以下の構成を備えた排気バルブ用耐熱鋼。1前記排気バルブ用耐熱鋼は、0.50<C<0.80mass、0.30<N<0.60mass、17.0≦Cr<25.0mass、4.0≦Ni<12.0mass、7.0≦Mn<14.0mass、2.0≦Mo<6.0mass、0.5<Si<1.5mass、及び、0.025≦Nb<1.0massを含み、残部がFe及び不可避的不純物からなり、かつ、前記不可避的不純物中で、P<0.03massに規制した組成を有する。2前記排気バルブ用耐熱鋼は、0.85≦CN≦1.3massを満たす。3前記排気バルブ用耐熱鋼は、0.05≦Nb/C<1.8を満たす。0.001≦Mg、Ca<0.01massをさらに含む請求項1に記載の排気バルブ用耐熱鋼。0.001≦B<0.03mass、及び、0.001≦Zr<0.1massから選ばれる1種以上をさらに含む請求項1又は2に記載の排気バルブ用耐熱鋼。0.01≦Co<5.0massをさらに含む請求項1から3までのいずれかに記載の排気バルブ用耐熱鋼。近年の原料費の高騰により、排気バルブの製造コストは、原料コストの変動に大きく影響する。特に、Ni基超合金は、Niの含有量が多いため、Ni基超合金製排気バルブの原料コスト及び製造コストは、Ni価格の影響を大きく受ける。そのため、よりNi量を低減させ、原料コストの変動幅を小さくした材料が望まれる。しかしながら、Ni基超合金において、Niは強化相であるγ相の生成元素であるため、これ以上のNi量の低減は、γ相を利用した高強度化が困難になる。一方、炭化物析出型のオーステナイト系耐熱鋼は、Ni価格の影響を受けにくいが、γ析出型のNi基超合金に比べて高温特性に劣るという問題がある。この問題を解決するために、SUH35を高強度化した材料例えば、海外規格LV21-43鋼SUH351W、2Nbも知られている。しかしながら、LV21-43鋼は、組織制御が難しい、熱間加工性に劣る等の課題が残る。本発明が解決しようとする課題は、Ni含有量が相対的に少なく、高温での機械的特性例えば、引張強度、疲労強度、耐摩耗性、硬さなどが高く、しかも耐食性に優れた排気バルブ用耐熱鋼を提供することにある。上記課題を解決するために本発明に係る排気バルブ用耐熱鋼は、以下の構成を備えていることを要旨とする。1前記排気バルブ用耐熱鋼は、0.50<C<0.80mass、0.30<N<0.60mass、17.0≦Cr<25.0mass、4.0≦Ni<12.0mass、7.0≦Mn<14.0mass、2.0≦Mo<6.0mass、0.5<Si<1.5mass、及び、0.025≦Nb<1.0massを含み、残部がFe及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物中で、P<0.03mass、に規制した組成を有する。2前記排気バルブ用耐熱鋼は、0.85≦CN≦1.3massを満たす。3前記排気バルブ用耐熱鋼は、0.05≦Nb/C<1.8を満たす。C及びNは、いずれもオーステナイト安定化元素であると同時に、MX型炭窒化物MC型炭化物を含むの生成元素でもある。本発明においては、CN量及びNb/C比を最適化したので、固溶化熱処理後の材料中には、適度な大きさ及び適量のMX型炭窒化物MC型炭化物を含むが生成する。そのため、固溶化熱処理後において、結晶粒が粗大化することがなく、かつ、粗大な初晶MX型炭窒化物が残存することもない。また、時効処理によって材料中に適量のM23C6型炭化物が析出するので、高温特性が向上する。さらに、固溶強化元素をMoに限定したので、高温特性が向上する。以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。[1.排気バルブ用耐熱鋼]本発明に係る排気バルブ用耐熱鋼は、以下のような元素を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。[1.1.主構成元素]10.50<C<0.80mass。Cは、オーステナイト安定化元素であり、有害相であるシグマ相やLaves相の生成を抑制する。また、Cは、Nbと優先的に結合してMC型炭化物を生成させる。適度な大きさ及び適量のMC型炭化物は、固溶化熱処理中の結晶粒粗大化を抑制し、強度特性を向上させる。また、適度な大きさ及び適量のMC型炭化物は、硬質相として働き、耐摩耗性を向上させる。さらに、Cは、Crと結合してM23C6型炭化物を生成させることで耐摩耗性及び強度特性を向上させる。このような効果を得るためには、C含有量は、0.50mass超である必要がある。一方、C含有量が過剰になると、炭化物量が過剰となり、加工性を低下させる。従って、C含有量は、0.80mass未満である必要がある。C含有量は、さらに好ましくは、0.70mass未満である。20.30<N<0.60mass。Nは、オーステナイト安定化元素であり、Ni、Mnなどのオーステナイト生成元素の代替元素として作用する。また、Nは、原子半径が小さいことから、侵入型の固溶強化元素として母相の強化に働く。また、Nは、MoやWなどの置換型固溶強化元素と複合的に働き、強度の向上に寄与する。さらに、Nは、MC型炭化物のCサイトに置換してMX型炭窒化物を形成する。このような効果を得るためには、N含有量は、0.30mass超である必要がある。N含有量は、さらに好ましくは、0.35mass超である。一方、N含有量が過剰になると、母相に固溶させるのが困難となる。従って、N含有量は、0.60mass未満である必要がある。N含有量は、さらに好ましくは、0.50mass未満である。317.0≦Cr<25.0mass。Crは、排気バルブの使用温度域においてCr2O3の保護酸化被膜を形成する作用がある。そのため、Crは、耐食性耐酸化性を向上させるのに不可欠な元素である。また、Crは、Cと結合してCr23C6炭化物を形成し、強度特性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Cr含有量は、17.0mass以上である必要がある。Cr含有量は、さらに好ましくは18.0mass以上である。一方、Crはフェライト安定化元素であるため、Cr含有量が過剰になると、オーステナイトを不安定化させる。また、Crの過剰添加は、脆化相であるシグマ相やLaves相の生成を促進させ、熱間加工性強度特性の低下をもたらす。従って、Cr含有量は、25.0mass未満である必要がある。Cr含有量は、さらに好ましくは23.5mass未満である。44.0≦Ni<12.0mass。Niは、オーステナイト安定化元素として添加される。オーステナイトを安定化させるためには、Ni含有量は、4.0mass以上である必要がある。Ni含有量は、さらに好ましくは5.1mass以上である。一方、Ni含有量が過剰になると、高コストとなる。従って、Ni含有量は、12.0mass未満である必要がある。Ni含有量は、さらに好ましくは、11.5mass未満である。57.0≦Mn<14.0mass。Mnは、オーステナイト安定化元素として添加される。Mnは、高価なNiの代替元素として働くだけでなく、Nの溶解度を高める効果を有する。このような効果を得るためには、Mn含有量は、7.0mass以上である必要がある。Mn含有量は、さらに好ましくは7.5mass以上である。一方、Mn含有量が過剰になると、融点の低下により高温特性が低下する。従って、Mn含有量は、14.0mass未満である必要がある。Mn含有量は、さらに好ましくは11.0mass未満である。62.0≦Mo<6.0mass。Moは、母相γ相の固溶強化元素として働き、高温強度の改善に有効な元素である。このような効果を得るためには、Mo含有量は、2.0mass以上である必要がある。Mo含有量は、さらに好ましくは2.9mass以上である。一方、Mo含有量が過剰になると、変形抵抗を増大させる。また、脆化相であるシグマ相やLaves相の生成を促進させ、熱間加工性や疲労特性を低下させる。従って、Mo含有量は、6.0mass未満である必要がある。Mo含有量は、さらに好ましくは5.1mass未満である。なお、固溶強化元素としては、Moの他にW添加による手法もあるが、本発明では、Mo添加に限定する。MoやWなどの固溶強化元素による固溶強化量は、原子量に大きく依存する。MoはWに比較して原子量が小さく、単位mass当たりの原子数が多いため、固溶強化量が大きい。そのため、同等の固溶強化量をW添加で得ようとした場合、Laves相の析出が支配的となり、Moと同等の効果が得られない。そのため、本発明では、固溶強化の効果を最大限得るため、Mo添加に限定した。70.5<Si<1.5mass。Siは、溶解時の脱酸剤、及び、高温域での耐酸化性を付与するために有効な元素である。また、Siは、固溶強化元素として強度向上の効果がある。このような効果を得るためには、Si含有量は、0.5mass超である必要がある。Si含有量は、さらに好ましくは0.55mass以上である。一方、Si含有量が過剰になると、逆に強度特性が低下する。また、Siの酸化物は剥離しやすい。多量のSi酸化物が生成すると、酸化物層が剥離することで、耐酸化性が悪くなる。従って、Si含有量は、1.5mass未満である必要がある。Si含有量は、さらに好ましくは1.1mass未満である。なお、Siを含むFe基合金は、一般に、Pbが共存する高温環境下では腐食しやすいという問題がある。そのため、排気バルブ用鋼には、従来、Siを含まない材料が用いられてきた。しかし、現在の燃料事情ガソリンの無鉛化により、耐鉛腐食性が問題にされなくなったため、本発明では、Siを積極添加し、耐酸化性強度特性の向上に有効利用した。この点が本発明の大きな特徴の1つである。80.025≦Nb<1.0mass。Nbは、C、Nと結合してMX型炭窒化物MC型炭化物を含む。以下同じ。を析出させる。適度な大きさ及び適量のMX型炭窒化物は、固溶化熱処理後の結晶粒粗大化を抑制し、高温強度特性の改善に有効である。このような効果を得るためには、Nb含有量は、0.025mass以上である必要がある。一方、Nbの過剰添加は、フェライト生成を促進させ、また粗大なMX型炭窒化物を多量に生成させる。粗大炭窒化物は、固溶化熱処理後もその一部が残存するため、熱間加工性を低下させる原因となる。また、疲労特性も低下する。従って、Nb含有量は、1.0mass未満である必要がある。Nb含有量は、さらに好ましくは0.9mass未満である。なお、MX型炭化物の生成元素としては、Nbの他にTi、V等があるが、本発明では、Nbに限定する。その理由は、以下の通りである。Tiは、C、Nとの結合力が強く、比較的粗大な初晶MX炭窒化物1次炭化物が多量に晶出する。固溶化熱処理によってもそれらの1次炭化物は固溶しないため、粗大炭窒化物が疲労特性、衝撃特性の低下に大きく影響する。また、Vは、強度特性の改善には有効である。しかし、VはOとの結合力が強いため、V酸化物を生成し、素材の耐酸化性を著しく低下させる。よって、強度特性、耐酸化性のバランスから、MX型炭窒化物生成元素は、Nbに限定した。9P<0.03mass。P添加は、炭化物の微細化効果を促し、高温強度特性の向上に有効である。しかしながら、Pの過剰添加は、融点を著しく下げ、高温強度、熱間加工性を低下させる。また、時効処理条件によっては、析出炭化物が粗大化する。疲労特性においては、それらの粗大炭化物が破断起点となり特性の低下を招く。従って、P含有量は、0.03mass未満に規制する必要がある。本願では、固溶強化元素量及び炭化物量の増加によって高温強度特性の向上を狙っているため、加工性の低下を極力抑えるためには、P含有量は少ないほど良い。[1.2.副構成元素]本発明に係る排気バルブ用耐熱鋼は、上述した元素に加えて、以下のいずれか1種又は2種以上の元素をさらに含んでいても良い。10.001≦Mg、Ca<0.01mass。Mg及びCaは、いずれも合金の溶製時に脱酸脱硫剤として添加することができる。Mg及び/又はCaは、合金の熱間加工性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Mg及びCaの含有量は、総量で0.001mass以上である必要がある。一方、Mg及び/又はCaの含有量が過剰になると、かえって加工性を低下させる傾向がある。従って、Mg及びCaの含有量は、総量で0.01mass未満である必要がある。20.001≦B<0.03mass。30.001≦Zr<0.1mass。B及びZrは、いずれも結晶粒界に偏析して粒界を強化する。このような効果を得るためには、B及びZrの含有量は、それぞれ、0.001mass以上である必要がある。一方、B及びZrの含有量が過剰になると、熱間加工性が損なわれる。従って、B含有量は、0.03mass未満である必要がある。また、Zr含有量は、0.1mass未満である必要がある。B及びZrは、いずれか一方を添加しても良く、あるいは、双方を添加しても良い。40.01≦Co<5.0mass。Coは、オーステナイト安定化元素として働き、Niの代替元素として用いられる。また、Coは、強度特性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Co含有量は、0.01mass以上である必要がある。一方、Co含有量が過剰になると、高コストとなる。従って、Co含有量は、5.0mass未満である必要がある。[1.3.成分バランス]本発明に係る排気バルブ用耐熱鋼は、成分元素が上述した範囲にあることに加えて、以下の条件を満たしていることを特徴とする。10.85≦CN≦1.3mass。上述したように、C、Nは、いずれも強力なオーステナイト安定化元素であり、高価なNiの代替元素としてコスト低減に有効に働く。また、C、Nは、いずれもMX型炭窒化物を生成させる作用がある。適度な大きさ及び適量のMX型炭窒化物は、固溶化熱処理後の結晶粒粗大化を抑制し、高温強度特性の改善に有効である。このような効果を得るためには、CNは、0.85mass以上である必要がある。CNは、さらに好ましくは、0.9mass以上である。一方、CNが過剰になると、粗大なMX炭窒化物が多量に生成する。粗大炭窒化物は、固溶化熱処理後もその一部が残存するため、熱間加工性を低下させる原因となる。従って、CNは、1.3mass以下である必要がある。CNは、さらに好ましくは、1.15mass以下である。20.05≦Nb/C<1.8。適度な大きさ及び適量のMX型炭窒化物は、ピン止め効果による結晶粒粗大化防止の役割がある。このような効果を得るためには、C含有量massに対するNb含有量massの比=Nb/Cは、0.05以上である必要がある。Nb/Cは、さらに好ましくは、0.1以上である。一方、Cに対してNbが相対的に過剰になると、NbがCと優先的に結合し、粗大な初晶MX炭窒化物が多量に晶出する。粗大な初晶MX炭窒化物は、固溶化熱処理後も完全に消失しないため、疲労特性の低下原因となる。また、Cが枯渇し、耐摩耗性や強度特性の向上に有効なM23C6型炭化物の析出量が減少する。従って、Nb/Cは、1.8未満である必要がある。Nb/Cは、さらに好ましくは、1.3以下である。[2.排気バルブ用耐熱鋼の製造方法]本発明に係る排気バルブ用耐熱鋼の製造方法は、溶解鋳造工程と、均質化熱処理工程と、鍛造工程と、固溶化熱処理工程と、時効工程とを備えている。[2.1.溶解鋳造工程]溶解鋳造工程は、所定の組成となるように配合された原料を溶解鋳造する工程である。原料の溶解方法及び溶湯の鋳造方法は、特に限定されるものではなく、種々の方法を用いることができる。溶解条件は、成分が均一であり、かつ、鋳造が可能な溶湯が得られる条件であれば良い。[2.2.均質化熱処理工程]均質化熱処理工程は、溶解鋳造工程で得られたインゴットを均質化熱処理する工程である。均質化熱処理は、インゴットの成分を均質化するために行われる。均質化熱処理条件は、成分に応じて最適な条件を選択する。通常、熱処理温度は、1100~1250°Cである。また、熱処理時間は、5~25時間である。[2.3.鍛造工程]鍛造工程は、固溶化熱処理が行われたインゴットを所定の形状に塑性変形させる工程である。鍛造方法及び鍛造条件は、特に限定されるものではなく、目的とする形状を効率よく製造可能なものであれば良い。[2.4.固溶化熱処理工程]固溶化熱処理工程は、鍛造工程で得られた材料を固溶化熱処理する工程である。固溶化熱処理は、粗大な初晶MX炭窒化物を消失させるために行われる。固溶化熱処理条件は、成分に応じて最適な条件を選択する。一般に、固溶化熱処理の温度が高くなるほど、一次炭化物の残存量が低下し、かつ、時効処理時に析出する粒内の微細炭化物量が増加するため、疲労特性の改善に有効である。しかし、1200°Cより高い温度で処理を行うと、粒界反応炭化物の析出が促進され、特性の低下を招く。従って、固溶化熱処理条件は、1000~1200°C×20分以上油冷処理が好ましい。[2.5.時効工程]時効工程は、固溶化熱処理後の材料を時効処理する工程である。時効工程は、M23C6型炭化物を析出させるために行われる。時効処理条件は、成分に応じて最適な条件を選択する。成分にもよるが、時効処理条件は、700~850°C×2時間以上空冷処理が好ましい。[3.排気バルブ用耐熱鋼の作用]C及びNは、いずれもオーステナイト安定化元素であると同時に、MX型炭窒化物の生成元素でもある。本発明においては、CN量及びNb/C比を最適化したので、固溶化熱処理後の材料中には、適度な大きさ及び適量のMX型炭窒化物が生成する。そのため、固溶化熱処理後において、結晶粒が粗大化することがなく、かつ、粗大な初晶MX型炭窒化物が残存することもない。また、時効処理によって材料中に適量のM23C6型炭化物が析出するので、高温特性が向上する。さらに、固溶強化元素をMoに限定したので、高温特性が向上する。また、Siの添加量を最適化したので、耐酸化性が向上し、固溶強化も図られる。さらに、従来のオーステナイト系耐熱鋼に比べてNiを増量したので、γ相が安定化し、靱性も向上する。実施例1~24、比較例1~16[1.試料の作製]表1及び表2に示す組成の合金を高周波誘導炉で溶解し、50kgのインゴットを得た。溶製したインゴットに対し、1180°Cで16時間の均質化熱処理を実施した後、φ18mmの棒材に鍛造加工した。鍛造加工した材料に対し、さらに固溶化熱処理STを施した。固溶化熱処理条件は、1050°C×30分-油冷実施例1~24、又は1050°C×30分-油冷比較例1~16とした。さらに、ST後の材料に対し、750°C×4時間-空冷の時効処理AGを行った。[2.試験方法][2.1.硬さ]常温における硬さは、ロックウェル硬さ計を用いて、Cスケールにて測定した。また、800°Cにおける硬さは、高温ビッカース硬さ計を用いて、測定加重5kgで測定した。[2.2.引張試験]各材料より、試験部直径φ8mm、試験片長さ90mmの試験片を切り出した。この試験片を用いて800°Cにて引張試験を行い、引張強度を測定した。[2.3.疲労試験]各材料より、平行部直径φ8mm、試験片長さ90mmの試験片を切り出した。この試験片を用いて800°Cにて小野式回転曲げ疲労試験を行い、107回の疲労強度を測定した。[2.4.酸化試験]各材料からφ8mm、長さ17mmの円柱状試料を作製した。この試験片を850°Cの大気雰囲気中で400hの連続加熱を実施し、空冷した。試験前後の重量差から酸化増量を算出し、耐酸化性の指標とした。[3.結果]表3及び表4に、結果を示す。表3及び表4より、以下のことがわかる。1実施例1~24は、いずれも800°Cにおける高温硬さで約200HV以上が得られ、排気バルブ用途での使用時に要求される高温耐摩耗性を十分に有する。また、実施例1~24は、いずれも800°Cにおいて370MPa以上の引張強度を有する。これらは、Moによる固溶強化、及び、炭化物特に、M23C6型炭化物による強化が影響している。2実施例1~24は、いずれも240MPa以上の107回疲労強度を有し、排気バルブ材料に用いられる炭化物析出型のオーステナイト系耐熱鋼としては高温疲労特性にも優れている。これは、Nb系のMX型炭窒化物のピン止め効果により結晶粒の粗大化が抑制されたこと、及び、早期破断の原因となる粗大炭化物初晶炭化物の大きさ及び量がNb/C規格によって最適化されたことによると考えられる。3比較例1、2は、既存鋼である。比較例1はSUH35であり、比較例2はLV21-43であるが、いずれも、高温における機械的特性、疲労特性及び耐酸化性が低い。比較例3は、Mo含有量が少ないために、比較例4は、Nb含有量が過剰であるために、いずれも高温における機械的特性、疲労強度が低い。Moの一部又は全部をWに置換した比較例5、6は、高温における機械的特性が低く、特に、疲労強度が低くなる。Ti、Vは、Nbと同様にMX型炭窒化物の生成元素であり、Nbと同等の効果があると考えられている。しかしながら、これらを添加した比較例7、8は、実施例1~24に比較し酸化増量が大きい。これは、Ti、Vは、Nbと比較してOとの結合力が大きく、酸化物の生成が容易に起きたため考えられる。さらに、比較例8は、107回疲労強度が低い。これは、TiとC、Nとの結合力が大きいために、安定で粗大な炭窒化物が生成し、繰り返し応力下での早期破断の原因となったためと考えられる。よって、Ti、Vは、Nbの代替元素とはなり得ない。比較例9は、P含有量が過剰であるために、疲労強度が低い。比較例10はSi含有量が少ないために、また、比較例11は、Si含有量が過剰であるために、いずれも、耐酸化性が低い。比較例12はNb/Cが小さいために、また、比較例13はNb/Cが大きすぎるために、いずれも、疲労強度が低い。比較例14はCNが小さいために、高温における機械的特性、疲労強度が低い。また、比較例15はCNが大きすぎるために、疲労強度が低い。さらに、比較例16は、Moが過剰であるために、疲労強度が低い。これに対し、実施例1~24は、比較例1~16に比較し、850°C×400時間大気雰囲気中における耐酸化性試験で良好な耐酸化性を有することがわかった。また、表3及び表4の通り、より好ましい範囲の成分では、排気バルブに求められる高温硬さ、疲労特性、耐酸化性が良好なレベルで最適化される。具体的には、800°Cにおける高温硬さ210以上、800°Cでの107回疲労強度260MPa以上、850°C×400h酸化試験後の酸化増量1.3mg/cm2以下となる。以上の結果から、本発明に係る耐熱鋼は、高温特性に優れており、排気バルブ用材料として有用であることがわかった。以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。