JPH1128501A - 連続鋳造厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
連続鋳造厚鋼板およびその製造方法Info
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- JPH1128501A JPH1128501A JP19523797A JP19523797A JPH1128501A JP H1128501 A JPH1128501 A JP H1128501A JP 19523797 A JP19523797 A JP 19523797A JP 19523797 A JP19523797 A JP 19523797A JP H1128501 A JPH1128501 A JP H1128501A
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Abstract
和又は無害化した連続鋳造厚鋼板及びその製造方法を提
供する。 【解決手段】 連続鋳造した厚鋼板であって、板厚部位
での偏析度差が−0.5以上+0.5以下であることを
特徴とする連続鋳造厚鋼板。但し、板厚部位での偏析度
差=板厚中心部の偏析度−板厚1/4部の偏析度。更に
その鋼組成が、重量%でC:0.03%〜0.6%、S
i:0.1%〜1.0%、Mn:0.5%〜2.0%、
P:0.035%以下、S:0.035%以下であり、
残部鉄及び不可避的不純物である前記の連続鋳造厚鋼
板。前記鋼組成からなり厚さが400mm以上、幅が6
00mm以上であるスラブに、そのスラブ幅方向を厚鋼
板厚方向とした熱間圧延を施す連続鋳造厚鋼板の製造方
法。
Description
び/又は材質への影響を緩和又は無害化した連続鋳造厚
鋼板及びその製造方法に関するものである。
が、その実用化は1950年代のビレット、ブルームの
連続鋳造機に始まる。我が国でも1960年代にスラブ
連続鋳造が実用化された。特に、日本経済を襲った石油
危機を契機として、省エネルギーと生産性の向上の強い
要請から、連続鋳造比率が著しく向上した。1970年
には5.6%であった連続鋳造比率は、1992年には
95%を超えるまでになった。中でも、Al缶対抗とし
ての飲料缶用ブリキ材の品質厳格化、自動車用鋼材に代
表される極低炭素鋼の増大と品質の厳格化への対応など
により、連続鋳造技術は大きく進歩した。
る鋼の中心偏析は、鋳造後均熱炉にて加熱し分塊圧延を
行う従来の造塊法に比べ、明らかに劣っている。そのた
め、厚板用連続鋳造スラブ、特に耐サワーガス用ライン
パイプ用鋼、大入熱溶接用鋼、海洋構造物用鋼などの厚
板高級用スラブは、中心部の偏析が割れの起点又は特性
劣化の原因となっていた。
変重要な品質問題として従来から多くの研究がなされて
きており、その生成メカニズムに対する定量的解析もか
なり進んできた。スラブの中心偏析は、鋳片断面を研磨
・エッチングすると1/2厚部に現出する目視可能な偏
析であり、一般的にマクロ偏析と呼ばれるが、その成因
の基となるのがデンドライト樹間におけるミクロ偏析で
ある。マクロ偏析は、ミクロ偏析により濃化した溶鋼
が、何らかの原因で発生した流動により、局部的に溶質
濃度の高い部分が偏析したものと考えられる。スラブ鋳
片は、断面が略長方形をしているので、広面が静鉄圧に
よりバルジングしやすく、したがって、ロール間バルジ
ングが発生し、局部的な溶鋼流動が発生し、偏析が発生
する。そこで、バルジングを防止するため、第153回
西山記念技術講座「鋼のスラブ連続鋳造技術の最近の動
向」(平成6年5月16日)に見られるように、サポー
トロールピッチを短くし、それによるロールの小径化・
剛性低下に対して、分割ロールが採用されている。しか
し、小径化にも限界があり、ロールピッチが存在するこ
とから、完全に溶鋼流動を防止することはむつかしい。
した後も、板厚中心部の偏析は残存する。そのため、板
厚中心部の低温靭性や耐サワー特性や耐溶接割れ性や板
厚方向引張試験による絞り率などが、板厚1/4部のそ
れらと比較して、著しく劣る場合が生じ、従来の厚鋼板
製造は、板厚中心部の材質を向上する必要があった。
には、連続鋳造方法の改善だけでなく、連続鋳造スラブ
を1250℃以上の高温に約10時間以上保持すること
(均熱拡散、以下SPと記す)により、中心偏析部に偏
析した元素を拡散させる方法もある。しかし、この製造
法は、スラブを高温で長時間保持する必要から、製造コ
ストの上昇と製造工期が長くなり、更に、析出物の粗大
化や初期γ粒の粗大化など品質面(内質・材質等)の課
題が多く、実際にはほとんど適応されていない。
術では、中心偏析をなくすには必ずしも十分ではない事
が分かる。そこで、本発明は、、従来の連続鋳造スラブ
に高温・長時間熱処理を施すことなく、従来の厚鋼板製
造の課題である板厚中心部の材質劣化問題を解決しよう
とするものである。
析度差が−0.5以上+0.5以下であることを特徴と
する連続鋳造厚鋼板。但し、板厚部位での偏析度差=板
厚中心部の偏析度−板厚1/4部の偏析度。
する前記(1)の連続鋳造厚鋼板。
性改善元素群 Cu:0.1%〜1.5% Ni:0.1%〜10.0% Cr:0.02%〜3.5% Mo:0.1%〜1.5% Nb:0.003%〜0.1% Ti:0.003%〜0.07% V :0.01%〜0.5% の1種または2種以上を含有することを特徴とする前記
(2)に記載の連続鋳造厚鋼板。
形態制御元素群 Ca :0.003%以下 REM:0.03%以下 の1種または2種を含有することを特徴とする前記
(2)または(3)に記載の連続鋳造厚鋼板。
mm以上、スラブ幅が600mm以上であり、かつ、そ
のスラブ幅を厚鋼板厚とした圧延を施すことを特徴とす
る連続鋳造厚鋼板の製造方法。
すに際して、スラブ厚/スラブ幅の形状比が0.3以上
〜1.0未満であることを特徴とする前記(5)に記載
の連続鋳造厚鋼板の製造方法。
鋼スラブを連続鋳造したことを特徴とする前記(5)ま
たは(6)に記載の連続鋳造厚鋼板の製造方法。
する前記(5)または(6)または(7)に記載の連続
鋳造厚鋼板の製造方法。
性改善元素群 Cu:0.1%〜1.5% Ni:0.1%〜10.0% Cr:0.02%〜3.5% Mo:0.1%〜1.5% Nb:0.003%〜0.1% Ti:0.003%〜0.07% V :0.01%〜0.5% の1種または2種以上を含有することを特徴とする前記
(8)に記載の連続鋳造厚鋼板の製造方法。
物形態制御元素群 Ca :0.003%以下 REM:0.03%以下 の1種または2種を含有することを特徴とする前記
(8)または(9)に記載の連続鋳造厚鋼板の製造方法
である。
材質への影響が大きいと考えられるPに着目し、連続鋳
造スラブ(特に大断面スラブ)の偏析状況を把握し、鋳
造時の偏析程度を下げ、更に厚鋼板板厚中心部へ偏析を
助長する圧延を施さないことにより、板厚中心部の品質
にも優れた連続鋳造厚鋼板を得るものである。
ン「P」をフォーカス径50μmΦのX線マイクロアナ
ライザーの線分析でほぼ板幅方向の同じ部位で板厚中心
部と板厚1/4部とを板厚方向にそれぞれ20mm測定
し、その「P」のピーク濃度値を平均「P」濃度値で割
ったものを偏析度とし、それらを測定した後、板厚中心
部の偏析度から板厚1/4部の偏析度を引いたものとし
た。この板厚部の偏析度差は、0.5を超えると中心偏
析による品質劣化、特に、板厚方向引張試験による絞り
率の劣化(図4)、板厚中心部の低温靭性劣化(図5)
等を招くため、0.5以下とした。また、この板厚部の
偏析度差が−0.5未満になると、負偏析となり、板厚
中心部の引張強度と硬さとが低下しすぎ(図6)、材質
の均一性が低下するため、−0.5以上とした。
要な強度が確保できないため、0.03%以上とした。
また、0.6%超になると、鋼の靭性が劣化するため、
0.6%以下とした。
あり、0.1%未満になると強度が低下するので、0.
1%以上にした。また、1.0%超になると、鋼の靭性
が劣化するため、1.0%以下とした。更に好ましくは
0.35%以下である。
あり、0.5%未満になると強度が低下するので、0.
5%以上とした。また、2.0%超になると、鋼の靭性
が劣化するため、2.0%以下とした。
化させるため、0.035%以下とした。
劣化させるため、0.035%以下とした。
i、Cr、Mo、Nb、Ti、Vの添加が有効である。
しかし、Cuは0.1%未満になると、強度上昇にはほ
とんど効果がないので、0.1%以上とした。また、
1.5%超になると粒界が粗くなり網割れ等が生じやす
く、また、コストが高くなりすぎるため、1.5%以下
とした。
はほとんど効果がないので、0.1%以上とした。ま
た、10.0%超になると低温靭性はほぼ飽和するが、
コストが高くなりすぎるため、10.0%以下とした。
にはほとんど効果がないので、0.02%以上とした。
また、3.5%超になると割れ感受性が高くなりまたコ
ストも高くなりすぎるため、3.5%以下とした。
はほとんど効果がないので、0.1%以下とした。ま
た、1.5%超になると析出硬化がほぼ飽和しコストが
高すぎるため、1.5%以下とした。
昇にはほとんど効果がないので、0.003%以上とし
た。また、0.1%超になると粗大なNb炭化物やNb
炭窒化物を析出しやすくなり強度や靭性が損なわれ、コ
ストが高すぎるため、0.1%以下とした。
昇にはほとんど効果がないので、0.003%以上とし
た。また、0.07%超になると粗大なTi炭化物やT
i炭窒化物を析出しやすくなり靭性が損なわれ、コスト
が高すぎるため、0.07%以下とした。
はほとんど効果がないので、0.01%以上とした。ま
た、0.5%超になると粗大なV炭化物を析出しやすく
なり、強度、靭性が損なわれ、コストも著しく上昇する
ため、0.5%以下とした。
時、Ca、REMは有効であるが、Caは0.003%
超になると、鋼の清浄度を悪化し、低温靭性を劣化させ
るため、0.003%以下とした。REMは0.03%
超になると、鋼の清浄度を悪化し、低温靭性を劣化させ
るため、0.03%以下とした。
ラブを立ててスラブ幅を鋼板厚とする熱間圧延が容易で
なくなるため、400mm以上とした。スラブ厚みは、
本発明の圧延法では、厚鋼板の幅方向になるので、厚い
方が好ましいが、1000mm超となると連続鋳造設備
の設備費が飛躍的に高騰するので、好ましくは1000
mm以下である。また、スラブ幅は600mm未満にな
ると、厚鋼板としての用途に適用しにくいので、600
mm以上が好ましい。
(ST)方向4の圧延とは異なり、図1に示すようにス
ラブ幅方向3の圧延であるから、スラブ幅(SW)方向
3が圧延後の厚鋼板の板厚(t)方向になる。スラブ幅
(SW)は広い方が熱間圧延の圧下比を大きくすること
が可能になるので結晶粒の細粒化には好ましいが、スラ
ブ厚(ST)/スラブ幅(SW)の形状比(ST/S
W)が0.3未満になると、図1に示すように、連続鋳
造スラブ1を立ててスラブ幅(SW)方向3が板厚
(t)方向となるように圧延ロール2で圧延すると、ス
ラブ1が挫屈しやすく、圧下が十分に厚鋼板内(特に厚
鋼板の板厚中心部)に伝達されずに、板厚1/4から板
厚中心部の結晶粒の細粒化が損なわれやすいので、スラ
ブ厚/スラブ幅の形状比(ST/SW)は0.3以上が
好ましい。また、スラブ厚/スラブ幅の形状比(ST/
SW)が1.0以上になると、図2に示すように従来の
圧延方法になるため、本発明の目的である厚鋼板を得る
ことが難しくなるので、1.0未満とした。このよう
に、スラブを立ててスラブ幅(SW)方向が厚鋼板の板
厚(t)方向となる圧延すると、図3(a)に示すよう
にスラブ中に存在していた中心偏析5は、図3(c)に
示すように、中心偏析は厚鋼板の板厚(t)中心付近に
のみ存在するわけではなく、板幅(w)の中央付近のほ
ぼ板厚(t)方向に存在することになり、厚鋼板への偏
析の影響を緩和、又は無害化でき、特に、板厚中心部の
靭性及び、厚み方向引張試験による絞り率が非常に優れ
る。これに対して、従来の圧延方法では図3(b)に示
すように中心偏析5は板厚(t)中心の板幅(w)方向
に存在する。
続鋳造の冷却段階において、凝固シェルが十分に発達し
ないため、バルジングが発生しやすく、中心偏析が大き
くなるため、鋼組成によっては、本発明の圧延方法を採
用しても十分な効果が得られ難くなりやすいので、0.
4mpm以下が好ましい。
の要求特性に応じて適宜選択すれば良い。熱間スラブを
加熱することなく熱間圧延しても、本発明を逸脱するも
のではない。また、圧延後に厚鋼板の要求特性に応じて
熱処理(焼ならし(N)、焼入れ(Q)、直接焼入れ
(DQ)、加速冷却(AC)、焼ならし焼戻し(N−
T)、焼入れ焼戻し(Q−T)、直接焼入れ焼戻し(D
Q−T)、加速冷却焼戻し(AC−T)等)を施しても
本発明を逸脱するものではない。
スラブの中心偏析の材質への影響を緩和するために、前
述の均熱拡散(SP、例えば1250〜1300℃で約
10時間保持)処理といった付加工程を施すことなく、
連続鋳造厚鋼板の板厚中心部の材質を改善することがで
きる。また、SP処理を施さないので、圧延前のオース
テナイト粒の過度の成長が抑制でき、圧下率を低くとど
めても、板厚中心部の材質を十分に満足可能であるの
で、厚鋼板の製造の際での、圧延工程起因の生産性の低
下も回避可能でる。
延方向とする圧延パスのみでも良いが、スラブ厚(S
T)を圧延方向とする圧延を1パス以上行うことが、厚
鋼板の圧延方向と直角方向の材質異方性を改善する上で
望ましい。
によれば、造塊スラブで生じる負偏析などの偏析も皆無
かまたは少なく、低合金鋼や中炭素鋼等の各種厚鋼板に
おいて実質的に強度低下や靭性劣化をほとんど生じない
ので、造塊厚鋼板の板内部(例えば板厚方向、板幅方
向)の材質不均一の改善方策としても有効である。
好適である。板厚100mm以上で従来の連続鋳造厚鋼
板に比べて材質(特に板厚中心部付近の材質)が同等か
良好であり、更に板厚150mm以上では、従来の造塊
厚鋼板に対しても材質が同等か更に優れている。本発明
の連続鋳造厚鋼板の用途としては、圧力容器用、反応容
器用、機械構造用、構造用、建築用、橋梁用、等の通常
厚鋼板が適用される用途にはいづれにも適用可能であ
る。
表1と表2に示す。
0mm〜300mmの厚鋼板とした。更に試料によって
は、表2の熱処理を施した。厚鋼板No.1〜No.3
9は、本発明の連続鋳造スラブで本発明の圧延法(スラ
ブ幅方向を鋼板厚方向とするようにスラブを圧延ライン
に載せ圧延)を採用して製造した。厚鋼板No.40〜
No.50は、比較のために、連続鋳造スラブで通常圧
延を施し(通常、熱処理を行う試料は同様の熱処理を施
した)、また造塊スラブ(IC)で通常圧延を施し(通
常、熱処理を行う試料は同様の熱処理を施した)て厚鋼
板を製造した。
一鋼組成であるが、表2に示すように、本発明例のN
o.1は、連続鋳造かつ通常厚板圧延を施した比較例の
No.40に比べ、偏析度差ΔPが極めて小さく、板厚
中心部の板厚方向の絞り特性および板厚中心部の靭性に
おいて格段に優れている。
o.45とはほぼ同一鋼組成(9Ni−Mo系)である
が、表2に示すように、本発明例のNo.8は、連続鋳
造スラブにSP処理(1250℃×10時間)を行い、
加熱後に通常厚板圧延を施した比較例のNo.41に比
べ、板厚中心部の板厚方向の絞り特性および板厚中心部
の靭性において格段に優れている。更に、造塊(IC)
スラブにSP処理(1250℃×10時間)を行い、加
熱後に通常厚板圧延を施した比較例のNo.45に比べ
ても、偏析度差ΔPが小さく、板厚中心部の板厚方向の
絞り特性および板厚中心部の靭性において格段に優れて
いる。
一鋼組成(S53C相当材)であるが、表2に示すよう
に、本発明例のNo.9(板厚300mm)は、造塊
(IC)スラブにSP処理を施すことなく通常厚板圧延
を施した比較例のNo.42(板厚200mm)に比
べ、偏析度差ΔPが極めて小さく、板厚中心部の引張強
度と板厚方向の絞り特性において格段に優れ、更に板厚
中心部の靭性も良好である。
同一鋼組成(2・1/4Cr−1Mo系)であるが、表
2に示すように、本発明例のNo.11は、造塊(I
C)スラブにSP処理を施すことなく通常厚板圧延を施
した比較例のNo.43に比べ、板厚中心部の引張強度
はほぼ同等であるが、偏析度差ΔPが極めて小さく、板
厚中心部の板厚方向の絞り特性において格段に優れ、更
に板厚中心部の靭性も良好である。
同一鋼組成(3Cr−1Mo系)であるが、表2に示す
ように、本発明例のNo.12は、若干遅めの連続鋳造
後、スラブにSP処理を施すことなく通常厚板圧延を施
した比較例のNo.44に比べ、偏析度差ΔPが極めて
小さく、板厚中心部の引張強度と板厚方向の絞り特性に
おいて格段に優れ、更に板厚中心部の靭性も良好であ
る。
同一鋼組成(A710相当材)であるが、表2に示すよ
うに、本発明例のNo.36は、連続鋳造後、スラブに
SP処理(1250℃×10時間)を行ったに、通常厚
板圧延を施した比較例のNo.46に比べ、偏析度差Δ
Pが極めて小さく、板厚中心部の板厚方向の絞り特性と
靭性において格段に優れている。また、板厚中心部の引
張強度がともに595N/mm2以上である。
同一鋼組成(耐磨耗材)であるが、表2に示すように、
本発明例のNo.37は、連続鋳造後、スラブにSP処
理を施すことなく通常厚板圧延を施した比較例のNo.
47に比べ、偏析度差ΔPが極めて小さく、板厚中心部
の引張強度は250N/mm2程度高く(Hvで約80
高く)、板厚中心部の板厚方向の絞り特性と靭性におい
て格段に優れている。
同一鋼組成(良溶接性HT595鋼)であるが、表2に
示す。No.14は本発明例であり、No.48は、連
続鋳造スラブにSP処理(1250℃×10時間)を行
った後に形状比(ST/SW)が0.25のスラブにス
ラブ幅方向を厚鋼板の板厚方向として厚板圧延を施した
比較例である。No.14は、No.48に比べ、偏析
度差ΔPが五分の1程度と小さく、板厚中心部の板厚方
向の絞りはほぼ5倍と優れ、靭性において格段に優れて
いる。また、板厚中心部の引張強度はNo.14とN
o.48ともに595N/mm2以上である。
同一鋼組成(耐磨耗材)であるが、表2に示すように、
No.39は本発明例であり、No.49は造塊(I
C)スラブにSP処理を施すことなく通常厚板圧延(ス
ラブ厚方向を板厚方向として圧延)を施した比較例であ
る。No.39はNo.49に比べ、偏析度差ΔPが極
めてゼロに近く、板厚中心部の板厚方向の絞りがほぼ3
倍と優れ、靭性においても格段に優れている。また、板
厚中心部の引張強度はNo.39とNo.49ともに5
20N/mm2以上である。
(Cu−Ni−Cr−Mo−V系)で板厚125mmの
厚鋼板である。表2に示すように、No.18は本発明
例であり、No.50は造塊(IC)スラブであるが、
形状比(ST/SW)が0.30であることからスラブ
幅方向を板厚方向として熱間圧延を施した比較例であ
る。No.18はNo.49に比べ、偏析度差ΔPが1
/6と極めて小さく、板厚中心部の板厚方向の絞りがほ
ぼ3倍と優れている。また、板厚中心部の靭性において
も−20℃のシャルピー試験結果の吸収エネルギーが、
No.18では206Jであり、No.49の26Jと
比較して格段に優れている。また、板厚中心部の引張強
度はNo.39とNo.49ともに785N/mm2以
上であるが、絞りが良好であるNo.18の方が約70
N/mm2高かった。
は材質に優れた連続鋳造厚鋼板を得ることができる。
図である。
る。 (a)連続鋳造スラブ (b)通常圧延での連続鋳造厚鋼板 (c)本発明圧延による連続鋳造厚鋼板
を示す図である。(S40C、板厚150mm)
る。(0.15C−1.03Mn−0.22Si−0.
068Ti、数字はwt%、板厚100mm)
Claims (10)
- 【請求項1】 連続鋳造した厚鋼板であって、板厚部位
での偏析度差が−0.5以上+0.5以下であることを
特徴とする連続鋳造厚鋼板。但し、板厚部位での偏析度
差=板厚中心部の偏析度−板厚1/4部の偏析度。 - 【請求項2】 鋼組成が、重量%で C :0.03%〜0.6% Si:0.1%〜1.0% Mn:0.5%〜2.0% P :0.035%以下 S :0.035%以下 であり、残部鉄及び不可避的不純物であることを特徴と
する請求項1に記載の連続鋳造厚鋼板。 - 【請求項3】 鋼組成が更に、重量%で、強度靭性改善
元素群 Cu:0.1%〜1.5% Ni:0.1%〜10.0% Cr:0.02%〜3.5% Mo:0.1%〜0.5% Nb:0.003%〜0.1% Ti:0.003%〜0.07% V :0.01%〜0.5% の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2に記載の連続鋳造厚鋼板。 - 【請求項4】 鋼組成が更に、重量%で、介在物形態制
御元素群 Ca:0.0030%以下 REM:0.03%以下 の1種または2種を含有することを特徴とする請求項2
または請求項3に記載の連続鋳造厚鋼板。 - 【請求項5】 連続鋳造した鋼スラブ厚が400mm以
上、スラブ幅が600mm以上であり、かつ、そのスラ
ブ幅方向を厚鋼板厚方向とした圧延を施すことを特徴と
する連続鋳造厚鋼板の製造方法。 - 【請求項6】 連続鋳造した鋼スラブに圧延を施すに際
して、スラブ厚/スラブ幅の形状比が0.3以上〜1.
0未満であることを特徴とする請求項5に記載の連続鋳
造厚鋼板の製造方法。 - 【請求項7】 鋳造速度0.4mpm以下として鋼スラ
ブを連続鋳造したことを特徴とする請求項5または請求
項6に記載の連続鋳造厚鋼板の製造方法。 - 【請求項8】 鋼組成が、重量%で C :0.03%〜0.6% Si:0.1%〜1.0% Mn:0.5%〜2.0% P :0.035%以下 S :0.035%以下 であり、残部鉄及び不可避的不純物であることを特徴と
する請求項5または請求項6または請求項7に記載の連
続鋳造厚鋼板の製造方法。 - 【請求項9】 鋼組成が更に、重量%で、強度靭性改善
元素群 Cu:0.1%〜1.5% Ni:0.1%〜10.0% Cr:0.02%〜3.5% Mo:0.1%〜1.5% Nb:0.003%〜0.1% Ti:0.003%〜0.07% V :0.01%〜0.5% の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8に記載の連続鋳造厚鋼板の製造方法。 - 【請求項10】 鋼組成が更に、重量%で、介在物形態
制御元素群 Ca :0.003%以下 REM:0.03%以下 の1種または2種を含有することを特徴とする請求項8
または請求項9に記載の連続鋳造厚鋼板の製造方法。
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP19523797A JP3697030B2 (ja) | 1997-07-07 | 1997-07-07 | 連続鋳造厚鋼板の製造方法 |
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JP19523797A JP3697030B2 (ja) | 1997-07-07 | 1997-07-07 | 連続鋳造厚鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH1128501A true JPH1128501A (ja) | 1999-02-02 |
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