一种耐蚀结构铝合金及制备方法与流程

本发明涉及有色金属材料技术领域，特别是指一种耐蚀结构铝合金及制备方法。

背景技术：

7xxx系(al-zn-mg)铝合金具有密度低、高比强度、易加工等优点，被广泛应用在交通运输、航空航天等领域。我国近年来大力发展高铁产业与航空产业，在高速列车与大飞机的设计与制造中，对7xxx系合金的强度、韧性以及耐腐蚀性能等综合性能提出了很高的要求。如果能在保证7xxx系合金具有高强度的同时，还拥有较好的耐腐蚀性能，将对高速列车与大飞机的技术发展具有重大的意义。

改善7xxx系铝合金性能的方法主要包括改变热处理工艺和微合金化两个方面。7xxx系铝合金在进行单级峰值时效时，合金晶内析出相细小而弥散，硬度和强度值达到最大值，而晶界析出相尺寸较小，且分布较为连续，当合金暴露在腐蚀环境下，晶界相优先被腐蚀，从而使得晶界成为合金腐蚀扩展的快速通道。因此，人们常采用双级或多级时效热处理制度来提高合金的耐蚀性，此时晶界析出相分布断续，不利于腐蚀扩展。另外，研究者通常在7xxx系合金中加入微量元素zr、sc等来改善合金的耐蚀性，因为zr和sc元素能在后续热处理中形成al3(sc，zr)弥散相，al3(sc，zr)粒子与基体为共格关系，可在变形和固溶过程中钉扎位错，阻止晶界迁移，这能有效抑制合金的再结晶行为，形成亚晶组织，从而提高合金的耐蚀能力。

技术实现要素：

有鉴于此，本发明的目的在于提出一种耐蚀结构铝合金及制备方法，耐蚀结构铝合金解决了铝合金力学性能和耐蚀性很难同时优化的问题，具有耐蚀、高强度、高塑性的特性；并且该铝合金的制备方法具有工艺简单，易于制备的特点，适合工厂化生产。

基于上述目的，本发明提供的一种耐蚀结构铝合金，以质量百分比计，所述耐蚀结构铝合金的组分为：

zn4～9％、mg1.5～2.8％、cu1～2.8％、mn0.2～0.35％、cr0～0.3％、zr0.1～0.4％、yb0.1～0.5％、er0.1～0.5％、sn0.1～0.4％、ge0.1～0.35％，余量为al及不可避免的杂质；所述铝合金的硬度≥143hv，屈服强度rp0.2≥387mpa，抗拉强度rm≥410mpa，伸长率a≥14.5％，剥落腐蚀实验等级达到p级。

优选的，以质量百分比计，所述耐蚀结构铝合金组分为：zn5.58～7.25％、mg2.17～2.64％、cu1.33～2.67％、mn0.22～0.33％、cr0.09～0.17％、zr0.12～0.23％、yb0.12～0.19％、er0.12～0.18％、sn0.11～0.23％、ge0.18～0.4％，余量为al及不可避免的杂质。

优选的，以质量百分比计，所述mn、cr、zr、yb、er、sn和ge的含量总量范围为0.7～2.5％。

本发明所述不可避免的杂质为fe和si；以质量百分比计，fe≤0.4％，si≤0.4％；一般来讲，fe和si的含量控制在0.3％以内。

基于相同的发明构思，本发明还提供了一种耐蚀结构铝合金的制备方法，包括如下步骤：

s1.将铝锭熔炼，然后加入含其余合金元素的物质并使其完全熔化，然后降温至720～730℃，浇铸，得铸锭；其中，熔炼温度为740～800℃，所述含其余合金元素的物质为含其余元素的中间合金或合金元素添加剂；

s2.经步骤s1中所得的铸锭进行双级均匀化处理；

s3.将步骤s2中所得的经过双级均匀化处理后的铸锭进行挤压或轧制处理，得铝合金粗品；

s4.将步骤s3中所得的铝合金粗品进行固溶处理，水淬，然后时效处理，得铝合金成品。

优选的，所述步骤s2中双级均匀化处理条件为，第一级在350～410℃下保温4～20h，第二级在460～480℃下保温8～24h。

优选的，所述步骤s3中将铸锭进行挤压或轧制处理前在450～470℃下保温1～4h；当对铸锭进行挤压时，挤压比≥4；当对铸锭进行轧制时，轧制变形量≥80％。

优选的，所述步骤s4中固溶处理温度为460～500℃，固溶处理时间为1～12h；时效处理温度为100～160℃，时效处理时间为18～72h。

本发明的zn、mg、cu、mn、cr、zr、yb、er、sn、ge、fe和si分别代表的金属元素为：锌、镁、铜、锰、铬、锆、镱、铒、锡、锗、铁和硅。

本发明耐蚀结构铝合金中zn、mg元素的主要作用是形成η(mgzn2)和t(al2zn3mg3)等强化相，提升合金强度。本发明铝合金中zn、mg的质量百分比含量范围分别为4～9％、1.5～2.8％，当zn、mg的含量低于范围下限时，不利于在合金中形成大量强化相，合金强度损失过大，达不到使用要求；当zn的含量高于范围上限时，合金中形成的初生相数量增加，合金断裂韧性与抗腐蚀能力大大降低，且过多的zn元素使得合金固溶后溶质原子浓度升高，从而增加合金的淬火敏感性；当mg的含量高于范围上限时，会导致其他元素溶解度下降，从而增加合金的淬火敏感性，另外还会降低合金的抗局部腐蚀能力。

本发明耐蚀结构铝合金中cu元素可以溶解在由zn、mg元素形成的强化相中，增加强化相体积分数，使得合金强度大大增加；此外添加cu元素后，通过析出相与位错的交互作用，或溶入析出相改变其电化学特性、降低晶界晶内电位差，合金的抗局部腐蚀能力得到明显改善。本发明铝合金中cu的质量百分比含量为1～2.8％，当cu含量低于范围下限时，上述强化作用与改善抗局部腐蚀作用不明显；当高于范围上限时，合金淬火敏感性大大增加，这是由于过多的cu元素减少了zn、mg等元素在基体中的溶解度，增大合金过饱和度。

本发明耐蚀结构铝合金中ge的质量百分比含量为0.1％～0.35％，当ge的质量百分比含量低于0.1％时，ge元素的影响过小，不能提高铝合金的耐蚀性能；当ge的质量百分比含量高于0.35％时，过多的ge元素会和si元素生成熔点较低的共晶相，或与mg元素在晶界处形成大量mg2ge相，这些相的存在会降低合金的塑性与韧性。另外，由于ge元素与空位结合能较高，过多的ge元素会抑制zn、mg、cu等元素的扩散，减少gp区及强化相数量，这可能会导致合金的强度大大降低。

本发明耐蚀结构铝合金中zr元素主要作用是形成细小弥散的al3zr粒子，以达到抑制再结晶与细化晶粒的作用，保留合金中亚结构组织，从而改善合金的耐蚀性，此外al3zr弥散相也能起到强化合金的作用。zr元素质量百分比含量应控制在0.1～0.4％，当zr元素含量低于范围下限时，合金中亚晶组织过少，耐蚀性大大降低；当zr元素含量过高时，合金中会形成较多al3zr弥散相的初生相，从而降低了合金的塑性与耐腐蚀性能，另外，过多的zr元素还会使基体中zn、mg、cu等元素的扩散速度降低，从而限制了gp区的形成，后期时效η’强化相数量随之减少，故设定zr元素含量不得高于0.4％。

在本发明耐蚀结构铝合金中添加一定含量的mn、cr元素可以加快合金的时效硬化行为，提高时效硬化强度，但含mn、cr的弥散相粗化过程较快，在淬火过程中容易诱导其它粗大第二相析出，增加合金淬火敏感性，故其含量不宜过高，应控制在本发明所述范围内。

在本发明耐蚀结构铝合金中同时添加er、yb和zr元素时，可以更有效地提升合金强度、塑性和耐蚀性等。er元素资源丰富、成本较低，er元素可以增加zn、mg元素的固溶度，促进时效过程中强化相η’相的析出，从而提高合金强度；er元素在铝合金中还能形成细小弥散且热稳定性较好的al3er相，该相不仅具有抑制晶界迁移、细化晶粒组织的作用，还能作为一种强化相提高合金的强度。yb元素在铝合金中可与zr元素相互作用，形成纳米级al3(yb，zr)弥散相，且相比无yb合金中al3zr弥散相，其数量密度更大，尺寸更加细小，这会更进一步抑制铝合金的再结晶行为，改善合金的耐蚀性。

在本发明耐蚀结构铝合金中，加入适量的sn元素可以细化铸态合金晶粒，因为sn在基体al中更易偏析于固液界面处，增加了成分过冷区域，有利于枝晶分支的形成，也能提供更多的形核点；另外，sn原子与mg原子易形成mg2sn相，这会消耗一定的mg原子，使得晶界处mg含量降低、cu含量上升，晶界与基体间的电位差变得更小，从而改善合金的耐蚀性。但sn含量不宜超过0.4％，因过多的sn元素会结合较多空位，抑制了时效初期gp区形成，使得合金强度下降，另外过多的mg2sn相会给合金的塑韧性带来不利影响。

本发明耐蚀结构铝合金微量元素mn、cr、zr、yb、er、sn、ge的含量总量范围应控制在0.7％～2.5％内，当其总含量低于0.7％时，产生的微合金化作用不明显，合金强度、塑性和耐蚀性等得不到有效提升；当其总含量高于2.5％时，合金淬火敏感性会大大增加，强度、塑性和耐蚀性难以调控，并且成本提高。

本发明不仅仅添加了这些稀有金属元素，也在于控制zn、mg、cu、mn、cr、zr、yb、er、sn和ge的含量，使其相互之间彼此配合，相互作用，以达到高强度、高塑性和耐腐蚀的目的。

本发明耐蚀结构铝合金中fe和si两种组分是熔炼原料中存在的不可避免的杂质。

本发明耐蚀结构铝合金的制备方法中，步骤s1铝合金各组分中al、zn、mg分别选取高纯al、高纯zn和高纯mg作为原料，cu、mn、cr、zr、yb、er、sn和ge分别选取al-48％cu、al-8％mn、al-3％cr、al-3％zr、al-5％yb、al-5％er、al-4％sn和al-5％ge中间合金作为原料，上述比例均为质量百分比；称取上述各合金组分原料后进行配料，以使最终制得的铝合金组分为：zn4～9％、mg1.5～2.8％、cu1～2.8％、mn0.2～0.35％、cr0～0.3％、zr0.1～0.4％、yb0.1～0.5％、er0.1～0.5％、sn0.1～0.4％、ge0.1～0.35％，余量为al及不可避免的杂质。首先将高纯al熔化，随后加入al-48％cu、al-8％mn、al-3％cr、al-3％zr、al-5％yb、al-5％er、al-4％sn、al-5％ge中间合金，再加入高纯zn，待其熔化并充分搅拌后，最后加入高纯mg。步骤s1中的浇铸是指高温的金属液体注入模具中得到铸锭的过程。

本发明耐蚀结构铝合金的制备方法中，步骤s4中固溶处理是指该铝合金粗品加热到高温单相区恒温保持一段时间，随后快速冷却，以得到过饱和固溶体的热处理工艺；时效处理是指将固溶淬火后的铝合金在某一温度下保温一段时间以达到金属性能变化的过程。

从上面所述可以看出，本发明的优点和有益效果是：

(1)本发明提供的耐蚀结构铝合金，较一般7xxx系(al-zn-mg)铝合金而言，自腐蚀电位最少正移0.046v，自腐蚀电位越正说明铝合金的腐蚀倾向越小，抗腐蚀能力越好；而交流阻抗谱实验结果表明，本发明耐蚀结构铝合金的容抗弧半径均明显增大，抗腐蚀能力明显改善。

(2)本发明提供的耐蚀结构铝合金，较一般7xxx系(al-zn-mg)铝合金而言，再结晶分数有所下降，小角度晶界明显增加，能有效抵抗腐蚀裂纹的扩展；晶界析出相的尺寸增加，且分布更加断续，也能进一步有效阻碍腐蚀裂纹的扩展。

(3)本发明提供的耐蚀结构铝合金，较一般7xxx系(al-zn-mg)铝合金而言，剥落腐蚀性能显著改善，与此同时，合金硬度与强度可以提升或仅有小幅度降低，伸长率增加。

(4)本发明提供的耐蚀结构铝合金，硬度≥143hv，屈服强度rp0.2≥387mpa、抗拉强度rm≥410mpa、伸长率a≥14.5％，剥落腐蚀实验等级达到p级。

附图说明

图1(a)为本发明实施例6中铝合金经剥落腐蚀液浸泡48h后的图。

图1(b)为本发明对比例6中铝合金经剥落腐蚀液浸泡48h后的图。

图2(a)为本发明实施例6中铝合金的纵截面金相组织图。

图2(b)为本发明对比例6中铝合金的纵截面金相组织图。

图3(a)为本发明实施例6中铝合金晶界析出相的透射电镜照片。

图3(b)为本发明对比例6中铝合金晶界析出相的透射电镜照片。

具体实施方式

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，对本发明进一步详细说明。

一、实施例

设计实施例1～7以及对比例1～9，实施例1～7及对比例1～9铝合金中各组分质量百分比如表1所示。

表1不同实施例和对比例的组分含量对比表

实施例1～7中耐蚀结构铝合金以及对比例1～9中铝合金的制备方法具体如下。

实施例1中耐蚀结构铝合金的制备方法如下：

称取各合金组分原料，根据铝合金各组分的质量百分比进行配料，控制熔炼坩埚的温度为740℃，首先将铝锭加入熔炼坩埚熔化，随后加入al-48％cu、al-8％mn、al-3％cr、al-3％zr、al-5％yb、al-5％er、al-4％sn和al-5％ge中间合金，再加入高纯zn，待其熔化并充分搅拌后，最后加入高纯mg，进行熔炼，在熔炼过程中进行充分搅拌、除气、除渣，待各合金组分熔炼完成后得合金熔体；将合金熔体降温至720℃，然后浇铸成铸锭。将铸锭进行锯切、铣面后再进行双级均匀化处理，即首先在410℃下保温4h，然后在460℃下保温24h，然后冷却。将双级均匀化处理后的铸锭在450℃下保温4h，然后轧制成板材即铝合金粗品，轧制变形量为80％。将铝合金粗品在460℃下固溶处理12h，水淬，然后160℃下，时效处理18h，得铝合金成品。

实施例2中耐蚀结构铝合金的制备方法如下：

称取各合金组分原料，根据铝合金各组分的质量百分比进行配料，控制熔炼坩埚的温度为800℃，首先将铝锭加入熔炼坩埚熔化，随后加入al-48％cu、al-8％mn、al-3％cr、al-3％zr、al-5％yb、al-5％er、al-4％sn和al-5％ge中间合金，再加入高纯zn，待其熔化并充分搅拌后，最后加入高纯mg。按照熔点由高到低的顺序依次加入各合金组分，最后加mg，进行熔炼，在熔炼过程中进行充分搅拌、除气、除渣，待各合金组分熔炼完成后得合金熔体；将合金熔体降温至730℃，然后浇铸成铸锭。将铸锭进行锯切、铣面后再进行双级均匀化处理，即首先在350℃下保温20h，然后在480℃下保温8h，然后冷却。将双级均匀化处理后的铸锭在470℃下保温1h，然后轧制成板材即铝合金粗品，轧制变形量为83％。将铝合金粗品在500℃下固溶处理1h，水淬，然后100℃下，时效处理72h，得铝合金成品。

实施例3中铝合金的制备方法如下：

称取各合金组分原料，根据铝合金各组分的质量百分比进行配料，控制熔炼坩埚的温度为770℃，首先将铝锭加入熔炼坩埚熔化，随后加入al-48％cu、al-8％mn、al-3％cr、al-3％zr、al-5％yb、al-5％er、al-4％sn和al-5％ge中间合金，再加入高纯zn，待其熔化并充分搅拌后，最后加入高纯mg。按照熔点由高到低的顺序依次加入各合金组分，最后加mg，进行熔炼，在熔炼过程中进行充分搅拌、除气、除渣，待各合金组分熔炼完成后得合金熔体；将合金熔体降温至722℃，然后浇铸成铸锭。将铸锭进行锯切、铣面后再进行双级均匀化处理，即首先在360℃下保温18h，然后在470℃下保温16h，然后冷却。将双级均匀化处理后的铸锭在460℃下保温2.5h，然后轧制成板材即铝合金粗品，轧制变形量为85％。将铝合金粗品在470℃下固溶处理9h，水淬，然后110℃下，时效处理48h，得铝合金成品。

实施例4中铝合金的制备方法如下：

称取各合金组分原料，根据铝合金各组分的质量百分比进行配料，控制熔炼坩埚的温度为750℃，首先将铝锭加入熔炼坩埚熔化，随后加入al-48％cu、al-8％mn、al-3％cr、al-3％zr、al-5％yb、al-5％er、al-4％sn和al-5％ge中间合金，再加入高纯zn，待其熔化并充分搅拌后，最后加入高纯mg。按照熔点由高到低的顺序依次加入各合金组分，最后加mg，进行熔炼，在熔炼过程中进行充分搅拌、除气、除渣，待各合金组分熔炼完成后得合金熔体；将合金熔体降温至728℃，然后浇铸成铸锭。将铸锭进行锯切、铣面后再进行双级均匀化处理，即首先在400℃下保温7h，然后在465℃下保温22h，然后冷却。将双级均匀化处理后的铸锭在455℃下保温3.5h，然后轧制成板材即铝合金粗品，轧制变形量为87％。将铝合金粗品在490℃下固溶处理4h，水淬，然后150℃下，时效处理24h，得铝合金成品。

实施例5中铝合金的制备方法如下：

称取各合金组分原料，根据铝合金各组分的质量百分比进行配料，控制熔炼坩埚的温度为760℃，首先将铝锭加入熔炼坩埚熔化，随后加入al-48％cu、al-8％mn、al-3％zr、al-5％yb、al-5％er、al-4％sn和al-5％ge中间合金，再加入高纯zn，待其熔化并充分搅拌后，最后加入高纯mg然后按照熔点由高到低的顺序依次加入各合金组分，最后加mg，进行熔炼，在熔炼过程中进行充分搅拌、除气、除渣，待各合金组分熔炼完成后得合金熔体；将合金熔体降温至724℃，然后浇铸成铸锭。将铸锭进行锯切、铣面后再进行双级均匀化处理，即首先在390℃下保温10h，然后在475℃下保温12h，然后冷却。将双级均匀化处理后的铸锭在465℃下保温2h，然后轧制成板材即铝合金粗品，轧制变形量为90％。将铝合金粗品在480℃下固溶处理6h，水淬，然后120℃下，时效处理38h，得铝合金成品。

实施例6中铝合金的制备方法如下：

称取各合金组分原料，根据铝合金各组分的质量百分比进行配料，控制熔炼坩埚的温度为790℃，首先将铝锭加入熔炼坩埚熔化，随后加入al-48％cu、al-8％mn、al-3％cr、al-3％zr、al-5％yb、al-5％er、al-4％sn和al-5％ge中间合金，再加入高纯zn，待其熔化并充分搅拌后，最后加入高纯mg。按照熔点由高到低的顺序依次加入各合金组分，最后加mg，进行熔炼，在熔炼过程中进行充分搅拌、除气、除渣，待各合金组分熔炼完成后得合金熔体；将合金熔体降温至726℃，然后浇铸成铸锭。将铸锭进行锯切、铣面后再进行双级均匀化处理，即首先在370℃下保温14h，然后在462℃下保温23h，然后冷却。将双级均匀化处理后的铸锭在453℃下保温4h，然后挤压成圆柱体棒材即铝合金粗品，挤压比为15.3。将铝合金粗品在475℃下固溶处理7.5h，水淬，然后130℃下，时效处理30h，得铝合金成品。

实施例7中铝合金的制备方法如下：

称取各合金组分原料，根据铝合金各组分的质量百分比进行配料，控制熔炼坩埚的温度为780℃，首先将铝锭加入熔炼坩埚熔化，随后加入al-48％cu、al-8％mn、al-3％cr、al-3％zr、al-5％yb、al-5％er、al-4％sn和al-5％ge中间合金，再加入高纯zn，待其熔化并充分搅拌后，最后加入高纯mg。按照熔点由高到低的顺序依次加入各合金组分，最后加mg，进行熔炼，在熔炼过程中进行充分搅拌、除气、除渣，待各合金组分熔炼完成后得合金熔体；将合金熔体降温至721℃，然后浇铸成铸锭。将铸锭进行锯切、铣面后再进行双级均匀化处理，即首先在380℃下保温12h，然后在478℃下保温10h，然后冷却。将双级均匀化处理后的铸锭在467℃下保温1.5h，然后挤压成圆柱体棒材即铝合金粗品，挤压比为14.9。将铝合金粗品在465℃下固溶处理10h，水淬，然后140℃下，时效处理26h，得铝合金成品。

对比例1～9中铝合金的制备方法分别同实施例中1、2、3、4、5、6、1、1和1中铝合金的制备方法相同。

二、性能测试试验

实施例1～7中耐蚀结构铝合金和对比例1～9中铝合金的力学性能测试按照国标gb/t228-2002进行，硬度测试根据国标gb/t4340.1-1999进行，剥落腐蚀实验按照国标gb/t22639-2008标准进行。

实施例1～7中耐蚀结构铝合金和对比例1～9中铝合金的力学性能及剥落腐蚀性能测试数据如表2所示。

实施例6中铝合金经剥落腐蚀液浸泡48h后的状态如图1(a)所示，对比例6中铝合金经剥落腐蚀液浸泡48h后的状态如图1(b)所示；实施例6中铝合金的纵截面金相组织图如图2(a)所示，对比例6中铝合金的纵截面金相组织图如图2(b)所示；实施例6中铝合金晶界析出相的透射电镜照片如图3(a)所示，对比例6中铝合金晶界析出相的透射电镜照片如图3(b)所示。

表2不同铝合金的力学性能及剥落腐蚀性能测试数据

由表2可知，实施例1～7中耐蚀结构铝合金与对比例1～9中铝合金相比，当主合金元素zn、mg、cu含量下降时，合金的硬度和强度下降较多，但伸长率会有所增大，耐蚀性无明显变化；当含ge元素时，合金的硬度和屈服强度稍有下降，抗拉强度基本不变，伸长率增大，但耐蚀性明显改善；当含yb、sn、er、zr等元素时，合金的强度、塑性均显著提高，且耐蚀性也表现出明显的改善。实施例1～7中耐蚀结构铝合金的剥落腐蚀等级均达到p级，说明较一般铝合金而言，本发明铝合金的突出特点在于耐蚀性得到很大程度改善。

以实施例6与对比例6为例，两合金的主合金元素zn、mg、cu含量相同，且制备方法相同，区别在于对比例6中不含yb、er、sn元素，实施例铝合金硬度上升27.7hv，屈服强度和抗拉强度分别上升76mpa和65mpa，伸长率提高了约19％，剥落腐蚀等级由eb提高为pa。

由图1(a)和图1(b)可知，经剥落腐蚀实验后，实施例6中本发明铝合金局部发生鼓皮现象，无金属剥落；而对比例6中铝合金出现严重剥层现象，大量金属脱落，可见本发明提供的铝合金在耐蚀性方面得到了很大程度的改善。统计两合金晶粒组织的再结晶分数，图2(a)中实施例6铝合金再结晶分数为36.6％，图2(b)中对比例6的铝合金再结晶分数为52.6％，可见实施例6铝合金中存在着更多的亚晶组织(图中黑色区域)，而亚晶组织中往往存在着大量小角度晶界，小角度晶界的腐蚀敏感性更低，这说明腐蚀过程在实施例6铝合金中更难发生。根据图3(a)和图3(b)分析晶界相对合金耐蚀性影响，图3(a)实施例6铝合金晶界相平均尺寸为62.9nm，平均分布间距为71.1nm，图3(b)中对比例6的铝合金晶界相平均尺寸为48.5nm，平均分布间距为47.2nm，可见实施例6铝合金中晶界析出相尺寸更大，分布更加断续，晶界析出相作为腐蚀过程中优先被腐蚀的第二相，其大小及分布对合金的耐蚀性影响较大，实施例6铝合金晶界相的特点决定了其抑制腐蚀裂纹扩展的能力更强。

由此可见，本发明提供的耐蚀结构铝合金剥落腐蚀性能显著改善，评定等级均达到p级；与此同时，本发明铝合金的硬度≥143hv，屈服强度rp0.2≥387mpa，抗拉强度rm≥410mpa，伸长率a≥14.5％。

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，并非旨在暗示本公开的范围(包括权利要求)被限于这些例子；在本发明的思路下，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，并存在如上所述的本发明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，均应包含在本发明的保护范围之内。