唐文珅，楊新岐，李勝利，李會(huì)軍

（天津大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，天津 300354）

低活化鐵素體/馬氏體 （Reduced activation ferritic/martensitic，RAFM）鋼具有良好的熱物理、熱機(jī)械性能和優(yōu)異的低活化特性以及完備的工業(yè)化生產(chǎn)基礎(chǔ)，被普遍認(rèn)為是未來(lái)聚變示范堆和動(dòng)力堆的首要候選結(jié)構(gòu)材料[1]，而奧氏體不銹鋼是制備聚變堆真空容器和回路冷卻管道的重要結(jié)構(gòu)材料，因此核聚變結(jié)構(gòu)制造中必然會(huì)遇到RAFM鋼與奧氏體不銹鋼等各種異種鋼連接問(wèn)題[2]。目前傳統(tǒng)熔焊工藝如非熔化極惰性氣體保護(hù)焊（Tungsten inert gas welding, TIG）[3]和電子束焊（Electron beam welding,EBW）[4–6]等，已廣泛應(yīng)用于RAFM/奧氏體異種鋼焊接接頭，但已有試驗(yàn)表明在高溫服役環(huán)境下，異種鋼熔焊接頭仍存在第Ⅳ類裂紋缺陷并導(dǎo)致其抗蠕變性能明顯退化[6]。探索核聚變結(jié)構(gòu)異種鋼的有效焊接方法具有重要的工業(yè)應(yīng)用意義。

攪拌摩擦焊（Friction stir welding, FSW）作為一種新型固相連接技術(shù)，由于焊接熱輸入低、焊縫區(qū)不經(jīng)歷熔化和凝固過(guò)程等諸多優(yōu)點(diǎn)在獲得優(yōu)良焊縫組織及性能方面具有明顯優(yōu)勢(shì)。隨著耐高溫耐磨損攪拌工具材料的開發(fā)，該項(xiàng)技術(shù)已實(shí)現(xiàn)不銹鋼、鈦合金及耐熱鋼等高熔點(diǎn)金屬的焊接，并且在使用傳統(tǒng)熔焊工藝存在較多局限性或難以焊接的高熔點(diǎn)材料方面具有較大優(yōu)勢(shì)，在核聚變工業(yè)領(lǐng)域獲得普遍關(guān)注。目前國(guó)內(nèi)外對(duì)RAFM/奧氏體不銹鋼異種鋼FSW的研究已有報(bào)道[7–11]，主要集中在焊接參數(shù)（攪拌頭轉(zhuǎn)速、母材固定位置、攪拌針偏移量等）優(yōu)化、界面組織演變及常規(guī)力學(xué)性能評(píng)價(jià)等方面。選用的母材有F82H/304不銹鋼、F82H/316不銹鋼、中國(guó)低活化馬氏體鋼 （China low activation martensitic，CLAM）/316L不銹鋼等，其接頭形式主要為對(duì)接和搭接接頭。試驗(yàn)表明上述異種鋼FSW接頭組織不均勻，淬硬傾向較大，這將顯著降低接頭的服役性能。

焊后熱處理 （Post-weld heat treatment, PWHT）是一種工業(yè)領(lǐng)域普遍采用的組織性能調(diào)控方法，其可有效改善鋼材焊縫微觀組織，消除焊接殘余應(yīng)力，提高接頭的塑性，斷裂韌性及抗應(yīng)力腐蝕的能力，改善接頭疲勞強(qiáng)度及蠕變性能等。目前對(duì)于RAFM/奧氏體不銹鋼熔焊接頭PWHT工藝的研究較為成熟，研究結(jié)果已證實(shí)合適的熱處理工藝可使熔焊接頭韌性提高、殘余應(yīng)力降低[3–5]。同種RAFM鋼FSW接頭PWHT工藝研究也充分證明PWHT可改善接頭的綜合性能[12]。但對(duì)于異種鋼FSW接頭PWHT工藝的研究還未見公開報(bào)道。

本文在對(duì)CLAM/316L鋼FSW工藝參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化的基礎(chǔ)上，探討PWHT對(duì)CLAM/316L鋼FSW焊縫組織及性能的影響規(guī)律，為改善和提高核聚變結(jié)構(gòu)異種鋼焊接接頭的綜合力學(xué)性能提供重要試驗(yàn)依據(jù)。

試驗(yàn)方法

試驗(yàn)?zāi)覆姆謩e為CLAM鋼和316L奧氏體不銹鋼板材。CLAM鋼母材由軋制態(tài)經(jīng)正火 （加熱至980℃，保溫45min, 隨后空冷至室溫）和回火（加熱至760℃，保溫2h）工藝得到。試驗(yàn)鋼材的化學(xué)成分見表1所示。

表1 CLAM及316L不銹鋼化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of CLAM steel and 316L steel (mass fraction) %

焊接試板的尺寸為200mm×100mm×3.5mm，對(duì)接接頭形式采用北京賽福斯特FSW–RL31–010型攪拌摩擦焊設(shè)備，焊接轉(zhuǎn)速為200r/min,焊接速度為60mm/min。攪拌工具為鎢錸合金（W–25%Re），軸肩直徑為15mm，攪拌針根部和尖端直徑分別為7.2mm和6mm，長(zhǎng)度為3.2mm，工具傾角為2.5°。

焊后熱處理試驗(yàn)采用馬弗爐（SX–G12123）完成。選擇720℃、740℃、760℃、780℃、800℃5個(gè)加熱溫度，保溫時(shí)間均為2h。為表征異種接頭焊縫組織，沿垂直于焊縫方向制備尺寸為25mm×10mm的金相試樣，經(jīng)打磨、拋光后進(jìn)行腐蝕處理。316L鋼一側(cè)采用王水溶液（HNO3：HCl=1∶3）進(jìn)行腐蝕，時(shí)間60s；CLAM鋼一側(cè)采用FeCl3溶液（5g FeCl3+20mL HCl+10mL H2O）進(jìn)行腐蝕，時(shí)間為30s。采用光學(xué)顯微鏡 （OLYMPUS GX51）和掃描電鏡（JSM–7800F）進(jìn)行焊縫組織特征觀察。采用電子背散射衍射儀 （Electron backscattered diffraction，EBSD）和透射電鏡 （Tecnai G2F30）對(duì)焊縫界面組織進(jìn)行進(jìn)一步分析。

為評(píng)價(jià)異種接頭力學(xué)性能，分別對(duì)焊接接頭進(jìn)行硬度測(cè)試、常溫及高溫（550℃）拉伸試驗(yàn)。采用HVS–1000型數(shù)顯顯微硬度計(jì)對(duì)焊縫區(qū)顯微硬度進(jìn)行測(cè)試，載荷為4.9N，加載時(shí)間為15s。拉伸試樣尺寸如圖1所示。使用CSS–44100電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為3mm/min。使用CSS–44300電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn)，試驗(yàn)按照GB/T 228.2—2015標(biāo)準(zhǔn)執(zhí)行。

圖1 拉伸試樣尺寸（mm）Fig.1 Tensile specimen size

試驗(yàn)結(jié)果與討論

1 異種鋼接頭焊態(tài)宏觀組織

CLAM/316L鋼FSW接頭宏觀形貌如圖2所示。根據(jù)焊接過(guò)程經(jīng)歷的熱循環(huán)和塑性變形程度不同，接頭可分為母材 （Base metal, BM）、攪拌區(qū) （Stir zone, SZ）和過(guò)渡區(qū)。過(guò)渡區(qū)可分為熱力影響區(qū)（Thermo–mechanically affected zone，TMAZ）和熱影響區(qū)（Heat affected zone，HAZ）。

圖2 CLAM/316L異種鋼FSW接頭宏觀組織形貌Fig.2 Macrostructure morphology of CLAM/316L dissimilar steel friction stir welded joint

圖3為異種鋼接頭316L鋼側(cè)金相組織照片。316L鋼BM （圖3（a））組織為奧氏體基體上分布有少量蠕蟲狀δ鐵素體 （圖3（a）箭頭所示），晶粒平均尺寸約為12.5μm。SZ由于發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，組織得到一定程度細(xì)化，奧氏體晶粒呈近似等軸狀，尺寸約為4.9μm（圖3（b））。TMAZ由于受到熱作用和塑性變形，組織由大小不一的變形奧氏體晶粒組成。在靠近SZ的TMAZ中，可看到在大晶粒晶界處分布著許多細(xì)小的晶粒（圖3（c）），可能是這一區(qū)域發(fā)生了幾何動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所致[13]。

圖3 焊態(tài)異種鋼接頭316L鋼側(cè)金相組織Fig.3 Optical microscope images at 316L steel side of dissimilar steel welded joint

圖4為CLAM鋼BM呈現(xiàn)典型的回火馬氏體形態(tài)。在原奧氏體晶界處及馬氏體板條間分布有富含元素Cr、W的M23C6型碳化物，而在馬氏體板條上主要析出富含元素Ta、V的MX型碳化物。

圖4 CLAM鋼母材微觀組織Fig.4 Microstructure of as-received CLAM steel

圖5為CLAM鋼側(cè)焊縫組織的SEM照片?？梢钥闯?，大部分碳化物發(fā)生了聚集長(zhǎng)大，可推斷出HAZ經(jīng)歷的峰值溫度應(yīng)高于BM的回火溫度，析出相粗化后強(qiáng)化效果將會(huì)減弱，導(dǎo)致這一區(qū)域組織發(fā)生軟化。TMAZ的最終組織由淬火馬氏體和少量未轉(zhuǎn)變的鐵素體 （圖5（b）紅色虛線框所示）組成，可推斷出這一區(qū)域經(jīng)歷的溫度應(yīng)介于Ac1和Ac3臨界溫度之間，馬氏體板條間和原奧氏體晶界上仍然分布著少量未溶解的碳化物。SZ的回火馬氏體在焊接過(guò)程中完全奧氏體化，最終組織為板條狀馬氏體 （圖5（c））和少量分布在馬氏體板條間的殘余奧氏體（圖5（d）紅色箭頭所示），碳化物幾乎全部溶入基體中，可推斷出這一區(qū)域經(jīng)歷的峰值溫度應(yīng)高于Ac3。

圖5 焊態(tài)異種鋼接頭CLAM側(cè)微觀組織Fig.5 Microstructure at CLAM steel side of dissimilar steel welded joint in as-welded state

圖6為焊態(tài)下異種鋼接頭連接界面處組織特征。CLAM鋼與316L不銹鋼物化性能差異較大，高溫塑化程度不同，焊接過(guò)程中受到攪拌頭的摩擦擠壓剪切作用，軟化的異種材料呈條帶狀在界面處交織在一起，最終形成如圖6（a）所示的組織形態(tài)。界面處元素發(fā)生了互擴(kuò)散，擴(kuò)散層寬度約為3μm，如圖6（b）所示，說(shuō)明接頭已實(shí)現(xiàn)冶金連接。EBSD表征結(jié)果表明，接頭處為馬氏體和奧氏體混合組織，沒有發(fā)現(xiàn)其他金屬間化合物。

圖6 焊態(tài)連接界面微觀組織Fig.6 Microstructure of interface in as-welded state

2 異種鋼接頭熱處理組織

圖7為焊態(tài)及焊后熱處理態(tài)316L–SZ的晶粒尺寸的統(tǒng)計(jì)結(jié)果。圖8為其質(zhì)量和晶界圖。圖8中藍(lán)色線條表示取向差大于15°的大角度晶界，紅色線條和綠色線條分別表示取向差為2°～5°和5°～15°的小角度晶界（Low angle grain boundaries,LABs）。

圖7 焊態(tài)及PWHT態(tài)316L–SZ晶粒尺寸Fig.7 Grain size of 316L–SZ in as-welded and post weld heat treated states

圖8 焊態(tài)及PWHT態(tài)316L–SZ質(zhì)量及晶界圖Fig.8 Maps of image quality and grain boundaries of 316L–SZ in as-welded and post-weld heat treated states

經(jīng)焊后回火處理，316L–SZ的組織較為穩(wěn)定，沒有發(fā)生晶粒異常長(zhǎng)大。與焊態(tài)相比，焊后熱處理態(tài)SZ的LABs增加了6.2%～9.0%。

由此可見經(jīng)焊后熱處理，316L–SZ主要經(jīng)歷了動(dòng)態(tài)回復(fù)過(guò)程。當(dāng)熱處理溫度升高至720℃及以上時(shí)，奧氏體晶粒的形態(tài)沒有發(fā)生明顯的變化，焊態(tài)下高密度位錯(cuò)經(jīng)歷一定程度的滑移、攀移及重排后生成亞晶結(jié)構(gòu)，因此可以看出不同熱處理溫度下SZ的LABs均有一定程度的增加。值得注意的是，經(jīng)800℃熱處理后，SZ的LABs≤780℃，這可能是800℃下，SZ局部發(fā)生部分再結(jié)晶所致。

與316L不銹鋼一側(cè)焊核組織不同，焊后熱處理過(guò)程使得CLAM鋼焊核區(qū)組織變化更為復(fù)雜(圖9)。如圖9 （a）所示，CLAM–SZ的焊態(tài)組織為處于含碳過(guò)飽和狀態(tài)的淬火馬氏體和處于過(guò)冷狀態(tài)的殘余奧氏體，室溫下都處于亞穩(wěn)定狀態(tài)，都具有向鐵素體加碳化物的穩(wěn)定狀態(tài)轉(zhuǎn)化的趨勢(shì)。

圖9 焊態(tài)及PWHT態(tài)CLAM–SZ SEM照片F(xiàn)ig.9 SEM images of CLAM–SZ in as-welded and post weld heat treated states

在經(jīng)歷不同溫度熱處理后，焊核區(qū)馬氏體板條間及晶界處，碳化物重新析出。當(dāng)PWHT溫度為720℃時(shí)，SZ彌散析出的碳化物比較細(xì)小。當(dāng)PWHT溫度為740℃和760℃時(shí)，碳化物數(shù)量和體積明顯增加，760℃時(shí)，少數(shù)碳化物發(fā)生聚集長(zhǎng)大。當(dāng)PWHT溫度高于760℃時(shí)，SZ發(fā)生Ostwald熟化，細(xì)顆粒碳化物逐漸溶解，粗顆粒碳化物在晶界處聚集長(zhǎng)大，800℃時(shí)這一現(xiàn)象最為明顯。

圖10為焊態(tài)及焊后熱處理態(tài)CLAM–SZ的晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)結(jié)果。可以看出，經(jīng)歷PWHT后，SZ晶粒發(fā)生了不同程度的長(zhǎng)大。PWHT實(shí)際是高溫回火過(guò)程，隨著碳化物從過(guò)飽和α固溶體中析出，馬氏體逐漸分解，殘余奧氏體完成轉(zhuǎn)變，α相發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶及晶粒長(zhǎng)大，α相仍然保持著原馬氏體取向。當(dāng)PWHT溫度為800℃時(shí)，SZ組織長(zhǎng)大最為顯著。

圖10 焊態(tài)及PWHT態(tài)CLAM–SZ晶粒尺寸Fig.10 Grain size of CLAM–SZ in as-welded and post weld heat treated states

CLAM鋼一側(cè)TMAZ的組織變化與SZ相似，在此不再贅述。接頭HAZ經(jīng)歷PWHT后，實(shí)際是二次回火過(guò)程，碳化物發(fā)生明顯的粗化長(zhǎng)大現(xiàn)象，這會(huì)造成這一區(qū)域嚴(yán)重軟化，將在后文進(jìn)行討論。

3 異種鋼接頭連接界面組織

圖11為焊態(tài)及PWHT態(tài)異種鋼接頭連接界面金相組織。當(dāng)PWHT溫度為720℃和740℃時(shí)，界面組織無(wú)明顯變化。當(dāng)熱處理溫度升高到760℃及以上時(shí)，可明顯發(fā)現(xiàn)界面靠近316L鋼一側(cè)開始有析出相生成。析出相寬度范圍為61～67μm。對(duì)800℃熱處理溫度下生成的析出相 （圖11（f）紅色矩形）進(jìn)行掃描分析，如圖12所示。可以看出，沿奧氏體晶界析出的條狀或鏈狀析出相為富鉻碳化物，奧氏體晶內(nèi)的碳、鉻元素含量明顯低于晶界析出相。

圖11 焊態(tài)及PWHT態(tài)異種鋼接頭連接界面金相照片F(xiàn)ig.11 Optical microscope images of interface in as-welded and post-weld heat treated states

圖12 近界面316L鋼一側(cè)析出相形貌及能譜分析（800℃）Fig.12 SEM image of precipitates and EDS results of points at 316L steel side near interface (800℃)

異種鋼連接界面經(jīng)歷熱處理后組織變化較為復(fù)雜。如圖13（a）所示，根據(jù)組織形貌差異，將800℃熱處理溫度下的接頭界面組織分為5個(gè)區(qū)域。區(qū)域1為CLAM一側(cè)的SZ，硬度約為185HV，由低碳α相（馬氏體）和碳化物組成；區(qū)域2為脫碳層，硬度約為149HV，寬度約為53～60μm；區(qū)域3為連接界面，硬度約為305～334HV，由細(xì)化的低碳α相（馬氏體）和奧氏體雙相組織及大量析出的碳化物組成；區(qū)域4奧氏體晶界處形成了富鉻碳化物；區(qū)域5為316L一側(cè)的SZ，硬度約為222HV，為單相奧氏體組織。

CLAM鋼碳含量較高，C元素的擴(kuò)散能力遠(yuǎn)高于其他元素，其在α–Fe中的擴(kuò)散系數(shù)高于γ–Fe, 但在γ–Fe中的溶解度高于α–Fe，而316L鋼含有高組分的碳化物形成元素Cr、Mo等，碳的化學(xué)勢(shì)低。熱處理過(guò)程中，近界面處CLAM鋼一側(cè)發(fā)生馬氏體分解，同時(shí)上述條件會(huì)促使C元素從CLAM鋼一側(cè)擴(kuò)散至界面及316L鋼一側(cè)，有助于界面處彌散析出碳化物，同時(shí)也使得近界面處316L鋼一側(cè)容易形成富鉻碳化物。隨著C元素的遷移及這一區(qū)域馬氏體中C元素的析出，近界面處CLAM鋼一側(cè)會(huì)形成具有一定寬度的脫碳層，馬氏體逐漸轉(zhuǎn)變成鐵素體。顯然，碳元素?cái)U(kuò)散的程度與熱處理溫度呈正相關(guān)。當(dāng)熱處理溫度為760℃，近界面316L–SZ形成了富鉻碳化物，而CLAM鋼一側(cè)并沒有形成脫碳層 （圖11（d））。當(dāng)熱處理溫度升高至780℃及以上時(shí)，接頭連接界面附近出現(xiàn)了脫碳層和富鉻碳化物 （圖11（e）和（f））。富鉻碳化物的形成將會(huì)導(dǎo)致焊接接頭晶間腐蝕傾向增大。界面處細(xì)小的雙相組織及彌散析出的碳化物使得這一區(qū)域的硬度顯著升高（圖13（d））。

圖13 800℃ PWHT后界面微觀組織Fig.13 Microstructure of interface at post-weld heat treated temperature of 800℃

4 異種鋼接頭顯微硬度

經(jīng)歷PWHT后，CLAM/316L鋼接頭組織不均勻性及淬硬傾向得到顯著降低，必然對(duì)接頭的力學(xué)性能產(chǎn)生較大影響。焊態(tài)及熱處理態(tài)接頭橫截面硬度分布曲線如圖14所示，硬度測(cè)試點(diǎn)距離焊縫表面1.5mm。觀察得出，PWHT后，試驗(yàn)鋼母材硬度略有降低，CLAM–BM的硬度值約為208～220HV，316L–BM始終具有最低的硬度，其值約為170HV，應(yīng)為異種鋼焊接接頭力學(xué)性能最為薄弱的區(qū)域。

經(jīng)歷PWHT后，316L–SZ僅發(fā)生靜態(tài)回復(fù)過(guò)程，因此這一區(qū)域的硬度變化很小，硬度值約為215HV。焊態(tài)CLAM–SZ由于生成細(xì)小的淬火馬氏體，這一區(qū)域具有最高的硬度，其值可達(dá)400HV。PWHT后，隨著碳化物的析出，回火馬氏體碳含量逐漸降低，基體組織趨向轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體。隨著熱處理溫度的升高，這一區(qū)域的硬度值逐漸降低。經(jīng)800℃熱處理后，CLAM–SZ的硬度最低。由于焊接過(guò)程中CLAM–HAZ的碳化物發(fā)生了聚集粗化，這一區(qū)域硬度降低，硬度值比CLAM–BM低約12HV。經(jīng)PWHT后，CLAM–HAZ析出相的強(qiáng)化效果進(jìn)一步減弱，這一區(qū)域的硬度值比相應(yīng)熱處理溫度后的BM低約12～20HV。

經(jīng)PWHT后，連接界面硬度峰值也進(jìn)一步降低，如圖14橢圓虛線框所示，可以看出，當(dāng)熱處理溫度為740℃時(shí)，異種鋼連接界面硬度峰值最低。

圖14 接頭顯微硬度分布Fig.14 Vickers hardness curves of cross-section of welded joints

5 異種鋼接頭拉伸性能

觀察圖15，可發(fā)現(xiàn)異種鋼焊接接頭焊態(tài)及PWHT態(tài)室溫拉伸試樣均斷裂于316L–BM處。經(jīng)歷PWHT后，接頭屈服強(qiáng)度（Rp0.2）和抗拉強(qiáng)度（Rm）較焊態(tài)均下降 （表2），而延伸率（A）接近或高于焊態(tài)，這是316L–BM在熱處理過(guò)程中發(fā)生一定變化所致。

圖15 室溫拉伸試樣斷裂位置Fig.15 Rupture locations of joints after tensile tests at room temperature

表2 焊接接頭室溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果Table 2 Tensile test results of welded joints at room temperature

接頭高溫拉伸試樣斷裂于CLAM–BM處，經(jīng)PWHT后的試樣均在CLAM–HAZ處斷裂 （圖16箭頭所示）。與焊態(tài)相比，PWHT后，接頭抗拉強(qiáng)度降低約10～37MPa，屈服強(qiáng)度降低約7～16MPa，而斷后延伸率基本持平 （表3）。CLAM/316L鋼FSW接頭經(jīng)熱處理后，HAZ進(jìn)一步軟化，使得高溫力學(xué)性能薄弱區(qū)域由BM轉(zhuǎn)為HAZ。一般來(lái)講，接頭蠕變壽命與其高溫抗拉強(qiáng)度呈正相關(guān)。

表3 焊接接頭550℃拉伸試驗(yàn)結(jié)果Table 3 Tensile test results of welded joints at 550℃

圖16 高溫拉伸試樣斷裂位置Fig.16 Macro view of rupture locations of joints after elevated temperature tensile tests

綜上，CLAM/316L鋼FSW接頭焊后熱處理溫度應(yīng)略低于BM回火溫度。本文試驗(yàn)研究最佳熱處理工藝規(guī)范為加熱至740℃，保溫2h，此時(shí)接頭組織較為均勻，且保持良好的高溫拉伸性能。

結(jié)論

（1）經(jīng)PWHT后， CLAM–SZ重新析出碳化物，低碳α相發(fā)生再結(jié)晶及晶粒長(zhǎng)大； 316L–SZ發(fā)生了靜態(tài)回復(fù)，LABs增加 6.2%～9.0%；接頭常溫拉伸試樣均斷裂在316L–BM處，高溫拉伸試樣均斷裂在進(jìn)一步軟化的CLAM–HAZ處，抗拉強(qiáng)度降低約10～37MPa。

（2）當(dāng)PWHT溫度高于760℃時(shí)，近界面CLAM鋼側(cè)由于發(fā)生碳遷移而形成軟化的鐵素體帶。當(dāng)PWHT溫度為760℃及以上時(shí)，近界面316L鋼側(cè)形成富鉻化合物。當(dāng)PWHT溫度高于780℃時(shí)，界面處細(xì)小馬氏體和奧氏體組織彌散析出大量碳化物，使得此區(qū)域硬度總是高于接頭其他區(qū)域。

（3）加熱至740℃，保溫2h時(shí)，焊縫組織較為均勻，焊接接頭仍舊保持良好強(qiáng)韌匹配，為接頭最佳PWHT工藝規(guī)范。