CN104136647A - 在焊接热影响区具有优异机械加工性及韧性的耐磨奥氏体钢及其生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种在焊接热影响区具有优异机械加工性及韧性的耐磨奥氏体钢及其生产方法。所述奥氏体钢包含按重量％计的15％至25％的锰(Mn)，0.8％至1.8％的碳(C)，满足0.7C-0.56(％)≤Cu≤5％的铜(Cu)，余量为铁(Fe)及其他不可避免的杂质，焊接热影响区在-40℃下的夏比冲击值为100J或者更高。根据本发明，提供具有优异机械加工性的奥氏体钢，其中在焊接后的焊接热影响区内碳化物的形成得到抑制，以防止焊接热影响区的韧性降低，且耐腐蚀性得到改善，以使钢在腐蚀环境中长时间使用。

Description

在焊接热影响区具有优异机械加工性及韧性的耐磨奥氏体钢及其生产方法

技术领域

本公开涉及可用于各种应用中的奥氏体钢，更具体而言，涉及在焊接热影响区具有优异机械加工性(machinability)及韧性的耐磨奥氏体钢及其生产方法。

背景技术

奥氏体钢因其性能例如加工淬透性和非磁性而用于多种应用中。具体而言，尽管以铁素体或马氏体为主要微观结构的铁素体碳钢或马氏体碳钢已广泛应用，但由于铁素体碳钢或马氏体碳钢的性能局限性，因此奥氏体钢作为铁素体碳钢或马氏体碳钢的替代物的使用日益增加，从而克服铁素体碳钢和马氏体碳钢的缺点。

奥氏体钢的使用在许多要求钢材具有延展性、耐磨性及氢脆性(hydrogen embrittlement)的工业应用中稳步上升，所述工业应用例如磁悬浮铁路系统的轨道、普通电气设备和核聚变反应堆超导设备的非磁性结构部件、矿井中的采矿机器、普通的运输工具、胀管设备、泥浆管道、防酸气材料以及石油和天然气(石油)工业中用于开采、运输和存储的材料。

在相关技术领域中，奥氏体不锈钢AISI304(18Cr-8Ni)是一种典型的非磁性钢材。然而，由于这种奥氏体不锈钢因其具有低屈服强度而不适合用于结构部件，并且由于所述钢材含有大量相对昂贵的铬(Cr)和镍(Ni)而不具有经济性。具体而言，如果在奥氏体不锈钢中通过应变诱导相变(strain induced transformation)形成具有铁磁特性的铁素体，则奥氏体不锈钢就会转化成一种磁性材料，使其不适合用于一些要求具有稳定非磁性特性并且不会根据负载量变化的结构部件。也就是说，奥氏体不锈钢的应用受到限制。

此外，随着矿业、石油、天然气工业的发展，用于矿业、运输和炼油应用的钢材的磨损成了需要解决的难题。具体而言，尽管近来油砂(oilsand)确已发展成为一种非传统的石油来源，但是由包含油、碎石和沙子的泥浆所造成的钢部件的磨损成为增加油砂炼油生产成本的主要因素之一，因此，日益需要开发和具体实现具有高度耐磨性钢。在采矿行业，具有高度耐磨性的高锰钢(Hadfield steel)已被广泛使用。高锰钢是一种奥氏体钢，其中，随着形变的发生，发生微观结构向具有高度硬度的马氏体的转变。

通过增加锰和碳的含量，各种奥氏体钢的微观结构可保持为奥氏体。然而，在这种情况下，沿着奥氏体的晶边处，在高温下形成网状结构的碳化物，从而使奥氏体钢的性能、尤其是延展性变差。此外，在加热到高温并随后冷却的焊接部分(焊接热影响区)形成大量碳化物，因而焊接热影响区的韧性显著降低。

为了防止网状碳化物沉淀的形成，提出一种制造高锰钢的方法，所述方法通过在高温下对高锰钢进行固溶热处理(solution heat treatment)或热加工过程之后将高锰钢快速冷却至室温而进行。然而，如果通过所述提出的方法生产厚钢板，则通过快速冷却并不能足以实现防止碳化物沉淀的效果。另外，由于焊接热影响区的热历史的影响，因而无法阻止所述焊接热中的碳化物沉淀。

此外，既然奥氏体高锰钢的机械加工性因高加工淬透性而变差，那么切削工具的寿命变短，因此切削工具的成本增加。此外，由于需要频繁更换切削工具而使过程暂停时间增加。因此，生产成本会增加。

发明内容

技术问题

本公开的一个方面可提供在焊接热影响区具有优异机械加工性和耐腐蚀性以且在防止韧性降低方面有所改善的奥氏体钢。

然而，本公开的方面不限于此。其他方面将会在以下说明书中部分提出，并且从该描述将对于本公开内容所属领域的普通技术人员而显而易见。技术方案

根据本公开的一个方面，在焊接热影响区具有优异机械加工性及韧性的耐磨奥氏体钢包含按重量％计的锰(Mn)：15％至25％，碳(C)：0.8％至1.8％，铜(Cu)：满足0.7C-0.56(％)≤Cu≤5％，且余量为铁(Fe)及不可避免的杂质，其中，所述焊接热影响区在-40℃下具有100J或者更高的夏比冲击值。

根据本公开的其他方面，一种制造在焊接热影响区具有优异机械加工性及韧性的耐磨奥氏体钢的方法包括：将钢锭重新加热至1050℃至1250℃的温度，所述钢锭包含按重量％计的锰(Mn)：15％至25％，碳(C)：0.8％至1.8％，铜(Cu)：满足0.7C-0.56(％)≤Cu≤5％，其中C表示按重量％计的碳(C)含量，且余量为铁(Fe)及不可避免的杂质；并在800℃至1050℃的温度范围内对所述重新加热钢锭进行精轧工序。

有益效果

根据本公开，由于焊接过程中碳化物的形成得到抑制，使得奥氏体钢在其焊接热影响区的韧性并未降低，并且奥氏体钢的机械加工性得到改善，使得对奥氏体钢的切割加工更容易进行。此外，奥氏体钢的耐腐蚀性得到改善，使得奥氏体钢在腐蚀性环境中的使用时间延长。

附图说明

图1为说明本公开的一个实施方案的锰含量和碳含量之间的相互关系的图。

图2为本公开的一个实施例中的焊接热影响区的微观结构照片。

图3为说明在本公开的一个实施例中硫含量和机械加工性之间的相互关系的图。

具体实施方式

下文中，将根据本公开的实施方案详细描述在焊接热影响区具有优异机械加工性及韧性的耐磨奥氏体钢，使得相关领域的普通技术人员可以清楚地理解本公开的实施方案的范围和精神。

发明人发现，如果适当调节钢的组成，虽然在钢中加入大量的锰和碳以保持钢的微观结构呈奥氏体结构，但是钢的机械加工性得到改善，而不会在焊接热影响区引起碳化物诱导的韧性降低。基于这些知识，发明人发明了耐磨奥氏体钢及生产耐磨奥氏体钢的方法。

也就是说，将锰和碳加入至本公开的实施方案的钢材中以获得钢的奥氏体微观结构，并同时控制相对于锰含量的碳含量以使热循环例如钢焊接过程中碳化物的形成最小化。此外，将其他元素加入钢中以进一步抑制碳化物的形成，并因此确保焊接热影响区的足够的韧性，与此同时，调节钙和硫的含量以显著改善钢(奥氏体高锰钢)的机械加工性。

根据本公开的实施方案，钢包含按重量％计的锰(Mn)：15％至25％，碳(C)：0.8％至1.8％，铜(Cu)：满足0.7C-0.56(％)≤Cu≤5％，且余量为铁(Fe)及不可避免的杂质。

基于以下原因设定元素含量的数值范围。在下面的描述中，除非另有说明外，各元素的含量均以重量％给出。

锰(Mn)：15％至25％

在类似于本公开实施方案的钢的高锰钢中，锰是稳定奥氏体的主要元素。在本公开的实施方案中，如图1所示，锰优选以15％或更多的量加入钢中，从而形成奥氏体作为主要微观结构。如果锰的含量低于15％，那么奥氏体的稳定性会降低，并因此无法获得足够的低温韧性。然而，如果锰的含量高于25％，则会发生如钢的抗腐蚀性降低、制造方法的难度增加以及制造成本增加的问题。此外，由于拉伸强度的降低，钢的加工淬透性也会降低。

碳(C)：0.8％至1.8％

碳是在室温下稳定和形成奥氏体的元素。碳可以使钢的强度增加。具体而言，溶解于钢材的奥氏体中的碳可以增加钢的加工淬透性，并因此增加钢的耐磨性。此外，碳是一种用于赋予钢以奥氏体诱导的非磁性特性的重要元素。

为此，如图1所示，碳含量可优选为0.8重量％或更高。如果碳含量太低，则奥氏体不稳定，并且耐磨性也会因溶解碳的缺乏而降低。另一方面，如果碳含量过高，则很难抑制碳化物的形成，尤其是在焊接热影响区。因此，在本公开的实施方案中，碳含量可优选在0.8重量％至1.8重量％的范围内。更优选地，碳含量可在1.0重量％至1.8重量％的范围内。

铜(Cu)：0.7C-0.56(％)≤Cu≤5％

由于铜在碳化物中的低固溶性较以及在奥氏体中的低扩散速率，因而铜易于在奥氏体与碳化物之间的界面处聚集。因此，如果形成细小的碳化物核，则铜可能会围绕在该细小碳化物核的周围，并因此阻止碳的额外扩散和碳化物的生长。也就是说，铜抑制碳化物的形成和生长。因此，在本公开的实施方案中，将铜加入至钢中。钢中的铜含量不是独立确定的，而是可根据碳化物的形成行为来确定，具体而言，根据焊接过程中在焊接热影响区碳化物的形成行为来确定。例如，铜含量可设定为等于或高于0.7C-0.56重量％，以有效抑制碳化物的形成。如果钢中的铜含量低于0.7C-0.56重量％，则会抑制由碳向碳化物的转化。此外，如果钢中的铜含量高于5重量％，则钢的热加工性降低。因此，铜含量的上限可优选设定为5重量％。具体而言，在本公开的实施方案中，在考虑用于提高耐磨性而加入到钢中的碳含量时，铜含量优选为0.3重量％或更高，更优选为2重量％或更高，以获得抑制碳化物形成的充分效果。

在本公开的实施方案中，钢的其他组分为铁(Fe)。然而，钢中不可避免地包含原料或生产环境中的杂质，并且这些杂质可能无法从钢中除去。由于这些杂质是生产工业中的普通技术人员所熟知的，因此本公开没有对其进行说明。

在本公开的实施方案中，除上述元素外，还可在钢中进一步加入硫(S)和钙(Ca)，以提高钢材的机械加工性。

硫(S)：0.03％至0.1％

已知与锰同时加入的硫通常会形成硫化锰，所述硫化锰在切割过程中易于切割和分离。也就是说，硫已知为提高钢的机械加工性的元素。此外，硫通过切割过程中所产生的热量而熔融，并因此降低了切割过程中缺口与切割工具之间的摩擦力。也就是说，硫可通过润滑切割工具的表面而延长切割工具的寿命，减少切割工具的磨损，并阻止切屑在切割工具上的累积。然而，如果钢中硫含量过高，则钢的机械性能因热加工过程中存在大量被拉伸的粗硫化锰而劣化，并且钢的热加工性因硫化铁的生成而劣化。因此，优选钢中的硫含量上限为0.1％。如果钢中的硫含量低于0.03％，那么钢材的机械加工性不会得到改善，因此优选钢中的硫含量下限为0.03％。

钙(Ca)：0.001％至0.01％

钙通常用来控制硫化锰的生成。由于钙对硫具有高亲和性，因此钙与硫可形成硫化钙，并且同时钙溶于硫化锰中。由于硫化锰围绕作为晶核的硫化钙结晶，因而硫化锰在热加工过程中被较少地拉伸且可保持球形。因此，钢材的机械加工性可得到改善。然而，如果钙含量高于0.01％，则上述效果是充分的。此外，由于钙的回收率低，因而不得不使用大量的钙原料，因此钢材的生产成本会增加。另一方面，如果钢中的钙含量低于0.001％，则上述效果不明显。因此，优选钙含量的下限为0.001％。

在本公开的实施方案中，除上述元素外，钢还包含铬(Cr)。

铬：8％或更低(不包括0％)

锰通常降低钢材的耐腐蚀性。也就是说，在本公开的实施方案中，钢中所包含的上述含量范围内的锰可使钢材的耐腐蚀性降低，因此将铬加入在钢中以提高钢材的耐腐性。此外，如果铬以一定范围内加入到钢中，则钢的强度也会得到改善。然而，如果钢中的铬含量高于8重量％，则钢的生产成本会增加，并且溶于钢材中的碳会沿着晶界初转化成碳化物，从而使钢的延展性降低，特别是使钢的耐硫化物应力开裂(sulfide stress cracking)性降低。此外，钢中会形成铁素体，因此奥氏体无法作为钢材的主要微观结构形成。因此，优选铬含量的上限为8重量％。具体而言，为了最大程度地提高钢的抗腐蚀性，钢中的铬含量设定为2重量％或更高。由于钢的耐腐蚀性通过添加铬而得到改善，因此所述钢可用于形成泥浆管道或用作耐酸气材料。此外，通过添加铬，钢的屈服强度可以稳定地维持在450MPa或更高。

具有上述组成的钢在其焊接热影响区具有奥氏体微观结构和高韧性。本公开的实施方案中的钢在-40℃下在焊接热影响区具有100J的夏比冲击值。

在本公开的实施方案中，具有上述组成的钢为奥氏体钢，其微观结构在焊接热影响区含有95体积％或更多的奥氏体。本公开实施方案钢可以用作形成其他产品的材料。此外，本公开实施方案的钢可以部分焊接至最终产品。如上所述，钢材中形成的奥氏体具有多种功能。在钢材中，除奥氏体外，不可避免地会形成其他微观结构作为杂质微观结构，所述微观结构如马氏体、贝氏体、珠光体和铁素体。在本公开中，钢的相的总量设定为100％，其每种微观结构的含量表示为所述总量的比例，而不考虑沉淀物如碳化物的量。

此外，在本公开的实施方案中，优选钢的焊接热影响区的微观结构包含5体积％或更少的碳化物(基于微观结构的总体积计)。在这种情况下，由碳化物所引起的焊接热影响区的韧性的降低程度可最小化。

在本公开的实施方案中，可通过相关领域已知的制造方法生产满足上述条件的钢，不再给出所述制造方法的详细描述。相关领域的制造方法包括常规的热轧过程，在此过程中将钢坯进行重新加热、粗轧和精轧。例如，根据本公开的一个实施方案，钢材可以按照如下方法生产。

再加热温度：1050℃至1250℃

在热轧过程中，钢坯或钢锭于再热炉中重新加热。如果钢坯或钢锭重新加热至低于1050℃的温度，则作用于轧机的负载会显著增加，并且合金元素不能充分的溶入钢坯或钢锭中。另一方面，如果钢坯或钢锭的重新加热温度太高，则晶粒会过度生长，因此，钢坯或钢锭的强度会降低。具体而言，在本公开实施方案的钢的上述组成范围内，碳化物可在晶界中熔融，且如果钢坯或钢锭重新加热至等于或高于钢坯或钢锭的固相线(solidus line)温度，则钢坯或钢锭的热轧特性会变差。因此，重新加热温度的上限设定为1250℃。

精轧温度：800℃至1050℃

具有上述组成的钢(坯或锭)在800℃至1050℃的温度范围内热轧。如果热轧在低于800℃的温度下进行，则轧制负荷会很大，并且碳化物会沉淀并粗糙地生长。热轧温度的上限可设定为1050℃，所述温度为重新加热温度的下限。

经过热轧后，钢通过常规冷却方法冷却。在这种情况下，冷却速率不限于某一特定值。

实施例

下文中，将通过实施例更详细地描述本公开的实施方案。然而，实施例用于清楚地解释本公开的实施方案，并非旨在限制本公开的精神和范围。

实施例1

将具有下表1所示元素和组成的钢坯重新加热至1150℃。随后，将钢坯在约900℃下精轧并冷却以形成热轧钢板。如下表2所示，测得每块钢板的屈服强度、微观结构、碳化物分数。此外，通过对焊(butt welding)法来焊接钢板。随后，测定每块钢板的焊接热影响区(HAZ)的碳化物的体积分数，并在-40℃下测定焊接热影响区的夏比冲击值。测量值示于下表2中。尽管表2中未示出，但是正如本公开的实施方案所预期的，每个发明样品在焊接热影响区的碳化物的体积分数为5％或更少。在表1中，各元素的含量均以重量％给出。

表1

编号	C	Mn	Cu	Cr	0.7C-0.56
						对比样品A1	1.5	14			0.5
对比样品A2	1.2	13			0.3
						对比样品A3	0.9	10			0.1
对比样品A4	1.6	22			0.6
						对比样品A5	1.4	16	0.2		0.4
对比样品A6	0.95	20	5.3		0.1
						发明样品A1	1.2	17.5	0.85		0.3
发明样品A2	0.9	20	0.5		0.1
						发明样品A3	1.5	23	1.23		0.5
发明样品A4	1.12	16	0.76		0.2
						发明样品A5	1.25	18.6	1.1	2	0.3
发明样品A6	0.9	18	0.3	3	0.1

表2

此外，通过浸渍实验测定每个对比样品和发明样品的腐蚀速率，结果示于表3中。

表3

对比样品A1和A2的锰含量超出了本公开实施方案的所述范围，并且对比样品A1和A2的碳含量也较高。因此，碳化物在对比样品A1和A2的焊缝热影响区以网状形式沉淀，且对比样品A1和A2的焊缝热影响区的碳化物的分数为5％或更高。因此，对比样品A1和A2在其焊缝热影响区具有非常低的韧性值。

此外，尽管碳化物在具有低碳含量的对比样品A3中未沉淀，但是对比样品A3的锰含量却超出本公开实施方案的所述范围。因此，奥氏体的稳定性低，在低温下容易诱导奥氏体转变为马氏体。因此，对比样品A3具有非常低的韧性值。

对比样品A4的碳含量高于本公开实施方案的所述范围，因此对比样品A4的碳化物沉淀的分数为5％或更高。因此，对比样品A4的韧性在低温条件下劣化。

对比样品A5的碳含量和锰含量在本公开实施方案的所述范围之内。但是，对比样品A5的铜含量却超出本公开实施方案的所述范围。因此，碳化物的沉淀未得到有效抑制，从而使得对比样品A5在低温下的韧性较差。

对比样品A6的锰含量和碳含量在本公开实施方案的所述范围之内。但是，对比样品A6的铜含量却高于本公开实施方案的所述范围。因此，对比样品A6的热加工特性显著劣化，且对比样品A6在热加工过程中开裂显著。也就是说，对比样品A6不适合于热轧过程，并且也无法测量对比样品A6的特性。

然而，在具有本公开的元素和组成的发明样品A1至A6中，由于铜的加入，碳化物在焊接热影响区的晶界处的沉淀得到有效抑制，且碳化物的体积分数调节至5％或更低。因此，发明样品A1至A6在低温下具有高韧性。详细地说，尽管发明样品A1至A6的碳含量较高，但是由于铜的加入使得碳化物的形成得到有效抑制，因此发明样品A1和A6具有所需的微观结构和特性。

具体而言，根据腐蚀试验的结果，额外添加有铬的发明样品A5和

A6的腐蚀速率低。也就是说，发明样品A5和A6的耐腐蚀性得到提高。通过与发明样品A1至A4的腐蚀速率相比较，可以清楚地理解通过加入铬所实现的提高样品耐腐蚀性的效果。此外，发明样品A5和A6的强度通过由加入铬的所诱导的固-溶增强得到改善。

图2是发明样品A2的焊接热影响区的微观结构照片。参考图2，尽管发明样品A2中具有高碳含量，但是由加入本公开实施方案所述范围的铜，发明样品A2中不存在碳化物。

实施例2

将具有如下表4所示元素和组成的钢坯重新加热至1150℃。随后，钢坯在大约900℃下精轧并冷却以形成热轧钢板。在表4中，各元素的含量均以重量％给出。

表4

编号	C	Mn	Cu	Cr	0.7C-0.56	Ca	S
								对比样品B1	1.2	17.5	0.85		0.3
对比样品B2	0.9	20	0.5		0.1		0.01
								对比样品B3	1.5	23	1.23		0.5
对比样品B4	1.12	16	0.76		0.2		0.02
								对比样品B5	1.25	18.6	1.1	2	0.3
发明样品B1	1.19	17.5	0.87		0.3	0.005	0.05
								发明样品B2	0.92	21	0.45		0.1	0.006	0.03
发明样品B3	0.9	21.5	0.47		0.1	0.006	0.05
								发明样品B4	0.88	20.6	0.47		0.1	0.007	0.08
发明样品B5	1.48	22.5	1.19		0.5	0.005	0.05
								发明样品B6	1.15	17.3	0.59		0.2	0.008	0.06
发明样品B7	1.18	18	1.2	2	0.3	0.004	0.08

此外，钢板通过对焊法焊接。随后，测定每块钢板的屈服强度和焊接热影响区(HAZ)的碳化物的体积分数，并在-40℃测定每块钢板的焊缝热影响区(HAZ)的夏比冲击值。测量值示于下表5中。通过使用直径为10mm的且由高速工具钢形成的钻在钻速为130rpm且钻运动速率为0.08mm/转下在每块钢板上反复形成孔洞。直至钻磨损到有效使用寿命结束，数出每块钢板上形成的孔洞量，如表5所示。

表5

此外，根据ASTM G31，通过浸渍试验测定每个对比样品和发明样品的腐蚀速率，结果示于下表6中。

表6

在具有本发明公开实施方案的元素和组成的发明样品中，由于铜的加入，碳化物在焊接热影响区的晶界处的沉淀得到有效抑制，其体积分数调节至5％或更低。因此，发明样品在低温下具有高韧性。具体而言，尽管本发明样品的碳含量高，但是由于铜的加入使得碳化物的形成得到有效抑制，由此本发明样品具有所需的微观结构和特性。

具体而言，根据腐蚀试验的结果，额外加入铬的对比样品B5和发明样品B7的腐蚀速率低。也就是说，对比样品B5和发明样品B7的耐腐蚀性得到提高。此外，通过加入的铬所诱导的固-溶增强使对比样品B5和发明样品B7的屈服强度提高至450MPa或更高。

对比样品B1至B5的机械加工性较差，这是因为对比样品B1至B5中没有添加硫和钙，或是因为对比样品B1至B5中硫和钙的含量超出本公开实施方案的所述范围。

然而，与对比样品相比，包含本公开实施方案的所述含量范围之内的硫和钙的发明样品B1至B7具有优异的机械加工性。具体而言，在具有不同硫含量的发明样品B2至B4中，其机械加工性的改善程度与硫含量成比例。

图3说明与硫含量相关的机械加工性。参考图3，机械加工性的提高与硫含量成比例。

Claims (8)

1.在焊接热影响区具有优异机械加工性及韧性的耐磨奥氏体钢，其包含按重量％计的锰(Mn)：15％至25％，碳(C)：0.8％至1.8％，铜(Cu)：满足0.7C-0.56(％)≤Cu≤5％，且余量为铁(Fe)及不可避免的杂质，其中所述焊接热影响区在-40℃时具有100J或者更高的夏比冲击值。

2.权利要求1的耐磨奥氏体钢，其还包含按重量％计的硫(S)：0.03％至0.1％；和钙(Ca)：0.001％至0.01％。

3.权利要求1或2的耐磨奥氏体钢，其还包含按重量％计的铬(Cr)：8％或更少(不包括0％)，其中耐磨所述奥氏体钢具有450MPa或更高的屈服强度。

4.权利要求1或2的耐磨奥氏体钢，其中，所述焊接热影响区具有包含95体积％或更多奥氏体的微观结构。

5.权利要求1或2的耐磨奥氏体钢，其中，所述焊接热影响区具有包含5体积％或更少碳化物的微观结构。

6.一种制造在焊缝接影响区具有优异机械加工性和韧性的耐磨奥氏体钢的方法，所述方法包括：

将钢锭重新加热至1050℃至1250℃的温度，所述钢锭包含按重量％计的锰(Mn)：15％至25％，碳(C)：0.8％至1.8％，铜(Cu)：满足0.7C-0.56(％)≤Cu≤5％，其中C表示按重量％计的碳(C)含量，且余量为铁(Fe)及不可避免的杂质；和

在800℃至1050℃的温度范围内对重新加热钢锭进行精轧工序。

7.权利要求6的方法，其中，所述钢锭还包含按重量％计的硫(S)：0.03％至0.1％；和钙(Ca)：0.001％至0.01％。

8.权利要求6或7的方法，其中所述钢锭还包含按重量％计的铬(Cr)：8％或更少(不包括0％)，且所述钢锭具有450MPa或更高的屈服强度。