一种TiAlMoNbW高熵合金靶材及其制备工艺

摘要

本发明涉及一种TiAlMoNbW高熵合金靶材及其制备工艺，该种高熵合金靶材组分包括Ti、Al、Mo、Nb、W，其组成元素原子比为Ti：Al：Mo：Nb：W＝1:1:1:1:1at.％，所述靶材晶粒大小为1‑20μm，所述靶材的致密度为98％以上。该种高熵合金靶材的制备工艺包括准备原料、中间合金炼制、中间合金粉体制备、高熵合金粉体制备、成型步骤。该种高熵合金靶材高均匀性、高致密度、能用于制备高耐磨高耐蚀薄膜。

权利要求

1.一种TiAlMoNbW高熵合金靶材，其特征在于：组分由Ti、Al、Mo、Nb、W组成，其组成元素原子比为Ti：Al：Mo：Nb：W＝1:1:1:1:1at.％，所述靶材晶粒大小为1‑20μm，所述靶材的致密度为98％以上。

2.根据权利要求1所述的TiAlMoNbW高熵合金靶材，其特征在于：所述靶材溅射得到TiAlMoNbW高熵合金薄膜为BCC结构，所述薄膜的晶粒取向包括(110)、(200)、(211)。

3.根据权利要求2所述的TiAlMoNbW高熵合金靶材，其特征在于：所述晶粒取向的数量关系为：(110)＞(211)＞(200)。

4.根据权利要求3所述的TiAlMoNbW高熵合金靶材，其特征在于：所述晶粒取向之间的数量比为(110)：(200)：(211)＝(18‑22)：(0‑2)：(2‑4)。

5.用于权利要求1至4任一项所述的TiAlMoNbW高熵合金靶材的制备工艺，其特征在于：包括以下步骤：

a、按照组分配比准备Ti、Al、Mo、Nb金属块，以及W金属粉；

b、中间合金炼制：

b1、先加入熔点低于2000K的原子比为1：1的Ti和Al两种金属块进行熔炼，获得TiAl中间合金；

b2、再加入熔点低于3000K的原子比为1：1的Mo、Nb金属块进行熔炼，获得TiAlMoNb中间合金；

c、TiAlMoNb中间合金粉体的制备：将TiAlMoNb中间合金破碎细化，得到150‑300目的金属粉末；

d、TiAlMoNbW高熵合金粉体的制备：将300‑1000目的W金属粉加入TiAlMoNb中间合金粉体，混合均匀获得TiAlMoNbW高熵合金粉体；

e、将TiAlMoNbW高熵合金粉体通过成型工艺制备得到TiAlMoNbW高熵合金靶材。

6.根据权利要求5所述的TiAlMoNbW高熵合金靶材的制备工艺，其特征在于：所述步骤‑2 ‑4b、中间合金炼制采用真空非自耗电弧炉熔炼，真空度为10 ‑10 Pa，所述步骤b1的熔炼温度为1500‑2200℃，所述步骤b2的熔炼温度为2500‑3500℃。

7.根据权利要求5所述的TiAlMoNbW高熵合金靶材的制备工艺，其特征在于：所述步骤b、中间合金炼制采用真空自耗型感应熔炼炉，真空度为0.1‑0.001Pa，所述步骤b1的熔炼温度为700‑1800℃，所述步骤b2的熔炼温度为2200‑2800℃。

8.根据权利要求5所述的TiAlMoNbW高熵合金靶材的制备工艺，其特征在于：所述步骤e的成型工艺选用真空热压烧结或者冷等静压烧结。

9.根据权利要求8所述的TiAlMoNbW高熵合金靶材的制备工艺，其特征在于：所述步骤e的成型工艺选用真空热压烧结，烧结温度为1500‑1700℃，压力为40‑60MPa，时间为1‑3h。

10.根据权利要求8所述的TiAlMoNbW高熵合金靶材的制备工艺，其特征在于：所述步骤e的成型工艺选用冷等静压烧结，冷等静压的压力为200‑300MPa，在氢气气氛下烧结，烧结温度为1800‑2000℃，时间为5‑20h。

说明书

一种TiAlMoNbW高熵合金靶材及其制备工艺

技术领域

[0001] 本发明涉及靶材制备领域，尤其涉及一种TiAlMoNbW高熵合金靶材及其制备工艺。

背景技术

[0002] 高熵合金是一种由五种或者五种以上的元素以(近)等原子比组成的新型多主元合金材料，由于高熵合金从设计理念就与传统合金不同，选择等原子比或近似等原子比的多个元素为主元，因此决定了高熵合金与传统合金有不同的特点。但是与传统合金材料相比，高熵合金的研究与开发起步较晚，实验基础较为薄弱，理论工作仍不够细致，致使该新型合金虽有极大的应用潜力，但实现工业化生产和应用仍有较长的路要走。

[0003] 在高熵合金的基础上发展起来的高熵合金薄膜是一种低维度形态的高熵合金材料，不仅展现出与块体高熵合金相似的优异性能，而且在某些性能(如硬度)上甚至优于块体高熵合金。对于航空航天等高端技术领域，高熵合金具有提供更耐磨耐蚀的薄膜的潜力。现有技术通过采用靶材溅射的方法来制备高熵合金薄膜，但是现有技术的靶材具有成分不均匀、致密度不佳的问题，以及还未找到合适的元素配方，因此难以制备得到高耐磨高耐蚀的高熵合金薄膜。

[0004] 为了解决上述问题，需要一种高均匀性、高致密度、能用于制备高耐磨高耐蚀薄膜的TiAlMoNbW高熵合金靶材及其制备工艺。

发明内容

[0005] 本发明所要解决的第一个技术问题是针对现有技术的现状提供一种高均匀性、高致密度、能用于制备高耐磨高耐蚀薄膜的TiAlMoNbW高熵合金靶材。

[0006] 本发明所要解决的第二个技术问题是提供一种上述TiAlMoNbW高熵合金靶材的制备方法。

[0007] 本发明解决上述技术问题所采用的技术方案为：该种TiAlMoNbW高熵合金靶材，组分包括Ti、Al、Mo、Nb、W，其组成元素原子比为Ti：Al：Mo：Nb：W＝1:1:1:1:1:1at.％，所述靶材晶粒大小为1‑20μm，所述靶材的致密度为98％以上。进一步优选晶粒大小为5‑15μm。

[0008] 进一步优选的，所述靶材溅射得到TiAlMoNbW高熵合金薄膜为BCC结构，其晶粒取向包括(110)、(200)、(211)。优选的，所述各个晶粒取向的数量关系为：(110)＞(211)＞(200)，进一步优选的各个晶粒取向之间的数量比为(110)：(200)：(211)＝(18‑22)：(0‑2)：(2‑4)。该种靶材直接溅射得到的薄膜是晶态的BCC结构，且晶粒取向包括(110)、(200)、(211)，反映了该种靶材元素配比的稳定性以及组织结构状态，能够进一步提高使用该种靶材制备得到的各种薄膜的耐磨耐蚀性。

[0009] 本发明还提供一种用于上述TiAlMoNbW高熵合金靶材的制备工艺，包括以下步骤：

[0010] a、按照组分配比准备Ti、Al、Mo、Nb金属块，以及W金属粉；

[0011] b、中间合金炼制：

[0012] b1、先加入熔点低于2000K的原子比为1：1的Ti和Al两种金属块进行熔炼，获得TiAl中间合金；

[0013] b2、再加入熔点低于3000K的原子比为1：1的Mo、Nb金属块进行熔炼，获得TiAlMoNb中间合金；

[0014] c、TiAlMoNb中间合金粉体的制备：将TiAlMoNb中间合金破碎细化，得到150‑300目的金属粉末；

[0015] d、TiAlMoNbW高熵合金粉体的制备：将300‑1000目的W金属粉加入TiAlMoNb中间合金粉体，混合均匀获得TiAlMoNbW高熵合金粉体；

[0016] e、将TiAlMoNbW高熵合金粉体通过成型工艺制备得到TiAlMoNbW高熵合金靶材。

[0017] 优选的，所述步骤b、中间合金炼制采用真空非自耗电弧炉熔炼，真空度为10‑2‑10‑4Pa，所述步骤b1的熔炼温度为1500‑2200℃，所述步骤b2的熔炼温度为为2500‑3500℃。采用真空非自耗电弧炉熔炼工艺简单，能够得到更高的熔炼温度。

[0018] 优选的，所述步骤b、中间合金炼制采用真空自耗型感应熔炼炉，真空度为0.1‑0.001Pa，所述步骤b1的熔炼温度为700‑1800℃，所述步骤b2的熔炼温度为2200‑2800℃。采用真空自耗型感应熔炼炉有利于提高合金纯度，不会产生炉渣污染。

[0019] 优选的，所述步骤e的成型工艺选用真空热压烧结或者冷等静压烧结。

[0020] 进一步优选的，所述步骤e的成型工艺选用真空热压烧结，烧结温度为1500‑1700℃，压力为40‑60MPa，时间为1‑3h。真空热压烧结能够控制靶材的显微结构，气孔率低，但需进行后加工。

[0021] 进一步优选的，所述步骤e的成型工艺选用冷等静压烧结，冷等静压的压力为200‑300Mpa，在氢气气氛下烧结，烧结温度为1800‑2000℃，时间为5‑20h。采用冷等静压和氢气烧结可以实现靶材近净尺寸成型，同时防止金属成分的氧化。

[0022] 与现有技术相比，本发明的优点在于：

[0023] 1、本发明的该种靶材晶粒大小为1‑20μm，所述靶材的致密度为98％以上，高均匀性、高致密度，从而能够保证制备得到的薄膜成分分布均匀、结构致密、减少了原电池的形成、降低腐蚀倾向，从而提高薄膜的耐磨耐蚀性能。

[0024] 2、本发明的该种靶材包括Ti、Al、Mo、Nb、W该五种元素，Ti、Mo、Nb、W是位于元素周期表中第4组至第6组(通常称为难熔金属)的高熔点元素，四种元素原子半径相近、性能接近，更易于形成稳定的固溶体合金，从而在该种靶材溅射得到薄膜时，更易于得到晶态的薄膜，从而能够提高薄膜的耐磨耐蚀性能。

[0025] 3、由于TiMoNbW合金的密度高达13.75g/cm3，向该合金中增加低密度元素Al，降低了整体密度，并且增加Al元素能够引起晶格畸变，细化晶粒，起到固溶强化的作用，使其强度和硬度提高。同时，Mo、W元素会在涂层表面形成润滑的氧化薄膜，降低滑动过程的摩擦阻力从而进一步提高耐磨性能。

[0026] 4、Al、Nb、W为耐腐蚀元素，促进了所制备薄膜的钝化膜的形成，能够有效提高基体的耐腐蚀性能。

[0027] 5、本发明的该种靶材制备工艺将Ti、Al、Mo、Nb在步骤b采用金属块的方式加入熔炼，而将W在步骤d采用金属粉的方式加入，这是由于W的熔点高达3695K，无法顺利与前四种金属进行熔炼，加入金属W块进行熔炼时最后会形成具有严重宏观偏析的合金块。因此采用前述中间合金粉末与W粉混合。通过粉末冶金的形式融合在一起，避免了炉内的污染和最终熔炼合金的宏观偏析，最终制备的合金靶材成分均匀度高。

[0028] 6、本发明的该种靶材制备工艺的步骤b先加入Ti和Al两种金属块，是合金五种成分中熔点最低的两种金属；再加入Mo和Nb，Mo和Nb的熔点分别为2890K和2741K，二者相差不大且都高于Ti和Al的熔点，通过分步加入合金，能够保证合金成分的均匀性，减少熔炼损耗。

[0029] 7、本发明的该种靶材制备工艺的步骤c和d中分别采用150‑300目的TiAlMoNb粉末和300‑1000目的金属W粉末。步骤c中TiAlMoNb中间合金粉末需要通过真空旋转电极雾化制备，将合金制备成150‑300目粉末效率较高，且能够得到靶材晶粒大小和致密度合适的靶材；步骤d中采用300‑1000目的金属W粉末，可以直接采用购买的W粉，采用更细的W粉能够保证W粉在中间合金粉末中的分布均匀，保证合金靶材的成分均匀性，提高靶材的致密度。

[0030] 8、本发明的靶材制备工艺步骤c和d中采用中间合金粉末和金属W粉分别为当前工艺条件下较为合适目数的粉末，更细的粉末在粉末冶金制备靶材过程中有利于获得更高致密度的组织；同时在步骤e中，采用较高的压力下成型，也有利于靶材致密度的提高，最终获得了致密度98％以上的合金靶材。

附图说明

[0031] 图1为本发明的实施例1的靶材SEM图片；

[0032] 图2为本发明的实施例1中TiAlMoNbW薄膜的XRD；

[0033] 图3为本发明的实施例1中TiAlMoNbW高熵合金薄膜的SEM表面形貌图；

[0034] 图4为本发明的实施例1中TiAlMoNbW高熵合金薄膜与基底的往复摩擦摩擦系数曲线；

[0035] 图5为本发明的实施例1中TiAlMoNbW高熵合金薄膜与基底的往复摩擦磨损轮廓示意图；

[0036] 图6为本发明的实施例1中TiAlMoNbW高熵合金薄膜与基底在1mol/L的硫酸腐蚀液中的动电位极化曲线图；

[0037] 图7为本发明的实施例1中TiAlMoNbW高熵合金薄膜与基底在在1mol/L的硫酸腐蚀液中的阻抗测试的Nyquist曲线；

[0038] 图8为本发明的实施例1中TiAlMoNbW高熵合金薄膜与基底在在1mol/L的硫酸腐蚀液中的阻抗测试的Bode曲线。

具体实施方式

[0039] 下面结合附图和实施例，对本发明的具体实施方式作进一步详细描述。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。

[0040] 实施例1：

[0041] a、准备原料：采用纯度为99.99％的Ti、Al、Mo、Nb金属块、W金属粉，采用丙酮清洗，烘干待用。

[0042] b、中间合金炼制，本实施例采用真空非自耗电弧炉熔炼，真空度为10‑2‑10‑4Pa：

[0043] b1、在1600℃时，先加入原子比为1：1的Ti和Al两种金属块进行熔炼，获得TiAl中间合金，Al和Ti的熔点分别为933K和1930K，是合金五种成分中熔点最低的两种金属，因此选择先熔炼TiAl中间合金；

[0044] b2、获得TiAl中间合金后，在2600℃时，再加入原子比为1：1的Mo、Nb金属块，获得TiAlMoNb中间合金，完成感应熔炼中间合金的制备，Mo和Nb的熔点分别为2890K和2741K，二者相差不大且都高于Ti和Al的熔点，因此选择往TiAl中间合金中添加两种金属熔炼得到TiAlMoNb中间合金。

[0045] c、TiAlMoNb中间合金粉体的制备：将TiAlMoNb中间合金破碎细化，得到150目的金属粉末；

[0046] d、TiAlMoNbW高熵合金粉体的制备：将300目的金属W粉加入TiAlMoNb中间合金粉体，混合均匀获得TiAlMoNiW高熵合金粉体。

[0047] e、TiAlMoNbW高熵合金靶材的制备：本实施例采用真空热压烧结，烧结温度为1500℃，压力为45MPa，时间为1‑3h。

[0048] 本实施例TiAlMoNbW高熵合金靶材含有Ti、Al、Mo、Nb、W五种元素，其组成元素原子比为Ti：Al：Mo：Nb：W＝1:1:1:1:1at.％，成分分布均匀，且所述靶材晶粒大小为10μm，如图1所示。

[0049] 使用该种靶材溅射得到的高熵合金薄膜XRD如图2所示，对其进行分析可知该种薄膜为晶态薄膜，主要为BCC结构，其晶粒取向包括(110)、(200)、(211)，各个晶粒取向之间的数量比为(110)：(200)：(211)＝20:1:3。

[0050] f、使用该种靶材溅射高熵合金薄膜，包括以下步骤：

[0051] f1、关闭直流磁控溅射设备的真空室，开启机械泵，真空腔开启预抽真空状态，待‑1气压达到1.0×10 Pa时打开分子泵与插板阀，进行进一步抽真空，将气压抽真空至2.5×‑3
10 Pa，基于本发明制备高熵合金薄膜的目标，通入高纯度氩气作为工作气体；

[0052] f2、关闭样品台阀门和蒸发源阀门，开启15V衬底负偏压，对靶材进行为时5min的一次清洗，除去高熵合金靶材表面附着污染物，关闭偏压，调整工作气压至0.8Pa，对靶材进行预溅射10～20min，去除高熵合金靶材表面氧化物；

[0053] f3、持续转动样品台，打开样品台阀门和蒸发阀门进行溅射，溅射功率为100W，衬底温度为27℃，溅射时间为4651s，溅射结束，取出沉积有高熵合金薄膜的样品。

[0054] 本实施例制备得到的高熵合金薄膜，晶粒分布均匀，均为纳米晶颗粒，致密度为98％，纳米硬度为14.15GPa，模量为248.1GPa，如图3所示是TiAlMoNbW高熵合金薄膜的SEM表面形貌图。该种薄膜为晶态薄膜，靶材溅射之后，其晶粒形态为颗粒状，其晶粒取向主要为(110)、(200)、(211)，晶粒取向为(110)、(200)、(211)的数量占晶体总量的95％以上，且各个晶粒取向之间的数量比为(110)、(200)、(211)＝20:1:3。

[0055] 图4是本实施例样品与基底的往复摩擦摩擦系数曲线，根据曲线可以看到基体CSS‑42L钢的摩擦系数为0.73，而本实施例薄膜的摩擦系数为0.65，说明本发明的薄膜具有良好的耐磨性能。

[0056] 图5是本实施例样品与基底的往复摩擦磨损轮廓示意图，根据曲线可以看到高熵合金薄膜的磨损深度约为基底钢的70％，展现出了较好的耐磨损性能。

[0057] 图6是本实施例样品与基底在1mol/L的硫酸腐蚀液中的动电位极化曲线图，从图中可以看到，试样在硫酸腐蚀液中均出现了钝化区，但CSS‑42L钢钝化区出现的比TiAlMoNbW高熵合金薄膜样品要迟，表明在极化过程中表面形成了稳定的钝化膜，能有效阻碍酸根离子对基体的腐蚀，该高熵合金薄膜耐点蚀能力优于CSS‑42L钢。

[0058] 图7‑8分别是本实施例样品与基底在1mol/L的硫酸腐蚀液中的阻抗测试获得的Nyquist曲线、Bode曲线，从图中可以看到，薄膜和基体钢均为双圆弧图谱。在Nyquist谱图中，半圆形圆弧的半径大小与钝化层的极化能力相关，半径越大则钝化层的极化能力越强。高熵合金薄膜的Nyquist曲线半径远高于基底CSS‑42L钢。从Bode曲线可以看到，高熵合金薄膜的阻抗模值，约为CSS‑42L基体钢的6倍，展现了薄膜良好的耐腐蚀性能。

[0059] 实施例2：

[0060] a、准备原料：采用纯度为99.99％的Ti、Al、Mo、Nb金属块、W金属粉，采用丙酮清洗，烘干待用。

[0061] b、中间合金炼制，本实施例采用真空自耗型感应熔炼炉，真空度为0.1‑0.001Pa：

[0062] b1、在800℃时，先加入原子比为1：1的Ti和Al两种金属块进行熔炼，获得TiAl中间合金，Al和Ti的熔点分别为933K和1930K，是合金五种成分中熔点最低的两种金属，因此选择先熔炼TiAl中间合金；

[0063] b2、获得TiAl中间合金后，在2400℃时，再加入原子比为1：1的Mo、Nb金属块，获得TiAlMoNb中间合金，完成感应熔炼中间合金的制备，Mo和Nb的熔点分别为2890K和2741K，二者相差不大且都高于Ti和Al的熔点，因此选择往TiAl中间合金中添加两种金属熔炼得到TiAlMoNb中间合金。

[0064] c、TiAlMoNb中间合金粉体的制备：将TiAlMoNb中间合金破碎细化，得到200目的金属粉末；

[0065] d、TiAlMoNbW高熵合金粉体的制备：将500目的金属W粉加入TiAlMoNb中间合金粉体，混合均匀获得TiAlMoNiW高熵合金粉体。

[0066] e、TiAlMoNbW高熵合金靶材的制备：本实施例采用冷等静压烧结：压力为250MPa，在氢气气氛下烧结，烧结温度为1900℃，时间为5‑20h。

[0067] 本实施例TiAlMoNbW高熵合金靶材含有Ti、Al、Mo、Nb、W五种元素，其组成元素原子比为Ti：Al：Mo：Nb：W＝1:1:1:1:1at.％，成分分布均匀，且所述靶材晶粒大小为5μm。

[0068] 使用本实施例的靶材溅射得到的高熵合金薄膜晶粒分布均匀，均为纳米晶颗粒，厚度为611nm，晶粒尺寸为25～70nm，致密度为96％，纳米硬度为13.57GPa，模量为236.7GPa，薄膜为BCC结构，其晶粒取向主要为(110)、(200)、(211)，晶粒取向为(110)、(200)、(211)的数量占晶体总量的95％以上，且各个晶粒取向之间的数量比为(110)、(200)、(211)＝20:1:3。

[0069] 本实施例的样品与基底进行往复摩擦实验，得出基底的摩擦系数为0.73，而高熵合金薄膜的摩擦系数为0.69，展现出了本实施例的薄膜良好的耐磨性能。

[0070] 本实施例的样品与基底进行在NaCl腐蚀介质中的电化学实验，CSS‑42L钢的腐蚀速率为0.439mpy，自腐蚀电流为1544nA，而本实施例所制的薄膜腐蚀速率为0.0991mpy，自腐蚀电流为310.263nA，对比发现该薄膜能够有效降低基体钢的腐蚀倾向，提高其耐腐蚀性能。

[0071] 实施例3：

[0072] a、准备原料：采用纯度为99.99％的Ti、Al、Mo、Nb金属块、W金属粉，采用丙酮清洗，烘干待用。

[0073] b、中间合金炼制，本实施例采用真空自耗型感应熔炼炉，真空度为0.1‑0.001Pa：

[0074] b1、在800℃时，先加入原子比为1：1的Ti和Al两种金属块进行熔炼，获得TiAl中间合金，Al和Ti的熔点分别为933K和1930K，是合金五种成分中熔点最低的两种金属，因此选择先熔炼TiAl中间合金；

[0075] b2、获得TiAl中间合金后，在2400℃时，再加入原子比为1：1的Mo、Nb金属块，获得TiAlMoNb中间合金，完成感应熔炼中间合金的制备，Mo和Nb的熔点分别为2890K和2741K，二者相差不大且都高于Ti和Al的熔点，因此选择往TiAl中间合金中添加两种金属熔炼得到TiAlMoNb中间合金。

[0076] c、TiAlMoNb中间合金粉体的制备：将TiAlMoNb中间合金破碎细化，得到300目的金属粉末；

[0077] d、TiAlMoNbW高熵合金粉体的制备：将1000目的金属W粉加入TiAlMoNb中间合金粉体，混合均匀获得TiAlMoNiW高熵合金粉体。

[0078] e、TiAlMoNbW高熵合金靶材的制备：本实施例采用冷等静压烧结：压力为300MPa，在氢气气氛下烧结，烧结温度为2000℃，时间为20h。

[0079] 本实施例TiAlMoNbW高熵合金靶材含有Ti、Al、Mo、Nb、W五种元素，其组成元素原子比为Ti：Al：Mo：Nb：W＝1:1:1:1:1at.％，成分分布均匀，且所述靶材晶粒大小为20μm。

[0080] 使用本实施例的靶材溅射得到的高熵合金薄膜晶粒分布均匀，均为纳米晶颗粒，厚度为643nm，晶粒尺寸为23～66nm，致密度为95％，纳米硬度为12.64GPa，模量为228.7GPa，薄膜为单相BCC结构，其晶粒取向主要为(110)、(200)、(211)，晶粒取向为(110)、(200)、(211)的数量占晶体总量的95％以上，且各个晶粒取向之间的数量比为(110)、(200)、(211)＝20:1:3。

[0081] 本实施例的样品与基底进行往复摩擦实验得出摩擦系数，基底CSS‑42L钢的摩擦系数为0.73，而高熵合金薄膜的摩擦系数为0.66，展现出了本实施例的具有薄膜良好的耐磨性能。

[0082] 本实施例的样品与基底进行在NaCl腐蚀介质中的电化学实验，CSS‑42L钢的腐蚀速率为0.4033mpy，自腐蚀电流为936.58nA，而本实施例所制的薄膜腐蚀速率为0.0923mpy，自腐蚀电流为299.12nA，对比发现该薄膜能够有效降低基体钢的腐蚀倾向，提高其耐腐蚀性能。

[0083] 本发明方案所公开的技术手段不仅限于上述实施方式所公开的技术手段，还包括由以上技术特征任意组合所组成的技术方案。应当指出，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，这些改进和润饰也视为本发明的保护范围。