JPH01152254A - だんだんに変化した多相のオキシ浸炭材料系及びオキシ浸炭浸窒材料系 - Google Patents
だんだんに変化した多相のオキシ浸炭材料系及びオキシ浸炭浸窒材料系Info
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- JPH01152254A JPH01152254A JP63215320A JP21532088A JPH01152254A JP H01152254 A JPH01152254 A JP H01152254A JP 63215320 A JP63215320 A JP 63215320A JP 21532088 A JP21532088 A JP 21532088A JP H01152254 A JPH01152254 A JP H01152254A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
[産業上の利用分野]
本発明は特にオキシ浸炭材料及びオキシ浸炭浸窒材料、
特に耐火性金属合金に関する。
特に耐火性金属合金に関する。
[従来の技術]
ある種の金属及び合金の浸炭、窒化及び浸炭浸窒はこれ
までに提案されてきている。ある種の窒化合金において
は、窒素ピックアップの25%までが酸素又は硼素又は
これらの混合物によって置換されていてもよい、更に、
本発明で用いられる幾種類かの未反応合金(基礎金属合
金又は基体合金)が当該技術で知られている。しかしな
がら、従来技術の組成物は、後記するような硬度又は耐
摩耗性、耐食性及び比較的微細な結晶粒度の優秀な組み
合わせを持つ本発明のだんだんに変化する多相組成物又
はミクロ組織を示さない。
までに提案されてきている。ある種の窒化合金において
は、窒素ピックアップの25%までが酸素又は硼素又は
これらの混合物によって置換されていてもよい、更に、
本発明で用いられる幾種類かの未反応合金(基礎金属合
金又は基体合金)が当該技術で知られている。しかしな
がら、従来技術の組成物は、後記するような硬度又は耐
摩耗性、耐食性及び比較的微細な結晶粒度の優秀な組み
合わせを持つ本発明のだんだんに変化する多相組成物又
はミクロ組織を示さない。
耐火性金属合金とは反応性である故に普通には避けられ
ている、殊に、酸素はIV−B族金属中の侵入型元素で
ある。これらの材料中に重大な汚染及び脆化と共に嵩高
で、多孔質で又は液体でさえある酸化物をもたらすこと
は知られている。
ている、殊に、酸素はIV−B族金属中の侵入型元素で
ある。これらの材料中に重大な汚染及び脆化と共に嵩高
で、多孔質で又は液体でさえある酸化物をもたらすこと
は知られている。
タンタル及びニオブの合金の種々の特性に対する酸素の
影響はG、L、Miller、 ”Tantalum
andNiobiu+s” (1939) Aeade
mic Press : F 。
影響はG、L、Miller、 ”Tantalum
andNiobiu+s” (1939) Aeade
mic Press : F 。
T、5iscO及びE、Epre+m1an、 ”Co
lumbiu論andTanLalua+″(1963
) John Wiley and 5onsに証拠提
供されている。これらの金属の酸素汚染を避けるか又は
低下させる試みとして、化学処理、電子ビーム溶融及び
溶接、消耗性電極アーク溶融、熱処理での高真空(10
−’torr以上)の使用、酸洗い又は酸エツチングに
よる化学洗浄、及び高温での酸化を避けるための保護被
膜の使用がある。
lumbiu論andTanLalua+″(1963
) John Wiley and 5onsに証拠提
供されている。これらの金属の酸素汚染を避けるか又は
低下させる試みとして、化学処理、電子ビーム溶融及び
溶接、消耗性電極アーク溶融、熱処理での高真空(10
−’torr以上)の使用、酸洗い又は酸エツチングに
よる化学洗浄、及び高温での酸化を避けるための保護被
膜の使用がある。
[発明が解決しようとする課題]
それとは対照的に、本発明に従って、炭素との又は炭素
及び窒素との組み合わせで分別のある旦の酸素を用いる
と、反応帯域及びその下に横たわる基体中の硬度及び硬
化深さ、耐食性、及び比較的微細な結晶粒度の独特且つ
顕著な組み合わせを持つだんだんに変化したミクロ組織
の製品が提供されることが見いだされている。従って本
発明は前記参照特許によって示された従来技術を材料特
性の点で改良するだけでなく、当該技術で今までに認識
されていたよりも多数の合金形成金属の使用を可能にす
る。
及び窒素との組み合わせで分別のある旦の酸素を用いる
と、反応帯域及びその下に横たわる基体中の硬度及び硬
化深さ、耐食性、及び比較的微細な結晶粒度の独特且つ
顕著な組み合わせを持つだんだんに変化したミクロ組織
の製品が提供されることが見いだされている。従って本
発明は前記参照特許によって示された従来技術を材料特
性の点で改良するだけでなく、当該技術で今までに認識
されていたよりも多数の合金形成金属の使用を可能にす
る。
[課題を解決するための手段]
本発明は特にオキシ浸炭材料及びオキシ浸炭浸窒材料、
特に耐火性金属合金に関し、それらはだんだんに変化し
たミクロ組織を特徴とし、且つ比較的V&細な結晶粒度
との組み合わせで優秀な耐摩耗性及び耐食性を示すこと
を特徴とする。そのような材料はその上に多相であると
して特徴づけられる;即ちそれらは少なくとも2つの相
を含み、その1つ以上の相が炭素、酸素又は窒素に富ん
でいてセラミック様の特徴を示し、またその他の相が主
とて金属であって金属様の特徴を示す、そのような材料
はミクロ組織、硬度、及び酸素及び炭素の濃度又は酸素
、炭素及び窒素の濃度の何れが一方の点で表面から内側
方向に連続的にだんだんに変化している。そのセラミッ
ク様相は表面で最高の濃度であり、そして内側方向に移
動するにつれて減少する。そのようなだんだんの変化及
び所望の特性を得ることを必要とする合金は二元、三元
又はより複雑な耐火性金属合金を包含する。セラミック
様相によって取り囲まれている金属コアー、並びに金属
マトリックスは複合材料に望ましい特性、例えば良好な
伝熱性、強度及び耐熱応力を付与する。ここに記載のよ
うな耐火性金属合金を用いると、特に浸炭鉄金属及び現
時点の技術水準の窒化、浸炭及び浸炭浸窒の耐火性金属
合金に比較して、耐摩耗性、耐食性及び結晶粒度のgJ
1著な組合せが生じることになる。
特に耐火性金属合金に関し、それらはだんだんに変化し
たミクロ組織を特徴とし、且つ比較的V&細な結晶粒度
との組み合わせで優秀な耐摩耗性及び耐食性を示すこと
を特徴とする。そのような材料はその上に多相であると
して特徴づけられる;即ちそれらは少なくとも2つの相
を含み、その1つ以上の相が炭素、酸素又は窒素に富ん
でいてセラミック様の特徴を示し、またその他の相が主
とて金属であって金属様の特徴を示す、そのような材料
はミクロ組織、硬度、及び酸素及び炭素の濃度又は酸素
、炭素及び窒素の濃度の何れが一方の点で表面から内側
方向に連続的にだんだんに変化している。そのセラミッ
ク様相は表面で最高の濃度であり、そして内側方向に移
動するにつれて減少する。そのようなだんだんの変化及
び所望の特性を得ることを必要とする合金は二元、三元
又はより複雑な耐火性金属合金を包含する。セラミック
様相によって取り囲まれている金属コアー、並びに金属
マトリックスは複合材料に望ましい特性、例えば良好な
伝熱性、強度及び耐熱応力を付与する。ここに記載のよ
うな耐火性金属合金を用いると、特に浸炭鉄金属及び現
時点の技術水準の窒化、浸炭及び浸炭浸窒の耐火性金属
合金に比較して、耐摩耗性、耐食性及び結晶粒度のgJ
1著な組合せが生じることになる。
本発明に従ってオキシ浸炭されるか又はオキシ浸炭浸窒
される合金は、元素周期表のV−B族金属(タンタル、
ニオブ及びバナジウム)の耐火性金属合金であって、V
−B族元素が合金組成物中の主要元素である広範囲の耐
火性金属合金を包含することができる0合金はIV−B
族の反応性金属(チタン、ジルコニウム及びハフニウム
)、又はVr−B族の耐火性金属(モリブデン、タング
ステン及びクロム)のいずれかの所定添加物、又は最も
好ましくはIV−B族金属及びVI−B族金属の両方を
含有することができる。酸素、炭素及び窒素と反応する
ことが出来ても出来なくてもよいその他の元素、例えば
イツトリウム、レニウム等は少割合量の添加物又は随伴
残留不純物として合金中に存在していてもよい、商業的
に製造された現時点の技術水準の入手できる多数の耐火
性金属合金を包含する上記で挙げた合金系をオキシ浸炭
するか又はオキシ浸炭浸窒する時には、後記する顕著な
特性及び関連したミクロ組織を持つ材料が生じることに
なることが発見された。
される合金は、元素周期表のV−B族金属(タンタル、
ニオブ及びバナジウム)の耐火性金属合金であって、V
−B族元素が合金組成物中の主要元素である広範囲の耐
火性金属合金を包含することができる0合金はIV−B
族の反応性金属(チタン、ジルコニウム及びハフニウム
)、又はVr−B族の耐火性金属(モリブデン、タング
ステン及びクロム)のいずれかの所定添加物、又は最も
好ましくはIV−B族金属及びVI−B族金属の両方を
含有することができる。酸素、炭素及び窒素と反応する
ことが出来ても出来なくてもよいその他の元素、例えば
イツトリウム、レニウム等は少割合量の添加物又は随伴
残留不純物として合金中に存在していてもよい、商業的
に製造された現時点の技術水準の入手できる多数の耐火
性金属合金を包含する上記で挙げた合金系をオキシ浸炭
するか又はオキシ浸炭浸窒する時には、後記する顕著な
特性及び関連したミクロ組織を持つ材料が生じることに
なることが発見された。
米国特許第3,549.427号及び第3.549.4
29号には、組成合金が特定三元図上の多角形境界線の
範囲内にあるとして示されており、且つこれらの特許に
記載されているような満足な窒化材料について確立され
た基準に合格する多数の追加の耐火性金属合金組成物が
開示されており、その開示は参照文として本明細書に含
まれるものとする0本発明のオキシ浸炭処理及びオキシ
浸炭浸窒処理は、硬度、耐食性及び比較的微細な結晶粒
度の顕著な組み合わせを持つだんだんに変化した多相の
材料を達成するために上記のような合金組成物と共に用
いることができる。米国特許第3.713,907号も
参照される。
29号には、組成合金が特定三元図上の多角形境界線の
範囲内にあるとして示されており、且つこれらの特許に
記載されているような満足な窒化材料について確立され
た基準に合格する多数の追加の耐火性金属合金組成物が
開示されており、その開示は参照文として本明細書に含
まれるものとする0本発明のオキシ浸炭処理及びオキシ
浸炭浸窒処理は、硬度、耐食性及び比較的微細な結晶粒
度の顕著な組み合わせを持つだんだんに変化した多相の
材料を達成するために上記のような合金組成物と共に用
いることができる。米国特許第3.713,907号も
参照される。
本明細書において、用語“相”及び゛多相”は、冶金の
実務において普通に用いられている通りに用いられる。
実務において普通に用いられている通りに用いられる。
“相”は材料系の物理的に均一で且つ他と区別できる部
分を意味し、また″′多相”は2揮以上の共存する相を
呼称する。用語゛だんだんに変化した”も同様に、上記
で及び参照特許で記載されているその普通の意味で用い
られる。
分を意味し、また″′多相”は2揮以上の共存する相を
呼称する。用語゛だんだんに変化した”も同様に、上記
で及び参照特許で記載されているその普通の意味で用い
られる。
本発明の好ましい実施態様においては、前記で概説した
ある種の耐火性金属合金系をオキシ浸炭するか又はオキ
シ浸炭浸窒する0本発明の例証としてオキシ浸炭される
か又はオキシ浸炭浸窒されるある特定の商業的に入手で
きる耐火性金属合金としては次のものがあるニ ドリボコール532 Cb−30T 1−20Wフア
ンスチール ゛85″メタル Cb−28Ta−10,5W−0
,9ZrCb −752Cb−10W−2,52rC−
103Cb−10Hf−ITi Ta −10W Ta−10Wそれらの合金は
慣用の電子ビーム溶融又は消耗電極アーク溶融、あるい
はこれらの組み合わせによってインゴットを製造するこ
とによって調製された。金属を脱酸する目的で、存在す
るいずれかの酸素と結合させるために時にはイツトリウ
ム又は稀土類金属の少量の添加物を溶融物中に含ませる
。特定の合金について用いられる慣用の商業的技術によ
ってインゴットからミル製品を製造した。
ある種の耐火性金属合金系をオキシ浸炭するか又はオキ
シ浸炭浸窒する0本発明の例証としてオキシ浸炭される
か又はオキシ浸炭浸窒されるある特定の商業的に入手で
きる耐火性金属合金としては次のものがあるニ ドリボコール532 Cb−30T 1−20Wフア
ンスチール ゛85″メタル Cb−28Ta−10,5W−0
,9ZrCb −752Cb−10W−2,52rC−
103Cb−10Hf−ITi Ta −10W Ta−10Wそれらの合金は
慣用の電子ビーム溶融又は消耗電極アーク溶融、あるい
はこれらの組み合わせによってインゴットを製造するこ
とによって調製された。金属を脱酸する目的で、存在す
るいずれかの酸素と結合させるために時にはイツトリウ
ム又は稀土類金属の少量の添加物を溶融物中に含ませる
。特定の合金について用いられる慣用の商業的技術によ
ってインゴットからミル製品を製造した。
一酸化炭素雰囲気中で、又は−酸化炭素含量が1〜99
容量%の範囲内である一酸化炭素とアルゴンとの雰囲気
中で合金試験片をオキシ浸炭した。ある実験においては
、−酸化炭素の一部又は全部を二酸化炭素で置き換えた
。ある実験においては、水蒸気をその雰囲気中に注入し
、これらの場合には酸素源の一部として役立てた。加え
て、反応深さ中の炭素の富化を提供するためにオキシ浸
炭性ガス雰囲気にメタン(CH,)のような炭化水素ガ
スの制御された添加を行うことができる。従って、基体
の反応深さ中に導入することのできる酸素及び炭素の量
に関してオキシ浸炭処理は広い融通性を持つ、従って、
オキシ浸炭プロセスの雰囲気組成、温度、時間及びその
他のプロセスパラメーターを、反応帯域中に酸素含量よ
りも高い炭素含量をもたらすように選択して、最終複合
体中に最適の特性を達成するためにこれらの元素を所望
の特定濃度に制御することができる。又は、所望ならば
、逆に、酸素含量を炭素含量よりも高くてもよい。
容量%の範囲内である一酸化炭素とアルゴンとの雰囲気
中で合金試験片をオキシ浸炭した。ある実験においては
、−酸化炭素の一部又は全部を二酸化炭素で置き換えた
。ある実験においては、水蒸気をその雰囲気中に注入し
、これらの場合には酸素源の一部として役立てた。加え
て、反応深さ中の炭素の富化を提供するためにオキシ浸
炭性ガス雰囲気にメタン(CH,)のような炭化水素ガ
スの制御された添加を行うことができる。従って、基体
の反応深さ中に導入することのできる酸素及び炭素の量
に関してオキシ浸炭処理は広い融通性を持つ、従って、
オキシ浸炭プロセスの雰囲気組成、温度、時間及びその
他のプロセスパラメーターを、反応帯域中に酸素含量よ
りも高い炭素含量をもたらすように選択して、最終複合
体中に最適の特性を達成するためにこれらの元素を所望
の特定濃度に制御することができる。又は、所望ならば
、逆に、酸素含量を炭素含量よりも高くてもよい。
また、雰囲気組成が1〜99容量%の一酸化炭素と残余
量の窒素である一酸化炭素と窒素との雰囲気中で合金試
験片をオキシ浸炭浸窒した。同じく、ある実験において
は、−酸化炭素の一部を置換するために二酸化炭素又は
水蒸気のいずれかを添加した。最初に、前節で記載した
ようにして材料をオキシ浸炭し、次いでそのオキシ浸炭
した材料を窒素雰囲気中で窒化することによって、又は
逆に、最初に窒化し、次いでオキシ浸炭することによっ
て、オキシ浸炭浸窒を逐次的に実施することもできる。
量の窒素である一酸化炭素と窒素との雰囲気中で合金試
験片をオキシ浸炭浸窒した。同じく、ある実験において
は、−酸化炭素の一部を置換するために二酸化炭素又は
水蒸気のいずれかを添加した。最初に、前節で記載した
ようにして材料をオキシ浸炭し、次いでそのオキシ浸炭
した材料を窒素雰囲気中で窒化することによって、又は
逆に、最初に窒化し、次いでオキシ浸炭することによっ
て、オキシ浸炭浸窒を逐次的に実施することもできる。
窒素プラス水蒸気、酸素又は空気の雰囲気中で材料をオ
キシ窒化し、次いで浸炭するか又はオキシ浸炭すること
、又はこの技術の逆はその他の任意のオキシ浸炭浸窒法
である。前記したように、オキシ浸炭処理について、炭
素富化を達成するためにオキシ浸炭浸窒雰囲気に炭化水
素ガスを添加することができる。従って、オキシ浸炭浸
窒法はまた広い融通性を持ち、それで導入された元素の
酸素、炭素及び窒素の所望の比及び濃度を達成すること
ができる。所望ならば、これらの3種の元素のいずれか
がそれらの内で最大、中間又は最低の濃度を持つことが
でき、各々がそのオキシ浸炭浸窒部分の反応深さ中に所
望の含量で存在する。
キシ窒化し、次いで浸炭するか又はオキシ浸炭すること
、又はこの技術の逆はその他の任意のオキシ浸炭浸窒法
である。前記したように、オキシ浸炭処理について、炭
素富化を達成するためにオキシ浸炭浸窒雰囲気に炭化水
素ガスを添加することができる。従って、オキシ浸炭浸
窒法はまた広い融通性を持ち、それで導入された元素の
酸素、炭素及び窒素の所望の比及び濃度を達成すること
ができる。所望ならば、これらの3種の元素のいずれか
がそれらの内で最大、中間又は最低の濃度を持つことが
でき、各々がそのオキシ浸炭浸窒部分の反応深さ中に所
望の含量で存在する。
合金試験片のオキシ浸炭処理又はオキシ浸炭浸窒処理を
グラファイトサセプター(suscepLor)を持つ
商業的誘導炉で実施した。試験片を、担持したその炉を
空にし、所望のガス組成物を充填し、所望の温度(典型
的には1649〜1871℃(3000〜3400°F
)lにし、そして所望の酸素プラス炭素のピックアップ
、又は酸素プラス炭素プラス窒素のピックアップを作る
ために所望の時間(典型的には4〜24時間)保持し、
次いで大気下で冷却した。
グラファイトサセプター(suscepLor)を持つ
商業的誘導炉で実施した。試験片を、担持したその炉を
空にし、所望のガス組成物を充填し、所望の温度(典型
的には1649〜1871℃(3000〜3400°F
)lにし、そして所望の酸素プラス炭素のピックアップ
、又は酸素プラス炭素プラス窒素のピックアップを作る
ために所望の時間(典型的には4〜24時間)保持し、
次いで大気下で冷却した。
その処理した試験片を多数の実験技術によって評価した
0重量増加をシート又はプレート試験片で求めた。ミク
ロ組織を調べ、硬化深さについての微小硬度トラバース
を研摩した又は研摩しそしてエツチングした横断面で実
施した。B素、炭素及び窒素の含量についての化学分析
を処理した合金のワイヤ試験片で行った。溶融アルミニ
ウム中でのぬれ試験、塩化水素酸プラス弗化水素酸中で
の及び沸1!70%VR酸中での耐食試験、及び空気雰
囲気中での幾種類かの所定の高温での耐酸化試験につい
てはその他の処理した試験片を用いた。
0重量増加をシート又はプレート試験片で求めた。ミク
ロ組織を調べ、硬化深さについての微小硬度トラバース
を研摩した又は研摩しそしてエツチングした横断面で実
施した。B素、炭素及び窒素の含量についての化学分析
を処理した合金のワイヤ試験片で行った。溶融アルミニ
ウム中でのぬれ試験、塩化水素酸プラス弗化水素酸中で
の及び沸1!70%VR酸中での耐食試験、及び空気雰
囲気中での幾種類かの所定の高温での耐酸化試験につい
てはその他の処理した試験片を用いた。
本発明の合金系のオキシ浸炭した及びオキシ浸炭浸窒し
た有用な複合材料を製造するためには、酸素プラス炭素
、又は酸素プラス炭素プラス窒素のピックアップが少な
くとも1 my/cm”<表面層)でなければならず、
より多旦が好ましいことが見いだされている。加えて、
表面での微小硬度が少なくとも1000DPN (ダイ
ヤモンドピラミッド数)であるべきであり、またそのよ
うな硬度が発現する反応深さは少なくとも0.cm11
11(0,0004in)であるべきである0本発明の
合金系のオキシ浸炭した又はオキシ浸炭浸窒した複合材
料を次いで硼素化することによって表面層の硬度を更に
実質的に増加させ且つ摩擦係数を著しく減少させること
ができる0表面からの硼素に富んだ反応深さは少なくと
も約1μm(0,001xm)、より好ましくは約3μ
m(0,003zz)であるべきである、そのような硼
素化材料の表面での硬度は典型的には約3800DPN
である。
た有用な複合材料を製造するためには、酸素プラス炭素
、又は酸素プラス炭素プラス窒素のピックアップが少な
くとも1 my/cm”<表面層)でなければならず、
より多旦が好ましいことが見いだされている。加えて、
表面での微小硬度が少なくとも1000DPN (ダイ
ヤモンドピラミッド数)であるべきであり、またそのよ
うな硬度が発現する反応深さは少なくとも0.cm11
11(0,0004in)であるべきである0本発明の
合金系のオキシ浸炭した又はオキシ浸炭浸窒した複合材
料を次いで硼素化することによって表面層の硬度を更に
実質的に増加させ且つ摩擦係数を著しく減少させること
ができる0表面からの硼素に富んだ反応深さは少なくと
も約1μm(0,001xm)、より好ましくは約3μ
m(0,003zz)であるべきである、そのような硼
素化材料の表面での硬度は典型的には約3800DPN
である。
実施例1
1 5.24X25.4X4.75翔−(0,6X1゜
OXo、187in)の寸法を持っCb−30%Ti−
20%W合金の試験片をグラファイトサセプターを持つ
誘導炉中、Ar−10v10(容量%)C0の制御され
た雰囲気中、ゲージ圧0 、14 kg/cx2(2p
sig)の圧力で加熱した。試験片の温度を30分間に
わたって室温から1927℃(3500”F)に規則的
に上昇させ、その試験片をその温度で4時間保持し、そ
の後に炉の電力を切り、そしてそのシステムを数時間か
がって室温に冷却しな、試験片は均一な黒色を持ってお
り、また重量変化を測定したところ表面ff(cm”当
たり50.11gの増加を示した。その研摩した横断面
について100yの負荷でダイヤモンドピラミッドイン
デンターを用いて微小硬度の測定を実施した。第1図中
の上方の曲線によって示されている、表面からの距離の
関数としての硬度勾配を得た。第1図中の下方の曲線は
窒素のみと同じ吸収水準まで反応した同一の合金につい
ての硬度トラバースを示している。N2とよりもCOと
反応した時には、硬度水準及び高硬度の達成される深さ
にかなりの増加があることが認められる。
OXo、187in)の寸法を持っCb−30%Ti−
20%W合金の試験片をグラファイトサセプターを持つ
誘導炉中、Ar−10v10(容量%)C0の制御され
た雰囲気中、ゲージ圧0 、14 kg/cx2(2p
sig)の圧力で加熱した。試験片の温度を30分間に
わたって室温から1927℃(3500”F)に規則的
に上昇させ、その試験片をその温度で4時間保持し、そ
の後に炉の電力を切り、そしてそのシステムを数時間か
がって室温に冷却しな、試験片は均一な黒色を持ってお
り、また重量変化を測定したところ表面ff(cm”当
たり50.11gの増加を示した。その研摩した横断面
について100yの負荷でダイヤモンドピラミッドイン
デンターを用いて微小硬度の測定を実施した。第1図中
の上方の曲線によって示されている、表面からの距離の
関数としての硬度勾配を得た。第1図中の下方の曲線は
窒素のみと同じ吸収水準まで反応した同一の合金につい
ての硬度トラバースを示している。N2とよりもCOと
反応した時には、硬度水準及び高硬度の達成される深さ
にかなりの増加があることが認められる。
その材料系のミクロ組織も試験して、2種の異なった処
理から生じる基体の結晶粒度及び勾配に著しい相違を知
った。CO中で処理した試験片(第2図)は窒化した同
じ合金(第3図)と比較するとき比較的v&細な結晶粒
度を示す、浸炭したrR細結晶化材料はより大きな等方
性及びより良好な破砕靭性を示すことが期待される。
理から生じる基体の結晶粒度及び勾配に著しい相違を知
った。CO中で処理した試験片(第2図)は窒化した同
じ合金(第3図)と比較するとき比較的v&細な結晶粒
度を示す、浸炭したrR細結晶化材料はより大きな等方
性及びより良好な破砕靭性を示すことが期待される。
実施例2
Cb−28%Ta−10,5%W−0,9%Z「の合金
を100%COの雰囲気中、1899℃(3450″F
)で4時間反応させた。研摩しなWt凹断面調べた微小
硬度は第4図に描いた新型の硬度勾配を示した。この材
料は、50 zg7cm2の吸収水準まで窒素単独と反
応したCb−30%T i −20%W合金と比較する
時に、より高い表面硬度を持つが、しかし類似のだんだ
んに変化する性質を持っていた。この水準の硬化及び望
ましいだんだんの変化が表面Mcz”当たり葎かに18
.1.mgの吸収水準までCOのみと反応した上記Cb
−T a −W−Zrで生じたことに留意すべきであ
る。更に、この合金を窒素のみと反応させる時には、下
方に急に変わる硬度連続性のない硬い表面層を発現させ
、これは望ましくないだんだんに変化する特性である。
を100%COの雰囲気中、1899℃(3450″F
)で4時間反応させた。研摩しなWt凹断面調べた微小
硬度は第4図に描いた新型の硬度勾配を示した。この材
料は、50 zg7cm2の吸収水準まで窒素単独と反
応したCb−30%T i −20%W合金と比較する
時に、より高い表面硬度を持つが、しかし類似のだんだ
んに変化する性質を持っていた。この水準の硬化及び望
ましいだんだんの変化が表面Mcz”当たり葎かに18
.1.mgの吸収水準までCOのみと反応した上記Cb
−T a −W−Zrで生じたことに留意すべきであ
る。更に、この合金を窒素のみと反応させる時には、下
方に急に変わる硬度連続性のない硬い表面層を発現させ
、これは望ましくないだんだんに変化する特性である。
実jlI例3
Cb−30%Ti−20%W合金製の小さな坩堝を鍛造
棒材の機械加工によって作った。外径3゜81cm (
1,5in)X長さ1.27cx(0,5in)の棒材
試験片を機械加工して内径0.95cx (3/8in
)X深さ約1.11cz(7/16in)の空洞を作る
ことによって各々の坩堝を作った。1個の坩堝を窒素単
独中で1882℃(3420°F)で4時間反応させ、
他の坩堝をAr −10v10co中で1927℃(3
500°F)で4時間反応させた。
棒材の機械加工によって作った。外径3゜81cm (
1,5in)X長さ1.27cx(0,5in)の棒材
試験片を機械加工して内径0.95cx (3/8in
)X深さ約1.11cz(7/16in)の空洞を作る
ことによって各々の坩堝を作った。1個の坩堝を窒素単
独中で1882℃(3420°F)で4時間反応させ、
他の坩堝をAr −10v10co中で1927℃(3
500°F)で4時間反応させた。
その画処理は約50 H/cm”の侵入型元素吸収ピッ
クアップ水準を達成した。311の商業的に純粋なアル
ミニウム試験片を各々の坩堝に入れ、そしてその両方を
真空下で788℃(1450°F)に加熱して1時間保
持し、その後それらを室温に冷却した。坩堝をエポキシ
に据え付け、横断面で研削し且つ研摩し、それを第5図
及び第6図に示す、COと反応した坩堝中のアルミニウ
ム(第5図)は非濡れ性の液滴を形成し、反応の徴候を
、たとえあったとしても、はとんど示さなかった。
クアップ水準を達成した。311の商業的に純粋なアル
ミニウム試験片を各々の坩堝に入れ、そしてその両方を
真空下で788℃(1450°F)に加熱して1時間保
持し、その後それらを室温に冷却した。坩堝をエポキシ
に据え付け、横断面で研削し且つ研摩し、それを第5図
及び第6図に示す、COと反応した坩堝中のアルミニウ
ム(第5図)は非濡れ性の液滴を形成し、反応の徴候を
、たとえあったとしても、はとんど示さなかった。
窒化坩堝中のアルミニウム(第6図)は非常に容易に濡
れ、その窒化表面との大きな反応を示した。アルミニド
金属間化合物層が坩堝の壁土に形成され、窒化物粒子が
アルミニウム中に観察された。
れ、その窒化表面との大きな反応を示した。アルミニド
金属間化合物層が坩堝の壁土に形成され、窒化物粒子が
アルミニウム中に観察された。
実施例4
1.52X5.08X0.475c置(0,6X2゜O
Xo、187in)の寸法を持つCb−30%Ti−2
0%Wの試験片をN2、CO及びH,0の雰囲気中で1
871℃(3400°F)で45分間加熱した。同一の
操作での直径0.249c屑(0,098in)X長さ
2.54cm(lin)のワイヤを分析したところ、そ
の暴露の結果として侵入型元素含量の下記の変化を示し
た: N O,012,9 CO,cm,5 00,070,56 次いでその試験片を本質的に純粋な窒素中で1871℃
(3400°F)で3時間加熱した。その結果としてそ
の画処理について52 mg/cz2の侵入型元素の合
計m1増加となった。第7図の横断面顕微鏡写真は、例
えば、単に窒化した材料についての第3図に示したミク
ロ組織と比較して、比較的微細に粒状化した深くだんだ
んに変化したミクロ組織が生じていることを示している
。
Xo、187in)の寸法を持つCb−30%Ti−2
0%Wの試験片をN2、CO及びH,0の雰囲気中で1
871℃(3400°F)で45分間加熱した。同一の
操作での直径0.249c屑(0,098in)X長さ
2.54cm(lin)のワイヤを分析したところ、そ
の暴露の結果として侵入型元素含量の下記の変化を示し
た: N O,012,9 CO,cm,5 00,070,56 次いでその試験片を本質的に純粋な窒素中で1871℃
(3400°F)で3時間加熱した。その結果としてそ
の画処理について52 mg/cz2の侵入型元素の合
計m1増加となった。第7図の横断面顕微鏡写真は、例
えば、単に窒化した材料についての第3図に示したミク
ロ組織と比較して、比較的微細に粒状化した深くだんだ
んに変化したミクロ組織が生じていることを示している
。
実施例5
実施例1で記載したようにオキシ浸炭処理した、又は実
施例4で記載したようにオキシ浸炭浸窒処理したCb−
30%Ti−20%W合金の試験片を硼素化した。この
ことは、その試験片を炭化硼素粉末中にパックし、次い
でそのバックを1260”C(2300°F)で4時間
加熱することによって達成した。この処理の結果として
その両タイプの予備処理した試験片で約3μmの厚さの
滑らかで硼□素に富んだ表面層が生じ、10cmの負荷
でダイヤモンドピラミッドインデンターを用いて表面で
直接に測定して約3800DPNの微小硬度を示した。
施例4で記載したようにオキシ浸炭浸窒処理したCb−
30%Ti−20%W合金の試験片を硼素化した。この
ことは、その試験片を炭化硼素粉末中にパックし、次い
でそのバックを1260”C(2300°F)で4時間
加熱することによって達成した。この処理の結果として
その両タイプの予備処理した試験片で約3μmの厚さの
滑らかで硼□素に富んだ表面層が生じ、10cmの負荷
でダイヤモンドピラミッドインデンターを用いて表面で
直接に測定して約3800DPNの微小硬度を示した。
実施例6
Cb−10Hf−ITiの組成を持つ市販合金0103
の試験片を50%N、−50%cpの雰囲気中で187
1℃(3400°F)で4時間加熱した。その反応した
試験片を金属組織学試験したところ、その試験片は比較
的微細に粒状化しただんだんに変化したミクロ組織を持
つことが示された。微小硬度の測定は表面からの距離の
関数としてのだんだんの連続的な硬度変化を立証した。
の試験片を50%N、−50%cpの雰囲気中で187
1℃(3400°F)で4時間加熱した。その反応した
試験片を金属組織学試験したところ、その試験片は比較
的微細に粒状化しただんだんに変化したミクロ組織を持
つことが示された。微小硬度の測定は表面からの距離の
関数としてのだんだんの連続的な硬度変化を立証した。
加えて、この材料は、窒素単独中で反応した従来技術の
材料よりもかなり高い硬度及びかなり大きな硬化深さを
持つことが見いだされた。比較の硬度勾配は次の通りで
ある: だんだんに変化したオキシ浸炭材料及びオキシ浸炭浸窒
材料の優秀な耐摩耗性及び耐食性を、それらのその他の
有用な性質及び特性と共に、広範囲の種々の製品及び朋
途に有効に用いることができる。これらの製品及び用途
としては、例示として、坩堝、取鍋、ダイス型及び金属
を溶融し、溶融金属を取り扱うためのその他の用具;回
転シールを含めた機械シール;ベアリング及びブシュ;
弁プラグ及びその他の弁部材;ナイフ;刃;スクレーバ
;スリッター;シャー;押し出し、引き抜き、及びその
他の形成操作用のダイ;総形バイト;針; EDM (
放電81械加工)電極を含めた電極;スピナレット;装
甲;砲身ライン;インペラ;送J[iの羽根;グライン
ダー(スレッド、ワイヤー、等);粉砕媒体;微粉砕用
ハンマー及びロール;キャプスタン;撹拌機の羽根;シ
リンダーライナー;タイヤスタッド;エンジン部材;ブ
レーキ板;スクリーン;供給スクリュー;スプロケット
;チェーン;特殊電気接点;保護チューブー−両切削工
具;回転式バール、やすり、ルータ、及び鋸を含めた多
山切削工具;ドリル;タップ;パンチ;及び製紙産業、
化学産業、石油化学産業、油田及びガス田の探査及び採
掘の17食−摩托環境で用いられる種々の部品がある。
材料よりもかなり高い硬度及びかなり大きな硬化深さを
持つことが見いだされた。比較の硬度勾配は次の通りで
ある: だんだんに変化したオキシ浸炭材料及びオキシ浸炭浸窒
材料の優秀な耐摩耗性及び耐食性を、それらのその他の
有用な性質及び特性と共に、広範囲の種々の製品及び朋
途に有効に用いることができる。これらの製品及び用途
としては、例示として、坩堝、取鍋、ダイス型及び金属
を溶融し、溶融金属を取り扱うためのその他の用具;回
転シールを含めた機械シール;ベアリング及びブシュ;
弁プラグ及びその他の弁部材;ナイフ;刃;スクレーバ
;スリッター;シャー;押し出し、引き抜き、及びその
他の形成操作用のダイ;総形バイト;針; EDM (
放電81械加工)電極を含めた電極;スピナレット;装
甲;砲身ライン;インペラ;送J[iの羽根;グライン
ダー(スレッド、ワイヤー、等);粉砕媒体;微粉砕用
ハンマー及びロール;キャプスタン;撹拌機の羽根;シ
リンダーライナー;タイヤスタッド;エンジン部材;ブ
レーキ板;スクリーン;供給スクリュー;スプロケット
;チェーン;特殊電気接点;保護チューブー−両切削工
具;回転式バール、やすり、ルータ、及び鋸を含めた多
山切削工具;ドリル;タップ;パンチ;及び製紙産業、
化学産業、石油化学産業、油田及びガス田の探査及び採
掘の17食−摩托環境で用いられる種々の部品がある。
本発明の新規な概念の精神及び範囲から逸脱することな
しで種々の修正及び変更を行い得ることが理解されるで
あろう。
しで種々の修正及び変更を行い得ることが理解されるで
あろう。
第1図はCO中で反応したCb−30%Ti−20%W
合金の微小硬度勾配と窒素中で反応したCb−30%T
i−20%W合金の微小硬度勾配との比較グラフである
。 第2図はAr−10%CO中で1927℃(3500°
F)で4時間反応したCb−30%T i −20%W
合金の顕微鏡写真である。 第3図は窒素中で1882℃(3420’F)で4時間
反応したCb−30%Ti−20%W合金の顕微鏡写真
である。 第4図はCO中で反応しなCb−28%Ta−10,5
%W−0,9%Zr合金の微小硬度勾配と窒素中で反応
したCb−30%Ti−20%W合金の微小硬度勾配と
の比較グラフである。 第5図はCb−3Q%Ti−20%W合金をCO中で反
応させることによって作った坩堝中でアルミニウムを溶
融させた場合の結果を示す写真である。 第6図はcb〜30%Ti−20%W合金を窒素中で反
応させることによって作った坩堝中でアルミニウムを溶
融させた場合の結果を示す写真である。 第7図は最初に窒素、炭素及び酸素と反応し、次いで窒
化して表面if(cm2当たり合計で52mgの侵入型
重量増加となったCb−30%Ti−20%W合金のミ
クロ組織を示す顕微鏡写真である。
合金の微小硬度勾配と窒素中で反応したCb−30%T
i−20%W合金の微小硬度勾配との比較グラフである
。 第2図はAr−10%CO中で1927℃(3500°
F)で4時間反応したCb−30%T i −20%W
合金の顕微鏡写真である。 第3図は窒素中で1882℃(3420’F)で4時間
反応したCb−30%Ti−20%W合金の顕微鏡写真
である。 第4図はCO中で反応しなCb−28%Ta−10,5
%W−0,9%Zr合金の微小硬度勾配と窒素中で反応
したCb−30%Ti−20%W合金の微小硬度勾配と
の比較グラフである。 第5図はCb−3Q%Ti−20%W合金をCO中で反
応させることによって作った坩堝中でアルミニウムを溶
融させた場合の結果を示す写真である。 第6図はcb〜30%Ti−20%W合金を窒素中で反
応させることによって作った坩堝中でアルミニウムを溶
融させた場合の結果を示す写真である。 第7図は最初に窒素、炭素及び酸素と反応し、次いで窒
化して表面if(cm2当たり合計で52mgの侵入型
重量増加となったCb−30%Ti−20%W合金のミ
クロ組織を示す顕微鏡写真である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、V−B族金属(ニオブ、タンタル及びバナジウム)
から成る群から選ばれた多割合量の金属を含有し且つI
V−B族金属(チタン、ジルコニウム及びハフニウム)
、VI−B族金属(モリブデン、タングステン及びクロム
)及びそれらの混合物から成る群から選ばれた少なくと
も1種の合金形成金属を含有する耐火性金属合金ベース
を含み;該ベースは、非金属ピックアップを該耐火性金
属合金と共存している相中で、表面において少なくとも
1mg/cm^2の濃度でそして該表面から内側方向に
減少する濃度で含有する表層を持っており、該非金属ピ
ックアップは本質的に酸素及び炭素;酸素、炭素及び窒
素;酸素、炭素及び硼素;及び酸素、炭素、窒素及び硼
素から成る群から選ばれたものであることを特徴とする
だんだんに変化した多相材料系。 2、該表面での濃度が18mg/cm^2を越えている
請求項1記載のだんだんに変化した多相材料系。 3、該表面での濃度が50mg/cm^2程度である請
求項2記載のだんだんに変化した多相材料系。 4、少なくとも1000DPNの表面硬度及び少なくと
も0.01mm(0.0004in)のだんだんに変化
した反応深さを持っている請求項1記載のだんだんに変
化した多相材料系。 5、少なくとも2500DPNの表面硬度を持つている
請求項4記載のだんだんに変化した多相材料系。 6、該表面が、約3800DPNの表面硬度及び少なく
とも0.001mmの硼素反応深さを付与するのに十分
な濃度で硼素を含有している請求項1記載のだんだんに
変化した多相材料系。 7、該硼素反応深さが約0.003mmである請求項6
記載のだんだんに変化した多相材料系。 8、表面積cm^2当たり少なくとも1mgの酸素及び
炭素のピックアップ相を持ち、且つ元素周期表のニオブ
、タンタル及びバナジウムから選ばれたV−B族金属が
多割合量金属であり、そして合金形成金属がIV−B族金
属(チタン、ジルコニウム及びハフニウム)、VI−B族
金属(モリブデン、タングステン及びクロム)及び少な
くとも1種のIV−B族金属と少なくとも1種のVI−B族
金属との混合物から成る群から選ばれたものである耐火
性金属合金相から本質的に成るベースで優秀な耐摩耗性
特性及び耐食性特性を持つ、表層のだんだんに変化した
多相のオキシ浸炭材料。 9、表面微小硬度が少なくとも1000DPNであり且
つそのような硬度が発現している反応深さが少なくとも
0.01mm(0.0004in)である請求項8記載
のだんだんに変化したオキシ浸炭材料。 10、炭素含有量がその反応深さ中で酸素含有量を越え
る請求項8記載のだんだんに変化したオキシ浸炭材料。 11、酸素含有量がその反応深さ中で炭素含有量を越え
る請求項8記載のだんだんに変化したオキシ浸炭材料。 12、更に、少なくとも約1μmの深さの硼素に富んだ
表面層を持ち且つその表面層中に約3800DPNの微
小硬度を持つ請求項8記載のだんだんに変化したオキシ
浸炭材料。13、表面積cm^2当たり少なくとも1m
gの酸素、炭素及び窒素のピックアップ相を持ち、且つ
元素周期表のニオブ、タンタル及びバナジウムから選ば
れたV−B族金属が多割合量金属であり、そして合金形
成金属がIV−B族金属(チタン、ジルコニウム及びハフ
ニウム)、VI−B族金属(モリブデン、タングステン及
びクロム)及び少なくとも1種のIV−B族金属と少なく
とも1種のVI−B族金属との混合物から成る群から選ば
れたものである耐火性金属合金相から本質的に成るベー
スで優秀な耐摩耗性特性及び耐食性特性を持つ、表層の
だんだんに変化した多相のオキシ浸炭浸窒材料。 14、表面の微小硬度が少なくとも1000DPNであ
り且つそのような硬度が発現している反応深さが少なく
とも0.01mm(0.0004in)である請求項1
3記載のだんだんに変化したオキシ浸炭浸窒材料。 15、酸素、炭素及び窒素から選ばれたいずれかの元素
の含有量がその反応深さ中でこれらの選ばれた元素の内
で最も高いか又は中間の濃度を持つことができる請求項
13記載のだんだんに変化したオキシ浸炭浸窒材料。 16、更に、少なくとも約1μmの深さの硼素に富んだ
表面層を持ち且つその表面層中に約3800DPNの微
小硬度を持つ請求項13記載のだんだんに変化したオキ
シ浸炭浸窒材料。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US07/098,081 US4799977A (en) | 1987-09-21 | 1987-09-21 | Graded multiphase oxycarburized and oxycarbonitrided material systems |
US98,081 | 1987-09-21 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01152254A true JPH01152254A (ja) | 1989-06-14 |
Family
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Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
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Country Status (5)
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JP (1) | JPH01152254A (ja) |
DE (1) | DE3831933A1 (ja) |
FR (1) | FR2620734A1 (ja) |
GB (1) | GB2210060B (ja) |
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---|---|---|---|---|
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USRE34173E (en) * | 1988-10-11 | 1993-02-02 | Midwest Research Technologies, Inc. | Multi-layer wear resistant coatings |
WO1993008316A1 (fr) * | 1991-10-14 | 1993-04-29 | Commissariat A L'energie Atomique | Materiau multicouche pour revetement anti-erosion et anti-abrasion |
US5702829A (en) * | 1991-10-14 | 1997-12-30 | Commissariat A L'energie Atomique | Multilayer material, anti-erosion and anti-abrasion coating incorporating said multilayer material |
AT401778B (de) * | 1994-08-01 | 1996-11-25 | Plansee Ag | Verwendung von molybdän-legierungen |
JP3560157B2 (ja) * | 2001-06-18 | 2004-09-02 | 株式会社椿本チエイン | 直噴型エンジン用タイミング伝動スプロケット |
US20040112476A1 (en) * | 2001-07-09 | 2004-06-17 | Geoffrey Dearnaley | Life extension of chromium coatings and chromium alloys |
RU2215071C1 (ru) * | 2002-05-18 | 2003-10-27 | Открытое акционерное общество "Чепецкий механический завод" | Фильера для формования химических нитей и волокон из растворов |
DE10245516B4 (de) * | 2002-09-27 | 2004-09-30 | W. C. Heraeus Gmbh & Co. Kg | Legierung zur Verwendung für Stents |
US20080038146A1 (en) * | 2003-02-10 | 2008-02-14 | Jurgen Wachter | Metal alloy for medical devices and implants |
PT1444993E (pt) * | 2003-02-10 | 2007-01-31 | Heraeus Gmbh W C | Liga metálica melhorada para dispositivos médicos e implantes |
US20070276488A1 (en) * | 2003-02-10 | 2007-11-29 | Jurgen Wachter | Medical implant or device |
US8689671B2 (en) | 2006-09-29 | 2014-04-08 | Federal-Mogul World Wide, Inc. | Lightweight armor and methods of making |
CN102560175B (zh) * | 2011-12-28 | 2014-09-03 | 成都易态科技有限公司 | 金属多孔材料的孔径调节方法及金属多孔材料的孔结构 |
US20160208372A1 (en) * | 2013-08-27 | 2016-07-21 | University Of Virginia Patent Foundation | Lattice materials and structures and related methods thereof |
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EP3878999A1 (en) * | 2016-06-02 | 2021-09-15 | Danmarks Tekniske Universitet | A method of oxidising titanium |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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CH520773A (fr) * | 1967-09-05 | 1972-03-31 | Surface Technology Corp | Matière nitrurée |
US3783038A (en) * | 1968-08-27 | 1974-01-01 | Surface Technology Corp | Nitrided-oxidized boronized articles |
US3830670A (en) * | 1970-12-18 | 1974-08-20 | Surface Technology Corp | Graded multiphase carburized materials |
US3713907A (en) * | 1970-12-18 | 1973-01-30 | Surface Technology Corp | Graded multiphase materials |
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US4399168A (en) * | 1980-01-21 | 1983-08-16 | Santrade Ltd. | Method of preparing coated cemented carbide product |
US4357382A (en) * | 1980-11-06 | 1982-11-02 | Fansteel Inc. | Coated cemented carbide bodies |
US4490191A (en) * | 1981-12-16 | 1984-12-25 | General Electric Company | Coated product and process |
SE442305B (sv) * | 1984-06-27 | 1985-12-16 | Santrade Ltd | Forfarande for kemisk gasutfellning (cvd) for framstellning av en diamantbelagd sammansatt kropp samt anvendning av kroppen |
-
1987
- 1987-09-21 US US07/098,081 patent/US4799977A/en not_active Expired - Fee Related
-
1988
- 1988-08-31 JP JP63215320A patent/JPH01152254A/ja active Pending
- 1988-09-19 GB GB8821924A patent/GB2210060B/en not_active Expired - Lifetime
- 1988-09-20 DE DE3831933A patent/DE3831933A1/de not_active Ceased
- 1988-09-20 FR FR8812279A patent/FR2620734A1/fr active Pending
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Publication number | Publication date |
---|---|
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GB2210060B (en) | 1991-01-30 |
GB2210060A (en) | 1989-06-01 |
FR2620734A1 (fr) | 1989-03-24 |
DE3831933A1 (de) | 1989-04-06 |
GB8821924D0 (en) | 1988-10-19 |
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