专利名称：双相钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种双相钢板及其制造方法，具体涉及一种使得用于汽车外板及内板 的钢板具有耐冲击性、低屈服应力、高Ri值(Lankford系数)以及高成形性的技术。
背景技术：
由于大部分汽车用钢板采用冲压成形，因此要求钢板具有良好的冲压成形性能。 为此，需要具备强延展性以及高Ri值。即，用于汽车的钢板是一种高张力钢板，所以，延展 性强且Ri值高尤为重要。可是，为了满足汽车用钢板重量轻以及乘客安全性的要求，需要增加高张力钢板 中Si及Mn等合金成分的添加量，因此出现了钢板成形性及电镀特性显著降低等弊端。所 以，生产符合上述所有要求的汽车用钢板面临很多阻碍。而且，用于汽车的钢板需要具备很高的耐腐蚀性。所以，一直将耐腐蚀性强的热浸 镀锌钢板用作汽车钢板。热浸镀锌钢板是通过采用在同一工序中实施再结晶退火及镀锌的 连续热浸镀锌设备制造而成的，所以，耐腐蚀性强，制造成本低。而且，热浸镀锌之后再次加 热而成的合金化热浸镀锌钢板具有很好的耐腐蚀性以及焊接性和成形性，从而使用范围极 其广泛。如上所述，要使汽车车身重量变轻同时增强车身强度，需要开发出成形性非常好 的高张力冷轧钢板，而且需要通过连续热浸镀锌步骤制造出耐腐蚀性强的高张力热浸镀锌 钢板。最近，在减轻汽车重量以及提高汽车质量的过程中，正在加紧步伐提高汽车构成 部件和汽车外板的强度。为了在汽车外板使用强度高的钢板来降低与外部物体发生冲撞时 出现的外板损坏程度，需要开发出耐冲击性优秀的高强度钢板。而且，由于汽车外观需要精确成形，因此需要开发出一种喷涂前因硬度低易于成 形而喷涂后硬度得到增强的烘烤硬化钢(BakeHardening，以下简称为BH钢)。目前，BH钢 的抗拉强度(TS)达到了 350 450Mpa左右。制造具备软质铁素体及硬质马氏体双相结构的钢板的方法是制造出具有良好成 形性的高张力热浸镀锌钢板的具有代表性的现有技术，该现有技术公开了提高延伸率(El) 和Ri值(Lankford系数)的热浸镀锌钢板的制造方法。可是，上述现有技术需要添加大量 Si而很难保证镀锌品质的优秀性，且由于需要添加大量Ti等而制造成本高。
发明内容
为了解决上述问题，本发明的目的在于提供一种具有双相且成形性好、烘烤硬化 性好、耐冲击性强以及Ri值高、喷涂特性优秀的高强度双相钢板及其制造方法。本发明的技术方案在于本发明双相钢板是一种汽车的外板及内板材料，其特征在于该双相钢板由C 0. 05 0. 10 重量比(wt% ) ,Si 0. 03 0. 50 重量比、Mn 1. 50 2. 00 重量比、P:0 0. 03重量比(不包括0)、S :0 0. 003重量比(不包括0)、A1 0. 03 0. 50重量比、Cr 0. 1 0. 2重量比、Mo 0. 1 0. 20重量比、Nb 0. 02 0. 04重量比、B 0 0. 005重量比(不包 括0)、N :0 0. 01重量比(不包括0)、其余Fe以及其它必需不纯物组成，且具备440 590Mpa抗拉强度(TS)。这里，所述双相钢板具有270Mpa及以上的屈服应力(YS)、28 %延伸率(El)、 0. 15 0. 2加工硬化指数(η)以及1. 0 2. ORi值(Lankford系数)。而且，本发明双相钢板制造方法制造汽车的外板及内板材料，其特征在于包括 重新加热由C 0. 05 0. 10重量比、Si 0. 03 0. 50重量比、Mn 1. 50 2. 00重量比、P 0 0.03重量比(不包括0)、S :0 0.003重量比(不包括0)、Α1 :0. 03 0. 50重量比、 Cr 0. 1 0. 2重量比、Mo 0. 1 0. 20重量比、Nb 0. 02 0. 04重量比、B :0 0. 005重 量比(不包括0)、N :0 0. 01重量比(不包括0)、其余Fe以及其它必需不纯物组成的钢 板坯的步骤、对大于所述钢板坯实施热轧而形成热轧钢卷的步骤、盘绕所述热轧钢板而形 成热轧钢卷的步骤、盘绕所述热轧钢卷且实施酸洗及冷轧而形成冷轧钢板的步骤以及退火 热处理所述冷轧钢板而形成具备双相的退火钢板的步骤；该双相钢板制造方法实施热浸镀 锌及合金化工序。这里，所述钢板坯是先炼钢准备出熔融钢然后再通过铸锭或者连续铸造而成。所 述重新加热步骤在1150 1250°C温度环境下加热1. 5 3. 5小时，所述热轧步骤在800 900°C温度环境下分成5个阶段(pass)实施。所述盘绕温度介于550 650°C之间，所述冷 轧步骤的轧制压缩比介于50 80%之间。而且，所述退火热处理在连续退火步骤实施。所 述连续退火步骤包括以10 20°C /sec加热到750 850°C且退火100秒 110秒的步骤 和实施所述退火之后立即以3 15°C /sec冷却到460 540°C的步骤以及在上述460 540°C温度环境下实施100秒 200秒过时效处理的步骤。实施所述退火热处理之后，在 480 560°C温度环境下还实施热浸镀锌工序。另外，所述双相钢板制造方法实施所述连续退火步骤的速度(LineSpeed ;L/S)以 80 200mpm为准。本发明的技术效果在于如上所述，本发明双相钢板具有由铁素体和马氏体组成的双相且抗拉强度达到 440 590MPa，保证高强度和优秀的成形性、烘烤硬化性及耐冲击性。除此之外，还可以抑 制表面粗糙度的增大且提供表面没有缺陷的喷涂特性。因此，利用本发明双相钢板的材料不仅可以通过减少厚度来减轻重量，还可以通 过增强耐冲击性和降低弯曲发生率来提高质量。
图1是说明由根据本发明的双相钢板的组成体系而定的烘烤硬化特性的代表性 图表；图2是说明本发明添加Al时电镀性(可湿润性)效果的照片；图3是本发明双相钢板退火之后的照片。
具体实施例方式目前现有的BH钢是通过调整极低碳素钢中的固溶碳(C)的含量而制成以展现烘 烤硬化特性的钢材，该BH钢的强度很难高于目前所能达到的抗拉强度(TS)440MPa。这是 因为该BH钢是由铁素体单相组成从而很难进一步提高强度，而且不能只依据铁素体单相 内的固溶碳(C)取得较高的BH值。由于极低碳素BH钢的BH值与汽车的体积呈反比，很难 综合加工硬化和烘烤硬化的技术来增强汽车外板的强度，同时也不能防止由于碳(C)和氮 (N)经过一段时间后出现老化的现象。 为了解决以上问题，本发明使用并非铁素体单相而是共存多种相区的MP钢 (multi-phase)。MP钢(multi-phase)可以通过最大限度增强BH特性来制造出比BH钢强度高且性 能更加优秀的钢板，它包括TRIP钢和DP钢。可是，该MP钢主要用于结构性部件，极少用于 汽车的外板。由于这里使用的外板的另一面将成为内板，在此认为外板和内板均可以使用 该MP钢。因此，本发明通过调整内含在DP钢里的组分比率且限定加工条件，从而加工出具 有良好成形性能且BH值高的高强度汽车外板及内板材料。本发明最大限度降低钢材中不纯物元素中阻碍钢板的延展性、焊接性及电镀性 (可湿润性)的Si的含量，且通过调整Al的含量来提高电镀性(可湿润性)。这里，Si是稳定铁素体的元素，它可能会降低机械特性。因此，将与Si的效果相 同的Al加入钢材中，加入的量使得铸造时不堵塞喷嘴，并且同时控制AlN的含量。添加Al 可以产生清理铁素体的效果，并且通过在热处理过程中增加碳以及其他铁素体晶界内的化 学成分的含量，同时通过在快速冷却下增强马氏体的淬透性来推迟奥氏体相变为珠光体的 速度，从而提供了在双向区域内的稳定的奥氏体和铁素体部分。而且，可以通过添加Mo来提高铁素体的细化程度以及强度。这里，可以进一步添 加Al和Cr来取得更稳定的铁素体及马氏体相区。因此，本发明双相钢板具备符合要求的 物理特性，并且成形性得以提高。另外，将N控制在0 0.01(不包括0)重量比(wt%)范围内时，该元素可以稳定 奥氏体，从而在冷却过程中促进马氏体相变，且通过提高含在马氏体内的N来提高强度，从 而在保持相同强度的同时还可以提高钢的延伸率。而且，喷涂之后，通过固溶N也可以增强 烘烤硬化性。本发明将N控制在0 0.01 (不包括0)重量比范围内，抑制了由于添加大量 Al而形成AlN的现象并使经热轧之后的强度提高，保证了用于需要具备高强度及高韧性的 汽车外板。本发明将适量N添加到钢板中以增强烘烤硬化性且提高BH值，从而制造出具有 优异的成形性和烘烤硬化性的钢板。以下参考附表及附图详细说明本发明双相钢板及其制造方法。本发明双相钢板由以下化学成分组成，从而提高了屈服应力(YS)、抗拉强度(TS) 及延伸率(El)等物理特性。本发明中钢的组成成分如下。主要化学成分-碳(C):0· 05 0. 10 重量比碳(C)是稳定奥氏体的元素，使热轧钢卷中珠光体组织及铁素体内的碳化物达到 最低且使晶粒细化。部分熔融且在冷轧钢板的退火过程中再次溶解的复合沉淀物变成了10 30μm的细晶粒或者晶界。另外，建议将马氏体(Martensite)限制在20%以下。可 以改进结构以提供良好的可成形性的最佳碳含量介于0. 05 0. 10重量比之间。碳(C)的含量未达到0.05重量比时，由于不能在临界温度范围内获得稳定的奥氏 体，从而冷却之后不能产生适量马氏体成分而很难保证强度。碳(C)的含量超过0.10重 量比时，不能保证延展性并且会降低焊接性。因此，优选地，本发明将碳(C)的含量限制在 0. 05 0. 10重量比范围内。-硅(Si)0. 03 0. 50 重量比硅(Si)是稳定铁素体的元素。硅通过强化固溶来提高钢的强度。当以640 820°C温度进行退火处理时，硅抑制了渗碳体沉析且促进了奥氏体中的碳的提高，从而在冷 却时提高了马氏体的成形率，同时提高了延展性。硅(Si)的含量未达到0. 03重量比时，会降低上述稳定奥氏体的效果，而硅(Si) 的含量超过0. 50重量比时，会降低表面粗糙度从而更容易形成Si氧化物，明显降低了可焊 接性和可湿润性。因此，优选地，本发明将Si的含量限制在0. 03 0. 50重量比范围内。-锰(Mn):1· 50 2. 00 重量比锰(Mn)是稳定奥氏体的成分，当退火处理之后冷却到460 540°C时，可以阻碍奥 氏体相变为珠光体，因此，冷却到常温时可以形成稳定的马氏体组织。该成分通过强化固溶 来提高强度的同时，在钢中与硫(S)结合而形成MnS内含物，从而防止钢板坯产生热裂。锰(Mn)的添加量未达到1.50重量比时，很难阻碍奥氏体相变为珠光体 (pearlite)，而锰(Mn)的添加量超过2. 0重量比时，会明显地提高钢板的价格，同时也会降 低焊接性、成形性和电镀性。因此，优选地，本发明将锰(Mn)的含量限制在1. 50 2. 00重 量比范围内。-铬(Cr):0· 1 0. 2 重量比铬(Cr)是通过提高淬透性来有效地形成稳定低温相变状态的元素。铬(Cr)元素 还可以使碳化物细化、使球体的形成速度减缓、抑制晶粒扩大、增强铁素体性能等。除此之 外，还可以在焊接时有效地抑制热影响区(HAZ)的软化。铬(Cr)的添加量未达到0. 1重量比时，由于与碳(C)之间的结合过少，很难实施 再固溶。铬(Cr)的添加量超过0.2重量比时，热影响区的硬度会过高。因此，优选地，本发 明将铬(Cr)的添加量限制在0. 10 0. 20重量比范围内。-铝(Al)0. 03 0. 50 重量比铝(Al)用于脱氧，是一种与硅(Si) —样用于抑制渗碳体的沉析且稳定奥氏体的 元素。由于该元素可以使热轧钢卷的晶界和碳化物细化，并且可以将钢中不需要的固溶氮 (N)沉析成A1N，因此可以提高钢板强度。铝(Al)的添加量未达到0. 03重量比时，不能起到稳定奥氏体的效果。如果铝(Al) 的添加量超过0. 50重量比，在制造钢板时会发生喷嘴堵塞的问题，且在铸造时由于Al氧化 物等会产生热脆，从而导致产生龟裂且降低了延展性。因此，优选地，本发明将铝(Al)的含量限制在0.03 0.50重量比范围内，以便在 高温区域内产生晶界隔离。-磷(P)0. 03重量比及以下磷(P)通过强化固溶提高强度。如果与Si同时添加，在实施退火的过程中维持640 820°C时，可以抑制渗碳体的沉析且促进奥氏体内碳的增多。该元素要添加0. 03重 量比及以下。此时，上述“以下”表示存在最少添加量，意指“超过0”。磷⑵的含量超过0.03 重量比时，会引起是否需要2次加工的问题，且降低镀锌的粘附性和合金特性。因此，本发 明将磷(P)的含量限制在0.03重量比及以下。-钼(Mo)0. 10 0. 20 重量比钼(Mo)在热轧之后的冷却过程中实施复合沉析。由于熔融温度低，因此加入钼可 以使得与钼结合在一起的碳再次熔融并在退火的过程中再次溶解于复合沉淀物中。钼(Mo) 可以使铁素体晶粒细化的同时，在双相区域形成铁素体晶界，并且在稳定区域内形成增多 了的马氏体，从而形成活动的位错。而且，钼可以通过使晶粒细化的过程中对于强度的形成 产生影响，从而即使使晶粒细化，也不会降低延展性，同时可以保证强度。因此，钼(Mo)的含量未达到0. 10重量比时，不会产生上述效果。钼(Mo)的含量 超过0. 20重量比时，不仅制造费用变高，还给铸造带来阻碍。-铌(Nb):0· 02 0. 04 重量比铌(Nb)用于热轧和冷轧之后实施退火过程中进行再熔解，使得与铌(Nb)结合的 碳再次溶解在复合沉析物中，从而使晶粒细化且通过形成复合沉析物而形成马氏体。因此，铌(Nb)的含量低于0. 02重量比时不能取得上述效果。铌(Nb)的含量超过
0.04重量比时，制造费用变高且马氏体的形成率低于复合碳化物的形成率，在制造双相钢 时会面临阻碍。-硼(B):0. 005重量比及以下硼(B)是形成马氏体的元素，该元素添加少量也可以提高淬透性。此时，上述“以 下”表示存在最少添加量，意指“超过0”。因此，如果硼(B)的含量超过0.005重量比，则会形成大量马氏体，从而很难确保 所期望的延展性。具有上述组分的钢板坯通过先炼钢准备出熔融钢然后再通过铸锭或者连续铸造 而成。通过热轧工序、盘绕工序、冷轧工序、退火工序及热浸镀锌工序将上述钢板坯制作成 具有目标特性的钢板。以下具体说明各个工序应具备的制造条件。热轧工序热轧上述钢板坯时，首先，优选地，将钢板坯在1150 1250°C温度环境下再加热
1.5 3. 5小时。完成热轧的温度要达到Ar3变形温度以下。完成热轧之后，通过冷却使热轧组织 细化。这里，优选地，当在Ar3变形温度或以下完成热轧时，以本发明适用的完成热轧温度 910°C为准，介于800 900°C温度范围之内。而且，优选地，分成5个阶段(pass)实施。如果完成轧钢的温度低，热轧会在奥氏体区域或更小的区域内完成，从而由于晶 粒的非对称使得拉拔性能降低。因此，需要以适当的轧钢温度实施热轧以获得超细的热轧组 织。热轧之后，优选地，使用高压除鳞装置或者采用性能较强的酸进行酸洗从而为表面除鳞。盘绕工序本发明在550 650°C温度环境下盘绕上述热轧钢板，且在盘绕状态下平稳地形 成碳化物来最大限度降低固溶碳且沉析A1N，从而使固溶氮的形成达到最小化。所述盘绕温度是实施冷轧及再结晶热处理之后取得最佳机械性物理特性的温度。该盘绕温度低于 550°C时，由于贝氏体或者马氏体组织，很难实施冷轧。而该盘绕温度超过650°C时，由于最 终超细组织变粗糙，很难制造出高强度钢板。冷轧工序本发明将上述热轧钢卷展开并进行酸洗之后实施冷轧。此时，优选地，将冷轧冲压 率设定为50 80%。冷轧改变热轧组织，而其变形能量将成为再结晶过程的能量。冷轧 冲压率未达到50%时，上述变形效果不显著，而冷轧冲压率高于80%时，很难实施冷轧。而 且，在实施轧钢的过程中，从热轧钢卷分离出复合沉析物且在再结晶初始过程进一步提高 集合组织结构的性能。因此，可能会降低拉伸性能，使钢板的边缘出现龟裂，出现钢板破裂 的可能性增高。因此，优选地，本发明将冲压率限制在50 80%范围内。退火热处理及热浸镀锌工序本发明实施冷轧之后，对于已轧钢的钢板实施再结晶退火处理。此时，优选地，在 连续退火生产线上(CAL Continuous Annealing Line)实施退火。这里，连续退火生产线 可以是包括连续镀锌生产线(CGL Continuous Galvanizing Line)或者连续立式镀锌生产 线(CVGL :Continuous Vertical Galvanizing Line)的复合生产线。退火通过提高再结晶和晶粒的性能来提高组织结构的性能，从而提高拉伸性能， 同时通过对超细的复合沉析物再熔融进而分离出固溶碳。退火热处理在Acl变形温度和 Ac3变形温度之间的某一温度下实施，从而形成具有铁素体和奥氏体的双相结构。符合以上条件的连续退火步骤包括以10 20°C /sec的加热速度加热到750 850°C为止且退火处理100 110秒的步骤、在实施退火的过程中以3 15°C /sec的冷却 速度冷却到460 540°C的步骤以及在上述460 540°C温度环境下实施100 200秒过 时效处理的步骤。其次，实施退火热处理工序之后，还可以实施热浸镀锌工序。优选地，该步骤在 480 560°C温度环境下实施为宜。上述连续退火步骤的合金化度(Fe% )只有在480 560°C热浸镀锌温度范围内 才能达到8 15%范围。此时，合金化时间要限制在2分钟以内。合金化时间超过2分钟时，贝氏体或者碳化物的过量沉析会降低物理特性。合金 化度(Fe% )未达到8%时会失去热浸镀锌工序的实施意义。如果合金化度超过15 %，加工时会出现粉末化(Powdering)和剥落情况 (Flaking)变严重的现象。如上所述，优选地，将本发明连续退火步骤的实施速度(LineSpeed ；L/S)设定在 80 200mpm范围内。实施连续退火步骤的速度未达到SOmpm时，由于制造速度过于缓慢很 难形成马氏体，而实施连续退火步骤的速度超过200mpm时，由于制造速度过块，实施热浸 镀锌之后进行加热时，Zn-Fe的扩散状态不良。而且，由于可以通过一个生产线中完成连续退火和热浸镀锌(CAL/CGL)，因此控制 热处理时间和温度的复合步骤实施起来更容易。以下进一步详细说明上述工序中退火工序。首先，用SS(SoakingSecti0n)表示 实施退火工序的步骤，用SPM(Skin Pass Mill)表示实施平整轧制的工序，用GJS(Gas Jet Section)表示1次冷却工序步骤，用RQS(Roll Quenching Section)表示2次冷却工序步骤，用OAS (OverAging Section)表示过时效处理步骤，用GA (Galvannealed)表示热浸镀锌步骤。经过上述步骤制造出镀锌粘附性及表面特性优秀且钢铁组织中马氏体的体积率 介于5 20%范围并具有440 590Mpa级别抗拉强度(TS)、28 32%延伸率(El)及 0. 15 0. 2Ri值等优异特性的双相钢合金化热浸镀锌钢板。以下将通过上述工序得到的由双相钢板制成的经退火的钢板以及经热浸镀锌的
钢板称作“热处理钢板”。表1列出了本发明热处理材料的化学成分特性。
权利要求
1. 一种双相钢板，其特征在于，该双相钢板作为汽车外板及内板材料，包括的组分及相 应的重量比为 C 0. 05 0. 10、Si 0. 03 0. 50、Mn 1. 50 2. 00、P :0 0. 03 (不包括 0)、S :0 0. 003 (不包括 0)、A1 0. 03 0. 50,Cr 0. 1 0. 2、Mo 0. 1 0. 20,Nb 0. 02 0. 04、B :0 0. 005 (不包括0)、N :0 0. 01 (不包括0)、其余Fe以及其它必需不纯物；该 双相钢板的抗拉强度为440 590Mpa，且主相是铁素体，第二相是容积比为5 20%的马 氏体，且内含容积比为0%以上(不包括0)且5%以内的贝氏体。
2.根据权利要求1所述的双相钢板，其特征在于，所述双相钢板的屈服应力是270Mpa 及以上。
3.根据权利要求1所述的双相钢板，其特征在于，所述双相钢板的延伸率是28%及以上。
4.根据权利要求1所述的双相钢板，其特征在于，所述双相钢板的加工硬化指数介于 0. 15 0. 20范围之内。
5.根据权利要求1所述的双相钢板，其特征在于，所述双相钢板的Ri值介于1.0 2. 0 范围之内。
6.一种双相钢板制造方法，其特征在于制造汽车的外板及内板材料，包括重新加热 由C 0. 05 0. 10重量比、Si 0. 03 0. 50重量比、Mn 1. 50 2. 00重量比、P 0 0. 03 重量比(不包括0)、S :0 0. 003重量比(不包括0)、A1 0. 03 0. 50重量比、Cr 0. 1 0. 2重量比、Mo 0. 1 0. 20重量比、Nb 0. 02 0. 04重量比、B 0. 005重量比以下、N 0 0.01重量比(不包括0)、其余Fe以及其它必需不纯物组成的钢板坯的步骤、对所述钢板坯 实施热轧而形成热轧钢卷的步骤、盘绕所述热轧钢板而形成热轧钢卷的步骤、盘绕所述热 轧钢卷且实施酸洗及冷轧而形成冷轧钢板的步骤以及退火热处理所述冷轧钢板而形成具 备双相的退火钢板的步骤；所述退火热处理在连续退火步骤实施，而所述连续退火步骤以 10 20°C /sec的加热速度加热到750 850°C且退火100 110秒的步骤、实施退火之后 立即以3 15°C /sec的冷却速度冷却到460 540°C的步骤以及在上述460 540°C温度 环境下实施100 200秒过时效处理的步骤。
7.根据权利要求6所述的双相钢板制造方法，其特征在于，所述钢板坯通过浇铸或者 连续铸造炼钢工序中的溶钢制造后所述钢锭而成。
8.根据权利要求6所述的双相钢板制造方法，其特征在于，所述再加热步骤在1150 1250°C温度环境下维持1. 5 3. 5小时。
9.根据权利要求6所述的双相钢板制造方法，其特征在于，所述热轧步骤在800 900°C温度范围内分成5个阶段实施。
10.根据权利要求6所述的双相钢板制造方法，其特征在于，所述盘绕温度介于550 650°C温度范围之内。
11.根据权利要求6所述的双相钢板制造方法，其特征在于，所述冷轧步骤的冲压率介 于50 80%范围之内。
12.根据权利要求6所述的双相钢板制造方法，其特征在于，实施所述退火热处理之 后，在480 560°C温度环境下还实施热浸镀锌工序。
13.根据权利要求6所述的双相钢板制造方法，其特征在于，所述双相钢板制造方法实 施所述连续退火步骤的速度以80 200mpm为准。
全文摘要
本发明涉及一种具有双相且成形性、烘烤硬化性、耐冲击性强以及Ri值高、喷涂特性优秀的高强度双相钢板及其制造方法，该双相钢板包括C0.05～0.10重量比、Si0.03～0.50重量比、Mn1.50～2.00重量比、P～0.03重量比(不包括0)、S0～0.003重量比(不包括0)、Al0.03～0.50重量比、Cr0.1～0.2重量比、Mo0.1～0.20重量比、Nb0.02～0.04重量比、B0～0.005重量比(不包括0)、N0～0.01重量比(不包括0)、其余Fe以及其它必需不纯物组成，且实施冷轧之后进行热处理及热浸镀锌。
文档编号C22C38/38GK102002639SQ20101020836
公开日2011年4月6日 申请日期2010年6月24日 优先权日2009年8月31日
发明者吴铉云, 文万彬, 朴振圣, 林熙重, 金东垠 申请人:现代Hysco株式会社