plating layer grains. Moreover, such stirring is favorable to changing the distribution states of the Al-Si phase and the Al-Si-Fe phase to improve the dispersion index. Appropriately increasing the frequency of the alternating magnetic field, such as equal to or greater than 50Hz, will have a more significant electromagnetic stirring effect on the plating layer.

[0148] This application also discloses a pre-coated plated steel, which is obtained by subjecting an aluminum-silicon-plated steel to cold rolling and skin-pass. The pre-coated plated steel comprises a steel substrate and a skin-pass plating layer that is provided on the steel substrate and obtained by a process comprising anyone of cold rolling and / or skin-pass.

[0149] The skin-pass plating layer comprises an intermediate layer and an aluminum-silicon plating layer. The aluminum-silicon plating layer has a nominal thickness of 10 μm-33 μm. The aluminum-silicon plating layer contains an Al-Si phase in a proportion of 5-40%and an Al-Si-Fe phase in a proportion of 0.1-15%, wherein the Al-Si phase and the Al-Si-Fe phase are present in the aluminum-silicon plating layer with a dispersion index equal to or greater than 0.05.

[0150] The Al-Si phase has 30-50%of silicon in percentage by mass. The Al-Si-Fe phase has 10-35%of iron in percentage by mass and 3-15%of silicon in percentage by mass.

[0151] The pre-coated plated steel is obtained by subjecting the aluminum-silicon-plated steel to cold rolling and skin-pass. The pre-coated plated steel also has aluminum flakes. The aluminum flake convexity of the pre-coated plated steel may be affected by skin-pass and straightening, and the convexity will be reduced. However, this will not have serious adverse effects on the distribution of Al-Si and Al-Si-Fe in the plating layer, which is basically the same as in aluminum-silicon-plated steel. Therefore, the proportion, ingredients, and aluminum flake area of the Al-Si phase and Al-Si-Fe phase of pre-coated plated steel can be referred to aluminum-silicon-plated steel, and will not be repeated here.

[0152] This application also discloses a thermoformed member comprising a steel substrate and a member plating layer. The member plating layer is generated from the interdiffusion between the steel substrate and the aluminum silicon pre-coating layer.

[0153] The member plating layer comprises sequentially stacked an interdiffusion layer, a first intermediate layer, a first Al-rich intermetallic compound layer, a second intermediate layer and a second Al-rich intermetallic compound layer. The interdiffusion layer is positioned at the innermost side of the member plating layer.

[0154] The first Al-rich intermetallic compound layer represents a discontinuous structure, accounting for a proportion equal to or less than 80%of the length of layer therein. The second Al-rich intermetallic compound layer represents a quasi-continuous structure, accounting for a proportion equal to or greater than 20%of the continuous length of layer therein.

[0155] In order to describe the structure of the thermoformed member more clearly, a thermoformed member with a more complete structure is taken as an example, comprising a plating layer with 6 structural layers. It should be noted that the surface layer is not an essential structure.

[0156] The member plating layer after thermoforming comprises (a) interdiffusion layer; (b) first intermediate layer; (c) first Al-rich intermetallic compound layer; (d) second intermediate layer; (e) second Al-rich intermetallic compound layer; and (f) surface layer. Wherein:

[0157] (a) Interdiffusion layer: Its thickness is 5-18 μm, and the hardness of the layer therein is 230-420 of HV50g. The layer contains, in percentages by weight, 80-95%of Fe, 4-10%of Al, and 0-5%of Si. An intermetallic having the same ingredients as the first Al-rich intermetallic layer is present at the interface between the interdiffusion layer and the first intermediate layer.

[0158] (b) First intermediate layer: Its thickness is 0-25 μm, and the hardness of the layer therein is 800-1000 of HV50g. The layer contains, in percentages by weight, 35-47%of Fe, 50-61%of Al, and 0-2%of Si.

[0159] (c) First Al-rich intermetallic compound layer: Its thickness is 0-15 μm, and the hardness of the layer therein is 450-650 of HV50g. The layer contains, in percentages by weight, 50-70%of Fe, 30-35%of Al, and 2-6%of Si. The first Al-rich intermetallic compound layer represents a discontinuous structure, accounting for a proportion equal to or less than 80%of the length of layer therein. Preferably, the first Al-rich intermetallic compound layer represents a discontinuous structure, accounting for a proportion of 1-50%of the length of layer therein. In the layer therein, the Al-rich intermetallic compound layer exhibits uneven thickness, and areas with thin plating layers (thickness of plating layer ≤ 26 μm) are more difficult to form, resulting in poor continuity. The continuity of the first Al-rich intermetallic compound layer is affected by the heating state, and the heating process should maintain continuous heating instead of setting different heating temperatures in stages. In particular, the set temperature exceeding 940℃ should be avoided, and the actual temperature of the member should not exceed 950℃. Otherwise, when the insulation time is long enough, the first Al-rich intermetallic compound layer formed under high temperature insulation will be completely merged by the interdiffusion layer and thus disappears completely.

[0160] The inventor found that when the average aluminum flake area in the pre-plating layer is equal to or greater than 16 mm2, the more first Al-rich intermetallic compound layer will be obtained. Especially when the average aluminum flake area is equal to or greater than 64 mm2 and the thickness of the plating layer of strip steel with the pre-plating layer is more than 10 μm, the first Al-rich intermetallic compound layer represents a better continuity, accounting for a proportion of 1-30%of the length of layer therein. When the average aluminum flake area is equal to or greater than 64 mm2 and the thickness of the plating layer of strip steel with the pre-plating layer is more than 19 μm, the first Al-rich intermetallic compound layer represents a better continuity, accounting for a proportion of 1-50%of the length of layer therein. When the maximum aluminum flake area is equal to or greater than 100 mm2, a more typical and excellent 6-layer plating layer structure will be obtained after thermoforming. The continuity of the first Al-rich intermetallic compound layer is related to the change of the plating layer after thermoforming. For example, when the thickness of the plating layer after thermoforming is less than 26 μm, the short distance between the first Al-rich intermetallic compound layer and the Al-rich intermetallic compound on the surface of the interdiffusion layer will result in the first Al-rich intermetallic layer almost merging with the interdiffusion layer. In addition, excessive thickness of the interdiffusion layer will affect the formation of the first Al-rich intermetallic compound layer. For example, when the thickness of the interdiffusion layer is equal to or greater than 16 μm, the first Al-rich intermetallic compound layer almost disappears. The influence of aluminum flakes on the formation of the first Al-rich intermetallic compound layer is mainly affected by the distribution of Al-Si phase and Al-Si-Fe phase in the pre-plating layer. When the aluminum flakes increase, more Al-Si phase and Al-Si-Fe phase in the center of the aluminum flakes will be formed. When the aluminum flower area decreases, this aggregation decreases, and the structural effect of the double-layer Al-rich intermetallic compound is reduced. The amount of Al-Si phase and Al-Si-Fe phase nucleation required by the present disclosure has been controlled in the aluminum pot before plating. Then through the subsequent processes of the present disclosure, the distribution of the Al-Si phase and Al-Si-Fe phase gradually meets the requirements of the present disclosure.

[0161] After thermoforming, the present disclosure should avoid either the excessive 4-layer structure of conventional thermoformed steel or fewer structural layers. Because when the number of structural layers is too few, the Al-rich intermetallic compounds on the surface of the interdiffusion layer will become thicker, which fails to meet the requirements of the present disclosure and further leads to a decrease in the plasticity, toughness and anti-hydrogen embrittlement sensitivity of the material. However, even if the present disclosure inevitably has less than a 6-layer structure in the local part of the plating layer, that is, the first Al-rich intermetallic compound layer partially disappears, by implementing the technology of the present disclosure, the plasticity, toughness and anti-hydrogen embrittlement sensitivity of the interdiffusion layer of the material are still improved. The reason is related to the partial characteristics of the plating layer aluminum flakes, Al-Si phase and Al-Si-Fe phase. More importantly, the grains in the plating layer have been refined.

[0162] (d) Second intermediate layer: The second intermediate layer has the same ingredients as the first intermediate layer. Where the continuity of the first Al-rich intermetallic compound layer is low, the first intermediate layer and the second intermediate layer will fuse together. When the aluminum flake area is smaller and the plating layer is thinner, this fusion tends to occur more easily.

[0163] (e) Second Al-rich intermetallic compound layer: The second Al-rich intermetallic compound layer has the same ingredients as the first Al-rich intermetallic compound layer and represents a quasi-continuous structure, accounting for a proportion equal to or greater than 20%of the continuous length of layer therein.

[0164] In some embodiments, to improve continuity, the Al-rich intermetallic compound accounts for a proportion equal to or greater than 50%of the continuous length of the layer therein. Preferably, the second Al-rich intermetallic compound layer represents a quasi-continuous structure, accounting for a proportion of 50-90%of the continuous length of the layer therein. The reason why the proportion of the second Al-rich intermetallic compound layer has been reduced from the conventional lower limit of 90%to 50%is because part of the Al-rich intermetallic compound in the plating layer originally used to form the second layer has formed a new first Al-rich intermetallic compound layer. When a part of the second Al-rich intermetallic compound layer is fused to the first Al-rich intermetallic compound layer, the intermetallic compound in the second Al-rich intermetallic compound layer accounts for a proportion of 50-75%of the continuous length of the layer therein.

[0165] (f) Surface layer: The ingredients of the surface layer are almost the same as those of the first intermediate layer and the second intermediate layer. This layer contains, in percentages by weight, 35-47%of Fe, 50-61%of Al, and 0-2%of Si. This layer also contains less than 30%of Al-rich intermetallic compounds, and typically, contains 2-15%of Al-rich intermetallic compounds. The Al-rich intermetallic compounds in this layer contain, in percentages by weight, 50-70%of Fe, 30-35%of Al, and 2-6%of Si. There may also be a pure aluminum or aluminum oxide layer with a continuity of equal to or greater than 90%on the outer surface of the surface layer. Therefore, if further divided, the surface layer can be divided into 3 or even more levels. For the convenience of explanation, the present disclosure is consistent with the conventional aluminum-silicon-plated thermoformed steel, and is collectively referred to as the surface layer.

[0166] It should be noted that there is a continuous Al-rich intermetallic compound layer at the interface between the interdiffusion layer and the first layer of the intermediate layer. The ingredients of this layer are the same as or similar to those of the first and second Al-rich intermetallic layers.

[0167] More importantly, after thermoforming, the crystal grains in the plating layer of the present disclosure with a 6-layer structure are smaller and the grain boundaries of the plating layer are increased. After thermoforming, more grain boundaries in the plating layer are conducive to the diffusion of hydrogen in the steel substrate through the grain boundaries. Meanwhile, the discontinuous Al-rich intermetallic compound layer reduces the blocking effect of hydrogen in the substrate, thereby mitigating the risk of hydrogen embrittlement in the material. The refinement of grains in the plating layer is related to the distribution of the Al-Si phase and Al-Si-Fe phase in the plating layer before thermoforming. When the dispersion index requirements of the present disclosure are met, during the thermoforming heating process, the Al-Si phase and the Al-Si-Fe phase are prone to hinder the growth of the plating layer grains and contribute to the refinement of the grains in the intermediate layer. From this, the first and second layers of Al-rich intermetallic compounds formed after thermoforming separate the first and second intermediate layers, making the grains finer. This further improves the toughness of the plating layer, reduces the crack sensitivity, and improves the environmental tolerance of the plating layer. It also has the advantages of improved hydrogen embrittlement resistance and corrosion resistance.

[0168] In some embodiments, the first intermediate layer, the second intermediate layer and the surface layer have a grain size less than or equal to 30 μm. Preferably, the intermediate layer has a grain size less than or equal to 25 μm. Preferably, the first intermediate layer, the second intermediate layer and the surface layer have a grain size less than or equal to 20 μm. More preferably, the first intermediate layer, the second intermediate layer and the surface layer have a grain size less than or equal to 15 μm.

[0169] However, conventional thermoformed steel does not have the distribution characteristics of the Al-Si phase and Al-Si-Fe phase of the present disclosure. After thermoforming, the intermediate layer of the plating layer has coarse grains and few grain boundaries. In addition, Al-rich intermetallic compounds are in a basically continuous state with high continuity, which is not conducive to the diffusion of hydrogen in the environment, showing a high blocking effect on the diffusion of hydrogen and higher hydrogen embrittlement sensitivity. Besides, conventional thermoformed steel has coarse plating layer grains, a basically continuous intermediate layer, and an Al-rich intermetallic compound layer, making the plating layer more brittle.

[0170] It should be pointed out that by adjusting the thermoforming process, the thickness of the interdiffusion layer can be changed, thereby reducing the thickness of the intermediate layer, so that the plating layer exhibits less than 6 layers. Double-layer Al-rich intermetallic compound layer in the plating layer also meets the requirements of the present disclosure on the double-layer Al-rich intermetallic compound layer.

[0171] The structure of the plating layer after thermoforming of the present disclosure can be tested and observed by metallographic methods. The sample after thermoforming is cut into samples of about 10 mm × 20 mm, with a 20 mm side perpendicular to the rolling direction, which is the rolling direction during cold rolling of the strip steel substrate. The observation face is a 20 mm cross section of the plating layer. The sample is carefully ground and polished to ensure that the surface layer is not damaged. The sample is soaked in 4%nitric acid alcohol for a certain period of time, e.g. 20 seconds, to show the structural characteristics of the plating layer under an optical microscope. Taking a 1.0 mm sample as an example, 50 samples are cumulatively tested with a distance between each point of at least 50 mm. The testing of more than one sample taken within a radius of 50 mm on the member needs to be avoided to the greatest extent. Calculated based on the observation of a 20 mm plating cross-section for each sample, the cumulative length of the plating cross-section observed under a microscope for at least 50 samples should be equal to or greater than 1000 mm. Sampling at the edge of the member should be avoided as much as possible. When the member is large enough, the testing position should be equal to or greater than 50 mm from the edge; when the member size is not large enough, it should be as close to the middle of the member, or multiple members should be used for verification. Among these samples, at least one sample exists in which one field of view (1000×) has the double-layer Al-rich intermetallic compound layer of the present disclosure, which shows the 6-layer structural feature of the present disclosure. However, if the 6-layer structural feature as in FIG. 3 is found in advance even when the cumulative total length required for testing is not reached (the cumulative total length is the cumulative length of the plating cross-section equal to or greater than 1000 mm observed for at least 50 samples under a microscope) , it can be assumed that the material after thermoforming also meets the structural requirements of the present disclosure. Generally, 50 samples are cumulatively tested (the cumulative total length is the cumulative length of the plating cross-section equal to or greater than 1000 mm observed for at least 50 samples under a microscope) with a distance between each point of at least 50 mm, and at least 5 samples exist in each of which one field of view (1000×) has the double-layer Al-rich intermetallic compound layer of the present disclosure. Preferably, 50 samples are cumulatively tested with a distance between each point is at least 50 mm, and at least 10 samples exist in each of which one field of view (1000×) has the double-layer Al-rich intermetallic compound layer of the present disclosure.

[0172] Since the optical microscope fails to effectively reflect the actual structural characteristics of a plating layer due to its small testing range, GDOES (Glow Discharge Optical Emission Spectroscopy) can be used for layered analysis of a plating layer after thermoforming, and the structural characteristics of the plating layer can be obtained from the testing of the content distribution of the Al, Si, and Fe of the plating layer. Fig. 13 shows the characteristics of the distribution of Si concentration of a plating layer of a member of the present disclosure after thermoforming, and Fig. 14 shows the characteristics of the distribution of Si concentration of a plating layer of a conventional member after thermoforming.

[0173] As shown in Fig. 13, there is a valley of the lowest Si concentration from the surface to the steel substrate, and common tangent line 1 and tangent line 2 can be drawn to the left and to the right of the curve near the bottom of the valley, respectively. Above the two common tangent lines, there are peak 1, peak 2, peak 3, and peak 4 away from the common tangent lines. There is also a peak of Si concentration due to surface oxidation in the range of about 0 to 0.2 μm from the surface, and this peak is not one of the four peaks. These peaks are the peaks of the difference in the y-axis with respect to the common tangent line, i.e., the peaks formed by subtracting the concentration value of the common tangent area from the tested concentration. The lowest valley is typically the second valley, but may also be the first or third valley. Similarly, common tangent line 1 and common tangent line 2 can be drawn to the left and to the right of the curve near the bottom of the second valley, respectively, and there are peak 1, peak 2, peak 3, and peak 4 above each diagonal line relative to the distance between the common tangent lines.

[0174] The third peak, which may be insignificant due to structural stability, can be measured by increasing the sampling area by GDOES. Taking a sample with a material thickness of 1.0 mm as an example, when a single sampling diameter by GDOES is 4 mm, 100 sampling points are cumulatively tested with a distance between each point of at least 50 mm. The testing of more than one sample taken within a radius of 50 mm needs to be avoided to the greatest extent by GDOES. Calculated based on the area of each testing point being 12.56 mm2, the cumulative testing area for at least the 100 samples is equal to or greater than 1256 mm2. Sampling at the edge of the member should be avoided as much as possible. When the member is large enough, the testing position should be equal to or greater than 50 mm from the edge; when the member size is not large enough, it should be as close to the middle of the member, or multiple members should be used for verification. At least 1 sampling point exists that has the above features of peak 1, peak 2, peak 3, and peak 4 of the present disclosure. Generally, when a single sampling diameter by GDOES is 4 mm, and 100 sampling points are cumulatively tested with a distance between each point of at least 50 mm, at least 5 sampling points exist that have the above features of peak 1, peak 2, peak 3, and peak 4 of the present disclosure. Preferably, when a single sampling diameter by GDOES is 4 mm, and 100 sampling points are cumulatively tested with a distance between each point of at least 50 mm, at least 10 sampling points exist that have the above features of peak 1, peak 2, peak 3, and peak 4 of the present disclosure. Preferably, when a single sampling diameter by GDOES is 4 mm, and 100 sampling points are cumulatively tested with a distance between each point of at least 50 mm, at least 20 sampling points exist that have the above features of peak 1, peak 2, peak 3, and peak 4 of the present disclosure. Further preferably, when a single sampling diameter by GDOES is 4 mm, and 100 sampling points are cumulatively tested with a distance between each point of at least 50 mm, at least 50 sampling points exist that have the above features of peak 1, peak 2, peak 3, and peak 4 of the present disclosure.

[0175] As shown in Fig. 14, there is a valley of the lowest Si concentration from the surface to the steel substrate, and common tangent line 1 can be drawn to the left of the curve near the bottom of the valley. However, when looking for a tangent point to the right side near the valley, no other significant tangent point can be found except for a tangent point near the interface between the plating layer and the substrate. Thus, above this common tangent line 1, there are only peak 1, peak 2 and peak 3 away from the tangent line. There is also a peak of Si concentration due to surface oxidation in the range of about 0 to 0.2 μm from the surface, and this peak is not one of the three peaks. The lowest valley is typically the second valley, but may also be the first valley. Similarly, a common tangent line can be drawn to the right of the curve near the bottom of the valley, and there are peak 1, peak 2 and peak 3. From the outside to the inside of the microstructure, peak 1 corresponds to the Al-rich intermetallic compound in the surface layer, peak 2 corresponds to the Al-rich intermetallic compound layer, and peak 3 corresponds to the Al-rich intermetallic compound between the interdiffusion layer and the intermediate layer, meaning the interdiffusion layer surface.

[0176] When GDOES is used for testing, the general cumulative testing area should be equal to or greater than 1000 mm2. That is, when a single sampling diameter by GDOES is 4 mm, and more than 100 sampling points are cumulatively tested with a distance between each point of at least 50 mm, the testing requirements can be met. However, if the feature of four Si peaks as in FIG. 13 is found in advance even when the cumulative total area required for testing is not reached, it can be assumed that the material after thermoforming also meets the structural requirements of the present disclosure.

[0177] In the present disclosure, there are at least four peaks of Si concentration such as peak 1, peak 2, peak 3 and peak 4. From the outside to the inside of the microstructure, peak 1 corresponds to the Al-rich intermetallic compound in the surface layer, peak 2 corresponds to the second layer of the Al-rich intermetallic compound, peak 3 corresponds to the first layer of the Al-rich intermetallic compound, and peak 4 corresponds to the Al-rich intermetallic compound between the interdiffusion layer and the first layer of the intermediate layer, meaning the interdiffusion layer surface. There is a Si concentration peak of surface oxidation in the range of about 0 to 0.2 μm from the surface, and this peak is not one of the four peaks. It can be seen that peak 2 and peak 3 (double-layer Al-rich intermetallic compound layer) of the present disclosure replace the conventional single-layer Al-rich intermetallic compound layer, which reduce the segregation of Si concentration inside the plating layer, increase the toughness of the plating layer, improve the crack susceptibility of the steel substrate, and further improve the bending performance of the material. Furthermore, the double-layer Al-rich intermetallic compound layer with high Si concentration blocks the entry of hydrogen element while refines the grains of the plating layer, which further improve the hydrogen embrittlement resistance of the material. This is due to the fact that in the thermoforming process, the fine grains of the plating layer and the double-layer Al-rich intermetallic compound layer with high Si concentration are both unfavorable to the diffusion of hydrogen from the outside into the steel substrate. In contrast, conventional single-layer Al-rich intermetallic compound layer not only leads to coarsening of the grains of the plating layer, but also could not block the diffusion of hydrogen into the inside of the steel substrate.

[0178] For the surface layer after thermoforming, the present disclosure has the effect of migrating the Al-rich intermetallic compounds in the surface layer inward, so that the number of the Al-rich intermetallic compounds exposed or close to the surface is reduced. Comparing Fig. 13 and Fig. 14, it can be seen that peak 1 of Si concentration in the plating layer of the present disclosure after thermoforming is at a distance of 1.50 μm away from the surface, whereas peak 1 of Si concentration in the conventional plating layer after thermoforming is at a distance of about 0.25 μm away from the surface. This change can significantly improve the structural densification of the plating layer surface, which is beneficial to improving the toughness and resistance to hydrogen immersion of the plating layer. It is evident that this dense plating layer structure is also favorable to improving the environmental corrosion resistance of the plating layer after thermoforming. Because after the Al-rich intermetallic compounds in the surface layer of the present disclosure migrate inward, less Al-rich intermetallic compounds remain on the surface, thereby reducing the number of effective galvanic cells formed by the Al-rich intermetallic compounds and nearby plating layer, and reducing the reaction rate of the plating layer in the environment. In the neutral salt spray test, the present disclosure shows better corrosion resistance than conventional plating layers. Generally, the first peak (peak 1) of Si concentration in the plating layer of the present disclosure is at a distance of equal to or greater than 0.25 μm from the surface. Preferably, the first peak (peak 1) of Si concentration in the plating layer of the present disclosure is at a distance of equal to or greater than 0.45 μm from the surface. Preferably, the first peak (peak 1) of Si concentration in the plating layer of the present disclosure is at a distance of equal to or greater than 0.75 μm from the surface. Another method of calculating the peak concentration is to subtract the background to obtain the peak data, which can be operated using relevant software (e.g., Origin) . After obtaining a background curve, the desired peak curve can be obtained by subtracting the background curve from the original data. Through this method, the influence of the peak condition on the material properties can be effectively evaluated. In order to facilitate calculation and illustration, the background curve of the present disclosure is the common tangent line 1 and the common tangent line 2 tangent to the Si concentration curve of the plating layer. It should be noted that after subtracting the background, there is a tiny false peak at the depth of the lowest valley. This peak is caused by calculation. It occurs when the intersection of two common tangent lines deviates from the lowest valley. Therefore, this false peak should be removed without considering. Generally, when the peaks after subtracting the background reach 4 or more, and the minimum peak concentration value is equal to or greater than 0.01%, the segregation of Si in the plating layer can be alleviated, the plating layer toughness and the resistance to hydrogen intrusion of the material can be effectively improved, and the corrosion resistance of the plating layer can be significantly improved. Preferably, the peaks after subtracting the background curve reach 4 or more, and the minimum peak concentration value is equal to or greater than 0.025%. Preferably, when the peaks after subtracting the background reach 4 or more, and the minimum peak concentration value is equal to or greater than 0.05%, the bending performance and the resistance to hydrogen intrusion of the material can be effectively improved. Further preferably, when the peaks after subtracting the background reach 4 or more, and the minimum peak concentration value is equal to or greater than 0.25%, the bending performance and the resistance to hydrogen intrusion of the material can be significantly improved. Due to the error between the accuracy of testing equipment, there will be a difference in the testing results, but when the equipment accuracy is sufficient, the number of existing peaks will not change.

[0179] When the thickness of the plating layer before thermoforming is lower than 19 μm, it becomes more difficult to form the double-layer Al-rich intermetallic compound layer of the present disclosure in terms of process control. The thickness of each layer is thinned significantly, and the resistance to hydrogen intrusion decreases. These are some of the reasons why the present disclosure recommends a pre-plating layer of 19 μm or above.

[0180] By reducing the thickness of the plating layer, the thickness of the surface layer can be removed or reduced, or the continuity of the surface layer can be reduced, so that the plating layer has a 5-layer structure. The presence of the double-layer intermediate layer and the double-layer Al-rich intermetallic layer of the present disclosure in the plating layer also meets the requirements of the present disclosure on the double-layer Al-rich intermetallic compound layer.

[0181] Preferably, the first Al-rich intermetallic compound layer accounts for a proportion of 1-50%of the length of the layer therein. The second Al-rich intermetallic compound layer accounts for a proportion of equal to or greater than 50%of the continuous length of the layer therein. More preferably, the second Al-rich intermetallic compound layer accounts for a proportion of 50-90%of the continuous length of the layer therein.

[0182] In some embodiments, the member plating layer further comprises a surface layer being positioned outside the second Al-rich intermetallic compound layer.

[0183] In some embodiments, the first intermediate layer, the second intermediate layer and the surface layer have a grain size less than or equal to 30 μm. Preferably, the first intermediate layer, the second intermediate layer and have a grain size less than or equal to 25 μm. More preferably, the first intermediate layer, the second intermediate layer and have a grain size less than or equal to 15 μm.

[0184] In some embodiments, the member plating layer has a total thickness of 5 μm-60 μm. Preferably, the member plating layer has a total thickness of 20 μm-55 μm. Preferably, the member plating layer has a total thickness of 26 μm-50 μm. More preferably, the member plating layer has a total thickness of 30 μm-50 μm.

[0185] The present disclosure also discloses a process for manufacturing a thermoformed member, comprising the steps of:

[0186] heating the above aluminum-silicon-plated steel or the above pre-coated plated steel to an austenite range under an air atmosphere and a dew point equal to or less than 0℃, and maintaining at a temperature of 880 to 950℃ for 3-15 minutes; and

[0187] cooling the resulting steel plate, taking out the heated steel plate, using a mold to press and deform the steel plate within 10 seconds, and at the same time cooling to a temperature equal to or less than 200℃.

[0188] Specifically, the steel plate with a pre-plating layer is heated to the austenite range and insulated at 800-950℃ for 3-15 min. The austenitizing furnace is filled with air, and the dew point in the austenitizing furnace is equal to or less than 0℃. The steel plate after insulation is cooled, and the time between taking the heated steel plate out of the furnace and transferring it to a stamping machine is equal to or less than 10 s. After that, it is deformed by mold pressing and cooled to below 200℃.

[0189] During the thermoforming process, the aluminum flakes on the surface of the pre-plating layer will be subjected to decomposition, oxidization and structural reconstruction, and alloying will occur inside the plating layer. However, aluminum flake patterns with an average area of equal to or greater than 16 mm2 can be seen on the surface of the thermoformed member, usually called "fish scales" . The skin-pass process (also called temper rolling) after hot-immersion plating has a certain impact on the clarity of aluminum flakes after thermoforming. When the skin-pass elongation increases, the visibility of aluminum flakes after thermoforming decreases. Similarly, the mold pressure during the thermoforming process has a great impact on the clarity of aluminum flakes after thermoforming. When the pressure increases, the visibility of aluminum flakes decreases. It is also not easy to identify aluminum flakes on the contact surface between the thermoformed member and the lower stamping die. However, after polishing the surface with sandpaper (for example, 1200 grit) , the pattern left by aluminum flakes after thermoforming can be seen. Alternatively, the light source parameters can be adjusted for easier observation.

[0190] The member plating layer after thermoforming has a total thickness of 5 μm-60 μm. Preferably, the member plating layer after thermoforming has a total thickness of 20 μm-55 μm. Preferably, the member plating layer after thermoforming has a total thickness of 26 μm-50 μm. More preferably, the member plating layer after thermoforming has a total thickness of 30 μm-50 μm.

[0191] The present disclosure also discloses a motor vehicle comprising the above thermoformed member.

[0192] The technical solutions in the present disclosure will be clearly and completely described below in conjunction with the embodiments of the present disclosure. Apparently, the described embodiments are only some of the embodiments of the present disclosure, rather than all of the embodiments. Based on the embodiments of the present disclosure, all other embodiments obtained by those of ordinary skill in the art without creative efforts fall within the scope of protection of the present disclosure.

[0193] Examples

[0194] Example 1

[0195] A steel substrate to be plated is provided with the following chemical ingredients and the material thickness is 1.5 mm.

[0196] Table 1. Chemical ingredients of steel substrate to be plated, in weight %

[0197] The steel substrate to be plated in Table 1 was cleaned, dried, and then heated to the required annealing temperature for insulation. In this example, it was heated to 800℃ and insulated for 10 min.

[0198] The steel substrate to be plated in Table 1 was cooled. The steel substrate to be plated before being added into an aluminum pot was controlled at a temperature of 600-700℃. In this example, it was 660℃.

[0199] In the aluminum pot, the ingredients comprised 8-11%of Si and 1-4%of Fe in terms of mass fraction, and the rest were Al and inevitable impurities. In this example, in the aluminum pot, the Si content was 10%, the iron content was 1.5%, and the rest were Al and inevitable impurities.

[0200] After the steel substrate to be plated was hot-dipped, an air knife (a known technology) was used to remove excess plating solution to obtain strip steel with a pre-plating layer. The thickness of the plating layer of the strip steel (the plating layer before thermoforming is called a pre-plating layer) was 25 μm.

[0201] The cooling of the strip steel after being hot-dipped with aluminum and silicon was carried out in two stages. The first stage of cooling was carried out after the strip steel went through the plating layer control until it was cooled to 570℃. The second stage of cooling was carried out to cool the strip steel from 570℃ to 300℃. The cooling rates are shown in Table 2. The third stage of cooling was carried out by air and / or water to cool the strip steel from 300℃ to room temperature.

[0202] The Al-Si phase and Al-Si-Fe phase in steel coil numbers 1 to 5 are relatively coarse and have a high dispersion index. The aluminum-silicon plating should contain an Al-Si phase with a proportion of 20 to 40%, and the Al-Si phase comprises the AlnSim phase, where n: m= (1.0-3.0) : 1. The proportion of the AlnSim phase in the Al-Si phase is equal to or greater than 50%. The aluminum-silicon plating should contain an Al-Si-Fe phase with a proportion of 5 to 15%. The Al-Si-Fe phase comprises the FeaSibAlc phase, where a:b: c= (1-2) : 1: (4-9) . The proportion of the FeaSibAlc phase in the Al-Si-Fe phase is equal to or greater than 50%.

[0203] The Al-Si phase and Al-Si-Fe phase in steel coil numbers 6 to 7 are relatively fine and have a low dispersion index. The aluminum-silicon plating should contain an Al-Si phase with a proportion of 5 to 30%, and the Al-Si phase comprises the AlnSim phase, where n: m= (1.0-3.0) : 1. The proportion of the AlnSim phase in the Al-Si phase is equal to or greater than 50%. The aluminum-silicon plating should contain an Al-Si-Fe phase with a proportion of 0.1 to 8%. The Al-Si-Fe phase comprises the FeaSibAlc phase; where a: b: c= (1-2) : 1: (4-9) . The proportion of the FeaSibAlc phase in the Al-Si-Fe phase is equal to or greater than 50 %.

[0204] The Al-Si phase and Al-Si-Fe phase in steel coil numbers 8 to 10 are extremely fine, and have a low dispersion index which is difficult to evaluate. The aluminum-silicon plating should contain a fine Al-Si phase with a proportion of less than or equal to 5%, or the fine Al-Si phase is not an effective evaluation object. The aluminum-silicon plating should contain very little Al-Si-Fe, and the fine Al-Si phase is not an effective evaluation object.

[0205] Table 2. Cooling rate of plating layer and aluminum flake area

[0206] Fig. 1 is a typical surface aluminum flake morphology, and Fig. 2 is a typical surface aluminum flake mark morphology after thermoforming. Fig. 11 shows an aluminum flake area of equal to or greater than 200 mm2 (200-400 mm2) , and Fig. 12 shows an aluminum flake area of equal to or less than 9 mm2 (4-9 mm2) .

[0207] Steel coil Nos. 8-10 are cases where the aluminum flake area and aluminum flake convexity are too small and do not meet the requirements of the present disclosure. The aluminum flake convexity and aluminum flake area of steel coil Nos. 1-7 can meet the requirements of the present disclosure.

[0208] It can be seen that the first stage of cooling determines the size of the aluminum flake area to a large extent. The greater the cooling rate, the smaller the aluminum flakes. The second stage also affects the size of the aluminum flakes of the plating layer. The greater the cooling rate, the smaller the aluminum flakes. Compared with the first stage, the cooling rate in the second stage has less impact on the size of aluminum flakes.

[0209] Example 2

[0210] The steel substrate to be plated in Table 1 was cleaned, dried, and then heated to the required annealing temperature for insulation. In this example, it was heated to 800℃ and insulated for 10 min.

[0211] The steel substrate to be plated in Table 1 was cooled. The steel substrate to be plated before being added into an aluminum pot was controlled at a temperature of 660℃.

[0212] In this example, in the aluminum pot, the Si content was 10%, the iron content was 1.5%, and the rest were Al and inevitable impurities.

[0213] After the steel substrate to be plated was hot-dipped, an air knife was used to remove excess plating solution to obtain strip steel with a pre-plating layer. The thickness of the pre-plating layer of the strip steel was controlled according to Table 3.

[0214] The cooling of the strip steel after hot-dipped with aluminum and silicon was carried out in two stages. The first stage of cooling was carried out after the strip steel went through the plating layer control until it was cooled to 570℃, with a cooling rate of 10℃ / s. The second stage of cooling was carried out to cool the strip steel from 570℃ to 300℃, with a cooling rate of 10℃ / s. The third stage of cooling was carried out by air and / or water to cool the strip steel from 300℃ to room temperature.

[0215] Table 3. Thickness of pre-plating layer and aluminum flake area

[0216] It can be seen that the thickness of plating layer has a certain impact on the aluminum flake area. This is mainly because the thinner the plating layer, the more nucleation points there are, and the growth of aluminum flake dendrites is more restricted. Taken together, when the thickness of plating layer is above 10 μm, the aluminum flake area is ideal; when the thickness of plating layer is above 19 μm, the aluminum flake area is relatively stable; but when it exceeds 33 μm, the growth of the aluminum flake is not obvious.

[0217] Example 3

[0218] The steel substrate to be plated in Table 1 was cleaned, dried, and then heated to the required annealing temperature for insulation. In this example, it was heated to 800℃ and insulated for 10 min.

[0219] The steel substrate to be plated in Table 1 was cooled. The steel substrate to be plated before being added into an aluminum pot was controlled at a temperature of 660℃.

[0220] In this example, in the aluminum pot, the Si content was 10%, the iron content was 1.5%, and the rest were Al and inevitable impurities.

[0221] After the steel substrate to be plated was hot-dipped, an air knife was used to remove excess plating solution to obtain strip steel with a pre-plating layer. The thickness of the pre-plating layer of the strip steel is as shown in Table 4.

[0222] The cooling of the strip steel after hot-dipped with aluminum and silicon was carried out in two stages. The first stage of cooling was carried out after the strip steel went through the plating layer control until it was cooled to 570℃. The second stage of cooling was carried out to cool the strip steel from 570℃ to 300℃. The third stage of cooling was carried out by air and / or water to cool the strip steel from 300℃ to room temperature.

[0223] The steel plate with a pre-plating layer was heated to the austenite range and insulated at 900℃ for 8 min. The austenitizing furnace was filled with air, and the dew point in the austenitizing furnace was equal to or greater than 0℃. The same dew point was controlled for every sample, and a certain amount of hydrogen was introduced into the austenitizing furnace. The steel plate after insulation was cooled, and the time between taking the heated steel plate out of the furnace and transferring it to the stamping machine was equal to or less than 10 s. After that, it was deformed and quenched by mold pressing, and cooled to below 200℃.

[0224] Table 4 Proportion of the first Al-rich intermetallic compound layer in the layer therein and performance of samples with different thicknesses of plating layer and aluminum flake areas

[0225] Note: In this example, in order to obtain the bending angle in a three-point bending test and delayed cracking time in a four-point bending test of materials, the production process was specially adjusted during the experiment. It is only used to illustrate the performance improvement of materials by the present disclosure and does not represent the final service performance. The final service performance of a material is closely related to the thermoforming process. The use of the material of the present disclosure helps to improve the toughness and hydrogen embrittlement resistance of the material.

[0226] It can be seen that the greater the thickness of the plating layer, the more conducive it is to obtain the first Al-rich intermetallic compound layer, thereby improving the bending performance and enhancing the resistance to delayed cracking. Also, the larger the aluminum flake area, the more conducive it is to obtain the first Al-rich intermetallic compound layer, thereby improving the bending performance and enhancing the resistance to delayed cracking. The use of pressure on the plating layer is conducive to obtaining the first Al-rich intermetallic compound layer, and the resistance to delayed cracking is also enhanced.

[0227] Except for the T1 sample, which did not meet the requirements of the first Al-rich intermetallic compound layer of the present disclosure, the other samples met the requirements of the thermoformed thickness plating layer structure. The member plating layer of other samples after thermoforming comprises (a) interdiffusion layer; (b) first intermediate layer; (c) first Al-rich intermetallic compound layer; (d) second intermediate layer; (e) second Al-rich intermetallic compound layer; and (f) surface layer.

[0228] The plating layer structure of the samples was analyzed after thermoforming. Fig. 3 is a diagram showing the plating layer of T8 after thermoforming. The plating layer shows a typical 6-layer plating layer structure of the thermoformed steel by thermoforming of the present disclosure. Fig. 4 is a diagram showing the plating layer of T9 after thermoforming. The plating layer is a 4-layer plating layer structure of the thermoformed steel by existing conventional thermoforming.

[0229] The thermoformed T8 and T9 were subjected to 2%tensile deformation to observe the crack morphology of the plating layer. Fig. 5 is a diagram showing the plating layer of T8 after thermoforming of the present disclosure and deformation. The plating layer has a double layer of Al-rich intermetallic compound thermoformed steel. After deformation, the interdiffusion layer has good plasticity. The cracks cannot penetrate the interdiffusion layer, but there are cracks in the steel substrate.

[0230] Figure 6 is a diagram showing the plating layer of T9 after conventional thermoforming and deformation. The plating layer has only one layer of Al-rich intermetallic compound thermoformed steel. After deformation, the interdiffusion layer fragmented, but the steel substrate remained intact without cracks.

[0231] Figure 8 shows the structure of the plating layer of a member of the present disclosure after thermoforming. The double-layer Al-rich intermetallic compound separates the in the plating layer, and the grains in the plating layer are smaller. The fine grains in the plating layer. The average grain size is less than or equal to 25 μm.

[0232] Figure 9 shows the structure of the plating layer of a conventional thermoformed member after thermoforming, and the grains in the plating layer are coarse. The average grain size is equal to or greater than 20 μm. Especially, the grains in the middle layer are coarse, and the maximum cross-sectional size can exceed 30 μm. The grains in the middle layer penetrate most of the plating layer, and this coarse structure has a significant adverse impact on the performance of the plating layer.

[0233] Example 4

[0234] The steel substrate to be plated in Table 1 was cleaned, dried, and then heated to the required annealing temperature for insulation. In this example, it was heated to 800℃ and insulated for 10 min.

[0235] The steel substrate to be plated in Table 1 was cooled. The steel substrate to be plated before being added into an aluminum pot was controlled at a temperature of 660℃.

[0236] In this example, in the aluminum pot, the Si content was 10%, the iron content was 1.5%, and the rest were Al and inevitable impurities.

[0237] Materials T14 to T17 with different dispersion indexes of the Al-Si and Fe-Al-Si phases of plating layers required for the experiment were prepared using the method of the present disclosure, and were subjected to thermoforming process. The thermoforming process used in this example includes insulation at 930℃ for 5 min. The austenitizing furnace was filled with air, and the dew point in the austenitizing furnace was equal to or greater than 0℃. The same dew point was controlled for every sample, and a certain amount of hydrogen was introduced into the austenitizing furnace.

[0238] The samples were tested for Si concentration of the plating layer using GDOES, and the desired peak data of Si concentration were obtained after subtracting the background. The plating layer structure, peak data and relevant performance results for these materials are shown in Table 5.

[0239] It can be seen that the dispersion index of this example is more conducive to forming the double-layer Al-rich intermetallic compound layer required by the present disclosure, i.e., four peaks of Si concentration exist. Further, having peaks with higher Si concentration is beneficial to improving the bending angle and the resistance to delayed cracking of the material.

[0240] Samples T14 to T17 were studied using the neutral salt spray testing. The results showed that all test samples showed slight red rust after 2 hours; after 12 hours, the red rust area of T14 was large, about 80%; the red rust area of T15 was about 60%, and the red rust area of T16 and T17 was about 50%. After the 72-hour salt spray test, the samples were taken out and dried. The measured weight gain data per unit area of the samples are shown in Table 5. The weight gain per unit area reflects the degree of oxidation of the plating layer in an oxidizing environment, that is, the weight gain of the plating layer after it obtains oxygen and other elements. It can be seen that the weight gain caused by oxidation of the samples that meet the four Si concentration peaks of the present disclosure is significantly lower than that of the samples with three Si concentration peaks. Among them, the higher the peak value of the minimum Si concentration, the smaller the weight gain per unit area. When the minimum peak value of Si concentration exceeds 0.10%, the weight gain per unit area is below 2.7 mg / cm2. It can be seen that having the complete 6-layer structure (4 peaks of Si concentration) of the present disclosure after thermoforming can significantly improve the corrosion resistance of the plating layer.

[0241] Table 5 Effects of different dispersion indexes on the plating layer and the properties thereof

[0242] Among the above technical solutions of the present disclosure, the above are only preferred embodiments of the present disclosure and do not limit the patent scope of this invention. Under the technical concept of the present disclosure, equivalent structural transformations made using the contents of the description and drawings of the present disclosure or direct / indirect application in other related technical fields are included in the scope of patent protection of this invention.

[0243] The present disclosure discloses the following items:

[0244] Item 1. An aluminum-silicon-plated steel, comprising a steel substrate and a pre-plating layer being provided on the steel substrate, wherein

[0245] the pre-plating layer comprises an intermediate layer and an aluminum-silicon plating layer, wherein the aluminum-silicon plating has a nominal thickness of 10 μm-33 μm; the aluminum-silicon plating layer contains an Al-Si phase in a proportion of 5-40%and an Al-Si-Fe phase in a proportion of 0.1-15%, wherein the Al-Si phase and the Al-Si-Fe phase are present in the aluminum-silicon plating layer at an dispersion index equal to or greater than 0.05;

[0246] wherein the Al-Si phase has 30-50%of silicon in percentage by mass; the Al-Si-Fe phase has 10-35%of iron in percentage by mass and 3-15%of silicon in percentage by mass.

[0247] Item 2. The aluminum-silicon-plated steel according to Item 1, wherein the aluminum-silicon plating layer contains an Al-Si phase in a proportion of 10-30%and an Al-Si-Fe phase in a proportion of 0.1-10%.

[0248] Item 3. The aluminum-silicon-plated steel according to Item 1, wherein the Al-Si phase comprises an AlnSim phase wherein n: m = (1.0-3.0) : 1, and the AlnSim phase is present in the Al-Si phase in a proportion equal to or greater than 50%.

[0249] Item 4. The aluminum-silicon-plated steel according to Item 1, wherein the AlnSim phase comprises at least one of Al4Si3 and Al4Si2.

[0250] Item 5. The aluminum-silicon-plated steel according to Item 1, wherein the Al-Si-Fe phase comprises a FeaSibAlc phase wherein a: b: c = (1-2) : 1: (4-9) , and the FeaSibAlc phase is present in the Al-Si-Fe phase in a proportion equal to or greater than 50%.

[0251] Item 6. The aluminum-silicon-plated steel according to Item 5, wherein the Al-Si-Fe phase comprises a FeSiAl4 phase and a Fe2SiAl7 phase.

[0252] Item 7. An aluminum-silicon-plated steel, comprising a steel substrate and a pre-plating layer being provided on the steel substrate;

[0253] wherein the pre-plating layer comprises an intermediate layer and an aluminum-silicon plating layer;

[0254] wherein the aluminum-silicon plating layer comprises aluminum flakes and has a nominal thickness of 10-20 μm; and the aluminum flakes satisfy a condition that the coordinate points formed by aluminum flake area in mm2 and aluminum flake convexity in μm are within a first convex pentagon that is enclosed by five points (2, 3) , (150, 3) , (350, 7) , (350, 35) , and (2, 35) .

[0255] Item 8. The aluminum-silicon-plated steel according to Item 7, wherein the aluminum-silicon plating layer comprises aluminum flakes and has a nominal thickness of 19-33 μm; and the aluminum flakes satisfy a condition that the coordinate points formed by aluminum flake area in mm2 and aluminum flake convexity in μm are within a second convex pentagon that is enclosed by five points (4, 5) , (170, 5) , (400, 12) , (400, 40) and (4, 40) .

[0256] Item 9. The aluminum-silicon-plated steel according to Item 7, wherein the aluminum-silicon plating layer comprises aluminum flakes and has a nominal thickness of 10-20 μm; and the aluminum flakes satisfy a condition that the coordinate points formed by boundary length of the aluminum flakes per unit area in 1 / mm and aluminum flake convexity in μm are within a third convex pentagon that is enclosed by five points (0.1, 7) , (0.17, 3) , (10, 3) , (10, 35) and (0.1, 35) .

[0257] Item 10. The aluminum-silicon-plated steel according to Item 7, wherein the aluminum-silicon plating layer comprises aluminum flakes and has a nominal thickness of 19-33 μm; and the aluminum flakes satisfy a condition that the coordinate points formed by boundary length of the aluminum flakes per unit area in 1 / mm and aluminum flake convexity in μm are within a fourth convex pentagon that is enclosed by five points (0.08, 12) , (0.16, 5) , (8, 5) , (8, 40) and (0.08, 40) .

[0258] Item 11. A method for preparing an aluminum-silicon-plated steel, comprising the steps of:

[0259] annealing a steel substrate to be coated and then immersion plating the steel substrate in an immersion-plating solution to obtain an immersion-plated steel substrate, wherein the immersion-plating solution contains 8-11%of Si and 1-4%of Fe in percentage by mass, with Al and unavoidable impurities as the rest thereof;

[0260] cooling the immersion-plated steel substrate to a temperature of 570℃-650℃ at a rate of 2-20℃ / s and maintaining at a temperature of 570℃-650℃ for 1-20 seconds to obtain a primary cold-immersion plated steel;

[0261] cooling the primary cold-immersion plated steel inside a temperature regulating device under a heated gas atmosphere at an average cooling rate of 5-25℃ / s to a temperature of 300℃ and maintaining at the temperature for 2-30 seconds to obtain a secondary cold-immersion plated steel, wherein the temperature regulating device has a temperature of 300℃-570℃ and the heated gas has a temperature equal to or greater than 100℃, the total suspended particles in the gas are equal to or less than 0.2 mg / m3; and

[0262] cooling the secondary cold-immersion plated steel to room temperature, to obtain a pre-coated plated steel.

[0263] Item 12. The method for preparing an aluminum-silicon-plated steel according to Item 11, wherein the immersion-plated steel substrate is cooled to a temperature of 570℃ at a rate of 2-15℃ / s and maintained at the temperature of 570℃ for 1-10 seconds to obtain the primary cold-immersion plated steel.

[0264] Item 13. The method for preparing an aluminum-silicon-plated steel according to Item 11, wherein the primary cold-immersion plated steel is cooled to a temperature of 300℃ at an average rate of 5-20℃ / s and maintained at the temperature for 2-20 seconds to obtain the secondary cold-immersion plated steel.

[0265] Item 14. The method for preparing an aluminum-silicon-plated steel according to any one of Items 11-13, wherein the annealing of the steel substrate to be coated is carried out at an annealing temperature of 700-850℃ for 1-20 minutes, and the steel substrate to be coated after annealing is dipped into the immersion-plating solution at a temperature of 600-700℃.

[0266] Item 15. A pre-coated plated steel, which is obtained by subjecting an aluminum-silicon-plated steel to a process comprising anyone of cold rolling and / or skin-pass, wherein the pre-coated plated steel comprises a steel substrate and a skin-pass plating layer that is provided on the steel substrate and obtained by a process comprising anyone of cold rolling and / or skin-pass;

[0267] the skin-pass plating layer comprises an intermediate layer and an aluminum-silicon plating layer that has a nominal thickness of 10 μm-33 μm and contains an Al-Si phase in a proportion of 5-40%and an Al-Si-Fe phase in a proportion of 0.1-15%, wherein the Al-Si phase and the Al-Si-Fe phase are present in the aluminum-silicon plating layer with a dispersion index equal to or greater than 0.05;

[0268] wherein the Al-Si phase has 30-50%of silicon in percentage by mass; and the Al-Si-Fe phase has 10-35%of iron in percentage by mass and 3-15%of silicon in percentage by mass.

[0269] Item 16. A thermoformed member, characterized in that, the member comprises a steel substrate and a member plating layer that is generated from the interdiffusion between the steel substrate and the aluminum silicon pre-coating layer during the thermoforming process; wherein

[0270] the member plating layer comprises sequentially stacked an interdiffusion layer being positioned at the innermost side of the member plating layer, a first intermediate layer, a first Al-rich intermetallic compound layer, a second intermediate layer and a second Al-rich intermetallic compound layer;

[0271] the first Al-rich intermetallic compound layer represents a discontinuous structure, accounting for a proportion equal to or less than 80%of the length of layer therein; the second Al-rich intermetallic compound layer represents a quasi-continuous structure, accounting for a proportion equal to or greater than 20%of the continuous length of layer therein.

[0272] Item 17. The thermoformed member according to Item 16, wherein the first Al-rich intermetallic compound layer accounts for a proportion of 1-50%of the length of layer therein; and the second Al-rich intermetallic compound layer accounts for a proportion equal to or greater than 50%of the continuous length of layer therein.

[0273] Item 18. The thermoformed member according to Item 17, wherein the second Al-rich intermetallic compound layer accounts for a proportion of 50-90%of the continuous length of layer therein.

[0274] Item 19. The thermoformed member according to any one of Items 16-18, wherein the member plating layer further comprises a surface layer being positioned outside the second Al-rich intermetallic compound layer.

[0275] Item 20. The thermoformed member according to Item 19, wherein the first intermediate layer, the second intermediate layer and the surface layer have an average grain size less than or equal to 30 μm.

[0276] Item 21. The thermoformed member according to Item 20, wherein the first intermediate layer and the second intermediate layer have an average grain size less than or equal to 25 μm.

[0277] Item 22. The thermoformed member according to Item 21, wherein the first intermediate layer and the second intermediate layer have an average grain size less than or equal to 15 μm.

[0278] Item 23. The thermoformed member according to any one of Items 16-18, wherein the member plating layer has a total thickness of 5 μm-60 μm.

[0279] Item 24. The thermoformed member according to Item 23, wherein the member plating layer has a total thickness of 20 μm-55 μm.

[0280] Item 25. The thermoformed member according to Item 24, wherein the member plating layer has a total thickness of 26 μm-50 μm.

[0281] Item 26. The thermoformed member according to Item 25, wherein the member plating layer has a total thickness of 30 μm-50 μm.

[0282] Item 27. A thermoformed member, characterized in that, the member comprises a steel substrate and a member plating layer that is generated from the interdiffusion between the steel substrate and the aluminum silicon pre-coating layer during the thermoforming process;

[0283] wherein the member plating layer has at least four peaks of Si concentration along the thickness direction.

[0284] Item 28. The thermoformed member according to Item 27, wherein the at least four peaks of Si concentration comprise a first Si concentration peak, a second Si concentration peak, a third Si concentration peak, and a fourth Si concentration peak from a surface of the member plating layer to the steel substrate;

[0285] wherein a distance between the first Si concentration peak and the surface of the member plating layer is equal to or greater than 0.25 μm.

[0286] Item 29. The thermoformed member according to Item 28, wherein a distance between the first Si concentration peak and the surface of the member plating layer is equal to or greater than 0.45 μm.

[0287] Item 30. The thermoformed member according to Item 29, wherein a distance between the first Si concentration peak and the surface of the member plating layer is equal to or greater than 0.75 μm.

[0288] Item 31. The thermoformed member according to Item 30, wherein a distance between the first Si concentration peak and the surface of the member plating layer is equal to or greater than 1.5 μm.

[0289] Item 32. The thermoformed member according to Item 27, wherein after subtracting background, a concentration value of the minimum peak among the at least four peaks of Si concentration is equal to or greater than 0.01%.

[0290] Item 33. The thermoformed member according to Item 32, wherein the concentration value of the minimum peak is equal to or greater than 0.025%.

[0291] Item 34. The thermoformed member according to Item 33, wherein the concentration value of the minimum peak is equal to or greater than 0.05%.

[0292] Item 35. The thermoformed member according to Item 34, wherein the concentration value of the minimum peak is equal to or greater than 0.25%.

[0293] Item 36. A process for manufacturing a thermoformed member, comprising the steps of:

[0294] heating the aluminum-silicon-plated steel according to any one of Items 1-10 or the pre-coated plated steel according to Item 15 to an austenite range under an air atmosphere and a dew point equal to or less than 0℃, and maintaining at a temperature of 880 to 950℃ for 3-15 minutes; and

[0295] cooling the resulting steel plate, taking out the heated steel plate, using a mold to press and deform the steel plate within 10 seconds, and at the same time cooling to a temperature equal to or less than 200℃.

[0296] Item 37. A motor vehicle, comprising the thermoformed member according to any one of Items 16-35.

Claims

1.An aluminum-silicon-plated steel, comprising a steel substrate and a pre-plating layer being provided on the steel substrate, whereinthe pre-plating layer comprises an intermediate layer and an aluminum-silicon plating layer, wherein the aluminum-silicon plating has a nominal thickness of 10 μm-33 μm; the aluminum-silicon plating layer contains an Al-Si phase in a proportion of 5-40%and an Al-Si-Fe phase in a proportion of 0.1-15%, wherein the Al-Si phase and the Al-Si-Fe phase are present in the aluminum-silicon plating layer with a dispersion index equal to or greater than 0.05;wherein the dispersion index is the proportion of non-obtuse triangles to a plurality of triangles formed by connecting three adjacent plasmas which are plasmas obtained by simplifying the Al-Si phases and Al-Si-Fe phases each with an area of equal to or greater than 1 square micron, or geometrically centered plasmas obtained by simplifying the Al-Si phases and Al-Si-Fe phases that are each uniformly sized and significantly discontinuous, in a range of 20 × 100 square microns of the aluminum-silicon plating layer,wherein the Al-Si phase has 30-50%of silicon in percentage by mass; the Al-Si-Fe phase has 10-35%of iron in percentage by mass and 3-15%of silicon in percentage by mass.2.The aluminum-silicon-plated steel according to claim 1, wherein the aluminum-silicon plating layer contains an Al-Si phase in a proportion of 10-30%and an Al-Si-Fe phase in a proportion of 0.1-10%.3.The aluminum-silicon-plated steel according to claim 1, wherein the Al-Si phase comprises an AlnSim phase wherein n: m = (1.0-3.0) : 1, and the AlnSim phase is present in the Al-Si phase in a proportion equal to or greater than 50%.4.The aluminum-silicon-plated steel according to claim 3, wherein the AlnSim phase comprises at least one of an Al4Si3 phase and an Al4Si2 phase.5.The aluminum-silicon-plated steel according to claim 1, wherein the Al-Si-Fe phase comprises a FeaSibAlc phase wherein a: b: c = (1-2) : 1: (4-9) , and the FeaSibAlc phase is present in the Al-Si-Fe phase in a proportion equal to or greater than 50%.6.The aluminum-silicon-plated steel according to claim 5, wherein the Al-Si-Fe phase comprises a FeSiAl4 phase and a Fe2SiAl7 phase.7.A method for preparing the aluminum-silicon-plated steel according to any one of claims 1-6, comprising the steps of:annealing a steel substrate to be coated and then immersion plating the steel substrate in an immersion-plating solution to obtain an immersion-plated steel substrate, wherein the immersion-plating solution contains 8-11%of Si and 1-4%of Fe in percentage by mass, with Al and unavoidable impurities as the rest thereof;cooling the immersion-plated steel substrate to a temperature of 570℃-650℃ at a rate of 2-20℃ / s and maintaining at a temperature of 570℃-650℃ for 1-20 seconds to obtain a primary cold-immersion plated steel;cooling the primary cold-immersion plated steel inside a temperature regulating device under a heated gas atmosphere at an average cooling rate of 5-25℃ / s to a temperature of 300℃ and maintaining at the temperature for 2-30 seconds to obtain a secondary cold-immersion plated steel, wherein the temperature regulating device has a temperature of 300℃-570℃ and the heated gas has a temperature equal to or greater than 100℃, the total suspended particles in the gas are equal to or less than 0.2 mg / m3; andcooling the secondary cold-immersion plated steel to room temperature, to obtain a pre-coated plated steel.8.The method for preparing the aluminum-silicon-plated steel according to claim 7, wherein the immersion-plated steel substrate is cooled to a temperature of 570℃ at a rate of 2-15℃ / s and maintained at the temperature of 570℃ for 1-10 seconds to obtain the primary cold-immersion plated steel.9.The method for preparing the aluminum-silicon-plated steel according to claim 7, wherein the primary cold-immersion plated steel is cooled to a temperature of 300℃ at an average rate of 5-20℃ / s and maintained at the temperature for 2-20 seconds to obtain the secondary cold-immersion plated steel.10.The method for preparing the aluminum-silicon-plated steel according to any one of claims 7-9, wherein the annealing of the steel substrate to be coated is carried out at an annealing temperature of 700-850℃ for 1-20 minutes, and the steel substrate to be coated after annealing is dipped into the immersion-plating solution at a temperature of 600-700℃.11.A pre-coated plated steel, which is obtained by subjecting the aluminum-silicon-plated steel according to any one of claims 1-6 to a process comprising anyone of cold rolling and / or skin-pass, wherein the pre-coated plated steel comprises a steel substrate and a skin-pass plating layer that is provided on the steel substrate and obtained by a process comprising anyone of cold rolling and / or skin-pass;the skin-pass plating layer comprises an intermediate layer and an aluminum-silicon plating layer that has a nominal thickness of 10 μm-33 μm and contains an Al-Si phase in a proportion of 5-40%and an Al-Si-Fe phase in a proportion of 0.1-15%, wherein the Al-Si phase and the Al-Si-Fe phase are present in the aluminum-silicon plating layer at a dispersion index equal to or greater than 0.05;wherein the Al-Si phase has 30-50%of silicon in percentage by mass; and the Al-Si-Fe phase has 10-35%of iron in percentage by mass and 3-15%of silicon in percentage by mass.12.A process for manufacturing a thermoformed member, comprising the steps of:heating the aluminum-silicon-plated steel according to any one of claims 1-6 or the pre-coated plated steel according to claim 11 to an austenite range under an air atmosphere and a dew point equal to or less than 0℃, and maintaining at a temperature of 880 to 950℃for 3-15 minutes; andcooling the resulting steel plate, taking out the heated steel plate, using a mold to press and deform the steel plate within 10 seconds, and at the same time cooling to a temperature equal to or less than 200℃.

Images