CN108603270A - 连续型自钎焊用冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的一实施例的连续型自钎焊用冷轧钢板包括以重量％包括0.02至0.08％的C、0.03至0.10％的Mn、0.10％以下(除外0％)的Si、0.005至0.05％的Al、0.015％以下(除外0％)的P、0.01％以下(除外0％)的S、0.005％以下(除外0％)的N、0.0003至0.0036％的B及剩余重量％的Fe和其他不可避免的杂质，并满足下述的公式1及公式2，且平均晶粒粒径为8至16μm，[公式1]：0.15≤([B]/10.81)/([Al]/26.98)；[公式2]：0.8≤([B]/10.81)/([N]/14.01)≤1.6，其中，在公式1及公式2中，[B]、[Al]及[N]分别是B、Al及N的重量％。

Description

连续型自钎焊用冷轧钢板及其制造方法
技术领域
连续型自钎焊用冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
自钎焊用冷轧钢板作为镀金用材料，在钢板的表面镀金其他金属并成型后通过高温热处理使相接的镀金面接合来成为最终产品。作为对这样的钢板所要求的特性，重要的有常温下的加工性、钎焊温度下的定形性(Shape Fixability)、冷却后的加工性、强度等。作为使用该材料的产品的例子，具有对冷轧钢板镀铜并以管的形状卷绕二圈来进行管成形后通过自钎焊成为最终产品的二重卷曲管，由于以铜的熔点以上的温度进行钎焊，因此更严格地要求对所述项目的钢板的特性。
最近为了提高钎焊工序的生产性，与间歇式钎焊相比，更优选连续型钎焊。间歇式钎焊通过成型材料后进行切断并归拢多个切材来同时进行热处理，相对于此，连续型钎焊是不需进行切断工序而在成型之后连续进行热处理的工序。因这样的工序的差异，间歇式钎焊需要数十秒左右的热处理时间，相对于此，连续型钎焊在数秒内完成热处理而可确保高的生产性。
随钎焊工序从间歇式改变为连续型，对材料方面所要求的特性也发生了变化。由于间歇式钎焊因工序特性而需要在高温保持长时间，因此高温定形性、镀金熔融层的晶界渗透抑制性等高温下的材料物性特别重要，相对于此，连续型钎焊因热处理在数秒内完成而对高温下的材料所要求的物性相对不太严格。与此同时，连续型钎焊的冷却速度快而不需Ti、Nb、V等高价的析出物形成元素，从而具有仅通过添加碳就能够通过控制冷却模式来防止晶粒粗大化的优点。另外，碳不仅强化晶界来有效防止镀金熔融层的晶界渗透，而且有助于提高最终产品的强度，因此倾向于积极添加碳。但是，碳的添加因使材质容易固化而使加工性降低并引发缺陷，因此必须研究用于确保加工性的方法。
以往，为了确保加工性提出了利用低碳钢进行5小时以上的箱式退火的制造方法。但是，箱式退火是因其特性而需要长的时间的工序，因此不仅使生产效率大幅降低，还具有盘管的长度方向与宽度方向的材质不均匀的问题。
另外，尽管提出了通过在低碳钢添加Ti、B而形成的析出物来控制晶粒的方法或者通过在极低碳钢添加Ti、Nb及B形成析出物来进行高强度化的方法，但是大部分的析出物形成元素大部分都是高价，而且存在极低碳钢材料的情况下碳含量少而镀金熔融层容易向晶界渗透的问题。
另外，提出了通过控制退火的气氛来在表面部形成AlN析出物并通过添加B来利用BN析出物确保耐渗水性并抑制高温晶粒生长的方法。但是，为了退火气氛的控制，需要高费用的工序条件，从而该方法受限。
前述的这些以往技术中存在为了确保材料的要求特性而需要高费用的添加元素或者需要苛刻的工序的问题，由于没有正确反映连续型钎焊工序的特性，因此需要开发对连续型钎焊工序最优化的材料。
发明内容
【要解决的课题】
本发明的一实施例提供一种即使含有一定量的碳来进行连续退火也具有优秀的加工性的连续型自钎焊用将冷轧钢板。
本发明的另一实施例提供一种连续型自钎焊用冷轧钢板的制造方法。
【课题的解决手段】
本发明的一实施例的连续型自钎焊用冷轧钢板以重量％包括0.02至0.08％的C、0.03至0.10％的Mn、0.10％以下(除外0％)的Si、0.005至0.05％的Al、0.015％以下(除外0％)的P、0.01％以下(除外0％)的S、0.005％以下(除外0％)的N、0.0003至0.0036％的B及剩余重量％的Fe和其他不可避免的杂质，并满足下述的公式1及公式2，且平均晶粒粒径为8至16μm，
[公式1]：
0.15≤([B]/10.81)/([Al]/26.98)；
[公式2]：
0.8≤([B]/10.81)/([N]/14.01)≤1.6，
其中，在公式1及公式2中，[B]、[Al]及[N]分别是B、Al及N的重量％。
AlN及BN析出物的重量比可满足下述的公式3，
[公式3]：
{[BN]/(10.81+14.01)}/{[AlN]/(26.98+14.01)}≥1，
其中，在公式3中，[BN]及[AlN]分别是BN及AlN析出物的重量％。
在钢板中以固溶的状态存在的N、AlN及BN析出物的重量比可满足下述的公式4，
[公式4]：
([N]/14.01)/{[AlN]/(26.98+14.01)+[BN]/(26.98+14.01)}≤0.1，
其中，在公式4中，[N]、[BN]及[AlN]分别是N的固溶量(重量％)、BN及AlN析出物的重量％。
本发明的一实施例的连续型自钎焊用冷轧钢板的制造方法包括：将以重量％包括0.02至0.08％的C、0.03至0.10％的Mn、0.10％以下(除外0％)的Si、0.005至0.05％的Al、0.015％以下(除外0％)的P、0.01％以下(除外0％)的S、0.005％以下(除外0％)的N、0.0003至0.0036％的B及剩余重量％的Fe和其他不可避免的杂质且满足下述的公式1及公式2的板坯在1200℃以上的温度加热的步骤；热轧加热的板坯来制造热轧钢板的步骤；卷曲热轧钢板的步骤；冷轧卷曲的热轧钢板来制造冷轧钢板的步骤；及将冷轧钢板在600至850℃退火的步骤。
在加热板坯的步骤中，可将板坯以1230至1350℃加热。
在制造热轧钢板的步骤中，收尾轧制温度可以是875至1050℃。
在卷曲热轧钢板的步骤中，卷曲温度可以是600至750℃。
在制造冷轧钢板的步骤中，可以以50至95％的轧制率冷轧。
退火的步骤可在600至850℃连续退火20至600秒钟。
退火的步骤可在600至800℃箱式退火5至72小时。
所制造的冷轧钢板的AlN及BN析出物的重量比可满足下述的公式3，
[公式3]：
{[BN]/(10.81+14.01)}/{[AlN]/(26.98+14.01)}≥1，
其中，在公式3中，[BN]及[AlN]分别是BN及AlN析出物的重量％。
在所制造的冷轧钢板中以固溶的状态存在的N、AlN及BN析出物的重量比满足下述的公式4，
[公式4]：
([N]/14.01)/{[AlN]/(26.98+14.01)+[BN]/(26.98+14.01)}≤0.1，
其中，在公式4中，[N]、[BN]及[AlN]分别是N的固溶量(重量％)、BN及AlN析出物的重量％。
本发明的一实施例的镀铜钢板包括：由冷轧钢板构成的原钢板；以及在原钢板的表面覆盖的镀铜层。
镀金层对冷轧钢板的晶界渗透深度可在2.5μm以下。
【发明效果】
根据本发明的一实施例，通过控制BN及AlN析出物的形成来使基于析出物的固化效果最小化，从而可提供即使具有0.02至0.08重量％的碳含量其加工性也优秀而适合于连续型自钎焊工序的冷轧钢板。
具体实施方式
第一、第二及第三等一些用语是为了说明多个部分、成分、区域、层及/或段而使用的，但并不限定于所述用语。这些用语仅为了将某一部分、成分、区域、层或段与其他部分、成分、区域、层或段进行区分而使用。因此，只要不脱离本发明的范围，下面叙述的第一部分、第一成分、第一区域、第一层或第一段可以表示第二部分、第二成分、第二区域、第二层或第二段。
这里使用的专业用语仅用于说明特定实施例，并不限定本发明。这里使用的单数只要在句子中未定义明显相反的意思，则还包括复数。说明书中使用的“包括”的意识使特定特性、区域、定数、步骤、动作、要素及/或成分具体化，并不用于除外其他特性、区域、定数、步骤、动作、要素及/或成分的存在或附加。
在说明某一部分位于另一部分的“上面”或“上方”的情况下，可以直接位于另一部分的“上面”或“上方”，或者在两者之间还可存在其他部分。相反地，在说明某一部分直接位于另一部分的“上面”或“上方”的情况下，在两者之间不存在其他部分。
虽然没有特别定义，但这里使用的包括技术用语及科学用语的所有用语具有，与本发明所属的领域的技术人员通常理解的意思相同的意思。一般，对于事先定义的用语，可追加理解为其具有与关联技术文献和当前公开的内容符合的意识，只要没有定义就不能解释为奇怪或特别原则性的意识。
另外，只要没有特别说明，则％表示重量％(wt％)。
下面，详细说明本发明的实施例，以使本发明所属的领域的技术人员容易实施本发明。但是，本发明能够以多个彼此不同的方式实施，并不限定于这里说明的实施例。
本发明涉及用于进行镀金、加工及自钎焊的工序的材料来使用的冷轧钢板，该用途的材料需要常温下的加工性、自钎焊温度下的定形性及镀金熔融层耐渗透性、自钎焊后的加工性及强度均优秀。
本发明涉及与间歇式自钎焊相比热处理时间短且生产性优秀的连续型自钎焊用冷轧钢板。在利用连续型自钎焊的情况下，因短的热处理时间而高温下的晶粒粗大化倾向不大，从而取代高价的析出物形成元素而仅添加碳也能够确保材料的高温要求特性。而且，通过碳含量的增加，不仅作为最终产品具有优秀的强度，还具有高温下的镀金熔融层的晶界渗透抑制力更优秀的优点。
但是，碳含量的增加可使常温下的硬度增加且使伸长率减少而导致使加工性降低的结果，因此需要克服这些问题。对于提高加工性有效的方法是通过控制析出物来控制微细组织。在析出物非常微细的情况下，晶粒生长受到抑制而形成微细的组织，从而使硬度及强度上升。因此，需要将析出物的种类及分布最优化。在本发明的一实施例中，提供一种通过具体地限定冷轧钢板的组份范围并控制析出物来得到作为目的的微细组织从而使加工性优秀的连续型自钎焊用将冷轧钢板。
本发明的一实施例的连续型自钎焊用冷轧钢板以重量％包括0.02至0.08％的C、0.03至0.10％的Mn、0.10％以下(除外0％)的Si、0.005至0.05％的Al、0.015％以下(除外0％)的P、0.01％以下(除外0％)的S、0.005％以下(除外0％)的N、0.0003至0.0036％的B及剩余重量％的Fe和其他不可避免的杂质。
首先，从冷轧钢板的成分限定理由开始进行说明。
碳(碳)：0.02至0.08重量％
碳越多则强度优秀且有利于防止高温下的晶粒粗大化及镀金熔融层的晶界渗透。但是，随含量的增加而屈服强度增加且软性减少，从而使加工性变差，而且，在自钎焊后冷却时因碳化物的过多析出而使产品的软性降低。因此，优选地，添加0.02至0.08重量％的范围。
锰(Mn)：0.03至0.10重量％
Mn是通过与钢中固溶S结合来析出MnS从而防止基于固溶S的热脆性(Hotshortness)的元素。为了达到这样的效果，优选地，包括0.03重量％以上。但是，若超过0.10重量％，则使材质固化而可使软性显著降低。
硅(Si)：0.10重量％以下
Si是作为脱碳剂使用的元素，有助于基于固溶强化的强度提高。但是，若超过0.10重量％，则在退火时在表面生成Si类氧化物来引发镀金缺陷。因此，优选地，所述Si包括0.10重量％以下。
铝(Al)：0.005至0.08重量％
Al是脱氧效果非常大的元素，为了脱氧效果，优选地添加0.005％以上。但是，Al通过与N结合来析出微细的AlN，从而使晶粒生长受到抑制且使钢固化，若更加过多添加，则在钢中以固溶的状态存在而使基于固溶强化的钢的加工性减小。因此，将其含量限制为0.005至0.08重量％。
磷(P)：0.015重量％以下
P是添加一定量以下时不使钢的软性大幅降低且可使强度提高的元素，但若添加量超过0.015重量％，则在晶界偏析而使钢固化，因此，优选地限制为0.015重量％以下。更具体地，可包括0.01重量％以下的P。
硫(S)：0.01重量％以下
S是固溶时引发热脆性的元素，因此需要通过添加Mn来引导MnS的析出。但是，若析出过多的MnS，则使钢固化而不优选。因此，将S的上限限制在0.01重量％。
氮(N)：0.005重量％以下
N通过形成多种氮化析出物来妨碍晶粒生长，从而使软性减少。另外，若不能析出，则固着于位错(dislocation)而引发基于时效的加工性降低。N作为钢中不可避免的元素来含有的情况多，但为了使所述的效果最小化，优选地，将上限限制在0.005重量％以下。
硼(B)：0.0003至0.0036％
B通过与N结合来与AlN相比形成粗大的BN析出物，因而可缓解基于AlN的形成的加工性降低。为了得到这样的效果，优选地，添加0.0003重量％以上，但是，若大量添加，则在晶界偏析而使晶粒微细化且使强度上升，因而为了确保加工性，优选地，将其上限限制为0.0036重量％。更具体地，可将B包括0.0003至0.0032％。
优选地，Al与B的重量比满足下述的公式1。
[公式1]：
0.15≤([B]/10.81)/([Al]/26.98)，
其中，在公式1中，[B]及[Al]分别是B及Al的重量％。
Al及B通过与N结合来分别形成AlN及BN析出物，在此，与AlN相比BN具有粗大析出的倾向，从而有利于晶粒的生长且有助于软性。因此，重要得是通过与Al的含量形成比例地添加B来使BN相对更好地形成。鉴于Al及B的氮化反应性，若满足公式1，则可良好地发挥上述的那个效果，更优选地，若满足下述的公式1-1，则能够更好地发挥其效果。
[公式1-1]：
0.3≤([B]/10.81)/([Al]/26.98)。
优选地，B与N的重量比满足下述的公式2。
[公式2]：
0.8≤([B]/10.81)/([N]/14.01)≤1.6，
其中，在公式2中，[B]及[N]分别是B及N的重量％。
B通过与N结合来析出BN而使固溶N含量减少，从而使时效减少。另外，若未能与B结合的N与Al结合，则与BN相比析出微细的AlN而引发固化。因此，优选地，如公式2那样与N含量形成比例地添加B，以使加工性提高。但是，若与N含量相比过多添加B，则未以BN析出的B在晶界大量偏析而引发基于晶粒微细化的固化，因此，优选地，如公式2那样限制比例。
另外，优选地，不添加Ti、Nb及V等的析出物形成元素。这样的元素与钢中的C及N的亲和力强而形成微细的析出物，从而使钢固化。在间歇式钎焊的情况下，热处理时间较长达到数十秒，因此仅利用碳则防止使晶粒粗大化受到限制，因此添加Ti、Nb及V等的析出物形成元素，但是，在连续型钎焊的情况下，仅添加碳就能抑制晶粒粗大化，因此不需要Ti、Nb及V等的析出物形成元素，若添加则使加工性降低而限制添加。
除前述的组份以外的剩余组份则优选地包括Fe及不可避免的杂质，本发明的钢材并不排除添加其他组份。所述不可避免的杂质是在通常的钢铁制造过程中可从原料或周围环境非意图性地混入的，并不能排除这些杂志。通常的钢铁制造领域的技术人员可理解所述不可避免的杂质。
本发明的一实施例的冷轧钢板的平均晶粒粒径可以是8至16μm。在前述的范围可使加工性提高，有利于防止镀金熔融层的晶界渗透。
AlN及BN析出物的重量比可满足下述的公式3。
[公式3]：
{[BN]/(10.81+14.01)}/{[AlN]/(26.98+14.01)}≥1，
其中，在公式3中，[BN]及[AlN]分别是BN及AlN析出物的重量％。
在钢板中以固溶的状态存在的N、AlN及BN析出物的重量比可满足下述的公式4。
[公式4]：
([N]/14.01)/{[AlN]/(26.98+14.01)+[BN]/(26.98+14.01)}≤0.1，
其中，在公式4中，[N]、[BN]及[AlN]分别是N的固溶量(重量％)、BN及AlN析出物的重量％。
通过满足前述的公式3或公式4，可使加工性提高，有利于防止镀金熔融层的晶界渗透。
本发明的一实施例的冷轧钢板加工性优秀，具体地可满足如下指标，即：硬度(HR30T)在52以下，屈服强度在320MPa以下，伸长率30％以上。
本发明的一实施例的连续型自钎焊用冷轧钢板的制造方法包括：将以重量％包括0.02至0.08％的C、0.03至0.10％的Mn、0.10％以下(除外0％)的Si、0.005至0.05％的Al、0.015％以下(除外0％)的P、0.01％以下(除外0％)的S、0.005％以下(除外0％)的N、0.0003至0.0036％的B及剩余重量％的Fe和其他不可避免的杂质且满足下述的公式1及公式2的板坯在1200℃以上的温度加热的步骤；热轧加热的板坯来制造热轧钢板的步骤；卷曲热轧钢板的步骤；冷轧卷曲的热轧钢板来制造冷轧钢板的步骤；以及将冷轧钢板在600至850℃退火的步骤。
首先，将板坯在1200℃以上的温度加热。各组份的添加比例的限定理由与前述的冷轧钢板的组份的限定理由相同。后述的热轧、冷轧等过程中板坯的组份实质上不发生变动，因而板坯的组份与冷轧钢板的组份实质上相同。因为需要使钢中存在的析出物大部分再固溶，因此需要1200℃以上的温度，更优选地，为了使析出物良好地固溶，以1230至1350℃的温度加热。
接着，热轧加热的板坯来制造热轧钢板。热轧收尾温度是可以在Ar3以上。将热轧收尾温度限定为Ar3以上的理由是为了在奥氏体单相区进行轧制。此时，Ar3是指，铁素体变相开始温度，可通过以下公式计算。
Ar3＝910-(273*[C])-(74*[Mn])
此时，[C]及[Mn]分别表示C及Mn的重量％。更具体地，热轧收尾温度可以是875至1050℃。
接着，卷曲热轧钢板。此时，卷曲温度可以是600至750℃。通过在600℃以上的温度卷曲，能够将还以固溶的状态存在的N充分地析出，因此可确保优秀的耐时效性。若在小于600℃的温度卷曲，则因微细的析出物而有可能使材质固化。而且，若在超过750℃的温度卷曲，则因晶粒粗大化而成为使冷轧性降低的主要原因。
接着，冷轧卷曲的热轧钢板来将制造冷轧钢板。此时，可以以50至95％的轧制率冷轧。轧制率决定冷轧钢板的最终厚度，若轧制率小于50％，则难以确保最终目标厚度，若超过95％，则因轧制负荷大而难以进行冷轧。
接着，将冷轧钢板在600至850℃退火。在该过程中使冷轧时拉伸的晶粒再结晶。若在小于600℃的温度退火，则因不能充分地再结晶而不能充分地消除冷轧时产生的位错，从而使软性降低，若在超过850℃的温度退火，则使晶粒粗大化而使加工性降低。退火的步骤可在600至850℃温度连续退火20至600秒钟，也可在600至800℃的温度箱式退火5至72小时。
在通过前述的成分及制造工序得到的冷轧钢板中，在钢内所包括的N以与微细的AlN相比大小更粗大的BN析出，因而具有使晶粒的通过微细化的固化最小化的特征。另外，通过基本上包括一定量以上的C，可抑制晶粒在高温粗大化以及镀金熔融层向晶界渗透。而且，在生产方面不需要添加高价的析出物形成元素，因此可减少成本，并且，由于代替箱式退火而适用连续退火，因此具有可提高生产效率性及材质均匀性的优点。
本发明的一实施例的镀铜钢板包括由前述的冷轧钢板构成的原钢板及在原钢板的表面覆盖的镀铜层。
镀金层对所述冷轧钢板的晶界渗透深度可在2.5μm以下。
下面，通过实施例更详细地说明本发明。但是，这样的实施例仅是为了例示本发明的，本发明并不限定于此。
实施例
制造了具有下述表1的组份且剩余重量％包括铁及不可避免的杂质的板坯，在此，成分表示实际值。通过表2的工序条件制造了具有这样的表1的钢，并在下述表3表示了所制造的各冷轧钢板的晶粒大小(μm)、洛氏硬度(HR30T)、屈服强度(YS)、伸长率(EL)以及测量了通过Cu镀金及以300℃/秒以上的升温速度升温至1150℃为止之后通过空气冷却冷却的钎焊后镀金熔融层的晶界渗透深度(Depth)的结果。
【表1】
【表2】
【表3】
如表3所示，在通过制造方法1制造满足本发明的组份的发明钢1至发明钢3的情况下，硬度(HR30T)在51以下，屈服强度在300MPa以下，伸长率在35％以上，平均晶粒粒径满足8至16μm，Cu镀金熔融层的渗透深度在3μm以下，由此可确认同时确保了常温加工性及高温特性。如上所述，这样的加工性是通过N、B及Al的适当的比例而得到的，而高温特性是通过添加一定量以上的碳而得到的。与发明钢2相比，可确认发明钢1及发明钢3的硬度更高，且更好地抑制了镀金熔融层渗透，这是与N结合后剩余的B在晶界偏析的结果。
比较钢1至比较钢14不满足本发明成分条件。在比较钢3、4、6、7及8的情况下，B的含量与Al相比相对少而不满足公式1。因此，与BN相比大量析出了微细的AlN，且晶粒微细化的倾向强而小于8μm，从而可确认具有大体上高的值，且强度及硬度高且伸长率小。在比较钢1的情况下，不满足公式1，但Al或B都比N少而晶粒为14.8μm，形成得较大。但是，因B及Al都未达到基准而N未能充分地析出，从而可确认到固溶N固着于位错而发生了时效固化。
另外，比较钢2、5及9满足公式1而与Al相比B充分，从而良好地形成了BN，但公式2的值超过1.6而析出后剩余的B在晶界偏析而晶粒反而微细化而使材质固化。尽管发生了这样的材质固化，若B在晶界偏析，则还具有较好地抑制镀金熔融层的渗透的优点，因而需要将B的含量根据Al的含量控制在一定范围内。
比较钢10至12添加了比Al或B更好地形成微细的析出物的Ti、Nb及V而晶粒微细化且材质固化。而且，比较钢13及14的情况作为碳的含量过少或过多的情况，比较钢13的碳含量少而材质有利于加工，但在高温下镀金熔融层深地渗透而产生缺陷的可能性高，而比较钢14的碳含量多而导致材质固化，从而具有加工性降低的问题。
制造条件也对控制析出物及微细组织非常重要。在制造方法2的情况下，板坯再加热温度低而不能使板坯内存在的析出物充分地固溶而导致材质劣化。在制造方法3及制造方法4的情况作为连续退火温度脱离适当范围的情况，在退火温度低时，再结晶不充分而不能消除冷轧时的加工固化的效果，而在退火温度高时，晶粒粗大地生长而材质软，但产生软性降低而不能确保加工性的问题。
本发明并不限定于这些实施例，能够以多种方式制造，本发明所述领域的技术人员应理解能够不变更本发明的技术思想或必须特征而以其他具体的方式实施本发明。因此，应理解上面说明的这些实施例在所有方面都是用于例示的，而并非用于限定。

Claims (14)

1.一种连续型自钎焊用冷轧钢板，其特征在于，
以重量％包括0.02至0.08％的C、0.03至0.10％的Mn、0.10％以下(除外0％)的Si、0.005至0.05％的Al、0.015％以下且大于0％的P、0.01％以下且大于0％的S、0.005％以下且大于0％的N、0.0003至0.0036％的B及剩余重量％的Fe和其他不可避免的杂质，并满足下述的公式1及公式2，且平均晶粒粒径为8至16μm，
[公式1]：
0.15≤([B]/10.81)/([Al]/26.98)；
[公式2]：
0.8≤([B]/10.81)/([N]/14.01)≤1.6，
其中，在公式1及公式2中，[B]、[Al]及[N]分别是B、Al及N的重量％。
2.如权利要求1所述的连续型自钎焊用冷轧钢板，其特征在于，
AlN及BN析出物的重量比满足下述的公式3，
[公式3]：
{[BN]/(10.81+14.01)}/{[AlN]/(26.98+14.01)}≥1，
其中，在公式3中，[BN]及[AlN]分别是BN及AlN析出物的重量％。
3.如权利要求1所述的连续型自钎焊用冷轧钢板，其特征在于，
在钢板中以固溶的状态存在的N、AlN及BN析出物的重量比满足下述的公式4，
[公式4]：
([N]/14.01)/{[AlN]/(26.98+14.01)+[BN]/(26.98+14.01)}≤0.1，
其中，在公式4中，[N]、[BN]及[AlN]分别是N的固溶量的重量％、BN及AlN析出物的重量％。
4.一种连续型自钎焊用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
包括：
将以重量％包括0.02至0.08％的C、0.03至0.10％的Mn、0.10％以下且大于0％的Si、0.005至0.05％的Al、0.015％以下且大于0％的P、0.01％以下且大于0％的S、0.005％以下且大于0％的N、0.0003至0.0036％的B及剩余重量％的Fe和其他不可避免的杂质且满足下述的公式1及公式2的板坯在1200℃以上的温度加热的步骤；
热轧加热的板坯来制造热轧钢板的步骤；
卷曲所述热轧钢板的步骤；
冷轧卷曲的热轧钢板来制造冷轧钢板的步骤；以及
将冷轧钢板在600至850℃退火的步骤，
[公式1]：
0.15≤([B]/10.81)/([Al]/26.98)；
[公式2]：
0.8≤([B]/10.81)/([N]/14.01)≤1.6，
其中，在公式1及公式2中，[B]、[Al]及[N]分别是B、Al及N的重量％。
5.如权利要求4所述的连续型自钎焊用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
在将所述板坯加热的步骤中，将所述板坯以1230至1350℃加热。
6.如权利要求4所述的连续型自钎焊用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
在制造所述热轧钢板的步骤中，收尾轧制温度是875至1050℃。
7.如权利要求4所述的连续型自钎焊用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
在卷曲所述热轧钢板的步骤中，卷曲温度是600至750℃。
8.如权利要求4所述的连续型自钎焊用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
在制造所述冷轧钢板的步骤中，以50至95％的轧制率冷轧。
9.如权利要求4所述的连续型自钎焊用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
在所述退火的步骤中，在600至850℃连续退火20至600秒钟。
10.如权利要求4所述的连续型自钎焊用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
在所述退火的步骤中，在600至800℃箱式退火5至72小时。
11.如权利要求4所述的连续型自钎焊用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
所制造的冷轧钢板的AlN及BN析出物的重量比满足下述的公式3，
[公式3]：
{[BN]/(10.81+14.01)}/{[AlN]/(26.98+14.01)}≥1，
其中，在公式3中，[BN]及[AlN]分别是BN及AlN析出物的重量％。
12.如权利要求4所述的连续型自钎焊用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
在所制造的冷轧钢板中以固溶的状态存在的N、AlN及BN析出物的重量比满足下述的公式4，
[公式4]：
([N]/14.01)/{[AlN]/(26.98+14.01)+[BN]/(26.98+14.01)}≤0.1，
其中，在公式4中，[N]、[BN]及[AlN]分别是N的固溶量的重量％、BN及AlN析出物的重量％。
13.一种镀铜钢板，其特征在于，
包括：
由如权利要求1至3中任一项所述的冷轧钢板构成的原钢板；以及
在所述原钢板的表面覆盖的镀铜层。
14.如权利要求13所述的镀铜钢板，其特征在于，
所述镀金层对所述冷轧钢板的晶界渗透深度在2.5μm以下。
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