CN107935572B - 一种具有特殊微结构的陶瓷材料及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

一种具有特殊微结构的陶瓷材料及其制备方法，属于新材料制备技术领域。陶瓷材料为大尺寸氧化铝‑氧化锆共晶陶瓷，包括Al2O3、Y2O3和ZrO2，按摩尔含量计，Al2O3为59％～63％，Y2O3为4.5％～8.5％，ZrO2为32.5％～36.5％。制备方法为：1)陶瓷粉体混合；2)烧结成体；3)熔凝、坩埚下降法定向凝固及退火处理；4)二次加热至半固态相区温度进行保温熟化处理等。本发明充分利用Al2O3/ZrO2(Y2O3)体系的凝固特征，使得制备的陶瓷具有大尺寸、缺陷少、常温和高温力学性能突出、易加工、成品率高等优点，能够解决大体积氧化铝‑氧化锆共晶陶瓷在制备过程中发生成分过冷而引起生长缺陷多、共晶质量差的问题。

Description

一种具有特殊微结构的陶瓷材料及其制备方法
技术领域
本发明属于新材料领域，具体是一种氧化铝-氧化锆熔体自生共晶复合陶瓷及其制备方法，主要涉及的是在一定的温度梯度条件下，制备大尺寸、低缺陷的共晶陶瓷。
背景技术
氧化铝-氧化锆共晶自生复合陶瓷，具有很高的熔点、良好的高温强度、抗氧化性和抗腐蚀性，使其成为新一代高温氧化气氛下长期工作的优选超高温结构材料，被认为是极有可能取代高温合金成为下一代高推重比发动机涡轮叶片的材料，其在航空航天等领域具有广阔的应用前景。
目前，氧化铝-氧化锆共晶陶瓷的主要制备技术包括激光悬浮区熔法(LHFZ)、定边喂膜法(EFG)、微拉法(μ-PD)、超重力燃烧合成法、布里奇曼法(Bridgman法)等。其中，激光悬浮区熔法以激光作为定向凝固热源，具有极高的能量密度，固-液界面的温度梯度高达6×103～104K/cm，但因为受陶瓷熔体对激光辐射的高吸收系数和陶瓷自身的低导热率的限制，其制备的棒材直径和板材厚度均较小(毫米级)。定边喂膜法是利用毛细作用使熔体上升到模具上表面，模具内壁形成薄膜，使籽晶与之接触并缓慢提升，逐渐得到带状定向凝固体，其固-液界面的温度梯度能够达到103K/cm，但主要用于制备薄带或纤维体。微拉法工艺的特点是坩埚底部有一个细小的孔洞，当坩埚内物料被加热至熔体时，在孔洞处由籽晶引导，晶体沿坩埚底部向下方生长，该方法温度梯度控制在在3～5×103K/cm，但只适于制备小尺寸简单形状样品。上述方法的共同特点是均可获取极高的温度梯度，能有效地防止成分过冷现象出现，抑制胞状结构形成，但制备样品的厚度或直径均限定在几个毫米以内，难以制备出较大体积的块体材料。超重力燃烧合成法是集铝热反应、燃烧合成、陶瓷/金属液相分离于一体而开发的一种制备氧化物自生复合陶瓷的新技术。这种方法虽然可制备出细晶特征的大块陶瓷共晶体，但其冷却速度极快(800-1000K/s)，导致材料内部形成过高的热残余应力而引发开裂，同时材料内含有玻璃相等残留物，影响材料性能的稳定性。布里奇曼法，又称坩埚下降法，是另一种适合制备大尺寸共晶陶瓷块体制备技术，它是使装有物料的坩埚在一定温度梯度的炉膛内缓慢下降，炉温控制在略高于材料的熔点附近，在通过加热区域时，坩埚中的物料被熔融，当坩埚持续下降时，坩埚底部的温度先下降到熔点以下，并开始结晶，晶体随坩埚下降而持续长大。但这种工艺的凝固界面前沿温度梯度相对较小(～102K/cm)，生长速度较慢(<100mm/h)，这导致共晶相间距较大，在一定程度上会影响组织的细化。对于氧化铝-氧化锆共晶陶瓷体系而言，极易产生成分过冷现象，特别是在大体积样品中添加氧化钇稳定剂的情况下，即使温度梯度和生长速度非常高时，固-液界面稳定性也非常容易遭到破坏，发生胞状或枝晶状生长，形成群集的晶团结构。该晶团结构在共晶陶瓷体系中被视为一种缺陷，在晶团过渡区(边界区域)内存在的粗大组织和气孔、缩孔等缺陷，这会严重破坏材料的机械性能。如何采用凝固技术制备大体积、组织细小、生长缺陷少的高性能氧化铝-氧化锆共晶陶瓷是具有挑战性和巨大经济价值的技术难题。
发明内容
针对现有技术存在的问题，本发明提供一种具有特殊微观组织的共晶陶瓷的制备方法，制备一种氧化铝-氧化锆熔体自生共晶复合陶瓷。本发明可解决现有大体积氧化铝-氧化锆共晶陶瓷在制备中发生成分过冷而引起的生长缺陷多、共晶质量差的问题。对于采用凝固技术制备大体积的氧化铝-氧化锆共晶块体样品而言，最致命的缺陷是在凝固时发生成分过冷，引起胞状或枝晶状结构的形成，而且这种生长行为是极难避免的。胞间或枝晶间粗大组织和气孔、缩孔等缺陷严重破坏材料的机械性能。设想将枝晶转化成胞状结构，消除气孔和缩孔，同时使胞间残余相规则生长，将会极大提高材料的机械性能。本发明根据其胞状凝固特征和第三组元氧化钇的偏析行为提出一种降低胞间缺陷的制备方法，可以得到一种力学性能与平界面结构(原位复合材料)相仿的新型结构氧化铝基共晶自生复合陶瓷。
为了达到上述目的，本发明实现上述制备方法采取的技术方案是：
一种具有特殊微结构的陶瓷材料，所述的陶瓷材料为氧化铝-氧化锆熔体自生共晶复合陶瓷，包括Al2O3、Y2O3和ZrO2，其中，Al2O3的摩尔含量为59％～63％，Y2O3的摩尔含量为4.5％～8.5％，ZrO2的摩尔含量为32.5％～36.5％。所述的共晶陶瓷的成分配方中包括Y2O3但不限于其他的镧系氧化物Ln2O3，即所述的Y2O3可以为Al2O3-ZrO2-Ln2O3三元共晶系统中的任意一种，其中所述镧系元素包括但不限于镧La、钕Nd、钐Sm、钆Gd、铒Er、镱Yb。
上述一种具有特殊微结构的陶瓷材料的制备方法，本发明选择在氧化铝-氧化锆共晶体系中添加高浓度的氧化钇作为陶瓷熔体的初始成分，通过混料、研磨、煅烧、烧结、破碎、坩埚下降法定向凝固、二次加热至半固态相区温度进行保温熟化处理的步骤，得到最终样品。包括以下步骤：
第一步，陶瓷粉体混合，制作预制粉体
以Al2O3、Y2O3和ZrO2高纯纳米粉体为初始原料，制备共晶陶瓷，根据Al2O3-Y2O3-ZrO2三元相图，选择在沿Al2O3/ZrO2二元共晶点(Tm＝1862℃，63mol％Al2O3+37mol％ZrO2)和Al2O3/Y3Al5O12/ZrO2三元共晶点(Tm＝1715℃，65mol％Al2O3+19mol％ZrO2+16mol％Y2O3)之间的单变量连线上及附近的成分点作为陶瓷的初始成分。本发明选择的共晶陶瓷的成分及其配比为：Al2O3的摩尔含量为59％～63％，Y2O3的摩尔含量为4.5％～8.5％，ZrO2的摩尔含量为32.5％～36.5％，其成分配比通过最初称量三种纳米粉体实现的，采用乙醇湿法球磨24h后烘干，在经历研磨、1000℃煅烧1h后得到预制粉体。所述的初始原料纯度均为99.99％，尺寸为50nm。
所述的共晶陶瓷的成分配方中包括Y2O3但不限于其他的镧系氧化物(Ln2O3)，即所述的Y2O3可以为Al2O3-ZrO2-Ln2O3三元共晶系统中的任意一种，其中所述镧(Ln)系元素包括但不限于镧(La)、钕(Nd)、钐(Sm)、钆(Gd)、铒(Er)、镱(Yb)等。
第二步，制作预制烧结体
采用冷等静压+无压烧结法制备烧结体，将第一步所得的混合后的纳米复合粉体在室温下冷等静压成圆柱形坯料，等静压力应为≥200MPa；然后在真空炉或者非真空炉中进行无压烧结，得到烧结体，烧结温度为1400～1550℃，烧结时间为1～3h。
第三步，熔融、坩埚下降法定向凝固及退火处理
采用坩埚下降法生长制备预制熔凝样品，将第二步得到的预制烧结体进行破碎处理，放入特定尺寸的坩埚内，并将坩埚转移至高温下降炉内，对整个系统升温抽真空至10-3～10-4Pa，当温度达到1350～1500℃时充入高纯氩气作为保护性气体；继续升温至1900～2000℃，待炉内温度达到设定温度后，保温1～3h，使得原料充分熔化；晶体生长的固液界面温度梯度控制在20～60℃/cm，坩埚下降的速率控制在1～10mm/h的范围内，待生长结束，对所生长的晶体进行退火处理，在高温下降炉内继续保温10～24h，然后以25～80℃/h的速度将炉温降至室温，这样有利于消除晶体内部的内应力，减少晶体缺陷。所述的高温下降炉内可安放多只坩埚，各个坩埚的生长条件和工效是相同的，这样可以实现一炉同时生长多个样品。
所述的坩埚形状一般为圆柱形，内径约为8～50mm，壁厚约为3mm，长为100～200mm；所述的坩埚的材质为钼、钨或钨钼合金的高温合金。
所述的晶体生长的固液界面温度梯度优选设定为30～50℃/cm的范围内；坩埚的下降速度优选控制在2～5mm/h之间。
第四步，熟化处理
将第三步得到的嵌有样品的坩埚二次装入高温炉内重新加热至半固态相区温度进行保温熟化处理，装好炉后对整个系统升温抽真空至10-3～10-4Pa，当温度达到1350～1500℃时充入高纯氩气作为保护性气体，并继续升温至半固态相区温度1750～1850℃，待炉内温度达到设定温度后，保温30-120min，再以10～50℃/min的速度冷却至室温得到最终产品。
所述的半固态区温度梯度优选为1780～1840℃的范围内，保温时间优选为30-60min。
本发明的科学原理如下：
高Y2O3浓度(≥4.5mol％)添加的Al2O3/ZrO2大体积熔体体系在定向凝固时优先发生Al2O3/ZrO2两相胞状或枝晶状生长。对于Al2O3/ZrO2(Y2O3)体系而言，形成胞状生长的倾向更大，其主要原因在于组织周围的热场严重重叠，共晶枝晶的分枝被限制生长，故而胞状共晶极易形成，但在高Y2O3浓度和低温度梯度情况下，共晶枝晶结构还是可能形成的。在胞晶或枝晶生长时会伴随着Y2O3溶质的偏析过程，Y2O3溶质会向胞间或枝晶间富集，使胞间或枝晶间内部残余液相的成分沿单变量线向Al2O3/YAG/ZrO2三元共晶点趋近，并最终发生等温共晶反应并形成Al2O3/YAG/ZrO2三元共晶原位组织。根据该凝固特征，通过控制成分、温度梯度和生长速度来控制胞间或枝晶间三元共晶的相对体积分数。
将凝固样品二次加热至半固态相区并保温一定时间进行熟化处理，该过程使得二次枝晶臂发生熔断与重熔，使得柱状枝晶转化成柱状胞晶结构。同时，胞间的Al2O3/YAG/ZrO2三元共晶和部分粗大的Al2O3、ZrO2相发生重熔转变成液相，此过程有利于实现胞间气孔和缩孔的焊合，这极大地降低样品内部的缺陷含量。并且该液相最终将以平界面方式凝固，形成典型的不规则Al2O3/YAG/ZrO2共晶原位自生复合组织。该熟化过程需要严格控制保温温度和时间来调控体系的固相率。
根据高Y2O3浓度添加的Al2O3/ZrO2大体积熔体体系的凝固特征，通过调控熔体成分、严格控制定向凝固过程和二次加热至半固态进行熟化过程，即可得到一种缺陷少、组织均匀规则的的新型结构，即由Al2O3/ZrO2两相柱状晶胞和胞间内填充Al2O3/YAG/ZrO2三元共晶原位自生复合组织所组成的均匀复杂结构——胞状-原位复合材料，如附图1所示。本发明所述共晶陶瓷成分配方中包括Y2O3但不限于其他的镧系氧化物(Ln2O3)，即所述的Y2O3可以为Al2O3-ZrO2-Ln2O3三元共晶系统中的任意一种，其中所述镧(Ln)系元素包括但不限于镧(La)、钕(Nd)、钐(Sm)、钆(Gd)、铒(Er)、镱(Yb)等，在上述Al2O3-ZrO2-Ln2O3三元共晶系统中亦可得到具有相同结构的胞状-原位复合材料。
本发明的有益效果为：
一方面，在制备过程中要求温度梯度不高，有以下优点：(1)降低对定向凝固设备的苛刻要求极大地缩减制备成本；(2)降低陶瓷的热裂倾向而提高其成品率；(3)可实现大块体几何尺寸样品的制备而满足其工程化应用的需要。
另一方面，材料成分的选择不必仅仅局限在严格的共晶点及其附近，拓展制备共晶陶瓷的成分选择窗口。通过调整Y2O3的含量、温度梯度及生长速度，将胞状过渡区内的气孔、缩孔及粗大的组织转化成三元共晶原位复合组织，可得到与原位复合材料相近的机械性能。
附图说明
图1为具有胞状-原位特殊微结构Al2O3/ZrO2(Y2O3)陶瓷材料的结构示意图。
图2为实施例一中获得的具有胞状-原位特殊微结构的纵截面的微观扫描电镜照片。
图3为实施例一中获得的具有胞状-原位特殊微结构的横截面的微观扫描电镜照片。
图4为实施例一中获得的具有胞状-原位特殊微结构的横截面中胞间形成的Al2O3/YAG/ZrO2三元共晶原位自生复合组织的高倍微观扫描电镜照片，胞间可以观察到三种相结构，其中黑色为Al2O3相、灰色为YAG(Y3Al5O12)相、白色为ZrO2相。
具体实施方式
以下结合技术方案详细叙述本发明的具体实施例。
实施例一：
本实施例提供了一种在中等温度梯度条件下，制备具有如附图1所示的均匀的胞状-原位组织的大尺寸氧化铝基熔凝态陶瓷的方法，从图1中可以看出：该组织是由Al2O3/ZrO2两相柱状晶团(胞状晶)和胞间内填充Al2O3/YAG/ZrO2三元共晶原位自生复合组织所组成的均匀复杂结构——胞状-原位复合材料。
步骤(1)，混合预制粉体的配制：
采用市售高纯(99.99％)的Al2O3、ZrO2和Y2O3纳米粉体，其配比成分为Al2O3：ZrO2：Y2O3＝63：32.5：4.5，配比均为摩尔比，将三种粉体按比例采用乙醇湿法球磨24h进行充分混合、干燥、研磨、煅烧(1000℃/1h)等步骤后，得到稳定均匀的氧化铝基复合粉体。
步骤(2)，预制烧结体的制备：
采用冷等静压+无压烧结法制备烧结体，将所述步骤(1)中混合后的纳米复合粉体在室温下冷等静压成圆柱形坯料，等静压力应为≥200MPa，然后在真空炉或者非真空炉中进行无压烧结，烧结温度为1550℃，烧结时间为1h。
步骤(3)，熔融、定向凝固处理及退火处理：
本实施例提供的坩埚下降定向定向凝固工艺过程为：将所述步骤(2)中所得到的烧结体陶瓷坯料破碎后放入钼制坩埚(内径φ10mm×100mm，壁厚为3mm)，并将该坩埚转移至高温下降炉内，对整个系统升温抽真空至10-3～10-4Pa，当温度达到1400℃时充入高纯氩气作为保护性气体，继续升温至2000℃后，保温2h，使得原料充分熔化，晶体生长的固液界面温度梯度控制在30℃/cm左右，坩埚下降的速率控制在2mm/h的左右，待生长结束，在高温下降炉内继续保温10h，然后以40℃/h的速度将炉温降至室温，对所生长的晶体进行退火处理，这样有利于消除晶体内部的内应力，减少晶体缺陷。
步骤(4)，熟化处理：
将所述步骤(3)中定向凝固所得到的嵌有样品的坩埚二次装入高温炉内重新加热至半固态相区温度进行保温熟化处理，装好炉后对整个系统升温抽真空至10-3～10-4Pa，当温度达到1400℃时充入高纯氩气作为保护性气体，并继续升温至1820℃，待炉内温度达到设定温度后，保温30min，再以20℃/min的速度冷却至室温得到最终样品。图2-4为该样品的组织特征，从图2-4中可以看出，该组织由典型的Al2O3/ZrO2两相柱状晶团(胞状)结构和胞间内填充Al2O3/YAG/ZrO2三元共晶原位自生复合组织所组成的均匀复杂结构，该结构恰好与附图1的示意图相符。
实施例二：
本实施例提供了一种可在中等温度梯度条件下，制备出具有均匀的胞状-原位组织的大尺寸氧化铝基熔凝态陶瓷的方法是按以下步骤进行：
步骤(1)，混合预制粉体的配制：
采用市售高纯(99.99％)的Al2O3、ZrO2和Y2O3纳米粉体，其配比成分为Al2O3：ZrO2：Y2O3＝59：32.5：8.5，配比均为摩尔比，将三种粉体按比例采用乙醇湿法球磨24h进行充分混合、干燥、研磨、煅烧(1000℃/1h)等步骤后，得到稳定均匀的氧化铝基复合粉体。
步骤(2)，预制烧结体的制备：
采用冷等静压+无压烧结法制备烧结体，将所述步骤(1)中混合后的纳米复合粉体在室温下冷等静压成圆柱形坯料，等静压力应为≥200MPa，然后在真空炉或者非真空炉中进行无压烧结，烧结温度为1350℃，烧结时间为3h。
步骤(3)，熔融、定向凝固处理及退火处理：
本实施例提供的坩埚下降定向定向凝固工艺过程为：将所述步骤(2)中所得到的烧结体陶瓷坯料破碎后放入钼制坩埚(内径φ12mm×100mm，壁厚为3mm)，并将该坩埚转移至高温下降炉内，对整个系统升温抽真空至10-3～10-4Pa，当温度达到1400℃时充入高纯氩气作为保护性气体，继续升温至1900℃后，保温3h，使得原料充分熔化，晶体生长的固液界面温度梯度控制在50℃/cm左右，坩埚下降的速率控制在6mm/h的左右，待生长结束，在高温下降炉内继续保温12h，然后以60℃/h的速度将炉温降至室温，对所生长的晶体进行退火处理，这样有利于消除晶体内部的内应力，减少晶体缺陷。
步骤(4)，熟化处理：
将所述步骤(3)中定向凝固所获取的嵌有样品的坩埚二次装入高温炉内重新加热至半固态相区温度进行保温熟化处理，装好炉后对整个系统升温抽真空至10-3～10-4Pa，当温度达到1400℃时充入高纯氩气作为保护性气体，并继续升温至1780℃，待炉内温度达到设定温度后，保温60min，再以50℃/min的速度冷却至室温得到最终样品。
实施例三：
本实施例提供了一种可在中等温度梯度条件下，制备出具有均匀的胞状-原位组织的大尺寸氧化铝基熔凝态陶瓷的方法是按以下步骤进行：
步骤(1)，混合预制粉体的配制：
采用市售高纯(99.99％)的Al2O3、ZrO2和Y2O3纳米粉体，其配比成分为Al2O3：ZrO2：Y2O3＝62：32：6，配比均为摩尔比，将三种粉体按比例采用乙醇湿法球磨24h进行充分混合、干燥、研磨、煅烧(1000℃/1h)等步骤后，得到稳定均匀的氧化铝基复合粉体。
步骤(2)，预制烧结体的制备：
采用冷等静压+无压烧结法制备烧结体，将所述步骤(1)中混合后的纳米复合粉体在室温下冷等静压成圆柱形坯料，等静压力应为≥200MPa，然后在真空炉或者非真空炉中进行无压烧结，烧结温度为1400℃，烧结时间为2h。
步骤(3)，熔融、定向凝固处理及退火处理：
本实施例提供的坩埚下降定向定向凝固工艺过程为：将所述步骤(2)中所得到的烧结体陶瓷坯料破碎后放入钼制坩埚(内径φ12mm×100mm，壁厚为3mm)，并将该坩埚转移至高温下降炉内，对整个系统升温抽真空至10-3～10-4Pa，当温度达到1400℃时充入高纯氩气作为保护性气体，继续升温至1950℃后，保温2h，使得原料充分熔化，晶体生长的固液界面温度梯度控制在50℃/cm左右，坩埚下降的速率控制在4mm/h的左右，待生长结束，在高温下降炉内继续保温10h，然后以40℃/h的速度将炉温降至室温，对所生长的晶体进行退火处理，这样有利于消除晶体内部的内应力，减少晶体缺陷。
步骤(4)，熟化处理：
将所述步骤(3)中定向凝固所获取的嵌有样品的坩埚二次装入高温炉内重新加热至半固态相区温度进行保温熟化处理，装好炉后对整个系统升温抽真空至10-3～10-4Pa，当温度达到1400℃时充入高纯氩气作为保护性气体，并继续升温至1800℃，待炉内温度达到设定温度后，保温45min，再以30℃/min的速度冷却至室温得到最终样品。
在阅读了本发明的上述内容之后，本领域人员可以对本发明做各种改动或修改，这些等价形式同样落于本申请所附权利要求书所限定的范围。

Claims (8)

1.一种具有特殊微结构的陶瓷材料的制备方法，其特征在于，所述的陶瓷材料为氧化铝-氧化锆熔体自生共晶复合陶瓷，包括Al2O3、Y2O3和ZrO2，其中，Al2O3的摩尔含量为59%~63%，Y2O3的摩尔含量为4.5%~8.5%，ZrO2的摩尔含量为32.5%~36.5%；所述的制备方法如下：
第一步，Al2O3、Y2O3和ZrO2高纯纳米粉体混合，制作预制粉体：湿法球混、烘干、研磨、煅烧；
第二步，采用冷等静压+无压烧结法将第一步所得到的预制粉体烧结成预制体；
第三步，熔融、坩埚下降法定向凝固及退火处理
采用坩埚下降法生长制备预制熔凝样品，将第二步得到的预制烧结体进行破碎处理，放入坩埚内，并将坩埚转移至高温下降炉内，对整个系统升温抽真空，当温度达到1350～1500 ℃时充入保护性气体；继续升温至1900～2000 ℃，待炉内温度达到设定温度后，保温1～3 h；晶体生长的固液界面温度梯度控制在20～60 ℃/cm，坩埚下降的速率控制在1～10mm/h的范围内，待生长结束，在高温下降炉内继续保温10～24 h，然后以25～80 ℃/h的速度将炉温降至室温，得到陶瓷材料；
第四步，熟化处理
将第三步得到的陶瓷材料重新加热至半固态相区温度进行保温熟化处理，装好炉后对整个系统升温抽真空，当温度达到1350～1500 ℃时充入保护性气体，并继续升温至半固态相区温度1750～1850 ℃，待炉内温度达到设定温度后，保温30-120 min后，冷却至室温得到最终产品。
2.根据权利要求1所述的一种具有特殊微结构的陶瓷材料的制备方法，其特征在于，第三步所述的晶体生长的固液界面温度梯度设定为30～50 ℃/cm的范围内；坩埚的下降速度控制在2～5 mm/h之间。
3.根据权利要求1或2所述的一种具有特殊微结构的陶瓷材料的制备方法，其特征在于，第四步所述的半固态区温度梯度为1780～1840 ℃的范围内，保温时间为30-60 min。
4.根据权利要求1或2所述的一种具有特殊微结构的陶瓷材料的制备方法，其特征在于，第四步所述的冷却速率为10～50℃/min。
5.根据权利要求3所述的一种具有特殊微结构的陶瓷材料的制备方法，其特征在于，第四步所述的冷却速率为10～50℃/min。
6.根据权利要求1或2或5所述的一种具有特殊微结构的陶瓷材料的制备方法，其特征在于，所述的第三步和第四步抽真空至整个系统压力为10-3～10-4 Pa。
7.根据权利要求3所述的一种具有特殊微结构的陶瓷材料的制备方法，其特征在于，所述的第三步和第四步抽真空至整个系统压力为10-3～10-4 Pa。
8.根据权利要求4所述的一种具有特殊微结构的陶瓷材料的制备方法，其特征在于，所述的第三步和第四步抽真空至整个系统压力为10-3～10-4 Pa。
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