高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢及其制备方法 |
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| 申请号 | CN202311566071.3 | 申请日 | 2023-11-22 | 公开(公告)号 | CN117737580A | 公开(公告)日 | 2024-03-22 |
| 申请人 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司; | 发明人 | 余灿生; 常智渊; 郑之旺; 陈燕冬; 邓寓轩; 王敏莉; | ||||
| 摘要 | 本 发明 公开了一种高均匀延伸率780MPa级热 镀 锌 双相 钢 ， 质量 百分比的化学成分为：C：0.10％～0.16％，Si：0.35～0.65％，Mn：1.60％～2.10％，Cr：0.30～0.60％，Nb：0.010～0.030％，P≤0.016％，S≤0.012％，Als：0.02％～0.07％，N≤0.0060％，其余元素是Fe及不可避免的杂质。该高均匀延伸率780MPa级热镀锌 双相钢 的制备方法包括： 冶炼 工序、 热轧 工序、酸轧工序和热镀锌工序。本发明制备方法 净化 了 铁 素体改善铁素体的延展性，获得更低的屈强比和更佳的均匀延伸率。无Mo、Ni等贵重 合金 元素的添加，有利于控制成本。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢，其特征在于，质量百分比的化学成分为： |
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| 说明书全文 | 高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢及其制备方法技术领域背景技术[0002] 为应对全球气候变化问题，控制碳排放是一个重要的策略。汽车工业是碳排放的重要领域，现代汽车工业的发展趋势是在保证安全性能不变的前提下，随着能源和环境问题日益凸显，尽可能轻量化汽车使用材料。通过汽车用钢高强化减薄，从而实现车辆减重被认为是促进汽车工业可持续发展最科学、有效的方法。在高强钢中，双相钢具有良好的强塑性、高加工硬化率等优势，成为应用最为广泛的先进高强度钢。均匀延伸率是材料的一个重要指标，它反映了材料在受力下的变形能力。一般来说，均匀延伸率越大，材料的韧性和延展性就越好，这对于一些需要承受冲击或振动的结构件来说尤为重要。例如汽车的车身和底盘需要具有较高的均匀延伸率，以便在发生碰撞时能够吸收冲击力，保护车内乘客的安全。如何制备出低成本且高成形性能、高安全性能的产品成为迫切需要解决的难题。 [0003] 现有技术1(CN109825768A)公布了一种780MPa级超薄规格热镀锌双相钢及其制备方法，其按重量百分比计的化学成分为：C:0.03％～0.07％，Si:0.001％～0.10％，Mn:1.00％～1.80％，P≤0.012％，S≤0.006％，Al:0.60～1.20％，Nb:0.010～0.050％，Ti: 0.010～0.050％，Cr:0.10～0.30％，Mo:0.20～0.40％，N≤0.004％，Ni≤0.20％，Cu≤ 0.20％，其余为Fe和不可避免的杂质；且C‑0.003×Si+0.014×Mn‑0.040×P‑0.222×S+ 0.023×Ni+0.003×Cu‑0.004×Mo≤0.085；Mo+Cr≥0.30。控制热轧终轧温度820～900℃，且控制热轧板的厚度为0.6～1.6mm；控制带钢的平均冷却速率≥20℃/s，卷取温度为550～ 650℃，控制冷轧压下率控制在30％～70％；热镀锌均热温度为780～850℃，保温时间为30～200s，保温后的带钢进行冷却，冷却速度≥30℃/s，退火炉内露点‑15～‑60℃，炉内氢气含量H2在1～10％，带钢入锌锅时的温度450～500℃，锌液温度450～470℃，锌液铝含量 0.15～0.25％；热镀后冷却时带钢以≥15℃/s的冷速冷却至200℃以下。现有技术1含有较高的Al含量(0.60～1.20％)容易钢水变粘容易堵塞水口，同时Al2O3夹杂偏高导致钢水纯净度下降。此外，较高的Ti(0.010～0.050％)、Nb(0.010～0.050％)元素导致带钢热轧态性能偏高，酸轧机组负荷较重。高Nb、Ti元素导致再结晶温度升高，热镀时热需要更高的锌均工艺成本高；贵重合金Mo元素的添加导致合金成本大幅增加，同时其未对均匀延伸率进行测试。 [0004] 现有技术2(CN 109097705 A)公布了一种800MPa级冷轧热镀锌双相钢及其生产方法，其按重量百分比计的化学成分为：C：0.05％‑0.10％，Mn：1.60％‑2.30％，Als:0.010‑1.0％，Si：0.10％‑0.60％，Nb：0.010‑0.050％，Cr：0.05‑0.30％，Mo：0.05‑0.30％，P≤ 0.015％，S≤0.010％，N≤0.008％，其余为Fe和不可避免的杂质，且贵重金属元素Cr和Mo满足关系式：0.05≤Cr+Mo≤0.30，且C+Si/30+Mn/20≤0.22。钢水浇铸时过热度为15‑30℃，板坯出炉温度1180‑1300℃，加热时间为150min‑300min，热轧终轧温度为850‑950℃，带钢温度≥620℃以上时，带钢的平均冷却速率为≥15℃/s，卷取温度为500‑620℃。带钢冷轧压下率控制在40％‑70％，热镀锌均热温度为760‑840℃，其中温度≤760℃的加热速度≤5℃/s， 760‑840℃保温时间60‑300s，冷却速度≥15℃/s，退火炉内露点0～‑40℃，炉内H2含量为1‑ 5％，H2O/H2≤1.0，带钢入锌锅温度440‑500℃，锌液温度450‑470℃，锌液铝含量0.15‑ 0.25％。现有技术2含有较多贵金属元素Mo和Nb等导致合金成本增加，较高的Al含量(0.60～1.20％)容易钢水变粘容易堵塞水口，同时Al2O3夹杂偏高导致钢水纯净度下降，且其未对均匀延伸率进行测试。 [0005] 现有技术3(CN 109943765 A)公布了一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢及其制备方法，其化学成分质量百分比为：C：0.08‑0.10％，Si：0.6‑0.8％，Mn：1.8‑2.0％，Cr：0.6‑0.8％，Als：0.03‑0.06％，Nb：0.04‑0.06％，P≤0.02％，S≤0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质；将铸坯或铸锭加热至1180‑1260℃温度范围内，由粗轧机对铸坯或铸锭进行轧制5‑10道次，粗轧后铸坯或铸锭厚度为30‑50mm，再由热连轧机组进行轧制5‑7道次，轧至所需厚度后，在T1温度范围内卷取成钢卷，T1温度范围为540‑620℃；冷轧压下率为50‑75％，将酸洗冷轧步骤处理好的冷轧钢，先缓慢加热至170℃后，快速升温至T2温度范围内，保温90～ 160s；以V1的速度冷却至T3温度范围后，以V2的冷却速度快速冷却至T4温度范围内，过时效处理350～700s后冷却至室温；T2温度范围为830～850℃，T3温度范围为640～700℃，T4温度范围为300～340℃；V1的取值范围为5‑7℃/s，V2的取值范围为36‑60℃/s。现有技术3的Si含量较高不利于获得良好的表面质量，同时其为冷轧连退产品与热镀锌产品有较大差异。 [0006] 基于以上，制备低成本高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢的方法有必要进行改进。 发明内容[0007] 基于此，为了弥补现有热镀锌双相钢的不足，提供一种低成本高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢及其制备方法。 [0008] 为了实现上述目的，采用以下技术方案： [0009] 本发明提供一种高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢，质量百分比的化学成分为：C：0.10％～0.16％，Si：0.35～0.65％，Mn：1.60％～2.10％，Cr：0.30～0.60％，Nb：0.010～0.030％，P≤0.016％，S≤0.012％，Als：0.02％～0.07％，N≤0.0060％，其余元素是Fe及不可避免的杂质。 [0010] 在一些实施例中，高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢的质量百分比计的化学成分为：C：0.12％～0.15％，Si：0.40％～0.60％，Mn：1.70％～1.95％，Cr：0.35％～0.50％，Nb：0.015％～0.025％，P≤0.010％，S≤0.009％，Als：0.030％～0.065％，N≤0.0035％，其余元素是Fe及不可避免杂质。 [0011] 在一些实施例中，高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢的屈服强度为435～525MPa，抗拉强度为785～835MPa，总延伸率A80为16.5～19.5，均匀延伸率为14.0～17.0％，屈强比为0.50‑0.70；其组织由55％‑60％的铁素体+40％‑45％的马氏体构成。 [0012] 本发明还提供一种如上所述的高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢的制备方法，该制备方法包括：冶炼工序、热轧工序、酸轧工序和热镀锌工序； [0013] 其中，冶炼工序：根据高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢的化学成分进行冶炼，通过连铸成板坯； [0014] 热轧工序：将板坯经过加热、除鳞、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷； [0015] 酸轧工序：将热轧卷经过酸洗后，冷轧成为薄带钢； [0016] 热镀锌工序：将薄钢带先利用尾气预热加热至300℃，然后以3～20℃/s的速度加热至800～830℃，均热保温50～130s使带钢发生部分奥氏体化；然后将薄钢带以0.5～7.0℃/s的速度缓慢冷却至700～735℃；然后将薄钢带快速冷却至450‑470℃进行热镀锌处理，得到高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢。 [0017] 在一些实施例中，热轧工序中，将板坯加热至1230±20℃进行奥氏体化，保温5.0h后进行除鳞、粗轧，中间坯厚度为40±2mm。 [0018] 在一些实施例中，热轧工序中，精轧开轧温度≥1030℃，终轧温度≥860℃。 [0019] 在一些实施例中，热轧工序中，层流冷却采用前段冷却方式；热轧卷的卷取温度为600～760℃。 [0020] 在一些实施例中，酸轧工序中，冷轧成为0.8‑2.0mm的薄带钢，所述薄带钢的冷轧压下率为68％‑80％。 [0021] 在一些实施例中，热镀锌工序中，将薄钢带以15～35℃/s的速率快速冷却至450‑470℃进行热镀锌处理。 [0022] 在一些实施例中，热镀锌工序中，在锌池进行热镀锌处理，其时间为5～20s，出锌池后用气刀控制镀层的厚度、表面质量及以≥5℃/s的速度冷却，促进过冷奥氏体发生马氏体转变。 [0023] 本发明具有以下有益技术效果： [0024] 本发明的低成本高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢通过合理设计C含量(0.10％～0.16％)在不显著降低材料塑性和焊接性能的同时，加奥氏体的淬透性及降低Ac3温度，在相对较低的两相区均热温度时便可获得大比例的奥氏体含量，降低了工艺成本。适量Si元素的添加(0.35～0.65％)在促进C元素从铁素体向奥氏体中扩散，净化了铁素体改善铁素体的延展性；同时提高了C元素向奥氏体中富集提高了的稳定性利于保留到室温，采用较低的均热温度，使得C及合金元素在奥氏体中富集，提高了马氏体的淬透性与淬硬性，获得更低的屈强比和更佳的均匀延伸率，有利于冲压成形的同时在碰撞过程中具有更大的能量吸收能力，提升了安全性。无Mo、Ni等贵重合金元素的添加，有利于控制成本。附图说明 [0025] 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获得其他的附图。 [0026] 图1为本发明的低成本高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢的金相照片； [0027] 图2为本发明的低成本高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢的扫描电镜照片。 具体实施方式[0028] 为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚明白，以下结合具体实施例，并参照附图，对本发明实施例进一步详细说明。显然，所描述的实施例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。 [0029] 本发明提供一种低成本高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢。 [0030] 使用热镀锌机组生产一种低成本高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢。化学成分范围按质量百分比未为：C：0.10％～0.16％，Si：0.35～0.65％，Mn：1.60％～2.10％，Cr：0.30～0.60％，Nb：0.010～0.030％，P≤0.016％，S≤0.012％，Als：0.02％～0.07％，N≤ 0.0060％，其余元素是Fe及不可避免的杂质。 [0031] 优选的低成本高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢，按质量百分比计，其化学成分为：C：0.12％～0.15％，Si：0.40％～0.60％，Mn：1.70％～1.95％，Cr：0.35％～0.50％，Nb：0.015％～0.025％，Als：0.030％～0.065％，P≤0.010％，S≤0.009％，N≤0.0035％，余量为Fe及不可避免杂质。 [0032] 其中，上述的低成本高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢的屈服强度为435～525MPa，抗拉强度为785～835MPa，总延伸率A80为16.5～19.5，均匀延伸率14.0～17.0％，屈强比为0.50‑0.70；其组织由55％‑60％的铁素体(平均晶粒尺寸为1.8μm)+40％‑45％马氏体构成。 [0033] 本发明中低成本高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢的制备方法包括： [0034] (a)冶炼工序：根据低成本高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢的化学成分进行冶炼，通过连铸成板坯； [0035] (b)热轧工序：将板坯经过加热、除鳞、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷；将其加热至1230±20℃进行奥氏体化，保温5.0h后进行除鳞、粗轧，中间坯厚度为40±2mm；精轧开轧温度≥1030℃，终轧温度≥860℃；层流冷却采用前段冷却方式，卷取温度为600～760℃。 [0036] (c)酸轧工序：将热轧卷经过酸洗后，冷轧成为0.8‑2.0mm的薄带钢，其冷轧压下率为68％‑80％，随着材料冷轧厚度的升高冷轧压下率逐步减小，其冷轧薄带钢厚度规格每增加0.4mm，原料厚度进行相应调整，冷轧压下率约降低3～5％ [0037] (d)热镀锌工序：冷轧薄钢带先利用尾气预热加热至300℃，其后以3～20℃/s的速度加热至800～830℃，均热保温50～130s使带钢发生部分奥氏体化(铁素体+奥氏体)；将薄钢带以0.5～7.0℃/s的速度缓慢冷却至700～735℃使部分过冷奥氏体发生分解成取向附生铁素体，C及合金元素向剩余的过冷奥氏体中富集提高其稳定性；带钢快速冷却至450‑470℃进行热镀锌(快速冷却的速率为15～35℃/s，快速冷却是为了避免过冷奥氏体发生分解)，均衡保温一段时间(稳定温度)后进入锌池进行镀锌处理，其时间为5～20s，出锌池后用气刀控制镀层的厚度、表面质量及一定的速度冷却(≥5℃/s)促进过冷奥氏体发生马氏体转变。机组速度为75‑120m/min，随着材料冷轧厚度的增加机组速度逐步减小，其冷轧薄带钢厚度规格每增加0.4mm，机组速度进行相应调整，机组速度降低15m/min。平整延伸率范围为0.20～0.50％，材料厚度每增加0.4mm平整延伸率降低0.10％。 [0038] 合金元素在低成本高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢的作用： [0039] 碳(C)：C元素是稳定奥氏体并提双相钢钢强度的重要元素，碳元素主要影响退火过程中形成的奥氏体的体积分数，在奥氏体的形成过程当中，碳元素在奥氏体或铁素体中的扩散过程实际上起到了控制奥氏体晶粒长大的过程。随碳含量升高或临界区加热温度升高，奥氏体体积分数增加，进而冷却后所形成的马氏体相组织增加，材料的强度增加，但会导致塑性下降，对成形用钢而言，需要的是低的屈服强度、高的均匀延伸率和总延伸率，故碳含量不宜过高。因此，本发明C含量为0.10％～0.16％，优选为0.12％～0.15％。 [0040] 硅(Si)：Si在钢中起显著的固溶强化作用，并在相变过程中，有效抑制碳化物的析出，推迟珠光体转变等，在两相区保温时，Si有加速碳向奥氏体扩散的作用，对铁素体有显著的净化作用，提高了双相钢中铁素体纯净度，促进铁素体的形成，扩大铁素体形成的工艺窗口。另一方面，硅含量过高会提高马氏体的脆性，造成韧性变差，并在钢板表面形成的高熔点氧化物而影响钢板表面质量，需要将硅含量控制在一定水平，既起到强化铁素体的作用又不显著降低脆性及表面质量。因此，本发明Si含量为：0.35～0.65％，优选0.40％～0.60％。 [0041] 锰(Mn)：Mn是良好的脱氧剂和脱硫剂，也是钢中常用的固溶强化元素。Mn既可与C结合形成多种碳化物起到沉淀强化的作用，也可溶于基体中增强固溶强化效果。Mn易与S结合形成高熔点化合物MnS，从而消除或削弱由于FeS引起的热脆现象，改善钢的热加工性能。Mn可以提高奥氏体稳定性，使C曲线右移，从而显著降低马氏体的临界冷却速率。但Mn含量过高时，易在退火过程中向表面富集，形成大量锰化物，从而导致表面镀锌质量下降。因此，在本发明中Mn含量为1.60％～2.10％，优选为1.70％～1.95％。 [0042] 铬(Cr)：Cr是中强碳化物形成元素，和锰元素一样能提高钢的淬透性，与其他合金元素搭配加入钢中，能大大提高钢的淬透性，从而推迟珠光体转变和贝氏体转变，而且扩大了卷取窗口。Cr也是一种固溶强化元素，起到对基体的强化作用。另一方面，过高的Cr含量，会使钢的淬透性大大提高，从而使强度大大增加，由于Cr较Mo具有明显的成本优势，所以大量添加于热镀锌双相钢中。但是Cr也会造成塑性下降，恶化了钢的成型性能与焊接性能。因此，本发明中Cr含量为0.30～0.60％，优选为0.35％～0.50％。 [0043] 铌(Nb)：Nb在钢中作用以细晶强化为主，Nb原子尺寸较大在热轧加热过程中具有显著的原子拖曳作用抑制奥氏体晶粒的长大，在精轧过程中析出含Nb第二相(NbC、NbN)钉扎晶界抑制奥氏体的粗化，且Nb具有显著抑制再结晶的作用。Nb是细化晶粒最有效和便于操作的元素，只需“低温大压下率”便可实现晶粒的细化是应用最为广泛的微合金元素之一。Nb在双相钢中主要以NbC形式存在，具有显著晶粒细化和弥散沉淀强化的作用。在连续退火加热过程中，未溶解NbC颗粒可以钉扎铁素体晶界，从而起到细化晶粒的作用。Nb含量过低时晶粒细化作用不显著，但过高的Nb含量会导致合金成本大幅增加。因此，本发明中Nb含量为0.010～0.030％，优选为0.015％～0.025％。 [0044] 铝(Al)：Al是钢中常见的脱氧剂，同时可以形成AlN钉扎晶界，从而起到细化晶粒的作用；另外，Al与Si作用相似，可以抑制碳化物析出，从而使奥氏体充分富碳。当Al含量较低时难以除尽钢液中的氧元素；当Al含量过高时容易生成大量Al2O3夹杂影响钢的洁净度。因此，本发明中Al含量为0.02％～0.07％，优选为0.030％～0.065％。 [0045] 磷(P)：为钢中的杂质元素，易于在晶界偏聚，弱化晶间结合力，在快速凝固过程中，P含量偏高容易导致铸坯开裂。因此，本发明中P含量为≤0.016％，优选为≤0.010％。 [0046] 硫(S)：S为钢中的杂质元素，易在晶界产生偏聚，且与钢中的Fe形成低熔点的FeS，降低钢材的韧性，在快速凝固过程中，易导致铸坯表面出现细小微裂纹。因此，本发明中S含量为≤0.012％，优选为≤0.009％。 [0047] 氮(N)：N在钢中的杂质元素，由于其原子尺寸较小容易进入铁元素间隙处显著提升晶格畸变大幅增加强度，但会明显恶化钢的塑韧性。同时N容易与钢中的Al、B、Ti结合形成AlN、BN和TiN等第二相强化的同时恶化钢的塑韧性，尤其是N含量过高时与Ti结合液析TiN尺寸可达微米级，不但起不到强化的作用还会造成应力集中形成裂纹源，需严格控制N元素的含量。因此，本发明中N含量为≤0.0060％，优选为0.0035％。 [0048] 实施例： [0049] 本实施例1‑2提供了本实施例的低成本高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢的化学成分以及对比例1提供了其他热镀锌双相钢的化学成分，如表1所示(余量为Fe及不可避免的杂质)； [0050] 表1、热镀锌双相钢化学成分(wt.％) [0051] 编号 C Si Mn P S Cr Nb N Als实施例1 0.140 0.55 1.80 0.008 0.004 0.48 0.020 0.0030 0.053 实施例2 0.128 0.50 1.85 0.006 0.003 0.53 0.022 0.0033 0.046 对比例1 0.075 0.20 1.45 0.015 0.013 0.28 0.012 0.0060 0.010 [0052] 上述低成本高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢板的制备方法，具体工艺如下： [0053] A、冶炼工序：经过冶炼工艺，制备如表1所示化学成分的双相钢板坯； [0054] B、热轧工序：将板坯经过加热、除鳞、热轧和层流冷却后获得热轧卷，具体热轧工艺参数如表2所示； [0055] 表2、热镀锌双相钢板热轧工序主要工艺参数 [0056] [0057] C、酸轧工序：将热轧卷酸洗后，冷轧成薄带钢，其热轧板厚度、冷轧板厚度及冷轧压下率见表3所示。 [0058] 表3、热镀锌双相钢冷轧原料、成品及压下率 [0059]编号 热轧板厚度/mm 冷轧板厚度/mm 冷轧下压率/％ 实施例1 5.00 1.20 76 实施例2 5.75 1.60 72 对比例1 5.75 1.60 72 [0060] D、热镀锌工序：冷轧薄钢带先利用尾气预热加热至300℃，其后以3～20℃/s的速度加热至800～830℃，均热保温50～130s使带钢发生部分奥氏体化(铁素体+奥氏体)；将带钢以0.5～7.0℃/s的速度缓慢冷却至700～7350℃使部分过冷奥氏体发生分解成取向附生铁素体，C及合金元素向剩余的过冷奥氏体中富集提高其稳定性；带钢快速冷却至450‑470℃进行热镀锌(快速冷却的速率为15～35℃/s，快速冷却是为了避免过冷奥氏体发生分解)，均衡保温一段时间(稳定温度)后进入锌池进行镀锌处理，其时间为5～20s，出锌池后用气刀控制镀层的厚度、表面质量及一定的速度冷却(≥5℃/s)促进过冷奥氏体发生马氏体转变。机组速度为75‑120m/min，随着材料冷轧厚度的增加机组速度逐步减小，其冷轧薄带钢厚度规格每增加0.4mm，机组速度进行相应调整，机组速度降低15m/min。平整延伸率范围为0.20～0.50％，材料厚度每增加0.4mm平整延伸率降低0.10％。具体热镀锌工艺参数如表4所示： [0061] 表4热镀锌双相钢主要连退工艺参数 [0062] [0063] 经上述工艺制备的低成本高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢其微观组织如图1至图2所示。按照GB/T228‑2010《金属材料室温拉伸试验方法》测试上述连退双相钢性能，具体见表5所示： [0064] 表5热镀锌双相钢的性能 [0065] [0066] 本发明根据产品厚度规格对各工艺进行调控，形成了低成本高均匀延伸率780MPa级热镀锌双相钢组织性能调控方法，优化了产品结构。 [0067] 以上是本发明公开的示例性实施例，但是应当注意，在不背离权利要求限定的本发明实施例公开的范围的前提下，可以进行多种改变和修改。尽管本发明实施例公开的元素可以以个体形式描述或要求，但除非明确限制为单数，也可以理解为多个。 [0068] 所属领域的普通技术人员应当理解：以上任何实施例的讨论仅为示例性的，并非旨在暗示本发明实施例公开的范围(包括权利要求)被限于这些例子；在本发明实施例的思路下，以上实施例或者不同实施例中的技术特征之间也可以进行组合，并存在如上本发明实施例的不同方面的许多其它变化，为了简明它们没有在细节中提供。因此，凡在本发明实施例的精神和原则之内，所做的任何省略、修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明实施例的保护范围之内。 |
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