專利名稱：含銅復(fù)合貝氏體鋼材及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及復(fù)合貝氏體鋼材及其制造方法，更詳細(xì)地，是在含有銅
(Cu)的同時(shí)，具有高強(qiáng)度(high strength)和高韌性(high toughness) 的復(fù)合貝氏體鋼材，及其使用受控軋制和快速冷卻的制造方法。
背景技術(shù)：
目前用于建筑、造船、海洋結(jié)構(gòu)、管線、或用于機(jī)械結(jié)構(gòu)而使用的 鋼材，為提高其耐久性，在要求優(yōu)良的可焊性的同時(shí)，還要求其具有高 強(qiáng)度和高韌性。
通常制造高強(qiáng)度和高韌性鋼材的顯微組織學(xué)方法，典型有形成下貝 氏體(lower bainite)、 回火板條馬氏體(tempered lath martensite)、 雙相(dual phase)組織等方法。下貝氏體組織通過受控軋制和快速冷卻 制成，其位錯(cuò)密度高、晶粒尺寸小，被評(píng)價(jià)為具有優(yōu)良的強(qiáng)度與韌性的 組合。此時(shí)，可根據(jù)快速冷卻的條件，部分地包含板條馬氏體。但是， 為4艮好地形成下貝氏體組織，大量添加Ni、 Cr、 Mo等昂貴的合金元素， 存在著需要合適地控制冷卻速度和退化溫度的難點(diǎn)。
回火馬氏體組織，通過使板條馬氏體在一定的溫度下進(jìn)行回火，將 下貝氏體和板條馬氏體的優(yōu)點(diǎn)結(jié)合起來，從而確保優(yōu)良的強(qiáng)度與韌性的 組合。最近有才艮道揭示出，在回火期間利用二次相析出，在較寬的回火 溫度范圍內(nèi)使強(qiáng)度的減少達(dá)到最小化的方法。然而，回火馬氏體組織通 常其屈服比高，具有因附加的回火處理而使成本增加、生產(chǎn)率大幅下降 的缺點(diǎn)。
雙相組織，通過鐵素體和奧氏體通過雙相區(qū)域區(qū)間內(nèi)的應(yīng)力栽荷和 淬冷，由相對(duì)柔軟的鐵素體和均勻分布的堅(jiān)硬的馬氏體構(gòu)成。上述雙相 組織與汽車用鋼板中使用的雙相組織不同，其組織中馬氏體的體積分?jǐn)?shù) 在50%以上，因鐵素體與奧氏體雙相區(qū)域區(qū)間內(nèi)的應(yīng)力栽荷，鐵素體的位
3錯(cuò)密度高，M有微細(xì)的析出物，從而可得到優(yōu)良的強(qiáng)度與韌性的組合。 然而，為了保證雙相區(qū)域區(qū)間內(nèi)的應(yīng)力載荷，由于軋制終止溫度的降低， 生產(chǎn)效率降低、成本略微增加。
制造上述三種顯^i且織的方法中，已知用于形成下貝氏體組織的受 控軋制和快速冷卻，與其它制造方法相比，制造過程比較簡(jiǎn)單，生產(chǎn)效 率優(yōu)良，經(jīng)濟(jì)性好。特別地，最近正在開發(fā)與大量的合金元素一同添加 硼(B)，而以下貝氏體組織為基礎(chǔ)的高強(qiáng)度及高韌性鋼材。它們正顯示出 高韋刃性及拉伸強(qiáng)度900MPa以上的優(yōu)良的機(jī)械性能。
然而在基于下貝氏體組織的上述鋼材的情況下，大量添加Ni、 Mo、 Cr等昂貴的合金元素，存在著為提高硬化能而需將B的含量調(diào)至數(shù)ppm 單位等缺點(diǎn)。此外，為了降低工業(yè)上為表現(xiàn)可焊性而廣泛使用的Ceq(碳 當(dāng)量)和Pcm(焊接裂紋敏感性指數(shù))值、提高可焊性、降低生產(chǎn)成本，有 必要使Ni、 Mo、 Cr等合金元素的添加量最小化。即，可焊性優(yōu)良的高強(qiáng) 度及高韌性鋼材存在著昂貴的合金元素的添加量高、需要準(zhǔn)確調(diào)節(jié)B的 含量的困難。

發(fā)明內(nèi)容
擬解決的技術(shù)課題
因此，本發(fā)明要實(shí)現(xiàn)的技術(shù)課題在于，在使昂貴的合金元素添加量 最少化的同時(shí)，無B添加地以低成本提供可焊性優(yōu)良的高強(qiáng)度及高韌性 鋼材。此外，本發(fā)明要實(shí)現(xiàn)的另一技術(shù)課題在于，提供制造上述鋼材的 方法。
課題解決方法
為完成上述技術(shù)課題，本發(fā)明高強(qiáng)度及高韌性鋼材以重量°/。計(jì)含有 C: 0. 05-0. l°/。、Si: 0. Ol-O. 5%、Mn: 1. 5-2. 5%、Ni: 0. 5。/q以下、Cu: 1. 0-2. 0%、 Cr: 0. 5%以下、Mo: 0. 5%以下、Nb: 0. 01-0, 05% 、 V: 0. 01-0. 1% 、 Ti: 0. 01-0. 03%、 Al: 0. 05%以下、余量為鐵和其它不可避免的雜質(zhì)，Ceq 為O. 3至0. 6， Pcm約為O. 3以下，并且由粒狀貝氏體、退化上貝氏體、 下貝氏體三相構(gòu)成。此時(shí)上述粒狀貝氏體的體積分?jǐn)?shù)可以是40-60%。
為了實(shí)現(xiàn)上述另一技術(shù)課題，本發(fā)明制造高強(qiáng)度及高韌性鋼的制造方法中，首先將具有如下組成的板坯再加熱至1， 150 。C以上，所述板坯 含有(以重量。/。計(jì))C: 0. 05-0. 1%、 Si: 0. 01-0. 5%、 Mn: 1. 5-2. 5%、 Ni: 0.5% 以下、Cu: 1. 0-2， 0%、 Cr: 0. 5°/。以下、Mo: 0. 5%以下、Nb: 0. 01—0. 05%、 V: 0.01-0.1%、 Ti: 0. Ol-O. 03%、 Al: 0. 05%以下、余量為鐵和其它不可避 免的雜質(zhì)，Ceq(含碳量)為0.3至0.6， Pcm(焊接裂玟敏感性指數(shù))約為 0. 3以下。之后，將經(jīng)過再加熱的板坯，在奧氏體再結(jié)晶溫度及以下進(jìn)行 熱軋。上述經(jīng)過熱軋的鋼材，以20。C/秒以上的速度淬冷至400。C以下。 接下來使上述冷卻的鋼材空冷至常溫。效果
根據(jù)本發(fā)明的復(fù)合貝氏體鋼材及其制造方法，對(duì)含有1. 0-2. 0重量％ 的Cu的鋼材進(jìn)行受控軋制、快速冷卻，制造出由粒狀貝氏體、退化上貝 氏體、下貝氏體三相構(gòu)成的復(fù)合貝氏體高強(qiáng)度高韌性鋼材，從而能夠通 過未大量添加Ni、 Cr、 Mo等昂責(zé)的合金元素、無B添加、省略了附加的 回火處理的，低成本的經(jīng)濟(jì)性方法，確保900MPa以上的拉伸強(qiáng)度和100J 以上的高韌性。
附圖簡(jiǎn)迷


圖1是根據(jù)時(shí)間和溫度對(duì)本發(fā)明的復(fù)合貝氏體高強(qiáng)度及高韌性鋼材 的制造工藝進(jìn)行說明的圖表。
圖2是顯示根據(jù)本發(fā)明實(shí)施例的復(fù)合貝氏體高強(qiáng)度及高韋刃性鋼材的 顯後t(yī)組織的 一個(gè)例子的照片。
具體實(shí)施例方式
以下參照附圖詳細(xì)說明本發(fā)明的優(yōu)選實(shí)施例。下述實(shí)施例能夠變型 成其它型態(tài)，本發(fā)明的范圍不限于下面詳述的實(shí)施例。提供本發(fā)明實(shí)施 例的目的在于，為具有所屬技術(shù)領(lǐng)域普通知識(shí)的人員提供關(guān)于本發(fā)明的 更完整的說明。
以下本發(fā)明的實(shí)施例中，將對(duì)具有高強(qiáng)度及高韌性的復(fù)合貝氏體鋼 材及其制造方法分別加以說明。上述鋼材及其制造方法，具有如下的主 要特征。本發(fā)明的復(fù)合貝氏體高強(qiáng)度及高韌性鋼材的組成如下以重量°/。計(jì)無 B添加地含有1. 0-2. 0°/。的銅，此外連同F(xiàn)e含有C、 Si、 Mn、 Ni、 Cr、 Mo、 Nb、 V、 Ti及A1添加物中的部分或全部。此時(shí)上述鋼材的特征在于，拉 伸強(qiáng)度在900MPa以上，通過在常溫下進(jìn)行夏比V型缺口沖擊測(cè)試(Charpy V-notch Impact Test)測(cè)定的韌性在100J以上。
對(duì)基于本發(fā)明的復(fù)合貝氏體高強(qiáng)度及高韌性鋼材，通過對(duì)無B添加 地含有1. 0-2. Q重量°/。的銅的板坯進(jìn)行再加熱，之后經(jīng)過受控軋制和快速 冷卻制造而成，由此可獲得由粒狀貝氏體(granular bainite)、退化上 貝氏體(degenerate upper bainite)、下貝氏體(lower bainite)的三相 組織構(gòu)成的復(fù)合貝氏體高強(qiáng)度及高韌性鋼材。
<復(fù)合貝氏體鋼材>
本發(fā)明鋼材具有如下的組成，這里，同時(shí)對(duì)基于各組成的數(shù)值限定 理由進(jìn)行說明。這里，％代表重量％,如下定義Ceq(碳當(dāng)量)和Pcm(焊接 裂紋敏感性指數(shù))。
Ceq = C% + Mn%/6 + (Cr% + Mo% + V%)/5 + (Ni% + Cu%)/15 Pcm = C% + Si%/30 +歸+ Cu% + Cr%)/20 + Ni%/60 + Mo%/15 + V%/10 + 5B%。
(1) 碳(C): 0.05-0.1%
C的含量如果大于0. 1%，則可焊性變差，而如果小于O. 05%,則為 50%體積分?jǐn)?shù)的粒狀貝氏體組織，從而難以確保900MPa以上的屈服強(qiáng)度。
(2) 珪(Si): 0.01-0.5%
為脫氧和提高強(qiáng)度而添加，添加量小于0. OP/。時(shí)脫氧效果不充分， 添加量大于0. 50%,則韌性和可焊性降低。
(3) 錳(Mn): 1.5-2.5%
補(bǔ)償因C含量低而降低的硬化能，從而促進(jìn)貝氏體組織的形成，為 提高強(qiáng)度而添加至1. 5%以上，為防止韌性和可焊性降低及偏析而限制在 2. 5%以下。
(4) 鎳(Ni): 0. 5%以下
盡管是有效提高強(qiáng)度和韌性的元素，但大量添加會(huì)使成本增加，因 此為減少熱軋中Cu的產(chǎn)生表面裂紋的有害作用，而少量添加至0. 5%以下。
(5) 銅(Cu): 1.0-2.0%
作為實(shí)現(xiàn)本發(fā)明重要特征的合金元素，起提高強(qiáng)度和韌性的作用。 以增加固溶強(qiáng)化及析出強(qiáng)化效果為目的，添加至1.0%以上，然而因其過 量會(huì)使可焊性降低，因此將其限制在2. 0%以下。
(6) 鉻(Cr): 0. 5%以下
與Mn同樣地為在低C含量下確保足夠的硬化能而添加，大量添加時(shí) 會(huì)降低韌性和可焊性，因此將其限制在0. 5%以下。
(7) 鉬(Mo): 0. 5%以下
增加硬化能的元素，大量添加會(huì)降低韌性和可焊性，因此將其限制 在0. 5%以下
(8) 鈮(Nb): 0.01-0.05%
在熱軋中使碳化物或氮化物析出，使奧氏體晶粒細(xì)化，從而提高強(qiáng) 度和韌性。添加量在0. 01%以下時(shí)效果非常小，添加量大于0. 05。/n時(shí)^f吏初 性降低。
(9) 釩(V): 0.01-0.1%
形成碳化物或氮化物，有利于增加強(qiáng)度。添加量小于0, 01%時(shí)效果 弱，大于0. 10%時(shí)降低韌性和可焊性。
(10) 鈥(Ti): 0.01-0.03%
添加量在0. 01%以上時(shí)形成析出物，從而有利于提高強(qiáng)度，但大于 0. 03%時(shí)會(huì)使析出物粗化而使韋刃性降低。
(11) 鋁(Al): 0. 05%以下
作為脫氧劑被添加，若添加量大于0. 05%，則使鋼的清潔度和韌性 降低。
(1"其它不可避免地添加的雜質(zhì)磷(P)、硫(S)、氮(N)等，優(yōu)選最 少化。此時(shí)，不可避免地添加的雜質(zhì)中，不包括硼(B)。
根椐本發(fā)明的復(fù)合貝氏體鋼材，由于基本上不包括B,因此無需為 調(diào)節(jié)硬化能而將B的含量調(diào)至數(shù)ppm單位。此外上述鋼材優(yōu)選Ceq在 0. 3-0. 6、 Pcm在0. 3以下。<復(fù)合貝氏體鋼材的制造方法〉
圖l是根據(jù)時(shí)間和溫度，對(duì)本發(fā)明的復(fù)合貝氏體高強(qiáng)度及高韌性鋼 材的制造工藝進(jìn)行說明的圖表。
參照?qǐng)D1，復(fù)合貝氏體鋼材的制造方法是將具有如下組成的鋼的板
坯在通常1，150。C以上再加熱2小時(shí)左右，所述板坯以重量％計(jì)含有 C: 0. 05-0. l%、Si: 0. Ol-O. 5%、Mn: 1. 5-2. 5%、Ni: 0. 5。/。以下、Cu: 1. 0-2. 0%、 Cr: 0. 5%以下、Mo: 0. 5%以下、Nb: 0. 01-0. 05% 、 V: 0. 01—0. 1% 、 Ti: 0. 01-0. 03%、 Al: 0. 05°/。以下、余量為鐵和其它不可避免的雜質(zhì)。此后， 在奧氏體再結(jié)晶化的溫度及以下進(jìn)行熱軋。這相當(dāng)于受控軋制階段。將 經(jīng)過熱軋的鋼材以20。C/秒以上的速度淬冷至40(TC以下。這相當(dāng)于快速 冷卻階段。接下來使經(jīng)過冷卻的鋼材空冷至常溫。
在上述受控軋制階段中，將經(jīng)過再加熱的鋼的板坯，在奧氏體再結(jié) 晶化的溫度及以下，分別施加50%以上的應(yīng)力載荷進(jìn)行熱軋。其原因在于， 在快速冷卻前使奧氏體晶粒細(xì)化，使奧氏體內(nèi)部產(chǎn)生諸如位錯(cuò)或變形帶 的缺陷，通過促進(jìn)奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變，使最終的顯微組織的晶粒尺 寸得以減小，從而使強(qiáng)度和韌性得到提高。此時(shí)全部熱軋?jiān)贏n以上的溫 度下完成。
快速冷卻階段是將經(jīng)過熱軋的鋼材在Ar3以上的溫度下，以20°C/ 秒以上的速度淬冷至400X:以下的過程。在上述過程期間，主要從奧氏體 形成粒狀貝氏體和退化上貝氏體，隨著淬冷的終止溫度，部分形成下貝 氏體和馬氏體。此后的冷卻階段是使經(jīng)過淬冷的鋼材空冷至常溫的階段， 在此過程中主要形成下貝氏體。
通過如上過程制造的顯微組織，是由粒狀貝氏體、退化上貝氏體、 下貝氏體三相構(gòu)成的復(fù)合貝氏體組織，其粒狀貝氏體的體積分?jǐn)?shù)為 40-60%。
上述粒狀貝氏體包括島狀馬氏體(MA, mar tens ite-austenite constituent)相，并且由等軸形態(tài)的貝氏體晶粒構(gòu)成。另一方面，其余 退化上貝氏體和下貝氏體在形成粒狀貝氏體之后，主要在上述快速冷卻 階段或常溫冷卻階段形成。上述退化上貝氏體與通常的上貝氏體不同， 已知在板條形態(tài)的貝氏體晶粒之間有碳濃縮的殘留奧氏體或馬氏體或者
8諸如MA相的多種金屬相。上述下貝氏體如通常所知的，在板條形態(tài)的貝 氏體晶粒內(nèi)部，析出有微細(xì)M的碳化物。
根據(jù)如上述說明的本發(fā)明，可在降低昂貴的合金元素的添加量的同 時(shí)無B的添加地含有l(wèi). 0-2. 0重量°/。的銅，從而可能制造出由粒狀貝氏體、 退化上貝氏體、下貝氏體構(gòu)成的三相復(fù)合貝氏體高強(qiáng)度及高韌性鋼材。
以下將通過實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行更詳細(xì)的說明。
實(shí)施例
表1示本發(fā)明使用的發(fā)明材料，以及可與上述發(fā)明材料作比較的比 較材料的化學(xué)組成、冷卻速度及冷卻結(jié)束溫度。表2對(duì)表1的發(fā)明材料 和比較材料的機(jī)械性能進(jìn)行了比較。圖2示根據(jù)本發(fā)明實(shí)施例的復(fù)合貝 氏體高強(qiáng)度及高韌性鋼材的顯微組織的一個(gè)例子的照片。
根據(jù)表1,由發(fā)明材料1及2和比較材料3至7的合金如所記栽的 一樣組成的100mm厚度的鋼材，在1，150'C下進(jìn)行2小時(shí)左右的再加熱 后，在奧氏體再結(jié)晶化的溫度及以下，分別施加60%左右的應(yīng)力栽荷，熱 軋至15mm厚度。接下來，將上述經(jīng)過熱軋的板材在Ar3以上的溫度下， 以20'C/秒以上的速度冷卻至500'C以下，之后空冷，制造樣片。
使用如上述制造的樣片，在常溫下測(cè)定強(qiáng)度和夏比V型缺口沖擊能， 其結(jié)果如表2所示。
表1
類合 金成分(重量%)冷卻 速度冷卻 結(jié)束
別序 號(hào)CSiNiCuCrMoNbVTiAlFe(C/ 秒)溫度 ('c)
發(fā)10. 0690. 241. 870. 301. 500. 200. 200. 0280- 0560. 0160. 022bal.29綱
明
材20, 0680. 251, 900. 301. 540, 200. 210. 0290. 0560, 0160. 024bat.33325
料
比 較 材 料0. 0690. 241. S80. 301, 490. 200. 200. 0280. 0560. 0150. 025bal.28465
40. 0700. 241. 860. 290. 480. 200. 200. 0280， 0550. 0160. 027bal.30230
0. 0690. 251, 900. 300. 500, 200. 200. 0280. 0560, 0160. 022bal.28290
60. 0700. 241. 840. 29—0. 200. 190. 0270. 0550, 0150. 027bal.27245
70. 0700. 241. 850. 290， 200. 200. 0270. 0560. 0150. 024bal.18385
9表2
類別合金序號(hào)冷卻速度 (x:/秒)冷卻結(jié)束 溫度ra屈服強(qiáng)度 (MPa)拉伸強(qiáng)度 (MPa)屈服比沖擊能(J)
發(fā)明材料1293007029380. 75113
2333257669780. 78127
3284656808090. 8489
4302306058280. 73129
比較材料5282906298520. 74149
6272455898180. 72171
7183855497380. 74174
圖2示為制造根據(jù)本發(fā)明的復(fù)合貝氏體高強(qiáng)度高韌性鋼材而淬冷至 約3001C制成的發(fā)明材料1的代表性顯微組織。
根據(jù)圖2，發(fā)明材料l由粒狀貝氏體、退化上貝氏體、下貝氏體的 三相構(gòu)成的復(fù)合貝氏體組織組成，粒狀貝氏體的體積分?jǐn)?shù)為40-60°/。。
從上述表2可知，發(fā)明材料1至2,其拉伸強(qiáng)度在900MPa以上，沖 擊能在100J以上，強(qiáng)度與韌性的組合優(yōu)良。盡管符合本發(fā)明的組成范圍， 但冷卻結(jié)束溫度超出本發(fā)明的冷卻結(jié)束溫度，達(dá)到4 0(TC以上的比較材料 3，由粒狀貝氏體和退化上貝氏體雙相組成，其拉伸強(qiáng)度在900MPa以下， 沖擊能在100J以下，表現(xiàn)出很差的強(qiáng)度與韌性的組合。
此外，盡管Cu的含量超出本發(fā)明的組成范圍而達(dá)到1. 0重量％以下， 通過淬冷至400'C以下的冷卻結(jié)束溫度制成的比較材料4至7,其粒狀貝 氏體的體積分?jǐn)?shù)表現(xiàn)出70%以上，盡管沖擊能高達(dá)120 - 140J左右，但 4立伸強(qiáng)度卻遠(yuǎn)不及900MPa。
因此，根據(jù)本發(fā)明，為了確保拉伸強(qiáng)度在900MPa以上、沖擊能在 100J以上的機(jī)械性能，需將Cu的含量設(shè)為1. 0-2. 0重量％、冷卻結(jié)束溫 度設(shè)為400C以下進(jìn)行制造，從而形成由粒狀貝氏體、退化上貝氏體、下 貝氏體的三相構(gòu)成的復(fù)合貝氏體組織。
綜上所述，盡管本發(fā)明列舉優(yōu)選實(shí)施例進(jìn)行了詳細(xì)說明，但本發(fā)明 并不局限于上述實(shí)施例，并且本領(lǐng)域技術(shù)人員可以在本發(fā)明技術(shù)思想的 范圍內(nèi)做出許多改變。
10
權(quán)利要求
1.含銅復(fù)合貝氏體鋼材，其特征在于，以重量％計(jì)包含C0.05-0.1％、Si0.01-0.5％、Mn1.5-2.5％、Ni0.5％以下、Cu1.0-2.0％、Cr0.5％以下、Mo0.5％以下、Nb0.01-0.05％、V0.01-0.1％、Ti0.01-0.03％、Al0.05％以下、余量為鐵和其它不可避免的雜質(zhì)；且Ceq為0.3至0.6，Pcm約為0.3以下，由粒狀貝氏體、退化上貝氏體、下貝氏體三相構(gòu)成。
2. 權(quán)利要求1的含銅復(fù)合貝氏體鋼材，其特征在于，所述粒狀貝氏 體的體積分?jǐn)?shù)為40-60%。
3. 含銅復(fù)合貝氏體鋼材的制造方法，其特征在于包括 將具有如下組成的板坯加熱至1， 150。C以上的再加熱階段，所述板坯以重量°/。計(jì)含有C: 0. 05-0. 1%、 Si: 0. Ol-O. 5%、 Mn: 1. 5-2. 5%、 Ni: 0. 5% 以下、Cu:l.O-2. 0%、 Cr: 0. 5%以下、Mo: 0. 5%以下、Nb: 0. 01-0. 05%、 V: 0.01-0.1%、 Ti: 0. Ol-O. 03%、 Al: 0. 05%以下、余量為鐵和其它不可避 免的雜質(zhì)，且Ceq(含碳量)為0. 3至0. 6， Pcm(焊接裂紋敏感性指數(shù))約 為0. 3以下；將上述經(jīng)過再加熱的板坯，在奧氏體再結(jié)晶化的溫度及以下進(jìn)行熱 軋的受控軋制階段；將上述經(jīng)過熱軋的鋼材，以201C/秒以上的速度淬冷至400'C以下的 快速冷卻階段；及將上述經(jīng)過冷卻的鋼材空冷至常溫的冷卻階段。
全文摘要
揭示了在使昂貴的合金元素的添加量最小化的同時(shí)，無B添加、成本低、可焊性優(yōu)良的高強(qiáng)度及高韌性鋼材及其制造方法。所述鋼材及方法，以重量％計(jì)，包括C0.05-0.1％、Si0.01-0.5％、Mn1.5-2.5％、Ni0.5％以下、Cu1.0-2.0％、Cr0.5％以下、Mo0.5％以下、Nb0.01-0.05％、V0.01-0.1％、Ti0.01-0.03％、Al0.05％以下、余量為Fe和其它不可避免的雜質(zhì)，Ceq為0.3至0.6，Pcm約為0.3以下，制造出由粒狀貝氏體、退化上貝氏體、下貝氏體三相構(gòu)成的鋼材。關(guān)鍵詞銅、復(fù)合貝氏體、高強(qiáng)度、高韌性、可焊性、鋼材。
文檔編號(hào)C21D8/02GK101586219SQ20091013460
公開日2009年11月25日 申請(qǐng)日期2009年4月2日 優(yōu)先權(quán)日2008年5月23日
發(fā)明者李昌吉, 李泰昊, 黃昞哲 申請(qǐng)人:韓國(guó)機(jī)械研究院