一种钆钐稀土镁合金及其制备方法与流程

本发明涉及稀土镁合金材料技术领域，尤其涉及一种钆钐稀土镁合金及其制备方法。

背景技术：

稀土作为镁合金中最重要的合金化元素，对于提升镁的性能不可或缺。稀土镁合金的研发和利用，为镁合金在航天、军工、汽车领域的大量应用提供了前提条件。

稀土元素有17种，包括la系元素15种及sc、y。稀土元素的应用和市场需求各不相同，如nd、dy等在永磁材料中不可替代的作用，而使其需求巨大，价格上涨。但另外一些稀土元素，如sm，由于市场没有需求，而大量积压，既不利于环境保护，又不利于稀土元素的均衡利用。另外，由于大量积压，造成目前sm的价格较低，同时sm也是所有轻稀土中在镁合金中固溶度最大的，5.8％，为其在镁合金中的强化效果提供了前提基础。

但目前镁合金的研究主要为二元、三元或简单四元合金，合金成分设计比较简单，合金性能的强化效果较低，且合金强化的方面较单一，如只提高合金的强度或只提高合金的塑性或只提高合金的抗疲劳性能，而很难兼顾各个方面。相比之下，合金成分设计较成熟的有色合金体系，如钛合金、铝合金，均采用多元微合金化的方式，利用多种合金化元素的少量、微量添加，充分发挥各个合金化元素的作用，均衡提高合金的各方面的性能。

申请号为201310489037.0的中国专利提供了一种稀土镁合金及其制备方法，其提供的稀土镁合金是在we43铸造合金的基础上进行的改进，为铸造合金，不涉及变形合金。申请号为201810161282.1的中国专利提供了一种稀土钐强化的镁合金及其制备方法，其是在we54合金的基础上进行的改进，属于we系合金，为铸造合金，不涉及变形合金。

因此，如何利用多元微合金化的设计理念，开发高性能稀土镁合金，成为业内的研究热点之一。

技术实现要素：

有鉴于此，本发明要解决的技术问题在于提供一种钆钐稀土镁合金及其制备方法，本发明提供的钆钐稀土镁合金具有较优的力学性能。

本发明提供了一种钆钐稀土镁合金，包括：

余量的mg。

本发明还提供了一种钆钐稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：

a)将预热后的镁锭在熔剂中熔化；

b)在步骤a)熔化后的熔体中加入锌锭、金属sn和金属sb后，升温至745℃以上；分批加入gd源、sm源、y源、ho源和yb源，混匀后升温至750℃以上；再加入zr源，混匀后，在氩气的气氛中精炼；

c)将精炼后的熔体降温，在保护气的条件下铸造成铸锭；

d)将铸锭进行热变形处理，得到钆钐稀土镁合金。

优选的，步骤a)包括：

将镁锭预热到100～200℃，将熔炼炉的坩埚预热到200～250℃后，在所述坩埚中加入预热后的镁锭，加入熔剂进行覆盖，熔化；

所述熔剂为6号熔剂。

优选的，步骤b)中，分批加入gd源、sm源、y源、ho源和yb源的过程中，保证熔体的温度不低于725℃。

优选的，步骤b)中，所述精炼的温度为735℃；

所述精炼后，还包括静置；

所述静置的温度为735℃。

优选的，步骤c)中，将精炼后的熔体降温至720℃以下。

优选的，步骤c)中，保护气包括co2和sf6；

所述co2和sf6的体积比为100：1。

优选的，步骤c)中，所述铸锭采用水冷金属模铸造方式；

水冷金属模铸造采用的模具直径为100mm。

优选的，步骤d)中，所述热变形为热挤压，热挤压的挤压温度为320～360℃，挤压速度为0.1～1.3mm/s，挤压比为7～18：1。

优选的，步骤d)中，铸锭进行热变形处理前还包括：

将铸锭进行切削。

本发明提供了一种钆钐稀土镁合金，包括：gd8.6wt％～9.4wt％；sm2.8wt％～3.7wt％；y0.01wt％～0.2wt％；ho0.01wt％～0.2wt％；yb0.01wt％～0.2wt％；zn0.8wt％～1.3wt％；sn0.01wt％～0.5wt％；sb0.01wt％～0.2wt％；zr0.4wt％～0.6wt％；余量的mg。本发明提供的钆钐稀土镁合金属于ve系合金。y、ho、yb稀土元素添加的目的是利用稀土间的交互作用，促进析出。sn、sb添加的目的是优化析出物组成，提高合金的塑性。多元微合金化可产生意想不到的效果，可弥补主成分在强度和塑性方面的不足，使得到的钆钐稀土镁合金具有较优的力学性能。

实验结果表明，本发明提供的钆钐稀土镁合金的室温抗拉强度不低于373mpa，屈服强度不低于341mpa，延伸率在7％～9％。

附图说明

图1为本发明实施例1的铸态钆钐稀土镁合金的金相检测图；

图2为本发明比较例1的铸态钆钐稀土镁合金的金相检测图；

具体实施方式

下面将结合本发明实施例，对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

本发明提供了一种钆钐稀土镁合金，包括：

余量的mg。

本发明提供的钆钐稀土镁合金包括gd。所述gd的含量为8.6wt％～9.4wt％。在本发明的某些实施例中，所述gd的含量为8.9wt％、8.6wt％或9.4wt％。

本发明提供的钆钐稀土镁合金还包括sm。所述sm的含量为2.8wt％～3.7wt％。在本发明的某些实施例中，所述sm的含量为3.3wt％、3.7wt％或2.8wt％。

本发明提供的钆钐稀土镁合金还包括y。所述y的含量为0.01wt％～0.2wt％。在本发明的某些实施例中，所述y的含量为0.2wt％、0.01wt％或0.1wt％。

本发明提供的钆钐稀土镁合金还包括ho。所述ho的含量为0.01wt％～0.2wt％。在本发明的某些实施例中，所述ho的含量为0.2wt％、0.01wt％或0.1wt％。

本发明提供的钆钐稀土镁合金还包括yb。所述yb的含量为0.01wt％～0.2wt％。在本发明的某些实施例中，所述yb的含量为0.2wt％、0.01wt％或0.1wt％。

本发明提供的钆钐稀土镁合金还包括zn。所述zn的含量为0.8wt％～1.3wt％。在本发明的某些实施例中，所述zn的含量为0.9wt％、0.8wt％或1.3wt％。

本发明提供的钆钐稀土镁合金还包括sn。所述sn的含量为0.01wt％～0.5wt％。在本发明的某些实施例中，所述sn的含量为0.3wt％、0.5wt％或0.01wt％。

本发明提供的钆钐稀土镁合金还包括sb。所述sb的含量为0.01wt％～0.2wt％。在本发明的某些实施例中，所述sb的含量为0.1wt％、0.2wt％或0.01wt％。

本发明提供的钆钐稀土镁合金还包括zr。所述zr的含量为0.4wt％～0.6wt％。在本发明的某些实施例中，所述zr的含量为0.5wt％、0.4wt％或0.6wt％。

本发明提供的钆钐稀土镁合金还包括余量的mg。

在本发明的某些实施例中，所述钆钐稀土镁合金还包括不可避免的杂质元素。本发明对所述杂质元素的成份没有特殊的限制，为本领域技术人员熟知的常规镁合金的杂质成份即可。在本发明的某些实施例中，所述杂质元素包括fe、cu、si和ni中的一种或几种。

在本发明的某些实施例中，所述钆钐稀土镁合金中不可避免的杂质元素的总含量<0.1wt％。

在本发明的某些实施例中，所述钆钐稀土镁合金的平均晶粒尺寸为38～82μm。在本某些实施例中，所述钆钐稀土镁合金的平均晶粒尺寸为38μm。本发明提供的钆钐稀土镁合金的显微组织均匀且细化，合金显微组织由大量等轴晶组成，晶界处分布着块状的金属间化合物。

本发明提供的钆钐稀土镁合金属于ve系合金。y、ho、yb稀土元素添加的目的是利用稀土间的交互作用，促进析出。sn、sb添加的目的是优化析出物组成，提高合金的塑性。多元微合金化可产生意想不到的效果，可弥补主成分在强度和塑性方面的不足，钆钐稀土镁合金具有较优的力学性能。

本发明还提供了一种钆钐稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：

a)将预热后的镁锭在熔剂中熔化；

b)在步骤a)熔化后的熔体中加入锌锭、金属sn和金属sb后，升温至745℃以上；分批加入gd源、sm源、y源、ho源和yb源，混匀后升温至750℃以上；再加入zr源，混匀后，在氩气的气氛中精炼；

c)将精炼后的熔体降温，在保护气的条件下铸造成铸锭；

d)将铸锭进行热变形处理，得到钆钐稀土镁合金。

本发明先将预热后的镁锭在熔剂中熔化。优选的，具体包括：

将镁锭预热到100～200℃，将熔炼炉的坩埚预热到200～250℃后，在所述坩埚中加入预热后的镁锭，加入熔剂覆盖镁锭，然后熔化。

在本发明的某些实施例中，所述镁锭为高纯镁锭。所述镁锭的纯度为99.95％。在本发明的某些实施例中，将镁锭预热到150℃、200℃或100℃。在本发明的某些实施例中，将熔炼炉的坩埚预热到220℃、250℃或200℃。

在本发明的某些实施例中，所述熔剂为6号熔剂。

本发明中，在所述坩埚中加入预热后的镁锭，加入熔剂覆盖镁锭，可以防止镁在高温下过分氧化。

镁锭完全熔化后，在熔化后的熔体中加入锌锭、金属sn和金属sb后，升温至745℃以上；分批加入gd源、sm源、y源、ho源和yb源，混匀后升温至750℃以上；再加入zr源，混匀后，在氩气的气氛中精炼。

在本发明的某些实施例中，镁锭完全熔化后，在熔化后的熔体中加入预热的锌锭、预热的金属sn和预热的金属sb。

在本发明的某些实施例中，所述锌锭为1号锌锭。所述锌锭的纯度为99.99％。

在本发明的某些实施例中，所述金属sn为化学纯金属sn。在本发明的某些实施例中，所述金属sb为化学纯金属sb。

在本发明的某些实施例中，预热后的锌锭的温度为100～200℃。在某些实施例中，预热后的锌锭的温度为150℃、200℃或100℃。在本发明的某些实施例中，预热后的金属bi的温度为150℃、200℃或100℃。在某些实施例中，预热后的金属bi的温度为150℃、200℃或100℃。

在本发明的某些实施例中，所述gd源为mg-gd中间合金，所述sm源为mg-sm中间合金，所述y源为mg-y中间合金，所述ho源为mg-ho中间合金，所述yb源为mg-yb中间合金。在某些实施例中，所述mg-gd中间合金中的gd含量为22wt％；所述mg-sm中间合金中的sm含量为21wt％；所述mg-y中间合金中的y含量为20wt％；所述mg-ho中间合金中的ho含量为20wt％；所述mg-yb中间合金中的yb含量为18wt％。

本发明对mg-gd中间合金、mg-sm中间合金、mg-y中间合金、mg-ho中间合金和mg-yb中间合金的来源并无特殊的限制。在本发明的某些实施例中，所述mg-gd中间合金、mg-sm中间合金、mg-y中间合金、mg-ho中间合金和mg-yb中间合金均采用低温下沉液态阴极法电解制备。具体的，可以根据申请号为200510017229.7的中国专利进行制备。

本发明中，分批加入gd源、sm源、y源、ho源和yb源，原料的分批次加入可以防止一次加入量太多使熔体的温度下降太快。本发明对具体的分批加入方法并无特殊的限制，具体的，可以采用将镁稀土中间合金分成若干小块，分批加入的方法。

在本发明的某些实施例中，分批加入gd源、sm源、y源、ho源和yb源包括：

分批加入预热的gd源、预热的sm源、预热的y源、预热的ho源和预热的yb源。

在本发明的某些实施例中，预热后的gd源的温度为100～200℃；预热的sm源的温度为100～200℃；预热的y源的温度为100～200℃；预热后的ho源的温度为100～200℃；预热的yb源的温度为100～200℃。在某些实施例中，预热的gd源、预热的sm源、预热的y源、预热的ho源和预热的yb源的温度均为150℃、200℃或100℃。

在本发明的某些实施例中，分批加入gd源、sm源、y源、ho源和yb源的过程中，保证熔体的温度不低于725℃。

分批加入gd源、sm源、y源、ho源和yb源，混匀后升温至750℃以上，再加入zr源。

在本发明的某些实施例中，所述zr源为mg-zr中间合金。在某些实施例中，所述mg-zr中间合金中zr的含量为30wt％。在本发明的某些实施例中，所述mg-zr中间合金的来源为一般市售。

在本发明的某些实施例中，再加入zr源包括：再加入预热的zr源。在某些实施例中，预热后的zr源的温度为100～200℃。在某些实施例中，预热后的zr源的温度为150℃、200℃或100℃。

在本发明的某些实施例中，再加入zr源，混匀后，还包括降温至735℃，然后，在氩气的气氛中精炼。

在本发明的某些实施例中，所述精炼的温度为735℃。在本发明的某些实施例中，所述精炼的时间为8min。

在本发明的某些实施例中，所述精炼后，还包括静置。在某些实施例中，所述静置的温度为735℃。在某些实施例中，所述静置的时间为40min。

静置完成后，将精炼后的熔体降温，在保护气的条件下铸造成铸锭。

在本发明的某些实施例中，将精炼后的熔体降温至720℃以下。

在本发明的某些实施例中，保护气包括co2和sf6。在本发明的某些实施例中，所述co2和sf6的体积比为100：1。

在本发明的某些实施例中，所述铸锭采用水冷金属模铸造方式。在本发明的某些实施例中，水冷金属模铸造采用的模具直径为100mm。

得到铸锭后，无需进行固溶处理，可直接将铸锭进行热变形处理，得到钆钐稀土镁合金。

在本发明的某些实施例中，铸锭进行热变形处理前还包括：将铸锭进行切削。铸锭经过切削，得到直径为83mm，长度为300mm的钆钐稀土镁合金铸锭。

在本发明的某些实施例中，所述热变形为热挤压，热挤压的挤压温度为320～360℃，挤压速度为0.1～1.3mm/s，挤压比为7～18：1。在某些实施例中，热挤压为挤压温度340℃、320℃或360℃，挤压速度为0.1mm/s、0.7mm/s或1.3mm/s，挤压比为7：1、11：1或18：1。

本发明中，热变形工艺是获得优良性能的关键，本发明通过热变形工艺，显著细化了晶粒，使合金获得优良的力学性能。

为了进一步说明本发明，下面结合实施例对本发明提供的一种钆钐稀土镁合金及其制备方法进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。

以下实施例所用的原料均为一般市售。

实施例1

(1)按照gd8.9wt％，sm3.3wt％，y0.2wt％，ho0.2wt％，yb0.2wt％，zn0.9wt％，sn0.3wt％，sb0.1wt％，zr0.5wt％，余量为mg的成分配比，准备总重为20公斤的原材料，原材料包括镁源(纯度为99.95％的镁锭)、锌源(纯度为99.99％的锌锭)、化学纯金属sn、化学纯金属sb、gd源(mg-gd中间合金，gd含量为22wt％)、sm源(mg-sm中间合金，sm含量为21wt％)、y源(mg-y中间合金，y含量为20wt％)、ho源(mg-ho中间合金，ho含量为20wt％)、yb源(mg-yb中间合金，yb含量为18wt％)和zr源(mg-zr中间合金，zr的含量为30wt％)，并将原材料预热到150℃；

(2)将铁坩埚预热至220℃后加入镁源，并加入6号熔剂进行覆盖，防止镁在高温过分氧化；

(3)待镁源完全熔化后，向熔体中加入锌锭、金属sn和金属sb后，将铁坩埚内熔体升温至750℃，然后分批向其中加入gd源、sm源、y源、ho源和yb源，添加过程中要保证熔体的温度不低于725℃。充分搅拌后升温至755℃，加入zr源，搅匀后，降温至735℃，通氩气精炼8min，然后静置40min；

(4)熔体降温到715℃，采用水冷金属模铸造方式铸造成铸锭，模具直径为100mm。浇道和模具通入co2和sf6的体积比为100∶1的混合气体作为保护气体；

(5)将所得铸锭切削后，获得直径为83mm，长度为300mm的钆钐稀土镁合金铸锭，进行热挤压处理，热挤压工艺为挤压温度340℃，挤压速度为0.1mm/s，挤压比为7：1，即得到钆钐稀土镁合金。

本实施例对得到的铸态钆钐稀土镁合金的金相组织进行检测，得到钆钐稀土镁合金的金相检测图，如图1所示。图1为本发明实施例1的铸态钆钐稀土镁合金的金相检测图。从图1可以看出，合金显微组织均匀且细化，合金显微组织由大量等轴晶组成，平均晶粒尺寸为38μm，晶界处分布着块状的金属间化合物。

本实施例还对得到的钆钐稀土镁合金的挤压态力学性能进行了检测，实验方法采用gb/t228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分室温试验方法、gb/t228.2-2015金属材料拉伸试验第2部分高温试验方法，试样加工采用gb/t16865-2013变形铝、镁及其合金加工制品拉伸试验用试样及方法。检测结果表明，本发明提供的钆钐稀土镁合金的室温抗拉强度394mpa，屈服强度369mpa，延伸率8％。

实施例2

(1)按照gd8.6wt％，sm3.7wt％，y0.01wt％，ho0.01wt％，yb0.01wt％，zn0.8wt％，sn0.5wt％，sb0.2wt％，zr0.4wt％，余量为mg的成分配比，准备总重为20公斤的原材料，原材料包括镁源(纯度为99.95％的镁锭)、锌源(纯度为99.99％的锌锭)、化学纯金属sn、化学纯金属sb、gd源(mg-gd中间合金，gd含量为22wt％)、sm源(mg-sm中间合金，sm含量为21wt％)、y源(mg-y中间合金，y含量为20wt％)、ho源(mg-ho中间合金，ho含量为20wt％)、yb源(mg-yb中间合金，yb含量为18wt％)和zr源(mg-zr中间合金，zr的含量为30wt％)，并将原材料预热到200℃；

(2)将铁坩埚预热至250℃后加入镁源，并加入6号熔剂进行覆盖，防止镁在高温过分氧化；

(3)待镁源完全熔化后，向熔体中加入锌锭、金属sn和金属sb后，将铁坩埚内熔体升温至750℃，然后分批向其中加入gd源、sm源、y源、ho源和yb源，添加过程中要保证熔体的温度不低于725℃。充分搅拌后升温至755℃，加入zr源，搅匀后，降温至735℃，通氩气精炼8min，然后静置40min；

(4)熔体降温到715℃，采用水冷金属模铸造方式铸造成铸锭，模具直径为100mm。浇道和模具通入co2和sf6的体积比为100∶1的混合气体作为保护气体；

(5)将所得铸锭切削后，获得直径为83mm，长度为300mm的钆钐稀土镁合金铸锭，进行热挤压处理，热挤压工艺为挤压温度320℃，挤压速度为0.7mm/s，挤压比为11：1，即得到钆钐稀土镁合金。

本实施例对得到的钆钐稀土镁合金的挤压态力学性能进行了检测，实验方法采用gb/t228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分室温试验方法、gb/t228.2-2015金属材料拉伸试验第2部分高温试验方法，试样加工采用gb/t16865-2013变形铝、镁及其合金加工制品拉伸试验用试样及方法。检测结果表明，本发明提供的钆钐稀土镁合金的室温抗拉强度374mpa，屈服强度350mpa，延伸率7％。

实施例3

(1)按照gd9.4wt％，sm2.8wt％，y0.1wt％，ho0.1wt％，yb0.1wt％，zn1.3wt％，sn0.01wt％，sb0.01wt％，zr0.6wt％，余量为mg的成分配比，准备总重为20公斤的原材料，原材料包括镁源(纯度为99.95％的镁锭)、锌源(纯度为99.99％的锌锭)、化学纯金属sn、化学纯金属sb、gd源(mg-gd中间合金，gd含量为22wt％)、sm源(mg-sm中间合金，sm含量为21wt％)、y源(mg-y中间合金，y含量为20wt％)、ho源(mg-ho中间合金，ho含量为20wt％)、yb源(mg-yb中间合金，yb含量为18wt％)和zr源(mg-zr中间合金，zr的含量为30wt％)，并将原材料预热到100℃；

(2)将铁坩埚预热至200℃后加入镁源，并加入6号熔剂进行覆盖，防止镁在高温过分氧化；

(3)待镁源完全熔化后，向熔体中加入锌锭、金属sn和金属sb后，将铁坩埚内熔体升温至750℃，然后分批向其中加入gd源、sm源、y源、ho源和yb源，添加过程中要保证熔体的温度不低于725℃。充分搅拌后升温至755℃，加入zr源，搅匀后，降温至735℃，通氩气精炼8min，然后静置40min；

(4)熔体降温到715℃，采用水冷金属模铸造方式铸造成铸锭，模具直径为100mm。浇道和模具通入co2和sf6的体积比为100∶1的混合气体作为保护气体；

(5)将所得铸锭切削后，获得直径为83mm，长度为300mm的钆钐稀土镁合金铸锭，进行热挤压处理，热挤压工艺为挤压温度360℃，挤压速度为1.3mm/s，挤压比为18：1，即得到钆钐稀土镁合金。

本实施例对得到的钆钐稀土镁合金的挤压态力学性能进行了检测，实验方法采用gb/t228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分室温试验方法、gb/t228.2-2015金属材料拉伸试验第2部分高温试验方法，试样加工采用gb/t16865-2013变形铝、镁及其合金加工制品拉伸试验用试样及方法。检测结果表明，本发明提供的钆钐稀土镁合金的室温抗拉强度373mpa，屈服强度341mpa，延伸率9％。

比较例1

(1)按照gd8.9wt％，sm3.3wt％，zn0.9wt％，zr0.5wt％，余量为mg的成分配比，准备总重为20公斤的原材料，原材料包括镁源(纯度为99.95％的镁锭)、锌源(纯度为99.99％的锌锭)、gd源(mg-gd中间合金，gd含量为22wt％)、sm源(mg-sm中间合金，sm含量为21wt％)、和zr源(mg-zr中间合金，zr的含量为30wt％)，并将原材料预热到150℃；

(2)将铁坩埚预热至220℃后加入镁源，并加入6号熔剂进行覆盖，防止镁在高温过分氧化；

(3)待镁源完全熔化后，向熔体中加入锌锭后，将铁坩埚内熔体升温至750℃，然后分批向其中加入gd源和sm源，添加过程中要保证熔体的温度不低于725℃。充分搅拌后升温至755℃，加入zr源，搅匀后，降温至735℃，通氩气精炼8min，然后静置40min；

(4)熔体降温到715℃，采用水冷金属模铸造方式铸造成铸锭，模具直径为100mm。浇道和模具通入co2和sf6的体积比为100∶1的混合气体作为保护气体；

(5)将所得铸锭切削后，获得直径为83mm，长度为300mm的钆钐稀土镁合金铸锭，进行热挤压处理，热挤压工艺为挤压温度340℃，挤压速度为0.1mm/s，挤压比为7：1，即得到钆钐稀土镁合金。

本比较例对得到的铸态钆钐稀土镁合金的金相组织进行检测，得到的钆钐稀土镁合金的金相检测图，如图2所示。图2为本发明比较例1的铸态钆钐稀土镁合金的金相检测图。从图2可以看出，比较例1合金的显微组织较粗大，晶粒尺寸为82μm，且晶粒尺寸不均匀。

本比较例还对得到的钆钐稀土镁合金的挤压态力学性能进行了检测，实验方法采用gb/t228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分室温试验方法、gb/t228.2-2015金属材料拉伸试验第2部分高温试验方法，试样加工采用gb/t16865-2013变形铝、镁及其合金加工制品拉伸试验用试样及方法。检测结果表明，所述钆钐稀土镁合金的室温抗拉强度363mpa，屈服强度327mpa，延伸率9％。

实验结果表明，本发明提供的钆钐稀土镁合金的室温抗拉强度不低于373mpa，屈服强度不低于341mpa，延伸率在7％～9％。

以上实施例的说明只是用于帮助理解本发明的方法及其核心思想。对这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。