【発明の詳細な説明】
焼結合金鋼成分の生成方法発明の背景
本発明は、圧縮・焼結及びその後の操作などの慣用の粉末冶金処理後に、寸法
安定性及び耐摩耗性を有する成分を生成するのに混合される種々の組成から成る
特定の粉末を生成することに関するものである。粉末冶金合金鋼粉末は、自動車
の耐摩耗性部材の製造、及び土工機械及び道路構成設備などのその他の仕事量の
多い設備に利用されていた。前記合金粉末は、自動車エンジンの弁座の製造に主
に使用されていた。この場合、高速度鋼合金粉末は、金型内で6.2〜7.0g/ccに圧
縮され、その後、既知の焼結メカニズムに基づく温度操作によって粉末を強固に
できる温度範囲、一般的に1050〜1300℃で気体中で焼結される。または、前記金
型内での圧縮の後、前記成形体は液体の銅の中に浸透され、ほぼ最高の密度とな
る（金属ハンドブック（Metals Handbook）、第９版、アメリカ金属協会（Ameri
can Society for Metals）出版、1984年、564ページ）。主に粉末に要求される
ことは、高温での耐摩耗性と、処理中における優れた寸法安定性とを呈すること
であった。
このような粉末から最良の特性を実現するためにさらに開発が行われ、高速度
鋼合金粉末を含有している工具鋼が、他の添加物とともに或いは他の添加物を用
いず、低合金粉末及び純鉄と混合された。当該方法の主な目的は、５〜９０パー
セントの工具鋼粉末を含有する粉末混合物の圧縮性を高めることであった。本願
明細書において、
すべてのパーセント表示は、重量パーセントを示している。特定の条件下におい
て、寸法安定性が実現され（粉末冶金（Powder Metallurgy），Vol.33，No.4，3
13ページ）、本願の発明者の内の何人かによってデータが発表され、これらの粉
末が優れた摩耗性及び回転接触疲労特性を実現できることを証明した（粉末冶金
（Powder Metallurgy），Vol.4，金属粉末産業協会（Metal Powder Industries
Federation）出版，1991年，135ページ）。焼結後は、工具鋼粉末の同一性及び
純鉄の同一性が維持され、且つ一方の領域から他方の領域への合金元素の拡散は
ほとんど存在しない。このことは、優れた特性ではあるが、均一な構造とならず
、その根本的な特性を必ずしも実現し得ないことを示している。その理由は、合
金鋼の元素が特定の領域に位置しているからである。
多量の合金元素を用いて粉末を生成する現行の技術は、一般的に、合金組成を
炉内で溶かす工程と、水または気体を用いて粒子化する工程と、を備えている。
しかしながら、生成される粉末粒子が完全に合金化されているこいうことは、そ
の粒子が合金化されていない鉄よりも強固なものであり、従って、高密度に圧縮
できないことを示している。
粉末冶金によって合金を生成する他の方法は、最終的な所望の組成と同等な比
率の元素粉末を混合するものである。この方法の利点は、合金元素によって鉄の
固溶体強度が高まるために、粉末混合物の圧縮性が低減されないことである。従
って、高い圧縮密度が実現される。しかしながら、通常の焼結条件は、これらの
粉末混合物から完全に合金化された材料を生成するには不十分である。その理由
は、拡散範囲が限定されているからである。この状況は、１または
２以上の付加された粉末が、単体でまたは結合して、過渡的にまたは安定した状
態で液相を生成する場合には改善される。このことは、当然のことながら、寸法
安定性の損失につながり、また、たとえ焼結反応中に液体が存在しない場合でさ
えも、寸法安定性の損失が生じる場合もある。
このタイプの合金を生成する他の方法は、種々の化学的な組成（この内の１以
上の粉末をプレアロイ粉とすることもできるが、かなりの量は、純鉄などの高圧
縮性の粉末である。）から成る粉末を混合するものである。このタイプの発明は
、イギリス特許第2188062号明細書に開示されている。当該発明の場合、純鉄粉
末が焼結中に溶けるのではなく、高速度鋼が溶ける必要がある旨クレームされて
いる。また、このことは、寸法安定性の問題にもつながる。本発明の概要
本発明の一態様における焼結合金成分の生成方法は、高合金粉末、低合金鋼粉
末または鉄粉末、及び遊離炭素粉末から成る混合物から圧粉成形体を形成する工
程と、焼結工程中に永久的液体合金が形成されない温度で前記圧粉成形体を焼結
する工程と、を備えている。
本発明の好適例における焼結合金成分の生成方法は、0.1〜1.5重量パーセント
の遊離炭素粉末の存在下、高合金鋼粉末を低合金鋼粉末または鉄粉末と混合する
とともに、住意的に滑剤と混合する工程と、前記粉末混合物を圧縮し、6.6gm./c
cよりも大きな（好ましくは、6.8gm./ccよりも大きな）密度の圧粉成形体を形成
する工程
と、当該圧粉形成体を焼結し、これを強固にする工程と、を備えている焼結合金
成分の生成方法において、前記焼結温度を、前記粉末のいずれの成分の融点より
も低く設定し、滑剤以外の永久的液体が焼結工程中に形成されないようにしてい
ることを特徴としている。
このようにして、前記イギリス国特許第2188062号明細書と対比すると、本発
明は、すべての合金成分を固体状態で焼結させ、高い圧粉密度とともに、優れた
寸法制御を実現することができる。
本発明は、本発明の方法によって生成される焼結合金成分にまで及ぶものであ
る。
本発明は、研究計画を、上記のような、純鉄及び低合金鋼と混合される高合金
鋼粉末の生成に発展させるものである。高合金粉末の優れた圧縮性を実現するこ
とを主な目的としている。このことを実現するためには、工具鋼を高い割合で加
えるとともに、通常のAISI工具鋼の仕様とは異なり、高合金粉末内の炭素含量を
少なくしなければならないことを確かめた。高合金鋼粉末の炭素含量は、0.2〜0
.8パーセントであることが好ましい。このような通常のAISI仕様は、例えば金属
ハンドブック（Metal Handbook）、第１０版、ＡＳＭ1990年または1991年出版、
Vol.1、758〜759頁に記載されている。このように、本発明の方法は、前記イギ
リス国特許第2188062号明細書に開示されている方法とは異なるものである。
必要な冶金構造を生成するために、この炭素含量の減少は、高合金鋼粉末及び
低合金鋼粉末の混合物にさらに炭素粉末を加えること
によって補償された。この炭素付加は主に、好ましくは0.1〜1.5パーセントの範
囲で、また更に好ましくは0.5〜1.2パーセントの範囲で、グラファイト（Rocol
X7119）で行われた。7.4g/cc以下の合金鋼混合物の密度は、800MPaでの圧縮によ
って行われた。驚くことには、特定の状況下において遊離グラファイトが存在す
ると、炭素合金鋼粉末から、これらと混合される鉄合金粉末または低合金粉末へ
の、合金元素の固体状態での拡散が増大することが確かめられた。このようにし
て、圧縮性の改善という予想された有利な効果を実現するとともに、粉末混合物
内における合金元素の拡散が予期せず増加した。このことは、顕著な特性改善に
結びつくものである。液相を必要とせずに拡散を増加させられることで、焼結中
に寸法安定性を大きく損なうことなく、粉末の混合物から、高い均一性を有する
合金材料を生成することができる。
イギリス特許第4913739号明細書は、合金元素を焼結材料内に拡散させるため
の手段として、合金化度の極めて高い鋼粉末を、低合金粉末または純鉄粉末に付
加することを開示している。この方法は、鉄−シリコン−マンガン−炭素マスタ
ー合金粉末を主成分とする組成の開発に特に関連している。この要件によって、
シリコン−マンガン−炭素合金粉末の組成的な仕様を必然的に制限することとな
る。前記特許の明細書には、元素が母材を介して不均一に拡散できるようにする
ために、約１０００℃で一次的な液相が存在すると記載されている。しかしなが
ら、本発明によれば、通常の焼結温度において液相は存在しない。また、本発明
によれば、問題の炭化物形成元素は、例えばモリブデン、タングステン、ニオブ
、バナジウム、クロム、タンタル、ハフニウムなどの工具鋼内に明らかに存在す
る元素である。
本発明によれば、均一化は、液相が存在しなければならないものではなく、工
業において一般的に使用されている工具鋼及び高速度粉末の広い範囲に適用でき
るものと考えられる。
このため、本発明は、合金の組成に限定されるものではなく、また合金元素の
拡散を増加させるために、一時的または安定した液相が必ず存在しなければなら
ないものでもない。
十分な硬度を得るために、低合金鋼粉末から生成される成分は、約８００〜９
００℃から２００〜３００℃への温度範囲において、例えば油浴内に浸水させる
ことによって、１分間に８００〜１０００℃の範囲の高速度で急冷されることに
よって、オーステナイト化されなければならない。このような処理を施すと、低
合金部分にかなりの歪が発生する。慣用的に、かなりの割合の低合金粉末または
純鉄粉末を有している粉末混合物から生成される成形体に、低合金粉末のための
急冷状態を伴う熱処理の組み合わせを施していた。このことは、焼結を行い、そ
の後所定の速度で室温にまで冷却し、その後８５０〜９００℃に再加熱し、オー
ステナイト化し、その後オイル内で急冷する事によって、慣用的に行われていた
。
驚くべきことに、我々の混合粉末圧粉成形体の焼結温度からの冷却を制御する
ことによって、好適な特性を作りだすことができることを確かめた。このことに
よって、再加熱及びその後の高速急冷をする必要がなくなり、その結果生じる歪
をなくすことができる。
このことによって、自動車エンジンの動弁装置に使用されるよう
な元素の大量生産が可能となった。
このため、本発明の他の態様では、かなりの割合の低合金粉末または純鉄粉末
を有している粉末混合物から圧粉成形体を形成する行程と、焼結する行程と、所
定の制御速度で焼結温度からの冷却を行い、オーステナイト化を必要とせず、か
なりの焼入性を呈する成分を生成する行程と、を備えている。
好ましくは、本発明による焼結合金成分の生成方法は、住意の滑剤とともに、
（５〜９０パーセントの比率の）高合金粉末、低合金粉末、鉄を主成分とする粉
末又は純鉄の粉末及び１．２パーセント以下の遊離炭素粉末を有している粉末の
混合物から圧粉成形物を形成する工程と、焼結工程の間に永久的液体合金相が形
成されないような温度で前記圧粉成形物を焼結する工程と、９００℃から３００
℃の範囲での前記冷却を、当該冷却範囲における平均値として測定して、１分間
に１０℃から４００℃の範囲に制御し、且つその後のオーステナイト化熱処理を
行われないように前記焼結された成分を冷却する工程と、を備えている。
オーステナイト化温度からの冷却は、９００〜２００℃の範囲で、且つ１分間
に２０〜２００℃の速度であることが好ましい。
高合金鋼の配合割合を５〜５０パーセントとし、高合金鋼を、上記のように、
その炭素含量を低減させることによって改良された工具鋼とすることが好ましい
。
特有の表面仕上げを行うために応力除去熱処理を行うこともでき
るが、これは通常１５０〜３００℃の範囲で行われ、大きな歪を生じさせない。
本発明の当該態様に特に適合する好適な粉末態様では、低合金、鉄を主成分と
する粉末が、全合金含量の０〜１２パーセント（０〜９パーセントが好ましい）
の範囲であり、鉄が残部である。例えば、このような粉末では、モリブデン０．
８５パーセント、マンガン０．１５パーセント、炭素０．００３パーセント、鉄
が残部である。図面の簡単な説明
図１乃至図３は、炭化物を加えた場合と加えていない場合とにおける、境界に
沿った炭化物形成元素成分の分散を示しており、
図４は、粉末混合物を含み、好適な熱処理サイクルで処理された成分の構造を
示し、
図５は、低合金粉末のみを含み、好適な熱処理サイクルで処理された成分の構
造を示している。これらの構造は、１００μｍを線で示しているように、同一の
縮尺で描かれている。本発明の詳細な説明
高速度鋼組成、工具鋼組成及び高合金鋼組成の基礎となる合金鋼粉末は、多数
の粒子化システムによって生成される。特定の合金の選定、組成範囲及び合金の
種類の選定は、冶金学者に良く知られており、また国際標準規格及び参考書で知
ることができる。
具体的には、これらの合金は、０．６〜３重量パーセント程度の
炭素を含有している。この炭素が、バナジウム、タングステン、クロム、モリブ
デン、ニオブ、タンタル、ハフニウム等の炭化物形成元素である他の合金元素と
反応し、慣用の熱処理後に鋼の母材内に強固な炭化物を形成する。更に、炭素の
一部は、母材内の溶媒内に保持され、ベイナイト、マルテンサイト、または焼き
戻しマルテンサイトが母材内に形成される。これらの合金の炭素選定は、脱酸及
び固溶体の強化に使用される鉄及び他の元素（例えば、シリコン及びマンガン）
を除く炭素形成元素の全体的な内容に依存している。
本発明において、合金鋼の炭素含量は、一般的に最小選定値またはこれより小
さな値とし、粉末の優れた圧縮性を達成できる。粉末粒子の直径は、一般的に２
５０ミクロンよりも小さく、その粒子の特性は、粉末を生成するのに使用される
粒子化条件に依存して変化する。
これらの合金粉末は、製造後、例えば、ホガナス（Hoganas）NC100.24，ホガ
ナス・ディスタロイ（Hoganas Distaloy）AB，ホガナス（Hoganas）85HP，マン
ネスマン（Mannesmann）WPL200，QMP 4601等の低合金鋼粉末または純鉄粉末とと
もに混ぜ合わせられる。
種々の粉末からなる均質な混合物を生成する事が必要であることに留意する。
一般的に、低合金鋼は、全体で９重量パーセントよりも少ない、銅、ニッケル、
マンガン、モリブデンの量を変化させている。これらは、モリブデンを除き、強
い炭化物形成元素を含有していないことを特徴としている。
高合金鋼粉末は、５〜９０パーセントの混合物から形成される。冒頭にて述べ
た応用例の場合、高合金成分は、通常１０〜５０パーセントの範囲である。高合
金鋼粉末は、０．２パーセントから、標準仕様の最大値または炭化物形成元素の
合金成分から計算される最大値の炭素を含有することができる。高い圧縮性を実
現するためには、炭素含量を最小に選択することが好ましい（特に、０．２〜０
．４パーセントの炭素とすることが好ましい。）。
混合物に十分な炭素を供給し、次の固体状態での熱処理で合金炭化物を形成す
るためには、（好ましくはグラファイトの）遊離炭素粉末も、前記２つの粉末と
混合し、炭化物形成元素との反応によって炭化物を形成するとともに、最終材料
の母材内に十分な炭素を供給する。必要な炭素の量は、高合金粉末の組成、低合
金粉末の組成及びこれらが混合される割合に依存している。一般的に、必要な炭
素の量は、０．５重量パーセントよりも多く、０．５〜１．２重量パーセントの
範囲であることが好ましい。
このことによって、粉末混合物は、６．８ｇ／ｃｃ以上に圧縮され、特に４０
０〜９００ＭＰａの圧縮圧力で７ｇ／ｃｃ以上に圧縮される。最終的な密度は、
合金粉末、組成、異なる種類の粉末の混合比率、及び圧縮圧力に依存している。
この値は、希釈せずに通常の炭素含量を有する高合金鋼粉末で実現される一般的
な圧粉密度の値５．６〜６．８ｇ／ｃｃに相当する。
粉末混合物は、ステアリン酸亜鉛、ワックス等の鋼粉末冶金学において通常使
用される滑剤も含んでいる。これらの滑剤は、２重量パーセントまで加えること
ができる。粉末混合物は、金型内に配置
され、種々の圧力、通常６００〜９００ＰＭａで圧縮される。金型から取り出さ
れた圧粉成形体は、他のサポートなしで処理及び移動を行うのに十分な強度を有
している。
一般的に、その後混合物は、粉末接触面において拡散が生じることで結合が生
じて密着体を形成できる温度に加熱される。一般的に、このことは１０００℃或
いは一般的にそれ以上の１１００℃〜１２００℃で行われる。温度の上限は、混
合された粉末の最終的な紺成の融点で決定される。この融点において、成形体の
寸法安定性が失われる。少量の一次的な液相が存在する場合もあるが、これは必
ずしも必要なものではなく、本発明の好適な例でもない。
特定な元素として所定量の炭素を加え、高合金鋼粉末の炭素含量を最小にする
間に炭素の損失を補充することによって、成形体の焼結反応速度が予期せず増加
する。このことは、炭化物形成元素の、高合金鋼粉末から、低合金または純鉄の
母材への拡散が増大することによって達成される。焼結温度で炭素が極めて迅速
に拡散することは予想できないことではないが、炭化物形成元素の拡散が高めら
れるということは予期し得ないことである。このことが、本発明の基礎となるも
のである。
以下、図面を参照して、本発明を説明するとともに、炭素を含有する純鉄また
は低合金鋼と混合された高合金鋼粉末の広い範囲において、一般的に本発明を適
用できることを説明する。実施例１
当該実施例においては、組成として
0.4重量パーセントの炭素、３重量パーセントのタングステン2.5重量パーセント
のモリブデン４重量パーセントのクロム、２重量パーセントのバナジウム、及び
その残部としての鉄
を有している３０重量パーセントの高合金鋼粉末H100を、70重量パーセントの低
合金鋼、または
炭素 0.02％
シリコン 0.05％
マンガン 0.20％
リン 0.02％
硫黄 0.015％
鉄 残部
から成る鉄の粉末とともに混合した。
１重量パーセント以下の炭素及び0.75重量パーセントのステアリン酸マンガン
滑剤を加え、サンプルを600MPaの圧力で圧縮した。このような成形体の圧粉密度
は、1.0重量パーセントの炭素を加えた場合、7.10gm/ccであった。
他の例では、5〜60重量パーセント（好ましくは、10〜50重量パーセント）の
高合金鋼が0.1〜1.5重量パーセント、例えば0.4〜0.8重量パーセントの遊離炭素
と混合されるような比率で、上記粉末を混合した。
対照実験として、炭素が混合されていない場合に、同様の粉末混合を行った。
永久的な液相が形成されないように調整された水素及び窒素の混合気体で充填さ
れた炉内で、焼結された成形体を１１５０℃で順次焼結した。成形体の温度を、
１〜５時間、１１５０℃に保持した。この１１５０℃は、両混合物の標本の付近
に挿入された熱電対で常に監視した。最終的なミクロ構造の詳細な冶金試験によ
って、相の分布及び種類に示されるように、炭化物形成元素の拡散の程度が予想
されたものよりも大きいことを確かめた。
圧縮された部分から焼結された部分への一般的な一次元的寸法の変化は、0.2
％と測定された。このことは、液相が存在し且つ10％の一次元的寸法の変化が生
じた場合に、高速度鋼が最も密度の高い状態に焼結されることと同等である（メ
タル・パウダー・レポート（Metal Powder Report）Vol.35，No.6，1980年6月、
２４２ページ）。
このことを、粉末を無作為に混合し、拡散粒子を製造することによって定量的
に証明することは困難である。この場合、純鉄及び高合金鋼粉末を、好適な炭素
元素を加えて別々に圧縮する。これらの粉末の金属粒は、互いに順次圧縮され、
一方において高合金鋼が存在し、他方において純鉄が存在するようにしている。
これらは、鋼粉末混合物に入れられ、前記２つの粉末間の接触を保持するとと
もに、更に成形体を形成するように圧縮される。いくつかの場合には、炭素を混
合しなかった。このことによって、炭素を混合した場合と炭素を混合しなかった
場合との比較をする事がで
きる。
上記と同様の方法で焼結を行った後、JEOL6400走査型電子顕微鏡に取り付けら
れた電子分散Ｘ線システムを使用し、分散粒子を区分するとともに、分析した。
当該電子分散Ｘ線システムは、薄型ウインドウのトラッカ（Tracor）アナライザ
であり、元の接触面のいづれか一方の側を１０ミクロン間隔でカウントする。カ
ウント数は、100,000で標準化される。この「100,000」は、見積値のプラス・マ
イナス５パーセントの精度を実現するのに必要である。５時間、1150℃で焼結さ
れ、左側にH100高合金材料を有し、右側に純鉄を有しているサンプルの結果を図
１、２及び３に示す。ここで、図１、２及び３はそれぞれ、クロム、タングステ
ン及びモリブデンを純鉄に分散させた場合のプロットである。図１から３におい
て、低合金鋼は、マネスマン（Mannesmann）WPL200 純鉄粉末である。
全ての場合において、混合された炭素が存在すると、炭化物形成元素の拡散量
が顕著に増加する。例えば、元の接触面から純鉄側に向かって３０ミクロンのと
ころでクロムを測定した場合、クロム成分は、高合金鋼の元の値の約半分であり
、炭素が存在しない場合では元の値の８分の１である。図に示すように、タング
ステン及びモリブデンの場合も同様である。実際、タングステンの場合、炭素が
存在しないとき、元の接触面から３０ミクロンのところの元素はほぼゼロである
。混合物内の平均の鉄または低合金粉末粒子の大きさが５０μｍのオーダーであ
ると仮定すると、炭素が存在しないで拡散がほとんど発生しない場合と比較して
、炭素が存在する場合にはかなりの量の均質化が生じるものと予想される。実施例２
２つの金属を主成分とする粉末を互いに混合した。第１の粉末は、ニッケル１
．８パーセント、モリブデン０．５５パーセント、マンガン０．２パーセント、
炭素０．００３パーセント、その他QMP4601粉末と称する鉄から成る組成の4600
タイプのプレアロイ鉄粉末から成る。これに、クロム４パーセント、タングステ
ン３パーセント、モリブデン２．５パーセント、バナジウム２パーセント、炭素
０．４パーセント、その他鉄から成る組成のH100と称する２０パーセント重量／
重量の改良工具鋼を加えた。これに、０．５パーセントの合成グラファイト及び
０．５５パーセントのステアリン酸マグネシウムを混合した。
これらの構成成分を、粉末混合器内で混合し、その後混合された混合物を、10
.5×10.5×70mmの直方体部分に６トン／平方センチメートルで圧縮した。その後
これらの圧粉成形体を、混合された窒素−水素気体（５０パーセントの水素、５
０パーセントの窒素）内で３０分間１１５０℃の温度で焼結した。その後、成形
体を制御された速度で冷却した。当該実施例では、９００℃から２５０℃への平
均冷却速度を１分間に約４５℃とした。
冷却中に形成される残りの応力成分を除去するために、空気中で６０分間、２
０５℃で応力除去処理を行った。このことが、冷却期間中に形成される光学的に
視覚可能な合金炭化物の分布または形状に大きな影響を及ぼすとは認められなか
った。最終構造の一例を図４に示す。ここでは、当初、改良された工具鋼組成か
ら成る領域内の合金炭化物を明らかに確認することができる。一方、図５は、同
様に処理され、、H100を除く4600タイプのプレアロイ粉から作られる対照サンプ
ルの構造を同一の縮尺で示している。
驚くべきことには、焼結温度からの冷却時間を制御することによって達成され
た機械的特性は、単純な混合の法則（例えば、低合金粉末及び高合金鋼粉末の特
性を体積パーセントに応じて重み付けること）から予想されるよりもかなり優れ
たものであった。また、このような冷却時間は、かなりの量のもろいマルテンサ
イト相が存在する場合、またはオーステナイトを保持して適用の間の不安定性を
生じさせる場合には、一般的に改良された工具鋼紺成にとって好適なものではな
い。
混合物Ａ（混合された粉末）及び混合物Ｂ（低合金鋼のみ）から形成される成
分の特性は、以下に示すとおりである。
混合物 Ａ Ｂ（低合金鋼のみ）
H100成分％ 20 無
焼結後の密度(gm/cc) 7.10 7.15
焼結後の見かけ上の
硬度(HRB) 98 87
H100微小硬さ(HV200) 650 −
横方向破断強度(MPa) 1210 1060
このように、本発明は、遊離グラファイトが存在しない場合、または全炭素含
量が２つの粉末相内で完全に合金化された場合の混合
物と比較して、高合金粉末から低合金または純鉄粉末へ炭化物形成元素を拡散さ
せる程度を顕著に増加させる方法に関するものである。
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フロントページの続き
(81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＤＥ，
ＤＫ，ＥＳ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，ＩＴ，ＬＵ，Ｍ
Ｃ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ，ＣＦ，ＣＧ
，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＭＬ，ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，
ＴＤ，ＴＧ)，ＡＴ，ＡＵ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，
ＣＡ，ＣＨ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＧＢ，Ｈ
Ｕ，ＪＰ，ＫＰ，ＫＲ，ＫＺ，ＬＫ，ＬＵ，ＭＧ，ＭＮ
，ＭＷ，ＮＬ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，
ＳＤ，ＳＥ，ＳＫ，ＵＡ，ＵＳ，ＶＮ
(72)発明者 ナーゼン，ポール，ダットフィールド
イギリス国，ティーエヌ12 ５ピーエィ
ケント，イースト ペックハム，ホワイト
バイン ガーデンズ ２
(72)発明者 ウッド，ジョン，ヴィヴィアン
イギリス国，エムケイ44 ２イーエス ベ
ッドフォード，ボルンハースト，オールド
レクトリー（番地なし)
(72)発明者 マーシュ，フィリップ
イギリス国，エヌジィー９ ５エフキュー
ノッティンガム，チィルウェル，ミッド
ハースト クローズ 12