CN1609252A - 极细高碳钢丝及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种极细高碳钢丝及其制造方法，该极细高碳钢丝及钢丝，按质量％含有C：0.90％～1.20％、Si：0.05％～1.2％、Mn：0.2％～1.0％、N：0.0050％以下，丝径0.05～0.50mm，并且，在钢丝的示差扫描热分析曲线A中，具有60℃～130℃的温度范围内的发热峰X，而且，上述发热峰相对于连结该示差扫描热分析曲线A中的60℃和130℃的2点间的基准线Y的最大高度h在5μW/mg以上。通过如此的构成，形成在高速绞线时不发生脱层的、高强度的、延性优良的极细的高碳钢丝。

Description

极细高碳钢丝及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种高强度的、高速绞线性、延性优良的极细高碳钢丝及其制造方法。
背景技术
在钢丝帘线(steel cord)、半导体切断用钢丝锯等中，采用丝径0.05～0.50mm、4200MPa以上的高强度的极细高碳钢丝。一般，这种极细高碳钢丝，通常根据需要，以在热轧后调整冷却的直径4.0mm～5.5mm的钢丝材为素材，通过在将该钢丝材一次拉伸加工后，进行最终的钢丝韧化处理(patenting)，再进行拉伸加工，进行制造。
更具体是，在上述钢丝韧化处理中，将钢丝材加热到A3点以上的温度区域(750～1100℃)，在γ化处理后，急冷，在550～680℃的温度范围内，进行恒温相变处理，得到珠光体组织的钢丝。此钢丝，经过表层润滑皮膜处理即镀黄铜处理等，通过利用多道排列的拉拔模的连续的最终湿式润滑拉丝加工，制造成极细高碳钢丝。
如此制造的高强度极细高碳钢丝，大部分用作实施2根绞丝、5根绞丝等绞丝加工的钢丝帘线或半导体切断用钢丝锯等。
上述用途的极细高碳钢丝，必须具备：1)更高的强度、2)高速拉丝性优良、3)疲劳特性优良、4)上述绞线加工时等的扭转变形性(延性)优良等诸特性。
此处，特别是越达到4200MPa以上的高强度，极细高碳钢丝的延性越降低。因此，在极细高碳钢丝的扭转变形中，容易发生脱层(纵裂纹)。
该极细高碳钢丝的抗脱层性，在通过极细高碳钢丝的扭转试验，产生脱层的情况下，能够在扭转试验中的旋转角度和转矩的图表中，根据急剧降低转矩的现象，预先把握及评价。
以往，为提高该极细高碳钢丝的抗脱层性，从钢丝方面提出了多种改进技术。例如，提出了根据丝径控制钢丝表层的硬度，防止脱层的方案(参照特开2000-336459号公报)。
此外，还提出了将刚经过拉丝加工后的极细高碳钢丝和拉丝加工后的时效硬化(经时硬化)后的极细高碳钢丝的拉伸强度的差控制在一定范围，防止脱层的方案(参照特开2002-302736号公报)。
另外，从拉丝加工方面也提出了多种改进技术。例如，提出了在拉丝加工时，采用独立的2个具有不同孔径的拉拔模，在2个拉拔模之间不施加拉拔力地拉拔，并进行1次以上的上所述拉丝加工的方案。(参照特开平7-1028号公报)。
此外，还提出了利用无中间热处理的硬拉拉丝，将拉丝加工时的拉拔模孔入口角度设定成低角度，使各道次的断面收缩率最佳化的提案(参照特开2001-192772号公报)。
但是，即使在这些以往的提案技术中，如果是丝径0.05～0.50mm、4200MPa以上的高强度的极细高碳钢丝，也不能够有效防止脱层。其理由认为是由于，在这些高强度的极细高碳钢丝的区域，与以往的更低强度的区域相比，增添有发生逸今未知的新的脱层的机构。
发明内容
本发明是为解决如此的问题而提出的，目的是提供一种在高速绞线时不发生脱层的、高强度的、延性优良的极细高碳钢丝及其制造方法。
为达到此目的，本发明的极细高碳钢丝的特征是，含有C：0.90％～1.20％(按质量％，以下相同)、Si：0.05％～1.2％、Mn：0.2％～1.0％、N：0.0050％以下，丝径0.05～0.50mm，在钢丝的示差扫描热分析曲线中，具有60℃～130℃的温度范围内的发热峰，而且，相对于连结该示差扫描热分析曲线A中的60℃和130℃的2点间的基准线的上述发热峰的最大高度在5μW/mg以上。
此外，上述本发明的极细高碳钢丝的优选制造方法的特征是，在将含有C：0.90％～1.20％、Si：0.05％～1.2％、Mn：0.2％～1.0％、N：0.0050％以下的钢丝材，在丝径0.50～2.0mm的范围内，进行钢丝韧化处理，形成珠光体组织，在对上述钢丝材进行了表层润滑皮膜处理后，利用多道排列的拉拔模，进行连续的湿式润滑拉丝，得到丝径0.05～0.50mm的极细的钢丝的时候，各拉拔模的断面收缩率设定在20％以下，各拉拔模直径Di的二次方和拉拔模出模侧的通丝速度v的积Di2×v，设定在20(mm2×m)/min以下，润滑剂液温设定在0～25℃的范围，并且，在包括最终拉拔模和其上游侧拉拔模的至少3道以上的各拉拔模的拉丝后，进行断面收缩率10％以下的平整拉丝。
本发明者们，分析了极细高碳钢丝的示差扫描热分析曲线，结果发现，逸今未确认的100℃附近的发热峰的有无与极细高碳钢丝的扭转变形中的脱层的发生有关联。此100℃附近的发热峰，如后述，推断是与有无N原子向位错(部)汇集相关的发热峰。即，推断在钢丝组织内的N原子不向位错汇集的时候，产生发热峰，在固着时不产生发热峰。另外，如果根据本发明者们的发现，在产生此100℃附近的发热峰的时候，能够防止极细高碳钢丝的脱层，在不产生发热峰的时候，不能防止脱层。
由此，在丝径0.05～0.50mm、4200MPa以上的高强度的极细高碳钢丝的区域，推断有无钢丝组织内的N原子向位错汇集对钢丝的延性有较大影响。因此，推断，即使利用湿式的润滑拉丝等，在N原子不向位错汇集的情况下，能够提高制品钢丝的延性，防止脱层的发生，在利用湿式的润滑拉丝等，N原子向位错汇集的情况下，降低制品钢丝的延性，容易发生脱层的发生。
一般，在极细的高碳钢丝中，不可避免地含有0.0050％以下的N，去除含有的N在制钢上也不经济。因此，推断：在这些高强度的极细高碳钢丝的区域，难于消除上述N原子对产生脱层的影响。另外，推断：即使在更低强度的极细高碳钢丝的区域，也有上述N原子对产生脱层的影响，但其它因素或原因的影响增大。
在本发明中，目的是，即使极细高碳钢丝实质上含有N，也能够防止高速绞线时等扭转变形中的脱层的发生。为此，在本发明极细高碳钢丝中，通过控制示差扫描热分析曲线的上述特定的发热峰(使在钢丝组织内的N原子向位错汇集消失)，提高钢丝的延性，防止脱层发生。此外，在本发明极细的高碳钢丝的制造方法中，特别是在钢丝的拉丝工序，通过极力防止钢丝组织内的N原子向位错汇集，控制示差扫描热分析曲线的上述特定的发热峰，提高钢丝的延性，防止脱层发生。
附图说明
图1是表示极细高碳钢丝的示差扫描热分析曲线的说明图。
图2是说明湿式润滑拉丝到各种最终丝径时的各最终丝径的钢丝的加工硬化量的图。
图3是说明湿式润滑拉丝到各种最终丝径时的各最终丝径的钢丝的扭转值的说明图。
具体实施方式
(示差扫描热分析曲线)
但是，上述的钢丝组织内的N原子向位错汇集的有无，即使用直接的钢丝组织的观察及其它的测定方法，测定或判断也困难，所以还未出现推测的区域。因此，在本发明中，特别通过与扭转变形中的脱层的发生上有明确关联且可再现性好地测定的极细高碳钢丝的示差扫描热分析曲线(以下，也简称为DSC)的100℃附近的发热峰的有无，进行极细高碳钢丝的延性的控制及评价。
图1表示极细高碳钢丝的示差扫描热分析曲线。在图1中，相对于DSC的后述的基准线(直线)具有向上的峰的曲线表示发热峰，具有向下峰的曲线表示吸热峰。此处，如图1的A的发明例DSC那样，从60℃～130℃的温度范围内的发热峰X，与扭转变形中的脱层的发生有明确的关联，大概是与有无N原子向位错汇集有关系的发热峰。如该A的DSC例，在N原子不向位错汇集的时候，认为在该DSC的60℃～130℃的温度范围内，具有发热峰X。另外，在N原子向位错汇集的B的比较例DSC中，在同样的60℃～130℃的温度范围内，认为不具有发热峰X。
因此，关于图1的DSC中的其它的发热峰，在A的DSC及B的DSC中，都推定170℃附近的第1发热峰，是表示C原子向位错汇集(偏析)的发热峰。认为这是表示，利用通过升温产生的热活性，分解接受拉丝等加工的渗碳体，放出C原子，放出的C原子向位错汇集。此外，认为300℃附近的第2发热峰2，表示渗碳体的再析出。
此处，在只判断DSC的60℃～130℃的温度范围内的发热峰X的有无中，根据DSC测定结果，有时也不明确是否出现发热峰、以及脱层性是否优良。为了进一步明确此点，在本发明中，进一步，在N原子不向位错汇集时，规定相对于连结该DSC上的60℃的点和130℃的点之间的基准线(直线)的发热峰X的最大高度h为5μW/mg以上。如果该发热峰X的最大高度h低于5μW/mg、或无发热峰，则N原子向位错汇集的可能性大，降低钢丝的延性，不能防止脱层。
以下，说明极细高碳钢丝的DSC的测定条件。从拉丝加工后的丝径为0.05～0.50mm的极细高碳钢丝中取试验片，将该试验片装入DSC测定用容器内，测定0℃～500℃的DSC。
在判断DSC的60℃～130℃的温度范围内的发热峰X的有无的时候，必须从0℃状态对试验片进行升温而开始DSC的测定。例如，在从室温状态升温，开始DSC的测定的时候，其测定的DSC，低温部分、特别是60℃～130℃的温度范围的测定不正确，不能正确判断上述60℃～130℃的温度范围的发热峰X的有无。
在这方面，即使以往，也有测定极细高碳钢丝的DSC的例子，但这些全部，如上所述，从室温的试验片升温，从50～60℃左右开始实际的DSC测定。这是因为，如上述图1的DSC，在升温50～60℃以下的部分，噪音或干扰多，该区域的DSC不能正确反映实体。即使在本发明中的DSC测定中，这也同样。
但是，如上述，如果不从0℃状态升温试验片，从DSC的低温部分、特别是60℃～130℃的温度范围的测定不正确的DSC测定结果，不能测定及判断本发明的60℃～130℃的温度范围的发热峰X的有无。在以往的DSC测定方法中，不能够测定或判断在60℃～130℃的温度范围具有的发热峰X本身或发热峰X的有无，认为主要原因也是如此的DSC测定方法的差错大。
下面介绍其它的DSC测定条件。钢丝试样的重量设定为20mg。容器内的环境气体(加热介质)设定为氩气，升温速度应设在20℃/min，以30mL/min的流量，在容器内流动。此外，基准为铝，试样容器使用铝制。
(珠光体组织)
在本发明中，通过在丝径0.50～2.0mm的范围内对钢丝材进行钢丝韧化处理，形成珠光体组织。珠光体组织，是在从奥氏体状态冷却钢丝材时，通过共析变相得到的，铁素体和渗碳体相互层状排列的组织(索氏体组织)。形成如此的珠光体组织，是对于达到高强度且确保钢丝材的拉丝性或钢丝的绞线性等的延性所必须的。
(钢丝的成分组成)
以下，说明钢丝帘线、半导体切断用钢丝锯等用途要求的，具备高强度、高速拉丝性、高疲劳特性、高绞线性等特性所需的或优选的极细高碳钢丝的化学成分组成和各元素的限定理由。
本发明极细高碳钢丝的基本的化学成分组成，为了具备上述钢丝用途的必需特性，包含C：0.90％～1.20％、Si：0.05％～1.2％、Mn：0.2％～1.0％、N：0.0050％以下，余量由铁及杂质构成。另外，根据需要，在该成分组成中，还可有选择地含有Cr：0.005％～0.30％、V：0.005％～0.30％、Cu：0.05％～0.25％、Ni：0.30％以下、Mo：0.05％～0.25％及B：0.0005％～0.0050％中的1种或2种以上，Nb：0.10％以下、Ti：0.010％以下中的1种或2种、Co：2.0％以下。
(C：0.90％～1.20％)
C是经济的且有效的增强元素，随着C含量的增加，拉丝时的加工硬化量、拉丝后的强度增大。此外，还具有降低铁素体量的效果。要充分发挥该效果，需要形成C含量0.90％以上的高碳钢。但是，如果C含量过高，在奥氏体晶间，生成网状的初析渗碳体，在拉丝加工时，不仅容易发生断线，而且还使拉丝性或最终拉丝后的极细丝的韧性·延性明显劣化，由于降低高速绞线性，所以将其上限定在1.20％。
(Si：0.05％～1.2％)
Si是钢脱氧所必需的元素，在不含有铝的情况下需要脱氧。此外，在钢丝韧化处理后形成的珠光体中的铁素体相中固溶，还具有提高钢丝韧化处理的强度的效果。在其含量少而不足0.05％时，脱氧效果或强度提高效果不充分，因此下限设定为0.05％。另一方面，Si的含量如果过多，机械去氧化皮法(以下，也缩写为MD)的拉丝工序困难。此外，由于降低上述珠光体中的铁素体的延性，降低拉丝后的极细丝的延性，所以其上限设定在1.2％。
(Mn：0.2％～1.0％)
Mn与Si同样，是可用作脱氧剂的元素，如本发明，在是不积极含有铝的钢丝材的情况下，不仅需要添加Si、而且还要添加Mn，才能有效发挥上述脱氧作用。此外，Mn固定钢中的S形成MnS，除有提高钢的韧性·延性的作用外，还具有提高钢的淬火性，降低压延材的初析铁素体的效果。其含量如果低于0.2％，无效果，因此为了有效发挥它们的效果，下限设定为0.2％。另外，由于Mn也是容易偏析的元素，因此超过1.0％的过剩的Mn含量，引起偏析，在钢丝韧化处理时，在Mn偏析部，产生贝氏体、马氏体等过冷组织，损害其后的拉丝性。因此，Mn的上限设定在1.0％。
(N：0.0050％以下)
N，如上述，向位错汇集，降低钢丝的延性，容易产生高速绞线时的脱层。如果N含量高，由于该倾向还加强，所以N的上限，作为总N量设定在0.0050％，优选尽量减少N含量。但是，如上述，一般，在极细高碳钢丝中，作为总N量，不可避免地含有0.0050％以下的N，将N含量设定为零也是不可能的，因为在制钢上也不经济。此外，如上述，在本发明中，目的是，即使极细高碳钢丝实质上含有N，也能够防止高速绞线时的脱层的发生。
(Cr：0.005％～0.30％、V：0.005％～0.30％、Cu：0.05％～0.25％、Ni：0.05％～0.30％、Mo：0.05％～0.25％、及B：0.0005％～0.0050％中的1种或2种以上)
Cr、V、Cu、Ni、Mo、B，是提高淬火性的同效元素。此外，这些元素，在钢丝韧化处理后的组织中，还具有抑制渗碳体的异常部的出现、细化珠光体、消除渗碳体网络或厚的渗碳体的通用效果。因此，为了发挥这些效果，有选择地含有1种或2种以上这些元素。但是，由于这些元素的大量含有，提高热处理后的铁素体中的位错密度、或降低铁素体相的延性，因此明显损害拉伸加工后的极细丝的延性。
(Cr：0.005％～0.30％)
Cr，如上述，提高淬火性，同时珠光体的层状间隔微细化，细化珠光体。结果，有效提高极细高碳钢丝的强度或丝材的拉丝加工性等。为有效发挥如此的作用，有选择地含有0.005％以上。另外，如果Cr含量过多，由于容易产生未熔化的渗碳体、或延长相变结束的时间，除有在热轧线材中产生马氏体或贝氏体等过冷组织的担心外，MD性也变差，因此将其上限设定为0.30％。
(V：0.005％～0.30％)
V，是提高淬火性、使极细钢丝高强度化的有效元素。为了有效发挥如此的作用效果，有选择地含有0.005％以上的V。另外，如果过剩含有，则由于过剩生成碳化物、应用作层状渗碳体的C减少，反而降低强度、或成为过剩生成第2相铁素体的原因，所以将其上限设定为0.30％。
(Cu：0.05％～0.25％)
Cu，是除了上述效果外，在提高极细钢丝的耐蚀性的同时，还提高MD时的氧化皮剥离性，而防止拉拔模的烧结等故障的有效元素。为了有效发挥如此的作用效果，有选择地含有0.05％以上。另外，如果过剩含有，是由于在将热轧后的线材载置温度升高到900℃左右的高温时，也在线材表面产生泡，在该泡下的钢母材产生四氧化三铁，因此MD性劣化。另外，由于Cu与S反应，在晶间中偏析CuS，因此在线材制造过程中，在钢坯或线材等中发生缺陷。因此，Cu含量的上限设定为0.25％。
(Ni：0.05％～0.30％)
Ni，除上述的效果外，由于提高渗碳体的延性，因此具有拉丝性等延性提高效果。此外，作为添加Cu形成的热裂纹等的对策，与Cu同等或稍少地含有Ni，有利于制造。另外，由于Ni是高价，所以上限设定为0.30％。
(Mo：0.05％～0.25％)
Mo，提高淬火性，有助于极细钢丝的高强度化。为了有效发挥如此的作用效果，有选择地含有0.05％以上。另外，如果过剩含有，则由于过剩生成碳化物，应用作层状渗碳体的C减少，反而降低强度、或成为过剩生成第2相铁素体的原因，所以将其上限设定为0.25％。
(B：0.0005％～0.0050％)
B，具有提高淬火性、抑制在钢丝韧化处理中发生的晶间铁素体的生成的效果。由于晶间铁素体具有成为发生脱层的起点的作用，所以通过含有B，能够更可靠地抑制脱层。为了有效发挥如此的作用效果，有选择地含有0.0005％以上。另外，如果过剩含有，则由于发挥上述效果的有效的游离B减少，相反容易生成粗大的化合物，而且，降低延性，所以将其上限设定为0.0050％。
(Nb：0.10％以下、Ti：0.010％以下中的1种或2种)
Nb和Ti，为了以NbN或TiN固定N，作为优选的下限值，有选择地含有0.005％以上。但是，如果过剩含有Nb和Ti，多余的Nb和Ti析出NbC或TiC，析出增强层状铁素体，劣化拉丝性。此外，在Nb和Ti过剩时，由于NbN或TiN也粗大化，所以分别将Nb：0.10％、Ti：0.010％作为上限。
(Co：2.0％以下)
Co，由于抑制初析渗碳体的生成，提高延性、拉丝加工性，因此作为优选的下限值，有选择地含有0.005％以上。但是，如果过度含有，由于钢丝韧化处理时的珠光体相变需要长的时间，生产性降低，所以将2.0％作为上限。
(制造方法)
下面，说明本发明极细高碳钢丝的优选的制造条件。在本发明中，通过在丝径0.50～2.0mm的范围内进行钢丝韧化处理，将由上述成分组成构成的热压轧后的钢丝材形成为珠光体组织，然后，进行湿式润滑拉丝，得到丝径0.05～0.50mm的本发明极细钢丝。
如果进行钢丝韧化处理的钢丝材的丝径低于0.50mm，则不能加大采用湿式润滑拉丝中的加工率，加工硬化不充分，不能得到高强度的极细钢丝。此外，在进行钢丝韧化处理的钢丝材的丝径超过2.0mm的情况下，湿式润滑拉丝本身困难。
此处，钢丝韧化处理，在A3点以上的温度区(750～1100℃)加热，γ化处理后，在铅浴、熔融盐浴中淬火，例如，在550～680℃的温度范围，进行恒温相变处理，得到均匀的珠光体组织。此时，在钢丝韧化处理后的组织中，在沿旧的γ晶间析出薄的铁素体或模拟珠光体组织的情况下，该相，由于在拉丝过程中会成为裂纹的起点，因此优选尽量抑制或将析出形式变成不易发生裂纹的形式。此外，在析出渗碳体的网络或渗碳体的具有厚度的相的情况下，由于也阻碍高强度高延性，所以优选尽量抑制。
在对该珠光体组织化的钢材进行了表层润滑皮膜处理后，进行利用多道排列的拉拔模的连续湿式润滑拉丝，得到丝径0.05～0.50mm的极细钢丝。
此时，优选，各拉拔模的断面收缩率设定在20％以下，各拉拔模直径Di的二次方和拉拔模出模侧的通丝速度v的积Di2×v，设定在20(mm2×m)/min以下，润滑剂液温设定在0～25℃的范围，并且，在包括最终拉拔模和其上游侧拉拔模的至少3道以上的各拉拔模的拉丝后，进行断面收缩率10％以下的平整拉丝。
各拉拔模，即每个拉拔模的断面收缩率大的一方促进均匀变形。但是，如果加大各拉拔模总的断面收缩率，因加工时的发热等，钢丝组织内的N原子扩散，容易向位错汇集。此外，促进应变时效。因此，优选：包括即使以比较大的断面收缩率进行拉丝，也不影响延性的拉丝初期阶段和因应变时效等的影响严重影响延性的拉丝后期，将各拉拔模的断面收缩率全部设定在20％以下。
各拉拔模的通丝速度，因加工时的发热等，也影响N原子的扩散和向位错汇集。此外，也影响应变时效。如果加快通丝速度，可利用加工时的发热等，促进N原子的扩散和向位错汇集或应变时效。因此，优选：各拉拔模的通丝速度，包括拉丝初期阶段和拉丝后期，根据与各拉拔模直径的关系，将各拉拔模直径Di的二次方和拉拔模出模侧的通丝速度v的积Di2×v，设定在20(mm2×m)/min以下。
如果润滑剂液温高，则因加工时的发热等，也影响N原子的扩散和向位错汇集。因此，拉丝中的润滑剂液温设定在25℃以下。另外，如果无需将润滑剂液温设在超过0℃的低温，还可能产生钢丝的脆化等新的问题。因此，润滑剂液温优选设定在0～25℃的范围。
除以上的湿式润滑拉丝条件外，在本发明中，在拉丝后的钢丝的DSC中，具有上述发热峰，并且，为将该发热峰设定在规定以上，提高钢丝的延性，在钢丝的拉丝后期，更优选进行平整拉丝。
该平整拉丝，优选在包括最终拉拔模和其上游侧拉拔模的至少3道以上的各拉拔模的拉丝后，进行断面收缩率10％以下的平整拉丝。更具体是，接近3道以上的上述各拉拔模的后方，配置平整拉拔模，进行拉丝和平整拉丝。
在平整拉丝中，在不在利用最终拉拔模的拉丝后进行平整拉丝，而形成包括最终拉拔模和其上游侧拉拔模的2道拉丝，且任何一道的平整拉丝的断面收缩率超过10％等、如此分别超出上述本发明条件的情况下，都不发挥平整拉丝的效果。即，在拉丝后的钢丝的DSC中，不具有上述发热峰，而且，即使具有发热峰，该发热峰的最大高度也达不到规定以上高度的可能性高。结果，钢丝的延性降低，不能防止脱层发生。
该平整拉丝，以使平整拉丝接近3道以上的上述各拉拔模的后方的方式，分别配置，在利用拉拔模的拉丝后，立即进行平整拉丝。
图2和图3，分别表示在润滑剂液中，从0.374mm到0.200mm的各种的最终丝径，分别用1、3、5道(个)拉拔模连续湿式润滑拉丝时的各最终丝径的钢丝中的强度变化、和扭转试验中的扭转值(换算200D，单位：次)。
在图2、3中，四方标记只是最终道次为平整拉丝的比较例，棱形标记是包括最终拉拔模和其上游侧2道拉拔模的3道平整拉丝的发明例，圆形标记表示包括最终拉拔模和其上游侧3道拉拔模的4道平整拉丝的发明例。
另外，图2、3的试验条件是，通过一次拉丝加工由本发明组成构成的直径5.5mm的钢丝材，使丝材直径达到1.65mm，对通过钢丝韧化处理形成均匀的珠光体组织的丝材进行镀黄铜，在上述优选的条件的范围内，连续湿式润滑拉丝到上述各最终丝径。
从图2可以看出，所有例在越提高湿式润滑拉丝的断面收缩率(最终丝径越细)、加工硬化量越大这一点上，都无大的差异。
对此，如图3所示，在扭转试验中的扭转值，即，在脱层特性方面，在比较例和发明例中，举动有较大不同。在比较例(四方标记)中，在0.313mm的最终丝径中，很快，扭转值降到10次以下。而3道平整拉丝的发明例(棱形标记)到0.200mm的较细的钢丝，4道平整拉丝的发明例(圆形标记)到0.216mm的较细的钢丝，扭转值也不降到10次以下。因此，能证明利用本发明的上述特定条件的平整拉丝的脱层特性提高效果。
实施例1
以下，说明本发明的实施例。作为实施例1，多种变化上述的湿式润滑拉丝条件，得到极细钢丝，分别评价该极细钢丝的DSC的上述发热峰X的有无、该发热峰X的最大高度h、脱层特性等。
即，热轧下表1所示的A～X的各组成的高碳钢钢坯，制造钢丝材，进行丝拉伸，按下表2所示的丝径、强度条件，进行钢丝韧化处理，形成珠光体组织，然后，进行湿式润滑拉丝，得到极细钢丝。
钢丝韧化处理，在发明例、比较例中，都加热到A3点以上的温度区(950～1000℃)，在γ化处理后，在熔融铅浴中淬火，在560～585℃的温度下，进行恒温相变处理，得到均匀的珠光体组织。
对该珠光体组织化的钢丝材，作为表层润滑皮膜处理，进行Cu-Zn扩散镀，然后，作为脱氢处理，以180℃的温度进行烘烤。然后，浸渍在润滑剂液中，同时利用25道排列的拉拔模进行连续的湿式润滑拉丝，得到表2所示的各制品丝径的极细钢丝。此时，在湿式润滑拉丝中，多次变化各拉拔模的断面收缩率、通丝速度(Di2×v)、润滑剂液温、平整拉丝条件。在表2中，示出这些各湿式润滑拉丝条件。另外，进行平整拉丝的时候的断面收缩率，在各例或各道次中，都设定为3％～4％。
分别评价，以上湿式润滑拉丝的钢丝的拉丝后的丝径、强度、DSC的60℃～130℃的温度范围内的上述发热峰X的有无、相对于连结该DSC的60℃与130℃的点之间的基准线Y的发热峰X的最大高度h(μW/mg)、脱层特性。上述发热峰X的测定，按上述的要领进行。DSC测定装置，采用セィコ一ィンストルメンッ社制的DSC220。
脱层特性，按在对拉丝的钢丝试验片进行的扭转试验时的旋转角度和扭矩的图表中，以到产生扭矩急剧降低的现象的扭转值(扭转数)进行评价。即，扭转值在10次以上的评价为“○”，扭转值低于10次的评价为“×”。
如表1、2可知：发明例1、3、5、7、9、12、14、16的极细高碳钢丝，分别由本发明的范围内的化学成分组成A、B、E、F、J、K、M、N构成，并且，湿式润滑拉丝中的各拉拔模的断面收缩率、通丝速度(Di2×v)、润滑剂液温、平整拉丝条件分别在优选的范围内。结果，达到4200MPa以上的高强度，同时具有DSC的60℃～130℃的温度范围内的发热峰X，并且发热峰X的最大高度h在5μW/mg以上。由此，可知脱层特性优良，延性优良。
与此相对，各比较例2、41、6、8、10、11、13、15、17，尽管是本发明的范围内的化学成分组成，但湿式润滑拉丝中的各拉拔模的断面收缩率、通丝速度(Di2×v)、润滑剂液温、平整拉丝的各条件都分别在优选的范围外。结果，虽然得到4200MPa以上的高强度，但无DSC的60℃～130℃的温度范围内的发热峰X、或者发热峰X的最大高度h低于5μW/mg。因此，脱层特性与发明例相比，差得多。
例如，比较例2，各拉拔模的断面收缩率超过20％。比较例4的通丝速度Di2×v超过20(mm2×m)/min。比较例6的润滑剂液温超过25℃。比较例8、10、11、13、15、17，包括最终拉拔模和其上游侧拉拔模的平整拉丝为2道(次)以上。
从以上结果，弄清了规定本发明DSC的要件的、相对于脱层特性的临界的意义。此外，也弄清在为了得到脱层特性优良的极细高碳钢丝的湿式润滑拉丝中的各拉拔模的断面收缩率、通丝速度(Di2×v)、润滑剂液温、平整拉丝等优选的各条件的意义。
表1
  No.                                                   钢的化学成分(质量％、余量为Fe及杂质)   备注
C Si Mn P S N Cr V Cu Ni Mo Nb Ti Co Al B
  ABCDEFGHIJKLMN   0.900.920.961.001.201.020.920.970.961.051.081.200.991.00   0.150.180.200.210.261.190.140.220.230.190.200.200.210.19 0.350.420.440.520.210.380.440.350.360.410.400.380.480.41 0.0060.0070.0060.0040.0070.0070.0070.0030.0040.0040.0100.0030.0080.005 0.0050.0070.0080.0120.0080.0080.0100.0080.0070.0040.0050.0050.0100.004 0.00200.00210.00140.00210.00350.00500.00110.00120.00200.00180.00340.00210.00300.0035 -0.10--0.15--------0.28 -0.01----0.02------- -------0.06------ --------0.11----- ---------0.05---- ----------0.01--- ----0.003--------- ------------1.50- 0.0020.0010.0010.0030.0020.0020.0020.0040.0030.0020.0010.0030.0020.001 -------------0.0022 发明例
  OPQRSTUVWX   1.220.920.951.001.101.110.970.990.901.12   1.001.230.800.220.210.220.210.180.170.20 0.390.410.770.400.440.420.440.390.350.39 0.0060.0070.0070.0080.0040.0040.0070.0080.0080.008 0.0070.0060.0100.0030.0050.0060.0090.0060.0090.008 0.00560.00220.00210.00450.00220.00210.00220.00250.00200.0044 0.21-0.33------- --0.080.31------ 0.04---0.26----- 0.08----0.33---- ------0.26--- -------0.11-- --------0.011 ---------2.1 0.0020.0030.020.0030.0040.0010.0020.0010.0020.003 ---------- 比较例
表2
 No.  钢种类   C量(％)    钢丝韧化处理                   湿式润滑拉丝                  最终(制品)钢丝   备注
   丝材直径(mm)  丝材强度(MPa)   加工形变  各拉拔模断面收缩率  通丝速度D2v(mm2m/min)  润滑液温度(℃)  平整拉丝数(次)   丝径(mm)    强度(MPa)   DSC60～130℃峰    DSC峰X高度μW/mg 脱层性
 1234567891011121314151617  AABBEEFFJJJKKMMNN    0.900.900.920.921.201.201.021.021.051.051.051.081.080.990.991.001.00    0.500.501.601.601.501.501.631.631.551.551.552.252.251.251.251.631.63   14391439154915491662166215301530161116111611157015701565155514101410   4.614.614.164.164.034.033.833.834.104.104.103.903.904.244.244.204.20    20222020181818182020202020l8181818   2020182520202020202020202015152020   151510100357715151510407777   55554431321333141   0.050.050.200.200.200.200.240.240.200.200.200.320.320.150.150.200.20    44004440466447204615169042454251464546454645436743674784478445114560    有无有无有无有有有有无有无有有有无    50605061530606160 ○×○×○×○×○××○×○×○×   发明例比较例发明例比较例发明例比较例发明例比较例发明例比较例比较例发明例比较例发明例比较例发明例比较例
实施例2
下面，将湿式润滑拉丝中的各拉拔模的断面收缩率、通丝速度(Di2×v)、润滑剂液温、平整拉丝条件设定在优选的范围内，与实施例1同样，对从上述表1所示A～X的各组成的高碳钢丝材中与实施例1同样拉丝过的钢丝材进行湿式润滑拉丝。而且，分别与实施例1同样地评价该湿式润滑拉丝的拉丝性、拉丝得到的极细钢丝的DSC的上述发热峰X的有无、该发热峰X的最大高度h、脱层特性等。表3示出它们的结果。
从表3可以看出，发明例18～30的极细高碳钢丝，分别由本发明范围内的化学成分组成A～M构成，湿式润滑拉丝的拉丝性与比较例相比好得多。此外，湿式润滑拉丝中的各拉拔模的断面收缩率、通丝速度(Di2×v)、润滑剂液温、平整拉丝条件，分别在优选的范围内。结果，得到4200MPa以上的高强度，同时具有DSC的60℃～130℃的温度范围内的发热峰X，并且发热峰X的最大高度h在5μW/mg以上。因此，可知脱层特性优良，延性优良。
对此，各比较例31～40，湿式润滑拉丝的拉丝性不良，不能分别拉丝到最终极细高碳钢丝。因此，不能进行最终极细高碳钢丝的强度、DSC的发热峰X的测定、脱层特性评价。即，比较例31的钢种O中氮过高，脆化，在湿式润滑拉丝中多发生断丝。比较例32的钢种P中Si过高，脆化，在湿式润滑拉丝中多发生断丝。比较例33的钢种Q中Cr过高，脆化，在湿式润滑拉丝中多发生断丝。比较例34的钢种R中V过高，脆化，在湿式润滑拉丝中多发生断丝。比较例35的钢种S中Cu过高，脆化，在湿式润滑拉丝中多发生断丝。比较例36的钢种T中Ni过高，脆化，在湿式润滑拉丝中多发生断丝。比较例37的钢种U中Mo过高，脆化，在湿式润滑拉丝中多发生断丝。比较例38的钢种V中Nb过高，脆化，在湿式润滑拉丝中多发生断丝。比较例39的钢种W中Ti过高，脆化，在湿式润滑拉丝中多发生断丝。比较例40的钢种X中Co过高，脆化，在湿式润滑拉丝中多发生断丝。
从以上的结果，弄清了本发明化学成分组成要件的、相对于湿式润滑拉丝的临界的意义。此外，也弄清在为了得到脱层特性优良的极细高碳钢丝的湿式润滑拉丝中，各拉拔模的断面收缩率、通丝速度(Di2×v)、润滑剂液温、平整拉丝等优选的各条件的意义。
表3
   No.    钢种类        钢丝韧化处理                      湿式润滑拉丝                   最终(制品)钢丝  备注
    丝材直径(mm)    丝材强度(MPa)     加工形变   各拉拔模断面收缩率  通丝速度D2v(mm2m/min)   润滑液温度(℃)    平整拉丝数(次)   丝径(mm)   强度(MPa)  DSC60～130℃峰   DSC峰X高度μW/mg 脱层性
    18192021222324252627282930     ABCDEFGHIJkLM     1.581.501.511.501.441.411.551.531.531.481.421.471.50    1439154915461557166217081474154615101611169317001565    4.134.034.044.033.953.913.104.044.074.003.923.914.03    20202018181818202020201818   20202020202020202020202015   1510501510501510507    5555444433333    0.20.20.20.20.20.20.20.20.20.20.20.20.2   4521450345154510451645124508451545124531451345044518   有有有有有有有有有有有有有    6785567566556 ○○○○○○○○○○○○○  发明例
    31323334353637383940     OPQRSTUVWX     1.381.551.401.451.521.441.451.451.571.52    1763150516981654164016401569151814631643    4.244.244.244.244.244.244.244.244.244.24    18202020181818202020   20202020202020202020   715105015105015    3555555555    ----------   ----------   ----------    ---------- ---------- 比较例
如以上所述，如果采用本发明，能够提供一种高速绞线时不发生脱层、高强度、延性优良的极细高碳钢丝及其制造方法。结果，能够在钢丝帘线、半导体切断用钢丝锯等用途上稳定提供极细高碳钢丝。

Claims (6)

1.一种极细高碳钢丝，其中：
按质量％含有：C：0.90％～1.20％、Si：0.05％～1.2％、Mn：0.2％～1.0％、N：0.0050％以下；
丝径为0.05～0.50mm；
在上述钢丝的示差扫描热分析曲线中，具有60℃～130℃的温度范围内的发热峰，而且，上述发热峰相对于连结上述示差扫描热分析曲线中的60℃和130℃的2点间的基准线的最大高度在5μW/mg以上。
2.如权利要求1所述的极细高碳钢丝，其中：
按质量％还含有Cr：0.005％～0.30％、V：0.005％～0.30％、Cu：0.05％～0.25％、Ni：0.05％～0.30％、Mo：0.05％～0.25％及B：0.0005％～0.0050％中的至少1种。
3.如权利要求1所述的极细高碳钢丝，其中：
按质量％还含有Nb：0.10％以下及Ti：0.010％以下中的至少1种。
4.如权利要求1所述的极细高碳钢丝，其中：
按质量％还含有Co：2.0％以下。
5.如权利要求1所述的极细高碳钢丝，其中：强度为4200MPa以上。
6.如权利要求1所述的极细高碳钢丝的制造方法，其中：
准备按质量％含有C：0.90％～1.20％、Si：0.05％～1.2％、Mn：0.2％～1.0％、N：0.0050％以下的钢丝材；
在丝径0.50～2.0mm的范围内，进行钢丝韧化处理，将上述钢丝材形成珠光体组织；
对钢丝韧化处理过的上述钢丝材进行表层润滑皮膜处理；
对经过表层润滑皮膜处理的上述钢丝材，利用多道排列的拉拔模，进行连续的湿式润滑拉丝，得到丝径0.05～0.50mm的极细的钢丝；
这里，在上述湿式润滑拉丝中，各拉拔模的断面收缩率设定在20％以下，各拉拔模直径Di的二次方和拉拔模出模侧的通丝速度v的积Di2×v，设定在20(mm2×m)/min以下，润滑剂液温设定在0～25℃的范围，并且，在包括最终拉拔模和其上游侧拉拔模的至少3道以上的各拉拔模的拉丝后，进行断面收缩率10％以下的平整拉丝。
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Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104411436A (zh) * 2012-07-05 2015-03-11 贝卡尔特公司 具有立方-八面体的金刚石颗粒的固着磨料锯切线材
CN105992828A (zh) * 2013-11-22 2016-10-05 米其林集团总公司 拉制方法和由所述拉制方法制备的丝线
CN107073537A (zh) * 2014-11-20 2017-08-18 株式会社普利司通 碳钢丝及其制造方法
CN107354380A (zh) * 2017-08-30 2017-11-17 武汉钢铁有限公司 一种抗拉强度≥2300MPa桥梁缆索用钢及生产方法
CN108060360A (zh) * 2016-11-07 2018-05-22 株式会社Posco 抗疲劳性优良的高强度钢丝及其制造方法
CN112011742B (zh) * 2020-10-22 2021-01-22 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 5000MPa级金刚线用盘条及其生产方法
CN113680840A (zh) * 2021-07-23 2021-11-23 江苏兴达钢帘线股份有限公司 一种高碳钢细丝的拉拔工艺
CN113695409A (zh) * 2021-07-23 2021-11-26 江苏兴达钢帘线股份有限公司 一种高碳钢细丝及其拉拔配模方法

Families Citing this family (32)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1667619A4 (en) * 2003-09-19 2007-10-10 Drugtech Corp PHARMACEUTICAL FEEDING SYSTEM
JP3983218B2 (ja) 2003-10-23 2007-09-26 株式会社神戸製鋼所 延性に優れた極細高炭素鋼線およびその製造方法
DE602005019268D1 (de) * 2004-12-22 2010-03-25 Kobe Steel Ltd Hochkohlenstoff Stahldraht mit hervorragenden Zieheigenschaften und Verfahren zu seiner Herstellung
WO2007001057A1 (ja) * 2005-06-29 2007-01-04 Nippon Steel Corporation 伸線特性に優れた高強度線材およびその製造方法
CN101208445B (zh) * 2005-06-29 2014-11-26 新日铁住金株式会社 拉丝性能优异的高强度线材及其制造方法
JP5162875B2 (ja) * 2005-10-12 2013-03-13 新日鐵住金株式会社 伸線特性に優れた高強度線材およびその製造方法
WO2008044356A1 (fr) * 2006-10-12 2008-04-17 Nippon Steel Corporation Fil d'acier à résistance élevée présentant une excellente ductilité et son procédé de fabrication
JP4980172B2 (ja) * 2007-01-30 2012-07-18 新日本製鐵株式会社 強度延性バランスに優れた高強度極細鋼線の製造方法
BRPI0903902B1 (pt) 2008-03-25 2017-06-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp arame de aço de alta resistência e seu método de produção
WO2010021244A1 (ja) * 2008-08-20 2010-02-25 株式会社ブリヂストン 高強力金属線材の製造方法
TW201043367A (en) 2009-02-13 2010-12-16 Bekaert Sa Nv Fixed abrasive sawing wire
EP2496390A4 (en) * 2009-11-02 2017-12-27 The Nanosteel Company, Inc. Wire and methodology for cutting materials with wire
KR101309881B1 (ko) * 2009-11-03 2013-09-17 주식회사 포스코 신선가공성이 우수한 신선용 선재, 초고강도 강선 및 그 제조방법
JP4900516B2 (ja) 2010-03-29 2012-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 ばね鋼およびその製造方法
WO2011126073A1 (ja) * 2010-04-08 2011-10-13 新日本製鐵株式会社 ソーワイヤ用素線及びその製造方法
WO2012055712A1 (en) 2010-10-29 2012-05-03 Nv Bekaert Sa A sawing wire with abrasive particles electrodeposited onto a substrate wire
JP5731309B2 (ja) * 2011-07-25 2015-06-10 株式会社ブリヂストン 高強度高炭素鋼線の製造方法
EP2572818A1 (en) 2011-09-23 2013-03-27 NV Bekaert SA A fixed abrasive sawing wire with improved abrasive particle retention
CN102751046B (zh) * 2012-07-10 2014-03-12 江苏中天科技股份有限公司 特高强度铝包钢线生产方法
KR101461714B1 (ko) * 2012-08-21 2014-11-14 주식회사 포스코 신선성이 우수한 고연성 선재 및 강선 및 이들의 제조방법
ITMI20131926A1 (it) 2013-11-20 2015-05-21 Danieli Off Mecc Macchina di trafilatura di tubi
KR101860246B1 (ko) 2014-02-06 2018-05-21 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강선
KR101861456B1 (ko) * 2014-02-06 2018-05-28 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 필라멘트
JP2016014169A (ja) * 2014-07-01 2016-01-28 株式会社神戸製鋼所 鋼線用線材および鋼線
CN106661694B (zh) * 2014-08-15 2018-09-11 新日铁住金株式会社 拉丝加工用钢丝
BR112017011057A2 (pt) * 2014-12-15 2018-01-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation vergalhão
WO2017069207A1 (ja) 2015-10-23 2017-04-27 新日鐵住金株式会社 伸線加工用鋼線材
JP6687112B2 (ja) * 2016-07-14 2020-04-22 日本製鉄株式会社 鋼線
JP6946891B2 (ja) * 2017-09-22 2021-10-13 日本製鉄株式会社 高強度鋼線
KR102147701B1 (ko) * 2018-11-30 2020-08-25 주식회사 포스코 비틀림 특성 및 강도가 우수한 고탄소강 강선의 제조방법
SE543919C2 (en) * 2019-05-17 2021-09-21 Husqvarna Ab Steel for a sawing device
CN111020380B (zh) * 2019-11-28 2021-05-14 国网辽宁省电力有限公司沈阳供电公司 架空导线用合金钢芯线及其制备方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62284044A (ja) * 1986-06-02 1987-12-09 Shinko Kosen Kogyo Kk 靭延性に優れた高強度高靭性鋼線の製造方法
JP3173900B2 (ja) * 1992-11-30 2001-06-04 新日本製鐵株式会社 高強度鋼線とその製造法
JPH06271937A (ja) 1993-03-17 1994-09-27 Kobe Steel Ltd 高強度高靭性過共析鋼線の製造方法
JP3340233B2 (ja) 1993-04-06 2002-11-05 新日本製鐵株式会社 捻回特性の優れた高強度鋼線およびその製造方法
JPH08132128A (ja) * 1994-11-01 1996-05-28 Tokyo Seiko Co Ltd ゴム補強用高抗張力スチールワイヤの製造法
JP3005743B2 (ja) * 1995-03-17 2000-02-07 東京製綱株式会社 ゴム補強用極超高強度スチールワイヤおよびスチールコード
JPH0999312A (ja) * 1995-10-05 1997-04-15 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度極細鋼線の製造方法
US5776267A (en) * 1995-10-27 1998-07-07 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Spring steel with excellent resistance to hydrogen embrittlement and fatigue
JP3277878B2 (ja) 1998-03-26 2002-04-22 住友金属工業株式会社 伸線強化型高強度鋼線材およびその製造方法
JP3435112B2 (ja) * 1999-04-06 2003-08-11 株式会社神戸製鋼所 耐縦割れ性に優れた高炭素鋼線、高炭素鋼線用鋼材およびその製造方法
JP3528676B2 (ja) 1999-05-07 2004-05-17 住友金属工業株式会社 鋼線材、鋼線及びその製造方法
JP3984393B2 (ja) 1999-05-27 2007-10-03 新日本製鐵株式会社 デラミネーションの発生しない高張力鋼線およびその製造方法
JP2001192772A (ja) 2000-01-17 2001-07-17 Nippon Steel Corp 高強度高延性極細鋼線
JP3737354B2 (ja) * 2000-11-06 2006-01-18 株式会社神戸製鋼所 捻回特性に優れた伸線加工用線材およびその製造方法
JP2002302736A (ja) 2001-04-04 2002-10-18 Nippon Steel Corp 高強度高延性高炭素極細鋼線および線材
US6783609B2 (en) * 2001-06-28 2004-08-31 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-carbon steel wire rod with superior drawability and method for production thereof
JP3954338B2 (ja) * 2001-09-10 2007-08-08 株式会社神戸製鋼所 耐ひずみ時効脆化特性および耐縦割れ性に優れる高強度鋼線およびその製造方法
JP4248790B2 (ja) * 2002-02-06 2009-04-02 株式会社神戸製鋼所 メカニカルデスケーリング性に優れた鋼線材およびその製造方法
JP3983218B2 (ja) 2003-10-23 2007-09-26 株式会社神戸製鋼所 延性に優れた極細高炭素鋼線およびその製造方法

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104411436A (zh) * 2012-07-05 2015-03-11 贝卡尔特公司 具有立方-八面体的金刚石颗粒的固着磨料锯切线材
CN105992828A (zh) * 2013-11-22 2016-10-05 米其林集团总公司 拉制方法和由所述拉制方法制备的丝线
CN105992828B (zh) * 2013-11-22 2019-07-12 米其林集团总公司 拉制方法和由所述拉制方法制备的丝线
CN107073537A (zh) * 2014-11-20 2017-08-18 株式会社普利司通 碳钢丝及其制造方法
CN107073537B (zh) * 2014-11-20 2019-11-05 株式会社普利司通 碳钢丝及其制造方法
CN108060360A (zh) * 2016-11-07 2018-05-22 株式会社Posco 抗疲劳性优良的高强度钢丝及其制造方法
CN107354380A (zh) * 2017-08-30 2017-11-17 武汉钢铁有限公司 一种抗拉强度≥2300MPa桥梁缆索用钢及生产方法
CN107354380B (zh) * 2017-08-30 2019-04-09 武汉钢铁有限公司 一种抗拉强度≥2300MPa桥梁缆索用钢及生产方法
CN112011742B (zh) * 2020-10-22 2021-01-22 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 5000MPa级金刚线用盘条及其生产方法
CN113680840A (zh) * 2021-07-23 2021-11-23 江苏兴达钢帘线股份有限公司 一种高碳钢细丝的拉拔工艺
CN113695409A (zh) * 2021-07-23 2021-11-26 江苏兴达钢帘线股份有限公司 一种高碳钢细丝及其拉拔配模方法
CN113695409B (zh) * 2021-07-23 2023-08-29 江苏兴达钢帘线股份有限公司 一种高碳钢细丝及其拉拔配模方法

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