JPS5881946A - Ａｌ系焼結軸受合金およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は、Ａｔ系焼結軸受合金特にソリッドブッシン
グタイプの焼結軸受合金およびその製造方法に関する。

従来、ソリッドブッシングタイプのＡｔ系焼結軸受合金
としては、 （イ）Ａ４−８ｎ系焼結合金 （ロ）　紅系焼結体の空孔にｐｂやホワイトメタルを溶
浸し九合金 ｆう　Ａｔ−Ｃｕ　−Ｐｂ系焼結合金 等が開発されている。

しかし、（イ）の人ｔ　−ａｎ系焼結合金性強度的には
比較的弱く、軸受特性としてはいまだ不十分で一層の改
良が望まれている。また、（→のムＬ系焼結体の空孔に
ｐｂやホワイトメタルを溶浸し九合金は軸受特性には優
れているが、焼結工種のほかに溶浸工程が別に必要であ
ること、溶浸時のｐｂ蒸気が身体に悪影響を及ぼしたり
、溶浸時の寸法変化が大きくなったりすることなどの欠
点がある。

さらに、（ハ）のＡＬ　−Ｃｕ　−Ｐｂ系焼結合金は、
ｐｂが粒内に粒状で分布するのみであって粒界に網目状
には分布しないので軸受特性が不十分であること、また
、強度的にも不十分なものしか得られないことなどの問
題点がある。

一方、ソリッドブッシングタイプではなく、鋼などのパ
ックメタル上に粉末圧延等によりＡｔ系粉末をライニン
グするタイプのものでは、Ａｔ−Ｐｂ　−８ｎ　−Ｓｉ
　−Ｃｕ系の合金粉あるいは混合粉から優れ友軸受特性
を持つ合金を得ることが行われているが、これもあくま
でパックメタル上への粉末圧延という工程を加えること
により得られるものであり、ＡＬ　−Ｐｂ　−Ｓｎ　−
Ｓｉ　−Ｃｕ系の合金粉あるいは混合粉を単に成形・焼
結するだけではソリッドブッシングタイプの軸受合金と
して満足できる強度ならびに軸受特性は得られないもの
であこの発明は、軸受特性および強度に優れた紅系焼結
軸受合金およびその製造方法を提供することを目的とし
、合金組成は、重量％で、Ｐｂ：３〜１５チ、ｓｉ　：
　２〜８１　Ｍｇ　：　０．３〜２　％。

Ｃｕ：０．５〜６チ、Ｓｎ　：　Ｐｂ量の５〜３０９ｂ
、および残部実質的にＡｔからなるものとし、その組織
は、ＰｂがＡ／＝系マトリックスの粒内に粒状として分
布していると共にマトリックス粒界にも網目状に分布し
ているものとし、さらに当該軸受合金の製造方法として
、Ｐｂ　ｔ　８１　ｔ　Ｍｇ　ｔ　Ｃｕ　、　ｓｎ　ｓ
ｐよびＡｔｔ−含む金属粉末を、陶については陶粉末単
独又はＡｊ−均合金粉末として、Ｐｂについては前記各
金属のうち少くともＡｔとの合金粉末として、Ｓｌ　ｅ
　Ｃｕ　、　Ｓｎおよび前記淘あるいはｐｂとの合金だ
けでは不足するＡｊについて絋、それぞれ単独の粉末あ
るいはこれら成分同士の組合せによる合金粉末あるいは
前記のｐｂ　１含む合金粉末例えばＡＡ　−Ｐｂ　−Ｓ
ｎ　−Ｓｉ　−Ｃｕ系合金粉末としてあらかじめ調整し
、次いでこれらの金属粉末を混合して成形し、次いで焼
成して製造するようＫして前述の問題点を解決し九もの
である。

この発明によるＡｔ系焼結軸受合金の大きな特徴は、Ａ
ｔ系マトリックス中のｐｂの分布状況にある。すなわち
、この発明によるＡｔ系焼結軸受合金は、後で詳述する
第１図および第２図に示すように、ＰｂＦｉＭ系マトリ
ックスの粒内に粒状となって存在すると共に粒界に沿っ
て網目状にも分布している。

これに反してＡｔ系焼結体にＰｂあるいはホワイトメタ
ルを溶浸させた合金の場合は、Ｐｂは空孔中にのみ存在
するだけであり、ｔｆｔ、、、ＡＡ　−Ｃｕ　−ｐｂ系
焼結合金の場合は、Ｐｂは粒界に塊状となって点在する
だけである。

そのため、ホワイトメタル溶浸材やＡｔ−Ｃｕ　−ｐｂ
系焼結合金に比較して、この発明による軸受合金は、軸
受特性に好影響を与えるｐｂがより均一に分布している
ので、少ないｐｂ添加量でホワイトメタル溶浸材に匹敵
する軸受特性が得られるという利点がある。

次に、この発明による軸受合金の各成分を前記の範囲（
重量ｇＩ）に限定した理由とその作用効果についてまと
めて列記する。

（１）ｐｂ：３〜１５％ ｐｂはＡＡに添加することにより潤滑効果を高め、軸受
特性を向上させる。しかし、Ｐｂの添加量が３−未満で
は添加の効果が期待できず、またｐｂ添加量が１５％を
超えるとｐｂが均一に細かく分散した合金粉末の製造が
困難となるため、最終的な製品のｐｂの分布が不均一に
なること、および粒界に沿って網目状に分布するｐｂの
量が多くなりすぎるため強度が弱くなってしまうことな
どの欠点が生じる。したがって、３〜１５チの範囲とす
るのが、特に好ましい範囲は７〜１０１ｓである。

（２）ｓｔ：２〜８チ Ａｔマトリックス中に硬さの大きい８１粒子が細かく点
在することにより、表面の軟らかいＡｔマトリックスの
みが摩耗してミクロ的に表面が凹凸状となり、凸部のＳ
ｉは非凝着性を維持しながら高荷重に耐え、凹部が油溜
めの如き役割を果し、高荷重、薄油膜、更に金属接触に
も耐えるという効果をも九らす。また、８１はＡｔマト
リックス中に固溶することにより、あるいは鞠と結びつ
いてＭｇ５Ｓｉｔ−析出することにより強度を向上させ
る。

しかし、Ｓｌ添加量が２−未満では上記した耐摩耗性の
効果が発揮されず、８％を超えて添加すると粉末の成形
性が悪くなると共に、強度を逆に低下させてしまう。し
たがって、Ｓｌ含有量は２〜８チの範囲とするが、特に
好ましい範囲は３〜５−である。

（３）Ｃｕ　：　ＯＪ　〜６　％ ＣｕはＡＡマトリックスの強度を上昇させる。そして特
に疲労強度を上昇させるには非常に有効であるが、硬く
なりすぎると馴染性に問題が生じる。

すなわち、Ｃｕの添加量が０．５１未満であると強度を
向上させるという添加の効果がなく、また添加量が６チ
を超えると逆に強度が低下してしまうことの他、軸受と
してのなじみ性が悪くなってしまう。したがって、Ｃｕ
含有量は０．５〜６チの範囲とするが、特に好ましいの
は１〜３チである。

（４）Ｍｇ　：　ｏ、ａ〜２チ 狗はＡｔ系粉末の焼結性を改善する。すなわちこの発明
による合金ではＭｘｔ添加することによって始めて成形
・焼結１楊のみである１１１ｆの強度が得られる。つま
り、ＭＸｔ添加すると焼結温度でＡｔ−Ｍｇ系の２元〜
多元液相が発生し、この液相がＡｔ系粉末の表面をおお
っている酸化膜１抱き込む形となって、焼結が進行する
。また、発生した液相は後述するＳｎと一諸になって、
液相の状態になっているｐｂｔ粒界に沿って網目状に分
布させる働きもする。この狗の添加量としては、０．３
−未満では添加の効果がなく、一方、２−を超えて添加
すると逆に焼結後の強度が低下してしまう。したがって
、珈含有量は０．３〜２９６の範囲とするが、特に好ま
しいのは帆５〜ｔＳである。

（５）　Ｓｎ　：　Ｐｂ添加量に対し５〜３θチＳｎは
ｐｂの劣化潤滑油に対する耐食性を改善する一方、前述
し喪ように陶と一諸になってｐｂ　を粒界に沿って網目
状に分布させる働きをする。しかし、Ｓｎ添加量がｐｂ
添加量に対し５ｑＩ１１未満であるとｐｂの耐食性を改
善する効果が発揮されず、かつｐｂが十分粒界に沿って
廻らない。ｉ７ｔ、Ｓｎ添加量がｐｂ添加量に対して３
０チを超えても耐食性は向上せず、かえって強度を下げ
てしまう。

し九がって、Ｓｎの含有量は５〜ａＯ＊とするが、特に
好ましいのはｐｂに対して１０〜２０％である。

以上、各成分範囲の限定理由について説明したが、この
発明による合金において、Ｐｂが粒内に微粒状として存
在するだけでなく、粒界に沿って網目状にも分布してい
るのは次の理由による。

すなわち、Ｐｂは少くともＡＡとの合金（ＡＡ−ｐｂ系
）例えばＡｔ−Ｐｂ−８１−８ｎ系あるいはＡｔ−Ｐｂ
　−８１−ａｎ。−Ｃｕ系のアトマイズ合金粉末の形で
添加すると、これらの合金粉末においてはｐｂはＡＡマ
トリックスにはほとんど固溶せず、粉末内部あるいは粉
末表面に微細粒の形で存在している。この合金粉末にＭ
ｇｔ−加えである温度で加熱することにより前述したよ
うＫ　ＡＬ−Ｍｇ系の２元以上の共晶液相が発生して焼
結が進行する。この焼結温度は一般に５００℃〜６００
℃とｐｂの融点よりも高いため、粉末表面に存在してい
念、・ｐｂは溶けて液相となる。また、粉末内部でも比
較的粉末表面に近い所にあったｐｂも、廻りの１トリツ
クスがＡｔ−Ｍｇ系の２元以上の共晶液相として溶は出
すのに伴い一諸に液相となって溶けだす。

このような経過をへて液相となったｐｂは３ｎが存在し
ないとＡＡ系マトリックスとの濡れ性が悪いため、粒界
に沿って網目状には廻らずに比較的大きな塊として粒界
のとζろど仁ろに点在する形となる。しかし、ここにＳ
ｎが存在するとｐｂとＡｔ系マトリックスとの濡れ性が
よくなりｐｂは粒界に沿って網目状に廻る。

以上述べたような理由により、アトマイズ合金粉末内部
のｐｂはそのまま微粒子の状態で残り、粉末表面あるい
は粉末表面に近いところにあったｐｂは溶は出すことに
より粒界に網目状に廻り、第１図（１００倍）およびに
２図（４００倍）に示すような組織となる。

また、Ｐｂｔ　８１　ｅ　Ｍｇ　＠　Ｃｕ　、　３ｎの
それぞれの元素について、純金属粉末の形で添加するか
、合金粉末の形で添加するか、また合金粉末の場合どの
ような種類の合金粉末がよいかについて以下に説明する
。

（ａ）Ｐｂ　ｔ　Ｓｌ　＃　ｓｎ　： ｐｂはμ系マトリックス中の粒内にも存在させなければ
ならないと七から、少くともＡｔとの合金粉末すなわち
Ａｔ−Ｐｂ系合金粉末にする必要がある。このＡｔ−Ｐ
ｂ系合金粉末の製造方法としては、例えば、ボールミル
等を用いた機械的混合法やアトマイズ法が考えられるが
、機械的混合法によってｐｂを微粒子の形でＡＡＡｔト
リックスに分散させる九めには極めて長時間の混合が必
要であるのに対して、アトマイズ法によればｐｂ微粒子
がＭマトリックス中に分散したＡｔ−Ｐｂ系合金粉末が
比較的短時間にかつ安定的に得ることができる。したが
って、ＰｂはＡ″ｔ　’Ｌ　ｐｂ系の２元以上のアトマ
イズ合金粉末の形で添加することが好ましいといえる。

Ｓｌは硬さの大きなＳｉ粒子を細かく点在させることに
より耐摩耗性を向上させる一方、Ａｔマトリックス中に
固溶することにより強度も向上させる。そのため、Ｓｌ
はより均一に分布していることが好ましいことから、前
述したＡｊ　−Ｐｂ系に８１を加えたＡＡ−Ｐｂ−８ｔ
系の三元以上のアトマイズ合金粉末の形で添加すること
が好ましいが、単独でも良い。

Ｓｎはｐｂの劣化潤滑油に対する耐食性を改善する一方
、Ｐｂｆ：Ａｔマトリックスの粒界に沿って分布させる
働きをもつ。こめ働きをするにはＳｎはＡｔマトリック
ス中にできるだけ均一に分布してｐｂと結びついている
か、あるいは結びつきやすくなっていることが好ましい
。そのためにはＳｎ純金属粉末や、Ａｔ　−Ｓｎ　２元
合金粉末の形より紘前述し７’ｊＡｔ−Ｐｂ　−８１系
に５ｎｔ−加えたＡＡ　−Ｐｂ−３１−Ｓｎの４元以上
のア）−ｖイズ合金粉末の形で添加することが好ましい
。

したがって、以上の理由から、ｐｂ　、　ＳＬ　、　８
ｎはＡＡ−Ｐｂ−８ｔ−８ｎの４元以上のアトマイズ合
金粉末の形で添加するのがより好ましいといえる。

（ｂ）Ｃｕ： ＣｕはＡＡマトリックスの強度を上昇させる。この強度
を向上させる働きの一つはマトリックス中に固溶するこ
とによりマトリックス自体の強度をあげるところにあり
、そのためには始めからＣｕを前述したＡｊ　−Ｐｂ　
−ＳＬ　−Ｓｎ合金粉に加えたＡＡ　−Ｐｂ　−Ｓｔ　
−Ｓｎ　−Ｃｕ合金粉の形で添加することが好ましい。

一方、Ｃｕが強度向上をさせ暮働きの、もう一つは、狗
はど顕著ではないが、焼結性を改善することにより粒界
強度を向上させるところにあり、このためにはＣｕは焼
結温度で共晶液相を発生しやすい純Ｃｕ粉末かあるいは
Ａｔ−Ｃｕ合金粉末の形で添加することが好ましい。

そこで、この両者の働きをうまく行なわせ、全体として
の合金の強度をもつとも高めるためにはＣｕをＡｊ−Ｐ
ｂ−８ｔ　−８ｎ−Ｃｕアトマイズ合金粉末の形と純Ｃ
ｕＴｏるいはｈｔ　−Ｃｕ合金粉末の形、０２種類にわ
けてこれを混ぜたものとして添加する１ことがより好ま
しい。

（ｃ）Ｍｇ： 陶は焼結温度で紅−素糸の２元〜多元の共晶液相を発生
させ、との液相がＡＡ系粉末の表面をおおっている酸化
膜の微細なりラックから中に入り込み、ついには酸化膜
を抱き込む形となって焼結が進行する。しかし、陶を＊
ｔ−Ｐｂ−８１−ｃｕ　−Ｓｎ　−ｍのアトマイズ合金
粉の形で添加すると、ｈｔ−Ｍｇ系の共晶液相が十分発
生せず、焼結が進行しないため強度が向上しない。

そこで、ｈｔ−Ｍｇ系の共晶液相を適量発生させ、焼結
性を改善して強度の優れたＡＡ系焼結軸受合金を得る九
めには、淘はできるだけ活性の強い状態で添加すること
が望ましい。す−なわち、狗の活性は純淘粉が最も高く
、次いでμ−陶系の２元合金であり、後は陶に他の元素
を添加してゆくに従って活性拡低下していく。

以上のことから、陶の添加方法としては、純淘粉あるい
はＡｚ−Ｍｇ系の合金粉末にする必要がある。そして、
特にＡＬ　−Ｍｇ合金粉を用いる場合は、融点が焼結温
ｆより１０〜５０℃程度低い組成の合金粉末が好ましい
。

以上に実施例によりさらに詳細に説明する。

〈実施例〉 表ＩＫ本発明合金ならびに従来合金および比較合金のＡ
Ｌ系焼結軸受合金の化学成分を示す。

本発明合金ムロ〜１９の製造方法の概略は以下に示すと
おりである。まず、備考欄に示し九合金粉末あるいは純
金属粉末を所定の割合になるよう秤量し死後、潤滑材と
して市販の脂肪酸系のワックスｔ−１，５重量−添加し
、これＩｖ型プレンダで２０分間混粉した。次いで、混
粉が終了した粉末を金型に装入して３．５　ｔｏｎ　／
　国”の加圧力で加圧して粉末成形体を作り、この粉末
成形体を露点−４０℃のＮ、ガス中で４００℃×１時間
の条件で脱ろうした後、５７０〜ｂ 件で焼結して本発明合金による軸受と試験用板材とを製
造した。この場合、軸受は外径５０■、内径４０　ａｓ
　、長さ３５■の円筒状であり、試験用板材は厚さ５．
５−の板状のものである。

なお、従来合金轟１，２および比較合金／Ｉ６４゜５に
ついても上記と同じ方法で製造したものであり、従来合
金ム３は加圧力１−Ｏｊｏｎ　／　（＠”で加圧成形し
死後上記と同じ条件で脱ろうおよび焼結して多孔率１５
−の焼結体をつくり、これＫＰｂ−３ｎ合金の溶湯を高
圧により強制含浸させたものである。そして、本発明合
金の場合と同じ寸法の軸受および試験用板材を製造した
。

以上述べた方法により製造したＡ１〜ム１９の合金につ
き、圧壌強さ、焼付荷重、摩擦係数、摩耗量を求めた。

ここで、圧環強さはＪＩＳ　Ｚ　２５０７の規定に準じ
念方法で試験した。また、焼付荷重。

摩擦係数の測定条件を表２に、摩耗量の測定条件を表３
に示す。

表　　　　２　　　　　゛ 表　　　　３ このようにして得られた各合金Ａ１〜４１９の圧環強さ
、焼付荷重、摩擦係数、摩耗量の値を表４に示す。なお
、試験片は、圧環強さについては前記円筒状の軸受を使
用し、他の試験については前記試験用板材から断面５×
５蛎の角柱状に切出したものを使用した。さらに、屈１
２の合金について顕微鏡写真で組織を調べたうその結果
を第１図（１００倍）および第２図（４００倍）に示す
。

表４より次のようなことが明らかである。

Ａ１合金は１１−　Ｓｎ系焼結合金であるが、この合金
の欠点はソリッドブッシングタイプとした時の圧環強さ
が不足することである。そして、焼付荷重、摩擦係数は
比較的良好な傾向を示すが、マトリックス強度が低い九
めに摩耗量が多くなっている。

Ａ２合金は人Ｌ　−Ｐｂ　−Ｃｕ系の焼結含油タイプの
合金であるが、この合金の欠点は、含油タイプの念め空
孔が多く強度が弱いこと、ならびにｐｂの分布が粒界に
塊状となって点在しているだけの喪めｐｂの潤滑効果が
十分に上らず摩耗特性も悪くなっていることである。

Ａ３合金はＡｚ−ｓｔ−ｃｕ−Ｍｇ焼結体の空孔にｐｂ
　−Ｓｎ合金を溶浸し念ものであり、この合金は強度な
らびに摩耗特性とも比較的優れ九特性を示す、しかし、
とのム３合金は前述したように製造方法に問題がある。

すなわち、製造に際して溶浸工程例えばオートクレーブ
で加圧しながらｐｂ　を含浸したり、スーパーヒートし
てｐｂ　ｔ−含浸し九すする工程が別に必要であること
、溶浸工程での寸法変化が大きいことなど−の問題点が
ある。

４４、Ａ５合金はともに本発明の比較例としてあげたも
ので、ム４合金は淘添加をゼロとし、Ａ５合金はＳ１添
加をゼロとした場合の特性を示し友ものである。その結
果、ム４合金では造ヲ添加していないので焼結が十分に
行なわれないため、圧環強さおよび摩耗特性とも極めて
低い値しか出ていない。また、Ｊ６５合金はＳｔ無添加
の場合であるが、５１ｔ−添加しないとＳｌのマトリッ
クスへの固溶あるいはＭｇ　、Ｓ　ｉの析出による強度
上昇がはかれないため圧環強さがいま一歩であり、かつ
初晶Ｓｔによる耐摩耗性上昇が期待できないことから、
摩耗量も比較的大きくなっている。

一方、厘６〜屈１９は本発明合金であるが、圧環強さ、
焼付荷重、摩擦係数、摩耗量はそれぞれに若干の差異は
あるもののすべて良好な値を示している。ま九、第１図
および第２図からも明らかなように、ＰｂがＡｔ系マト
リックスの粒内に微細に分布しているのみならずマトリ
ックス粒界にも網目状に分布している。そして、他の本
発明合金についてもはソ同様の組織管示してい良。

なお、崖６および扁７はｐｂ添加量のそれぞれ下限およ
び上限の合金、Ａ８およびム９はＳ１添加量のそれぞれ
下限および上限の合金、Ａ１０およびＡｌｌはｐｂ添加
量を７−としたときのＳｎ添加量のそれぞれ下限および
上限の合金、Ａ１２はＣｕ添加量の下限の合金、ム１３
はｌ６１２に純Ｃｕ粉を２．５−添加した合金（純Ｃｕ
粉を添加することによって圧環強さが上昇）、４１４お
よびム１５は狗添加量のそれぞれ下限および上限の合金
、ｌ６１６はＡ１５の合金の陶の添加方法を純金属造粉
からＡｔ−Ｍｇ合金粉に変えた合金（強度。

摩耗特性かわらず）、Ａ１７はＰｂ　、　Ｓｌ　、　Ｓ
ｎ　。

Ｃｕ、Ｋｇとも添加量下限の合金、Ａ１８はｐｂ　。

８１　ｅ　８ｎ　、　Ｃｕ　ｅ　Ｍｇとも添加量上限の
合金、４１９は本発明合金の最も好ましいと思われる付
近の組成の合金である。

以上説明してき友ように、この発明によれば、第１図お
よび第２図に示すように、ＰｂがＭ系マるだけでなく、
マトリックス粒界にも網目状に分布している組織を有す
る合金であって、重量−で、Ｐｂ：ａ　〜１５％、Ｓｔ
　：　２〜８　Ｓ、　Ｍｇ　：　０．３〜２ｆ’４ＳＣ
ｕ：　０．５〜６　％、３ｎ　：　ｐｂ添加量に対し５
〜３０１および残部実質的にＡｊからなるＡＡ焼結軸受
合金とし、さらに合金の製造に際しては淘およびｐｂに
ついて前述のように特定の成分で金属粉末ｔｖ４＠ｔ、
、次いでこれらの粉末を混合成形したのち焼成するよう
にしたから、焼結後の溶浸工程や、鍛造・押出等の工程
を加えずに強度ならびに耐摩耗性の優れた軸受合金が安
価にかつ安定的に得られるという効果が得られる。

また、本発明によれば、得られる合金の寸法収縮量が比
較的一定しており、かつサイジング特性が優れているこ
とから、寸法精度の極めて高いものが得られるという効
果もある。

さらに、本発明合金は焼結のままの状態で使用すること
を基本としているが、さらに強度の高い合金が必要な場
合は、本発明合金に鍛造、押出しを加えることが可能な
ことはいうまでもない。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明合金の顕微鏡組織（Ｘ１００　：アンエ
ツチ）の代表例を示す図、第２図は本発明合金の顕微鏡
組織（Ｘ４００：アンエッチ）の代表例を示す図である
。 特許出願人　　日産自動車株式会社

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量−で、Ｐｂ　：　３〜１５１Ｓｉ：２〜８１
   　Ｍｇ　：　０．３〜２　ｉ　Ｃｕ　：　０．５〜６１
   Ｌ　Ｓｎ　：Ｐｂ量に対し５〜３０１、および残部実質
   的にＡｊからなり、Ｐｂがμ系マトリックスの粒内に粒
   状として分布していると共にマトリックス粒界にも網目
   状に分布していることを特徴とする。Ｕ系焼結軸受合金
   。
2. （２）　　Ｐｂ　Ｉ　８１　ｔａｇ　ｔｃｕ　ｔ　Ｓｎ
   およびＡＡ’に含も金属粉末を、陶については単独又は
   Ｍとの合金粉末として、Ｐｌ）Ｋついては前記各金属の
   うち少くともμとの合金粉末として、８１　、　Ｃｕ　
   、　ａｍおよび前記μでは不足の場合の不足分μについ
   ては単独またはｙＩＩＥを除く他の金属成分との合金粉
   末として調整し、これら船末會混合して成形し、次いで
   焼成することを特徴とするμ系焼結軸受合金の製造方法
   。
3. （３）　　ＣｕｔＡｔ−Ｐｂ−８ｎ−８１−Ｃｍ系のア
   トマイズ合金粉末と純Ｃｕ粉あるいはμ−Ｃｕ合金粉と
   を混ぜたものとして添加することを特徴とする特許請求
   の範囲第（２）項記載のＡｔ系焼結軸受合金の製造方法
   。