JP3298635B2 - アルミニウム系軸受合金 - Google Patents
アルミニウム系軸受合金Info
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Description
【発明の詳細な説明】 (産業上の利用分野) 本発明は、アルミニウム系軸受合金に関するものであ
り、特に硬さが低い軸の表面を粗さず、耐焼付性に優れ
たアルミニウム系軸受合金に関するものである。
り、特に硬さが低い軸の表面を粗さず、耐焼付性に優れ
たアルミニウム系軸受合金に関するものである。
(従来の技術) 特開昭53−87917号公報によると、Sn25重量%以下、
(以下、百分率は特に断らない限り重量%である)、Cr
またはZr0.1〜1.0%を基本成分として含有し、必要によ
りさらにCu0.5〜2.0%またはCu0.5〜2.0%とBe0.1〜0.5
%を含有するアルミニウム系軸受合金が提案されてい
る。この合金は、Al−Sn系合金の高温での急激な硬さ低
下を防ぐためにCrまたはZrを添加したことを特徴とする
と説明されているが、相手軸をS55C焼入軸とした動荷重
疲労試験により合金の特性を評価した実施例ではZr添加
の例は示されていない。
(以下、百分率は特に断らない限り重量%である)、Cr
またはZr0.1〜1.0%を基本成分として含有し、必要によ
りさらにCu0.5〜2.0%またはCu0.5〜2.0%とBe0.1〜0.5
%を含有するアルミニウム系軸受合金が提案されてい
る。この合金は、Al−Sn系合金の高温での急激な硬さ低
下を防ぐためにCrまたはZrを添加したことを特徴とする
と説明されているが、相手軸をS55C焼入軸とした動荷重
疲労試験により合金の特性を評価した実施例ではZr添加
の例は示されていない。
特公昭60−55582号公報によると、Sn3〜40%、Pb0.1
〜5%、Sb0.1〜3%、Cuおよび/またはMg0.1〜3.0
%、Zrなど3.0%を超え10.0%までを含有するアルミニ
ウム系軸受合金が提案されている。この合金の特徴は、
Zrなどは硬質物形成元素として添加し、硬質物を多量に
存在させることによって相手軸に対する耐摩耗性を向上
するところにある。
〜5%、Sb0.1〜3%、Cuおよび/またはMg0.1〜3.0
%、Zrなど3.0%を超え10.0%までを含有するアルミニ
ウム系軸受合金が提案されている。この合金の特徴は、
Zrなどは硬質物形成元素として添加し、硬質物を多量に
存在させることによって相手軸に対する耐摩耗性を向上
するところにある。
さらに、特開昭62−63636号公報によると、Sn3〜20
%、Pb0.1〜5%、Cuおよび/またはMg0.2〜2%、Zr0.
1〜1%、Si1.5〜8%を含有するアルミニウム系軸受合
金が提案されている。この合金の特徴は、Zrの添加によ
りアルミニウム基地を固溶強化しかつ析出物の生成によ
りSnの粗大化を防ぎ、また、単体で1000以上のビッカー
ス硬さをもつSiの添加により耐焼付性および耐摩耗性を
高めたところにある。従来のアルミニウム系軸受合金で
は、主として相手軸が球状黒鉛鋳鉄であるときの耐摩耗
性向上を重視されていた。ところが近年エンジンの振
動、騒音低減の観点から、焼入鋼、炭素鋼を焼入れある
いは焼準しないで鍛造のまま非調質で使用する検討が行
われるようになった。
%、Pb0.1〜5%、Cuおよび/またはMg0.2〜2%、Zr0.
1〜1%、Si1.5〜8%を含有するアルミニウム系軸受合
金が提案されている。この合金の特徴は、Zrの添加によ
りアルミニウム基地を固溶強化しかつ析出物の生成によ
りSnの粗大化を防ぎ、また、単体で1000以上のビッカー
ス硬さをもつSiの添加により耐焼付性および耐摩耗性を
高めたところにある。従来のアルミニウム系軸受合金で
は、主として相手軸が球状黒鉛鋳鉄であるときの耐摩耗
性向上を重視されていた。ところが近年エンジンの振
動、騒音低減の観点から、焼入鋼、炭素鋼を焼入れある
いは焼準しないで鍛造のまま非調質で使用する検討が行
われるようになった。
(発明が解決しようとする課題) ところが、従来のアルミニウム系軸受合金を非調質軸
に対して使用すると軸受が軸の表面を粗してしまい、軸
受が軸に低い荷重で焼付いてしまう問題が現れた。
に対して使用すると軸受が軸の表面を粗してしまい、軸
受が軸に低い荷重で焼付いてしまう問題が現れた。
(課題を解決するための手段) 上記した課題を解決する本発明の第1は、 Sn2〜25重量%、 Zr0.02〜1.0重量%、 CuおよびMgの少なくとも1種0.1〜2.5重量% Pb、BiおよびInの1種以上0.1〜8.0重量%、 を含有し、残部が不可避的不純物及びAlからなることを
特徴とするアルミニウム系軸受合金である。
特徴とするアルミニウム系軸受合金である。
本発明の第2は、 Sn2〜25重量%、 Zr0.02〜1.0重量%、 CuおよびMgの少なくとも1種0.1〜2.5重量% Pb、BiおよびInの1種以上0.1〜8.0重量%、 Mn、V、Sb、Nb、Mo、Co、Ti、TiB、FeおよびSrの1
種以上0.01〜2.0重量% を含有し、残部が不可避的不純物及びAlからなることを
特徴とするアルミニウム系軸受合金である。
種以上0.01〜2.0重量% を含有し、残部が不可避的不純物及びAlからなることを
特徴とするアルミニウム系軸受合金である。
以下、本発明の構成を詳しく説明する。
先ず第1発明と第2発明に共通する組成について説明
する。
する。
Snは潤滑性向上を主目的として添加される元素であ
る。Snの含有量が2%未満であると、潤滑性がなく、一
方25%を超えると合金全体が軟質になって耐荷重性、耐
疲労性および耐食性が低下する。好ましいSnの含有量は
3〜20%である。より好ましいSnの含有量は8〜15%で
ある。
る。Snの含有量が2%未満であると、潤滑性がなく、一
方25%を超えると合金全体が軟質になって耐荷重性、耐
疲労性および耐食性が低下する。好ましいSnの含有量は
3〜20%である。より好ましいSnの含有量は8〜15%で
ある。
Pb、Bi,In(以下「Pbなど」と総称することもある)
は一部はアルミニウム基地に分散するが、そのPbなどの
分散相の一部はSnに固溶しあるいは共晶合金を作り、Sn
相の親油性や相手軸との凝着性を改善する。また、Pbな
どはそれ自体でなじみ性を高める作用をもつ。このよう
にPbなどとSnは作用が類似しまたPbなどの添加によりSn
が安定化するために、Pbなどを添加するとSnの好ましい
量を3〜20%のより低い範囲とすることができ、この結
果耐疲労性も向上する。
は一部はアルミニウム基地に分散するが、そのPbなどの
分散相の一部はSnに固溶しあるいは共晶合金を作り、Sn
相の親油性や相手軸との凝着性を改善する。また、Pbな
どはそれ自体でなじみ性を高める作用をもつ。このよう
にPbなどとSnは作用が類似しまたPbなどの添加によりSn
が安定化するために、Pbなどを添加するとSnの好ましい
量を3〜20%のより低い範囲とすることができ、この結
果耐疲労性も向上する。
Pbなどの添加量が0.1%未満では上記の作用がなく、
一方8.0%(2種以上添加の場合は合計量)を超える
と、Pbなどはアルミニウム合金中でAl−Pb−Sn,Al−In
−Sn,Al−Bi−Snは低融点の共晶組織を作り易く、耐疲
労性や耐荷重性が低下するので、Pbなどの添加量は0.1
〜8.0%とする必要がある。
一方8.0%(2種以上添加の場合は合計量)を超える
と、Pbなどはアルミニウム合金中でAl−Pb−Sn,Al−In
−Sn,Al−Bi−Snは低融点の共晶組織を作り易く、耐疲
労性や耐荷重性が低下するので、Pbなどの添加量は0.1
〜8.0%とする必要がある。
Zrはアルミニウム基地に固溶することによって、Alの
再結晶温度を上げかつ固溶強化する。また、再結晶温度
を上げることは軸受がさらされる内燃機関の高温環境で
も安定した機械的性質を維持するのに効果がある。
再結晶温度を上げかつ固溶強化する。また、再結晶温度
を上げることは軸受がさらされる内燃機関の高温環境で
も安定した機械的性質を維持するのに効果がある。
Zrを添加した本発明合金の特に優れた性質は高温硬さ
が高いことである。これは固溶強化が顕著であるために
基地の高温での硬度低下が少ないこと、および再結晶軟
化温度が高温側にずれることによる。
が高いことである。これは固溶強化が顕著であるために
基地の高温での硬度低下が少ないこと、および再結晶軟
化温度が高温側にずれることによる。
ZrのAl中の最大固溶量は平衡状態図から0.28%程度で
あると考えられる。一方、平衡状態ではない鋳造時には
さらに固溶量を増し、過飽和固溶体を作るが、本発明の
含有量範囲でZrの一部は析出する。Zrの析出物が微細に
分散することは高温硬さの維持に良い影響を与え、また
Sn粒子の粗大化やその移動を直接妨げ、またAlの結晶粒
界の移動を阻止し、結晶粒界の移動に伴うSn粒子の粗大
化を間接的に妨げる。したがって、圧延と焼鈍の繰り返
しによって微細化されたSn粒子を軸受使用中に微細に保
つことができる。また、Sn粒子が微細なまま保持されて
アルミニウム基地中に存在することは232℃という低融
点をもつSn粒子が高温で溶け出すと言う溶出現象を防止
するためにも効果的である。
あると考えられる。一方、平衡状態ではない鋳造時には
さらに固溶量を増し、過飽和固溶体を作るが、本発明の
含有量範囲でZrの一部は析出する。Zrの析出物が微細に
分散することは高温硬さの維持に良い影響を与え、また
Sn粒子の粗大化やその移動を直接妨げ、またAlの結晶粒
界の移動を阻止し、結晶粒界の移動に伴うSn粒子の粗大
化を間接的に妨げる。したがって、圧延と焼鈍の繰り返
しによって微細化されたSn粒子を軸受使用中に微細に保
つことができる。また、Sn粒子が微細なまま保持されて
アルミニウム基地中に存在することは232℃という低融
点をもつSn粒子が高温で溶け出すと言う溶出現象を防止
するためにも効果的である。
Zrの添加量が0.02%未満であると上記した作用が発現
せず、1.0%を超えるとAl−Zrの金属間化合物が多量か
つ粗大に析出し、合金が硬くかつ脆くなり軸受の本質的
性能が失われてしまいかつ、軸受が非調質軸を著しく疵
付ける。好ましいZrの添加量は0.05〜0.3%である。
せず、1.0%を超えるとAl−Zrの金属間化合物が多量か
つ粗大に析出し、合金が硬くかつ脆くなり軸受の本質的
性能が失われてしまいかつ、軸受が非調質軸を著しく疵
付ける。好ましいZrの添加量は0.05〜0.3%である。
CuおよびMgは主として高温での高硬度を確保するため
に、1種または2種添加される。Cuおよび/またはMgを
添加しないAl−Sn−Pb合金と、Cuおよび/またはMgを添
加したAl−Sn−Pb合金についZrの作用を比較すると、後
者の方がZrの作用が量的に顕著であることが認められ
る。したがって、α−Al相中にCuおよびMgを溶質原子と
して存在させることはZrの上記作用を高める面からも有
利である。
に、1種または2種添加される。Cuおよび/またはMgを
添加しないAl−Sn−Pb合金と、Cuおよび/またはMgを添
加したAl−Sn−Pb合金についZrの作用を比較すると、後
者の方がZrの作用が量的に顕著であることが認められ
る。したがって、α−Al相中にCuおよびMgを溶質原子と
して存在させることはZrの上記作用を高める面からも有
利である。
本発明の第2の軸受合金は上記した組成にさらに、M
n、V、Sb、Nb、Mo、Co、Ti、TiB、FeおよびSrの1種以
上を0.01〜2.0%含有することを特徴とする。これらの
元素は硬質物を発生させ、耐摩耗性を向上するが、2.0
%を超えると軸受が相手材を疵つける傾向が現れるので
2.0%以下に制限して添加しなければならない。また添
加量が0.01%未満では効果がない。
n、V、Sb、Nb、Mo、Co、Ti、TiB、FeおよびSrの1種以
上を0.01〜2.0%含有することを特徴とする。これらの
元素は硬質物を発生させ、耐摩耗性を向上するが、2.0
%を超えると軸受が相手材を疵つける傾向が現れるので
2.0%以下に制限して添加しなければならない。また添
加量が0.01%未満では効果がない。
本発明の軸受は、鋳造、冷間圧延、中間焼鈍、裏金へ
の圧接等の工程により製造される。圧延品が著しく加工
硬化しているときは必要により最終焼鈍を行ってもよ
い。中間焼鈍および最終焼鈍の温度は220〜520℃の範囲
内であることが好ましい。温度が220℃未満であるとAl
−Cu,Al−Mgの時効析出は起こるがAl−Cu,Al−Mgの析出
は本発明の特性達成のために本質的ではなく、また圧延
過程における加工硬化を取り除くために220℃以上の温
度が好ましい。さらにZrの過飽和固溶部分を微細析出さ
せるには300〜520℃が好ましい。焼鈍温度が520℃を超
えると、Al−Cu−X系の多元共晶温度に近付き、Sn以外
にAlの液相が表れ、合金の強度が低下しさらにSn相が粗
大化するので、520℃以下の焼鈍温度が好ましい。
の圧接等の工程により製造される。圧延品が著しく加工
硬化しているときは必要により最終焼鈍を行ってもよ
い。中間焼鈍および最終焼鈍の温度は220〜520℃の範囲
内であることが好ましい。温度が220℃未満であるとAl
−Cu,Al−Mgの時効析出は起こるがAl−Cu,Al−Mgの析出
は本発明の特性達成のために本質的ではなく、また圧延
過程における加工硬化を取り除くために220℃以上の温
度が好ましい。さらにZrの過飽和固溶部分を微細析出さ
せるには300〜520℃が好ましい。焼鈍温度が520℃を超
えると、Al−Cu−X系の多元共晶温度に近付き、Sn以外
にAlの液相が表れ、合金の強度が低下しさらにSn相が粗
大化するので、520℃以下の焼鈍温度が好ましい。
本発明の軸受の相手軸は非調質鋼材である。鋼材とし
ては炭素鋼が一般に使用される。Vなどの硬化元素を微
量添加した炭素鋼の非調質鋼が軸として使用される場合
にも本発明の軸受が使用される。鋼材の炭素量は一般に
0.4〜0.65%の中炭素含有量である。本発明の軸受の相
手材としては鋳鉄は使用されない。また「非調質」とは
圧延あるいは鍛造のままと言う意味であり、硬さでは特
にHv=180〜330の状態を指している。
ては炭素鋼が一般に使用される。Vなどの硬化元素を微
量添加した炭素鋼の非調質鋼が軸として使用される場合
にも本発明の軸受が使用される。鋼材の炭素量は一般に
0.4〜0.65%の中炭素含有量である。本発明の軸受の相
手材としては鋳鉄は使用されない。また「非調質」とは
圧延あるいは鍛造のままと言う意味であり、硬さでは特
にHv=180〜330の状態を指している。
(作用) 実施例で説明する試験方法により下記の4種類の合金
の特性を評価した。
の特性を評価した。
本発明 Al−13%Sn−2%Pb−1%Cu−0.2%Zr 比較例 Al−13%Sn −1%Cu−0.2%Zr 比較例 Al−13%Sn−2%Pb−1%Cu−0.2%Cr 比較例 Al−13%Sn−2%Pb−1%Cu−0.2%Zr
−3%Si 各材料は鋳造により製造したストリップを6回圧延
し、最終板厚が1mmの板に加工した。圧延の途中で220〜
520℃で中間焼鈍を行った。得られた板をNiめっきされ
た裏金鋼板(SPCC)に圧接してバイメタルを作り、これ
を試験片形状に加工した。試験結果は以下のとおりであ
った。
−3%Si 各材料は鋳造により製造したストリップを6回圧延
し、最終板厚が1mmの板に加工した。圧延の途中で220〜
520℃で中間焼鈍を行った。得られた板をNiめっきされ
た裏金鋼板(SPCC)に圧接してバイメタルを作り、これ
を試験片形状に加工した。試験結果は以下のとおりであ
った。
この結果の比較より各成分の作用が分かる。
まず、相手軸が球状黒鉛鋳鉄(FCD)であると、Siを
含有させることによりすぐれた特性が得られる(比較例
)。
含有させることによりすぐれた特性が得られる(比較例
)。
次に、焼入鋼(S50C−H、硬さHv=600)や圧延のま
まの鋼(S50C−R),硬さHv=230)が相手軸である
と、Siは特性を却って低下させている(比較例または
比較例と比較例の対比)。
まの鋼(S50C−R),硬さHv=230)が相手軸である
と、Siは特性を却って低下させている(比較例または
比較例と比較例の対比)。
比較例は本発明の添加成分ではないCrを含有する
が、特開昭53−87917号公報においてCrがZrと代替可能
であると(実施例には基づかない)一般説明があるの
で、CrとZrの作用をデータに基づいて比較するために比
較例を示した。CrとZrの耐焼付性向上作用は量的に同
じであるが、耐疲労性向上の面ではZrの作用がCrの作用
よりも量的に優れている(比較例と本発明との比
較)。また、高温硬さもZrの方がCrよりも優れている。
が、特開昭53−87917号公報においてCrがZrと代替可能
であると(実施例には基づかない)一般説明があるの
で、CrとZrの作用をデータに基づいて比較するために比
較例を示した。CrとZrの耐焼付性向上作用は量的に同
じであるが、耐疲労性向上の面ではZrの作用がCrの作用
よりも量的に優れている(比較例と本発明との比
較)。また、高温硬さもZrの方がCrよりも優れている。
CrはZrよりも再結晶を遅らせる効果が少ない。第1図
は「本発明」材と比較例の材料の60%冷間圧延後の再
結晶軟化を示し、横軸は加熱温度(℃)、縦軸は室温へ
冷却後測定した硬さ(Hv)である。本発明の材料は360
℃から再結晶軟化が始まり、比較例材は300℃から軟化
が始まっていることが分かる。
は「本発明」材と比較例の材料の60%冷間圧延後の再
結晶軟化を示し、横軸は加熱温度(℃)、縦軸は室温へ
冷却後測定した硬さ(Hv)である。本発明の材料は360
℃から再結晶軟化が始まり、比較例材は300℃から軟化
が始まっていることが分かる。
Pbは耐焼付性を向上させる(比較例と本発明の比
較)。Pbの添加により高温硬さは若干低下するが、特性
は優れている。これはSnが潤滑油との親油性が改善され
るためであると考えられる。
較)。Pbの添加により高温硬さは若干低下するが、特性
は優れている。これはSnが潤滑油との親油性が改善され
るためであると考えられる。
以下、実施例によりさらに詳しく本発明を説明する。
(実施例) 表1の組成の合金を溶解し、前述の方法でバイメタル
状の軸受とし、以下の条件で試験を行った。
状の軸受とし、以下の条件で試験を行った。
焼付試験 (1)ジャーナル型焼付き試験機 (2)回転数−1500rpm (3)荷重増加法−50Kg/cm2を30分毎に増加(焼付いた
時の面圧測定) (4)潤滑油−SAE10W30 (5)給油温度−140℃ (6)相手軸−S50C鍛造のまま(硬度Hv=230) 疲労試験 (1)往復動荷重試験機 (2)回転数−3000rpm (3)荷重−107回で疲労する面圧を測定 (4)潤滑油−SAE10W30 (5)給油温度−140℃ (発明の効果) 以上説明したように、本発明請求項1記載の軸受合金
は特開昭53−87918号(Cr添加)のものに比較して耐疲
労性が優れ、また特開昭62−63636号(Si含有)に比較
して耐焼付性および耐疲労性に優れている。
時の面圧測定) (4)潤滑油−SAE10W30 (5)給油温度−140℃ (6)相手軸−S50C鍛造のまま(硬度Hv=230) 疲労試験 (1)往復動荷重試験機 (2)回転数−3000rpm (3)荷重−107回で疲労する面圧を測定 (4)潤滑油−SAE10W30 (5)給油温度−140℃ (発明の効果) 以上説明したように、本発明請求項1記載の軸受合金
は特開昭53−87918号(Cr添加)のものに比較して耐疲
労性が優れ、また特開昭62−63636号(Si含有)に比較
して耐焼付性および耐疲労性に優れている。
さらに、必要により請求項2記載のように硬質物形成
元素を添加して耐摩耗性を向上させることができる。
元素を添加して耐摩耗性を向上させることができる。
【図面の簡単な説明】 第1図はZr(本発明材)とCr(比較材)添加による再
結晶軟化に及ぼす影響を示すグラフである。
結晶軟化に及ぼす影響を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 二村 憲一朗 愛知県豊田市緑ケ丘3丁目65番地 大豊 工業株式会社内 (56)参考文献 特開 昭62−235436(JP,A) 特開 昭62−224722(JP,A) 特開 昭62−110021(JP,A) 特開 昭58−67841(JP,A) 特開 昭56−35744(JP,A) 特開 昭57−207151(JP,A)
Claims (2)
- 【請求項1】Sn2〜25重量%、 Zr0.02〜1.0重量%、 CuおよびMgの少なくとも1種0.1〜2.5重量%、 Pb,BiおよびInの少なくとも1種0.1〜8.0重量% を含有し,残部が不可避的不純物およびAlからなり、硬
度Hv180〜330の非調質鋼材軸を相手軸とする耐焼付性及
び耐疲労性が優れたアルミニウム系軸受合金。 - 【請求項2】Sn2〜25重量%、 Zr0.02〜1.0重量%、 CuおよびMgの少なくとも1種0.1〜2.5重量%、 Pb,BiおよびInの少なくとも1種0.1〜8.0重量%、 Mn,V,Sb,Nb,Mo,Co,Ti,TiB,FeおよびSrの少なくとも1種
0.01〜2.0重量% を含有し、残部が不可避的不純物およびAlからなり、硬
度Hv180〜330の非調質鋼材軸を相手軸とする耐焼付性及
び耐疲労性が優れたアルミニウム系軸受合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11021190A JP3298635B2 (ja) | 1990-04-27 | 1990-04-27 | アルミニウム系軸受合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11021190A JP3298635B2 (ja) | 1990-04-27 | 1990-04-27 | アルミニウム系軸受合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH049443A JPH049443A (ja) | 1992-01-14 |
JP3298635B2 true JP3298635B2 (ja) | 2002-07-02 |
Family
ID=14529878
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP11021190A Expired - Fee Related JP3298635B2 (ja) | 1990-04-27 | 1990-04-27 | アルミニウム系軸受合金 |
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Country | Link |
---|---|
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
AT405296B (de) * | 1995-12-20 | 1999-06-25 | Miba Gleitlager Ag | Gleitlagerwerkstoff aus einer bis auf erschmelzungsbedingte verunreinigungen siliciumfreien aluminiumlegierung |
WO1998017833A2 (de) * | 1996-10-18 | 1998-04-30 | Miba Gleitlager Aktiengesellschaft | Gleitlagerwerkstoff aus einer bis auf erschmelzungsbedingte verunreinigungen siliciumfreien aluminiumlegierung |
DE19833200A1 (de) * | 1998-07-23 | 2000-01-27 | Ks Gleitlager Gmbh | Gleitlagerwerkstoff mit Aluminiumbasis |
AT412284B (de) * | 2003-03-14 | 2004-12-27 | Miba Gleitlager Gmbh | Aluminiumknetlegierung |
-
1990
- 1990-04-27 JP JP11021190A patent/JP3298635B2/ja not_active Expired - Fee Related
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Publication number | Publication date |
---|---|
JPH049443A (ja) | 1992-01-14 |
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