JP2007092127A - 剛性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】引張強度TSが590MPa以上で、かつヤング率が230GPa以上である剛性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】質量%で、C:0.05〜0.15、Si:0.5以下、Mn:1.5〜2.5、P:0.05以下、S:0.01以下、Al:0.5以下、N:0.01以下、Nb:0.005〜0.1を含み、[Nb]-(93.2/14)[N]≧0.005を満たし、残部Fe及び不可避的不純物の鋼をスラブとし、Ar3点〜950℃の仕上温度で熱延し、500℃以上の温度で巻取り、酸洗し、50%以上の圧下率で冷延後、焼鈍を行うに際し、A3を式(1)の温度とし、(A3-30)〜(A3+30)℃の焼鈍温度Tまで1℃/s以上の加熱速度で加熱し、式(2)のPが900〜18000になるような時間t(s)均熱後、前記Tから750℃までを冷却速度5℃/s以上で冷却し、750〜550℃の滞留時間が20s以上となるように冷却する製造方法；A3=920-203[C]0.5+45[Si]-30[Mn]+80[Al] (℃)・・(1)、P=ｔ×(T-A3+60)・・(2)。
【選択図】図1
【解決手段】質量%で、C:0.05〜0.15、Si:0.5以下、Mn:1.5〜2.5、P:0.05以下、S:0.01以下、Al:0.5以下、N:0.01以下、Nb:0.005〜0.1を含み、[Nb]-(93.2/14)[N]≧0.005を満たし、残部Fe及び不可避的不純物の鋼をスラブとし、Ar3点〜950℃の仕上温度で熱延し、500℃以上の温度で巻取り、酸洗し、50%以上の圧下率で冷延後、焼鈍を行うに際し、A3を式(1)の温度とし、(A3-30)〜(A3+30)℃の焼鈍温度Tまで1℃/s以上の加熱速度で加熱し、式(2)のPが900〜18000になるような時間t(s)均熱後、前記Tから750℃までを冷却速度5℃/s以上で冷却し、750〜550℃の滞留時間が20s以上となるように冷却する製造方法；A3=920-203[C]0.5+45[Si]-30[Mn]+80[Al] (℃)・・(1)、P=ｔ×(T-A3+60)・・(2)。
【選択図】図1
Description
本発明は、剛性が必要とされる自動車の構造部品に好適な高いヤング率を有する高強度冷延鋼板を、安定的かつ効率的に製造する方法に関する。
近年、地球環境問題への関心の高まりを受けて、自動車での排ガス規制が要請されるなど、自動車における車体の軽量化は極めて重要な課題となっている。車体の軽量化には、鋼板の高強度化により板厚を減少させること(薄肉化)が有効な方法である。最近では、鋼板の高強度化が顕著に進んだ結果、引張強度TSが590MPa以上で、板厚2.0mmを下回るような薄鋼板を積極的に適用しようという動きがある。しかし、薄肉化による車体剛性の低下が問題になってきており、自動車の構造部品の剛性を向上させることが不可欠になってきている。構造部品の剛性は、断面形状が同じならば板厚とヤング率で決まるため、軽量化と構造部品の剛性を両立させるには、230GPa以上のヤング率が必要である。
230GPa以上の高いヤング率を有する冷延鋼板の製造方法として、例えば、質量%でC:0.0003〜0.010%、Mn:1.2〜2.5%、Al:0.005〜0.10%、およびNb:0.005〜0.10%、Ti:0.005〜0.10%のうち少なくとも1種を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成のスラブを、熱間圧延し、30%以上の圧下率で冷間圧延後、再結晶焼鈍することを特徴とする成形性および剛性に優れた冷延鋼板の製造方法が開示されている(特許文献1)。
590MPa以上のTSを有する高強度冷延鋼板の製造方法として、例えば、質量%でC:0.04〜0.12%、Si:0〜0.60%、Mn:0.3~2.5%、Cr:0~2.0%、P:0〜0.05%、S≦0.015%、Al:0.005〜0.10%、B:0.0003〜0.0040%、N≦0.0050%、かつ、-1.50≦[Mn]+0.6×[Cr]+log[B]≦-0.5を満たし(式中の[M]は、元素Mの含有量を表す。)、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成のスラブを熱間圧延し、冷間圧延後、780〜850℃で20〜90s間保持した後、少なくとも550℃まで3〜20℃/sの冷却速度で冷却して、溶融めっきを施すマルテンサイトの体積率が5〜25％で残部がフェライトからなる成形性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている(特許文献2)。
特開平5-255804号公報
特開2001-3031780号公報
しかしながら、特許文献1に記載の製造方法では、C量が少なくTSを590MPa以上にすることは難しく、また熱間圧延においてAr3変態点〜(Ar3変態点+150)℃の温度範囲での全圧下量を85%以上と大きくする必要があり、安定的に製造することが難しいという問題がある。一方、特許文献2に記載の製造方法では、590MPa以上のTSが得られるものの、230GPa以上のヤング率が得られないという問題がある。
本発明は、TSが590MPa以上で、かつヤング率が230GPa以上である剛性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
鋼のヤング率は、集合組織に大きく依存し、体心立方格子である普通鋼の場合は、原子の最密方向である＜111＞方向に高く、逆に原子密度の小さい＜100＞方向に低いため、｛112｝＜110＞方位を発達させれば、鋼板の圧延方向に対して直角方向に＜111＞方向が揃い、この方向のヤング率を高めることができる。
また、鋼の強化法には種々あるが、軟質なフェライト相を硬質なマルテンサイト相で強化したDP鋼は、概ね良好な延性が得られることが知られている。
そこで、本発明者らは、上記の観点から、硬質なマルテンサイト相で強化された高強度冷延鋼板のヤング率を向上させるべく種々の検討を行ったところ、鋼の化学成分に応じて焼鈍条件を制御することにより、特許文献1のように熱間圧延において低温域で大圧下圧延をすることなく、230GPa以上のヤング率が得られることを見出した。
本発明は、こうした知見に基づいてなされたものであり、質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.5%以下、Mn:1.5〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.01%以下、Al:0.5%以下、N:0.01%以下、Nb:0.005〜0.1%を含有し、かつ[Nb]-(93.2/14)[N]≧0.005を満たし、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとした後、Ar3変態点〜950℃の仕上温度で熱間圧延し、500℃以上の巻取温度で巻取り後、酸洗し、50%以上の圧下率で冷間圧延を行った後、焼鈍を行うに際し、A3を下記の式(1)で定義した温度としたとき、(A3-30)〜(A3+30)℃の焼鈍温度Tまで1℃/s以上の平均加熱速度で加熱し、下記の式(2)で定義した焼鈍パラメータPが900〜18000になるような時間t均熱後、前記焼鈍温度Tから750℃までを平均冷却速度5℃/s以上で冷却し、次に750℃から550℃までの滞留時間が20s以上となるように冷却することを特徴とする剛性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法を提供する。
A3=920-203[C]0.5+45[Si]-30[Mn]+80[Al] (℃) ・・・(1)
P=ｔ×(T-A3+60) ・・・(2)
ただし、[M]は元素Mの含有量(質量%)を、Tは焼鈍温度(℃)を、tは焼鈍の均熱時間(s)を表す。
A3=920-203[C]0.5+45[Si]-30[Mn]+80[Al] (℃) ・・・(1)
P=ｔ×(T-A3+60) ・・・(2)
ただし、[M]は元素Mの含有量(質量%)を、Tは焼鈍温度(℃)を、tは焼鈍の均熱時間(s)を表す。
本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、さらに、質量%で、Ti:0.01〜0.2%、V:0.1〜0.5%の中から選ばれた少なくとも1種の元素を含有し、かつ上記[Nb]-(93.2/14)[N]≧0.005に代えて[Nb*]≧0.005を満たす鋼を用いることが可能である。
ここで、[Nb*]=[Nb]-(93.2/14)[N*]、[N*]=[N]-(14/47.9)[Ti]、ただし[N]-(14/47.9)[Ti]<0のときは[N*]=0とし、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。
ここで、[Nb*]=[Nb]-(93.2/14)[N*]、[N*]=[N]-(14/47.9)[Ti]、ただし[N]-(14/47.9)[Ti]<0のときは[N*]=0とし、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。
また、さらに、質量%で、Cr:0.05〜0.5%、Mo:0.05〜0.5%、B:0.0003〜0.0015%の中から選ばれた少なくとも1種の元素を含有した鋼を用いることもできる。
本発明により、自動車の構造部品に好適な、TSが590MPa以上で、かつヤング率が230GPa以上である剛性に優れた高強度冷延鋼板を製造できるようになった。
以下に、本発明である高強度冷延鋼板の製造方法について詳細に説明する。
1)成分(以下の「%」は、「質量%」を表す。)
C:0.05〜0.15%
Cは、オーステナイトを安定化させる元素であり、冷間圧延後の焼鈍時における冷却過程において、焼入れ性を高め、マルテンサイト相の生成を促進して高強度化に大きく寄与する。このような効果を得るためには、C量を0.05%以上とする必要がある。一方、C量が0.15%を超えると、マルテンサイト相が増加して鋼板が極端に高強度化し、その加工性が劣化するとともに、フェライト相が減少するためヤング率が低下する。したがって、C量は0.05〜0.15%、好ましくは0.05〜0.10%とする。
C:0.05〜0.15%
Cは、オーステナイトを安定化させる元素であり、冷間圧延後の焼鈍時における冷却過程において、焼入れ性を高め、マルテンサイト相の生成を促進して高強度化に大きく寄与する。このような効果を得るためには、C量を0.05%以上とする必要がある。一方、C量が0.15%を超えると、マルテンサイト相が増加して鋼板が極端に高強度化し、その加工性が劣化するとともに、フェライト相が減少するためヤング率が低下する。したがって、C量は0.05〜0.15%、好ましくは0.05〜0.10%とする。
Si:0.5%以下
Siは、0.5%を超えて含有されると、鋼板の溶接性を劣化させたり、熱間圧延前の加熱時にスラブ表面にファイヤライトの生成を促進し、いわゆる赤スケールと呼ばれる熱延鋼板の表面欠陥の発生を助長させる。さらに、冷延鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が化成処理性を劣化させ、溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が不めっきを誘発する。したがって、Si量は0.5%以下とする。なお、表面性状を重視する冷延鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、Si量は0.2%以下とすることが好ましい。
Siは、0.5%を超えて含有されると、鋼板の溶接性を劣化させたり、熱間圧延前の加熱時にスラブ表面にファイヤライトの生成を促進し、いわゆる赤スケールと呼ばれる熱延鋼板の表面欠陥の発生を助長させる。さらに、冷延鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が化成処理性を劣化させ、溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が不めっきを誘発する。したがって、Si量は0.5%以下とする。なお、表面性状を重視する冷延鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、Si量は0.2%以下とすることが好ましい。
Mn:1.5〜2.5%
Mnは、本発明において重要な元素の1つである。オーステナイト安定化元素であるMnは、焼鈍時の加熱過程において、Ac1変態点を低下させ、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進して、均熱後の冷却過程において、ヤング率の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させることができる。また、Mnは、均熱後の冷却過程においては、焼入れ性を高め、マルテンサイト相の生成を促進することで高強度化に大きく寄与するばかりか、固溶強化元素としても高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Mn量を1.5%以上とする必要がある。一方、Mn量が2.5%を超えると、均熱後の冷却過程で、高ヤング率化に必要なフェライトの生成が著しく抑制されたり、マルテンサイト相が増加することで、鋼が極端に高強度化し、加工性が劣化する。また、このような多量のMnは鋼板の溶接性も劣化させる。したがって、Mn量は1.5〜2.5%とする。
Mnは、本発明において重要な元素の1つである。オーステナイト安定化元素であるMnは、焼鈍時の加熱過程において、Ac1変態点を低下させ、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進して、均熱後の冷却過程において、ヤング率の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させることができる。また、Mnは、均熱後の冷却過程においては、焼入れ性を高め、マルテンサイト相の生成を促進することで高強度化に大きく寄与するばかりか、固溶強化元素としても高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Mn量を1.5%以上とする必要がある。一方、Mn量が2.5%を超えると、均熱後の冷却過程で、高ヤング率化に必要なフェライトの生成が著しく抑制されたり、マルテンサイト相が増加することで、鋼が極端に高強度化し、加工性が劣化する。また、このような多量のMnは鋼板の溶接性も劣化させる。したがって、Mn量は1.5〜2.5%とする。
P:0.05%以下
Pは、0.05%を超えて含有されると、粒界に偏析して鋼板の延性や靭性を低下させるとともに、溶接性を劣化させる。また、本発明の高強度冷延鋼板を合金化溶融亜鉛めっき鋼板として使用する場合には、Pは合金化速度を遅滞させる。したがって、P量は0.05%以下とする。なお、Pは固溶強化元素として高強度化に有効な元素であり、また、フェライト安定化元素としてオーステナイト中へのC濃化を促進する作用や、Siを添加した鋼において赤スケールの発生を抑制する作用も有する。そのため、P量は0.01%以上とすることが好ましい。
Pは、0.05%を超えて含有されると、粒界に偏析して鋼板の延性や靭性を低下させるとともに、溶接性を劣化させる。また、本発明の高強度冷延鋼板を合金化溶融亜鉛めっき鋼板として使用する場合には、Pは合金化速度を遅滞させる。したがって、P量は0.05%以下とする。なお、Pは固溶強化元素として高強度化に有効な元素であり、また、フェライト安定化元素としてオーステナイト中へのC濃化を促進する作用や、Siを添加した鋼において赤スケールの発生を抑制する作用も有する。そのため、P量は0.01%以上とすることが好ましい。
S:0.01%以下
Sは、0.01%を超えて含有されると、熱間での延性を著しく低下させて熱間割れを誘発し、鋼板の表面性状を著しく劣化させる。また、強度にほとんど寄与しないばかりか、粗大なMnSとして析出し、穴広げ性などの延性を低下させる。したがって、S量は0.01%以下とする。なお、S量は少ないほど好ましいが、穴広げ性をより向上させる観点からは0.005%以下とすることがより好ましい。
Sは、0.01%を超えて含有されると、熱間での延性を著しく低下させて熱間割れを誘発し、鋼板の表面性状を著しく劣化させる。また、強度にほとんど寄与しないばかりか、粗大なMnSとして析出し、穴広げ性などの延性を低下させる。したがって、S量は0.01%以下とする。なお、S量は少ないほど好ましいが、穴広げ性をより向上させる観点からは0.005%以下とすることがより好ましい。
Al:0.5%以下
Alは、フェライト安定化元素であり、Ac3変態点を大きく上昇させ、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を抑制することから、焼鈍温度を高くする必要があり、オーステナイト粒が粗大化し易くなってヤング率に有利な方位の発達を妨げる。したがって、Al量は0.5%以下とする。なお、Alは、鋼の脱酸元素として有用であるため、0.005%以上とすることが好ましい。
Alは、フェライト安定化元素であり、Ac3変態点を大きく上昇させ、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を抑制することから、焼鈍温度を高くする必要があり、オーステナイト粒が粗大化し易くなってヤング率に有利な方位の発達を妨げる。したがって、Al量は0.5%以下とする。なお、Alは、鋼の脱酸元素として有用であるため、0.005%以上とすることが好ましい。
N:0.01%以下
Nは、0.01%を超えて多量に含有されると熱間圧延中にスラブ割れを誘発し、鋼板に表面疵を発生させる恐れがある。したがって、N量は0.01%以下とする。
Nは、0.01%を超えて多量に含有されると熱間圧延中にスラブ割れを誘発し、鋼板に表面疵を発生させる恐れがある。したがって、N量は0.01%以下とする。
Nb:0.005〜0.1%
Nbは、本発明における最も重要な元素である。冷間圧延後の焼鈍時における加熱過程において、加工フェライトの再結晶を抑制することで、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進し、さらにオーステナイト粒の粗大化を抑制し、均熱後の冷却過程においてヤング率の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させることができる。また、Nbの微細な炭窒化物は強度上昇に寄与することもできる。このような作用を有するために、Nb量は0.005%以上、好ましくは0.03%以上とする必要がある。一方、0.1%を超える多量のNbを添加すると、通常のスラブ再加熱時において、炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、熱間圧延時における加工オーステナイトの再結晶抑制効果や、冷間圧延後の焼鈍時における加工フェライトの再結晶抑制効果を得ることはできない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においても、Nbの添加量が0.1%を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Nb量は0.005〜0.1%、好ましくは0.03〜0.1%とする。
Nbは、本発明における最も重要な元素である。冷間圧延後の焼鈍時における加熱過程において、加工フェライトの再結晶を抑制することで、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進し、さらにオーステナイト粒の粗大化を抑制し、均熱後の冷却過程においてヤング率の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させることができる。また、Nbの微細な炭窒化物は強度上昇に寄与することもできる。このような作用を有するために、Nb量は0.005%以上、好ましくは0.03%以上とする必要がある。一方、0.1%を超える多量のNbを添加すると、通常のスラブ再加熱時において、炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、熱間圧延時における加工オーステナイトの再結晶抑制効果や、冷間圧延後の焼鈍時における加工フェライトの再結晶抑制効果を得ることはできない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においても、Nbの添加量が0.1%を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Nb量は0.005〜0.1%、好ましくは0.03〜0.1%とする。
[Nb]-(93.2/14)[N]≧0.005
熱間圧延時に、Nb窒化物は、Nb炭化物に比べ、高温で析出するため粗大になり易い。このため、Nb窒化物は、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶抑制効果や、焼鈍時のフェライトの再結晶抑制効果が小さく、高ヤング率化に対する寄与は少ない。高ヤング率化には、NbはNb炭化物として析出させる必要があるので、[Nb]-(93.2/14)[N]≧0.005を満たす必要がある。なお、ここで、[Nb]-(93.2/14)[N]は、窒化物として固定されていないNbの量である。
熱間圧延時に、Nb窒化物は、Nb炭化物に比べ、高温で析出するため粗大になり易い。このため、Nb窒化物は、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶抑制効果や、焼鈍時のフェライトの再結晶抑制効果が小さく、高ヤング率化に対する寄与は少ない。高ヤング率化には、NbはNb炭化物として析出させる必要があるので、[Nb]-(93.2/14)[N]≧0.005を満たす必要がある。なお、ここで、[Nb]-(93.2/14)[N]は、窒化物として固定されていないNbの量である。
残部は、Feおよび不可避的不純物とすることが好ましいが、他の微量元素を含有しても、本願発明の効果を損なうものではない。他の微量元素としては、例えばCa、REM等が挙げられ、これらの元素は、硫化物系介在物の形態を制御することで鋼板の伸びフランジ性向上に寄与する。したがって、特に限定はしないが、この効果を得るためには、Ca、REMのうち1種以上を含み、これらの含有量の合計を0.001%以上とすることが好ましい。また、Ca、REMの含有量の合計が0.01%を超えると効果が飽和することから、これらの含有量の合計は0.01%以下とするのが好ましく、より好ましくは、0.005%以下である。また、不純物元素としては、例えばSb、Sn、Zn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Sb:0.01%以下、Sn:0.1%以下、Zn:0.01%以下、Co:0.1%以下である。
上記成分元素に加え、下記の理由により、質量%で、Ti:0.01〜0.2%、V:0.1〜0.5%、Cr:0.05〜0.5%、Mo:0.05〜0.5%、B:0.0003〜0.0015%の中から選ばれた少なくとも1種の元素を含有させることが好ましい。
Ti:0.01〜0.2%
Tiは、微細な炭窒化物として析出し、強度上昇に寄与する。また、焼鈍時に加工フェライトの再結晶を抑制したり、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、高ヤング率化に寄与する。このような作用を有するためには、Ti量を0.01%以上とする必要がある。一方、Ti量が0.2%を超えると、通常のスラブ再加熱時において、炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においても、Tiの添加量が0.2%を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ti量は0.01〜0.2%とする。また、TiはNbより窒化物を形成しやすいので、Tiが添加されている場合は、Tiにより固定されるN量を考慮する必要がある。そのため炭化物となるNbを0.005%以上にするためには、上記[Nb]-(93.2/14)[N]≧0.005を満足することに代えて、下記に示す[Nb*]が[Nb*]≧0.005を満するようにすればよい。
[Nb*]=[Nb]-(93.2/14)[N*]、[N*]=[N]-(14/47.9)[Ti]、ただし[N]-(14/47.9)[Ti]<0のときは[N*]=0とする。
なお、ここで、[N*]は、Tiにより固定されるN量を全N量から差し引いたものである。
Tiは、微細な炭窒化物として析出し、強度上昇に寄与する。また、焼鈍時に加工フェライトの再結晶を抑制したり、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、高ヤング率化に寄与する。このような作用を有するためには、Ti量を0.01%以上とする必要がある。一方、Ti量が0.2%を超えると、通常のスラブ再加熱時において、炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においても、Tiの添加量が0.2%を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ti量は0.01〜0.2%とする。また、TiはNbより窒化物を形成しやすいので、Tiが添加されている場合は、Tiにより固定されるN量を考慮する必要がある。そのため炭化物となるNbを0.005%以上にするためには、上記[Nb]-(93.2/14)[N]≧0.005を満足することに代えて、下記に示す[Nb*]が[Nb*]≧0.005を満するようにすればよい。
[Nb*]=[Nb]-(93.2/14)[N*]、[N*]=[N]-(14/47.9)[Ti]、ただし[N]-(14/47.9)[Ti]<0のときは[N*]=0とする。
なお、ここで、[N*]は、Tiにより固定されるN量を全N量から差し引いたものである。
V:0.1〜0.5%
Vは、微細な炭窒化物として析出し、強度上昇に寄与する。このような作用を有するためには、V量を0.1%以上とする必要がある。一方、V量が0.5%を超えても強度上昇効果は小さく、合金コストの増加を招く。したがって、V量は0.1〜0.5%とする。
Vは、微細な炭窒化物として析出し、強度上昇に寄与する。このような作用を有するためには、V量を0.1%以上とする必要がある。一方、V量が0.5%を超えても強度上昇効果は小さく、合金コストの増加を招く。したがって、V量は0.1〜0.5%とする。
Cr:0.05〜0.5%
Crは、セメンタイトの生成を抑制して焼入れ性を高める元素であり、焼鈍時の冷却過程においてマルテンサイト相の生成を促進して高強度化に大きく寄与する。このような効果を得るには、Cr量を0.05%以上とする必要がある。一方、Cr量が0.5%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、合金コストの増加を招く。したがって、Cr量は0.05〜0.5%とする。なお、本発明の鋼板に溶融亜鉛めっきを施す場合には、表面に生成するCrの酸化物が不めっきを誘発するので、Cr量は0.3%未満とすることが好ましい。
Crは、セメンタイトの生成を抑制して焼入れ性を高める元素であり、焼鈍時の冷却過程においてマルテンサイト相の生成を促進して高強度化に大きく寄与する。このような効果を得るには、Cr量を0.05%以上とする必要がある。一方、Cr量が0.5%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、合金コストの増加を招く。したがって、Cr量は0.05〜0.5%とする。なお、本発明の鋼板に溶融亜鉛めっきを施す場合には、表面に生成するCrの酸化物が不めっきを誘発するので、Cr量は0.3%未満とすることが好ましい。
Mo:0.05〜0.5%
Moは、界面の移動度を小さくすることにより焼入れ性を高める元素であり、焼鈍時の冷却過程においてマルテンサイト相の生成を促進して高強度化に大きく寄与する。このような作用を得るためには、Mo量を0.05%以上とする必要がある。一方、Mo量が0.5%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、合金コスト増を招く。したがって、Mo量は0.05〜0.5%とする。
Moは、界面の移動度を小さくすることにより焼入れ性を高める元素であり、焼鈍時の冷却過程においてマルテンサイト相の生成を促進して高強度化に大きく寄与する。このような作用を得るためには、Mo量を0.05%以上とする必要がある。一方、Mo量が0.5%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、合金コスト増を招く。したがって、Mo量は0.05〜0.5%とする。
B:0.0003〜0.0015%
Bは、オーステナイトからフェライトへの変態を抑制し、焼入れ性を高める元素であり、焼鈍時の冷却過程においてマルテンサイト相の生成を促進して高強度化に大きく寄与する。こうした効果を得るためには、B量を0.0003%以上とする必要がある。一方、0.0015%を超えるB添加は、焼鈍時の冷却過程でフェライトの生成を著しく抑制し、ヤング率を低下させる。したがって、B量は0.0003〜0.0015%とする。
Bは、オーステナイトからフェライトへの変態を抑制し、焼入れ性を高める元素であり、焼鈍時の冷却過程においてマルテンサイト相の生成を促進して高強度化に大きく寄与する。こうした効果を得るためには、B量を0.0003%以上とする必要がある。一方、0.0015%を超えるB添加は、焼鈍時の冷却過程でフェライトの生成を著しく抑制し、ヤング率を低下させる。したがって、B量は0.0003〜0.0015%とする。
2)製造方法
熱間圧延の仕上温度:Ar3変態点〜950℃
本発明においては、特許文献1に開示されているように、熱間圧延において集合組織を発達させることは特に必要ではない。仕上温度(仕上圧延終了直後の温度)を950℃以下とすることで、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進し、熱間圧延後に微細なフェライト組織が得られ、冷間圧延および焼鈍により｛112｝＜110＞方位への集積を促進することができる。一方、仕上温度がAr3変態点を下回ると熱間圧延後の組織が加工組織を有し、冷間圧延、焼鈍により｛112｝＜110＞方位への集積が得られない。したがって、仕上温度はAr3変態点〜950℃とする。
熱間圧延の仕上温度:Ar3変態点〜950℃
本発明においては、特許文献1に開示されているように、熱間圧延において集合組織を発達させることは特に必要ではない。仕上温度(仕上圧延終了直後の温度)を950℃以下とすることで、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進し、熱間圧延後に微細なフェライト組織が得られ、冷間圧延および焼鈍により｛112｝＜110＞方位への集積を促進することができる。一方、仕上温度がAr3変態点を下回ると熱間圧延後の組織が加工組織を有し、冷間圧延、焼鈍により｛112｝＜110＞方位への集積が得られない。したがって、仕上温度はAr3変態点〜950℃とする。
巻取温度:500℃以上
巻取温度が500℃を下回ると、フェライトの他に硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成するようになる。この場合、その後の冷間圧延での変形が不均一になり、ヤング率に有利な方位への集積が妨げられ、その結果、焼鈍後もヤング率に有利な集合組織が発達せず、ヤング率が向上しない。そのため、巻取温度は500℃以上とする必要がある。なお、巻取温度が高すぎると、NbCが粗大化し、焼鈍時のフェライトの再結晶を抑制する効果やオーステナイト粒の粗大化を抑制する効果が小さくなるので、巻取温度は700℃以下とすることが好ましい。
巻取温度が500℃を下回ると、フェライトの他に硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成するようになる。この場合、その後の冷間圧延での変形が不均一になり、ヤング率に有利な方位への集積が妨げられ、その結果、焼鈍後もヤング率に有利な集合組織が発達せず、ヤング率が向上しない。そのため、巻取温度は500℃以上とする必要がある。なお、巻取温度が高すぎると、NbCが粗大化し、焼鈍時のフェライトの再結晶を抑制する効果やオーステナイト粒の粗大化を抑制する効果が小さくなるので、巻取温度は700℃以下とすることが好ましい。
巻取り後の熱延鋼板は、スケールを除去するために冷間圧延前に酸洗を行う必要がある。なお、酸洗は通常の条件で行えばよい。
冷間圧延の圧下率:50%以上
熱間圧延後の鋼板を冷間圧延することにより、ヤング率の向上に有効な｛112｝＜110＞方位への集積を高めることができる。冷間圧延により｛112｝＜110＞方位を発達させることで、その後の焼鈍時に｛112｝＜110＞方位を持つフェライト粒を増やし、ヤング率を高くすることができる。このような効果を得るには、冷間圧延時の圧下率を50%以上とする必要がある。
熱間圧延後の鋼板を冷間圧延することにより、ヤング率の向上に有効な｛112｝＜110＞方位への集積を高めることができる。冷間圧延により｛112｝＜110＞方位を発達させることで、その後の焼鈍時に｛112｝＜110＞方位を持つフェライト粒を増やし、ヤング率を高くすることができる。このような効果を得るには、冷間圧延時の圧下率を50%以上とする必要がある。
本発明においては、次に述べる焼鈍条件が最も重要な要件である。基本的な考え方は、焼鈍時に、｛112｝＜110＞方位をもつフェライトをオーステナイトへ変態させ、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、さらに冷却時にオーステナイトからフェライトに再変態させることにより｛112｝＜110＞方位への集積を高め、ヤング率を向上させることにある。
平均加熱速度:1℃/s以上
加熱過程において、冷間圧延によって発達した｛112｝＜110＞方位をもつフェライトの再結晶を抑制し、加工フェライトからオーステナイトへ変態させる必要があるため、1℃/s以上の平均加熱速度が必要である。なお、ここで、加熱速度は室温から焼鈍温度までの平均である。一方、平均加熱速度が大き過ぎると板温の制御が困難になるため、平均加熱速度は30℃/s未満とすることが好ましい。
加熱過程において、冷間圧延によって発達した｛112｝＜110＞方位をもつフェライトの再結晶を抑制し、加工フェライトからオーステナイトへ変態させる必要があるため、1℃/s以上の平均加熱速度が必要である。なお、ここで、加熱速度は室温から焼鈍温度までの平均である。一方、平均加熱速度が大き過ぎると板温の制御が困難になるため、平均加熱速度は30℃/s未満とすることが好ましい。
焼鈍温度T: (A3-30)〜(A3+30)℃
十分な量のフェライトをオーステナイトに変態させる必要があるため、焼鈍温度Tは、A3を上記の式(1)で定義した温度としたとき、(A3‐30)℃以上とする必要がある。一方、焼鈍温度が高すぎると、オーステナイト粒が粗大になり、均熱後冷却時に再変態したフェライトが｛112｝＜110＞方位に集積しなくなる。このため、焼鈍温度は、(A3+30)℃以下とする必要がある。なお、上記の式(1)で定義したA3は、本発明者らが求めたAc3変態点の実験式である。
十分な量のフェライトをオーステナイトに変態させる必要があるため、焼鈍温度Tは、A3を上記の式(1)で定義した温度としたとき、(A3‐30)℃以上とする必要がある。一方、焼鈍温度が高すぎると、オーステナイト粒が粗大になり、均熱後冷却時に再変態したフェライトが｛112｝＜110＞方位に集積しなくなる。このため、焼鈍温度は、(A3+30)℃以下とする必要がある。なお、上記の式(1)で定義したA3は、本発明者らが求めたAc3変態点の実験式である。
均熱時間t:上記の式(2)で定義した焼鈍パラメータPが900〜18000になるように決定
フェライトからオーステナイトへの変態を促進し、かつオーステナイト粒の粗大化を抑制する必要があるため、上記の焼鈍温度Tによって均熱時間tを変化させる必要がある。本発明者らは、焼鈍温度Tと均熱時間tとの関係について詳細に検討したところ、上記の式(2)で定義した焼鈍パラメータPを導入し、焼鈍温度Tに応じて、この焼鈍パラメータPを900以上にするような均熱時間tとすればオーステナイト化を促進でき、18000以下にするような均熱時間tとすればオーステナイト粒の粗大化を抑制でき、図1に示すように、焼鈍パラメータPが900〜18000の範囲で230GPa以上の高いヤング率が得られることを見出した。さらに、オーステナイト粒径を微細にすることでフェライト変態を促進させることができるので、焼鈍パラメータPを12000以下にするような均熱時間tとすることが好ましい。
フェライトからオーステナイトへの変態を促進し、かつオーステナイト粒の粗大化を抑制する必要があるため、上記の焼鈍温度Tによって均熱時間tを変化させる必要がある。本発明者らは、焼鈍温度Tと均熱時間tとの関係について詳細に検討したところ、上記の式(2)で定義した焼鈍パラメータPを導入し、焼鈍温度Tに応じて、この焼鈍パラメータPを900以上にするような均熱時間tとすればオーステナイト化を促進でき、18000以下にするような均熱時間tとすればオーステナイト粒の粗大化を抑制でき、図1に示すように、焼鈍パラメータPが900〜18000の範囲で230GPa以上の高いヤング率が得られることを見出した。さらに、オーステナイト粒径を微細にすることでフェライト変態を促進させることができるので、焼鈍パラメータPを12000以下にするような均熱時間tとすることが好ましい。
焼鈍温度から750℃までを平均冷却速度:5℃/s以上
均熱後、フェライト粒が生成する前に、オーステナイト粒が粗大化することを抑制するため、速やかにフェライト粒が生成する温度域まで冷却する必要がある。このため、焼鈍温度から750℃までを平均冷却速度を5℃/s以上とする必要がある。
均熱後、フェライト粒が生成する前に、オーステナイト粒が粗大化することを抑制するため、速やかにフェライト粒が生成する温度域まで冷却する必要がある。このため、焼鈍温度から750℃までを平均冷却速度を5℃/s以上とする必要がある。
750℃から550℃までの滞留時間:20s以上
加熱後の鋼板は、冷却過程において、｛112｝＜110＞方位をもつフェライトを十分に生成させるために、750〜550℃の温度域に20s以上滞留させる必要がある。一方、長時間滞留させると炭化物が生成してマルテンサイト相の生成が困難になり、強度が低下してしまうため、滞留時間は200s以下とすることが好ましい。なお、滞留時間は、上記温度域で冷却速度を変えたり、恒温保持して制御できる。
加熱後の鋼板は、冷却過程において、｛112｝＜110＞方位をもつフェライトを十分に生成させるために、750〜550℃の温度域に20s以上滞留させる必要がある。一方、長時間滞留させると炭化物が生成してマルテンサイト相の生成が困難になり、強度が低下してしまうため、滞留時間は200s以下とすることが好ましい。なお、滞留時間は、上記温度域で冷却速度を変えたり、恒温保持して制御できる。
発明の実施にあたっては、まず目的とする強度レベルに応じた成分の鋼を溶製する。溶製方法は、通常の転炉法、電炉法等、適宜適用することができる。次に、溶製された鋼はスラブに鋳造後、そのまま、あるいは一旦冷却して再加熱後、上記の条件で熱間圧延を施し、上記の条件で巻取る。その後、上記の条件で、酸洗、冷間圧延、焼鈍を行う。焼鈍では、上記の条件で冷却後、過時効処理を施すこともできる。また、溶融亜鉛めっき鋼板として製造する場合には、溶融亜鉛中に浸漬させればよい。浸漬後は、さらに合金化処理を行うこともできる。
また、焼鈍後は、形状を矯正するとともに、加工により結晶が回転することでさらに剛性を向上させることができるので、0.3%以上の伸び率で調質圧延を行うことができる。
表1に示す成分の鋼Aを、実験室にて、真空溶解炉で溶製し、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を行って冷延鋼板を作製した。このとき、熱間圧延に先立つ再加熱:1250℃で1時間、熱間圧延の仕上温度:860℃(≧Ar3変態点)、熱間圧延後の板厚:3.0mm、巻取条件:650℃で１時間保持後炉冷する巻取相当処理(巻取温度:650℃)、冷間圧延の圧下率:60%、冷間圧延後の板厚:1.2mm、焼鈍時の平均加熱速度:15℃/s、焼鈍温度T:820℃、均熱時間t:180s(焼鈍パラメータP:12780)、820〜750℃までの平均冷却速度:10℃/s、750〜550℃の平均冷却速度:8℃/s(滞留時間:25s)、その後空冷を基本条件とし、焼鈍時の加熱速度を表2のように、焼鈍温度Tと焼鈍パラメータPを表3のように、また700〜500℃の滞留時間を、冷却速度を変えて表4のように変化させた。すなわち、変化させた条件以外は上記の条件である。なお、実験室にて、熱間圧延中の板厚中心温度を測温し、その冷却中の変曲点を調べることによりAr3変態点を求め、上記熱間圧延の仕上温度がAr3変態点以上であることを確認した。
そして、作製した冷延鋼板から、圧延方向に対して直角方向より10×60mmの試験片を切り出し、横振動型の共振周波数測定装置を用いて、American Society for Testing Materialsの基準(C1259)に従いヤング率E(GPa)を測定した。また、0.5%の調質圧延を施した冷延鋼板から、圧延方向に対して直角方向よりJIS 5号引張試験片を切り出し、引張特性(TSと伸びEl)を測定した。
基本条件で作製した冷延鋼板は、TS:795MPa、El:19%、E:235GPaであり、優れた強度-延性バランスと高いヤング率を示す。
表2に、焼鈍時の平均加熱速度の影響を示す。平均加熱速度が本発明である1℃/s以上の場合は、優れた強度-延性バランスを示すとともに、230GPa以上の高いヤング率が得られる。
表3に、焼鈍温度Tと焼鈍パラメータPの影響を示す。焼鈍温度Tが本発明である(A3-30)〜(A3+30)℃の範囲内にあり、かつ焼鈍パラメータPが本発明である900〜18000の範囲内にある場合は、優れた強度-延性バランスを示すとともに、230GPa以上の高いヤング率が得られる。
表4に、750〜550℃の滞留時間の影響を示す。滞留時間が本発明である20s以上の場合は、優れた強度-延性バランスを示すとともに、230GPa以上の高いヤング率が得られる。
表5に示す成分の鋼B〜Rを、実験室にて、真空溶解炉で溶製し、実施例1の基本条件で熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を行って冷延鋼板1〜17を作製した。このとき、熱間圧延の仕上温度は全てAr3変態点以上であった。また、焼鈍温度Tは、各鋼の成分にしたがって変え、焼鈍パラメータPがほぼ同じになるようにした。そして、実施例1と同様な調査を行った。
結果を表6に示す。本発明である成分の条件を満たす鋼板1〜13では、優れた強度-延性バランスを示すとともに、230GPa以上の高いヤング率が得られる。一方、[Nb]-(93.2/14)×[N]が本発明範囲外の鋼板14、Mn量が本発明範囲外の鋼板16、およびC量が本発明範囲外の鋼板15、17では、ヤング率が低い。また、C量が著しく低い鋼板17では、TSも470MPaで、高強度が得られない。
Claims (3)
- 質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.5%以下、Mn:1.5〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.01%以下、Al:0.5%以下、N:0.01%以下、Nb:0.005〜0.1%を含有し、かつ[Nb]-(93.2/14)[N]≧0.005を満たし、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとした後、Ar3変態点〜950℃の仕上温度で熱間圧延し、500℃以上の巻取温度で巻取り後、酸洗し、50%以上の圧下率で冷間圧延を行った後、焼鈍を行うに際し、A3を下記の式(1)で定義した温度としたとき、(A3-30)〜(A3+30)℃の焼鈍温度Tまで1℃/s以上の平均加熱速度で加熱し、下記の式(2)で定義した焼鈍パラメータPが900〜18000になるような時間t(s)均熱後、前記焼鈍温度Tから750℃までを平均冷却速度5℃/s以上で冷却し、次に750℃から550℃までの滞留時間が20s以上となるように冷却することを特徴とする剛性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法；
A3=920-203[C]0.5+45[Si]-30[Mn]+80[Al] (℃) ・・・(1)
P=ｔ×(T-A3+60) ・・・(2)
ただし、[M]は元素Mの含有量(質量%)を、Tは焼鈍温度(℃)を、tは焼鈍の均熱時間(s)を表す。 - さらに、質量%で、Ti:0.01〜0.2%、V:0.1〜0.5%の中から選ばれた少なくとも1種の元素を含有し、かつ上記[Nb]-(93.2/14)[N]≧0.005に代えて[Nb*]≧0.005を満たす鋼を用いることを特徴とする請求項1に記載の剛性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法；
ここで、[Nb*]=[Nb]-(93.2/14)[N*]、[N*]=[N]-(14/47.9)[Ti]、ただし[N]-(14/47.9)[Ti]<0のときは[N*]=0とし、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。 - さらに、質量%で、Cr:0.05〜0.5%、Mo:0.05〜0.5%、B:0.0003〜0.0015%の中から選ばれた少なくとも1種の元素を含有した鋼を用いることを特徴とする請求項1または請求項2に記載の剛性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
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Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008231480A (ja) * | 2007-03-19 | 2008-10-02 | Jfe Steel Kk | 高強度冷延鋼板及び高強度冷延鋼板の製造方法 |
| EP2182080A1 (en) * | 2008-10-30 | 2010-05-05 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High yield ratio and high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability and production method thereof |
| WO2013046695A1 (ja) * | 2011-09-29 | 2013-04-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2015015739A1 (ja) * | 2013-08-02 | 2015-02-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法 |
| WO2015015738A1 (ja) * | 2013-08-02 | 2015-02-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法 |
| EP2671964A4 (en) * | 2011-01-31 | 2017-06-14 | JFE Steel Corporation | High-strength cold-rolled steel sheet having excellent processability and high yield ratio, and method for producing same |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003221623A (ja) * | 2002-01-29 | 2003-08-08 | Jfe Engineering Kk | 高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
-
2005
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Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003221623A (ja) * | 2002-01-29 | 2003-08-08 | Jfe Engineering Kk | 高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008231480A (ja) * | 2007-03-19 | 2008-10-02 | Jfe Steel Kk | 高強度冷延鋼板及び高強度冷延鋼板の製造方法 |
| EP2182080A1 (en) * | 2008-10-30 | 2010-05-05 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High yield ratio and high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability and production method thereof |
| US8133330B2 (en) | 2008-10-30 | 2012-03-13 | Kobe Steel, Ltd. | High yield ratio and high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability and production method thereof |
| EP2671964A4 (en) * | 2011-01-31 | 2017-06-14 | JFE Steel Corporation | High-strength cold-rolled steel sheet having excellent processability and high yield ratio, and method for producing same |
| KR101615463B1 (ko) * | 2011-09-29 | 2016-04-25 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 |
| TWI502081B (zh) * | 2011-09-29 | 2015-10-01 | Jfe Steel Corp | Molten galvanized steel sheet and method of manufacturing the same |
| WO2013046695A1 (ja) * | 2011-09-29 | 2013-04-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| EP2762580A4 (en) * | 2011-09-29 | 2015-06-03 | Jfe Steel Corp | HOT DIP GALVANIZED STEEL SHEET, AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME |
| CN103842540A (zh) * | 2011-09-29 | 2014-06-04 | 杰富意钢铁株式会社 | 热浸镀锌钢板及其制造方法 |
| JP5737485B1 (ja) * | 2013-08-02 | 2015-06-17 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法 |
| JP5800098B2 (ja) * | 2013-08-02 | 2015-10-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法 |
| CN105452509A (zh) * | 2013-08-02 | 2016-03-30 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度高杨氏模量钢板及其制造方法 |
| WO2015015739A1 (ja) * | 2013-08-02 | 2015-02-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法 |
| JPWO2015015739A1 (ja) * | 2013-08-02 | 2017-03-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法 |
| WO2015015738A1 (ja) * | 2013-08-02 | 2015-02-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法 |
| US10385431B2 (en) | 2013-08-02 | 2019-08-20 | Jfe Steel Corporation | High strength steel sheet having high young's modulus and method for manufacturing the same |
| US10563279B2 (en) | 2013-08-02 | 2020-02-18 | Jfe Steel Corporation | High strength steel sheet having high Young's modulus and method for manufacturing the same |
| US11085100B2 (en) | 2013-08-02 | 2021-08-10 | Jfe Steel Corporation | High strength steel sheet having high Young's modulus and method for manufacturing the same |
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