一种1300MPa以上级冷轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种钢材及其制造方法，尤其涉及一种冷轧钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，随着全球能源危机和环境问题的加剧，“节能”和“安全”已经成为了汽车制造业的主要发展方向。其中，在制备汽车时，采取轻量化的设计以降低车重，便是节能减排的重要措施之一。

近年来，超高强钢在汽车行业中的使用十分常见，超高强钢具有良好的机械性能和使用性能，其能够用于制造汽车结构件，并实现零部件的轻量化，从而有效降低车重。在当前汽车工业中，在实际制备车辆时，出于减重和安全性的需要，要求使用更高强度的钢板。其中，抗拉强度在1000Mpa及其以上的超高强度钢在减重和安全性能方面颇具减重潜力，其可以用于安全件、加强件和结构件的制造，并具有良好的推广前景。

然而，抗拉强度在1000MPa以上的高强钢天然的具有应力腐蚀开裂(延迟开裂)的特性，这种高强度钢板很容易在应力和腐蚀性介质的作用下发生缓慢开裂的过程，其所出现的延迟开裂对于高强钢的应用造成了相当的困扰，极大限制的了超高强钢的应用。

所谓延迟开裂，就是指零件制成时不发生开裂，但随着时间的推移，在应力和腐蚀介质的双重作用下，发生应力腐蚀开裂，最终导致零件失效，安全保护作用失去的问题，这个过程中氢起到了促进裂纹萌生和扩展的作用。通常来说，在当前现有的高强钢中，钢材的强度越高，则延迟开裂倾向也就越趋于严重，延迟开裂是先进高强钢应用的最大的风险。

在当前现有技术中，虽然已有部分研究人员开发出来超高强度的钢材，但这些技术方案均没有很好的解决超高强刚所存在的延迟开裂的问题。

例如：公开号为CN102822375A，公开日为2012年12月12日，名称为“超高强度冷轧钢板及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种超高强度冷轧钢板及其制造方法，其C：0.05-0.4％，Si≤2.0％，Mn：1.0-3.0％，P≤0.05％，S≤0.02％，Al：0.01-0.05％，N≤0.05％。该冷轧钢板在连续退火中，需要从Ac3以20℃/s以上(气体冷却)的冷速，冷却到Ms点-Ms点+200℃范围，保持0.1-60s后，并以100℃/s以上的冷速(水冷)，冷却到100℃以下，以得到抗拉强度1320MPa以上的高强钢，且钢板的平坦度在10mm以下。

又例如：公开号为CN102776438A，公开日为2012年11月14日，名称为“一种铌镧微合金化Mn-B系超高强度钢板及其热处理工艺”的中国专利文献，公开了一种铌镧微合金化Mn-B系超高强度钢板及其热处理工艺，其钢板的化学成分及含量(重量百分比)为：C0.14％-0.35％，Mn 1.5％-2.0％，Si 0.6％-1.0％，P≤0.015％，S≤0.002％，Nb 0.01％-0.06％，B 0.0005％-0.0040％，La 0.001％-0.5％，余量为Fe和不可避免的杂质。在该技术方案中，其所采用的热处理工艺制度为：奥氏体化温度为880-940℃，保温时间0.5-5小时后水淬；回火温度190-250℃，保温时间1-15小时。在这种专利技术方案中，所设计的钢板具有优良的力学性能，其抗拉强度达到1200-1400MPa，屈服强度1000-1300MPa，延伸率6-15％，具有生产成本低，可工业化生产5-25mm厚度规格钢板的特点。

再例如：公开号为CN102321841A，公开日为2012年1月18日，名称为“抗拉强度达到1300MPa的履带板用钢及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种抗拉强度达到1300MPa的履带板用钢及其制造方法，其化学组分按重量百分比为C：0.20～0.30％、Mn：0.80～1.40％、Si：0.15～0.35％、P：0～0.015％、S：0～0.016％、Cr：0～0.30％、Ni：0～0.25％、Cu：0～0.30％、Ti：0.01～0.02％、Al：0.02～0.06％，B：0.0005～0.0035％、其余为Fe和不可避免的杂质元素。该技术方案所设计的这种钢材的抗拉强度达到1340MPa以上、断后伸长率低于12％，其“U”型缺口冲击吸收功大于72J，强度高，淬火裂纹和内部裂纹少，使用寿命长。

在上述这三种专利文献中，虽然获得的钢材均具有超高的强度以及良好的机械性能。但这三种技术方案均不涉及对超高强钢材的抗延迟开裂性能的改善。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种新的1300MPa以上级冷轧钢板，该1300MPa以上级冷轧钢板采用了合理的化学成分设计以及制造工艺，其在具有超高强度的同时，还具有优异的抗延迟开裂性能和弯曲性能。该冷轧钢板在预置应力大于等于1.05倍抗拉强度的情况下，可以在1mol/L浓度的盐酸内浸泡300小时以上而不发生延迟开裂，其特别适于汽车安全结构件的制造，具有良好的推广应用前景。

为了实现上述目的，本发明提供了一种1300MPa以上级冷轧钢板，其含有Fe及不可避免的杂质元素，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：

C：0.10％～0.30％，Si：0.1％～0.5％，Mn：0.8％～2.5％，Al：0.01％～0.03％，B：0.001-0.003％；Ti：0～0.05％；

并且C和Mn的质量百分含量满足：C+Mn/6≥0.35％。

进一步地，在本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板中，其各化学元素质量百分含量为：

C：0.10％～0.30％，Si：0.1％～0.5％，Mn：0.8％～2.5％，Al：0.01％～0.03％，B：0.001-0.003％；Ti：0～0.05％，余量为Fe和其他不可避免的杂质；

并且C和Mn的质量百分含量满足：C+Mn/6≥0.35％。

在本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板中，各化学元素的设计原理具体如下所述：

C：在本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板中，C元素的添加不仅可以提高钢材的强度，还可以提高马氏体的硬度，以保证马氏体相变发生。发明人研究发现，当钢中C元素的质量百分含量低于0.1％时，钢板的强度会受到影响，并且不利于奥氏体的形成量和稳定性；而当钢中C元素的质量百分含量高于0.30％时，则容易造成马氏体硬度过高，晶粒尺寸粗大，其不利于钢板的成型性能。因此，考虑到C元素含量对钢材性能的影响，在本发明所述的1300MPa以上冷轧钢板中，将C元素的质量百分含量控制在0.10％～0.30％之间。

Si：在本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板中，添加Si元素可以提高钢材的淬透性。并且，钢中固溶的Si可以影响位错的交互作用，增加加工硬化率，并可以适当提高延伸率，有益于钢材获得较好的成型性。基于此，为了发挥Si元素的有益效果，在本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板中，将Si元素的质量百分含量控制在0.1％～0.5％之间。

Mn：在本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板中，添加Mn元素不仅能够提高钢材的淬透性，还可以有效提高钢板的强度。而选取钢中Mn的质量百分含量在0.8％～2.5％之间，是因为：当钢中Mn的质量百分含量低于0.8％时，则所制备的钢材淬透性不足，其在退火过程中无法产生足量的马氏体，钢板的强度不足；而当钢中Mn元素的质量百分含量高于2.5％时，碳当量会显著提高，其对于钢材的焊接性能和抗延迟开裂性能均有负面影响。因此，考虑到Mn元素含量对钢材性能的影响，在本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板中，将Mn元素的质量百分含量控制在0.8％～2.5％之间。

Al：在本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板中，钢中添加适量的Al元素可以起到脱氧作用和细化晶粒的作用。因此，为发挥Al元素的有益效果，在本发明中，将Al元素的质量百分含量控制在0.01％～0.03％之间。

B：在本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板中，B是能够显著提高钢材淬透性的元素，添加B元素能促进马氏体生成，并保证马氏体钢的强度。但需要注意的是，钢中B元素含量也不宜过高，在晶界缺陷被填完以后，若加入更多的B，则由于晶界的“硼相"沉淀，反而增加了晶界能位，同时“硼相”也将做为新相的核心，促使成核速度增加，致使钢材的淬透性下降。因此，考虑到B元素含量对钢材性能的影响，在本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板中，将B元素的质量百分含量控制在0.001-0.003％之间。

Ti：在本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板中，添加的强碳化物形成元素Ti在高温下会显示出一种强烈的抑制奥氏体晶粒长大的效果，同时钢中添加Ti元素也有助于细化晶粒。因此，为发挥Ti元素的有益效果，在本发明中，将Ti元素的质量百分含量控制在0～0.05％之间。

为保证钢的强度大于1300MPa，在本发明所设计的这种1300MPa以上级冷轧钢板中，发明人在控制单一化学元素质量百分含量的同时，还进一步地控制了钢中C、Mn元素的质量百分含量满足：C+Mn/6≥0.35％。

进一步地，在本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板中，在不可避免的杂质中，P≤0.015％，S≤0.003％，N≤0.006％。

在本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板中，P元素、S元素和N元素均为钢中的杂质元素，在技术条件允许情况下，为了获得性能更好且质量更优的钢材，应尽可能降低钢中杂质元素的含量。因此，除特殊要求外应尽可能降低钢中P元素含量，并具体将P元素的质量百分含量控制为P≤0.015％。

此外，杂质元素S所配合形成的MnS会严重影响钢材的成形性能，因而在本发明中，严格控制钢中S元素的质量百分含量满足S≤0.003％。另外，由于杂质元素N容易导致板坯表面产生裂纹或气泡，因而，在本发明中，控制N元素的质量百分含量满足N≤0.006％。

进一步地，在本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板中，其微观组织为残余奥氏体+细小的块状回火马氏体+贝氏体。

进一步地，在本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板中，其中回火马氏体的体积相比例≥55％，贝氏体的体积相比例大于0且＜15％。

进一步地，在本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板中，其中回火马氏体的直径不大于10微米。

在本发明中，本发明钢设计的成分是以C+Mn+B为主的成分体系，其通过C、Mn、B元素的配合设计，可以保证马氏体体积分数含量大于55％。同时保证贝氏体C曲线左移，铁素体和珠光体C曲线右移，以确保最终获得的微观组织中具有一定体积分数的贝氏体，且贝氏体的体积相比例小于15％。

需要说明的是，在本发明中，根据前期经验及研究结果，本发明通过合金元素和制造工艺的合理设计，能够确保冷轧钢板获得残余奥氏体+细小块状回火马氏体(块状马氏体的直径不大于10微米)+贝氏体的微观组织。其中，马氏体回火后应力降低、硬度下降，同时内部能够产生可作为氢陷阱的细小弥散析出物，以上均是有利于延迟开裂性能改善的因素；而残余奥氏体的获得不仅有利于延迟开裂，还有利于提升冷轧钢板的成型性能。

进一步地，在本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板中，其性能满足：

当抗拉强度为1300-1400MPa时，90度冷弯性能表征参量R/t极限值≤2.5，当抗拉强度大于1400MPa且≤1500MPa时，90度冷弯性能表征参量R/t极限值≤3，当抗拉强度大于1500MPa且≤1650MPa时，90度冷弯性能表征参量R/t极限值≤3.5，当抗拉强度在1650MPa以上时，90度冷弯性能表征参量R/t极限值≤4，其中R表示弯曲半径，t表示板厚；

在预置应力大于等于1.05倍抗拉强度的情况下，在1mol/L浓度的盐酸内浸泡300小时以上不发生延迟开裂。

需要说明的是，在本发明中，残余奥氏体+细小的块状回火马氏体+贝氏体的获得共同决定了本发明所设计的这种1300MPa以上级冷轧钢板中钢板所具备的良好的成型性能。在本发明所设计的这种1300MPa以上级冷轧钢板中，当抗拉强度为1300-1400MPa时，90度冷弯性能表征参量R/t极限值≤2.5，当抗拉强度为1401-1500MPa时，90度冷弯性能表征参量R/t极限值≤3，当抗拉强度为1501-1650MPa时，90度冷弯性能表征参量R/t极限值≤3.5，当抗拉强度为1650MPa以上时，90度冷弯性能表征参量R/t极限值≤4。

相应地，本发明的另一目的在于提供上述1300MPa以上级冷轧钢板的制造方法，其对制造工艺进行了优化设计，采用该制造方法制得的冷轧钢板在具有超高强度的同时，还具有优异的抗延迟开裂性能和弯曲性能。

为了实现上述目的，本发明提出了上述的1300MPa以上级冷轧钢板的制造方法，其包括步骤：

(1)冶炼和铸造；

(2)热轧；

(3)冷轧；

(4)退火；

(5)连续式回火温度：回火温度为400-550℃，回火时间为10-300s，然后再以30℃/s以上的速度冷却到室温；

(6)平整；

(7)非连续式回火：回火温度为180-260℃，回火时间为0.5-6h。

在本发明所设计的这种技术方案中，贝氏体的获得是本发明的特点之一，在步骤(4)连续退火的冷却过程中，钢材能够先获得部分贝氏体，以保证后续生成的马氏体围绕贝氏体细小弥散形核并不剧烈长大，从而最终形成细小块状马氏体，其最终可以获得直径不大于10微米的细小块状回火马氏体。

此外，本发明的另一特点辨识在制造方法中优化设计了两次回火，其在第一次连续式回火工艺完成后，在平整完成后，还进一步地采用了非连续式二次回火。这一设计的目的是为了使马氏体组织回火，同时使未转变的奥氏体富碳，以便冷却后获得最终的残余奥氏体+细小的块状回火马氏体+贝氏体组织。

在本发明中，在步骤(5)的连续式回火工艺中，具体控制回火温度为400-550℃，控制回火时间为10-300s，是因为此工艺决定了最终马氏体的形态及尺寸。在本发明所设计的这种制造方法中，本发明最终可以获得直径不大于10微米的细小块状回火马氏体，其每种具体成分的回火温度和回火时间需要根据动态CCT曲线具体设定，以确保获得15％以下比例的贝氏体，其不会对钢材的强度造成很大影响。

另外，在步骤(7)的非连续式回火工艺中，其具体控制回火温度为180-260℃，回火时间为0.5-6h；此工艺为非连续式低温过时效回火工艺，可用罩式炉实现。利用该非连续式回火工艺，可以使马氏体组织回火，同时使未转变的奥氏体富碳，以便冷却后获得最终的残余奥氏体+细小回火马氏体+贝氏体组织。马氏体回火后应力降低、硬度下降，同时内部产生可作为氢陷阱的细小弥散析出物，以上均是有利于延迟开裂性能改善的因素。而残余奥氏体的获得不仅有利于延迟开裂，还有利于提升钢材的成型性能。

需要注意的是，步骤(7)的这种非连续回火工艺也需要根据具体成分合理地设计工艺，当回火温度太高和/或回火时间太长时，均有可能造成钢材抢的江都，或者使材料出现严重的屈服平台，影响冲压性能；而当回火温度太低和/或回火时间太短时，则无法明显使马氏体回火，不能获得足量的残余奥氏体，无法改善成型性能。因此，为了确保钢材的性能，在本发明中，具体控制非连续回火工艺中的回火温度为180-260℃，回火时间为0.5-6h。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，先加热至1100-1250℃，保温0.3小时以上，然后采用Ar3(奥氏体转变温度)以上温度热轧，轧后以30-80℃/s的速度快速冷却，控制卷取温度为530-600℃。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，控制冷轧压下率为45-65％。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，控制退火均热温度为830-870℃，保温时间为30-150s，然后以5-15℃/s的冷却速度冷却到730-780℃之间；然后再以50-700℃/s的速度冷却到连续式回火温度。

在本发明上述技术方案中，在步骤(4)的退火步骤中，将退火均热温度限定在830-870℃之间，保温时间为30-150s，是因为其所要实现的是完全奥氏体化温度均热退火。当在步骤(4)中所采用的退火均热温度低于830℃，且小于30s时，则无法获得足够的抗拉强度；而当所采用的退火均热温度高于870℃，且大于150s时，则会导致钢材的成型性能大幅下降。

相应地，在一些优选的实施方式中，可以优选地控制退火均热温度在850-860℃之间，这样即能保证完全奥氏体化，又能保证获得的晶粒尺寸不粗化，从而得到较好的成型性能。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，控制退火均热温度为850-860℃。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(6)中，控制平整率为0-0.3％。

相较于现有技术，本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板及其制造方法具有如下所述的优点以及有益效果：

本发明开发了一种新的1300MPa以上级冷轧钢板及其制造方法，其通过合理的成分匹配及工艺设计，可以获得低延迟开裂敏感性、高弯曲性能的1300MPa以上级冷轧钢板。

该1300MPa以上级冷轧钢板具有十分优异的抗延迟开裂性能，其在预置应力大于等于1.05倍抗拉强度的情况下，可以在1mol/L浓度的盐酸内浸泡300小时以上不发生延迟开裂。同时，这种冷轧钢板所具备的残余奥氏体+细小的块状回火马氏体+贝氏体的微观组织直接决定了本发明设计的冷轧钢板具有良好的成型性能，所设计的这种冷轧钢板当抗拉强度为1300-1400MPa时，90度冷弯性能表征参量R/t极限值≤2.5，当抗拉强度大于1400MPa且≤1500MPa时，90度冷弯性能表征参量R/t极限值≤3，当抗拉强度大于1500MPa且≤1650MPa时，90度冷弯性能表征参量R/t极限值≤3.5，当抗拉强度在1650MPa以上时，90度冷弯性能表征参量R/t极限值≤，其中R表示弯曲半径，t表示板厚。

综上所述可以看出，本发明所设计的这种冷轧钢板在具备超高强度的同时，还具有优异的抗延迟开裂性能和弯曲成型性能，其可以有效制备汽车零部件，并应用于汽车工业中，具有良好的推广前景和应用价值。

具体实施方式

下面将结合具体的实施例对本发明所述的1300MPa以上级冷轧钢板及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

实施例1-18

表1列出了实施例1-18的1300MPa以上级冷轧钢板所设计的各个化学元素的质量百分配比。

表1.(wt％，余量为Fe和除P、S、N以外其他不可避免的杂质)

本发明所述的实施例1-18的1300MPa以上级冷轧钢板均采用以下步骤制得：

(1)按照表1所示的化学成分进行冶炼和铸造，以获得铸坯。

(2)热轧：针对获得的铸坯，先加热至1100-1250℃，并保温0.3小时以上，然后采用Ar3以上温度热轧，轧后以30-80℃/s的速度快速冷却，冷却至卷取温度后进行卷取，控制卷取温度为530-600℃。

(3)冷轧：控制冷轧压下率为45-65％。

(4)退火：控制退火均热温度为830-870℃，优选为850-860℃，保温时间为30-150s，然后以5-15℃/s的冷却速度冷却到730-780℃之间；然后再以50-700℃/s的速度冷却到连续式回火温度。

(5)连续式回火温度：控制回火温度为400-550℃，控制回火时间为10-300s，然后再以30℃/s以上的速度冷却到室温。

(6)平整：控制平整率为0-0.3％。

(7)非连续式回火：对平整后的钢板进行非连续式回火，并控制回火温度为180-260℃，回火时间为0.5-6h。

本发明所述的实施例1-18的1300MPa以上级冷轧钢板的化学元素成分和相关工艺设计均满足符合本发明设计规范要求。

表2-1和表2-2列出了实施例1-18的1300MPa以上级冷轧钢板在上述工艺步骤中的具体工艺参数。

表2-1.

注：在上述表2-1中，实施例1-18所采用的热轧温度均＞Ar3，各实施例在本发明要求工艺范围内的Ar3在730-850℃之间。

表2-2.

在本发明中，将经过上述工艺步骤(1)-(7)得到的成品实施例1-18的1300MPa以上级冷轧钢板分别取样，并对各实施例钢板的微观组织进行观察和分析，观察发现，各实施例的冷轧钢板的微观组织均为残余奥氏体+细小的块状回火马氏体+贝氏体。

此外，发明人还进一步地对成品实施例1-18的1300MPa以上级冷轧钢板的微观组织中各组分的体积相比例进行了分析，并对回火马氏体的直径进行了检测，相关分析和检测结果列于下述表3之中。

表3.

通过分析和检测可以看出，在本发明中，实施例1-18的1300MPa以上级冷轧钢板的回火马氏体的体积相比例在68-91％之间，贝氏体的体积相比例在5-14％之间，且其回火马氏体的直径在4.3-8.7微米之间。

相应地，在完成上述观察以及分析之后，可以进一步地制得的成品实施例1-18的1300MPa以上级冷轧钢板分别取样，并对各实施例的冷轧钢板样品进行相关力学性能测试，以获得其力学强度、延伸率和弯曲性能，并将所得的力学性能检测结果列于表4中。

相关力学性能测试方法如下所述：

拉伸试验测试：根据GB/T 228(金属材料拉伸试验》第1部分:室温试验方法，进行检测试验，以检测获得实施例1-18的1300MPa以上级冷轧钢板的屈服强度、抗拉强度和延伸率。

另外，各实施例冷轧钢板的弯曲性能由90度冷弯性能表征参量R/t极限值进行表征，其中板厚t是固定的，保证弯曲不开裂的弯曲半径R是变化的。保证弯曲不开裂的弯角半径R最小时，能够获得R/t极限值。所获得的90度冷弯性能表征参量R/t极限值越大，则意味着弯曲能力越差；所获得的90度冷弯性能表征参量R/t越小，则意味着弯曲能力越好。

表4列出了实施例1-18的1300MPa以上级冷轧钢的力学性能测试结果。

表4.

如表4所示，本发明所述的实施例1-18的1300MPa以上级冷轧钢板在具有超高强度的同时，还具有良好的冷弯曲变形能力，其屈服强度在1128-1503MPa之间，其抗拉强度在1321-1738MPa之间，其延伸率在6.1-10.1％之间。同时，在这些实施例1-18可以看出，当抗拉强度为1300-1400MPa时，90度冷弯性能表征参量R/t极限值≤2.5，当抗拉强度为1401-1500MPa时，90度冷弯性能表征参量R/t极限值≤3，当抗拉强度为1501-1650MPa时，90度冷弯性能表征参量R/t极限值≤3.5，当抗拉强度为1650MPa以上时，90度冷弯性能表征参量R/t极限值≤4。由此可见，这些实施例1-18的冷轧钢板在具有超高强度的同时，还具有十分优异的弯曲变型性能。

相应地，本发明所制备的这种实施例1-18的冷轧钢板，不仅具有上述优异的力学性能，其同时还具备有优异的抗延迟开裂性能。

为了验证所制备实施例1-18的冷轧钢板的抗延迟开裂性能，发明人对各实施例钢板再次进行了取样，并控制各实施例的冷轧钢板进行泡酸试验，即采用盐酸溶液浸泡试验进行评价，线切割加工的试样通过弯曲分别加载至1.05、1.1、1.15、1.2倍抗拉强度，并在0.1mol/L的HCl溶液中浸泡300h，不更换溶液，每次更换溶液前用毛刷去除表面腐蚀产物，控制试验时间为300h。

在本发明中，在完成上述泡酸实验后，对样板进行观察，当样板无开裂，则代表该应力条件下抗延迟开裂能力较优，标记为“OK”；若样板出现开裂，则表示该应力条件下抗延迟开裂性能不佳，并标记为“NG”。

表5列出了实施例1-18的冷轧钢板在进行泡酸试验后的试验结果。

表5.

如上述表5所示，所制备的实施例1-18的冷轧钢板具有十分优异的抗延迟开裂性能，所有的实施例钢板在预置应力大于等于1.05倍抗拉强度的情况下，在1mol/L浓度的盐酸内浸泡300小时以上，均不发生延迟开裂。

需要说明的是，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。