>[0084] 在由运样多个层构成的铸造用喷嘴的制造中，在CIP成形用模具内的目标区域 中，从与钢液接触的面到半径方向的规定厚度的位置划分出生巧投入用的空间，在其表面 侧填充本发明的耐火物用生巧，且在背面侧上填充例如前述的Al2〇3、Si化、MgO、Zr化中一种 W上或由运些化合物所构成的耐火性粒子与碳所构成的1种W上的耐火物用生巧即可。其 后在成形前除去用于该划分的板等的夹具并加压成形即可。
[0085] 图3表示本发明的耐火物20配置在与钢液接触的部位的一部分区域的长喷嘴的 例子。
[0086] 图4和图5分别表示本发明的耐火物20配置在与钢液接触的面的一部分上、在其 背面侧形成配置了由与耐火物20不同的组成的耐火物（本体材质22)构成的层的多个层， 前述多个层W相互直接接触的状态形成一体结构的长喷嘴和下部喷嘴的例子。图6表示用 本发明的耐火物20构成的SN板的例子。
[0087]此外，例如如图2(c)、（d)所示，可在铸造用喷嘴的内孔面等与钢液接触的部位适 用CaO系的难附着氧化侣的材质23,在其背面或中间层的一部分或全部适用本发明的耐火 物20。在运样的情况下，通过例如使CaO系材质和本发明的MgO系材质为相同的碱性材质， 可W得到防止由使Al2〇3系材质与CaO系材质接触的情况运样的相互反应导致的低烙化等 乃至源于其的损伤等、等的效果。 实施例
[0088] 在下述表1~表9中所示的配合的耐火原料（耐火性粒子）中添加作为粘接剂的 酪醒树脂，将混炼后的生巧调整为适于成形的成形性。利用CIP将该生巧成形后，进行至 300°C为止的硬化?干燥处理后，进行在1000°C非氧化气氛下的热处理。此外，在本实施例 中，使用电烙氧化儀炉渣粒子和尖晶石微粉作为含MgO粒子。
[0089] 分析所得的耐火物的化学成分，观察组织状态的同时，进行评价试验。在组织状态 的观察中，在耐火物组织中浸渗树脂后，利用机械抛光形成镜面，通过显微镜观察用前述的 方法求得MS值的同时，观察空隙层的连续性和在含MgO粒子表面有无化合物。
[0090] 作为耐火物的评价，进行热膨胀率、耐溶损性（耐腐蚀性）、耐热冲击性和耐氧化 性的评价。
[0091] 在热膨胀率的评价中，进行至1500°C为止的热膨胀率的测定（根据JIS(日本工业 标准）R2207-3)，评价至1500°C为止的最大热膨胀率。
[0092] 耐火物的耐溶损性（耐腐蚀）的评价通过利用了高氧钢的钢液中旋转试验法进 行。钢液中旋转试验是评价本发明的耐火物作为前提所具有的对于钢液的耐腐蚀性的方 法。此外，在本说明书中，"溶损"无论成为损坏原因的机制是因化学反应引起的溶损（由低 烙化等引起的腐蚀等），或是因磨损等机械性侵蚀引起的损耗（所谓的溶损），均将试验后 试样的尺寸减少情况作为总括性表现的概念使用，"耐溶损性"或"耐腐蚀"作为总括性表现 对于该"溶损"的耐性的概念使用。
[0093] 图7表示钢液中旋转试验方法的概略，图8表示钢液中旋转试验用的试验片，（a) 表示主视图（示意图）、（b)表示平面图（示意图）。
[0094] 在钢液中旋转试验中，将保持于支持物11的下部的试验片10浸溃于相蜗12内的 钢液13中。试验片10为4个长方体，各自固定在四角柱的支持物11下部的4个面上。该 试验片10通过砂浆而插入设置在四角柱的夹具11的凹部中，试验结束后可通过拉拽来去 除。支持物11连接在上部未图示的旋转轴上，将长轴作为旋转轴并保持为可旋转。 阳0巧]支持物11在水平剖面上1边为40mm的正方形，长度方向的长度为160mm，为二氧 化错碳质的耐火物制。试验片10从支持物11的露出部为长20mm、宽20mm、突出长度25mm。 另外，试验片10的下端面安装在距离支持物下端面的上方10mm的位置。相蜗12为内径 130mm、深度190mm的圆筒形的耐火物制。支持物11的浸溃深度为50mmW上。相蜗12内 装于局频感应电炉14。虽也未图不，但在上面可加盖。
[0096] 钢液中旋转试验通过在钢液13上将试验片10保持5分钟预热后，向烙化的钢液 13(高氧钢钢中氧浓度：100~150ppm)中浸溃试验片10,且使试验片10的最外周面W平 均Im/秒的圆周速度旋转。试验中溫度保持在1550~1600°C的范围。3小时后拉出并测 定试验片10的附着?溶损速度（ym/min)。
[0097] 附着?溶损速度的测定如图9(b)所示，将试验完成后的试验片10从支持物取下并 在相对于旋转轴W水平面剪切。在剪切面上从端面10a面对旋转轴方向W3mm的节距测定 6个位置的长度并进行平均。即使对于试验前的试验片10,如图9(a)所示同样地测定长度 并进行平均。通过将从试验前的平均值（mm)减去试验后的平均值（mm)的值除W试验时间 180分钟来计算附着?溶损速度（ym/min)。在炉操作中，由于需要为至少35ym/minW下 的溶损速度，因此作为溶损速度的判定，W优（◎ ) :< 0-5ym/min、良（0 ) :< 5-20ym/ min、尚可（A) :21-35]im/min、不可（X) ;>36]im/min运样对材料的耐溶损性（耐腐蚀 性）进行相对评价。
[0098] 接着，对于本发明的耐火物应作为前提具有的耐热冲击性的评价方法进行说明。 耐火物的耐热冲击性的评价利用下述试验进行，即，通过将筒状的样品（外径/内径（内 孔径）/高度=130/55/300mm)预热至规定溫度Ts°C、在该溫度下保持1小时的恒溫状态 后，将1600°C的铁液注入样品的内孔的方法来对样品的耐火物赋予热冲击。目P，在该试验 中，赋予样品最大的溫度差（at溫度）为（1600-TsrC，在试验后对于水平剖面W50mm节 距切割，核查裂痕的有无。将没有观察到裂痕的最大的at溫度设为该耐火物的AT耐久 界限溫度。本发明的耐火物、特别是需要耐热冲击性的连铸用耐火物应作为前提具有的耐 热冲击性的AT耐久限界溫度为800°C W上。因此，AT耐久界限溫度为800°C W上设为合 格（O)，1200°CW上为无预热水平，设为优（^)。另外，700°CW下设为不可（X)，700~ 800°C如果想办法则可使用，设为尚可（A)，进行各耐火物的比较。
[0099] 对于一般不涂布抗氧化材料而被使用的SN板或下部喷嘴、上部喷嘴、制钢用砖材 质等，需要材质自身的耐氧化性。因此，有优选或需要使耐火物组织内具有提高耐氧化性的 功能的情况。作为耐氧化性的评价，将耐火物的样品（30mm见方）在大气气氛下、放入800°C 和1400°C的气氛中，保持3小时后，立刻取出，冷却后将样品在垂直方向上切割后计测脱炭 层的平均厚度。脱炭层的厚度在两个溫度水平下存在< 0. 5mm的情况设为非常优异（◎)、 < 1mm的情况设为良好（0)、在任一个溫度水平下存在> 1mm的脱炭层的情况设为不良 (X)，将各耐火物进行比较。
[0100] 评价结果示于表1~表9。此外，在表1~表9中，综合评价为满足MS值为0.2% W上3. 0%W下、在含MgO粒子表面的全部或一部分存在选自Bz化、口2〇5、Si化和Ti〇2中的 1种或2种W上的成分和MgO的无机质化合物、至1500°C为止的最大热膨胀率为1. 1% W 下、钢液中旋转试验（耐溶损性）评价为◎或〇、耐热冲击性评价为◎或〇、耐氧化性评价 为◎或0的条件（其中，耐氧化性评价仅为表9)时，设为优异，WO表示。在运些评价中， 不含X、但含A的情况设为尚可，WA表示，含有X的情况设为不可，WX表示。综合评价 将0或A设为合格（可使用）。 阳 101][表 1]
[0102][表引
[0106][表 6]
[0109][表9]
[0110] 表1和表2中所示的实施例1~实施例7和比较例1~10,是针对wMgO为主要 成分的体系、即使用了W方儀石（Pericrace)为主体的含MgO粒子的体系，研究含MgO的最 大直径粒子与碳基质间的空隙层厚度率（MS值）的影响的例子。 阳11U在游离的碳成分为4质量％ ^上30质量％W下、MS值为0. 2%W上3. 0%W下、 且B203的含量为0. 3质量％^上3质量下的实施例1~实施例7中，至1500°C为止的 最大热膨胀率和耐热冲击性都良好，即使是耐溶损性，也可W得到都良好的结果。 阳11引相对于此，在MS值小于0.2 %的比较例1~4中，对于耐热冲击性，都不能得到良 好的结果。比较例5、6虽然由于石墨多而耐热冲击性提高，但耐腐蚀性降低，作为综合评 价，评价为X。该石墨的增量为利用了W往技术的耐热冲击性提高方法，表现对于钢液的耐 腐蚀性（包含化学性损伤、磨损等的机械性损伤等）小的石墨的特性。 阳113]运些比较例1~9相当于不进行含MgO粒子的表面处理的情况、B203的含量不在 0. 3质量％ ^上3质量％ ^下的范围的情况（不含B203的情况）、游离的碳成分不在4质 量％ ^上30质量％的范围的情况的至少任一者，为不能得到0. 2%W上的MS值的情况。
[0114] 比较例10为含MgO粒子的表面处理，在Bz化的量为1质量％、MS值为2. 7%的比 率，但游离的碳成分超过30质量％的情况下，形成耐热冲击性优异，但耐溶损性的评价差 的结果。
[0115] 表3是调查MgO含量和含有作为剩余部分的其它耐火性成分的氧化侣、二氧化错、 氧化侣-二氧化错、碳化娃的各原料的影响的例子。
[0116] 可知在MgO含量为40质量％W上且MS值为0. 2%~3. 0%的范围的实施例中，对 于与含有前述的各种耐火性成分的原料的任一种的组合，都显示优异的耐热冲击性。
[0117] 此外，在表3的例子中，评价耐火物对于铸造操作中的烙融烙渣等的耐腐蚀 性（表中的圆数字4耐腐蚀性评价）。在该试验方法中，将各种耐火物试样（形状： 20X20X160mm)浸溃于使C/S(CaO/Si〇2质量比）=1. 8的合成烙渣W约30mm的层厚度浮 在1550°C的钢液上的钢液中，W使烙融烙渣/钢液界面在离试样下端50mm附近。保持60 分钟后提起，冷却至室溫后，由浸溃前后的宽度方向上的最大尺寸变化算出溶损速度。该 溶损速度< 25ym/min的情况评价为优（◎ )，25~50ym/min的情况评价为良（0 )，> 50ym/min(但有残留）的情况评价为尚可（A)，没有残留的情况评价为不可（X)。◎、 〇、A视为可使用的合格。
[0118] 作为该结果，可知任一实施例、比较例的耐腐蚀性优异，可供于热冲击大的铸造的 操作。另外，关于该耐腐蚀性，不仅并用MgO成分还并用含有前述各成分的原料，显示优异 的耐腐蚀性。认为运是由于烙渣的成分、碱度等与耐火物成分的关系、和由耐火物内的成分 间的反应所导致的致密化等的影响。
[0119] 表4是对于在WMgO为主要成分的体系（使用W方儀石为主体的含MgO粒子的体 系）中，游离的碳成分为17质量％ (4质量％^上30质量下的范围内）、具有含MgO粒 子的表面处理的体系，调查B203的