JPH03162545A - 加熱炉内の被加熱鋼材支持部材用耐熱合金 - 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】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、加熱炉内の被加熱鋼材支持部材として使用さ
れる高温強度にすぐれた耐熱合金に関する。

〔従来の技術〕

鋼材加熱炉内の被加熱鋼材（スラブ、ビレット等）を支
持する部材、例えばウォーキングビームコンベア式加熱
炉における移動ビームおよび固定ビームは、第１０図に
示すように、スキッドパイプ（炭素鋼管等）（Ｐ）の周
面頂部に、被加熱鋼材支持部としてスキッドボタン（１
０）が、パイプの軸方向に一定の間隔をおいて、溶接（
Ｗ）等により取付けられた構造を有している。スキッド
ボタン（１０）は、円錐台形状、角錐台形状等のブロッ
クであり、その頂面に被加熱鋼材が当接担持される。

従来より、そのスキッドボタン材料として、高Ｎｉ高Ｃ
ｒ合金鋼（例えば、ＳＣＨ１２等）や、高Ｃｏ合金１ｉ
４（例えば、５０Ｃｏ−２０Ｎｉ−Ｆｅ系Ｍ）等の耐熱
合金鋼が使用されており、その側周面に不定形耐火物層
（２０）を塗設して炉内雰囲気との接触を遮断すると共
に、スキッドパイプ（Ｐ）内に流送される冷却水の強制
冷却作用により、スキッドボタン（１０）に対する炉内
高温酸化性雰囲気の熱影響を緩和し、被加熱鋼材の荷重
に耐える強度を保持させると共に、その表面の酸化損傷
を防止するようにしている。

〔発明が解決しようとする課題〕

高温酸化性雰囲気炉内におけるスキッドボタン（１０）
に鋼材荷重が反復作用することにより生じる変形、およ
び酸化損傷等を抑制し、被加熱鋼材支持部材としての安
定した使用を可能とするには冷却水による十分な強制冷
却を必要とする。このため、スキッドボタン（１０）の
頂面に支持される被加熱鋼材（Ｓ）はスキッドボタン（
１０）との接触面を介して局部冷却され（所謂スキッド
マーク発住）、結果として被加熱鋼材（Ｓ）に加熱ムラ
が生じるという問題がある。

殊に、近時は加熱炉操業効率の向上等を目的として、１
３００”Ｃないしはそれを越える高温操業が一般化しつ
つあり、その高温操業条件下のスキッドボタン（１０）
の強度低下や酸化損傷を抑制するためには、冷却水によ
るスキッドボタンの強制冷却を更に強化することが必要
となる。その冷却作用の強化に伴って、冷却水による熱
損失量が増大し、かつ加熱ムラも大きくなる。しかも、
従来の耐熱合金からなるスキッドボタンでは、上記操業
温度の高温化に十分に対処し得す、被加熱鋼材の荷重に
よる変形や酸化損傷等による耐用寿命の低下・メンテナ
ンス負担の増大等を避け得ない。その対策として、セラ
ミックの焼結体ブロックをスキッドボタンとして使用す
る試みもなされているが、セラミックは脆性材料である
ので、割れや欠損を生じ易く、安定な使用を期し難い。

本発明は上記に鑑みてなされたものであり、１３００℃
をこえる高温操炉用被加熱鋼材支持部材として有用な高
温強度、耐酸化性等にすぐれた耐熱合金を提供する。

〔課題を解決するための手段および作用〕本発明に係る
加熱炉内被加熱鋼材支持部材用耐熱合金は、 Ｃｒ６０％以上を含有し、Ｃは０．８％以下、Ｓｉは５
％以下の混在が許容され、残部は実質的にＦｅである化
学組成を有し、融点１６００℃以上、平均結晶粒径５０
μｍ以上であることを特徴としている。

上記合金は、所望により、そのＦｅの一部が、１０％以
下のＷ，　１０％以下のＭｏ，　１０％以下のＮｂ，１
０％以下のＴａ，　１０％以下のＨｆ，　１０％以下の
Ｃｏ，１０％以下のＮｉ，　１０％以下のＴｉ，　１０
％以下の希土類元素，　１０％以下のＡＩ！．，１０％
以下（７）Ｖ，１０％以下のＭｎからなる群より選ばれ
る１種ないし２種以上の元素を以て置換された化学組成
が与えられる。

更に、本発明の耐熱合金は、所望により上記合金をマト
リックスとし、４０％以下の体積率を占めるセラミック
分散相が混在する複合組織が与えられる。

本発明の耐熱合金は、後記のように焼結合金または鋳造
合金として製造される。

以下、本発明について詳しく説明する。

本発明の耐熱合金は、Ｃｒ−Ｆｅ系合金である。

そのＣｒ含有量を６０％以上とし、Ｃ，Ｓｉ等が混在す
る場合のそれらの許容量をそれぞれ前記のように限定し
ているのは、１６００℃以上の融点を確保するとともに
、１３００℃をこえる高温酸化性雰囲気炉中での安定し
た酸化抵抗性を得るためであり、またその高融点の確保
は卓抜した高温強度を得るための前提条件となるからで
ある。

本発明の耐熱合金を高融点化し、高温域における耐酸化
性や強度をより高める点からは、Ｃｒ含有量を多くし、
Ｆｅ量を少なくすることが有利であるが、他面Ｆｅの存
在は、本発明合金を焼結合金として製造する場合の焼結
性を良くし、焼結条件を緩和する効果を有し、また鋳造
合金として製造する場合における溶解・鋳造操業上の熱
的条件の緩和に役立つ。これらの効果を望む場合には、
約５％ないしそれ以上のＦｅを含有させればよく、その
効果はＦｅの増量を伴って増大する。むろん、その場合
においても、前記高融点の維持のために、Ｆｅ量は４０
％を越えない範囲内に制限されているのである。

なお、Ｐ，Ｓ，その他の不純物は、通常の合金製造技術
上不可避的に付随する範囲内のＹ昆在が許容され、例え
ばＰは０．０３％以下、Ｓは０．０３％以下存在しても
本発明の趣旨が損なわれることはない。

’ｖＶ，　Ｍｏ，　Ｎ　ｂ等の前記諸元素は、固溶硬化
や、粒子分散もしくは繊維分散による強化作用、あるい
は金属間化合物（ＣｒｚＮｂ，ＣｒｚＺｒ，ＣｒｚＴａ
ＣｒｚＴｉ等）の生或による粒子もしくは繊維分散強化
作用を奏し合金強度を高める。またＹ，Ｓｃ等の希土類
元素やＡＡ等は強化作用のほか、耐酸化性の向上に奏効
する。各元素の含有量を前記のように規定しているのは
、合金の融点低下を抑え、ｌ６００℃以上の融点が確保
され、また加工性等が損なわれない範囲内においてそれ
ぞれの添加効果を得るためである。

本発明耐熱合金の融点を１６００℃以上に規定すると共
に、その結晶粒組織について平均粒径を５０μｍ以上と
する限定を付したのは、ｌ３００℃をこえる高温雰囲気
における強度、特に耐圧縮変形抵抗性を十分ならしめる
ためである。これについては後述する。

前記、Ｃｒ−Ｆｅ合金、またはこれにＷ　　ＭｏＮｂ，
その他の前記諸元素の１種ないし２種以上が添加された
合金（以下、「Ｃｒ−Ｆｅ系合金」と総称する）に分敗
相として混在せしめられるセラ５　ンクは、例えば、Ｃ
　ｒ　２　０　３　１　　Ａ　１　２０３１　　Ｓ１０
ＺＹ　ｚ　Ｏ　１Ｌ　ａ　Ｏ　，　Ｓ　ｃ　ｚ　Ｏ　３
等の酸化物系、Ｓｉ，Ｎ４．ＴｉＮ，　Ｂ　Ｎ，　Ａ　
ｊ２　Ｎ等の窒化物系、８４Ｃ，ＣｒｚＣ．，ＷＣ，Ｓ
ｉＣ等の炭化物系、ＭＯ２Ｓ　ｉ＋　Ｃｒ２Ｓｉ等の硅
化物系、あるいはＣｒＢ，ＴｉＢｚ等の硼化物系等であ
り、その１種ないし２種以上のセラミックの混在による
粒子分散強化ないし繊維分散強化作用により、耐熱合金
の高温強度を高める。

そのマトリックスに占める分散相の割合は、体積率約４
０％までで十分である。なお、分敗相セラミックのサイ
ズは任意であるが粒子状セラミックの粒径は例えば０．
１〜１０μｍ程度であってよく、繊維状セラミックでは
、例えば繊維長約１〜１０００μｍ，アスペクト比約１
０〜５０であってよい。

本発明の耐熱合金は前記のように平均結晶粒径５０μｍ
以上の粗粒組織を有することを最も特徴としている。第
１図は、Ｃｒ−Ｆｅ系合金を供試材とし、その平均結晶
粒径（μｍ）と高温圧縮変形抵抗性との関係を示してい
る。図中、○は、熱間静水圧加圧焼結（焼結条件：　１
２５０℃　Ｘ　１２００ｋｇｆ／ｃｉａ　Ｘ　２Ｈｒ）
で得られた焼結合金（Ｃｒ：８９。２％，ｃ：ｏ．ｏ２
％８Ｓ　ｉ　：　１．５％，Ｆｅ：　Ｂａｆ．融点：　
１７１０℃）、●は、高周波溶解・砂型鋳造による鋳造
合金（Ｃｒ　：　８４．５％，Ｃ：０．０２％，Ｓｉ：
２．５％＋　　Ｆｅ：　Ｂａｌ，融点：　１６８０℃）
である。縦軸は、高温圧縮試験（圧縮荷重反復負荷）に
おける圧縮変形量Ｄ（％）を表している（圧縮試験条件
および圧縮変形量の測定は後記実施例参照）。

図示のように、圧縮変形抵抗性と平均結晶粒径との間に
明瞭な相関があり、結晶粒の粗大化と共に圧縮荷重の反
復作用による変形量は急激に減少し、平均粒径５０ｕｆ
ｆ１以上の粗粒組織とすることにより、圧縮荷重に対す
る高い変形抵抗性が保証されることがわかる。

本発明の耐熱合金は焼結法により、または溶解・鋳造法
により製造することができる。

焼結法による場合、得られる焼結合金の均質緻密性の点
から熱間静水圧加圧焼結法が好ましく適用される。その
焼結条件は特に限定されないが、例えば温度約１０００
〜１５００℃，加圧力約１０００〜２０００ｋｇｆ／ｄ
に適当時間（約２〜５時間）保持することにより好適に
達威される。

なお、焼結原料粉末の調製法は任意であるが、混合・粉
砕の均一性、メカニカルアロイング効果等の点から、ア
トライタ等の高エネルギボールミルによる混合粉砕を行
うのが好ましい。その混合粉砕処理においては、金属粉
末分として、所定の戒分組成を有する合金粉末の使用に
代え、例えばＣｒ粉末とＦｅ粉末の混合物を使用するこ
とができ、また、各種合金元素を、単体元素の粉末（Ｗ
粉末，Ｍｏ粉末等）、あるいは金属間化合物の粉末（例
えば、Ｃｒ２Ｚｒ粉末等）として添加混合して所望の戒
分組成に調製することができる。

焼結合金の結晶粒径（セラミック分散相を有する複合合
金の場合はそのマトリックス金属の結晶粒径）は、例え
ばその焼結原料粉末として使用されるＣｒ−Ｆｅ系合金
粉末の粒度により調整することができる。第２図は、熱
間静水圧加圧焼結によるＣｒ−Ｆｅ系焼結合金（Ｃｒ　
：　８９．２％，Ｃ：０．０２％，Ｓ　ｉ　：　１．５
％，残部Ｆｅ）の平均結晶粒径と、その焼結原料粉末と
して使用したＣｒ−Ｆｅ合金粉末の平均粒子径との関係
を示している（焼結条件：　１２５０℃　Ｘ　１２００
ｋｇｆ／ｃ４　Ｘ　２Ｈｒ）。同図から、焼結合金の結
晶粒径は原料粉末の粒径に依存すること、原料粉末を平
均粒径約２００μｍ以上に粒度調整することにより、焼
結合金に平均粒径５０μｍ以上の結晶粒組織を付与でき
ることがわかる。

また、焼結合金の結晶粒度は、上記原料粉末の粒度調整
による方法に代え、焼結処理後、焼結温度より高い温度
、例えば１３００〜１６００℃での熱処理を行うことに
より調節することもできる。第３図は、前記と同じ熱間
静水圧加圧焼結により得られたＣｒ−Ｆｅ系焼結合金の
熱処理（但し、処理時間は１０１１ｒ）による結晶粒度
の変化を示している。曲線（ａ）は、熱処理前の平均結
晶粒径が１０ｕＩＩｌの焼結合金、曲線（ｂ）は、同５
０μｍの焼結合金の場合である。曲線（ａ）のように、
結晶粒径の微細な焼結合金の場合にも熱処理により、そ
の平均結晶粒径を５０ａｍ以上とすることができ、また
曲線（ｂ）に示されるように、平均粒径５０μｍ以上の
焼結合金を更に大きい結晶粒組織に改良することも容易
である 一方、本発明耐熱合金を鋳造合金として製造する場合、
その合金溶製は、例えば高周波加熱炉により行うことが
できる。セラミックを分散相とする複合鋳造合金を製造
する場合には、その合金溶湯の鋳型への注入に先立って
、または鋳型内において合金溶湯にセラ旦ツタ粉末を添
加し、均一な固液混合状態として凝固させればよい。鋳
造合金の結晶粒度は、鋳型内の凝固速度により容易に制
御することができ、例えば砂型鋳型や耐火物鋳型等を使
用して緩慢な凝固速度を与えることにより十分に粗大化
した結晶粒組織をもたせることができる。また、鋳型か
ら取出した後の鋳造体に、前記焼結合金の熱処理と同じ
ように、適当な温度（例えば、１３５０〜１６００℃）
に適当時間（例えば、１０〜２０Ｈｒ　）保持する熱処
理を施すことにより、所望の粒径をもたせることができ
る。

本発明の耐熱合金からなる被加熱鋼材支持部材は、従来
の耐熱合金鋼製のそれに比べて卓抜した高温強度を有し
、また後記実施例に示したように高温耐酸化性にすぐれ
ているので、高温操炉条件下に安定な使用が保証され、
また従来の耐熱合金鋼の場合に比し、冷却水による冷却
作用を緩和することができる。その被加熱鋼材支持部材
は、所要形状の焼結体または鋳造体ブロックとして製造
されるが、必ずしもその全体を本発明の耐熱合金とする
必要はなく、第１０図に示すスキンドボタンにおいては
、被加熱鋼材（Ｓ）と接触する頂部側（１１）のみを本
発明の耐熱合金とし、その下側部分（１２）は従来の耐
熱合金鋼としてもよい。また、スキンドパイプ（Ｐ）に
対する取付けは、溶接によるほか、例えば適当な耐熱合
金鋼製固定金具にスキッドボタンを抱持させて固定金具
をスキッドパイプに溶接するようにした取付け構造を採
用してもよい。このように耐熱合金鋼との組合せとする
場合は、必要に応しその耐熱合金鋼表面に不定形耐火物
層を塗設して炉内雰囲気との直接々触を遮断するように
すればよい。

〔実施例〕

七八 〔１〕供試材の製造 粒度調整および成分調整されたＣｒ−Ｆｅ合金粉末を軟
鋼製カプセルに充填し、脱気密封したうえ、熱間静水圧
加圧焼結に付し円柱状焼結合金ブロック（φ６０Ｘ９０
Ｃｍｍ）を得、必要に応じ結晶粒調整のための熱処理を
施した。

合金の化学組成： Ｃｒ　８９．２％，　　Ｃ　Ｏ．０２％，　Ｓｉ　１．
５％　Ｆｅ　Ｂａｌ０ 焼結処理： 焼結温度ｌ２５０℃，加圧力１２００ｋｇｆ／ｃｆｆｌ
，保持時間２Ｈｒ， 結晶粒調整熱処理： 熱処理炉（大気雰囲気）中、所定温度に１０時間保持。

〔■〕高温圧縮試験 供試焼結体ブロックから円柱状試験片（φ３０Ｘ５０Ｉ
！．，＋ｎｍ）を切出し、高温炉中、第９図（１）に示
すように固定台（１）上に試験片（ＴＰ）を直立固定し
、上方のラム（２）の昇降動により試験片（ＴＰ）に圧
縮荷重０　．　５　ｋｇ　ｆ　／　ｍｍ　２を反復負荷
する。

試験温度：　１３５０℃ 荷重反復パターン：圧縮荷重０　．　５　ｋｇ　ｆ　／
　ｍｍ　２の４秒間負荷、無負荷４秒間、および荷重負
荷と無負荷との間の移行時間各々２秒、計１２秒を１周
期とし、１００００サイクル反復実施（第９図（ＩＩ）
参照）。

圧縮変形量の測定： 試験片の試験前の長さ（Ｌｏ）と試験後の長さ（Ｌ）と
から、圧縮変形量Ｄ（％）を下弐により求める。

圧縮変形量Ｄ（％）　＝　（Ｌ０−　Ｌ）　／Ｌ０Ｘ　
１００ＣＩ）高温酸化試験 供試焼結体ブロックから試験片（φ８Ｘ４０ｅ，ｍｍ）
を切出し、加熱炉（大気雰囲気）中、所定温度に１００
時間保持。試験後、試験片表面のスケールをアルカリ溶
液および酸溶液で除去し、その前後の試験片重量の変化
から酸化減量（ｇ／ボｈｒ）を求める。

ＬＬｉＪｘ＃告Ａ− 〔Ｉ〕供試材の製造 戒分調整されたＣｒ−Ｆｅ合金粒塊をカルシアるつぼに
入れ高周波溶解炉（Ａｒ雰囲気）により溶解し（熔解温
度１７８０℃）、ついで砂型鋳型に注入凝固させて鋳造
体ブロック（φ１５０　Ｘ　２５０　Ｑ　，　ｍｍ）を
得た。

合金化学組成： Ｃｒ　：　８４．５％，Ｃ：０．０２％，Ｓｉ：２．５
％，　　ＦｅＢａｎ， 鋳造凝固速度： ２００℃／分（１５００℃まで） （ＩＩ）高温圧縮試験 実施例ｌと同じ （ＩＩＩ）高温酸化試験 実施例１と同し 上記実施例ｌおよび実施例２の試験結果を供試材製造条
件と併せて第１表に示す。表中ＮＯ，１〜４は実施例１
関係（焼結合金）、Ｎα５は実施例２関係（鋳造合金）
であり、Ｎα６は、従来の代表的なスキッドボタン材料
である高ＣＯ合金鋼の鋳造体フ゛ロンク（Ｃｒ　：　２
７．１％，Ｎｉ：１９．８％，　　Ｃｏ　：　４０．４
％．Ｆｅ：Ｂａｌ）を比較のために示したものであり、
その圧縮変形量Ｄ（％）および酸化減量（ｇ／ｒｒｒｈ
ｒ）測定方法は前記と同じである。

第４図は、発明例Ｎα２（焼結合金，平均結晶粒径５０
μｍ）と、従来の高Ｃ．ｏ合金鋼鋳造材であるＮ０６と
について、高温圧縮試験における圧縮荷重（０．５　ｋ
ｇｆ／ｍｍ”）の反復回数と圧縮変形量Ｄ（％）の変化
を、また第５図は、Ｎα２とｋ６とについて、高温酸化
試験における試験温度と酸化減量（ｇ／ボｈｒ）の変化
（試験時間はいずれも１０時間）を示したグラフである
。各図とも、曲線（イ）はＮＯ，２、曲線（ロ）はＮα
６の測定結果を表している。

なお、第６図は、Ｎα２（焼結合金，平均結晶粒径５０
μｍ）、第７図は阻５（鋳造合金．平均結晶粒径２００
μｍ）、第８図はＮα４（焼結合金，平均結晶粒径１５
μｍ）、のそれぞれのξクロ組織（倍率：いずれも５０
倍）を示す。

上記試験結果から本発明の耐熱合金は、卓抜した高温強
度および耐酸化性を備え，従来の耐熱合金に比べて歴然
たる差異を有していることがわかる。

〔発明の効果〕

本発明の耐熱合金は、従来の被加熱洞材支持部材として
使用されてきた耐熱合金鋼では得られない卓抜した高温
強度および耐酸化性を備えており、近時の高温操炉条件
下における被加熱鋼材支持部材の耐久性の向上・メンテ
ナンスの軽減およびそれに伴う操炉効率の向上に大きく
寄与するものである。また、そのすぐれた高温材料特性
により、冷却水による強制冷却の緩和が可能となり、被
加熱鋼材のスキンドマークの軽減・均一加熱性の向上、
および炉内熱損失の減少・省エネルギ化等にも寄与する
ものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明耐熱合金の結晶粒度と高温圧縮変形抵抗
性との関係を示すグラフ、第２図は焼結法による本発明
耐熱合金の結晶粒度と焼結原料粉末粒度の関係を示すグ
ラフ、第３図は本発明耐熱合金の熱処理による結晶粒度
の変化を示すグラフ、第４図は高温圧縮変形試験におけ
る荷重反復回数と圧縮変形量の変化を示すグラフ、第５
図は高温酸化試験における加熱温度と酸化減量の関係を
示すグラフ、第６図〜第８図は実施例関係の耐熱合金の
金属組織を示す図面代用顕微鏡写真（倍率：×５０）、
第９図（１）は高温圧縮変形試験要領説明図、同図（Ｉ
ｆ）は高温圧縮変形試験における荷重反復サイクル説明
図、第１０図はスキッドボタンを模式的に示す断面図で
ある。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃｒ６０％以上を含有し、Ｃは０．８％以下、Ｓｉ
   は５％以下の混在が許容され、残部は実質的にＦｅであ
   る化学組成を有し、融点１６００℃以上、平均結晶粒径
   ５０μｍ以上であることを特徴とする加熱炉内被加熱鋼
   材支持部材用耐熱合金。 ２、Ｃｒ６０％以上、及びＷ１０％以下、Ｍｏ１０％以
   下、Ｎｂ１０％以下、Ｔａ１０％以下、Ｈｆ１０％以下
   、Ｃｏ１０％以下、Ｎｉ１０％以下、Ｔｉ１０％以下、
   希土類元素１０％以下、Ａｌ１０％以下、Ｖ１０％以下
   、Ｍｎ１０％以下の群より選ばれる１種ないし２種以上
   の元素を含有し、Ｃは０．８％以下、Ｓｉは５％以下の
   混在が許容され、残部は実質的にＦｅである化学組成を
   有し、融点１６００℃以上、平均結晶粒径５０μｍ以上
   であることを特徴とする加熱炉内被加熱鋼材支持部材用
   耐熱合金。 ３、Ｃｒ６０％以上を含有し、Ｃは０．８％以下、Ｓｉ
   は５％以下の混在が許容され、残部は実質的にＦｅであ
   る化学組成を有し、融点１６００℃以上、平均結晶粒径
   ５０μｍ以上である金属マトリックスに、体積率４０％
   以下を占めるセラミック分散相が混在した複合組織を有
   することを特徴とする加熱炉内被加熱鋼材支持部材用耐
   熱合金。 ４、Ｃｒ６０％以上、及びＷ１０％以下、Ｍｏ１０％以
   下、Ｎｂ１０％以下、Ｔａ１０％以下、Ｈｆ１０％以下
   、Ｃｏ１０％以下、Ｎｉ１０％以下、Ｔｉ１０％以下、
   希土類元素１０％以下、Ａｌ１０％以下、Ｖ１０％以下
   、Ｍｎ１０％以下の群より選ばれる１種ないし２種以上
   の元素を有し、Ｃは０．８％以下、Ｓｉは５％以下の混
   在が許容され、残部は実質的にＦｅである化学組成を有
   し、融点１６００℃以上、平均結晶粒径５０μｍ以上で
   ある金属マトリックスに、体積率４０％以下を占めるセ
   ラミック分散相が混在した複合組織を有することを特徴
   とする加熱炉内被加熱鋼材支持部材用耐熱合金 ５、所定の化学組成を有し、かつ焼結後の平均結晶粒径
   が５０μｍ以上となる粉末粒度を有する金属粉末を焼結
   原料として熱間静水圧加圧焼結処理することを特徴とす
   る請求項１または請求項２に記載の加熱炉内被加熱鋼材
   支持部材用耐熱合金の製造方法。 ６、所定の化学組成に調整された金属粉末を焼結原料と
   して熱間静水圧加圧焼結処理に付し、ついでその焼結体
   に、焼結温度より高い温度に加熱保持する粗粒化熱処理
   を施すことを特徴とする請求項１または請求項２に記載
   の加熱炉内被加熱鋼材支持部材用耐熱合金の製造方法。 ７、所定の化学組成を有し、かつ焼結処理後の平均結晶
   粒径が５０μｍ以上となる粉末粒度を有する金属粉末と
   、体積率４０％以下を占めるセラミック粉末との混合物
   を焼結原料として熱間静水圧加圧焼結処理することを特
   徴とする請求項３または請求項４に記載の加熱炉内被加
   熱鋼材支持部材用耐熱合金の製造方法。 ８、所定の化学組成に調整された金属粉末と体積率４０
   ％以下を占めるセラミック粉末との混合物を焼結原料と
   して熱間静水圧加圧焼結処理に付し、ついでその焼結体
   に、焼結温度より高い温度に加熱保持する粗粒化熱処理
   を施すことを特徴とする請求項３または請求項４に記載
   の加熱炉内被加熱鋼材支持部材用耐熱合金の製造方法。 ９、所定の化学組成に調整された合金溶湯を鋳型内で凝
   固させることを特徴とする請求項１または請求項２に記
   載の加熱炉内被加熱鋼材支持部材用耐熱合金の製造方法
   。 １０、所定の化学組成に調整された合金溶湯を、体積率
   ４０％以下を占めるセラミック粉末との固液混合状態と
   して鋳型内で凝固させることを特徴とする請求項３また
   は請求項４に記載の加熱炉内被加熱鋼材支持部材用耐熱
   合金の製造方法。