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Die Erfindung betrifft eine gut gießbare, duktile AlSi-Legierung, bestehend aus 6–11,8% Silizium, 0,02–0,5% Magnesium, 0,005–0,7% Mangan, 0,0005–0,6% Kupfer, 0,001–0,06% Titan, 0,03–0,3% Eisen, sowie max. 0,2% Molybdän und max. 0,2% Zirkon, gegebenenfalls 70–400 ppm Strontium,
Rest Aluminium und herstellungsbedingte Verunreinigungen gemäß DIN EN 1676, Ausgabe Juni 2010, sowie ein Verfahren zu ihrer Herstellung. Alle Angaben zur Zusammensetzung verstehen sich in Gew.-%.
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Die Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung eines dünnwandigen Gussteils mit einer Wandstärke von 1,0–50 mm.
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Grundsätzlich erstarren unveredelte AlSi-Werkstoffe entweder lamellar oder körnig, wobei eine lamellare Struktur häufig zu Fehlern in der Oberfläche und gegebenenfalls auch zu Klebeneigung in der Gussform führt. Daher wird die körnige Struktur bevorzugt, die durch Zusätze von Strontium oder Natrium veredelt werden kann.
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Es ist ferner bekannt, dass ein feinkörniges bzw. veredeltes Gefüge mit besseren Gießeigenschaften verbunden ist, wie z. B. besseren Speisungseigenschaften, Verminderung von Lunkerfehlern und einer feineren Verteilung von Mikroporositäten. Analog zur Verbesserung der Gießbarkeit werden auch generelle Verbesserungen der Festigkeitseigenschaften durch Kornfeinung bzw. durch Veredelung festgestellt, allerdings gibt es hier auch immer wieder Ausreißer, die durch schlechte Duktilität bei der Herstellung hochbeanspruchter Großserienteile und infolge von Festigkeitsschwankungen zu erheblichen Schadensfällen führen können.
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Hier setzt nun die Erfindung an. Es bestand die Aufgabe, für hochbeanspruchte Großserienteile eine gut gießbare, duktile AlSi-Legierung zu entwickeln, die im Gusszustand urveredelt bereits eine Mindestfestigkeit Rp0,2 von 60 MPa und eine Dehnung von größer 7% aufweist, bzw. im veredelten Zustand eine Mindestfestigkeit größer 100 MPa bzw. eine Dehnung größer 10% erreicht.
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Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß durch die in den Patentansprüchen 1 bis 3 angegebenen Merkmale erreicht. Bei einer eingehenden Untersuchung des Bruchbildes von hochbeanspruchten Gussteilen wurde von den Erfindern festgestellt, dass möglicherweise das Primärsilizium eine entscheidende Rolle bei der Duktilität und dem Erstarrungsverhalten von AlSi-Werkstoffen spielt.
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Ausgehend von dieser Erkenntnis wurden mehrere Versuche mit verschiedenen Legierungen durchgeführt, wobei es sich allerdings zeigte, dass es nicht nur auf die Unterdrückung des Primärsiliziums ankommt, sondern dass auch die übrigen Legierungsbestandteile eng limitiert werden müssen, damit die gewünschte Duktilität und Vergießbarkeit erreicht wird. Überraschend war ferner, dass bei eng limitierten, niedrigen Phosphorgehalten unter den in Patentanspruch 1 und 2 beschriebenen Bedingungen ein nicht-lamellares Gefüge mit besonders günstigen Eigenschaften erreicht werden konnte.
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Schon bei geringen Mengen von zusätzlichen Legierungsbestandteilen oder bei einer Überschreitung des Phosphorgehaltes von gröber 5 ppm wurde Primärsilizium und eine lamellare Struktur festgestellt. Offenbar können schon geringste Gehalte an Phosphor zusammen mit Aluminium als Aluminiumphosphid eine Keimbildung für Primärsilizium und andere intermetallische Phasen bewirken.
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Es wurde weiterhin erkannt, dass intermetallische Phasen auf Eisen-Silizium-Basis, beispielsweise sog. ”FeSi-Phasen” mit Vorteil am Wachstum unter folgenden Bedingungen gehindert werden können:
- a) Si = 6–11,8%
- b) Mg = 0,02–0,5%
- c) Fe = 0,03–0,3%
wobei das Mg/Si-Verhältnis im Bereich gehalten wird
- d) Mg ≤ 1,018–0,083% Si
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Unter diesen Bedingungen wird erreicht, dass die FeSi-Phasen später kristallisieren, und zwar erst dann, wenn das AlSi-Eutektikum erstarrt. Die FeSi-Phase wird dabei am Phasenübergang flüssig/fest (siehe 10) in das Eutektikum hineingedrückt und damit ein Wachstum der intermetallischen Phase erfolgreich unterdrückt.
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Als zusätzliche Maßnahme e) empfiehlt sich nach den Erfahrungen der Erfinder eine Überwachung der Gießbedingungen mit entsprechender Einstellung der Gießparameter, sodass der Dendritenarmabstand DAS unterhalb von 60 μm liegt, vorzugsweise unterhalb von 40 μm. Unter diesen Bedingungen ist auch bei Großserienteilen eine konstante Vergießbarkeit der duktilen AlSi-Legierung mit hohen Festigkeitswerten gewährleistet. Auf diese Weise lassen sich hoch beanspruchbare KfZ-Teile, z. B. Zylinderköpfe von Dieselmotoren, Strukturbauteile oder Felgen von PKW- oder LKW-Rädern herstellen.
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Das unter den beschriebenen Bedingungen entstandene Gefüge enthält keine großen oder gar plattenförmige Ausscheidungen, sondern ist durch viele kleine feinteilige Partikel gekennzeichnet, die interdendritisch in das AlSi-Gefüge eingebaut sind. Unter „großen Partikeln” wird ein Partikeldurchmesser von ca. 5–10 μm verstanden.
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Zur Erläuterung der Vorgänge wird auf die anliegende Thermoanalyse-Kurve verwiesen (siehe 10), die im relevanten Temperaturbereich nur eine kurze exotherme Reaktion bei der Abkühlung und dem Phasenübergang von „flüssig” nach „fest” zeigt. Somit besteht das Gefüge neben dem reinen a-Aluminium nur noch aus im Eutektikum und mit diesem zusammen kristallisierten feinstteiligen intermetallischen Phasen.
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Dies wird auch durch die an zahlreichen Proben durchgeführten Messungen der elektrischen Leitfähigkeit belegt. Die Steigerung der Leitfähigkeit, insbesondere bei unveredelten Legierungen, um über 10% zeigt, welchen starken Einfluss die erfindungsgemäße Legierungszusammensetzung auf die Ausbildung eines feinzelligen, besonders gleichmäßigen Gefüges hat.
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Die Wirkungsweise der übrigen Legierungsbestandteile konnte nicht im Einzelnen geklärt werden, allerdings ergab sich außerhalb der in den Patentansprüchen genannten Bereiche eine Beeinflussung der Kristallstruktur, die mit einer Verschlechterung der Duktilität einherging. Überraschend war außerdem, dass entgegen der Annahme, bei geringen Gehalten an Veredelungszusätzen ein lamellares Gefüge zu erzielen, im erfindungsgemäßen Anwendungsbereich hier eine körnige Struktur auftrat mit entsprechend günstigen Verarbeitungseigenschaften. Somit kann eine quasi veredelte Gussstruktur mit sehr geringen Zusätzen gemäß den Patentansprüchen 1 und 2 erreicht werden.
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Im Folgenden wird die Erfindung anhand mehrerer Ausführungsbeispiele näher erläutert. Es zeigen:
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1: Detail des Versuchsaufbaus für Kokillenguss
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2a: Ausbildung der Probestäbe (Gusszustand)
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2b: Ausbildung der Probestäbe nach mechanischer Bearbeitung
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3: CAD-Zeichnung einer Probenplatte nach der Entnahme aus der Druckgussform
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4: bearbeitete Zugprobe
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5: Legierungstabelle
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6a, b: Versuchstabellen mit Angaben zum Gießverfahren, Wärmebehandlung, Festigkeitswerten und Dehnungswerten für Legierungen nach dem Stand der Technik und für die erfindungsgemäßen Legierungen
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7a, b: Schliffbilder von Vergleichslegierungen Nr. 1 und Nr. 5 gemäß Legierungstabelle
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8a, b: Schliffbilder der Legierungen Nr. 7 und Nr. 11 gemäß Legierungstabelle
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9a, b: Tabelle mit Angaben der elektrischen Leitfähigkeit für Legierungen nach dem Stand der Technik und für die erfindungsgemäßen Legierungen
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10: Graphische Darstellung der thermischen Analyse
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1 zeigt in Draufsicht eine Graugusskokille als Detail des Versuchsaufbaus zur Herstellung von Probestäben mittels Kokillenguss, bestehend aus der Kokille 1, einem Ausschnitt für den Kokillenguss mit Länge L, Höhe H, und Speiser 2.
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2a zeigt einen Kokillengussstab 3 vor der Bearbeitung in Seitenansicht und als Querschnitt AA mit Höhe H und Breite B, 2b die Ausbildung des Kokillengussstabs in Form eines Probestabs 4 nach mechanischer Bearbeitung.
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Aus 3 ist eine Druckgussprobeplatte 5 mit der Längsseite LS und der Breitseite BS unmittelbar nach der Entnahme aus der Druckgussform ersichtlich. Die Probeplatte 5 umfasst vordere Überläufe 5.1 bis 5.4 mit Auswerferöffnungen 7.1 bis 7.4 und hintere Überläufe 6.1, 6.2. Ferner sind ein Anguss 8 und ein Vakuumanschluss 9 zu erkennen. Aus der Druckgussprobeplatte werden die Flachzugstäbe für die später durchzuführenden Zugversuche entnommen. Dabei werden die flachen Seiten der Probeseite nicht bearbeitet.
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In 4 ist die bearbeitete Zugprobe dargestellt. Sie wurde aus der Druckgussprobenplatte in der oben beschriebenen Weise entnommen.
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Die Legierungstabelle in 5 zeigt die Zusammensetzung in Gewichtsprozent von 6 Legierungen nach dem Stand der Technik (Nr. 1–6) und 6 Legierungen mit der erfindungsgemäßen Zusammensetzung (Nr. 7–12). Die Legierungsgehalte wurden für die in den Patentansprüchen angegebenen Legierungsbestandteile spezifiziert, wobei als Rest Aluminium und herstellungsbedingte Verunreinigungen gemäß DIN EN 1676, Ausgabe Juni 2010, zu ergänzen ist.
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6a, b enthält die Versuchstabellen mit den Angaben zum Gießverfahren, zur Wärmebehandlung, zu den Festigkeitswerten und den Dehnungswerten für Legierungen nach dem Stand der Technik und für die erfindungsgemäßen Legierungen. Einzelheiten zur Durchführung der Versuche werden am Ende der Beschreibung angegeben.
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Die 7a, b und 8a, b zeigen Schliffbilder von Legierungen nach dem Stand der Technik (Legierungs-Nr. 1 und Nr. 5) und von Legierungen mit der erfindungsgemäßen Zusammensetzung (Legierungs-Nr. 7 und Nr. 11). Für den Fachmann ist erkennbar, dass die Gefügebilder der erfindungsgemäßen Legierungen (Legierungs-Nr. 7, AlSi 7 mit 4 ppm Phosphor und Druckgusslegierung Nr. 11 mit 1 ppm Phosphor) quasi eine veredelte Struktur aufweisen, obwohl die Legierungen keine Veredelungszusätze enthalten. Demgegenüber zeigt die Standard-AlSi 7-Legierung (Legierungs-Nr. 1) ein Gefüge mit Primärsiliziumpartikeln, das lamellare Struktur aufweist und daher ungünstige Verarbeitungseigenschaften erwarten lässt (Schliffbild 7a mit dunklem Primärsiliziumpartikel in der Mitte). Auch eine Standard-AlSi 11-Druckgusslegierung zeigt eine ungünstige lamellare Struktur (siehe Schliffbild 7b mit Primärsiliziumpartikel am rechten unteren Rand) (Legierung-Nr. 5).
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Die erfindungsgemäß festgestellten günstigen mechanischen Eigenschaften bei einer Unterbindung der Primärsiliziumphasen im Gussgefüge lassen sich nicht nur bei unveredelten, sondern auch bei veredelten Gusslegierungen erreichen, obwohl der Zuwachs an Dehnung und Festigkeit bei den veredelten Legierungen nicht mehr so deutlich wie bei den unveredelten ist. Dies zeigt die Gegenüberstellung der Tabellen in den 6a, b und 9a, b.
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Aus der Gegenüberstellung sind die besonders vorteilhaften Wirkungen auf die mechanischen Eigenschaften der erfindungsgemäßen Gusslegierungen ersichtlich. Aus 7, 8 geht insbesondere hervor, dass außerhalb der erfindungsgemäßen Bereiche ein lamellares Gefüge mit den oben genannten negativen Verarbeitungseigenschaften auftritt.
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Dies wurde auch durch eine Wirbelstromprüfung mit der Förstersonde bestätigt. Das Prinzip der Prüfung beruht darauf, dass durch Vergröberungen im Gefüge die Leitfähigkeit σ, gemessen in m/Ω mm2, niedrige Werte aufweist, z. B. Legierung 1 (Standard AlSi 7) den Wert von 22,2 (siehe Tabellen gem. 9a, b) bzw. Legierung 3a von 20,8.
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Demgegenüber weisen die erfindungsgemäßen Legierungen 7 bzw. 9a deutlich höhere Leitwerte mit 26,4 (erf. AlSi 7) und 22,2 (erf. AlSi 7 Mg 0,3) auf, wodurch auf ein feines und gleichmäßiges Gefüge geschlossen werden kann. Dieses Ergebnis wurde anhand von Schliffbildern, z. B. 8a, b, überprüft. Man kann daraus erkennen, dass die erfindungsgemäß zusammengesetzten Legierungen ohne Veredelungszusätze, z. B. Nr. 7 und 8, die typischen Strukturmerkmale eines veredelten Gefüges aufwiesen.
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In den Schliffbildern der erfindungsgemäßen Legierung AlSi 7 (Versuchsnuammer 7) und der erfindungsgemäßen Legierung AlSi 11 (Versuchsnummer 11) sind relativ gleichmäßig geformte, abgerundete Dendritenarme des α-Aluminiums zu erkennen (siehe 8a, 8b), die in ein feinzelliges Eutektikum eingebettet sind.
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Die unveredelte AlSi 7-Legierung (Versuchsnummer 7) zeigt im Schliffbild 8a naturgemäß quantitativ weniger Eutektikum als die AlSi 11-Legierung gemäß Schliffbild 8b, beide zeigen aber ein ausgeprägtes veredeltes Gefüge.
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In den Versuchen hat sich gezeigt, dass ein Mindestgehalt an 0,1 ppm Phosphor erforderlich ist, um der Gefahr eines Umschlags in der Wachstumsmorphologie während der Abkühlungsphase mit der Bildung unerwünschter Primärsiliziumpartikel zu begegnen.
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Phosphor begünstigt die frühe Reimbildung von Silizium und führt zu einer körnigen Erstarrungsmorphologie. Zur Bildung einer feinen eutektischen Phase mit einem geringen Anteil fein verteilter FeSi-Phasen muss jedoch eine zu starke Unterkühlung der Schmelze verhindert werden. Erfindungsgemäß wird hierzu bei einer Legierung gemäß Patentanspruch 1 oder 2 eine Steuerung der Abkühlungsrate gemäß Patentanspruch 4 vorgenommen. Dies sei anhand von 10 nachfolgend erläutert, wobei der Kurvenverlauf C eine typische Abkühlungskurve im System AlSi 7 bis 11 repräsentiert.
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Folgt man bei sinkenden Temperaturen der Abkühlungskurve C entlang der Zeitachse, so setzt mit Beginn der Erstarrung die Bildung von α-Mischkristall ein. Dabei kann durch das gezielt beeinflusste exotherme Wachstum der Dendriten die Abkühlungsgeschwindigkeit gebremst und somit der Kurvenverlauf im Bereich a, b einen steileren oder flacheren Neigungswinkel γ mit der Zeitachse bilden.
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Mit einem Gehalt von 0,1–5 ppm Phosphor und der Einstellung der Legierungszusammensetzung gemäß Patentanspruch 1 gelingt es, die Ausscheidung der FeSi-Phasen durch einen steileren Verlauf der Abkühlungskurve zu unterdrücken, aber dennoch ein Siliziumgerüst für die Bildung des Eutektikums zu erzeugen. Dieses könnte durch Aufnahmen mit dem Raster-Elektronenmikroskop bestätigt werden.
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Die bisher als zwingend angesehene fortschreitende Umwandlung von einem gerüstbildenden Silizium zunächst in eine lamellare Gussstruktur und weiter in eine körnige bis kompakte Struktur mit der Bildung von FeSi-Phasen konnte durch gezielte Einstellung der Legierungsgehalte gestoppt werden. Dabei ergab sich neben dem α-Aluminium ein reines Eutektikum, in das etwaige noch vorhandene feinstteilig kristallisierte intermetallische Phasen eingebaut sind.
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Nachfolgend werden die Gießbedingungen gegenübergestellt, so dass erkennbar ist, dass die Gussteile mit erfindungsgemäßer Gefüge-Struktur gemäß Anspruch 3 – hergestellt unter den in Patentanspruch 4 angegebenen Bedingungen – besonders vorteilhafte Verarbeitungseigenschaften, insbesondere bei der Herstellung von Großserienteilen, mitbringen.
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Kokillenguss
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Die Legierung wurde in einem 60 kg-Tiegel aufgeschmolzen und auf eine Temperatur von ca. 730°C erhitzt. Es folgte eine Entgasungsbehandlung mittels Rotor. Als Gas wurde Stickstoff eingeleitet. Nach einer Abstehzeit von ca. 20 min wurden Proben gemäß 2a in eine offene Kokille gemäß 1 abgegossen. Aus diesen Proben wurden dann gemäß 2b Zugstäbe herausgedreht und entweder im Gusszustand geprüft nach EN 10002-1:2001 (D) oder einer T6-Wärmebehandlung (535°C/6 h, Wasser abgeschreckt, 180°C/6 h Luft abgekühlt) unterworfen und dann geprüft.
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Druckguss
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In einem 200 kg-Ofen wurden die einzelnen Legierungsvarianten aufgeschmolzen und auf eine Temperatur von 720°C gebracht. Gegossen wurde auf einer 850 t-Druckgussmaschine. Die Füllkammer wurde manuell gefüllt. Die Form war mit einer Vakuumentlüftung versehen, um Luft- oder Trennmitteleinschlüsse in dem Probekörper zu vermeiden.
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4 zeigt eine Zugprobe, hergestellt aus einer Druckgussprobeplatte nach 3. Diese Probestäbe wurden nach EN 10002-1:2001 (D) mit einer Dicke von 3 mm aus der Druckgussprobeplatte gemäß 3 herausgearbeitet und auf einer Zugprüfmaschine nach EN 10002-1:2001 (D) zerrissen.
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Ergebnisse:
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Es zeigt sich bei den erfindungsgemäßen Varianten überraschenderweise, dass die Probestäbe mit einem P-Gehalt < 5 ppm immer in der Dehnung weit überlegen waren.
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Bei der metallografischen Auswertung zeigte sich, dass bei P-Gehalten P > 5 ppm Primärsilizium auch bei 7% Silizium auftrat. Die Proben mit P < 5 ppm zeigten sogar ein veredeltes Gefüge, obwohl kein Veredelungsmittel zugegeben wurde.
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ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Nicht-Patentliteratur
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- DIN EN 1676 [0001]
- DIN EN 1676 [0032]
- EN 10002-1:2001 (D) [0047]
- EN 10002-1:2001 (D) [0049]
- EN 10002-1:2001 (D) [0049]
