CN1970835A - 内面被覆筒体的制造方法及其制造装置 - Google Patents

Abstract

提供一种在筒体本体内周面上形成表面硬度大的自熔合金内面被覆层的技术。在横置筒体本体1的内部，沿筒体轴线方向均等配置与被覆层形成厚度相当量的自熔合金粉末，使该筒体本体1高速旋转在内周面上形成均一厚度粉末层后，加热该筒体本体1以使内部粉末加热熔融形成金属熔液层，然后将其冷却凝固形成内面被覆层。当自熔合金熔融凝固之际，使筒体本体1的内周面位置处于20～50G离心力作用下，金属熔液内低比重的硬质陶瓷微粒反离心聚集在内径一侧，提高内面被覆层表面中硬质微粒的浓度，从而使硬度增大。

Description

内面被覆筒体的制造方法及其制造装置

本申请是申请号为03104953.2、申请日为2003年2月28日、发明名称为“内面被覆筒体的制造方法、制造装置和内面被覆筒体”的专利申请的分案申请。

技术领域

本发明涉及在树脂成形机机筒和浆料输送用钢管等金属筒体本体内表面上施加耐磨损性、耐腐蚀性优良的自熔合金被覆层的内表面被覆筒体的制造技术。

背景技术

专利文献1：特开昭64-25989号公报

专利文献2：特开平1-96363号公报

过去已知在钢管等金属筒体本体内周面上施加自熔合金被覆层的内面被覆筒体。作为这种内面被覆筒体的制造方法，在专利文献1(特开昭64-25989号公报)上记载了一种内面被覆层的形成方法，即，在使筒体本体(管)旋转得内周面上离心力达到3G以上的状态下供给自熔合金粉末，以便在该筒体本体内周面上形成一定厚度的粉末层，当上述的粉末层附着在筒体内周面上之后停止旋转，通过加热筒体本体使其内周面温度达到上述粉末的熔融温度以上，以使附着在筒体本体内周面上的粉末层熔融，在伴随扩散的形式下与母体金属接合。而且前述专利文献2(特开平1-96363号公报)上也记载了一种内面被覆层的形成方法，即将与被覆层形成厚度相应量的自熔合金粉末装入筒体本体内后，一边使该筒体本体旋转得内周面的离心力达到2G以上、外周面的离心力处于7G以下，一边将筒体本体加热到上述粉末的熔融温度以上，以使附着在筒体本体内周面上的粉末层熔融，伴随着扩散形式与母体金属接合。无论那种方法，都是通过将分配在筒体本体内周面上的自熔合金粉末层加热熔融，伴随着扩散形式与母体金属接合，能够形成与母体金属接合良好的致密且几乎无孔的自熔合金的内面被覆层，特别是专利文献2记载的方法，是在使筒体本体旋转状态下对粉末层进行熔融和凝固的一种离心铸造方法，使离心力作用在筒体本体内周面上所形成的金属熔液层能够进一步减少气孔，使形成的自熔合金的内面被覆层成为硬度大，耐磨损性和耐腐蚀性优良的被覆层。

发明内容

最近，为使筒体本体上形成的内面被覆层的耐磨损性进一步提高，人们一直希望进一步提高内面被覆层的硬度。为提高硬度，虽然有人认为可以使用导入了碳化钨等硬质微粒的自熔合金，但是已经判明未必能取得令人满意的结果。也就是说，在专利文献1记载的方法中，通过导入碳化钨等硬质微粒虽然能够确保硬度得到某种程度上的提高，但是与专利文献2记载的方法相比，却存在残存气孔量多的缺点，另一方面，在专利文献2记载的方法中，即使导入碳化钨等硬质微粒也几乎未发现内面被覆层表面在硬度上的提高。据说，这是因为被广泛采用的碳化钨等硬质微粒的比重(近似等于15)，比目的金属相的比重(8～9)大得多，从而使其自内面被覆层表面(内周面)向远离方向移动，表面上不怎么存在的缘故。而且，该硬质微粒聚集于内面被覆层的外径侧，也就是与母体金属(筒体本体)的边界区域，因此阻碍了伴随内面被覆层向母体金属扩散所产生的接合作用，导致粘接力降低，从而产生新的问题。

鉴于上述情况，本发明的课题是提供一种利用离心铸造法，至少能大幅度提高在筒体本体内周面上形成的自熔合金内面被覆层的表面硬度的技术。

为解决上记课题、本申请技术方案1涉及的发明，是一种内面被覆筒体的制造方法，该方法包括在具有圆筒状内周面的筒体本体的所说的内周面上离心铸造自熔合金进行被覆的工序，其特征在于，通过以所说的内周面位置上产生20～50G离心力的旋转速度进行所说的离心铸造，使铸造中存在于自熔合金熔液内的硬质陶瓷微粒中比重低于金属熔液的目的金属相的微粒，反离心聚集在离心铸造体系的内径一侧，在此状态下使金属熔液凝固，得到所说的低比重微粒在内径一侧聚集的内表面被覆层。这样由于低比重的微粒形成在内径一侧聚集的内面被覆层，所以该内面被覆层的表面硬度变得极大，能够制造耐磨损性优良的内面被覆筒体。而且由于能够使硬质陶瓷微粒在内面被覆层的内径一侧反离心聚集的结果，使得外径一侧硬质陶瓷微粒的浓度降低，因此能够提高韧性，同时由于妨碍伴随着向母体金属扩散接合的因素减少，因此能提高与母体金属的接合力，从而能够制造耐冲击性、耐剥离性也优良的内面被覆筒体。

技术方案2涉及的发明，是在技术方案1记载的发明中，比所说的内面被覆层内径一侧聚集的所说的目的金属相比重低的微粒，是属于从自熔合金熔液析出的铬系的硼化物、碳化物、硼碳化物中任何物质的陶瓷微粒。这样，作为自熔合金直接使用镍自熔合金、钴自熔合金等广泛采用的自熔合金的条件下，能够提高内面被覆层的表面硬度。

技术方案3涉及的发明，是技术方案1记载的发明中，比所说的内面被覆层内径一侧聚集的所说的目的金属相比重低的微粒，是属于从自熔合金熔液析出的铬系的硼化物、碳化物、硼碳化物中任何物质的陶瓷微粒，和作为所说的自熔合金基本成分以外成分向所说的自熔合金熔液中导入的比重不超过所说的铬系陶瓷比重的硬质陶瓷微粒。这样可以使聚集于内径侧的硬质微粒量增多，从而可以进一步地提高其表面硬度。

技术方案4涉及的发明，是一种内面被覆筒体的制造方法，该方法包括在具有圆筒状内周面筒体本体的所说的内周面上离心铸造自熔合金的被覆工序，其特征在于，所说的离心铸造在使0.3～3MPa气压作用在金属熔液层表面上的状态下进行。一旦采用离心铸造法形成自熔合金的内面被覆层，就会使被覆层内残存的气孔变得极为微量，而且在该离心铸造中由于金属熔液表面受到0.3～3MPa气压的作用并在该状态下凝固，所以金属熔液层中残存的微量气孔因受气压压缩而体积减小，因而使得所获的内面被覆层内残存气孔所占的体积比例变得更加微少。因此，由于得到的内面被覆层因气孔所占体积而降低硬度的作用受到抑制的结果，与不加气压下离心铸造的场合相比，其硬度增大，所以用此方法能够制造耐磨损性优良的内面被覆筒体。

技术方案5涉及的发明，是一种内表面被覆筒体的制造方法，该方法包括在具有圆筒状内周面筒体本体的所说的内周面上离心铸造自熔合金的被覆工序，其特征在于，使金属熔液层表面受0.3～3MPa气压作用状态下进行所说的离心铸造，同时在使所说的金属熔液层表面受所说的气压作用的状态下，使所说的筒体本体的旋转速度达到在所说的内周面位置上产生10G以上离心力的旋转速度。一旦金属熔液层表面受到0.3～3MPa气压作用的状态下凝固，如上所述，就会产生因压缩金属熔液层内气孔而使体积减小的作用，但是在此情况下，加压气体有时会贯通金属熔液层内的气孔，有时还会进一步贯通至金属熔液与筒体本体的界面处，一旦在这种状态下进行凝固，就会产生比内面被覆层残存气孔更大而且通到表面的孔，即针孔。为了防止这种现象发生，本发明中将所说的筒体本体的旋转速度设定为能使所说的内周面位置上产生10G以上离心力的旋转速度，以大离心力作用在金属熔液上，使包括金属熔液层内厚度方向的全部区域内均等产生压缩应力，在使形成加压气体的压入口受压行为的波动得到缓解的状态下让气压作用，以此方法来防止加压气体的贯通。这样能够形成几乎没有针孔的内面被覆层。

技术方案6涉及的发明，是一种内表面被覆筒体的制造方法，该方法包括在具有圆筒状内周面筒体本体的所说的内周面上离心铸造自熔合金的被覆工序，其特征在于，在使金属熔液层表面受0.3～3MPa气压作用的状态下进行所说的离心铸造，同时在使金属熔液层表面受到所说的气压作用状态下，使所说的筒体本体的旋转速度达到在所说的内周面位置上产生20～50G离心力的旋转速度，以此方式使存在于铸造中自熔合金熔液内硬质陶瓷微粒中比重低于金属熔液目的金属相的微粒，反离心聚集在离心铸造体系的内径侧，在此状态下使金属熔液凝固，得到在内径侧聚集了所说的低比重微粒的内表面被覆层。也就是说，本发明是将技术方案1发明与技术方案4发明的特征加以组合，通过施加20～50G离心力，使硬质微粒聚集在内面被覆层的内径一侧，能够提高表面硬度，同时通过使0.3～3MPa气压作用能使内面被覆层内残存气孔数量变得极微，这样能够提高硬度，可以制造具有更高硬度的内面被覆层的内面被覆筒体。

技术方案7涉及的发明，是在技术方案1～6的发明中，使所说的离心铸造中所说的自熔合金熔液达到的温度，处于与该自熔合金的熔融-凝固有关的固相线至液相线的固液共存温度区域内距离固相线一侧70％位置处的温度以下。进行自熔合金的离心铸造时，必须在被铸造面上形成自熔合金的金属熔液层，此时金属熔液温度一旦增高，就会因有助于硬度提高的金属硼化物和金属硅化物等微粒的熔化氧化消耗而使硬度降低，进而有混入氧化物之虞。其中通过将金属熔液温度设定为上述数值，能够防止硬质微粒因熔化和氧化消耗而减少或者氧化物混入，从而能够形成硬度高的被覆层。

技术方案8涉及的发明，是在技术方案1～6的发明中，所说的离心铸造中自熔合金熔液层在所说的内周面上的形成，是以向所说的筒体本体内导入自熔合金粉末，在所说的筒体本体旋转下将该粉末加热熔融的方式进行的。自熔合金熔液层在筒体本体的内周面上的形成，虽然也可以在筒体本体的外部制成金属熔液后，以向筒体本体内供给该金属熔液的方式进行，但是按照本发明那样，以粉末形式向筒体本体内供给自熔合金，并在该位置将其加热熔融的方法，能使自熔合金的处理变得容易，而且所必须的设备也简化。

技术方案9涉及的发明，是在技术方案1～6中，所说的离心铸造中自熔合金溶液层在所说的内周面上的形成，是以下述方式进行的：(1)在横置的筒体本体内部，沿筒体轴线方向均等地配置与形成被覆层厚度相当量的自熔合金粉末，(2)使筒体本体以其轴线为中线旋转，使之达到在所说的筒体本体的内周面位置上产生3G以上离心力的旋转速度的情况下，也使筒体本体内的粉末以遍及筒体本体圆周方向行进的形式粘贴在筒体本体的内周面上，此时应使达到能够产生3G以上离心力的旋转速度所需的时间，不超过按以下实验式(A)求出的时间τ：

τ(秒)＝3×10⁵/D³...(A)

(D是筒体的内径，mm)

以便抑制沿筒体轴线方向均等配置的粉末在筒体轴线方向上移动，借此来形成一层沿筒体的轴线方向和圆周方向几乎没有厚度偏差的粉末层并使其粘贴在筒体本体内周面上，(3)在继续使筒体本体旋转的情况下，加热筒体本体以使筒体全体同时升温，并使筒体本体内的粉末同时熔融。供给粉末时采用上述(1)、(2)工序的场合下，能够在筒体本体内周面上形成沿筒体轴线方向的厚度偏差极小的自熔合金粉末层，将该粉末层加热熔融并使之凝固时，能够形成厚度偏差极小的自熔合金的内面被覆层。

技术方案10涉及的发明，是在技术方案1～6中，所说的离心铸造中自熔合金溶液层在所说的内周面上的形成，是以向所说的筒体本体内导入自熔合金粉末，在所说的筒体本体旋转下将此粉末加热熔融的方式进行的，同时在减压下进行所说的筒体本体内粉末的熔融。按照这种构成，能够有效地从粉末熔融形成的金属熔液层内除去气泡的同时，还能防止金属熔液层氧化，能够形成残存气孔极少而且有助于硬度提高的析出微粒的氧化消耗少、氧化物混入也少的内面被覆层。

技术方案11涉及的发明是一种内面被覆筒体，它是一种在具有圆筒状内周面的筒体本体的所说的内周面上形成了自熔合金的内面被覆层内面被覆筒体，其特征在于，其中铬化合物系硬质陶瓷的微粒在所说的内面被覆层内的内径一侧以高密度分布，使铬成分浓度达到20～40质量％水平，形成了硬度提高的硬质层。这种内面被覆筒体由于在内面被覆层表面(内周面)上具备硬度提高的硬质层，因此具有优良的耐磨损性。

技术方案12涉及的发明，是在技术方案11的发明中，在所说的内面被覆层内的外径一侧，形成经显微镜检查非金属夹杂物的面积率在0.1％以下的清洁层。这种清洁层因非金属夹杂物少而具有优良的韧性，而且由于阻碍伴随着向母体金属的扩散导致接合的非金属夹杂物少而使得与母体金属的结合强度高，因此内面被覆层变成一种由韧性优良而且与母体金属牢固接合的清洁层支持表面硬质层的结构，不仅耐磨损性优良，而且耐冲击性和耐剥离性也优良。

技术方案13涉及的发明，是一种内面被覆筒体的制造装置，其中具有水平地支持筒体本体并使之旋转的筒体支持旋转装置，向被该筒体支持旋转装置支持的筒体本体内供给与被覆层形成厚度相当量自熔合金粉末的粉末供给装置，对被所说的筒体支持旋转装置支持的筒体本体的全部长度加热的加热装置，所说的筒体支持旋转装置能使所说的筒体本体以筒体本体内周面位置上产生20～50G离心力的旋转速度旋转。在这种结构的制造装置中，能够向被所说的筒体支持旋转装置支持的筒体本体内供给与被覆层形成厚度相当量自熔合金粉末的粉末，使筒体本体旋转以便在内周面上形成自熔合金粉末层后，加热熔融该自熔合金粉末以形成金属熔液层，进而进行使之凝固的这种离心铸造，而且该离心铸造以能使所说的内周面位置上产生20～50G离心力的旋转速度进行。因此，能够使存在于铸造中自熔合金熔液中的硬质陶瓷微粒内的、比重低于金属熔液目的金属相的微粒反离心聚集在离心铸造体系的内径一侧，在这种状态下使金属熔液凝固，这样就能够得到所说的低比重微粒聚集在内径一侧的内面被覆层，从而能够制造具有表面硬度极大的内面被覆层、耐磨损性优良的内面被覆筒体。

技术方案14涉及的发明，是一种内面被覆筒体的制造装置，其中具有水平地支持筒体本体并使之旋转的筒体支持旋转装置，向被该筒体支持旋转装置支持的筒体本体内供给与被覆层形成厚度相当量自熔合金粉末的粉末供给装置，对被所说的筒体支持旋转装置支持的筒体本体的全部长度加热的加热装置，和使0.3～3MPa气压作用在所说的筒体本体的内表面上的加压装置。这种结构的制造装置中，能够向被所说的筒体支持旋转装置支持的筒体本体内供给与被覆层形成厚度相当量自熔合金的粉末，使筒体本体旋转，以便在内周面上形成自熔合金粉末层，然后通过加热熔融该自熔合金粉末层来形成金属熔液层，接着进行使之凝固的这种离心铸造，而且在该离心铸造中，能够使自所说的内周面上形成自熔合金熔液层至使这种金属熔液层凝固的过程，在所说的金属熔液层表面处于0.3～3MPa气压作用的状态下经过，这样就能制造具有残存的气孔极少、硬度大的内面被覆层、耐磨损性优良的内面被覆筒体。

技术方案15涉及的发明，是一种内面被覆筒体的制造装置，其中具有水平地支持筒体本体并使之旋转的筒体支持旋转装置，向被该筒体支持旋转装置支持的筒体本体内供给与被覆层形成厚度相当量自熔合金粉末的粉末供给装置，对被所说的筒体支持旋转装置支持的筒体本体的全部长度加热的加热装置，和使0.3～3MPa气压作用在所说的筒体本体内表面上的加压装置，所说的筒体支持旋转装置能使所说的筒体本体以筒体本体内周面位置上产生10G以上离心力的旋转速度旋转。这种结构的制造装置中，能够在使所说的筒体本体内的金属溶液层表面受到0.3～3MPa气压作用的状态下进行离心铸造的同时，能使筒体本体此时在筒体本体内周面位置上产生10G以上离心力的旋转速度下旋转，因而能够防止加压气体贯通金属熔液层内的气孔或贯通金属熔液层与筒体本体之间的界面，从而能形成几乎没有针孔的内面被覆层。

技术方案16涉及的发明，是一种内面被覆筒体的制造装置，其中具有水平地支持筒体本体并使之旋转的筒体支持旋转装置，向被该筒体支持旋转装置支持的筒体本体内供给与被覆层形成厚度相当量自熔合金粉末的粉末供给装置，对被所说的筒体支持旋转装置支持的筒体本体的全部长度加热的加热装置，和使0.3～3MPa气压作用在所说的筒体本体内表面上的加压装置，所说的筒体支持旋转装置能使所说的筒体本体以筒体本体内周面位置上产生20～50G离心力的旋转速度旋转。这种结构的制造装置，能够在使所说的筒体本体内的金属溶液层表面受到0.3～3MPa气压作用的状态下进行离心铸造的同时，能使筒体本体此时在筒体本体内周面位置上产生20～50G离心力的旋转速度下旋转，在0.3～3MPa气压作用下不仅能使内面被覆层内残存气孔数量极为微少而提高硬度，而且通过施加20～50G离心力使硬质微粒反离心聚集在内面被覆层的内径一侧而能够提高表面硬度，从而能够制造具有硬度更高的内面被覆层的内面被覆筒体。

技术方案17涉及的发明，是在技术方案14～16的发明中，所说的加热装置具有能够遍及筒体全长同时对被所说的筒体支持旋转装置支持的筒体的圆周方向的小区间进行感应加热的感应线圈。按照这种结构，能够同时而且迅速地对筒体本体全长加热，因而能够迅速地将自熔合金粉末层加热熔融。

综上所述，本发明由于具有这样的构成，即利用离心铸造法在筒体本体内周面上形成自熔合金的内面被覆层时，能使筒体本体内周面位置处于20～50G离心力作用的状态或者使金属熔液层表面经受0.3～3MPa气压作用的状态下，与已有方法形成的内面被覆层相比，使用同一自熔合金能提高内面被覆层的表面硬度，具有能够制造耐磨损性优良的内面被覆筒体的效果。而且本发明制造的内面被覆筒体具有优良的耐磨损性，将其用于树脂成形机机筒和浆料输送用钢管等上时，能够得到耐磨损性优良、使用寿命长的树脂成形机机筒和浆料输送钢管等制品。

附图说明

图1(a)、(b)是表示本发明实施方式中所说的内面被覆筒体制造装置处于不同动作状态下的示意性立体图。

图2(a)、(b)、(c)、(d)是表示用图1的装置在筒体本体内周面上形成树脂被覆层工序的断面示意图。

图3是表示内面被覆层断面结构的断面示意图。

图4是表示本发明其他实施方式涉及的内面被覆筒体制造装置的示意性立体图。

图5是表示本发明另一实施方式中所说的内面被覆筒体制造装置的示意性立体图。

图6是表示本发明又一实施方式中所说的内面被覆筒体制造装置的示意性立体图。

图7是表示实验1得到的、筒体本体内周面的表面粗糙度和加速时间与被覆层轴线方向厚度偏差率之间关系的曲线。

图8是表示实验2得到的、筒体本体内径和加速时间与被覆层轴线方向厚度偏差率之间关系的曲线。

标号说明

1筒体本体            2自熔合金粉末

3筒体支持旋转装置    4承受辊

5加压辊

6变速马达

7控制装置

9粉末供给装置

10粉末供给管

11料斗台车

13热装置

15、15A盖子

20内面被覆筒体

21内面被覆层

25连接管

26旋转接头

27配管

28、28A开关阀

29真空泵

31压力调节阀

32压缩机

具体实施方式

以下参照附图说明本发明的实施方式。图1(a)、(b)是表示本发明实施方式中所说的内面被覆筒体制造装置处于不同状态下的示意性立体图，图2(a)、(b)、(c)、(d)是表示用图1的制造装置在筒体本体的内周面上形成自熔合金内面被覆层顺序的示意断面图，1是具有圆筒状内周面的筒体本体。筒体本体1只要是金属制的皆可任选，其代表性实例可以举出树脂成形机机筒等机筒和浆料输送钢管等各种钢管。2是用于在筒体本体1内周面上形成内面被覆层的自熔合金的粉末。作为形成被覆层的自熔合金，可以举出广泛采用的镍自熔合金(例如JIS，8303的SFNi4等)和广泛采用的钴自熔合金(例如JIS，8303的SFCo3等)等。而且必要时还可以使用在这些自熔合金中导入从自熔合金金属溶液中析出的属于铬系的硼化物、碳化物、硼碳化物中任何一种陶瓷的、比重同等或处于其之下的、具体讲比重在7以下的硬质陶瓷(例如BN：比重2.34，B₄C：比重2.47，Si₃N₄：比重3.2，SiC：比重3.21，V₂O₅：比重3.36，VO₂：比重4.34，TiB₂：比重4.5，V₂O₃：比重4.87，TiC：比重4.94，TiB：比重5.09，TiN：比重5.43，VO：比重5.76，VC：比重5.77，ZrB₂：比重6.08，ZrC：比重6.73，NbB₂：比重6.97，或其复合物等)的微粒。

3是水平地支持筒体本体1并使之旋转的筒体支持旋转装置，本实施方式中具有支持筒体本体1下侧的两根承受辊4、压在筒体本体1上侧的加压辊5(图1中省略)、旋转驱动上述两根承受辊4的变速马达6、以及利用该变速马达6来控制承受辊4的旋转速度和加速度的控制装置7等。该变速马达6和该控制装置7，能够使筒体本体1按照可使筒体本体1的内周面位置受到20～50G离心力作用的旋转速度旋转。而且其结构能够在不超过用上记实验式(A)求出的时间τ的短时间内将旋转速度加速到产生3G以上的离心力。9是用于向被支持旋转装置3支持的筒体本体1内供给与被覆层形成厚度相应量自熔合金粉末的粉末供给装置，本实施方式中具有从端部送出粉末的粉末供给管10，和保持该粉末供给管10并能在管轴方向移动的料斗台车11等。13是用于对被筒体支持旋转装置3支持的筒体本体1全长加热的加热装置，本实施方式中可以使用沿着筒体本体全长对筒体本体1圆周方向的小区间进行感应加热的面加热形线圈的感应线圈。

以下说明采用上述构成的内面被覆筒体的制造装置来制造内面被覆筒体的方法。首先准备金属制的筒体本体1，查明适于被覆其内周面的表面粗糙度。这里对筒体本体1内周面的表面粗糙度并无特别限制，但是最好选定为5～20微米Ra左右。处于此范围内的表面粗糙度，可以容易地采用兼有清洁内周面操作的内表面喷砂法来形成。在查明筒体本体内周面的表面粗糙度处于5～20微米Ra范围内，并向筒体本体1内供给自熔合金粉末并使其沿轴线均等配置后，使筒体本体1高速旋转以便使之沿圆周方向均等分布时的加速过程中，能够抑制因粉末在筒体轴线方向移动所造成的厚度不均的现象，这是其优点。据认为这是因为在筒体本体1的内周面上存在一些适当的凹凸，在其吸引下可以抑制粉末沿筒体轴线方向移动的缘故。筒体本体内周面上表面粗糙度越高，对粉末沿筒体轴线方向移动倾向的抑制效果越显著，要利用这种抑制效果虽然应当像上述那样将表面粗糙度设定在5微米Ra以上，但是若将此值设定在20微米Ra以上则几乎不能指望粉末移动的抑制效果更进一步地增加。另一方面，粗面加工会导致成本提高。考虑到这些因素，优选将表面粗糙度上限定为20微米Ra。

接着将筒体本体1置于筒体支持旋转装置3上使之处于横置状态下，对该横置的筒体本体1的内部，进行沿筒体轴线方向均等配置与被覆层形成厚度相当量自熔合金粉末2的操作。具体讲，将粉末供给装置9的粉末供给管10插入筒体本体1内部，向筒体本体1内轴线方向的适当位置(一处或多处)装入预定量自熔合金粉末2(参见图2(a))，抽出粉末供给管10，用适当的盖子15堵住筒体本体1的两端，然后使筒体本体1以该筒体本体1内的粉末不会沿着筒体本体的圆周方向铺开的速度缓缓旋转。借助于这种旋转，使装入筒体本体1内的粉末2在筒体本体1内的轴线方向均等铺开，这样就能够沿着轴线方向均等配置(参见图2(b))。按此方法在用粉末供给管10向筒体本体1装入自熔合金粉末时，由于允许沿着筒体轴线方向不均等地装入粉末，所以优点是粉末装入操作容易。

其中，对筒体本体1内部沿筒体轴线方向均等配置与被覆层形成厚度相当量自熔合金粉末的操作，并不限于上记的方法，也可以采用其他方法。例如，将粉末供给管10插入筒体本体1内，采用一边从其端部以一定流量喷出粉末，一边使料斗台车11沿筒体轴线方向以一定速度移动的方法，也能向筒体本体1内沿筒体轴线方向均等配置粉末。另外，作为向筒体本体1内装入粉末的粉末供给管10，也可以采用在其侧面形成具有沿轴线方向延伸的狭缝状喷出口或者沿轴线方向并排排列的多个孔构成的喷出口的供给管，通过关闭该喷出口或者使之朝上的状态向粉末供给管10内沿轴线方向均等地装入自熔合金粉末，将该粉末供给管10插入筒体本体1内，然后打开该喷出口或者使之朝下，将粉末供给管10内的自熔合金粉末供给筒体本体1内的方法，也能沿轴线方向均等地配置粉末。

向筒体本体1内沿筒体轴线方向均等地配置自熔合金粉末2后，借助于筒体支持旋转装置3使筒体本体1以其轴线为中心旋转，使旋转速度在筒体本体1内周面位置上产生20～50G的离心力。利用这种旋转作用，使被装入筒体本体1内的自熔合金粉末2沿筒体本体圆周方向均等地铺开并粘贴在筒体本体内周面上(参见图2(c))。这样，沿筒体本体圆周方向均等铺开并粘贴在筒体本体内周面上的粉末2，在内周面位置上产生3G以上离心力的旋转速度下，在筒体本体内周面上几乎不移动而保持其位置，因而能够在筒体本体内周面上形成和维持均一壁厚的粉末层。然而，在筒体本体1的加速过程中，当内周面位置产生1～2G左右离心力的旋转速度下，虽然粉末一度粘贴在筒体本体内周面上，但是由于离心力产生的约束力小，在筒体本体1内周面上纹理等微观上的方向性的作用下，粉末会发生左右位置移动，导致粉末沿筒体轴线方向移动，这样往往使筒体轴线方向产生厚度不均的倾向。因此，从筒体本体1开始旋转至加速到预定旋转速度期间，应当在短时间内将旋转速度加速到能使筒体本体的内周面位置产生3G以上的离心力，以便使这种沿筒体轴线方向的厚度不均几乎不产生(即使产生也应处于容许的范围内)。具体讲，对于查明内周面的表面粗糙度处于5～20微米Ra的筒体本体1而言，应当在不超出由以下实验式(A)：

τ(秒)＝3×10⁵/D³...(A)

求出的时间τ的短时间内，对筒体本体1进行加速，使该筒体本体1的旋转速度在上述短时间内达到产生上述3G以上离心力的旋转速度。这种方法能使筒体本体1内周面上形成和粘贴厚度沿筒体轴线方向偏差极小的自熔合金粉末层。其中有关此实验式(A)的根据详见后述。

使筒体本体1旋转达到在内周面位置产生20～50G离心力的预定旋转速度后，使筒体本体1保持在该旋转速度下，在继续旋转的状态下用加热装置13加热筒体本体1以使筒体本体内的粉末2熔融后，保持在该熔融状态。这样可以在筒体本体1的内周面上形成自熔合金的金属熔液层。这里所说的金属熔液内的熔融状态，不一定仅指粉末全体完全熔融的状态，而且还指至少一部分粉末熔融，使粉末之间以及能够熔融附着在筒体本体内周面上的状态。因此，用加热装置13对筒体本体1的加热温度，可以选择能使粘贴在筒体本体内周面上的自熔合金粉末至少部分熔融，以致于粉末之间以及能够熔融附着在筒体本体内周面的温度，具体讲可以选择超过自熔合金状态图中固相线的温度。

一方面筒体本体1的加热温度越高，粉末熔融的比例就越大，最后完全变成熔融状态。虽然据认为在粉末完全处于熔融状态下能够形成更加致密而且没有气孔和针孔的熔融附着被覆层，但是根据本发明人等的发现，即使粉末不一定完全熔融，也能形成致密而无气孔和针孔的熔融附着被覆层。而且粉末一旦处于完全熔融状态下，虽然熔融层的流动性能使被覆层厚度沿筒体轴线方向均等，因而即使粘贴在筒体本体内周面上的粉末层有厚度上的不均也能得到修饰，但是如上所述，如果粉末层形成时几乎处于没有厚度不均的状态下，则没有必要以完全熔融状态来修正厚度的不均。另一方面，一旦使粉末完全熔融，就必须提高筒体本体1的加热温度，这当然会增大热能的消耗，而且加热时间也会延长。而且一旦处于超过自熔合金的液相线温度的完全熔融状态下，有助于提高自熔合金硬度的金属硼化物或金属硅化物等粒子会由于熔化或氧化消耗而减少，因而出现硬度降低或者混入氧化物的缺点。考虑到这些因素，筒体本体1加热温度的上限应当选择使筒体本体内自熔合金的温度不超过与该自熔合金熔融有关的液相线温度；更优选使自熔合金溶液的到达温度，低于从与该自熔合金的熔融和凝固有关的液相线温度至固液共存温度内距固相线70％位置处的温度。

对自熔合金粉末层加热熔融时筒体本体1的旋转速度，如上所述，确定为产生20～50G离心力作用的旋转速度。然而过去知道，将筒体本体内面形成的自熔合金粉末层熔融致密化之际，通过使筒体本体1旋转的离心力的作用，增加从自熔合金熔液除去气泡的效果，在上记的专利文献2记载的方法中，在2G以上离心力作用状态下进行熔融处理。然而，借助于离心力除去气泡的效果，在离心力提高至7～8G之前随着离心力的增加而提高，但是离心力即使增加到该数值以上，气泡的除去效果也几乎不增加，因此过去离心力充其量处于10G以下。与此相比，本实施方式中却采用20～50G的离心力。借助于如此高G的离心力，不仅气泡的除去效果好，而且存在于金属熔液中比重低于目的金属相的硬质陶瓷微粒也具有向内径一侧反离心聚集的效果，这样能够大幅度提高表面层的硬度。也就是说，自熔合金熔液中的目的金属是Ni(比重8.9)、Cr(比重8.5)、Co(比重8.85)等，而合金熔液中存在的硬质陶瓷微粒是比重处于6～7范围内的从金属熔液中析出的铬系的硼化物(CrB：比重6.2)、碳化物(Cr₃C₂：比重6.68，Cr₇C₃：比重6.92)或由其复合而成的硼碳化物(比重6～7左右)等。这些硬质陶瓷微粒的比重虽然低于目的金属相，但是其差别不大，所以在过去进行的3～8G左右的离心力下，几乎不能在金属熔液层的内径一侧反离心聚集，在20～50G的高G离心力下才能实现在内径一侧反离心聚集。

使筒体本体1内周面的自熔合金粉末在熔融状态下保持的时间，优选设定在10～180秒钟的范围内。此时间低于10秒钟时，金属熔液与母体金属的扩散接合不充分，或者低比重陶瓷微粒在内径一侧聚集得不充分；反之若超过180秒钟，则金属熔液中的硬质陶瓷微粒因熔化或氧化消耗而减少，存在不能提高硬度或者混入氧化物的缺点。鉴于这些情况，在加热筒体本体1以使筒体本体内的粉末2熔融并保持熔融状态的情况下，优选把筒体本体1的加热设定为在内部的自熔合金粉末的温度超过与该自熔合金熔融有关的固相线温度，但是却不超过液相线的温度，同时将所说的熔融状态下的保持时间选定在10～180秒钟。

将自熔合金粉末在熔融状态下保持预定时间后，继续使筒体本体1在旋转下转移到冷却阶段，使筒体本体1内的熔融自熔合金凝固。这种冷却可以采用炉内冷却或保温冷却、或者放冷、空冷等任何的冷却方法，但是如果冷却过快，凝固的自熔合金被覆层就会因热应力而产生裂纹。因此，应当实验求出不产生裂纹、时间又尽可能短的冷却制度。

综上所述，使自熔合金在筒体本体内周面全体一度熔融附着，能够形成自熔合金被覆层，其后将筒体本体1从装置取出，如图2(d)所示，能够制成在筒体本体1的内周面上具有自熔合金内面被覆层21的内面被覆筒体20。所得到的自熔合金内面被覆层21，表面(内周面)的硬度极高，而且沿筒体轴线方向和圆周方向的厚度偏差极小。

用显微镜对用以上工序得到的内面被覆筒体20的内面被覆层21的断面进行观察后发现，如图3示意所示的那样，内面被覆层21具有由表面层21a、中间层21b和边界层21c构成的层状结构。表面层21a成为白色交叉状组织和黑色交叉状组织部分混合存在的组织，各交叉状组织部分成为一种目的金属(基体金属)内多数微粒状析出物精细分布的组织。这种表面层21a如后述的实施例1～4所示，显示出极高的硬度(例如818～927Hv)。可以看到微粒状析出物呈板状、块状和斑点状等，测定其化学成分后发现，其金属成分的大部分是铬。因此可以认为，这种表面层21a由于使铬系的硼化物、碳化物、硼碳化物等铬化合物系硬质陶瓷微粒以高密度分布而使其成为提高了硬度的硬质层，因而显示高硬度。中间层21b成为一种在基体金属内的微粒状析出物呈少量分散的组织，其硬度低于表面层。边界层21c成为一种在基体金属内的共晶析出物呈极少量分散的层状组织，其硬度更低。可以认为，这是由于高G下进行离心铸造的结果，基体金属内所含的硬质陶瓷微粒等非金属夹杂物向内径侧移动，边界层21c几乎成为由基体金属组成的清洁层的缘故。该边界层21c由于是几乎没有非金属夹杂物的清洁层，所以韧性优良，通过中间层21b形成相当于倾斜组成结构而很好地支持硬质表面层21a，同时与母体金属(筒体本体1)形成伴随良好扩散的接合。这样，内面被覆层21不仅表面(内周面)的硬度极高，而且还具有适当韧性以及与母体金属的良好接合性等特性，其耐磨损性、耐冲击性和耐剥离性等也优良。

上述的内面被覆层21的表面层21a，虽然铬成分浓度越高硬度就越高且耐磨损性越优良，但是如果硬度太高，制造就有困难。因此，表面层21a的铬成分浓度优选定在20～40质量％左右。边界层21c非金属夹杂物越少韧性就越好，而且与母体金属伴随扩散的接合特性也越好而优选，具体讲非金属夹杂物的显微镜检出面积率优选在0.1％以下。

上述实施方式中，对旋转中的筒体本体1加热，以使内部自熔合金粉末熔融时，筒体本体内成为有空气进入的状态，但是本发明不限于这种结构，本发明可以在筒体本体内处于减压状态下进行，这样能使被覆层内气孔极小化，或者在无氧化气氛状态下进行，这样也可以使自熔合金氧化极小化。图4是表示用于在筒体本体内处于减压状态下进行自熔合金粉末加热操作的制造装置的一个实例。这种制造装置中，安装在筒体本体1一端的盖子15A与连接管25连接，此连接管25通过旋转接头26与配管27连接，该配管27上连接有开关阀28和真空泵29。其他结构与图1所示的制造装置相同。在使用图4的制造装置的场合，如图2(a)所示，向筒体本体1内供给自熔合金粉末2后，如图4所示，在筒体本体1的两端安装盖子15和15A，将筒体本体1两端封闭的同时使内部与真空泵29连通，启动真空泵29以使筒体本体1内处于减压状态下，与上述的实施方式同样地使筒体本体1旋转，让20～50G离心力作用于筒体本体1的内周面位置上，在该状态下进行自熔合金粉末的加热熔融和凝固。这样能形成具有极高硬度表面层的内面被覆层。另外，由于在加热熔融时筒体本体1内处于减压下，所以金属熔液内气泡的除去效果高，能够形成残存气孔极小的内面被覆层。另外，不使用真空泵29而是将其连接到供给惰性气体的装置上，使筒体本体1内充满惰性气体，形成无氧化气体气氛，在该状态下进行自熔合金粉末的加热熔融和凝固，也能使自熔合金的氧化极小化。以上说明的各实施方式中，在筒体本体1的内周面上形成自熔合金粉末层的时刻，筒体本体的内周面位置处已经处于20～50G离心力的作用下，但是本发明并不限于这种情况，也可以在自熔合金粉末层形成时，以对内周面位置施加3G以上适当离心力的旋转速度使筒体本体1旋转，在该状态下加热熔融粉末层以形成金属熔液后，再提高筒体本体1的旋转速度，作用以20～50G的离心力，在该状态下使之凝固。

图5是表示在本发明其他实施方式中使用的内面被覆筒体制造装置。这种实施方式的制造装置，与图4所示的实施方式同样，安装在筒体本体1一端的盖子15A与连接管25连接，此连接管25通过旋转接头26与具有开关阀28的配管27连接，但是与图4所示的实施方式不同，该配管27上连接具有压力调节阀31和压缩机32的加压装置。这种加压装置的结构，能使筒体本体1内至少受0.3～3MPa气压的作用。另外，也可以使用加压钢瓶来代替压缩机32。在这种场合，制成加压钢瓶与筒体本体1一起旋转的结构，可以省略旋转接头26。在使用加压钢瓶的场合，优选采用封入了氮气等惰性气氛的加压钢瓶。其他结构与图1的实施方式相同。

以下说明使用图5所示制造装置的内面被覆筒体的制造方法。本实施方式中也是向筒体本体1内供给自熔合金粉末2(参见图2(a))，然后用盖子15和15A封闭筒体本体1的两端，使筒体本体1缓缓旋转，让粉末2沿轴线方向均等铺开。至此为止的工序，与使用图1所示制造装置的场合相同。

在筒体本体1内沿筒体轴线方向配置自熔合金粉末2之后，利用筒体支持旋转装置3加速，直到在筒体本体1的内周面上产生3G以上的离心力，优选产生10G以上离心力的预定旋转速度为止，进而保持该旋转速度。这样一来，被装入筒体本体1内的自熔合金粉末2就会沿着筒体本体圆周方向均等铺开，粘贴在筒体本体内周面上。在这种场合，使筒体本体1向预定旋转速度加速时，筒体本体1内周面上形成的粉末层在筒体轴线方向几乎不产生厚度偏差(即使产生也处于容许范围内)，当加速到使内周面位置短时间内产生3G以上离心力的旋转速度时，具体讲，对内周面表面的表面粗糙度为5～20微米Ra的筒体本体1而言，对筒体本体1进行加速，使该筒体本体1的旋转速度，在不超过由以下实验式(A)：

τ(秒)＝3×10⁵/D³...(A)

求出的时间τ的短时间内达到产生上述3G以上离心力的旋转速度。这样，能够在筒体本体1内周面上形成和粘贴上厚度沿筒体轴线方向上的偏差极小的自熔合金粉末层。

达到产生3G以上离心力的预定旋转速度后，在该旋转速度下保持筒体本体1，在继续旋转的条件下，利用加热装置13来加热筒体本体1，以使筒体本体1内粉末2熔融后保持熔融状态。这样可以在筒体本体1的内周面上形成自熔合金的熔液层。这种场合下，可以适当选择用加热装置13对筒体本体1加热的温度，使粘贴在筒体本体内周面上的自熔合金粉末至少部分熔融，这样能使粉末相互之间以及粉末在筒体本体内周面上熔融附着。具体讲，可以选择超过自熔合金状态图中固相线的温度。

在筒体本体1内形成金属熔液层后，启动压缩机32使筒体本体1内的金属熔液表面处于0.3～3MPa气压的作用下。这样，残存在金属熔液内的气孔在气压作用下被压缩至其体积减小，变得极为细微。这里将作用在金属熔液表面上的气压定在0.3～3MPa的理由是，低于此范围时，气孔体积的减小效果小，而在超过此范围的气压下，因气压增大不仅使设备成本大幅度提高，而且气孔体积的减小效果也几乎不再提高。将筒体本体1内周面的自熔合金粉末保持在熔融状态并处于0.3～3MPa气压作用下的时间，优选处于10～180秒钟范围内。这样设定的理由是，此时间小于10秒钟时，与金属熔液母体金属的扩散接合不充分，或者气孔压缩引起体积减小的效果不充分，另一方面，如果超过180秒钟，金属熔液中的硬质陶瓷微粒就会因熔化或氧化消耗而减少，从而不能提高硬度或者产生混入氧化物的弊端。

将自熔合金粉末在熔融状态下保持预定的时间并以0.3～3MPa气压对其作用后，在保持该状态下转移到冷却阶段，使筒体本体1内的熔融自熔合金凝固。通过以上方法能够形成残存气孔极少、硬度大的内面被覆层。

采用上记图5的制造装置的内面被覆工序中，将筒体本体1内周面上的粉末加热熔融并对其内面施加0.3～3MPa气压的期间，施加在筒体本体1上的旋转速度，如上所述，定为在内周面上产生3G以上离心力作用的旋转速度。这是因为，在内周面上产生3G以上离心力作用的旋转速度下，筒体本体1的内周面上能够沿圆周方向均等分配粉末，同时分配后能够阻止粉末沿圆周方向和轴线方向移动，保持其位置，而且加热熔融产生的金属熔液能够在圆周方向保持一定厚度的缘故。也就是说，当作用在筒体本体1内周面上的离心力处于3G以上时，能够形成厚度均一的内面被覆层。

如上所述，为了形成均一厚度的内面被覆层，虽然可以将筒体本体1设定在使该内周面上作用3G以上离心力的旋转速度下，但是优选设定为使筒体本体内周面位置产生10G以上离心力的旋转速度。这样，当使10G以上的离心力作用在筒体本体1内周面上的金属熔液层，在金属熔液层内包括厚度方向的全部区域内就会均等产生压缩应力，加压气体压入口之类受压行为的波动将转变成处于缓解的状态下，在0.3～3MPa气压对该金属熔液层表面产生作用的期间，能够防止加压气体贯通金属熔液层内的气孔或者贯通金属熔液层与筒体本体之间界面的现象出现。这样能够形成几乎没有针孔的内面被覆层。

此外，在使筒体本体内的金属熔液层表面处于0.3～3MPa气压作用的状态下进行离心铸造时，也可以事先使筒体本体以在筒体本体内周面位置产生20～50G离心力的旋转速度下旋转。这样，使筒体本体内的金属熔液层表面处于0.3～3MPa气压作用的状态下进行离心铸造时，如果使该金属熔液层处于20～50G离心力的作用下，不仅会因内面被覆层内残存的气孔数量极微而能提高硬度，而且通过施加20～50G的离心力，还能使硬质微粒反离心聚集在内面被覆层的内径一侧，从而可以提高表面硬度，因而能够制造具有硬度更高的内面被覆层的内面被覆筒体。

在使用图5的制造装置的上记实施方式中，通过对旋转中的筒体本体1加热使内部的自熔合金粉末熔融之际，筒体本体内成为空气进入的状态，但是本发明并不限于这种结构，也可以使筒体本体内在处于减压状态下进行以实现被覆层内的气孔极小化，或者在无氧化气氛的状态下进行以实现自熔合金的氧化极小化。图6是表示可以使筒体本体内处于减压状态下进行自熔合金粉末加热熔融操作的制造装置1个实例的示意图。这种制造装置中的旋转接头26，不仅通过配管27与具有压力调节阀31和压缩机32的加压装置相连接，而且还通过配管27A与开关阀28A和真空泵29A相连接。其他结构与图5所示的制造装置相同。在使用图6所示制造装置的场合，向筒体本体1内供给自熔合金粉末后，在筒体本体1的两端安装盖子15和15A，将筒体本体1的两端关闭，首先启动真空泵29A使筒体本体1内处于减压状态下，与上记的实施方式同样使筒体本体1旋转，使筒体本体1的内周面位置处于3G以上离心力作用下，在该状态下进行自熔合金粉末的加热熔融。进而当形成熔融层后，停止真空泵29A，启动压缩机32使筒体本体内的金属熔液层的表面承受0.3～3MPa气压的作用，在该状态下保持预定的时间后，进行冷却和凝固。这样能够形成残存气孔更少的内面被覆层。其中，也可以与惰性气体供给装置连接以代替真空泵29A，使筒体本体1内充满惰性气体，形成无氧化气体气氛，在该状态下进行自熔合金粉末的加热熔融，这样能够实现自熔合金氧化的极小化。

上记的各实施方式中，可以使用遍及筒体本体全长同时对筒体本体1圆周方向的小区间进行感应加热的直线状感应线圈(面加热型线圈)，作为加热筒体本体1的加热装置13。采用这种结构的感应线圈的加热装置13能够在短时间内对筒体本体1全长均一加热，由于筒体本体1以高速旋转，所以具有能在短时间内对筒体本体1全体均一加热的优点。然而，对筒体本体1的全长加热的加热装置13，并不限于这种装置，可以作适当变更，例如也可以使用设置得大体沿着全长包围筒体本体同时对筒体本体全体感应加热的多线圈形式的感应线圈。

以下说明为导出上记实验式(A)进行的实验。

(1)实验1

作为筒体本体1，准备了以下形状的筒体本体样品A、B和C。

样品A：外径125毫米×内径44毫米×长度1250毫米

材料：SCM410

内周面：喷砂加工(内周面粗糙度20微米Ra)

样品B：外径125毫米×内径44毫米×长度1250毫米

材料：SCM410

内周面：喷砂加工(内周面粗糙度5微米Ra)

样品C：外径125毫米×内径44毫米×长度1250毫米

材料：SCM410

内周面：珩磨加工(内周面粗糙度0.5微米Ra)

在以下条件下，用图1、图2所示的装置分别对这些样品A、B和C的内周面进行了自熔合金被覆加工。

自熔合金粉末：へガネス#1355-20

固相线温度：970℃

液相线温度：1070℃

粉末的装入：在筒体本体1内的一处装入2.5千克粉末。然后使筒体本体以70转/分钟速度旋转，借以使粉末沿着轴线方向均一分散在筒体本体1之内。

筒体本体的加速：用表1所示的时间使筒体本体1从静止状态加速到350转/分钟(产生3G离心力作用的旋转速度)。达到该旋转速度后，保持该旋转速度。

筒体本体的加热：将筒体本体1加热到1050℃。以此使内部的粉末升温到大体相同的温度下，使粉末变成部分熔融状态。然后在此温度下保持30秒钟。

筒体本体的冷却：放置冷却。

利用以上操作在各样品筒体本体的内周面上形成了内面被覆层。测定了这些内面被覆层的厚度和轴线方向上的厚度偏差率。用表1和图7的曲线表示其结果。

表1

试验编号	筒体本体样品	内面粗糙度(μmRa)	内面加工方法	至3G的加速时间	被覆层厚度(mm)	厚度偏差率(％)
							试验1	A	20	喷砂	15	2	25
试验2	A	20	喷砂	2	2	无
							试验3	B	5	喷砂	15	2	35
试验4	B	5	喷砂	2	2	无
							试验5	C	0.5	珩磨	2	2	20

表1和图7的曲线说明，加速时间越短厚度偏差率越小，而且筒体本体内周面的粗糙度越大厚度偏差率越小。因此可以确认，加大内周面粗糙度能有效防止被覆层沿轴线方向的偏厚。

(2)实验2

作为筒体本体1，准备了以下形状的筒体本体样品D、E和F。

样品D：外径125毫米×内径27毫米×长度1250毫米

材料：SCM410

内周面：喷砂加工，内周面粗糙度5微米Ra

样品E：外径125毫米×内径35毫米×长度1250毫米

材料：SCM410

内周面：喷砂加工，内周面粗糙度5微米Ra

样品F：外径125毫米×内径44毫米×长度1250毫米

材料：SCM410

内周面：喷砂加工，内周面粗糙度5微米Ra

在以下条件下，用图1、图2所示的装置分别对这些样品D、E和F的内周面进行了自熔合金被覆加工。

使用自熔合金粉末：へガネス#1355-20

固相线温度：970℃

液相线温度：1070℃

粉末的装入：在筒体本体1内的一处装入表2所示数量的粉末。然后使筒体本体1以70转/分钟速度旋转20秒，借以使粉末沿着轴线方向均一分散在筒体本体1之内。

筒体本体的加速：用表2所示的时间使筒体本体1从静止状态加速到表2所示的旋转速度(产生3G离心力作用的旋转速度)。达到该旋转速度后，保持该旋转速度。

筒体本体的加热：将筒体本体1加热到1020℃。以此使内部的粉末升温到大体相同的温度下，使粉末变成部分熔融状态。然后在此温度下保持60秒钟。

筒体本体的冷却：放置冷却。

利用以上操作在各样品筒体本体的内周面上形成了内面被覆层。测定了这些内面被覆层的厚度和轴线方向上的厚度偏差率。用表2和图8的曲线表示其结果。

表2

试验编号	筒体本体样品	筒体内径(mm)	粉末供给量(千克)	至3G的加速时间	旋转速度(rpm)	被覆层厚度(mm)	厚度偏差率(％)
								试验6	D	27	1.5	20	450	2	15
试验7	D	27	1.5	15	450	2	无
								试验8	E	35	2.0	15	390	2	25
试验9	E	35	2.0	10	390	2	20
								试验10	E	35	2.0	5	390	2	无
试验11	F	44	2.5	10	350	2	25
								试验12	F	44	2.5	5	350	2	15
试验13	F	44	2.5	2	350	2	无

表2和图8的曲线说明，加速时间越短厚度偏差率越小，而且厚度偏差率随着内径增大而增大，为了将厚度偏差率抑制至数值变小，必须缩短加速时间。而且在图8的曲线内，画出了表示几乎不产生厚度偏差的曲线35，该曲线35是用以下实验式(A)得到的。

τ(秒)＝3×10⁵/D³...(A)

(D是筒体的内径，mm)

因此，对于内周面粗糙度处于5微米Ra以上的筒体本体进行自熔合金被覆时，将粉末沿着轴线方向在筒体本体内均等配置后，若使筒体本体达到产生3G以上离心力的旋转速度所需的时间，设定在不超过由上记实验式(A)求出的时间τ的数值，则能够形成厚度沿筒体轴线方向几乎没有偏差的被覆层。

实施例

[实施例1～4]

(1)准备了以下形状的筒体本体1和自熔合金粉末。

筒体本体：外径125毫米×内径44毫米×长度1250毫米

材料：SCM410

内周面：喷砂加工，内周面(粗糙度20微米Ra)

自熔合金粉末：へガネス#1560

固相线温度：980℃

液相线温度：1200℃

(2)粉末的供给和粉末层的形成

将筒体本体1置于图1所示的制造装置上，在该筒体本体1内的一处装入2.5千克粉末。然后用盖子15将筒体本体G的两端封闭后，使该筒体本体1以70转/分钟速度旋转20秒钟。借以使粉末沿着轴线方向均一分散在筒体本体1之内。

接着将筒体本体1的旋转加速到内周面分别处于26G(实施例1)、34G(实施例2)、42G(实施例3)和50G(实施例4)离心力作用下的旋转速度，达到该旋转速度后，保持该旋转速度。此时的加速度定为在2秒钟内离心力从0达到3G的加速度。

(3)粉末的加热熔融和凝固

将筒体本体1加热到1050℃。以此使内部的粉末也升温到大体相同的温度下，使粉末变成部分熔融状态。将筒体本体1加热到1050℃后，在该温度下保持30秒钟，然后停止加热，放冷。借此使筒体本体1内面的金属熔液层凝固，从而在筒体本体的内周面上形成内面被覆层。

(4)内面被覆层的硬度测定

得到的内面被覆层厚度为2毫米。测定了这种内面被覆层深度0.5毫米位置、1.0毫米位置和1.5毫米位置处的硬度。其结果示于表3之中。

[对照例1～3]

使用与实施例1同一形状的筒体本体1和自熔合金粉末，除粉末层加热时在筒体本体1的内周面上施加4G、10G和18G的离心力之外，其余与实施例1在同一条件下形成了内面被覆层。对所获的内面被覆层与实施例1～4同样测定了硬度。其结果也示于表3之中。

表3

	离心力	硬度(Hv5)
						硬度测定位置(距表面的深度mm)			平均
		0.5	1.0	1.5
					对照例1	4	650	560		473	561
对照例2	10	781	560	480					607
					对照例3	18	792	565		490	616
实施例1	26	818	584	502					629
					实施例2	34	857	841		549	725
实施例3	42	874	857	613					769
					实施例4	50	927	532		465	637

表3的结果说明，提高离心力下离心铸造的实施例1～4，与离心力低的对照例相比，内面被覆层的表面硬度极高。因此可以确认，使用同一自熔合金，采用本发明能够提高内面被覆层的表面硬度。将实施例2形成的内面被覆层的断面切开进行显微观察后发现，如图3所示，具有三层结构，表面层21a形成一种硬质陶瓷微粒极多的组织。可以认为这样的结构才能大幅度地提高硬度。

[实施例5～7]

(1)准备了以下形状的筒体本体1和自熔合金粉末。

筒体本体：外径125毫米×内径44毫米×长度1250毫米

材料：SCM410

内周面：喷砂加工(内周面粗糙度20微米Ra)

自熔合金粉末：へガネス#1560

固相线温度：980℃

液相线温度：1200℃

(2)粉末的供给和粉末层的形成

将筒体本体1置于图5所示的制造装置上，在该筒体本体1内一处装入2.5千克粉末。然后用盖子15、15A将筒体本体G的两端封闭后，使该筒体本体1以70转/分钟速度旋转20秒钟。借以使粉末沿轴线方向均一分散在筒体本体1之内。

接着将筒体本体1的旋转加速到内周面分别处于10G离心力作用下的旋转速度，达到该旋转速度后，保持该旋转速度。此时的加速度定为在2秒钟内离心力从0达到3G的加速度。

(3)粉末的加热熔融和凝固

将筒体本体1加热到1050℃。以此使内部的粉末也升温到大体相同的温度下，使粉末变成部分熔融状态。将筒体本体1加热升温到1050℃后，启动压缩机32，使筒体本体1内处于0.3MPa(实施例5)、0.6MPa(实施例6)和1.0MPa(实施例7)气压的作用下，在该温度下保持15秒钟，然后停止加热并将其放冷。以此方式使筒体本体1内面的金属溶液层凝固，在筒体本体的内周面上形成内面被覆层。

(4)内面被覆层的硬度测定

得到的内面被覆层厚度为2毫米。测定了这种内面被覆层深度0.5毫米、1.0毫米和1.5毫米位置处的硬度。结果示于表4之中。

[对照例4]

使用与实施例5同一形状的筒体本体1和自熔合金粉末，除粉末层加热时在筒体本体1内施加0气压外，其余与实施例5在同一条件下形成了内面被覆层。对所获的内面被覆层与实施例5～7同样测定了硬度。其结果也示于表4之中。

表4

	气压(MPa)	硬度(Hv5)
						硬度测定位置(距表面的深度mm)			平均
		0.5	1.0	1.5
					对照例4	0	781	560		480	607
实施例5	0.3	792	652	600					681
					实施例6	0.6	825	748		620	731
实施例7	1.0	841	766	680					762

表4的结果说明，使筒体本体1内的金属熔液层处于0.3MPa以上气压作用下离心铸造的实施例5～7，与无气压作用的对照例4相比，其表面硬度增大。因此可以确认，使用同一自熔合金，采用本发明能够提高内面被覆层的表面硬度。

[实施例8]

使用与实施例2同一形状的筒体本体1和自熔合金粉末，将此筒体本体1置于图5所示的制造装置上，对粉末加热熔融时除使筒体本体1的内周面处于1.0MPa气压作用之外，其余在与实施例2同一条件(因此加热熔融时，筒体本体1的内周面处于34G离心力作用下的条件)下形成了内面被覆层。对所获的内面被覆层与实施例2同样测定了硬度。其结果与实施例2的结果一并示于表5之中。

表5

	气压(MPa)	硬度(Hv5)
						硬度测定位置(距表面的深度mm)			平均
		0.5	1.0	1.5
					实施例2	0	857	841		549	725
实施例8	1.0	900	912	796					869

表5的结果说明，使筒体本体1的内周面位置经受34G离心力作用，同时受1.0MPa气压作用下进行离心铸造的实施例8，与无气压作用的实施例2相比，其内面被覆层的硬度更高。因此可以确认，通过使金属熔液层经受高G离心力作用的同时经受高气压作用，能够进一步提高内面被覆层的表面硬度。

对实施例8形成的内面被覆层断面切开后进行了显微镜观察，结果发现这种场合下也形成如图3所示的三层结构，表面层21a变成一种硬质陶瓷微粒极多的组织。这种表面层21a和边界层21c的化学成分测定结果示于表6中。而且在表6中也列出了加热处理前自熔合金粉末(へガネス#1560)的化学成分。其中，表6中的成分浓度为质量％。

表6

	C	Si	Cr	Fe	Ni
						表面层21a	0.39	6.03	28.32	7.45	59.81
边界层21c	0.00	4.83	4.26	32.07	58.84
						粉末	0.73	4.38	14.72	3.24	余量

表6的结果说明，表面层21a中铬成分浓度增高，而边界层21c中铬成分浓度却降低。这是因为离心铸造时通过赋予高G离心力，使金属熔液中析出的铬化合物系硬质陶瓷微粒聚集在表面层内的缘故。

Claims (10)

1、一种内面被覆筒体的制造方法，该方法包括在具有圆筒状内周面筒体本体的所说的内周面上离心铸造自熔合金进行被覆的工序，其特征在于，所说的离心铸造在使0.3～3MPa的气压作用于金属熔液层表面的状态下进行。

2、一种内面被覆筒体的制造方法，该方法包括在具有圆筒状内周面筒体本体的所说的内周面上离心铸造自熔合金进行被覆的工序，其特征在于，在使金属熔液层表面受0.3～3MPa气压作用状态下进行所说的离心铸造的同时，在使所说的金属熔液层表面受所说的气压作用的状态下，使所说的筒体本体的旋转速度达到使所说的内周面位置上产生10G或以上的离心力的旋转速度。

3、按照权利要求1或2所述的内面被覆筒体的制造方法，其中使所说的离心铸造时所说的自熔合金熔液达到的温度，处于与该自熔合金的熔融—凝固有关的固相线至液相线的固液共存温度区域内距离固相线一侧70％位置处的温度或以下。

4、按照权利要求1或2所述的内面被覆筒体的制造方法，其中在所说的离心铸造中自熔合金熔液层在所说的内周面上的形成，是以向所说的筒体本体内导入自熔合金粉末，在所说的筒体本体旋转下将该粉末加热熔融的方式进行的。

5、按照权利要求1或2所述的内面被覆筒体的制造方法，其中在所说的离心铸造中，自熔合金溶液层在所说的内周面上的形成，是以下述方式进行的：(1)在横置的筒体本体内部，沿筒体轴线方向均等地配置与形成被覆层厚度相当量的自熔合金粉末，(2)使筒体本体以其轴线为中线旋转，使之达到在所说的筒体本体的内周面位置上产生3G或以上离心力的旋转速度的情况下，也使筒体本体内的粉末以遍及筒体本体圆周方向行进的形式粘贴在筒体本体的内周面上，此时应使达到能够产生3G或以上离心力的旋转速度所需的时间，不超过按以下实验式(A)求出的时间τ：

τ(秒)＝3×10⁵/D³…(A)

(D是筒体的内径，mm)

以便抑制沿筒体轴线方向均等配置的粉末在筒体轴线方向上移动，借此来形成一层沿筒体的轴线方向和圆周方向几乎没有厚度偏差的粉末层并使其粘贴在筒体本体内周面上，(3)在继续使筒体本体旋转的情况下，加热筒体本体以使筒体全体同时升温，并使筒体本体内的粉末熔融。

6、按照权利要求1或2所述的内面被覆筒体的制造方法，其中在所说的离心铸造中，自熔合金熔液层在所说的内周面上的形成，是以向所说的筒体本体内导入自熔合金粉末，在所说的筒体本体旋转下将此粉末加热熔融的方式进行的，同时在减压下进行所说的筒体本体内粉末的熔融。

7、一种内面被覆筒体的制造装置，其中具有水平地支持筒体本体并使之旋转的筒体支持旋转装置，向被该筒体支持旋转装置支持的筒体本体内供给与被覆层形成厚度相当量的自熔合金粉末的粉末供给装置，对被所说的筒体支持旋转装置支持的筒体本体的全部长度上加热的加热装置，和使0.3～3MPa气压作用在所说的筒体本体内表面上的加压装置。

8、一种内面被覆筒体的制造装置，其中具有水平地支持筒体本体并使之旋转的筒体支持旋转装置，向被该筒体支持旋转装置支持的筒体本体内供给与被覆层形成厚度相当量的自熔合金粉末的粉末供给装置，对被所说的筒体支持旋转装置支持的筒体本体的全部长度加热的加热装置，和使0.3～3MPa气压作用在所说的筒体本体内表面上的加压装置，所说的筒体支持旋转装置具有能使所说的筒体本体以筒体本体内周面位置上产生10G或以上离心力的旋转速度旋转的构成。

9、按照权利要求7所述的内面被覆筒体的制造装置，其中具有水平地支持筒体本体并使之旋转的筒体支持旋转装置，向被该筒体支持旋转装置支持的筒体本体内供给与被覆层形成厚度相当量的自熔合金粉末的粉末供给装置，对被所说的筒体支持旋转装置支持的筒体本体在全部长度上加热的加热装置，和使0.3～3MPa气压作用在所说的筒体本体内表面上的加压装置，所说的筒体支持旋转装置具有能使所说的筒体本体以筒体本体内周面位置上产生20～50G离心力的旋转速度旋转的构成。

10、按照权利要求7～9中任何一项所述的内面被覆筒体的制造装置，其中所说的加热装置具有能够遍及筒体全长同时对所说的筒体支持旋转装置支持的筒体本体圆周方向的小区间进行感应加热的感应线圈。

Images