CN110494235A - 钢的连续铸造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及制造中心偏析轻微的铸片的钢的连续铸造方法，在向连续铸造机的铸模中注入钢液，并且从所述铸模拉拔所述钢液凝固而生成的凝固壳来制造铸片时，在所述连续铸造机内的所述铸片的厚度中心位置的固相率fs满足0<fs≤0.3的铸片部位的至少一部分，将用下述式定义的施加时间率设为10％以上而对所述铸片施加磁场强度为0.15T以上的、与所述铸片的拉拔方向正交的方向的静磁场。施加时间率(％)＝(对铸片施加静磁场的时间(min))×100/(从铸片厚度中心位置的固相率超过0起直至成为0.3为止的时间(min))。

Description

钢的连续铸造方法

技术领域

本发明涉及对通过连续铸造而制造的铸片的中心偏析的减少有效的钢的连续铸造方法。

背景技术

在钢的连续铸造中，注入到铸模中的钢液在凝固的过程中，将碳(C)、磷(P)、硫(S)、锰(Mn)等溶质元素从作为固相的凝固壳侧向作为液相的未凝固层侧排出。这些溶质元素在未凝固层中稠化，产生所谓的偏析。该偏析的程度在作为最终凝固部的铸片的厚度中心位置及其附近最大。

另外，钢液在凝固的过程中引起百分之几(数％)的体积收缩。该体积收缩在大量含有等轴晶的、铸片的凝固末期部的固液共存区域产生负压的空隙部。其结果是，溶质元素稠化的钢液(以下，也称为“稠化钢液”)穿过固液共存区域的狭窄的通路而被吸引到负压的空隙部，在铸片的厚度中心部分形成中心偏析。另一方面，在溶质元素稠化的钢液未被吸引的情况下，被称为“气孔”的空隙形成于铸片的厚度中心部分。

中心偏析、气孔对钢制品的品质带来不良影响。因此，为了减少这些问题而提出并实施了各种技术。

例如，在专利文献1中公开了如下技术：将中间包内的钢液的过热度调整为50℃以下并注入到连续铸造用铸模中，使电磁力作用于铸片内的未凝固层并进行搅拌，使铸片的厚度中心部分的凝固组织为微细的等轴晶，并且，在铸片的厚度中心位置的固相率为0.1～0.8的时刻，在5mm～50mm的范围轻压下具有未凝固层的铸片而补偿凝固收缩，由此，抑制凝固末期的稠化钢液的流动。

在专利文献2中公开了如下技术：向连续铸造用铸模中注入将过热度调整为20～40℃的钢液，并且，在铸模下部进行基于静磁场施加的钢液流动的控制，使凝固组织柱状晶化而使凝固界面均匀化，进而对凝固末期的铸片实施轻压下，从而改善铸片的中心偏析。

在专利文献3中公开了如下内容：将钢液的过热度设为50～80℃而使铸片的凝固组织成为柱状晶，并且，在铸片横截面中的固相比例为30～75％的位置对铸片施加静磁场，从而改善铸片的中心偏析。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平6-126405号公报

专利文献2：日本特开平7-100608号公报

专利文献3：日本特开2008-221278号公报

发明内容

发明要解决的课题

但是，上述现有技术存在以下问题。

即，一并使用专利文献1中公开的利用电磁力进行的搅拌和轻压下的技术是如下技术：通过电磁力的搅拌使铸片的厚度中心部分的凝固组织成为微细的等轴晶，使铸片的厚度中心部分的流动阻力增大，减轻稠化钢液向铸片的厚度中心部分的流动以及堆积。而且，该技术是通过凝固末期的轻压下而补偿凝固收缩并降低稠化钢液的流动驱动力来抑制稠化钢液的流动的技术。由此，可以期待较高的中心偏析减少效果。但是，为了满足严格的品质要求，对专利文献1中公开的技术而言是不够的，需要进一步改善铸片的等轴晶组织内的中心偏析。

专利文献2中公开的技术利用电磁力来控制凝固组织，但由于施加磁场的铸片部位是铸模下部，因此，即便在该部位施加磁场，在对中心偏析带来影响的凝固末期也没有效果，无法使铸片的厚度中心部分的凝固组织柱状晶化。

另外，专利文献3中记载的技术将钢液过热度设为50～80℃，因此，可以使凝固组织完全柱状晶化。但是，该技术使钢液过热度为50℃以上，由凝固壳厚度不足导致的漏钢(breakout)的危险性非常高。作为其对策，需要使铸片的拉拔速度低速，生产率恶化。

本发明是解决现有技术具有的这些问题的发明，其目的在于提出一种钢的连续铸造方法，可以制造也能够满足近年来对钢制品的品质的严格要求的中心偏析轻微的铸片。

用于解决课题的方案

用于解决上述课题的本发明的要点如下所述。

[1]一种钢的连续铸造方法，向连续铸造机的铸模中注入钢液，并且，从所述铸模拉拔所述钢液凝固而生成的凝固壳来制造铸片，其中，

在所述连续铸造机内的所述铸片的厚度中心位置的固相率fs为下述(1)式的范围内的铸片部位的至少一部分，将用下述(2)式定义的施加时间率设为10％以上而对所述铸片施加磁场强度为0.15T以上的、与所述铸片的拉拔方向正交的方向的静磁场，

[数学式1]

0<fs≤0.3 (1)

[2]如上述[1]所述的钢的连续铸造方法，其中，在所述铸片的厚度中心位置的固相率为0.3的时刻，下述(3)式的值为0.27℃×min^1/2/mm^3/2以上，

[数学式2]

在此，G是厚度中心位置的固相率为0.3的时刻的所述铸片的固相率为0.99的位置处的温度梯度(℃/mm)，V是所述铸片的固液界面的移动速度(mm/min)。

[3]如上述[1]或上述[2]所述的钢的连续铸造方法，其中，利用使辊间隔朝向铸造方向下游侧阶段性地减少的多对铸片支承辊，以5.0％以下的压下率压下所述铸片的厚度中心位置的固相率为0.3以上且0.7以下的范围的铸片部位。

发明的效果

根据本发明，对铸片的厚度中心位置的固相率超过0且为0.3以下的范围内的铸片，以规定强度且规定时间施加与铸片拉拔方向正交的方向的静磁场，因此，铸片内部的未凝固层中的热对流被抑制，铸片厚度方向上的未凝固层的温度梯度增大，可以使铸片的厚度中心部分的凝固组织成为柱状晶。其结果是，凝固界面均匀化，并且，铸片凝固组织的平均偏析粒径变小。由此，可以实现减少利用连续铸造机铸造的铸片的碳、磷、硫、锰等溶质元素的中心偏析的效果。

附图说明

图1是表示使用本发明的实施方式的连续铸造方法的连续铸造机的一例的截面示意图。

图2是对平均偏析粒径与施加时间率之间的关系按照磁场强度进行比较而示出的图表。

图3是对平均偏析粒径与磁场强度之间的关系按照施加时间率进行比较而示出的图表。

具体实施方式

以下，说明本发明的实施方式。

图1是表示使用本发明的实施方式的连续铸造方法的连续铸造机10的一例的截面示意图。在图1中，12为铸模，14为铸片，16为未凝固层(未凝固钢液)，18为凝固壳，20、22为隔着铸片14而设置的静磁场产生装置，铸片14的外壳为凝固壳18，内部为未凝固层16。凝固至厚度中心位置后的铸片14全部由凝固壳18形成，未凝固层16消失。

连续铸造机10由具有隔着铸片14而相对的多对铸片支承辊的多个区段(segment)(未图示)构成。从铸模12拉拔而得到的铸片14一边被配置于区段的铸片支承辊支承，一边被向铸造方向下方拉拔。在铸片14的凝固完成位置附近的区段，配置有使相对的辊之间的辊间隔朝向铸造方向下游侧阶段性地减少的多对铸片支承辊24(下压辊24)。通过该多对铸片支承辊24，铸片14构成为一边被向铸造方向下方拉拔，一边以规定量的压下量被压下。由该多对铸片支承辊24构成的辊组也被称为“轻压下带”。

静磁场产生装置20、22例如是直流磁场施加线圈，设置于铸片14的厚度中心位置的固相率fs为0.24～0.30的位置的区段。静磁场产生装置20、22将与铸片14的拉拔方向正交的方向的静磁场施加于铸片14的内部的未凝固层16。未凝固层16通过从静磁场产生装置20、22施加的静磁场来抑制与铸片的拉拔方向正交的方向上的流动。即，凝固壳侧的温度低的未凝固层16与厚度中心侧的温度高的未凝固层16的混合被抑制，换言之，由未凝固层16引起的热对流被抑制，与铸片的拉拔方向正交的方向上的未凝固层16的温度梯度增大。未凝固层16的流动被静磁场抑制的理由在于，当钢液试图在被施加静磁场的空间移动时，由静磁场产生的制动力作用于与钢液的移动相反的一侧的方向。

由于未凝固层16的温度梯度增大，因此，铸片14的厚度中心部分处的等轴晶的生成被抑制，铸片14的厚度方向的凝固组织被柱状晶化，铸片14的厚度中心部分的凝固组织被柱状晶化。通过使铸片14的厚度中心部分的凝固组织柱状晶化，从而凝固界面均匀化，可以抑制凝固末期产生大的空隙部。由此，可以减少利用连续铸造机10连续铸造的铸片14的中心偏析。

静磁场产生装置20、22只要以在铸片14的厚度中心位置的固相率fs大于0且为0.3以下的位置施加与铸片14的拉拔方向正交的方向的静磁场的方式设置即可。未凝固层16的热对流在铸片14的厚度中心位置的固相率fs低且未凝固层16的流动性高的情况下产生，另一方面，在铸片14的厚度中心位置的固相率fs高且未凝固层16的流动性低的情况下不会产生。因此，通过在铸片14的厚度中心位置的固相率fs大于0且为0.3以下的位置施加静磁场，从而可以有效地抑制未凝固层16的热对流。其结果是，可以减小铸片14的厚度中心部分的凝固组织中的平均偏析粒径。

另外，铸片14的厚度中心位置的固相率fs是指与铸片14的拉拔方向垂直的方向的截面中的中心点的固相率。铸片14的厚度中心位置的固相率fs可以根据与铸片14的拉拔方向垂直的方向的截面中的中心点(以下，也简称为“铸片的中心点”)的钢液温度来计算。即，根据在固相率为0的钢液温度和固相率为1.0的钢液温度下求得的固相率差以及温度差的对应关系，可以算出钢液温度与固相率之间的关系式，因此，只要能够算出铸片14的中心点的钢液温度，就能够算出与该钢液温度对应的固相率。

另外，铸片14的中心点的温度可以使用凝固壳18的表面温度和刊物1(社团法人日本钢铁协会，“連続鋼片加熱炉における伝熱実験と計算方法(连续钢片加热炉中的传热实验和计算方法)”，昭和46年5月10日发行)中记载的传热计算式来计算。通过在凝固壳18上设置热电偶并取得凝固壳18的表面温度的温度变化，从而可以取得铸片拉拔方向上的凝固壳表面的温度分布。使用所取得的凝固壳18的表面温度分布和传热计算式，算出沿着铸片14的中心点的拉拔方向的温度分布。

使用铸片14的中心点的温度分布以及预先算出的钢液温度与固相率之间的关系式，计算沿着铸片14的拉拔方向的铸片厚度中心位置的固相率fs的分布。基于算出的铸片14的厚度中心位置的固相率fs的分布，设定连续铸造机10中的静磁场产生装置20、22的设置位置。

施加于铸片14的磁场强度为0.15T以上。当所施加的磁场强度小于0.15T时，无法减小铸片14的厚度中心部分的平均偏析粒径，无法抑制铸片14的中心偏析。

另外，对铸片14施加0.15T以上的磁场强度的静磁场的施加时间率为10％以上。若施加时间率比10％短，则无法使铸片14的厚度中心部分的凝固组织成为柱状晶，无法抑制铸片14的中心偏析。另外，施加时间率是利用下述(2)式算出的值。

[数学式3]

另外，为了进一步抑制铸片14的中心偏析，优选为，对铸片14的温度梯度和凝固速度进行控制而使凝固组织成为均匀的柱状晶。在此，将温度梯度G定义为厚度中心位置的固相率为0.3的时刻的铸片14的固相率为0.99的位置处的温度梯度(℃/mm)，另外，将凝固速度V定义为铸片14的固液界面的移动速度(mm/min)。

在这样定义时，在厚度中心位置的固相率fs为0.3的铸片14中，由温度梯度G以及凝固速度V构成的下述(3)式的值优选为0.27℃×min^1/2/mm^3/2以上。由此，可以使铸片14的厚度中心部分处的凝固组织成为均匀的柱状晶，可以进一步抑制利用连续铸造机10连续铸造的铸片14的中心偏析。

[数学式4]

另一方面，若(3)式的值小于0.27℃×min^1/2/mm^3/2，则无法使铸片14的厚度中心部分处的凝固组织成为均匀的柱状晶，无法发挥上述效果。

铸片14的中心偏析的确认可以利用从铸片14的厚度中心部分切出为例如厚度50mm、宽度410mm、长度80mm的大小的试样进行评价。具体而言，用饱和苦味酸对切出的试样的与铸造方向平行的截面进行蚀刻而使宏观组织显现，对在铸片14的厚度中央部观察到的偏析粒径为5mm左右的宏观偏析以及偏析粒径为1mm左右的半宏观偏析颗粒进行照片拍摄。然后，对拍摄的照片进行图像解析，测定偏析颗粒的平均面积，根据该平均面积计算当量圆的平均粒径(平均偏析粒径)，基于算出的所述平均粒径，可以评价偏析颗粒的大小。

偏析颗粒形成于随着未凝固层16的凝固的进行而从铸片14的上表面侧(连续铸造机的基准面侧的相反侧)以及下表面侧(连续铸造机的基准面侧)生长的柱状晶发生碰撞的厚度方向中央部的最终凝固部。已知该偏析颗粒的大小(偏析粒径)随着中心偏析变大而变大，伴随于此，加工性等降低。即，减小偏析粒径是指减小中心偏析，通过测定偏析粒径，从而可以评价铸片14的中心偏析。

通过上述方法，在使铸片14的厚度中心部分的凝固组织柱状晶化的情况下，在双方的凝固界面的枝状晶体彼此碰撞的部位，在枝状晶体前端部形成小的空隙部，有可能作为小的气孔残留于铸片14。为了防止生成该小的空隙部，优选为，在铸片14的厚度中心位置的固相率fs为0.3～0.7的范围内，通过多对铸片支承辊24在5.0％以下的压下率的范围将铸片14压下(以下，也称为“轻压下”)。通过强制性地压下凝固末期的铸片14的凝固壳18，从而上述小的空隙部容易消失。另外，通过压下凝固末期的铸片14，稠化钢液的流动被抑制，铸片14的中心偏析也得到改善。

在此，压下率是指压下量(压下前的铸片14的厚度与压下后的铸片14的厚度之差)相对于压下前的铸片14的厚度的比率(百分率)。若压下率超过5.0％，则压下量过多，在铸片14中生成内部裂纹。另一方面，若压下率过低，则气孔在铸片14的厚度中心部分残留，所以，优选确保1.0％左右的压下量。

在从铸片14的厚度中心位置的固相率超过0.3起开始压下的情况下，有可能在其以前产生稠化钢液的流动，有可能无法抑制铸片14的中心偏析。另外，在铸片14的厚度中心位置的固相率超过0.7的范围内，不会产生稠化钢液的流动，即便不进行压下，中心偏析也不会恶化。因此，需要在铸片14的厚度中心位置的固相率fs为0.3～0.7的范围进行轻压下。

另外，在压下速度低于0.30mm/min时，相对于凝固收缩量，压下速度过小，抑制稠化钢液的流动是不够的，另一方面，在压下速度超过2.00mm/min时，相对于凝固收缩量，压下速度过大，有可能产生倒V偏析、内部裂纹。因此，在进行轻压下时，优选将压下速度设为0.30～2.00mm/min的范围。

在对凝固末期的铸片14进行轻压下的情况下，利用由静磁场施加带来的偏析减轻效果和由轻压下带来的偏析改善效果以及气孔防止效果，可以进一步减少利用连续铸造机10连续铸造的铸片14的中心偏析以及气孔。

如以上说明的那样，根据本发明，对铸片14的厚度中心位置的固相率超过0且为0.3以下的范围内的铸片，以规定强度且规定时间施加与铸片拉拔方向正交的方向的静磁场，因此，铸片内部的未凝固层16中的热对流被抑制，铸片厚度方向上的未凝固层16的温度梯度增大，可以使铸片14的厚度中心部分的凝固组织成为柱状晶。其结果是，铸片厚度中心部分的平均偏析粒径变小，由此，可以实现减少利用连续铸造机铸造的铸片14的碳、磷、硫、锰等溶质元素的中心偏析的效果。

实施例

使用具有与图1所示的连续铸造机相同的结构且连续铸造机的设备长度为19.9m、弯曲半径为15m、所铸造的铸片的截面尺寸为厚度250mm、宽度410mm的钢锭连续铸造机连续铸造铸片。另外，向铸模中注入的钢液成分为包含碳：0.7质量％、硅：0.2质量％、锰：0.9质量％，将铸片的拉拔速度设为0.8m/min，将中间包内的钢液过热度(钢液温度-液相线温度)设为20℃。

在铸片的厚度中心位置的固相率fs为0.24～0.30的位置设置静磁场产生装置，以用(2)式定义的施加时间率为2％、5％、8％、10％、15％以及20％，另外磁场强度为0.05T、0.10T、0.15T、0.20T以及0.30T的方式，变更施加时间率以及磁场强度而连续铸造。

表1中示出各铸片的厚度中心部分的凝固组织和测得的平均偏析粒径。另外，铸片厚度中心部分的凝固组织如上所述使用饱和苦味酸对从铸片切出的试样的截面进行蚀刻而使宏观组织显现，通过对该组织进行目视观察来确认凝固组织的种类。另外，如上所述，对平均偏析粒径而言，也测定偏析颗粒的平均面积，将根据该平均面积算出的当量圆的平均粒径作为平均偏析粒径。

[表1]

图2是将表1所示的测定结果按照磁场强度示出平均偏析粒径与施加时间率之间的关系的图表，图3是将表1所示的测定结果按照施加时间率示出平均偏析粒径与磁场强度之间的关系的图表。

由图2可知，若磁场强度为0.10T以下，则即便增大施加时间率，平均偏析粒径也几乎不变。另一方面，可知若磁场强度为0.15T以上，则通过使施加时间率为10％以上，可以减小平均偏析粒径。

由图3可知，若施加时间率为8％以下，则即便增大磁场强度，平均偏析粒径也几乎不变。另一方面，可知若施加时间率为10％以上，则通过使磁场强度为0.15T以上，可以减小平均偏析粒径。

另外，从表1可以确认：若磁场强度为0.15T以上，则通过使施加时间率为10％以上，可以使铸片中央部的凝固组织为柱状晶。

根据这些结果可知：在连续铸造机中，在铸片的厚度中心位置的固相率fs大于0且为0.3以下的范围的至少一部分设置静磁场产生装置，一边从静磁场产生装置对铸片施加磁场强度为0.15T以上、施加时间率为10％以上的静磁场，一边进行连续铸造，从而可以使铸片的厚度中心部分的凝固组织柱状晶化，可以减小铸片厚度中心部分的凝固组织的平均偏析粒径、即可以改善铸片的中心偏析。

另外，使用上述连续铸造机进行如下试验：在对铸片施加静磁场的同时，利用使辊间隔朝向铸造方向下游侧阶段性地减少的多对铸片支承辊逐渐压下(轻压下)凝固末期的铸片，并进行了对通过压下凝固末期的铸片对铸片厚度中心部分的凝固组织带来的影响进行调查的试验。

关于铸片的压下条件，将压下速度设为0.30～2.00mm/min的范围，将压下率变更为0％、0.1％、0.8％、1.0％、5.0％、7.0％、10.0％，在铸片的铸片厚度中心位置的固相率为0.3以上且0.7以下的范围进行压下。此时，经由在铸片的厚度中心位置的固相率fs为0.24～0.30的位置设置的静磁场产生装置，将施加时间率设为10％，对铸片施加0.15T的磁场强度的静磁场。

表2中表示以施加时间率10％施加磁场强度为0.15T的静磁场而将凝固组织控制为柱状晶时的、每个压下条件下的铸片厚度中心部分的气孔的调查结果。铸片厚度中心部分的气孔通过对试样截面进行目视观察来评价其程度。

[表2]

如表2所示，可知通过在施加静磁场后，在压下率1.0％～5.0％的范围内，压下厚度中心位置的固相率为0.3以上且0.7以下的范围的铸片，从而可以制造不产生气孔的铸片。在压下率低于1.0％的情况下，压下量不足而残留气孔，另一方面，在压下量大于5.0％的情况下，可以抑制气孔的生成，但在铸片中产生了内部裂纹。

为了使凝固组织柱状晶化，优选对温度梯度和凝固速度进行控制。具体而言，即便在温度梯度小的情况下使凝固速度变慢，在温度梯度大的情况下加快凝固速度，也预测形成均匀的柱状晶组织。因此，使用试验用水冷铸模进行了调查温度梯度G与凝固速度V之间的关系的试验。在试验中，向试验用水冷铸模中注入钢液，用钢液填满水冷铸模的内部空间，仅对水冷铸模的长边面进行水冷来冷却上述钢液，经由在水冷铸模的背面设置的静磁场产生装置，在铸片的厚度中心位置的固相率fs为0.3时施加静磁场。

在此，如上所述，温度梯度G是厚度中心位置的固相率为0.3的时刻的铸片的固相率为0.99的位置的温度梯度(℃/mm)。另外，凝固速度V是铸片的固液界面的移动速度(mm/min)。

在水冷铸模内的铸片设置2根R热电偶(长边宽度1/2且短边厚度1/2的位置、以及长边1/2宽度且短边厚度1/4的位置)，根据从这些热电偶输出的温度数据和传热计算式，求出沿着朝向铸片的中心的方向的温度分布。然后，根据求出的温度分布，算出上述固相率为0.99的位置的温度梯度G(℃/mm)。即，使用根据该温度分布算出的固相率为0.99的位置的前后的温度和该前后的距离，算出温度梯度G。

根据铸片的温度分布算出铸片的固液界面的位置，上述铸片的温度分布根据从热电偶输出的温度数据和传热计算式而算出。使用该温度分布的每单位时间的变化量，算出铸片的固液界面的移动速度V(mm/min)。

表3示出对温度梯度G与凝固速度V的关系进行调查而得到的结果。根据表3，在(3)式的值小于0.19℃×min^1/2/mm^3/2的情况下，观察到在铸片的厚度中心部分枝状晶体生长方向有偏差的等轴晶组织。另一方面，在(3)式的值为0.19℃×min^1/2/mm^3/2以上的情况下，观察到形成有柱状晶组织，在(3)式的值为0.27℃×min^1/2/mm^3/2以上的情况下，观察到形成有均匀的柱状晶。

[表3]

从表3可以确认：通过以(3)式的值成为0.27℃×min^1/2/mm^3/2以上的方式对温度梯度G以及凝固速度V进行控制，从而可以减小铸片的厚度中心部分的凝固组织中的平均偏析粒径，使铸片的厚度中心部分的凝固组织成为更均匀的柱状晶。由此可知，可以进一步减少利用连续铸造机铸造的铸片的中心偏析。

附图标记说明

10 连续铸造机

12 铸模

14 铸片

16 未凝固层

18 凝固壳

20 静磁场产生装置

22 静磁场产生装置

24 下压辊

Claims (3)

1.一种钢的连续铸造方法，向连续铸造机的铸模中注入钢液，并且，从所述铸模拉拔所述钢液凝固而生成的凝固壳来制造铸片，其中，

在所述连续铸造机内的所述铸片的厚度中心位置的固相率fs为下述(1)式的范围内的铸片部位的至少一部分，将用下述(2)式定义的施加时间率设为10％以上而对所述铸片施加磁场强度为0.15T以上的、与所述铸片的拉拔方向正交的方向的静磁场，

[数学式1]

0<fs≤0.3 (1)

2.如权利要求1所述的钢的连续铸造方法，其中，

在所述铸片的厚度中心位置的固相率为0.3的时刻，下述(3)式的值为0.27℃×min^1/2/mm^3/2以上，

[数学式2]

在此，G是厚度中心位置的固相率为0.3的时刻的所述铸片的固相率为0.99的位置处的温度梯度(℃/mm)，

V是所述铸片的固液界面的移动速度(mm/min)。

3.如权利要求1或2所述的钢的连续铸造方法，其中，

利用使辊间隔朝向铸造方向下游侧阶段性地减少的多对铸片支承辊，以5.0％以下的压下率压下所述铸片的厚度中心位置的固相率为0.3以上且0.7以下的范围的铸片部位。