DE69810197T2

DE69810197T2 - Verfahren zur Herstellung der Ventile einer Diesel-Brennkraftmaschine

Info

Publication number: DE69810197T2
Application number: DE69810197T
Authority: DE
Inventors: Tomotaka Nagashima; Toshiharu Noda; Michio Okabe
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 1997-07-03
Filing date: 1998-06-30
Publication date: 2003-10-09
Anticipated expiration: 2018-07-01
Also published as: EP0889207A1; JPH1122427A; US6193822B1; ATE230066T1; EP0889207B1; DE69810197D1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Ventilen von Dieselmotoren sowohl für das Einströmen als auch die Abgasentfernung mit guter Korrosionsbeständigkeit und Festigkeit.
Im Allgemeinen werden Einströmungs- und Abgasausleitungsventile von Dieselmotoren aus starken, durch Ausfällung härtenden, hitzebeständigen Ni-Legierungen, beispielsweise Nimonic 80A, hergestellt. Es ist ein dauerndes Problem, die Lebensdauer von Ventilen zu erhöhen, und es besteht ein Bedürfnis nach einer weiteren Verbesserung ihrer Korrosionsbeständigkeit und Festigkeit. Ein typischer Herstellungsprozess für Ventile, der herkömmlicherweise durchgeführt wird, umfasst das Heißschmieden bei einer Temperatur oberhalb 900ºC, um Ventilrohlinge zu bilden, und eine anschließende Lösungsbehandlung, gefolgt von Alterungshärtung.
Es ist jedoch unvermeidbar, dass die Stufen zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit und der Festigkeit der Ventilmaterialien zu einer Verschlechterung der Bearbeitbarkeit und zu einer Erhöhung der Herstellungskosten führen. Diese Verbesserung würde daher nur bei Frontteilen, die bessere Eigenschaften haben müssen, durchgeführt. So hat beispielsweise die Patentinhaberin ein Ventil für Schiffsdieselmotoren beschrieben (japanische Patentanmeldung Nr. 64-8099 oder JP-A- 59100259), das unter Verwendung einer starken, durch Ausfällung härtenden, hitzebeständigen Legierung als Material hergestellt worden ist. Daraus sind konische Ventilteile durch Schmieden bei einer Temperatur im Bereich von 700-900ºC bei einem Ausmaß des Schmiedens von 20% oder höher und durch Unterwerfen der geschmiedeten Produkte einer Alterungshärtung hergestellt worden. Es ist auch bekannt, Ventile durch Schmieden bei einer Temperatur von 700-900ºC und eine Lösungsbehandlung, gefolgt von einer partiellen Kaltbearbeitung, herzustellen.
Bei der Durchführung der obigen von der Patentinhaberin vorgeschlagenen Technologie tritt oftmals wegen der relativ niedrigen Schmiedetemperatur von 700-900ºC eine Rissbildung der Materialien bei der Verarbeitung bzw. Bearbeitung auf, wenn das Material eine niedrige Heißverarbeitbarkeit hat. Es ist daher schwierig, die Verformung zu einem hohen Schmiedegrad durchzuführen und eine teilweise Härtung zu einem gewünschten hohen Ausmaß zu realisieren. Bei einer anderen Technologie, bei der sich eine partielle Kaltbearbeitung an die Lösungsbehandlung und das Alterungshärten anschließt, ist die Kaltbearbeitung der einzige Weg, um die Festigkeit zu erhöhen. Wenn keine starke Bearbeitung in dieser Stufe durchgeführt wird, kann keine genügende Festigkeit erhalten werden. Der Schmiedegrad beim Kaltbearbeiten zu den Ventilrohlingen, die bereits bis einem gewissen Ausmaß durch Alterungshärten gehärtet sind, ist jedoch gewissen Beschränkungen unterworfen, so dass auch die Erhöhung der Festigkeit Beschränkungen unterworfen ist.
Zum Zwecke der Verlängerung der Gebrauchsdauer der Ventile ist nicht nur die Festigkeit, sondern auch die Korrosionsbeständigkeit ein wichtiger Faktor. Es ist jedoch schwierig, die Festigkeit und die Korrosionsbeständigkeit in den Motorventilen zu vereinigen, da Materialien mit hoher Korrosionsbeständigkeit im Allgemeinen eine niedrigere Festigkeit haben. Es wird daher die Schlussfolgerung gezogen, dass, wenn eine partielle Verfestigung der Materialien mit guter Korrosionsbeständigkeit erhalten werden könnte, dieses Problem automatisch gelöst würde.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Aufgabe der Erfindung ist der Durchbruch durch die obige Einschränkung, die der herkömmlichen Technologie der Herstellung von Dieselmotorventilen eigen ist, und die Bereitstellung eines verbesserten Verfahrens der Herstellung, das Ventile für Dieselmotoren liefert, die sowohl eine höhere Festigkeit als auch eine bessere Korrosionsbeständigkeit und daher eine längere Gebrauchszeit haben.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung von Ventilen von Dieselmotoren umfasst folgendes: Verwendung einer starken, durch Ausfällung härtenden, hitzebeständigen Legierung als Material, Heißschmieden des Materials zur Herstellung von Rohlingformen der Ventile für Dieselmotoren, Kaltbearbeitung der Frontteile der Rohlinge und Alterungsbehandlung der kaltbearbeiteten Teile zur Erhöhung ihrer Härte.

KURZE ERLÄUTERUNG DER ZEICHNUNGEN

Die Fig. 1 ist ein Seitenaufriss eines Beispiels eines Rohlings eines Einströmungs-/Abgasausleitungsventils eines Dieselmotors, hergestellt gemäß der Erfindung, wobei die Hälfte des Ventils im Querschnitt gezeigt ist; und
die Fig. 2 zeigt die Form eines Zwischenprodukts nach dem Kaltschmieden des Frontteils des in Fig. 1 gezeigten Rohlings.

DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN

Die Erfindung umfasst das Verfahren umfassend die oben beschriebenen Stufen und weiterhin eine Stufe der Lösungsbehandlung nach dem Heißschmieden und vor dem Kaltbearbeiten.
An das Heißschmieden, das als erste Stufe des Herstellungsverfahrens von Ventilen aus einer starken, durch Ausfällung härtenden, hitzebeständigen Legierung durchgeführt wird, werden hinsichtlich der Erhitzungstemperatur und dem Ausmaß des Schmiedens keine besonderen Begrenzungen angelegt. Um eine Vergröberung der Kristallkörner während des Erhitzens zu verhindern, wird es bevorzugt, das Schmieden bei einer Temperatur durchzuführen, die so niedrig wie möglich ist. Im Falle, dass das Schmieden bei einer Temperatur oberhalb einer Grenze, die im Bereich von 900-1100ºC liegt, durchgeführt wird, ist es nicht notwendig, die Lösungsbehandlung nach dem Schmieden durchzuführen. Andererseits ist im Falle des Schmiedens bei niedriger Temperatur die Lösungsbehandlung erforderlich.
Die Lösungsbehandlung erfolgt zum Zwecke der Auflösung von Niederschlägen, die während des Schmiedens in der Matrix gebildet worden sind, und der Eliminierung von Verzerrungen, die beim Bearbeiten gebildet worden sind. Gewöhnlich wird dies dadurch erzielt, dass die Werkstücke bei einer Temperatur im Bereich von 1020 bis 1080ºC 1-18 Stunden lang gehalten werden. Die Haltungsbedingungen werden im Hinblick auf die Mengen der Niederschläge und das Ausmaß der während der Bearbeitung gebildeten Verzerrungen bestimmt. Wie oben zum Ausdruck gebracht, sind im Falle des Hochtemperaturschmiedens diese Faktoren von geringfügigem Einfluss und daher kann die Lösungsbehandlung weggelassen werden.
Der Zweck der Durchführung der partiellen Kaltbehandlung besteht darin, eine Ausfällungshärtung während der nachfolgenden Alterungshärtung zu fördern, indem Transformationen, bewirkt durch die Bearbeitung, eingeführt werden. Um eine genügende Förderung zu erhalten, ist es erforderlich, dass die Niederschläge in der Matrix genügend aufgelöst werden, und die obige Lösungsbehandlung nimmt die Rolle der Auflösung der Niederschläge ein. Der Effekt der partiellen Kaltbearbeitung kann bei einem Schmiedungsgrad von 5% oder höher erwartet werden, und er wird beträchtlicher, wenn der Schmiedungsgrad zunimmt. Bei einem Schmiedungsgrad von über 50% tritt eine Sättigung des Effekts ein.
Die letzte Stufe des Verfahrens, die Alterungshärtung, wird durch Belassen der Werkstücke bei Temperaturen von 600-800ºC über einen Zeitraum von 1-180 Stunden durchgeführt. Eine bevorzugte Temperatur liegt im Bereich von 700-750ºC.
Die erfindungsgemäß als Material für Ventile von Dieselmotoren verwendeten starken, durch Ausfällung härtenden, hitzebeständigen Legierungen sind hitzebeständige Legierungen auf Ni-Basis bzw. Fe-Basis mit den folgenden jeweiligen Legierungszusammensetzungen.

Hitzebeständige Legierung auf Ni-Basis

Die hitzebeständige Legierung auf Ni-Basis besteht im Wesentlichen, als Gewichts-% ausgedrückt, aus bis 0,1% C, bis 1,0% Si, bis 1,0% Mn und 15-35% Cr, und weiterhin mindestens einem Element von bis 3,0% Ti, bis 2,0% Al und bis 3,0% Nb sowie als Rest aus Ni.
Eine bevorzugte Legierung im obigen Zusammensetzungsbereich besteht im Wesentlichen aus 25% oder mehr, jedoch bis 32% Cr, 2,0% oder mehr, jedoch bis 3,0% Ti, 1,0-2,0% Al und als Rest Ni.
Im Folgenden werden die Rollen der Legierungskomponenten und die Gründe für die obige Begrenzung der Legierungszusammensetzung erläutert.
C: bis 0,1%
Der Kohlenstoff kuppelt mit Titan und Chrom unter Bildung von Carbiden, die dazu geeignet sind, die Hochtemperaturfestigkeit zu erhöhen. Kohlenstoffgehalte von mehr als 0,1% erniedrigen die Duktilität der Legierung und erschweren die Bearbeitbarkeit. Die Obergrenze wird daher bei 0,1% angesetzt.
Si: bis 1,0%
Auch Silicium trägt zu einer Erhöhung der Festigkeit bei. Ein zu großer Gehalt erniedrigt jedoch die Duktilität der Legierung, so dass die Obergrenze bei 1,0% gesetzt wird.
Mn: bis 1,0%
Das Mangan verhindert ein Brüchigwerden der Legierung, das durch darin enthaltenen Schwefel herbeigeführt wird. Jedoch fördert das Mangan die Ausfällung der η-Phase (Ni&sub3;Ti), die für die Duktilität schädlich ist. Der Gehalt dieses Elements sollte daher auf die Obergrenze von 1,0% begrenzt sein.
Cr: 15-35%, vorzugsweise mehr als 25 bis 32%
Chrom ist ein wesentliches Element, um die Korrosionsbeständigkeit der Legierung zu erhöhen, und zum Erhalt dieses Effekts ist es notwendig, 15% oder mehr Chrom zuzusetzen. Andererseits bewirken Gehalte über 35% eine Ausfällung einer versprödenden Phase bei Verwendung der Produktventile. Im Falle, dass die Korrosionsbeständigkeit von besonderer Wichtigkeit ist, wird es empfohlen, einen Chromgehalt von höher als 25% zu wählen. Um eine Versprödung während des Langzeitgebrauchs zu vermeiden, sollte der Gehalt von Chrom bis 32% betragen. Daher wird der oben angegebene bevorzugte Bereich festgelegt. Ein oder mehrere von Ti: bis 3,0%, Al: bis 3,0% und Nb: bis 3,0%; vorzugsweise Ti: mehr als 2,0% bis 3,0% und Al: 1,0- 2,0%.
Titan, Aluminium und Niob kuppeln mit Nickel unter Ausfällung einer γ-Primärphase, die die Hochtemperaturfestigkeit erhöht. Zu hohe Gehalte bewirken jedoch eine Versprödung aufgrund einer überschüssigen Ausfällung der γ-Primärphase während der Alterungshärtung, und weiterhin wird hierdurch eine niedrigere Heißverarbeitbarkeit bewirkt. Somit werden die jeweiligen Obergrenzen zu 3,0% festgelegt. Im Falle, dass insbesondere eine Hochtemperaturfestigkeit erforderlich ist, wird es empfohlen, sowohl Ti in höheren Mengen als 2,0% als auch Al in Mengen von 1,0% oder höher einzusetzen.
Bevorzugtere Ausführungsformen der oben beschriebenen, hitzebeständigen Legierung auf Ni-Basis enthalten weiterhin zusätzlich zu den oben beschriebenen Legierungsbestandteilen insbesondere den bevorzugten Legierungsbestandteil, ein Element oder beide Elemente von B: bis 0,02% und Zr: bis 0,15%. Die Rollen dieser Komponenten und der Grund für die Eingrenzung der Gehalte sind wie folgt.
B: bis 0,02%
Bor segregiert an den Kristallgrenzen, wodurch die Kriechfestigkeit erhöht wird und die Heißbearbeitbarkeit der Legierung verbessert wird. Diese Effekte können bei einem niedrigen Borgehalt erhalten werden. Ein höherer Gehalt beeinträchtigt jedoch die Heißbearbeitbarkeit, so das die Zugabemenge auf bis 0,02% begrenzt wird.
Zr: bis 0,15%
Zircon segregiert wie Bor an den Kristallgrenzen und erhöht die Kriechfestigkeit der Legierung. Ein zu hoher Gehalt an Zircon beeinträchtigt jedoch die Kriecheigenschaften der Legierung, so dass die Zugabemenge bis 0,15% betragen sollte.
Bei der obigen hitzebeständigen Legierung auf Ni-Basis kann ein Teil des Nickels durch Eisen und/oder Cobalt ersetzt werden. Im Falle der Zugabe von Chrom in Mengen von mehr als 25% ist es erforderlich, den Fe-Gehalt auf weniger als 3,0% festzulegen, damit die austenitische Phase stabilisiert wird, so dass der Ni-Gehalt relativ hoch sein kann. Cobalt trägt zu einer Stabilisierung der austenitischen Phase genauso wie Nickel bei. Da Cobalt ein teures Material ist, ist es nicht von Vorteil, eine zu große Menge davon zu der Legierung zu geben. Die Obergrenze wird daher auf 2,0% festgesetzt.

Hitzebeständige Legierung auf Fe-Basis

Die Legierung besteht im Wesentlichen aus, auf das Gewicht bezogen, bis 0,1% C, bis 1,0% Si, bis 10% Mn, bis 30% Ni und 12-25% Cr, und weiterhin aus mindestens einem der Elemente bis 3,0% Ti, bis 2,0% Al und bis 4,0% Mo, Rest Fe. Eine weitere Legierung, die weiterhin bis 0,5% N enthält, ist gleichfalls geeignet. Es ist vorzugsweise die Zusammensetzung so zu wählen, dass Mn + Ni: 10-30%.
Nachfolgend werden die Rollen der Legierungskomponenten und die Gründe für die obige Begrenzung der Legierungszusammensetzung erläutert.
c: bis 0,1%, Si: bis 1,0%
Es gelten die obigen im Zusammenhang mit der hitzebeständigen Legierung auf Ni-Basis gegebenen Erläuterungen.
Mn: bis 10%, Ni: bis 30%, vorzugsweise Mn + Ni: 10-30%
Mangan wird zugesetzt, um eine austenitische Phase in der Legierung zu realisieren. Zuviel Mangan verringert die Duktilität der Legierung, und 10% ist die Obergrenze der Zugabe. Nickel ist auch ein Austenit bildendes Element und es wird zusammen mit Mangan zugesetzt. Die Zugabemenge wird im Bereich von bis 30% gewählt, da Nickel als Legierungselement relativ teuer ist. Um eine austenitische Phase in der Legierung zu gewährleisten, wird es bevorzugt, dass die Legierung 10% oder mehr Mn + Ni enthält. Im Hinblick auf die Kosten ist es zweckmäßig, eine Zugabemenge von Mn + Ni bis 30% zu wählen.
Ti: bis 3,0%, Al: bis 2,0%
Was Titan und Aluminium betrifft, so gelten die obigen Ausführungen bezüglich der hitzebeständigen Legierung auf Ni- Basis auch für die hitzebeständige Legierung auf Fe-Basis.
Mo: bis 4,0%
Molybdän löst sich in der Matrix unter Verfestigung auf. Daher wird eine geeignete Menge dieses Elements zugesetzt. Eine Zugabemenge von mehr als 4% kann eine Versprödung der Legierung bewirken, so dass diese Menge die Obergrenze darstellt.
N: bis 0,5%
Stickstoff wird mit der Erwartung einer festen Lösung in der Matrix und einer Ausfällung, die zu einer Verfestigung führt, zugesetzt. Eine zu hohe Zugabe bewirkt eine Versprödung. Aufgrund dieses Gesichtspunkts ist daher die Obergrenze auf 0,5% festgesetzt.
Die Zugabe von Bor und/oder Zircon zu der hitzebeständigen Legierung auf Fe-Basis wird bevorzugt, wie im Falle der Legierung auf Ni-Basis. Es können die gleichen vorteilhaften Wirkungen erhalten werden.

BEISPIELE

Legierungen mit den in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzungen wurden durch Aufschmelzen in einem Vakuuminduktionsofen hergestellt. Die geschmolzenen Legierungen wurden zu Gussblöcken mit einem Gewicht von jeweils 30 kg gegossen. Tabelle 1
Die Gussblöcke wurden zu Rundstäben mit einem Durchmesser von 85 mm geschmiedet. Die Stäbe wurden bei den unten angegebenen Bedingungen zu Ventilrohlingen mit der in Fig. 1 gezeigten Gestalt heißgeschmiedet. Die Rohlinge wurden einer Hitzebehandlung unterworfen. Einige davon wurden weiterhin einem Kaltschmieden an ihren Frontteilen unterworfen, wie unten stehend beschrieben wird, wodurch die in Fig. 2 gezeigte Gestalt erhalten wurde. Die Härte der Frontteile wurde bestimmt. Bearbeitungsbedingungen
Probekörper wurden aus den so hergestellten Ventilen ausgeschnitten und dem V(Vanadium)-Angriffstest und dem S(Schwefel)-Angriffstest unter den folgenden Bedingungen unterworfen.

V-Angriffstest

Probekörper, die auf eine Länge von 25 mm, eine Breite von 15 mm und eine Dicke von 5 mm bearbeitet worden waren, wurden mit Schmirgelpapier Nr. 500 einem Abriebvorgang unterworfen und dann in korrodierende Asche (ein Gemisch aus V&sub2;O&sub5;: 85% + Na&sub2;SO&sub4;: 15%) eingebracht. Nach 20-stündigem Einwirken bei 800ºC wurden die Korrosionsprodukte auf den Probekörpern herausgelöst und der Gewichtsverlust durch Korrosion wurde bestimmt.

S-Angriffstest

Probekörper mit den gleichen Abmessungen wie oben wurden nach dem Abschmirgeln mit dem obigen Schmirgelpapier in gemischte Asche (Na&sub2;SO&sub4;: 90% + NaCl: 10%) eingegeben. Genauso wurden nach 20-stündiger Einwirkung bei 800ºC die Korrosionsprodukte auf den Probekörpern entfernt und der Gewichtsverlust durch Korrosion wurde bestimmt.
Die Ergebnisse des Härtetests, des S-Angriffstests und des V- Angriffstests sind in Tabelle 2 zusammengestellt. Tabelle 2
*1 Während des Heißschmiedens erfolgte eine Rissbildung
*2 Während des Kaltschmiedens des Frontteils erfolgte eine Rissbildung
Aus den Werten der Tabelle 2 werden folgende Schlussfolgerungen gezogen:
1) Die in den Ausführungsbeispielen dieser Erfindung hergestellten Ventile haben Frontseiten, die härter sind als diejenigen von herkömmlichen Produkten.
2) Bei Bearbeitung der Legierungen Nr. 8-10 mit niedriger Heißbearbeitbarkeit nach der herkömmlichen Technologie erfolgt eine Rissbildung während der Heißbearbeitung. Bei der Legierung Nr. 9, die eine hohe Härte nach der Alterung zeigt, erfolgt ebenfalls eine Rissbildung während der Kaltbearbeitung der Frontseiten. Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht es, diese Legierungen zu Motorventilen zu verarbeiten.
3) Bei Verwendung der Legierungen Nr. 7-12, die bevorzugte Beispiele der Erfindung sind, werden eine hohe Härte sowie eine gute Korrosionsbeständigkeit realisiert. Solche Ergebnisse werden auch im Falle der Legierung Nr. 3 erhalten, die viel Cobalt enthält, während gute Ergebnisse bei den Legierungen Nr. 7-12 erhalten werden, auch wenn sie cobaltfrei sind und daher kostengünstig sind.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines Ventils eines Dieselmotors, dadurch gekennzeichnet, dass als Material eine starke, durch Ausfällung härtende hitzebeständige Legierung verwendet wird und dass die Stufen des Heißschmiedens des Materials zur Herstellung einer Rohlingsform des Ventils des Dieselmotors, der Kaltbearbeitung des Frontteils bzw. des Vorderteils des Rohlings und der Alterungsbehandlung des kalt bearbeiteten Produkts zur Erhöhung der Härte des Frontteils bzw. Vorderteils durchgeführt werden.

2. Verfahren zur Herstellung eines Ventils eines Dieselmotors, dadurch gekennzeichnet, dass als Material eine starke, durch Ausfällung härtende hitzebeständige Legierung verwendet wird und dass die Stufen des Heißschmiedens des Materials zur Herstellung einer Rohlingsform des Ventils des Dieselmotors, des Unterwerfens des Rohlings einer Lösungsbehandlung, der Kaltbearbeitung des Frontteils bzw. des Vorderteils des Rohlings und der Alterungsbehandlung des kalt bearbeiteten Produkts zur Erhöhung der Härte des Frontteils bzw. Vorderteils durchgeführt werden.

3. Verfahren zur Herstellung eines Ventils eines Dieselmotors nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass das verwendete Material eine hitzebeständige Legierung auf Ni-Basis vom starken ausfällungshärtenden Typ ist, die im Wesentlichen, als Gewichts-% ausgedrückt, aus folgendem besteht: C: bis 0,1%, Si: bis 1,0%, Mn: bis 1,0% und Cr: 15-35%, und weiterhin mindestens einem von Ti: bis 3,0%, Al: bis 2,0% und Nb: bis 3,0% und zum Rest Ni.

4. Verfahren zur Herstellung eines Ventils eines Dieselmotors nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass die verwendete hitzebeständige Legierung auf Ni-Basis in den Bereichen der im Anspruch 3 angegebenen Legierungszusammensetzung von Cr: 25% oder mehr, jedoch bis 32%, Ti: 2,0% oder mehr, jedoch bis 3,0% und Al: 1,0-2,0% enthält.

5. Verfahren zur Herstellung eines Ventils eines Dieselmotors nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass die verwendete hitzebeständige Legierung auf Ni-Basis zusätzlich zu den in Anspruch 4 angegebenen Legierungskomponenten eines oder beide von B: bis 0,02% und Zr: bis 0,15% enthält.

6. Verfahren zur Herstellung eines Ventils eines Dieselmotors nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass das verwendete Material eine hitzebeständige Legierung auf Fe-Basis vom starken ausfällungshärtenden Typ ist, die im Wesentlichen, als Gewichts-% ausgedrückt, aus folgendem besteht: C: bis 0,6%, Si: bis 1,0%, Mn: bis 10%, Ni: bis 30% und Cr: 12-25%, und weiterhin mindestens einem von Ti: bis 3,0%, Al: bis 2,0% und Mo: bis 4,0% und zum Rest Fe.

7. Verfahren zur Herstellung eines Ventils eines Dieselmotors nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass die verwendete hitzebeständige Legierung auf Fe-Basis zusätzlich zu den in Anspruch 6 angegebenen Komponenten N: bis 0,5% enthält.