(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
サブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板であって、その組成は重量パーセントでＣ ０．１９±０．０２％、Ｍｎ １．５±０．２％、Ａｌ １．５±０．１％、Ｓｉ ０．３±０．０２％含有し、残部がＦｅと不可避的不純物であり、厚さが１．５〜２．０ｍｍであり、引張強度が８００〜１１００ＭＰａであり、降伏強度が４５０〜５２０ＭＰａであり、伸び率が４２〜５３％であり、
前記サブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板の微細構造は等軸の結晶粒からなり、結晶粒の粒径が５〜２０μｍであり、結晶粒におけるストリップ状オーステナイトが結晶粒総面積の１５〜３０％を占め、ストリップ状オーステナイトの幅が１２０〜３００ｎｍであり、ストリップ状オーステナイトの長さが２〜８μｍであることを特徴とするサブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板。
【請求項２】
下記（１）〜（４）のステップ
（１）保護ガス条件下で製錬してインゴットに鋳造し、その組成が重量パーセントでＣ ０．１９±０．０２％、Ｍｎ １．５±０．２％、Ａｌ １．５±０．１％、Ｓｉ ０．３±０．０２％含有し、残部がＦｅと不可避的不純物であるステップと、
（２）インゴットを１１５０±１０℃まで加熱して１〜３ｈ保温し、次いで熱間圧延を行い、圧延開始温度が１０５０〜１１５０℃であり、圧延終了温度が９００〜９５０℃であり、総圧下率が６０〜７５％であり、熱間圧延が完了した後に３０〜６０℃/ｓの速度で７５０±１０℃まで冷却し、０．５〜１ｈ保温し、さらに常温まで水冷し、熱間圧延鋼板が得られるステップと、
（３）熱間圧延鋼板に対して冷間圧延を行い、冷間圧延変形量が４０〜５５％であり、得られた冷間圧延鋼板の厚さが１．５〜２．０ｍｍであるステップと、
（４）冷間圧延鋼板を８０〜１２０℃/秒のレートで７５０〜８５０℃まで加熱し、１２０〜１８０秒保温し、次いで８０〜１００℃/秒のレートで４２０±１０℃まで超高速冷却し、４〜６ｍｉｎ保温し、サブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板が得られるステップと、
を含むことを特徴とする請求項１に記載のサブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板の製造方法。
【請求項３】
保護ガス条件下での製錬に選択した原料が金属鉄、金属マンガン、金属アルミニウムおよび金属シリコンであることを特徴とする請求項２に記載のサブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は冶金材料技術分野に関し、特に、サブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
鋼材は航空、原子力、船舶、石化などの分野に広く用いられる材料であり、高強度高靱性は鋼鉄材料の主な発展方向であり、目前の主な問題はどのようにその強度を向上させると共に、よい靱性を保持することにあり、それと同時に、我が国の環境問題、特に、ヘイズ脅威が次第に悪化し、人間の健康及び正常生活をひどく影響し、エネルギー消費を低下させ、汚染を減少させるのが差し迫った重要な問題になり、鋼鉄材料の強度を向上させることで車両の衝突安全性能を保証し、かつ自動車軽量化を促進することが炭素排出減少の効果的な処置である。
【０００３】
目前、自動車製造業用鋼材において、二相鋼の冷間加工性能がよく、生産コストの低減にとって有利であるが、引張強度には最も高いのがただ１０００ＭＰａであり、まだ自動車製造業の高強度に対するニードゥを完全に満足することができず、かつその塑性がただＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｉｎｄｕｃｅｄ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙー相変化誘起塑性） 鋼の半分であり、エネルギー吸収能力がＴＲＩＰ鋼よりはるかに下回ることが生じ、マルテンサイト鋼の引張強度が１２００ＭＰａであるが、マイナスのひずみ速度感受性として表現し、かつ有限な塑性もその応用を制限し、ＴＲＩＰ鋼が加工および変形過程において絶えずに現れたオーステナイトからマルテンサイトに変換する相変化過程は合金の強度および塑性を同時に大幅に向上させ、多くの研究結果によれば、ＴＲＩＰ鋼は優れた強塑性および高エネルギー吸収能力を有し、自動車軽量化および耐衝撃構成材料の理想的な選択および開発傾向であり、目前の自動車用鋼研究のホットスポットになる。
【０００４】
目前、我が国の自動車用鋼技術はまだ自動車産業発展のニードゥを完全に満たされることができず、自動車用鋼は主に鋼の強度を向上し、かつ成形性を保持し、重量が軽く、耐衝撃性の輸送工具システムを開発する新しい設計理念に打ち込み、強度が高く、塑性がよく、およびエネルギー吸収能力が強く、比質量が軽い材料を開発することが要求され、強度および塑性の向上は輸送工具の重量を低減させ、複雑な車種のデザインに満足し、運転安全性能の要求を向上させることができる。
【０００５】
工学応用において、材料を強化するために結晶粒精製法を採用し、大量に存在した粒界を利用して制限し、あるいはピン止め転位運動すうことで材料の強度を向上させ、その原理はＨａｌｌーＰｅｔｃｈ関係（）によって記述することができ、ビッカース硬度を測定することで材料の圧縮流変動応力（σｙ＝ＨＶ/３）を見積もり、ＨａｌｌーＰｅｔｃｈ関係によれば、材料のビッカース硬度が結晶粒サイズの平方根に反比例し、すなわち、 ＨＶ ＝ ＨＶ０ ＋ ｋＨｄー０．５を表明し、結晶粒がナノスケールまで精製し、単位体積における総粒界面積が １０６-８ｍ２ に達する時に、通常に比較的高い強度が得られることができ、多くの金属材料の降伏強度および硬度値が結晶粒サイズの減少に伴って増加の傾向を示し、ＨａｌｌーＰｅｔｃｈ 関係によく従い、普通の粗結晶粒鋼（結晶粒サイズが約１００μｍ）が室温で伸びる降伏強度（σｙ）がただ９０ ＭＰａであり、超微細結晶マイクロ合金鋼（結晶粒サイズが約６μｍである）が室温で伸び、その降伏強度がσｙ 〜３１０ ＭＰａである。
【０００６】
鞍山鋼鉄集団が製造した新型ＴＲＩＰ５９０（Ｆｅー１．４Ｍｎー０．３Ｓｉー０．０３Ａｌー０．０７Ｃ）鋼はすでに上海彙衆および一汽轎車会社に応用され、その結晶粒サイズが約２０μｍであり、室温で伸びる時に、その降伏強度が４５０ ＭＰａで、引張強度が８６０ ＭＰａであり（鞍山鋼鉄新型ＴＲＩＰ５９０およびＴＲＩＰ７８０の開発であって、第七回中国鋼鉄年次総会報告、巻４，１３７ー１４０（２００９））。該方法によって製造した材料は高い降伏強度および引張強度を有するが、伸び率が低く、ただ２７％である。賈書君らが製造したＦｅー１．４５Ｍｎー１．２２Ｓｉー０．０３Ａｌー０．１２Ｎｉー０．１２Ｃ ＴＲＩＰ５９０鋼は、平均結晶粒サイズが約５．７μｍであり、その降伏強度が４３０ ＭＰａで、引張強度が約６００ ＭＰａで、伸び率２３％であり（二相域のアニーリング温度のＴＲＩＰ５９０ 鋼組織および性能に対する影響,材料熱処理記事,卷 ３４，１１０ー１１４（２０１３））、その降伏強度が本発明と類似するが、引張強度および塑性が低く、高強度および高靱性に対する要求が高い応用分野には要求を満足できず、かつ高いＳｉ含有量なので、工業生産過程における表面欠陥を引き起こしやすく、後の亜鉛めっきを困難にする。韓国Ｈｕｈらが製造したＴＲＩＰ５９０鋼（Ｊ．Ｙ． Ｈｕｈ, Ｈ． Ｈｕｈ, Ｃ． Ｓ． Ｌｅｅ, ＥｆＦｅｃｔ ｏｆ ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅ ｏｎ ｐｌａｓｔｉｃ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ ｏｆ ａｄｖａｎｃｅｄ ｈｉｇｈ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｓｔｅｅｌ ｓｈｅｅｔｓ、Ｊ Ｉｎｔ． Ｐｌａｓｔ．, Ｖｏｌ． ４４, ２３ー４６(２０１３)）は、引張強度が８５０ ＭＰａまで達することが可能であるが、塑性が低く、伸び率がただ２０％である。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
既存のＴＲＩＰ鋼材料の綜合性能の前記不足について、本発明はサブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板およびその製造方法を提供し、急速に加熱し、ベイナイトの等温変化温度および保温時間を制御することで、細かいオーステナイト板条と安定な残留オーステナイト組織を獲得し、セメンタイトの析出を防止し、金属材料を強化する同時に、靱性を向上させる。
【０００８】
本発明のサブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板の組成が重量パーセントでＣ ０．１９±０．０２％、Ｍｎ １．５±０．２％、Ａｌ １．５±０．１％、Ｓｉ ０．３±０．０２％含有し、残部がＦｅと不可避的不純物であり、厚さが１．５〜２．０ｍｍで、引張強度が８００〜１１００ＭＰａで、降伏強度が４５０〜５２０ＭＰａで、伸び率４２〜５３％である。
【０００９】
前記サブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板の微細構造は等軸の結晶粒からなり、結晶粒の粒径が５〜２０ μｍであり、結晶粒におけるストリップ状のオーステナイトが結晶粒総面積の１５〜３０％占め、ストリップ状のオーステナイトの幅が１２０〜３００ｎｍである。
【００１０】
本発明のサブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板の製造方法は、
１、保護ガス条件下で製錬し、かつインゴットに鋳造し、その組成が重量パーセントでＣ ０．１９±０．０２％、Ｍｎ １．５±０．２％、Ａｌ １．５±０．１％、Ｓｉ ０．３±０．０２％であり、残部がＦｅと不可避的不純物であるステップと、
２、インゴットを１１５０±１０℃まで加熱し、１〜３ｈ保温し、次いで熱間圧延を行い、圧延開始温度が１０５０〜１１５０℃で、圧延終了温度が９００〜９５０℃で、総圧下率が６０〜７５％で、熱間圧延を完了した後に３０〜６０℃/ｓの速度で７５０±１０℃まで冷却し、０．５〜１ｈ保温し、さらに常温まで水冷し、熱間圧延鋼板が得られるステップと、
３、熱間圧延鋼板に対して冷間圧延を行い、冷間圧延変形量が４０〜５５％であり、得られた冷間圧延鋼板の厚さが１．５〜２．０ｍｍであるステップと、
４、冷間圧延鋼板を８０〜１２０℃/ｓのレートで７５０〜８５０℃まで加熱し、１２０〜１８０秒保温し、次いで８０〜１００℃/ｓのレートで４２０±１０℃まで超高速冷却し、４〜６ｍｉｎ保温し、サブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板が得られるステップと、を含む。
【００１１】
前記方法において、保護ガス条件下での製錬原料が金属鉄、金属マンガン、金属アルミニウムおよび金属シリコンである。
【００１２】
前記方法において冷間圧延鋼板の加熱に用いられる急速加熱および保温の設備は電極式塩浴炉であり、ただし、７５０〜８５０℃まで加熱して保温する時に用いられる加熱媒体がＮａＣｌであり、４２０℃まで冷却して保温する時に用いられる加熱媒体がＫＮＯ３とＮａＮＯ２であり、ＫＮＯ３とＮａＮＯ２との質量比が５５:４５である。
【００１３】
上記した保護ガス条件下で製錬するのは製錬設備を真空度&#8804;１００Ｐａまで真空化し、次いで常圧まで不活性ガスを注入し、その後、製錬を行う。
【００１４】
本発明の原理は、急速加熱条件で、冷間圧延鋼板をサブミクロンサイズの細かいオーステナイト板条を獲得させ、冷間圧延鋼板のベイナイト等温変化温度および保温時間を合理に制御し、安定的な残留オーステナイト組織を獲得してセメンタイトが等温変化過程における析出を防止し、冷間圧延鋼板において形成したオーステナイト組織が室温まで保留することができ、組織におけるＳｉが炭化物の形成を遅らせ、オーステナイトにおける炭素含有量を増加させ、室温まで保留しやすく、オーステナイトに固溶して鋼の強度と硬度を向上させることができ、Ｃ、Ｍｎ、Ａｌはオーステナイトからマルテンサイトへの変換を抑制することができ、オーステナイトを安定させる作用を発揮し、得られたサブミクロンサイズのストリップ状のオーステナイトは変形過程においてマルテンサイトに次第に変換し、転位運動については方向選択性抑制作用を有し、金属を強化する同時に、靱性を向上させることにある。
【００１５】
本発明は、
１．溶錬、連続的圧延によって、かつ急速冷却技術を結合し、合理的なプロセス過程とプロセスパラメータを設定することでサブミクロンオーステナイト板条構成の鋼材料を製造し、非常に高い強度と塑性を有し、伝統方法によって製造した、類似の化学組成、結晶粒サイズの鋼サンプルより明らかに高い。
２．サブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板はサブミクロンレベルのストリップ状のオーステナイト構成を有するため、該組織が変形過程において転位に対する抑制作用に対して方向選択性を有し、該組織がマルテンサイトに次第に変換し、相変化誘起強塑性により、該材料が非常に高い引張強度、よい塑性および優れた耐摩耗性能を有し、この種の高強靱性の薄鋼板は新型軽量化自動車、造船などの新しい技術分野の発展にとっては重要な価値を有する。
３．既存のプロセス条件に対して簡単的に改善し、熱処理および冷却などのパラメータを制御するこでこの種の高強靱性薄鋼板が得られることができるというメリットを有する。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】図１は本発明の実施例１におけるサブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板の透過型電子顕微鏡写真図である。
【図２】図２は本発明の実施例１におけるサブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板の引張変形後の透過型電子顕微鏡写真図である。  図におけるＡがオーステナイトで、Ｂがマルテンサイトで、Ｃがフェライトである。
【図３】図３は本発明の実施例におけるサブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板の真応力ー真歪曲線図であり、図における１が実施例１の製品で、２が実施例２の製品で、３が実施例３の製品である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明の実施例において選択した金属鉄は重量パーセントで、Ｃ ０．００２〜０．００８％、Ｍｎ ０．１〜０．２％、Ａｌ ０．０５〜０．０８％、Ｓｉ ０．０３〜０．０６％含有し、残部がＦｅと不可避的不純物である。
【００１８】
本発明の実施例において選択した金属マンガンは重量パーセントでＣ ０．０７〜０．０９％、Ｆｅ １．１〜２．２％、Ｓｉ ０．０３〜０．０４％含有し、残部がＭｎと不可避的不純物である。
【００１９】
本発明の実施例において選択した金属アルミニウムは重量パーセントでＦｅ ０．１〜０．２％、Ｓｉ ０．０２〜０．０５％、Ｍｎ ０．００１〜０．００２％含有し、残部がＡｌと不可避的不純物である。
【００２０】
本発明の実施例において選択した金属シリコンは重量パーセントでＦｅ ０．１〜０．３％、Ａｌ ０．１〜０．３％含有し、残部がＳｉと不可避的不純物である。
【００２１】
本発明の実施例における超高速冷却に用いられる装置は東北大学圧延技術および連続圧延自動化国家重点実験室によって開発した超高速冷却装置である。
【００２２】
本発明の実施例において保護ガス条件下で製錬するのは製錬設備を真空度&#8804;１００Ｐａまで真空化し、次いで常圧まで不活性ガスを注入し、その後製錬を行い、不活性ガスが窒素またはアルゴンを選択する。
本発明の実施例において製錬に用いられる設備は真空誘導炉である。
【００２３】
本発明の実施例に用いられる冷間圧延設備はΦ４５０型ダブルローラ単方向非同期圧延装置である。
【００２４】
本発明の実施例において冷間圧延鋼板の加熱に用いられる急速加熱および保温の設備は電極式塩浴炉であり、ただし、７５０〜８５０℃まで加熱して保温する時に用いられる加熱媒体がＮａＣｌであり、４２０℃まで冷却して保温する時に用いられる加熱媒体がＫＮＯ３とＮａＮＯ２であり、ＫＮＯ３とＮａＮＯ２との質量比が５５:４５である。
【００２５】
本発明の実施例において薄鋼板性能検出に用いられる設備がＡＧーＸｐｌｕｓ１００ｋＮ型電子万能試験機である。
【００２６】
＜実施例１＞
金属鉄、金属マンガン、金属アルミニウムおよび金属シリコンを選択して原料とし、保護ガス条件下で製錬してインゴットに鋳造し、その組成が重量パーセントでＣ ０．２１％、Ｍｎ １．７％、Ａｌ １．４％、Ｓｉ ０．３％含有し、残部がＦｅと不可避的不純物である。
【００２７】
インゴットを１１５０±１０℃まで加熱して２ｈ保温し、次いで４ステップの熱間圧延を行い、圧延開始温度が１０５０℃で、圧延終了温度が９００℃で、総圧下率が７５％で、熱間圧延が完了した後、５０℃/ｓの速度で７５０±１０℃まで冷却し、０．５ｈ保温し、さらに常温まで水冷し、熱間圧延鋼板が得られる。
【００２８】
熱間圧延鋼板を常温で冷間圧延し、冷間圧延変形量が５５％であり、得られた冷間圧延鋼板の厚さが１．２ｍｍである。
【００２９】
冷間圧延鋼板を１２０℃/ｓのレートで８２０℃まで加熱し、１２０ｓ保温し、次いで９０℃/ｓのレートで４２０±１０℃まで超高速冷却し、５ｍｉｎ保温し、サブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板が得られ、厚さが１．２ｍｍで、引張強度が１１００ＭＰａで、降伏強度が５２０ＭＰａで、伸び率が５３％であり、その微細構造が等軸の結晶粒からなり、結晶粒の粒径が５〜１５ μｍであり、結晶粒におけるストリップ状のオーステナイトが結晶粒総面積の３０％占め、ストリップ状のオーステナイトの平均幅が１２０ｎｍでり、長さが２〜３μｍであり、その微細構造の透過型電子顕微鏡写真が図１に示すようなものであり、引張変形後の透過型電子顕微鏡写真が図２に示すようなものであり、真応力ー真歪曲線が図３に示すようなものである。
【００３０】
該高強靱性薄鋼板の降伏強度は普通の粗結晶マイクロ合金鋼（結晶粒サイズが約１００μｍ）の６倍であり、超微細マイクロ合金鋼（結晶粒サイズが約６μｍ）の降伏強度より〜２００ＭＰａ高く、伸び率が新型ＴＲＩＰ５９０鋼の伸び率より２６％高い。
＜実施例２＞
【００３１】
金属鉄、金属マンガン、金属アルミニウムおよび金属シリコンを原料として選択し、保護ガス条件下で製錬してインゴットに鋳造し、その組成は重量パーセントでＣ ０．１９％、Ｍｎ １．６％、Ａｌ １．５％、Ｓｉ ０．３２％含有し、残部がＦｅと不可避的不純物である。
【００３２】
インゴットを１１５０±１０℃まで加熱して１ｈ保温し、次いで６ステップの熱間圧延を行い、圧延開始温度が１１５０℃で、圧延終了温度が９５０℃で、総圧下率が６０％で、熱間圧延が完了した後、６０℃/ｓの速度で７５０±１０℃まで冷却し、０．８ｈ保温し、さらに常温まで水冷し、熱間圧延鋼板が得られる。
【００３３】
熱間圧延鋼板を常温で冷間圧延し、冷間圧延変形量が５０％であり、得られた冷間圧延鋼板の厚さが１．５ｍｍである。
【００３４】
冷間圧延鋼板を１００℃/ｓのレートで８５０℃まで加熱し、１８０秒保温し、次いで１００℃/ｓのレートで４２０±１０℃まで超高速冷却し、４ｍｉｎ保温し、サブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板が得られ、厚さが１．５ｍｍで、引張強度が１０００ＭＰａで、降伏強度が４７０ＭＰａで、伸び率が４８％であり、その微細構造が等軸の結晶粒からなり、結晶粒の粒径が５〜２０μｍであり、結晶粒におけるストリップ状のオーステナイトが結晶粒総面積の２３％占め、ストリップ状のオーステナイトの平均幅が１５０ｎｍであり、長さが３〜５μｍであり、その真応力ー真歪曲線が図３に示すものである。
【００３５】
平均結晶粒サイズは約５．７μｍ であるＦｅー１．４５Ｍｎー１．２２Ｓｉー０．０３Ａｌー０．１２Ｎｉー０．１２Ｃ ＴＲＩＰ５９０鋼は、その降伏強度が４３０ ＭＰａで、引張強度が約６００ ＭＰａで、伸び率が２３％であり、その降伏強度が前記製品と類似するが、引張強度および塑性が低く、高強度および高靱性に対する要求が高い応用分野には満足できず、その比較的高いＳｉ含有量なので、工業生産過程における表面欠陥を引き起こしやすく、後の亜鉛めっきプロセスを困難にする。
＜実施例３＞
【００３６】
金属鉄、金属マンガン、金属アルミニウムおよび金属シリコンを原料として、保護ガス条件下で製錬してインゴットに鋳造し、その組成が重量パーセントでＣ ０．１７％、Ｍｎ １．３％、Ａｌ １．６％、Ｓｉ ０．２８％含有し、残部がＦｅと不可避的不純物である。
【００３７】
インゴットを１１５０±１０℃まで加熱して３ｈ保温し、次いで６ステップの熱間圧延を行い、圧延開始温度が１１００℃で、圧延終了温度が９３０℃で、総圧下率が７０％であり、熱間圧延が完了した後に３０℃/ｓの速度で７５０±１０℃まで冷却し、１ｈ保温し、さらに常温まで水冷し、熱間圧延鋼板が得られる。
【００３８】
熱間圧延鋼板を常温で冷間圧延し、冷間圧延変形量が４０％であり、得られた冷間圧延鋼板の厚さが２．０ｍｍである。
【００３９】
冷間圧延鋼板を８０℃/ｓのレートで７５０℃まで加熱し、１５０ｓ保温し、次いで８０℃/ｓのレートで４２０±１０℃まで超高速冷却し、６ｍｉｎ保温し、サブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板が得られ、厚さが２．０ｍｍで、引張強度が８００ＭＰａで、降伏強度が４５０ＭＰａで、伸び率が４２％であり、その微細構造が等軸の結晶粒からなり、結晶粒の粒径が５〜１０ μｍであり、結晶粒におけるストリップ状のオーステナイトが結晶粒総面積の１５％占め、ストリップ状のオーステナイトの平均幅が３００ｎｍで、長さが５〜８μｍであり、その真応力ー真歪曲線が図３に示すものである。
【００４０】
韓国のＴＲＩＰ５９０鋼の引張強度が８５０ ＭＰａで、塑性が比較的低く、伸び率がただ２０％であり、前記方法によって製造した材料は、強度、塑性およびエネルギー吸収能力に対する要求が高い分野において明らかな利点を有する。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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