CN101935810B - 屈服强度960MPa以上低成本工艺操作窗口宽的超高强度钢板制造方法 - Google Patents
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Abstract
屈服强度960MPa以上超高强度钢板，其化学成分为(重量百分比)：C 0.12～0.14；Si 0.3～0.4；Mn 1.45～1.6；P≤0.01；S≤0.002；Al 0.02～0.04；Cr 0.38～0.42；Ni 0.28～0.32；Cu 0.35～0.41；Mo 0.35～0.45；Ti 0.015～0.025；Nb 0.02～0.03；B 0.0012～0.002；N≤0.004；O≤0.002，余铁和不可避免的杂质。生产方法有两种：常规轧制和TMCP轧制。
Description
技术领域
本发明涉及钢铁材料的制造方法，特别涉及超高强度钢板及其实验室的制造方法。
背景技术
国际上有关屈服强度在700MPa以上的超高强度钢板的制造方法已经形成多项专利。在住友金属的专利JP60121219和JP 89025371中，采用回火工艺生产的高强度钢且钢中硅含量为≤0.015％，镍含量为1.00％～3.50％，铬含量0.40％～1.20％。在住友金属的高强度钢板专利中(JP 59159932)，采用在热轧后直接淬火加回火的方法，而且在其成分设计中，采用的钛的范围较低为0.003～0.010％。在NIPPONKOKANKK的“高强度厚钢板的生产”专利(GB2132225)中，通过控制水流量来控制热轧后直接淬火的速率，生产的厚度大于25mm，且需回火。其成分中碳(0.04％～0.16％)、锰(0.40～1.20％)，铬(0.20～1.50％)、镍(0.20～5.00％)、钼(0.20～1.00％)、铝(0.01～0.10％)。在埃克森美孚和住友金属联合申请的“高抗拉强度钢及其生产方法”的中国专利申请98802878.6中，钢板的碳含量为0.02～0.10％，锰为0.2～2.5％，抗拉强度900MPa以上。但是以上这些专利中其钢板在强韧性匹配、焊接性能、钢板的加工厚度等方面存在着不少不尽人意的地方。
Exxonmobil Upstrem Res公司申请的专利WO 200039352是一种低温用钢，用较低含碳量(0.03％～0.12％)和高镍含量(不小于1.0％)的方法生产低温韧性好的高强度钢，其采用较低的冷却速率(10℃/s)，其抗拉强度只能达到830MPa以上。在Exxonmobil Upstrem Res和新日铁合作申请的低合金高强度钢板专利WO 9905335中，虽然采用在热轧后只淬火不回火，但其成分中碳含量较低为0.05～0.10％，
在埃克森美孚的“具有优异低温韧性的超高强度奥氏体时效钢”的专利(98812446.7)中，其需要在奥氏体未再结晶区控轧，热轧后冷却至Ms～Ms+100℃，不采用回火，抗拉强度只有830MPa以上，其常温组织2～10vol％奥氏体薄膜层以及约90～98vol％的以细晶粒马氏体和细晶粒下贝氏体为主的板条的显微层状组织。
武汉钢铁的“屈服强度960MPa级焊接高强钢”的中国专利文献200810197585.5中，碳含量在0.14～0.19％。回火工艺仅仅能进行高温回火，回火温度在550～600℃。宝山钢铁股份有限公司的“屈服强度960MPa以上超高强度钢板及其制造方法”的中国专利200510024775.3中，其加入的合金量较大，且工艺窗口比较窄，实际生产难以操作。宝山钢铁股份有限公司的“屈服强度1100MPa以上超高强度及其制造方法”的专利200510024756.0中，加入的合金量较多且加入了0～0.1％的钒，生产成本较高。工艺方面只采用了在线淬火，回火温度在350～750℃之间，工艺操作窗口较窄。
舞阳钢铁的“高强度钢板及其制备方法”的中国专利文献200710193027.7，碳含量在0.14～0.18，其Ni、Mo等元素的含量较高而且还加入了0.04～0.08％的V，因此成本较高。此外，其轧制工艺仅仅采用了比较先进的TMCP工艺轧制，热处理回火温度为600～610℃，温度较高，工艺操作窗口相对狭窄。鞍钢股份有限公司的“含Cr高强度管线钢热轧平板及其生产方法”的中国专利文献200510047879.6，其最终产品的基本组织为下贝氏体和马奥岛的复相组织，其强度较低。
综合以上对比专利可知，这些专利存在以下一个或多个不足：①加入了较高含量的昂贵合金元素，钢材成本高。如JP 60121219和JP 89025371中加入的镍为1.00％～3.50％，铬含量0.40％～1.20％；WO 200039352中镍含量不小于1.0％；②工艺复杂，工序成本高。如专利WO 9905335中碳含量较低为0.05～0.10％，过低的碳含量造成炼钢时脱碳时间长，钢水脱氧任务重，此工艺环节的生产率较低；且若要达到标准规定的强度，须加入较多的贵重合金来弥补因碳含量低而导致的强度下降问题。③钢板强度级别低。如专利WO 200039352和专利98812446.7，抗拉强度只能达到890MPa以上，专利98802878.6抗拉强度只能达到900MPa以上。
随着世界能源日益趋紧，发展具有集超高强度、高塑性和低温冲击韧性良好的等多种特性为一体的高性能钢铁材料及其关键制造技术，是满足现代重要工程结构向长效安全、减轻自重和节能降耗方向发展的一个重要途径。实际工程中对屈服强度达到960MPa以上的超高强钢的需求正逐渐增多，如液压支架结构、起重机吊臂、挖掘机支架等钢结构部件。
发明内容
本发明的目的在于提供一种具有良好低温韧性的超高强度热轧钢板及其制造方法，通过合理的合金成分设计，在较宽的工艺操作窗口内，采用轧后加速冷却(ACC)工艺达到钢板的屈服强度在960MPa以上，其低温冲击韧性达到E级以上(即满足-40℃的冲击功不小于27J)，并具有良好的塑性和焊接性。
为达到上述目的，本发明的技术解决方案；屈服强度960MPa以上低成本工艺操作窗口宽的超高强度钢板，其成分按重量百分比如下：C 0.12～0.14；Si 0.3～0.4；Mn 1.45～1.6；P≤0.010；S≤0.002；Al 0.02～0.04；Cr 0.38～0.42；Ni 0.28～0.32；Cu0.35～0.41；Mo 0.35～0.45；Ti 0.015～0.025；Nb 0.02～0.03；B 0.0012～0.002；N≤0.004；O ≤0.002；余铁和不可避免的杂质；上述屈服强度960MPa以上低成本工艺操作窗口宽的超高强度钢板，屈服强度：960～1300MPa；抗拉强度：1150～1390MPa，延伸率11％～17％。
上述屈服强度960MPa以上低成本工艺操作窗口宽的超高强度钢板，其组分中Ti/N≥3.42。
本发明的生产方法有两种，第一种生产方法步骤如下：
1)按上述成分冶炼、锻造形成钢坯；
2)将钢坯加热至1200±10℃；
3)在奥氏体再结晶的温度范围内，采用经2～5道次，将所述钢坯轧成中间坯，终轧温度980～1100℃；
4)在奥氏体未发生再结晶区即低于Tnr温度但高于Ar3转变点的温度范围内，经2～5道次，将上述中间坯轧成最终厚度的钢板，终轧温度介于840～880℃之间；
5)冷却方式有两种：①以5～15℃/s的冷却速度将钢板冷却到500～600℃，然后空冷至室温，再在900～940℃离线淬火，淬火时间30～50min，淬火后对钢板进行低温回火或高温回火，低温回火温度为150～280℃之间；低温回火时间为110～150min；高温回火温度在500～600℃之间，高温回火时间25～45min；②在线淬火将钢板冷却至室温，然后对钢板进行低温回火或高温回火，低温回火温度为150～280℃之间；低温回火时间为110～150min；高温回火温度在500～600℃之间，高温回火时间25～45min。
第二种生产方法步骤如下：
1)按上述成分冶炼、锻造形成钢坯；
2)将钢坯加热至1200±10℃；
3)对钢坯进行常规轧制，即从钢坯直接轧到最终厚度的钢板，开轧温度为1050～1150℃，终轧温度为920～940℃；
4)冷却方式有两种：①以5～15℃/s的冷却速度将钢板冷却到500～600℃，然后空冷至室温，再在900～940℃离线淬火，淬火时间30～50min，淬火后对钢板进行低温回火或高温回火，低温回火温度为150～280℃之间；低温回火时间为110～150min；高温回火温度在500～600℃之间，高温回火时间25～45min；；②在线淬火将钢板冷却至室温，然后对钢板进行低温回火或高温回火，低温回火温度为150～280℃之间；低温回火时间为110～150min；高温回火温度在500～600℃之间，高温回火时间25～45min。
本发明中涉及到的主要元素及其作用：
(1)碳
碳是传统、经济的强化元素，但它对钢的焊接性能、力学性能及抗HIC性能影响很大。从国际焊接学会规定的碳当量Ceq和裂纹敏感指数Pcm可以看出碳是影响焊接性能最敏感的一个元素；此外，钢的强度随碳含量的增加而提高，而冲击韧性则明显下降。采用低的碳含量设计，可提高钢板的韧性和延性，并具有良好的焊接性。因此，为满足高强度与高韧性的良好匹配，最根本的途径是降低碳含量，并通过其它手段提高强度。本发明碳含量确定在0.12～0.14％之间。
(2)锰
锰在钢中主要起固溶强化作用，要使钢具有良好的可焊性则要求其有较低的碳含量，因此通常靠提高锰含量来保证其强度。锰还可以推迟铁素体、珠光体的转变，并降低贝氏体的转变温度，有利于形成细晶粒组织；但锰含量过高，会引起钢板带状组织严重、韧性降低及各向异性等问题，并对钢的焊接性能产生不利影响。
(3)铬、镍、钼
为保证高强钢具有良好的综合力学性能，在提高强度的同时，必须相应提高其韧性。在成分设计上，大体上都是在C-Si-Mn基本合金系统的基础上，加入Mo、Cr、Ni、Cu等元素以提高其部分固溶强化效果。
Mo属于缩小奥氏体相区的元素，Mo在钢中存在于固溶体相和碳化物相中。在碳化物相中，当Mo含量较低时，与Fe及C形成复合的渗碳体；当Mo含量较高时，则形成它自己的特殊碳化物。Mo的扩散速度远小于C的扩散速度，Mo能减缓碳化物在奥氏体中的溶解速度，对钢由奥氏体分解为珠光体的转变有强烈的抑制作用，但对由奥氏体分解为贝氏体的转变速度的影响则微不足道，对亚共析钢由奥氏体分解析出铁素体的速度也有抑制的作用。
Mo和B都对珠光体转变有显著的推迟作用，在含B钢中，Mo对淬透性的影响尤为显著，当Mo与Ni同时加入时，Mo在控制轧制过程中可增大对奥氏体再结晶的抑制作用，进而促进奥氏体显微组织的细化。为达到以上目的，在不含B和含B钢中Mo的优选加入量分别是至少约0.3％和约0.2％，其优选加入上限对不含B和含B钢分别是约0.6％和约0.5％，因为过多的Mo会损害焊接时形成的热影响区的韧性，降低钢的可焊性。当钢中复合加入Nb、Mo时，钢的性能也有明显的提高。
铬的作用如同钼，但有两重性：铬既能大大地增加贝氏体的淬透性，又促使亚稳奥氏体区域的形成。铬的加入不仅促进贝氏体转变，且使贝氏体形状变为以针状为主；而且由于铬的加入，形成更细小的贝氏体铁素体组织，提高了钢的屈服强度和抗拉强度。
Cr和Mo能显著提高钢的淬透性，不仅能推迟珠光体转变，而且扩大了“速度窗口”，可在控制能力不足的热轧机组上，靠常规工艺来获得75～85％的多边形铁素体。为避免发生珠光体转变，加入一定量的Cr、Mo是非常必要的。
镍是奥氏体稳定元素，主要用来提高韧性。当镍同铬一起添加时，更促进贝氏体转变，并使材料的微观结构主要呈现为贝氏体组织。Ni和Mo对钢韧性的影响是相反的，尽管Mo对钢强度的影响是Mn的3.4倍，但会使其韧性显著恶化。Ni的强化效果虽然不及Mo和Mn，但是能够明显改善韧性，尤其在ε-Cu时效强化超低碳贝氏体钢中，必须同时加入0.5～2倍的Ni，以防止铜的热脆。
(4)硼
B元素增加了钢的淬硬性。由于B具有小的原子半径，并且在铁中的溶解度很小，基本上是沿基体组织的晶界富集，而在晶界处几乎集中了基体组织的各种结构缺陷，分布在缺陷处的B原子降低界面能，提高了钢的淬透性。加入微量B可明显抑制铁素体在奥氏体晶界上的形核，使铁素体转变曲线明显右移，同时使贝氏体转变曲线变得扁平。微量的B就可显著提高钢的淬透性，而对其他性能无明显影响。B还可改善钢的力学性能。
关于钢中B的最佳含量，有些研究表明B的最佳含量为10ppm～60ppm，而另外一些文献认为B含量在10ppm～15ppm更为合适，B含量太高，会促进脆性颗粒Fe23(C，B)6(一种铁的B碳化物)或FeB的形成。B作为昂贵合金元素的替代品可改善沿整个钢板厚度方向上的显微组织均匀性。B也可增大Mo和Nb对钢淬透性的提高作用，因而B的加入可使低碳当量的钢获得高的强度。同样地，钢中加入B提供了将钢的高强度同良好可焊性和抗冷脆能力相结合的潜在优点；B也可提高晶界强度进而提高抵抗氢致晶间断裂的能力。
相关文献研究表明：含B钢中，在奥氏体晶界偏聚的B大部分以固溶状态存在，推迟沿晶铁素体生成，但当铁素体在奥氏体晶界形成，它将使晶界上原有偏聚趋于消散，在铁素体/奥氏体与铁素体/铁素体界面上不发生明显的B偏聚，并且铁素体长大不受B在奥氏体中扩散的控制。
(5)Cu
近年来Cu作为一种合金元素在钢中的应用越来越广泛。目前许多学者对Cu对钢铁材料性能与组织的影响已作了大量的研究。
面心立方ε-Cu从α-Fe中析出可使钢材强化，可以提高钢的抗腐蚀性能，还可以改善钢的焊接性能，通常认为Cu不引起冷裂，但引起热裂，尽管Cu增大了热裂倾向，只要保证高温时的变形低于由该钢成分所决定的临界值，含Cu钢可以焊接而无热裂危险。研究表明，在普通的低合金钢中加入Cu可以改善熔合线和热影响区的韧性。Cu还可以改善成形性和机加工性，Cu可提高钢的各向异性比，降低加工硬化指数，在钢中加入Cu还可提高钢的疲劳抗力。近年来，大量的研究发现含Cu钢的低温疲劳抗力得到改善，这表明含Cu钢具有在极地及严寒地区服役的潜力。国外对Cu合金化进行了深入的研究，结果显示，为避免热脆性，可以采用Ni、Cu共同加入的方法，精确地控制成分，使Cu均匀固溶。含Cu钢中同时存在Ni可以增大Cu在铁中的溶解度，形成的富Cu、富Ni相(约30％Cu，30％Ni)，熔点至少可提高200℃，从而可以避免热脆性。
(6)铌、钛
Nb、Ti是碳化物、氮化物或碳氮复合化合物形成元素，在热循环或应变的作用下，通过碳、氮化合物的溶解和析出机制，可以对钢材的物理、化学及力学性能产生十分明显的影响。Nb的碳、氮化析出物在热轧过程阻止奥氏体再结晶和抑制晶粒长大，可作为一种细化奥氏体晶粒的手段，同时提高强度和韧性，Nb还可以通过形成Nb(CN)析出物对钢起到进一步的析出强化作用。存在Mo的条件下，Nb可以和Mo、B共同存在，以提高淬透性。
Ti是微合金化元素，在钢中加少量的Ti可以提高钢的强度，改善钢的冷成形性能和焊接性能。Ti可产生强烈的沉淀强化及中等程度的晶粒细化作用。Ti的化学活性很强，易与钢中的C、N、O、S形成化合物。为了降低钢中固溶氮含量，通常采用微钛处理使钢中的氮被钛固定，从而间接提高了铌的强化作用；同时，TiN可有效阻止奥氏体晶粒在加热过程中的长大，起到细化奥氏体晶粒的作用，并能改善焊接热影响区的韧性。Ti还可以和B相互配合，以更大限度地提高钢的淬透性。此外，钛还可作为钢中硫化物变性元素使用，以改善钢板的纵横性能差异。
总之，向钢中添加微量的Nb、Ti元素，能抑制钢材焊接影响区韧性的下降。Nb、Ti是强碳、氮化物形成元素，在钢中可形成细小、分散、质硬的碳化物或氮化物，起到弥散强化、细化晶粒和沉淀强化的作用，可有效提高钢的强度、硬度、韧性、耐磨性、抗腐蚀性、延展性和焊接性能，降低钢的过热敏感性及时效倾向。
本发明的有益效果是：采用相对其它专利更为适中的碳含量(0.12％至0.14％)，此碳含量既不是很低也不是很高，既可满足炼钢工序的要求，也可保证钢板后续对焊接性能的要求。其中C含量与钢板中加入的Nb、Ti含量尽可能保证按溶度积公式Lg[Nb/Ti][C]＝2.96-7510/T计算的T小于1743K(1200℃)，这是要保证钢坯再加热时所用的碳氮化物完全溶解，以便在后续的轧制和冷却过程中析出强化，充分发挥各元素的作用。加入的元素Ti与N含量保证Ti/N≥3.42，让钛完全固定N，使Nb能形成足够的NbC，充分起到固溶强化的作用。加入Ca与S的含量比保证大于等于0.5～2.0，使硫化物完全球化或近似纺锤形，提高钢板的横向冲击、冷弯性能。当钢中的Cu、Ni、Cr、Mo同时加入时，不可同时接近上限或者下限，这样做的目的是保证强度和碳含量要求。对以上所述元素的适当控制，目的在于用较低的合金成本，精确的成分配比，简单的炼钢、轧制与冷却工艺获得较好的力学、焊接等综合性能。
钢坯加热到充分高的温度(1200±10℃)使奥氏体组织均匀化，以及钢中的铌和钛等的碳化物充分溶解，而氮化钛也会有部分溶解以阻止原始奥氏体晶粒的长大。在TMCP工艺中，在奥氏体可发生在再结晶的温度范围内，采用多个道次轧制钢坯，期间允许采用一次或多次转钢以提高成品钢板的横向性能。成品钢板经淬火+回火后的组织为马氏体+残余奥氏体组织〔高温回火组织中还存在索氏体〕。
所述的成分设计易于实施和控制，工艺控制简便易行，工艺操作窗口宽，由于采用轧后加速冷却，因而轧制周期短，钢板变形小。钢板的屈服强度高，具有良好的低温韧性，回火后钢板的综合机械性能得到良好的匹配。
具体实施方式
本发明的具体实施方式参见表1～8。
表1实施例1化学成分(wt％)
| C | Si | Mn | P | S | Al | Cr | Ni | Cu |
| 0.14 | 0.32 | 1.58 | 0.006 | 0.001 | 0.02 | 0.42 | 0.31 | 0.38 |
| Mo | V | Ti | Nb | B | Ca | Mg | N | O |
| 0.39 | -- | 0.02 | 0.025 | 0.0018 | -- | -- | 0.0036 | 0.0022 |
表2实施例2化学成分(wt％)
| C | Si | Mn | P | S | Al | Cr | Ni | Cu |
| 0.12 | 0.40 | 1.6 | 0.008 | 0.002 | 0.02 | 0.40 | 0.32 | 0.41 |
| Mo | V | Ti | Nb | B | -- | -- | N | O |
| 0.43 | -- | 0.02 | 0.0264 | 0.002 | -- | -- | 0.0035 | 0.0018 |
表3实施例1常规轧制工艺参数
表4实施例2常规轧制工艺参数
| 试样编号 | 开轧温度(℃) | 终轧温度(℃) | 终冷温度(℃) |
| 1 | 1067 | 935 | 550 |
| 2 | 1110 | 925 | 空冷至室温 |
| 3 | 1123 | 940 | 在线淬火 |
| 4(16mm) | 1120 | 930 | 在线淬火 |
表5实施例1TMCP轧制工艺参数
表6实施例2TMCP轧制工艺参数
表7实施例1钢板热处理后的常规力学性能
注：在种类栏中，编号的含义以“1-180-2”为例说明，“1”代表热轧基板号；“180”代表回火温度；“2”代表同一成品板上切取的第二块平行试样。除3、4、7、8号试样为在线淬火外，其余均为离线淬火。离线淬火温度为920℃，保温时间40min。低温回火(回火温度≤210℃)保温时间为120～150min，高温回火(回火温度550℃)保温时间为40min。
表8实施例2钢板热处理后的常规力学性能
注：在种类栏中，编号的含义以“1-180-2”为例说明，“1”代表热轧基板号；“180”代表回火温度；“2”代表同一成品板上切取的第二块平行试样。除3、4、7、8号试样为在线淬火外，其余均为离线淬火。离线淬火温度为920℃，保温时间40min。低温回火(回火温度≤210℃)保温时间为120～150min，高温回火(回火温度550℃和620℃)保温时间为40min。
Claims (4)
1.屈服强度960MPa以上低成本工艺操作窗口宽的超高强度钢板，其特征在于，按重量百分比其成分如下：C 0.12～0.14；Si 0.3～0.4；Mn 1.45～1.6；P≤0.010；S≤0.002；Al 0.02～0.04；Cr 0.38～0.42；Ni 0.28～0.32；Cu 0.35～0.41；Mo 0.35～0.45；Ti 0.015～0.025；Nb 0.02～0.03；B 0.0012～0.002；N ≤0.004；O≤0.002；余铁和不可避免的杂质；
制造过程中冷却方式有两种：①以5～15℃/s的冷却速度将钢板冷却到500～600℃，然后空冷至室温，再经900～940℃离线淬火，淬火时间30～50min，淬火后对钢板进行低温回火或高温回火，低温回火温度为150～280℃之间；低温回火时间为110～150min；高温回火温度在500～600℃之间，高温回火时间25～45min；②在线淬火将钢板冷却至室温，然后对钢板进行低温回火或高温回火，低温回火温度为150～280℃之间；低温回火时间为110～150min；高温回火温度在500～600℃之间，高温回火时间25～45min；
上述屈服强度960MPa以上低成本工艺操作窗口宽的超高强度钢板，屈服强度：960～1300MPa；抗拉强度：1150～1390MPa，延伸率11％～17％。
2.根据权利要求1所述屈服强度960MPa以上低成本工艺操作窗口宽的超高强度钢板，其特征在于，Ti/N≥3.42。
3.一种权利要求1～2中任一项所述的屈服强度960MPa以上低成本工艺操作窗口宽的超高强度钢板的制造方法，其特征在于，步骤如下：
1)按上述成分冶炼、锻造形成钢坯；
2)将钢坯加热至1200±10℃；
3)在奥氏体再结晶的温度范围内，采用经2～5道次，将所述钢坯轧成中间坯，终轧温度980℃～1100℃；
4)在奥氏体未发生再结晶区即低于Tnr温度但高于Ar3转变点的温度范围内，经2～5道次，将上述中间坯轧成最终厚度的钢板，终轧温度介于840～880℃之间；
5)冷却方式有两种：①以5～15℃/s的冷却速度将钢板冷却到500～600℃，然后空冷至室温，再经900～940℃离线淬火，淬火时间30～50min，淬火后对钢板进行低温回火或高温回火，低温回火温度为150～280℃之间；低温回火时间为110～150min；高温回火温度在500～600℃之间，高温回火时间25～45min；②在线淬火将钢板冷却至室温，然后对钢板进行低温回火或高温回火，低温回火温度为150～280℃之间；低温回火时间为110～150min；高温回火温度在500～600℃之间，高温回火时间25～45min。
4.一种权利要求1～2中任一项所述的屈服强度960MPa以上低成本工艺操作窗口宽的超高强度钢板的制造方法，其特征在于，步骤如下：
1)按上述成分冶炼、锻造形成钢坯；
2)将钢坯加热至1200±10℃；
3)对钢坯进行常规轧制，即从钢坯直接轧到最终厚度的钢板，开轧温度为1050～1150℃，终轧温度为920～940℃；
4)冷却方式有两种：①以5～15℃/s的冷却速度将钢板冷却到500～600℃，然后空冷至室温，再在900～940℃离线淬火，淬火时间30～50min，淬火后对钢板进行低温回火或高温回火，低温回火温度为150～280℃之间；低温回火时间为110～150min；高温回火温度在500～600℃之间，高温回火时间25～45min；②在线淬火将钢板冷却至室温，然后对钢板进行低温回火或高温回火，低温回火温度为150～280℃之间；低温回火时间为110～150min；高温回火温度在500～600℃之间，高温回火时间25～45min。
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