CN113025789A - 一种无间隙原子钢退火板的生产方法及轧后冷却系统 - Google Patents

一种无间隙原子钢退火板的生产方法及轧后冷却系统 Download PDF

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Abstract

本发明具体涉及无间隙原子钢退火板的生产方法及轧后冷却系统，属于金属材料加工领域，方法包括：获得无间隙原子钢铸坯；将所述铸坯依次进行加热、热轧、冷却和卷取，获得热轧板；所述加热的温度为1230‑1270℃，所述精轧的出口温度为885‑925℃，所述冷却中，以≥50℃/s的速度冷却至730‑790℃，所述卷取的温度为650‑690℃。通过细化连退板铁素体晶粒尺寸的方法优化无间隙原子钢退火板的平面各向异性，避免了现有技术中调整织构容易影响无间隙原子钢退火板成形性能的问题。

Description

一种无间隙原子钢退火板的生产方法及轧后冷却系统
技术领域
本发明属于金属材料加工领域，具体涉及无间隙原子钢退火板的生产方法及轧后冷却系统。
背景技术
无间隙原子钢退火板IF钢，Interstitial Free Steel被广泛应用于家电及汽车工业，尤其是应用在深冲汽车零部件。无间隙原子钢退火板的塑性应变比r代表了IF钢在深冲过程中抵抗厚度方向变形的能力。不同方向上的r值不同，会导致深冲过程中在不同方向上材料的收缩比不同，深冲后会出现制耳现象，影响零件的成形精度，损伤模具和设备。因此，本领域亟需一种生产方法能降低IF钢的Δr值，改善IF钢平面各向异性。
现有的IF钢连退板的生产工艺流程为：铁水预处理→转炉→RH精炼→板坯浇注→钢坯精整→板坯加热→粗轧→精轧→卷取→开卷→焊接→酸洗→冷轧→卷取→开卷→焊接→清洗→退火→平整→拉矫→钝化→涂油→卷取。其中，热轧精轧后一般采用层流冷却将钢板冷却到卷取温度，冷却速度较慢，使奥氏体-铁素体相变后铁素体晶粒充分长大，热轧板铁素体晶粒尺寸较大，并遗传到连退板，使连退板的铁素体晶粒尺寸较大，影响IF钢平面各向异性。
发明内容
鉴于上述问题，提出了本发明以便提供一种克服上述问题或者至少部分地解决上述问题的无间隙原子钢退火板的生产方法及轧后冷却系统。
本发明实施例提供一种无间隙原子钢退火板的生产方法，所述方法包括：
获得无间隙原子钢铸坯；
将所述铸坯依次进行加热、热轧、冷却和卷取，获得热轧板；
所述加热的温度为1230-1270℃，
所述精轧的出口温度为885-925℃，
所述冷却中，以≥50℃/s的速度冷却至730-790℃，
所述卷取的温度为650-690℃。
可选的，所述加热的温度为1240-1260℃，
所述精轧的出口温度为895-915℃，
所述冷却中，以≥60℃/s的速度冷却至740-780℃，
所述卷取的温度为660-680℃。
可选的，所述无间隙原子钢铸坯按质量分数的化学成分如下：
C：0.0005-0.0020％，Si：0.01-0.03％，Mn：0.14-0.22％，P：0.005-0.013％，S≤0.015％，Alt：0.04-0.08％，Ti：0.03-0.045％，N≤0.003％，余量为Fe和不可避免杂质。
可选的，所述精轧中，采用6道次进行轧制，控制带钢速度为6-12m/s，控制精轧总变形量为88-92％。
可选的，在获得热轧板后，所述方法还包括：
对所述热轧板进行冷轧，获得冷轧板；
对所述冷轧板进行退火和平整，获得无间隙原子钢退火板；
所述退火的温度为830-850℃，
所述平整的延伸率为0.6-0.8％。
可选的，所述冷轧中，控制冷轧压下率为75-80％，获得0.7-0.8mm的冷轧板。
可选的，所述退火中，采用连续退火工艺，控制带钢速度为80-180m/s，均热结束后控制冷却速度为4-10℃/s。
基于同一发明构思，本发明实施例还提供一种轧后冷却系统，所述系统包括：
第一冷却控制单元，用于控制热轧后冷却的冷却速度和终冷温度；
第二冷却控制单元，用于控制卷取温度。
本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：
本发明实施例提供的无间隙原子钢退火板的生产方法，包括：获得无间隙原子钢铸坯；将所述铸坯依次进行加热、热轧、轧后冷却和卷取，获得热轧板；所述加热的温度为1200-1300℃，所述热轧包括粗轧和精轧，所述精轧的出口温度为850-950℃，所述轧后冷却中，以≥50℃/s的速度冷却至700-810℃，所述卷取的温度为620-720℃。将加热的温度控制在1200-1300℃，是为了使大部分S与Ti结合为TiS；将精轧的出口温度控制在850-950℃，采用较低的精轧温度，是为了保证精轧过程在奥氏体未再结晶区轧制，使奥氏体晶粒形变储能被累积；热轧精轧后，以≥50℃较快的冷却速度到达700-810℃的终冷温度，将无间隙原子钢在奥氏体未再结晶区精轧之后，快速冷却到Ar3温度以下，使铁素体晶粒形核之后来不及长大，可在奥氏体一铁素体相变时得到较小的铁素体晶粒；冷却后采用为620-720℃的温度进行卷取，采用较低的卷取温度，是为了使组织均匀的同时尽量抑制铁素体晶粒长大，而细小的铁素体晶粒可以遗传到连退板，使平面各向异性得到改善。通过细化连退板铁素体晶粒尺寸的方法优化无间隙原子钢退火板的平面各向异性，避免了现有技术中调整织构容易影响无间隙原子钢退火板成形性能的问题。
上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的技术手段，而可依照说明书的内容予以实施，并且为了让本发明的上述和其它目的、特征和优点能够更明显易懂，以下特举本发明的具体实施方式。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。
图1是本发明的实施例1中无间隙原子钢退火板的生产方法流程示意图。
具体实施方式
下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。
在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。
除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。
本申请实施例的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：
如图1所示，本发明实施例提供一种无间隙原子钢退火板的生产方法，所述方法包括：
S1、获得无间隙原子钢铸坯；
可选的，所述无间隙原子钢铸坯按质量分数的化学成分如下：
C：0.0005-0.0020％，Si：0.01-0.03％，Mn：0.14-0.22％，P：0.005-0.013％，S≤0.015％，Alt：0.04-0.08％，Ti：0.03-0.045％，N≤0.003％，余量为Fe和不可避免杂质；
优选的，C：0.0005-0.0015％，S：0.008-0.012％，Ti：0.03-0.055％，N：0.001-0.002％。
各元素的作用如下：
C的作用在于：提高钢的屈服和抗拉强度，控制C的质量分数为0.0005-0.0020％的原因在于：控制钢的强度的同时降低钢的时效敏感性，并使连退板具有良好的深冲性能；
Si的作用在于：作为还原剂和脱氧剂，并提高钢的屈服强度和抗拉强度，控制Si的质量分数为0.01-0.03％的原因在于：控制钢的强度的同时使连退板具有良好的深冲性能；
Mn的作用在于：作为脱氧剂和脱硫剂，控制Mn的质量分数为0.14-0.22％的原因在于：控制钢的强度的同时使连退板具有良好的深冲性能；
P的作用在于：具有固溶强化作用，但是会增加钢的冷脆性，控制P的质量分数为0.005-0.013％的原因在于：控制连退板的强度的同时使其具有良好的二次加工性能；
S的作用在于：在无间隙原子钢中与Ti形成TiS，过量S使钢产生热脆性；控制S的质量分数为≤0.015％的原因在于：不使连退板中形成大量TiS夹杂而影响深冲性能；
Alt的作用在于：是钢中的脱氧剂，控制Alt的质量分数为0.04-0.08％的原因在于：不使过量Al影响连退板的深冲性能；
Ti的作用在于：固定钢中的C、N，改善时效敏感性提高钢的深冲性能，控制Ti的质量分数为0.03-0.055％的原因在于：使C和N完全析出并且形成一定量的TiC析出物，细化铁素体晶粒；
N的作用在于：为钢中残余元素，增加时效敏感性，控制N的质量分数为≤0.003％的原因在于：降低连退板的时效敏感性，减少Ti的消耗。
S2、将所述铸坯依次进行加热、热轧、冷却和卷取，获得热轧板；
所述加热的温度为1230-1270℃，
所述精轧的出口温度为885-925℃，
所述冷却中，以≥50℃/s的速度冷却至730-790℃，
所述卷取的温度为650-690℃。
优选的，所述加热的温度为1240-1260℃，
所述精轧的出口温度为895-915℃，
所述冷却中，以≥60℃/s的速度冷却至740-780℃，
所述卷取的温度为660-680℃。
可选的，所述精轧中，采用6道次进行轧制，控制带钢速度为6-12m/s，控制精轧总变形量为88-92％。
采用6道次进行精轧的原因在于：在满足总变形量的情况下，使带钢实现均匀变形；
控制精轧轧制速度在上述范围的原因在于：使带钢保持良好的板形，并且使精轧出口温度可以控制在一定范围内；
控制精轧总变形量在上述范围的原因在于：使带钢组织均匀，避免产生粗大晶粒。
S3、对所述热轧板进行冷轧，获得冷轧板；
可选的，所述冷轧中，控制冷轧压下率为75-80％，优选为77-79％，获得0.7-0.8mm的冷轧板。
控制冷轧压下率在上述范围的原因在于：冷轧过程中采用适当的压下率，避免产生大量轧制织构影响连退板的平面各相异性；
控制冷轧压下率冷轧板厚度在上述范围的原因在于：使铁素体充分变形，为后续的再结晶退火储备足够的驱动力；
S4、对所述冷轧板进行退火和平整，获得无间隙原子钢退火板；
所述退火的温度为830-850℃，优选为835-845℃，
所述平整的延伸率为0.6-0.8％。
控制退火的温度在上述范围的原因在于：使冷轧后拉长的铁素体晶粒充分发生再结晶；
控制平整的延伸率在上述范围的原因在于：平整过程中，采用较低的平整延伸率，避免产生轧制织构影响连退板的各相异性。
可选的，所述退火中，采用连续退火工艺，控制带钢速度为80-180m/s，均热结束后控制冷却速度为4-10℃/s。
采用连续退火工艺的原因在于：改善带钢的加工硬化，获得理想的组织性能；
控制带钢速度在上述范围的原因在于：使冷轧后拉长的铁素体晶粒发生再结晶后不会过分长大而影响连退板的各向异性；
均热结束后控制冷却速度在上述范围的原因在于：保证连退板有良好的板形和深冲性能。
基于同一发明构思，本发明实施例还提供一种轧后冷却系统，所述系统包括：
第一冷却控制单元，用于控制热轧后冷却的冷却速度和终冷温度；
第二冷却控制单元，用于控制卷取温度。
第一冷却控制单元的控制原理在于：通过超快冷系统，使钢板表面迅速冷却；
第二冷却控制单元的控制原理在于：通过层流冷却系统，使钢板表面均匀冷却到卷取温度。
下面将结合实施例、对照例及实验数据对本申请的无间隙原子钢退火板的生产方法进行详细说明。
实施例1
本实施例提供一种无间隙原子钢退火板的生产方法，所述方法包括：
S1、获得无间隙原子钢铸坯；
所述无间隙原子钢铸坯按质量分数的化学成分如下：
C：0.001％，Si：0.02％，Mn：0.018％，P：0.009％，S：0.01％，Alt：0.06％，Ti：0.043％，N：0.0015％，余量为Fe和不可避免杂质；
S2、将所述铸坯依次进行加热、热轧、冷却和卷取，获得热轧板；
加热中，加热的温度为1250℃；
精轧中，采用6道次进行轧制，控制带钢速度为9mm/s，控制精轧总变形量为90％，精轧的出口温度为905℃，
冷却中，以60℃/s的速度冷却至760℃，
卷取的温度为670℃，
S3、对所述热轧板进行冷轧，获得冷轧板；
冷轧中，控制冷轧压下率为78％，获得0.75mm的冷轧板，
S4、对所述冷轧板进行退火和平整，获得无间隙原子钢退火板；
退火中，退火的温度为840℃，采用连退退火工艺，控制带钢速度为130m/s，均热结束后控制冷却速度为7℃/s
平整中，平整的延伸率为0.7％。
实施例2
本实施例提供一种无间隙原子钢退火板的生产方法，所述方法包括：
S1、获得无间隙原子钢铸坯；
所述无间隙原子钢铸坯按质量分数的化学成分如下：
C：0.0015％，Si：0.01％，Mn：0.14％，P：0.005％，S：0.012％，AIt：0.07％，Ti：0.045％，N：0.002％，余量为Fe和不可避免杂质；
S2、将所述铸坯依次进行加热、热轧、冷却和卷取，获得热轧板；
加热中，加热的温度为1240℃；
精轧中，采用6道次进行轧制，控制带钢速度为6mm/s，控制精轧总变形量为88％，精轧的出口温度为895℃；
冷却中，以70℃/s的速度冷却至740℃，
卷取温度为660℃。
S3、对所述热轧板进行冷轧，获得冷轧板；
冷轧中，控制冷轧压下率为78.1％，获得0.8mm的冷轧板；
S4、对所述冷轧板进行退火和平整，获得无间隙原子钢退火板；
退火中，退火的温度为835℃，采用连续退火工艺，控制带钢速度为100m/s，均热结束后控制冷却速度为6℃/s
平整中，平整的延伸率为0.6％。
实施例3
本实施例提供一种无间隙原子钢退火板的生产方法，所述方法包括：
S1、获得无间隙原子钢铸坯；
所述无间隙原子钢铸坯按质量分数的化学成分如下：
C：0.0005％，Si：0.03％，Mn：0.22％，P：0.013％，S：0.008％，Alt：0.04％，Ti：0.03％，N：0.001％，余量为Fe和不可避免杂质；
S2、将所述铸坯依次进行加热、热轧、冷却和卷取，获得热轧板；
加热中，加热的温度为1270℃；
精轧中，采用6道次进行轧制，控制带钢速度为10mm/s，控制精轧总变形量为90％，精轧的出口温度为915℃，
冷却中，以60℃/s的速度冷却至780℃，
卷取的温度为680℃，
S3、对所述热轧板进行冷轧，获得冷轧板；
冷轧中，控制冷轧压下率为77.1％，获得0.8mm的冷轧板，
S4、对所述冷轧板进行退火和平整，获得无间隙原子钢退火板；
退火中，退火的温度为845℃，采用连续退火工艺，控制带钢速度为120h，均热结束后控制冷却速度为6℃/s
平整中，平整的延伸率为0.8％。
实施例4
本实施例提供一种无间隙原子钢退火板的生产方法，所述方法包括：
S1、获得无间隙原子钢铸坯；
所述无间隙原子钢铸坯按质量分数的化学成分如下：
C：0.0005％，Si：0.03％，Mn：0.14％，P：0.005％，S：0.006％，Alt：0.04％，Ti：0.03％，N：0.001％，余量为Fe和不可避免杂质；
S2、将所述铸坯依次进行加热、热轧、冷却和卷取，获得热轧板；
加热中，加热的温度为1230℃；
精轧中，采用6道次进行轧制，控制带钢速度为6mm/s，控制精轧总变形量为88％，精轧的出口温度为885℃，
冷却中，以50℃/s的速度冷却至730℃，
卷取的温度为650℃；
S3、对所述热轧板进行冷轧，获得冷轧板；
冷轧中，控制冷轧压下率为75％，获得0.8mm的冷轧板。
S4、对所述冷轧板进行退火和平整，获得无间隙原子钢退火板；
退火中，退火的温度为830℃，采用连续退火工艺，控制带钢速度为80h，均热结束后控制冷却速度为4℃/s
平整中，平整的延伸率为0.6％。
实施例5
本实施例提供一种无间隙原子钢退火板的生产方法，所述方法包括：
S1、获得无间隙原子钢铸坯；
所述无间隙原子钢铸坯按质量分数的化学成分如下：
C：0.0020％，Si：0.03％，Mn：0.22％，P：0.013％，S：0.015％，Alt：0.08％，Ti：0.055％，N：0.003％，余量为Fe和不可避免杂质；
S2、将所述铸坯依次进行加热、热轧、冷却和卷取，获得热轧板；
加热中，加热的温度为1270℃；
精轧中，采用6道次进行轧制，控制带钢速度为12mm/s，控制精轧总变形量为92％，精轧的出口温度为925℃，
冷却中，以70℃/s的速度冷却至790℃，
卷取的温度为690℃；
S3、对所述热轧板进行冷轧，获得冷轧板；
冷轧中，控制冷轧压下率为80％，获得0.7mm的冷轧板，
S4、对所述冷轧板进行退火和平整，获得无间隙原子钢退火板；
退火中，退火的温度为850℃，采用连续退火工艺，控制带钢速度为180m/s，均热结束后控制冷却速度为10℃/s
平整中，平整的延伸率为0.8％。
对比例1
该对比例与实施例1相比，不同之处在于：
加热的温度为1200℃，
精轧的出口温度为870℃，
冷却中，以40℃/s的速度冷却至710℃，
卷取的温度为630℃。
对比例2
该对比例与实施例1相比，不同之处在于：
加热的温度为1290℃，
精轧的出口温度为950℃，
冷却中，冷却至810℃，
卷取的温度为710℃。
对比例3
该对比例与实施例1相比，不同之处在于：
冷轧中，控制冷轧压下率为70％，控制冷轧板厚度为0.5mm，
退火的温度为810℃，
所述平整的延伸率为0.5％。
对比例4
该对比例与实施例1相比，不同之处在于：
冷轧中，控制冷轧压下率为85％，控制冷轧板厚度为1mm，
退火的温度为870℃，
所述平整的延伸率为0.9％。
相关实验：
将实施例1-5和对比例1-4制得的无间隙原子钢退火板进行性能检测，测试结果如表1所示。
测试方法：依据标准《GBT 228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行测试。
Δr＝(r0+r90)/2-r45
r0：与轧向一致的试样拉伸得到的塑性应变比；
rg0：与轧向垂直的试样拉伸得到的塑性应变比；
r45：与轧向夹角45方向的试样拉伸得到的塑性应变比。
表1
Figure BDA0002938430390000091
Figure BDA0002938430390000101
从表1可以看出，与对比例相比，采用实施例提供的无间隙原子钢连退板生产方法，得到的无间隙原子钢连退板的Δr较低，延伸率A80和横向塑性应变比r值较高，说明采用实施例提供的无间隙原子钢退火板的生产方法，可以优化无间隙原子钢连退板的平面各向异性，同时使连退板具有良好的成形性能。
最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。
尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。
显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。

Claims (8)

1.一种无间隙原子钢退火板的生产方法，其特征在于，所述方法包括：
获得无间隙原子钢铸坯；
将所述铸坯依次进行加热、热轧、冷却和卷取，获得热轧板；
所述加热的温度为1230-1270℃，
所述精轧的出口温度为885-925℃，
所述冷却中，以≥50℃/s的速度冷却至730-790℃，
所述卷取的温度为650-690℃。
2.根据权利要求1所述的一种无间隙原子钢退火板的生产方法，其特征在于，所述加热的温度为1240-1260℃，
所述精轧的出口温度为895-915℃，
所述冷却中，以≥60℃/s的速度冷却至740-780℃，
所述卷取的温度为660-680℃。
3.根据权利要求1或2所述的一种无间隙原子钢退火板的生产方法，其特征在于，所述无间隙原子钢铸坯按质量分数的化学成分如下：
C：0.0005-0.0020％，Si：0.01-0.03％，Mn：0.14-0.22％，P：0.005-0.013％，S≤0.015％，Alt：0.04-0.08％，Ti：0.03-0.045％，N≤0.003％，余量为Fe和不可避免杂质。
4.根据权利要求1或2所述的一种无间隙原子钢退火板的生产方法，其特征在于，所述精轧中，采用6道次进行轧制，控制带钢速度为6-12m/s，控制精轧总变形量为88-92％。
5.根据权利要求1或2所述的一种无间隙原子钢退火板的生产方法，其特征在于，在获得热轧板后，所述方法还包括：
对所述热轧板进行冷轧，获得冷轧板；
对所述冷轧板进行退火和平整，获得退火板；
所述退火的温度为830-850℃，
所述平整的延伸率为0.6-0.8％。
6.根据权利要求7所述的一种无间隙原子钢退火板的生产方法，其特征在于，所述冷轧中，控制冷轧压下率为75-80％，获得0.7-0.8mm的冷轧板。
7.根据权利要求7所述的一种无间隙原子钢退火板的生产方法，其特征在于，所述退火中，采用连续退火工艺，控制带钢速度为80-180m/s，均热结束后控制冷却速度为4-10℃/s。
8.一种轧后冷却系统，其特征在于，所述系统包括：
第一冷却控制单元，用于控制热轧后冷却的冷却速度和终冷温度；
第二冷却控制单元，用于控制卷取温度。
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06212354A (ja) * 1993-01-20 1994-08-02 Nippon Steel Corp 非時効性深絞り用薄鋼板およびその製造方法
CN103551382A (zh) * 2013-11-07 2014-02-05 首钢总公司 一种解决含p高强if热轧带钢拉矫断带的生产方法
CN104046895A (zh) * 2013-06-07 2014-09-17 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 无间隙原子钢冷轧钢板及其生产方法
CN106854729A (zh) * 2015-12-09 2017-06-16 上海梅山钢铁股份有限公司 一种含磷无间隙原子冷轧镀锌钢板及其制造方法
CN112048671A (zh) * 2020-09-07 2020-12-08 北京首钢股份有限公司 一种冲压用连退冷轧碳钢及其制备方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06212354A (ja) * 1993-01-20 1994-08-02 Nippon Steel Corp 非時効性深絞り用薄鋼板およびその製造方法
CN104046895A (zh) * 2013-06-07 2014-09-17 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 无间隙原子钢冷轧钢板及其生产方法
CN103551382A (zh) * 2013-11-07 2014-02-05 首钢总公司 一种解决含p高强if热轧带钢拉矫断带的生产方法
CN106854729A (zh) * 2015-12-09 2017-06-16 上海梅山钢铁股份有限公司 一种含磷无间隙原子冷轧镀锌钢板及其制造方法
CN112048671A (zh) * 2020-09-07 2020-12-08 北京首钢股份有限公司 一种冲压用连退冷轧碳钢及其制备方法

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