JP2011047034A - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】質量%で、C:0.1%以上0.3%以下、Si:2.0%以下、Mn:0.5%以上3.0%以下、P:0.1%以下、S:0.07%以下、Al:1.0%以下およびN:0.008%以下を含有し、残部はFeおよび不可避不純物からなる組成とし、かつ鋼組織として面積率で、マルテンサイト:50%以上、フェライト:50%以下(但し0%を含む)、ベイナイト:10%以下(但し0%を含む)および残留オーステナイト:10%以下(但し0%を含む)とし、さらに該マルテンサイトの硬さ分布を測定したナノ硬さの度数分布における半価幅を2.0 GPa以上、かつ引張強さを980 MPa以上とする。
【選択図】図2
Description
なお、本発明の高強度鋼板には、鋼板の表面に溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施したものを含むものとする。
このような要求に対して、これまでにフェライト−マルテンサイト二相鋼(DP鋼)や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したTRIP鋼など、種々の複合組織鋼板が開発されてきた。
また、特許文献3には、マルテンサイト分率とその粒径および機械的特性を規定することにより衝突安全性と成形性に優れた鋼板が、特許文献4には、成分組成とマルテンサイト分率およびその粒径を規定することにより伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が、特許文献5には、成分組成とフェライト粒径とその集合組織およびマルテンサイト分率を規定することにより、伸びフランジ性や形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が、特許文献6には、成分組成とマルテンサイト量および製造条件を規定することにより、優れた機械的性質を有する高強度鋼板が、それぞれ提案されている。
さらに、特許文献7および特許文献8には、成分組成と溶融亜鉛めっきラインでの製造条件を規定することにより伸びフランジ性や曲げ性を向上させた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
また、特許文献15には、フェライト中の硬質第二相粒の分布状態とその中で焼戻しマルテンサイトとベイナイトからなる粒の存在比率を規定することにより、加工性を改善した高強度鋼板が提案されている。
さらに、ベイナイト主体の組織としては、特許文献16に、成分組成と製造工程を規定することにより、引張強さが1180 MPa以上の耐遅れ破壊性に優れた超高張力冷延鋼板が、特許文献17には、成分組成と製造方法を規定することにより引張強さが980MPa以上の曲げ性に優れた超高張力冷延鋼板が、特許文献18には、焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物の個数を一定数量に制限することによって水素脆化を防止する引張強さが980MPa以上の超高強度薄肉鋼板が、それぞれ提案されている。
特許文献1〜7、9〜10および12〜14は、引張強さ:900MPa未満の鋼板に対する技術であり、さらなる高強度化を進めた場合に加工性を確保できない場合が多い。また、特許文献1では、単相域で焼鈍し、その後の冷却は6〜20℃/秒で400℃まで冷却することが規定されているが、溶融亜鉛めっき鋼板の場合、めっき密着性を考慮する必要があること、また400℃までの冷却はめっき浴温以下まで冷却するため、めっき前に昇温する必要があり、めっき浴前に昇温設備を有さない連続溶融亜鉛めっきラインでは製造できない。さらに、特許文献7および8では、溶融亜鉛めっきライン内での熱処理中に焼戻しマルテンサイトを生成させる必要があるため、Ms点以下までの冷却後に再加熱する設備を必要とする。特許文献11では、硬質第二相の相構成をベイナイトおよびマルテンサイトとしてその分率を規定しているが、規定の範囲では特性のばらつきが大きく、またばらつきを抑制するためには、操業条件の精密制御が必要となる。特許文献15においても、ベイナイト変態の前にマルテンサイトを生成させるためにMs点以下まで冷却するため、再加熱する設備が必要であり、また安定した特性を得るためには操業条件の精密制御が不可欠となるため、設備・操業面でのコスト高が生じる。特許文献16および17では、ベイナイトを主体とした組織とするために焼鈍後にベイナイト生成温度域で保持する必要があり、延性の確保が困難なだけでなく、溶融亜鉛めっき鋼板の場合にはめっき浴温以上に再加熱する必要が生じる。特許文献18では、単に鋼板の水素脆化の改善が示されているだけで、曲げ加工性の若干の検討を除けば、加工性についてはほとんど考慮されていない。
しかしながら、このようなマルテンサイトを生成させた後に、昇温や高温保持によって焼戻しすることが不可能な設備の場合には、強度の確保は可能なものの、マルテンサイトなど硬質第二相の加工性の確保が困難であった。
また、ベイナイトを活用する場合にはベイナイト生成域での温度と保持時間のばらつきにより特性が大きく変化することが問題であった。また、第二相をマルテンサイトまたは残留オーステナイト(残留オーステナイトを含むベイナイトも含む)とした場合においても、延性と同時に伸びフランジ性を確保するために、例えば、第二相組織をマルテンサイトとベイナイトの混在組織とするなどの検討が行われてきた。
しかしながら、第二相を種々の相の混在組織とし、かつその分率などを高精度で制御するためには、熱処理条件の精密な制御が必要であり、製造安定性などに問題を生じる場合が多かった。
なお、加工性については、延性の指標である強度−伸びバランス(TS×T.EL)および伸びフランジ性の指標であるλ値で評価するものとし、本発明では、TS×T.El≧14500MPa・%、λ≧15%を目標特性とする。
その結果、冷間圧延後の熱処理条件を最適に制御すれば、マルテンサイト変態と同時に、変態後のマルテンサイトが焼戻されて、マルテンサイト中に硬さの異なるマルテンサイトが混在するようになり、その結果、本発明で目標とする、優れた加工性と引張強さ980 MPa以上の高強度が併せて得られることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
1.質量%で、
C:0.1%以上0.3%以下、
Si:2.0%以下、
Mn:0.5%以上3.0%以下、
P:0.1%以下、
S:0.07%以下、
Al:1.0%以下および
N:0.008%以下
を含有し、残部はFeおよび不可避不純物からなり、鋼組織として面積率で、マルテンサイトを50%以上有すると共に、フェライトが50%以下(但し0%を含む)、ベイナイトが10%以下(但し0%を含む)、残留オーステナイトが10%以下(但し0%を含む)であり、該マルテンサイトの硬さ分布を測定したナノ硬さの度数分布における半価幅が2.0 GPa以上で、かつ引張強さが980 MPa以上であることを特徴とする高強度鋼板。
Cr:0.05%以上5.0%以下、
V:0.005%以上1.0%以下および
Mo:0.005%以上0.5%以下
のうちから選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする前記1に記載の高強度鋼板。
Ti:0.01%以上0.1%以下、
Nb:0.01%以上0.1%以下、
B:0.0003%以上0.0050%以下、
Ni:0.05%以上2.0%以下および
Cu:0.05%以上2.0%以下
のうちから選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする前記1または2に記載の高強度鋼板。
Ca:0.001%以上0.005%以下および
REM:0.001%以上0.005%以下
のうちから選んだ1種または2種を含有することを特徴とする前記1乃至3のいずれかに記載の高強度鋼板。
まず、本発明において、鋼板の組織を上記のように限定した理由について述べる。
・マルテンサイト面積率:50%以上
マルテンサイトは、高強度化に有用な硬質相である。本発明では、後述するように、マルテンサイトの硬さ分布を最適に制御することにより加工性を向上させることができる。しかしながら、マルテンサイト量が面積率で50%に満たないと所望の強度を確保することが難しいので、マルテンサイト量は面積率で50%以上に限定した。なお、上記した加工性の向上効果は、マルテンサイト面積率が大きいほど顕著となることから、マルテンサイト面積率は70%以上、より好ましくは90%以上とすることが望ましい。
加工性と引張強さ:980MPa以上を両立させるためには、フェライトの比率が重要であり、フェライト面積率は50%以下とする必要がある。というのは、フェライト面積率が50%を超えると、十分な量の硬質相を確保できず強度不足となるからである。なお、このフェライトは面積率:0%であってもよい。
ベイナイトは高強度化に寄与する硬質相であるが、その生成温度域によって特性が大きく変化して材質のバラツキを増加させる場合があるため、鋼組織中に極力含有させない方が望ましいが10%までは許容できる。好ましくは5%以下である。0%であってもよい。
残留オーステナイトは加工時に変態して硬質なマルテンサイトとなり、伸びフランジ性を低下させる。このため、鋼組織中に極力存在しない方が望ましいが、10%までは許容できる。好ましくは5%以下であり、より好ましくは3%以下である。0%であってもよい。
本発明の鋼板の鋼組織は、上記した組織からなるものとすることが好ましいが、その他パーライトなどを、合計面積率で10%以下であれば含んでいても問題はない。
マルテンサイトの硬さ分布は、本発明で最も重要な要件である。
発明者らは、硬質組織であるマルテンサイトの加工性を向上させるため、マルテンサイト組織と加工性との関係を詳細に調査した。その結果、マルテンサイト組織の中で、硬さの異なるマルテンサイトが混在した組織で、延性の向上が確認された。この理由は明らかではないが、フェライト−マルテンサイト(DP)鋼のように硬質組織と軟質組織を混在させることにより、軟質組織の加工硬化が促進され、延性の向上につながったと考えられる。
なお、通常の焼入れ焼戻し処理を施したマルテンサイトのナノ硬さの度数分布における半価幅は、通常 1.0〜1.9 GPa程度であり、2.0GPa以上の半価幅が得られることはなかった。また、焼入れままのマルテンサイトの該半価幅についても同様であった。
上記のようにして得られた高強度鋼板のマルテンサイト組織写真を図1に示す。
また、図2には、上記の高強度鋼板のマルテンサイト組織の硬さをランダムに測定(n=37)し、その硬さ分布について調べた結果を示す。
図2に示したとおり、この試料の、ナノ硬さの度数分布における半価幅は2.8 GPaであった。この時の、TS×T.Elは17567MPa・%であり、延性に優れていることが確認された。
そこで、これらの領域について、個別にナノ硬さの度数分布における半価幅を調べたところ、図3に示す結果が得られた。
図3から明らかなように、実線で囲まれた領域と破線で囲まれた領域では、ナノ硬さにかなりの開きがある。
従って、かような軟質マルテンサイトと硬質マルテンサイトを混在させることにより、図2に示したように、ナノ硬さの度数分布における半価幅が大きくなり、その結果、延性が効果的に改善されたものと考えられる。
・C:0.1%以上0.3%以下
Cは、鋼板の高強度化に必要不可欠な元素であり、0.1%未満では、鋼板の強度の確保と延性や伸びフランジ性等の加工性との両立が困難となる。一方、C量が0.3%を超えると溶接部および溶接熱影響部の硬化が著しく溶接性が劣化する。そこで、本発明では、C量は0.1%以上0.3%以下の範囲に限定した。好ましくは0.12%以上0.23%以下の範囲である。
Siは、フェライトの固溶強化に有効な元素であり、延性の確保とフェライトの硬度確保のためは0.1%以上含有させることが好ましいが、2.0%を超える過剰な添加は、赤スケール等の発生により表面性状の劣化や、めっき付着・密着性の劣化を引き起こす。従って、Si量は2.0%以下とする。好ましくは、1.6%以下である。
Mnは、鋼の強化に有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる作用があり、硬質相の面積率確保のために必要な元素である。このため、Mnは0.5%以上含有させるものとするが、3.0%を超えて過剰に含有されると、鋳造性の劣化などを引き起こす。従って、Mn量は0.5%以上3.0%以下の範囲に限定した。好ましくは1.5%以上2.5%以下の範囲である。
Pは、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させるが、0.1%までは許容できる。また、合金化溶融亜鉛めっきを施す場合、0.1%を超えるP量は、合金化速度を大幅に遅延させる。従って、P量は0.1%以下に制限する。好ましくは0.05%以下である。
Sは、MnSなどの介在物となって、耐衝撃性を劣化させるだけでなく、溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低減することが望まれるが、製造コストの観点から0.07%までは許容される。好ましいS量は0.04%以下であり、より好ましくは0.01%以下である。
Alは、フェライト生成元素であり、製造時におけるフェライト生成量をコントロールするのに有効な元素である。しかしながら、1.0%を超えるAlの過剰添加は製鋼時におけるスラブ品質を劣化させる。従って、Al量は1.0%以下とする。好ましくは0.5%以下である。なお、Alの含有が少なすぎる場合には、脱酸が困難となることがあるので、Al量は0.01%以上含有させることが好ましい。
Nは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、少ないほどよく、0.008%を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、N量は0.008%以下とする。好ましくは 0.006%以下である。
・Cr:0.05%以上5.0%以下、V:0.005%以上1.0%以下およびMo:0.005%以上0.5%以下のうちから選んだ1種または2種以上
Cr、VおよびMoは、焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制する作用を有するので必要に応じて添加することができる。その効果は、Cr:0.05%以上、V:0.005%以上、Mo:0.005%以上で発揮される。一方、Cr:5.0%、V:1.0%、Mo:0.5%を超えて過剰に含有されると、硬質相の面積率が過大になって必要以上の強度上昇を招き、加工性を劣化させる。従って、これらの元素を含有させる場合には、Cr:0.005%以上5.0%以下、V:0.005%以上1.0%以下、Mo:0.005%以上0.5%以下の範囲とする。
・Ti:0.01%以上0.1%以下、Nb:0.01%以上0.1%以下
TiおよびNbは、鋼の析出強化に有効で、その効果はそれぞれ0.01%以上で得られるが、0.1%を超えると加工性および形状凍結性が低下する。従って、Ti,Nbはそれぞれ、0.01%以上0.1%以下の範囲で含有させるものとした。
Bは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成・成長を抑制して鋼の強化に有効に寄与するので必要に応じて含有させることができる。その効果は、0.0003%以上で得られ、一方0.0050%を超えると加工性が低下する。従って、Bを含有させる場合には、0.0003%以上0.0050%以下の範囲とする。
NiおよびCuは、溶融亜鉛めっきを施す場合には内部酸化を促進して、めっき密着性を向上させる効果がある。その効果は、それぞれ0.05%以上で得られるが、2.0%を超えて含有されると、鋼板の加工性を低下させる。また、NiおよびCuは、鋼の強化に有効な元素でもある。従って、Ni,Cuは、それぞれ0.05%以上2.0%以下の範囲で含有させるものとした。
CaおよびREMは、硫化物の形状を球状化し、伸びフランジ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。その効果は、それぞれ0.001%以上で得られるが、0.005%を超える含有は、介在物等の増加を招き、表面および内部欠陥なども引き起こす。従って、Ca、REMを含有させる場合には、0.001%以上0.005%以下の範囲とする。
まず、上記の好適成分組成に調整した鋼片を製造後、熱間圧延し、ついで冷間圧延を施して冷延鋼板とする。本発明において、これらの処理に特に制限はなく、常法に従って行えば良い。
ここに、好適な製造条件は次のとおりである。鋼片を、1100℃以上1300℃以下に加熱したのち、870℃以上 950℃以下の温度で仕上げ熱間圧延し、得られた熱延鋼板を350℃以上720℃以下の温度で巻き取る。ついで、熱延鋼板を酸洗後、40%以上90%以下の圧下率で冷間圧延を行い冷延鋼板とする。
なお、熱延鋼板は、通常の製鋼、鋳造および熱間圧延の各工程を経て製造する場合だけでなく、例えば薄手鋳造などにより熱間圧延工程の一部もしくは全部を省略して製造する場合でもよい。
この焼鈍処理は、オーステナイト単相域またはオーステナイト相とフェライト相の二相域においてオーステナイトへの逆変態を十分に進行させて、面積率で50%以上のオーステナイト相を確保するために行う。但し、適正な温度範囲であっても高温側と低温側とでは、適切な焼鈍時間は異なる。
すなわち、850℃以上の高温側では、比較的短時間でオーステナイトへの逆変態が進行するので、焼鈍時間は少なくとも15秒あればよい。一方、850℃未満の温度域では、Ac3点を超えていたとしてもオーステナイトへの逆変態が進みにくくなるので、50秒以上の焼鈍時間が必要となる。さらに、焼鈍温度が770℃未満の場合には、炭化物が固溶し難くなるため、最低でも100秒の焼鈍時間が必要となる。
そこで、本発明では、焼鈍温度域を700℃以上770℃未満の温度域と770℃以上850℃未満の温度域と850℃以上950℃以下の温度域の3領域に分け、各温度域における焼鈍時間について、700℃以上770℃未満の温度域は100秒以上1800秒以下の時間、770℃以上850℃未満の温度域は50秒以上1800秒以下の時間、850℃以上950℃以下の温度域は15秒以上1800秒以下の時間に限定し、いずれかの条件で焼鈍することとしたのである。なお、850℃以上950℃以下の温度域は、他の温度域と比べて、短時間でも焼鈍し得るという点で好ましい。
ここに、各温度域における焼鈍時間の上限については、オーステナイト相の確保という点からはとくに制限はないが、あまりに長くなると大きなエネルギー消費に伴うコスト増を招くため、いずれの温度域においても焼鈍温度の上限は1800秒とした。なお、特に850℃以上950℃以下の温度域では、600秒を超える焼鈍は多大なエネルギー消費に伴うコスト増を招くため、600秒以下とすることが好ましい。
また、焼鈍温度の下限を700℃としたのは、焼鈍温度が700℃に満たないと鋼板中の炭化物が十分に固溶しなかったり、フェライトの再結晶が完了しないため、目標とする延性や伸びフランジ性が得られず、一方焼鈍温度の上限を950℃としたのは、焼鈍温度が950℃を超えるとオーステナイト粒の成長が著しく、その後の冷却時に生成する構成相の粗大化を引き起し、延性や伸びフランジ性を劣化させるおそれがあるからである。
まず、500℃まで4℃/s以上の冷却速度で冷却し、ついで500℃から7℃/s以上の冷却速度で冷却する。
上記の焼鈍後、後述する低温保持温度までの冷却条件は、本発明で目的とするマルテンサイト相以外の組織の析出を抑える上で重要である。焼鈍温度から低温保持温度までの温度域は、パーライトやベイナイト変態が起こり易く、目標とする組織が得られない場合がある。ここで、焼鈍温度から500℃までの温度域は特にパーライト変態が起こり易く、500℃から低温保持温度までの温度域は特にベイナイト変態が起こり易い。これらのパーライト変態やベイナイト変態を抑制して目標とする組織を得るためには、焼鈍温度から500℃までの温度域は4℃/s以上冷却速度で、ついで500℃から低温保持温度までの温度域は7℃/s以上の冷却速度で冷却する必要がある。
好ましくは焼鈍温度から低温保持温度まで20℃/s以上の冷却速度で冷却することである。さらに好ましくは30℃/s以上の速度で冷却することである。
なお、冷却速度の上限は特に限定されないが、200℃/sを超える冷却速度を得るためには特別な冷却設備が必要となるため、200℃/s以下程度とするのが好ましい。
この低温保持とその後の冷却が、本発明において最も重要なプロセスである。
まず、マルテンサイト変態開始点(Ms点)以下の低温保持温度まで冷却し、この温度域で10秒以上保持することにより、過冷度に応じたマルテンサイト変態が進行する。また、低温域で保持することにより、変態したマルテンサイトはすぐに焼戻しが進行するが、この焼戻しマルテンサイトは比較的高温で焼戻されるため軟質なマルテンサイトとなる。
一方、保持過程で未変態のオーステナイトは、低温保持後の冷却過程でマルテンサイト変態する。これも焼戻しが進行するが、低温での焼戻しとなるためその進行は遅く、硬質なマルテンサイトとなる。このように、一定の温度域で保持することにより、マルテンサイトの焼戻し状態が異なる、すなわち硬さの異なるマルテンサイトが混在した組織を得ることができる。
また、上記した低温保持後の冷却過程において硬質なマルテンサイトを得るためには、5℃/s以上の冷却速度で冷却することが肝要である。好ましくは15℃/s以上の速度で冷却することである。
すなわち、冷延鋼板を、850℃以上 950℃以下の温度域で15秒以上 600秒以下の時間焼鈍したのち、20℃/s以上の冷却速度で冷却し、100℃から(Ms−10℃)の温度域で80秒以上保持し、その後15℃/s以上の冷却速度で冷却することである。
M(℃)=540-361×{[C%]/(1-[α%]/100)}-6×[Si%]-40×[Mn%]+30×[Al%]
-20×[Cr%]-35×[V%]-10×[Mo%]-17×[Ni%]-10×[Cu%] ・・・ (1)
ただし、[X%]は合金元素Xの質量%,[α%]はポリゴナルフェライトの面積率(%)
なお、本発明においては、上記ポリゴナルフェライトの面積率は、上記した条件での焼鈍・冷却後の鋼板において観察されるフェライトの面積率に等しい。
まず、鋼板をめっき浴中にめっき浴中に浸入させ、ガスワイピングなどで付着量を調整する。めっき浴中の溶解Al量としては、溶融亜鉛めっきの場合は0.12%以上0.22%以下の範囲、合金化溶融亜鉛めっきの場合は0.08%以上0.18%以下の範囲とするのが好適である。また、溶融亜鉛めっきの場合は、めっき浴の温度としては、420℃以上500℃以下の範囲であれば良く、さらに合金化を施して合金化溶融亜鉛めっきとする場合は、合金化時の温度は450℃以上550℃以下の範囲が望ましい。合金化温度が550℃を超える場合、未変態オーステナイトから炭化物が過剰に析出するか、場合によってはパーライト化することにより、目標とする強度や延性が得られないことがある。また、パウダリング性も劣化する。一方、合金化時の温度が450℃未満の場合は、合金化が進行しない。
めっき付着量は片面当たり20〜150g/m2程度とすることが好ましい。めっき付着量が20g/m2未満の場合には、耐食性が劣化する。一方、めっき付着量が150g/m2を超えても耐食効果は飽和しており、コストアップを招くだけである。また、合金化度は、めっき層中のFe含有量で7〜15質量%程度とすることが好ましい。Fe含有量が7質量%未満では、合金化ムラが生じ外観性が劣化したり、いわゆるζ相が生成され摺動性が劣化したりする。一方、Fe含有量が15質量%を超えると硬質で脆いΓ相が多量に形成され、めっき密着性が劣化する。
表1に示す成分組成になる鋼片を、1250℃に加熱したのち、880℃で仕上げ熱間圧延した熱延鋼板を600℃で巻き取り、ついで熱延鋼板を酸洗後、65%の圧延率で冷間圧延し、板厚:1.2mmの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板に対し、表2に示す条件で熱処理を施した。なお、同表中のいずれのサンプルも通常の焼入れは実施していない。なお、表2中の保持時間は、表2中の保持温度での保持時間である。また、表2中のMsは前記(1)式より求めたものである。
また、一部の試料については、その後に溶融亜鉛めっき処理を施し、さらにその一部については合金化処理を施した。なお、この溶融亜鉛めっき処理は、めっき浴の温度:463℃、目付け量(片面あたり):50g/m2(両面めっき)の条件で行った。また、合金化溶融亜鉛めっき処理は、めっき層中のFe%(鉄含有量)が9質量%となる条件で行った。
得られた鋼板は、めっきの有無にかかわらず圧延率(伸び率):0.3%の調質圧延を施した。
また、得られた鋼板の諸特性について調べた結果を表3に示す。
ここに、組織分率の測定方法および諸特性の評価方法は次のとおりである。
限界穴拡げ率λ(%)={(Df−D0)/D0}×100 ・・・ (2)
ここで、Dfは亀裂発生時の穴径(mm)、D0は初期穴径(mm)である。
表4に示す成分組成になる鋼片を、1250℃に加熱したのち、880℃で仕上げ熱間圧延した熱延鋼板を600℃で巻き取り、ついで熱延鋼板を酸洗後、65%の圧延率で冷間圧延し、板厚:1.2mmの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板に対し、表5に示す条件で熱処理を施した。なお、同表中のいずれのサンプルも通常の焼入れは実施していない。なお、表5中の保持時間は、表5中の保持温度での保持時間である。また、表5中のMsは前記(1)式より求めたものである。
また、一部の試料については、その後に溶融亜鉛めっき処理を施し、さらにその一部については合金化処理を施した。なお、この溶融亜鉛めっき処理は、めっき浴の温度:463℃、目付け量(片面あたり):50g/m2(両面めっき)の条件で行った。また、合金化溶融亜鉛めっき処理は、めっき層中のFe%(鉄含有量)が9質量%となる条件で行った。
得られた鋼板は、めっきの有無にかかわらず圧延率(伸び率):0.3%の調質圧延を施した。
また、得られた鋼板の諸特性について調べた結果を表6に示す。
組織分率の測定方法および諸特性の評価方法は、実施例1の場合と同じである。
Claims (8)
- 質量%で、
C:0.1%以上0.3%以下、
Si:2.0%以下、
Mn:0.5%以上3.0%以下、
P:0.1%以下、
S:0.07%以下、
Al:1.0%以下および
N:0.008%以下
を含有し、残部はFeおよび不可避不純物からなり、鋼組織として面積率で、マルテンサイトを50%以上有すると共に、フェライトが50%以下(但し0%を含む)、ベイナイトが10%以下(但し0%を含む)、残留オーステナイトが10%以下(但し0%を含む)であり、該マルテンサイトの硬さ分布を測定したナノ硬さの度数分布における半価幅が2.0 GPa以上で、かつ引張強さが980 MPa以上であることを特徴とする高強度鋼板。 - 前記鋼板がさらに、質量%で、
Cr:0.05%以上5.0%以下、
V:0.005%以上1.0%以下および
Mo:0.005%以上0.5%以下
のうちから選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の高強度鋼板。 - 前記鋼板がさらに、質量%で、
Ti:0.01%以上0.1%以下、
Nb:0.01%以上0.1%以下、
B:0.0003%以上0.0050%以下、
Ni:0.05%以上2.0%以下および
Cu:0.05%以上2.0%以下
のうちから選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。 - 前記鋼板がさらに、質量%で、
Ca:0.001%以上0.005%以下および
REM:0.001%以上0.005%以下
のうちから選んだ1種または2種を含有することを特徴とする請求項1乃至3のいずれかに記載の高強度鋼板。 - 前記鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層をそなえることを特徴とする請求項1乃至4のいずれかに記載の高強度鋼板。
- 請求項1乃至4のいずれかに記載の成分組成からなる鋼片を、熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、700℃以上 950℃以下の温度域で焼鈍するに際し、700℃以上770℃未満の温度域では100秒以上1800秒以下の時間、770℃以上850℃未満の温度域では50秒以上1800秒以下の時間、850℃以上950℃以下の温度域では15秒以上1800秒以下の時間のいずれかで焼鈍したのち、500℃まで4℃/s以上の冷却速度で、500℃から7℃/s以上の冷却速度で冷却し、100℃から(Ms−10℃)の温度域で10秒以上保持し、その後5℃/s以上の冷却速度で冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
- 請求項1乃至4のいずれかに記載の成分組成からなる鋼片を、熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、700℃以上 950℃以下の温度域で焼鈍するに際し、700℃以上770℃未満の温度域では100秒以上1800秒以下の時間、770℃以上850℃未満の温度域では50秒以上1800秒以下の時間、850℃以上950℃以下の温度域では15秒以上1800秒以下の時間のいずれかで焼鈍したのち、20℃/s以上の冷却速度で冷却し、100℃から(Ms−10℃)の温度域で80秒以上保持し、その後15℃/s以上の冷却速度で冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
- 請求項1乃至4のいずれかに記載の成分組成からなる鋼片を、熱間圧延後、冷間圧延により冷延鋼板とし、ついで該冷延鋼板を、850℃以上 950℃以下の温度域で15秒以上 600秒以下の時間焼鈍したのち、20℃/s以上の冷却速度で冷却し、100℃から(Ms−10℃)の温度域で80秒以上保持し、その後15℃/s以上の冷却速度で冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
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Cited By (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2013038741A1 (ja) * | 2011-09-15 | 2013-03-21 | 臼井国際産業株式会社 | Trip型2相マルテンサイト鋼及びそれを用いた超高強度鋼製加工品 |
WO2015019557A1 (ja) * | 2013-08-09 | 2015-02-12 | Jfeスチール株式会社 | 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
WO2015019558A1 (ja) | 2013-08-09 | 2015-02-12 | Jfeスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
WO2015080242A1 (ja) * | 2013-11-29 | 2015-06-04 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板 |
JP2015105383A (ja) * | 2013-11-28 | 2015-06-08 | 新日鐵住金株式会社 | 衝撃吸収特性に優れた高強度鋼材 |
KR20160057373A (ko) * | 2011-08-10 | 2016-05-23 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 심 용접성이 우수한 고강도 강판 |
KR20170002674A (ko) | 2012-03-29 | 2017-01-06 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 성형성 및 형상 동결성이 우수한, 고강도 냉연 강판, 고강도 용융 아연도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판, 및 그들의 제조 방법 |
JP2017504720A (ja) * | 2013-12-23 | 2017-02-09 | ポスコPosco | 強度及び延性に優れた熱処理硬化型鋼板及びその製造方法 |
JP2018090874A (ja) * | 2016-12-06 | 2018-06-14 | 新日鐵住金株式会社 | 焼付硬化性に優れる高強度鋼板および製造方法 |
KR20220037038A (ko) * | 2020-09-16 | 2022-03-24 | 현대제철 주식회사 | 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 |
KR20220041506A (ko) * | 2020-09-25 | 2022-04-01 | 현대제철 주식회사 | 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법 |
Families Citing this family (30)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN103620075B (zh) * | 2011-06-10 | 2016-02-17 | 株式会社神户制钢所 | 热压成形品、其制造方法和热压成形用薄钢板 |
FI20115702L (fi) | 2011-07-01 | 2013-01-02 | Rautaruukki Oyj | Menetelmä suurlujuuksisen rakenneteräksen valmistamiseksi ja suurlujuuksinen rakenneteräs |
BR112014017042B1 (pt) * | 2012-01-13 | 2020-10-27 | Nippon Steel Corporation | chapa de aço laminada a frio e processo de fabricação da mesma |
RU2581333C2 (ru) * | 2012-01-13 | 2016-04-20 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Горячештампованная сталь и способ ее изготовления |
CN103805840B (zh) * | 2012-11-15 | 2016-12-21 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高成形性热镀锌超高强度钢板及其制造方法 |
CN103805838B (zh) | 2012-11-15 | 2017-02-08 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高成形性超高强度冷轧钢板及其制造方法 |
JP5632947B2 (ja) * | 2012-12-12 | 2014-11-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性と低温靭性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
CN103060715B (zh) * | 2013-01-22 | 2015-08-26 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种具有低屈服比的超高强韧钢板及其制造方法 |
CN103255341B (zh) * | 2013-05-17 | 2015-07-22 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度高韧性热轧耐磨钢及其制造方法 |
WO2015088523A1 (en) * | 2013-12-11 | 2015-06-18 | ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. | Cold rolled and annealed steel sheet |
WO2016001706A1 (en) * | 2014-07-03 | 2016-01-07 | Arcelormittal | Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet |
WO2016001710A1 (en) * | 2014-07-03 | 2016-01-07 | Arcelormittal | Method for producing a high strength coated steel having improved strength and ductility and obtained sheet |
CN106661699B (zh) * | 2014-08-28 | 2018-09-04 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法 |
EP3187607B1 (en) * | 2014-08-28 | 2019-03-06 | JFE Steel Corporation | High-strength galvanized steel sheet excellent in stretch-flange formability, in-plane stability of stretch-flange formability, and bendability, and method for producing same |
MX2017005567A (es) * | 2014-10-30 | 2017-06-23 | Jfe Steel Corp | Lamina de acero de alta resistencia, lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente de alta resistencia, lamina de acero recubierta de aluminio por inmersion en caliente de alta resistencia, y lamina de acero electrogalvanizada de alta resistencia, y metodos para fabricacion de las mismas. |
MX2017005591A (es) | 2014-11-05 | 2017-07-04 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Hoja de acero galvanizada por inmersion en caliente. |
ES2775480T3 (es) | 2014-11-05 | 2020-07-27 | Nippon Steel Corp | Lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente |
CN107109564B (zh) * | 2014-12-22 | 2019-08-30 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法 |
JP6048625B1 (ja) | 2015-03-03 | 2016-12-21 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板及びその製造方法 |
US20160281197A1 (en) * | 2015-03-25 | 2016-09-29 | Dalmine Spa | Advanced Fe-5Cr-X Alloy |
EP3276021B1 (en) * | 2015-03-27 | 2019-12-04 | JFE Steel Corporation | High-strength steel sheet and production method therefor |
RU2603404C1 (ru) * | 2015-06-10 | 2016-11-27 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Способ производства высокотвердого износостойкого листового проката |
CN105648317B (zh) * | 2016-01-28 | 2019-01-01 | 河北钢铁股份有限公司邯郸分公司 | 一种高强度高塑性中锰q&p钢冷轧退火板及其制备工艺 |
CN107267875B (zh) * | 2017-05-31 | 2019-06-28 | 武汉钢铁有限公司 | 一种屈服强度≥700MPa铁路集装箱用耐候钢及生产方法 |
KR101950596B1 (ko) * | 2017-08-24 | 2019-02-20 | 현대제철 주식회사 | 초고강도 강 및 그 제조방법 |
CN110592471A (zh) * | 2019-08-26 | 2019-12-20 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 1200MPa级冷轧马氏体钢板及其制备方法 |
CN110983177B (zh) * | 2019-11-24 | 2022-03-22 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 1000MPa级含钛马氏体钢氮化钛夹杂物的控制方法 |
CN112080685B (zh) * | 2020-07-31 | 2022-06-03 | 河钢股份有限公司 | 一种吉帕级超高强度钢板及其生产方法 |
CN113403551B (zh) * | 2021-05-21 | 2022-08-16 | 鞍钢股份有限公司 | 高屈强比抗氢脆冷轧dh980钢板及其制备方法 |
CN113403529B (zh) * | 2021-05-21 | 2022-07-19 | 鞍钢股份有限公司 | 冷冲压用1470MPa级合金化镀锌钢板及其制备方法 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000282173A (ja) * | 1999-04-02 | 2000-10-10 | Kawasaki Steel Corp | 加工性に優れる高張力鋼板およびその製造方法 |
JP2006207018A (ja) * | 2004-12-28 | 2006-08-10 | Kobe Steel Ltd | 耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板 |
JP2008169475A (ja) * | 2006-12-11 | 2008-07-24 | Kobe Steel Ltd | 高強度薄鋼板 |
JP2008291282A (ja) * | 2007-05-22 | 2008-12-04 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板及びその製造方法 |
Family Cites Families (20)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6237322A (ja) | 1985-08-12 | 1987-02-18 | Nisshin Steel Co Ltd | 表面性状と曲げ加工性に優れた低降伏比型冷延高張力鋼板の製造法 |
JP2616350B2 (ja) | 1992-08-07 | 1997-06-04 | 住友金属工業株式会社 | 超高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
JP2621744B2 (ja) | 1992-08-24 | 1997-06-18 | 住友金属工業株式会社 | 超高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
JPH0693340A (ja) | 1992-09-14 | 1994-04-05 | Kobe Steel Ltd | 伸びフランジ性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び製造設備 |
JPH06108152A (ja) | 1992-09-30 | 1994-04-19 | Kobe Steel Ltd | 曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
JPH0711383A (ja) | 1993-06-28 | 1995-01-13 | Kobe Steel Ltd | 疲労特性に優れた複合組織鋼板 |
JP2826058B2 (ja) | 1993-12-29 | 1998-11-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 水素脆化の発生しない超高強度薄鋼板及び製造方法 |
JP3569307B2 (ja) | 1994-01-12 | 2004-09-22 | 新日本製鐵株式会社 | 加工性に優れた引張強さ45〜65kgf/mm2 の高強度複合組織冷延鋼板とその製造方法 |
JP3231204B2 (ja) | 1995-01-04 | 2001-11-19 | 株式会社神戸製鋼所 | 疲労特性にすぐれる複合組織鋼板及びその製造方法 |
JPH1060593A (ja) | 1996-06-10 | 1998-03-03 | Kobe Steel Ltd | 強度−伸びフランジ性バランスにすぐれる高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
JP3936440B2 (ja) | 1997-08-06 | 2007-06-27 | 新日本製鐵株式会社 | 耐衝突安全性と成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法 |
DE19936151A1 (de) | 1999-07-31 | 2001-02-08 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Höherfestes Stahlband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung |
JP3551878B2 (ja) | 2000-01-25 | 2004-08-11 | 住友金属工業株式会社 | 高延性高穴拡げ性高張力鋼板およびその製造方法 |
JP3610883B2 (ja) | 2000-05-30 | 2005-01-19 | 住友金属工業株式会社 | 曲げ性に優れる高張力鋼板の製造方法 |
JP3887235B2 (ja) | 2002-01-11 | 2007-02-28 | 新日本製鐵株式会社 | 伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
JP3887236B2 (ja) | 2002-01-11 | 2007-02-28 | 新日本製鐵株式会社 | 形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
JP4501716B2 (ja) | 2004-02-19 | 2010-07-14 | Jfeスチール株式会社 | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
JP4528135B2 (ja) | 2004-03-01 | 2010-08-18 | 新日本製鐵株式会社 | 穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP4174593B2 (ja) * | 2006-11-16 | 2008-11-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 超高強度薄鋼板 |
EP1990431A1 (fr) * | 2007-05-11 | 2008-11-12 | ArcelorMittal France | Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites |
-
2010
- 2010-06-30 JP JP2010150167A patent/JP5703608B2/ja active Active
- 2010-07-28 CA CA2767206A patent/CA2767206C/en not_active Expired - Fee Related
- 2010-07-28 US US13/383,439 patent/US20120175028A1/en not_active Abandoned
- 2010-07-28 MX MX2012000872A patent/MX2012000872A/es active IP Right Grant
- 2010-07-28 WO PCT/JP2010/063138 patent/WO2011013845A1/ja active Application Filing
- 2010-07-28 CN CN201080033938.3A patent/CN102471849B/zh active Active
- 2010-07-28 EP EP10804588.1A patent/EP2460901B1/en active Active
- 2010-07-28 KR KR1020127002593A patent/KR101411783B1/ko active IP Right Grant
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000282173A (ja) * | 1999-04-02 | 2000-10-10 | Kawasaki Steel Corp | 加工性に優れる高張力鋼板およびその製造方法 |
JP2006207018A (ja) * | 2004-12-28 | 2006-08-10 | Kobe Steel Ltd | 耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板 |
JP2008169475A (ja) * | 2006-12-11 | 2008-07-24 | Kobe Steel Ltd | 高強度薄鋼板 |
JP2008291282A (ja) * | 2007-05-22 | 2008-12-04 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板及びその製造方法 |
Cited By (25)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR20180125936A (ko) * | 2011-08-10 | 2018-11-26 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 심 용접성이 우수한 고강도 강판 |
US10030291B2 (en) | 2011-08-10 | 2018-07-24 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength steel sheet excellent in seam weldability |
KR102084402B1 (ko) * | 2011-08-10 | 2020-03-04 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 심 용접성이 우수한 고강도 강판 |
KR102084936B1 (ko) * | 2011-08-10 | 2020-03-05 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 심 용접성이 우수한 고강도 강판 |
KR20160057373A (ko) * | 2011-08-10 | 2016-05-23 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 심 용접성이 우수한 고강도 강판 |
JP2013076155A (ja) * | 2011-09-15 | 2013-04-25 | Usui Kokusai Sangyo Kaisha Ltd | Trip型2相マルテンサイト鋼及びそれを用いた超高強度鋼製加工品 |
KR20140064945A (ko) * | 2011-09-15 | 2014-05-28 | 우수이 고쿠사이 산교 가부시키가이샤 | Trip형 2상 마르텐사이트강 및 이것을 이용한 초고강도 강제 가공품 |
WO2013038741A1 (ja) * | 2011-09-15 | 2013-03-21 | 臼井国際産業株式会社 | Trip型2相マルテンサイト鋼及びそれを用いた超高強度鋼製加工品 |
KR101668539B1 (ko) * | 2011-09-15 | 2016-10-21 | 우수이 고쿠사이 산교 가부시키가이샤 | Trip형 2상 마르텐사이트강 및 이것을 이용한 초고강도 강제 가공품 |
KR20170002674A (ko) | 2012-03-29 | 2017-01-06 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 성형성 및 형상 동결성이 우수한, 고강도 냉연 강판, 고강도 용융 아연도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판, 및 그들의 제조 방법 |
KR20190064681A (ko) | 2012-03-29 | 2019-06-10 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 성형성 및 형상 동결성이 우수한, 고강도 냉연 강판, 고강도 용융 아연도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판, 및 그들의 제조 방법 |
WO2015019558A1 (ja) | 2013-08-09 | 2015-02-12 | Jfeスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
US10156005B2 (en) | 2013-08-09 | 2018-12-18 | Jfe Steel Corporation | High-yield-ratio, high-strength cold rolled steel sheet and production method therefor |
WO2015019557A1 (ja) * | 2013-08-09 | 2015-02-12 | Jfeスチール株式会社 | 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
US10077486B2 (en) | 2013-08-09 | 2018-09-18 | Jfe Steel Corporation | High-strength cold-rolled steel sheet and method of manufacturing the same |
JP2015105383A (ja) * | 2013-11-28 | 2015-06-08 | 新日鐵住金株式会社 | 衝撃吸収特性に優れた高強度鋼材 |
JPWO2015080242A1 (ja) * | 2013-11-29 | 2017-03-16 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板 |
WO2015080242A1 (ja) * | 2013-11-29 | 2015-06-04 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板 |
US10294541B2 (en) | 2013-12-23 | 2019-05-21 | Posco | Quenched steel sheet having excellent strength and ductility |
JP2017504720A (ja) * | 2013-12-23 | 2017-02-09 | ポスコPosco | 強度及び延性に優れた熱処理硬化型鋼板及びその製造方法 |
JP2018090874A (ja) * | 2016-12-06 | 2018-06-14 | 新日鐵住金株式会社 | 焼付硬化性に優れる高強度鋼板および製造方法 |
KR20220037038A (ko) * | 2020-09-16 | 2022-03-24 | 현대제철 주식회사 | 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 |
KR102504647B1 (ko) | 2020-09-16 | 2023-03-03 | 현대제철 주식회사 | 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 |
KR20220041506A (ko) * | 2020-09-25 | 2022-04-01 | 현대제철 주식회사 | 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법 |
KR102496311B1 (ko) | 2020-09-25 | 2023-02-07 | 현대제철 주식회사 | 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
WO2011013845A1 (ja) | 2011-02-03 |
KR101411783B1 (ko) | 2014-06-24 |
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US20120175028A1 (en) | 2012-07-12 |
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JP7168072B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP6372632B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP7168073B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP2009144225A (ja) | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
JP7107464B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 |
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