一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料及其制备方法

摘要

本发明公开了一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料，包括以Sn或Sn合金基体中原位生成的MAX相作为增强相制备Sn或Sn合金/MAX复合无铅焊料，其中Sn或Sn合金占整体材料质量的90%~99.5%；MAX相占整体材料质量的0.5%~10%。本发明还公开了使用一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料的电子产品以及一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料的制备方法。本发明原位合成的MAX相颗粒与基体间具有良好的结合性，且增强相与基体相间的互扩散仅存在于MAX相的Sn原子层和基体相Sn之间，不会使增强相产生溶解或粗化，确保了无铅焊料的稳定性。

权利要求

1.一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料的制备方法，其特征在于，包括以Sn或Sn合金基体中原位生成的MAX相作为增强相制备Sn或Sn合金/MAX复合无铅焊料，其中Sn或Sn合金占整体材料质量的90% 99.5%；MAX相占整体材料质量的0.5% 10%；

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制备方法包括以下步骤：

S1：将单质M粉体置于等离子球磨机中，通过等离子球磨对表面进行清洗并细化颗粒；

S2：将等离子球磨处理过的单质M粉体置于粉末原子层沉积腔体中，在单质M粉体表面沉积一层碳，形成C@M核壳粉体；单质M粉体和沉积层的C原子比为2：（0.8 1.2）；

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S3：分别称量C@M核壳粉体和球磨介质，置于超声波分散仪中，使C@M核壳粉体分散均匀；

S4：称量基体相粉末并将其加入步骤S3所得混合物中获得混合粉体，然后置于球磨机中进行球磨；

S5：将S4球磨后的混合物置于干燥箱中干燥，得到混合均匀的原料粉体；

S6：将混合均匀的原料粉体放入模具中，通过冷压成型得到坯体；

S7：将压制成型的坯体在保护气氛或真空中进行高温加热，原位合成MAX相增强锡基无铅焊料；

原位合成MAX相增强锡基无铅焊料的熔点为229.31 232.91℃；硬度为13.91 15.64HV；

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剪切强度为60.42 65.98MPa。

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2.根据权利要求1所述的一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料的制备方法，其特征在于，Sn合金包括Sn‑Cu合金、Sn‑Ag合金、Sn‑In合金、Sn‑Zn合金、Sn‑Bi合金或Sn‑Ag‑Cu合金。

3.根据权利要求1所述的一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料的制备方法，其特征在于，MAX相中的A位元素为Sn，X位元素为C的MAX相，包括Ti2SnC、Nb2SnC、Zr2SnC、Lu2SnC、Hf2SnC或Ti3SnC2。

4.根据权利要求1所述的一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料的制备方法，其特征在于，无铅焊料中，MAX相均匀地分布于基体相中，MAX相的颗粒尺寸为1 200nm。

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5.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，球磨介质为去离子水或无水乙醇；球磨机中的磨球材质为玛瑙；磨球、球磨介质和S4中混合粉体的质量比为（1 5）：（0.5 2.5）：~ ~

1，球磨转速为100 400r/min，时间为2 12小时。

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6.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，S1中，等离子球磨的转速为1000~

2000r/min，时间为3 12h；S4中，基体相粉末为Sn或Sn合金；S5中，干燥温度为40 80℃，干燥~ ~时间为2 12小时；S6中，冷压成型压力为100 500MPa，保压时间为1 10分钟。

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7.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，S7中，保护气氛为真空、氩气或氮气气氛，高温加热的温度为1100 1500℃，高温加热的保温时间为1 4小时。

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8.使用根据权利要求1 7任意一项所述的一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料的~制备方法获得的电路板。

9.使用权利要求8所述的电路板的电子产品，其特征在于，包括手机、计算机、平板电脑、键盘、鼠标、电视、冰箱、空调、电水壶、汽车。

说明书

一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料及其制备方法，属于焊接材料技术领域。

背景技术

[0002] 传统的锡铅焊料由于具有优异的可焊性、延展性、导电性和耐腐蚀性等特点，被广泛应用于电子工业。然而，铅毒性大、累积性强，严重危害生态环境和人体健康。自上世纪90年代，世界各国相继开展无铅化运动，逐渐淘汰含铅材料，迫使人们寻求锡铅焊料的替代材料。目前，纯Sn‑Ag、Sn‑Cu、Sn‑Zn、Sn‑Ag‑Cu等无铅体系受到较多关注，但仍未找到锡铅焊料的理想替代品。当前无铅焊料的主要问题集中于熔点高、力学性能差等方面。

[0003] 无铅焊料的改性方法主要包括合金化和第二相添加两个方面。其中合金化只能部分地提高焊料性能，而第二相颗粒不仅可以细化显微组织，还可以通过弥散强化改善力学性能、润湿性等。第二相颗粒主要可以分为活性颗粒(如Co、Ni、Cu、Al等金属颗粒)和非活性颗粒(如Al2O3、ZrO2等陶瓷颗粒；石墨烯、碳纳米管等碳材料)两类。活性颗粒能够和基体发生反应，因而与基体间结合性较好，但这类增强相在服役过程中可能会发生互扩散、溶解或粗化，导致焊料性能的不稳定。非活性颗粒强度高、稳定性好，对晶粒长大和位错运动有很好的阻碍作用，但与基体间的结合较差。

[0004] 针对现有技术存在的问题，本发明提供了一种MAX相增强锡基无铅焊料及其制备方法，将碳包覆在单质M表面，然后将C@M加入锡基基体相中，通过高温烧结原位合成MAX相增强锡基无铅焊料。原位合成的MAX相颗粒与基体间具有良好的结合性，且增强相与基体相间的互扩散仅存在于MAX相的Sn原子层和基体相Sn之间，不会使增强相产生溶解或粗化，确保了无铅焊料的稳定性。

[0005] 本发明的适用范围广，可应用于不同成分的锡基无铅焊料，以及M位为不同元素的MAX相，既能够使增强相和基体相间具有良好的结合性，也能确保增强相在使用过程中保持稳定。

发明内容

[0006] 本发明的目的是，针对现有技术存在的问题，本发明提供一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料，原位合成的MAX相可以提升无铅焊料的硬度、屈服强度和剪切强度，这主要是由于原位合成的MAX相对无铅焊料组织的细化，以及MAX相自身的增强作用；同时，原位合成的MAX相和基体相间具有更好的结合性，可以形成原子尺度的结合，因而对力学性能的提升更为显著。

[0007] 本发明的另一目的是，提供一种使用原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料的电子产品，本发明的无铅焊料可媲美锡铅合金的有铅焊料，制备的电子产品性能稳定。

[0008] 本发明的另一目的是，提供一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料的制备方法，该法通过C@M核壳粉体与基体相反应原位合成的MAX相，与直接添加的增强相相比，和基体相间具有更好的结合性，可以形成原子尺度的结合，因而对力学性能的提升更为显著。

[0009] 为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案为：

[0010] 一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料，包括以Sn或Sn合金基体中原位生成的MAX相作为增强相制备Sn或Sn合金/MAX复合无铅焊料，其中Sn或Sn合金占整体材料质量的90％～99.5％；MAX相占整体材料质量的0.5％～10％。

[0011] Sn合金包括Sn‑Cu合金、Sn‑Ag合金、Sn‑In合金、Sn‑Zn合金、Sn‑Bi合金或Sn‑Ag‑Cu合金。

[0012] MAX相中的A位元素为Sn，X位元素为C的MAX相，包括Ti2SnC、Nb2SnC、Zr2SnC、Lu2SnC、Hf2SnC或Ti3SnC2。

[0013] 无铅焊料中，MAX相均匀地分布于基体相中，MAX相的颗粒尺寸为1～200nm。

[0014] 使用本发明的一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料的电路板。

[0015] 使用本发明的电路板的电子产品，其特征在于，包括手机、计算机、平板电脑、键盘、鼠标、电视、冰箱、空调、电水壶、汽车。

[0016] 一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料的制备方法，包括以下步骤：

[0017] S1：将单质M粉体置于等离子球磨机中，通过等离子球磨对表面进行清洗并细化颗粒；

[0018] S2：将等离子球磨处理过的单质M粉体置于粉末原子层沉积腔体中，在单质M粉体表面沉积一层碳，形成C@M核壳粉体；

[0019] S3：分别称量C@M核壳粉体和球磨介质，置于超声波分散仪中，使C@M核壳粉体分散均匀；

[0020] S4：称量基体相粉末并将其加入步骤S3所得混合物中获得混合粉体，然后置于球磨机中进行球磨；

[0021] S5：将S4球磨后的混合物置于干燥箱中干燥，得到混合均匀的原料粉体；

[0022] S6：将混合均匀的原料粉体放入模具中，通过冷压成型得到坯体；

[0023] S7：将压制成型的坯体在保护气氛或真空中进行高温加热，原位合成MAX相增强锡基无铅焊料。

[0024] 球磨介质为去离子水或无水乙醇；球磨机中的磨球材质为玛瑙；磨球、球磨介质和S4中混合粉体的质量比为(1～5)：(0.5～2.5)：1，球磨转速为100～400r/min，时间为2～12小时。

[0025] S1中，等离子球磨的转速为1000～2000r/min，时间为3～12h；S2中，单质M粉体和沉积层的C原子比为2：(0.8～1.2)；S4中，基体相粉末为Sn或Sn合金；S5中，干燥温度为40～80℃，干燥时间为2～12小时；S6中，冷压成型压力为100～500MPa，保压时间为1～10分钟。

[0026] S7中，保护气氛为真空、氩气或氮气气氛，高温加热的温度为1100～1500℃，高温加热的保温时间为1～4小时。

[0027] 本发明具有以下有益效果：

[0028] 本发明原位合成的MAX相对熔点影响不大，因此不会影响无铅焊料的适用范围。

[0029] 本发明原位合成的MAX相降低了焊料和铜基板间的接触角，有助于焊料和基板间形成良好的连接，这主要是由于微纳尺寸的MAX相颗粒具有很高的活性，在焊料熔化过程中会吸附在界面处，从而使表面张力降低。

[0030] 本发明原位合成的MAX相可以显著细化晶粒，这是由于MAX相稳定的物理化学性质使其在焊料熔化过程中仍然可以稳定存在，从而可以作为异质相形核位点提高形核率。同时，A位元素为Sn的MAX相，其A原子层与β‑Sn之间的错配度低，因而相对于Ti粉体、石墨粉体等，对形核率的提高更为显著，取得突出的晶粒细化效果。

[0031] 本发明原位合成的MAX相可以提升硬度、屈服强度和剪切强度，这主要是由于原位合成的MAX相对无铅焊料组织的细化，以及MAX相自身的增强作用。而且，本申请中通过C@M核壳粉体与基体相反应原位合成的MAX相，与直接添加的增强相相比，和基体相间具有更好的结合性，可以形成原子尺度的结合，因而对力学性能的提升更为显著。

[0032] 本发明的C@M核壳粉体，在粉末原子层沉积过程中，腔体可以震动和滚动，这样颗粒外面都能包裹上沉积层。本发明的X原子是八面体里面的小原子，C的原子半径比M小；同时，M颗粒和C层里都含有很多原子，M颗粒和C层经化学吸附获得C@M核壳粉体。

[0033] 本发明提供了一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料及其制备方法，将碳包覆在单质M表面，然后将C@M加入锡基基体相中，通过高温烧结原位合成MAX相增强锡基无铅焊料。原位合成的MAX相颗粒与基体间具有良好的结合性，且增强相与基体相间的互扩散仅存在于MAX相的Sn原子层和基体相Sn之间，不会使增强相产生溶解或粗化，确保了无铅焊料的稳定性。

[0034] 本发明的适用范围广，可应用于不同成分的锡基无铅焊料，以及M位为不同元素的MAX相，既能够使增强相和基体相间具有良好的结合性，也能确保增强相在使用过程中保持稳定。

附图说明

[0035] 图1为本发明的MAX相的结构示意图；

[0036] 图2为本发明的原位合成MAX相增强锡基无铅焊料过程的示意图；

[0037] 图3为本发明的基体相和MAX相间的互扩散过程示意图；

[0038] 图4为实施例1制备的C@Ti的微观形貌图；

[0039] 图5为实施例6制备的无铅焊料的显微组织图。

具体实施方式

[0040] 下面结合附图和具体实施例对本发明作进一步详细的说明。以下实施例仅用于说明本发明而不用于限制本发明的范围。

[0041] 实施例1

[0042] 一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料：

[0043] 以Sn或Sn合金基体中原位生成的MAX相作为增强相制备Sn(或Sn合金)/MAX复合无铅焊料，其中Sn(或Sn合金)占整体材料质量的90％～99.5％；MAX相占整体材料质量的0.5％～10％。

[0044] MAX相是一类三元纳米层状碳化物或氮化物的总称，其中M为过渡金属元素，A主要为IIIA和IVA主族元素，X为碳或氮，n＝1、2、3…。MAX相由M6X八面体层与A原子层交替堆垛而成，X原子位于M原子紧密堆垛形成的八面体中，如图1所示。MAX相家族包含诸多A位元素为Sn，X位元素为C的成员。因此可以将C包覆在M位元素纳米颗粒表面，然后将C@M核壳粉末均匀分散于Sn(或Sn合金)基体中，然后通过高温烧结原位合成MAX相增强锡基无铅焊料，如图2所示。由于增强相是以基体中的Sn作为Sn原子来源原位合成的，因此基体相和增强相间具有良好的结合性。同时，MAX相中M6X八面体层内部结合力较强，M6X八面体层与A原子层之间结合力较弱，A原子的可动性在三种原子中最强，因此基体相和MAX相间的互扩散主要为基体中的Sn原子和MAX相Sn原子层中的Sn原子之间的互扩散，如图3所示。不会使增强相产生溶解或粗化，即增强相在无铅焊料服役过程中可以保持稳定。

[0045] 上述MAX相指A位元素为Sn，X位元素为C的MAX相，包括Ti2SnC、Nb2SnC、Zr2SnC、Lu2SnC、Hf2SnC、Ti3SnC2。

[0046] 上述复合无铅焊料中的基体相，包括Sn、Sn‑Cu合金、Sn‑Ag合金、Sn‑In合金、Sn‑Zn合金、Sn‑Bi合金、Sn‑Ag‑Cu合金。

[0047] 一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料的制备方法：将单质Ti粉置于等离子球磨机中进行球磨，球磨转速为1500r/min，时间为12h。将经过等离子球磨的Ti粉置于粉末原子层沉积腔体中，在Ti粉表面沉积一层C，形成C@Ti核壳粉体，Ti粉和C沉积层的原子比为2:1。分别称取0.05gC@Ti核壳粉体和10g无水乙醇，将C@Ti核壳粉体加入无水乙醇，置于超声波分散仪中使C@Ti核壳粉体在无水乙醇中分散均匀。分别称取9.95g Sn粉体和10g磨球，与C@Ti核壳粉体和无水乙醇混合物一起加入球磨罐中，置于球磨机中进行球磨，球磨转速为
100r/min，时间为12小时。

[0048] 将经过球磨的混合物置于干燥箱中干燥，干燥温度为60℃，时间为12小时。将干燥后的混合物放入模具中，在200MPa下保压5分钟，得到原料坯体。将坯体置于高温炉中，在氩气保护气氛下加热至1350℃，保温1h，然后随炉冷却至室温。

[0049] 即本实施例的一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料，包括占整体材料质量的99.5％的Sn和占整体材料质量的0.5％的Ti2SnC。

[0050] 图4所示为制备的C@Ti的微观形貌图，从图中可知钛颗粒表面包覆了一层碳，右上角插图为C@Ti的三维结构示意图。

[0051] 实施例2

[0052] 一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料的制备方法：将单质Ti粉置于等离子球磨机中进行球磨，球磨转速为1000r/min，时间为12h。将经过等离子球磨的Ti粉置于粉末原子层沉积腔体中，在Ti粉表面沉积一层C，形成C@Ti核壳粉体，Ti粉和C沉积层的原子比为2:1.2。分别称取0.5g C@Ti核壳粉体和20g无水乙醇，将C@Ti核壳粉体加入无水乙醇，置于超声波分散仪中使C@Ti核壳粉体在无水乙醇中分散均匀。分别称取9.5g Sn粉体和10g磨球，与C@Ti核壳粉体和无水乙醇混合物一起加入球磨罐中，置于球磨机中进行球磨，球磨转速为100r/min，时间为12小时。

[0053] 将经过球磨的混合物置于干燥箱中干燥，干燥温度为80℃，时间为6小时。将干燥后的混合物放入模具中，在200MPa下保压5分钟，得到原料坯体。将坯体置于高温炉中，在氩气保护气氛下加热至1330℃，保温2h，然后随炉冷却至室温。

[0054] 即本实施例的一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料，包括占整体材料质量的95％的Sn和占整体材料质量的5％的Ti2SnC。

[0055] 实施例3

[0056] 一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料的制备方法：将单质Ti粉置于等离子球磨机中进行球磨，球磨转速为2000r/min，时间为3h。将经过等离子球磨的Ti粉置于粉末原子层沉积腔体中，在Ti粉表面沉积一层C，形成C@Ti核壳粉体，Ti粉和C沉积层的原子比为2:1。分别称取1g C@Ti核壳粉体和25g去离子水，将C@Ti核壳粉体加入去离子水，置于超声波分散仪中使C@Ti核壳粉体在去离子水中分散均匀。分别称取9g Sn粉体和50g磨球，与C@Ti核壳粉体和去离子水混合物一起加入球磨罐中，置于球磨机中进行球磨，球磨转速为400r/min，时间为2小时。

[0057] 将经过球磨的混合物置于干燥箱中干燥，干燥温度为40℃，时间为12小时。将干燥后的混合物放入模具中，在100MPa下保压10分钟，得到原料坯体。将坯体置于高温炉中，在氩气保护气氛下加热至1300℃，保温4h，然后随炉冷却至室温。

[0058] 即本实施例的一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料，包括占整体材料质量的90％的Sn和占整体材料质量的10％的Ti2SnC。

[0059] 实施例4

[0060] 一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料的制备方法：将单质Cr粉置于等离子球磨机中进行球磨，球磨转速为1800r/min，时间为4h。将经过等离子球磨的Cr粉置于粉末原子层沉积腔体中，在Cr粉表面沉积一层C，形成C@Cr核壳粉体，Cr粉和C沉积层的原子比为2:0.9。分别称取0.5gC@Zr核壳粉体和20g去离子水，将C@Cr核壳粉体加入去离子水，置于超声波分散仪中使C@Cr核壳粉体在去离子水中分散均匀。分别称取9.5g Sn粉体和10g磨球，与C@Cr核壳粉体和去离子水混合物一起加入球磨罐中，置于球磨机中进行球磨，球磨转速为
250r/min，时间为6小时。

[0061] 将经过球磨的混合物置于干燥箱中干燥，干燥温度为80℃，时间为6小时。将干燥后的混合物放入模具中，在500MPa下保压1分钟，得到原料坯体。将坯体置于高温炉中，在氩气保护气氛下加热至1100℃，保温4h，然后随炉冷却至室温。

[0062] 实施例5

[0063] 一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料的制备方法：将单质Nb粉置于等离子球磨机中进行球磨，球磨转速为1500r/min，时间为8h。将经过等离子球磨的Nb粉置于粉末原子层沉积腔体中，在Nb粉表面沉积一层C，形成C@Nb核壳粉体，Nb粉和C沉积层的原子比为2:0.9。分别称取0.5gC@Nb核壳粉体和5g去离子水，将C@Nb核壳粉体加入去离子水，置于超声波分散仪中使C@Nb核壳粉体在去离子水中分散均匀。分别称取9.5g Sn粉体和10g磨球，与C@Nb核壳粉体和去离子水混合物一起加入球磨罐中，置于球磨机中进行球磨，球磨转速为
300r/min，时间为12小时。

[0064] 将经过球磨的混合物置于干燥箱中干燥，干燥温度为80℃，时间为2小时。将干燥后的混合物放入模具中，在500MPa下保压1分钟，得到原料坯体。将坯体置于高温炉中，在氮气保护气氛下加热至1500℃，保温1h，然后随炉冷却至室温。

[0065] 实施例6

[0066] 一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料的制备方法：将单质Ti粉置于等离子球磨机中进行球磨，球磨转速为1000r/min，时间为12h。将经过等离子球磨的Ti粉置于粉末原子层沉积腔体中，在Ti粉表面沉积一层C，形成C@Ti核壳粉体，Ti粉和C沉积层的原子比为2:1。分别称取0.5g C@Ti核壳粉体和20g无水乙醇，将C@Ti核壳粉体加入无水乙醇，置于超声波分散仪中使C@Ti核壳粉体在无水乙醇中分散均匀。分别称取9.5g Sn‑Cu粉体和10g磨球，与C@Ti核壳粉体和无水乙醇混合物一起加入球磨罐中，置于球磨机中进行球磨，球磨转速为100r/min，时间为12小时。

[0067] 将经过球磨的混合物置于干燥箱中干燥，干燥温度为80℃，时间为4小时。将干燥后的混合物放入模具中，在300MPa下保压3分钟，得到原料坯体。将坯体置于高温炉中，在氩气保护气氛下加热至1300℃，保温2h，然后随炉冷却至室温。制备的无铅焊料显微组织如图5所示，从图中可以看出Ti2SnC均匀地分布于基体相中，对基体相Sn晶粒尺寸进行测量统计可知：其平均晶粒尺寸为2.11μm，对增强相Ti2SnC颗粒尺寸进行测量统计可知：其颗粒尺寸为1～200nm。

[0068] 实施例7

[0069] 使用实施例1～实施例6任意一项的一种原位合成的MAX相增强锡基无铅焊料的电路板。

[0070] 使用本实施例的电路板的产品都会用到锡基焊料，如电子产品(手机、计算机、平板电脑、键盘、鼠标等)、家用电器(电视、冰箱、空调、电水壶等)、工业产品(汽车、仪器设备等)，在此不再一一赘述。

[0071] 对比例1

[0072] 将纯Sn粉体放入模具中，在100MPa下保压10分钟，得到原料坯体。将坯体置于高温炉中，在氩气保护气氛下加热至1300℃，保温4h，然后随炉冷却至室温。

[0073] 对比例2

[0074] 将Sn‑Cu粉体放入模具中，在300MPa下保压3分钟，得到原料坯体。将坯体置于高温炉中，在氩气保护气氛下加热至1300℃，保温2h，然后随炉冷却至室温。

[0075] 对比例3

[0076] 分别称取0.4gTi粉体、0.1g石墨粉体和20g无水乙醇，置于超声波分散仪中使Ti粉体和石墨粉体在无水乙醇中分散均匀。分别称取9.5gSn粉体和10g磨球，与Ti粉体、石墨粉体和无水乙醇混合物一起加入球磨罐中，置于球磨机中进行球磨，球磨转速为100r/min，时间为12小时。将经过球磨的混合物置于干燥箱中干燥，干燥温度为80℃，时间为6小时。将干燥后的混合物放入模具中，在200MPa下保压5分钟，得到原料坯体。将坯体置于高温炉中，在氩气保护气氛下加热至1330℃，保温2h，然后随炉冷却至室温。

[0077] 对比例4

[0078] 现有的Sn63Pb37锡铅共晶焊料。

[0079] 下表1为实施例1‑6和对比例1‑4的焊料的性能检测结果。

[0080] 表1实施例1‑6和对比例1‑4的焊料的性能检测表

[0081]

[0082] 应当理解，为了精简本公开并帮助理解各个发明方面中的一个或多个，在上面对本发明的示例性实施例的描述中，本发明的各个特征有时被一起分组到单个实施例、图、或者对其的描述中。然而，并不应将该公开的方法解释成反映如下意图：即所要求保护的本发明要求比在每个权利要求中所明确记载的特征更多特征。更确切地说，如权利要求书所反映的那样，发明方面在于少于前面公开的实施例的所有特征。因此，遵循具体实施方式的权利要求书由此明确地并入该具体实施方式，其中每个权利要求本身都作为本发明的单独实施例。

[0083] 尽管根据有限数量的实施例描述了本发明，但是受益于上面的描述，本技术领域内的技术人员明白，在由此描述的本发明的范围内，可以设想其它实施例。此外，应当注意，本说明书中使用的语言主要是为了可读性和教导的目的而选择的，而不是为了解释或者限定本发明的主题而选择的。因此，在不偏离所附权利要求书的范围和精神的情况下，对于本技术领域的普通技术人员来说许多修改和变更都是显而易见的。对于本发明的范围，对本发明所做的公开是说明性的，而非限制性的，本发明的范围由所附权利要求书限定。

[0084] 以上所述仅是本发明的优选实施方式，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，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。