WO2015030324A1 - 고강도 열연도금강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

고강도 열연도금강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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고강희
도형협
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현대제철 주식회사
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Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet manufacturing technology in which a plated layer is formed on a hot-rolled steel sheet, and more particularly, to a high-strength hot-rolled steel sheet and a method of manufacturing the same, having a high strength of 780 MPa or more and suppressing material degradation during plating It is about.
  • Part of the automobile parts that require high-strength steel may be a typical car chassis parts.
  • Properties required for chassis parts materials require high tensile strength and high elongation and high burring properties for complex part shapes.
  • chassis parts are required to be corrosion resistant in order to prevent such corrosion.
  • chassis parts are mainly plated steel sheets, most of which are cold rolled steel sheets.
  • a cold-rolled steel sheet it is accompanied by a cold rolling process and an annealing heat treatment process, the manufacturing process is complicated, and thus there is a problem that the production cost of the plated steel sheet is high.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet and a method of manufacturing the same having a high strength and a small material change during plating through alloying components such as aluminum, silicon and process control.
  • High-strength hot-rolled steel sheet manufacturing method for achieving the above object is (a) wt%, carbon (C): 0.03 ⁇ 0.1%, silicon (Si): 0.06% or less, manganese (Mn) : 0.7 to 2.0%, phosphorus (P): 0.02% or less, sulfur (S): 0.01% or less, 0.1 to 0.5% of one or more precipitate-forming elements forming a precipitate at 500 to 900 ° C, aluminum (Al): 0.3 ⁇ 1.0%, molybdenum (Mo): reheating the slab plate consisting of 0.1 ⁇ 0.5% and the remaining iron (Fe) and inevitable impurities; (b) hot rolling the slab plate; (c) winding the hot rolled sheet and then winding it up; And (d) plating the wound sheet.
  • the method for manufacturing the hot-rolled steel sheet may further include (e) alloying the plate member on which the plating layer is formed.
  • step (b) may comprise the step of co-rolling the reheated slab plate at 950 ⁇ 1050 °C, and the step of finishing the cold-rolled plate at a finishing temperature condition of 800 ⁇ 900 °C; .
  • the hot rolled sheet is cooled at an average cooling rate of 100 ° C / sec or more, and then wound at 580 to 660 ° C.
  • step (d) after pickling by coiling the coiled sheet material, it is preferable to perform hot-dip plating without heat treatment at Ac1 or more.
  • the precipitate-forming element is a weight percent, niobium (Nb): 0.03 ⁇ 0.1%, titanium (Ti): 0.03 ⁇ 0.1% and vanadium (V): 0.08 ⁇ 0.3% may include at least one kind, niobium It is preferred to include both titanium, vanadium and the like.
  • High-strength hot-rolled steel sheet for achieving the above object by weight, carbon (C): 0.03 ⁇ 0.1%, silicon (Si): 0.06% or less, manganese (Mn): 0.7 ⁇ 2.0% , Phosphorus (P): 0.02% or less, sulfur (S): 0.01% or less, 0.1-0.5% of one or more precipitate-forming elements forming a precipitate at 500-900 ° C, aluminum (Al): 0.3-1.0%, molybdenum (Mo): hot-rolled steel sheet base material consisting of 0.1 ⁇ 0.5% and the remaining iron (Fe) and inevitable impurities; And a plating layer formed on the surface of the hot-rolled steel sheet base material, and characterized in that it exhibits tensile strength of 780 to 900 MPa, yield strength of 700 to 850 MPa, elongation of 14 to 22%, and hole expansion rate of 55% or more.
  • the hot-rolled steel sheet is a microstructure of the base material of the hot-rolled steel sheet is made of a ferrite single-phase structure, fine precipitates of less than 10nm may be formed.
  • the precipitate-forming element is a weight percent, niobium (Nb): 0.03 ⁇ 0.1%, titanium (Ti): 0.03 ⁇ 0.1% and vanadium (V): 0.08 ⁇ 0.3% may include at least one kind, niobium It is preferred to include both titanium, vanadium and the like.
  • a precipitate forming element such as niobium (Nb), titanium (Ti), vanadium (V), and silicon (Si) suppression, aluminum (Al).
  • Plating properties can be improved by addition.
  • a high strength hot-rolled steel sheet according to the present invention by containing 0.1 to 0.5% by weight of molybdenum (Mo), it is possible to reduce the carbon activity during plating, thereby suppressing coarsening of precipitates, accordingly It is possible to prevent the change of material during plating, it is possible to manufacture a high strength hot-rolled steel sheet excellent in physical properties such as high strength and elongation and burring properties.
  • Mo molybdenum
  • Figure 1 schematically shows a method of manufacturing a high strength hot rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 shows the precipitate before and after plating of the specimen according to Example 1.
  • Figure 3 shows the microstructure before and after plating of the specimen according to Example 1.
  • Figure 4 shows the tensile strength and yield strength before and after plating of the specimen according to Example 1.
  • Figure 5 shows the surface after plating of the specimen according to Example 1, Comparative Examples 1 to 4.
  • the high strength hot rolled steel sheet according to the present invention includes a hot rolled steel sheet base material and a plating layer formed on the surface thereof.
  • the hot-rolled steel sheet base material of the high-strength hot-rolled steel sheet according to the present invention in weight%, carbon (C): 0.03 ⁇ 0.1%, silicon (Si): 0.06% or less, manganese (Mn): 0.7 ⁇ 2.0%, phosphorus ( P): 0.02% or less, sulfur (S): 0.01% or less, 0.1-0.5% of one or more precipitate-forming elements forming a precipitate at 500-900 ° C, aluminum (Al): 0.3-1.0%, molybdenum (Mo) : Contains 0.1 to 0.5%.
  • the rest of the alloy components are made of inevitable impurities generated during iron (Fe) and steelmaking.
  • Carbon (C) is an element that contributes to increasing the strength of steel.
  • the carbon is preferably added in an amount of 0.03 to 0.1% by weight of the total weight of the hot rolled steel base material according to the present invention.
  • the amount of carbon added is less than 0.03% by weight, it is difficult to secure a tensile strength of 780 MPa or more.
  • the amount of carbon added exceeds 0.1% by weight, there is a problem that the elongation and burring properties are lowered.
  • Silicon (Si) contributes to securing strength and also acts as a deoxidizer to remove oxygen in the steel.
  • the silicon is preferably added to less than 0.06% by weight of the total weight of the hot rolled steel base material according to the present invention.
  • the addition amount of silicon exceeds 0.06% by weight, there is a problem in that the plating property and alloying degree are lowered.
  • Manganese (Mn) is an element that increases the strength and toughness of steel and increases the hardenability of steel. The addition of manganese has less deterioration in ductility at the time of increasing strength than the addition of carbon.
  • the manganese is preferably added to 0.7 to 2.0% by weight of the total weight of the hot rolled steel base material according to the present invention.
  • amount of manganese added is less than 0.7% by weight, the effect of adding manganese is insufficient.
  • the added amount of manganese exceeds 2.0% by weight, excessively generating MnS-based non-metallic inclusions, there is a problem to reduce the weldability, such as crack generation during welding.
  • Phosphorus (P) contributes to strength improvement, but when included in a large amount, not only central segregation but also micro segregation may be formed, which may adversely affect the material, and may also deteriorate weldability.
  • the content of phosphorus is limited to 0.02% by weight or less of the total weight of the hot rolled steel base material.
  • S Sulfur
  • manganese combines with manganese to form nonmetallic inclusions, and such nonmetallic inclusions are a factor of lowering toughness, weldability, and the like.
  • the sulfur content is limited to 0.01% by weight or less of the total weight of the hot rolled steel base material.
  • the precipitate forming element is an element which forms a precipitate at 500 to 900 ° C., and typically, niobium (Nb), titanium (Mo), and vanadium (V) may correspond thereto.
  • Nb niobium
  • Mo titanium
  • V vanadium
  • One or two or more kinds of these precipitate forming elements may be included.
  • the precipitate forming element is preferably added in 0.1 to 0.5% by weight of the total weight of the hot rolled steel base material.
  • the content of precipitate forming element is less than 0.1% by weight, the effect of enhancing strength due to precipitation strengthening is insufficient.
  • the content of precipitate forming elements exceeds 0.5% by weight, workability, surface defects, etc. may be a problem due to excessive precipitate formation.
  • titanium (Ti) precipitates are precipitated at about 900 to 1000 ° C, and in the case of niobium, they are precipitated at around 600 to 800 ° C, and in the case of vanadium, they are precipitated at about 400 to 600 ° C. . In view of this point, it is preferable that all of niobium, titanium and vanadium are included so that precipitation occurs in the hot rolling and cooling processes.
  • the precipitate-forming element contains all of niobium, titanium and vanadium
  • each of these elements is added with niobium (Nb): 0.03 to 0.1%
  • Nb niobium
  • Ti titanium
  • Ti vanadium
  • V vanadium
  • vanadium when the addition of 0.03% by weight or more, respectively, the precipitation hardening effect is generated, but when 0.1% by weight or more is added, the workability and surface quality are deteriorated.
  • vanadium when 0.08% by weight or more is added, If the precipitation strengthening effect is generated, but exceeds 0.3% by weight, the workability is considered.
  • aluminum (Al) acts as a deoxidizer and also serves to improve plating properties.
  • the aluminum is preferably added in 0.3 ⁇ 1.0% by weight of the total weight of the hot rolled steel sheet base material according to the present invention.
  • the amount of aluminum added is less than 0.3% by weight, the deoxidation effect may be insufficient.
  • the aluminum content exceeds 1.0% by weight, the toughness of the steel sheet may be inhibited.
  • the surface of the hot-rolled steel sheet is subjected to plating, and in some cases alloying heat treatment, such a plating temperature, the alloying heat treatment temperature is approximately 450 ⁇ 550 °C overlapping the precipitation temperature range of vanadium. Accordingly, on the one hand, vanadium is the most advantageous for strengthening the precipitation among the precipitate forming elements, and on the other hand, when the vanadium precipitate is coarsened, the material change during plating or alloying heat treatment is the largest.
  • molybdenum when added, molybdenum lowers the activity of carbon (C) at a high temperature including the plating and alloying heat treatment temperature range, thereby inhibiting the growth of precipitates, and consequently deteriorating material during plating and alloying heat treatment. It can prevent.
  • the molybdenum is preferably included in 0.1 to 0.5% by weight of the total weight of the hot rolled steel base material.
  • the amount of molybdenum added is less than 0.1% by weight, the effect of addition is insufficient.
  • the addition amount of molybdenum exceeds 0.5% by weight, the moldability, burring property, and the like of the steel sheet may decrease.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet according to the present invention may be various hot-dip galvanized steel sheet according to the hot-dip galvanizing process after manufacturing the hot-rolled steel sheet from the slab plate. More specifically, the high-strength hot-rolled steel sheet according to the present invention is a hot-rolled hot-dip galvanized steel sheet (HGI) having a hot-dip galvanized layer formed on its surface, or a hot-rolled alloy hot-dip galvanized steel sheet (HGA) having a hot-dip galvanized zinc alloy layer formed on its surface May be).
  • HGI hot-rolled hot-dip galvanized steel sheet
  • HGA hot-rolled alloy hot-dip galvanized steel sheet
  • High-strength hot-rolled steel sheet according to the present invention is made of a ferrite single-phase structure (ferrite containing 98% or more by area ratio) through the alloy composition of the above-described molybdenum, aluminum, precipitate forming elements, and the following hot rolling process and plating process , It may represent a final microstructure in which fine precipitates of less than 10 nm are formed.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet according to the present invention may exhibit a tensile strength of 780 ⁇ 900MPa, yield strength 700 ⁇ 850MPa, elongation 14 ⁇ 22%, hole expansion rate 55% or more in terms of mechanical properties.
  • Figure 1 schematically shows a method of manufacturing a high strength hot rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the hot rolled steel sheet manufacturing method includes a slab reheating step (S110), hot rolling step (S120), cooling / winding step (S130) and plating step (S140).
  • the slab plate material of the semi-finished state having the above-described composition is reheated.
  • the slab reheating may be carried out, for example, by heating at least 1200 ° C. for at least 80 minutes.
  • precipitate-forming elements such as titanium, niobium, and vanadium may be re-used, and fine precipitation may occur during hot rolling.
  • the slab plate is hot rolled.
  • Hot rolling may be applied to a variety of known methods as long as the finish rolling temperature is higher than the Ar3 temperature. More preferably, after the rough rolling is performed at 950 to 1050 ° C., the hot rolling is performed at the finishing rolling temperature of 800 to 900 ° C. Can be presented. In the rough rolling condition, a high temperature precipitate may be generated in the finest and most, and the austenite grain size before ferrite transformation in the filamentous rolling condition is about 10 to 30 ⁇ m, which is preferable in terms of strength and elongation.
  • the hot rolled sheet is cooled and then wound.
  • the cooling is preferably performed at an average cooling rate of 100 ° C / sec or more to grow the grain size precipitate.
  • winding is performed at 580 ⁇ 660 °C is most advantageous to form a ferrite single-phase structure, fine and large amount of precipitates may be generated through the difference in the solid solution of titanium, niobium, vanadium and the like dissolved during ferrite transformation.
  • the grain size of the ferrite structure may be 2 ⁇ 7 ⁇ m.
  • the plating step (S140) to prepare a hot-rolled steel sheet by plating the prepared hot-rolled steel base material. Corrosion resistance of the steel sheet can be secured through plating.
  • a pickling process of pickling the surface of the steel sheet using hydrochloric acid or the like may be further included to remove scale from the surface of the hot rolled steel sheet.
  • Plating may be carried out by continuously immersing the steel plate in the plating bath, after the plating may further comprise a process of alloying heat treatment.
  • the heat treatment process may be accompanied by heating and maintaining the steel sheet to Ac1 or more before plating, but the steel sheet according to the present invention has a feature of less material deviation before plating and after plating, and performs hot dip plating without heat treatment after pickling. In this case, if the heat treatment process is omitted, the cost of manufacturing the hot-rolled steel sheet can be greatly reduced.
  • a hot rolled hot dip galvanized steel sheet (HGI) or a hot rolled alloy hot dip galvanized steel sheet (HGA) may be manufactured.
  • Plating temperature may be performed at approximately 450 ⁇ 500 °C.
  • the alloying heat treatment may be performed at about 460 ⁇ 500 °C for about 5 ⁇ 100 seconds.
  • Ingots with the compositions shown in Table 1 were prepared and then reheated at 1250 ° C. for 120 minutes. Thereafter, rough rolling was performed at about 1000 ° C., followed by finishing rolling at 850 ° C. finish rolling temperature. Thereafter, after cooling to 600 ° C. at an average cooling rate of 150 ° C./sec, after 30 seconds of holding at 600 ° C., natural cooling was performed to prepare a hot-rolled steel sheet material specimen.
  • the hot-rolled steel sheet specimens were pickled and hot-dipped galvanized at 460 ° C., followed by alloy heat treatment at 500 ° C.
  • Figure 2 shows the precipitate before and after plating of the specimen according to Example 1. 2, in the case of the specimen according to Example 1, it can be seen that there is little change in the precipitate size before and after plating.
  • Figure 3 shows the microstructure before and after plating of the specimen according to Example 1.
  • FIG. 3 in the case of the specimen according to Example 1, both the pre- and post-plating ferrite single phase structures were observed, and there was no change in structure.
  • the tensile test was based on JIS No. 5 test piece.
  • the hole expandability evaluation was performed by forming a boring hole with an initial diameter (d 0 : 10 mm) and then expanding it with a 60 ° conical punch so that the hole expansion rate (from the hole diameter d at the time when the crack penetrated the plate). (dd 0 ) / d 0 X 100) was evaluated.
  • tensile strength, yield strength, elongation and hole expansion rate are all target values, tensile strength 780-900 MPa, yield strength 700 It can be seen that it satisfies 850 MPa, elongation 14-22%, and hole expansion rate 55% or more.

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Abstract

고강도를 가지면서도, 도금시 재질 열화 발생을 억제할 수 있는 고강도 열연도금강판 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다. 본 발명에 따른 고강도 열연도금강판은 중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.06% 이하, Mn: 0.7~2.0%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, 1종 이상의 석출물 형성 원소 0.1~0.5%, Al: 0.3~1.0%, Mo: 0.1~0.5% 및 나머지 Fe과 불가피한 불순물로 이루어지는 열연강판 모재; 및 상기 열연강판 모재 표면에 형성되는 도금층;을 포함한다.

Description

고강도 열연도금강판 및 그 제조 방법
본 발명은 열연강판 표면에 도금층이 형성된 열연도금강판 제조 기술에 관한 것으로, 보다 상세하게는 인장강도 780MPa 이상의 고강도를 가지면서도 도금시 재질 열화 발생을 억제할 수 있는 고강도 열연도금강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
고유가 시대에 따라 자동차 산업에 있어서 차체 경량화가 필수적으로 요구되고 있다. 이에 따라 소재의 경량화를 위해 고강도강의 개발에 많은 연구가 이루어지고 있다.
자동차 부품에 있어서 특히 고강도강을 필요로 하는 부분은 자동차 샤시 부품을 대표적인 예로 들 수 있다. 샤시 부품용 소재에 요구되는 특성으로는 내구성에 있어서 높은 인장강도, 복잡한 부품 형상 구현을 위한 고연신성, 고버링성이 필요하다. 또한 최근에는 동절기에 염화칼슘을 이용한 제설이 잦은 관계로 염화칼슘에 의한 샤시 부품의 부식이 발생할 수 있다. 따라서, 샤시 부품용 소재는 이러한 부식을 방지하기 위해 내식성까지 요구되고 있다.
이러한 샤시 부품 등의 소재는 주로 도금강판이 이용되는데, 대부분의 도금강판은 냉연도금강판이다. 냉연도금강판의 경우, 냉간압연 과정 및 소둔 열처리 과정을 수반하는 바, 제조 과정이 복잡하고 이에 따라 도금강판 제조 비용이 높은 문제점이 있다.
이에, 열연강판 자체를 도금한 열연도금강판이 개발되었다. 그러나, 일반적인 열연도금강판의 경우, 도금시 재질 열화가 발생되어 대략 440MPa 이하의 인장강도를 갖는 열연강판에 대하여만 적용되고 있다.
본 발명에 관련된 배경기술로는 대한민국 특허공개공보 제10-2012-0121810호(2012.11.06. 공개)가 있으며, 상기 문헌에는 열연강판 표면에 도금층이 형성된 고강도 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다.
본 발명의 목적은 알루미늄, 실리콘 등의 합금성분 및 공정 제어를 통하여 고강도를 가지면서도 도금시 재질 변화가 적은 고강도 열연도금강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 고강도 열연도금강판 제조 방법은 (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.03~0.1%, 실리콘(Si) : 0.06% 이하, 망간(Mn) : 0.7~2.0%, 인(P) : 0.02% 이하, 황(S) : 0.01% 이하, 500~900℃에서 석출물을 형성하는 1종 이상의 석출물 형성 원소 0.1~0.5%, 알루미늄(Al) : 0.3~1.0%, 몰리브덴(Mo) : 0.1~0.5% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 재가열하는 단계; (b) 상기 슬라브 판재를 열간압연하는 단계; (c) 상기 열간압연된 판재를 냉각한 후, 권취하는 단계; 및 (d) 상기 권취된 판재를 도금하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
이때, 상기 열연도금강판 제조 방법은 (e) 상기 도금층이 형성된 판재를 합금화하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
또한, 상기 (b) 단계는 상기 재가열된 슬라브 판재를 950~1050℃에서 조압연하는 단계와, 상기 조압연된 판재를 800~900℃의 마무리온도 조건으로 사상압연하는 단계;를 포함할 수 있다.
또한, 상기 (c) 단계는 상기 열간압연된 판재를 100℃/sec 이상의 평균냉각속도로 냉각한 후, 580~660℃에서 권취하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 (d) 단계는 권취된 판재를 언코일링하여 산세한 후, Ac1 이상에서의 열처리 과정없이 용융도금하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 석출물 형성 원소는 중량%로, 니오븀(Nb) : 0.03~0.1%, 티타늄(Ti) : 0.03~0.1% 및 바나듐(V) : 0.08~0.3% 중 1종 이상 포함할 수 있으며, 니오븀, 티타늄 및 바나듐 모두를 포함하는 것이 바람직하다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 고강도 열연도금강판은 중량%로, 탄소(C) : 0.03~0.1%, 실리콘(Si) : 0.06% 이하, 망간(Mn) : 0.7~2.0%, 인(P) : 0.02% 이하, 황(S) : 0.01% 이하, 500~900℃에서 석출물을 형성하는 1종 이상의 석출물 형성 원소 0.1~0.5%, 알루미늄(Al) : 0.3~1.0%, 몰리브덴(Mo) : 0.1~0.5% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 열연강판 모재; 및 상기 열연강판 모재 표면에 형성되는 도금층;을 포함하고, 인장강도 780~900MPa, 항복강도 700~850MPa, 연신율 14~22%, 홀 확장률 55% 이상을 나타내는 것을 특징으로 한다.
이때, 상기 열연도금강판은 상기 열연강판 모재의 미세조직이 페라이트 단상 조직으로 이루어지되, 10nm 미만의 미세 석출물이 형성되어 있을 수 있다.
또한, 상기 석출물 형성 원소는 중량%로, 니오븀(Nb) : 0.03~0.1%, 티타늄(Ti) : 0.03~0.1% 및 바나듐(V) : 0.08~0.3% 중 1종 이상 포함할 수 있으며, 니오븀, 티타늄 및 바나듐 모두를 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명에 따른 고강도 열연도금강판 제조 방법에 의하면, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 등의 석출물 형성 원소를 통하여 강도를 확보할 수 있으며, 실리콘(Si) 억제, 알루미늄(Al) 첨가 등을 통하여 도금성 향상시킬 수 있다.
특히, 본 발명에 따른 고강도 열연도금강판 제조 방법에 의하면, 몰리브덴(Mo)을 0.1~0.5중량% 포함함으로써, 도금시 탄소 활동도를 저하시킬 수 있어, 석출물 조대화를 억제할 수 있으며, 이에 따라 도금시 재질 변화를 방지할 수 있어, 고강도이면서도 연신율 및 버링성 등의 물성이 우수한 고강도 열연도금강판을 제조할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 열연도금강판 제조 방법을 개략적으로 나타낸 것이다.
도 2는 실시예 1에 따른 시편의 도금 전 및 도금 후 석출물을 나타낸 것이다.
도 3은 실시예 1에 따른 시편의 도금 전 및 도금 후 미세조직을 나타낸 것이다.
도 4는 실시예 1에 따른 시편의 도금 전 및 도금 후 인장강도 및 항복강도를 나타낸 것이다.
도 5는 실시예 1, 비교예 1~4에 따른 시편의 도금 후 표면을 나타낸 것이다.
이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 고강도 열연도금강판 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
고강도 열연도금강판
본 발명에 따른 고강도 열연도금강판은 열연강판 모재와, 그 표면에 형성된 도금층을 포함한다.
이때, 본 발명에 따른 고강도 열연도금강판의 열연강판 모재는 중량%로, 탄소(C) : 0.03~0.1%, 실리콘(Si) : 0.06% 이하, 망간(Mn) : 0.7~2.0%, 인(P) : 0.02% 이하, 황(S) : 0.01% 이하, 500~900℃에서 석출물을 형성하는 1종 이상의 석출물 형성 원소 0.1~0.5%, 알루미늄(Al) : 0.3~1.0%, 몰리브덴(Mo) : 0.1~0.5%를 포함한다.
상기 합금 성분들 외 나머지는 철(Fe)과 제강 과정 등에서 발생하는 불가피한 불순물로 이루어진다.
이하, 본 발명에 따른 고강도 열연도금강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
탄소(C)
탄소(C)는 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다.
상기 탄소는 본 발명에 따른 열연강판 모재 전체 중량의 0.03 ~ 0.1 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소 첨가량이 0.03 중량% 미만인 경우, 목표하는 780MPa 이상의 인장강도를 확보하기 어렵다. 반대로, 탄소 첨가량이 0.1 중량%를 초과하는 경우, 연신율 및 버링성이 저하되는 문제점이 있다.
실리콘(Si)
실리콘(Si)은 강도 확보에 기여하며, 또한 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다.
상기 실리콘은 본 발명에 따른 열연강판 모재 전체 중량의 0.06중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘의 첨가량이 0.06중량%를 초과하는 경우, 도금성 및 합금화도가 저하되는 문제점이 있다.
망간(Mn)
망간(Mn)은 강의 강도 및 인성을 증가시키고 강의 소입성을 증가시키는 원소로서, 망간의 첨가는 탄소의 첨가보다도 강도 상승시 연성의 저하가 적다.
상기 망간은 본 발명에 따른 열연강판 모재 전체 중량의 0.7~2.0중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간이 첨가량이 0.7중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 망간의 첨가량이 2.0중량%를 초과하는 경우, MnS계 비금속개재물을 과다하게 생성하여, 용접시 크랙 발생 등 용접성을 저하시키는 문제점이 있다.
인(P)
인(P)은 강도 향상에 기여하나, 다량 포함될 경우, 중심 편석은 물론 미세 편석도 형성하여 재질에 좋지 않은 영향을 주며, 또한 용접성을 악화시킬 수 있다.
이에 본 발명에서는 인의 함량을 열연강판 모재 전체 중량의 0.02중량% 이하로 제한하였다.
황(S)
황(S)은 망간과 결합하여 비금속 개재물을 형성하고, 이러한 비금속 개재물은 인성, 용접성 등을 저하시키는 요인이 된다.
이에 본 발명에서는 황의 함량을 열연강판 모재 전체 중량의 0.01중량% 이하로 제한하였다.
석출물 형성 원소
본 발명에서 석출물 형성 원소는 500~900℃에서 석출물을 형성하는 원소로서, 대표적으로 니오븀(Nb), 티타늄(Mo), 바나듐(V)이 여기에 해당할 수 있다. 이러한 석출물 형성 원소는 1종 혹은 2종 이상 포함될 수 있다.
상기 석출물 형성 원소는 열연강판 모재 전체 중량의 0.1~0.5중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 석출물 형성원소의 함량이 0.1중량% 미만일 경우, 석출강화에 의한 강도 향상 효과가 불충분하다. 반대로, 석출물 형성원소의 함량이 0.5중량%를 초과하는 경우, 과다한 석출물 형성으로 인하여 가공성, 표면결함 등이 문제될 수 있다.
한편, 티타늄(Ti) 석출물은 대략 900~1000℃ 부근에서 석출이 이루어지고, 니오븀의 경우, 600~800℃ 부근에서 석출이 이루어지며, 또한, 바나듐의 경우, 대략 400~600℃에서 석출이 이루어진다. 이러한 점을 고려할 때, 열간압연 및 냉각 공정에서 석출이 이루어지도록 니오븀, 티타늄, 바나듐이 모두 포함되는 것이 바람직하다.
석출물 형성 원소에 니오븀, 티타늄 및 바나듐이 모두 포함될 경우, 이들 각각의 원소는 니오븀(Nb) : 0.03~0.1%, 티타늄(Ti) : 0.03~0.1% 및 바나듐(V) : 0.08~0.3%으로 첨가되는 것이 바람직하다. 이는 니오븀, 티타늄의 경우, 각각 0.03중량% 이상 첨가될 때 석출강화 효과를 발생시키되, 0.1중량% 이상 첨가되면 가공성이나 표면품질이 저하되는 점을 고려한 것이고, 바나듐의 경우 0.08중량% 이상 첨가될 때 석출강화 효과를 발생시키되, 0.3중량%를 초과하는 경우, 가공성이 저하되는 점을 고려한 것이다.
알루미늄(Al)
본 발명에서 알루미늄(Al)은 탈산제로서 작용하며, 또한 도금성을 향상시키는 역할을 한다.
상기 알루미늄은 본 발명에 따른 열연강판 모재 전체 중량의 0.3~1.0중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄의 첨가량이 0.3중량% 미만일 경우, 탈산 효과가 불충분할 수 있다. 반대로, 알루미늄의 함량이 1.0 중량%를 초과할 경우 강판의 인성을 저해할 수 있다.
몰리브덴(Mo)
본 발명의 경우, 열연강판 표면에 도금을 수행하고, 경우에 따라서는 합금화 열처리를 수행하는데, 이러한 도금 온도, 합금화 열처리 온도는 대략 450~550℃로서 바나듐의 석출 온도 범위와 중첩된다. 이에 따라, 한편으로는 상기 석출물 형성 원소 중에서 바나듐이 석출 강화에 가장 유리하고, 다른 한편으로는 바나듐 석출물이 조대화되는 경우 도금시 혹은 합금화 열처리시 재질 변화가 가장 크다고 볼 수 있다.
이때, 몰리브덴이 첨가된 경우, 몰리브덴이 상기 도금, 합금화 열처리 온도범위를 포함한 고온에서 탄소(C)의 활동도를 저하시켜, 석출물의 성장을 방해하며, 그 결과 도금, 합금화 열처리시의 재질 열화를 방지할 수 있다.
상기 몰리브덴은 열연강판 모재 전체 중량의 0.1~0.5중량%로 포함되는 것이 바람직하다. 몰리브덴의 첨가량이 0.1중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 몰리브덴의 첨가량이 0.5중량%를 초과하는 경우, 강판의 성형성, 버링성 등이 저하될 수 있다.
본 발명에 따른 고강도 열연도금강판은 슬라브 판재로부터 열연 강판 제조 후, 용융도금 공정에 따라, 다양한 용융도금강판이 될 수 있다. 보다 구체적으로, 본 발명에 따른 고강도 열연도금강판은 표면에 용융아연도금층이 형성된 열연 용융아연도금 강판(HGI)이거나, 또는 열연강판 모재 표면에 합금화용융아연도금층이 형성된 열연 합금화용융아연도금 강판(HGA)일 수 있다.
본 발명에 따른 고강도 열연도금강판은 전술한 몰리브덴, 알루미늄, 석출물 형성원소 등의 합금조성 및 후술하는 열연공정 및 도금 공정을 통하여, 페라이트 단상조직(페라이트가 면적률로 98% 이상 포함)으로 이루어져 있으면서, 10nm 미만의 미세 석출물이 형성되어 있는 최종 미세조직을 나타낼 수 있다.
이와 함께, 본 발명에 따른 고강도 열연도금강판은 기계적 특성 측면에서, 인장강도 780~900MPa, 항복강도 700~850MPa, 연신율 14~22%, 홀 확장률 55% 이상을 나타낼 수 있다.
고강도 열연도금강판 제조 방법
이하, 본 발명에 따른 고강도 열연도금강판 제조 방법에 대하여 설명하기로 한다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 열연도금강판 제조 방법을 개략적으로 나타낸 것이다.
도 1을 참조하면, 본 발명에 따른 열연강판 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 열간압연 단계(S120), 냉각/권취 단계(S130) 및 도금 단계(S140)를 포함한다.
슬라브 재가열
슬라브 재가열 단계(S110)에서는 전술한 조성을 갖는 반제품 상태의 슬라브 판재를 재가열한다. 슬라브 재가열은 예를 들어, 1200℃ 이상의 온도에서 80분 이상 가열하는 방식으로 수행될 수 있다. 슬라브 재가열을 통하여 티타늄, 니오븀, 바나듐 등의 석출물 형성 원소가 재고용될 수 있으며, 이를 통하여 열간압연 과정 등에서 미세한 석출이 발생할 수 있다.
열간압연
다음으로, 열간압연 단계(S120)에서는 슬라브 판재를 열간압연한다.
열간압연은 Ar3 온도 이상의 마무리압연온도 조건이라면 공지된 다양한 방식이 적용딜 수 있으며, 보다 바람직하게는 950~1050℃에서 조압연을 수행한 후, 800~900℃의 마무리압연온도 조건으로 사상압연하는 것을 제시할 수 있다. 상기의 조압연 조건에서 고온 석출물이 가장 미세하고 많이 생성될 수 있으며, 상기의 사상압연 조건에서 페라이트 변태 이전의 오스테나이트 결정립 사이즈가 10~30㎛ 정도가 되어 강도 및 연신율 측면에서 바람직하다.
냉각/권취
냉각/권취 단계(S130)에서는 충분한 강도 및 인성을 확보하기 위하여, 열간압연된 판재를 냉각한 후, 권취한다.
이때, 냉각은 100℃/sec 이상의 평균 냉각속도로 수행하여 결정립가 석출물이 성장하는 것이 바람직하다. 또한 권취는 580~660℃에서 수행하는 것이 페라이트 단상조직을 형성하는데 가장 유리하며, 페라이트 변태시 고용되어 있는 티타늄, 니오븀, 바나듐 등의 고용도 차이를 통하여 미세하고 다량의 석출물이 발생될 수 있다. 상기의 냉각/권취 과정을 통하여 페라이트 조직의 결정립 크기는 2~7㎛가 될 수 있다.
권취 이후에는 상온까지 자연냉각될 수 있다.
도금
도금 단계(S140)에서는 제조된 열연강판 모재를 도금하여 열연도금강판을 제조한다. 도금을 통하여 강판의 내식성을 확보할 수 있다.
도금 전에는 열연강판 모재 표면의 스케일(scale)을 제거하기 위하여 염산 등을 이용하여 강판의 표면을 산세(pickling) 처리하는 산세 공정이 더 포함될 수 있다.
도금은 도금욕에 강판을 연속적으로 침지시키는 방식으로 실시될 수 있으며, 도금 후에는 합금화 열처리하는 과정이 더 포함될 수 있다.
도금 이전에 Ac1 이상으로 강판을 가열하여 유지하는 열처리 과정이 수반될 수 있으나, 본 발명에 따른 강판의 경우, 도금 전, 도금 후 재질 편차가 적은 특징이 있어, 산세 이후 열처리 없이 바로 용융도금을 수행할 수 있으며, 이와 같이 열처리 과정을 생략할 경우, 열연도금강판 제조 비용을 크게 줄일 수 있다.
도금 과정을 통하여 열연 용융아연도금강판(HGI) 혹은 열연 합금화용융아연도금강판(HGA) 등이 제조될 수 있다.
도금 온도는 대략 450~500℃에서 수행될 수 있다. 또한, 합금화 열처리는 대략 460~500℃에서 대략 5~100초동안 수행될 수 있다.
실시예
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.
여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
1. 열연도금강판 시편의 제조
표 1에 기재된 조성을 갖는 잉곳을 제조한 후, 1250℃에서 120분동안 재가열하였다. 이후, 약 1000℃에서 조압연을 수행한 후, 850℃ 마무리압연온도 조건으로 사상압연하였다. 이후, 150℃/sec의 평균냉각속도로 600℃까지 냉각한 후, 600℃에서 30초 유지 후 자연냉각하여 열연강판 모재 시편을 제조하였다.
이후, 열연강판 모재 시편을 산세처리한 후 460℃에서 용융아연도금하고, 500℃에서 합금화열처리하였다.
[표 1] (단위 : 중량%)
Figure PCTKR2014000854-appb-I000001
2. 미세조직
도 2는 실시예 1에 따른 시편의 도금 전 및 도금 후 석출물을 나타낸 것이다. 도 2를 참조하면, 실시예 1에 따른 시편의 경우, 도금 전 및 도금 후 석출물 사이즈 변화가 거의 없는 것을 볼 수 있다.
또한, 도 3은 실시예 1에 따른 시편의 도금 전 및 도금 후 미세조직을 나타낸 것이다. 도 3을 참조하면, 실시예 1에 따른 시편의 경우, 도금 전 및 도금 후 모두 페라이트 단상 조직을 나타내었으며, 조직 변화는 없는 것으로 나타났다.
이러한 도 2 및 도 3의 결과는 몰리브덴 첨가에 따라 탄소 활동도가 저하됨으로써, 도금시 재질 열화가 발생하지 않았기 때문이라 볼 수 있다.
3. 기계적 특성 평가
실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 7에 따라 제조된 시편들에 대하여 인장시험, 버링성(홀 확장성) 평가를 실시하였으며, 합금화 열처리 후의 표면을 관찰하였다.
인장시험은 JIS 5호 시험편에 의하였다 .
홀 확장성 평가는 초기 직경(d0:10mm)의 천공 구멍을 형성한 후, 60°원추펀치로 확장시켜서, 크랙(crack)이 판을 관통한 시점의 구멍 직경(d)으로부터 홀 확장률((d-d0)/d0 X 100)을 평가하였다.
[표 2]
Figure PCTKR2014000854-appb-I000002
표 2를 참조하면, 본 발명에서 제시한 조건을 만족하는 실시예 1~3에 따른 시편들의 경우, 인장강도, 항복강도, 연신율 및 홀 확장률이 모두 목표치인 인장강도 780~900MPa, 항복강도 700~850MPa, 연신율 14~22%, 홀 확장률 55% 이상을 만족하는 것을 볼 수 있다.
반면, 석출물 형성 원소가 충분히 포함되지 않은 비교예 1에 따른 시편의 경우, 강도가 불충분하였으며, 몰리브덴이 포함되지 않은 비교예 2에 따른 시편 역시 강도가 불충분하였는 바, 이러한 비교예 1~2의 결과는 석출물 형성 원소 불충분에 의하여 석출물이 형성되지 않았거나, 권취에 대응하는 냉각 종료 후 유지 과정이나 도금시에 석출물이 조대화되었기 때문이라 볼 수 있다.
또한, 실리콘의 함량이 과다한 비교예 3~6에 따른 시편의 경우, 기계적 물성은 목표치에 만족하는 것으로 나타났다.
그러나, 도 5에서 볼 수 있는 바와 같이, 실리콘이 과다 첨가된 경우, 도금층이 균일하지 못하며, 표면 상태가 매우 좋지 않았다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims (11)

  1. (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.03~0.1%, 실리콘(Si) : 0.06% 이하, 망간(Mn) : 0.7~2.0%, 인(P) : 0.02% 이하, 황(S) : 0.01% 이하, 500~900℃에서 석출물을 형성하는 1종 이상의 석출물 형성 원소 0.1~0.5%, 알루미늄(Al) : 0.3~1.0%, 몰리브덴(Mo) : 0.1~0.5% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 재가열하는 단계;
    (b) 상기 슬라브 판재를 열간압연하는 단계;
    (c) 상기 열간압연된 판재를 냉각한 후, 권취하는 단계; 및
    (d) 상기 권취된 판재를 도금하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연도금강판 제조 방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 열연도금강판 제조 방법은
    (e) 상기 도금층이 형성된 판재를 합금화하는 단계;를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연도금강판 제조 방법.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 (b) 단계는
    상기 재가열된 슬라브 판재를 950~1050℃에서 조압연하는 단계와,
    상기 조압연된 판재를 800~900℃의 마무리온도 조건으로 사상압연하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연도금강판 제조 방법.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 (c) 단계는
    상기 열간압연된 판재를 100℃/sec 이상의 평균냉각속도로 냉각한 후, 580~660℃에서 권취하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연도금강판 제조 방법.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 (d) 단계는
    권취된 판재를 언코일링하여 산세한 후, Ac1 이상에서의 열처리 과정없이 용융도금하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연도금강판 제조 방법.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 석출물 형성 원소는
    중량%로, 니오븀(Nb) : 0.03~0.1%, 티타늄(Ti) : 0.03~0.1% 및 바나듐(V) : 0.08~0.3% 중 1종 또는 2종을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연도금강판 제조 방법.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 석출물 형성 원소는
    중량%로, 니오븀(Nb) : 0.03~0.1%, 티타늄(Ti) : 0.03~0.1% 및 바나듐(V) : 0.08~0.3%를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연도금강판 제조 방법.
  8. 중량%로, 탄소(C) : 0.03~0.1%, 실리콘(Si) : 0.06% 이하, 망간(Mn) : 0.7~2.0%, 인(P) : 0.02% 이하, 황(S) : 0.01% 이하, 500~900℃에서 석출물을 형성하는 1종 이상의 석출물 형성 원소 0.1~0.5%, 알루미늄(Al) : 0.3~1.0%, 몰리브덴(Mo) : 0.1~0.5% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 열연강판 모재; 및
    상기 열연강판 모재 표면에 형성되는 도금층;을 포함하고,
    인장강도 780~900MPa, 항복강도 700~850MPa, 연신율 14~22%, 홀 확장률 55% 이상을 나타내는 것을 특징으로 하는 고강도 열연도금강판.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 열연도금강판은
    상기 열연강판 모재의 미세조직이 페라이트 단상 조직으로 이루어지되, 10nm 미만의 미세 석출물이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 열연도금강판.
  10. 제8항에 있어서,
    상기 석출물 형성 원소는
    중량%로, 니오븀(Nb) : 0.03~0.1%, 티타늄(Ti) : 0.03~0.1% 및 바나듐(V) : 0.08~0.3% 중 1종 또는 2종을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연도금강판.
  11. 제8항에 있어서,
    상기 석출물 형성 원소는
    중량%로, 니오븀(Nb) : 0.03~0.1%, 티타늄(Ti) : 0.03~0.1% 및 바나듐(V) : 0.08~0.3%를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 열연도금강판.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10941460B2 (en) 2015-09-22 2021-03-09 Hyundai Steel Company Plated steel plate and manufacturing method thereof
ES2808342T3 (es) 2016-09-22 2021-02-26 Tata Steel Ijmuiden Bv Un método para producir un acero de alta resistencia laminado en caliente con excelente capacidad de conformación con brida elástica y rendimiento de fatiga de bordes
JP6589903B2 (ja) * 2017-02-06 2019-10-16 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2018146695A1 (en) * 2017-02-10 2018-08-16 Tata Steel Limited A hot rolled precipitation strengthened and grain refined high strength dual phase steel sheet possessing 600 mpa minimum tensile strength and a process thereof

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20020070282A (ko) * 2000-10-31 2002-09-05 닛폰 고칸 가부시키가이샤 고장력 열연강판 및 그 제조방법
KR100754035B1 (ko) * 2003-06-26 2007-09-04 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
KR20090115877A (ko) * 2007-03-27 2009-11-09 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5047649B2 (ja) * 2006-04-11 2012-10-10 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ成形性に優れた高強度熱延鋼板及び亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法
KR20120121810A (ko) 2011-04-27 2012-11-06 현대제철 주식회사 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20130018846A (ko) * 2010-04-16 2013-02-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 열연강판의 제조 방법 및 용융 아연 도금 강판의 제조 방법

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4276482B2 (ja) * 2003-06-26 2009-06-10 新日本製鐵株式会社 極限変形能と形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法
WO2011062151A1 (ja) * 2009-11-18 2011-05-26 新日本製鐵株式会社 酸洗性、化成処理性、疲労特性、穴広げ性、および成形時の耐肌荒れ性に優れ、かつ強度と延性が等方性である高強度熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20020070282A (ko) * 2000-10-31 2002-09-05 닛폰 고칸 가부시키가이샤 고장력 열연강판 및 그 제조방법
KR100754035B1 (ko) * 2003-06-26 2007-09-04 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5047649B2 (ja) * 2006-04-11 2012-10-10 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ成形性に優れた高強度熱延鋼板及び亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法
KR20090115877A (ko) * 2007-03-27 2009-11-09 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
KR20130018846A (ko) * 2010-04-16 2013-02-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 열연강판의 제조 방법 및 용융 아연 도금 강판의 제조 방법
KR20120121810A (ko) 2011-04-27 2012-11-06 현대제철 주식회사 고강도 강판 및 그 제조 방법

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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