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CN118241143B - 镀铝硅钢及制备方法、预涂镀钢、热成型构件的生产工艺 - Google Patents

镀铝硅钢及制备方法、预涂镀钢、热成型构件的生产工艺 Download PDF

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CN118241143B
CN118241143B CN202410661792.0A CN202410661792A CN118241143B CN 118241143 B CN118241143 B CN 118241143B CN 202410661792 A CN202410661792 A CN 202410661792A CN 118241143 B CN118241143 B CN 118241143B
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Abstract

本发明提供了镀铝硅钢及制备方法、预涂镀钢、热成型构件的生产工艺。镀铝硅钢包括设置在钢基体上的预镀层。所述预镀层包括中间层和铝硅镀层；所述铝硅镀层的公称厚度为10μm～33μm；所述铝硅镀层内含有比例为5～40%的Al‑Si相和比例为0.1～15%的Al‑Si‑Fe相，所述Al‑Si相和所述Al‑Si‑Fe相在所述铝硅镀层内的分散指数≥0.05。上述的镀铝硅钢中，铝硅镀层中的Al‑Si相和Al‑Si‑Fe相比例合适，且分散指数合适，有助于后续生产的热成型构件的晶粒较小，具有双层富Al的金属间化合物层，从而提高热成型构件的镀层韧性和环境耐受力，降低其裂纹敏感性，使得热成型构件也具备提高抗氢脆、耐腐蚀等优点。

Description

镀铝硅钢及制备方法、预涂镀钢、热成型构件的生产工艺
技术领域
本发明涉及热成型钢领域，尤其涉及镀铝硅钢及制备方法、预涂镀钢、热成型构件的生产工艺。
背景技术
目前，商用的热成型钢的强度已经超过1500MPa，而2000MPa的热成型钢正成为汽车用钢的热点，这些热成型钢在追求强度的同时，希望获得更高的韧性、更好的抗裂纹敏感性。碰撞吸能的材料强度也达到了1000MP级别。传统的镀铝硅热成型钢的镀层具备典型的四层结构，即（a）相互扩散层；（b）中间；（c）富Al的金属间化合物层；（d）表面层。这种结构可以在较宽的热成型奥氏体化加工窗口内生产，不仅获得较高的强度，而且镀层的焊接性能非常优秀。
随着对材料成本要求提升，市场上出现了一类薄镀层热成型钢，但这类材料的镀层不利于焊接工艺控制，而且薄镀层的防腐蚀性能低。再者，随着材料强度提升到2000MPa以上后，氢脆问题成为人们关注的焦点。在兼顾韧性和氢脆问题的热成型奥氏体化的加工窗口是目前大多数客户的迫切需求。
发明内容
本发明的主要目的是提供一种镀铝硅钢、热成型构件及其生产工艺，以解决常规镀铝硅钢无法兼顾韧性和氢脆的技术问题。
为实现上述目的，本申请提供了一种镀铝硅钢，包括钢基体和设置在所述钢基体上的预镀层；
所述预镀层包括中间层和铝硅镀层；所述铝硅镀层的公称厚度为10μm～33μm；所述铝硅镀层内含有比例为5～40%的Al-Si相和比例为0.1～15%的Al-Si-Fe相，所述Al-Si相和所述Al-Si-Fe相在所述铝硅镀层内的分散指数≥0.05；
其中，Al-Si相中硅的质量分数30～50%；所述Al-Si-Fe相中铁的质量分数为10～35%，硅的质量分数3～15%；
优选地；所述铝硅镀层内含有比例为10～30%的Al-Si相和比例为0.1～10%的Al-Si-Fe相，其中，Al-Si相中硅的质量分数30～50%；所述Al-Si-Fe相中铁的质量分数为10～35%，硅的质量分数3～15%。
根据本申请的实施方式，所述Al-Si相包括AlnSim相；其中n：m=（1.0～3.0）：1；所述AlnSim相在所述Al-Si相的比例为≥50%。
根据本申请的实施方式，所述AlnSim相包括Al4Si3和Al4Si2中的至少一种。
根据本申请的实施方式，所述Al-Si-Fe相包括FeaSibAlc相；其中a:b:c=（1～2）:1:(4～9)；所述FeaSibAlc相在所述Al-Si-Fe相中的比例为≥50%。 所述FeaSibAlc相包括FeSiAl4相和Fe2SiAl7相。
本申请提供了另一种镀铝硅钢，包括钢基体和设置在所述钢基体上的预镀层；所述预镀层包括中间层和铝硅镀层；所述铝硅镀层包括铝花；所述铝硅镀层的公称厚度为10～20μm，所述铝花满足铝花面积（mm2）和铝花凸度（μm）形成的坐标点位于第一凸五边形内的条件，所述第一凸五边形以（2，3）、（150，3）、（350，7）、（350，35）、（2，35）五个点围成。
根据本申请的实施方式，所述铝硅镀层包括铝花；所述铝硅镀层的公称厚度为19～33μm，所述铝花满足铝花面积（mm2）和铝花凸度（μm）形成的坐标点位于第二凸五边形内的条件，所述第二凸五边形以（4，5）、（170，5）、（400，12）、（400，40）、（4，40）五个点围成。
根据本申请的实施方式，所述铝硅镀层包括铝花；所述铝硅镀层的公称厚度为10～20μm，所述铝花满足单位面积铝花边界长度（1/mm）和铝花凸度（μm）形成的坐标点位于第三凸五边形内的条件，所述第三凸五边形以（0.1，7）、（0.17，3）、（10，3）、（10，35）、（0.1，35）五个点围成。
根据本申请的实施方式，所述铝硅镀层包括铝花；所述铝硅镀层的公称厚度为19～33μm，所述铝花满足单位面积铝花边界长度（1/mm）和铝花凸度（μm）形成的坐标点位于第四凸五边形内的条件，所述第四凸五边形以（0.08，12）、（0.16，5）、（8，5）、（8，40）、（0.08，40）五个点围成。
本申请公开了一种镀铝硅钢的制备方法，包括以下步骤：
将待镀钢基体退火后，在浸镀液中浸镀，得到浸镀钢基体；以质量百分数计，所述浸镀液包括：Si:8～11%；Fe：1～4%；其余为Al和不可避免的杂质；
将所述浸镀钢基体以2~20℃/s的速度冷却至570℃～650℃，并在570℃～650℃下维持1～20秒得到初冷浸镀钢；
将所述初冷浸镀钢在温度调节装置内，并在加热气体的条件下，继续以5～25℃/s平均冷却速率冷却至300℃，保温时间为2～30秒，得到二冷浸镀钢；所述温度调节装置的温度为300℃～570℃；所述加热气体的温度≥100℃，气体总悬浮微粒≤0.2mg/立方米；
将所述二冷浸镀钢冷却至室温，得到预涂镀钢。
根据本申请的实施方式，将所述浸镀钢基体以2~15℃/s的速度冷却至570℃，并在570℃下维持1~10秒得到初冷浸镀钢。
根据本申请的实施方式，将所述初冷浸镀钢以5~20℃/s平均冷却速率冷却至300℃，保温时间为2~20秒，得到二冷浸镀钢。
根据本申请的实施方式，所述待镀钢基体退火步骤中的退火温度为700～850℃，退火时间为1～20分钟；退火后的待镀钢基体进入浸镀液的温度为600～700℃。
本申请还公开了一种预涂镀钢，所述预涂镀钢由镀铝硅钢经冷轧和光整得到；所述预涂镀钢包括钢基体和设置在所述钢基体上的光整镀层；所述光整镀层由冷轧、光整中至少一种得到；
所述光整镀层包括中间层和铝硅镀层；所述铝硅镀层的公称厚度为10μm～33μm；所述铝硅镀层内含有比例为5～40%的Al-Si相和比例为0.1～15%的Al-Si-Fe相，所述Al-Si相和所述Al-Si-Fe相在所述铝硅镀层内的分散指数≥0.05；
其中，Al-Si相中硅的质量分数30～50%；所述Al-Si-Fe相中铁的质量分数为10～35%，硅的质量分数3～15%。
本申请还公开了一种热成型构件，包括钢基体和构件镀层；所述构件镀层由所述钢基体与铝硅预涂层之间的相互扩散产生；
所述构件镀层包括依次层叠的相互扩散层、第一中间层、第一富Al的金属间化合物层、第二中间层和第二富Al的金属间化合物层；所述相互扩散层位于所述构件镀层的最内侧；
第一富Al的金属间化合物层为不连续的结构，占所在层长度的比例≤80%；第二富Al的金属间化合物层为准连续的结构，占所在层的连续长度比例≥20%；
优选地，第一富Al的金属间化合物层占所在层长度的比例为1～50%；第二富Al的金属间化合物层占所在层的连续长度比例≥50%；更优地；第二富Al的金属间化合物层占所在层的连续长度比例为50～90%。
根据本申请的实施方式，所述构件镀层还包括位于所述第二富Al的金属间化合物层外侧的表面层。
根据本申请的实施方式，所述第一中间层、所述第二中间层、所述表面层的晶粒尺寸小于等于30μm；优选地；所述第一中间层、所述第二中间层和晶粒尺寸小于等于25μm；更优地，所述第一中间层、所述第二中间层和晶粒尺寸小于等于15μm。本发明的镀层中间层晶粒尺寸为截面观察的镀层平均晶粒尺寸。
根据本申请的实施方式，所述构件镀层总厚度为5μm～60μm；作为优选，构件镀层总厚度为20μm～55μm；作为优选，构件镀层总厚度为26μm～50μm；进一步的作为优选，构件镀层总厚度为30μm～50μm。
本申请还公开了另一种热成型构件，包括钢基体和构件镀层；所述构件镀层由所述钢基体与铝硅预涂层之间的相互扩散产生；所述构件镀层沿厚度方向具有至少四个Si浓度峰值。
根据本申请的实施方式，所述至少四个Si浓度峰值，包括自构件镀层表面至钢基体的第一Si浓度峰值、第二Si浓度峰值、第三Si浓度峰值和第四Si浓度峰值；
所述第一Si浓度峰值与构件镀层表面的距离≥0.25μm。
根据本申请的实施方式，所述第一Si浓度峰值与构件镀层表面的距离≥0.45μm。
根据本申请的实施方式，所述第一Si浓度峰值与构件镀层表面的距离≥0.75μm。
根据本申请的实施方式，所述第一Si浓度峰值与构件镀层表面的距离≥1.5μm。
根据本申请的实施方式，所述至少四个Si浓度峰值扣除背底后，其中的最小峰值的浓度值≥0.01%。
根据本申请的实施方式，所述最小峰值的浓度值≥0.025%。
根据本申请的实施方式，所述最小峰值的浓度值≥0.05%。
根据本申请的实施方式，所述最小峰值的浓度值≥0.25%。
本发明还公开了一种热成型构件的生产工艺，包括以下步骤：
将上述的镀铝硅钢或上述的预涂镀钢加热至奥氏体区间，保温温度范围为880～950℃，保温时间为3～15分钟；加热氛围为空气，且露点≤0℃；
对保温后的钢板进行冷却，取出加热后钢板在10s内采用模具压下变形，同时冷却至200℃以下。
本发明还公开了一种机动车辆，包括上述的热成型构件。
上述的镀铝硅钢中，铝硅镀层中的Al-Si相和Al-Si-Fe相比例合适，且分散指数合适，有助于后续生产的热成型构件的晶粒较小，具有双层富Al的金属间化合物层，从而提高热成型构件的镀层韧性和环境耐受力，降低其裂纹敏感性，使得热成型构件也具备提高抗氢脆、耐腐蚀等优点。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图示出的结构获得其他的附图。
图1是热成型前的本发明带钢的典型镀层铝花形貌；
图2是热成型后的本发明构件的典型镀层铝花形貌；
图3是热成型后的本发明构件的典型镀层金相结构；
图4是热成型后的传统热成型构件的典型镀层金相结构；
图5是热成型后的本发明构件经变形的镀层结构；
图6是热成型后的传统热成型钢的构件经变形的镀层结构；
图7是热成型前预镀层的结构图解；
图8是热成型后的本发明构件的镀层结构；
图9是热成型后的传统热成型构件的镀层结构；
图10是本发明镀铝硅钢镀层截面的Si和Fe元素分布情况；
图11示出了热成型前的本发明带钢表面的铝花面积≥200mm2；
图12示出了热成型前的本发明带钢表面的铝花面积≤9mm2；
图13是热成型后的本发明构件的镀层成分特征；
图14是热成型后的传统构件的镀层成分特征。
本发明目的的实现、功能特点及优点将结合实施方式，参照附图做进一步说明。
具体实施方式
下面将结合本发明实施方式中的附图，对本发明实施方式中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施方式仅仅是本发明的一部分实施方式，而不是全部的实施方式。基于本发明中的实施方式，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施方式，都属于本发明保护的范围。
需要说明，本发明实施方式中所有方向性指示（诸如上、下……）仅用于解释在某一特定姿态（如附图所示）下各部件之间的相对位置关系、运动情况等，如果该特定姿态发生改变时，则该方向性指示也相应地随之改变。
另外，在本发明中如涉及“第一”、“第二”等的描述仅用于描述目的，而不能理解为指示或暗示其相对重要性或者隐含指明所指示的技术特征的数量。由此，限定有“第一”、“第二”的特征可以明示或者隐含地包括至少一个该特征。
并且，本发明各个实施方式之间的技术方案可以相互结合，但是必须是以本领域普通技术人员能够实现为基础，当技术方案的结合出现相互矛盾或无法实现时应当认为这种技术方案的结合不存在，也不在本发明要求的保护范围之内。
申请人对热成型构件进行了大量的研究，现有的热成型构件多为四层结构，其具体包括：（a）相互扩散层；（b）中间层；（c）富Al的金属间化合物层；（d）表面层。并且，富Al的金属间化合物层为准连续的结构层。即在金相图中，富Al的金属间化合物层的长度占该结构层长度的比例大，如90%。目视金相图整体基本为连续状态。该结构层长度即为镀层测量的总长度。
发明人研究发现，相互扩散层和第一中间层的界面（即相互扩散层表面）处往往存在脆性的富Al的金属间化合物，当相互扩散层表面的这种富Al的金属间化合物较厚时，材料在弯曲过程中，镀层表面萌生的裂纹几乎均会向钢基体扩展。但当相互扩散层表面的这种富Al的金属间化合物减少时，裂纹由外向相互扩散层内的扩展难度增加，甚至出现相互扩散层保存完整，而钢基体萌生了裂纹的现象，这说明减少相互扩散层表面的富Al的金属间化合物厚度，有助于提高相互扩散层的塑性，进一步地可以阻断裂纹由表面向钢基体内的传播。进一步研究发现，第一富Al的金属间化合物层容易与相互扩散层表面的富Al的金属间化合物合并而消失，这种合并不仅仅增厚了相互扩散层表面的富Al的金属间化合物，同时容易导致相互扩散层表面的富Al的金属间化合物形成尖锐的棱角，而应力集中往往在棱角该处，从而易于出现裂纹的萌生和传播。该处的裂纹若继续由向内传播和扩展，则会直到抵达钢基体和相互扩散层的界面，进一步促使钢基体发生开裂。
变形（如弯曲）后，相互扩散层若出现大量裂纹，将有助于氢的侵入到钢基体的马氏体组织内，因此完好的相互扩散层不仅可以提高材料的弯曲韧性，而且在一定程度上提高了材料的抗氢脆作用。
因此，本发明特别设置了的第一富Al的金属间化合物层可以分担相互扩散层中富Al的金属间化合物的富集程度，从而提高相互扩散层的塑性。尤其当热成型后的镀层厚度超过26μm时，镀层内有足够的富Al的金属间化合物可以形成。本发明巧妙的将相互扩散层表面的富Al的金属间化合物分解一部分出去，以形成新的第一富Al的金属间化合物层，以此提高相互扩散层塑性，减少裂纹穿透的数量。
而要形成上述结构的热成型构件，形成其的原料镀铝硅钢或光整后的镀铝硅钢（即下文的预涂镀钢）必须满足特定的条件。以下分别对镀铝硅钢或光整后的镀铝硅钢（即下文的预涂镀钢）进行介绍。
为实现上述目的，本申请提供了一种镀铝硅钢，包括钢基体和设置在所述钢基体上的预镀层；
所述预镀层包括中间层和铝硅镀层。所述铝硅镀层的公称厚度为10μm～33μm。所述铝硅镀层内含有比例为5～40%的Al-Si相和比例为0.1～15%的Al-Si-Fe相，所述Al-Si相和所述Al-Si-Fe相在所述铝硅镀层内的分散指数≥0.05。其中，Al-Si相中硅的质量分数30～50%。所述Al-Si-Fe相中铁的质量分数为10～35%，硅的质量分数3～15%。
可采用能谱仪（EDS）扫描镀层截面的Si和Fe元素分布情况，（如图10）镀层中Si、Fe元素的分布密集、明亮位置的相即分别为Al-Si和Al-Si-Fe相。然后采用图像软件（如Image-pro Plus）计算Al-Si相和Al-Si-Fe占镀层的比例。计算比例时，应去除镀层和基体之间的相互扩散层。为确保检测结果具有代表性，一般可在连续镀层截面长度≥100mm的范围累计检测。
镀铝硅钢通常是钢基体通过热浸镀的方式形成的。钢基体包括钢坯、热轧带钢和冷轧带钢。待镀的钢基体一般以扁平的钢带形式存在，钢带的尺寸参考GB708-2006，业内也称为钢带、带钢或钢板。这类命名不影响对本发明的解释。通常待镀的钢基体厚度为0.5～3.5mm。
本发明所指的待镀钢基体即用于热浸镀的钢材，包括热轧钢板和冷轧钢板，或统称为带钢。待镀钢基体可以卷料、片料、零件等的几何形式存在，一般用于连续退火的待镀钢基体以卷料形式。不论待镀钢基体以那种几何形式存在，均不影响对本发明的解释。对热浸镀后的带钢切割成合适尺寸的钢板，对钢板热成型后可得到所需几何尺寸的零件、片料等形状的构件。不论热成型后的构件以那种几何形式存在，均不影响对本发明的解释。本发明所指的镀层可以为上、下双面镀层，或者某一面带镀层。
在一些实施例中，钢基体为含硼的防侵入的汽车用热成型钢，包括Usibor®，或包括成分范围：C：0.18～0.45%，Mn：0.3～3.0%，B：0.0008～0.005%，可添加的合金化元素。材料热成型后的抗拉强度≥1500MPa，该实施例尤其针对热成形后抗拉强度≥1800MPa以上的材料。
在一些实施例中，钢材为用于含铌的碰撞吸能的汽车用热成型钢，包括Ductibor®，或包括成分范围：C：0.03～0.12%，Mn：0.15～2.5%，Nb：0.02～0.10%，可添加的合金化元素，包括可添加B：0.0008～0.005%。材料热成型后的抗拉强度≤1500MPa，该实施例尤其针对热成形后抗拉强度900MPa～1500MPa的材料。
镀铝硅钢的铝硅镀层包括（1）中间层；（2）铝硅镀层。铝硅镀层内含有比例为5～40%的Al-Si相，Al-Si相中硅的质量分数30～50%;铝硅镀层内含有比例0.1～15%的Al-Si-Fe相，Al-Si-Fe相中铁的质量分数10～35%，硅的质量分数3～15%。
经过发明人潜心研究发现，通过合理控制制造工艺，可以在预镀层带钢的铝硅镀层中制备一定比例的Al-Si相和Al-Si-Fe相（如图9）。Al-Si相和Al-Si-Fe相在热成型过程中，是镀层富Al的金属间化合物关键的来源，预镀层的Al-Si相和Al-Si-Fe相分布形式、数量在很大程度上决定了热成型后富Al的金属间化合物的位置和数量。当预镀层的Al-Si相和Al-Si-Fe相在镀层较多且分散分布时，有利于热成型后第一富Al的金属间化合物层的生成。当预镀层的Al-Si相和Al-Si-Fe相在镀层较少且集中分布时，热成型后第一富Al的金属间化合物层难以出现，取而代之的是传统热成型钢的单层富Al的金属间化合物，从而不能得到本发明的双层富Al的金属间化合物。
为了获得热成型后上述双层富Al的金属间化合物结构，Al-Si相和Al-Si-Fe相在预镀层内应分散发布，不聚集成线状，不聚集成大块状。铝硅镀层内应含有比例为5～40%的Al-Si相，Al-Si相中硅的质量分数20～50%；铝硅镀层内应含有比例0.1～15%的Al-Si-Fe相，Al-Si-Fe相中铁的质量分数10～35%，硅的质量分数3～15%。作为优选，铝硅镀层内含有比例为10～30%的Al-Si相，Al-Si相中硅的质量分数30～50%；铝硅镀层内含有比例0.1～15%的Al-Si-Fe相，Al-Si-Fe相中铁的质量分数10～35%，硅的质量分数3～15%。
为了更好地说明本发明的特征，本发明的Al-Si相和Al-Si-Fe分散程度采用分散指数进行解释。在铝硅镀层（1）的20×100平方微米范围内，将各均匀尺寸并且显著不连续的Al-Si相和Al-Si-Fe相简化为几何中心的质点，或单个面积≥1平方微米的Al-Si相和Al-Si-Fe相简化为质点，连接相邻的3个质点。连接3个质点所形成的三角形若为非钝角三角形，则记为A类三角形。若为钝角三角形，则记为B类三角形。分散指数则定义为A类三角形占三角形总数的比例值。该指数越大，则分散程度越大。对于本发明而言，当分散指数≥0.05，则该位置有形成第一富Al的金属间化合物层的倾向，即热成型后容易形成含有双层Al的金属间化合物（第一富Al的金属间化合物层和第二层）的6层镀层结构。作为优选，局部分散指数≥0.1。
在满足上述条件的情形下，镀层的Al-Si相和Al-Si-Fe相会出现③数量较少、边界清晰的情况。否则，镀层的Al-Si相和Al-Si-Fe相会出现①数量较多、边界模糊；②数量较少、边界模糊的情形。
为了避免局部Al-Si相和Al-Si-Fe相聚集，而导致相互扩散层表面的富Al的金属间化合物过厚、尖锐，本发明的分散分布对该位置尤为重要。分散分布可以促使第一富Al的金属间化合物层的形成，避免出现相互扩散层表面的富Al的金属间化合物过厚、尖锐。采用本发明满足Al-Si相和Al-Si-Fe相含量比例和分散指数要求的同时，获得的这种不连续的第一富Al的金属间化合物层占所考虑结构层的比例则会超过0.5%。作为优选，第一富Al的金属间化合物层占所考虑结构层的比例则超过1%。该比例为连接第一富Al的金属间化合物层获得的长度占该结构层长度的比例，该结构层长度即为镀层测量的总长度。
上述的镀铝硅钢中，铝硅镀层中的Al-Si相和Al-Si-Fe相比例合适，且分散指数合适，有助于后续生产的热成型构件的晶粒较小，具有双层富Al的金属间化合物层，从而提高热成型构件的镀层韧性和环境耐受力，降低其裂纹敏感性，使得热成型构件也具备提高抗氢脆、耐腐蚀等优点。
申请人还研究发现，大量文献对现有热成型钢的预镀层的镀层结构进行了详细分析，认为奥氏体化前（热成型加热前），带钢的预镀层中主要由纯Al和纯Si共晶反应形成的金属间化合物组成。镀层由3部分组成，最外层为纯Al层，其中包括少量富Si相和Fe-Al-Si三元合金；中间层为Fe-Al-Si三元合金相；内层为 Fe-Al 合金层，主要成分是 Fe2Al5和FeAl3 。纯Si相呈细长条状，颜色较亮。镀层与钢基体之间存在一层较亮的中间层，厚度约为5 mm，分析其为Fe2SiAl7(τ5 相)。在金属间化合物Fe2SiAl7和钢基体之间存在一层薄薄的由Fe2 Al5和FeAl3组成的化合物层。
Al-Si相主要以AlnSim的团簇结构存在，或含有不超过1%的Fe，这些铝硅相的原子结构稳定性与其键合方式、结合能有较高相关性。
在一些实施例中，所述Al-Si相包括AlnSim相。其中n：m=（1.0～3.0）：1。所述AlnSim相在所述Al-Si相的比例为≥50%。具体地，所述AlnSim相包括Al4Si3和Al4Si2中的至少一种。
本发明主要针对原子比例n：m范围为1.0～3.0的Al-Si相进行控制，获得一定比例的所需Al-Si相，这类相有助于本发明热成型后的镀层结构的形成。进一步的，关键析出相包括Al-Si原子比例在1.3～2.5之间的相，如Al4Si3、Al4Si2。该类Al-Si相（包括Al4Si3、Al4Si2）是本发明所需控制的析出相要求。由于物相的键合性质决定，Al4Si3、Al4Si2存在不能稳定，本发明在镀层控制冷却过程中采用保温罩、镀层加热、高纯干燥空气等手段，可以提高了Al4Si3、Al4Si2的稳定性，获得更多颗粒、更有效的Al-Si相。
在一些实施例中，所述Al-Si-Fe相包括FeaSibAlc相；其中a:b:c=（1～2）:1:(4～9)；所述FeaSibAlc相在所述Al-Si-Fe相中的比例为≥50%。 所述FeaSibAlc相包括FeSiAl4相和Fe2SiAl7相。
Al-Si-Fe相是镀层中Fe的主要存在形式，这种相是钢基体的Fe元素扩散到镀液后与Al-Si相发生重组而形成Al-Si-Fe相的产物。现有研究表明，热浸镀的镀液冷却过程中，镀层内生成了固态的针状的FeSiAl4(τ6 相)相。但发明人发现，实际上镀层中还存在Fe2SiAl7(τ5 相)相。该类Al-Si-Fe相（主要包括τ5、τ6 相）是本发明所需的析出相要求。
在一些实施例中，所述铝硅镀层包括铝花。所述铝硅镀层的公称厚度为10～20μm，所述铝花满足铝花面积（mm2）和铝花凸度（μm）形成的坐标点位于第一五边形内的条件，所述第一五边形以（2，3）、（150，3）、（350，7）、（350，35）、（2，35）五个点围成。
镀铝硅钢板在600℃左右形成单一的铝凝固层，铝硅凝固的相结构是在凝固过程中形成花形的多边形图案，这种花形的多边形图案被称为“铝花”。
镀层厚度和铝花面积有一定关系，镀层厚度越大，铝花越容易长大。这主要是与厚镀层的冷却速度较低有关。当镀层厚度≥10μm时，铝花的面积可控。当镀层厚度≥19μm时，铝花的面积更为合适。预镀层平均厚度为10μm～33μm。作为优选，预镀层平均厚度为19μm～33μm。
发明人发现，第一富Al的金属间化合物层的连续性和铝花的大小有一定关系。较大的铝花面积还可以保留更多完整的铝枝晶，减少铝的晶界数量。晶界往往有较多的析出物，成为可扩散氢的聚集场所，一旦具备条件，这种可扩散氢将向钢基体内转移。完整的晶粒内缺陷较少，可扩散氢随之减少，在一定程度上可以阻碍氢向钢基体的侵入。热成型件的抗氢脆性能和粗大的铝花有一定关系。因此，提高铝花面积到4mm2及以上，且保持预镀层厚度在10μm以上，有助于减少镀层的可扩散氢含量，缓解热氢向钢基体的扩散程度。平均铝花面积≥16 mm2以上，且保持预镀层厚度在19μm以上，将显著减少晶界数量，而降低氢沿铝花晶界向内部的扩散量。另外，铝花面积在2 mm2及以下，且镀层厚度低于10μm时，铝花的这种保护作用将受到影响，原因是铝花边界的厚度较薄，氢在该位置的侵入距离将大大降低，氢向钢基体内的入侵变得较为容易，小铝花、薄镀层不利于阻挡氢摄入。
相关技术中，由于并未发现铝花的上述保护作用，认为铝花影响最终热成型件的美观，而通常希望铝花面积尽可能小，设置没有铝花。如通过控制镀膜工艺，使得铝花较小，或者无铝花。或者通过喷粉的方式遮盖铝花。
在本申请中，公称厚度为铝硅镀层的设定厚度，即铝硅镀层的目标厚度。为了便于对比分析和说明，本发明所述的铝花凸度是未镀层表处理（如光整）时生产后的带钢铝花凸度。
本发明需对镀层提供较大的铝花，铝花较大会导致镀层局部的厚差增加。铝花的生长过程是铝花形核和长大过程，铝花中心先形核、先生长，生长过程不断凝固而增厚，此处厚度较大。铝花边缘后于中心形核点凝固和生长，此处厚度较薄。当铝花面积在4mm2以上时，这种厚薄不均对镀层的Al-Si相和Al-Si-Fe相分布产生影响。当铝花面积在16mm2以上时，这种厚薄不均的程度更为明显。采用本发明镀层冷却工艺增大铝花后，在显微镜下可见明显厚差，甚至手触摸镀层有凹凸不平感。
铝花中心镀层厚度较铝花边界的镀层厚度更大是促进本发明热成型后出现6层结构的关键因素之一，这种差值的存在有利于促进在预镀层内的铝花中心附近形成足量的Al-Si相和Al-Si-Fe相。铝花凸度（C）定义为：预镀层带钢上，镀铝花中心附近最大镀层厚度的三点平均值减去铝花边缘附近最小厚度的三点平均值的差值。本发明的铝花凸度一般≥1μm。为满足本发明的质量要求，铝花凸度应至少保持≥3μm，尤其是当镀层铝花凸度≥5μm时，促进热成型后6层结构的效果更为明显。对于厚度更大，单面镀层厚度为19～33μm的材料来说，铝花凸度至少保持≥5μm。
由于镀层内的Al-Si相和Al-Si-Fe相在镀层光整、拉矫之前已基本形成，即便是经过光整，铝花凸度＜3μm也能满足本发明要求。因此，本发明所需的铝花镀层凸度要求为表面处理前（如光整、轧制、热成型）的铝花镀层凸度要求。一般的，预镀层厚度设定在10～20μm时（公称厚度10～20μm），由于铝花凸度的存在，可为5～40μm，因此最大铝花凸度可≥35μm。层厚度设定在19～33μm时（公称厚度19～33μm），预镀层厚度范围分布可为10～50μm，因此最大铝花凸度可≥40μm。未经本发明的工艺处理，则难以获得本发明所需的凸度。
分析发现，铝花凸度和镀层厚度、铝花大小相关。一般而言，镀层越薄则铝花凸度越小，铝花面积越小则铝花凸度越小。为了热成型后的材料性能满足本发明的要求，铝花凸度、铝花面积和镀层厚度之间的关系应满足以下要求。
C≥a·S
上式中：中C为铝花凸度，单位μm；S为铝花面积，单位为mm2；a为系数，单位为μm/mm2，为便于计算和说明，a的取值为0.02。
作为优选，（1）当单面镀层平均厚度＜19μm时，系数为0.02，即：C≥0.02S。但为满足镀层析出相的分布要求，当单面镀层厚度＜19μm时，铝花凸度至少为3μm。（2）当单面镀层平均厚度≥19μm时，系数为0.03，即：C≥0.03S。为满足镀层析出相的分布要求，当单面镀层厚度≥19μm时，铝花凸度至少为5μm。
理想条件下，单个铝花在三维空间中的生长可为等轴状的，即铝花厚度等于铝花直径，但本发明带钢表面的铝花较大，厚度生长受限，不会成为等轴状，而是扁平状。本发明的铝花凸度应要有上限控制，否则会导致镀层表面过于不平。一般而言，铝花凸度应小于等于0.8倍的单面镀层平均厚度。作为优选，铝花凸度小于等于0.7倍单面镀层平均厚度。为便于计算和说明，铝花最大凸度不应超过40μm。
构成第一五边形的五个点（2，3）、（150，3）、（350，7）、（350，35）、（2，35），每个点都是铝花面积（mm2）和铝花凸度（μm）形成的坐标点。以坐标点（2，3）为例，表示为该点铝花面积（mm2）为2，铝花凸度（μm）为3。
铝硅镀层的公称厚度为10～20μm，对应的铝花铝花满足铝花面积（mm2）和铝花凸度（μm）形成的坐标点位于第一五边形内的条件。在该条件下，可以使得热成型件的第一富Al的金属间化合物层的连续性降低，更容易生成双富Al的金属间化合物层的结构，从而提高热成型构件的镀层韧性和环境耐受力，降低其裂纹敏感性，使得热成型构件也具备提高抗氢脆、耐腐蚀等优点。
在另一些实施例中。所述铝硅镀层的公称厚度为19～33μm，所述铝花满足铝花面积（mm2）和铝花凸度（μm）形成的坐标点位于第二五边形内的条件，所述第二五边形以（4，5）、（170，5）、（400，12）、（400，40）、（4，40）五个点围成。
构成第二五边形的五个点的定义与构成第一五边形的五个点的定义相同，不再赘述。铝硅镀层的公称厚度为19～33μm，对应的铝花铝花满足铝花面积（mm2）和铝花凸度（μm）形成的坐标点位于第二五边形内的条件。在该条件下，可以使得热成型件的第一富Al的金属间化合物层的连续性降低，更容易生成双富Al的金属间化合物层的结构，从而提高热成型构件的镀层韧性和环境耐受力，降低其裂纹敏感性，使得热成型构件也具备提高抗氢脆、耐腐蚀等优点。
在一些实施例中，所述铝硅镀层包括铝花。所述铝硅镀层的公称厚度为10～20μm，所述铝花满足单位面积铝花边界长度（1/mm）和铝花凸度（μm）形成的坐标点位于第三五边形内的条件，所述第三五边形以（0.1，7）、（0.17，3）、（10，3）、（10，35）、（0.1，35）五个点围成。
由于氢的入侵在铝花晶界处更为容易，因此更为严谨的做法是控制单位面积内晶界的累计长度，而不是铝花的面积，更不是传统技术上简单的铝花长度、宽度参数。然而通过本发明可以获得接近等轴状的铝花。等轴状的铝花即铝花的各方向边的边长接近相等，即铝花呈各向相同性，整体轮廓近似圆。即相同的面积的条件下，等轴状的铝花的周长相比非等轴状的铝花（如各边的边长之间的差异较大，如整体轮廓近似长方形的铝花）较小。
因此相比传统镀铝技术，本发明的铝花累计边界长度得到了极大的消减，即便铝花面积较小时，铝花总边界长度也比未受控的传统技术生产的镀铝板更小。因此，铝花凸度（μm）和铝花边界长度（mm）是决定本发明材料性能的关键技术。由于铝花边界长度不易测量，加上本发明的铝花形状基本接近等轴状，铝花形状稳定性高，因此可以采用铝花面积和铝花凸度关系代替铝花凸度和铝花边界长度要求。
经过研究，这种代替测算方案在本发明内是有效的。对于传统生产工艺，即便是铝花平均面积在本发明的要求范围，但由于铝花形状未得到控制，则会导致单位面积内铝花边界累计长度超过本发明了要求。本发明同时提供了铝花凸度和单位面积铝花边界长度的关系要求。
因此，在本实施例中，（1）单面镀层公称厚度为10～20μm时，单位面积铝花边界长度（1/mm）和铝花凸度（μm）应在以（0.1，7）、（0.17，3）、（10，3）、（10，35）、（0.1，35）五个点围成的五边形内。
而在一些实施例中，所述铝硅镀层的公称厚度为19～33μm，所述铝花满足单位面积铝花边界长度（1/mm）和铝花凸度（μm）形成的坐标点位于第四五边形内的条件，所述第四五边形以（0.08，12）、（0.16，5）、（8，5）、（8，40）、（0.08，40）五个点围成。
（2）单位面积铝花边界长度（1/mm）和铝花凸度（μm）应在以（0.08，12）、（0.16，5）、（8，5）、（8，40）、（0.08，40）五个点围成的五边形内。
实际交货状态的镀层铝花凸度可能会受到光整、拉矫的影响，凸度会减小。但这对镀层内Al-Si和Al-Si-Fe的分布不会造成严重不利影响。
由于，本申请实施例制备的铝花接近等轴状。本发明定义的铝花面积即镀层表面的铝花平均面积相对于现有技术，本发明控制铝花平均面积更有利于本发明的技术要求。因此在一些实施例中，铝花面积按下列方法测量：
（1）在带钢板宽1/4位置取一块300mm×300mm的样品；
（2）分别在样板上、下表面，沿横向和纵向各划3条100mm长直线，直线间隔大于50mm；
（3）分别计数每条线上铝花个数，横向铝花个数取平均数a，纵向铝花个数取平均数b；
（4）计算铝花面积S，S=100×100/（a×b）。
注：以上取样位置仅为代表样，如带钢尺寸不符合该要求，则取样位置和画线位置可做调整，但评估面积一般不低于90000mm2。
本申请公开了一种镀铝硅钢的制备方法，包括以下步骤：
S100：将待镀钢基体退火后，在浸镀液中浸镀，得到浸镀钢基体。以质量百分数计，所述浸镀液包括：Si:8～11%。Fe：1～4%。其余为Al和不可避免的杂质。
用于热浸镀的待镀钢基体（即带钢），包括热轧带钢和冷轧带钢，厚度0.5～3.5mm。
浸镀液通常放置在铝锅内。浸镀液的组成也可以用铝锅成分表示。即铝锅成分：Si:8～11%；Fe：1～4%；其余为Al和不可避免的杂质。
待镀钢基体退火后即进入铝锅，其进入铝锅温度为入锅温度。在一些实施例中，退火后的待镀钢基体进入浸镀液的温度为600～700℃。即带钢入锅温度600～700℃。
S200：将所述浸镀钢基体以2～20℃/s的速度冷却至570℃～650℃，并在570℃～650℃下维持1～20秒得到初冷浸镀钢。
为实现上述Al-Si相和Al-Si-Fe相要求和镀层均匀性要求，本发明采取了对镀层控制冷却，同时对镀层施加变形的方法。即S200步骤的第一段冷却和S300步骤的第二段冷却。
为实现上述Al-Si相和Al-Si-Fe相要求，热浸镀后用空气对带钢进行冷却，带钢从出铝锅后至300℃的范围内，控制带钢的冷却平均速率≤50℃/s。作为优选，平均速率2～25℃/s。作为优选，镀层由出铝锅后冷却到570℃（第一段冷却）的平均速率2～20℃/s。镀层由570℃冷却到300℃时（第二段冷却）的平均速率5～25℃/s。控制冷却有助于上述部分Al-Si相和Al-Si-Fe相析出。
在第一阶段冷却中，一般保温温度范围为570℃～650℃，保温时间为1～20秒。保温箱也可以隔热板代替，采用隔热板时，应设置在镀层上下表面的两边。保温措施有助于将带钢的镀层延长停留在高温区的时间，维持铝花表面张力，从而提高镀层凝固后的铝花凸度。
S300：将所述初冷浸镀钢在温度调节装置内，并在加热气体的条件下，继续以5～25℃/s平均冷却速率冷却至300℃，保温时间为2～30秒，得到二冷浸镀钢。所述温度调节装置的温度为300℃～570℃。所述加热气体的温度≥100℃，气体总悬浮微粒≤0.2mg/立方米。
为了获得本发明所需的铝花凸度和铝花面积，应避免冷却速度过大，而获得第二段小于等于15℃/s的冷却速度。冷却段可设有温度调节装置，其保温温度为300℃～570℃，保温时间为2～30秒。优选的，保温温度为300℃～570℃，保温时间为5～20秒。
降温、保温等措施可能还不能满足铝花生长的要求。为达到铝花面积和凸度要求，本发明冷却段设有气体加热装置，加热时的气体温度≥300℃，带钢加热时的温度区间300℃～650℃，带钢的加热速率需控制在0～25℃/s。气体总悬浮微粒（TSP）≤0.2mg/立方米。控制TSP上限的目的是减少气体中带有的颗粒物，这些颗粒物可能成为铝花形点，从而增多铝花，以至于提高单位面积内的铝花边界长度。
发明人深入分析了材料的相变放热对铝花的影响，当材料在冷却过程存在放热时，则有保持带钢温度的效果，有利于铝花的长大，尤其有利于Al-Si和Al-Si-Fe相满足本发明的分散指数。因此上述保温施加的能量可以适当减少，即冷却段的加热气体温度可适当降低。一般而言，成分满足C：0.18～0.45%，Mn：0.3～3.0%，B：0.0008～0.005%时，且退火的保温温度≥730时，保温时间≥1分钟，则在镀后的冷却过程存在相变放热效果，在冷却段实施的加热时的气体温度可适当降低，如控制气体温度上限，即≤650℃。进一步的，C：0.28～0.45%，Mn：0.3～3.0%，B：0.0008～0.005%，退火的保温温度为≥730时，保温时间≥1分钟，在冷却段实施的加热时的气体温度640℃。
当带钢添加一定量的Cr、Ni、V、Mo的带钢，放热的温度范围有下降趋势，则加热气体的辅热应提前，以防相变放热时间推迟而影响铝花生长。具体的当带钢满足C：0.18～0.45%，Mn：0.3～3.0%，B：0.0008～0.005%, Cr：0.1～0.5%，退火的保温温度为≥730时，保温时间≥1分钟，冷却阶段的带钢气体加热时的温度≥305℃。进一步的，当带钢满足C：0.18～0.45%，Mn：0.3～3.0%，B：0.0008～0.005%, Cr：0.1～0.5%；Ni+V+Mo：0.1～1.5%，退火的保温温度为≥730时，保温时间≥1分钟，冷却阶段的带钢气体加热时的温度≥310℃。进一步的，当带钢满足C：0.28～0.45%，Mn：0.3～3.0%，B：0.0008～0.005%, Cr：0.1～0.5%；Ni+V+Mo：0.1～1.5%，且Ni、V、Mo三种元素中的两种同时满足≥0.1%时，退火的保温温度为≥730时，保温时间≥1分钟，冷却阶段的带钢气体加热时的温度≥315℃。
S400：将所述二冷浸镀钢冷却至室温，得到预涂镀钢。
在该步骤，可采用空气和/或水对带钢从300℃冷却至冷至室温。
在一些实施例中，将所述浸镀钢基体以2~15℃/s的速度冷却至570℃，并在570℃下维持1～10秒得到初冷浸镀钢。
在一些实施例中，将所述初冷浸镀钢以5~20℃/s平均冷却速率冷却至300℃，保温时间为2～20秒，得到二冷浸镀钢。
在一些实施例中，所述待镀钢基体退火步骤中的退火温度为700～850℃，退火时间为1～20分钟。
对冷轧带钢实施退火，退火温度700～880℃，退火时间1～20分钟。作为优选，退火温度700～850℃，退火时间3～15分钟。对于未经冷轧的热轧带钢，带钢的退火温度可低于700℃。
在一些实施例中，在步骤S100和步骤S200之间还包括吹扫（如采用喷嘴吹气系统，即气刀）去除表面多余的镀液，获得预镀层平均厚度（单面）为10μm～33μm的带钢。作为优选，预镀层带钢的镀层平均厚度为19μm～33μm。
在一些实施例中，在吹扫去除表面多余的镀液后，还包括对处于液态的镀层施加至少交变磁场，交变磁场的频率≥1Hz。
本发明需要控制镀层中Al-Si-Fe相的晶粒分布方向，在带钢出气刀后，可以对尚处于液态的镀层施加至少交变磁场，控制Al-Si-Fe相的分布，交变磁场的频率≥1Hz。交变磁场对镀层还有搅拌作用，可防止过多的不利铸态镀层晶粒形成，并这种搅拌有利于改变Al-Si相和所述Al-Si-Fe相分布状态，提高分散指数。适当提高交变磁场的频率，如≥50Hz，对镀层的电磁搅拌作用更为显著。
本申请还公开了一种预涂镀钢，所述预涂镀钢由镀铝硅钢经冷轧和光整得到。所述预涂镀钢包括钢基体和设置在所述钢基体上的光整镀层。所述光整镀层由冷轧、光整中至少一种得到。
所述光整镀层包括中间层和铝硅镀层。所述铝硅镀层的公称厚度为10μm～33μm。所述铝硅镀层内含有比例为5～40%的Al-Si相和比例为0.1～15%的Al-Si-Fe相，所述Al-Si相和所述Al-Si-Fe相在所述铝硅镀层内的分散指数≥0.05。
其中，Al-Si相中硅的质量分数30～50%。所述Al-Si-Fe相中铁的质量分数为10～35%，硅的质量分数3～15%。
预涂镀钢由镀铝硅钢经冷轧和光整得到。预涂镀钢同样也有铝花。预涂镀钢的铝花凸度可能会受到光整、拉矫的影响，凸度会减小。但这对镀层内Al-Si和Al-Si-Fe的分布不会造成严重不利影响，基本与镀铝硅钢中相同。因此预涂镀钢的Al-Si相和Al-Si-Fe相的比例、组成、铝花的面积可参考镀铝硅钢，不在再赘述。
本申请还公开了一种热成型构件，包括钢基体和构件镀层。所述构件镀层由所述钢基体与铝硅预涂层之间的相互扩散产生。
所述构件镀层包括依次层叠的相互扩散层、第一中间层、第一富Al的金属间化合物层、第二中间层和第二富Al的金属间化合物层。所述相互扩散层位于所述构件镀层的最内侧。
第一富Al的金属间化合物层为不连续的结构，占所在层长度的比例≤80%。第二富Al的金属间化合物层为准连续的结构，占所在层的连续长度比例≥20%。
为更清楚的描述热成型构件的结构，以一结构更完整的热成型构件为例进行说明，包括镀层具有6层结构层。需要说明的是，表面层并非必须结构。
热成型后的构件镀层包括（a）相互扩散层；（b）第一中间层；（c）第一富Al的金属间化合物层；（d）第二中间层；（e）第二富Al的金属间化合物层；（f）表面层。
其中：
（a）相互扩散层：厚度为5～18μm，所在层的硬度为HV50g为230～420。该层以重量百分比计算含有：80～95%的Fe，4～10%的Al，0～5%的Si。相互扩散层和第一中间层之间的界面处存在与第一富Al的金属间化合物层成分相同的金属间化合物。
（b）第一中间层：厚度为0～25μm，所在层的硬度为HV50g为800～1000。该层以重量百分比计算含有：35～47%的Fe，50～61%的Al，0～2%的Si。
（c）第一富Al的金属间化合物层：厚度为0～15μm，所在层的硬度为HV50g为450～650。该层以重量百分比计算含有：50～70%的Fe，30～35%的Al，2～6%的Si。第一富Al的金属间化合物层为不连续的结构，占所在层的连续长度比例≤80%。作为优选第一富Al的金属间化合物层为不连续的结构，占所在层的连续长度比例1～50%。所在层中，富Al的金属间化合物应镀层厚度不均匀性，镀层较薄的区域（镀层厚度≤26μm）形成难度更大，连续性较差。第一富Al的金属间化合物层的连续性受加热状态的影响，加热过程应保持连续加热，而不是分段设定不同的加热温度。尤其应避免超过940℃的设定温度，同时应避免构件实际温度超过950℃，否则当保温时间足够长时，高温保温下形成的第一富Al的金属间化合物层将会被相互扩散层完全所合并，以至该层完全消失。
发明人发现，预镀层的铝花平均面积≥16mm2时，容易获得较多的第一富Al的金属间化合物层。尤其当铝花平均面积≥64mm2，同时预镀层带钢的镀层厚度10μm以上，第一富Al的金属间化合物层连续性更强，富Al的金属间化合物占所在层的连续长度比例为1～30%。当铝花平均面积≥64mm2，同时预镀层带钢的镀层厚度19μm以上，第一富Al的金属间化合物层连续性更强，富Al的金属间化合物占所在层的连续长度比例1～50%。而当铝花最大面积≥100mm2，容易得到热成型后更为典型的、优秀镀层6层结构。第一富Al的金属间化合物层连续性与热成型后的镀层变化有关，如当热成型后的镀层厚度低于26μm时，由于第一富Al的金属间化合物层和相互扩散层表面的富Al的金属间化合物的距离较近，导致第一富Al的金属间化合物层几乎与相互扩散层发生合并。另外，相互扩散层厚度过大，会影响第一富Al的金属间化合物层生成，如当相互扩散层厚度≥16μm，第一富Al的金属间化合物层几乎消失。铝花对第一富Al的金属间化合物层形成的影响主要是受预镀层内的Al-Si相和Al-Si-Fe相分布影响，当铝花增大后，铝花中心部位附件更容易形成较多的Al-Si相和Al-Si-Fe相，而当铝花面积减小，这种聚集作用减小，双层富Al的金属间化合物结构效应降低。本发明所需的Al-Si相和Al-Si-Fe相形核量在镀前的铝锅中已经得以控制。然后经过本发明的后续工艺，Al-Si相和Al-Si-Fe相分布逐渐满足本发明要求。
热成型后，本发明应避免出现过多传统的热成型钢4层结构，或者更少的结构层数。因为当结构层数过少时，相互扩散层表面的富Al的金属间化合物将增厚。而不能满足本发明的要求，进一步导致材料的塑性、韧性和抗氢脆敏感性的下降。然而，即便本发明在镀层的局部存在部分不可避免的少于6层结构，即第一富Al的金属间化合物层部分部分消失，但通过实施本发明的技术，材料的相互扩散层的塑性、韧性和抗氢脆敏感性也有所提高，原因和镀层铝花、Al-Si相和Al-Si-Fe相分部特征等有关。更关键的是镀层中的晶粒得到了细化。
（d）第二中间层：第二中间层具有和第一中间层相同的成分组成。第一富Al的金属间化合物层连续性较低的部位，第一中间层和第二中间层将融合在一起，当铝花面积越小、镀层越薄，这种融合往往越容易发生。
（e）第二富Al的金属间化合物层：第二富Al的金属间化合物层与第一富Al的金属间化合物层有相同的成分组成，为准连续的结构，一般占所在层的连续长度比例≥20%。
在一些实施例中，提高连续性，富Al的金属间化合物占所在层的连续长度比例≥50%。作为优选，第二富Al的金属间化合物层为准连续的结构，占所在层的连续长度比例50～90%。之所以所述第二富Al的金属间化合物层的比例由传统的90%下限降到了50%，是因为镀层中一部分原本用于形成所述第二层的富Al的金属间化合物也形成了新的第一富Al的金属间化合物层。一部分第二富Al的金属间化合物层被融合与第一富Al的金属间化合物层时，第二富Al的金属间化合物层中的金属间化合物占所在层的连续长度比例50～75%。
（f）表面层：表面层的组成和第一中间层、第二中间层的成分几乎相同，该层以重量百分比计算含有：35～47%的Fe，50～61%的Al，0～2%的Si。该层还存在少于30%的富Al的金属间化合物，一般的富Al的金属间化合物为2～15%之间，该层的富Al的金属间化合物以重量百分比计算含有：50～70%的Fe，30～35%的Al，2～6%的Si。在表面层的外表面还可能存在连续度≥90%的纯铝或氧化铝层。因此，细分表面层后，表面层可分为3个甚至更多层次，为便于说明，本发明和传统镀铝硅热成型钢保持一致，统称为表面层。
需要注意的是，在相互扩散层和中间层第一层界面存在的连续的富Al的金属间化合物层。该层的成分和第一富Al的金属间化合物层和第二层相同或相近。
较为关键的是，热成型后具备6层结构本发明的镀层中的晶粒更细小，镀层的晶界增多。热成型后，镀层中更多的晶界有利于钢基体内的氢通过晶界扩散出来，同时不连续的富Al的金属间化合物层降低了对基体内请的封堵效果，从而缓解材料的氢脆风险。镀层中的晶粒的细化和热成型前镀层中的Al-Si相和Al-Si-Fe相分布有关。满足本发明的分散指数要求时，热成型加热过程中，Al-Si相和Al-Si-Fe相容易阻碍镀层晶粒长大，有助于中间层的晶粒细化。由此而来，热成型后形成的第一层和第二层的富Al的金属间化合物将第一层和第二层中间层分隔开来，使得晶粒更为细小，进一步提高镀层韧性，裂纹敏感性降低，可以提高镀层的环境耐受力。也具备提高抗氢脆、耐腐蚀等优点。
在一些实施例中，本发明的第一中间层、第二中间层、表面层的晶粒尺寸一般小于等于30μm；作为优选，中间层晶粒尺寸可满足小于等于25μm；作为优选，第一中间层、第二中间层、表面层的晶粒尺寸可满足小于等于20μm。进一步的更为优选，间第一层、第二中间层、表面层的晶粒尺寸可满足小于等于15μm。
而传统热成型钢，不具备本发明Al-Si相和Al-Si-Fe相的分布特征，热成型后镀层的中间层晶粒粗大、晶界少，加之富Al的金属间化合物呈现基本连续状态、连续性高，不利于对环境中氢的扩散，对氢的扩散有较高的封堵作用，氢脆敏感性更高。同时，传统热成形钢粗大镀层晶粒，基本连续的中间层、富Al的金属间化合物层，使得镀层脆性更大。
需要指出的是，通过调整热成型工艺，可以改变相互扩散层厚度，从而减少中间层厚度，使得镀层呈现少于6层的情况。但镀层中存在双层富Al的金属间化合物层，也符合本发明双层富Al的金属间化合物层的要求。
通过金相方法可以检测观察本发明热成型后的镀层结构。将热成型后的样品切成约10mm×20mm样品，20mm边长为垂直于轧制方向，该轧制方向为带钢钢基体冷轧时的轧制方向。观察面是20mm的镀层截面。样品经过小心的打磨抛光，确保表面层不被破坏。样品采用4%的硝酸酒精浸泡一定时间，如20秒，可在光学显微镜下显示出镀层的结构特征。以1.0mm的样品为例，累积检测50个样品，每个点之间的距离至少50mm，即尽量避免在构件上以半径为50mm范围内连续取1个以上的样品进行检测。按每个样品观察20mm的镀层截面计算，即对至少50个样品在显微镜下共累计观察的镀层截面长度应≥1000mm。应尽量避免在构件边部取样，构件足够大时，样品检测的位置应距离边部≥50mm；构件尺寸不够时，尽量靠近构件的中部位置，或采用多个构件进行验证。这些样品中至少存在1个样品，其中1个视场（1000倍）具备本发明双层富Al的金属间化合物层，即显示出本发明的6层结构特征。但当未达到检测所需累计总长度（累计长度即为在显微镜下，对至少50个样品共累计观察的镀层截面长度≥1000mm），却提前发现存在如图3的6层结构特征，则可认为热成型后的材料也符合本发明的结构要求。一般的，累积检测50个样品（累计长度即为在显微镜下，对至少50个样品共累计观察的镀层截面长度≥1000mm），每个点之间的距离至少50mm，至少存在5个样品，其中各1个视场（1000倍）具备本发明的双层富Al的金属间化合物层。作为优选，累积检测50个样品，每个点之间的距离至少50mm，至少存在10个样品，其中各1个视场（1000倍）具备本发明的双层富Al的金属间化合物层。
由于光学显微镜检测的范围微小，不便于有效反映镀层的实际结构特征，可采用GDOES（辉光放电光谱仪）可以对热成型后的镀层进行分层分析，从检测所得镀层中的Al、Si、Fe含量分布情况可以获得镀层结构特征。图13是热成型后的本发明构件的镀层Si浓度分布特征，图14是热成型后的传统构件的镀层Si浓度分布特征。
如图13，由表面到钢基体之间找到一个Si浓度的最低的谷值，在该谷底附近向曲线左、右可以分别作得公切线1和公切线2。在这两条公切线的上方可找到远离公切线的峰值1、峰值2、峰值3和峰值4。在距离表面约0～0.2μm范围内存在表面氧化的Si浓度峰值，该峰值不是所述的4个峰值之一。这些峰值是指相对于公切线之间在Y轴的差值的峰值，即检测的浓度之减去所在公切线区域的公切线浓度值后形成的峰值。最低的谷值一般为第二个谷值，但也可能是第一或第三个谷值。同样的可在第二个谷底附近向曲线左、右可以分别作得公切线1和公切线2，并在各斜线上方找到相对于公切线之间距离的峰值1、峰值2、峰值3和峰值4。
第三个峰值可能会受结构稳定性的影响而不显著，通过增大GDOES的取样面积可以测出。以材料厚度为1.0mm的样品为例，当GDOES的单次取样直径为4mm时，累积检测100个取样点，每个点之间的距离至少50mm，即尽量避免在以半径为50mm范围内连续取1个以上的样品采用GDOES检测。按每个检测点的面积为12.56mm2计算，即对至少所述100个样品在共累计检测的面积≥1256mm2。应尽量避免在构件边部取样，构件足够大时，样品检测的位置应距离边部≥50mm；构件尺寸不够时，尽量靠近构件的中部位置，或采用多个构件进行验证。至少存在1个取样点具备本发明的上述峰值1、峰值2、峰值3和峰值4特征。一般的，当GDOES的单次取样直径为4mm时，累积检测100个取样点，每个点之间的距离至少50mm，至少存在5个取样点具备本发明的上述峰值1、峰值2、峰值3和峰值4特征。作为优选，当GDOES的单次取样直径为4mm时，累积检测100个取样点，每个点之间的距离至少50mm，至少存在10个取样点具备本发明的上述峰值1、峰值2、峰值3和峰值4特征。作为优选，当GDOES的单次取样直径为4mm时，累积检测100个取样点，每个点之间的距离至少50mm，至少存在20个取样点具备本发明的上述峰值1、峰值2、峰值3和峰值4特征。进一步的作为优选，当GDOES的单次取样直径为4mm时，累积检测100个取样点，每个点之间的距离至少50mm，至少存在50个取样点具备本发明的上述峰值1、峰值2、峰值3和峰值4特征。
如图14，由表面到钢基体之间找到一个Si浓度的最低的谷值，在该谷底附近向曲线左侧可以作得公切线1。但在该谷底附近向右侧寻找切点时，除了镀层和基体的界面附近具有切点外，再找不到另一个显著的切点。因此在这条公切线1的上方只可找到远离公切线的峰值1、峰值2和峰值3。在距离表面约0～0.2μm范围内存在表面氧化的Si浓度峰值，该峰值不是所述的3个峰值之一。最低的谷值一般为第二个谷值，也可能是第一个谷值。同样的可在该谷底附近向曲线右侧作得公切线，并找到峰值1、峰值2和峰值3。在微观结构上由外至内，峰值1对应于表面层内的富Al的金属间化合物，峰值2对应在富Al的金属间化合物层，峰值3对应在相互扩散层和中间层之间的富Al的金属间化合物（即相互扩散层表面）。
采用GDOES检测时，一般累计检测的面积应≥1000mm2，即当GDOES的单次取样直径为4mm时，累积检测超100个取样点，每个点之间的距离至少50mm，可满足检测要求。但当未达到检测所需累计总面积，却提前发现存在如图13的4个Si峰值时特征，则可认为热成型后的材料也符合本发明的结构要求。
本发明存在峰值1、峰值2、峰值3和峰值4等至少4个Si浓度的峰值，在微观结构上由外至内，峰值1对应于表面层内的富Al的金属间化合物，峰值2对应在富Al的金属间化合物第二层，峰值3对应在富Al的金属间化合物第一层，峰值4对应于相互扩散层和中间第一层之间的富Al的金属间化合物（即相互扩散层表面）。在距离表面约0～0.2μm范围内存在表面氧化的Si浓度峰值，该峰值不是所述的4个峰值之一。由此可见，本发明的峰值2和峰值3（双层富Al的金属间化合物层）代替了传统的单层富Al的金属间化合物层，降低了镀层内部Si浓度的偏聚，提高了镀层的韧性而改善钢基体的裂纹敏感性，进一步提高材料的折弯性能。另一方面，双层含高Si浓度的富Al的金属间化合物层在细化镀层晶粒的同时，也具备阻挡氢的元素的进入，进一步提高材料的抗氢脆性能。这是由于在热成型过程中，细小的镀层晶粒和双层高Si浓度的富Al的金属间化合物层均不利于外界的氢向钢基体内部扩散。而传统的单层的富Al的金属间化合物不仅会导致镀层晶粒粗化，而且单层结构不能有阻挡氢向钢基体内部扩散。
对于热成型后的表面层，本发明具有将表面层里的富Al的金属间化合物向内迁移的作用，使得暴露或接近表面的富Al的金属间化合物数量降低，对比图13和图14可知，本发明热成型后镀层中的Si浓度峰值1在距离表面达1.50μm处，而传统的热成型后镀层中的Si浓度峰值1在距离表面约0.25μm。这种改变可以显著提高镀层表面的结构致密性，有利于提高镀层韧性和抗氢浸入能力。显而易见这种致密的镀层结构还有利于改善热成型后的镀层耐环境腐蚀能力，因为本发明表面层的富Al的金属间化合物向内迁移后，表面残存了较少的富Al的金属间化合物，从而减少了富Al的金属间化合物和附近镀层形成的有效原电池的数量，降低了镀层在环境中的反映速率。在中性盐雾试验中，本发明具备比传统镀层更为优异的耐腐蚀性能。一般的，本发明镀层中的Si浓度第一峰值（峰值1）在距离表面≥0.25μm的位置。作为优选，本发明镀层中的Si浓度第一峰值（峰值1）在距离表面≥0.45μm的位置。作为优选，本发明镀层中的Si浓度第一峰值（峰值1）在距离表面≥0.75μm的位置。另一种计算峰值浓度的方法则是通过扣除背底的方式获得峰值大小数据，可采用相关软件进行操作（如Origin）。获得背底曲线后，将原始数据减去背底曲线可获得所需的峰值曲线，通过该方法可以有效评估峰值情况对材料性能的影响。为了便于计算说明，本发明的背底曲线为镀层Si浓度曲线下方切的公切线1和公切线2。需要注意在扣除背底后，位于最低谷值深度处存在的一个微小的假峰值，该尖峰是计算方式导致，是两条公切线相交处偏离了最低谷值后出现的，该假尖峰值应去除，而不予考虑。一般的，在扣除背底后的峰值达到4个以上，且当最小峰值浓度值≥0.01%，可以缓解镀层Si的偏聚，提高材料的镀层韧性和抗氢侵入能力，以及显著提高镀层耐腐蚀性能。作为优选，扣除背底后峰值达到4个以上，且最小峰浓度值≥0.025%。作为优选，扣除背底后峰值达到4个以上，且最小峰浓度值≥0.05%，可以有效改善材料的折弯和抗氢侵入能力。进一步的作为优选，扣除背底后峰值达到4个以上，且最小峰浓度值≥0.25%，可以显著改善材料的折弯和抗氢侵入能力。由于各检测设备的精度之间存在误差，检测结果会有差距，但当设备精度足够时，存在的峰值数量不会改变。
当热成型前的镀层厚度低于19μm时，在工艺控制上能形成本发明的双层富Al的金属间化合物层难度加大，且各层的厚度减薄明显，抗氢侵入能力下降，这些是本发明更加推荐19μm以上的预镀层原因之一。
通过减小镀层厚度，可以去除或减少表面层厚度，或使得表面层的连续性降低，使得镀层具备5层结构，但镀层中还是存在本发明的双层中间层和双层富Al的金属间化合物层，也符合本发明双层富Al的金属间化合物层的要求。
优选地，第一富Al的金属间化合物层占所在层长度的比例为1～50%。第二富Al的金属间化合物层占所在层的连续长度比例≥50%。更优地。第二富Al的金属间化合物层占所在层的连续长度比例为50～90%。
在一些实施例中，所述构件镀层还包括位于所述第二富Al的金属间化合物层外侧的表面层。
在一些实施例中，所述第一中间层、所述第二中间层、所述表面层的晶粒尺寸小于等于30μm。优选地。所述第一中间层、所述第二中间层和晶粒尺寸小于等于25μm。更优地，所述第一中间层、所述第二中间层和晶粒尺寸小于等于15μm。
在一些实施例中，所述构件镀层总厚度为5μm～60μm。作为优选，构件镀层总厚度为20μm～55μm。作为优选，构件镀层总厚度为26μm～50μm。进一步的作为优选，构件镀层总厚度为30μm～50μm。
本发明还公开了一种热成型构件的生产工艺，包括以下步骤：
将上述的镀铝硅钢或上述的预涂镀钢加热至奥氏体区间，保温温度范围为880～950℃，保温时间为3～15分钟。加热氛围为空气，且露点≤0℃。
对保温后的钢板进行冷却，取出加热后钢板在10s内采用模具压下变形，同时冷却至200℃以下。
具体地，对预镀层钢板加热至奥氏体区间，保温温度范围为880～950℃，保温时间3～15分钟。奥氏体化炉内为空气，奥氏体化炉内的露点≤0℃。对保温后的钢板进行冷却，从炉内取出加热后钢板转移至冲压机之间的时间≤10秒，之后采用模具压下变形，同时冷却至200℃以下。
热成型过程中，预镀层的表面铝花会发生分解、氧化和组织重构，镀层内部会发生合金化。但热成型后的构件表面任可见平均面积≥16mm2的铝花花纹，通常称为“鱼鳞纹”。热浸镀的后的光整工艺（也称为平整）对热成型后的铝花清晰度有一定影响，当光整延伸率增加时，热成型后铝花辨识度降低。同样的，热成型过程的模具压力对热成型后的铝花清晰度有较大影响，当压力增加时，铝花辨识度降低。热成型后的构件和下冲压模具接触的面也不宜识别铝花。但采用砂纸（如规格为1200目）打磨表面后，可见热成型后的铝花遗留的花纹样貌。或调整光源参数便于观察。
热成型后的构件镀层总厚度为5μm～60μm。作为优选，热成型后的构件镀层总厚度为20μm～55μm。作为优选，热成型后的构件镀层总厚度为26μm～50μm。进一步的作为优选，热成型后的构件镀层总厚度为30μm～50μm。
本发明还公开了一种机动车辆，包括上述的热成型构件。
下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
提供以下化学成分的待镀钢基体，材料厚度1.5mm。
表1 待镀钢基体化学成分，按重量%计
C Si Mn P S Al B Cr Ti Nb N
0.36 0.49 1.09 0.012 0.0003 0.034 0.0033 0.33 0.018 0.022 0.0051
对提供的表1的待镀钢基体进行清洗、干燥，然后加热至所需的退火温度进行保温，本实施例为800℃，保温10分钟。
对提供的表1的待镀钢基体进行冷却，待镀钢基体入铝锅前的温度控制在600～700℃之间，本实施例为660℃。
铝锅成分质量分数满足：Si：8～11%；Fe：1～4%；其余为Al和不可避免的杂质。本实施例铝锅的Si含量为10%，铁含量为1.5%，其余为Al和不可避免的杂质。
对所述待镀钢基体热浸镀后采用气刀（一种已知的技术）去除多余的镀液，得到预镀层的带钢，带钢的镀层（热成型前的镀层称为预镀层）厚度为25μm。
热浸镀铝硅后的带钢冷却分两个阶段冷却，第一段冷却从带钢完成镀层控制后实施，直到冷却到570℃。第二段冷却从带钢570℃实施，直到冷却到300℃。冷却速率如表2所示。第三阶段冷却：采用空气和/或水对带钢从300℃冷却至冷至室温。
钢卷编号为1～5的Al-Si相和Al-Si-Fe相较为粗大，分散指数较高。铝硅镀层内应含有比例为20～40%的Al-Si相，Al-Si相包括AlnSim相。其中n：m=（1.0～3.0）：1。所述AlnSim相在所述Al-Si相的比例为≥50%。；铝硅镀层内应含有比例5～15%的Al-Si-Fe相。Al-Si-Fe相包括FeaSibAlc相；其中a:b:c=（1～2）:1:(4～9)；所述FeaSibAlc相在所述Al-Si-Fe相中的比例为≥50%。
钢卷编号为6～7的Al-Si相和Al-Si-Fe相较为细小，分散指数较低。铝硅镀层内应含有比例为5～30%的Al-Si相，Al-Si相包括AlnSim相。其中n：m=（1.0～3.0）：1。所述AlnSim相在所述Al-Si相的比例为≥50%。；铝硅镀层内应含有比例0.1～8%的Al-Si-Fe相。Al-Si-Fe相包括FeaSibAlc相；其中a:b:c=（1～2）:1:(4～9)；所述FeaSibAlc相在所述Al-Si-Fe相中的比例为≥50%。
钢卷编号为8～10的Al-Si相和Al-Si-Fe相极为细小，分散指数较低且不易评估。铝硅镀层内应含有细小Al-Si相比例≤5%，或这些细小的Al-Si相不作为有效的评估对象。铝硅镀层内应含有的Al-Si-Fe极少，这些细小的Al-Si相不作为有效的评估对象。
表2镀层冷却速率和铝花面积
钢卷编号 第一段冷却镀层平均冷却速度，℃/s 第二段镀层平均冷却速度，℃/s 铝花面积，mm2 铝花凸度，μm Al-Si相和Al-Si-Fe相分散指数
1 2 5 400 40 0.33
2 2 10 324 35 0.25
3 2 25 136.4 16.8 0.2
4 10 5 79.2 13.1 0.12
5 10 10 64.8 12.5 0.08
6 10 25 16.0 7.8 0.12
7 20 5 4.0 5 0.05
8 20 10 2.25 3.5 不易评估
9 20 25 1 3.2 不易评估
10 35 35 肉眼不易辨 别，或小于等 于1 3 不易评估
如图1是典型的表面铝花形貌图，图2是热成型后典型的表面铝花痕迹形貌图。图11是铝花面积≥200mm2，（200~400 mm2）；图12是铝花面积≤9mm2（4~9 mm2）。
钢卷编号8～10铝花面积和铝花凸度过小，不符合本发明要求的案例。编号1～7的铝花凸度和铝花面积可满足本发明要求。
可以看出，第一段冷却在很大程度上决定了铝花面积的大小，冷却速度越大铝花越小。第二阶段对镀层铝花的大小同样有影响，冷却速度越大铝花越小。相对于第一阶段，第二阶段的冷却速率对铝花大小的影响较小。
实施例2
对提供的表1的待镀钢基体进行清洗、干燥，然后加热至所需的退火温度进行保温，本实施例为800℃，保温10分钟。
对提供的表1的待镀钢基体进行冷却，待镀钢基体入铝锅前的温度控制为660℃。
本实施例铝锅的Si含量为10%，铁含量为1.5%，其余为Al和不可避免的杂质。
对所述待镀钢基体热浸镀后采用气刀去除多余的镀液，得到预镀层的带钢。带钢的预镀层厚度按表3进行控制。
热浸镀铝硅后的带钢冷却分两个阶段冷却，第一段冷却从带钢完成镀层控制后实施，直到冷却到570℃，冷却速度为10℃/s。第二段冷却从带钢570℃实施，直到冷却到300℃，冷却速度为10℃/s。第三阶段冷却：采用空气和/或水对带钢从300℃冷却至冷至室温。
表3预镀层厚度和铝花面积
钢卷编号 预镀层带钢的镀层厚度，μm 铝花面积，mm2
11 8 10.6
12 10 32.4
13 19 56.0
14 25 67.2
15 33 83.7
16 40 81.0
可见镀层厚度对铝花面积有一定影响，这主要是镀层越薄，形核点越多，铝花枝晶生长越受到限制。综合来看，镀层厚度在10μm以上，铝花面积较为理想；镀层厚度在19μm以上时，铝花面积较为稳定；但超过33μm后，铝花的增大生长不明显。
实施例3
对提供的表1的待镀钢基体进行清洗、干燥，然后加热至所需的退火温度进行保温，本实施例为800℃，保温10分钟。
对提供的表1的待镀钢基体进行冷却，待镀钢基体入铝锅前的温度控制为660℃。
本实施例铝锅的Si含量为10%，铁含量为1.5%，其余为Al和不可避免的杂质。
对所述待镀钢基体热浸镀后采用气刀去除多余的镀液，得到预镀层的带钢。带钢的预镀层厚度为如表4。
热浸镀铝硅后的带钢冷却分两个阶段冷却，第一段冷却从带钢完成镀层控制后实施，直到冷却到570℃。第二段冷却从带钢570℃实施，直到冷却到300℃。第三阶段冷却：采用空气和/或水对带钢从300℃冷却至冷至室温。
对预镀层钢板加热至奥氏体区间，保温范围为900℃，保温时间8分钟。奥氏体化炉内为空气，奥氏体化炉内的露点≥0℃，各样品均控制相同的露点，奥氏体化炉内引入了一定量的氢。对保温后的钢板进行冷却，从炉内取出加热后钢板转移至冲压机之间的时间≤10秒，之后采用模具压下变形和淬火，冷却到200℃以下。
表4不同镀层厚度、铝花面积得到的第一富Al的金属间化合物层占所在层的比例和性能结果
样品编号 预镀层厚度，μm 铝花面积，mm2 钢基体抗拉强度，MPa 镀层冷却是否有保温措施 镀层是否有气体加热 第一富Al的金属间化合物层占所在层的比例，% 三点弯曲折弯角度（烘烤），° 100%屈服延迟开裂时间平均值（未烘烤），h
T1 10 16 2035 是 否 0 51 3
T2 10 16 2031 是 是 2 51 3
T3 10 64 2034 是 否 2.5 53 6
T4 10 64 2032 是 是 5 52 9
T5 19 16 2033 是 否 3 53 7
T6 19 16 2035 是 是 5 57 16
T7 19 87 2035 是 否 7 54 35
T8 19 87 2030 是 是 11 62 ≥120
T9 19 16 2033 否 否 0 49 1.5
T10 33 53 2035 是 否 9 55 36
T11 33 53 2035 是 是 12 62 ≥120
T12 33 105 2034 是 否 12 57 33
T13 33 105 2036 是 是 15 62 ≥120
注：本实施例为了获得材料的三点弯曲折弯角度和四点弯曲延迟开裂时间，特意在实验中进行了生产工艺调整。仅用于说明本发明对材料的性能提升，不代表最终服役性能。材料的最终服役性能和热成型工艺密切相关。使用本发明的材料，有助于提高材料的韧性和抗氢脆能力。
由此可见：镀层厚度越大越有利于获得第一富Al的金属间化合物层，从而提升折弯性能，增强抗延迟开裂能力。铝花面积越大越有利于获得第一富Al的金属间化合物层，从而提升折弯性能，增强抗延迟开裂能力。采用镀层压下有利于获得第一富Al的金属间化合物层，抗延迟开裂能力也得到越强。
除T1试样未达到本发明的第一富Al的金属间化合物层要求外，其他试样聚满足热成型厚度镀层结构要求。其他试样热成型后的构件镀层包括（a）相互扩散层；（b）第一中间层；（c）第一富Al的金属间化合物层；（d）第二中间层；（e）第二富Al的金属间化合物层；（f）表面层。
热成型后对样品的镀层结构做了分析。如图3为T8热成型后的镀层图解，镀层呈现本发明的热成型钢热成型后的典型镀层6层结构。如图4为T9热成型后的镀层图解，镀层为传现有统热成型钢热成型后的镀层4层结构。
对热成型的T8和T9做了2%的拉伸变形，观察其镀层裂纹形貌。如图5为T8本发明热成型后还是变形的镀层图解，该镀层有双层富Al的金属间化合物的热成型钢。经变形，相互扩散层塑性较好，裂纹未能穿透相互扩散层，但钢基体存在裂纹。
如图6为T9传统热成型后实施变形的镀层图解，该镀层仅有一层富Al的金属间化合物的热成型钢。经变形，相互扩散层碎裂，但钢基体完好无裂纹。
图8是热成型后的本发明构件的镀层结构，双层富Al的金属间化合物将镀层中的分割开来，镀层中的晶粒更为细小，镀层中的细小的晶粒。平均晶粒尺寸小于等于25μm。
图9是热成型后的传统热成型构件的镀层结构，镀层中的晶粒粗大。平均晶粒尺寸大于等于20μm，尤其是中间层中的晶粒粗大，截面最大尺寸可超过30μm。中间层的晶粒贯穿了大半个镀层，这种粗大的组织结构对镀层性能的不利影响是显著的。
实施例4
对提供的表1的待镀钢基体进行清洗、干燥，然后加热至所需的退火温度进行保温，本实施例为800℃，保温10分钟。
对提供的表1的待镀钢基体进行冷却，待镀钢基体入铝锅前的温度控制为660℃。
本实施例铝锅的Si含量为10%，铁含量为1.5%，其余为Al和不可避免的杂质。
采用本发明的方法制得实验所需的镀层不同Al-Si和Fe-Al-Si相的分散指数的材料T14至T17，并对这些预镀层样品实施热成型工艺。本实施例采用的热成型工艺为，保温为930℃，保温时间5分钟。奥氏体化炉内为空气，奥氏体化炉内的露点≥0℃，各样品均控制相同的露点，奥氏体化炉内引入了一定量的氢。
采用GDOES对样品检测镀层的Si浓度，扣除背底后获得所需的Si浓度峰值数据。这些材料的镀层结构、峰值数据和相关的性能结果如表5所示。
可见本实施例分散指数越有利于形成本发明所需双层的富Al的金属间化合物层，即出现了4个Si浓度峰值。进一步的，较高的Si浓度峰值有利于提高材料的折弯角和抗延迟开裂能力。
对样品T14至T17采用中性盐雾试验方法进行研究。结果表明，所有试验样品在2小时后均出现轻微红锈；12小时后T14红锈面积较大，约80%；T15红锈面积约60%，T16和T17红锈面积约50%。样品经72小时盐雾试验后取出干燥，测得样品的单位面积增重数据如表5所示。单位面积增重反应的是镀层在氧化环境中的氧化程度，即镀层获得氧等元素后的增重情况。可见满足本发明4个Si浓度峰值的样品因氧化导致的增重显著低于3个Si浓度峰值的样品。其中最小Si浓度峰值越高单位面积增重越小；Si浓度最小峰值超过0.10%以上时，单位面积增重在2.7mg/ cm2以下。由此可见，在热成型后具备本发明完整6层结构（4个Si浓度峰值）可以显著提高镀层的耐腐蚀性能。
表5 不同分散指数对镀层和性能的影响
样品编号 热成型前的镀层分散指数 热成型后的镀层Si浓度峰值数量 热成型后的镀层Si浓度最小峰值浓度（4个峰值），% 三点弯曲折弯角度（烘烤），° 100%屈服延迟开裂时间平均值（未烘烤），h 盐雾试验单位面积增重，mg/cm2
T14 ≤0.05 3 0 52 12 7.3
T15 0.12 4 0.01 55 43 5.2
T16 0.25 4 0.10 57 55 2.7
T17 0.40 4 0.25 58 ≥120 2.3
本发明的上述技术方案中，以上仅为本发明的优选实施例，并非因此限制本发明的专利范围，凡是在本发明的技术构思下，利用本发明说明书及附图内容所作的等效结构变换，或直接/间接运用在其他相关的技术领域均包括在本发明的专利保护范围。
本申请公开了以下附记：
附记1.一种镀铝硅钢，其特征在于，包括钢基体和设置在所述钢基体上的预镀层；
所述预镀层包括中间层和铝硅镀层；所述铝硅镀层的公称厚度为10μm～33μm；所述铝硅镀层内含有比例为5～40%的Al-Si相和比例为0.1～15%的Al-Si-Fe相，所述Al-Si相和所述Al-Si-Fe相在所述铝硅镀层内的分散指数≥0.05；
其中，Al-Si相中硅的质量分数30～50%；所述Al-Si-Fe相中铁的质量分数为10～35%，硅的质量分数3～15%。
附记2.根据附记1所述的镀铝硅钢，其特征在于，所述铝硅镀层内含有比例为10～30%的Al-Si相和比例为0.1～10%的Al-Si-Fe相。
附记3.根据附记1所述的镀铝硅钢，其特征在于，所述Al-Si相包括AlnSim相；其中n：m=（1.0～3.0）：1；所述AlnSim相在所述Al-Si相的比例为≥50%。
附记4.根据附记1所述的镀铝硅钢，其特征在于，所述AlnSim相包括Al4Si3和Al4Si2中的至少一种。
附记5.根据附记1所述的镀铝硅钢，其特征在于，所述Al-Si-Fe相包括FeaSibAlc相；其中a:b:c=（1～2）:1:(4～9)；所述FeaSibAlc相在所述Al-Si-Fe相中的比例为≥50%。
附记6.根据附记5所述的镀铝硅钢，其特征在于，所述FeaSibAlc相包括FeSiAl4相和Fe2SiAl7相。
附记7. 一种镀铝硅钢，其特征在于，包括钢基体和设置在所述钢基体上的预镀层；所述预镀层包括中间层和铝硅镀层；
所述铝硅镀层包括铝花；所述铝硅镀层的公称厚度为10～20μm，所述铝花满足以mm2为单位的铝花面积和以μm为单位的铝花凸度形成的坐标点位于第一凸五边形内的条件，所述第一凸五边形以（2，3）、（150，3）、（350，7）、（350，35）、（2，35）五个点围成。
附记8.根据附记7所述的镀铝硅钢，其特征在于，所述铝硅镀层包括铝花；所述铝硅镀层的公称厚度为19～33μm，所述铝花满足以mm2为单位的铝花面积和以μm为单位的铝花凸度形成的坐标点位于第二凸五边形内的条件，所述第二凸五边形以（4，5）、（170，5）、（400，12）、（400，40）、（4，40）五个点围成。
附记9.根据附记7所述的镀铝硅钢，其特征在于，所述铝硅镀层包括铝花；所述铝硅镀层的公称厚度为10～20μm，所述铝花满足以1/mm为单位的单位面积铝花边界长度和以μm为单位的铝花凸度形成的坐标点位于第三凸五边形内的条件，所述第三凸五边形以（0.1，7）、（0.17，3）、（10，3）、（10，35）、（0.1，35）五个点围成。
附记10.根据附记7所述的镀铝硅钢，其特征在于，所述铝硅镀层包括铝花；所述铝硅镀层的公称厚度为19～33μm，所述铝花满足以1/mm为单位的单位面积铝花边界长度和以μm为单位的铝花凸度形成的坐标点位于第四凸五边形内的条件，所述第四凸五边形以（0.08，12）、（0.16，5）、（8，5）、（8，40）、（0.08，40）五个点围成。
附记11.一种镀铝硅钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
将待镀钢基体退火后，在浸镀液中浸镀，得到浸镀钢基体；以质量百分数计，所述浸镀液包括：Si:8～11%；Fe：1～4%；其余为Al和不可避免的杂质；
将所述浸镀钢基体以2～20℃/s的速度冷却至570℃～650℃，并在570℃～650℃下维持1～20秒得到初冷浸镀钢；
将所述初冷浸镀钢在温度调节装置内，并在加热气体的条件下，继续以5～25℃/s平均冷却速率冷却至300℃，保温时间为2～30秒，得到二冷浸镀钢；所述温度调节装置的温度为300℃～570℃；所述加热气体的温度≥100℃，气体总悬浮微粒≤0.2mg/m3；
将所述二冷浸镀钢冷却至室温，得到预涂镀钢。
附记12.根据附记11所述的镀铝硅钢的制备方法，其特征在于，将所述浸镀钢基体以2～15℃/s的速度冷却至570℃，并在570℃下维持1～10秒得到初冷浸镀钢。
附记13.根据附记11所述的镀铝硅钢的制备方法，其特征在于，将所述初冷浸镀钢以5～20℃/s平均冷却速率冷却至300℃，保温时间为2～20秒，得到二冷浸镀钢。
附记14.根据附记11~13中任一项所述的镀铝硅钢的制备方法，其特征在于，所述待镀钢基体退火步骤中的退火温度为700～850℃，退火时间为1～20分钟；退火后的待镀钢基体进入浸镀液的温度为600～700℃。
附记15.一种预涂镀钢，其特征在于，所述预涂镀钢包括由镀铝硅钢经冷轧和/或光整得到；所述预涂镀钢包括钢基体和设置在所述钢基体上的光整镀层；所述光整镀层包括由冷轧和/或光整中的一种得到；
所述光整镀层包括中间层和铝硅镀层；所述铝硅镀层的公称厚度为10μm～33μm；所述铝硅镀层内含有比例为5～40%的Al-Si相和比例为0.1～15%的Al-Si-Fe相，所述Al-Si相和所述Al-Si-Fe相在所述铝硅镀层内的分散指数≥0.05；
其中，Al-Si相中硅的质量分数30～50%；所述Al-Si-Fe相中铁的质量分数为10～35%，硅的质量分数3～15%。
附记16.一种热成型构件，其特征在于，包括钢基体和构件镀层；所述构件镀层由所述钢基体与铝硅预涂层通过相互扩散在热成型过程中产生；
所述构件镀层包括依次层叠的相互扩散层、第一中间层、第一富Al的金属间化合物层、第二中间层和第二富Al的金属间化合物层；所述相互扩散层位于所述构件镀层的最内侧；
第一富Al的金属间化合物层为不连续的结构，占所在层长度的比例≤80%；第二富Al的金属间化合物层为准连续的结构，占所在层的连续长度比例≥20%。
附记17.根据附记16所述的热成型构件，其特征在于，所述第一富Al的金属间化合物层占所在层长度的比例为1～50%；所述第二富Al的金属间化合物层占所在层的连续长度比例≥50%。
附记18.根据附记17所述的热成型构件，其特征在于，所述第二富Al的金属间化合物层占所在层的连续长度比例为50～90%。
附记19.根据附记16~18中任一项所述的热成型构件，其特征在于，所述构件镀层还包括位于所述第二富Al的金属间化合物层外侧的表面层。
附记20.根据附记19所述的热成型构件，其特征在于，所述第一中间层、所述第二中间层、所述表面层的平均晶粒尺寸小于等于30μm。
附记21.根据附记20所述的热成型构件，其特征在于，所述第一中间层、所述第二中间层的平均晶粒尺寸小于等于25μm。
附记22.根据附记21所述的热成型构件，其特征在于，所述第一中间层、所述第二中间层的平均晶粒尺寸小于等于15μm。
附记23.根据附记16~18中任一项所述的热成型构件，其特征在于，所述构件镀层总厚度为5μm～60μm。
附记24.根据附记23所述的热成型构件，其特征在于，所述构件镀层总厚度为20μm～55μm。
附记25.根据附记24所述的热成型构件，其特征在于，所述构件镀层总厚度为26μm～50μm。
附记26.根据附记25所述的热成型构件，其特征在于，所述构件镀层总厚度为30μm～50μm。
附记27. 一种热成型构件，其特征在于，包括钢基体和构件镀层；所述构件镀层由所述钢基体与铝硅预涂层通过相互扩散在热成型过程中产生；
所述构件镀层沿厚度方向具有至少四个Si浓度峰值。
附记28.根据附记27所述的热成型构件，其特征在于，所述至少四个Si浓度峰值，包括自构件镀层表面至钢基体的第一Si浓度峰值、第二Si浓度峰值、第三Si浓度峰值和第四Si浓度峰值；
所述第一Si浓度峰值与构件镀层表面的距离≥0.25μm。
附记29.根据附记28所述的热成型构件，其特征在于，所述第一Si浓度峰值与构件镀层表面的距离≥0.45μm。
附记30.根据附记29所述的热成型构件，其特征在于，所述第一Si浓度峰值与构件镀层表面的距离≥0.75μm。
附记31.根据附记30所述的热成型构件，其特征在于，所述第一Si浓度峰值与构件镀层表面的距离≥1.5μm。
附记32.根据附记27所述的热成型构件，其特征在于，所述至少四个Si浓度峰值扣除背底后，其中的最小峰值的浓度值≥0.01%。
附记33.根据附记32所述的热成型构件，其特征在于，所述最小峰值的浓度值≥0.025%。
附记34.根据附记33所述的热成型构件，其特征在于，所述最小峰值的浓度值≥0.05%。
附记35.根据附记34所述的热成型构件，其特征在于，所述最小峰值的浓度值≥0.25%。
附记36.一种热成型构件的生产工艺，其特征在于，包括以下步骤：
将附记1~10任一项所述的镀铝硅钢或附记15所述的预涂镀钢加热至奥氏体区间，保温温度范围为880～950℃，保温时间为3～15分钟；加热氛围为空气，且露点≤0℃；
对保温后的钢板进行冷却，取出加热后钢板在10s内采用模具压下变形，同时冷却至200℃以下。
附记37.一种机动车辆，其特征在于，包括附记16~35中任一项所述的热成型构件。

Claims (12)

1.一种镀铝硅钢，其特征在于，包括钢基体和设置在所述钢基体上的预镀层；
所述预镀层包括中间层和铝硅镀层；所述铝硅镀层的公称厚度为10μm～33μm；所述铝硅镀层内含有比例为5～40%的Al-Si相和比例为0.1～15%的Al-Si-Fe相，所述Al-Si相和所述Al-Si-Fe相在所述铝硅镀层内的分散指数≥0.05；
其中，所述分散指数为：在铝硅镀层的20×100平方微米范围内，将各均匀尺寸并且显著不连续的Al-Si相和Al-Si-Fe相简化为几何中心的质点，或单个面积≥1平方微米的Al-Si相和Al-Si-Fe相简化为质点，在连接相邻的3个所述质点形成的多个三角形中，非钝角三角形所占的比例值；
其中，Al-Si相中硅的质量分数30～50%；所述Al-Si-Fe相中铁的质量分数为10～35%，硅的质量分数3～15%。
2.根据权利要求1所述的镀铝硅钢，其特征在于，所述铝硅镀层内含有比例为10～30%的Al-Si相和比例为0.1～10%的Al-Si-Fe相。
3.根据权利要求1所述的镀铝硅钢，其特征在于，所述Al-Si相包括AlnSim相；其中n：m=（1.0～3.0）：1；所述AlnSim相在所述Al-Si相的比例为≥50%。
4.根据权利要求3所述的镀铝硅钢，其特征在于，所述AlnSim相包括Al4Si3和Al4Si2中的至少一种。
5.根据权利要求1所述的镀铝硅钢，其特征在于，所述Al-Si-Fe相包括FeaSibAlc相；其中a:b:c=（1～2）:1:(4～9)；所述FeaSibAlc相在所述Al-Si-Fe相中的比例为≥50%。
6.根据权利要求5所述的镀铝硅钢，其特征在于，所述FeaSibAlc相包括FeSiAl4相和Fe2SiAl7相。
7.一种如权利要求1~6任一项所述镀铝硅钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
将待镀钢基体退火后，在浸镀液中浸镀，得到浸镀钢基体；以质量百分数计，所述浸镀液包括：Si:8～11%；Fe：1～4%；其余为Al和不可避免的杂质；
将所述浸镀钢基体以2～20℃/s的速度冷却至570℃～650℃，并在570℃～650℃下维持1～20秒得到初冷浸镀钢；
将所述初冷浸镀钢在温度调节装置内，并在加热气体的条件下，继续以5～25℃/s平均冷却速率冷却至300℃，保温时间为2～30秒，得到二冷浸镀钢；所述温度调节装置的温度为300℃～570℃；所述加热气体的温度≥100℃，气体总悬浮微粒≤0.2mg/m3；
将所述二冷浸镀钢冷却至室温，得到预涂镀钢。
8.根据权利要求7所述的镀铝硅钢的制备方法，其特征在于，将所述浸镀钢基体以2～15℃/s的速度冷却至570℃，并在570℃下维持1～10秒得到初冷浸镀钢。
9.根据权利要求7所述的镀铝硅钢的制备方法，其特征在于，将所述初冷浸镀钢以5～20℃/s平均冷却速率冷却至300℃，保温时间为2～20秒，得到二冷浸镀钢。
10.根据权利要求7~9中任一项所述的镀铝硅钢的制备方法，其特征在于，所述待镀钢基体退火步骤中的退火温度为700～850℃，退火时间为1～20分钟；退火后的待镀钢基体进入浸镀液的温度为600～700℃。
11.一种预涂镀钢，其特征在于，所述预涂镀钢包括由权利要求1~6任一项所述的镀铝硅钢经冷轧和/或光整得到；所述预涂镀钢包括钢基体和设置在所述钢基体上的光整镀层；所述光整镀层包括由冷轧和/或光整中的一种得到；
所述光整镀层包括中间层和铝硅镀层；所述铝硅镀层的公称厚度为10μm～33μm；所述铝硅镀层内含有比例为5～40%的Al-Si相和比例为0.1～15%的Al-Si-Fe相，所述Al-Si相和所述Al-Si-Fe相在所述铝硅镀层内的分散指数≥0.05；
其中，Al-Si相中硅的质量分数30～50%；所述Al-Si-Fe相中铁的质量分数为10～35%，硅的质量分数3～15%。
12.一种热成型构件的生产工艺，其特征在于，包括以下步骤：
将权利要求1~6任一项所述的镀铝硅钢或权利要求11所述的预涂镀钢加热至奥氏体区间，保温温度范围为880～950℃，保温时间为3～15分钟；加热氛围为空气，且露点≤0℃；
对保温后的钢板进行冷却，取出加热后钢板在10s内采用模具压下变形，同时冷却至200℃以下。
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