JP4353169B2 - 耐熱疲労特性にすぐれたエンジン用排気系部品 - Google Patents
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Description
本発明は、耐熱疲労特性にすぐれた耐熱鋳鋼から製造したエンジン用排気系部品に関する。本発明の排気系部品は、とくに自動車エンジンの排気マニホールドやターボハウジングのように、９００℃以上の高温に繰り返し加熱される環境下で使用される部品として好適である。
従来、自動車エンジンの排気系部品のような、耐熱疲労特性が求められる部品を製造する材料としては、球状黒鉛鋳鉄が使用されており、排気温度がとくに高いものについては、ニレジスト鋳鉄や、フェライト系ステンレス鋳鋼が使用されてきた。近年、排ガス規制がきびしくなって、エンジンの燃焼効率をいっそう高める必要が生じ、排気ガスの温度が９００℃を超える高温になってきている。そのため、熱膨張係数がフェライト系より高くて熱疲労に対しては不利であるにもかかわらず、９００℃以上の高温でも高い強度を有している、オーステナイト系ステンレス鋳鋼が一部使用されつつある。
オーステナイト系耐熱鋳鋼に関する発明は、特許文献１や、特許文献２などが開示されているが、これらの鋼は、高温強度の向上を目的として開発されてきたものであって、熱疲労について考慮したものではないため、耐熱疲労特性に関して、よりすぐれた耐熱鋳鋼の出現が望まれていた。熱疲労特性を向上させるためには、高温強度の向上と熱膨張係数の低下との両方を実現することが必要である。
特開昭５０−８７９１６
特開昭５４−５８６１６
発明者らは、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｗ−Ｎｂ−Ｓｉ−Ｃ鋳鋼を対象に研究の結果、各合金成分の含有量が引張強さおよび平均熱膨張係数に対して与える影響に関して下記の関係式を得て（これらの式において、各元素は母相中に含有される重量％、ＭＣおよびＭ23Ｃ6は原子％）、
（１）１０５０℃における引張強さ
σTS at 1050℃（ＭＰa）＝６８．７３−１１．８２Ｓｉ＋９．３５［ＭＣ］
＋４．３８［Ｍ23Ｃ6］
（２）室温から１０５０℃までの温度範囲における平均熱膨張係数
αRT-1050℃×１０-6（１／℃）＝２１．２８１−０．０４６Ｎｉ−０．０４４Ｃｒ
−０．１３５Ｗ＋１．６５６Ｎｂ−０．１９２［ＭＣ］−０．０８２［Ｍ23Ｃ6］
高温強度の向上と熱膨張係数の低下には、ＭＣ型およびＭ23Ｃ6型炭化物がとくに重要な役割を担っていること、また、これまでＷはオーステナイト鋳鋼において高温強度の向上に対して寄与するだけであると考えられていたが、熱膨張係数を低下させる上でも有用であることを見出した。
（１）１０５０℃における引張強さ
σTS at 1050℃（ＭＰa）＝６８．７３−１１．８２Ｓｉ＋９．３５［ＭＣ］
＋４．３８［Ｍ23Ｃ6］
（２）室温から１０５０℃までの温度範囲における平均熱膨張係数
αRT-1050℃×１０-6（１／℃）＝２１．２８１−０．０４６Ｎｉ−０．０４４Ｃｒ
−０．１３５Ｗ＋１．６５６Ｎｂ−０．１９２［ＭＣ］−０．０８２［Ｍ23Ｃ6］
高温強度の向上と熱膨張係数の低下には、ＭＣ型およびＭ23Ｃ6型炭化物がとくに重要な役割を担っていること、また、これまでＷはオーステナイト鋳鋼において高温強度の向上に対して寄与するだけであると考えられていたが、熱膨張係数を低下させる上でも有用であることを見出した。
さらに研究を重ねた発明者らは、ＭＣ型炭化物のＭは主にＮｂであり、Ｍ23Ｃ6型炭化物のＭは主にＣｒおよびＷであることを確認し、ＮｂがＭＣ炭化物を形成すれば、高温強度の向上や熱膨張係数の低下に有効であるが、母相中に存在すると、むしろ逆の効果を招くことも新たに知った。したがって、Ｃ量に対して過剰にＮｂのようなＭＣ型炭化物形成元素を添加すると、Ｍ23Ｃ6型炭化物よりＭＣ型炭化物の方が生成しやすくなるくなるため、Ｍ23Ｃ6型炭化物が生成せず、余剰のＮｂが母相中に含有されることになり、結果として、かえって高温強度を低下させ熱膨張係数を高めてしまう。従来のオーステナイト系耐熱鋼では、ＭＣ型炭化物を形成するＮｂなどを過剰に添加することになりがちであったが、ＭＣ炭化物だけでなく、Ｍ23Ｃ6型炭化物が必ず形成するようにすべきである、という結論を得た。
続いて、ＪＩＳ-Ｚ２２７８に準拠した、１０５０℃と１５０℃とのサイクルを繰り返す熱疲労試験を実施したところ、室温から１０５０℃までの温度領域の平均熱膨張係数が２０．０×１０-6を超え、１０５０℃以下の温度領域で引張強さが５０ＭＰａより低い鋳鋼、とくに０．２％耐力が３０ＭＰａより低い鋳鋼は、２００サイクルまでに大きな割れが発生し、試験が続行できなくなることを経験した。したがって、十分な熱疲労寿命を得るには、室温から１０５０℃までの平均熱膨張係数が２０．０×１０-6以下であり、かつ、１０５０℃以下の温度領域で５０ＭＰａ以上の引張強さを有することが必要であることがわかった。
本発明の目的は、発明者らが得た上述の新しい知見にもとづく、耐熱疲労特性にすぐれた耐熱鋳鋼を材料として、９００℃以上の高温まで繰り返し加熱される条件下に使用するに適した排気系部品を提供することにある。
本発明の排気系部品は、質量％で、Ｃ：０．２〜１．０％、Ｎｉ：２６．１〜４５．０％、Ｃｒ：１５．０〜３０．０％、Ｗ：１０％以下およびＮｂ：０．５〜３．０％を含有し、ただし［Ｃ−０．１３Ｎｂ］：０．０５〜０．９５％であり、残部は不可避の不純物およびＦｅからなる合金組成を有し、鋳造組織中に、原子％で、ＭＣ型炭化物が０．５〜３％、Ｍ23Ｃ6型炭化物が０．５〜１０％の範囲の量で分散して存在し、母相はＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒを主体とするオーステナイト相からなり、室温から１０５０℃まで温度領域における平均熱膨張係数が２０．０×１０-６以下であり、かつ、１０５０℃以下の温度領域において５０ＭＰａ以上の引張強さを有する耐熱疲労特性にすぐれた耐熱鋳鋼を材料として使用したことを特徴とする。
本発明の排気系部品は、自動車エンジンの排気マニホールドやターボハウジングのような部品であって、材料とする耐熱鋳鋼が、耐熱性にすぐれているだけでなく、耐熱疲労特性がすぐれているため、９００℃を超える高温と常温に近い低温との間の変化を繰り返す条件下に使用したとき、従来の材料で製造した部品に比べて、著しく耐久性が増している。
本発明の排気系部品は、その材料として、上記した基本的な合金成分に加えて、下記のグループの一つまたは二つ以上に属する成分を任意に含有する、耐熱疲労特性にすぐれた耐熱鋳鋼を使用することができる。
（１）Ｓｉ：０．１〜２．０％およびＭｎ：０．１〜２．０％からなるグループの一方または両方。
（２）Ｓ：０．０５〜０．２％およびＳｅ：０．００１〜０．５０％からなるグループの一方または両方。
（３）Ｍｏ：５．０％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｔａ：１．０％以下およびＺｒ：１．０％以下の１種または２種以上。ただし、［Ｃ−０．１３Ｎｂ−０．２５Ｔｉ−０．１３Ｚｒ−０．０７Ｔａ］：０．０５〜０．９５％であることを必要とする。
（４）Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．０１〜０．３％およびＣａ：０．１０％以下の１種または２種以上。
（１）Ｓｉ：０．１〜２．０％およびＭｎ：０．１〜２．０％からなるグループの一方または両方。
（２）Ｓ：０．０５〜０．２％およびＳｅ：０．００１〜０．５０％からなるグループの一方または両方。
（３）Ｍｏ：５．０％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｔａ：１．０％以下およびＺｒ：１．０％以下の１種または２種以上。ただし、［Ｃ−０．１３Ｎｂ−０．２５Ｔｉ−０．１３Ｚｒ−０．０７Ｔａ］：０．０５〜０．９５％であることを必要とする。
（４）Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．０１〜０．３％およびＣａ：０．１０％以下の１種または２種以上。
炭化物に関して上に述べた条件、すなわち、原子％で、ＭＣ型炭化物：０．５〜３％、Ｍ23Ｃ6型炭化物：０．５〜１０％は、つぎのような意味をもつ。
ＭＣ型炭化物のＭは、主に前記したＮｂおよびＴｉ，Ｔａであり、Ｍ23Ｃ6型炭化物のＭは、これも前記したＣｒおよびＷのほかに、Ｍｏがある。これらの炭化物は高温強度の改善に有効であり、さらに炭化物自身の熱膨張係数が小さいため、系全体の熱膨張を低下させる作用がある。こうした作用は、どちらも０．５％に満たない存在では得られない。一方、ＭＣ型炭化物は３．０％、Ｍ23Ｃ6型炭化物は１０％を超えて過剰に存在させると、靭延性が低下して、逆に熱疲労特性を低下させてしまう。これら炭化物は、二つの型の両方が生成されるようにする必要がある。
ＭＣ型炭化物のＭは、主に前記したＮｂおよびＴｉ，Ｔａであり、Ｍ23Ｃ6型炭化物のＭは、これも前記したＣｒおよびＷのほかに、Ｍｏがある。これらの炭化物は高温強度の改善に有効であり、さらに炭化物自身の熱膨張係数が小さいため、系全体の熱膨張を低下させる作用がある。こうした作用は、どちらも０．５％に満たない存在では得られない。一方、ＭＣ型炭化物は３．０％、Ｍ23Ｃ6型炭化物は１０％を超えて過剰に存在させると、靭延性が低下して、逆に熱疲労特性を低下させてしまう。これら炭化物は、二つの型の両方が生成されるようにする必要がある。
耐熱鋳鋼を構成する基本的な合金成分の組成割合の限定理由は、つぎのとおりである。
Ｃ：０．２〜１．０％
Ｃは、ＮｂおよびＷと結合して炭化物を形成し、高温強度を上昇させ、かつ、熱膨張係数を低下させ、その結果、耐熱疲労特性を向上させるのに有効である。この効果は、少なくとも０．２％のＣが存在しないと得られない。過剰な添加は靭延性を低下させ、かえって熱疲労特性を低下させるから、１．０％を上限とする。
Ｃ：０．２〜１．０％
Ｃは、ＮｂおよびＷと結合して炭化物を形成し、高温強度を上昇させ、かつ、熱膨張係数を低下させ、その結果、耐熱疲労特性を向上させるのに有効である。この効果は、少なくとも０．２％のＣが存在しないと得られない。過剰な添加は靭延性を低下させ、かえって熱疲労特性を低下させるから、１．０％を上限とする。
Ｎｉ：２６．１〜４５．０％
Ｎｉは、母相のオーステナイトを安定化させる元素であり、合金の耐熱性および耐酸化性を高める。また、熱膨張係数を低下させる。この効果を確実にするにためには、２６．１％以上の添加を必要とする。しかし、過剰に添加しても、効果が飽和する上にコスト上昇を招くから、４５．０％を最大限の添加量とする。
Ｎｉは、母相のオーステナイトを安定化させる元素であり、合金の耐熱性および耐酸化性を高める。また、熱膨張係数を低下させる。この効果を確実にするにためには、２６．１％以上の添加を必要とする。しかし、過剰に添加しても、効果が飽和する上にコスト上昇を招くから、４５．０％を最大限の添加量とする。
Ｃｒ：１５．０〜３０．０％
Ｃｒは、Ｃと結合して主にＭ23Ｃ6型炭化物を形成し、高温強度の向上と熱膨張係数の低下に役立つ。母相中のＣｒは耐酸化性を確保し、耐熱性を高める。１５．０％の添加で、これらの効果が確実になる。３０．０％を超える過剰な添加は、脆化相であるσ相を析出させ、熱疲労特性および耐酸化性を低下させる。
Ｃｒは、Ｃと結合して主にＭ23Ｃ6型炭化物を形成し、高温強度の向上と熱膨張係数の低下に役立つ。母相中のＣｒは耐酸化性を確保し、耐熱性を高める。１５．０％の添加で、これらの効果が確実になる。３０．０％を超える過剰な添加は、脆化相であるσ相を析出させ、熱疲労特性および耐酸化性を低下させる。
Ｗ：１０％以下
Ｗは、Ｃと結合して主にＭ23Ｃ6型炭化物を形成し、高温強度の向上と、熱膨張係数の低下に役立つ。母相中に含有される場合でも、熱膨張係数の低下に非常に有効に作用する。過剰の添加はコストの上昇を招くだけでなく、脆化相であるμ相の増加を招き、熱疲労特性を低下させるから、１０％を上限とする。
Ｗは、Ｃと結合して主にＭ23Ｃ6型炭化物を形成し、高温強度の向上と、熱膨張係数の低下に役立つ。母相中に含有される場合でも、熱膨張係数の低下に非常に有効に作用する。過剰の添加はコストの上昇を招くだけでなく、脆化相であるμ相の増加を招き、熱疲労特性を低下させるから、１０％を上限とする。
Ｎｂ：０．５〜３．０％、ただし、［Ｃ−０．１３Ｎｂ］：０．０５〜０．９５％
Ｎｂは、Ｃと結合して、前述のように主としてＭＣ型炭化物を形成し、高温強度の向上と熱膨張係数の低下に役立つ。こうした役割を期待するには、少なくとも０．５％の添加を要する。多量の添加は靭延性を低下させるから、３％をその上限とする。Ｎｂ量はＣ量との関係が問題であって、これも前述したように、Ｃ量に対してＭＣ型炭化物を形成するのに必要な量を超えてＮｂを添加すると、Ｎｂが母相中に含有されるようになり、高温強度の低下および熱膨張係数の増大を招き、ひいては熱疲労特性を低下させる。そこで、［Ｃ−０．１３Ｎｂ］の量を、０．０５〜０．９５％の範囲に収める。
Ｎｂは、Ｃと結合して、前述のように主としてＭＣ型炭化物を形成し、高温強度の向上と熱膨張係数の低下に役立つ。こうした役割を期待するには、少なくとも０．５％の添加を要する。多量の添加は靭延性を低下させるから、３％をその上限とする。Ｎｂ量はＣ量との関係が問題であって、これも前述したように、Ｃ量に対してＭＣ型炭化物を形成するのに必要な量を超えてＮｂを添加すると、Ｎｂが母相中に含有されるようになり、高温強度の低下および熱膨張係数の増大を招き、ひいては熱疲労特性を低下させる。そこで、［Ｃ−０．１３Ｎｂ］の量を、０．０５〜０．９５％の範囲に収める。
任意に添加することができる元素の役割と、その組成範囲の限定理由は、つぎのとおりである。
Ｓｉ：０．１〜２．０％
Ｓｉは、耐酸化性および溶湯の湯流れ性を向上させるから、それを所望であれば、添加してもよい。その効果は、０．１％以上の添加で得られる。しかし、前記した（１）式からわかるように、高温強度を低下させるから、過剰添加はよくない。２．０％を上限とする。
Ｓｉ：０．１〜２．０％
Ｓｉは、耐酸化性および溶湯の湯流れ性を向上させるから、それを所望であれば、添加してもよい。その効果は、０．１％以上の添加で得られる。しかし、前記した（１）式からわかるように、高温強度を低下させるから、過剰添加はよくない。２．０％を上限とする。
Ｍｎ：０．１〜２．０％
Ｍｎは脱酸剤として作用し、またＳやＳｅと結合して、被削性を向上させる介在物を形成する。これらの効果は０．１％程度の添加で得られるが、この量はまた、原料に由来して、通常は鋼中に存在するレベルである。過剰な添加は耐酸化性を低下させるので、２．０％までの添加に止める。
Ｍｎは脱酸剤として作用し、またＳやＳｅと結合して、被削性を向上させる介在物を形成する。これらの効果は０．１％程度の添加で得られるが、この量はまた、原料に由来して、通常は鋼中に存在するレベルである。過剰な添加は耐酸化性を低下させるので、２．０％までの添加に止める。
Ｓ：０．０５〜０．２０％およびＳｅ：０．００１〜０．５０％の一方または両方
ＳもＳｅも、Ｍｎと結合してＭｎＳやＭｎＳｅを形成し、被削性を向上させるのに役立つ。効果は、それぞれの下限である、Ｓ：０．０５％およびＳｅ：０．００１％以上の添加により得られる。上限の、それぞれＳ：０．２０％およびＳｅ：０．５０％を超える過剰な添加は、靭延性を低下させ、熱疲労特性を低下させる。
ＳもＳｅも、Ｍｎと結合してＭｎＳやＭｎＳｅを形成し、被削性を向上させるのに役立つ。効果は、それぞれの下限である、Ｓ：０．０５％およびＳｅ：０．００１％以上の添加により得られる。上限の、それぞれＳ：０．２０％およびＳｅ：０．５０％を超える過剰な添加は、靭延性を低下させ、熱疲労特性を低下させる。
Ｍｏ：５．０％以下
Ｗと同様、Ｃと結合しＭ23Ｃ6型炭化物を形成する。過剰に添加すると、コスト上昇を招くだけでなく、耐酸化性を低下させる。
Ｗと同様、Ｃと結合しＭ23Ｃ6型炭化物を形成する。過剰に添加すると、コスト上昇を招くだけでなく、耐酸化性を低下させる。
Ｔｉ、ＴａおよびＺｒの１種または２種以上：１．０％以下、ただし、［Ｃ−０．１３Ｎｂ−０．２５Ｔｉ−０．１３Ｚｒ−０．０７Ｔａ］：０．０５〜０．９５％
これらの元素も、Ｎｂと同様にＣと結合して、ＭＣ型炭化物を形成する。過剰な添加は靭延性を低下させるから、１．０％以下の添加に止める。母相中に存在しては好ましくないことは、Ｎｂの場合と同じであって、それぞれの存在量の合計を、上記の式の範囲に収める必要がある。
これらの元素も、Ｎｂと同様にＣと結合して、ＭＣ型炭化物を形成する。過剰な添加は靭延性を低下させるから、１．０％以下の添加に止める。母相中に存在しては好ましくないことは、Ｎｂの場合と同じであって、それぞれの存在量の合計を、上記の式の範囲に収める必要がある。
Ｂ：０．００１〜０．０１％
Ｂは炭化物を微細にして高温強度を向上させ、耐熱疲労特性をよくする。この効果は、０．００１％程度の少量の添加から認められる。過剰な添加は、粒界にホウ化物の析出を招き、粒界を弱化させて高温強度を低下させるから、０．０１％を超えて添加すべきでない。
Ｂは炭化物を微細にして高温強度を向上させ、耐熱疲労特性をよくする。この効果は、０．００１％程度の少量の添加から認められる。過剰な添加は、粒界にホウ化物の析出を招き、粒界を弱化させて高温強度を低下させるから、０．０１％を超えて添加すべきでない。
Ｎ：０．０１〜０．３％
Ｎは、オーステナイト相を安定にする。また炭化物の粗大化を抑制し、耐熱疲労特性の低下を抑制する作用もある。そうした効果は０．０１％という少量の存在で認められる。添加が多量になると、窒化物が形成して靭延性が低くなるから、０．３％以内の添加量を選ぶ。
Ｎは、オーステナイト相を安定にする。また炭化物の粗大化を抑制し、耐熱疲労特性の低下を抑制する作用もある。そうした効果は０．０１％という少量の存在で認められる。添加が多量になると、窒化物が形成して靭延性が低くなるから、０．３％以内の添加量を選ぶ。
Ｃａ：０．１０％以下
Ｃａは酸化物を形成して、被削性を向上させる。多量に添加すると、靭延性を低下させるので、０．１０％以下までの添加に止める。
Ｃａは酸化物を形成して、被削性を向上させる。多量に添加すると、靭延性を低下させるので、０．１０％以下までの添加に止める。
材料の製造および耐熱疲労特性の試験
表１（実施例および参考例）および表２（比較例）に示した合金組成（炭化物量は原子％、合金成分元素は質量％、残部Ｆｅ）の耐熱鋼を高周波誘導炉で溶解した。これらの表において、「Ｘ」は、［Ｃ−０．１３Ｎｂ−０．２５Ｔｉ−０．１３Ｚｒ−０．０７Ｔａ］の値である。溶鋼を、ＪＩＳ−Ｈ５７０１Ａ号舟型および外径６５mm、底面径３１mm、エッジ角３０ｏ、厚さ１５mmの円盤型に鋳造した。
表１（実施例および参考例）および表２（比較例）に示した合金組成（炭化物量は原子％、合金成分元素は質量％、残部Ｆｅ）の耐熱鋼を高周波誘導炉で溶解した。これらの表において、「Ｘ」は、［Ｃ−０．１３Ｎｂ−０．２５Ｔｉ−０．１３Ｚｒ−０．０７Ｔａ］の値である。溶鋼を、ＪＩＳ−Ｈ５７０１Ａ号舟型および外径６５mm、底面径３１mm、エッジ角３０ｏ、厚さ１５mmの円盤型に鋳造した。
これらの鋳造物を、１１００℃に３０分間加熱して焼鈍した後、舟型鋳造物からは、柱状晶に対して垂直方向に、高温引張試験片および熱膨張係数測定試験片を切出し、下記の試験に供した。
高温引張試験：評点間距離３０mm、平行部６mm、１０５０℃で引張強さを評価
熱膨張係数測定：示差膨張分析装置を用い、アルミナを標準試料として、昇温速度１０℃/minで 膨張量を測定し、室温からの平均熱膨張係数を算出
高温引張試験：評点間距離３０mm、平行部６mm、１０５０℃で引張強さを評価
熱膨張係数測定：示差膨張分析装置を用い、アルミナを標準試料として、昇温速度１０℃/minで 膨張量を測定し、室温からの平均熱膨張係数を算出
円盤型鋳造物は、機械加工を施して外径６０mm、底面径２５．６mm、エッジ角３０ｏ、厚さ１０mmの熱疲労試験片とした後、下記の熱疲労試験を実施し、エッジに生じた割れの長さの総和を測定した。
熱疲労試験：ＪＩＳ−Ｚ２２７８に準拠し、１０５０℃の高温流動層に３分間浸積後、１５０℃の低温流動層に４分間浸積するサイクルを、２００サイクル繰返した後、割れ長さの総和を測定
熱疲労試験：ＪＩＳ−Ｚ２２７８に準拠し、１０５０℃の高温流動層に３分間浸積後、１５０℃の低温流動層に４分間浸積するサイクルを、２００サイクル繰返した後、割れ長さの総和を測定
それらの結果を、表３（実施例および参考例）および表４（比較例）にまとめて示す。
表３ 実施例および参考例
表４ 比較例
引張強さ：１０５０℃における値
熱膨張係数：室温から１０５０℃までの平均値
熱疲労試験：１０５０℃⇔１５０℃、２００サイクル後の割れ長さの合計
熱膨張係数：室温から１０５０℃までの平均値
熱疲労試験：１０５０℃⇔１５０℃、２００サイクル後の割れ長さの合計
表１ないし表４のデータから、つぎのことがわかる。まず、Ｘの値が下限０．０５％に達しない比較例１においては、熱膨張係数が２０×１０-6を超え、割れ長さも大きい。Ｘの値がマイナスである比較例２では、炭化物の構造がすべてＭＣ型であってＭ23Ｃ6型はゼロとなって、比較例１の欠点が、いっそう顕著にあらわれている。逆に、Ｍ23Ｃ6型の炭化物の量が過大である比較例６では、引張り強さと熱膨張係数の目標は達成したが、割れは著しい。Ｓｉ量が過大である比較例３は、引張り強さがまったく不足である。Ｃ量が不足な比較例４は、引張り強さが低く、かつ割れが大きい。Ｎｂが不足した比較例５は、割れが大きく不満足である。これに対し、本発明の条件を満たした実施例Ａ，Ｂ，Ｅ，Ｈ〜Ｋおよび参考例Ｃ，Ｄ，ＦおよびＧは、引張り強さおよび熱膨張係数が目標値を達成し、改善された耐熱疲労特性を獲得している。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．２〜１．０％、Ｎｉ：２６．１〜４５．０％、Ｃｒ：１５．０〜３０．０％、Ｗ：１０％以下およびＮｂ：０．５〜３．０％を含有し、ただし、［Ｃ−０．１３Ｎｂ］：０．０５〜０．９５％であり、残部は不可避の不純物およびＦｅからなる合金組成を有し、鋳造組織中に、原子％で、ＭＣ型炭化物が０．５〜３％、Ｍ23Ｃ6型炭化物が０．５〜１０％の範囲の量で分散して存在し、母相はＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒを主体とするオーステナイト相からなり、室温から１０５０℃までの温度領域における平均熱膨張係数が２０．０×１０-６以下であり、かつ、１０５０℃以下の温度領域において５０ＭＰａ以上の引張強さを有する耐熱鋳鋼から製造した排気系部品。
- 耐熱鋳鋼が、請求項１に規定した成分に加えて、さらに、Ｓｉ：０．１〜２．０％およびＭｎ：０．１〜２．０％の一方または両方を含有する請求項１の排気系部品。
- 耐熱鋳鋼が、請求項１または２に規定した成分に加えて、さらに、Ｓ：０．０５〜０．２０％およびＳｅ：０．００１〜０．５０％の一方または両方を含有する請求項１または２の排気系部品。
- 耐熱鋳鋼が、請求項１ないし３のいずれかに規定した成分に加えて、さらに、Ｍｏ：５．０％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｔａ：１．０％以下およびＺｒ：１．０％以下の１種または２種以上を含有し、ただし、［Ｃ−０．１３Ｎｂ−０．２５Ｔｉ−０．１３Ｚｒ−０．０７Ｔａ］：０．０５〜０．９５％である請求項１ないし３のいずれかの排気系部品。
- 耐熱鋳鋼が、請求項１ないし４のいずれかに規定した成分に加えて、さらに、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．０１〜０．３％およびＣａ：０．１０％以下の１種または２種以上を含有する請求項１ないし４のいずれかの排気系部品。
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