JPS6324047A - 鉄・クロム・コバルト系合金 - Google Patents
鉄・クロム・コバルト系合金Info
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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〕
この発明は、テープ、線又はフィラメント形の硬磁性又
は半硬磁性材料として使用するの(二連した鉄・クロム
・コバルト系合金に関するものである。
は半硬磁性材料として使用するの(二連した鉄・クロム
・コバルト系合金に関するものである。
文献「アイ・イー・イー・イー・トランザクシヨンズ・
オン・マグネチフス(IEEE Transa−cti
ons on Magnetics ) J Mag−
16、& ] (1980)139〜146頁に記載さ
れているよう(二、鉄・クロム中コバルト・ベースの合
金+! 近年硬磁性材料として重視されるよう(=なっ
た。最適熱処理状態においてこの新しい材料群はよく知
られているAlNiCo系永久磁石(二匹敵する永久磁
5特性の達成を可能C二する。合金の磁性硬化の原因は
、フェライト型出発組織が強磁性のFe=C。
オン・マグネチフス(IEEE Transa−cti
ons on Magnetics ) J Mag−
16、& ] (1980)139〜146頁に記載さ
れているよう(二、鉄・クロム中コバルト・ベースの合
金+! 近年硬磁性材料として重視されるよう(=なっ
た。最適熱処理状態においてこの新しい材料群はよく知
られているAlNiCo系永久磁石(二匹敵する永久磁
5特性の達成を可能C二する。合金の磁性硬化の原因は
、フェライト型出発組織が強磁性のFe=C。
リッチα、相と非磁性又は弱磁性のCr IJラッテ2
相と(ニスピノ−ダル分縮を起こすことにある。これは
650°C以下の温度においての硬化処理に;って生ず
る。特に鉄・クロム・コバルト合金の硬化処理前の良好
な延性は量産方式でテープ材又は線材の形【二熱処理又
は冷間処理することを可能にするので、技術的に意義深
いものである。しかしこの合金の熱間又は冷間の延性は
材料を脆弱C:するα相の形成傾向のため限定される。
相と(ニスピノ−ダル分縮を起こすことにある。これは
650°C以下の温度においての硬化処理に;って生ず
る。特に鉄・クロム・コバルト合金の硬化処理前の良好
な延性は量産方式でテープ材又は線材の形【二熱処理又
は冷間処理することを可能にするので、技術的に意義深
いものである。しかしこの合金の熱間又は冷間の延性は
材料を脆弱C:するα相の形成傾向のため限定される。
その上材料を冷間加工するためには熱間圧延温度からゆ
つ(り冷却する際に生ずるスピノーダル分解を避けなけ
ればtxうない。このスピノーダル分解は磁性硬化作用
の外に機械硬化作用も示すものである。従って熱間加工
後に合金を冷却する必要があるが、これは特に大きな加
工単位の場合製造技術上天ぎな負担となる。
つ(り冷却する際に生ずるスピノーダル分解を避けなけ
ればtxうない。このスピノーダル分解は磁性硬化作用
の外に機械硬化作用も示すものである。従って熱間加工
後に合金を冷却する必要があるが、これは特に大きな加
工単位の場合製造技術上天ぎな負担となる。
鉄・クロム・コバルト合金の従来の製法では材料を溶融
した後インゴツhp造した。続(熱間圧延又は鍛造によ
る熱間加工はα相の存在領域外の高温で行わなければな
らないから熱間変形の温度範囲が限定される。α相の形
成温度は主として合金成分組成(二関係し、クロム量が
多い程高温ツij(二移る。充分高い冷間延性暑達成す
るためには熱間処理さ八た材料を熱間加工過程又は続(
固溶化熱処理過程から直接冷却することが必要である。
した後インゴツhp造した。続(熱間圧延又は鍛造によ
る熱間加工はα相の存在領域外の高温で行わなければな
らないから熱間変形の温度範囲が限定される。α相の形
成温度は主として合金成分組成(二関係し、クロム量が
多い程高温ツij(二移る。充分高い冷間延性暑達成す
るためには熱間処理さ八た材料を熱間加工過程又は続(
固溶化熱処理過程から直接冷却することが必要である。
このことは例えば材料’glo00°C以上の温度から
水で焼入れすることにより達成される。その後材料は圧
延、線引き等の冷間加工C二より所望の最終形態にする
ことができる。
水で焼入れすることにより達成される。その後材料は圧
延、線引き等の冷間加工C二より所望の最終形態にする
ことができる。
スピノーダル分解温度以下の温度範囲内での熱処理(二
より最適永久磁石特性を達成するため(二は、純フェラ
イト組織(α相)から出発しなげればならない。均質α
相の存在領域はコバルト含有量が10%以上の三成分合
金の場合高い温度だけにある。低温度C二おいて゛ある
いは合金をα相領域からゆっくり冷却する場合には、非
磁性のγ相が析出し材料の磁気特性を著しく悪(する。
より最適永久磁石特性を達成するため(二は、純フェラ
イト組織(α相)から出発しなげればならない。均質α
相の存在領域はコバルト含有量が10%以上の三成分合
金の場合高い温度だけにある。低温度C二おいて゛ある
いは合金をα相領域からゆっくり冷却する場合には、非
磁性のγ相が析出し材料の磁気特性を著しく悪(する。
γ相の形成は大きな生産単位を加工する場合完全に抑え
ることは不可能である。
ることは不可能である。
従って磁気特性を設定する最終熱処理に先立ってα相領
域内の付加的均質化熱処理とそれに続く急冷が不可欠で
ある。均等化温度と焼入れ時の急冷却速度に対する要求
はコバルト含有量の増大と共に厳格(二なる。コバルト
含有量が20%以上の3成分合金では約1300℃の均
等化温度と毎秒200℃の冷却速度が必要で、これは重
大な製造技術上の問題を提起しこの材料の経済的な生産
を不可能(二する。
域内の付加的均質化熱処理とそれに続く急冷が不可欠で
ある。均等化温度と焼入れ時の急冷却速度に対する要求
はコバルト含有量の増大と共に厳格(二なる。コバルト
含有量が20%以上の3成分合金では約1300℃の均
等化温度と毎秒200℃の冷却速度が必要で、これは重
大な製造技術上の問題を提起しこの材料の経済的な生産
を不可能(二する。
必要な均質化温度がこのように高いと著しい晶粒成長が
起こり、粗粒の再結晶組織となるから、その加工に別の
問題が生ずる。この問題は例えばジルコニウム、モリブ
デン、バナジウム、ニオブ。
起こり、粗粒の再結晶組織となるから、その加工に別の
問題が生ずる。この問題は例えばジルコニウム、モリブ
デン、バナジウム、ニオブ。
タンタル、チタン、アルミニウム、ケイ素およびタング
ステン等のフェライト形成元素との合金を作ること(二
より明らかに軽減できるが、完全に取り除くことは不可
能である。
ステン等のフェライト形成元素との合金を作ること(二
より明らかに軽減できるが、完全に取り除くことは不可
能である。
鉄・クロム・コバルト合金の製作に真空鋳造又は連続鋳
造を利用しても固溶化熱処理は不必要にはならない(西
独特許第3334369号明細書参照〕。
造を利用しても固溶化熱処理は不必要にはならない(西
独特許第3334369号明細書参照〕。
この発明の目的は、適当な熱処理によって良好な機械的
特性と有利な磁気特性を示すようになる鉄・クロム・コ
バルト系の磁性合金の薄いテープ、線又はフィラメント
を提供することである。
特性と有利な磁気特性を示すようになる鉄・クロム・コ
バルト系の磁性合金の薄いテープ、線又はフィラメント
を提供することである。
この発明によれば毎秒103乃至106にの速度で急冷
され、実質上γ相又はα相の析出が認められないミクロ
結晶組織を示すクロム10乃至45%、コバルト3乃至
35%、残余鉄と不可避的な不純物の鉄・クロム・コバ
ルト系合金をテープ、線又はフィラメントの形の硬磁性
又は半硬磁性材料として使用することにより上記の口約
が達成される。
され、実質上γ相又はα相の析出が認められないミクロ
結晶組織を示すクロム10乃至45%、コバルト3乃至
35%、残余鉄と不可避的な不純物の鉄・クロム・コバ
ルト系合金をテープ、線又はフィラメントの形の硬磁性
又は半硬磁性材料として使用することにより上記の口約
が達成される。
毎秒103乃至]0’にの冷却速度は、液状の合金を公
知の、5速凝固法(例えば文猷「ジャーナルーオプOメ
タルス(J□urnal of Metals ) J
1984年20参照)(:従い1つ又はそれ以上の強力
な熱吸込みに接触させること(二よって達成される。急
速凝固材料は採用された方法(二応じてテープ(l又は
20−ル柄造法ン、線(ティラー法)又はフィラメント
(融体引出し法)の形!とる。
知の、5速凝固法(例えば文猷「ジャーナルーオプOメ
タルス(J□urnal of Metals ) J
1984年20参照)(:従い1つ又はそれ以上の強力
な熱吸込みに接触させること(二よって達成される。急
速凝固材料は採用された方法(二応じてテープ(l又は
20−ル柄造法ン、線(ティラー法)又はフィラメント
(融体引出し法)の形!とる。
これらの急速凝固材料の共通点は少くとも1つの次元に
おいて極めて薄(、主としてα相だけを含むミクロ結晶
組織を示すことである。急速冷却の結果γ相とα相の析
出比率は従来の方法で作られ固溶化熱処理を受けた同じ
組成の材料に比べて極めて低く、実質上析出しないもの
とすることができる。
おいて極めて薄(、主としてα相だけを含むミクロ結晶
組織を示すことである。急速冷却の結果γ相とα相の析
出比率は従来の方法で作られ固溶化熱処理を受けた同じ
組成の材料に比べて極めて低く、実質上析出しないもの
とすることができる。
この発明により使用される急速凝固合金は次の組成のも
のが有利である。
のが有利である。
(a) クロム10乃至45重量%、コバルト3乃至
35重量%、残余鉄および不可避的な不純物の三成分鉄
・クロム・コバルト合金; (b) 例えばアルミニウム、モリブデン、ニオブ。
35重量%、残余鉄および不可避的な不純物の三成分鉄
・クロム・コバルト合金; (b) 例えばアルミニウム、モリブデン、ニオブ。
ケイ素、タンタル、チタン、バナジウム、タングステン
およびジルコニウム等のフェライト構成元素の1つ又は
それ以上を10重量%まで含む準3成分鉄・クロム・コ
バルト合金;(cl (blに挙げたフェライト構成
元素の1つ又はそれ以上を5重量%まで含む準3成分鉄
・クロム・コバルト合金。
およびジルコニウム等のフェライト構成元素の1つ又は
それ以上を10重量%まで含む準3成分鉄・クロム・コ
バルト合金;(cl (blに挙げたフェライト構成
元素の1つ又はそれ以上を5重量%まで含む準3成分鉄
・クロム・コバルト合金。
この発明によって使用される鉄・クロム・コバルト系合
金において不利な磁気特性および脆弱化の原因となるγ
相およびα相の析出が充分避けられることは驚(べきこ
とである。急速凝固した完成品としてのテープ、線又は
フィラメントは高価な熱間変形と溶融熱処理を行う必要
なく1段階工程によって製作される。使用される合金は
高価な冷間変形無しく=ミクロ結晶組熾!示す。
金において不利な磁気特性および脆弱化の原因となるγ
相およびα相の析出が充分避けられることは驚(べきこ
とである。急速凝固した完成品としてのテープ、線又は
フィラメントは高価な熱間変形と溶融熱処理を行う必要
なく1段階工程によって製作される。使用される合金は
高価な冷間変形無しく=ミクロ結晶組熾!示す。
合金の磁性の最適化はそれ自体公知の熱処理によるスピ
ノーダル分解(=よって達成される。この熱処理は磁場
内で実施するのが効果的である。
ノーダル分解(=よって達成される。この熱処理は磁場
内で実施するのが効果的である。
使用される合金の組織の写真図と実施例についてこの発
明を更に詳紬に説明する。
明を更に詳紬に説明する。
第1図はクロム295%、コバルト23%、残余鉄の合
金の組織の光学顕微鏡写真図、第2図は同じ合金の典型
的な粒界部分の迅過電子顕微鏡写真図、第3図は同じ合
金に550℃から650℃までの数時間(二亘る段階的
な磁場熱処理を施した後の析出組織の透過電子顕微鏡写
真図である(倍率95000 : 1 )。
金の組織の光学顕微鏡写真図、第2図は同じ合金の典型
的な粒界部分の迅過電子顕微鏡写真図、第3図は同じ合
金に550℃から650℃までの数時間(二亘る段階的
な磁場熱処理を施した後の析出組織の透過電子顕微鏡写
真図である(倍率95000 : 1 )。
一連の鉄・クロム・コバルト系合金を圧延して厚さ20
乃至300μmのテープとし、屈曲試験(;よってその
延性を調べた結果乞次表に示す。半径「=0に沿って破
断することなく曲げられるテープを廻性有とした。
乃至300μmのテープとし、屈曲試験(;よってその
延性を調べた結果乞次表に示す。半径「=0に沿って破
断することなく曲げられるテープを廻性有とした。
黄
鉄 クロム% コバルト% 他の添加物%
延 性残余 27.5 10.5 −
有129.523.0−有 110.010.5−有 /’ 15,028.0−有 135.51Q、5−有 342〇−有 jF 363]−有 2310.53Mo有 23182〜10有 27158Mo有 tt 2510.53Mo、1.2Si有23152V
、0.4Nb有 27.5233Ta、IAI有 127.522 1Mo、2Ta、0.5Ti有//
27.510.54W有 〃27.510.58W有 # 27.510.53W、2Zr有 y 29.523 3Mo、2W、0.73i有優不可
避的の不純物と通常の加工添加物例えば0.5%までの
Mnを含む 2つの試料に・ついて凝固1後と凝固した金属テープの
磁性最適化?実施し1こ後において広汎な調査を行った
。薄い金属テープの製作に対してはまずクロム255重
量%、コバル)10.5重量%、残余鉄の合金を溶倣す
る。次いでこの融体tセラミックノズルを通して圧縮し
、移動する冷却ローラー表面(二凝固させる。
延 性残余 27.5 10.5 −
有129.523.0−有 110.010.5−有 /’ 15,028.0−有 135.51Q、5−有 342〇−有 jF 363]−有 2310.53Mo有 23182〜10有 27158Mo有 tt 2510.53Mo、1.2Si有23152V
、0.4Nb有 27.5233Ta、IAI有 127.522 1Mo、2Ta、0.5Ti有//
27.510.54W有 〃27.510.58W有 # 27.510.53W、2Zr有 y 29.523 3Mo、2W、0.73i有優不可
避的の不純物と通常の加工添加物例えば0.5%までの
Mnを含む 2つの試料に・ついて凝固1後と凝固した金属テープの
磁性最適化?実施し1こ後において広汎な調査を行った
。薄い金属テープの製作に対してはまずクロム255重
量%、コバル)10.5重量%、残余鉄の合金を溶倣す
る。次いでこの融体tセラミックノズルを通して圧縮し
、移動する冷却ローラー表面(二凝固させる。
光学顕微鏡検査(二よれば急速1疑固テープの組織は主
として柱状結晶であって、平均粒径は5μmである。磁
気的に不利なγ相の形成は認められなかった。γ相析出
のない微結晶組織は従来の製法の場合高価な固溶化熱処
理とそれに続く冷間変形によってのみ達成可能であった
。
として柱状結晶であって、平均粒径は5μmである。磁
気的に不利なγ相の形成は認められなかった。γ相析出
のない微結晶組織は従来の製法の場合高価な固溶化熱処
理とそれに続く冷間変形によってのみ達成可能であった
。
磁気硬化のため急速凝固テープに650℃以下の温度で
通常の熱処理を行う。熱処理されたテープの組織を調べ
るとその材料が完全Cニスピノ−ダル分解を起している
ことが示された。ごく特殊なケースとして粒界(二〇相
の析出が認められたが、α相析出の容積比は1%以下で
ある。
通常の熱処理を行う。熱処理されたテープの組織を調べ
るとその材料が完全Cニスピノ−ダル分解を起している
ことが示された。ごく特殊なケースとして粒界(二〇相
の析出が認められたが、α相析出の容積比は1%以下で
ある。
次の検査としてクロム295重量%、コバルト230重
量′3モ、残余主として鉄の合金を溶融し、溶融体を]
570°Cの温度において200mbarの圧力でスリ
ット形のノズルを通して冷却ロールの表面(:吹きつけ
た。冷却ロールは直径400■で表面の移動速度は15
cm/ sであった。コバルト含有量の多い合金は経験
上γ相とα相の析出傾向が強く、従来の製法に対してき
びしい境界条件を要求する。急速凝固テープの鋳造組織
中の析出情況を調べた。第1図はそのミクロ結晶組、熾
の光学顕微鏡写真図である。この場合粒界(二実質上析
出がないことは第2図の透過電子顕微鏡写真図C二よつ
又証明されている。
量′3モ、残余主として鉄の合金を溶融し、溶融体を]
570°Cの温度において200mbarの圧力でスリ
ット形のノズルを通して冷却ロールの表面(:吹きつけ
た。冷却ロールは直径400■で表面の移動速度は15
cm/ sであった。コバルト含有量の多い合金は経験
上γ相とα相の析出傾向が強く、従来の製法に対してき
びしい境界条件を要求する。急速凝固テープの鋳造組織
中の析出情況を調べた。第1図はそのミクロ結晶組、熾
の光学顕微鏡写真図である。この場合粒界(二実質上析
出がないことは第2図の透過電子顕微鏡写真図C二よつ
又証明されている。
磁気硬化状態は550“Cから650℃の開の多段終結
熱処理によって設定される。この場合α相はα、相とα
2相とにスピノーダル分解される。
熱処理によって設定される。この場合α相はα、相とα
2相とにスピノーダル分解される。
第3図(二この分解組織の透過電子顕微鏡写真図を示す
。1段ロール法で作られた薄い磁性材料テープは厚さが
20乃至300μmで、平均粒径が1乃至50μmのミ
クロ結晶組織を示す。
。1段ロール法で作られた薄い磁性材料テープは厚さが
20乃至300μmで、平均粒径が1乃至50μmのミ
クロ結晶組織を示す。
この発明の対象(二なっている磁性材料は鉄・クロム・
コバルト系の磁性合金から成る幅広のテープを必要とす
る分野、例えば受像管用のシャドー・マスクの製作に使
用される。
コバルト系の磁性合金から成る幅広のテープを必要とす
る分野、例えば受像管用のシャドー・マスクの製作に使
用される。
第1図は本発明によるクロム295%、コバルト23%
、残余鉄の合金の鋳造組織の光学顕微鏡写真図、第2図
は同じ合金の鋳造組織の粒界部分の透過電子顕微鏡写真
図、第3図は同じ合金の数時間(:亘る磁気熱処理後の
スピノーダル分解組織の透過電子顕微鏡写真図である。 り1メ謀士 図面の浄書(内容に変更なし) 第1図 第2図 第3図
、残余鉄の合金の鋳造組織の光学顕微鏡写真図、第2図
は同じ合金の鋳造組織の粒界部分の透過電子顕微鏡写真
図、第3図は同じ合金の数時間(:亘る磁気熱処理後の
スピノーダル分解組織の透過電子顕微鏡写真図である。 り1メ謀士 図面の浄書(内容に変更なし) 第1図 第2図 第3図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1)クロム10乃至45%、コバルト3乃至35%、残
余鉄と不純物から成り毎秒10^3乃至10^6Kの冷
却速度で焼入れされγ相および/又はσ相の析出が実質
上存在しないミクロ結晶組織を示すことを特徴とするテ
ープ、線又はフィラメントの形の硬磁性又は半硬磁性材
料用鉄・クロム・コバルト系合金。 2)アルミニウム、モリブデン、ニオブ、ケイ素、タン
タル、チタン、バナジウム、タングステンおよびジルコ
ニウム中の1つ又はそれ以上を全体で10%まで含むこ
とを特徴とする特許請求の範囲第1項記載の合金。 3)アルミニウム、モリブデン、ニオブ、ケイ素、タン
タル、チタン、バナジウム、タングステンおよびジルコ
ニウム中の1つ又はそれ以上を全体で5%まで含むこと
を特徴とする特許請求の範囲第1項記載の合金。 4)結晶粒子の平均粒径が1乃至50μmであることを
特徴とする特許請求の範囲第1項乃至第3項の1つに記
載の合金。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE19863611342 DE3611342A1 (de) | 1986-04-04 | 1986-04-04 | Verwendung einer rasch abgeschreckten legierung auf eisen-chrom-kobalt-basis |
DE3611342.5 | 1986-04-04 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6324047A true JPS6324047A (ja) | 1988-02-01 |
Family
ID=6297945
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP7132587A Pending JPS6324047A (ja) | 1986-04-04 | 1987-03-24 | 鉄・クロム・コバルト系合金 |
Country Status (3)
Country | Link |
---|---|
EP (1) | EP0239838B1 (ja) |
JP (1) | JPS6324047A (ja) |
DE (2) | DE3611342A1 (ja) |
Families Citing this family (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0754107A (ja) * | 1993-07-14 | 1995-02-28 | Vacuumschmelze Gmbh | 半硬質の加工可能な鉄系永久磁石合金 |
DE19611461C2 (de) * | 1996-03-22 | 1999-05-12 | Dresden Ev Inst Festkoerper | Verwendung einer Eisen-Chrom-Kobalt-Basis-Legierung |
US6696016B1 (en) * | 1999-09-24 | 2004-02-24 | Japan As Represented By Director General Of National Research Institute For Metals | High-chromium containing ferrite based heat resistant steel |
DE10206544B4 (de) * | 2002-02-16 | 2017-11-30 | Dr. Johannes Heidenhain Gmbh | Getriebe sowie mit diesem Getriebe ausgestatteter Drehgeber |
DE10327082B4 (de) | 2003-06-13 | 2007-06-21 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Rotationssymmetrischer Hohlkörper aus einer verformbaren dauermagnetischen Legierung sowie dessen Verwendung und Herstellverfahren |
DE102009043462A1 (de) * | 2009-09-30 | 2011-03-31 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Magnetischer Streifen, Sensor aufweisend einen magnetischen Streifen und Verfahren zur Herstellung eines magnetischen Streifens |
Family Cites Families (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE1084033B (de) * | 1955-08-31 | 1960-06-23 | Beteiligungs & Patentverw Gmbh | Verfahren zur Herstellung von dauermagnetischen Halbzeugen aus teilweise austenitischen Eisen-Kobalt-Legierungen mit Zusatz mindestens eines weiteren Metalls |
JPS56501051A (ja) * | 1979-08-24 | 1981-07-30 | ||
US4475961A (en) * | 1980-01-30 | 1984-10-09 | At&T Bell Laboratories | High remanence iron-manganese alloys for magnetically actuated devices |
JPS5760055A (en) * | 1980-09-29 | 1982-04-10 | Inoue Japax Res Inc | Spinodal decomposition type magnet alloy |
JPS57149456A (en) * | 1981-03-10 | 1982-09-16 | Sumitomo Special Metals Co Ltd | Dendritic fe-cr-co magnet alloy |
DE3334369C1 (de) * | 1983-09-23 | 1984-07-12 | Thyssen Edelstahlwerke AG, 4000 Düsseldorf | Dauermagnetlegierung |
-
1986
- 1986-04-04 DE DE19863611342 patent/DE3611342A1/de not_active Withdrawn
-
1987
- 1987-03-09 EP EP19870103341 patent/EP0239838B1/de not_active Expired - Lifetime
- 1987-03-09 DE DE8787103341T patent/DE3768113D1/de not_active Expired - Lifetime
- 1987-03-24 JP JP7132587A patent/JPS6324047A/ja active Pending
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
DE3768113D1 (de) | 1991-04-04 |
DE3611342A1 (de) | 1987-10-08 |
EP0239838B1 (de) | 1991-02-27 |
EP0239838A1 (de) | 1987-10-07 |
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