适用于大热输入焊接的低屈强比钢板及其生产方法

技术领域

本发明属于钢铁冶金技术领域，涉及一种适用于大热输入焊接的低屈强比钢板的生产方法，以及采用该生产方法制备而成的适用于大热输入焊接的低屈强比钢板。

背景技术

近年来，随着国内经济的快速发展和装备制造业的提质升级，国家对基础设施建设的投资大量增加，铁路和公路建设里程逐年增长，大跨度、多车道、重载荷的桥梁工程项目也越来越多。伴随着桥梁设计、建造的飞速发展，对桥梁用钢板的性能要求也不断提高，要求钢板具有低屈强比、良好的板形、优异的焊接质量和焊接效率，因此还需要钢板能适用大热输入焊接。

然而现有技术制备得到的桥梁用钢板往往存在低屈强比控制困难、焊接效率低、钢板板形差等问题，无法满足桥梁用钢板的应用要求。

发明内容

本发明的目的在于提供一种适用于大热输入焊接的低屈强比钢板的生产方法，以及采用该生产方法制备而成的适用于大热输入焊接的低屈强比钢板，以解决桥梁用钢板往往存在低屈强比控制困难、焊接效率低、钢板板形差等问题。

为实现上述发明目的，本发明一实施方式提供了一种适用于大热输入焊接的低屈强比钢板的生产方法，包括依序进行的钢液冶炼、连铸、加热、控制轧制、控制冷却和控温矫直工序；

所述控制轧制工序中，终轧温度为800～840℃；

所述控制冷却工序中，多边形铁素体相变前的冷速为15～25℃/s，多边形铁素体相变时的冷速为3～8℃/s，针状铁素体相变时的冷速为10～20℃/s；

所述控温矫直工序中，对所述控制冷却工序后的钢板进行第一阶段矫直，第一阶段矫直的矫直温度为500～600℃；之后送至冷床进行冷却，冷却后进行第二阶段矫直，第二阶段矫直的矫直温度为250～450℃；之后空冷至钢板的温度≤100℃。

优选地，所述控制冷却工序中，将控制轧制工序所得钢板送入加速冷却装置进行冷却，钢板依次经过冷却一区、冷却二区和冷却三区，冷却一区、冷却二区和冷却三区的冷却水量之比为3:1:2，辊道速度为0.9～1.5m/s。

优选地，所述控制冷却工序中，钢板的终冷温度为520～580℃。

优选地，所述钢液冶炼工序中，采用铁水预脱硫、转炉冶炼、LF精炼、RH真空精炼的流程进行炼钢；其中，铁水预脱硫工序中，铁水出站时的S≤0.002％。

优选地，所述转炉冶炼工序中，按照硅铁、金属锰、石灰的顺序向钢液中加入合金及渣料，出钢时钢液中的P≤0.01％。

优选地，所述LF精炼工序中，出钢时钢液中的O≤0.005％。

优选地，所述RH真空精炼工序中，采用RH循环脱气设备进行真空脱气和去除夹杂物处理，而后向钢液中喂入Ti-Fe包芯线进行合金化处理，之后进行净循环处理，净循环处理时间≥8min，出钢时钢液中的N≤0.0045％

为实现上述发明目的，本发明一实施方式还提供了一种适用于大热输入焊接的低屈强比钢板，所述钢板采用如上所述的生产方法制备而成，所述钢板的化学成分以质量百分比计包括：C 0.07～0.10％、Si 0.21～0.29％、Mn 1.4～1.5％、Cr 0.1～0.2％、Ni 0.2～0.3％、Nb 0.02～0.04％、Ti 0.02～0.05％、B 0.0005～0.0020％、O 0.0015～0.0035％、N 0.003～0.006％，P≤0.012％、S≤0.005％、Al≤0.004％，其余为Fe和不可避免的杂质，并且满足：[Ti]≥3.5[N]+1.5[O]。

作为本发明一实施方式的进一步改进，所述适用于大热输入焊接的低屈强比钢板中，等效直径为0.5～2μm的夹杂物密度≥2×10

作为本发明一实施方式的进一步改进，所述适用于大热输入焊接的低屈强比钢板的组织为针状铁素体+多边形铁素体的两相组织，其中，针状铁素体的含量≥60％，晶界M/A与晶界铁素体含量之和≤3％。

作为本发明一实施方式的进一步改进，所述适用于大热输入焊接的低屈强比钢板的屈强比≤0.85，不平度≤1mm/m。

与现有技术相比，本发明的有益效果包括：

(1)通过对钢板的生产过程，尤其是控制冷却和控温矫直工序的控制，可以实现对钢板的相变组织的控制，以获得多边形铁素体+针状铁素体的两相组织，从而使钢板具有低屈强比，在其应用于桥梁钢时对地质灾害具有优异的变形储能能力，从而有利于提高桥梁质量、制造效率以及使用安全性，还可以消除轧制和冷却过程中产生的板形问题，使钢板保持良好的板形，且不平度≤1mm/m。最终制备的钢板不仅焊接时可采用大热输入量进行焊接，具有良好的焊接质量以及较高的焊接效率，可以满足桥梁用钢板的应用要求。

(2)通过对化学成分设计方案的优化设计，结合生产工艺的严格控制，采用本发明的生产方法制备得到的适用于大热输入焊接的低屈强比钢板，等效直径为0.5～2μm的夹杂物密度≥2×10

(3)制备得到的适用于大热输入焊接的低屈强比钢板的组织为针状铁素体+多边形铁素体的两相组织，其中，针状铁素体的含量≥60％，晶界M/A与晶界铁素体含量之和≤3％，屈强比≤0.85，不平度≤1mm/m，在应用于桥梁钢时对地质灾害具有优异的变形储能能力，从而有利于提高桥梁质量、制造效率以及使用安全性，并且具有良好的板形。

附图说明

图1是实施例1中的钢板的显微组织图；

图2是实施例2中的钢板的显微组织图。

具体实施方式

下面结合具体的实施方式来对本发明的技术方案做进一步的介绍，但要求保护的范围不仅局限于所作的描述。

本发明一实施方式提供了一种适用于大热输入焊接的低屈强比钢板的生产方法，以及采用该生产方法制备而成的适用于大热输入焊接的低屈强比钢板。所谓适用于大热输入焊接的低屈强比钢板，也即钢板不仅焊接时可采用大热输入量进行焊接，从而具有良好的焊接质量以及较高的焊接效率，而且具有较低的屈强比，在其应用于桥梁钢时面对地质灾害具有优异的变形储能能力，从而有利于提高桥梁质量、制造效率以及使用安全性。

在工艺流程方面，如前所述，所述生产方法包括依序进行的如下工序：

(1)钢液冶炼工序：将铁水冶炼成钢液。

具体地，采用铁水预脱硫、转炉冶炼、LF精炼、RH真空精炼的流程进行炼钢。

优选地，铁水预脱硫工序中，对铁水进行预脱硫，铁水出站时的S≤0.002％。通过优化高炉铁水的成分，将铁水中的S含量降至较低的水平，可以避免后续精炼工序中因大量脱硫而产生卷渣或强烈的渣金反应，从而减少了钢液中大尺寸夹杂物的产生，可以有效控制夹杂物的类型、降低夹杂物的尺寸。

优选地，转炉冶炼工序中，将预脱硫后的铁水送入转炉中与废钢混合成钢液，并按照硅铁、金属锰、石灰的顺序向钢液中加入合金及渣料，出钢时钢液中的P≤0.01％，以保证良好的脱磷效果，有利于提高最终制得的钢板的低温韧性。

优选地，LF精炼工序中，对转炉冶炼后的钢液进行化学成分调整、温度调控、以及夹杂物调控，出钢时钢液中的O≤0.005％，可以避免O含量过高而导致最终制备得到的钢板中夹杂物尺寸偏大，进而影响后续焊接性能。

优选地，RH真空精炼工序中，采用RH循环脱气设备进行真空脱气和去除夹杂物处理，而后向钢液中喂入Ti-Fe包芯线进行合金化处理，之后进行净循环处理，净循环处理时间≥8min，出钢时钢液中的N≤0.0045％。通过在此工序中喂入Ti-Fe包芯线，有利于Ti的氮化物和氧化物的稳定控制，结合充分的净循环，可以获得数量充足、尺寸适中、分布均匀的夹杂物，有利于最终制备的钢板适用于于大热输入焊接。

(2)连铸：将冶炼所得钢液浇铸成连铸坯。

(3)加热：对所得连铸坯进行加热。

(4)控制轧制：将加热后的连铸坯先送入粗轧机进行粗轧，粗轧温度为980～1050℃；之后送入精轧机进行精轧，从而制成钢板，精轧的开轧温度为840～920℃，精轧的终轧温度为800～840℃。

(5)控制冷却：将轧制所得钢板送入加速冷却装置分三个阶段进行冷却。

其中，第一阶段自轧制结束至多边形铁素体相变开始，也即多边形铁素体相变前的阶段，该阶段的冷速为15～25℃/s。具体地，在此阶段使钢板经过加速冷却装置的冷却一区进行水冷，通过采用较大水量对钢板进行冷却，以避免奥氏体晶界产生晶界铁素体。

第二阶段为多边形铁素体相变阶段，控制多边形铁素体相变时的冷速为3～8℃/s。具体地，在此阶段使钢板经过加速冷却装置的冷却二区进行水冷，通过采用小水量对钢板进行冷却，以使部分奥氏体发生多边形铁素体相变。

第三阶段为针状铁素体相变阶段，控制针状铁素体相变时的冷速为10～20℃/s。具体地，在此阶段使钢板经过加速冷却装置的冷却三区进行水冷，通过采用大水量对钢板进行冷却，以使剩余奥氏体发生针状铁素体相变。

为实现上述三个阶段的分段控制冷却，在将钢板送入加速冷却装置进行冷却时，使钢板依次经过冷却一区、冷却二区和冷却三区，冷却一区、冷却二区和冷却三区的冷却水量之比为3:1:2，辊道速度为0.9～1.5m/s。

优选地，钢板的终冷温度为520～580℃。

通过对辊道速度和冷却水量的配合，可以对冷却速度进行有效控制，进一步结合对终冷温度的控制，可以实现对钢板的相变组织的控制，以获得多边形铁素体+针状铁素体的两相组织，从而使钢板具有低屈强比。若辊道速度过快、终冷温度过低，则第二阶段多边形铁素体相变会被抑制，而第三阶段会转变为板条贝氏体相变，不利于钢板的低屈强比；若辊道速度过慢、终冷温度过高，那么第一阶段冷却过程中就会出现晶界铁素体，而第三阶段会转变为多边形铁素体相变，不利于钢板的低屈强比。

(6)控温矫直：对控制冷却工序后的钢板进行分阶段控温矫直。

具体地，对控制冷却工序后的钢板进行第一阶段矫直，第一阶段矫直的矫直温度为500～600℃，以对钢板在控制冷却过程中产生的瓢曲进行矫直；之后送至冷床进行冷却，冷却后进行第二阶段矫直，第二阶段矫直的矫直温度为250～450℃，以对钢板在冷床上冷却过程中由于钢板的内应力释放而再次产生的瓢曲进行矫直；之后空冷至钢板的温度≤100℃。这样，通过分阶段控温矫直，可以消除轧制和冷却过程中产生的板形问题，且钢板经过两个阶段的矫直后仍然具有一定的温度，因此具有比在室温下矫直具有更小的内应力，从而使钢板保持良好的板形，且不平度≤1mm/m。

该生产方法中，通过对钢板的生产过程，尤其是控制冷却和控温矫直工序的控制，可以实现对钢板的相变组织的控制，以获得多边形铁素体+针状铁素体的两相组织，从而使钢板具有低屈强比，在其应用于桥梁钢时面对地质灾害具有优异的变形储能能力，从而有利于提高桥梁质量、制造效率以及使用安全性，还可以消除轧制和冷却过程中产生的板形问题，使钢板保持良好的板形，且不平度≤1mm/m。最终制备的钢板不仅焊接时可采用大热输入量进行焊接，具有良好的焊接质量以及较高的焊接效率，可以满足桥梁用钢板的应用要求。

本发明一实施方式还提供了一种适用于大热输入焊接的低屈强比钢板，采用如上所述的适用于大热输入焊接的低屈强比钢板的生产方法制备而成，所述钢板的化学成分以质量百分比计包括：C 0.07～0.10％、Si 0.21～0.29％、Mn

1.4～1.5％、Cr 0.1～0.2％、Ni 0.2～0.3％、Nb 0.02～0.04％、Ti 0.02～0.05％、B0.0005～0.0020％、O 0.0015～0.0035％、N 0.003～0.006％，P≤0.012％、S≤0.005％、Al≤0.004％，其余为Fe和不可避免的杂质，并且满足：[Ti]≥3.5[N]+1.5[O]。

其中，[Ti]表示Ti的质量百分比，[N]表示N的质量百分比，[O]表示O的质量百分比。

各化学成分的作用具有以下特征：

C：作为钢中主要的强化元素，可提高钢的淬透性及强度，但过高的C会导致相变时产生较多的马氏体/奥氏体(M/A)组元，恶化钢板的低温韧性和焊接性能，本发明中C含量范围控制为0.07～0.10％；

Si：是钢中常见的脱氧元素，而且具有固溶强化和抑制珠光体转变的作用，但过高的Si不利于钢板轧制过程中一次氧化皮去除，且过高的Si易导致M/A含量增加，对钢板的低温韧性和焊接HAZ区韧性不利，本发明中Si含量范围控制为0.21～0.29％；

Mn：是钢中重要的强化元素，具有固溶强化作用，还可增加钢的淬透性，促进针状铁素体形成，但过高的Mn会恶化钢的焊接性能并加重中心偏析，本发明中Mn含量范围控制为1.4～1.5％；

Cr：是钢中的强化元素，具有固溶强化作用，但Cr含量过高时，会影响过冷奥氏体的稳定性，不利于针状铁素体组织生成，本发明中Cr含量范围控制为0.1～0.2％；

Ni：可显著改善钢的强度、淬透性、低温韧性和止裂韧性，本发明中Ni含量范围控制在0.2～0.3％；

Nb：是钢中重要的细化晶粒元素，可以促进针状铁素体的形成，提高钢的强度，改善低温韧性，但Nb含量过高时，焊接热影响区容易形成大量大尺寸M/A，反而恶化钢板的焊接性能，本发明中Nb含量范围控制为0.02～0.04％；

Ti：是微合金强化元素，具有析出强化和细晶强化作用，本发明中主要利用Ti的氮化物和氧化物可以抑制奥氏体晶粒长大及晶内诱导形核作用，本发明中Ti含量范围控制为0.02～0.05％，以使钢中具有足够数量的Ti的氮化物和Ti的氧化物夹杂；

B：可显著提高钢的淬透性和强度，本发明主要利用B的晶界偏聚作用来抑制晶界铁素体的形成，从而提高焊接热影响区的冲击韧性，但B含量过高时，过多的B原子偏聚于晶界容易造成晶界强度降低，反而不利于韧性提高，本发明中B含量范围控制在0.0005～0.002％；

O、N：通常为钢中熔炼残存杂质元素，但本发明中则为有益元素，通过与Ti形成氮化物和氧化物夹杂，可以抑制焊接热影响区升温过程中奥氏体晶粒过度长大，同时在焊后热影响区冷却过程中诱导晶粒内部相变形核实现热影响区组织细化，从而改善焊接性能。O、N含量过低时夹杂物数量不足，O、N含量过高时夹杂物尺寸偏大，因此本发明中O含量范围控制在0.0015～0.0035％，N含量范围控制在0.003～0.006％；

P、S、Al：是钢中的杂质元素，对钢的低温韧性不利，因此本发明中控制P≤0.012％、S≤0.005％、Al≤0.004％。

该适用于大热输入焊接的低屈强比钢板通过对化学成分设计方案的优化设计，结合生产工艺的严格控制，最终所得钢板中，等效直径为0.5～2μm的夹杂物密度≥2×10

进一步地，该适用于大热输入焊接的低屈强比钢板的组织为针状铁素体+多边形铁素体的两相组织，其中，针状铁素体的含量≥60％，晶界M/A与晶界铁素体含量之和≤3％，使钢板具有低屈强比。

经测试，该适用于大热输入焊接的低屈强比钢板的屈强比≤0.85，不平度≤1mm/m，在应用于桥梁钢时对地质灾害具有优异的变形储能能力，从而有利于提高桥梁质量、制造效率以及使用安全性，并且具有良好的板形。

为使本发明一实施方式的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合依照本发明一实施方式的实施例1～2，来进一步说明本实施方式。显然，所描述的实施例1～2是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。

下面分别对各个实施例的生产方法进行详细介绍。

实施例1

(1)钢液冶炼工序：采用铁水预脱硫、转炉冶炼、LF精炼、RH真空精炼的流程进行炼钢。

其中，铁水预脱硫工序中，铁水出站时的S含量为0.001％；转炉冶炼工序中，将预脱硫后的铁水送入转炉中与废钢混合成钢液，并按照硅铁、金属锰、石灰的顺序向钢液中加入合金及渣料，出钢时钢液中的P≤0.01％；LF精炼工序中，对转炉冶炼后的钢液进行化学成分调整、温度调控、以及夹杂物调控，出钢时钢液中的O含量为0.0035％；RH真空精炼工序中，采用RH循环脱气设备进行真空脱气和去除夹杂物处理，而后向钢液中喂入Ti-Fe包芯线进行合金化处理，之后进行净循环处理，净循环处理时间为12min，出钢时钢液中的N含量为0.003％。

(2)连铸：将冶炼所得钢液浇铸成连铸坯。

(3)加热：对所得连铸坯进行加热。

(4)控制轧制：将加热后的连铸坯先送入粗轧机进行粗轧，粗轧温度为994～1032℃；之后送入精轧机精轧成厚度为16mm的钢板，精轧的开轧温度为912℃，精轧的终轧温度为802℃，所得钢板的化学成分以质量百分比计包括：C 0.07％、Si 0.21％、Mn 1.41％、Cr0.12％、Ni 0.2％、Nb 0.025％、Ti 0.023％、B 0.0008％、O 0.0018％、N 0.0035％、P0.011％、S 0.004％、Al 0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质。

(5)控制冷却：将轧制所得钢板送入加速冷却装置分三个阶段进行冷却，冷却段的长度为24m。

其中，第一阶段自轧制结束至多边形铁素体相变开始，也即多边形铁素体相变前的阶段，该阶段的冷速为23.5℃/s。具体地，在此阶段使钢板经过加速冷却装置的冷却一区进行水冷，冷却水量为690L/s。

第二阶段为多边形铁素体相变阶段，控制多边形铁素体相变时的冷速为4.8℃/s。具体地，在此阶段使钢板经过加速冷却装置的冷却二区进行水冷，冷却水量为230L/s。

第三阶段为针状铁素体相变阶段，控制针状铁素体相变时的冷速为14℃/s。具体地，在此阶段使钢板经过加速冷却装置的冷却三区进行水冷，冷却水量为460L/s。

冷却过程中，加速冷却装置的辊道速度为1.4m/s，钢板的终冷温度为560℃。

(6)控温矫直：对控制冷却工序后的钢板进行第一阶段矫直，第一阶段矫直的矫直温度为530℃；之后送至冷床进行冷却，冷却后进行第二阶段矫直，第二阶段矫直的矫直温度为380℃；之后空冷至钢板的温度≤100℃。

对控温矫直后的钢板进行显微组织检测，结果如图1所示，从图1可以看出，该适用于大热输入焊接的低屈强比钢板的组织为针状铁素体+多边形铁素体的两相组织，针状铁素体的含量、晶界M/A与晶界铁素体含量之和如表1所示。

采用扫描电镜对控温矫直后的钢板中的夹杂物进行统计，获得等效直径为0.5～2μm的夹杂物密度如表1所示。

对控温矫直后的钢板进行力学性能检测、焊接性能检测以及平直度检测，测得实施例1的钢板的屈强比、焊接热输入量及对应的焊接热影响区的-60℃冲击功KV

实施例2

(1)钢液冶炼工序：采用铁水预脱硫、转炉冶炼、LF精炼、RH真空精炼的流程进行炼钢。

其中，铁水预脱硫工序中，铁水出站时的S含量为0.001％；转炉冶炼工序中，将预脱硫后的铁水送入转炉中与废钢混合成钢液，并按照硅铁、金属锰、石灰的顺序向钢液中加入合金及渣料，出钢时钢液中的P≤0.01％；LF精炼工序中，对转炉冶炼后的钢液进行化学成分调整、温度调控、以及夹杂物调控，出钢时钢液中的O含量为0.0038％；RH真空精炼工序中，采用RH循环脱气设备进行真空脱气和去除夹杂物处理，而后向钢液中喂入Ti-Fe包芯线进行合金化处理，之后进行净循环处理，净循环处理时间为10min，出钢时钢液中的N含量为0.0037％。

(2)连铸：将冶炼所得钢液浇铸成连铸坯。

(3)加热：对所得连铸坯进行加热。

(4)控制轧制：将加热后的连铸坯先送入粗轧机进行粗轧，粗轧温度为1006～1042℃；之后送入精轧机精轧成厚度为40mm的钢板，精轧的开轧温度为853℃，精轧的终轧温度为832℃，所得钢板的化学成分以质量百分比计包括：C 0.09％、Si 0.28％、Mn 1.48％、Cr0.18％、Ni 0.28％、Nb 0.035％、Ti 0.033％、B 0.0016％、O 0.0023％、N 0.0030％、P0.011％、S 0.002％、Al 0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质。

(5)控制冷却：将轧制所得钢板送入加速冷却装置分三个阶段进行冷却，冷却段的长度为24m。

其中，第一阶段自轧制结束至多边形铁素体相变开始，也即多边形铁素体相变前的阶段，该阶段的冷速为21℃/s。具体地，在此阶段使钢板经过加速冷却装置的冷却一区进行水冷，冷却水量为1320L/s。

第二阶段为多边形铁素体相变阶段，控制多边形铁素体相变时的冷速为4.2℃/s。具体地，在此阶段使钢板经过加速冷却装置的冷却二区进行水冷，冷却水量为440L/s。

第三阶段为针状铁素体相变阶段，控制针状铁素体相变时的冷速为13.2℃/s。具体地，在此阶段使钢板经过加速冷却装置的冷却三区进行水冷，冷却水量为880L/s。

冷却过程中，加速冷却装置的辊道速度为1.0m/s，钢板的终冷温度为530℃。

(6)控温矫直：对控制冷却工序后的钢板进行第一阶段矫直，第一阶段矫直的矫直温度为500℃；之后送至冷床进行冷却，冷却后进行第二阶段矫直，第二阶段矫直的矫直温度为350℃；之后空冷至钢板的温度≤100℃。

对控温矫直后的钢板进行显微组织检测，结果如图2所示，从图2可以看出，该适用于大热输入焊接的低屈强比钢板的组织为针状铁素体+多边形铁素体的两相组织，针状铁素体的含量、晶界M/A与晶界铁素体含量之和如表1所示.

采用扫描电镜对控温矫直后的钢板中的夹杂物进行统计，获得等效直径为0.5～2μm的夹杂物密度如表1所示。

对控温矫直后的钢板进行力学性能检测、焊接性能检测以及平直度检测，测得实施例2的钢板的屈强比、焊接热输入量及对应的焊接热影响区的-60℃冲击功KV

[表1]

总的来讲，本发明相较于现有技术具有以下有益效果：

(1)通过对钢板的生产过程，尤其是控制冷却和控温矫直工序的控制，可以实现对钢板的相变组织的控制，以获得多边形铁素体+针状铁素体的两相组织，从而使钢板具有低屈强比，在其应用于桥梁钢时对地质灾害具有优异的变形储能能力，从而有利于提高桥梁质量、制造效率以及使用安全性，还可以消除轧制和冷却过程中产生的板形问题，使钢板保持良好的板形，且不平度≤1mm/m。最终制备的钢板不仅焊接时可采用大热输入量进行焊接，具有良好的焊接质量以及较高的焊接效率，可以满足桥梁用钢板的应用要求。

(2)通过对化学成分设计方案的优化设计，结合生产工艺的严格控制，采用本发明的生产方法制备得到的适用于大热输入焊接的低屈强比钢板，等效直径为0.5～2μm的夹杂物密度≥2×10

(3)制备得到的适用于大热输入焊接的低屈强比钢板的组织为针状铁素体+多边形铁素体的两相组织，其中，针状铁素体的含量≥60％，晶界M/A与晶界铁素体含量之和≤3％，屈强比≤0.85，不平度≤1mm/m，在应用于桥梁钢时对地质灾害具有优异的变形储能能力，从而有利于提高桥梁质量、制造效率以及使用安全性，并且具有良好的板形。

应当理解，虽然本说明书按照实施方式加以描述，但并非每个实施方式仅包含一个独立的技术方案，说明书的这种叙述方式仅仅是为清楚起见，本领域技术人员应当将说明书作为一个整体，各实施方式中的技术方案也可以经适当组合，形成本领域技术人员可以理解的其他实施方式。

上文所列出的详细说明仅仅是针对本发明的可行性实施方式的具体说明，它们并非用以限制本发明的保护范围，凡未脱离本发明技艺精神所作的等效实施方式或变更均应包含在本发明的保护范围之内。