一种ZrN基超高温陶瓷及其热压反应烧结制备方法
阅读说明：本技术 一种ZrN基超高温陶瓷及其热压反应烧结制备方法 (ZrN-based ultrahigh-temperature ceramic and hot-pressing reaction sintering preparation method thereof ) 是由 陆有军 刘洋 袁振侠 李彦瑞 刘乡 于 2021-01-29 设计创作，主要内容包括：本发明提供一种ZrN基超高温陶瓷,其主相包括ZrN、La-(4.67)Si-3O-(13),其中,La-(4.67)Si-3O-(13)均匀连续分布于ZrN晶粒间隙间,ZrN晶粒尺寸为20-50μm；该陶瓷的体积密度为87％-98％,硬度10.0-11.5GPa,抗弯强度为240-310MPa,断裂韧性为1.90-2.05MPa.m～(1/2)。还提供一种ZrN基超高温陶瓷的热压反应烧结制备方法,包括：称取摩尔比为3:9:7:3:(22-66)的α-Si-3N-4、ZrO-2、La-2O-3、Zr粉、ZrN粉末,添加适量助剂后进行球磨处理,然后经烘干、研磨处理,再依次进行成型处理,热压烧结处理,得到ZrN基超高温陶瓷。(The invention provides a ZrN-based ultrahigh-temperature ceramic, the main phase of which comprises ZrN and La 4.67 Si 3 O 13 Wherein, La 4.67 Si 3 O 13 The ZrN crystal grains are uniformly and continuously distributed among the ZrN crystal grain gaps, and the size of the ZrN crystal grains is 20-50 mu m; the ceramic has a bulk density of 87-98%, a hardness of 10.0-11.5GPa, a bending strength of 240-310MPa and a fracture toughness of 1.90-2.05MPa.m 1/2 . Also provides a hot-pressing reaction of the ZrN-based ultrahigh-temperature ceramicA preparation method of the ceramic material by sintering comprises the following steps: weighing alpha-Si with the molar ratio of 3:9:7:3 (22-66) 3 N 4 、ZrO 2 、La 2 O 3 Adding a proper amount of auxiliary agent into the Zr powder and the ZrN powder, performing ball milling treatment, drying, grinding, molding treatment and hot-pressing sintering treatment in sequence to obtain the ZrN-based ultrahigh-temperature ceramic.)
技术领域
本发明属于无机陶瓷材料领域，具体涉及一种ZrN基超高温陶瓷及其热压反应烧结制备方法。
背景技术
超高温陶瓷(Ultra high temperature ceramics，UHTCs)是指在极端环境(例如极端热通量，化学反应性等离子体或氧含量极高的苛刻环境)下运行时能够提供机械稳定性和散热的陶瓷材料，具有稳定的物理化学性质，如较高的热导率与电导率、良好的抗热冲击性，优良的抗腐蚀性等。UHTCs材料主要是过渡金属元素(Ti、Zr、Hf、Nb和Ta等)的硼化物、碳化物和氮化物以及由它们复合的陶瓷材料，包括二硼化锆(ZrB2)、二硼化铪(HfB2)、碳化锆(ZrC)、碳化铪(HfC)、氮化锆(ZrN)、氮化铪(HfN)等。ZrN作为一种超高温陶瓷(UHTCs)具有高熔点、高硬度、高耐磨性和良好的耐腐蚀性，由于ZrN的强共价键、高熔点、低扩散系数导致其烧结难度很大，通过原位反应烧结制备超高温ZrN陶瓷被认为是一种低耗且经济的制备方法。
Si3N4-ZrO2二元系统通过反应烧结能够制备ZrN陶瓷，但在反应烧结过程中会产生SiO、N2、O2等气体，造成很大的烧失率，无法获得高致密度的陶瓷块体。为了减少或消除反应烧结过程产生挥发气体，申请人研究团队在Si3N4-ZrO2二元系统中引入稀土金属氧化物La2O3以固化挥发性气体SiO，促进Si3N4-ZrO2取代反应生成ZrN(见“Si3N4-ZrO2-La2O3系统反应合成ZrN及相图构建”，李彦瑞，陆有军等，无机材料学报第35卷第7期，第823-826页)，通过设计Si3N4-ZrO2-La2O3三元系统可原位反应烧结生成ZrN相和多种稀土硅酸盐相复合陶瓷，稀土硅酸盐相的生成有效抑制了SiO气体的产生，提高了反应烧结陶瓷块体的烧结致密度，但根据Si3N4-ZrO2-La2O3三元系统反应的元素守恒，在反应体系中，ZrO2被氮化生成ZrN的过程中Zr4+被还原为Zr3+，伴随着气体的放出，当Si3N4:ZrO2为1:3时生成N2，当Si3N4:ZrO2为1:4时生成O2，使得体系氧分压升高，当温度达到800℃时，ZrN开始被氧气氧化，使得ZrN的生成量降低。为了进一步避免气体对Si3N4-ZrO2-La2O3三元系统反应制备ZrN基复相陶瓷性能的影响，本发明对反应烧结体系进行了重新设计，并结合相应的烧结机制，制备出综合性能优异的ZrN基复相陶瓷材料。
发明内容
本发明的目的之一是提供一种ZrN基超高温陶瓷，具有优异的综合性能。
本发明的目的之二是提供一种ZrN基超高温陶瓷的热压反应烧结制备方法，通过在原料系统中引入金属Zr单质和ZrN，避免气体对Si3N4-ZrO2-La2O3三元系统反应制备ZrN基复相陶瓷性能的影响，可以调控产物中硅酸盐相的出现，适度添加ZrN进一步提高了陶瓷的力学性能。
为实现上述目的，本发明采用以下技术方案：
一种ZrN基超高温陶瓷，其主相组成为ZrN、La4.67Si3O13，其中，La4.67Si3O13均匀连续分布于ZrN晶粒间隙间，ZrN晶粒尺寸为20-50μm(比如25μm、30μm、35μm、40μm、45μm等)；所述ZrN基超高温陶瓷的体积密度为87％-98％(比如88％、90％、92％、94％、96％、97％等)，硬度为10.0-11.5GPa(比如10.2GPa、10.4GPa、10.6GPa、10.8GPa、11.0GPa、11.2GPa、11.4GPa等)之间，抗弯强度为240-310MPa(比如250MPa、260MPa、270MPa、280MPa、290MPa、300MPa等)，断裂韧性为1.90-2.05MPa.m1/2(比如1.92MPa.m1/2、1.94MPa.m1/2、1.96MPa.m1/2、1.98MPa.m1/2、2.00MPa.m1/2等)。
优选地，所述ZrN基超高温陶瓷的体积密度为95％-98％(比如95.5％、96％、96.5％、97％、97.5％等)，硬度为10.5-11.2GPa(比如10.6GPa、10.8GPa、11.0GPa等)，抗弯强度为275-302MPa(比如280MPa、285MPa、290MPa、295MPa、300MPa等)，断裂韧性为1.94-2.05MPa.m1/2。
上述ZrN基超高温陶瓷可通过将原料份α-Si3N4、ZrO2、La2O3、Zr粉、ZrN粉末进行混粉、压型后热压烧结制成。
一种ZrN基超高温陶瓷的热压反应烧结制备方法，包括：
原料预处理步骤：称取适量α-Si3N4、ZrO2、La2O3、Zr粉、ZrN粉末，添加适量助剂后，进行球磨处理，然后经烘干处理、研磨处理，得到混合物粉末；
成型处理步骤：将所述混合物粉末置于成型模具中，施加压力进行成型处理，得到成型坯；
热压反应烧结处理步骤：将所述成型坯进行热压烧结处理，得到所述ZrN基超高温陶瓷；其中，所述原料预处理步骤中，所述α-Si3N4的摩尔数用m表示，所述ZrO2的摩尔数用n表示，所述La2O3的摩尔数用x表示，所述Zr粉的摩尔数用y表示，ZrN粉末的摩尔数以z表示，原料的优选配比为：m:n:x:y:z＝3:9:7:3:(22-66)(比如3:9:7:3:25、3:9:7:3:30、3:9:7:3:33、3:9:7:3:38、3:9:7:3:40、3:9:7:3:44、3:9:7:3:50、3:9:7:3:55、3:9:7:3:60等)。
上述ZrN基超高温陶瓷的热压反应烧结制备方法中，作为一种优选实施方式，所述原料预处理步骤中，所述α-Si3N4的纯度99.9％以上，粒度0.7μm以下(比如0.6μm、0.5μm、0.4μm、0.3μm、0.2μm、0.1μm等)；所述ZrO2的纯度99.9％以上，粒度100nm以下(比如90nm、80nm、70nm、50nm、30nm等)；所述La2O3的纯度99.9％以上，粒度10μm以下(比如8μm、6μm、5μm、3μm、2μm、1μm等)；所述Zr粉的纯度99.5％以上，粒度200目(即过200目筛，约75μm以下，比如70μm、60μm、50μm、40μm等)；所述ZrN粉末的纯度99％，粒度400目(即过400目筛，约38μm以下，比如35μm、30μm、25μm、20μm、10μm等)。
上述ZrN基超高温陶瓷的热压反应烧结制备方法中，作为一种优选实施方式，所述原料预处理步骤中，所述助剂为乙醇。
上述ZrN基超高温陶瓷的热压反应烧结制备方法中，作为一种优选实施方式，所述原料预处理步骤中，所述球磨处理的时间为30-180min(比如40min、50min、60min、70min、80min、90min、100min、110min、120min、130min、140min、150min、160min、170min等)，球磨机转速设定为500-800r/min(比如520r/min、550r/min、600r/min、650r/min、700r/min、750r/min、780r/min等)。
上述ZrN基超高温陶瓷的热压反应烧结制备方法中，作为一种优选实施方式，所述原料预处理步骤中，所述烘干处理的温度为90-110℃(比如92℃、95℃、100℃、105℃、108℃等)，时间为3-12h(比如4h、5h、6h、7h、8h、9h、10h、11h等)。
上述ZrN基超高温陶瓷的热压反应烧结制备方法中，作为一种优选实施方式，所述成型处理步骤中，所述压力为2MPa-5MPa(比如2.5MPa、3MPa、3.5MPa、4MPa、4.5MPa等)。
上述ZrN基超高温陶瓷的热压反应烧结制备方法中，作为一种优选实施方式，所述热压反应烧结处理步骤中，烧结温度为1550-1650℃(比如1560℃、1580℃、1600℃、1620℃、1640℃等)、烧结压力为22-26KN(比如23KN、24KN、25KN等)，在所述烧结温度和烧结压力下保持60-80min(比如62min、65min、70min、75m、78min等)；更优选地，所述热压反应烧结处理步骤中，在0-80min内匀速升温至1600℃(烧结温度)，并0-80min内匀速至24KN(烧结压力)，之后保持1600℃和24KN压力烧结60-80min，之后停止加热，温度降至室温，制得所述ZrN基超高温陶瓷。
对上述ZrN基超高温陶瓷的热压反应烧结制备方法所制备得到的陶瓷进行物相分析，其主要由ZrN和La4.67Si3O13构成，微观结构上，La4.67Si3O13均匀连续分布于ZrN晶粒间隙间，ZrN晶粒尺寸在20-50μm；据测量该ZrN基超高温陶瓷的体积密度在87％-98％之间，该硬度为10-11.5GPa之间，抗弯强度为240-310MPa之间，断裂韧性为1.90-2.05MPa.m1/2之间。
在本发明的反应体系中，ZrO2被氮化生成ZrN的过程中Zr4+被还原为Zr3+，伴随着气体的放出，当Si3N4:ZrO2为1:3时生成N2，为了避免N2气体对Si3N4-ZrO2-La2O3三元系统反应制备ZrN基复相陶瓷性能的影响，在该原料系统中引入金属Zr单质，金属Zr与氮、氧等氧化剂具有较强的化学亲和力，在高温下可分别形成ZrN、ZrO2，维持ZrN的生成量，减少硅酸盐相的生成；同时在原料体系中适度添加ZrN，能够稳定陶瓷产品中ZrN含量，有利于陶瓷产品力学性能的提高。
相比现有技术，本发明的有益效果包括但不限于：
1)本发明提供的ZrN基超高温陶瓷，主相由ZrN和La4.67Si3O13构成，微观结构上，La4.67Si3O13均匀连续分布于ZrN晶粒间隙间，呈现出无规则状，ZrN晶粒尺寸为20-50μm，该ZrN基超高温陶瓷具有优异的综合性能，体积密度可高达95％-98％，硬度可高达10-11GPa，抗弯强度可高达248-302MPa，断裂韧性可达2MPa.m1/2以上；
2)本发明提供的ZrN基超高温陶瓷的热压反应烧结制备方法，通过在原料系统中引入金属Zr单质避免气体对Si3N4-ZrO2-La2O3三元系统反应制备ZrN基复相陶瓷性能的影响，可以调控产物中硅酸盐相的出现，提高了ZrN基复相陶瓷的综合性能，同时在原料体系中适度添加ZrN，进一步提高陶瓷产品力学性能。
附图说明
图1为实施例1-3和对比例1-2的热压烧结制度曲线；
图2为实施例1-3和对比例1所烧结得到的样品的XRD图；
图3为实施例1-3和对比例1所烧结得到的样品的SEM微观形貌(比例尺为100μm)，其中，(a)为实施例1烧结制备的陶瓷体的微观形貌，(b)为实施例2烧结制备的陶瓷体的微观形貌，(c)为实施例3烧结制备的陶瓷体的微观形貌，(d)为对比例1烧结制备的陶瓷体的微观形貌；
图4为实施例1-3和对比例1-2所烧结得到的样品的体积密度和相对密度图；
图5为实施例1-3和对比例1-2所烧结得到的样品的硬度对比图；
图6为实施例1-3和对比例1-2所烧结得到的样品的抗弯强度对比图；
图7为实施例1-3和对比例1-2所烧结得到的样品的断裂韧性对比图。
具体实施方式
以下的实施例便于更好地理解本发明，但并不限定本发明。
下述实施例中的实验方法，如无特殊说明，均为常规方法。
下述实施例中所用的试验材料，如无特殊说明，均为自常规生化试剂商店购买得到的。
实施例1
1)选取α-Si3N4粉末，纯度99.9％，粒度≤0.7μm；ZrO2粉末：纯度99.9％，粒度≤100nm；La2O3粉末：纯度99.9％，粒度≤10μm；Zr粉：纯度99.5％，粒度200目(200目筛下粉)；ZrN粉末：纯度99％，粒度400目(400目筛下粉)；其中α-Si3N4、ZrO2、La2O3、Zr粉、ZrN的摩尔比为m:n:x:y＝3:9:7:3:22，据此配置原料粉末，标记为3S9Z7L3Zr22ZN；
2)将上述配比的原料粉末称量后用乙醇作为介质装入球磨罐，球磨40min，球磨机转速设定为500r/min，球磨后对混合原料进行烘干，烘干温度控制在90℃范围内，烘干时间为12小时，烘干后对混合物进行研磨处理；
3)将研磨后的混合物粉末置于成型模具中，在压力机中施加压力成型，压力范围设置在5MPa；
4)将压制成型的坯体置于热压烧结炉中烧结，在0-80min内以约20℃/min的速率升温加热至1600℃，并在0-80min内以约3KN/10min的速率增压至24KN，之后保持1600℃和24KN压力烧结60min，之后停止加热，温度降至室温(热压烧结过程温度和压力控制见图1)，制得ZrN基复相陶瓷。
对本实施例所制备的陶瓷块体进行XRD、SEM观察、体积密度、机械强度等测试，结果见图2-图7。本实施例制得的ZrN复相陶瓷，记为样品3S9Z7L3Zr22ZN，其XRD图谱参见图2，从图中可以看出主相为ZrN、La4.67Si3O13，还有少量ZrO2；图3(a)给出了本实施例所制备的陶瓷样品的SEM微观形貌，浅灰色为La4.67Si3O13相，深灰色为ZrN，黑色为微气孔，可以看出，La4.67Si3O13均匀连续分布于ZrN晶粒间隙间，呈现出无规则状，ZrN晶粒尺寸在20-50μm。对样品进行性能测试，结果分别如图4-图7所示，其相对密度为96％，硬度11.0GPa，抗弯强度为275.4MPa，断裂韧性为2.03MPa.m1/2。
实施例2
1)选取α-Si3N4粉末，纯度99.9％，粒度≤0.7μm；ZrO2粉末：纯度99.9％，粒度≤100nm；La2O3粉末：纯度99.9％，粒度≤10μm；Zr粉：纯度99.5％，粒度200目(200目筛下粉)；ZrN粉末：纯度99％，粒度400目(400目筛下粉)；其中α-Si3N4、ZrO2、La2O3、Zr粉、ZrN的摩尔比为m:n:x:y＝3:9:7:3:44，据此配置原料粉末，标记为3S9Z7L3Zr44ZN；
2)将上述配比的原料粉末称量后用乙醇作为介质装入球磨罐，球磨40min，球磨机转速设定为500r/min，球磨后对混合原料进行烘干，烘干温度控制在90℃范围内，烘干时间为12小时，烘干后对混合物进行研磨处理；
3)将研磨后的混合物粉末置于成型模具中，在压力机中施加压力成型，压力范围设置在5MPa；
4)将压制成型的坯体置于热压烧结炉中烧结，在0-80min内以约20℃/min的速率升温加热至1600℃，并在0-80min内以约3KN/10min的速率增压至24KN，之后保持1600℃和24KN压力烧结60min，之后停止加热，温度降至室温，热压烧结过程温度和压力控制见图1，制得ZrN基复相陶瓷。
对本实施例所制备的陶瓷块体进行XRD、SEM观察、体积密度、机械强度等测试，结果见图2-图7。本实施例制得的ZrN复相陶瓷，记为样品3S9Z7L3Zr44ZN，其XRD图谱参见图2，从图中可以看出主相为ZrN、La4.67Si3O13；图3(b)给出了所制备的陶瓷样品的SEM微观形貌，浅灰色为La4.67Si3O13相，深灰色为ZrN，黑色为微气孔，可以看出，La4.67Si3O13均匀连续分布于ZrN晶粒间隙间，呈现出无规则状，ZrN晶粒尺寸在20-50μm。对样品进行性能测试，结果分别如图4-图7所示，其相对密度为98％，硬度11.1GPa，抗弯强度为301.29MPa，断裂韧性为2.01MPa.m1/2。
实施例3
1)选取α-Si3N4粉末，纯度99.9％，粒度≤0.7μm；ZrO2粉末：纯度99.9％，粒度≤100nm；La2O3粉末:纯度99.9％，粒度≤10μm；Zr粉：纯度99.5％，粒度200目(200目筛下粉)；ZrN粉末：纯度99％，粒度400目(400目筛下粉)；其中α-Si3N4、ZrO2、La2O3、Zr粉、ZrN的摩尔比为m:n:x:y＝3:9:7:3:66，据此配置原料粉末，标记为3S9Z7L3Zr66ZN；
2)将上述配比的原料粉末称量后用乙醇作为介质装入球磨罐，球磨40min，球磨机转速设定为500r/min，球磨后对混合原料进行烘干，烘干温度控制在90℃范围内，烘干时间为12小时，烘干后对混合物进行研磨处理；
3)将研磨后的混合物粉末置于成型模具中，在压力机中施加压力成型，压力范围设置在5MPa；
4)将压制成型的坯体置于热压烧结炉中烧结，热压烧结过程温度和压力控制见图1，在0-80min内以约20℃/min的速率升温加热至1600℃，并在0-80min内以约3KN/10min的速率增压至24KN，之后保持1600℃和24KN压力烧结60min，之后停止加热，温度降至室温，制得ZrN基复相陶瓷。
对本实施例所制备的陶瓷块体进行XRD、SEM观察、体积密度、机械强度等测试，结果见图2-图7。本实施例制得的ZrN复相陶瓷，记为样品3S9Z7L3Zr66ZN，其XRD图谱参见图2，从图中可以看出主相为ZrN、La4.67Si3O13；图3(c)给出了所制备的陶瓷样品的SEM微观形貌，浅灰色为La4.67Si3O13相，深灰色为ZrN，黑色为微气孔，可以看出，La4.67Si3O13均匀连续分布于ZrN晶粒间隙间，呈现出无规则状，ZrN晶粒尺寸在20-50μm。对样品进行性能测试，结果分别如图4-图7所示，其相对密度为87％，硬度11.4GPa，抗弯强度为250.6MPa，断裂韧性为2.03MPa.m1/2。
对比例1
1)选取α-Si3N4粉末，纯度99.9％，粒度≤0.7μm；ZrO2粉末：纯度99.9％，粒度≤100nm；La2O3粉末：纯度99.9％，粒度≤10μm；Zr粉：纯度99.5％，粒度200目(200目筛下粉)；ZrN粉末：纯度99％，粒度400目(400目筛下粉)；其中α-Si3N4、ZrO2、La2O3、Zr粉、ZrN的摩尔比为m:n:x:y＝3:9:7:3:88，据此配置原料粉末，标记为3S9Z7L3Zr88ZN；
2)将上述配比的原料粉末称量后用乙醇作为介质装入球磨罐，球磨40min，球磨机转速设定为500r/min，球磨后对混合原料进行烘干，烘干温度控制在90℃范围内，烘干时间为12小时，烘干后对混合物进行研磨处理；
3)将研磨后的混合物粉末置于成型模具中，在压力机中施加压力成型，压力范围设置在5MPa；
4)将压制成型的坯体置于热压烧结炉中烧结，热压烧结过程温度和压力控制见图1，在0-80min内以约20℃/min的速率升温加热至1600℃，并在0-80min内以约3KN/10min的速率增压至24KN，之后保持1600℃和24KN压力烧结60min，之后停止加热，温度降至室温，制得ZrN基复相陶瓷。
对本对比例所制备的陶瓷块体进行XRD、SEM观察、体积密度、机械强度等测试，结果见图2-图7。本对比例所制得的ZrN复相陶瓷，记为样品3S9Z7L3Zr88ZN，其XRD图谱参见图2，从图中可以看出主相为ZrN、La4.67Si3O13；图3(d)给出了所制备的陶瓷样品的SEM微观形貌，浅灰色为La4.67Si3O13相，深灰色为ZrN，黑色为微气孔，可以看出，La4.67Si3O13均匀连续分布于ZrN晶粒间隙间，呈现出无规则状，ZrN晶粒尺寸在20-50μm。对样品进行性能测试，结果分别如图4-图7所示，其相对密度为87％，硬度8.1GPa，抗弯强度为227.9MPa，断裂韧性为2.51MPa.m1/2。
对比例2
1)选取α-Si3N4粉末，纯度99.9％，粒度≤0.7μm；ZrO2粉末：纯度99.9％，粒度≤100nm；La2O3粉末：纯度99.9％，粒度≤10μm；Zr粉：纯度99.5％，粒度200目(200目筛下粉)；其中α-Si3N4、ZrO2、La2O3、Zr粉的摩尔比为m:n:x:y＝3:9:7:3，据此配置原料粉末，标记为3S9Z7L3Zr0ZN；
2)将上述配比的原料粉末称量后用乙醇作为介质装入球磨罐，球磨40min，球磨机转速设定为500r/min，球磨后对混合原料进行烘干，烘干温度控制在90℃范围内，烘干时间为12小时，烘干后对混合物进行研磨处理；
3)将研磨后的混合物粉末置于成型模具中，在压力机中施加压力成型，压力范围设置在5MPa；
4)将压制成型的坯体置于热压烧结炉中烧结，热压烧结过程温度和压力控制见图1，在0-80min内以约20℃/min的速率升温加热至1600℃，并在0-80min内以约3KN/10min的速率增压至24KN，之后保持1600℃和24KN压力烧结60min，之后停止加热，温度降至室温，制得ZrN基复相陶瓷。
对本对比例所制备的陶瓷块体(记为样品3S9Z7L3Zr0ZN)对样品进行性能测试，结果分别如图4-图7所示，其相对密度为95％，硬度8.4GPa，抗弯强度为252.3MPa，断裂韧性为2.15MPa.m1/2。
通过对实施例1-3和对比例1-2所制备的ZrN陶瓷块体各项性能的差异可知，在ZrN复相陶瓷配方体系中适度添加ZrN有利于力学性能的提高，实施例2制备的样品具有更佳的力学性能，相对密度达98％，硬度11.1GPa，抗弯强度达301.29MPa，断裂韧性达2.01MPa·m1 /2，但过量ZrN的引入会阻碍Si3N4-ZrO2-La2O3三元反应的进行，烧结不完全，造成陶瓷力学性能下降，因此，本发明限定的ZrN添加范围是能够获得优异ZrN基陶瓷材料的合理范围。
最后，还需要说明的是，在本发明中，如有的话，诸如第一和第二等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。而且，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。在没有更多限制的情况下，由语句“包括一个……”限定的要素，并不排除在包括所述要素的过程、方法、物品或者设备中还存在另外的相同要素。
尽管上面已经通过本发明的具体实施例的描述对本发明进行了披露，但是，应该理解，本领域技术人员可在所附方案的精神和范围内设计对本发明的各种修改、改进或者等同物。这些修改、改进或者等同物也应当被认为包括在本发明所要求保护的范围内。