TWI669282B

TWI669282B - 鑄鋼用耐火物、及滑動噴嘴裝置用平台

Info

Publication number: TWI669282B
Application number: TW107103372A
Authority: TW
Inventors: 牧野太郎; 野相修史; 赤峰経一郎
Original assignee: 日商黑崎播磨股份有限公司
Priority date: 2017-02-22
Filing date: 2018-01-31
Publication date: 2019-08-21
Also published as: WO2018155030A1; JP6978404B2; US11192825B2; TW201831427A; JPWO2018155030A1; US20190382313A1

Abstract

本發明課題在於使熔渣浸潤抑制能力高而且強固的表面緻密層有效或充分地或者以最佳狀態形成於耐火物表面。　　解決手段為一種鑄鋼用耐火物，其係含有1質量%以上之游離碳、2質量%以上15質量%以下作為金屬的鋁成分，且殘餘的部分包含耐火材料作為主要構成物的鑄鋼用耐火物，其特徵為透氣率為1×10^-16 m² 以上15×10^-16 m² 以下。

Description

鑄鋼用耐火物、及滑動噴嘴裝置用平台

本發明係有關於鑄鋼用耐火物及使用該耐火物之滑動噴嘴裝置用平台，甚而有關於該耐火物之製造方法。

滑動噴嘴裝置用平台(下稱「滑動噴嘴用平台」，且將此平台用之耐火物稱為「平台耐火物」)係作為熔鋼的流量控制用構件，在澆桶中的2次處理及連續鑄造已達普及的現今，其在鋼鐵工業上已屬不可或缺的耐火物製品經廣泛採用。此滑動噴嘴用平台由於係掌管熔鋼流之控制的零件，而要求極為高度的性能，於材質方面也要求均衡地具備可因應各種嚴峻條件的各種優良特性。亦即，滑動噴嘴用平台，除了熔鋼流所引起的劇烈熱衝擊與摩耗等物理作用，還要承受熔鋼及熔融熔渣等所引起的化學侵蝕(腐蝕)，甚而化學作用與物理作用複合而成的侵蝕(erosion)等，因此，作為所應具備之特性，便要求耐熱衝擊性、耐摩耗性、耐蝕性、強度特性等優良的製品。為使滑動噴嘴用平台均衡地具備上述各特性，而廣泛使用耐用性最穩定的氧化鋁・碳系耐火物。

作為提升耐蝕性之手段，例如專利文獻1中提出一種平台耐火物，其稱為未燒成品或輕燒成品(以下將「未燒成」、「輕燒成」統稱為「未燒成」)，係藉由添加熔點1000℃以下的低熔點金屬與在100～800℃之溫度區域的熱處理所形成。作為未燒成平台耐火物的優點，有大量添加金屬所產生的高熱強度及對熔鋼的耐蝕性。耐火物一接觸到熔鋼，則金屬反應所生成的生成物使運作面附近的組織緻密化，可抑制熔渣的浸潤。因此，未燒成平台耐火物係具有耐熔渣性優良之特徵，但另一方面會因鑄造時的受熱而使組織過度緻密化，彈性模數變得極高，而有耐熱衝擊性降低的缺點。從而，便有容易因邊緣缺陷或熱衝擊而發生龜裂等問題。

關於組織的緻密化，非專利文獻1中揭示，添加有6質量%以上之金屬鋁的氧化鋁・碳系耐火物，會因鑄造時受熱而使耐火物內部的鋁氣體分壓提高，因耐火物內部與耐火物表面所產生的鋁氣體分壓差使鋁氣體擴散至表面，於表面與氧成分反應而形成以氧化鋁為主成分的連續表面緻密層。此表面緻密層可抑制熔渣或鋼爐料的浸潤。其揭示藉由如此形成於耐火物運作表面的緻密層來實現高耐蝕性之手法。然而，其僅以金屬鋁的添加量來考察容易形成表面緻密層之條件，關於金屬鋁的添加量以外之要素的探討仍不足。

專利文獻2中揭示一種含碳耐火物，其係含有0.1～20質量%之粒徑10μm以下的金屬矽。在金屬矽的氣相反應中於耐火物組織中的空隙部生成碳化矽彼此糾結的不規則晶鬚，由於耐火物組織呈緻密，成高強度化同時氣孔較少，而且體積變小，可抑制氧化性氣體的穿透或侵入，研判具有可降低耐火物的氧化損耗速度之效果。惟，由於矽化合物容易與熔鋼中的夾雜物或熔渣成分反應而生成低熔點物質，故無抑制熔渣浸潤的能力。

專利文獻3中揭示一種含碳耐火物，其特徵為對含碳耐火物的表面塗佈含有6～30質量%的鋁的塗料。在鋁氧化的約600℃前，分散存在於塗料內的鋁箔彼此經由塗料的樹脂成分強固地接著，確保氣密性，而在約600℃以上，鋁會因氧化反應，生成氧化鋁的薄膜層而於表面形成緻密層。藉由鋁箔與氧化鋁的薄膜層阻絕氧化性氣體向含碳耐火物內的侵入，研判可防止含碳耐火物內的碳的氧化。然而，作成可承受熔鋼流的鑄造用耐火物使用時，鋁箔層容易熔解，而有鋁箔層剝離的問題。 [先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特公昭60-29664號公報　　[專利文獻2]日本特開昭63-285168號公報　　[專利文獻3]日本特開平10-245282號公報 [非專利文獻]

[非專利文獻1]第2次鋼鐵用耐火物委員會預稿集，2014年11月19日，p.165～p.173

[發明所欲解決之課題]

諸如前述，已有多人嘗試藉由耐火物內或表面之活性原料受熱所引起的反應使耐火物表面或耐火物內部緻密化，來提高強度或耐氧化性，而謀求對熔鋼之耐蝕性的提升。然而，此種習知技術之手法，無法使熔渣浸潤抑制能力高而且強固的表面緻密層有效或充分地形成。　　本發明所欲解決之課題在於使熔渣浸潤抑制能力高而且強固的表面緻密層有效或充分地或者以最佳狀態形成於耐火物表面。 [解決課題之手段]

本發明之要旨係以下1～4之鑄鋼用耐火物、及5之滑動噴嘴裝置用平台。　　1.一種鑄鋼用耐火物，其係含有1質量%以上之游離碳、2質量%以上15質量%以下作為金屬的鋁成分，且殘餘的部分包含耐火材料作為主要構成物的鑄鋼用耐火物，其特徵為透氣率為1×10^-16 m² 以上15×10^-16 m² 以下。　　2.如前述1之鑄鋼用耐火物，其中前述作為金屬的鋁成分係源自於選自金屬鋁、鋁-矽合金、鋁-鎂合金的一種或多種。　　3.如前述1或前述2之鑄鋼用耐火物，其中前述耐火材料係選自剛玉、莫來石、氧化鋯-莫來石、矽線石、氧化鋁-氧化鋯、尖晶石及氧化鎂之群組的一種或多種。　　4.如前述1或前述2之鑄鋼用耐火物，其係包含合計為5質量%以下具有碳的抗氧化效果之化合物的一種或多種。　　5.一種滑動噴嘴裝置用平台，其係包含與熔鋼接觸之部位的一部分或全部為由如前述1至前述4中任一項之鑄鋼用耐火物所構成者。

就本發明，在含有作為金屬的鋁成分(以下亦稱「金屬鋁」)的耐火物中，於受熱時會產生耐火物表面與耐火物內部的鋁氣體分壓差，耐火物內部的鋁氣體便容易向表面擴散，由此在耐火物表面形成以氧化鋁為主成分的緻密層，而抑制耐火物中的熔渣或鋼爐料的浸潤。

鑄造時，由於噴嘴孔四周或滑動面附近形成1000℃以上的高溫條件，因此，存在於耐火物內部的金屬鋁便因鑄造時的受熱而熔融或氣化，與耐火物內的碳直接反應而生成Al₄ C₃ (s)(下述式1)，或與耐火物內產生的一氧化碳反應而生成Al₂ O₃ (s)，Al₄ O₄ C(s)，Al₂ OC(s)(下述式2～4)。　　Al(l, g)+C(s)=Al₄ C₃ (s)　　…式1 　　2Al(l, g)+3CO(g)=Al₂ O₃ (s)+3C(s)　　…式2　　　4Al(l, g)+4CO(g)=Al₄ O₄ C(s)+3C(s)　　…式3 　　2Al(l, g)+CO(g)=Al₂ OC(g)　　…式4

於耐火物組織內部，研判因式2～4之反應而使CO分壓顯著降低。又，將滑動面附近的溫度假定為1800K，並將1800K下相對於CO分壓(P_CO )之氣相物種的平衡分壓示於圖1、圖2、圖3。耐火物表面，由於係與空氣中的氧氣或熔鋼中的氧氣接觸，研判CO分壓會高於磚瓦內部，由於耐火物內部的Al(g)分壓(P_Al )，Al₂ O(g)分壓(P_Al2O )(以下亦將「Al(g)分壓，Al₂ O(g)分壓」單稱為「鋁分壓」)高於界面附近的Al(g)，Al₂ O(g)分壓，研判Al(g)，Al₂ O(g)容易因分壓差而從磚瓦內部向界面擴散。朝運作面表面擴散而來的Al(g)，Al₂ O(g)，研判在界面附近會與一氧化碳反應，而形成以Al₂ O₃ 為主成分的更穩定的表面緻密層。例如磚瓦中含有氧化鎂時，會形成MgO・Al₂ O₃ 之包含尖晶石的表面緻密層。

諸如前述，為了在耐火物表面形成緻密層，需在含有1質量%以上之游離碳的耐火物內部提高鋁分壓，而增大耐火物內部與耐火物表面的鋁分壓差。為了在耐火物內部提高鋁分壓，需預先在鑄造時臨受熱前的耐火物內使一定量以上的金屬鋁殘留，並使耐火物的透氣率達最佳範圍。

根據到目前為止將實驗結果或實際作業中所用物品的調查結果等平均化所得之本案發明人等的經驗性見解，就含有2質量%以上之金屬鋁的耐火物，在假定鑄造時之運作面溫度的1500℃之加熱或實際作業中使用後的耐火物中生成了Al₄ C₃ ，Al₄ O₄ C，Al₂ OC。亦即，可推測在含有2質量%以上之金屬鋁的耐火物內部，如圖1、圖2、圖3所示，鋁氣體分壓提高。又，耐火物中的金屬鋁含量少於2質量%時，無法看出Al₄ C₃ ，Al₄ O₄ C，Al₂ OC的生成。亦即，其表示耐火物內部的鋁氣體分壓較低。因此，為了提高耐火物內部的鋁氣體分壓，需使金屬鋁含有2質量%以上。　　使金屬鋁含有超過15質量%，表面緻密層也未必會厚實且強固地形成。又，在昇溫速度變大之內孔的熔鋼接觸面附近等，在金屬鋁的一部分形成蒸氣前熔融～移動的部分也會變多，於耐火物組織內因空隙或與形成氧化物等化合物之部分的組織間隙而容易形成變形，或因金屬鋁的氧化等而產生膨脹，而容易發生耐火物組織的破壞。因此，金屬鋁需為15質量%以下。

游離碳係為了使前述金屬鋁的反應發生而需要者。其含量若為1質量%以上，則可形成厚度合宜的表面緻密層。就表面緻密層的形成，游離碳的含量上限無需特別設定；游離碳含量過多的話，耐氧化摩耗性等會降低，對於鑄造用耐火物，尤為滑動噴嘴用而言會大幅影響其耐用性，因而較佳為10質量%以下。

已知透氣率的控制在提高耐火物中的鋁分壓方面為重要者。透氣率較高時，由於耐火物表面的CO氣體容易侵入至耐火物內部，不易加大耐火物內部與耐火物表面的CO分壓差，而且不易提高耐火物內部的鋁分壓。再者，透氣率過低的話，在耐火物內部與耐火物表面即使產生分壓差，鋁氣體也不易朝耐火物表面擴散，Al(g)，Al₂ O(g)在到達耐火物表面前即發生式1～式4之反應而無法於表面形成緻密層。

根據到目前為止將實驗結果平均化所得之本案發明人等的經驗性見解，為了提高耐火物內部的鋁氣體分壓，需於耐火物表面附近與內部增加CO分壓差，且需使耐火物表面的CO不易侵入至內部。透氣率為15×10^-16 m² 以下的耐火物，CO不易侵入至其內部，而容易提高耐火物內部的鋁分壓。　　此外，透氣率為依據JIS R 2115記載之透氣率測定方法所測得的值。

如此，本發明係提供一種使金屬鋁殘留於鑄造時臨受熱前的耐火物內，且具備最佳之透氣率的耐火物。　　藉由使金屬鋁殘留一定量以上，並使耐火物的透氣率達最佳範圍，可於鑄造時大致在鑄造期間連續地使緻密層形成於與熔鋼接觸的耐火物表面，可抑制熔渣或鋼爐料的浸潤，而提升耐蝕性。 [發明之效果]

根據本發明，可使熔渣浸潤抑制能力高而且強固的表面緻密層有效或充分地或者以最佳狀態形成於耐火物表面。　　進而，藉由提升鑄造用耐火物，尤為滑動噴嘴裝置用平台用之耐火物的耐氧化性、耐蝕性、耐摩耗性等，而抑制鋼中夾雜物等向耐火物內組織的浸潤，並維持此等特性，可延長耐火物的壽命。

[實施發明之形態]

耐火物中的金屬鋁含量可根據作為原料的金屬鋁的添加量、該金屬鋁的粒徑、耐火物的熱處理溫度來調整。例如，藉由將添加有超過所欲獲得之殘留金屬鋁量的量(超過2質量%的量)之含金屬鋁原料的配方成形，並在金屬鋁之熔點660℃以下的溫度下進行熱處理或不進行熱處理，可使耐火物中的金屬鋁含量達一定量(2質量%以上)。　　大致上，即使在金屬鋁的熔點660℃以上進行熱處理，亦可使耐火物中的金屬鋁含量達2質量%以上。根據到目前為止將實驗結果平均化所得之本案發明人等的經驗性見解，熱處理溫度宜採800℃以下。　　作為金屬的鋁成分可採用源自於選自金屬鋁，鋁-矽合金，鋁-鎂合金的一或多種者。　　亦即，在前述金屬鋁的含量(殘留量)的範圍，除由金屬鋁單質所構成的原料外，亦可使用含有金屬鋁的合金作為原料。

本發明之耐火物可藉由與通常一般採用的定形耐火物之製造方法同樣的基本步驟來製造。　　亦即，包含：將粉體等耐火材料(原料)以既定比例混和；添加結合材等進行混煉；對混煉後的胚土施加壓力而成形為既定形狀；加以乾燥；進行熱處理；視需求進行加工等步驟。　　此外，尤其在滑動噴嘴用平台等的一部分的用途中，基於耐蝕性以外的目的，有時會在焦油等的熱處理後含浸殘留碳的液體。本發明之耐火物，若進行此種含浸處理，則透氣率會顯著變化，使得透氣率的分布變得不均勻，而顯著抑制Al(g)，Al₂ O(g)等的移動等，較為不佳。

為了使耐火物的透氣率達本發明之範圍，在本發明之耐火物或平台的製造過程中，可單獨或組合以下手段：　　1.調整胚土的粒度構成；　　2.與含鋁原料的絕對量相輔相成地按其形態(霧粉、碎片等)或彼等粒子的大小調整其比例；　　3.調整熱處理溫度；　　4.根據成形時的壓力調整等來調整胚土的填充性等。

作為前述1「調整胚土的粒度構成」之具體方法，能以根據Andreasen以外的最密填充相關定律的填充構造為參考，係主要將其餘部分之耐火材料(原料)的粒度分類為大(例如超過1mm且為3mm以下)・中(例如超過0.2mm且為1mm以下)・小(例如0.2mm以下)等來調整彼等的構成比例。　　前述2「與含鋁原料的絕對量相輔相成地按其形態(霧粉、碎片等)或彼等粒子的大小調整其比例」之具體方法，可採用例如：添加一部分大粒徑的含金屬鋁成分原料；大量添加含金屬鋁成分原料；使比霧粉更快熔融而容易分散於粒子間的碎片與霧粉的比例，與此等的總量一同變化；或例如添加熔點低於鋁的鋁-鎂合金，並其調整大小或量等方法。　　作為前述3「調整熱處理溫度」之具體方法，係與前述2有相對應之關係；藉由調整熱處理溫度與時間，亦可與作為金屬的殘留比例共同調整組織的緻密性，即透氣率。　　作為前述4「藉由成形時的壓力調整等來調整胚土的填充性」之具體方法，可採用例如增加或減少成形時的最大負載或打擊次數等方法。

作為金屬的鋁成分的含量可藉由X光繞射來求得。在以下所述各實施例中，為了將外在干擾減至最低而提高正確性，而製作各圖形的標準試料，作成彼等的檢量線並藉由內標準法來定量。

前述耐火材料可採用選自剛玉、莫來石、氧化鋯-莫來石、矽線石、氧化鋁-氧化鋯、尖晶石及氧化鎂之群組的一種或多種。　　作為鑄造用耐火物，尤其在滑動噴嘴用平台中，需具備耐蝕性、耐熱衝擊性、耐摩耗性、熔渣等的耐浸潤性等，作為滿足此等特性的中心構成物，可舉出鑄造用耐火物一般所使用之以Al₂ O₃ 成分為主的耐火材料或氧化鎂。其中較佳以耐蝕性、耐摩耗性及耐熱衝擊性優良的剛玉或尖晶石為主，且一部分組合莫來石、氧化鋯-莫來石、矽線石、氧化鋁-氧化鋯等。又，例如較佳在含鈣鋼等要求更高耐蝕性的鋼物種・熔渣組成之熔鋼的鑄造中使其含有氧化鎂，或視其耐蝕性的要求度而增量。

再者，可包含合計為5質量%以下具有碳的抗氧化效果之化合物的一種或多種。　　此處所稱具有碳的抗氧化效果之化合物，係指在鑄造用耐火物中以高溫度下的抗氧化等為目的而一般含有的次要構成物，具體而言為SiC、Si₃ N₄ 、含硼化合物、前述耐火材料以外的SiO₂ 化合物等。　　此處所稱含硼化合物係指BN、B₄ C、硼酸、硼酸系玻璃化成分(包含玻璃料)等；前述耐火材料以外的SiO₂ 化合物則指矽酸鹽、矽酸系玻璃化成分(包含玻璃料)、前述包含SiO₂ 成分之礦物以外的包含SiO₂ 之礦物(石英、方英石、鱗石英、無定形二氧化矽、高嶺石等黏土礦物等)等。

此等係主要具有耐火物內的碳的抗氧化機能，此等若超過5質量%，會因熔鋼或熔鋼中夾雜物等與耐火物反應而導致耐蝕性大幅降低，而使耐火物的耐用性降低。又，被覆作為金屬之Al成分時，可抑制Al(g)分壓，Al₂ O(g)等的移動。　　再者，就以氧化鋁為主成分的表面緻密層而言，若從與耐火物表面接觸之熔鋼或者耐火物內部，含矽化合物、含硼化合物、CaO等會與氧化鋁反應而降低熔點的化合物或玻璃化的化合物與耐火物表面緻密層反應時，則其厚度會變厚。就本案發明人等的經驗性見解，表面緻密層的厚度薄於0.01mm時，熔渣浸潤抑制能力較低；表面緻密層的厚度超過0.5mm時，則表面緻密層明顯變得容易剝離。熔點變低的化合物、玻璃化的化合物愈多，則表面緻密層的厚度愈厚，因此，含矽化合物、含硼化合物等次要構成物的總量若超過5質量%，則表面緻密層的厚度會變厚且發生剝離。為了將此種不佳之現象減至最低，此等次要構成物的總量，除不可避免雜質外較佳約為5質量%以下左右，更佳為3質量以下。　　此外，形成於耐火物表面之緻密層的厚度會影響耐蝕性。表面緻密層的厚度薄於0.01mm時，熔渣浸潤抑制能力較低；厚於0.5mm時則容易發生表面緻密層的剝離；而且，具有碳的抗氧化效果之化合物的含量，屬低熔化成分之雜質等的含量過多時，因此等之故而容易形成較厚的表面緻密層，在此種情況下亦容易引起耐蝕性的降低，因此較佳為0.01mm以上0.5mm以下。又此厚度非為特定範圍之平均，而意指表面緻密層的最薄部位為0.01mm以上，及最厚部位為0.5mm以下。　　所稱此厚度約0.01mm以上，係指經驗上顯示一定程度的良好評價之殘留於實驗或實際作業等中使用後物品的表面之緻密層的厚度，即排除骨材粒子的突出部之呈一體構造的基質部的厚度。(茲參照圖4(a)、(b)，圖5(a)、(b)) [實施例]

以下，根據實施例及比較例對本發明之耐火物加以說明。

[實施例A] 　　實施例A係表示探討金屬鋁含量的影響之結果。

試料係將調整以剛玉為主之氧化鋁質所構成的耐火原料、石墨、金屬鋁、酚樹脂的混合物在混合機中進行混煉，並使用500t真空油壓機成形滑動噴嘴用平台，於非氧化環境中以800℃進行熱處理來製造。

作為金屬的鋁成分的含量係藉由採X光繞射的內標準法來定量。

首先，針對本發明所欲解決之課題的有無形成表面緻密層，對以前述方法所得之試料，模擬滑動噴嘴用平台的使用條件，在碳材料中，亦即還原環境中以1500℃進行熱處理後冷卻，觀察其室溫下的試料表面狀態來評定。所稱表面緻密層，係指如圖4、圖5所示，在試料表面形成之連續的緻密的層。將試料的表面形成有厚度約0.01mm以上之表面緻密層的情形評為合格，以「○」表示。未形成表面緻密層時，表中以「×」表示(包含所形成者的厚度未達約0.01mm的情形；以下，此情形亦表記為「未形成」)。　　進而針對該試料的耐火物原組織部，目視觀察有無龜裂。將無龜裂的情形以「○」，有龜裂的情形以「×」表示。

又，進行耐熱衝擊性試驗、耐蝕性試驗、耐氧化摩耗試驗，亦針對作為耐火物，尤為鑄鋼用耐火物的其他具備特性要素進行調查。惟，此等其他要素係依據用途、使用部位等來決定其必要性或其程度，並非需高度具備所有的要素。　　亦即，此等耐熱衝擊性試驗結果、耐蝕性試驗結果、耐氧化摩耗性試驗結果縱為「○」以外，也並非無法作為鑄造用耐火物，尤為作為滑動噴嘴用來使用，只要符合未強烈要求此等特性之條件，例如不常重複加熱至冷卻或不重複加熱至冷卻、鋼中夾雜物或混入鋼中之熔渣成分較少之鋼物種的鑄造、在惰性氣體環境中氧氣濃度較低等的作業條件則可使用之。

耐熱衝擊性試驗係將40×40×160mm之前述所製造的試料浸漬於1600℃的鐵水中3分鐘後經空氣冷卻，將試料未剝離的情形以「○」，未剝離但表面緻密層與耐火物原組織間的一部分發生龜裂的情形以「△」，發生剝離的情形以「×」表示。

就耐蝕性試驗，係以普通鋼與黑皮作為侵蝕材，針對前述所製造的試料藉由爐襯侵蝕法以1600℃加熱3小時而以熔損量來評定，以具備經驗上在一般的作業條件下為標準或視為下限之耐蝕性的實施例1為基準，將具備與其同等或更高之耐蝕性的情形以「○」，非滿足前述基準的情形以「×」表示。

就耐氧化摩耗性試驗，係將試料在大氣環境下於800℃保持3小時後冷卻至室溫，測定對冷卻之試料表面噴灑SiC之研磨粒的BS摩耗試驗前後的重量變化率，以具備經驗上在一般的作業條件下為標準或視為下限之耐氧化摩耗性的比較例1為基準，將具備與其同等或更高之耐氧化摩耗性的情形以「○」，非滿足前述基準的情形以「×」表示。

就此等條件等，在以下之實施例B～G亦同。

表1示出各試料的構成與結果。

此外，表1中之化學成分的其餘部分(「其他」)係主要來自於原料的雜質，屬不可避免成分，乃SiO₂ 、TiO₂ 、R₂ O(此處R係指鹼金屬)等。此等為微量，由於會形成化合物等，只要約為4質量%以下左右則不會對本發明之效果造成大幅影響。以下實施例B～F中之化學成分的其餘部分亦同。

金屬鋁的含量為2質量%以上之情形的實施例1～5、比較例3均形成表面緻密層。惟，金屬鋁的含量少於2質量%之情形的比較例1～2則未形成表面緻密層而為「×」。

金屬鋁的含量超過15質量%的比較例3，雖形成表面緻密層，惟其一部分可觀察到研判因金屬鋁的消失而產生的空隙增加及耐火物原組織發生龜裂。

此外，就耐蝕性，形成有表面緻密層的實施例1～5、比較例3均顯示超越前述基準的優良結果，可知可維持無問題之程度。

就耐熱衝擊性，實施例1～5、比較例1～2均顯示超越前述基準的優良結果，而金屬鋁的含量超過15質量%的比較例3則為較差之結果。(亦考量到前述耐火物原組織的龜裂或組織的變形的影響)

就耐氧化摩耗性，實施例1～5、比較例2、3均顯示超越前述基準的優良結果，而未含有金屬鋁的比較例1則為較差之結果。

[實施例B] 　　實施例B為探討碳(稱為游離碳(F.C.)；下同)含量的影響之結果。表2示出試料構成與結果。

於本實施例B中係使碳含量由0質量%變動至12質量%，就碳含量1質量%以上的實施例6～13，均形成表面緻密層，而未含有碳的比較例4則未形成表面緻密層而為「×」。

就耐熱衝擊性，碳含量為1質量%以上的實施例6～13係顯示超越前述基準的優良結果，而未含有碳的比較例4則為較差之結果。

就耐蝕性，就形成有表面緻密層之碳量1質量%以上的實施例6～13，係顯示超越前述基準的優良結果，而未形成表面緻密層的比較例4則為較差之結果。

就耐氧化摩耗性，含有10質量%以下的碳的實施例6～8、10～13、比較例4顯示超越前述基準的優良結果，而含有多於10質量%的碳的實施例9則為較差之結果。

[實施例C] 　　實施例C為探討金屬物種的影響之結果。表3示出試料構成與結果。

添加有金屬鋁、鋁-矽合金、鋁-鎂合金的實施例13～15，形成了表面緻密層。僅添加矽作為金屬添加物的比較例6則未形成表面緻密層而為「×」。

就耐熱衝擊性，實施例14～16、比較例5均顯示超越前述基準的優良結果。

就耐蝕性，形成有表面緻密層的實施例14～16係顯示超越前述基準的優良結果，而未形成表面緻密層的比較例5則為較差之結果。

就耐氧化摩耗性，實施例14～16、比較例5均顯示超越前述基準的優良結果。

[實施例D] 　　實施例D為探討透氣率的影響之結果。表4表示試料構成與結果。

透氣率為1×10^-16 m² 以上15×10^-16 m² 以下的實施例16～20，形成了表面緻密層。透氣率小於1×10^-16 m² 的比較例7、透氣率大於15×10^-16 m² 的比較例8、9則未形成表面緻密層而為「×」。

就耐熱衝擊性，實施例17～21、比較例6～8均顯示超越前述基準的優良結果。

就耐蝕性，形成有表面緻密層的實施例17～21、透氣率小於1×10^-16 m² 的比較例6係顯示超越前述基準的優良結果，而透氣率大於15×10^-16 m² 的比較例7、8則為較差之結果。

就耐氧化摩耗性，實施例17～21、比較例6～8均顯示超越前述基準的優良結果。

[實施例E] 　　實施例E為使金屬鋁的添加量固定為6質量%，探討熱處理溫度的影響之結果。表5示出試料構成與結果。

金屬鋁的含量為2質量%以上之熱處理溫度750℃以下的實施例22～24，形成了表面緻密層。金屬鋁的含量小於2質量%之熱處理溫度1000℃以上的比較例9、10則未形成表面緻密層而為「×」。

就耐熱衝擊性，實施例22～24、比較例9、10均顯示超越前述基準的優良結果。

就耐蝕性，形成有表面緻密層的實施例22～24係顯示超越前述基準的優良結果，而未形成表面緻密層的比較例9、10則為較差之結果。

就耐氧化摩耗性，實施例22～24、比較例9、10均顯示超越前述基準的優良結果。

[實施例F] 　　實施例F為探討耐火材料骨材的影響之結果。表6示出試料構成與結果。

作為耐火材料骨材，係分別使用剛玉、氧化鋁-氧化鋯、氧化鋯-莫來石、尖晶石、氧化鎂。就實施例25～30，均形成了表面緻密層。具體而言，實施例25～28係形成Al₂ O₃ 質表面緻密層，實施例29～30則形成包含MgO・Al₂ O₃ 尖晶石質的表面緻密層。

就耐熱衝擊性，耐蝕性，耐氧化摩耗性，就實施例25～30，無表面緻密層之主成分差異所造成的影響，均顯示超越前述基準的優良結果。

[實施例G] 　　實施例G為作為其餘部分之實例，探討SiO₂ 、SiC、B₄ C的影響之結果。表7示出試料構成與結果。

實施例31～34均形成了表面緻密層。

就耐熱衝擊性、耐蝕性、耐熱衝擊性，實施例31～33均顯示超越前述基準的優良結果。

就實施例34，雖形成了表面緻密層，但最大厚度為約0.7mm左右而超過較佳之範圍，即0.5mm，且在耐熱衝擊性試驗中，於表面緻密層與耐火物原組織之交界一部分發生龜裂而為較差之結果，在耐蝕性試驗中亦為較差之結果。

圖1係表示1800K下相對於P_CO 之氣相物種的平衡分壓(Al₂ O₃ ，Al₄ C₃ ，C的反應)。　　圖2係表示1800K下相對於P_CO 之氣相物種的平衡分壓(Al₂ O₃ ，Al₄ O₄ C，C的反應)。　　圖3係表示1800K下相對於P_CO 之氣相物種的平衡分壓(Al₂ O₃ ，Al₂ OC，C的反應)。　　圖4(a)係表示表面緻密層之實例(接近最小厚度之實例)；(b)為對(a)記入表面緻密層與耐火物原組織之交界的圖。　　圖5(a)係表示表面緻密層之實例(接近最大厚度之實例)；(b)為對(a)記入表面緻密層與耐火物原組織之交界的圖。

Claims

一種鑄鋼用耐火物，其係含有1質量%以上之游離碳、2質量%以上15質量%以下作為金屬的鋁成分，且殘餘的部分包含耐火材料作為主要構成物的鑄鋼用耐火物，其特徵為透氣率為1×10^-16m²以上15×10^-16m²以下。
如請求項1之鑄鋼用耐火物，其中前述作為金屬的鋁成分係源自於選自金屬鋁、鋁-矽合金、鋁-鎂合金的一種或多種。
如請求項1或請求項2之鑄鋼用耐火物，其中前述耐火材料係選自剛玉、莫來石、氧化鋯-莫來石、矽線石、氧化鋁-氧化鋯、尖晶石及氧化鎂之群組的一種或多種。
如請求項1或請求項2之鑄鋼用耐火物，其係包含合計為5質量%以下具有碳的抗氧化效果之化合物的一種或多種。
一種滑動噴嘴裝置用平台，其係包含與熔鋼接觸之部位的一部分或全部為由如請求項1至請求項4中任一項之鑄鋼用耐火物所構成者。