Influencia de las inestabilidades de las bandas de deformación en el rendimiento a pequeña escala de un Mg

Scientific Reports volumen 13, número de artículo: 5767 (2023) Citar este artículo

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Se observa que las bandas de deformación que se propagan se adaptan a la plasticidad inicial en una aleación de Mg-1,5 Nd extruida bajo tensión mediante correlación de imágenes digitales. Las bandas que se propagan provocan una meseta poco común en la respuesta tensión-deformación de la aleación antes de restaurar un endurecimiento por trabajo decreciente común con mayor deformación. Se investigan los efectos de las bandas de deformación y la meseta subyacente en la tensión de flujo sobre el rendimiento a pequeña escala durante la fatiga de ciclo bajo (LCF) y la tensión de muestras con muescas. Se observa que la formación/desaparición alterna de bandas de deformación en la sección de calibre de las muestras LCF extruidas durante las pruebas reduce la vida útil en comparación con las muestras recocidas que no muestran inestabilidades. Por el contrario, las bandas desvían la zona plástica delante de la muesca desde el plano principal ortogonal a la carga aplicada, lo que induce un efecto positivo sobre la tenacidad de la aleación.

Las aleaciones en las que se produce el llamado fenómeno del límite elástico exhiben una etapa de meseta característica, es decir, una tensión de flujo casi constante al momento de la fluencia1,2. La deformación plástica en la meseta tiene lugar localmente a través de inestabilidades como en bandas de deformación, a menudo denominadas bandas de Lüders3,4. Si bien estos fenómenos de inestabilidad plástica se observan con frecuencia en aceros dulces durante la deformación por tracción5,6, son menos comunes en aleaciones de Mg7,8,9. Tradicionalmente, el flujo plástico no homogéneo en las aleaciones de Mg se asociaba en gran medida con la avalancha de actividad de entrelazado de extensión localizada10,11. La macla, como mecanismo de deformación importante en Mg, depende de la trayectoria de carga en relación con la orientación del cristal del grano12,13,14,15. Específicamente, la deformación de aleaciones de Mg altamente texturizadas en compresión a lo largo de la dirección de extrusión o laminación está dominada por el hermanamiento por extensión16,17,18. También podrían ocurrir cascadas gemelas en las que los gemelos en un grano estimulan los gemelos en los granos vecinos a través del límite del grano11,19,20,21,22. Dado que el hermanamiento por extensión causa poco endurecimiento por deformación en aleaciones de Mg23,24,25,26, la aparición de un hermanamiento profuso, también conocido como doble banda, podría inducir una meseta en la respuesta mecánica27.

En lugar de macla, recientemente se han identificado fenómenos de inestabilidad plástica inducidos por dislocaciones en algunas aleaciones de Mg, específicamente aquellas que contienen elementos de tierras raras7,9,28,29,30,31. Al igual que en los aceros, la interacción entre átomos de soluto y/o pequeños precipitados y dislocaciones en Mg puede influir fuertemente en el comportamiento del flujo y puede conducir a inestabilidades plásticas detectables a escala macroscópica28. Aunque se describieron por primera vez hace más de 150 años, los estudios sobre inestabilidades plásticas se han llevado a cabo principalmente en aceros32 y otros metales cúbicos centrados en el cuerpo (bcc)33. El número de estudios sobre este tema en aleaciones de Mg es limitado. Dado el creciente interés por las aleaciones ligeras34,35,36,37, ahora resulta interesante comprender la naturaleza y las consecuencias de los fenómenos de inestabilidad plástica en las aleaciones de Mg.

Las inestabilidades plásticas se consideran fenómenos indeseables durante las operaciones de conformación debido a las irregularidades superficiales que crean, conocidas como tensiones de estiramiento, Luders o bandas de Hartman38. Queda por determinar si estas inestabilidades podrían tener algún efecto positivo en el comportamiento de las aleaciones de Mg. En las pruebas de fatiga cíclica baja (LCF), las amplitudes de deformación generalmente se establecen por debajo del 3%39,40,41. En las pruebas de tenacidad a la fractura, la zona plástica delante de la punta de la grieta se utiliza para evaluar la tenacidad intrínseca42. Estas dos pruebas implican una pequeña cantidad de deformación plástica y una deformación plástica localizada, respectivamente. Dado que es probable que los fenómenos de inestabilidad plástica influyan en las propiedades de fluencia a pequeña escala, este trabajo investiga el LCF y la tenacidad de la aleación de Mg-1,5Nd que exhibe los fenómenos observados28.

La aleación que contenía 1,5% en peso de Nd se fundió de manera convencional y luego se extruyó en caliente a 300 ºC hasta obtener barras de 12 mm de diámetro. Si bien utilizamos Mg puro con una pureza del 99,95% para crear la aleación, la Tabla 1 detalla la composición de la aleación. La microestructura inicial de la aleación extruida se muestra en la Fig. 1. La microestructura consta de granos equiaxiales con un tamaño de grano promedio de ~ 4,3 μm predominantemente orientados en una textura llamada "tierra rara". En 28 se proporcionan más detalles sobre la microestructura derivada de la difracción de electrones retrodispersados ​​(EBSD), la microscopía electrónica de transmisión (TEM) y la difracción de rayos X sincrotrón. Algunas muestras se sometieron a un recocido corto a 375 °C durante 15 min. La idea detrás de este recocido era eliminar o al menos minimizar el efecto de la banda de corte sin comprometer el límite elástico. Dado que el tiempo de recocido fue relativamente corto, no causó cambios apreciables en la estructura y textura del grano en comparación con el material extruido. Por lo tanto, no se proporciona un mapa del material recocido. Sin embargo, el recocido fue suficiente para alterar los grupos de solutos y los precipitados metaestables más allá del tamaño crítico para disminuir la fijación de las dislocaciones. Por lo tanto, la etapa de recocido eliminó efectivamente el fenómeno del límite elástico sin comprometer la resistencia de la aleación. La fijación de la dislocación en la aleación es causada por pequeños precipitados metaestables de ~ 5 nm y grupos de solutos, como se detalla en nuestro trabajo anterior18. El material también se recoció a 400 °C y 485 °C durante 15 min, 30 min y 60 min y se ensayó en tensión hasta fractura. Los resultados mostraron que la resistencia se reduce con la temperatura y el tiempo de recocido.

Mapa de figura de polo inverso (IPF) que muestra la microestructura inicial de la aleación de Mg-1,5Nd. La dirección de la muestra perpendicular a los mapas es perpendicular a ED como se indica en el triángulo IPF estándar. Los colores en los mapas IPF representan la orientación perpendicular al eje de la muestra ED con respecto al marco de la red cristalina de acuerdo con la coloración en el triángulo IPF estándar.

Se cortaron muestras planas con dimensiones de sección de calibre de 5,0 mm (L) × 4,0 mm (W) × 2,0 mm (T) y muestras redondas con dimensiones de calibre de 25,0 mm (L) × 7,0 mm (D) de las barras de extrusión usando electricidad. mecanizado por descarga (EDM) y torneado, respectivamente. Posteriormente, todas las muestras se sometieron a un tratamiento superficial de pulido en todos los lados de manera consistente utilizando papeles SiC de hasta 1200 granos. Además, se mecanizó una muesca con un radio de 1 mm en un conjunto de probetas planas. Las pruebas se repitieron al menos dos veces para garantizar que los resultados muestren suficiente similitud en las características mecánicas y los fenómenos observados. El eje de carga era paralelo a la dirección de extrusión (ED). Las muestras planas se probaron usando una microetapa Gatan, mientras que las muestras redondas se probaron usando una máquina MTS servohidráulica Landmark 270. Se usó DIC para registrar los datos de desplazamiento/deformación/tasa de deformación. Para ello, se aplicó un patrón moteado sobre las superficies utilizando pintura en aerosol Rust-Oleum con puntos negros sobre fondo blanco. Las imágenes se capturaron utilizando una cámara Point Gray con lentes de distancia focal fija y espaciadores de extensión para variar la distancia focal total. Se utilizó el software PointGrey FlyCap2 para la recodificación de imágenes y VIC-2D v.6 para el posprocesamiento de los datos. La tasa de deformación fue de 0,001/s para todas las pruebas del presente trabajo.

Comenzamos mostrando los resultados de pruebas de tensión simples utilizando muestras planas acopladas con un sistema DIC para caracterizar las características de deformación de los fenómenos de inestabilidad plástica. La Figura 2a muestra una curva tensión-deformación típica de la aleación durante una carga de tracción cuasiestática. La Figura 2b magnifica la porción que está cerca de ceder. Se puede ver una etapa de meseta en la curva tensión-deformación al ceder, que está asociada con la deformación no homogénea de la aleación. Las Figuras 2c a f muestran campos de deformación registrados utilizando DIC que correlacionan el desarrollo de las bandas de fluencia y deformación. Las localizaciones de tensión en forma de lengua se desarrollan primero en la región cercana a la transición desde la sección de agarre a la sección de calibre de la muestra mientras se acercan a la fluencia macroscópica (Fig. 2d). Tras múltiples localizaciones de este tipo (Fig. 2e), una banda se propaga a lo largo de todo el ancho de la muestra a ~ 45 ° con respecto a la dirección de carga que conecta las localizaciones desde abajo hacia arriba (Fig. 2e). Finalmente, predomina la curva elevando la tensión local a 0,012, mientras que el resto de localizaciones se desvanecen.

(a) Curva tensión-deformación de la aleación de Mg-1,5Nd junto con (b) una porción ampliada gobernada por el fenómeno del punto de fluencia. (c – f) Campos de deformación DIC (εyy) en toda la sección de calibre de la muestra en la que los óvalos discontinuos resaltan localizaciones de deformación elastoplástica en forma de lengua antes de la formación de una banda de deformación dominante.

Como las imágenes de las figuras 2d a f se registraron con una resolución temporal conocida de 143 ms (ms), se estimó la velocidad de propagación de la banda. Como la longitud de la banda medida usando DIC fue de aproximadamente 6 mm, la velocidad se puede estimar en 6 mm en 286 ms = 0,021 m/s. Este valor es al menos un orden de magnitud menor que la velocidad de propagación gemela, que se estableció anteriormente en 0,1 a 10 m/s43. Si bien tanto el hermanamiento como las bandas son deformaciones de corte, la diferencia de velocidades se atribuye a la diferencia de escalas de los fenómenos. La macla es un mecanismo que implica la propagación del corte a través de un solo grano o subgrano, mientras que la banda implica un "desenganche" de dislocaciones en forma de cascada y la propagación colectiva del corte a través de un agregado policristalino como se muestra en 28.

Para ilustrar la propagación de la banda bajo tensión, presentamos campos de velocidad de deformación DIC (dεyy/dt) en la Fig. 3. La figura ilustra un mayor desarrollo de la inestabilidad plástica tras la formación. Evidentemente, la banda se propaga en ambas direcciones (Fig. 3c). Los campos instantáneos muestran que la deformación se produce entre los dos frentes de la banda (es decir, dentro de la banda), mientras que el resto del material permanece elástico. Sin embargo, la tasa de deformación en la parte frontal de la banda es aproximadamente dos veces mayor que en el interior de la banda. A medida que la banda se apodera de toda la sección de calibre (Fig. 3g), la aleación restaura una tasa de endurecimiento por deformación decreciente común con mayor deformación plástica. Por lo tanto, la deformación dentro de la meseta se adapta mediante la propagación de la banda. Como se muestra en 28, la nucleación y propagación de la banda no interfiere con la macla por deformación. El mecanismo se atribuyó principalmente al desanclaje en cascada de dislocaciones inmovilizadas. Este comportamiento de las dislocaciones da como resultado la nucleación y propagación de la banda como se muestra en las Figs. 2f y 3b – f respectivamente.

Campos de velocidad de deformación DIC (dεyy/dt) que ilustran el desarrollo de inestabilidades plásticas desde (a) ε = 0 hasta (b) ε = 0,00183, (c) ε = 0,00188, (d) ε = 0,0045, (e) ε = 0,009 , (f) ε = 0,01, (g) ε = 0,025 y (h) ε = 0,1.

La Figura 4 compara los campos de deformación desarrollados bajo tensión de una muestra extruida versus una muestra que se sometió a recocido. Se sabe que el recocido elimina el fenómeno del límite elástico, excepto en algunos materiales de grano ultrafino o nanograno producidos por deformación plástica severa con tamaños de grano menores a 1 µm44. Los campos confirman que la muestra no recocida se deforma mediante la formación de una banda de deformación orientada ~ 45° con respecto a la dirección de carga, mientras que la muestra recocida no muestra formación de una banda de deformación sino una localización de deformación regular en el medio de la sección de calibre. debido a la mayor triaxialidad en el centro de la muestra.

Campos de deformación DIC εyy bajo tensión a ~ 0.01 deformación verdadera que ilustran las diferencias en la deformación entre (a) aleación de Mg-1.5Nd extruida y (b) aleación de Mg-1.5Nd recocida a 375 ° C durante 15 min.

Se estudia el papel de las inestabilidades de las bandas de deformación en la fluencia a pequeña escala de una aleación de Mg-Nd mediante la realización de ensayos LCF y de tensión de probetas entalladas. Primero, exploramos el comportamiento de la inestabilidad plástica bajo cargas cíclicas y su influencia en el LCF de la aleación. La Figura 5 presenta los resultados de una prueba LCF de tensión-compresión completamente invertida para una muestra redonda no recocida de aleación de Mg-1,5Nd. La carga se aplicó con una amplitud de deformación de 0,0125. En la Fig. 5a, la curva roja corresponde al primer ciclo completamente invertido y las letras rojas corresponden a los campos de tensión DIC presentados en las Fig. 5b-e. Las curvas negras en la Fig. 5a corresponden a ciclos posteriores. La meseta de fluencia apareció tanto en la primera carga de tensión directa como en la primera de compresión invertida, después de lo cual desapareció. El material recocido no muestra tal meseta.

(a) Curva tensión-deformación registrada durante la carga cíclica de tensión-compresión de la aleación extruida. Campos de deformación DIC εyy durante el primer ciclo de carga: inicial (b), a tensión máxima (c), sin carga a 0 deformación (d) y a compresión máxima (e). Campos de deformación DIC εyy a tensión máxima (f) y compresión máxima (g) durante el primer, segundo y décimo ciclo. Distribuciones de deformación εyy a lo largo de la sección calibrada de la muestra después del 1.º, 2.º y 10.º ciclo en (h) tensión máxima y (i) en compresión máxima.

La banda de deformación apareció en la parte inferior de la sección de calibre y se propagó hacia el otro extremo, alcanzando un máximo local de ~ 0.02 tensión de tracción εyy (Fig. 5c, h). La banda se desvaneció progresivamente durante el proceso de descarga hasta el punto en que desapareció por completo (Fig. 5d). Tras la carga de compresión, se formó una nueva banda de compresión en la parte superior de la muestra que alcanzó un máximo local similar de - 0,02 εyy (Fig. 5e, i). La apariencia alterna de las bandas de deformación de tracción y compresión durante las siguientes cargas cíclicas se repitió en un patrón similar (Fig. 5f, g), pero el alcance de dicha inestabilidad plástica fue disminuyendo progresivamente. Después del décimo ciclo, la banda se "estabiliza" y ya no se reduce en tensión máxima; Se observa la aparición y desaparición repetitiva de la banda hasta la fractura de la muestra. Este comportamiento único de deformación cíclica, asociado con las inestabilidades plásticas, no se informó en estudios previos. Curiosamente, el comportamiento localizado de la banda observado por DIC no se refleja en la curva cíclica tensión-deformación desde el segundo ciclo en adelante, ya que no hay una meseta de rendimiento en la curva tensión-deformación.

El comportamiento observado resulta del deslizamiento de dislocaciones en los materiales que es responsable de la presencia del fenómeno del punto de fluencia. En el primer ciclo de carga, las dislocaciones son fijadas por los precipitados metaestables, y su liberación colectiva provoca una fácil fluencia. A partir del segundo ciclo predomina el deslizamiento regular "sin fijar". Después de soltarse durante el primer ciclo, las dislocaciones probablemente se cortan en el mismo camino una y otra vez durante la deformación cíclica, de modo que los precipitados no ofrecen resistencia al deslizamiento de las dislocaciones. Básicamente, el deslizamiento de las dislocaciones es cada vez más fácil con los ciclos porque se han superado obstáculos en el mismo camino durante el ciclo anterior.

Se realizó una serie de pruebas LCF que involucraban tres amplitudes de deformación en muestras recocidas y no recocidas de la aleación para evaluar el efecto de las inestabilidades plásticas en la vida útil de la aleación. Los resultados que muestran la vida útil del LCF se resumen en la Tabla 2, mientras que en el material complementario del artículo se muestra una tabla más detallada de parámetros junto con gráficos de amplitudes de tensión. Como puede verse, las muestras no recocidas que se deforman con las inestabilidades plásticas tienen una vida de fatiga más corta entre un 20% y un 60% en comparación con la aleación recocida, con una diferencia mayor a amplitudes de deformación más bajas. Como se muestra en la Fig. 5, las bandas de deformación provocan una deformación de aproximadamente la mitad de la sección del calibre a un nivel de deformación aproximadamente dos veces mayor que el aplicado en lugar de distribuir la tensión uniformemente sobre toda la sección del calibre. Este último es un comportamiento normal del material recocido. Con cada ciclo, la misma región de la muestra se deforma mucho repetidamente mientras que el resto del material permanece elástico. Se puede establecer una analogía con un efecto conocido de la deformación media sobre la vida a fatiga. Para una amplitud de deformación dada, la vida a fatiga será la más baja para una muestra sometida a ciclos sólo con tensión (la deformación media es positiva), seguida de un ciclo con deformación media igual a 0 (tensión-compresión completamente invertida), y la vida más alta será para ciclismo sólo en compresión (la deformación media es negativa)39,45. Por lo tanto, el comportamiento de deformación con inestabilidades plásticas influye negativamente en la vida a fatiga dado que una porción de la probeta experimenta solo tensión.

Para evaluar el efecto de la inestabilidad plástica sobre la tenacidad de la aleación, se realizaron pruebas de tracción con muestras entalladas de aleación extruida y recocida. Las curvas de carga-desplazamiento junto con una comparación entre los campos de las muestras extruidas versus recocidas se proporcionan en la Fig. 6. La Figura 7 presenta los campos de deformación DIC εyy para la muestra extruida. Al igual que en los campos bajo tensión de muestras sin muescas, se observó la formación de localizaciones elastoplásticas en forma de lengua justo antes de la propagación de la banda. Se espera la localización de la deformación delante de la muesca, pero su forma irregular y asimétrica no es típica42. Al llegar a la fluencia, la primera banda se propaga en el lado de la muesca opuesto al lugar de localización (Fig. 7). Se observó una caída de carga en la curva carga-desplazamiento, seguida de una breve porción de endurecimiento lineal. Como resultado de tales inestabilidades, un camino de menor resistencia se desvía del plano principal del modo I ortogonal a la dirección de carga aplicada. Luego, la segunda banda de corte se nuclea en el otro lado de una muesca (Fig. 7d), lo que provoca otra caída de carga y, con un mayor aumento de la tensión, ambas bandas crecen en ancho. Una vez que ambas bandas están completamente desarrolladas, la zona plástica delante de la muesca toma una forma relativamente simétrica, lo que significa que la aleación se comporta de manera común con un endurecimiento seguido de la aparición y propagación de una grieta en la etapa posterior de la deformación.

( a ) Comparación de las curvas de carga-desplazamiento (P-δ) registradas durante la tensión de muestras extruidas y recocidas con muescas de la aleación de Mg-1,5 Nd. (b – e) Campos de deformación DIC εyy que ilustran los campos al comienzo de la deformación (b, c) y al comienzo de la nucleación de la grieta (d, e). Estos se indican entre paréntesis en (a): como muestras extruidas (izquierda) y muestras recocidas (derecha). Tenga en cuenta la similitud de los campos de deformación en (d y e) con una localización de deformación ligeramente mayor en la muestra recocida.

Campos de deformación DIC (εyy) durante la tensión de una muestra con muescas de aleación de Mg-1,5 Nd extruida en los siguientes desplazamientos (δ): (a) δ = 0, (b) δ = 0,075, (c) δ = 0,076, (d) δ = 0,125, (e) δ = 0,75 y (f) δ = 0,8.

Las curvas de carga-desplazamiento de las muestras entalladas con y sin recocido se superponen después de la porción de fluencia inicial, lo que confirma que los fenómenos de bandas de deformación afectan principalmente la etapa inicial de la deformación cercana a la fluencia. Una vez que las bandas se propagan por completo, la aleación extruida se comporta como la aleación recocida sin inestabilidades plásticas. Sin embargo, la nucleación de la grieta en la aleación recocida se observa antes en comparación con la aleación extruida. Además, se observa una localización de deformación ligeramente mayor en la muestra recocida en comparación con la no recocida, que está más extendida. Aunque estas diferencias no son prominentes, pueden ser signos de un efecto positivo de las bandas sobre la dureza. Tradicionalmente se considera que la propiedad de tenacidad representa una combinación de resistencia y ductilidad, dos propiedades que en general son mutuamente excluyentes. La aleación utilizada en el presente estudio que exhibe un alargamiento de > 40% hace que la etapa del límite elástico de aproximadamente 2,5% sea insignificante en toda la deformación plástica. Por el contrario, si se considera una aleación mucho más fuerte pero menos dúctil, una inestabilidad plástica podría dominar la deformación y causar un efecto mucho mayor en las propiedades, incluido un efecto positivo sustancial en la tenacidad. Para concluir, indicamos que aunque las pruebas realizadas usando muestras con muescas no representan pruebas válidas de tenacidad a la fractura debido a la geometría simplificada de la muestra, los experimentos realizados aquí infieren que las ecuaciones de la Mecánica de Fractura Continua no lograrían describir los campos mecánicos cerca de la muesca debido a grandes asimetría/heterogeneidad impulsada por las inestabilidades.

En resumen, mostramos varias observaciones experimentales novedosas de inestabilidades plásticas en una aleación de Mg y evaluamos su influencia en el comportamiento mecánico de la aleación en un régimen de fluencia a pequeña escala. En particular, observamos la formación y propagación de bandas de deformación localizadas bajo tensión de muestras estándar y entalladas y cargas cíclicas. La nucleación de una banda de deformación bajo tensión va precedida de una formación de heterogeneidades de localización de deformaciones elastoplásticas en forma de lengua. Tras la nucleación, las bandas de deformación se propagan a lo largo de todo el ancho de las muestras, seguido de que la banda se ensanche con mayor tensión. Bajo carga cíclica, la banda de deformación se forma en tensión pero luego desaparece durante la descarga y se forma una nueva banda en una región diferente bajo compresión. Esta deformación no homogénea se repite durante la carga cíclica y afecta negativamente a la vida a fatiga de la aleación. Sin embargo, las inestabilidades plásticas desvían la zona plástica delante de la entalla desde el plano principal ortogonal a la carga aplicada, lo que induce algún efecto positivo sobre la tenacidad de la aleación.

Los conjuntos de datos utilizados y/o analizados durante el estudio actual están disponibles del autor correspondiente previa solicitud razonable.

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Esta investigación fue patrocinada por la Fundación Nacional de Ciencias de EE. UU. bajo la subvención CAREER no. CMMI-1650641 y por el Laboratorio de Investigación del Ejército DEVCOM bajo el Acuerdo cooperativo No. W911NF-21-2-0149.

Departamento de Ingeniería Mecánica, Universidad de New Hampshire, Durham, NH, 03824, EE. UU.

Evgenii Vasilev y Marko Knezevic

Centro Nacional de Investigación en Ingeniería de Formación de Redes de Aleaciones Ligeras, Universidad Jiao Tong de Shanghai, Shanghai, 200240, China

Jie Wang y Gaoming Zhu

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Correspondencia a Marko Knezevic.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

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Reimpresiones y permisos

Vasilev, E., Wang, J., Zhu, G. et al. Influencia de las inestabilidades de las bandas de deformación en el rendimiento a pequeña escala de una aleación de Mg-Nd revelada por correlación de imágenes digitales in situ. Representante científico 13, 5767 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-33072-8

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Recibido: 01 de diciembre de 2022

Aceptado: 06 de abril de 2023

Publicado: 08 de abril de 2023

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-023-33072-8

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