载荷对共晶铝硅增强材料摩擦学性能的影响n状态”₂O_3.干滑条件下

摘要

先进的复合材料是新一代的材料。因此，研究的重点是确定(2,4,6,8和10 wt. %)的增强共晶Al-Si合金的摩擦学性能n状态”₂O_3.在干滑条件下对镀铬钢球。这项工作的新奇之处在于用这种元素成分制作复合样品，这是以前没有做过的。采用火花等离子烧结(SPS)非常规制备方法制备了先进复合材料样品。利用球盘摩擦计的配置，研究了复合材料样品在50 - 300 N高载荷下的摩擦系数(COF)和磨损率，其他参数如行程、频率、滑动距离和滑动速度分别保持在2mm、30 Hz、120米和0.120 m/s不变。与基体合金(共晶Al-Si合金)相比，先进复合材料的磨损量减少了15.45-44.58%。与基体合金材料相比，摩擦系数增加了28.80-35.65%。研究还发现，随着摩擦副载荷的增加，复合试样的磨损率增加，摩擦系数降低。结果表明，增强剂wt. %的增加会影响复合材料的摩擦磨损性能。高载荷下的磨损机理主要表现为塑性变形、粘着、分层和磨损磨损。对于表面和磨损轨迹的前后表征，使用了扫描电子显微镜(SEM)、电子色散光谱(EDS)、3D表面轮廓仪和光学显微镜。 This work aimed to investigate the influence of load on the tribological properties of Al-Si eutectic reinforcedn状态”₂O_3.在干滑条件下。其主要目的是为采用非常规火花等离子烧结方法制备的复合材料的摩擦学行为提供新的贡献。

1.简介

磨损是指一个或两个表面上的材料被去除，或当一个或两个表面处于滑动或滚动运动中，或在相对于其他表面的冲击运动中，表面损坏。磨损是导致材料持续损耗的突出问题，在各种工程应用中，由于材料效率低下，进一步导致成本增加1-4%，降低了材料及其组件的实际寿命[1］．为了减少材料的磨损，增加部件的寿命，从而提高材料的耐久性，人们已经作出了认真的努力。为了提高材料的耐久性和改善材料的大块性能，对材料进行了某些修改，如表面处理工艺，在基体材料中加入增强剂，以及在材料上应用涂料。铝及其合金在当今工业中广泛使用[2］．在所有商业上已知的铝合金中，铝硅合金具有优异的力学和摩擦学性能，如高强度重量比、良好的耐磨性能、低热膨胀系数、良好的导热性能和耐腐蚀性能。铝硅二元合金在汽车工业(IC发动机部件)、航空航天工业、船用高速旋转机械等方面有广泛的应用。[3.- - - - - -5］．铝硅二元合金的性能取决于其微观组织。组织包括过共晶Al为初生相，共晶和亚共晶Al-Si为初生相。凝固过程中发生晶粒细化，改善了Al-Si二元合金的力学和摩擦学性能[6，7］．由于这些合金具有广泛的性能，在汽车工业中被用作铸铁的替代品。在IC发动机中，用铝合金代替铸铁有可能大大降低汽油发动机的能耗，最高可达45%。据分析，大部分IC发动机部件失效的原因是磨损损失(约25-45%)和摩擦损失(约45%)。前人对铝硅合金的磨损进行了大量的研究。希瓦纳特等人[8]报道说，合金中硅含量的增加增加了合金的耐磨性，直到共晶成分。白和比斯瓦斯[9]报告说，还没有发现Si含量随磨损率增加的结构趋势。艾尔(10]报告说，Al-Si二元合金的蚀刻表面产生了减少的磨损和摩擦。解释说，这种减少的磨损和COF可能是由于合金和反表面之间的蚀刻材料层减少了金属-金属的直接接触。克莱格和达斯[11]研究了组织改性对过共晶铝硅合金耐磨性的影响。

在不同载荷和滑动距离条件下对销盘式摩擦计进行了实验研究，结果表明结构修改对合金的耐磨性没有太大影响。在另一项研究中，研究了共晶Al-Si合金和热处理Al-Si合金的磨损行为，据报道，圆盘滑动速度的增加导致磨损损失的增加。此外，还报道了热处理Al-Si合金的磨损率小于共晶Al-Si合金样品的磨损率，并解释了热处理可能会影响样品的硬度，从而影响耐磨性。拉贾拉姆等人。[12研究了Al-Si合金的拉伸和磨损性能。据报道，发现了一层氧化膜，它有助于减少金属-金属的直接接触，从而减少合金的研磨磨损。迪曼等人[13]研究了一种多组分铸造合金(Al-17Si-0.8Ni-0.6Mg-1.2Cu-0.6Fe)的磨损分析，发现在较高的滑动速度下，磨损率降低，这可能是由于滑动界面上形成了氧化层。然而一些研究[14]的研究都是基于Al-Si合金的摩擦学行为，而对硬质陶瓷增强共晶Al-Si的摩擦学行为研究较少。Srivyas和Charoo [15]研究了一种混合自润滑复合材料在高载荷(100 N - 300 N)下的摩擦学行为。从研究中可以观察到，在Al-Si共晶合金中加入陶瓷和石墨烯自润滑颗粒改善了制备的复合材料的摩擦学和力学性能。在本研究中，重点是对共晶铝硅合金作为增强基体材料的传统表征n状态”₂O_3.采用非常规火花等离子烧结方法制备了不同含量(2 wt. % -10 wt. %)的复合材料。摩擦学研究是在高负荷下进行的，以检查复合材料与镀铬钢球在干燥滑动条件下的性能。

2.材料选择和样品制作

采用平均粒径(APS)为60-70 μ m的预合金铝硅(Al-Si)共晶合金粉(采购自印度Intelligent Materials ppv . Ltd.)作为复合材料的基体材料(图1)．基体合金铝粉的化学成分为Si̴10.244%，Fe < 0.8%， Cu < 0.3%， Zn < 0.2%， Mn < 0.15, Mg < 0.1%， Al平衡(纯度99.99%)。Nano -γ状态”₂O_3.(图2采用粒径为20 nm、纯度为99.99%的纯铝作为基体铝合金中不同重量百分比(2、4、6、8、10 wt. %)的增强筋。共晶铝硅合金和纳米的理论密度γ状态”₂O_3.2.66克/厘米吗^3.和3.95克/厘米^3.,分别。然后在高能行星球磨机(FRITSCH GmbH, thruisette 5/4 CLASSIC LINE)中使用纳米研磨al - si基合金粉末γ状态”₂O_3.加强以产生均匀的混合物。在碾磨过程中，粉末被装入氮化硅罐中。在乙醇介质中进行湿混合，以乙醇作为“过程控制剂”，防止粉末与罐壁冷焊。使用直径为10mm的氮化硅球，球与粉末的重量比为10:1。以240转/分的转速进行12小时的碾磨，每碾磨2小时后定期停止15分钟，以保持碾磨温度并防止粉末在罐壁上积累。铣削是用不同wt. %(即2、4、6、8和10 wt. %)的基体合金中的钢筋完成的。研磨完成后，将基质增强剂在乙醇中的悬浮液在50℃的真空蒸发器中干燥3小时，然后在真空烘箱中在50℃的恒温下加热60分钟，使水分完全去除。为了防止粉末成分的氧化，研磨后的粉末被保存在手套箱中，以减少复合粉末样品的污染和氧化。

在粉碎不同wt. %浓度的粉末后，使用SPS非常规的制备和固结方法进行制备。采用SPS制作方法(Dr. Sinter-SPS-625，富士电子实业有限公司)日本)，使用直径为30毫米的标准石墨模具，最高温度可达2400°C(图3.)．所有样品的制备(从碱组成到最大wt. %的增强样品)都在450°C的烧结温度和100°C/min的加热速率下完成;在整个过程中，氩气气氛下恒定的压力为50 MPa，保持时间为10分钟4)．当粉末开始烧结时，电流流过石墨模具。通过设置斜坡速率、脉冲电流、保持时间、脉冲持续时间和电压，可以控制烧结温度。整个制造过程分为四个步骤:(1)从腔室中取出压力表并通过直流脉冲电流产生真空，(2)施加压力，(3)电阻加热，(4)冷却。当对模具施加压力时，电流通过样品并迅速加热粉末。烧结是在可控的气氛中进行的，这样可以实现可控的还原，并导致制备完全致密的样品。这个过程不需要任何粘合剂和预压实，因为固结和烧结是同时进行的。清晰的晶界，增加的可塑性，改善界面结合，和分离减少的杂质是这种制造方法的主要优势。整个样品制作过程需要14分30秒。然后，快速冷却后将烧结样品从模具中取出。 The fabricated sample has the dimension of thickness 10 mm and diameter 30 mm. The sintered samples are then polished by grinding on an automatic sample polishing machine using SiC emery paper with (220–2000) grit size. The samples are then polished using diamond paste (5 μm - 0.25μM)和气溶胶喷雾在天鹅绒纸上，以获得镜面抛光的表面。基铝合金的理论密度为2.66 g/cm^3.而纳米氧化铝的含量为3.95克/厘米^3.，得到混合物密度，δ_米，用混合法则计算: 在哪里δ_米为混合物的理论密度，W_艾尔为铝合金粉末的重量百分比，W_运算器为纳米氧化铝粉的重量百分比，ρ_艾尔是铝合金基的比重，和ρ_运算器为纳米氧化铝粉体的比重。

基于(1)，纳米增强铝基复合材料的密度有望增加，因为增强材料的比重似乎大于铝合金的比重。增强复合材料的理论值和实际值见表1(图5)．堆密度/实际密度(ρ_p)采用基于阿基米德原理(基于(2))。采用低温SPS制备方法获得了高密度致密的样品: 在哪里ρ_p为烧结后的堆密度/实际密度;W_空气是样品在空气中的重量，W_水样品在水中的重量，和ρ_w蒸馏水的密度，即1克/厘米^3.．

烧结试样的孔隙体积百分比按下式计算:

3.实验的程序

3.1.硬度研究

通过显微维氏硬度试验确定了基体合金试样和复合材料试样的硬度值。本研究使用数字显微硬度计(hvd - 1000mp)测试硬度(图6)．对每个火花等离子烧结试样进行了三次硬度试验，以确定其硬度值。在显微维氏硬度研究中，用金刚石压头在一定的载荷下压缩复合材料试样，并在一定的停留时间。去除载荷后，用光学显微镜分析对角压痕，确定维氏硬度值。残余压痕面积与压痕载荷的比值有助于确定硬度值。材料的显微硬度对材料的磨损性能有重要影响。

3.2.摩擦学的测试程序

在球盘上进行了摩擦试验;数字7 (b)显示了一个通用的摩擦计和图7(一)显示干燥条件下的往复配置。该摩擦计由计算机控制，数据采集系统和传感器分别安装在摩擦装置和计算机系统中。复合材料盘在下驱动器上以线性位移振动。带有反球的持片器保持在其平均位置静止，在接触施加载荷的圆盘样品上。本实验研究了高载荷对复合材料摩擦学行为的影响。在50 N到300 N的载荷差异下进行了摩擦载荷试验，其他参数如行程、频率、滑动距离和滑动速度分别保持在2mm、30 Hz、120 m和0.120 m/s不变。样品和反球在测试前后都要进行适当的清洁和干燥。COF的测量采用安装在计算机系统中的数据采集系统。这里，磨损体积(mm^3.)采用三维表面轮廓仪测量，磨损率采用

3.3.摩擦学的表征

不同的表征技术被用来检测测试前后的微观结构基体和磨损表面。这些表征技术包括莱卡DM-6000 m上的光学显微镜，SEM和EDS研究使用日立S3600 N进行。使用R-tech 3D表面轮廓仪(美国)进行了轮廓仪研究，分析抛光表面的表面粗糙度和磨损疤痕，并计算磨损量。

3.4.微观结构的研究

首先用砂纸对复合样品进行研磨抛光，然后在丝绒布上进行金刚石膏体和气溶胶喷涂，得到镜面抛光的样品表面，并进一步进行各种微观结构研究。在低倍和高倍倍率下对所有的复合样品进行了光学显微镜观察。数字8给出了样品的光学图像。增强体在基体中基本实现了均匀分布，但随着纳米粒子百分比的增加，在某些部位出现了纳米增强体颗粒的聚集。深黑色区域表示铝的存在₂O_3.在复合。因此，光学显微镜显示，在一定比例的增强样品中存在聚类/团聚现象，这可能导致颗粒的分离，以及孔隙率，这确实影响了样品的实际密度。

这样就形成了一个光滑干净的界面。通过SEM显微图可以观察到，在核核区，当增强粒子百分比较高时，出现了一些增强团簇。采用R-tech三维表面轮廓仪测量抛光样品表面粗糙度(Ra)。复合样品的Ra在0.005 ~ 0.008之间μm(图9)．对位球的粗糙度读数为0.04μm.因此，从微观结构分析可以明显看出，几乎达到了均匀分布。复合材料样品中形成的团聚/团簇非常少，而且获得了良好的表面粗糙度，因为据报道，复合材料样品的形貌和微观结构性能显著影响样品的力学和摩擦学性能。

4.结果和分析

4.1.硬度

研究了压痕载荷中钢筋浓度的影响和停留时间的影响10)．硬度试验是在不同的负载(10gf, 25gf, 50gf, 100gf, 200gf, 300gf, 500gf)下进行的，不同的停留时间(1秒，5秒，10秒，15秒，20秒)。对于组分3，达到了最大硬度值。当补强浓度达到6 wt. %时，复合材料在变载荷和停留时间下的硬度性能均有所提高。然而，经过一定时间后，复合材料试样的硬度性能有所下降，这可能是由于增强颗粒在试样中的聚集/团聚。从结果可以看出，显微硬度显著依赖于补强剂的浓度和施加的载荷。随着配筋重量百分比的增加，复合试样的硬度增加到一定限度。停留时间对复合材料试样的硬度值有影响，但影响不显著。数字11显示不同成分样品的硬度值与停留时间的关系图。

4.2.摩擦与磨损研究

4.2.1.荷载和钢筋浓度的影响

对所有复合材料试样和基体成分试样进行了摩擦磨损试验，研究了制备试样在室温下对镀铬钢球摩擦磨损行为的影响。在本研究中，在干燥条件下，在保持频率、行程、滑动距离等其他参数不变的情况下，对所有样品进行了50 N - 300 N的变载荷载荷试验。每次摩擦试验进行了三次以获得精确的结果。从实验研究中得到的不同组成的样品在变载荷下的COF结果如图所示12．COF与碱组成的正常施加载荷如图所示12(一个)．从图中可以看出，在干燥条件下，基体组分对镀铬钢球的COF随外加载荷从50 N到250 N的增加而减小。COF值在50 N和250 N时分别达到最大值(0.1216)和最小值(0.0814)。从50 N到250 N，碱组分的COF持续下降;在300n负荷下，COF值再次开始增加，报告为0.1202。对于合成1，结果如图所示12 (b)．据报道，该组分样品的COF持续下降。

COF值在300 N负荷下最小，为0.0866，在50 N负荷下最大，为0.1351。组分2的COF在100n负载时先增加(0.1676)，然后开始下降。在300 N负荷下，COF最低(0.984)。这种组合的结果如图所示12 (c)．作文3的结果模式与作文2类似。如图所示12 (d)组分3在100 N和300 N负荷下的COF值分别为最大值(0.1554)和最小值(0.09976)。在组分4中，COF先增加到150 N负荷，随后COF最大值(0.1608)开始下降，在250 N负荷时COF最小值(0.0831)，如图所示12 (e)．对于最终的组合，即组合5,COF首先增加到150 N负荷，报告的COF最大值为0.1586，然后开始下降，在300 N负荷时报告的COF最小值为0.1024，如图所示12 (f)．

使用3D轮廓仪(Rtech, USA)计算摩擦学试验后的磨损体积，使用公式(4)上面给出。各试件在不同载荷下的磨损量和磨损率如图所示13而且14分别。对于基体成分，磨损体积随正常载荷的增加而线性增加。最大(0.6537301毫米^3.)和最小(0.3144331毫米)^3.)磨损量分别在正常负载300 N和100 N时报告。基组分的磨损率/系数随着正常载荷的增加而逐渐降低。最大(1.69248E-04 mm^3./纳米)和最小(1.81592E-05毫米^3./Nm)的磨损系数分别在正常施加载荷50 N和300 N时得到。组分1在磨损量上表现出与基组分相似的趋势，但磨损量去除率远低于基组分。这是由于在基复合基体中引入了硬相陶瓷增强。最低(0.3099561毫米^3.)和最大值(0.4188146 mm)^3.)磨损体积值分别报告在100 N和300 N负载下。组分1的磨损系数随外加载荷的增加呈线性下降趋势。最大(8.90999 e-05毫米^3./Nm)和最小(1.23566E-05 mm^3./Nm)的磨损系数值分别为50 N和250 N正常施加载荷。

组分2的磨损量首先增加到200n负载，然后开始减少。最低(0.2685194毫米^3.)和最大值(0.3447975毫米)^3.)分别报告了300 N和200 N负载下的磨损体积值。磨损系数(2.50026E-05 mm^3./Nm)和(7.45887E-06 mm^3./Nm)的最小值分别在100 N和300 N负载下报告。组分3显示最小磨损体积为0.2475867 mm^3.在300 N时，最大磨损体积为0.30862252 mm^3.在150n负载下。最大磨损系数(2.26872E-05 mm)^3.)在100 N和最小值(6.87741E-06 mm)时报告^3./Nm)在300 N的负载下被报道为组分3。组分4和5表现出类似的趋势，随着正常负荷的增加，磨损体积线性减小。最大(0.2981472毫米^3.)和最小(0.25046842毫米)^3.)分别报告了组分4在100 N和300 N负载下的磨损体积值。在组分5的情况下，最大(0.2956381 mm^3.)和最小(0.232107毫米)^3.)分别获得100 N和300 N负载下的磨损体积值。对于磨损系数，成分4提供了最小值(6.95746E-06 mm)^3./Nm)和最大值(2.48456E-05 mm^3./Nm)分别在300 N和100 N负载下。在组分5的情况下，最大磨损系数(2.46365E-05 mm^3.)，而最小磨损系数为6.44742E-06 mm^3./Nm)报告在300 N正常施加载荷下。从结果来看，增强剂浓度的增加显著降低了磨损量。

4.3.磨损分析

材料的典型磨损和损伤模式是划痕(磨损)、磨损(附着和扩散)、点蚀(疲劳和外部攻击)和轻度磨损(分层和氧化)。这些磨损类型主要报告磨损和损坏部件的外观方面。材料早期的磨损行为与足够滑动后的磨损行为不同。在充分滑动摩擦副后，诸如表面粗糙度、COF、摩擦波动幅度、成分和微结构等因素控制材料的磨损。关于材料的磨损，迄今已有许多理论提出。根据一种理论，材料的磨损是由于金属的硬度随着接触表面温度的升高而降低。另一种理论提出，由于温度上升，滑动表面被氧化，一些外力剥离这些氧化层，导致材料的磨损。第三种理论认为，被剥离的氧化物作为研磨颗粒在材料中引起研磨磨损。另一种机制指出，通过一系列微和纳米事件，如塑料变形，局部加热导致材料磨损，但这些机制适用于一定范围的负载和温度。Srivyas和Charoo [15]报道了材料的磨损是由于韧性和脆性断裂、低周和高周疲劳、腐蚀等。

光学显微图(图15)用于磨损表面的分析。在高负荷条件下，检测到磨损、塑性变形和氧化磨损。上述磨损机制可能导致加工硬化层的形成，影响高载荷下的磨损行为。疤痕区也形成了与滑动方向垂直的磨损裂纹，这为分层磨损提供了证据。反体的显微照片显示，材料的转移导致了反体的粘附。还观察到磨屑颗粒重新附着在基体上。磨损表面存在细小的氧化颗粒和硅颗粒碎片，作为固体润滑剂，引起滚子轴承机构，影响材料的磨损。这些小颗粒在高负荷下进行，也使磨损轨迹光滑。材料表面在高载荷下的加工硬化是由塑性变形引起的。由于对抗体的坚硬凸起，观察到磨损。 Deep abrasion marks were observed on the wear scar of the alloy sample. A strong mechanical layer was observed due to the formation of a tribo-layer at the interface, which continuously decreases the wear rate. The same trends were observed at 300 N load for dry sliding. Mild to severe wear transition takes place as the load increases. At a higher load of 300 N, scuffing and seizure wear was reported. Melt wear was also observed at high load of 200–300 N. A melt layer was reported, which prevents further removal of the material. Localized melt at high load takes place due to the rise in contact surface temperature.

扫描电镜(图16)的研究表明，磨损疤痕上有磨损和很深的凹槽。EDS分析证实了磨痕处Si颗粒的存在，并观察到Si颗粒附着在钢球上。磨损磨损是造成材料损耗的原因，表明金属磨损是由于磨损造成的。氧化铝增强复合材料样品氧化层污染增加。这种氧化物的存在减少了金属-金属的直接接触，因此，在复合样品的情况下，防止了粗糙体-粗糙体的接触。扫描电镜扫描结果显示，在磨损疤痕区存在磨损痕、裂纹、工作硬化氧化物层和摩擦层形成。EDS分析证实了材料的转移和氧化层的形成。扫描电镜图显示，在高载荷下，严重的磨损、塑性变形和氧化是制备样品的主要磨损机制。

三维轮廓仪图像、粗糙度轮廓和磨痕纹理如图所示17．这些研究是为了分析摩擦学试验对磨损疤痕轮廓的影响。对于基体成分，当没有形成保护层时，发现磨损疤痕的粗糙度很高。对于碱组分，50 N载荷下的粗糙度值(Ra)为12.9μm;施加载荷的进一步增加导致接触疤痕表面粗糙度的增加，产生更宽的磨损疤痕宽度和更小的深度疤痕纹理轮廓。当负载为100 N、200 N和300 N时，得到的粗糙度值为13.5μ17.3米,μ24.2米,μm,分别。从以往的研究中，有报道称，如果后测试表面不光滑，即粗糙度值较高，则磨损疤痕宽度不会增加;疤痕深度的情况也类似。此外，在磨合过程中，还存在一种凸度-凸度接触，这对摩擦行为有影响。由此可见，接触表面的初始粗糙度会影响材料的摩擦性能。对于组分1，(Ra)粗糙度值为7.1μ4.5米,μ4.79米,μ5.1米,μ分别为50 N、100 N、200 N和300 N负荷时，报告了。进一步为组分2，粗糙度值为6.02μ4.82米,μ4.54米,μ4.07米,μm分别在50 N、100 N、200 N和300 N负荷下报告。对复合材料的粗糙度值和织构分布进行了研究。据报道，强化的增加导致磨损疤痕宽度、纹理和深度的减少。组分3在50 N、100 N、200 N和300 N时的Ra值为6.13μ3.76米,μ4.33米,μ4.42米,μm,分别。组分5显示粗糙度(Ra)的最小值为4.52μm在50 N负载下。观察到磨损疤痕粗糙度的降低，这是由于在磨损疤痕上形成了光滑的摩擦膜。

5.结论

本研究旨在研究载荷对铝硅共晶增强材料摩擦学性能的影响n状态”₂O_3.在干滑条件下。其主要目的是为采用非常规火花等离子烧结方法制备的复合材料的摩擦学行为提供新的贡献。根据实验得到的结果，可以得出以下结论:(1）制造铝/铝₂O_3.纳米复合材料采用高能球磨机，然后采用非常规的火花等离子烧结方法，得到高密度(接近理论)、低孔隙率的样品，具有更好的力学和摩擦学性能。（2）对纳米复合材料样品进行了显微硬度研究，这些纳米复合材料表现出较高的硬度，这是由于增强体在基体材料中适当/均匀的分散。这也归因于在基体材料中引入了硬相增强。（3）在高负载(50 N - 300 N)下进行了摩擦学研究。与基体合金(共晶Al-Si合金)相比，先进复合材料的磨损量减少了15.45-44.58%。与基体合金材料相比，摩擦系数增加了28.80-35.65%。结果表明，复合材料的磨损体积随增强剂含量的增加而减小。（4）与基体合金相比，由于相对滑动而增加的材料表面粗糙度降低了44.96-64.96%。也有报道称，随着载荷的增加，粗糙度值减小。这是由于接触表面的巨大压力使凸面发生挤压和断裂。（5）磨损量的减少是由于在基体材料中引入了硬相强化。磨损、塑性变形、加工硬化层和界面裂纹是高载荷摩擦试验条件下的主要磨损机制。

数据可用性

用于支持本研究结果的数据包含在文章文本中。以前报告的数据被用来支持当前的研究。之前的研究被引用在文本的相关地方作为参考。

的利益冲突

作者声明本论文的发表不存在任何利益冲突。

致谢

作者感谢所有在摩擦学领域工作的研究人员;如果没有他们的显著贡献，这个实验研究将很难总结。作者还想感谢他们的研究所和导师的全力支持。

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