質量比で、032~048のC、085以下のSi、2以下のMn、15以下のNi、16~198のCr、32~5のNb、9~115のNbC、015以下のN、0002~02のS、及び合計で08以下のW及び/又はMoを含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有し、δ相とNb炭化物NbCとの共晶δNbC相の面積率が60~90である組織を有することを特徴とする常温靭性に優れたフェライト系耐熱鋳鋼。請求項1に記載の常温靭性に優れたフェライト系耐熱鋳鋼からなる排気系部品。従って本発明の目的は、900°C付近での耐酸化性及び耐熱亀裂性を確保しつつ、常温靭性に優れたフェライト系耐熱鋳鋼、及びこのフェライト系耐熱鋳鋼からなるエキゾーストマニホールド等の排気系部品を提供することである。上記目的に鑑み、約15~20質量のCrを含有するフェライト系耐熱鋳鋼をベースに、耐熱特性を劣化させることなく鋳放しで常温靭性を向上させることについて鋭意検討した結果、以下のことが分った。排気系部品のような薄肉で複雑形状の鋳物を製造する場合、鋳造材料には良好な湯流れ性が求められる。湯流れ性の向上には一般にC含有量を増加して凝固開始温度を低下させることが有効であるが、単にCを増加しただけではCr炭化物の析出量の増加や、マルテンサイトに変態するγ相の晶出により靭性が悪化する。靭性の低下を抑制しつつ湯流れ性を向上させるためには、CとともにNbを増加する必要があることが分った。一般に体心立方晶BCC構造からなるδ相は、強度向上等を目的として合金元素を基地組織に固溶させたり、晶出物又は析出物を形成させたりすると靭性が低下するので、フェライト系耐熱鋳鋼にC及びNbをともに多量に含有させると靭性が低下すると予想されたが、予想に反して靭性が大幅に向上した。靭性の向上の理由は、C及びNbが増加するとδ相とNb炭化物NbCとの共晶δNbC相が増加する一方、初晶のδ相が減少するので、初晶δ相の成長の前に共晶δNbC相が晶出し始め、両者が成長を抑制しあった結果、初晶δ相及び共晶δNbC相の両方の結晶粒が微細化したためであると推測される。初晶δ相及び共晶δNbC相の結晶粒を微細化させるためには、両者の晶出量を最適に制御する必要がある。初晶δ相及び共晶δNbC相の結晶粒の微細化の他に、靭性に有害なγ相の晶出の阻止及びδ相へのNbの固溶の抑制のために、CとNbの含有量のバランスが重要である。NbとCの含有量の比NbCを所望の範囲に規制すると、Nb及びCは基地組織のフェライトにほとんど固溶せず、また余剰のCも生成せずにNb炭化物NbCとして晶出することが分かった。その結果、γ相が晶出せず、Nbのδ相への固溶が最小化され、靭性の劣化が抑制される。従ってC、Si、Nb等の含有量を所望の範囲に制御し、初晶δ相δフェライト相と、δ相とNb炭化物NbCとの共晶δNbC相とを最適な割合で共存させると、900°C付近での耐酸化性及び耐熱亀裂性を確保しつつ、優れた常温靭性を有するフェライト系耐熱鋳鋼が得られる。すなわち、本発明の常温靭性に優れたフェライト系耐熱鋳鋼は、質量比で032~048のC、085以下のSi、2以下のMn、15以下のNi、16~198のCr、32~5のNb、9~115のNbC、015以下のN、0002~02のS、及び合計で08以下のW及び/又はMoを含有し、残部Fe及び不可避不純物からなる組成を有し、δ相とNb炭化物NbCとの共晶δNbC相の面積率が60~90である組織を有することを特徴とする。本発明の排気系部品は、上記フェライト系耐熱鋳鋼からなることを特徴とする。この排気系部品としては、エキゾーストマニホールド、タービンハウジング、タービンハウジング一体エキゾーストマニホールド、触媒ケース、触媒ケース一体エキゾーストマニホールド、又はエキゾーストアウトレットが挙げられ、特にエキゾーストマニホールド、触媒ケース、触媒ケース一体エキゾーストマニホールド、エキゾーストアウトレットが好ましい。本発明のフェライト系耐熱鋳鋼は、熱処理をしなくても900°C付近での耐酸化性及び耐熱亀裂性を確保しつつ優れた常温靭性を有するので、高性能かつ安価である。その上、希少金属の含有量を抑制しているので、原料コストの抑制のみならず、資源の有効活用や安定供給にも貢献する。このような特徴を有する本発明のフェライト系耐熱鋳鋼からなる排気系部品は安価に製造できるので、低燃費化技術の適用範囲を拡大させ、自動車等のCO2ガスの排出量の削減に貢献する。1フェライト系耐熱鋳鋼本発明のフェライト系耐熱鋳鋼の組成及び組織を以下詳細に説明する。なお、各元素の含有量を示すは特に断りのない限り質量である。組成C炭素:032~048Cは、凝固開始温度を降下させて溶湯の流動性、すなわち湯流れ性鋳造性を良くする作用を有する。またCはNbと結合してδ相とNb炭化物NbCとの共晶δNbC相を形成し、高温強度を高める作用を有する。このような作用を有効に発揮するために、C含有量は032以上必要である。しかし、C含有量が048を超えると共晶δNbC相が多くなり過ぎて、フェライト系耐熱鋳鋼は脆化し、常温靭性が低下する。このため、C含有量は032~048とする。C含有量は好ましくは032~045であり、より好ましくは032~044であり、最も好ましくは032~042である。Siケイ素:085以下Siは溶湯の脱酸剤としての作用する他、耐酸化性を改善する作用を有する。しかし、Siは085を超えると基地組織のフェライトに固溶し、基地組織を著しく脆化させる。このため、Siの含有量は085以下0を含まずとする。Si含有量は好ましくは02~085であり、より好ましくは03~085であり、最も好ましくは035~085である。Mnマンガン:2以下Mnは、Siと同様に溶湯の脱酸剤として有効であるが、2を超えるとフェライト系耐熱鋳鋼の耐酸化性を劣化させる。このため、Mn含有量は2以下0を含まずとする。Mn含有量は好ましくは01~2であり、より好ましくは01~15であり、最も好ましくは02~12である。Niニッケル:15以下Niはオーステナイト安定化元素でγ相を形成し、オーステナイトは常温まで冷却される間にマルテンサイトに変態し、マルテンサイトは常温靭性を悪化させる。従って、Ni含有量は極力少ないのが望ましいが、Niは通常原料スクラップ材に含有されているので、不可避的にフェライト系耐熱鋳鋼に混入する。常温靭性への悪影響を防止し得るNi含有量の限界は15以下であるので、Ni含有量を0~15とする。Ni含有量は好ましくは0~125であり、より好ましくは0~10であり、最も好ましくは0~09である。Crクロム:16~198Crは耐酸化性を改善し、フェライト組織を安定にする元素である。900°C付近での耐酸化性を確保するために、Crは少なくとも16必要である。一方、フェライト基地においてCrが198超になると、シグマ脆性が発生しやすくなって靭性が低下し、被削性も悪化する。そのため、Cr含有量は16~198とする。Cr含有量は好ましくは17~198であり、より好ましくは17~195であり、最も好ましくは175~190である。Nbニオブ:32~5NbはCと結合して共晶δNbC相を形成し、高温強度を向上させるとともに、凝固開始温度を低下させる。凝固開始温度の低下により、排気系部品のような薄肉で複雑形状の鋳物の製造に重要な湯流れ性が向上する。またNbは、凝固時に晶出炭化物NbCとしてCを固定するので、強力なオーステナイト安定化元素であるCが基地組織のフェライトに固溶してγ相を晶出するのを防止し、もって靭性の低下を防止する。またNbは、初晶δ相及び共晶δNbC相の結晶粒の微細化により、常温靭性を著しく向上させる。Nbの上記効果を発揮するために、Nb含有量は32以上が必要である。しかし、Nbが5を超えると、共晶δNbC相の晶出量が過剰となり、フェライト系耐熱鋳鋼は脆化する。従って、Nb含有量は32~5とする。なお、本発明のフェライト系耐熱鋳鋼においてNbによる高温強度、湯流れ性及び靭性の向上効果は約4でほぼ達成でき、またNbは高価な希少金属であるので、Nb含有量は好ましくは32~40である。Nb含有量はより好ましくは32~39であり、最も好ましくは33~39である。NbC:9~115NbとCの含有量比NbCの規制は、900°C付近での耐酸化性及び耐熱亀裂性を確保しつつ優れた常温靭性を得るために最も重要である。NbはCと炭化物を形成するが、Cが過剰であるとNbC比が小さいと、Nb炭化物を形成しなかった余剰のCは基地組織に固溶し、δ相が不安定となってγ相が晶出する。晶出したγ相は常温に達するまでに常温靭性を低下させるマルテンサイトに変態する。またNbC比が小さいと、初晶δ相の成長が促進されるので、初晶δ相の結晶粒の微細化が不十分となり、靭性が向上しない。γ相の晶出を抑制しつつ初晶δ相と共晶δNbC相の結晶粒を微細化するには、NbC比は9以上必要である。一方、Nbが過剰であるとNbC比が大きいと、Nbはδ相に固溶して、δ相に格子歪みを与え、δ相の常温靭性を低下させる。またNbC比が大きいと、共晶δNbC相の成長が促進されるので、共晶δNbC相の結晶粒の微細化が不十分となり、靭性が向上しない。Nbのδ相への固溶を抑制しつつ初晶δ相と共晶δNbC相の結晶粒を微細化するには、NbC比は115以下である必要がある。以上のことから、NbC比は9~115とする。NbC比は好ましくは9~113であり、より好ましくは93~11であり、最も好ましくは95~105である。N窒素:015以下Nは強力なオーステナイト安定化元素であり、γ相を形成する。γ相は常温まで冷却される間にマルテンサイト化して、常温靭性を悪化させる。そのため、N含有量は極力少ない方が望ましいが、Nは原料スクラップに不可避的に混入している。常温靭性への悪影響が出ないNの限界は015以下であるので、N含有量を0~015とする。N含有量は好ましくは0~013であり、より好ましくは0~011であり、最も好ましくは0~010である。S硫黄:0002~02Sは鋳鋼中で球状又は塊状の硫化物を生成し、硫化物の潤滑作用により被削性を向上させる。この効果を得るには、Sは0002以上必要である。しかし、Sが02を超えると、フェライト系耐熱鋳鋼の常温靭性が低下する。そのため、S含有量は0002~02とする。S含有量は好ましくは0005~02であり、より好ましくは0008~02であり、最も好ましくは001~02である。Wタングステン及び/又はMoモリブデン:合計で08以下W及びMoは基地組織のδ相に固溶して、フェライト基地に格子歪みを与え、常温靭性を悪化させるので、極力少ない方が望ましい。しかし、W及びMoは通常原料スクラップに含有されている。W及びMoがともに含有されている場合、それらの合計WMo含有量が08を超えると、粗大な炭化物が生成し、常温靭性が低下する。従って、W及び/又はMoの含有量を合計で0~08とする。W及び/又はMoの含有量は合計で好ましくは0~06であり、より好ましくは0~05であり、最も好ましくは0~03である。共晶δNbC相の面積率:60~90本発明のフェライト系耐熱鋳鋼においてδ相とNb炭化物NbCとの共晶δNbC相の晶出量を制御することは、優れた常温靭性を確保するうえで重要である。本発明のフェライト系耐熱鋳鋼の鋳造時の凝固では、δ相が先に初晶として凝固した後比較的短時間後に、比較的多量の共晶δNbC相が凝固する。凝固した共晶δNbC相により初晶δ相の成長は抑制され、また共晶δNbC相の成長も凝固した初晶δ相により抑制される。このように初晶δ相及び共晶δNbC相が相互に成長を抑制し合うので、初晶δ相と共晶δNbC相の結晶粒はいずれも微細化し、靭性が著しく向上すると推測される。この効果を得るには、組織全体の面積を100として、共晶δNbC相の面積率は60~90である必要がある。共晶δNbC相の面積率が60未満では、初晶δ相の結晶粒が粗大となり、常温靭性の大幅な向上効果が得られない。共晶δNbC相の面積率が90を超えると、共晶δNbC相が過剰となり、その結晶粒が粗大するとともに脆化し、フェライト系耐熱鋳鋼の靭性は低下する。共晶δNbC相の面積率を60~90に制御するには、C及びNbの含有量及びNbC比を上記範囲に規制する必要がある。共晶δNbC相の面積率は好ましくは60~87であり、より好ましくは60~85であり、最も好ましくは60~80である。2排気系部品上記フェライト系耐熱鋳鋼からなる本発明の排気系部品の好ましい例は、エキゾーストマニホールド、タービンハウジング、タービンハウジングとエキゾーストマニホールドとを一体に鋳造したタービンハウジング一体エキゾーストマニホールド、触媒ケース、触媒ケースとエキゾーストマニホールドとを一体に鋳造した触媒ケース一体エキゾーストマニホールド、及びエキゾーストアウトレットであるが、これらに限定されず、例えば板金製又はパイプ製の部材と溶接して使用される鋳物部材も含む。本発明の排気系部品は1000°C以上と高温の排気ガスに曝されて、表面温度が900°C付近に達するが、高い耐酸化性及び耐熱亀裂性は維持され、優れた耐熱性と耐久性を発揮する。このため、特に耐酸化性及び耐熱亀裂性が要求されるエキゾーストマニホールド、触媒ケース、触媒ケース一体エキゾーストマニホールド、及びエキゾーストアウトレットに好適である。さらに優れた常温靭性を有するので、排気系部品の生産過程、エンジンへの組み付け過程等で機械的振動及び衝撃等を受けても、亀裂及び割れが生じない。しかも希少金属の含有量を抑制しているので安価である。つまり本発明の排気系部品は、高い耐熱性及び耐久性を有しつつ、安価なために低燃費化技術を拡大し得る大衆車にも使用可能であり、CO2ガスの排出量の削減に大いに貢献することが期待される。本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されない。特に断りがない限り各元素の含有量は質量で表す。実施例1~20及び比較例1~21実施例1~20及び比較例1~21の鋳鋼の化学組成を表1に示す。実施例1~20は本発明の組成範囲内のフェライト系耐熱鋳鋼であり、比較例1~18は本発明の組成範囲外の鋳鋼である。比較例1及び2ではC及びNbの含有量が少なすぎ、比較例3及び4の鋳鋼はC及びNbの含有量が多すぎ、比較例5の鋳鋼はCr含有量が少なすぎ、比較例6及び7の鋳鋼はCr含有量が多すぎ、比較例8の鋳鋼はC含有量が少なすぎ、比較例9の鋳鋼はC含有量が多すぎ、比較例10の鋳鋼はNb含有量が少なすぎ、比較例11の鋳鋼はNb含有量が多すぎ、比較例12の鋳鋼はNbC比が大きすぎ、比較例13及び14の鋳鋼はNbC比が小さすぎ、比較例15及び16の鋳鋼はSi含有量が多すぎ、比較例17の鋳鋼はW含有量が多すぎ、比較例18の鋳鋼はMo含有量が多すぎる。比較例19の鋳鋼は特開2007254885号に記載のフェライト系ステンレス鋳鋼の一例であり、比較例20の鋳鋼は特開平7197209号に記載のフェライト系耐熱鋳鋼の一例であり、比較例21の鋳鋼は特開平1161343号に記載のフェライト系耐熱鋳鋼の一例である。注:残部はFe及び不可避的不純物である。-の記号はW及びMoが01質量未満であることを意味する。各鋳鋼を容量100kgの高周波溶解炉塩基性ライニングを用いて大気中で溶解した後、1600~1650°Cで出湯し、直ちに1530~1560°Cで二種類の鋳型に注湯し、図2に示す1インチYブロックのインゴットA、及び図3に示す段付きYブロックのインゴットBを鋳造した。各インゴットの寸法は図2及び図3に示す。インゴットAの底部から約30mmの部分から試験片を切り出し、インゴットBの肉厚10mmの部分から試験片を切り出し、以下の評価試験に用いた。衝撃試験常温靭性を評価するため、シャルピー衝撃試験による衝撃値を測定した。靭性の評価に引張伸び延性を測定することもあるが、機械的振動及び衝撃に対する抵抗力亀裂及び割れの発生しにくさを評価するには、伸びではなく亀裂の進展速度が速い割れに対する感受性を評価した方が実態に則している。従って、引張試験より亀裂の進展速度が速いシャルピー衝撃試験により、靭性を評価した。インゴットBの肉厚10mmの部分から幅75mmの試験片を切り出し、ノッチのないJISZ2242のシャルピー衝撃試験片とした。容量50Jのシャルピー衝撃試験機を使用し、JISZ2242に従って、23°Cで同一条件で3個の試験片に対して衝撃試験を行い、測定された衝撃値を平均した。衝撃試験結果を表2に示す。排気系部品の生産過程等で亀裂及び割れを発生しないように優れた靭性を有するためには、常温衝撃値は15×104Jm2以上が好ましい。実施例1~20の常温衝撃値は全て15×104Jm2以上であった。図4は、NbC比が10程度の実施例4~7及び比較例1~4の試験片について、Nb含有量と常温衝撃値×104Jm2との関係を示す。図4から明らかなように、Nb含有量が32~5の範囲で常温衝撃値は15×104Jm2以上であった。またNb含有量と共晶δNbC相の面積率との関係を示す図5から明らかなように、Nb含有量が32~5の範囲で共晶δNbC相の面積率は60~90であった。C及びNbの含有量及びNbC比の要件を満たす本発明のフェライト系耐熱鋳鋼では、初晶δ相と共晶δNbC相が最適な割合で共存することにより、初晶δ相及び共晶δNbC相の結晶粒がいずれも微細化し、高い常温衝撃値を有すると考えられる。一方、本発明の組成範囲外の比較例1~4及び6~21の鋳鋼はいずれも常温衝撃値が低い。常温衝撃値が低い理由は、比較例1及び2は、C及びNbが少なすぎて、共晶δNbC相が不足したためであり、比較例3及び4は、C及びNbが多すぎて、共晶δNbC相が過剰となり、脆化したためであり、比較例6及び7は、Crが多すぎためであり、比較例8及び10は、C又はNbが少なすぎて、共晶δNbC相が不足したためであり、比較例9は、強力なオーステナイト化元素のCが過剰で、余剰のCが固溶した基地組織の凝固時に生成されたオーステナイトが常温まで冷却する間に靭性の低いマルテンサイトに変態したためであり、比較例11は、原子半径が大きいNbが過剰で、余剰のNbがフェライト基地に固溶する際に格子歪みをもたらしためであり、比較例12は、NbC比が大きすぎて、比較例11と同様にNbが余剰となったためであり、比較例13及び14は、NbC比が小さすぎて、比較例9と同様に強力なオーステナイト化元素のCが余剰となったためであり、比較例15及び16は、Siが多すぎて基地組織のフェライトが脆化したためであり、比較例17及び18はそれぞれ原子半径が大きいW又はMoが多すぎて、W又はMoが基地組織のフェライトに固溶する際に格子歪みをもたらしたためであると考えられる。特開2007254885号に記載のフェライト系ステンレス鋳鋼である比較例19は、Siを28と多量に含有しているため、Siが基地組織のフェライトを脆化させて衝撃値が低い。特開平7197209号に記載のフェライト系耐熱鋳鋼である比較例20は、NbC比が小さすぎるため、共晶δNbC相が不足するとともに、比較例9と同様に強力なオーステナイト化元素のCが過剰であり、衝撃値が低い。特開平1161343号に記載のフェライト系耐熱鋳鋼である比較例21は、原子半径が大きいWが多すぎるため、Wがフェライト基地に固溶する際に格子歪みをもたらし、衝撃値が低い。なお、Cr含有量が少ない比較例5は、十分な衝撃値を有するものの酸化減量が多く、耐酸化性が不十分である。ミクロ組織衝撃試験実施後の各試験片の端部から切り出したサンプルを鏡面研磨し、腐食エッチング処理した後、倍率100倍の光学顕微鏡により任意の5視野の写真を撮り、画像解析により共晶δNbC相の面積率を測定し、平均した。共晶δNbC相の面積率を表2に示す。図1は実施例8のフェライト系耐熱鋳鋼のミクロ組織100倍を示す。ミクロ組織は初晶δ相2と、ラメラー状の共晶δNbC相1とからなる。実施例8では、共晶δNbC相の面積率は62であった。酸化減量排気系部品は、窒素酸化物等を含む酸化性の高温の排気ガスに曝されるため、耐酸化性が要求される。エンジンから排出される排気ガスの温度は約1000°Cであり、エキゾーストマニホールドや触媒ケース等の排気系部品の温度は900°C近くに達するので、900°Cにおける耐酸化性を評価した。耐酸化性として、インゴットAの底面から約30mmの部分から切り出した直径10mm及び長さ20mmの丸棒状の試験片を大気中で900°Cに200時間保持した後、ショットブラスト処理を施して酸化スケールを除去し、酸化試験前後の単位面積当たりの質量変化、すなわち酸化減量mgcm2を求めた。酸化減量の測定結果を表2に示す。900°C付近の温度に到達する排気系部品に使用するフェライト系耐熱鋳鋼の酸化減量900°Cの大気雰囲気に200時間保持する条件で測定は20mgcm2以下であるのが好ましい。酸化減量が20mgcm2を超えると、亀裂の起点となる酸化膜の生成が多くなり、耐酸化性が不十分となる。表2から分かるように、実施例1~20のフェライト系耐熱鋳鋼は、耐酸化性を確保するのに重要なCrを16以上含有しているために、酸化減量が全て20mgcm2以下であり、900°C付近の温度に到達する排気系部品に使用するのに十分な耐酸化性を有していた。一方、Cr含有量が156と少ない比較例5では酸化減量は105mgcm2と多く、900°C付近の温度に到達する排気系部品に使用するには耐酸化性が不十分であった。これらの結果から、フェライト系耐熱鋳鋼が必要な耐酸化性を有するためには、Cr含有量が16以上である必要があることが分かる。高温強度及び耐熱変形性一般に金属材料は高温になるほど強度が低下し、熱変形しやすくなる。体心立方晶BCC構造のフェライト系耐熱鋳鋼は、面心立方晶FCC構造のオーステナイト系耐熱鋳鋼より高温強度及び耐熱変形性が低い。高温強度及び耐熱変形性に影響を及ぼす主な要因として、形状や寸法の他に高温耐力がある。900°C付近の温度に到達する排気系部品に使用するには、900°Cにおける02耐力が20MPa以上であるのが好ましい。排気系部品の高温強度及び耐熱変形性を評価するために、インゴットAの底面から約30mmの部分から切り出した平滑な鍔付き丸棒状の試験片直径:10mm、標点間距離:50mmを電気-油圧サーボ式試験機に取り付け、大気中900°Cで02耐力を測定した。02耐力の測定結果を表2に示す。表2から分かるように、実施例1~20の900°Cにおける02耐力高温耐力は20MPa以上と高かった。一方、C及び/又はNbの含有量が少ない比較例1、2、8及び10、並びにNbC比が小さい比較例13及び14の高温耐力は20MPa未満であった。共晶δNbC相の面積率に関して、実施例1~20は60以上であるのに対して、比較例1、2、8、10、13及び14は60未満であった。これから、共晶δNbC相を比較的多く晶出させることにより、靭性のみならず、高温強度及び耐熱変形性も向上することが分かった。なお、比較例19はC含有量が少ないので、共晶δNbC相の不足にも係わらず高温耐力が高い。この理由は、比較例19がSiを多く含有するためと考えられる。また比較例20は、Nb含有量が少ないので、共晶δNbC相の不足にも係わらず高温耐力が高い。この理由は、比較例20がWを多く含有するためと考えられる。共晶δNbC相を多く晶出させた本発明のフェライト系耐熱鋳鋼は、Si又はWを多く含有して高温強度を向上させた比較例19及び20の耐熱鋳鋼と同等の高温強度を有する。熱疲労寿命排気系部品は、エンジンの運転加熱と停止冷却の繰り返しにより熱亀裂を生じにくい熱疲労寿命が長いことが要求される。加熱冷却の繰り返しにより生じる亀裂や変形により熱疲労破壊に至るまでのサイクル数が多いほど熱疲労寿命が長く、耐熱性耐熱亀裂性及び耐久性に優れていると言える。インゴットAの底面から約30mmの部分から切り出した平滑丸棒試験片直径:10mm、標点間距離:20mmを電気-油圧サーボ式試験機に05の拘束率で取り付けた後、大気中で、冷却下限温度150°C、加熱上限温度900°C、温度振幅750°Cで、1サイクルを昇温時間2分、保持時間1分、及び冷却時間4分の合計7分とする加熱冷却サイクルを繰り返し、加熱冷却に伴う伸縮を機械的に拘束して熱疲労破壊を起こさせることにより、熱疲労寿命を測定した。熱疲労寿命は、加熱冷却の繰り返しに伴う荷重の変化から求められる荷重-温度線図において2サイクル目の最大引張荷重を基準100とし、最大引張荷重が75に低下するまでのサイクル数とした。熱疲労寿命の測定結果を表2に示す。機械的な拘束の程度は、自由熱膨張伸び-機械的拘束下での伸び/自由熱膨張伸びで定義される拘束率で表す。例えば、拘束率10とは、試験片が例えば150°Cから900°Cまで加熱されたときに、全く伸びを許さない機械的拘束条件をいう。また拘束率05とは、自由膨張伸びが例えば2mmのところを1mmの伸びしか許さない機械的拘束条件をいう。従って、拘束率05では昇温中に圧縮荷重がかかり、降温中に引張荷重がかかる。実際の自動車エンジンの排気系部品の拘束率はある程度伸びを許容する01~05程度であるので、ここでは拘束率を05とした。フェライト系耐熱鋳鋼を900°C付近の温度に到達する排気系部品に使用するには、加熱上限温度900°C、温度振幅750°C以上及び拘束率05の条件での熱疲労寿命が1000サイクル以上であるのが好ましい。熱疲労寿命が1000サイクル以上であれば、フェライト系耐熱鋳鋼は優れた耐熱亀裂性を有すると言える。表2から分かるように、実施例1~20の熱疲労寿命はいずれも1400サイクル以上と十分に長かった。これから、本発明のフェライト系耐熱鋳鋼は900°C付近の温度に到達する排気系部品に必要な耐熱亀裂性を十分に有することが分かる。上述のとおり、本発明のフェライト系耐熱鋳鋼は、900°C付近の温度に到達する排気系部品に要求される耐熱特性耐酸化性、高温強度、耐熱変形性及び耐熱亀裂性とともに、優れた常温靭性を有する。注:大気中900°Cで測定。大気中900°Cで測定。実施例21実施例6のフェライト系耐熱鋳鋼を用いて自動車用エキゾーストマニホルド主要肉厚40~60mmを鋳造した後、熱処理を施さず鋳放しのまま、型ばらし解枠工程、鋳造方案部堰部の切断工程、ショットブラストによる清浄工程、及び鋳バリ等の鋳仕上げ工程を経て、機械加工を施した。得られたエキゾーストマニホルドには、亀裂及び割れは発生しておらず、引け巣、湯廻り不良、ガス欠陥等の鋳造欠陥も認められなかた。また機械加工での切削不具合や切削工具の異常摩耗、損傷等もなかった。このエキゾーストマニホルドを、排気量2000ccの直列4気筒高性能ガソリンエンジンに相当する排気シミュレータに組み付けた。貫通亀裂発生までの寿命、並びに亀裂及び酸化の発生状況を調べるため、全負荷時の排気ガス温度がエキゾーストマニホルドの集合部排気ガスの下流側となるの出口で約1000°C、エキゾーストマニホルド表面の上限温度が集合部で約910°C、冷却下限温度が集合部で約90°C温度振幅=約820°Cとなる条件で、10分間の加熱及び10分間の冷却からなる加熱冷却サイクルを繰り返し、耐久試験を実施した。加熱冷却サイクルの目標は1200サイクルである。耐久試験の結果、このエキゾーストマニホルドは、排気ガスの漏洩や割れを生ずることなく、1200サイクルの耐久試験をクリアした。耐久試験後の目視観察及び浸透探傷試験の結果、最薄肉部の枝管を含めたいずれの部位にも、貫通亀裂はもとより、亀裂及び割れが発生せず、部品全体の酸化も少なかった。これにより、本発明のエキゾーストマニホルドは耐熱性、耐久性及び靭性に優れていることが確認された。上記のとおり、本発明のフェライト系耐熱鋳鋼からなる排気系部品は、900°C付近でも高い耐酸化性及び耐熱亀裂性を有するとともに、優れた常温靭性を有する。本発明の排気系部品は、希少金属の含有量が少ないフェライト系耐熱鋳鋼からなるので安価であり、低燃費化技術の適用範囲を拡大させ、CO2ガスの排出量の削減に貢献する。以上自動車エンジン用の排気系部品について詳細に説明したが、本発明のフェライト系耐熱鋳鋼の用途はこれに限定されるものではなく、例えば、建設機械、船舶、航空機等の燃焼機関や、溶解炉、熱処理炉、焼却炉、キルン、ボイラ、コージェネ装置等の熱機器や、石油化学プラント、ガスプラント、火力発電プラント、原子力発電プラント等、優れた耐酸化性及び耐熱亀裂性等の耐熱性及び耐久性とともに常温靭性が要求される各種の鋳物部品にも使用可能である。