JPH10306347A - 低温靭性に優れた超高強度鋼管 - Google Patents
低温靭性に優れた超高強度鋼管Info
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- JPH10306347A JPH10306347A JP11594997A JP11594997A JPH10306347A JP H10306347 A JPH10306347 A JP H10306347A JP 11594997 A JP11594997 A JP 11594997A JP 11594997 A JP11594997 A JP 11594997A JP H10306347 A JPH10306347 A JP H10306347A
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Abstract
X100超)鋼管を提供する。 【解決手段】 低C−高Mn−Nb−Mo−Ti系の母
材に低C−Mn−Ni−Cr−Mo−低O系の溶接金属
からなり、HAZ最軟化部の硬さが溶接金属部の平均硬
さの0.85以上である鋼管。 【効果】 低温靭性に優れた超高強度鋼管により、パイ
プラインの安全性が著しく向上すると共に、パイプライ
ンの施工能率、輸送効率の飛躍的な向上が可能となっ
た。
Description
I)規格でX120以上(引張強さで約950N/mm2
以上)の超高強度と低温靭性に優れた鋼管に関するもの
である。
ラインに使用するラインパイプは、1)高圧化による輸送
効率の向上や、2)薄肉化による現地での溶接能率向上の
ためますます高張力化する傾向にある。これまでにAP
I規格でX80までのラインパイプの実用化が進行中で
あるが、さらに高強度のラインパイプに対するニーズが
最近でてきた。現在、X100以上の超高強度ラインパ
イプはX80級ラインパイプの製造法(NKK技報 N
o.138(1992),pp24-31およびThe 7th Offshore Mechanic
s and Arctic Engineering(1988),Volume V,pp179-18
5)を基本に検討されているが、これではせいぜい、X
100(降伏強さ989N/mm2 以上、引張強さ760
N/mm2 以上)ラインパイプの製造が限界と考えられ
る。
性バランスをはじめとして、溶接熱影響部(HAZ)靭
性、現地溶接性、継手軟化など多くの問題を抱えてい
る。特にHAZ靭性の向上は重要な課題であり、HAZ
靭性に優れた超高強度ラインパイプ(X100超)の早
期開発が要望されている。
れた引張強さ950N/mm2 以上(API規格X120
以上)の超高強度鋼管を提供するものである。
で、 C :0.05〜0.10%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.8〜2.5%、 P :0.015%以下、 S :0.003%以下、 Ni:0.1〜1.0%、 Mo:0.25〜0.60%、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.06%以下、 N :0.001〜0.006%、 O :0.003%以下 を含有し、必要に応じてさらに、 Cu:0.1〜1.0%、 Cr:0.1〜1.0%、 V :0.01〜0.10%、 B :0.0003〜0.002%、 Ca:0.001〜0.005% のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる母材と、 C :0.03〜0.08%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.5〜2.2%、 P :0.015%以下、 S :0.005%以下、 Ni:1.0〜2.5%、 Cr:0.50〜1.5%、 Mo:0.50〜1.5%、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.05%以下、 N :0.001〜0.010%、 O :0.015〜0.030% を含有し、必要に応じてさらに、 Cu:0.1〜1.0%、 V :0.01〜0.10%、 B :0.0003〜0.003%、Ca:0.001〜0.005% のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつ P=C+0.11Si+0.03Mn+0.02Ni+
0.04Cr+0.07Mo+1.46Nb の式で定義されるP値が0.25〜0.35の範囲にあ
る溶接金属部を有し、かつ溶接熱影響部の最軟化部の硬
さ(HvHAZ)が溶接金属部の平均硬さ(HvWM)
の0.85以上を有することを特徴とする低温靭性に優
れた超高強度鋼管である。
超高強度鋼管について説明する。本発明の特徴は、1)低
C−高Mn−Ni−Mo−Nb−Ti系鋼を母材とし、
2)低C−Mn−Ni−Cr−Mo−低O系の溶接金属部
を有し、3)HAZの最軟化部の硬さを溶接溶接金属部の
平均硬さの0.85以上を有する鋼管である。
量Ti鋼は微細なベイナイト主体の組織を有するライン
パイプ用鋼としてよく知られているが、その引張強さの
上限はせいぜい750MPaが限界であった。さらに高
強度化するためには、1)C量や合金元素量を増加させる
こと、2)900℃以上の高温から焼入れ−焼戻し処理す
ること、が必要であるが、母材やHAZの低温靭性は不
十分となる。
において、化学成分を適正に制御することにより、鋼管
母材において超高強度と優れた低温靭性が達成できるこ
とを見いだした。一方、鋼管母材の強度上昇に伴ない、
必然的に溶接金属の強度も上昇させる必要がある。通
常、鋼管母材は圧延時の加工熱処理(制御圧延〜加速冷
却)の適用により容易に組織を制御でき、所定の強度お
よび低温靭性を満足させることができる。しかしなが
ら、HAZおよび溶接金属部の強度、低温靭性は母材お
よび溶接金属中の化学成分と溶接後の冷却速度で決定さ
れるため、溶接条件が一定の場合(例えば板厚が一定の
場合)、HAZ靭性および溶接金属部の強度、低温靭性
は合金元素の添加量でほぼ決まる。すなわち、HAZお
よび溶接金属部の強度、低温靭性を満足させるために化
学成分を適正な範囲に制御する必要がある。しかしなが
ら、化学成分の適正化だけでは良好なHAZ靭性が得ら
れないことが判明した。すなわち、溶接部における母
材、HAZおよび溶接金属の強度(硬さ)を制御しない
場合にはHAZに大きなひずみが集中し、HAZ靭性が
劣化することがわかった。
てHAZ靭性を改善する方法を鋭意検討した。その結
果、溶接金属中の合金元素の添加量を適正な範囲に制御
して、溶接金属の強度を適正な範囲に制御すると共に、
HAZの最軟化部の硬さを溶接金属部の平均硬さとの相
対比較で適正に制御することにより、HAZに大きなひ
ずみが集中することなく、良好なHAZ靭性を得ること
ができることを見いだし、本発明に至った。
ためには、P=C+0.11Si+0.03Mn+0.
02Ni+0.04Cr+0.07Mo+1.46Nb
で表わされるP値を2.5≦P≦3.5に制御する必要
がある。これは低温靭性を損なうことなく、目的とする
溶接金属部の強度・低温靭性バランスを達成すためであ
る。P値の下限を2.5としたのは950N/mm2 以上
の強度と優れた低温靭性を得るためである。またP値の
上限を3.5としたのは低温靭性を維持するためであ
る。
平均硬さの0.85以上とする必要がある。これはHA
Zに大きなひずみが集中し、低温靭性が劣化するのを防
止するためである。溶接部平均硬さの0.85以上とす
ることにより、HAZに大きなひずみの集中が防止で
き、HAZ靭性が向上する。また0.85未満になると
HAZに大きなひずみが集中し、HAZ靭性が劣化す
る。
定理由について説明する。Cの下限0.03%は溶接金
属の強度を確保するための最小量である。しかしC量が
多過ぎると低温靭性、現地溶接性の著しい劣化を招くの
で、上限を0.08%とした。
であるが、多く添加すると低温靭性や現地溶接性を劣化
させるので、上限を0.6%とした。
欠な元素であり、その下限は1.5%である。しかしM
nが多過ぎると鋼の焼入性が増加して低温靭性や現地溶
接性を劣化させるので上限を2.2%とした。
現地溶接性を劣化させることなく向上させるためであ
る。しかし、添加量が多過ぎると、経済性だけでなく、
低温靭性などを劣化させるので、その上限を2.5%、
下限は1.0%とした。
温靭性や現地溶接性を著しく劣化させる。このためCr
量の上限を1.5%、下限を0.50%とした。
上させるためである。この効果を得るためには、Moは
最低0.50%必要である。しかし過剰なMo添加は低
温靭性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を1.
5%とした。
0.01%は必要である。しかしNbを0.10%を超
えて添加すると、現地溶接性や低温靭性に悪影響をもた
らすので、その上限を0.10%とした。
性を改善する。このようなTiNの効果を発現させるた
めには、最低0.005%のTi添加が必要である。し
かし、Ti量が多過ぎると、TiNの粗大化やTiCに
よる析出硬化が生じ、低温靭性が劣化するので、その上
限は0.030%に限定しなければならない。
しかし、Al量が0.05%を超えると、Al系非金属
介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、上限を0.
05%とした。
る。このために必要な最小量は0.001%である。し
かし、多過ぎると、低温靭性を劣化させるので、その上
限は0.010%に抑える必要がある。
くして、低温靭性の改善に効果がある。しかしながら、
O量が少なくなると低温割れが発生すると共に、現地溶
接時の硬さが高くなるため、その下限を0.015%と
した。しかし、O量が多過ぎると低温靭性が劣化するの
で、上限を0.030%とした。
S量をそれぞれ0.015%以下、0.005%以下と
する。この主たる理由は、低温靭性をより一層向上させ
るためである。P量の低減は、粒界破壊を防止し、低温
靭性を向上させる。またS量の低減は、MnSを低減し
て延靭性を向上させる効果がある。
ついて説明する。基本となる成分にさらにこれらの元素
を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損な
うことなく、溶接金属の強度・靭性などの特性の向上を
図るためである。したがって、その添加量は自ら制限さ
れるべき性質のものである。
に、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果があ
る。しかし過剰に添加すると低温靭性が低下するので、
その上限を1.0%とした。Cuの下限0.1%は添加
による材質上の効果が顕著になる最小量である。
の効果はNbに比較して弱い。Vは歪誘起析出し、強度
を上昇させる。下限は0.01%、その上限は現地溶接
性、低温靭性の点から0.10%まで許容できる。
る元素である。さらにBはMoの焼入れ性向上効果を高
めると共に、Nbと共存して相乗的に焼入れ性を増す。
このような効果を得るためには、Bは最低でも0.00
03%必要である。一方、過剰に添加すると、低温靭性
を劣化させるだけでなく、かえってBの焼入れ性向上効
果を消失せしめることもあるので、その上限を0.00
2%とした。
低温靭性を向上(シャルピー試験における吸収エネルギ
ーの増加など)させる。しかし、Ca量が0.001%
未満では実用上効果がなく、また0.005%を超えて
添加すると、CaO−CaSが大量に生成してクラスタ
ー、大型介在物となり、鋼の清浄度を害するだけでな
く、現地溶接性にも悪影響を及ぼす。このためCa添加
量を0.001〜0.005%に制限した。
フラックスとしては高塩基度溶融型フラックスを選択
し、また溶接棒にはNi−Cr−Mo系ワイヤの使用が
好ましい。
説明する。Cの下限0.05%は母材の強度、低温靭性
の確保ならびにNb,V添加による析出硬化、結晶粒の
微細化効果を発揮させるための最小量である。しかし、
C量が多過ぎると、低温靭性や現地溶接性の著しい劣化
を招くので、上限を0.10%とした。
であるが、多く添加すると現地溶接性、HAZ靭性を劣
化させるので、上限を0.6%とした。鋼の脱酸はTi
あるいはAlのみでも十分であり、Siは必ずしも添加
する必要はない。
欠な元素であり、その下限は1.8%である。しかし、
Mnが多過ぎると、鋼の焼入性が増加して現地溶接性、
HAZ靭性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中
心偏析を助長し、低温靭性も劣化させるので上限を2.
5%とした。
の強度を低温靭性や現地溶接性を劣化させることなく向
上させるためである。Ni添加は、MnやCr,Mo添
加に比較して圧延組織(特にスラブの中心偏析帯)中に
低温靭性、耐サワー性に有害な硬化組織を形成すること
が少なく、強度を増加させることが判明した。しかし、
添加量が多過ぎると、経済性だけでなく、現地溶接性や
HAZ靭性などを劣化させるので、その上限を1.0
%、下限は0.1%とした。Niは連続鋳造時、熱間圧
延時におけるCuクラックの防止にも有効である。この
場合、NiはCu量の1/3以上添加する必要がある。
上させるためである。また、MoはNbと共存して制御
圧延時にオーステナイトの再結晶を強力に抑制し、オー
ステナイト組織の微細化にも効果がある。このような効
果を得るためには、Moは最低0.25%必要である。
しかし、過剰なMo添加はHAZ靭性、現地溶接性を劣
化させるので、その上限を0.60%とした。
析出硬化に寄与し、鋼を強靭化する作用を有する。その
ために0.01%以上の添加が必要である。しかし、N
bを0.10%以上添加すると、現地溶接性やHAZ靭
性に悪影響をもたらすので、その上限を0.10%とし
た。
スラブ再加熱時および溶接HAZのオーステナイト粒の
粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびH
AZの低温靭性を改善する。このようなTiNの効果を
発現させるためには、最低0.005%のTi添加が必
要である。しかし、Ti量が多過ぎると、TiNの粗大
化やTiCによる析出硬化が生じ、低温靭性が劣化する
ので、その上限は0.030%に限定しなければならな
い。
で組織の微細化にも効果を有する。しかし、Al量が
0.06%を超えると、Al系非金属介在物が増加して
鋼の清浄度を害するので、上限を0.06%とした。脱
酸はTiあるいはSiでも可能であり、Alは必ずしも
添加する必要はない。
び溶接HAZのオーステナイト粒の粗大化を抑制して母
材、HAZの低温靭性を向上させる。このために必要な
最小量は0.001%である。しかし、多過ぎると、ス
ラブ表面疵や固溶NによるHAZ靭性の劣化の原因とな
るので、その上限は0.006%に抑える必要がある。
S,O量をそれぞれ、0.015%以下、0003%以
下、0.003%以下とする。この主たる理由は、母
材、HAZ靭性の低温靭性をより一層向上させるためで
ある。P量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を低減し
粒界破壊を防止し低温靭性を向上させる。またS量の低
減は、延伸化したMnSを低減して耐サワー性や延靭性
を向上させる効果がある。O量の低減は鋼中の酸化物を
少なくして、耐サワー性や低温靭性の改善に効果があ
る。したがって、P,S,O量は低いほど好ましい。
理由について説明する。基本となる成分にさらにこれら
の元素を添加する主たる目的は本発明鋼の優れた特徴を
損なうことなく、製造可能な板厚の拡大や母材の強度・
靭性などの特性の向上を図るためである。したがって、
その添加量は自ら制限されるべき性質のものである。
に、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果があ
る。またCu析出硬化によって強度を大幅に増加させ
る。しかし、過剰に添加すると、析出硬化により母材、
HAZの靭性低下や熱間圧延時にCuクラックが生じる
ので、その上限を1.0%とした。Crは母材、HAZ
の強度を増加させるが、多過ぎると現地溶接性やHAZ
靭性を著しく劣化させる。このためCr量の上限は1.
0%である。Cu,Crの下限0.1%はそれぞれの元
素添加による材質上の効果が顕著になる最小量である。
の効果はNbに比較して弱い。しかし、超高強度鋼にお
けるV添加の効果は大きい。Vはフェライトの加工(熱
間圧延)によって歪誘起析出し、フェライトを著しく強
化する。下限は0.01%、その上限は現地溶接性、H
AZ靭性の点から0.10%まで許容できる。
る元素である。さらにBはMoの焼入れ性向上効果を高
めると共に、Nbと共存して相乗的に焼入れ性を増す。
このような効果を得るためには、Bは最低でも0.00
03%必要である。一方、過剰に添加すると、低温靭性
を劣化させるだけでなく、かえってBの焼入れ性向上効
果を消失せしめることもあるので、その上限を0.00
2%とした。
低温靭性を向上(シャルピー試験における吸収エネルギ
ーの増加など)させる。しかしCa量が0.001%未
満では実用上効果がなく、また0.005%を超えて添
加すると、CaO−CaSが大量に生成してクラスタ
ー、大型介在物となり、鋼の清浄度を害するだけでな
く、現地溶接性にも悪影響を及ぼす。このためCa添加
量を0.001〜0.005%に制限した。
鋳造法で表1に示すように種々の鋼成分の鋼片から表2
に示す種々の製造法により鋼管を製造して、諸性質を調
査した。鋼管の機械的性質は圧延と直角方向で調査し
た。また低温割れの有無については溶接後48時間経過
した後、超音波探傷(UST)により評価した。結果を
表2に示す。
優れた強度・低温靭性を有する。これに対して比較鋼は
化学成分やHAZ最軟化部の硬さとWM平均硬さの比が
適切でなく、いずれかの特性が劣る。
よびHAZの低温靭性が悪い。鋼6は溶接金属のC量が
多過ぎるために低温靭性が悪い。鋼7は溶接金属のNi
量が少ないために低温靭性が悪い。鋼8は溶接金属のC
r量が多過ぎるために低温靭性が悪い。鋼9は溶接金属
のMo量が多過ぎるために低温靭性が悪い。鋼10は溶
接金属の酸素量が少ないために低温割れが発生した。鋼
11は溶接金属の酸素量が多過ぎるために低温靭性が悪
い。鋼12はP値が低過ぎるために溶接部の強度が低
い。鋼13はP値が高過ぎるために低温靭性が悪く、低
温割れも発生した。鋼14はHAZの硬さとWMの硬さ
の差が大きく、HAZ靭性が悪い。
鋼管をパイプラインに採用することにより、パイプライ
ンの安全性が著しく向上すると共に、パイプラインの施
工能率、輸送効率の飛躍的な向上が可能となった。
Claims (4)
- 【請求項1】 重量%で、 C :0.05〜0.10%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.8〜2.5%、 P :0.015%以下、 S :0.003%以下、 Ni:0.1〜1.0%、 Mo:0.25〜0.60%、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.06%以下、 N :0.001〜0.006%、 O :0.003%以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる母材
と、 C :0.03〜0.08%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.5〜2.2%、 P :0.015%以下、 S :0.005%以下、 Ni:1.0〜2.5%、 Cr:0.50〜1.5%、 Mo:0.50〜1.5%、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.05%以下、 N :0.001〜0.010%、 O :0.015〜0.030% を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、か
つ下記の式で定義されるP値が0.25〜0.35の範
囲にある溶接金属部を有し、かつ溶接熱影響部の最軟化
部の硬さ(HvHAZ)が溶接金属部の平均硬さ(Hv
WM)の0.85以上を有することを特徴とする低温靭
性に優れた超高強度鋼管。 P=C+0.11Si+0.03Mn+0.02Ni+
0.04Cr+0.07Mo+1.46Nb - 【請求項2】 重量%で、 C :0.05〜0.10%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.8〜2.5%、 P :0.015%以下、 S :0.003%以下、 Ni:0.1〜1.0%、 Mo:0.25〜0.60%、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.06%以下、 N :0.001〜0.006%、 O :0.003%以下 に、さらに Cu:0.1〜1.0%、 Cr:0.1〜1.0%、 V :0.01〜0.10%、 B :0.0003〜0.002%、 Ca:0.001〜0.005% のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる母材と、 C :0.03〜0.08%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.5〜2.2%、 P :0.015%以下、 S :0.005%以下、 Ni:1.0〜2.5%、 Cr:0.50〜1.5%、 Mo:0.50〜1.5%、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.05%以下、 N :0.001〜0.010%、 O :0.015〜0.030% を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、か
つ下記の式で定義されるP値が0.25〜0.35の範
囲にある溶接金属部を有し、かつ溶接熱影響部の最軟化
部の硬さ(HvHAZ)が溶接金属部の平均硬さ(Hv
WM)の0.85以上を有することを特徴とする低温靭
性に優れた超高強度鋼管。 P=C+0.11Si+0.03Mn+0.02Ni+
0.04Cr+0.07Mo+1.46Nb - 【請求項3】 重量%で、 C :0.05〜0.10%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.8〜2.5%、 P :0.015%以下、 S :0.003%以下、 Ni:0.1〜1.0%、 Mo:0.25〜0.60%、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.06%以下、 N :0.001〜0.006%、 O :0.003%以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる母材
と、 C :0.03〜0.08%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.5〜2.2%、 P :0.015%以下、 S :0.005%以下、 Ni:1.0〜2.5%、 Cr:0.50〜1.5%、 Mo:0.50〜1.5%、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.05%以下、 N :0.001〜0.010%、 O :0.015〜0.030% に、さらに Cu:0.1〜1.0%、 V :0.01〜0.10%、 B :0.0003〜0.003%、Ca:0.001〜0.005% のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつ下記の式で定義されるP値
が0.25〜0.35の範囲にある溶接金属部を有し、
かつ溶接熱影響部の最軟化部の硬さ(HvHAZ)が溶
接金属部の平均硬さ(HvWM)の0.85以上を有す
ることを特徴とする低温靭性に優れた超高強度鋼管。 P=C+0.11Si+0.03Mn+0.02Ni+
0.04Cr+0.07Mo+1.46Nb - 【請求項4】 重量%で、 C :0.05〜0.10%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.8〜2.5%、 P :0.015%以下、 S :0.003%以下、 Ni:0.1〜1.0%、 Mo:0.25〜0.60%、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.06%以下、 N :0.001〜0.006%、 O :0.003%以下 に、さらに Cu:0.1〜1.0%、 Cr:0.1〜1.0%、 V :0.01〜0.10%、 B :0.0003〜0.002%、 Ca:0.001〜0.005% のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる母材と、 C :0.03〜0.08%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.5〜2.2%、 P :0.015%以下、 S :0.005%以下、 Ni:1.0〜2.5%、 Cr:0.50〜1.5%、 Mo:0.50〜1.5%、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.05%以下、 N :0.001〜0.010%、 O :0.015〜0.030% に、さらに Cu:0.1〜1.0%、 V :0.01〜0.10%、 B :0.0003〜0.003%、Ca:0.001〜0.005% のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつ下記の式で定義されるP値
が0.25〜0.35の範囲にある溶接金属部を有し、
かつ溶接熱影響部の最軟化部の硬さ(HvHAZ)が溶
接金属部の平均硬さ(HvWM)の0.85以上を有す
ることを特徴とする低温靭性に優れた超高強度鋼管。 P=C+0.11Si+0.03Mn+0.02Ni+
0.04Cr+0.07Mo+1.46Nb
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11594997A JP3526722B2 (ja) | 1997-05-06 | 1997-05-06 | 低温靭性に優れた超高強度鋼管 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11594997A JP3526722B2 (ja) | 1997-05-06 | 1997-05-06 | 低温靭性に優れた超高強度鋼管 |
Publications (2)
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