優れた湯流れ性、耐ガス欠陥性、靭性及び被削性を有するフェライト系耐熱鋳鋼であって、質量比でC:032~045、Si:085以下、Mn:015~2、Ni:15以下、Cr:16~23、Nb:32~45、NbC:9~115、N:015以下、S:~02、W及び/又はMo:合計WMoで32以下を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成を有し、δフェライトとNb炭化物NbCとの共晶δNbC相の面積率が60~80であり、マンガンクロム硫化物Sの面積率が02~12である組織を有することを特徴とするフェライト系耐熱鋳鋼。請求項1に記載の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、高温強度、耐熱変形性、耐熱亀裂性等の耐熱特性を確保しつつ、優れた湯流れ性、耐ガス欠陥性、靭性及び被削性を有するフェライト系耐熱鋳鋼を提供することである。本発明のもう一つの目的は、かかる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やタービンハウジング等の自動車用排気系部品を提供することである。上記目的に鑑み、15~20Crフェライト系耐熱鋳鋼をベースにして、耐熱特性、湯流れ性、耐ガス欠陥性、靭性及び被削性と、合金元素、組成範囲、金属組織ミクロ組織及び凝固形態との関係について鋭意研究した結果、以下の知見を得た。本発明はかかる知見に基づき完成したものである。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。湯流れ性を確保するには、C含有量を増加して凝固開始温度を低下させるのが有効であることが知られているが、単にC含有量を増加しただけではCr炭化物の析出量が増加して靭性が低下するだけでなく、マルテンサイトに変態するγ相の晶出により靭性及び被削性が悪化する。しかし、本発明者はCとともにNbを増加することにより、靭性及び被削性の低下を抑制しつつ、鋳鋼の凝固開始温度の低下による湯流れ性の改善が得られることを発見した。同じC量なら、Nb量が多い方が凝固開始温度を一層低下できる。鋳鋼の凝固開始温度が低下する理由は、Nbの増加により初晶のδ相δフェライト相の凝固開始温度が低下するためである。一般に、強度を向上させる合金元素が基地組織に固溶したり、晶出物や析出物が形成されたりすると、靭性が低下する。本発明のフェライト系耐熱鋳鋼でもC及びNbをともに多量に含有させると、炭化物が増加して靭性が著しく低下すると予想されたが、靭性は逆に大幅に向上した。この理由は、C及びNbの含有量が増加すると、初晶δ相の凝固開始温度が低下して共晶δNbC相の凝固温度範囲に接近するために、初晶δ相の結晶粒の成長と共晶δNbC相の結晶粒の成長とが相互に抑制されるからである。結晶粒の微細化により靭性は向上する。初晶δ相の結晶粒と共晶δNbC相の結晶粒が微細化するように、両者の晶出量を制御する必要があり、このためには、C及びNbの添加量を調整する必要がある。初晶δ相の結晶粒と共晶δNbC相の結晶粒の微細化に加えて、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も、CとNbの含有量のバランスは重要である。NbとCとの含有量の比NbCを所望の範囲とすることにより、余剰のCはNb炭化物NbCとして晶出し、C及びNbはフェライト系基地組織にほとんど固溶せず、γ相は晶出せず、δ相へのNbの固溶も最低限となり、もって靭性及び被削性の劣化を抑制できることが分った。Nbが多くなると、初晶のδ相の凝固開始温度が低下して湯流れ性が改善するものの、ガス欠陥が増加する。Nbの増加にともなってガス欠陥が増加するのは、初晶δ相の晶出が漸減する一方で、凝固温度範囲が狭い共晶δNbC相が漸増することにより、溶湯の凝固温度範囲が狭まるためである。液相に対する水素の溶解度より固相に対する水素の固溶限の方がはるかに小さいので、凝固の際に水素は固相から液相に排出される。凝固温度範囲が広くなれば、より多くの水素が固相から固液共存相を介して液相に移動し、通気性鋳型を通って大気中に逃散することができる。しかし、凝固温度範囲が狭いと、液相が急速に消失するために水素が十分に逃散できず、鋳物内部に閉じ込められてガス欠陥を発生させると推察される。従って、ガス欠陥を抑制するためにNb含有量の上限を規制する必要がある。ガス欠陥を抑制するために凝固温度範囲を広げる方法として、共晶δNbC相の晶出温度を低くする方法、初晶δ相の晶出温度を高くする方法、及び共晶δNbC相の晶出後に共晶δNbC相とは別の相を晶出させる方法を検討した。の方法は合金元素の種類及び含有量の大幅な変更を必要とし、15~20Crのフェライト系耐熱鋳鋼から逸脱する。の方法はC及びNbの含有量の低減により可能であるが、凝固開始温度を上昇させるので湯流れ性が悪化する。従って、及びの方法はいずれも本発明の目的に適さない。共晶δNbC相の晶出後に別の晶出相を晶出させるの方法を検討するにあたり、良好な耐ガス欠陥性を有する特開平7197209号のフェライト系耐熱鋳鋼の凝固過程を示差走査熱量測定DSCにより調べたところ、初晶δ相及び共晶δNbC相が順に晶出した後、γ相が晶出して凝固が終了し、凝固温度範囲も広いことが分かった。この結果から、特開平7197209号のフェライト系耐熱鋳鋼は、共晶δNbC相の晶出後に晶出するγ相により凝固温度範囲が拡大し、耐ガス欠陥性が向上したものと推測される。γ相は靭性及び被削性を悪化させるので、共晶δNbC相の晶出後にγ相の代わりに靭性及び被削性を悪化させない相を晶出させる合金元素について研究した結果、適量のSを含有させると、共晶δNbC相の晶出後にCrを固溶した硫化物であるマンガンクロム硫化物Sが晶出し、凝固終了温度が低下するとともに凝固温度範囲が拡大し、良好な耐ガス欠陥性が得られることが分かった。Nb含有量の増加にともなって共晶δNbC相の晶出量が多くなると、固相から液相への水素の排出量が多くなり、ガス欠陥の発生傾向が高まる。より多くの水素を材料内部から大気へ逃散させるには、水素の逃散経路となる固液共存相を多くする必要がある。凝固後期のマンガンクロム硫化物Sの晶出量が多くなると固液共存相が増加するので、S含有量は多い方が良い。一方、湯流れ性及び靭性を確保できる範囲でNbを減少できれば、水素の排出量も減るので、S含有量も低減できる。従って、耐ガス欠陥性を向上するには、Nb含有量に応じてS含有量を調整増減する必要がある。耐ガス欠陥性の向上のために添加するSの含有量が多くなりすぎると、靭性が損なわれる傾向がある。従って、靭性を劣化させないようにS含有量の上限を規制する必要がある。示差走査熱量測定DSCにより求めた本発明のフェライト系耐熱鋳鋼の凝固過程を図1に模式的に示す。A点で凝固が開始し、最初に初晶δ相が晶出しB点、次に共晶δNbC相が晶出しC点、最後にマンガンクロム硫化物Sが晶出してD点、E点で凝固が終了する。本発明のフェライト系耐熱鋳鋼では、共晶δNbC相晶出後の凝固後期にマンガンクロム硫化物Sが晶出することにより、凝固終了温度が低下して凝固温度範囲が拡大している。このため、水素の外部への逃散経路となる固液共存相を増加し、耐ガス欠陥性が向上した。優れた湯流れ性、耐ガス欠陥性、靭性及び被削性を有する本発明のフェライト系耐熱鋳鋼は、質量比で、C:032~045、Si:085以下、Mn:015~2、Ni:15以下、Cr:16~23、Nb:32~45、NbC:9~115、N:015以下、S:~02、W及び/又はMo:合計WMoで32以下、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相が面積率で60~80であり、かつマンガンクロム硫化物Sが面積率で02~12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前記フェライト系耐熱鋳鋼からなることを特徴とする。排気系部品の具体例は、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、及びエキゾーストアウトレットである。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、耐熱亀裂性、耐熱変形性等の耐熱特性を確保しつつ、優れた湯流れ性、耐ガス欠陥性、靭性及び被削性を有し、かつ希少金属の含有量の抑制によるコスト抑制といった経済性も有するのみならず、原料が安定的に入手できるという利点も有する。さらに熱処理が不要であるので製造コストを低減できて、かつ省エネルギーにも寄与する。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は自動車の排気系部品に好適である。かかる排気系部品は安価であるのみならず、優れた耐熱特性のために低燃費化及びCO2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について以下詳細に説明する。各合金元素の含有量は、特に断りのない限り質量で示す。組成C炭素:032~045Cにより凝固開始温度が降下して溶湯の流動性、すなわち湯流れ性鋳造性が向上するだけでなく、初晶δ相によりさらに凝固開始温度が低下して湯流れ性が向上する。排気系部品のような薄肉で複雑形状の鋳物を製造する際に重要な特性の一つである湯流れ性を確保するために、凝固開始温度は約1440°C未満であるのが望ましいが、このような低い凝固開始温度を有するために、本発明のフェライト系耐熱鋳鋼は、032以上のCを含有する必要がある。しかし、C含有量が045を超えると、δ相とNb炭化物との共晶δNbC相が多くなり過ぎて脆化し、常温靭性が低下する。このため、C含有量は032~045とする。C含有量は好ましくは032~044であり、より好ましくは032~042であり、最も好ましくは034~040である。Siケイ素:085以下Siは溶湯の脱酸剤として作用するとともに、耐酸化性を改善する。しかし、085を超えると、Siはフェライト系基地組織に固溶して、基地組織を著しく脆化させるだけでなく、フェライトへの水素の固溶限を低下させ、フェライト系耐熱鋳鋼の耐ガス欠陥性を悪化させる。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03~06である。Mnマンガン:015~2Mnは、Siと同様に溶湯の脱酸剤として作用するのみならず、耐ガス欠陥性を確保するのに有効な元素である。詳細は後述するが、Mnは、凝固の末期にCr及びSと結合して、水素を外部へ逃散させる経路となるマンガンクロム硫化物Sを形成して耐ガス欠陥性の向上に寄与する。Sを形成するには、Mnは少なくとも015必要である。しかし、2を超えるMnはフェライト系耐熱鋳鋼の耐酸化性及び靭性を劣化させる。このため、Mnの含有量は015~2とする。Mn含有量は好ましくは015~185であり、より好ましくは015~125であり、最も好ましくは015~10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相を形成する。オーステナイトは、常温まで冷却される間に靭性及び被削性を著しく悪化させるマルテンサイトに変態する。従って、Ni含有量は極力少ないのが望ましいが、Niは原料となるステンレス系スクラップに含有されているため、不可避的不純物として混入する可能性が高い。靭性及び被削性への悪影響が実質的にないNi含有量の上限は15である。そのため、Ni含有量は15以下0を含むとする。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:16~23Crは耐酸化性を改善し、フェライト組織を安定化する元素である。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。また、CrはMn及びSと結合して、水素を外部へ逃散させる経路となるマンガンクロム硫化物Sを形成し、耐ガス欠陥性の向上に寄与する。しかし、Crが23を超えると、シグマ脆性が発生しやすくなり、靭性及び被削性が著しく悪化する。そのため、Cr含有量は16~23とする。Cr含有量は好ましくは17~23であり、より好ましくは17~225であり、最も好ましくは175~22である。Nbニオブ:32~45Nbは強い炭化物形成能を有する。Nbは凝固時にCを炭化物NbCに固定し、強力なオーステナイト安定化元素であるCがフェライト系基地組織に固溶して靭性及び被削性を低下させるγ相を晶出させるのを防止する。また共晶δNbC相の形成により高温強度を向上させる。さらにNbは凝固開始温度を低下させて、良好な湯流れ性を確保する。その上、Nbは初晶δ相の結晶粒と共晶δNbC相の結晶粒を微細化し、靭性を著しく向上させる。このような作用を発揮するために、Nbの含有量は32以上必要である。しかし、共晶δNbC相は約30°Cと狭い凝固温度範囲を有し、凝固の進行が早い。このため、Nb含有量の増加により、凝固温度範囲の狭い共晶δNbC相の晶出量が増加し、凝固温度範囲は狭まる。その上、初晶δ相の凝固開始温度の低下も凝固温度範囲の狭化に寄与する。結局、Nb含有量の増加により、初晶δ相の凝固開始温度が低下するとともに、凝固温度範囲の狭い共晶δNbC相の晶出量が増加するという2つの原因により、凝固温度範囲は大きく狭まる。Nbが45を超えると、凝固温度範囲の縮小にともなって、凝固時に液相から排出される水素が外部へ逃散しにくくなり、ガス欠陥の発生傾向が高まって耐ガス欠陥性の悪化が顕著となる。またNb含有量が45を超えると、共晶δNbC相が過剰となりすぎて、フェライト系耐熱鋳鋼は脆化する。さらにNbが50を超えると、もはや初晶δ相の晶出はなく、共晶δNbC相のみが晶出して、約30°Cと狭い凝固温度範囲で短時間に凝固が終了する。こうなると液相から排出される水素が外部へ逃散する機会はほとんどなくなり、ガス欠陥の発生は著しくなる。従って、Nbの含有量は32~45とする。Nb含有量は好ましくは33~44であり、より好ましくは34~42であり、最も好ましくは34~40である。NbC:9~115NbとCとの含有量比NbCを所定の範囲に規制することは、本発明のフェライト系耐熱鋳鋼が兼備すべき特性をバランス良く得るために最も重要な要件である。Cが過剰な場合、即ちNbCが小さすぎる場合、Nbに結合できなかった余剰のCは基地組織に固溶し、δ相を不安定化して、γ相を晶出させる。晶出したγ相は常温に達するまでに靭性及び被削性を低下させるマルテンサイトに変態する。また、NbCが小さいと初晶δ相の晶出量が多くなりすぎ、その成長が促進されるので、初晶δ相の結晶粒が微細でなくなり、靭性が向上しない。γ相の晶出を抑制するとともに、初晶δ相の結晶粒及び共晶δNbC相の結晶粒を微細化するには、NbCは9以上である必要がある。一方、Nbが過剰な場合、即ちNbCが大きすぎる場合、Nbはδ相に固溶して、δ相に格子歪みを与え、δ相の靭性を低下させる。また、NbCが大きすぎると、共晶δNbC相の晶出量が多くなりすぎ、そ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相への固溶を抑制するとともに、初晶δ相の結晶粒及び共晶δNbC相の結晶粒を微細化するには、NbCは115以下である必要がある。以上から、NbCは9~115とする。NbC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。形成されたγ相は常温まで冷却される間にマルテンサイト化して、靭性及び被削性を劣化させる。そのため、Nは極力少ない方が望ましいが、Nはもともと溶解材料スクラップに含有されているため、不可避的不純物として混入する。靭性及び被削性を実質的に悪化させないNの上限は015であるので、N含有量は015以下0を含むとする。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:~02Sは本発明のフェライト系耐熱鋳鋼に十分な耐ガス欠陥性を付与するのに重要な元素である。SはMn及びCrと結合してマンガンクロム硫化物Sを形成し、耐ガス欠陥性を向上させる。Sは、共晶δNbC相の凝固の後に、Sとδ相との共晶硫化物δSとして晶出する。共晶硫化物δSは、共晶δNbC相より遅れて凝固することにより、凝固終了温度が降下して凝固温度範囲が拡大する。共晶δNbC相より凝固の遅い共晶硫化物δSが晶出することにより、共晶δNbC相の晶出時に液相より排出された水素は、凝固前の共晶硫化物δSの固液共存相の液相を通って鋳型から外部へと逃散され、ガス欠陥が抑制されると推察される。共晶δNbC相の晶出量が増加すると水素の排出量も多くなるので、水素の逃散経路となる固液共存相の量を多く確保するために、共晶硫化物δSの晶出量を増大させる必要がある。本発明の組成範囲では、共晶δNbC相の晶出量はNb含有量に依存し、共晶硫化物δSの晶出量はS含有量に依存する。ガス欠陥を抑制するためには、共晶δNbC相の晶出量に応じて共晶硫化物δSの晶出量を確保する必要があり、そのためにNb含有量に比例してSの必要量下限量を増大させる必要がある。NbとSの含有量とガス欠陥の発生状況との関係を調べたところ、ガス欠陥を抑制するのに必要なSの量は以上であることが分った。しかし、Sが02を超えて過剰に含有すると、靭性の低下が顕著となる。そのため、Sの含有量は~02とする。本発明においては、S含有量の下限値は、Nbが32のときに006となり、Nbが45のときに0125となるので、S含有量は006~02の範囲におさまることとなる。S含有量は好ましくは0125~02であり、より好ましくは013~02であり、最も好ましくは013~017である。Wタングステン及び/又はMoモリブデン:合計WMoで32以下W及びMoは基地組織のδ相に固溶することにより高温強度を改善する。W及びMoの添加効果は、いずれか一方を添加する場合には各元素の含有量が約3で飽和し、両者を添加した場合でも両者の合計含有量が約3で飽和する。さらに、W及びMoを単独で添加する場合は各元素の含有量が32を超えると、また両者を添加する場合は合計量WMoが32を超えると、粗大な炭化物を生成して靱性及び被削性を著しく劣化させる。従って、W及び/又はMoの含有量は合計WMoで32以下0を含むとする。W及び/又はMoの含有量は合計で好ましくは0~30であり、より好ましくは0~25である。特に靭性が必要とされる場合、W及び/又はMoの含有量は合計で好ましくは0~10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。また、特に高温強度が必要とされる場合、W及び/又はMoの含有量は合計で好ましくは08~32であり、より好ましくは10~32であり、最も好ましくは10~25である。組織共晶δNbC相の面積率:60~80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靭性を確保する上で重要である。本発明のフェライト系耐熱鋳鋼では、鋳造時の凝固において、初晶δ相が凝固した後短時間で比較的多量の共晶δNbC相が凝固する結果、共晶δNbCの凝固相により初晶δ相の成長が妨害、抑制され、初晶δ相の結晶粒は微細になる。一方、共晶δNbC相の成長も初晶δ相の凝固相により妨害、抑制され、共晶δNbC相の結晶粒も細かくなる。このように、本発明のフェライト系耐熱鋳鋼では、初晶δ相と共晶δNbC相の双方が互いに結晶粒の成長を抑制していずれの結晶粒も微細化し、もって靭性が大幅に向上していると推定される。この効果を得るためには、組織の全面積を100としたときに、共晶δNbC相の面積割合面積率は60~80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、靭性の向上効果が得られない。一方、共晶δNbC相の面積率が80を超えると、共晶δNbC相の晶出量が過剰となるだけでなく、その結晶粒も粗大化するので、脆化し、靭性が著しく低下する。従って、共晶δNbC相の面積率は60~80に制御する。共晶δNbC相の面積率を60~80に制御するために、C及びNbの含有量、及びNbCの比を前述した範囲に規制する。共晶δNbC相の面積率は好ましくは60~78であり、より好ましくは60~76であり、最も好ましくは60~74である。マンガンクロム硫化物Sの面積率:02~12本発明のフェライト系耐熱鋳鋼において、マンガンクロム硫化物Sの晶出量を制御することは耐ガス欠陥性を確保する上で重要である。共晶δNbC相より遅れて凝固するSとδ相との共晶硫化物δSを適量晶出させて、凝固終了温度を降下させて凝固温度範囲を拡大し、十分な耐ガス欠陥性を得るためには、組織の全面積を100としたときに、マンガンクロム硫化物Sの面積割合面積率は02以上である必要がある。しかし、Sの面積率が12を超えると共晶硫化物δSの晶出量が過剰となり、脆化により靭性を損なう。従って、マンガンクロム硫化物Sの面積率は02~12に制御する。Sの面積率を制御するためには、S含有量を前述した範囲に規制する。マンガンクロム硫化物Sの面積率は好ましくは02~10であり、より好ましくは03~10であり、最も好ましくは05~10である。2排気系部品上記フェライト系耐熱鋳鋼を用いて製造される本発明の排気系部品はいかなる鋳造排気系部品も含むが、その好ましい例は、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、エキゾーストアウトレット等である。勿論、本発明の排気系部品は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される鋳造部品も含む。本発明の排気系部品は、1000°C以上の高温の排出ガスに曝され、自身の表面温度が900°C付近に達しても十分な耐酸化性、耐熱亀裂性、耐熱変形性等の耐熱特性を確保しているので、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、及びエキゾーストアウトレットとして好適であり、高い耐熱性及び耐久性を発揮する。また優れた湯流れ性、耐ガス欠陥性、靭性及び被削性を兼備しているとともに、希少金属の含有量を抑制し、熱処理が不要であるので、高い製品歩留りで安価に製造できる。このため、低燃費化に寄与するとともに、高い耐熱性及び耐久性を有する安価な排気系部品を、大衆車のような低価格の自動車にも使用することが可能となり、CO2削減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、本発明はこれらの実施例により何ら限定されるものではない。ここでも特に断りがない限り、合金を構成する各元素の含有量は質量で表す。実施例1~39、及び比較例1~34各鋳鋼の供試材の化学組成を表11及び表12に示す。実施例1~39は本発明のフェライト系耐熱鋳鋼であり、比較例1~30は本発明の範囲外の鋳鋼である。具体的には、比較例1はC及びNbの含有量が少なすぎる鋳鋼であり、比較例2~6、16及び17はSが少なすぎる鋳鋼であり、比較例7~9はC及びNbの含有量が多すぎる鋳鋼であり、比較例10はSが少なすぎ、かつCrが多すぎる鋳鋼であり、比較例11はCが少なすぎる鋳鋼であり、比較例12はCが多すぎる鋳鋼であり、比較例13はSiが多すぎる鋳鋼であり、比較例14はMnが少なすぎる鋳鋼であり、比較例15はMnが多すぎる鋳鋼であり、比較例18及び19はSが多すぎる鋳鋼であり、比較例20はNiが多すぎる鋳鋼であり、比較例21はCrが少なすぎる鋳鋼であり、比較例22はCrが多すぎる鋳鋼であり、比較例23はWが多すぎる鋳鋼であり、比較例24はMoが多すぎる鋳鋼であり、比較例25及び26はNbが少なすぎる鋳鋼であり、比較例27はNbが多すぎる鋳鋼であり、比較例28はNbCが小さすぎる鋳鋼であり、比較例29はNbCが大きすぎる鋳鋼であり、比較例30はNが多すぎる鋳鋼である。比較例31はCB30に相当する一般的なフェライト系鋳鋼であり、比較例32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33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34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。の式により算出されたSの量。W及びMoの欄における-は01質量未満を意味する。注:残部はFe及び不可避的不純物。の式により算出されたSの量。W及びMoの欄における-は01質量未満を意味する。実施例1~39及び比較例1~34の各鋳鋼を、100kg高周波溶解炉塩基性ライニングを用いて大気溶解した後、1600~1650°Cで出湯し、直ちに約1550°Cで、凝固開始温度測定用のR熱電対付きシェルカップ鋳型、渦巻形湯流れ性試験片鋳型、耐ガス欠陥性評価用の平板試験片鋳型、1インチYブロック鋳型、段付きYブロック鋳型及び被削性評価用の円柱状ブロック鋳型にそれぞれ注湯し、供試材を作製した。鋳放しのままの熱処理なしの各鋳鋼を、凝固開始温度、湯流れ長さ、ミクロ組織、ガス欠陥の数、常温衝撃値、工具寿命、酸化減量、高温強度及び熱疲労寿命について評価した。評価方法及び結果を以下に示す。凝固開始温度R熱伝対付きシェルカップ鋳型に注湯することにより、凝固開始温度を測定した。結果を表21及び表22に示す。前述したように凝固開始温度は1440°C未満が望ましいが、実施例1~39はいずれもこの条件を満たした。一方、比較例1、11、25及び31~33の凝固開始温度はいずれも1440°C以上であった。これは、C又はNbの含有量が本発明の範囲外であるためである。Nb含有量が多い比較例33の凝固開始温度は1430°Cで1440°C未満であるが、比較例33は後述するようにガス欠陥が多く、耐ガス欠陥性に劣っていた。湯流れ長さ渦巻形湯流れ性試験片の湯道内に形成された鋳物の長さ、即ち湯口から溶湯が到達した先端までの距離mmを測定し、湯流れ長さとした。湯流れ長さの測定結果を表21及び表22に示す。湯流れ長さが長い方が湯流れ性が良いので、湯流れ長さの長短により湯流れ性を評価した。表21及び表22から明らかなように、実施例1~39のいずれも1100mm以上と長い湯流れ長さを有していた。一方、C及び/又はNb含有量が本発明の範囲より少ない比較例1、11、25、31及び32では、湯流れ長さは1100mm以下と短かった。C含有量が同じで、Nb含有量が異なる実施例14と比較例32とを比較すると、Nb含有量が44の実施例14の湯流れ長さは1275mmであるのに対し、Nb含有量が20の比較例32の湯流れ長さは1012mmで、実施例14の約80しかなく、湯流れ性に劣ることが分る。比較例33はC含有量が025と少ないにも関わらず、湯流れ長さが1247mmで良好な湯流れ性を示す。この理由は、溶湯の流動性を改善する作用のあるSiを280含有するためと考えられる。しかし、比較例33は、湯流れ性が改善されているものの、常温衝撃値が小さく靭性が不十分である。これらの結果から、C及びNbを多く含有する本発明のフェライト系耐熱鋳鋼は良好な湯流れ性を有することが分かる。ミクロ組織1インチYブロックの各供試材から組織観察用の試験片を切り出し、マンガンクロム硫化物S及び共晶δNbC相の面積率を測定した。マンガンクロム硫化物Sの面積率は、腐食なしの試験片に対して光学顕微鏡倍率100倍の任意の5視野を観察し、各視野における面積率を画像解析装置を用いて測定し、平均することにより求めた。共晶δNbC相の面積率は、鏡面研磨した後腐食エッチング処理した観察面に対して、光学顕微鏡倍率100倍の任意の5視野を写真撮影し、各視野における共晶δNbC相の部分を黒く塗りつぶした後、画像解析装置を用いて黒い部分の面積率を測定し、平均することにより求めた。マンガンクロム硫化物Sの面積率の測定結果を表21及び表22に示し、共晶δNbC相の面積率の測定結果を表31及び表32に示す。ガス欠陥の数ガス欠陥評価用の各鋳造平板試験片を透過X線撮影し、試験片中に存在するガス欠陥の数個を目視で測定した。ガス欠陥の数の測定結果を表21及び表22に示す。ガス欠陥の数が少ない方が耐ガス欠陥性に優れているので、ガス欠陥の数の多少により耐ガス欠陥性を評価した。実施例1~39はいずれもガス欠陥がなく、耐ガス欠陥性に優れていた。一方、比較例2~6、10、16、17、33及び34はいずれも、Nb含有量に対応するSの必要量よりS含有量が少ないため、ガス欠陥の数が多かった。また比較例7~9及び27はいずれも、Nb含有量が本発明の上限の45を超えているため、ガス欠陥の数が多かった。さらに比較例13は、Si含有量が本発明の上限の085を超えているため、ガス欠陥の数が多かった。さらに比較例14は、Mn含有量が本発明の下限の015より少ないため、ガス欠陥の数が多かった。従って、これらの比較例はいずれも耐ガス欠陥性に劣っていた。常温衝撃値機械的振動や衝撃のような外力により亀裂や割れが発生するおそれがある部材に対しては、亀裂の進展速度が速いことに鑑み、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の方が靭性の評価方法として相応しい。従って、常温での靭性を評価するため、シャルピー衝撃試験による常温衝撃値を測定した。段付きYブロックの各供試材から、JISZ2242に示す形状及び寸法のノッチなしのシャルピー衝撃試験片を切り出した。容量50Jの試験機を使用し、JISZ2242に従って3個の試験片に対して23°Cで衝撃試験を行い、得られた衝撃値を平均した。衝撃試験結果を表31及び表32に示す。排気系部品の生産過程等で亀裂や割れを発生しない靭性を有するためには、常温衝撃値は7×104Jm2以上が望ましく、10×104Jm2以上がより望ましい。実施例1~32の常温衝撃値は全て7×104Jm2以上であった。本発明のフェライト系耐熱鋳鋼は、所望量のC及びNbを含有し、初晶δ相と共晶δNbC相とが結晶粒の微細化効果が得られる最適な割合で共存しているので、高い常温衝撃値、すなわち優れた靭性を有すると考えられる。これに対して、比較例10はCrが過剰なため、比較例11はCが少なく、共晶δNbC相の面積率が小さいため、比較例13及び33はSiが過剰なため、比較例19はSが過剰なため、比較例20はNiが過剰なため、比較例23及び24はW又はMoが過剰なため、比較例25及び26はNbが少なく、共晶δNbC相の面積率が小さいため、比較例28はNbCが小さく、共晶δNbC相の面積率が小さいため、比較例30はNが過剰なため、いずれも常温衝撃値が低く、靭性に劣っていた。工具寿命円柱状の各供試材から切り取った試験片の端面を、工具として超硬基体にTiNをPVD被覆したチップを用いたフライス盤により、以下の条件で切削し、チップの逃げ面の最大摩耗幅が01mmとなるまでの切削距離cmを測定し、工具寿命とした。工具寿命の測定結果を表31及び表32に示す。切削距離が長い方が試験片の被削性が良いので、試験片の被削性は切削距離の長短により評価できる。切削速度:90m/分回転速度:229rpm1刃送り量:02mmtooth送り速度:48mm/分切込み量:10mm切削油:なし乾式表31及び表32から明らかなように、実施例1~39のいずれも工具寿命が1500cm以上と長く、良好な被削性を有していた。これに対して、比較例10及び22はCrが過剰なため、比較例15はMnが過剰なため、比較例20はNiが過剰なため、比較例23及び24はW又はMoが過剰なため、比較例25、26、31及び32はNbが少ないため、比較例28はNbCが小さいため、比較例30はNが過剰なため、いずれも工具寿命が1500cm未満と短く、被削性に劣っていた。酸化減量排気系部品は、エンジンから排出された硫黄酸化物、窒素酸化物等を含む高温の酸化性排出ガスに曝されるため、高い耐酸化性を有することが要求される。エンジンの燃焼室から排出されるガスの温度は1000°C近いので、排気系部品も900°C付近に達するようになってきている。従って、耐酸化性の評価温度を900°Cにした。耐酸化性の評価は、1インチYブロックの各供試材から切り出した直径10mm及び長さ20mmの丸棒状試験片を大気中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を求めることにより行った。酸化減量の測定結果を表31及び表32に示す。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可能とするために、900°Cの大気雰囲気に200時間保持したときの酸化減量が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31及び表32から明らかなように、実施例1~39の酸化減量は全て20mgcm2以下であった。これは、本発明のフェライト系耐熱鋳鋼が900°C付近の温度に到達する排気系部品に使用して十分な耐酸化性を有することを意味する。本発明のフェライト系耐熱鋳鋼が十分な耐酸化性を有するのは、16以上のCrを含有しているためである。これに対して、比較例15はMnが過剰なため、比較例21はCrが少ないため、いずれも酸化減量が20mgcm2超であり、耐酸化性に劣っていた。高温耐力1インチYブロックの各供試材から切り出した標点間距離50mm、及び直径10mmの平滑丸棒状の鍔付き試験片を、電気-油圧サーボ式材料試験機に取り付け、大気中900°Cで02耐力MPaを測定した。900°Cにおける02耐力は排気系部品の高温強度及び耐熱変形性の指標となる。900°Cにおける02耐力の測定結果を表31及び表32に示す。一般に金属材料は高温になると高温強度が低下し、熱変形しやすくなる。特に体心立方晶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と比較して高温強度が低い。形状及び肉厚以外に熱変形に影響を及ぼす主な要因は高温耐力である。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における高温耐力は20MPa以上が好ましく、25MPa以上がより好ましい。表31及び表32から分かるように、実施例1~39の900°Cにおける高温耐力は20MPa以上と高かった。なかでも、W及び/又はMoを09以上含有する実施例17~39は、900°Cにおける高温耐力が25MPa以上で、高温強度及び耐熱変形性に優れていた。一方、C及びNbの含有量が少ない比較例1及び31の高温耐力は20MPa未満であった。これから、C及びNbを多くすることにより靭性のみならず高温強度も向上することが分かった。なお、比較例32はNbの含有量が少ないにもかかわらず高温耐力が高かった。この理由はWを多く含有するためと考えられる。また、比較例33は、Cの含有量が少ないにもかかわらず高温耐力が高かった。この理由はSiを多く含有するためと考えられる。C及びNbを多く含有する本発明のフェライト系耐熱鋳鋼は、W又はSiを含有して高温強度を高めた比較例32及び33と同等の高温強度を有している。熱疲労寿命排気系部品には、エンジンの運転加熱と停止冷却の繰り返しによっても熱亀裂を生じないという性質耐熱亀裂性、すなわち長い熱疲労寿命が要求される。熱疲労試験での加熱冷却サイクルの繰り返しで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、耐熱性及び耐久性に優れている。そこで、耐熱亀裂性の指標としての熱疲労寿命を下記の方法により測定した。すなわち、1インチYブロックの各供試材から切り出した標点間距離20mm、及び直径10mmの平滑丸棒状試験片を、高温強度試験と同じ電気-油圧サーボ式材料試験機に拘束率05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、及び温度振幅750°Cで、昇温時間2分、保持時間1分、及び冷却時間4分の合計7分を1サイクルとして、加熱冷却サイクルを繰り返した。加熱冷却の繰り返しに伴う荷重の変化から求まる荷重-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、各サイクルで測定された最大引張荷重が75に低下したときのサイクル数をカウントした。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たので、上記サイクル数により熱疲労寿命を判定することができる。熱疲労寿命の評価結果を表31及び表32に示す。機械的な拘束の程度拘束率は、自由熱膨張伸び-機械的拘束下での伸び/自由熱膨張伸びで表される。例えば拘束率10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である。また拘束率05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である。従って、拘束率05では昇温中に圧縮荷重がかかり、降温中には引張荷重がかかる。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の伸びを許容する01~05程度であるので、熱疲労寿命試験における拘束率を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、上記条件での熱疲労寿命が1000サイクル以上であるのが望ましい。すなわち、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いえる。表31及び表32から明らかなように、実施例1~39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。これは、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使用しても十分な耐熱亀裂性を発揮することを意味する。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高い耐熱特性耐酸化性、高温強度、耐熱変形性及び耐熱亀裂性を有するとともに、湯流れ性、耐ガス欠陥性、靭性及び被削性にも優れている。注:900°Cで測定。注:900°Cで測定。実施例40実施例18のフェライト系耐熱鋳鋼を用いて、自動車用排気系部品のタービンハウジング主要部の肉厚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、鋳造方案部堰部の切断、ショットブラスト、鋳バリ等を除去する鋳仕上げ、及び機械加工を行った。得られたタービンハウジング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った。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。このタービンハウジングを、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、及び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タービンハウジングの入口で1000°Cであり、タービンハウジングの表面の加熱上限温度がウェイストゲート部排気ガスの下流側で約950°Cであり、冷却下限温度がウェイストゲート部で約80°C温度振幅=約870°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、このタービンハウジングは、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、高温の排気ガスが通過するウェイストゲート部や最薄肉部のスクロール部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しておらず、部品全体の酸化も少なかった。これにより、本発明のタービンハウジングは、900°C付近での耐酸化性及び耐熱亀裂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付近で高い耐熱性及び耐久性を有するとともに、優れた湯流れ性、耐ガス欠陥性、靭性及び被削性を兼備している。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低価格の自動車にも拡大することができ、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、耐熱亀裂性、耐熱変形性等の耐熱性及び耐久性とともに湯流れ性、耐ガス欠陥性、靭性及び被削性が要求される各種の鋳造部品にも使用可能である。