一种磷化性能和成形性能优良的冷轧高强度钢板及其制造方法与流程

本发明属于冷轧高强钢领域，具体涉及一种磷化性能和成形性能优良的冷轧高强度钢板及其制造方法。

背景技术：

近年来，随着环保法和碰撞法规的要求越来越高，汽车上开始大量使用强度在590～980MPa级别的高强度冷轧钢板替代传统汽车用钢，从而实现车身零件的高强减薄，达到节能减重、提高安全性和降低制造成本的目的。

为进一步提升车身轻量化效果，材料强度需进一步提高，即强度达到1180MPa以上，然而，随着强度的增加，钢板的成形性逐渐劣化，因此，期望开发兼具有高强度和高成形性的钢板。

通常，钢板在汽车上使用之前需要进行涂装，而在涂装前需要进行磷化处理，使钢板表面形成磷化膜，正常的磷化膜具有均匀致密，磷化结晶细小的特点，可改善涂层附着力，增强电泳效果，提高零件涂装后的耐蚀性，因此，磷化的好坏直接决定了涂装质量和汽车的耐蚀性，进而影响着钢板在汽车上的应用。

为同时提高钢板的强度和成形性，通常会在钢中加入一定量的Si，然而，高Si成分设计的钢板在连续退火时，Si元素会在钢板表面富集形成Si的氧化物，该氧化物在磷化过程中阻碍了磷化过程的均匀反应，引发磷化覆盖不良，磷化结晶尺寸粗大等问题，从而导致了钢板的磷化性能恶化，涂装质量和耐蚀性不过关，严重限制了高Si成分设计的钢板在汽车上的应用。因此，改善高Si成分设计的冷轧高强度钢板在使用过程中的磷化涂装性能一直是主要问题。

中国专利CN103154297A公开了一种高强度冷轧钢板及其制造方法，钢板中含有C：0.01～0.18％、Si：0.4～2.0％、Mn：1.0～3.0％、P：0.005～0.060％、S≤0.01％、Al：0.001～1.0％、N≤0.01％且其余为Fe和不可避免的杂质，对该钢板进行连续退火时，控制加热炉温度为A℃以上且B℃以下(A：600≤A≤780，B：800≤B≤900)的温度区域的气氛露点为-10℃以上，并且，在连续退火后在含有硫酸的水溶液中进行电解酸洗，中国专利CN103140597A公开的一种高强度钢板及其制造方法与其类似，但退火炉内温度在750℃以上时气氛露点的设定为-40℃以下。上述两个专利均在退火后采用了酸洗工序，不仅增加了生产成本、降低了生产效率，并且，酸洗工序本身及酸液废液处理对环境也存在不利影响。

中国专利CN103124799A公开的一种高强度钢板及其制造方法，其要点为：使均热过程中退火炉内温度为820℃以上且1000℃以下的温度区域的气氛露点为-45℃以下，并且，使冷却过程中退火炉内温度为750℃以上的温度区域的气氛露点为-45℃以下。通过该种处理，气氛中的还原能力增强，并且可以使在钢板表面上发生选择性表面氧化后的Si、Mn等易氧化性元素的氧化物还原。然而，实际连续退火生产时，将气氛露点连续稳定控制在-45℃以下技术难度较大，不仅对生产装备和生产技术水平有很高的要求，生产成本方面也不具备优势。

中国专利CN104508155A公开了一种高强度钢板及其制造方法，钢板的化学成分以质量百分数％计含有C：0.03～0.35％、Si：0.01～0.5％、Mn：3.6～8.0％、Al：0.01～1.0％、P≤0.10％、S≤0.010％且余量为Fe和不可避免的杂质，对该钢板进行连续退火时，退火炉内，设定钢板的最高温度为600～750℃，时间为30秒～10分钟，将气氛中的露点设定为-10℃以上。该方法中Si含量在0.01～0.5％的范围内，但Mn含量较高，达到3.6～8.0％，不仅无法充分利用廉价Si元素的强韧化作用，而且较高的Mn含量已经达到特殊钢的范畴，一方面在成本方面不利，另一方面也会带来炼钢、连铸和后续热处理生产的大量技术问题。

中国专利CN102666923A公开了一种高强度冷轧钢板及其制造方法，钢板中含有C：0.05～0.3％、Si：0.6～3.0％、Mn：1.0～3.0％、P≤0.1％、S≤0.05％、Al：0.01～1％、N≤0.01％且其余为Fe和不可避免的杂质，对该钢板进行连续退火时，控制氧浓度，实现在退火前的氧化处理。在氧浓度为1000ppm以上的气氛下对钢板进行第一次加热，直至钢板温度达到630℃以上，接着，在氧浓度低于1000ppm的气氛下对钢板进行第二次加热，直至钢板温度达到700～800℃，使得钢板表面形成0.1g/m²以上的氧化量，接着，利用露点为-25℃以下，1～10％H₂-N₂的还原性气氛进行退火。该制造方法中，在退火前增加了氧化处理工序，需要产线配备相应装置同时控制加热温度和氧浓度，操作难度较大，现有大多数连续退火产线不具备此类功能，而且，利用高含氧量的气氛实现钢板表面的非选择性氧化，氧化反应程度对气氛非常敏感，反应均匀性难以保证，易出现氧化层厚度及氧化程度的不均，后续通过还原反应生成还原铁层也容易发生厚度不均，导致产品磷化性能不良。

技术实现要素：

本发明的目的在于提供一种磷化性能和成形性能优良的冷轧高强度钢板及其制造方法，该钢板具有良好的磷化性能和成形性，室温组织为具有铁素体、马氏体以及残余奥氏体的复相组织，抗拉强度≥1180MPa，延伸率≥14％，适用于制造汽车结构件和安全件。

为达到上述目的，本发明提供的技术方案如下：

一种磷化性能和成形性能优良的冷轧高强度钢板，其化学成分按重量百分比含有：C 0.15～0.25％，Si 1.50～2.50％，Mn 2.00～3.00％，P≤0.02％，S≤0.01％，Al 0.03～0.06％，N≤0.01％，其余为Fe和不可避免的杂质元素，所述钢板表层存在厚度为1～5μm的内氧化层，所述内氧化层以铁为基体，该基体中含有氧化物颗粒，所述氧化物颗粒为Si氧化物、Si与Mn的复合氧化物中的至少一种，表面无Si、Mn元素富集；

所述氧化物颗粒的平均直径为50～200nm，氧化物颗粒间的平均间距λ满足下述关系：

A＝0.247×(0.94×[Si]+0.68×[Mn])^1/2×d

B＝1.382×(0.94×[Si]+0.68×[Mn])^1/2×d

A≤λ≤B

其中，[Si]为钢中Si的含量％；[Mn]为钢中Mn的含量％；d为氧化物颗粒直径，单位nm。

优选地，所述氧化物颗粒为氧化硅、硅酸锰、硅酸铁以及硅酸锰铁中的至少一种。

进一步，所述的钢板含有Cr 0.01～1％，Mo 0.01～0.5％和Ni 0.01～2.0％中的至少一种。

又进一步，所述的钢板含有Ti 0.005～0.5％，Nb 0.005～0.5％和V0.005～0.5％中的至少一种。

本发明所述磷化性能和成形性能优良的冷轧高强度钢板的室温组织具有铁素体、马氏体以及残余奥氏体的复相组织，其中，残余奥氏体含量不低于5％，该冷轧高强度钢板的抗拉强度≥1180MPa，延伸率≥14％。

在本发明的成分设计中：

C：是钢中为了确保强度而必需的固溶强化元素，是奥氏体稳定化元素。C含量过低时，残余奥氏体的含量不足且材料强度偏低，而C含量过高时，钢材的焊接性能显著恶化，因此，本发明控制C含量为0.15～0.25％。

Si：具有提高强度同时改善钢材成形性的作用，本发明中大量添加。但过量添加Si，钢板脆化变得显著，冷轧时易在钢板端部产生裂纹，阻碍生产效率。因此，本发明控制Si含量为1.50～2.50％。

Mn：增加了奥氏体的稳定性，同时降低了钢淬火时的临界冷却温度以及马氏体转变温度Ms，提高钢板的淬透性。此外，Mn是固溶强化元素，对提高钢板的强度有利，因此，需要在本发明中大量添加，但过高的Mn含量会导致连铸工序中钢坯裂纹产生，且影响钢材的焊接性能。因此，本发明控制Mn含量为2.00～3.00％。

P：在本发明中是杂质元素，使得焊接性能变差，增加钢的冷脆性，降低了钢的塑性，因此，需要控制P在0.02％以下。

S：同样作为杂质元素，使得焊接性能变差，降低钢的塑性，因此，需要控制S在0.01％以下。

Al：是为了钢水的脱氧而添加的。Al含量过低时，无法达到脱氧的目的，而Al含量过高，脱氧效果饱和。因此，本发明控制Al含量在0.03～0.06％。

N：是粗钢中含有的杂质，N与Al结合AlN颗粒，影响钢板的延展性和热塑性。因此，期望尽可能在炼钢工序将N含量控制在0.01％以下。

Cr：有助于奥氏体晶粒的细化，同时，提高钢板的淬透性，提高钢的强度。因此，为达到高强度，可适当添加Cr。但不宜过高，当Cr含量超过1.0％时，钢板的成本提高，焊接性能变差，因此，在本发明中，将Cr的含量控制在0.01～1.0％。

Mo：可提高钢板的淬透性，进而提高钢板的强度。为保证钢板的淬透性，可适当添加Mo。然而，当Mo含量高于0.5％时，钢板的塑性明显下降，且生产成本提高，因此，本发明中将Mo含量的范围控制在0.01～0.5％。

Ni：Ni的作用与Mo类似，同样为提高钢板淬透性的元素。为保证抗拉强度达到1180MPa以上，可适量添加Ni。但Ni含量不宜过高，当Ni含量超过2.0％时，钢板的生产成本提高，因此，控制Ni的含量在0.01～2.0％。

Ti：Ti与C、S、N形成析出物而有效地提高钢板的强度和韧性。为达到上述效果，Ti含量需要在0.005％以上。另一方面，如果Ti含量超过0.05％，再增加其含量，对于钢的改善效果并不显著。因此，本发明中的Ti含量设计为0.005～0.05％。

Nb：通过析出强化而对钢进行强化，同时阻止奥氏体晶粒的长大，细化晶粒，同时提高强度和延伸率。当Nb含量小于0.005％时，无法达到上述的效果，但当Nb的含量超过0.1％时，析出强化过度发挥作用，导致成形性下降，同时，增加制造成本。因此，在本发明中，Nb含量的控制范围为0.005～0.1％。

V：V的作用与Nb类似，可形成碳化物，提高钢的强度。当V含量小于0.005％时，析出强化效果不显著。然而，当V含量大于0.1％时，析出强化效果过度发挥作用，导致钢板成形性下降。为此，在本发明中，V含量控制在0.005～0.1％。

本发明的冷轧高强钢板表层存在厚度在1～5μm的内氧化层，该内氧化层含有氧化物颗粒，所述氧化物颗粒为Si氧化物以及Si、Mn复合氧化物之中的一种或多种，本发明钢板表层一定厚度的内氧化层特征是必需的，其与钢板中的高Si、Mn含量有着必然的联系，保证了Si元素不在钢板表面富集形成Si的氧化物，使氧化反应由外氧化转变为内氧化，从而改善了钢板的磷化性能。

本发明冷轧高强钢板表层的内氧化层的厚度、氧化物颗粒的尺寸和氧化物粒子密度会直接影响内氧化层改善钢板表面状态作用的发挥，而氧化物密度可以通过氧化物颗粒的平均间距λ表达，其与Si、Mn含量以及氧化物颗粒直径的关系为：氧化物颗粒间的平均间距λ满足下述关系：

A＝0.247×(0.94×[Si]+0.68×[Mn])^1/2×d

B＝1.382×(0.94×[Si]+0.68×[Mn])^1/2×d

A≤λ≤B

其中，[Si]为钢中的Si元素含量，[Mn]为钢中的Mn元素含量，d为氧化物颗粒直径，单位nm。当内氧化层厚度＜1μm，Si氧化物颗粒平均直径＜50nm以及平均间距λ＞B时，内氧化层无法阻止Si向钢板表面富集，钢板表面仍形成大量的氧化物颗粒，外氧化无法得到有效抑制，而钢板表面的氧化物颗粒将严重阻碍磷化过程的均匀反应，造成表面黄锈，磷化不良，磷化结晶尺寸粗大等问题。

而当内氧化层厚度＞5μm，Si氧化物颗粒平均直径＞200nm以及平均间距λ＜A时，内氧化作用过于强烈，对钢板表面的韧性和成形性能有显著影响，因此，为保证钢板具有良好的磷化性能，钢板表层内氧化层的厚度为1～5μm，氧化物颗粒平均直径控制在50～200nm，氧化物颗粒间的平均间距λ控制在A与B之间。

本发明所述冷轧高强钢板的室温组织包含残余奥氏体，残余奥氏体含量不小于5％。在变形过程中，一定量的残余奥氏体发生相变转变为马氏体，发生TRIP效应，保证钢板在具有1180MPa强度的同时具有良好的成形性能。当残余奥氏体含量＜5％时，其TRIP效应不显著，钢板的强度和成形性无法保证。因此，期望保证室温组织中的残余奥氏体含量≥5％。

本发明还提供了该磷化性能和成形性能优良的冷轧高强度钢板的制造方法，包括以下步骤：

1)冶炼、铸造

按照上述化学成分冶炼和浇铸后制成板坯；

2)热轧、卷取

将板坯加热到1170～1300℃，保温0.5～4h，轧制，终轧温度≥850℃；卷取，卷取温度为400～700℃，获得热轧卷；

3)酸洗、冷轧

将热轧卷开卷，进行酸洗及冷轧，酸洗速度≤150m/min，冷轧压下量为40～80％，获得轧硬带钢；

4)连续退火

将获得的轧硬带钢开卷、清洗，加热至均热温度790～920℃，保温30～200s，其中，加热速率为1～20℃/s，加热段和保温段的气氛采用N₂-H₂混合气体，其中H₂含量为0.5～20％，退火气氛的露点为-25～10℃；；

之后快冷至200～300℃，冷却速度≥30℃/s；

然后再加热至350～450℃，保温60～250s，获得具有优良磷化性能和成形性的冷轧高强度钢板。

优选地，步骤2)中进行热轧时，对板坯再加热的温度为1210～1270℃，卷取温度为450～550℃。

又，步骤4)中的均热温度为810～870℃。

进一步，步骤4)中退火气氛的露点为-10～5℃。

本发明的制造工艺设计的理由如下：

本发明在热轧时，对板坯的再加热温度为1170～1300℃，优选1210～1270℃，加热温度过高，会造成板坯过烧，板坯内晶粒组织粗大导致其热加工性能降低，并且超高温会引起板坯表面严重脱碳；加热温度过低，板坯经高压水除鳞和初轧后，精轧温度过低，会造成坯料变形抗力过大。在热轧时，保温时间设为0.5～4h，若保温时间超过4h，会造成板坯内晶粒组织粗大同时板坯表面脱碳严重，若保温时间低于0.5h，则板坯内部温度尚未均匀。

本发明需要控制终轧温度在850℃以上，完成对铸坯的热轧，终轧温度过低会造成板坯变形抗力过高，从而难以生产出所需厚度规格的钢板且板形不良。

本发明在400～700℃进行热轧板的卷取，优选卷取温度为450～550℃。若卷取温度过高，则钢板表面的氧化铁皮生成过厚，难于酸洗，而如果卷取温度过低，则热卷强度偏高，难于冷轧，影响生产效率。

本发明在酸洗时，酸洗速度≤150m/min，若酸洗速度过快，钢板表面的氧化皮无法完全去除，易形成表面缺陷。将酸洗后的热轧钢板冷轧变形至规定厚度，冷轧压下量为40～80％，大的冷轧压下量可以在后续退火过程中提高奥氏体形成速率，有助于提高退火钢板的组织均匀性，从而提高钢板的延展性。但如果冷轧压下量过大，会因加工硬化导致材料的变形抗力非常高，使得制备规定厚度和良好板型的冷轧钢板变得异常困难。

本发明在退火过程中，均热温度控制在790～920℃，均热时间在30～200s，均热温度及均热时间的选取主要考虑对带钢基体组织和性能的影响以及对钢板表层内氧化层厚度的影响，而快冷温度，再加热温度以及再加热保温时间的选取则希望保证钢板中残余奥氏体的含量，以达到最佳的成形性能。如果均热温度低于790℃、均热时间低于30s，冷轧钢板的奥氏体化不充分，奥氏体组织不均匀，在随后的退火工艺后，无法形成足够量的残余奥氏体且奥氏体的稳定性不足，导致钢板最终的延伸率不足。当均热温度高于920℃、均热时间长于200s时，均热处理后钢板基体组织发生完全奥氏体相变，奥氏体稳定性降低，从而使得退火后钢板基体中残余奥氏体含量减少，同时退火后钢板表层形成的内氧化层厚度大于5μm，影响钢板的韧性和成形性。

本发明在快冷阶段，控制快冷温度在200～300℃，冷却速度≥30℃/s，保证钢板中生产一定量的马氏体组织。本发明的成分设计中，马氏体临界冷却速度为30℃/s，因此，为保证冷却过程中仅发生马氏体相变，冷却速度不小于30℃/s。如果快冷温度低于200℃，奥氏体全部发生马氏体转变，钢板室温组织中无残余奥氏体生成，而如果快冷温度高于300℃，则马氏体生成量较少，随后的再加热过程中，马氏体中碳含量向奥氏体中扩散的驱动力不足，导致奥氏体的稳定性不足，室温下钢板中残余奥氏体的含量小于5％，影响钢板的成形性。

本发明的再加热温度控制在350～450℃，再加热时间在60～250s。如果再加热温度低于350℃和再加热时间低于60s，钢板残余奥氏体稳定化过程不充分，室温下组织中的残余奥氏体含量小于5％，如果再加热温度高于450℃和再加热时间高于250s，钢板发生显著的回火软化，马氏体强度下降，则会使钢板的强度下降。

本发明在加热及均热段的退火气氛选用N₂-H₂混合气体，其中H₂含量为0.5～20％，目的是还原带钢表面的氧化铁。退火气氛的露点为-25～10℃，优选-10～5℃，在上述露点范围内，退火气氛对Fe都是还原性的，因此会把氧化铁还原。若退火气氛露点低于-25℃，则上述退火气氛对基体中的Si元素依然是氧化的，基体中的Si会在带钢表面形成连续致密的氧化物薄膜影响磷化性能。若退火气氛露点高于10℃，则退火气氛中的氧势过高，O原子向带钢基体扩散的能力加大，在钢板表层Si和Mn等合金元素形成内氧化层过厚，影响钢板的强度和成形性，同时，Si和Mn又开始在钢板表面形成富集，使得钢板的磷化性能恶化。

与现有技术相比，本发明的有益效果：

1)本发明的冷轧高强度钢板表层存在内氧化层，该内氧化层以铁为基体，厚度为1～5μm，含有氧化物颗粒，该内氧化层阻止了Si、Mn等元素向钢板表面富集，使得上述元素的氧化反应不在钢板表面发生，由外氧化转变为内氧化，该钢板表面无Si、Mn元素富集，从而改善了钢板的磷化性能，保证了高Si含量的冷轧高强钢板的优异的磷化性能。

2)本发明的冷轧高强钢板的室温组织包含残余奥氏体，在变形过程中，一定量的残余奥氏体发生相变转变为马氏体，发生TRIP效应，保证钢板在具有1180MPa强度的同时具有良好的成形性能。

3)本发明在退火过程中，均热温度及均热时间的选取主要考虑对带钢基体组织和性能的影响，以及对钢板表层内氧化层厚度的影响，而快冷温度，再加热温度以及再加热保温时间的选取则希望保证钢板中残余奥氏体的含量，以达到最佳的成形性能。

4)本发明在退火过程中，加热段及均热段的退火气氛选用N₂-H₂混合气体，其中H₂含量为0.5～20％，还原带钢表面的氧化铁，退火气氛的露点为-25～10℃，在该露点范围内，选用的退火气氛对Fe都是还原性的，因此，会将氧化铁还原，抑制了Si、Mn等易氧化元素在钢板表面的外氧化富集，使其转化成内氧化并在表层形成了1～5μm的内氧化层。

5)本发明可以在现有高强钢连续退火生产线上完成，无需做较大调整，在汽车结构件中将具有很好的应用前景，特别适合于制造形状较为复杂、对成形性能和耐蚀性能都要求较高的车辆结构件和安全件，如车门防撞杆、保险杠及B柱等。

附图说明

图1为本发明冷轧高强度钢板表面内氧化层的示意图，其中，1为钢板，2为内氧化层，3为氧化物颗粒。

图2为本发明实施例的冷轧高强钢板的截面扫描电镜背散射电子像，其中1为钢板，2为钢板表层的内氧化层。

图3为本发明实施例的冷轧高强度钢板经过磷化处理后表面扫描电镜二次电子像。

图4为对比例1的冷轧高强钢板的截面扫描电镜背散射电子像。

图5为对比例1的冷轧高强度钢板经过磷化处理后表面扫描电镜二次电子像。

具体实施方式

下面将结合附图说明和具体的实施例对本发明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。

实施例和对比例

本发明实施例1～16的磷化性能和成形性能优良的冷轧高强度钢板和对比例1～5的钢板采用下述步骤制得：

表1列出了实施例1～16和对比例1～5的各化学元素的质量百分比(％)，其余为Fe。

将具有表1所示成分的钢料经冶炼和浇铸后制成板坯，在1250℃加热温度下加热板坯，保温时间1h后进行热轧，在900℃以上的终轧温度下完成精轧，热轧钢板的厚度约为2.5mm。将所述热轧钢板在500℃下卷取，并进行酸洗和冷轧，冷轧压下量为52％，轧硬带钢的最终厚度为1.2mm。

将所获得的轧硬带钢开卷、清洗，进行退火，实施例和对比例的退火工艺、气氛条件参见表2，然后对退火后的冷轧高强度钢板的力学性能，残余奥氏体含量，表层内氧化层厚度，氧化物颗粒平均直径，平均间距以及磷化性能进行评价，评价结果参见表3。

从表3可以看出，经本发明的退火工艺配合，所有实施例的抗拉强度均在1180MPa以上，且延伸率在14％以上，其室温组织中残余奥氏体含量不低于5％，成形性良好，同时，通过控制退火气氛的露点，钢板表层存在1～5μm的内氧化层，内氧化层特征参见图1～2，经磷化处理后，磷化结晶均匀覆盖在钢板表面，且尺寸尺寸小于10μm，覆盖面积达到80％以上，磷化性能优良，参见图3。

结合表2和表3可知，对比例1的露点为-40℃，远低于本发明的设计下限，其表面无内氧化层生成(参见图4)，Si和Mn在钢板表面富集，因此，钢板磷化后，表面仅局部存在磷化结晶且结晶尺寸粗大，且大部分表面无磷化结晶覆盖，磷化性能不良，如图5所示。

而对比例2的快冷温度为100℃，奥氏体全部转变为马氏体，无残余奥氏体保留，因此，钢板的强度偏高，延伸率偏低。

对比例3的均热温度为755℃，低于设计要求的790℃，其均热过程中奥氏体化不充分，在随后的冷却和在加热过程中无法稳定足够量的残余奥氏体，因此，材料的强度和延伸率均偏低。

对比例4则由于采用了超出本发明设计上限的露点，钢板表面的内氧化层偏厚，影响了材料抗拉强度和延伸率，同时，过高的露点使得Si和Mn元素重新在钢板表面富集，钢板的磷化性能又开始变差。

结合表1和表3可知，对比例5的Si含量偏低，其延伸率无法达到14％。这是由于Si含量未达到设计下限，因此，在退火过程中，残余奥氏体的含量不足，致使其延伸率偏低。

拉伸试验方法为：采用JIS5号拉伸试样，拉伸方向垂直于轧制方向。

残余奥氏体含量测试方法：从钢板上切取15×15mm尺寸的试样，经过研磨和抛光后，进行XRD定量测试。

沿钢板截面取样，经过研磨和抛光后，在扫描电镜下以5000倍观察所有试样钢板的截面形貌。

氧化层中氧化物粒子平均直径和平均间距测定方法：沿钢板截面取样，经过研磨和抛光后，使用扫描电镜以10000倍随机观察10个视野，并用图像软件对氧化物颗粒平均直径和平均间距进行统计。

钢板磷化性能评价方法：将退火钢板依次经过脱脂、水洗、表调、水洗后进行磷化，之后再水洗、干燥，使用扫描电镜以500倍对磷化后的钢板随机观察5个视野，并用图像软件对磷化膜的未覆盖面积进行统计。若未覆盖面积不足20％且磷化结晶尺寸小于10μm，则判断磷化性能良好(OK)，反之，则判断磷化性能较差(NG)。

需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变化，均应属于本发明的保护范围。