一种含Nb高温渗碳齿轮钢的轧制方法
一种含Nb高温渗碳齿轮钢的轧制方法
【技术领域】
[0001]本发明属于特殊钢轧制技术领域，特别是提供了一种含Nb高温渗碳齿轮钢的轧制方法。
【背景技术】
[0002]目前国内常用的齿轮渗碳温度一般不高于930°C。但如果把渗碳温度提高到9800C，可以缩短50%的渗碳时间。因此高温渗碳周期短，生产效率高，节能环保，是齿轮热加工生产技术的发展趋势，也为齿轮钢的生产提供了一个方向。
[0003]尽管中国专利CN102560255A公开了一种新型加Al高温真空渗碳齿轮用钢。但有技术表明采用Nb微合金化是生产高温渗碳齿轮钢的一个主要方向。
[0004]当运动的晶界遇到析出相质点时，受到质点的钉扎作用，将有效阻止奥氏体晶粒长大。当钢种的Nb含量确定后，某一温度下析出相的体积分数是固定的。根据Gladman公式，析出相体积分数越大，析出相的尺寸越小，越有利于钉轧晶界。因此要利用Nb微合金技术，提高齿轮渗碳温度，必须在渗碳期间存在大量细小弥散的析出相才能有利钉轧奥氏体晶界。
[0005]以往技术表明Nb含量成分是对析出相的尺寸和分布的影响重大。但是轧制工艺对析出相的尺寸和分布的作用和意义是本项发明的最新技术。
【发明内容】
[0006]本发明的目的在于提供一种含Nb高温渗碳齿轮钢的轧制方法。在该工艺条件下，轧制的含Nb齿轮钢，含Nb析出相分布合理，更有利于在后续的渗碳过程钉轧奥氏体晶界，防止齿轮钢奥氏体晶粒长大。
[0007]在齿轮钢中添加Nb的目的是获得细小弥散的析出相，以便于在后续的高温渗碳过程中阻碍晶粒粗化。但是这并不意味着一定要在轧材中就获得细小弥散的含Nb析出相。因为在渗碳前，齿轮坯需要等温正火处理(950°C左右奥氏体化，并在600°C左右等温)，如果有固溶Nb，在此过程中会充分析出，且析出相的尺寸比较细小。因此，在控轧控冷过程中，关键是避免粗大析出相的形成。按要求做到以下两点:
[0008](I)铸坯再加热温度范围为含Nb析出相的完全溶解温度至1250°C，使得Nb充分回溶到基体且扩散比较均匀；
[0009](2)避开在Nb析出的鼻温区900_950°C轧制，且减少在此温度区间停留时间。因此对于不同规格的棒材，需要采取不同的工艺控制方法。
[0010]1、大规格棒材(直径> 30mm)，均匀冷却比较困难，可以采取高温精轧的方式生产。具体控制步骤如下:连铸坯在加热炉中加热温度范围为含Nb析出相的完全溶解温度至1250°C，乳制全过程温度范围980°C -1100°C，乳后上冷床缓冷。
[0011]首先，在980°C _1100°C温度范围内，Nb的固溶量比较高，且析出的孕育期比较长如图1所示，不容易产生大量的应变诱导析出。其次，在980°C-1100°c温度范围内，终轧过程中形变产生的位错也比较容易消除。因此在后续的冷却过程中，析出相的形核点较少，不容易在奥氏体中析出。
[0012]2、对于小规格棒材(直径< 30_)，可以采取高温精轧或低温精轧的方式生产。高温精轧和大规格的生产方式相同。低温精轧具体控制步骤如下:连铸坯在加热炉中加热温度范围为含Nb析出相的完全溶解温度至1250°C，在粗轧和中轧温度范围980°C -1100°C，通过穿水将终轧温度降低到850°C -900°C，乳后上冷床缓冷。
[0013]首先，粗轧和中轧温度控制在980°C以上，Nb的固溶量比较高，且析出的孕育期比较长，不容易产生大量的应变诱导析出相。当精轧温度范围850°C _900°C。，应变诱导的析出相量很小，且在此温度下，粗化不严重。
[0014]本发明严格控制Nb的回溶和析出，能充分发挥Nb析出相在高温渗碳过程中钉轧奥氏体晶界，阻止奥氏体晶粒长大。因此添加少量的Nb即可以达到提高渗碳温度，由此能节约Nb的用量，降低钢材的成本。
【附图说明】
[0015]图1含Nb析出相的动态沉淀PTT曲线。
[0016]图2大规格SAE8620H-NbTi棒材1050°C终轧模拟渗碳后的晶粒形貌。
[0017]图3大规格SAE8620H-NbTi棒材980°C终轧模拟渗碳后的晶粒形貌。
[0018]图4大规格SAE8620H-NbTi棒材950°C终轧模拟渗碳后的晶粒形貌。
[0019]图5大规格SAE8620H-NbTi棒材1050°C终轧后的析出相。
[0020]图6大规格SAE8620H-NbTi棒材980°C终轧后的析出相。
[0021]图7大规格SAE8620H-NbTi棒材950°C终轧后的析出相。
[0022]图8大规格SAE8620H-NbTi棒材1050°C终轧模拟渗碳后的析出相。
[0023]图9大规格SAE8620H-NbTi棒材980°C终轧模拟渗碳后的析出相。
[0024]图10大规格SAE8620H-NbTi棒材950°C终轧模拟渗碳后的析出相。
[0025]图11小规格20CrMnT1-Nb棒材1050°C终轧温度下模拟渗碳后的晶粒形貌。
[0026]图12小规格20CrMnT1-Nb棒材850°C终轧温度下模拟渗碳后的晶粒形貌。
[0027]图13小规格20CrMnT1-Nb棒材930°C终轧温度下模拟渗碳后的晶粒形貌。
【具体实施方式】
[0028]实施例1
[0029]实施例1连铸坯化学成分质量百分比为:C:0.19%, Si:0.25%, Mn:0.80%, P:0.015%, S:0.030 %，Cr:0.50%, N1:0.55 %, Mo:0.16 %，Al:0.02 %, Nb:0.02 %, Ti:0.02%，余量为Fe。
[0030]本实施例SAE8620H-NbTi齿轮钢工艺流程为电炉冶炼一LF精炼一连铸一铸坯加热一轧制一穿水一冷床冷却一冷剪一钢材打捆一称重挂牌入库。
[0031]本实施例为断面尺寸为200mmX200mm的连铸坯，轧制直径为Φ60πιπι的棒材。轧制控制工艺如下:
[0032]加热炉中均热温度为1200°C，大于含Nb析出相的完全溶解温度1150°C，加热时间为4h。开轧温度1130°C，中轧温度1080°C，终轧温度分别控制为1050°C、980°C和950°C ο上冷床温度为930°C、890°C和870 °C。
[0033]将以上三个终轧温度工艺下的棒材等温正火处理(940°C奥氏体化，并在650°C等温2h)，并加工成lOXlOXlOmm的样品。然后进行模拟渗碳淬火试验，模拟渗碳淬火工艺为:样品随炉升温，且在800°C保温I小时，然后加热到950°C保温4小时，再进行水淬。其奥氏体晶粒的金相照片如图2-图4所示。从图中可以看出，终轧温度为1050°C和980°C的试样，其奥氏体晶粒度能保持在8.0级以上，没有发现混晶现象。而终轧温度为950°C的试样，局部奥氏体晶粒异常长大，发生混晶。由此可以看出，对于大规格的含Nb高温渗碳齿轮钢棒材终轧温度控制在980°C以上，有利用保持奥氏体晶粒细小。
[0034]图5-图7为轧材的析出相透射电镜照片。从图中可以看出，随着终轧温度的降低，粗大析出相(100-200nm)体积分数增多。这些析出相消耗了大量的Nb，而粗大析出相并不能起钉轧晶界的作用。粗大析出相多，导致能钉轧晶界的细小析出相的体积分数减少。因此终轧温度处于析出相的鼻温区(900-950°C)不利于控制晶粒粗化。
[0035]图8-图10为模拟渗碳后析出相透射电镜照片。1050°C终轧的样品渗碳后含Nb析出相弥散分布，析出相的平均尺寸为13±4nm，如图8所示。980°C终轧的样品渗碳后的析出相也是弥散分布的，析出相的平均尺寸为17±llnm，如图9所示。析出相中出现了 50nm以上的粗大析出相。而如图10所示，在950°C终轧的样品其析出相分为两类:一类为平均尺寸为70nm的粗大析出相，另一类为平均尺寸为12nm的细析出相。粗大析出相的析出，导致了其周围Nb的贫化，使得周围没有细析出相析出，因此导致了局部晶粒异常长大，发生混晶。
[0036]实施例2
[0037]实施例2连铸坯化学成分质量百分比为:C:0.18%, S1:0.23%, Mn:0.90%, P:0.015%, S:0.023%, Cr:1.06%，Al:0.02%, Nb:0.03%, T1:0.04%，余量为 Fe。
[0038]本实施例20CrMnT1-Nb齿轮钢工艺流程为电炉冶炼一LF精炼一连铸一铸坯加热—轧制一穿水一冷床冷却一冷剪一钢材打捆一称重挂牌入库。
[0039]本实施例为断面尺寸为200mmX 200mm的连铸坯，轧制直径为Φ30πιπι的棒材。轧制控制工艺如下:
[0040]加热炉中加热温度为1200°C，大于含Nb析出相的完全溶解温度1180°C，加热时间为3.5ho开轧温度1130°C，中轧温度1080°C，终轧温度分别控制为1050°C、850°C和930°C。上冷床温度分别为830 °C，780 °C和800 °C。
[0041]将以上三个终轧温度工艺下的棒材等温正火处理(920°C奥氏体化，并在620°C等温Ih)，并加工成1X 1X 1mm的样品。然后进行模拟渗碳淬火试验，模拟渗碳淬火工艺为:样品随炉升温，且在800°C保温I小时，然后加热到1000°C保温6小时，再进行水淬。其奥氏体晶粒的金相如图11-图13所示。从图中可以看出，终轧温度为1050°C和850°C的试样，其奥氏体晶粒度能保持在8.0级以上，没有发现混晶现象。而终轧温度为930°C的试样，奥氏体晶粒异常长大，发生混晶。由此可以看出，对于小规格的含Nb高温渗碳齿轮钢棒材采用高温精轧或者低温精轧，都有利于渗碳时保持奥氏体晶粒细小。但是当终轧温度在析出相的鼻温区时，不利于渗碳时保持奥氏体晶粒细化。
[0042]以上两个实施例表明:加热炉中加热温度高于含Nb析出相的完全溶解温度，在轧制过程中避免粗大的析出相的形成，有利于渗碳过程中控制晶粒长大。具体地，对于大规格棒材，采用高温精轧，即终轧温度控制在980°C以上；对于小规格棒材，采用高温精轧或低温精轧。低温精轧指的是，粗轧和中轧都控制在980°C以上，而终轧控制在900°C以下。
【主权项】
1.一种含Nb高温渗碳齿轮钢的轧制方法，其特征在于:对于不同规格的棒材，需要采取不同的工艺；具体控制的工艺参数如下: (1)直径>30mm的大规格棒材:连铸坯在加热炉中加热温度范围为含Nb析出相的完全溶解温度至1250°C，乳制全过程温度范围980°C _1100°C，乳后上冷床缓冷； (2)直径<30_的小规格棒材:采取高温精轧或低温精轧 高温精轧:连铸坯在加热炉中加热温度范围为含Nb析出相的完全溶解温度至1250°C，轧制全过程温度范围980°C _1100°C，乳后上冷床缓冷； 低温精轧:连铸坯在加热炉中加热温度范围为含Nb析出相的完全溶解温度至1250°C，在粗轧和中轧温度范围980°C -1100°C，通过穿水将终轧温度降低到850°C -900°C，乳后上冷床缓冷。
【专利摘要】一种含Nb高温渗碳齿轮钢的轧制方法，属于特殊钢轧制技术领域。该轧制方法要求做到以下两点：铸坯再加热温度要高于含Nb析出相的完全溶解温度，使得Nb充分回溶到基体且扩散比较均匀；避开在Nb析出的鼻温区900-950℃轧制且减少在此温度区间停留时间。优点在于，轧制的含Nb齿轮钢，含Nb析出相分布合理，更有利于在后续的渗碳过程钉轧奥氏体晶界，防止齿轮钢奥氏体晶粒长大。
【IPC分类】C21D8/06
【公开号】CN104894353
【申请号】CN201510214237
【发明人】柳洋波, 佟倩, 孙齐松, 陈京生, 丁宁, 马跃
【申请人】首钢总公司
【公开日】2015年9月9日
【申请日】2015年4月29日
【技术领域】
[0001]本发明属于特殊钢轧制技术领域，特别是提供了一种含Nb高温渗碳齿轮钢的轧制方法。
【背景技术】
[0002]目前国内常用的齿轮渗碳温度一般不高于930°C。但如果把渗碳温度提高到9800C，可以缩短50%的渗碳时间。因此高温渗碳周期短，生产效率高，节能环保，是齿轮热加工生产技术的发展趋势，也为齿轮钢的生产提供了一个方向。
[0003]尽管中国专利CN102560255A公开了一种新型加Al高温真空渗碳齿轮用钢。但有技术表明采用Nb微合金化是生产高温渗碳齿轮钢的一个主要方向。
[0004]当运动的晶界遇到析出相质点时，受到质点的钉扎作用，将有效阻止奥氏体晶粒长大。当钢种的Nb含量确定后，某一温度下析出相的体积分数是固定的。根据Gladman公式，析出相体积分数越大，析出相的尺寸越小，越有利于钉轧晶界。因此要利用Nb微合金技术，提高齿轮渗碳温度，必须在渗碳期间存在大量细小弥散的析出相才能有利钉轧奥氏体晶界。
[0005]以往技术表明Nb含量成分是对析出相的尺寸和分布的影响重大。但是轧制工艺对析出相的尺寸和分布的作用和意义是本项发明的最新技术。
【发明内容】
[0006]本发明的目的在于提供一种含Nb高温渗碳齿轮钢的轧制方法。在该工艺条件下，轧制的含Nb齿轮钢，含Nb析出相分布合理，更有利于在后续的渗碳过程钉轧奥氏体晶界，防止齿轮钢奥氏体晶粒长大。
[0007]在齿轮钢中添加Nb的目的是获得细小弥散的析出相，以便于在后续的高温渗碳过程中阻碍晶粒粗化。但是这并不意味着一定要在轧材中就获得细小弥散的含Nb析出相。因为在渗碳前，齿轮坯需要等温正火处理(950°C左右奥氏体化，并在600°C左右等温)，如果有固溶Nb，在此过程中会充分析出，且析出相的尺寸比较细小。因此，在控轧控冷过程中，关键是避免粗大析出相的形成。按要求做到以下两点:
[0008](I)铸坯再加热温度范围为含Nb析出相的完全溶解温度至1250°C，使得Nb充分回溶到基体且扩散比较均匀；
[0009](2)避开在Nb析出的鼻温区900_950°C轧制，且减少在此温度区间停留时间。因此对于不同规格的棒材，需要采取不同的工艺控制方法。
[0010]1、大规格棒材(直径> 30mm)，均匀冷却比较困难，可以采取高温精轧的方式生产。具体控制步骤如下:连铸坯在加热炉中加热温度范围为含Nb析出相的完全溶解温度至1250°C，乳制全过程温度范围980°C -1100°C，乳后上冷床缓冷。
[0011]首先，在980°C _1100°C温度范围内，Nb的固溶量比较高，且析出的孕育期比较长如图1所示，不容易产生大量的应变诱导析出。其次，在980°C-1100°c温度范围内，终轧过程中形变产生的位错也比较容易消除。因此在后续的冷却过程中，析出相的形核点较少，不容易在奥氏体中析出。
[0012]2、对于小规格棒材(直径< 30_)，可以采取高温精轧或低温精轧的方式生产。高温精轧和大规格的生产方式相同。低温精轧具体控制步骤如下:连铸坯在加热炉中加热温度范围为含Nb析出相的完全溶解温度至1250°C，在粗轧和中轧温度范围980°C -1100°C，通过穿水将终轧温度降低到850°C -900°C，乳后上冷床缓冷。
[0013]首先，粗轧和中轧温度控制在980°C以上，Nb的固溶量比较高，且析出的孕育期比较长，不容易产生大量的应变诱导析出相。当精轧温度范围850°C _900°C。，应变诱导的析出相量很小，且在此温度下，粗化不严重。
[0014]本发明严格控制Nb的回溶和析出，能充分发挥Nb析出相在高温渗碳过程中钉轧奥氏体晶界，阻止奥氏体晶粒长大。因此添加少量的Nb即可以达到提高渗碳温度，由此能节约Nb的用量，降低钢材的成本。
【附图说明】
[0015]图1含Nb析出相的动态沉淀PTT曲线。
[0016]图2大规格SAE8620H-NbTi棒材1050°C终轧模拟渗碳后的晶粒形貌。
[0017]图3大规格SAE8620H-NbTi棒材980°C终轧模拟渗碳后的晶粒形貌。
[0018]图4大规格SAE8620H-NbTi棒材950°C终轧模拟渗碳后的晶粒形貌。
[0019]图5大规格SAE8620H-NbTi棒材1050°C终轧后的析出相。
[0020]图6大规格SAE8620H-NbTi棒材980°C终轧后的析出相。
[0021]图7大规格SAE8620H-NbTi棒材950°C终轧后的析出相。
[0022]图8大规格SAE8620H-NbTi棒材1050°C终轧模拟渗碳后的析出相。
[0023]图9大规格SAE8620H-NbTi棒材980°C终轧模拟渗碳后的析出相。
[0024]图10大规格SAE8620H-NbTi棒材950°C终轧模拟渗碳后的析出相。
[0025]图11小规格20CrMnT1-Nb棒材1050°C终轧温度下模拟渗碳后的晶粒形貌。
[0026]图12小规格20CrMnT1-Nb棒材850°C终轧温度下模拟渗碳后的晶粒形貌。
[0027]图13小规格20CrMnT1-Nb棒材930°C终轧温度下模拟渗碳后的晶粒形貌。
【具体实施方式】
[0028]实施例1
[0029]实施例1连铸坯化学成分质量百分比为:C:0.19%, Si:0.25%, Mn:0.80%, P:0.015%, S:0.030 %，Cr:0.50%, N1:0.55 %, Mo:0.16 %，Al:0.02 %, Nb:0.02 %, Ti:0.02%，余量为Fe。
[0030]本实施例SAE8620H-NbTi齿轮钢工艺流程为电炉冶炼一LF精炼一连铸一铸坯加热一轧制一穿水一冷床冷却一冷剪一钢材打捆一称重挂牌入库。
[0031]本实施例为断面尺寸为200mmX200mm的连铸坯，轧制直径为Φ60πιπι的棒材。轧制控制工艺如下:
[0032]加热炉中均热温度为1200°C，大于含Nb析出相的完全溶解温度1150°C，加热时间为4h。开轧温度1130°C，中轧温度1080°C，终轧温度分别控制为1050°C、980°C和950°C ο上冷床温度为930°C、890°C和870 °C。
[0033]将以上三个终轧温度工艺下的棒材等温正火处理(940°C奥氏体化，并在650°C等温2h)，并加工成lOXlOXlOmm的样品。然后进行模拟渗碳淬火试验，模拟渗碳淬火工艺为:样品随炉升温，且在800°C保温I小时，然后加热到950°C保温4小时，再进行水淬。其奥氏体晶粒的金相照片如图2-图4所示。从图中可以看出，终轧温度为1050°C和980°C的试样，其奥氏体晶粒度能保持在8.0级以上，没有发现混晶现象。而终轧温度为950°C的试样，局部奥氏体晶粒异常长大，发生混晶。由此可以看出，对于大规格的含Nb高温渗碳齿轮钢棒材终轧温度控制在980°C以上，有利用保持奥氏体晶粒细小。
[0034]图5-图7为轧材的析出相透射电镜照片。从图中可以看出，随着终轧温度的降低，粗大析出相(100-200nm)体积分数增多。这些析出相消耗了大量的Nb，而粗大析出相并不能起钉轧晶界的作用。粗大析出相多，导致能钉轧晶界的细小析出相的体积分数减少。因此终轧温度处于析出相的鼻温区(900-950°C)不利于控制晶粒粗化。
[0035]图8-图10为模拟渗碳后析出相透射电镜照片。1050°C终轧的样品渗碳后含Nb析出相弥散分布，析出相的平均尺寸为13±4nm，如图8所示。980°C终轧的样品渗碳后的析出相也是弥散分布的，析出相的平均尺寸为17±llnm，如图9所示。析出相中出现了 50nm以上的粗大析出相。而如图10所示，在950°C终轧的样品其析出相分为两类:一类为平均尺寸为70nm的粗大析出相，另一类为平均尺寸为12nm的细析出相。粗大析出相的析出，导致了其周围Nb的贫化，使得周围没有细析出相析出，因此导致了局部晶粒异常长大，发生混晶。
[0036]实施例2
[0037]实施例2连铸坯化学成分质量百分比为:C:0.18%, S1:0.23%, Mn:0.90%, P:0.015%, S:0.023%, Cr:1.06%，Al:0.02%, Nb:0.03%, T1:0.04%，余量为 Fe。
[0038]本实施例20CrMnT1-Nb齿轮钢工艺流程为电炉冶炼一LF精炼一连铸一铸坯加热—轧制一穿水一冷床冷却一冷剪一钢材打捆一称重挂牌入库。
[0039]本实施例为断面尺寸为200mmX 200mm的连铸坯，轧制直径为Φ30πιπι的棒材。轧制控制工艺如下:
[0040]加热炉中加热温度为1200°C，大于含Nb析出相的完全溶解温度1180°C，加热时间为3.5ho开轧温度1130°C，中轧温度1080°C，终轧温度分别控制为1050°C、850°C和930°C。上冷床温度分别为830 °C，780 °C和800 °C。
[0041]将以上三个终轧温度工艺下的棒材等温正火处理(920°C奥氏体化，并在620°C等温Ih)，并加工成1X 1X 1mm的样品。然后进行模拟渗碳淬火试验，模拟渗碳淬火工艺为:样品随炉升温，且在800°C保温I小时，然后加热到1000°C保温6小时，再进行水淬。其奥氏体晶粒的金相如图11-图13所示。从图中可以看出，终轧温度为1050°C和850°C的试样，其奥氏体晶粒度能保持在8.0级以上，没有发现混晶现象。而终轧温度为930°C的试样，奥氏体晶粒异常长大，发生混晶。由此可以看出，对于小规格的含Nb高温渗碳齿轮钢棒材采用高温精轧或者低温精轧，都有利于渗碳时保持奥氏体晶粒细小。但是当终轧温度在析出相的鼻温区时，不利于渗碳时保持奥氏体晶粒细化。
[0042]以上两个实施例表明:加热炉中加热温度高于含Nb析出相的完全溶解温度，在轧制过程中避免粗大的析出相的形成，有利于渗碳过程中控制晶粒长大。具体地，对于大规格棒材，采用高温精轧，即终轧温度控制在980°C以上；对于小规格棒材，采用高温精轧或低温精轧。低温精轧指的是，粗轧和中轧都控制在980°C以上，而终轧控制在900°C以下。
【主权项】
1.一种含Nb高温渗碳齿轮钢的轧制方法，其特征在于:对于不同规格的棒材，需要采取不同的工艺；具体控制的工艺参数如下: (1)直径>30mm的大规格棒材:连铸坯在加热炉中加热温度范围为含Nb析出相的完全溶解温度至1250°C，乳制全过程温度范围980°C _1100°C，乳后上冷床缓冷； (2)直径<30_的小规格棒材:采取高温精轧或低温精轧 高温精轧:连铸坯在加热炉中加热温度范围为含Nb析出相的完全溶解温度至1250°C，轧制全过程温度范围980°C _1100°C，乳后上冷床缓冷； 低温精轧:连铸坯在加热炉中加热温度范围为含Nb析出相的完全溶解温度至1250°C，在粗轧和中轧温度范围980°C -1100°C，通过穿水将终轧温度降低到850°C -900°C，乳后上冷床缓冷。
【专利摘要】一种含Nb高温渗碳齿轮钢的轧制方法，属于特殊钢轧制技术领域。该轧制方法要求做到以下两点：铸坯再加热温度要高于含Nb析出相的完全溶解温度，使得Nb充分回溶到基体且扩散比较均匀；避开在Nb析出的鼻温区900-950℃轧制且减少在此温度区间停留时间。优点在于，轧制的含Nb齿轮钢，含Nb析出相分布合理，更有利于在后续的渗碳过程钉轧奥氏体晶界，防止齿轮钢奥氏体晶粒长大。
【IPC分类】C21D8/06
【公开号】CN104894353
【申请号】CN201510214237
【发明人】柳洋波, 佟倩, 孙齐松, 陈京生, 丁宁, 马跃
【申请人】首钢总公司
【公开日】2015年9月9日
【申请日】2015年4月29日
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