(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ニッケル（Ｎｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、炭素（Ｃ）および残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物からなる鉄合金であって、
Ｆｅ、ＮｉおよびＡｌは、平均価電子濃度（ｅ／ａ）が７．５〜８．１となる組成範囲内にあり、
Ｃは、全体を１００原子％（以下「％」という。）としたときに０．８〜４％であり、
オーステナイト組織および冷間加工組織からなることを特徴とする鉄合金。
【請求項２】
全体を１００％としたときに、
Ｎｉ：１８〜２５％、
Ａｌ：４〜１９％、
である請求項１に記載の鉄合金。
【請求項３】
Ｆｅ、ＮｉおよびＡｌからなる金属間化合物を含む請求項１または２に記載の鉄合金。
【請求項４】
前記冷間加工組織は、相当ひずみを１．５以上有する請求項１〜３のいずれかに記載の鉄合金。
【請求項５】
前記冷間加工組織は、層状オーステナイト組織である請求項１〜４のいずれかに記載の鉄合金。
【請求項６】
最大引張強さ（ＵＴＳ：ＭＰａ）と延性（ＥＬ：％）の積で表される強度延性バランス指標値（ＭＰａ％）が３５０００ＭＰａ％以上である請求項１〜５のいずれかに記載の鉄合金。
【請求項７】
前記最大引張強さが１７００ＭＰａ以上である請求項６に記載の鉄合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度で高延性な鉄合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
構造部材の多くは鉄系材料により形成されている。鉄系材料は、その仕様に応じて、成分が調整され、適当な熱処理や加工等が施されることにより、所望の強度や延性を発揮する。もっとも鉄系材料（特に鉄鋼材料）は、通常、強度と延性が背反関係にあり、両者を高次元で両立させものは殆どなかった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２００３−２６８５０１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
例えば、高強度な鉄系材料として周知のマルエージング鋼（Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｍｏ−Ｔｉ系合金）は、加工と熱処理を加えることにより、２０００ＭＰａを超える高強度（最大引張強さ：ＵＴＳ）を発揮する。しかし、その場合の延性（塑性変形能）は１０％以下に過ぎない。延性を２０％以上にするためには、強度を１５００ＭＰａ程度まで低下させなければならない。マルエージング鋼の場合、熱処理してできた微細析出物による転位運動抑制効果を利用して高強度化を図っている。これに強加工を加えると、転位が集積して微視的な亀裂が生じ、それが巨視的な亀裂へと成長して、破壊し易くなるため、延性の低下は避けがたかった。このように従来の高強度材では、強度が向上するにつれて、延性が低下する傾向にあった。
【０００５】
また特許文献１には、Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金からなる形状記憶合金が開示されている。形状記憶合金は、一般的に変態点以上で形状回復や超弾性を生じ、高延性を発揮する。しかし、その強度は必ずしも高くない。実際、特許文献１にあるＦｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金でも、マルテンサイト組織を得る溶体化処理後の引張強さが、高々７００ＭＰａ程度に留まっている。
【０００６】
なお、特許文献１には、１質量％以下のＣを含有させることにより、Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ系合金のＭｓが低下し、Ｎｉ量を低減させつつ形状記憶特性を向上させ得る旨が記載されている。しかし、そのような実施例は特許文献１に全く開示されておらず、Ｃ量と強度および延性との関係についても何ら言及されていない。
【０００７】
本発明はこのような事情に鑑みて為されたものであり、従来の鉄系材料とは異なる成分組成からなり、従来の鉄系材料では到達し得なかった高強度と高延性を両立させ得る鉄合金を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究し、試行錯誤を重ねた結果、Ｆｅ、Ｎｉ、ＡｌおよびＣを特定の組成範囲に調整した素材に、適切な熱処理や加工を施すことにより、従来の鉄系材料とは格段に異なる高い強度および延性を発揮する鉄合金を得ることに成功した。この成果を発展させることにより、以降に述べる本発明を完成するに至った。
【０００９】
《鉄合金》
（１）本発明の鉄合金は、ニッケル（Ｎｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、炭素（Ｃ）および残部が鉄（Ｆｅ）と不可避不純物からなる鉄合金であって、Ｆｅ、ＮｉおよびＡｌは、平均価電子濃度（ｅ／ａ）が７．５〜８．１となる組成範囲内にあり、Ｃは、全体を１００原子％（以下「％」という。）としたときに０．８〜４％であり、オーステナイト組織および冷間加工組織からなることを特徴とする。
【００１０】
（２）本発明の鉄合金によれば、従来の鉄系材料では不可能であった高強度および高延性の両立が可能となる。もっとも本発明の鉄合金が、何故、そのような高強度および高延性を発揮するのかは必ずしも定かではない。本発明者は、現在も、その理由を鋭意解明中である。いずれにしても、そのような高強度および高延性は、Ｆｅ、Ｎｉ、ＡｌおよびＣの必須元素が上述したように狭い組成範囲内にある鉄合金に生じる特異な現象であると考えられる。
【００１１】
《鉄合金の製造方法》
本発明の鉄合金は、その製造方法、加工の程度、熱処理の条件、形態等を問わない。例えば、本発明の鉄合金は、溶製材でも焼結材でもよいし、それらからなる素材に適当な熱処理や加工等が施された中間品でも最終品でもよい。要求仕様に応じて、組成、加工、熱処理等が適宜調整され、それにより所望する高強度および高延性な鉄合金（部材）が得られる。
【００１２】
《その他》
（１）特に断らない限り本明細書でいう「ｘ〜ｙ」は下限値ｘおよび上限値ｙを含む。本明細書に記載した種々の数値または数値範囲に含まれる任意の数値を新たな下限値または上限値として、「ａ〜ｂ」のような範囲を新設し得る。
【００１３】
（２）本発明の鉄合金は、その高強度および高延性が阻害されない範囲で、上述した必須元素（Ｆｅ、Ｎｉ、ＡｌおよびＣ）以外の元素を微量含み得る。例えば、鉄合金は、その特性を改善する元素として、不可避不純物とは別にＨ、Ｏ、Ｓｉ、Ｎ等を微量含み得る。なお、不可避不純物は、原料中に含まれる不純物や各工程時に混入等する不純物などであり、コスト的または技術的な理由等により除去困難な元素である。不可避不純物は通常微量であるが、その具体的な元素や含有量は問わない。
【００１４】
（３）本発明でいう「鉄合金」は、その形態を問わず、例えば、素材（鋳塊、スラブ、ビレット、焼結体、圧延品、鍛造品、線材、棒材、角材、板材、箔材、繊維、織物等）であっても、その加工品（例えば、中間加工品、最終製品等）であっても良い。
【００１５】
（４）本明細書でいう「強度」は、試験片の引張試験により求まる引張破断強さまたは最大引張強さ（ＵＴＳ）により指標される。また「延性」は、同引張試験により求まる破断伸び（ＥＬ）により指標される。また均一伸びも指標の一つである。均一伸びは、塑性不安定が生じるまでの伸びである。塑性不安定条件は、ｄσｔ／ｄεｔ ≦ εｔ （σｔ：真応力、εｔ：真ひずみ）で表されるくびれ開始の条件である。本発明の鉄合金が発揮する強度や延性は、その組成、熱処理、加工履歴等により変化するため、一概に特定することはできない。敢えていうならば、強度は１７００ＭＰａ以上、１８００ＭＰａ以上さらには１９００ＭＰａ以上であると好ましい。また延性は、２０％以上、２４％以上、さらには２８％以上であると好ましい。均一伸びでは、２０％以上、２２％以上さらには２５％以上であると好ましい。
【００１６】
さらに本発明の鉄合金は、強度および延性のいずれか一方ではなく、それらが共に優れる点に大きな特徴を有する。これは、上述した強度（ＵＴＳ）と延性（ＥＬ）の積である強度延性バランス指標値（ＵＴＳ・ＥＬ）により指標される。これも一概には特定できないが、敢えていうならば、強度延性バランス指標値は３５０００ＭＰａ％以上、４００００ＭＰａ％以上さらには４５０００ＭＰａ％であると好ましい。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】試料Ｎｏ．６の引張試験により得られた公称応力−公称ひずみ線図である。
【図２】試料Ｎｏ．６の引張試験により得られた真応力（σｔ）−真ひずみ（εｔ）線図とｄσｔ／ｄεｔ−εｔ線図である。
【図３】試料Ｎｏ．６の金属組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図４】本発明に係る平均価電子濃度により規定される組成範囲の説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本明細書で説明する内容は、本発明の鉄合金のみならず、その製造方法にも該当し得る。製造方法に関する構成要素は、プロダクトバイプロセスとして理解すれば物に関する構成要素ともなり得る。そして上述した本発明の構成要素に、本明細書中から任意に選択した一つまたは二つ以上の構成要素を付加し得る。いずれの実施形態が最良であるか否かは、対象、要求性能等によって異なる。
【００１９】
《鉄合金の組成》
（１）平均価電子濃度（ｅ／ａ）
本発明に係る平均価電子濃度（以下、単に「ｅ／ａ」という。）により、高強度および高延性を発揮し得る本発明の鉄合金を構成する必須金属元素（Ｆｅ、ＮｉおよびＡｌ）の組成範囲を規定できる理由は次のように考えられる。ＦＣＣ構造の相安定はｅ／ａに依存する。ｅ／ａは合金元素の価電子を組成で平均化したものであり、相安定と密接な関係にある。後述の適正範囲内において、冷間加工後に高強度化・高延性化に適した相安定性が得られる。
【００２０】
ｅ／ａが最適範囲に対して過小になっても過大になっても、鉄合金の高強度と高延性は両立され難くなる。具体的には、ｅ／ａは７．５〜８．１さらには７．８５〜８．０５であると好ましい。後述するように、ｅ／ａがこのような範囲となる鉄合金の組成範囲は相当狭い範囲である。
【００２１】
ｅ／ａで用いる価数電子数は、最外殻電子（当該元素よりも原子番号が小さい最初の希ガス原子（２Ｈｅ、１０Ｎｅ、１８Ａｒ等）の電子軌道より外側の軌道を回る電子）の数である。本明細書では、典型元素のみならず遷移金属についても同様に扱うため、必須金属元素の一原子あたりの価数電子数は次のようになる。
【００２２】
２６Ｆｅは、電子配置が［Ａｒ］３ｄ６  ４ｓ２ であるから、その価数電子数は一原子あたり８となる。同様に２８Ｎｉは、電子配置が［Ａｒ］３ｄ８  ４ｓ２  であるから、その価数電子数は一原子あたり１０となり、１３Ａｌは 電子配置が［Ｎｅ］３ｓ２  ３Ｐ１ であるから、その価数電子数は一原子あたり３となる。
【００２３】
ここで、鉄合金を構成する総原子数に対する必須金属元素の各原子数の割合をそれぞれ、Ｎｉ：ｘ、Ａｌ：ｙ、Ｆｅ：ｚとする（０＜ｘ、ｙ、ｚ＜１）と、ｅ／ａ＝１０ｘ＋３ｙ＋８ｚとなる。ここで、鉄合金に含まれるＣの原子割合をｃとし、鉄合金がＦｅ、Ｎｉ、ＡｌおよびＣの４元素のみからなるとすると、ｚ＝１−ｃ−ｘ−ｙとなり、ｅ／ａ＝２ｘ−５ｙ＋８−８ｃとなる。
【００２４】
α≦ｅ／ａ≦βとすると、α−８＋８ｃ≦２ｘ−５ｙ≦β−８＋８ｃとなる。また本発明は鉄合金に関するものであるから、０．５≦ｚ（つまりｘ＋ｙ≦０．５−ｃ）とすると、ＮｉおよびＡｌの組成範囲は、図４に示す斜線範囲となる。
【００２５】
本発明の場合、α＝７．５、β＝８．１、ｃ：０．００８〜０．０４であることを考慮すると、上記の斜線部分が実質的に非常に狭い特異な範囲であることがわかる。
【００２６】
（２）Ｃ量
Ｃは、鉄合金の固溶元素であり鉄合金の強度向上に寄与する。その含有量（固溶限）は上記のｅ／ａにより変化するが、鉄合金全体を１００％としたときに０．８〜４％さらには１〜２％であると好ましい。Ｃが過少では効果が乏しく、Ｃが過多になると延性が低下して好ましくない。
【００２７】
なお、質量％でいうと、Ｃ量は０．１〜１質量％、０．１５〜０．８質量％さらには０．２〜０．７質量％であると好ましい。
【００２８】
（３）Ｎｉ量
Ｎｉは、鉄合金中においてＦＣＣ構造をもつ相を安定化させる元素である。その含有量はｅ／ａにより規定されるが、敢えていうと、鉄合金全体を１００％としたときに１８〜２５％、１９〜２４％さらには２０〜２３％であると好ましい。Ｎｉが過少では効果が乏しく、Ｎｉが過多になると冷間加工により高強度化に適した相安定性が得られなくなり好ましくない。
【００２９】
なお、質量％でいうと、Ｎｉ量は２０〜２８質量％、２１〜２７質量％さらには２２．５〜２６．５質量％であると好ましい。
【００３０】
（４）Ａｌ量
Ａｌは、鉄合金中においてＦＣＣ構造をもつ相を安定化させる元素である。その含有量はｅ／ａにより規定されるが、敢えていうと、鉄合金全体を１００％としたときに４〜１９％、５〜１５％さらには６〜１２％であると好ましい。Ａｌが過少では効果が乏しく、Ａｌが過多になると冷間加工により高強度化に適した相安定性が得られなくなり好ましくない。
【００３１】
なお、質量％でいうと、Ａｌ量は２〜１２質量％、２．５〜１１質量％さらには３〜１０．５質量％であると好ましい。
【００３２】
（５）全体組成
上述した組成をまとめると、鉄合金は、全体を１００原子％としたとき、Ｎｉ：１８〜２５％、Ａｌ：４〜１９％、Ｃ：０．８〜４％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であると好ましい。また鉄合金は、全体を１００質量％としたとき、Ｎｉ：２０〜２８質量％、Ａｌ：２〜１２質量％、Ｃ：０．１〜１質量％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であると好ましい。
【００３３】
《鉄合金の組織》
（１）オーステナイト組織
本発明の鉄合金は、温度により変態し得るが、常温域でオーステナイト組織からなり、高強度および高延性を発揮する。このオーステナイト組織中に、Ｃは固溶状態となっていると好ましいが、ナノ炭化物として存在しても良い。またＦｅ、ＮｉおよびＡｌの一部は、そのオーステナイト組織中において金属間化合物を形成していてもよい。この金属間化合物は塑性不安定性を抑制する第二相として機能し、本発明の鉄合金の高強度および高延性に寄与する。
【００３４】
（２）冷間加工組織
本発明の鉄合金は、冷間加工組織からなると、高次元で両立した強度および延性を発揮する。冷間加工の具体的な加工温度、加工方法、加工程度等は問わない。一般的に、冷間加工は、再結晶温度未満でなされる塑性加工であり、再結晶温度以上でなされる塑性加工である熱間加工とは区別される。もっとも本発明に係る冷間加工は、通常は室温域で行われる。
【００３５】
冷間加工は、周知の方法でなされ、例えば、スウェージング加工、圧延加工、鍛造加工等によりなされる。冷間加工は、高強度・高延性な素材を製造するためになされても、最終的な製品を製造するためになされてもよい。
【００３６】
冷間加工の程度は、鉄合金の塑性変形により導入される相当（塑性）ひずみが１．５以上、３以上さらには４以上となると好ましい。なお、相当ひずみは、３軸応力状態において鉄合金に生じる各向の塑性ひずみを、単軸応力状態の塑性ひずみに換算して評価したものである。本明細書に係る相当ひずみは、フォン・ミーゼスの降伏条件に基づき算出される。
【００３７】
上述したことから、本発明の鉄合金は、オーステナイト組織かつ冷間加工組織であるときに高強度および高延性を発揮する。従って本発明の鉄合金の組織は、例えば、集合組織である層状オーステナイト組織であると好ましい。ここでいう「層状」とは、鉄合金の鋳塊を構成する結晶粒等が冷間加工されて形成される。具体的には、加工によって形成された微細な結晶粒の集合体として特定される。その結晶粒の平均粒径は１μｍ以下さらには２００ｎｍ以下であると好ましい。このときの平均粒径は、ＴＥＭ写真（１０万倍）の観察結果を画像処理して求めることができる。
【００３８】
《鉄合金の製造方法》
（１）素材
本発明の鉄合金に係る素材は、溶解、鋳造を経る溶製法、金属粉末（原料粉末）を焼結させる焼結法等、いずれの方法で製造されても良い。溶製法は、例えば、アーク溶解法、プラズマ溶解法、インダクションスカル法、浮遊溶解法等がある。焼結法には、原料粉末を成形用金型に充填し（充填工程）、それを加圧成形して得た粉末成形体を（成形工程）、加熱して焼結（焼結工程）させる通常の焼結法の他、ＣＩＰ法（冷間静水圧成形法）またはＲＩＰ法（ゴム型静水圧成形法）により成形した粉末成形体を焼結させたり、ＨＩＰ法（熱間静水圧成形法）により金属粉末を成形焼結させる方法等を用いることができる。
【００３９】
（２）熱間加工
溶製材等からなる素材に、前述した冷間加工を施す前に、熱間加工を施してもよい。熱間加工は、冷間加工前の組成、組織の均質化のために行う。この熱間加工も、その具体的な加工温度、加工方法、加工程度等は問わない。熱間加工は、前述したように、再結晶温度以上でなされる塑性加工であるが、本発明に係る熱間加工は、鉄合金が安定したオーステナイト相となる温度（例えば１１００℃）以上で加工されると好ましい。
【００４０】
熱間加工も、スウェージング加工、圧延加工、鍛造加工等により行える。熱間加工は鉄合金の安定したオーステナイト相となる温度でなされると好ましい。
【００４１】
（３）熱処理
溶製材等からなる素材に、前述した冷間加工を施す前に、熱処理を施してもよい。熱処理には、例えば、均質化処理、溶体化処理（焼入れ）、焼戻し、時効処理などがある。鉄合金が、高強度および高延性を安定して発現するように、加熱温度、加熱時間さらには加熱後の冷却速度等は、適宜調整される。処理温度は１０５０〜１２００℃さらには１１００〜１１５０℃で、６０〜１４４０分加熱した後、１００℃／秒以上で冷却すると好ましい。
【００４２】
なお、冷間加工後に熱間加工および熱処理を行うと、その冷間加工により鉄合金内に導入された塑性ひずみが加熱により喪失される。このため冷間加工を行う場合は、少なくとも熱間加工や熱処理の後に冷間加工を行うと好ましい。
【００４３】
《鉄合金の用途》
本発明の鉄合金は、高強度および高延性であるから、各種の構造部材に用いることができる。また本発明の鉄合金は、高延性であり、強加工がなされても割れ等を生じないため、塑性加工品に好適である。
【００４４】
具体的にいうと、本発明の鉄合金は、各種構造部材、高強度ボルト、シール材、弾性材（スプリング、ダイアフラム、トーションバー等）、補強材、動力伝動用ベルト材、各種ワイヤ類、装飾品、自動車部品、スポーツ用品、燃料電池部品、航空機器、宇宙船および人工衛星等の各種部材、原子炉用部品、核融合炉用部品等、各種分野の各種製品に利用することができる。
【実施例】
【００４５】
実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
【００４６】
《試料の製造》
（１）鋳造工程
原料となる母合金として、市販されている純鉄、Ｆｅ−４．３％Ｃ合金（単位：質量％、以下同様）、Ａｌ−１０％Ｆｅ合金を用意した。これらをアルゴン雰囲気下で溶解した。得られた溶湯を金型に注湯して凝固させた（冷却速度：５０℃／秒）。こうして表１に示す各組成からなるφ５０×１５０ｍｍの鋳塊を得た。表１に示した組成値は分析値であり、残部は鉄と不純物である。また表１には、質量％で表示した組成値と原子％で表示した両方を示した。なお、組成分析は、Ｆｅ、Ｎｉ、Ａｌについては誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分析法により、Ｃについては酸素中燃焼−赤外線吸収法により行った。
【００４７】
（２）熱間加工工程
得られた各鋳塊に、熱間鍛造加工を施した。具体的には、予め１１５０℃に加熱しておいたガス炉へ鋳塊を入れて十分に加熱保持した。この加熱した鋳塊を大気中で鍛造して、φ５０ｍｍ→φ１５ｍｍとした。この際、タップ径を１２回に分けて変化させ、その都度、上記の加熱と鍛造を繰り返し行った。そして１２回目の鍛造後に空冷して、鍛造片を得た。
【００４８】
（３）熱処理工程
得られた各鍛造片を加熱炉内にいれて、１１００℃×２４時間の均質化処理を施した。これに続いて、加熱された鍛造片を水冷した。こうして均質化処理および水焼入れされた熱処理片を得た。
【００４９】
（４）冷間加工工程
得られた熱処理片から切り出したφ１１×１３０ｍｍの棒材に、冷間加工を施した。具体的には、各棒材に、室温で、冷間スウェージング加工を施して、φ１１ｍｍ→φ４ｍｍとした。この際、ダイス径を１０回に分けて変化させた。こうして得られた各冷間加工片を機械加工して、平行部φ２．４ｍｍ×１４ｍｍ、全長４０ｍｍの試験片を製造した。ちなみに、この試験片に導入された相当ひずみは、既述した方法で算出すると２．０となる。
【００５０】
《測定・観察》
（１）引張試験
上記の各試験片を用いて引張試験を行った。引張試験は、ひずみ速度：５×１０−４／ｓ、室温、大気中で、株式会社島津製作所製オートグラフを用いて行った。各試験片の平行部のゲージ長さは１０ｍｍとした。
【００５１】
引張試験から得られた公称応力−公称ひずみ線図に基づき求めた各試験片の最大引張強さ（ＵＴＳ）と延性（ＥＬ）を表１にそれぞれ示した。最大引張強さは、公称応力−公称ひずみ線図上に現れた引張強さの最大値（ＭＰａ）とし、延性は株式会社島津製作所製オートグラフのビデオ伸び計の測定値を公称応力−公称ひずみ線上に現し、伸び値を測定した。なお、ビデオ伸び計の感度は±３μｍである。一例である試料Ｎｏ．６に係る公称応力−公称ひずみ線図を図１に、真応力（σｔ）−真ひずみ（εｔ）線図とｄσｔ／ｄεｔ−εｔ線図を図２に併せて示した。
【００５２】
（２）金属組織
試料Ｎｏ．６に係る冷間加工片の金属組織を光学顕微鏡で観察した。その顕微鏡写真を図３に示した。
【００５３】
《評価》
（１）強度および延性
表１および図１からわかるように、本発明に係る組成範囲にある鉄合金は、高強度であると共に高延性であることがわかる。逆に、組成範囲、特に平均価電子濃度が本発明に係る範囲から逸脱すると、強度および延性が共に急減することがわかる。これは、最大引張強さ（ＵＴＳ）と延性（ＥＬ）の積である強度延性バランス指標値（ＵＴＳ＊ＥＬ）が、本発明に係る試料では非常に大きいが、それ以外の試料では小さいことからもわかる。
【００５４】
（２）金属組織
図３からわかるように、本発明に係る組成範囲にある鉄合金（試料Ｎｏ．６）は、層状組織となっている。この組織がオーステナイト（γ）組織であることはＸ線回折実験（ＸＲＤ）により確認している。
【００５５】
【表１】
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【図１】
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【図２】
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【図４】
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【図３】
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