外文翻译锻造轧制对obcctialnb合金微观结构的影响

锻造、轧制对OBCCTiAlNb合金微观结构的影响C.J. Boehlert*摘要：热顶锻和热叠轧对微观结构斜方晶系的的影响都会以体立方晶格(BCC)来研究TiAlNb合金。起始材料锭的成分:Ti_25Al_25Nb(at.%),Ti_23Al_27Nb(at.%), and Ti_12Al_38Nb(at.%)对小雪茄形状的Ti25Al25Nb钢锭进行了轧制预热处理来了解其对微观结构的影响。发现super-transus预热处理造成BCC谷物和表面边缘开裂。锻造和轧制规程进行加热后的材料温度在932-1000C之间，这些温度低于BCC-transus的温度在Ti23Al27Nb和Ti25Al25Nb和Ti12Al38Nbtransus之上。相比其他两个合金，加工Ti12Al38Nb导致了一个更大尺寸的晶粒。Ti25Al25Nb合金需要超负荷的锻造、轧制。而彻底bccTi12Al38Nb合金表现出最好的可加工性而且需要比较小负荷的锻造、轧制。这和合金的铝含量和o相体积分数有关。为获取均匀微结构含有细O和BCC阶段,缺乏大型BCC谷物之前,Sub-transus处理的合金Ti2AlNb被证明是可行的技术，可能会损害机械性能。关键词：钛合金;BCC阶段;斜方晶系的阶段1.介绍自从通过一个Ti25Al12.5Al(%)1合金运用Banerjee et al逐步发现斜方晶系，钛铝化合物包含O相(基于Ti2AlNb)已经被广泛运用于高温材料。主要是因为它较高的强度和刚度以及他们的蠕变和抗氧化性能，最近的研究结果表明O合金主要的改进性能高于商业钛合金。O合金性能主要依靠强烈的微观结构,因此得以广泛加工。到目前为止,加工O合金的微观结构关系已被调查到一个有限的范围内。大部分的热机的处理基于之前提出的方法论传统a-b钛合金和钛aluminides金属间化合物a2。早期的合金开发工作集中在挤压、锻造, 或滚动操作电弧熔化锭。主要的目的是在于描述平衡阶段,相位转换阶段和力学行为。之后,史密斯等人研究了用箔加工研究微观结构的发展在Ti22Al23Nb和罗兹等其他领域的运用。研究了显微组织演化和晶体结构，Ti22Al23Nb和Ti22Al27Nb等铝箔制品在热轧,冷轧和后续热处理。目前研究大多集中在锻造的一个Ti22Al27Nb合金和热叠轧的Ti22Al23Nb合金的发展与控制微观结构阶段，这些研究都集中在O合金相对狭窄的成分：含O、a2体立方(BCC)。被认为金属基复合材料的应用程序使用箔纤维箔加工。在这项研究中，通过处理微观结构关系和分析O合金包含多种组成成分，以检查到Ti25Al_5Nb,Ti23Al27Nb,和Ti12Al38Nb合金。主要是由于合金中含有较高的铌元素，OBCC两阶段相比a2B2,a2B2O,andO体制温度变化范围更广，因此这样的合金被称为OBCC的合金。微观组织的演变，从融化的锭来伪造煎饼来轧制序毫米厚的薄板。在试图避免大尺寸的粒体，表明不利于机械行为。保守的热机处理技术包括非等温锻造，热叠轧在相对较低的加工温度被选出。除了进一步发展的理解加工过程中微观组织演变的OBCC合金。这个过程描述如何处理温度影响能力控制微观结构特征，尤其是粒度,强烈影响的力学行为。2实验过程2.1材料和微观结构表征研究的合金分成两类:Ti2AlNb和Ti12Al38Nb. 目标合金的成分Ti25Al25Nb Ti2AlNb和Ti23Al27Nb.本研究的初始部分涉及检查效果的工艺参数,特别是轧制预热温度在微观结构用小锭之前尝试大规模变形大铸件。这个词用来形容小锭是“雪茄融化”,因为其尺寸：长度150毫米和直径30毫米，类似一个雪茄，三个300-g雪茄融化称为三重融化，美国空军研究实验室材料指挥部的赖特-帕特森空军基地使用真空感应熔炼。根据化学计量混合Ti2AlNb及其测量成分（表1）按制定的Ti,Al,和Nb元素加热。更大的铸件由直径75毫米、长175-500毫米圆柱体。Ti2AlNb附近其成分（表2）,“感应头骨“融化在Flowserve。注意,对于Ti23Al27Nb，Ti,Al,和Nb是固定组成，而对于Ti25Al25Nb,测量的成分接近Ti25Al23Nb。Ti13Al39Nb过渡接近(见表2),是真空电弧熔化在匹兹堡材料技术有限公司。 表 1 Ti2AlNb 雪茄熔化锭和相应的化学分析作为处理sheetsa表 2大锭的化学分析几个样品,从每个材料用钻石切割,通过x射线荧光光谱法测，Kerex公司770型三角洲分析师获得的数据分析由Ti,Al,Nb,和Fe组成元素组成，氮气和氧气的含量是用Leco公司量化模型TC-136氧:氮分析仪测量，使用日本电子光学有限公司电子探针分析仪检测化学成分分布不同阶段之间的测量。粒度(d)和相体积分数确定定量图像分析软件的使用NIH数字化、高对比度,背散射探测器(BSD)拍摄的图像使用徕卡360场发射扫描电子显微镜（SEM），透射电子显微镜(TEM)采用一个JEOLjem-2000外汇电子显微镜和x射线衍射(XRD)被用来确定不同阶段的组成。表 3轧制过程和参数的Ti2AlNb雪茄熔化锭2.2 程序2.2.1 锻造和轧制过程的雪茄融化锭融化后,下调一线电子放电机(EDM)到一个矩形几何（125X25X20毫米）和涂以耐高温玻璃润滑和保护环境。然后他们被密封在6毫米厚的不锈钢罐，根据2:1的比例从25到12.5毫米的速度在空气中每分钟150毫米单向伪造。预热处理的铸块包括一个在1050C的等温浸泡15分钟后跟一个1000C浸泡2分钟前锻造，在锻造、薄饼是慢慢在vermiculite2冷却，可以焊接修复的。在保险疏散和密封在室温下(RT)接受不同治疗方法对后续轧制前预热。执行的滚动操作使用两个高级实验室磨，都按顺序选择要输入更多的工作，到伪造的煎饼和进一步均质显微结构。输入更多的工作到伪造的煎饼和进一步均化微观结构。轧制的包用于最小化温度转变，13,20薄钢板的处理过程中发生。每个煎饼的滚动程序（标有A、B和C） 刊载于表3。三个不同的热处理和滚动计划推选产生的范围微观结构。低温热处理包括(A)、(B)、（C）中间温度(15 分钟1000C)事先向滚动。暴露在空气中其次是一个sub-transus预热阶段（100015分钟）OBCC政权前滚。预热处理煎饼的A组成初始sub transus预热舞台(1h815C)解散大部分的密件抄送阶段。本热处理和轧制周期就是制造一个细粒度的微观结构与一个小阿的bcc相粒子体积分数，预热处理的煎饼B构成的一个初始预热阶段靠近BCCtransus(1040C1h)来稳定一个较大的BCC相体积分数而限制晶粒生长，煎饼C收到 24 hpre-rolling热处理在 1200C。这是井上面的密件抄送transus温度，以均质大粒的完全的密件抄送微观结构。其后，相同预热处理日程安排那样的煎饼B前滚。滚动在冷冲模上执行，因此以后每通煎饼被加热在1000C为2-3最小值。完成后一半轧制的传递每导致在厚度减少了10%。煎饼B和C都在30分钟1060C退火和然后在继续之前在1000C、15分钟加热剩余的滚刀路。由于滚动操作，显著较长工件获得了和由此产生的床单被约3毫米厚。将伪造和forgedand 卷雪茄熔化锭的大小进行比较。2.2.2锻造和轧制中较大的程序锭基于低氧回升，相对较低程度的边缘裂缝（见图2）细粒度微观结构(见图3a) 和RT的平衡展示(1237MPa)的拉伸强度和断裂伸长率(5%)（表A21）。类似大锭制定轧制和锻造制程，锻造预制棒：直径60毫米，高150毫米。被从每个较大的铸件切和镀膜的电火花加工与高温玻璃然后密封在6毫米厚从环境保护的不锈钢罐。事实程序，组成的两个工件，到了单向伪造(3:1的比例）最终高度为150毫米每分钟的速度。Ti2AlNb合金之前锻造可程序集是在subtransus温度下的热处理，其次是982C浸泡15分钟、1000C2分钟。Ti12Al38Nb合金，热处理是在随后的15分钟950C、932C浸泡2分钟前锻。注意,尽管对Ti12Al38Nb锻造温度是低于Ti2AlNb附近的合金，它是以上密件抄送-transus BCCtransus下跌所致温度的降低Al内容19,22。锻后，每个煎饼被冷中蛭石，Ti23Al27Nb和Ti12Al38Nb的工件经历了统一变形，已删除可以从程序集和EDM砍到75的高度毫米。与Ti25Al25Nb工件，其中，并没有经过统一的变形，没有表面裂缝，经过初步观察锻造工件，讨论的结果。描述了添加程序处理Ti25Al25Nb工件，Ti23Al27Nb和Ti12Al38Nb工件被在保险罐头和锻造到25毫米在一个方向垂直于原来的相同条件下锻造。类似于运行的第一次锻造，程序集可以是均匀变形，再次被拆除工件和煎饼的两侧被砍平行的宽度为75毫米。 图1(a)伪造和(b)伪造和热轧雪茄熔化锭的大小比较。图2三卷作为Ti2AlNb张低放大照片。图3作为冷轧微结构的表(a)(b)和(c)这些BSDSEM图像取自厚度部分和滚动的方向是水平的。图4表A后微观结构的BSD扫描电镜图像975C的水跟100h的subtransus热处理淬火锻后，EDMedTi23Al27Nb和Ti25Al25Nb煎饼是在保险罐头和等温地浸泡在815C1h后跟一个982C浸泡15分钟前滚动，单向轧制步骤包括就每5分钟在982C 下浸泡后，为Ti12Al38Nb煎饼,浸泡温度(932 C)锻造温度完全相同的。每次每个煎饼的减少5-10%，总数减少了约60%，再者总剪应变。计算两个锻造和轧制过程是的为了区别这三个，滚动的负荷被记录为每个阶段上stripchart和测量之间50-70吨减少和合金。最后传递工作是在各自浸泡温度下加热3分钟，然后从炉中删除和垂直为1分钟，以促进蠕变矫直挂。然后他们被冷在蛭石，检验厚度大约是12mm，并没有生产出更薄的箔片。 图5(a)顶部和(b)侧的观点可以装配在第一次竞选Ti12Al38Nb锻造。图6(a)顶部和(b)侧视图提取的工件在第二次Ti12Al38Nb锻。3.结果和讨论3.1微观结构的演变3.1.1雪茄熔化锭滚动效果的定性评估预热处理和中间退火步骤如图2所示描述了从雪茄熔化锭捏造的三个作为回滚表。看到最大的边缘开裂的样品，经历了最严重的 prerolling热处理工艺(1200C：24 h)，图3ac 描述了相应的作为热轧钢板显微组织。为每个雪茄熔化锭的锻造和轧制程序成功。弄坏了OBCC血小板形态,但是一些化学色带，显示图3ac的BSD扫描电子显微镜图像中的交替光和暗层，表1列出了测量的组成的每个后锭处理，处理的最大氧气增加的测量值为表C，在1200C暴露24h期间发生,同a2阶段沉淀在表面附近地点的结果，参阅图的底部3(c)，由于这严重预热处理作为冷轧微结构的表C保留大柱状,这是对长度500毫米的顺序。图3c上的细长的颗粒表明，大量的变形（约4：1厚度减少）开始实行轧制过程,和密件抄送阶段再结晶这样做不发生变形过程作为大型密件抄送谷物在场后热处理1200C：24h,第二阶段被发现是球状的组合：细长的颗粒内的谷物以及图层装饰事先密件抄送晶界。请参阅图3(c)。事先密件抄送粒径的表A和B，其中并没有经过1200C热处理，人更多，比表C精细数量级。表a，精细的O和密件抄送相粒子被目前整个微观结构。作为处理表B微观结构严重种族隔离和载粒子是高度集中与AlNb(Ti_32Al_34Nb)看到白色的颗粒图3b。这个隔离决心已非均匀的起始锭材料结果19,21 这个隔离决心已非均匀的起始锭材料结果19,21，它也被视为，为什么会这样Nb含量差异很大的测量值为前和处理后的材料（见表1）。这个隔离决心已由于微观细，枝晶组织，类似处理条件，特别是作为滚动操作，所用的表A，这是不大事先密件抄送晶界和重症隔离，选择了要处理规模大锭。这个隔离决心已由于微观细，枝晶组织，类似处理它是指出，加宽作为处理中存在的化学表A中移除了通过sub transus热治疗、见图4和RT拉伸的平衡强度和伸长率和高架温度蠕变抵抗导致21。图7比较Ti12Al38Nb(a)和(b)伪造铸态微观组织。锻造方向垂直。注意减少在晶粒尺寸在锻造3.1.2大锭低铝包含锭,Ti23Al27Nb andTi12Al38Nb均匀变形,在其中心在锻造。这个帖子锻造可以组装为Ti12Al38Nb被描述在图5 a和b。圆形截面工件可以清楚地看到，在图5a中，虽然是不锈钢罐的暴增目前在其中点见图5b中。图6a和b描述的是提取的Ti12Al38Nb工件在第二次锻造运行。铸态和伪造的煎饼微观结构对于Ti12Al38Nb和Ti23Al27Nb是描述在图7a和b。8a和b分，并确定了O和密件抄送阶段，使用瞬变电磁法和XRD。很明显在图7a和b,BCC晶粒尺寸明显缩短Ti12Al38Nb。瞬变电磁法的调查显示，密件抄送阶段是无序（指定为b）。结果低铝含量19,22对于Ti23Al27Nb,大多数之前的bcc晶界是锯齿状的在锻造,虽然OBCC细长血小板仍,他们是更短和更blockier比那些在铸态材料。因此，锭显微结构已经打破了down和方向血小板是比更多随机铸态组织。看来O既密件抄送阶段已被重结晶和结构是只是一个更高锻造作为融化钢锭的版本。Ti25Al25Nb没有经过均匀变形在锻造和剪切在一个约相对于锻造方向45，照片的帖子锻造可以被描绘为Ti25Al25Nb图9a和b。顶部的圆形形状严重流离失所的工件中可以很容易被图9a。剪板机造成的位移不锈钢可以在两端的顶部和底部的可以大会，见图9b。这行为是可重现作为配置完全相同工件，可以展示下的类似行为同样的锻造条件。然而，在这种情况下初始后立即停止了锻造机有人指出剪切变形，见图10。发病这种不稳定和流的本地化通常是观察到的材料表现出的高学历流软化和：低应变率敏感性23。这种水流压力和变形加热感应软化高或(ii)显微组织等基础软化期间发生故障的coarsegrain层状微观结构23。在这种情况下前源是更有可能为两者附近 Ti2AlNb所载的锭类似魏氏微结构，然而Ti25Al25Nb表现出更大的压缩比Ti23Al27Nb流动应力,与以前的研究结果相一致在这些材料19。因此,位移速率为150毫米min1或一个约0.017s1压缩应变率,而不引起不稳定性和流Ti23Al27Nb本地化,太快速的Ti25Al25Nb锭在982C，这表明变形的重要影响热诱导期间锻造软化。提取的Ti25Al25Nb工件在最初锻造运行如图所示图11ac。剪切变形，沿工件顶面发生严重开裂，见图11a。这种剪切和在等温锻造的看到了裂缝这也一直是传统的 ab钛合金有关流软化和低值率高应变速率敏感性指数，m23。若要防止非均匀变形行为，可以大会高度和减少比率减少第二次锻造尝试之前。略有变形的工件，采取从运行（见图10），中断锻造了EDM切成两块，这是后来 re-canned打造同一方向作为第一次的。以前可以大会锻造是大约62毫米高和预定减少比例为2:1。所有其他参数，包括锻造速度，保持不变。锻造变形是统一为此运行如图中所示12a和b。因此只减少可以大会高度，锻造变形的制服是可能在982C。获得一个类似数量的变形,Ti25Al25Al其他合金,Ti25Al25Nb再次的工件进行删除,电火花切割和再保险罐头在准备第三锻试验。第三个锻造步骤完成一个方向垂直于前两个和减速比再次2:1。最终高度为均匀变形的能大会是约25毫米。类似于Ti23Al27Nb,锭微结构被成功分解,见图13a和 b。然而,在这种情况下,第二相粒子更球形BCC Ti23Al27Nb相比。也请注意下bcc相体积分数为Ti25Al25Nb(Vf0.05)相比,对于Ti23Al27Nb(Vf0.30),比较图8和图13,这是一个结果的相平衡19、22)。因此,Ti25Al25Nb材料是可行的在982C,尽管锭高度需要减少,用于Ti23Al27Nb和Ti12Al38Nb材料。应该指出的是,应用加载初始锻件为Ti25Al25Nb最大和最小的为Ti12Al38Nb。贫穷的原因可加工性的Ti25Al25Nb锭被认为是由于高铝含量和相应的更大的Ophase体积分数。差合金含铝浓度很高的可行性报以前24，和微观结构包含更多卷馏分的残体培肥密件抄送阶段表现出较低的等温压缩流动应力15，这解释了为什么Ti23Al27Nb(它包含一个中间BCC相体积分数)展出的Ti25Al25Nb加载中间和Ti12Al38Nb。Ti12Al38Nb,完全b在锻造和轧制温度,是最服从锻造和这有关低流动应力和延展性的b阶段。另一方面,Ti25Al25Nb BCC阶段和Ti23Al27Nb被命令(B2)在锻造、轧制温度(19、22),这将影响应用的负载。图8比较Ti23Al27Nb(a)和(b)伪造铸态微观组织。锻造方向垂直。图9(a)顶部和(b)侧的观点可以装配在第一次竞选Ti25Al25Nb锻造。注意不均匀变形。图10这个Ti25Al25Nb可以组装一个中断后锻造运行。锻造方向是水平。注意非变形。类似于锻造过程,最大的轧制负荷和贫穷的和易性在轧制是通过Ti25Al25Nb展出。单次的滚动减少超过5%的是不可以实现Ti25Al25Nb。最低的轧制负荷和最佳和易性是由Ti12Al38Nb展出,这是能够降低10%的单次的滚动。图14a和b描述可以组装前和后轧件轧制为Ti12Al38Nb。注意到大量的延长，造成的滚动。图15a和b描述可以组装前和后轧件轧制为Ti23Al27Nb,图16a和b描述职位轧制可以装配和零件的Ti25Al25Nb提取。与不同的雪茄熔化锭的滚动程序比较来自大锭表展示几乎没有边裂。因此,OBCC合金相当适合中间温度轧制与微观结构包含较大的bcc相体积分数提供更好的可加工性,这是符合观测的罗德等人12。三为热轧钢板显微结构的低放大倍数BSDSEM图像描述在图17ac中。这个Ti25Al25Nb表微观结构,图17,很类似于锻造材料,见图13b,与异常，O和密件抄送阶段被拉长的滚动的方向。Ti23Al27Nb滚的微观结构也包含了细长的OBCC阶段,如图17b,然而，他们较少拉长或者更椭圆形，比那些伪造材料，见图8b。此椭圆状形态的发展而比血小板形态，可能归因于大量的热锻造和轧制期间的工作和较低的subtransus加工的增长额温度。另外，再结晶矩阵相并不明显。因此，因为subtransus轧制和锻造的步骤，近Ti2AlNb锭类似于血小板的形态发展到更多的枝晶微观结构。最大的平均晶粒尺寸的Ti2AlNb附近作为加工微结构大约是4毫米和一个更大的bcc相体积分数是明显Ti23Al27NbTi25Al25Nb相比。整体，在微观结构同质化程度是为这些表轧后最高。进一步轧薄板材或铝箔，通过热轧或冷轧12,14，将会增加同质性途中向质量铝箔铝箔纤维箔加工中使用。据悉，sub transus 和超级transus热的治疗方法作为处理工作表的导致齐微观结构和阶段的详细的说明演化，其中包括使用温度范围不同阶段的制度，提供注释22。这些合金蠕变的详细的说明及拉伸被提供注释19和25。为super-transus加工Ti12Al38Nb、轧制状态的微观结构,见图17c。包含完全b谷物细长的滚动方向。然而，整个晶粒尺寸是超过一个数量级填料比铸态组织，请参阅图7a。最大的平均晶粒尺寸是大约30毫米。高度拉长b谷物建议没有再结晶。因此通过执行锻造、轧制在一个相对较低的温度(932C)在单相b区(b-transus温度确定为800C22),其次是短时间保存在加工温度、铸态晶粒尺寸显著降低,同时保持一个齐次单相微观结构。图11(a)前(b)和(c)侧底部视图的剪切Ti25Al25Nb工件初始锻造后运行。注意，(c)是电火花切片后锻造。图12这个可以装配的两个均匀变形Ti25Al25Nb煎饼在第二次锻造运行。图13比较Ti_25Al_25Nb(a)和(b)伪造铸态微观组织。锻造方向垂直图14(a)可以装配前滚动和(b)为Ti12Al38Nb提取工件后进行。图15(a)可以装配前滚动和(b)提取为Ti23Al27Nb工件后进行。图16(a)的帖子滚可以组装和(b)提取工件对于Ti25Al25Nb。图17轧制状态的微观结构的Ti25Al25Nb(a)(b)Ti23Al27Nb和(c)Ti12Al38Nb表。这些BSDSEM图像被带离了厚度截面和轧制方向是什么水平。4.摘要和结论热镦锻期间的组织演化和热叠轧是追究OBCCTiAlNb合金。且研究意义在Ti25Al25Nb,Ti23Al27Nb,Ti12Al38Nb的合金名义上。前两个是接近分组Ti2AlNb 合金。小锭被用来理解影响轧制预热处理对轧制状态的Ti25Al25Nb结构。最大的粮食大小、氧回升、表面a2降水和表面边裂被展示供超级transus预热工作表。每个大的铸件是加工单在温度在932-1000C。热锻程序启动的故障大事先密件抄送谷粒的锭,同时热包轧制进一步减少晶粒尺寸。这个Ti12Al38Nb合金是最容易变形,预计将导致两个主要因素:(一)的流动应力的Ti2AlNb附近OBCC合金显著高于完全b Ti12Al38Nb;(二)完全b Ti12Al38Nb微观结构具有良好的延性19、26)和处理高于btransus,而近Ti2AlNb合金在sub-transus处理温度。下面列出了这项工作的结论。1. 所需的微观结构停产是强烈依赖于处理和热处理日程安排。均匀,细粒度(d4mm)附近的Ti2AlNb合金微观结构通过sub-transus生产加工,导致中断下来事先密件抄送退耕还林边界和类似于血小板的形态。微观结构包含大事先密件抄送谷物当制作了超级transus加工热处理使用温度了。它被结论是细粒度的微观结构可能只工作执行下面的transus。2. Super-transus锻造、轧制生产的Ti12Al38Nb中间晶粒大小(d30毫米)fullyb微观结构。由于优良的延展性和低产量低铝b阶段的应力这种材料表现出更好的可加工性比OBCC合金Ti2AlNb附近。3. 密件抄送阶段不会在subtransus期间不重新结晶热锻和热连轧。再结晶的缺乏会导致密件抄送柱状的微观结构。4. 更大的Al内容和O相体积分数导致更大的锻件和轧制加载所需的平等变形。Ti25Al25Nb需要减少锻造比均匀Ti23Al27Nb高度变形,这表明在变形热诱导软化行为与增加铝含量和相对较高的Ophase体积分数的差异。鸣谢这项研究是在赖特-帕特森上执行空军研究实验室材料及制造根据空军首长级合同F33615-91-C-5663和F33615C965258UES公司向作者是特别感谢医生Seetharaman为提供技术指导和人学士，马宗达Drs奇迹和S.L.Semiatin有益讨论的J.和T.布朗、T.琼斯和T.戈的援助UES有限公司从事雪茄熔化、锻造、和衷心感谢轧制实验。的作者还要感谢支持从约翰霍普金斯大学期间收到写的这份手稿。参考文献1 D. Banerjee, A.K. Gogia, T.K. Nandy, V.A. Joshi:, Acta Metall.36 (4) (1988) 871882.2 P.R. Smith, J.A. Graves, C.G. Rhodes, Metall. Trans. 25A(1994) 12671283.3 P.R. Smith, W.J. Porter, W.J. Kralik, J.A. Graves, WL-TR-95-4068, Wright Patterson Air Force Base, OH, 1994, pp. 37185.4 P.R. Smith, W.J. Porter, W.J. Kralik, J.A. Graves, Metal matrixcomposites, in: A. Poursartip, K.N. 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