强化玻璃、分相玻璃及其制备方法与应用

1.本发明涉及玻璃制品技术领域，具体涉及一种强化玻璃、分相玻璃及其制备方法与应用。


背景技术：

2.随着移动电子装置如笔记本电脑、便携式导航仪、智能手机等向着更轻并且功能更强大的趋势发展，对电子装置的封装或外壳材料提出了更高的要求，即将封装或外壳材料制造的更轻更薄，同时又将封装或外壳材料制造的更硬更牢固。目前通常采用经过离子交换强化过的钠铝硅酸盐玻璃作为封装或外壳材料。
3.微晶玻璃，包括晶相和玻璃相组成，相比普通玻璃，晶相为微晶玻璃提供了较好的机械强度。经过离子交换强化过的微晶玻璃相比于经过离子交换强化过的钠铝硅酸盐玻璃具有更优异的综合机械性能。但是，微晶玻璃生产过程中通常包含核化和晶化两个步骤，生产能耗、生产成本较高。且由于微晶玻璃中含有大量晶体，使得其在深加工过程中的研磨和抛光都异常困难。此外，由于大量晶体的存在，对微晶玻璃进行离子交换需要更高的温度和更长的时间。这些都大大降低了化学强化微晶玻璃的生产加工效率。
4.同时，当对盖板玻璃进行3d成型时，需要用石墨模具对玻璃制品进行加热并热弯，但过高的温度会导致石墨模具的加速氧化，影响其使用寿命从而增加生产成本。然后，微晶玻璃完成晶化后其软化温度一般都会大幅上升，使得微晶玻璃不适合进行热弯3d成型。高铝玻璃也是市面上常用的盖板玻璃材料，氧化铝含量越高玻璃的强度也越高，然而过高的氧化铝含量同样也将使得玻璃的软化点温度大幅上升，影响其3d成型的工艺性能。


技术实现要素：

5.基于此，有必要提供一种机械性能较好且软化点温度较低、易于3d热弯成型的分相玻璃及其制备方法与应用。
6.此外，还提供一种由上述分相玻璃制备的强化玻璃。
7.本发明的一个方面，提供了一种分相玻璃，按照摩尔百分比计，组分包括：
[0008][0009]
其中，所述li2o与所述na2o的摩尔比为(0.9～1.1)：1，且所述li2o及所述na2o的摩尔的量之和与所述al2o3的摩尔的量的比值为1.45～1.75。
[0010]
在其中一些实施例中，所述分相玻璃包括玻璃基质相及分散于所述玻璃基质中的富硅铝相；所述富硅铝相以球形颗粒的形式分散在所述玻璃基质相中。
[0011]
在其中一些实施例中，所述球形颗粒的平均粒径≤100nm。
[0012]
在其中一些实施例中，所述分相玻璃中，所述富硅铝相的体积占比为10％～90％。
[0013]
在其中一些实施例中，所述sio2的摩尔百分比为62％～66％；及/或，
[0014]
所述al2o3的摩尔百分比为10％～14％；及/或，
[0015]
所述li2o的摩尔百分比为7％～12％；及/或，
[0016]
所述na2o的摩尔百分比为7％～12％。
[0017]
在其中一些实施例中，所述分相玻璃在360nm～700nm光谱范围内的平均透过率≥88％；及/或，
[0018]
所述分相玻璃的软化点低于820℃；及/或，
[0019]
所述分相玻璃的表面维氏硬度≥650kgf/mm2。
[0020]
第二方面，本发明还提供了一种分相玻璃的制备方法，包括以下步骤：
[0021]
将制备原料熔化，成型，制备前体玻璃；按照摩尔百分比计，所述原料包括：60％～67％的sio2、6％～16％的al2o3、5％～12％的li2o、5％～12％的na2o、0～2％的k2o、1％～3％的mgo、0～3％的cao、0.5％～3％的zro2、0～2％的b2o3及0～2％的zno；所述li2o与所述na2o的摩尔比为(0.9～1.1)：1，且所述li2o及所述na2o的摩尔的量之和与所述al2o3的摩尔的量的比值为1.45～1.75；
[0022]
对所述前体玻璃进行热处理，制备所述分相玻璃。
[0023]
在其中一些实施例中，所述热处理包括：
[0024]
将所述前体玻璃以0.5℃/min～20℃/min的速率从熔化温度降温至退火温度；或者，
[0025]
将所述前体玻璃在高于玻璃转变点30℃～500℃温度下保温；或者，
[0026]
对所述前体玻璃进行退火处理，然后在高于玻璃转变点30℃～500℃温度下保温，再次进行退火处理。
[0027]
第三方面，本发明还提供了上述的分相玻璃或根据上述的分相玻璃的制备方法制得的分相玻璃在制备保护玻璃、光电玻璃、防火玻璃或建筑玻璃中的应用。
[0028]
第四方面，本发明还提供了一种强化玻璃，由上述的分相玻璃或者根据上述的分相玻璃的制备方法制得的分相玻璃制备得到。
[0029]
第五方面，本发明还提供了上述的强化玻璃的制备方法，包括以下步骤：
[0030]
第一强化处理：将所述分相玻璃在第一熔融盐中进行第一强化处理；按照质量百分比计，所述第一熔融盐包括50％～60％的硝酸钠及40％～50％的硝酸钾；
[0031]
第二强化处理：将经过所述第一强化处理的所述分相玻璃在第二熔融盐中进行第二强化处理；按照质量百分比计，所述第二熔融盐包括0～5％的硝酸钠及95％～100％的硝酸钾。
[0032]
上述的分相玻璃包括特定含量配比的sio2、al2o3、li2o、na2o、b2o3及zno。分相玻璃具有分相，通过分相代替析晶，使得分相玻璃具有较佳的机械性能，避免析晶影响玻璃的加工性能，且形成的分相使得分相玻璃软化点温度明显低于微晶玻璃，适于进行3d热弯成型。
附图说明
[0033]
图1为实施例1所得分相玻璃的扫描电子显微镜(sem)照片，热处理条件为：玻璃转变点温度(tg) 30℃处理2h；
[0034]
图2为实施例2所得分相玻璃的扫描电子显微镜(sem)照片，热处理条件为：玻璃转变点温度(tg) 30℃处理2h；
[0035]
图3为实施例3所得分相玻璃的扫描电子显微镜(sem)照片，热处理条件为：玻璃转变点温度(tg) 30℃处理2h；
[0036]
图4为实施例1～3热处理分相后的分相玻璃的x射线衍射图谱(xrd)。
具体实施方式
[0037]
为了便于理解本发明，下面将参照相关附图对本发明进行更全面的描述。附图中给出了本发明的较佳实施例。但是，本发明可以以许多不同的形式来实现，并不限于本文所描述的实施例。相反地，提供这些实施例的目的是使对本发明的公开内容的理解更加透彻全面。
[0038]
除非另有定义，本文所使用的所有的技术和科学术语与属于本发明的技术领域的技术人员通常理解的含义相同。本文中在本发明的说明书中所使用的术语只是为了描述具体的实施例的目的，不是旨在于限制本发明。本文所使用的术语“和/或”包括一个或多个相关的所列项目的任意的和所有的组合。
[0039]
本发明一实施方式提供了一种分相玻璃，按照摩尔百分比计，组分包括：
[0040][0041]
其中，li2o与na2o的摩尔比为(0.9～1.1)：1，且li2o及na2o的摩尔的量之和与al2o3的摩尔的量的比值为1.45～1.75。
[0042]
上述的分相玻璃包括特定含量配比的sio2、al2o3、li2o、na2o、b2o3及zno，分相玻璃中含有分相。采用差热分析(dsc)研究发现，上述分相玻璃的差热曲线上没有放热析晶峰，说明上述分相玻璃极难析晶。通过分相代替析晶，使得分相玻璃具有较佳的机械性能，且分相玻璃软化点明显低于微晶玻璃，适于进行3d热弯成型。
[0043]
sio2是涉及玻璃成形的一种氧化物，作为用于基础玻璃的主要形成玻璃的氧化物，且可用于稳定玻璃的网络结构。当对前体玻璃进行热处理来转化成分相玻璃时，sio2的浓度应足够高以控制分相颗粒的尺寸。然而，高sio2玻璃的熔融温度是不理想的。因此，在本发明实施方式中，分相玻璃中sio2的摩尔百分比为60％～67％。可选地，sio2的摩尔百分比为60％、61％、62％、63％、64％、66％或者67％。进一步地，sio2的摩尔百分比为62％～66％。更进一步地，sio2的摩尔百分比为62.9％～65.4％。
[0044]
al2o3也可稳定网络，且还提供改善的机械性能和化学耐久性。如果al2o3的含量过高，导致分相颗粒难以长大。al2o3的熔化温度较高，作为网络中间体，常可调节al2o3的量来控制粘度。如果al2o3的量过高，也通常增加熔体的粘度。分相玻璃中的al2o3可以增强li-na和na-k离子交换的能力。因此，在本发明实施方式中，al2o3的摩尔百分比为6％～16％。可选地，al2o3的摩尔百分比为6％、8％、10％、12％、14％、15％或者16％。进一步地，al2o3的摩尔百分比为7％～14％。更进一步地，al2o3的摩尔百分比为7％～12％或者10％～14％。
[0045]
na2o和k2o属于碱金属氧化物，它们在玻璃结构中主要起断键作用，目的是降低玻璃的粘度，同时能够降低玻璃的析晶倾向，增加玻璃的透明度和光泽。na2o是硼硅酸盐玻璃网络外体氧化物，能提供游离氧使si-o键断开，从而降低硼硅酸盐玻璃的粘度和熔化温度。na2o的含量过高，会增大热膨胀系数，降低化学稳定性。na2o的含量过低，不利于玻璃的熔制
和成型。因此本发明实施方式中，na2o的摩尔百分比为5％～12％。可选地，na2o的摩尔百分比为5％、6％、7％、8％、9％、10％、11％或者12％。进一步地，na2o的摩尔百分比为7％～12％。
[0046]
k2o能改善玻璃的熔化性能，其与li2o以及na2o能形成混合碱效应，可降低玻璃高温粘度，但如果k2o含量过高，则玻璃网络结构变差，热学性能的稳定性降低，耐候性变差。因此，本发明实施方式中，k2o的摩尔百分比为0～2％。在其中一些实施例中，k2o的摩尔百分比为0、0.2％、0.4％、0.5％、0.6％、0.8％、1％、1.5％或者2％。进一步地，k2o的摩尔百分比为0～1％。
[0047]
li2o是玻璃常用的碱金属氧化物，但是不同于na2o和k2o，由于li

不属于惰性气体型离子，半径较小，场强大，与氧结合能力较强，在结构上主要起集聚作用。li2o取代同样数量的na2o或k2o时，可以提高玻璃的化学稳定性、表面张力的能力，同时也增加了析晶倾向，它有高温助熔、加速玻璃熔化的作用，由于li

的极化特性，在高温下能有效减低高温粘度。在本发明实施方式中，li2o的摩尔百分比为5％～12％。在其中一些实施例中，li2o的摩尔百分比为5％、6％、7％、8％、9％、10％、11％或者12％。进一步地，li2o的摩尔百分比为5％～12％。
[0048]
mgo是分相玻璃中基质相的主要成分，在发明本实施方式中，mgo的摩尔百分比为1％～3％。可选地，mgo的摩尔百分比为1％、1.5％、2％、2.5％或者3％。进一步地，mgo的摩尔百分比为1％～2％。
[0049]
cao和zno不是分相玻璃中的必要成分，它们的作用与mgo相似。在本发明实施方式中，cao的摩尔百分比为0～3％。可选地，cao的摩尔百分比为0、0.2％、0.5％、1％、1.5％、2％、2.5％或者3％。在本发明实施方式中，zno的摩尔百分比为0～2％。可选地，zno的摩尔百分比为0、0.1％、0.2％、0.5％、1％、1.5％或者2％。
[0050]
zro2可导致分相结构的产生。在本发明实施方式中，zro2的摩尔百分比为0.5％～3％。可选地，zro2的摩尔百分比为0.5％、1％、1.5％、2％、2.5％或者3％。进一步地，zro2的摩尔百分比为1％～2.5％或者1.5％～2％。
[0051]
在其中一些实施例中，分相玻璃包括玻璃基质相及分散于玻璃基质相中的富硅铝相；富硅铝相以球形颗粒的形式分散在玻璃基质相中。在其中一些实施例中，富硅铝相以独立的球形颗粒的形式分散在玻璃基质相中。在其中一些实施例中，球形颗粒有少量连接。
[0052]
在其中一些实施例中，富硅铝相包含除sio2及al2o3以外的其他氧化物。
[0053]
在其中一些实施例中，富硅铝相的粘度大于基质相的粘度。
[0054]
在其中一些实施例中，富硅铝相的硬度大于基质相的硬度。
[0055]
在其中一些实施例中，球形颗粒的平均粒径≤100nm。进一步地，球形颗粒的平均粒径≤80nm、≤60nm、≤40nm、≤20nm或者≤10nm。
[0056]
在其中一些实施例中，分相玻璃中，富硅铝相的体积占比为10％～90％。可选地，富硅铝相的体积占比为10％～90％、20％～90％、30％～90％、40％～90％、50％～90％、60％～90％、70％～90％或者80％～90％。
[0057]
在其中一些实施例中，分相玻璃在360nm～700nm光谱范围内的平均透过率≥88％。在其中一些实施例中，对于厚度0.7mm的分相玻璃制品，在390nm～700nm的可见光光谱范围内具有≥90％、≥91％、≥92％、或者更高的平均透过率。在其中一些实施例中，对于
厚度0.7mm的分相玻璃制品，在360nm～450nm的可见光光谱范围内具有≥85％、≥88％、≥91％、或者更高的平均透过率。
[0058]
在其中一些实施例中，对于厚度0.7mm的分相玻璃制品，其雾度为≤0.4％、≤0.3％、≤0.2％、≤0.1％或者更小。
[0059]
在其中一些实施例中，分相玻璃的软化点低于820℃。进一步地，分相玻璃的软化点低于800℃、780℃或者750℃。由于分相玻璃的软化点低于820℃，相比微晶玻璃具有较低的软化点温度，因而利于进行3d热弯。
[0060]
在其中一些实施例中，分相玻璃的表面维氏硬度≥650kgf/mm2。
[0061]
由于分相玻璃中不含有晶相，因而相比于微晶玻璃更易于研磨和抛光。同时，本发明的分相玻璃还呈现出较高的断裂韧性，机械性能较好。在其中一些实施例中，分相玻璃的断裂韧性≥0.6mpa
·m1/2
。进一步地，分相玻璃的断裂韧性≥0.75mpa
·m1/2
、≥0.9mpa
·m1/2
或者≥1.05mpa
·m1/2
。
[0062]
在其中一些实施例中，分相玻璃的3d热弯温度≤850℃。进一步地，分相玻璃的3d热弯温度≤800℃、≤750℃或者≤700℃。
[0063]
本发明另一实施方式还提供了一种分相玻璃的制备方法，包括以下步骤s110、s120。
[0064]
步骤s110：将制备原料熔化，成型，制备前体玻璃；按照摩尔百分比计，制备原料包括：60％～67％的sio2、6％～16％的al2o3、5％～12％的li2o、5％～12％的na2o、0～2％的k2o、1％～3％的mgo、0～3％的cao、0.5％～3％的zro2、0～2％的b2o3及0～2％的zno；li2o与na2o的质量比为(0.9～1.1)：1，且li2o及na2o的质量之和与al2o3的质量的比值为1.45～1.75。
[0065]
在其中一些实施例中，制备原料还包括澄清剂。在其中一些实施例中，澄清剂选自氧化锡、氧化铈、氯化物、碳酸盐、硝酸盐及硫酸盐中的至少一种。
[0066]
在其中一些实施例中，熔化的温度为1500℃～1600℃。
[0067]
在其中一些实施例中，成型的方式可选自浇注成型、浮法成型、压延成型、溢流成型及下拉成型中的一种。
[0068]
步骤s120：对前体玻璃进行热处理，制备分相玻璃。
[0069]
在其中一些实施例中，热处理包括(1)～(3)中的至少一种：
[0070]
(1)将前体玻璃以0.5℃/min～20℃/min的速率从熔化温度降温至退火温度。
[0071]
(2)将前体玻璃在高于玻璃转变点30℃～500℃下保温。
[0072]
(3)对前体玻璃进行退火处理，然后在高于玻璃转变点30℃～500℃下保温，再次进行退火处理。
[0073]
在其中一些实施例中，热处理采用(2)方式进行，保温的时间为1h～8h。
[0074]
在其中一些实施例中，退火温度为450℃～650℃。
[0075]
本发明另一实施方式还提供了上述的分相玻璃或根据上述的分相玻璃的制备方法制得的分相玻璃在制备保护玻璃、光电玻璃、防火玻璃或建筑玻璃中的应用。
[0076]
本发明另一实施方式还提供了一种强化玻璃，由上述的分相玻璃或者根据上述的分相玻璃的制备方法制得的分相玻璃制备得到。
[0077]
在其中一些实施例中，强化玻璃的平均表面压应力≥800mpa。进一步地，强化玻璃
的平均表面压应力≥900mpa、≥1000mpa、或者≥1100mpa。
[0078]
在其中一些实施例中，强化玻璃的cs层的深度(dol)≥80μm。进一步地，强化玻璃的cs层的深度(dol)≥90μm或者≥100μm。
[0079]
本发明另一实施方式还提供了上述的强化玻璃的制备方法，包括以下步骤s210、s220。
[0080]
步骤s210、第一强化处理：将分相玻璃在第一熔融盐中进行第一强化处理；按照质量百分比计，第一熔融盐包括50％～60％的硝酸钠及40％～50％的硝酸钾。
[0081]
在其中一些实施例中，按照质量百分比计，第一熔融盐包括55％的硝酸钠及45％的硝酸钾。
[0082]
步骤s220、第二强化处理：将经过第一强化处理的分相玻璃在第二熔融盐中进行第二强化处理；按照质量百分比计，第二熔融盐包括0～5％的硝酸钠及95％～100％的硝酸钾。
[0083]
在其中一些实施例中，按照质量百分比计，第二熔融盐包括5％的硝酸钠及95％的硝酸钾。
[0084]
以下为具体实施例。
[0085]
实施例1～24及对比例1～8的分相玻璃的组成参照表1～表4，将分相玻璃的组成在1500℃～1600℃下熔融成型，制备前体玻璃。然后将前体玻璃在高于玻璃转变点30℃～500℃下保温1h～8h(具体的热处理工艺参见表1～表4)，制得分相玻璃。
[0086]
测试部分：
[0087]
分相情况及析晶情况测试：
[0088]
析晶情况根据x射线衍射仪(xrd，panalytical x’pert pro，thenetherlands)测试结果判断，当衍射峰呈现典型的玻璃相馒头峰时，认为该玻璃没有析晶。分相采用扫描电镜(sem，hitachi s-4800；10kv)进行测试。样品采用常规制备方法进行制备。
[0089]
透过率测试：采用紫外可见分光光度计(uv-vis-nir spectrophotometer，lambda 750s；perkinelmer)进行测试，分别测试390nm～700nm和360nm～450nm范围内的透过率。样品采用抛光后的玻璃片，厚度为0.7mm。
[0090]
断裂韧性测试：可采用两种方法。压痕法：采用全自动显微硬度仪(vickers hardness tester，qness q10a )进行测试，分别测量压痕对角线长度和扩展裂纹长度。样品采用抛光后的玻璃片，厚度为0.7mm。单边梁预裂纹法：采用电子万能材料实验机(instron 5967)进行测试。样品采用的国标(gb/t 23806-2009)要求进行制备。
[0091]
软化点测试：软化点采用热膨胀仪(netzsch dil402se)进行测试，升温速率10℃/min，本文所述软化点指膨胀软化点。
[0092]
实施例1～24及对比例1～8的测试数据记录在表1～表4中。
[0093]
表1实施例1～8的分相玻璃的组成及性能
[0094][0095][0096]
实施例1～8的分相玻璃，按照摩尔百分比计，组分包括：sio
2 62.9％～65.4％、al2o
3 11.6％、li2o 10％、na2o 10％、mgo 1.5％、zro
2 0.5％～3％及b2o
3 0～2％；li2o与na2o的质量比为1：1，且li2o及na2o的质量之和与al2o3的质量的比值为1.72。在tg (30～500℃)温度下处理2h，实施例1～8的分相玻璃无析晶，在360nm～450nm平均透过率≥75％，在390nm～700nm平均透过率≥85％，断裂韧性≥0.65mpa
·m1/2
；软化点温度低于820℃，适于
进行3d热弯。
[0097]
参阅图1，为实施例1在玻璃转变点温度(tg) 30℃处理2h制得的分相玻璃的sem图，可以看出，在该热处理条件下，实施例1的玻璃微弱分相，富硅铝相呈球状颗粒分散在基质玻璃相中。
[0098]
参阅图2，为实施例2在玻璃转变点温度(tg) 30℃处理2h制得的分相玻璃的sem图，可以看出，在该热处理条件下，实施例2的玻璃分相颗粒相比图1更多，富硅铝相呈球状颗粒分散在基质玻璃相中。
[0099]
参阅图3，为实施例3在玻璃转变点温度(tg) 30℃处理2h制得的分相玻璃的sem图，可以看出，在该热处理条件下，实施例3的玻璃分相更强烈，大量富硅铝相呈球状颗粒分散在基质玻璃相中。
[0100]
参阅图4，为实施例1～3热处理分相后的分相玻璃的x射线衍射图谱，可以看出，图示条件处理的实施例1～3的分相玻璃中并未析出晶体。
[0101]
表2实施例9～16的分相玻璃的组成及性能
[0102][0103][0104]
实施例9～16的分相玻璃，按照摩尔百分比计，组分包括：sio
2 61.4％～67％、al2o
3 7％～11.6％、li2o 6％～10％、na2o 6％～10％、k2o 0～2％、mgo 1％～3％、cao 0～3％、zro
2 2％、b2o
3 1％～2％及zno 0～2％；li2o与na2o的质量比为1：1，且li2o及na2o的质量之和与al2o3的质量的比值为1.62～1.73。在tg 100℃温度下处理1h～8h，实施例9～16的分相玻璃无析晶，在360nm～450nm平均透过率≥78％，在390nm～700nm平均透过率≥80％，断裂韧性≥0.64mpa
·m1/2
；软化点温度低于755℃，适于进行3d热弯。
[0105]
表3实施例17～24的分相玻璃的组成及性能
[0106][0107][0108]
实施例17～24的分相玻璃，按照摩尔百分比计，组分包括：sio
2 60％～67％、al2o
3 9％～14％、li2o 7％～12％、na2o 7％～12％、k2o 0～1％、mgo 1％～3％、cao 0～2％、zro
2 1.5％、b2o
3 0.5％及zno 0～2％；li2o与na2o的质量比为(0.9～1.1)：1，且li2o及na2o的质量之和与al2o3的质量的比值为1.45～1.73。在tg (50～150℃)温度下处理4h，实施例17～24的分相玻璃无析晶，在360nm～450nm平均透过率≥78％，在390nm～700nm平均透过率≥83％，断裂韧性≥0.74mpa
·m1/2
；软化点温度低于758℃，适于进行3d热弯。
[0109]
表4对比例1～8的分相玻璃的组成及性能
[0110]
[0111][0112]
[0113]
注：表4中
“‑‑”
代表未进行相关热处理。
[0114]
对比例1～8的玻璃调整了玻璃的原料组分，制得的玻璃在热处理后析晶或者根本不产生分相。析晶玻璃的平均透过率明显降低。对比例1～8的玻璃的断裂韧性为0.66～0.75mpa
·m1/2
；软化点温度为712～860℃。
[0115]
实施例25～32的强化玻璃的组成参照表5，按照组成配比将原料在1500℃～1600℃下熔融成型，制备前体玻璃。然后将前体玻璃在高于玻璃转变点100℃下保温5h，制得分相玻璃。将分相玻璃按照表5的化学强化工艺进行处理，制备强化玻璃。强化玻璃的dol及平均表面压应力(cs)通过散乱光弹性应力计slp-2000或表面应力计fsm-6000测试得到。测试结果记录在表5中。
[0116]
表5实施例25～32的强化玻璃的组成及性能
[0117][0118]
实施例25～32的强化玻璃经分相玻璃化学强化制得，强化玻璃的应力层深度dol为75μm～100μm，平均表面压应力(cs)为950mpa～1115mpa。
[0119]
以上所述实施例的各技术特征可以进行任意的组合，为使描述简洁，未对上述实施例中的各个技术特征所有可能的组合都进行描述，然而，只要这些技术特征的组合不存在矛盾，都应当认为是本说明书记载的范围。
[0120]
以上所述实施例仅表达了本发明的几种实施方式，便于具体和详细地理解本发明的技术方案，但并不能因此而理解为对发明专利保护范围的限制。应当指出的是，对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进，这些都属于本发明的保护范围。应当理解，本领域技术人员在本发明提供的技术方案的基础上，通过合乎逻辑的分析、推理或者有限的试验得到的技术方案，均在本发明所述附权利要求的保护范围内。因此，本发明专利的保护范围应以所附权利要求的内容为准，说明书及附图可以用于解释权利要求的内容。