一种利用元素间正混合热制备的铁基非晶纳米晶合金及其制备方法和应用与流程

本发明涉及铁基非晶合金
技术领域：
，特别是涉及一种利用元素间正混合热制备的铁基非晶纳米晶合金及其制备方法和应用。
背景技术：
：铁基非晶合金具有高强度、高硬度以及优良的软磁性能，广泛应用于耐磨耐蚀涂层、电力变压器等工业领域。最早开发的铁基非晶合金都是单一非晶相的，如1967年合成的fe-c-p(duwze,j.appl.phys.,1967,38:4096)、1971合成的fe-p-b(yamauchi，jpn.j.appl.lett.,1971,10:1730.)、1975年合成了(fe,co,ni)-si-b(kikuchi，jpn.j.appl.phys.,1975,14:1077)等铁基非晶合金。20世纪80年代末和90年代初，日本研究者开发出fe-si-b-cu-nb(finemet)(yoshizawa，j.appl.phys.,1988,64:6047)和fe-(zr,nb)-b(nanoperm)(suziki，mater.trans.jim,1990,31:743)非晶合金，发现将其作为前驱体经过适当热处理使之形成纳米晶结构可显著的提高其软磁性能，使fe基非晶合金作为软磁材料有了更好的应用前景。自此，铁基非晶纳米晶合金成为了研究和开发的热点，多种铁基非晶纳米晶合金被成功开发了出来。目前制备铁基非晶纳米晶合金主要以先制备铁基单一非晶相合金为前驱体后经过适当的退火工艺为主，退火过程存在着工艺设备复杂、步骤多、易氧化等问题，同时退火后的合金中纳米晶的尺寸及密度难以控制，退火后的合金极易产生脆性，给器件制备过程中的弯折成型带来极大困难。在对铁基非晶纳米晶合金的研究开发过程中，研究者(hono，actamaterialia,1999,47:997；中国专利cn101629265a；)发现在合金中加入少量的cu可促进铁基非晶合金中体心立方结构的α-fe晶粒的形成与析出，经研究发现cu与fe具有正的混合热(+13kj/mol)，在相图上存在互溶度间隙，fe与cu原子具有排斥作用，在合金的形成过程中cu能够先于α-fe析出并作为α-fe析出的形核点，从而形成含有密集α-fe纳米晶粒的非晶纳米晶合金双相结构，有效的提高了其软磁性能。现有技术中，利用fe-cu间的正混合热这一特点已经成功制备出fe-si-p-c-b-cu、fe-si-b-cu-nb、fe-co-nb-si-b-cu非晶合金，例如gao等(appliedphysicsletters2011,99,052504)报道的fe75.3c7.0si3.3b5.0p8.7cu0.7合金急冷铸造后是非晶结构，通过在729k下真空退火30min获得了非晶纳米晶结构；中国专利cn102953020a公开的(fe1-xcox)76.5cu1nb2si11.5b9急冷甩带后再经过10-2pa或者惰性气氛在400℃-480℃下热处理后获得非晶纳米晶结构，中国专利cn106756643b公开的fe-si-b-p-cu-c系列合金同样是经过非晶前驱体在真空或保护气氛下热处理获得非晶纳米晶结构。但是，由于元素种类较多，制备工艺复杂，且含有b、nb等价格昂贵的元素，制备成本较高。对于金属元素仅包含铁的体系，仍然缺少利用元素间正混合热制备非晶纳米晶合金的方法。而且铁铜体系非晶纳米晶合金的制备方法都是通过制备出非晶前驱体再通过真空或保护气氛退火的工艺实现纳米晶结构。存在工艺设备复杂、步骤多、易氧化等问题，同时退火后的合金中纳米晶的尺寸及密度难以控制，退火后的合金极易产生脆性，给器件制备过程中的弯折成型带来极大困难。此外，由于非晶形成能力低，只能制备厚度为微米级的薄带，带材厚度过薄，在堆叠成器件时容易造成叠片系数低，减小铁芯的有效面积，增大能源损耗。如目前已经商业化应用的fe-si-b-cu-nb(finemet)合金其可制备的最大厚度约为50μm，中国专利cn106756643b公开的fe-si-b-p-cu-c系列非晶纳米晶合金薄带其厚度为20-30μm，这些合金的低非晶形成能力使其难以制备块状样品或器件，限制了其使用范围。因此，需要开发合金成分简单，非晶形成能力高能够制备较厚的带材或者块体器件，并且不通过复杂的退火工艺即具有优良软磁性能的合金体系。技术实现要素：本发明的目的是针对现有技术中铁基非晶纳米晶合金制备工艺复杂且制备的铁基非晶纳米晶合金厚度较薄的技术缺陷，而提供一种利用元素间正混合热制备的铁基非晶纳米晶合金，该铁基非晶纳米晶合金中，添加了与fe之间具有正混合热的sn、sb、mg、in、la、ce、ag、bi元素，元素种类较少，金属元素仅包含fe，类金属元素只有c和p，无b和si。本发明的另一个目的，是提供一种铁基非晶纳米晶合金的制备方法，在不需要退火工艺的情况下，制备得到了非晶纳米晶结构，简化了铁基非晶纳米晶合金的制备工艺。为实现本发明的目的所采用的技术方案是：一种利用元素间正混合热制备的铁基非晶纳米晶合金，所述铁基非晶纳米晶合金的成分表达式为：feacobnicpdcemf，其中：m选自sn、sb、mg、in、la、ce、ag、bi中的一种；a,b,c,d,e,f分别为fe，co，ni，p，c，m元素的原子百分含量且a+b+c+d+e+f＝100；其中，0≤b≤18，0≤c≤4，11≤d≤15，5≤e≤10，0.2≤f≤1。在上述技术方案中，m选自sn、sb、mg、in中的一种；b＝0，c＝0，13≤d≤15，5≤e≤7，0.2≤f≤1。在上述技术方案中，m选自la、ce中的一种；13≤b≤18，c＝0，13≤d≤15，5≤e≤7，0.2≤f≤1。在上述技术方案中，m选自ag、bi中的一种；2≤b≤4，2≤c≤4，11≤d≤13，7≤e≤10，0.2≤f≤1。在上述技术方案中，所述铁基非晶纳米晶合金采用如下制备工艺制备，包括以下步骤：步骤1：根据上述成分表达式中各元素的原子百分含量，选择相应元素的原料进行称重混合得初始配料；步骤2：将所述初始配料熔炼4-5次，得母合金，其中，熔炼温度为1500℃-1700℃，每次熔炼时间为5-10min；步骤3：将所述母合金熔化后冷却得到铁基非晶纳米晶合金。在上述技术方案中，在所述制备工艺的步骤1中，所述原料的纯度大于99.7wt％；在所述制备工艺的步骤3中，将所述母合金熔化后喷射到铜辊轮表面，熔化温度为1300-1400℃，喷射压力为0.05-0.07mpa，铜辊转速为30-50m/s，冷却得到条带状铁基非晶纳米晶合金；厚度为30-100μm；或者，将所述母合金熔化后吸铸或喷入到铜模具中，熔化温度1300-1400℃，吸铸压力为0.05-0.07mpa，冷却后得到块体柱状的铁基非晶纳米晶合金，所述块体柱状的直径为0.5-1mm。在上述技术方案中，所述铁基非晶纳米晶合金铸态时，纳米晶为体心立方α-fe，其尺寸为5-20nm。在上述技术方案中，所述铁基非晶纳米晶合金铸态时，饱和磁化强度为1.31-1.50t，矫顽力小于15a/m。本发明的另一个目的，一种铁基非晶纳米晶合金的制备方法，包括以下步骤：步骤1：根据成分表达式中各元素的原子百分含量，选择相应元素的原料进行称重混合得初始配料；所述成分表达式为：feacobnicpdcemf，其中：m选自sn、sb、mg、in、la、ce、ag、bi中的一种；a,b,c,d,e,f分别为fe，co，ni，p，c，m元素的原子百分含量且a+b+c+d+e+f＝100；其中，0≤b≤18，0≤c≤4，11≤d≤15，5≤e≤10，0.2≤f≤1；步骤2：将所述初始配料进行熔炼，熔炼温度为1500℃-1700℃，熔炼时间为5-10min，熔炼次数为4-5次，得母合金；步骤3：将所述母合金熔化后冷却得到铁基非晶纳米晶合金。本发明的另一个目的，上述铁基非晶纳米晶合金作为软磁材料的应用。与现有技术相比，本发明的有益效果是：1.本发明所提出的铁基非晶纳米晶合金所含元素种类少，类金属元素只有c和p，无b和si，且不含nb等昂贵元素，制备工艺更简单同时成本降低。2.本发明所提出的铁基非晶纳米晶合金在加入正混合热元素使得非晶形成能力降低后，选择co、ni为合金化元素提高合金的混乱度提升非晶形成能力。在满足形成能力的前提下不添加其他金属元素，以保证较高的铁含量使合金保持高饱和磁化强度。3.本发明所提出的铁基非晶纳米晶合金，通过少量添加正混合热元素，可以直接获得铸态状态即具有体心立方结构的α-fe晶粒的非晶纳米晶合金，且相比于全非晶合金具有更加优异的软磁性能。与现有的非晶纳米晶合金的制备工艺相比，本发明不需要通过真空或保护气氛退火，显著降低了工艺的复杂性，降低了制造成本，同时能够避免因退火产生的脆性，为器件的制造带来便利。4、本发明所提出的铁基非晶纳米晶合金最大可制备尺寸达0.5-1mm，相比于现有的材料只能制备微米级厚度的带材，需要进一步叠片才能制备器件，本发明能够允许制备更厚的带材，有利于后续器件制备时叠片系数的提高，并且对于小于1mm尺寸的微小型器件，本发明能够直接铸造成型，无需带材堆叠，能简化器件的制备工艺。附图说明图1所示为实施例1中所得样品1的xrd图；图2所示为实施例1中所得样品1的透射电子显微镜照片；图3所示为对比例1中所得样品1a的透射电子显微镜照片；图4所示为样品1和样品1a的磁滞回线。图5所示为实施例5中所得样品5的xrd图；图6所示为实施例5中所得样品5的透射电子显微镜照片；具体实施方式以下结合具体实施例对本发明作进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。本发明母合金的熔炼及块体柱状样品吸铸采用北京物科光电技术有限公司生产的wk-ii型真空电弧炉，单辊急冷制带设备是沈阳聚东真空技术研究所生产的sdj-j真空感应快淬熔炼炉，采用x射线衍射仪(xrd，philips,x’pertapd，cu-k，λ＝0.1541nm)、透射电子显微镜(tem，jeoljem-2100f)分析非晶合金带材的相组成与结构；采用振动样品磁强计(vsm，7407lakeshorecryotronics)获得合金的磁滞回线及饱和磁化强度、矫顽力值等数据。原料厂家纯度fe、co、ni、mg、sn北京翠铂林有色金属技术开发中心有限公司99.9％ag北京翠铂林有色金属技术开发中心有限公司99.99％ce北京翠铂林有色金属技术开发中心有限公司99.8石墨(c)北京翠铂林有色金属技术开发中心有限公司99.9％fep合金自制99.8％fep合金的制备方法：99.99％纯度的红磷与99.9％纯度的纯铁为原料，以重量比为fe:p＝15.6:84.4的比例称重配制，放入石英管中抽真空至10-4pa以上并封管，将石英管置入感应加热炉中加热至1500-1600℃保持10-15分钟，保证fe充分熔化并与p充分化合，冷却后获得含p量15.6％的fep合金。所用红磷购自国药集团化学试剂有限公司。实施例1一种利用元素间正混合热制备铁基非晶纳米晶合金的方法，包括以下步骤：步骤1：根据fe79.4p13c7sn0.6中各元素的原子百分含量，选择相应元素的原料进行称重混合得初始配料；原料纯度99.7％以上。步骤2：将所述初始配料放入真空电弧炉中进行熔炼，电弧炉先抽真空至3×10-3pa，充入高纯氩气0.06mpa，电弧熔炼温度1600℃，熔炼时间8分钟，反复熔炼5次，获得母合金；步骤3：将所述母合金置入单辊急冷制带装备中熔化，并将熔化后的熔液喷射到高速旋转的铜辊轮表面冷却得到条带状的铁基非晶纳米晶合金，其中熔化温度为1400℃，喷射压力为0.07mpa，铜辊转速为40m/s，所得条带状的铁基非晶纳米晶合金(样品1)厚度约为40μm。将所得条带状的铁基非晶纳米晶合金用xrd检测，如附图1所示，除代表非晶结构的漫散射峰外，还有一衍射强度比较低的衍射峰，对应体心立方α-fe的特征角度，表明材料中含有一定量的α-fe晶体相。经tem观察，如附图2所示，可见合金有非晶相和尺寸约为5-10nm的晶体相构成。说明此实施例成功获得了非晶纳米晶结构。实施例2一种利用元素间正混合热制备铁基非晶纳米晶合金的方法，包括以下步骤：步骤1：根据fe79.2p13c7mg0.8中各元素的原子百分含量，选择相应元素的原料进行称重混合得初始配料；原料纯度99.7％以上。步骤2：将所述初始配料放入真空电弧炉中进行熔炼，电弧炉先抽真空至3×10-3pa，充入高纯氩气0.06mpa，电弧熔炼温度1600℃，熔炼时间8分钟，反复熔炼5次，获得母合金；步骤3：将所述母合金置入单辊急冷制带装备中熔化，并将熔化后的熔液喷射到高速旋转的铜辊轮表面冷却得到条带状的铁基非晶纳米晶合金，其中熔化温度为1400℃，喷射压力为0.07mpa，铜辊转速为20m/s，所得条带状的铁基非晶纳米晶合金(样品2)厚度约为80μm。实施例3一种利用元素间正混合热制备铁基非晶纳米晶合金的方法，包括以下步骤：步骤1：根据fe64.4co15p14c6ce0.6中各元素的原子百分含量，选择相应元素的原料进行称重混合得初始配料；原料纯度99.7％以上。步骤2：将所述初始配料放入真空电弧炉中进行熔炼，电弧炉先抽真空至4×10-3pa，充入高纯氩气0.05mpa，电弧熔炼温度1500℃，熔炼时间6分钟，反复熔炼4次，获得母合金；步骤3：将所述母合金置入单辊急冷制带装备中熔化，并将熔化后的熔液喷射到高速旋转的铜辊轮表面冷却得到条带状的铁基非晶纳米晶合金，其中熔化温度为1350℃，喷射压力为0.05mpa，铜辊转速为40m/s，所得条带状的铁基非晶纳米晶合金(样品3)厚度约为50μm。实施例4一种利用元素间正混合热制备铁基非晶纳米晶合金的方法，包括以下步骤：步骤1：根据fe73.5co3ni3p11c9ag0.5中各元素的原子百分含量，选择相应元素的原料进行称重混合得初始配料；原料纯度99.7％以上。步骤2：将所述初始配料放入真空电弧炉中进行熔炼，电弧炉先抽真空至5×10-3pa，充入高纯氩气0.08mpa，电弧熔炼温度1500℃，熔炼时间10分钟，反复熔炼5次，获得母合金；步骤3：将所述母合金置入单辊急冷制带装备中，熔化后的熔液喷射到高速旋转的铜辊轮表面冷却得到条带状的铁基非晶纳米晶合金，其中熔化温度为1400℃，喷射压力为0.07mpa，铜辊转速为50m/s，所得条带状的铁基非晶纳米晶合金(样品4)厚度约为30μm。实施例5一种利用元素间正混合热制备铁基非晶纳米晶合金的方法，包括以下步骤：步骤1：根据fe79.4p13c7sn0.6中各元素的原子百分含量，选择相应元素的原料进行称重混合得初始配料；原料纯度99.7％以上。步骤2：将所述初始配料放入真空电弧炉中进行熔炼，电弧炉先抽真空至3×10-3pa，充入高纯氩气0.06mpa，电弧熔炼温度1600℃，熔炼时间8分钟，反复熔炼5次，获得母合金；步骤3：将所述母合金放入具有快速凝固铜模具的电弧炉熔化后吸铸到铜模具中，熔化温度1300-1400℃，吸铸压力为0.07mpa，冷却后得到块体柱状的铁基非晶纳米晶合金(样品5)，直径1mm。将所得铁基非晶纳米晶合金用xrd检测，如附图5所示，除代表非晶结构的漫散射峰外，还有一衍射强度比较低的衍射峰，对应体心立方α-fe的特征角度，表明材料中含有一定量的α-fe晶体相。经tem观察，如附图6所示，可见合金有非晶相和尺寸约为5-10nm的晶体相构成。说明此实施例成功获得了非晶纳米晶结构。对比例1对比例1与实施例1和实施例2相比，不含正混合热元素sn、mg，其余成分与实施例1、实施例2基本相同，采用与实施例1、实施例2完全相同的工艺步骤，其包括以下步骤：步骤1：根据fe80p13c7中中各元素的原子百分含量，选择相应元素的原料进行称重混合得初始配料；原料纯度99.7％以上。步骤2：将所述初始配料放入真空电弧炉中进行熔炼，电弧炉先抽真空至3×10-3pa，充入高纯氩气0.06mpa，电弧熔炼温度1600℃，熔炼时间8分钟，反复熔炼5次，获得母合金；步骤3：将所述母合金置入单辊急冷制带装备中，熔化后的熔液喷射到高速旋转的铜辊轮表面冷却得到条带状的合金样品1a，其中熔化温度为1400℃，喷射压力为0.07mpa，铜辊转速为40m/s，所得条带状的样品1a厚度约为40μm。将所得合金样品1a进行tem观察，如附图3可以看到，合金样品1a为均匀的全非晶结构，没有纳米晶存在。实施例1与对比例1的磁滞回线如图4所示，可以看出实施例1中的样品1的饱和磁化强度为1.49t，而对比例1中的样品1a的饱和磁化强度为1.35t，由此可见，通过少量添加正混合热元素，可以直接获得铸态状态即具有体心立方结构的α-fe晶粒的非晶纳米晶合金，且相比于全非晶合金具有更加优异的软磁性能。对比例2对比例2相比于实施例3，不包括co元素，其余成分与实施例3基本相同，采用与实施例3完全相同的工艺步骤，其包括以下步骤：步骤1：根据fe64.4p14c6ce0.6中各元素的原子百分含量，选择相应元素的原料进行称重混合得初始配料；原料纯度99.7％以上。步骤2：将所述初始配料放入真空电弧炉中进行熔炼，电弧炉先抽真空至4×10-3pa，充入高纯氩气0.05mpa，电弧熔炼温度1500℃，熔炼时间6分钟，反复熔炼4次，获得母合金；步骤3：将所述母合金置入单辊急冷制带装备中，熔化后的熔液喷射到高速旋转的铜辊轮表面冷却得到条带状的样品3a，其中熔化温度为1350℃，喷射压力为0.05mpa，铜辊转速为35m/s，所得条带状的样品3a厚度约为50μm。将所得合金样品3a进行xrd和tem观察，合金样品3a为全部晶化结构。对比例3对比例相比于实施例4，不含正混合热元素ag，不含co、ni，其余成分与实施例4基本相同，采用与实施例4完全相同的工艺步骤，包括以下步骤：步骤1：根据fe80p11c9中各元素的原子百分含量，选择相应元素的原料进行称重混合得初始配料；原料纯度99.7％以上。步骤2：将所述初始配料放入真空电弧炉中进行熔炼，电弧炉先抽真空至5×10-3pa，充入高纯氩气0.08mpa，电弧熔炼温度1500℃，熔炼时间10分钟，反复熔炼5次，获得母合金；步骤3：将所述母合金置入单辊急冷制带装备中，熔化后的熔液喷射到高速旋转的铜辊轮表面冷却得到条带状的样品4a，其中熔化温度为1400℃，喷射压力为0.07mpa，铜辊转速为50m/s，所得条带状的样品4a厚度约为30μm。将所得合金样品4a进行xrd和tem观察，合金样品3a为均匀的全非晶结构，没有纳米晶存在。饱和磁化强度为1.36t。对比例4对比例4相比于实施例4，不含正混合热元素ag，其余成分与实施例4基本相同，采用与实施例4完全相同的工艺步骤，其包括以下步骤：步骤1：根据fe74co3ni3p11c9中各元素的原子百分含量，选择相应元素的原料进行称重混合得初始配料；原料纯度99.7％以上。步骤2：将所述初始配料放入真空电弧炉中进行熔炼，电弧炉先抽真空至5×10-3pa，充入高纯氩气0.08mpa，电弧熔炼温度1500℃，熔炼时间10分钟，反复熔炼5次，获得母合金；步骤3：将所述母合金置入单辊急冷制带装备中，熔化后的熔液喷射到高速旋转的铜辊轮表面冷却得到条带状的样品4b，其中熔化温度为1400℃，喷射压力为0.07mpa，铜辊转速为50m/s，所得条带状的样品4b厚度约为30μm。将所得合金样品4b进行xrd和tem观察，合金样品4b为均匀的全非晶结构，没有纳米晶存在。饱和磁化强度为1.36t。对比例5对比例5相比于实施例4，不含co、ni，其余成分与实施例4基本相同，采用与实施例4完全相同的工艺步骤，包括以下步骤：步骤1：根据fe80p11c9中各元素的原子百分含量，选择相应元素的原料进行称重混合得初始配料；原料纯度99.7％以上。步骤2：将所述初始配料放入真空电弧炉中进行熔炼，电弧炉先抽真空至5×10-3pa，充入高纯氩气0.08mpa，电弧熔炼温度1500℃，熔炼时间10分钟，反复熔炼5次，获得母合金；步骤3：将所述母合金置入单辊急冷制带装备中，熔化后的熔液喷射到高速旋转的铜辊轮表面冷却得到条带状的样品4c，其中熔化温度为1400℃，喷射压力为0.07mpa，铜辊转速为50m/s，所得条带状的样品4c厚度约为30μm。将所得合金样品4c进行xrd和tem观察，合金样品4c为全部晶化结构。上述实施例和对比例所得样品经xrd和tem检查结果如下表所示：表1：实施例与对照例材料的结构与性能数据表组别样品合金成分全部晶化非晶纳米晶饱和磁化强度(t)矫顽力(a/m)实施例1样品1fe79.4p13c7sn0.6×√√1.498实施例2样品2fe79.2p13c7mg0.8×√√1.4511对比例1样品1afe80p13c7×√×1.3510实施例3样品3fe64.4co15p14c6ce0.6×√√1.318对比例2样品3afe89.4p14c6ce0.6√××_____________实施例4样品4fe73.5co3ni3p11c9ag0.5×√√1.388实施例5样品5fe79.4p13c7sn0.6×√√1.5114对比例3样品4afe80p11c9×√×1.369对比例4样品4bfe74co3ni3p11c9×√×1.3010对比例5样品4cfe79.5p11c9ag0.5√××_____________由上表可以看出，添加正混合元素后的合金实施例1-5均形成了非晶纳米晶双相结构；不添加正混合热元素的合金对比例1、3、4均保持全非晶结构；对比例2、5在添加了正混合热元素后发生了晶化，没有获得非晶相；对比例2与实施例3相比添加了15％的co提高合金非晶形成能力；对比例5与实施例4相比添加了3％的co、3％的ni来提高非晶形成能力，实现非晶纳米晶双相结构。从矫顽力数据上看，实施例和对照例数值相当，而从饱和磁化强度的数据上可以看出，添加正混合热元素后形成的体心立方α-fe纳米晶粒有效的提高了合金的饱和磁化强度，提升了此类材料作为软磁材料的工程应用前景。在本发明的合金体系中，通过选择适当的元素种类和严格控制其含量，能够使之形成非晶纳米晶双相结构，获得优良的软磁性能。与现有的技术所添加的cu元素相比，cu与fe的原子尺寸相近(原子半径r(fe)＝0.124nm，r(cu)＝0.128nm)，cu原子引入的混乱度效应很小，而本发明所选元素的原子尺寸与fe原子有较大差别，例如sn、mg的原子半径分别为r(sn)＝0.141nm、r(mg)＝0.160nm，与fe原子相差较大，能够带来更高的混乱度。另外，此类合金元素的添加量不能过高，由于其有诱导α-fe相析出的作用，含量过高后会使合金的形成能力显著下降而不能得到非晶结构。部分正混合热元素的加入会引起fe-p-c非晶合金非晶形成能力的显著下降，发生晶化不能够形成非晶纳米晶结构，需要加如一定含量的co、ni作为合金元素，增加合金的混乱度，提高其非晶形成能力，使之能形成非晶纳米晶结构，同时co、ni作为磁性元素，相比于其他元素co、ni的加入引起的饱和磁化强度降低程度更小，有效的保证了合金的软磁性能。依照本
发明内容进行工艺参数调整，均可制备本发明的铁基非晶纳米晶合金，并表现出与实施例1基本一致的性能。以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出的是，对于本
技术领域：
的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。当前第1页12