JPS6026619A - オ−ステナイト系ステンレス厚鋼板の製造方法 - Google Patents
オ−ステナイト系ステンレス厚鋼板の製造方法Info
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- JPS6026619A JPS6026619A JP58132921A JP13292183A JPS6026619A JP S6026619 A JPS6026619 A JP S6026619A JP 58132921 A JP58132921 A JP 58132921A JP 13292183 A JP13292183 A JP 13292183A JP S6026619 A JPS6026619 A JP S6026619A
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- cooling
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- steel
- stainless steel
- austenitic stainless
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
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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】
本発明はオーステナイト系ステンレス厚鋼板の製造方法
に係シ、この種オーステナイト系ステンレス厚鋼板の製
造に関して従来採用されている溶体化処理方法に比較し
て充分に省エネルギー的であり、しかも材質的には１段
と優れた製品を得ることのできる方法を提供しようとす
るものである。
に係シ、この種オーステナイト系ステンレス厚鋼板の製
造に関して従来採用されている溶体化処理方法に比較し
て充分に省エネルギー的であり、しかも材質的には１段
と優れた製品を得ることのできる方法を提供しようとす
るものである。
ステンレス鋼は耐食性、耐熱性に優れていることは周知
の如くで、その組織によりオーステナイト系、２相系、
フェライト系に大別されるが、これらのうちで厚板ステ
ンレスとしてはその大部分がオーステナイト系ステンレ
ス鋼である５ＵＳ３０４．３１６の２鋼種に限定されて
おり１酎角材料、耐熱材料としてはもとより、構造用非
磁性鋼、低温用鋼さらに近年では低合金鋼と組み合せて
クランド鋼として用いられている。
の如くで、その組織によりオーステナイト系、２相系、
フェライト系に大別されるが、これらのうちで厚板ステ
ンレスとしてはその大部分がオーステナイト系ステンレ
ス鋼である５ＵＳ３０４．３１６の２鋼種に限定されて
おり１酎角材料、耐熱材料としてはもとより、構造用非
磁性鋼、低温用鋼さらに近年では低合金鋼と組み合せて
クランド鋼として用いられている。
ところで従来このオーステナイト系ステンレス鋼を得る
には溶体化処理を施こすものとされておｐｌその主目的
は■炭化物、窒化物を完全固溶化し、その後の冷却過程
で析出しないよう急冷する、■熱間圧延状態が有する歪
や組織の不均一性の除去、の２点であると考えられる。
には溶体化処理を施こすものとされておｐｌその主目的
は■炭化物、窒化物を完全固溶化し、その後の冷却過程
で析出しないよう急冷する、■熱間圧延状態が有する歪
や組織の不均一性の除去、の２点であると考えられる。
しかし溶体化処理は、ライン外での再加熱−焼入れ（急
冷）のため省エネルギー時代には適さないとともに、熱
処理炉の単重制約により厚板の製造可能範囲が限定され
、更に８ＵＳ３０４．３１６の場合、降伏応力が低く、
構造用材料としてのステンレス厚板の使用範囲が制約さ
れる等の種々の問題を有する。
冷）のため省エネルギー時代には適さないとともに、熱
処理炉の単重制約により厚板の製造可能範囲が限定され
、更に８ＵＳ３０４．３１６の場合、降伏応力が低く、
構造用材料としてのステンレス厚板の使用範囲が制約さ
れる等の種々の問題を有する。
これらの中で最後の５ＵＳ３０４．３０６の場合に使用
範囲が制約される点については添加元素を増量した鋼種
が開発され、ある程度は強度上昇を達成しているが、コ
スト上昇等の欠点があり、根本的な震決策には至ってい
ない。
範囲が制約される点については添加元素を増量した鋼種
が開発され、ある程度は強度上昇を達成しているが、コ
スト上昇等の欠点があり、根本的な震決策には至ってい
ない。
本発明は上記したような実情に鑑み検討を重ねて創案さ
れたものであって、ｗｔ ％ （以下単に丸という）で
、ｃ：ｏ、ｏｓｘ以下、Ｓｉ：１．０２６以下、λ１ｎ
二′２．０５１６以下、Ｎｉ ： ８．０〜ｌ ６．Ｏ
Ｘ。
れたものであって、ｗｔ ％ （以下単に丸という）で
、ｃ：ｏ、ｏｓｘ以下、Ｓｉ：１．０２６以下、λ１ｎ
二′２．０５１６以下、Ｎｉ ： ８．０〜ｌ ６．Ｏ
Ｘ。
Ｃｒ ： １６．（１−２０，０’ＡＸ Ｍｏ ： ｏ
〜３．ｏ ｗｔＸｔ ０％の場合を含む）、Ｎ：０．２
５九以下を含有し、残部がｈおよび不可避的不純物から
なるオーステナイトステンレス鋼を下記するＴＲ（℃）
以上で圧延を終了した後、引続いて８００℃以上の温度
から５００℃の温度まで（ｊ６Ｃ＋５’６Ｎ）を考慮し
て下記するＢｃ （ｔｌ：／ｓｅｅ １以上の冷却速度
で冷却することを提案するものである。
〜３．ｏ ｗｔＸｔ ０％の場合を含む）、Ｎ：０．２
５九以下を含有し、残部がｈおよび不可避的不純物から
なるオーステナイトステンレス鋼を下記するＴＲ（℃）
以上で圧延を終了した後、引続いて８００℃以上の温度
から５００℃の温度まで（ｊ６Ｃ＋５’６Ｎ）を考慮し
て下記するＢｃ （ｔｌ：／ｓｅｅ １以上の冷却速度
で冷却することを提案するものである。
ＴＲ＝９４０＋３０Ｘ（５１６Ｍｏ）℃即ちこのような
本発明について説明するならば、鋼の製造における加工
熱処理技術の進歩は近年めざましいものがあり、材質変
動の少い圧延技術が進歩すると共に従来はライン外で行
われていた鋼板の加熱冷却に関しても例えば特開昭５１
−６１４１５号公報の厚鋼板冷却方法にみられるように
熱間圧延後オンラインで加速冷却するような技術ないし
設備が確立されている。そこで本発明者等はこのような
関係を背景としてオーステナイト系ステンレス鋼への加
工熱処理適用について検討を重ね、第ｘｖｃｒ再結晶域
での圧延に、よシ細粒化と共に組織の均一化を図ること
によって鉄鋼の高降伏点化を得しめ、又第２に上記のよ
うな圧延後特定の温度域をある臨界冷却速度以上で加速
冷却してＣｒ炭化物、窒化物の析出を抑制する方法をオ
ンラインで行うことにより前記した溶体化処理の問題点
を有効に解決したものである。
本発明について説明するならば、鋼の製造における加工
熱処理技術の進歩は近年めざましいものがあり、材質変
動の少い圧延技術が進歩すると共に従来はライン外で行
われていた鋼板の加熱冷却に関しても例えば特開昭５１
−６１４１５号公報の厚鋼板冷却方法にみられるように
熱間圧延後オンラインで加速冷却するような技術ないし
設備が確立されている。そこで本発明者等はこのような
関係を背景としてオーステナイト系ステンレス鋼への加
工熱処理適用について検討を重ね、第ｘｖｃｒ再結晶域
での圧延に、よシ細粒化と共に組織の均一化を図ること
によって鉄鋼の高降伏点化を得しめ、又第２に上記のよ
うな圧延後特定の温度域をある臨界冷却速度以上で加速
冷却してＣｒ炭化物、窒化物の析出を抑制する方法をオ
ンラインで行うことにより前記した溶体化処理の問題点
を有効に解決したものである。
これを更に説明すると、組織を再結晶によって細粒化、
均一化させるために本発明者らは先ず再結晶挙動の検討
を行ったところ、この再結晶挙動は主として初期ｒ径、
圧下率、温度、化学成分によって支配されることを確認
した。即ち第１図には次の第１表に示すよりな５ＵＩＳ
３０４をペースにし′″［ＭＯを３．２九まで変化させ
た鋼（Ａ−Ｄ）、５ｔＴ８３’１６（Ｅ鋼）および５Ｕ
Ｓ３１６ＬＮ（Ｆ鋼）を１２００℃に加熱してから仕上
温度を変化させて１２■に圧延し空冷した場合の仕上温
度と組織の関係を示した。
均一化させるために本発明者らは先ず再結晶挙動の検討
を行ったところ、この再結晶挙動は主として初期ｒ径、
圧下率、温度、化学成分によって支配されることを確認
した。即ち第１図には次の第１表に示すよりな５ＵＩＳ
３０４をペースにし′″［ＭＯを３．２九まで変化させ
た鋼（Ａ−Ｄ）、５ｔＴ８３’１６（Ｅ鋼）および５Ｕ
Ｓ３１６ＬＮ（Ｆ鋼）を１２００℃に加熱してから仕上
温度を変化させて１２■に圧延し空冷した場合の仕上温
度と組織の関係を示した。
然してここでは実操業での圧延を考慮して１・臂ス当り
の圧下率を１０〜２０５１６とし、従ってこの実数では
上述した再結晶に影響を及ぼす因子のうちで温度と化学
成分が変動因子となっている。ところでこの第１図によ
れば５ＵＳ３０４ ｔ Ａ鋼）をベースにＭＯ量を変化
させるにつれて完全に再結晶させるために必蚤な圧延仕
上温度は上昇している。然し供試＠Ｃ，ＥおよびＦ ＆
ｉＭｏ 量が同じ以外はＣ１ＮＸ５ｔ、 ＮｉＸＣｒ
量が異っているにも拘わらず、その再結晶挙動は殆んど
同じであることが理解される。つまり５ＵＳ３０４，８
ＵＳ３１６程度（ＬＸＮ、ＬＮグレードを含む）のオー
ステナイト系ステンレス鋼では再結晶温度はＭＯ量によ
り決定され、ＴＪＩ＝９４０−１−３０ （，９６Ｍ０
）以上の温度で圧延を終了することにより再結晶した均
一でかつ細粒な組織の鋼を得ることが可能である。ＭＯ
による再結晶抑制効果が他の元素に比較して遥かに大き
いのはベースメタルでめるｈ原子とのミスフィツトによ
るもので、即ち８１ＸＭｎＸＣｒ、 Ｎｉ 原子はＦＡ
原子とほぼ同じ原子半径を有しているが、ＭＯはり、原
子より遥かに大きい原子半径を有しており、その結果不
整合度が大きくソリュートドラッグ（ｓｏｌｕｔｅ ｄ
ｒａｇ）効果が増大し、再結晶抑制効果が顕著であると
考えられる。なおＣ５Ｎは侵入型元素であるため大きな
影響を及はさないものと考えられる。
の圧下率を１０〜２０５１６とし、従ってこの実数では
上述した再結晶に影響を及ぼす因子のうちで温度と化学
成分が変動因子となっている。ところでこの第１図によ
れば５ＵＳ３０４ ｔ Ａ鋼）をベースにＭＯ量を変化
させるにつれて完全に再結晶させるために必蚤な圧延仕
上温度は上昇している。然し供試＠Ｃ，ＥおよびＦ ＆
ｉＭｏ 量が同じ以外はＣ１ＮＸ５ｔ、 ＮｉＸＣｒ
量が異っているにも拘わらず、その再結晶挙動は殆んど
同じであることが理解される。つまり５ＵＳ３０４，８
ＵＳ３１６程度（ＬＸＮ、ＬＮグレードを含む）のオー
ステナイト系ステンレス鋼では再結晶温度はＭＯ量によ
り決定され、ＴＪＩ＝９４０−１−３０ （，９６Ｍ０
）以上の温度で圧延を終了することにより再結晶した均
一でかつ細粒な組織の鋼を得ることが可能である。ＭＯ
による再結晶抑制効果が他の元素に比較して遥かに大き
いのはベースメタルでめるｈ原子とのミスフィツトによ
るもので、即ち８１ＸＭｎＸＣｒ、 Ｎｉ 原子はＦＡ
原子とほぼ同じ原子半径を有しているが、ＭＯはり、原
子より遥かに大きい原子半径を有しており、その結果不
整合度が大きくソリュートドラッグ（ｓｏｌｕｔｅ ｄ
ｒａｇ）効果が増大し、再結晶抑制効果が顕著であると
考えられる。なおＣ５Ｎは侵入型元素であるため大きな
影響を及はさないものと考えられる。
上記しｆｖＴｘ＝９４０＋３０（ＸＭｏ）以上の温度で
圧延を終了することによって得られた再結晶組織は従来
の溶体化処理材に比較して蓬かに細粒でちゃ、細粒化強
化による高張力化が期待できる。即ち第２図には５ＵＳ
３０４である供試ＭＡおよび５ＵＳ３１６である供試鋼
Ｅを本発明で規定した再結晶条件である仕上温度≧ＴＲ
（Ｃ）を満すような各種の圧延条件で圧延した場合のｒ
粒子ｄｒ と、溶体化処理材＋ １．０５０℃、３０分
）とのＹＳの差の関係を示したが、何れの場合もｒ粒径
が細粒化されｄｒ−ｉが太きくなるにつれて溶体化処理
材とのＹＳＱ差ΔＹＳ が増加し高張力化されることが
明かであり、細粒化によって最大〜１０Ｎｍｍｊ程度の
高張力化が達成できる。
圧延を終了することによって得られた再結晶組織は従来
の溶体化処理材に比較して蓬かに細粒でちゃ、細粒化強
化による高張力化が期待できる。即ち第２図には５ＵＳ
３０４である供試ＭＡおよび５ＵＳ３１６である供試鋼
Ｅを本発明で規定した再結晶条件である仕上温度≧ＴＲ
（Ｃ）を満すような各種の圧延条件で圧延した場合のｒ
粒子ｄｒ と、溶体化処理材＋ １．０５０℃、３０分
）とのＹＳの差の関係を示したが、何れの場合もｒ粒径
が細粒化されｄｒ−ｉが太きくなるにつれて溶体化処理
材とのＹＳＱ差ΔＹＳ が増加し高張力化されることが
明かであり、細粒化によって最大〜１０Ｎｍｍｊ程度の
高張力化が達成できる。
次に粒界へのＣｒ 炭化物、窒化物析出を抑制するため
の冷却条件に関する検討を高速圧縮試駁機を用いて圧延
をシュミレートしその後ね々の冷却速度で冷却した材料
を】０ヌ６蓚醸″ＩＩＬ解エツチ（電流密度ＩＡ／ｄイ
、９０秒により判定する手法で実施した。即ち次の第２
表には供試研・ｉＡを１２００℃に加熱してから１００
０℃および９０ （１℃で各２０％の加工を加え微細結
晶組織にし／ζ後、カロ速冷却開始温度まで奮略２０■
材の空冷速度に相当する０、８℃／就で冷却し、その後
谷柚冷却Φ件（冷却速度、冷却開始１．停止）で冷却し
た場合の粒界引出物の有無を検討した結果を敬約して示
した。
の冷却条件に関する検討を高速圧縮試駁機を用いて圧延
をシュミレートしその後ね々の冷却速度で冷却した材料
を】０ヌ６蓚醸″ＩＩＬ解エツチ（電流密度ＩＡ／ｄイ
、９０秒により判定する手法で実施した。即ち次の第２
表には供試研・ｉＡを１２００℃に加熱してから１００
０℃および９０ （１℃で各２０％の加工を加え微細結
晶組織にし／ζ後、カロ速冷却開始温度まで奮略２０■
材の空冷速度に相当する０、８℃／就で冷却し、その後
谷柚冷却Φ件（冷却速度、冷却開始１．停止）で冷却し
た場合の粒界引出物の有無を検討した結果を敬約して示
した。
第２表 冷却条件の検討
つまり条件１〜４を比較して明かなように５℃／亀以上
で冷却することが必要であり、又条件ｌと５〜８の比較
によって明がなように冷却停止温度は５００℃以下とす
ることが必要であって、５５０℃や６ｏｏ℃の停止では
加速冷却後の空冷（本実験では０．８℃／ｗｃをシュミ
レートした）中に粒界に析出が生ずるため不充分である
。冷却停止温度は５００℃以下であれば倒れの温度でも
よいが、低温停止はど鋼板に歪を生じ易いため５００℃
程度が望ましい。又冷却開始温度は条件６．９〜１１の
比較から明かなように８００℃以上が必要で、７５０℃
や７００℃では加速冷却前に粒界に析出が生ずるのが不
充分である。
で冷却することが必要であり、又条件ｌと５〜８の比較
によって明がなように冷却停止温度は５００℃以下とす
ることが必要であって、５５０℃や６ｏｏ℃の停止では
加速冷却後の空冷（本実験では０．８℃／ｗｃをシュミ
レートした）中に粒界に析出が生ずるため不充分である
。冷却停止温度は５００℃以下であれば倒れの温度でも
よいが、低温停止はど鋼板に歪を生じ易いため５００℃
程度が望ましい。又冷却開始温度は条件６．９〜１１の
比較から明かなように８００℃以上が必要で、７５０℃
や７００℃では加速冷却前に粒界に析出が生ずるのが不
充分である。
上記のような検討結果から供試鋼Ａ（ＳＵＳ３０４）に
おいて再結晶域で圧延し、その後粒界にＣｒ 炭化物、
窒化物を析出させないためには８００℃以上から５００
℃以下の温度範囲を５℃／１Ｉｅｃ以上の冷却速度で加
速冷却することが必要と言える。然してこのような臨界
冷却速度はＣ量、Ｎ量、Ｍｏ量によって変化することが
考えられるので更に次のような検討を行った。即ち第３
図には前記第１表に示したＡＸ ０％ ＤＸＦ鋼および
次の第３表に示した供試鋼Ｇ−Ｍを１２００℃に加熱後
、１１００℃及び１０５０℃でそれぞれ２０ヌ６及び１
５ｊ％の圧下を加え、８００℃まで０．８℃／（８）で
冷却し、その後加速冷却した場合の（Ｃ十Ｎ ）量、Ｍ
ｏ 量と臨界冷却速度の関係を示した。
おいて再結晶域で圧延し、その後粒界にＣｒ 炭化物、
窒化物を析出させないためには８００℃以上から５００
℃以下の温度範囲を５℃／１Ｉｅｃ以上の冷却速度で加
速冷却することが必要と言える。然してこのような臨界
冷却速度はＣ量、Ｎ量、Ｍｏ量によって変化することが
考えられるので更に次のような検討を行った。即ち第３
図には前記第１表に示したＡＸ ０％ ＤＸＦ鋼および
次の第３表に示した供試鋼Ｇ−Ｍを１２００℃に加熱後
、１１００℃及び１０５０℃でそれぞれ２０ヌ６及び１
５ｊ％の圧下を加え、８００℃まで０．８℃／（８）で
冷却し、その後加速冷却した場合の（Ｃ十Ｎ ）量、Ｍ
ｏ 量と臨界冷却速度の関係を示した。
即ちＭｏ を含有しないものでは、
（Ｃ−）−Ｎ）≦０．１０の領域で（Ｃ＋Ｎ ）量が増
加するほど臨界冷却速度が上昇するが、 （Ｃ十Ｎ）＞０．１０の領域では略１０℃／ｓｅｅ と
一定である。又同−（Ｃ十Ｎ）量ではＭＯ量が増加する
ほど臨界冷却速度が低下するがｌｏｇスケールで採った
場合にはその割合は（Ｃ＋Ｎ ）量によらず一定である
。従って臨界冷却速度ｆｌｃ は次式で与えられる。
加するほど臨界冷却速度が上昇するが、 （Ｃ十Ｎ）＞０．１０の領域では略１０℃／ｓｅｅ と
一定である。又同−（Ｃ十Ｎ）量ではＭＯ量が増加する
ほど臨界冷却速度が低下するがｌｏｇスケールで採った
場合にはその割合は（Ｃ＋Ｎ ）量によらず一定である
。従って臨界冷却速度ｆｌｃ は次式で与えられる。
つまり再結晶温度’ｆＲに大きな影響を及ぼす元素はＭ
ｏ であシ、Ｃｒ 析出物形成の臨界冷却速度に関して
はＣ，Ｎの影響が最も太きく、次いでＭＯであってその
他の元素による影響は極めて小さいものである。
ｏ であシ、Ｃｒ 析出物形成の臨界冷却速度に関して
はＣ，Ｎの影響が最も太きく、次いでＭＯであってその
他の元素による影響は極めて小さいものである。
本発明によるものの成分限定理由について説明すると以
下の如くである。
下の如くである。
先ずＣは、第３図に示したようにＣｒ 炭化唆が形成さ
れる臨界冷却速度を上昇させるため０．０８５’６以下
とすることが必要でオ・・る。Ｓｉは、脱酸のため必要
であるが、１′９６を超えると熱間加工性を著しく阻害
するのでＩＸ以下とした。
れる臨界冷却速度を上昇させるため０．０８５’６以下
とすることが必要でオ・・る。Ｓｉは、脱酸のため必要
であるが、１′９６を超えると熱間加工性を著しく阻害
するのでＩＸ以下とした。
Ｍ７＋は、脱酸のため必要ではあるが、２％以上となる
と耐食性を劣化するのでこｔｔｔ−上限とする。
と耐食性を劣化するのでこｔｔｔ−上限とする。
Ｃｒ は、耐孔食性をはじめ耐食性に極めて重要な元素
である。即ち１６ｊ６以下では耐孔食性や耐良性が充分
でない。然し２０ｙＡを超えるとオーステナイト組織を
維持１−るためにＮ１ヲ多量に添加することが必要とな
って価格の上昇を招き、又製造性を低下するので１６〜
２〇九とすることが必要である。Ｎｉは、耐食性の改善
に有効であシ、上述したＣｒ 量の範囲内でオーステナ
イト組繊を維持するためには８．０％以上必要であるが
、経済的理由からして上限は１６丸に限定される。
である。即ち１６ｊ６以下では耐孔食性や耐良性が充分
でない。然し２０ｙＡを超えるとオーステナイト組織を
維持１−るためにＮ１ヲ多量に添加することが必要とな
って価格の上昇を招き、又製造性を低下するので１６〜
２〇九とすることが必要である。Ｎｉは、耐食性の改善
に有効であシ、上述したＣｒ 量の範囲内でオーステナ
イト組繊を維持するためには８．０％以上必要であるが
、経済的理由からして上限は１６丸に限定される。
ＲＩＩＯは、耐食性の改善に有効であるが、３．０％以
上は経済的に不利であって、これを上限とする。なおこ
のＭＯは０９６であってもよい。
上は経済的に不利であって、これを上限とする。なおこ
のＭＯは０９６であってもよい。
Ｎは、耐食性を高める作用であるが、０．２５％以上で
は硬さを高めるため好ましくない。
は硬さを高めるため好ましくない。
上記のような範囲に各成分を含有し、残部がｈおよび不
可避的不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼を
加熱してからＴｎ ｆ９４０＋ ３０ （ＸＭｏ） で
示される温度以上で圧延を終了後、８００℃以上から５
００℃以下までを（Ｃ−（−Ｎ）を考慮して、 で示される臨界冷却速度Ｂｃ 以上で冷却することによ
シ、従来の溶体化処理材と同等又はそれ以上の耐食性を
有し、しかも溶体化処理に比較して大幅に高降伏点化さ
れたステンレス鋼をオンラインで製造することが可能で
ある。
可避的不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼を
加熱してからＴｎ ｆ９４０＋ ３０ （ＸＭｏ） で
示される温度以上で圧延を終了後、８００℃以上から５
００℃以下までを（Ｃ−（−Ｎ）を考慮して、 で示される臨界冷却速度Ｂｃ 以上で冷却することによ
シ、従来の溶体化処理材と同等又はそれ以上の耐食性を
有し、しかも溶体化処理に比較して大幅に高降伏点化さ
れたステンレス鋼をオンラインで製造することが可能で
ある。
本発明によるものの具体的な実施例を説明すると以下の
如くである。
如くである。
次の第４表には５ＵＳ３０４である０、０４８Ｃ−０，
５０Ｓｉ−０，９６Ｍｎ−９，２Ｎｉ １８．９Ｃｒ
Ｏ，３３２Ｎの鋼（インゴット）全分塊圧延してから１
１００℃に加熱し種々の熱加工履歴を与えた場合の機械
的性質、１０５Ａ蓚酸電解エツチ法による粒界析出の有
無および０．５％沸騰硫酸浸漬試験（６時間）の結果を
似約して示した。
５０Ｓｉ−０，９６Ｍｎ−９，２Ｎｉ １８．９Ｃｒ
Ｏ，３３２Ｎの鋼（インゴット）全分塊圧延してから１
１００℃に加熱し種々の熱加工履歴を与えた場合の機械
的性質、１０５Ａ蓚酸電解エツチ法による粒界析出の有
無および０．５％沸騰硫酸浸漬試験（６時間）の結果を
似約して示した。
なお板厚は１２ｍであって、この鋼種の再結晶温度Ｔ７
１＝９４０℃、臨界冷却速度Ｒｃ＝６．６℃／ｗｅであ
って、加速冷却開始は８００℃、停止は５００℃である
。
１＝９４０℃、臨界冷却速度Ｒｃ＝６．６℃／ｗｅであ
って、加速冷却開始は８００℃、停止は５００℃である
。
然して本発明法である条件２．３のものは粒界析出がな
く、腐食量も溶体化処理材である条件１のものと同じで
あるが、細粒化強化によってＹＳ値は５〜９ Ｋｆ／−
と大幅に上昇している。又この第４表には顕われてぃな
いが溶体化処理とその製造工程を比較した場合にはオン
ラインで加速冷却を行うので溶体化処理における再加熱
工程が省略され省エネルギーに太きく寄与している。
く、腐食量も溶体化処理材である条件１のものと同じで
あるが、細粒化強化によってＹＳ値は５〜９ Ｋｆ／−
と大幅に上昇している。又この第４表には顕われてぃな
いが溶体化処理とその製造工程を比較した場合にはオン
ラインで加速冷却を行うので溶体化処理における再加熱
工程が省略され省エネルギーに太きく寄与している。
条件４のものは本発明における再結晶条件を満足してい
ないため、一部再結晶組織となり強度は高いものの腐食
量が多い。これは未再結晶状態のため耐食性に対して悪
い影響を及ばず加工歪が残留しているためと考えられる
。又条件５のものは本発明の臨界冷却速度を満足してい
ないため粒界析出が観察され、しかも腐食量も本発明よ
り幾分高い傾向がある。
ないため、一部再結晶組織となり強度は高いものの腐食
量が多い。これは未再結晶状態のため耐食性に対して悪
い影響を及ばず加工歪が残留しているためと考えられる
。又条件５のものは本発明の臨界冷却速度を満足してい
ないため粒界析出が観察され、しかも腐食量も本発明よ
り幾分高い傾向がある。
更に次の第５表にはＳＵＳ ３１６ Ｌ である０、０
１９ＣＯ，５５Ｓｉ １．３２Ｍｎ−１３，６Ｎｉ １
７．４ＣｒＺ ５ Ｎｏ −Ｑ、０２８８Ｎ（７）連続
＠造スラブを軽分腕してから１２５０℃に加熱し、種々
の熱加工履歴を与えた場合における機械的性質、粒界腐
食の有無、０．５％沸騰硫酸浸漬試験の結果を示した。
１９ＣＯ，５５Ｓｉ １．３２Ｍｎ−１３，６Ｎｉ １
７．４ＣｒＺ ５ Ｎｏ −Ｑ、０２８８Ｎ（７）連続
＠造スラブを軽分腕してから１２５０℃に加熱し、種々
の熱加工履歴を与えた場合における機械的性質、粒界腐
食の有無、０．５％沸騰硫酸浸漬試験の結果を示した。
板厚は６日である。又この鋼種の再結晶温度ＴＲは１０
１５℃、臨界冷却速度Ｂｃは１．５℃／ｓｅｃであり、
加速冷却開始は８００℃、加速冷却停止は５００℃であ
って前記した第４表の場合と同一である。
１５℃、臨界冷却速度Ｂｃは１．５℃／ｓｅｃであり、
加速冷却開始は８００℃、加速冷却停止は５００℃であ
って前記した第４表の場合と同一である。
即ち本発明法である条件２のものは溶体化処理材と同様
に粒界腐食がなく、腐食量も同レベルであるが、ＹＳは
８．７ Ｋｇ／−上昇している。これに対し条件３のも
のは再結晶条件を、又条件４のものは臨界冷却条件をそ
れぞれ満足していないため本発明や溶体化処理のものに
比較して耐食性が劣化している。
に粒界腐食がなく、腐食量も同レベルであるが、ＹＳは
８．７ Ｋｇ／−上昇している。これに対し条件３のも
のは再結晶条件を、又条件４のものは臨界冷却条件をそ
れぞれ満足していないため本発明や溶体化処理のものに
比較して耐食性が劣化している。
第５表に示したように再結晶温度が割合高く、仕上板厚
が薄い場合には所定の仕上温度確保が難しく、このよう
な場合にはスラブを軽分塊してスラブ厚を薄くする方法
が有効であると言える。
が薄い場合には所定の仕上温度確保が難しく、このよう
な場合にはスラブを軽分塊してスラブ厚を薄くする方法
が有効であると言える。
以上説明したような本発明によるときはこの種オーステ
ナイト系ステンレス銅板を得るだめの従来技術である溶
体化処理法に比較して著しく省エネルギー的でちゃ、シ
かしＹＳ値の如きにおいて溶体化処理によるものに比し
１段と優れた材質をもった製品を的確に製造し得るもの
であって、工秦的にその効果の大きい発明である。
ナイト系ステンレス銅板を得るだめの従来技術である溶
体化処理法に比較して著しく省エネルギー的でちゃ、シ
かしＹＳ値の如きにおいて溶体化処理によるものに比し
１段と優れた材質をもった製品を的確に製造し得るもの
であって、工秦的にその効果の大きい発明である。
図面は本発明の技術的内容を示すものであって、第１図
Ｉｌ′１ＳＵＳ３０４をベースＶＣＭｏ 量を変化サセ
１４４ｈ ヨＵ ＳＵＳ ３１６、Ｓ Ｕ Ｓ ３１６
ＬＮの各ｍについて圧延仕上温度を変化させて圧延した
ときの仕上温度と組織の関係を示した図表、第２図は８
ｕＳ３ｏ４および５ＵＳ３１６銅を本発明規定範囲内の
仕上温度を満す各種圧延条件で圧延した場合の２゛粒径
と溶体化処理材とのＹＳの関係を示１−た図表、第３図
は各種供試姶會１２００℃に加熱後１１０（１℃および
１０５０℃で夫々２ （１％ ：Ｇ−よび１５嵩の圧下
を加え、８００℃まで０．８℃／ＳｅＣで冷却しその後
加速冷却したときの（Ｃ＋Ｎ）（，１、Ｍｏ量と臨界冷
却速度の関係を示した図表である８第 ／ 圀 第 ＪＦ） ００．０５０．丁００．＋５０．３０ Ｃ＋ＮＣ１） 手続補正書Ｃ口死う 昭和 年 月 １−１ 情（，１３，２９ 特許庁長官、ｉｌ、、ｊ？、 ７（１１大 殿■、事件
の表示 昭和夕２年特 許願第１３２Ｑ２１弼 ２、発明の名称 事件との関係寺 詐出願人 名 称（氏名） ｒ１＊ ６周管Ｊｌ″ｌＩＳ式イ）拐
４、代理人 昭和 年 月 日 驚Ｊ４ 補 正 の 内 容 １１本願明細７１：中第Ｊ頁［−２特許請求の範囲」の
項の記小父を以上の如く訂正する１、 ＩＩ’ Ｃ： （１，０８ｗ ｔ％以下、Ｓｉ： １．
０ｗｔ％以下、Ｍｎ ： ２．０ ｗ ｔ％以下、 Ｎ
ｉ：８゜０〜１６゜ＯＷ ｔ％、Ｃｒ：］６゜０−２０
゜Ｑｗｔ％、ＭＯ： Ｏ〜３．０ｗｔ％、Ｎ ： （１
，２５ｗｔ％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるオー
ステナイトステンレス鋼を下記するＴＲ（Ｃ）以上て圧
延を終「した後、引続き８００（Ｊ以−１−の温度から
５００ ’Ｃ以下の温度まて下記するＲＣ！ （ｔ＞”
ｓｅｃ ） 以上の冷却速度で冷却することを特徴とす
るオーステナイト系ステンレス厚鋼板の４・”ｂ前方法
１、 ’ｐｆ？ −−＋ ４Ｏ−１３０ｘ（％Ｍｏ ） ｃ１
３ｏｇＩＩＣ−−０，３２−１−］、 ４ Ｘ （％Ｃ
］−％Ｎ） −０，０６７Ｘ （％ＭＯ）゛ 〔但しく
％Ｃ十％Ｎ）り０゜１０％の場合〕／’ｏｇＲｃ ＝
Ｉ。０８−０゜０６７Ｘ（％ＭＯ））、ｆｌｊＬ（％Ｃ
＋ヂＮ）〉０．１０％の」易合〕、」；８．同２貞１！
−）行１］から２０行目にかけて「ステンレス鋼を得る
には」とあるのを「ステンレス鋼においては」と訂正す
る３、 ３、同４頁８行目中に「５００ ’ｃの温度」とあるの
を「５００ ’Ｃ以下の温度」と訂正する３、４、同頁
１２行目中の式を以下の如く訂正する１、「ｌｏｇＲｃ
！＝ ０゜３２＋１４Ｘ（％Ｃ＋％Ｎ）−〇、０６７Ｘ
（％Ｍ、ｏ）ｊ５、同］０頁１１行目中に「９００℃
」とあるのを「９５０°Ｃ」と訂正する。 ６、同１２頁８行目中に［生ずるのが」とあるのを「生
ずるのて」と訂正する。１ ７、同２０頁１５行目中に「再結晶組織」とあるのを「
再結晶未組織」と訂正する４、 図面中訂正稠 １２本庶１１１″−１１１１頭初図面中「第１図」及び
「第２図」を別紙の如く訂正する。 糸 ／ 圓 ｄｒ−チ
Ｉｌ′１ＳＵＳ３０４をベースＶＣＭｏ 量を変化サセ
１４４ｈ ヨＵ ＳＵＳ ３１６、Ｓ Ｕ Ｓ ３１６
ＬＮの各ｍについて圧延仕上温度を変化させて圧延した
ときの仕上温度と組織の関係を示した図表、第２図は８
ｕＳ３ｏ４および５ＵＳ３１６銅を本発明規定範囲内の
仕上温度を満す各種圧延条件で圧延した場合の２゛粒径
と溶体化処理材とのＹＳの関係を示１−た図表、第３図
は各種供試姶會１２００℃に加熱後１１０（１℃および
１０５０℃で夫々２ （１％ ：Ｇ−よび１５嵩の圧下
を加え、８００℃まで０．８℃／ＳｅＣで冷却しその後
加速冷却したときの（Ｃ＋Ｎ）（，１、Ｍｏ量と臨界冷
却速度の関係を示した図表である８第 ／ 圀 第 ＪＦ） ００．０５０．丁００．＋５０．３０ Ｃ＋ＮＣ１） 手続補正書Ｃ口死う 昭和 年 月 １−１ 情（，１３，２９ 特許庁長官、ｉｌ、、ｊ？、 ７（１１大 殿■、事件
の表示 昭和夕２年特 許願第１３２Ｑ２１弼 ２、発明の名称 事件との関係寺 詐出願人 名 称（氏名） ｒ１＊ ６周管Ｊｌ″ｌＩＳ式イ）拐
４、代理人 昭和 年 月 日 驚Ｊ４ 補 正 の 内 容 １１本願明細７１：中第Ｊ頁［−２特許請求の範囲」の
項の記小父を以上の如く訂正する１、 ＩＩ’ Ｃ： （１，０８ｗ ｔ％以下、Ｓｉ： １．
０ｗｔ％以下、Ｍｎ ： ２．０ ｗ ｔ％以下、 Ｎ
ｉ：８゜０〜１６゜ＯＷ ｔ％、Ｃｒ：］６゜０−２０
゜Ｑｗｔ％、ＭＯ： Ｏ〜３．０ｗｔ％、Ｎ ： （１
，２５ｗｔ％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるオー
ステナイトステンレス鋼を下記するＴＲ（Ｃ）以上て圧
延を終「した後、引続き８００（Ｊ以−１−の温度から
５００ ’Ｃ以下の温度まて下記するＲＣ！ （ｔ＞”
ｓｅｃ ） 以上の冷却速度で冷却することを特徴とす
るオーステナイト系ステンレス厚鋼板の４・”ｂ前方法
１、 ’ｐｆ？ −−＋ ４Ｏ−１３０ｘ（％Ｍｏ ） ｃ１
３ｏｇＩＩＣ−−０，３２−１−］、 ４ Ｘ （％Ｃ
］−％Ｎ） −０，０６７Ｘ （％ＭＯ）゛ 〔但しく
％Ｃ十％Ｎ）り０゜１０％の場合〕／’ｏｇＲｃ ＝
Ｉ。０８−０゜０６７Ｘ（％ＭＯ））、ｆｌｊＬ（％Ｃ
＋ヂＮ）〉０．１０％の」易合〕、」；８．同２貞１！
−）行１］から２０行目にかけて「ステンレス鋼を得る
には」とあるのを「ステンレス鋼においては」と訂正す
る３、 ３、同４頁８行目中に「５００ ’ｃの温度」とあるの
を「５００ ’Ｃ以下の温度」と訂正する３、４、同頁
１２行目中の式を以下の如く訂正する１、「ｌｏｇＲｃ
！＝ ０゜３２＋１４Ｘ（％Ｃ＋％Ｎ）−〇、０６７Ｘ
（％Ｍ、ｏ）ｊ５、同］０頁１１行目中に「９００℃
」とあるのを「９５０°Ｃ」と訂正する。 ６、同１２頁８行目中に［生ずるのが」とあるのを「生
ずるのて」と訂正する。１ ７、同２０頁１５行目中に「再結晶組織」とあるのを「
再結晶未組織」と訂正する４、 図面中訂正稠 １２本庶１１１″−１１１１頭初図面中「第１図」及び
「第２図」を別紙の如く訂正する。 糸 ／ 圓 ｄｒ−チ
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ｃ：ｏ、０８ｗｔｙＪ６以下、 ｓｔ： １．０Ｗｔ、
９６以下、Ｔｈ：ＺＯｗｔ９６以下、Ｎ’： ８．０〜
１６．Ｏｗｔ Ｘ。 Ｃｒ： １６．０〜２０．０ｗｔ％、Ｍｏ： ０〜３．
Ｏｗｔ Ｘ。 Ｎ：０．２５ＷｔＸ 全含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるオー
ステナイトステンレス鋼を下記するＴＲ（℃）以上で圧
延を終了した後、引続き８００℃以上の温度から５００
℃の温度まで下記するＲＣ（’Ｃ１ｅｃ）以上の冷却速
度で冷却することを特徴とするオーステナイト系ステン
レス厚鋼板の製造方法。 Ｔ７＝＝・９４０＋３０ Ｘ （、ＸＭｏ ） ℃ｔｏ
ｇＲｃ＝−０，３２＋１４Ｘ （９６Ｃ＋ＸＮ） ０．
６７Ｘ（％ＭＯ）〔但しくにＣ十九Ｎ）≦０．１０：９
６の場合〕
Priority Applications (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58132921A JPS6026619A (ja) | 1983-07-22 | 1983-07-22 | オ−ステナイト系ステンレス厚鋼板の製造方法 |
| US06/630,085 US4528046A (en) | 1983-07-22 | 1984-07-12 | Method of manufacturing austenitic stainless steel plates |
| SE8403770A SE457451B (sv) | 1983-07-22 | 1984-07-18 | Foerfarande foer framstaellning av austenitisk rostfri staalplaat |
| CA000459135A CA1237642A (en) | 1983-07-22 | 1984-07-18 | Method of manufacturing austenitic stainless steel plates |
| GB08418426A GB2145116B (en) | 1983-07-22 | 1984-07-19 | Manufacture of austenitic stainless steel plates |
| ZA845582A ZA845582B (en) | 1983-07-22 | 1984-07-19 | Method of manufacturing austenitic stainless steel plates |
| FR8411530A FR2549491B1 (fr) | 1983-07-22 | 1984-07-20 | Procede de fabrication de plaques d'acier austenitique inoxydable |
| DE19843426824 DE3426824A1 (de) | 1983-07-22 | 1984-07-20 | Verfahren zur herstellung von platten aus austenitischem nichtrostendem stahl |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58132921A JPS6026619A (ja) | 1983-07-22 | 1983-07-22 | オ−ステナイト系ステンレス厚鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6026619A true JPS6026619A (ja) | 1985-02-09 |
Family
ID=15092622
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58132921A Pending JPS6026619A (ja) | 1983-07-22 | 1983-07-22 | オ−ステナイト系ステンレス厚鋼板の製造方法 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4528046A (ja) |
| JP (1) | JPS6026619A (ja) |
| CA (1) | CA1237642A (ja) |
| DE (1) | DE3426824A1 (ja) |
| FR (1) | FR2549491B1 (ja) |
| GB (1) | GB2145116B (ja) |
| SE (1) | SE457451B (ja) |
| ZA (1) | ZA845582B (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63186822A (ja) * | 1987-01-29 | 1988-08-02 | Nkk Corp | 高強度オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
| CN114457228A (zh) * | 2021-04-02 | 2022-05-10 | 中国科学院金属研究所 | 一种奥氏体钢无缝管的组织均匀性调控方法 |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| IT1200101B (it) * | 1985-08-01 | 1989-01-05 | Centro Speriment Metallurg | Procedimento di trattamento termico per vergella in acciaio inossidabile |
| DE3825634C2 (de) * | 1988-07-28 | 1994-06-30 | Thyssen Stahl Ag | Verfahren zur Erzeugung von Warmbad oder Grobblechen |
| GB0001568D0 (en) | 2000-01-24 | 2000-03-15 | Isis Innovation | Method and apparatus for measuring surface configuration |
| US20060008694A1 (en) * | 2004-06-25 | 2006-01-12 | Budinski Michael K | Stainless steel alloy and bipolar plates |
| US7807028B2 (en) * | 2005-03-09 | 2010-10-05 | Xstrata Queensland Limited | Stainless steel electrolytic plates |
| JP5382911B2 (ja) * | 2008-11-12 | 2014-01-08 | 東洋鋼鈑株式会社 | 酸化物超電導線材用金属積層基板の製造方法及び該基板を用いた酸化物超電導線材 |
| FI124993B (fi) * | 2012-09-27 | 2015-04-15 | Outokumpu Oy | Austeniittinen ruostumaton teräs |
| KR102015510B1 (ko) * | 2017-12-06 | 2019-08-28 | 주식회사 포스코 | 내식성이 우수한 비자성 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55107729A (en) * | 1979-02-13 | 1980-08-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Solution-treating method for austenitic stainless steel |
Family Cites Families (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB672798A (en) * | 1949-07-07 | 1952-05-28 | Scherer Corp R P | Alloy and container made therefrom |
| GB1040057A (en) * | 1962-07-31 | 1966-08-24 | Du Pont | Composite steel article |
| US3573109A (en) * | 1969-04-24 | 1971-03-30 | Atomic Energy Commission | Production of metal resistant to neutron irradiation |
| FR2271296A1 (en) * | 1974-05-14 | 1975-12-12 | Siderurgie Fse Inst Rech | Austenitic steels mfr. with improved elasticity - by grain refinement hot working treatments followed by controlled cooling |
| FI760020A (ja) * | 1976-01-07 | 1977-07-08 | Rauma Repola Oy | |
| AT357587B (de) * | 1976-02-18 | 1980-07-25 | Voest Alpine Ag | Verfahren zum herstellen von blechen aus aus- tenitischen staehlen mit feinem korn |
| JPS6029066B2 (ja) * | 1979-07-28 | 1985-07-08 | 日産自動車株式会社 | 空燃比制御信号発生装置 |
| JPS5922773B2 (ja) * | 1979-09-06 | 1984-05-29 | 新日本製鐵株式会社 | オ−ステナイト系ステンレス線材の直接熱処理方法 |
| JPS57104628A (en) * | 1980-12-23 | 1982-06-29 | Nippon Steel Corp | Production of high-strength stainless steel plate |
| US4360391A (en) * | 1981-05-22 | 1982-11-23 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Process for production of coil of hot rolled strip of austenitic stainless steel |
| SU1025744A1 (ru) * | 1982-01-12 | 1983-06-30 | Институт металлофизики АН УССР | Способ изготовлени изделий |
-
1983
- 1983-07-22 JP JP58132921A patent/JPS6026619A/ja active Pending
-
1984
- 1984-07-12 US US06/630,085 patent/US4528046A/en not_active Expired - Fee Related
- 1984-07-18 CA CA000459135A patent/CA1237642A/en not_active Expired
- 1984-07-18 SE SE8403770A patent/SE457451B/sv not_active Application Discontinuation
- 1984-07-19 ZA ZA845582A patent/ZA845582B/xx unknown
- 1984-07-19 GB GB08418426A patent/GB2145116B/en not_active Expired
- 1984-07-20 DE DE19843426824 patent/DE3426824A1/de not_active Ceased
- 1984-07-20 FR FR8411530A patent/FR2549491B1/fr not_active Expired
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55107729A (en) * | 1979-02-13 | 1980-08-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Solution-treating method for austenitic stainless steel |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63186822A (ja) * | 1987-01-29 | 1988-08-02 | Nkk Corp | 高強度オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
| JPH0575809B2 (ja) * | 1987-01-29 | 1993-10-21 | Nippon Kokan Kk | |
| CN114457228A (zh) * | 2021-04-02 | 2022-05-10 | 中国科学院金属研究所 | 一种奥氏体钢无缝管的组织均匀性调控方法 |
| CN114457228B (zh) * | 2021-04-02 | 2023-06-27 | 中国科学院金属研究所 | 一种奥氏体钢无缝管的组织均匀性调控方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| FR2549491A1 (fr) | 1985-01-25 |
| GB2145116A (en) | 1985-03-20 |
| GB2145116B (en) | 1986-09-03 |
| ZA845582B (en) | 1985-03-27 |
| US4528046A (en) | 1985-07-09 |
| SE8403770L (sv) | 1985-01-23 |
| GB8418426D0 (en) | 1984-08-22 |
| DE3426824A1 (de) | 1985-02-07 |
| FR2549491B1 (fr) | 1988-06-03 |
| CA1237642A (en) | 1988-06-07 |
| SE457451B (sv) | 1988-12-27 |
| SE8403770D0 (sv) | 1984-07-18 |
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