JP4985941B2

JP4985941B2 - 高Ｃｒ高Ｎｉオーステナイト系耐熱鋳鋼及びそれからなる排気系部品

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Publication number: JP4985941B2
Application number: JP2006512553A
Authority: JP
Inventors: 啓次郎林; 賢児伊藤; 章永大平; 公輝大塚
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Hitachi Metals Ltd
Priority date: 2004-04-19
Filing date: 2005-04-19
Publication date: 2012-07-25
Anticipated expiration: 2025-04-19
Also published as: US20070217941A1; EP1741799A1; EP1741799A4; EP1741799B1; CN1942598A; US8241558B2; CN100537814C; JPWO2005103314A1; KR20060135864A; WO2005103314A1; KR101282054B1

Description

本発明は1000℃以上での熱疲労寿命に優れた高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼、及びそれからなる例えば自動車エンジン用の排気系部品に関する。

従来、自動車エンジン用のエキゾーストマニホルドやタービンハウジング等の排気系部品は、ニレジスト鋳鉄（Ni-Cr-Cu系オーステナイト鋳鉄）等の耐熱鋳鉄やフェライト系耐熱鋳鋼等により製造されていた。しかし、ニレジスト鋳鉄は排ガス温度が900℃までは比較的高強度であるが、900℃を超える温度では耐酸化性及び耐熱亀裂性が低下し、耐熱性や耐久性が劣る。またフェライト系耐熱鋳鋼には、排ガス温度が950℃以上では強度が絶対的に劣るという問題がある。

このような事情下で、特開2000-291430号は、エンジンの排気口に配置して排気ガス浄化用触媒の初期機能を向上させることができる薄肉の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼製排気系部品であって、排気ガスに接する通路の少なくとも一部が肉厚5 mm以下であり、1010℃において200時間大気中に保持したときの酸化減量が50ｍg/cm²以下、1050℃において200時間大気中に保持したときの酸化減量が100ｍg/cm²以下、及び1100℃において200時間大気中に保持したときの酸化減量が200ｍg/cm²以下であり、加熱上限温度1000℃、温度振幅800℃以上及び拘束率0.25の条件で加熱冷却する熱疲労試験により測定した熱疲労寿命が200サイクル以上で、加熱上限温度1000℃、温度振幅800℃以上及び拘束率0.5の条件で加熱冷却する熱疲労試験により測定した熱疲労寿命が100サイクル以上であり、1000℃を超える温度（特に1050℃付近、更に1100℃付近）の排気ガスに曝されたときの耐久性に優れた排気系部品を提案している。

特開2000-291430号の排気系部品を形成する高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼は、質量基準で、C：0.2〜1.0％、Si：2％以下、Mn：2％以下、P：0.04％以下、S：0.05〜0.25％、Cr：20〜30％、Ni：16〜30％、残部：Fe及び不可避的不純物を含む組成からなり、更にW：1〜4％及び／又はNb：1％を超え4％以下を含むことができる。

近年、環境保全の観点から、自動車エンジンの高性能化、燃費の向上、排気ガスの削減が求められている。そのためにエンジンの高出力化及び高温燃焼化が進められているが、それに伴って排気ガス温度が上昇し、排気系部品は従来より高温領域まで繰り返し加熱・冷却され、またエンジンからの高温の排気ガスに直接曝されるので、厳しい酸化環境下で使用されるようになった。

排気系部品が硫黄酸化物、窒素酸化物等の酸化物を含有する高温の排気ガスや高温域で大気に曝されると、部品表面に酸化膜が形成される。酸化膜と部品基地との熱膨張差等に起因して、酸化膜を起点とする微小亀裂が発生し、それを介して排気ガスが部品内部に侵入して更に酸化が進行するとともに亀裂が増幅する。酸化と亀裂が繰り返されると、亀裂は大きく進展し、部品を貫通する。また酸化膜が剥離して、触媒等を汚染するだけでなく、ターボチャージャーのタービンブレードの破損等、故障の原因となることもある。このため、高温で酸化物を含む排気ガスに曝される排気系部品には高い耐酸化性が要求される。

また高出力化及び高温燃焼化のために、自動車用エンジンとして、燃焼室内にガソリンを直接噴射するいわゆる直噴型エンジンが普及しつつある。直噴型エンジンでは、ガソリンが燃料タンクから燃焼室に直接導かれるので、万一自動車が衝突しても、外部に漏洩するガソリンの量が僅かであり、大きな事故になることが少ない。このため従来から、エキゾーストマニホルド、タービンハウジング等の排気系部品を前方に、インテークマニホルド、コレクター等の吸気系部品を後方に配置する代わりに、エンジンの前方に吸気系部品を配置して燃焼室に冷たい空気を取り入れるとともに、排気ガス浄化装置と直結した排気系部品をエンジンの後方に配置してエンジン始動時に排気ガス浄化用触媒を早期に昇温し、活性化することが行なわれている。しかし、エンジンの後方に排気系部品を配置すると、自動車の走行時に風が当たりにくく排気系部品の表面温度が上昇するため、排気系部品には高温域での更なる耐熱性及び耐久性が必要である。

環境保全の観点から、エンジン始動時に排気ガス浄化用触媒を昇温、活性化する必要がある。このためには排気系部品を通過する際の排気ガスの温度低下を少なくしなければならない。排気ガス温度の低下を抑制するには（排気ガスの熱を奪わないようにするためには）、排気系部品の熱容量（ヒートマス）を少なくする必要があり、そのために排気系部品の薄肉化が要求されている。しかし、排気系部品が薄肉化するほど排気ガスによる温度上昇が大きくなるので、高温で優れた耐熱性及び耐久性を有する必要がある。

このように自動車エンジン用の排気系部品には、排気ガス温度の上昇や酸化への対応、排気系部品を後方に配置することによる表面温度の上昇への対応、薄肉化による温度上昇への対応等、益々高温で過酷な使用条件への対応が求められる。具体的には、排気系部品は1000〜1150℃と高温の排気ガスに曝されることもあるが、このような高温の排気ガスに曝されると排気系部品自体は950〜1100℃まで上昇する。従って、排気系部品には、このような高温下での耐熱性、耐久性及び長寿命が要求される。この要求に応えるために、排気系部品の材料も高温強度、耐酸化性、延性、耐熱亀裂性等に優れていることが求められる。

高温強度としては、単に高温での引張強度が高いのみならず、高温で拘束された排気系部品に作用する圧縮応力に抗して、圧縮応力に起因する熱変形（圧縮の塑性変形）を抑制する強度、すなわち高温耐力が高いことも必要である。従って、高温強度は高温耐力及び高温引張強を指標とする。

耐酸化性としては、酸化物を含む高温の排気ガスに曝されても亀裂の起点となる酸化膜の生成を抑制できることが必要である。耐酸化性は酸化減量を指標とする。エンジンの停止により排気系部品は高温から大気温度まで冷却されるが、冷却過程では高温で発生した圧縮応力は引張り応力に転ずる。冷却過程での引張応力は亀裂や割れの要因となるので、排気系部品は亀裂や割れの発生を室温域で抑制できる延性を有する必要がある。従って、延性は室温伸びを指標とする。

これらの高温強度、耐酸化性及び延性を総合的に示すパラメータとして耐熱亀裂性がある。耐熱亀裂性は、熱疲労寿命［運転（加熱）と停止（冷却）の繰り返しで生じる亀裂や割れにより熱疲労破壊に至るまでのサイクル数］を指標とする。

排気系部品には、生産過程、エンジンへの配置及び組み付けの過程、自動車の始動時や運転中等に、機械的な振動や衝撃等が加わる。排気系部品にはこれらの機械的な振動や衝撃によって生ずる外力に抗して、亀裂や割れを発生しない十分な室温伸びを有する必要もある。

特開2000-291430号に開示された排気系部品は特に耐酸化性に優れているが、最近の高性能化の要求に応じて、1000℃以上の排気ガスに曝されたときの熱疲労寿命及び室温伸びにさらなる向上が求められている。

従って、本発明の目的は、高い高温耐力、耐酸化性及び室温伸びを有し、特に1000℃以上と高温の排気ガスに曝されたときの熱疲労寿命に優れた高Cr高Niオーステナ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、1000℃以上と高温の排気ガスに曝されたときの耐久性に優れ、エンジンの後方に配置して排気ガス浄化用触媒の初期機能を向上させることができる薄肉の排気系部品を提供することである。

本発明者らは、特開2000-291430号の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋼の高温耐力、高温引張強さ、耐酸化性、熱疲労寿命等の高温特性、及び室温伸びを向上させるために鋭意研究した結果、（a）1000℃以上の温度の排気ガスに曝されたときの耐熱性、耐久性及び寿命を向上するには、高温強度及び室温伸びの更なる向上と、耐酸化性の確保が重要であること、（b）主要成分として、C、Si、Mn、Cr、Ni、W及び／又はMo、及びNbの各元素の含有量を適正化すると、高温強度と耐酸化性が向上するとともに、AlとNの含有量を適正化すると特に高温耐力及び室温伸びが向上し、もって熱疲労寿命が大幅に向上した高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼が得られることを発見し、本発明に到達した。

すなわち、本発明の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼は、重量基準でC：0.2〜1.0％、Si：3％以下、Mn：2％以下、S：0.5％以下、Cr：15〜30％、Ni：6〜30％、W及び／又はMo：0.5〜6％（W＋2Mo）、Nb：1.01〜5％、N：0.01〜0.5％、Al：0.008〜0.23％、及びO：0.012〜0.07％、残部Fe及び不可避的不純物からなり、（6O+N）が0.5％以下であることを特徴とする。

主要成分としてC、Si、Mn、Cr、Ni、W及び／又はMo、及びNbを含有することにより、1000℃以上の排気ガス温度で排気系部品は優れた高温強度及び耐酸化性を有する。さらにAlの含有量を0.008〜0.23重量％にすることにより、室温伸びを低下させることなく高温耐力を向上させ、拘束下で高温に曝されたときに生じる圧縮応力に抗する十分な強度を確保し、圧縮による排気系部品の塑性変形を抑制できる。同時にオーステナイト安定化元素であるNの含有量を0.01〜0.5重量％とすることにより、高温強度に加えて、室温域での破断伸び（室温伸び）が向上する。Nの含有による室温伸びの向上は、高温で排気系部品に発生した圧縮応力から転じて、冷却過程で生ずる引張応力を要因とする亀裂や割れの発生を低減するのに極めて有効である。このようにAlとNの含有量を適正化することにより、高温耐力及び室温伸びが向上し、もって熱疲労寿命が大幅に改善された高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼が得られる。

一般に鋳鋼は、出湯前の溶湯に脱酸剤を投入して強制脱酸した後に注型される。脱酸剤は、酸素との親和力がFeより強い脱酸元素（Si、Al、Ti、Mn等）からなる金属であり、純度99％以上の金属アルミニウムが最も一般的である。しかしAlは強力な脱酸作用を有するものの、鋳鋼の高温耐力及び室温伸びを著しく低下させることが分った。一方、Alの含有量を抑制すると、脱酸硬化が不十分となるので、溶湯又は鋳物中のOの含有量が多くなる。その結果、酸化物系介在物又は空孔からなるミクロの巣（以下「空孔巣」という）の生成や、鋳造時にピンホールやブローホール等のガス欠陥の発生が助長される。本発明の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋼では、Alの含有量を0.008〜0.23重量％にするとともに、Oの含有量を0.012〜0.07重量％とすることにより、介在物、空孔巣及びガス欠陥の発生を抑えた。

具体的には、本発明の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼は、主要成分、並びにN、Al及びOを上記組成範囲とすることにより、高い高温耐力、耐酸化性及び室温伸びを有し、特に1000℃以上と高温の排気ガスに曝されたときの熱疲労寿命に優れた高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼が得られる。

本発明の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼の好ましい組成は、重量基準でC：0.3〜0.6％、Si：2％以下、Mn：0.5〜2％、S：0.05〜0.3％、Cr：18〜27％、Ni：8〜25％、W及び／又はMo：1〜4％（W＋2Mo）、Nb：1.01〜2.5％、N：0.05〜0.4％、Al：0.008〜0.17％、及びO：0.012〜0.06％、残部Fe及び不可避的不純物からなる。

鋳造時のガス欠陥の発生に及ぼす影響力はOがNの約6倍程度であるので、OとNの合計量として、(6O+N)は0.5重量％以下とする。(6O+N)を0.5重量％以下にすることにより、ガス欠陥がないか、あっても極めて少ない高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼が得られる。

本発明の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼は、高い高温耐力、耐酸化性及び室温伸びを有し、特に1000℃以上と高温の排気ガスに曝されたときの熱疲労寿命に優れている。かかる高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼からなる薄肉の排気系部品は、1000℃以上と高温の排気ガスに曝されたときの耐久性に優れており、エンジンの後方に配置したときに排気ガス浄化用触媒の初期機能を向上させることができる。

エキゾーストマニホルド、タービンハウジング、接続部及び触媒ケースを含む排気系部品を示す斜視図である。ガス欠陥の面積率を求めるための平板状試験片を示す概略図である。平板状試験片の透過Ｘ線写真に対応する概略図である。タービンハウジングの一例を示す側面図である。タービンハウジングの一例を示す断面図である。実施例のタービンハウジングの耐久試験終了後のウェイストゲート部付近を示す拡大図である。比較例のタービンハウジングの耐久試験終了後のウェイストゲート部付近を示す拡大図である。

[1] 高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼
[A] 組成
本発明の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼の組成を以下詳細に説明するが、各元素の含有量（％）は特に断らない限り重量基準である。

(1) C（炭素）：0.2〜1.0％
Cは溶湯の流動性（鋳造性）を良くするとともに、基地を固溶強化する。また一次及び二次の炭化物を形成し、耐熱鋳鋼の高温強度を高める。更にNbと共晶炭化物を形成して鋳造性を高めるとともに、高温強度を向上する。このような作用を有効に発揮するために、Cは0.2％以上必要である。一方、Cが1.0％を超えると共晶炭化物やその他の炭化物の析出量が多くなり過ぎ、耐熱鋳鋼は脆化し、延性が低下するとともに加工性が劣化する。このためCの含有量を0.2〜1.0％とする。Cの好ましい含有量は0.3〜0.6％である。

共晶炭化物（NbC）を形成するNbはCの8倍であるが、他に析出炭化物を得るには、共晶炭化物を生成する量を超える量のCが必要である。高温強度及び鋳造性に優れた高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼を得るには、（C−Nb／8）は0.05％以上であるのが好ましい。しかし（C−Nb／8）が0.6％を超えると、耐熱鋳鋼は硬く脆くなりすぎ、延性及び加工性が劣化する。従って、（C−Nb／8）は0.05〜0.6％であるのが好ましい。特に薄肉鋳物では共晶炭化物の割合は鋳造性に重要であるので、（C−Nb／8）はより好ましくは0.1〜0.5％である。

(2) Si（ケイ素）：3％以下
Siは、溶湯の脱酸剤としての役割を有するほか、耐酸化性の改善に有効な元素である。しかし、過剰に含有するとオーステナイト組織が不安定になり、鋳造性の劣化を招く。このためSiの含有量は3％以下であり、好ましくは2％以下である。

(3) 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、余り多く含有すると耐熱鋳鋼の耐酸化性が劣化する。このためMnの含有量は2％以下であり、好ましくは0.5〜2％である。

(4) S（硫黄）：0.5％以下
Sは、鋳鋼においては球状又は塊状の硫化物を生成させ、機械加工において切粉の分断を促進して被削性を向上させる。しかし、Sの含有量が多すぎると粒界に析出する硫化物が多すぎ、耐熱鋳鋼の高温強度を劣化する。このため、Sの含有量は0.5％以下であり、好ましくは0.05〜0.3％である。

(5) Cr（クロム）：15〜30％
Crは、オーステナイト系耐熱鋳鋼の基本元素であり、特に耐酸化性を高めるほか、炭化物を形成して高温強度を高めるのに有効である。特に1000℃以上の高温域で効果的であるためには、Crを15％以上含有する必要がある。しかし、Crの含有量が30％を超えると、過剰に二次炭化物が析出し、更にはσ相等の脆い析出物等が析出し、脆化が著しくなる。このためCrの含有量は15〜30％であり、好ましくは18〜27％である。

(6) Ni（ニッケル）：6〜30％
Niは、Crと同様にオーステナイト系耐熱鋳鋼の基本元素であり、鋳鋼のオーステナイト組織を安定化するとともに、鋳造性を高めるのに有効である。特に薄肉の排気系部品の鋳造性を良好にするためには、Niは6％以上必要である。しかし、Niが30％を超えると上記特性の向上効果は飽和し、経済的に不利なだけである。このためNiの含有量は6〜30％であり、好ましくは8〜25％である。

前述のとおり、CrとNiとの共存により、耐熱鋳鋼の高温強度及び耐酸化性が高まるほか、鋳鋼組織のオーステナイト化及びその安定化が促進されるとともに、鋳造性が高まる。Crに対するNiの含有量が増加するとともに耐熱鋳鋼の耐酸化性及び高温強度は向上するが、Cr／Niの重量比が1.0未満となるほどNiを多く含有させてもその添加効果は飽和し、経済的に不利である。一方、Cr／Niの重量比が1.5を超えると、Crの二次炭化物が過剰に析出し、さらにσ相等の脆い析出物等が析出して、脆化が著しくなる。従って、Cr／Niの重量比は1.0〜1.5とするのが好ましい。

(7) W及びMoの少なくとも1種：0.5〜6％（W＋2Mo）
WとMoはいずれも耐熱鋳鋼の高温強度を改善するため、少なくとも一方を含有させるが、両者とも耐酸化性を劣化させるので、過剰に含有させるのは好ましくない。従って、Wを単独で添加する場合、Wの含有量は0.5〜6％であり、好ましくは1〜4％である。MoはW＝2Moの割合でWとほぼ同様の効果を発揮するので、Wの一部又は全量をMoに置換することも可能である。Moを単独で添加する場合、Moの含有量は0.25〜3％であり、好ましくは0.5〜2％である。両者を複合添加する場合には、（W＋2Mo）として0.5〜6％とし、好ましくは1〜4％とする。

(8) Nb（ニオブ）：1.01〜5％
Nbは、Cと結合して微細な炭化物を形成することにより耐熱鋳鋼の高温強度及び熱疲労寿命を増大させるとともに、Cr炭化物の生成を抑制することにより耐熱鋳鋼の耐酸化性及び被削性を向上させる。さらにNbは共晶炭化物を生成するため、薄肉の排気系部品の鋳造性を向上させる。このため、Nbの含有量は1.01％以上とする。しかし、Nbの含有量が多すぎると、結晶粒界に生成する共晶炭化物が多くなって、耐熱鋳鋼は脆化し、その強度及び延性は著しく低下する。このため、Nbの含有量の上限は5％であり、下限は1.01％である。従って、Nbの含有量は1.01〜5％であり、好ましくは1.01〜2.5％である。

(9) N（窒素）：0.01〜0.5％
Nは、強力なオーステナイト生成元素であり、耐熱鋳鋼のオーステナイト基地を安定にして、高温強度を向上させる。また結晶粒微細化に有効な元素であり、鍛造、圧延等の加工による結晶粒微細化が不可能な複雑形状の鋳造部材の結晶粒を微細化させるのに極めて有効である。結晶粒微細化により構造物として重要な延性が高くなり、また高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼に特有な低被削性の問題を解消できる。またNはCの拡散速度を遅らせるので、析出炭化物の凝集を遅らせて炭化物の粗大化を防止する。従って、Nは耐熱鋳鋼の脆化防止にも有効である。

このように、Nは高温強度、延性、靭性等の特性の向上に極めて有効であり、僅かな含有量でも耐熱鋳鋼の高温引張強さ、高温耐力及び室温伸びを向上させ、もって熱疲労寿命を大幅に向上させる。このような効果を十分に得るためには、Nの含有量は0.01％以上である必要がある。しかし、0.5％を超えると、Cr₂N等の窒化物の析出量が増加し、却って耐熱鋳鋼の脆化が促進されるだけでなく、有効なCr量が減少するために耐熱鋳鋼の耐酸化性が劣化する。またAlと結合してAlNを析出するが、AlNが過剰になると、室温及び高温での靭性を著しく悪化させるとともに、クリープ強さを低下させる。更に、過剰なNの含有は鋳造時にピンホールやブローホール等のガス欠陥の発生を助長し、鋳造歩留りを悪化させる。従って、Nの含有量は0.01〜0.5％とし、好ましくは0.05〜0.4％とし、より好ましくは0.1〜0.3％とする。

(10) Al（アルミニウム）：0.008〜0.23％
本発明においては、Alの含有量を0.008〜0.23％とする。Alは溶湯に対して強力な脱酸作用を有し、Oと反応して酸化物系介在物であるAl₂O₃を生成する。Al₂O₃の殆どはスラグとして溶湯から排除されるので、Alは鋳鋼中のOの含有量を低減させることになる。鋳鋼に残留するAl₂O₃は酸化に対する保護膜として作用し、鋳鋼の耐酸化性を高める。また、Nとの共存により微細なAlNを析出し、鋳鋼の結晶粒を微細化して延性を改善する。しかしながら、OやNの含有量が多い溶湯にAlを多量に添加すると、Al₂O₃及びAlNが多量に生成する。Al₂O₃の一部は介在物として鋳鋼中に残留する。またAlNは著しく硬く脆いため、過剰に析出すると室温及び高温での靱性を著しく悪化させるとともに、クリープ強さを低下させる。これらの介在物及び析出物は、亀裂や割れの起点となり、耐熱鋳鋼の高温耐力及び高温引張強さを低下させるだけでなく、却って耐酸化性を劣化させ、またいずれも硬く脆いため、室温伸び及び被削性を低下させる。

Alの含有量を0.008〜0.23％にすれば、耐熱鋳鋼の高温耐力及び高温引張強さの低下を抑制できることが分った。従って、Alの含有量は0.008〜0.23％とし、好ましくは0.008〜0.17％とする。

(11) O（酸素）：0.012〜0.07％
Oは鋳鋼中にAl₂O₃、SiO₂等の酸化物系介在物として存在するとともに、空孔巣としても存在する。また本発明の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼は多量のCrを含有するので、Cr₂O₃も多量に形成する。酸化物系介在物や空孔巣は亀裂や割れの起点になるほか、極めて硬い介在物は延性、靱性及び被削性を低下させる。またOを過剰に含有すると、加熱によるオーステナイト結晶粒の成長が促進され、耐熱鋳鋼が脆化するだけでなく、鋳造時にピンホールやブローホール等のガス欠陥の発生が助長される。従って、Oの含有量は0.012〜0.07％とし、好ましくは0.012〜0.06％とする。

溶湯中のOの含有量とAlの含有量とは相反関係にあり、一般に鋳鋼中のAlの含有量を規制すると、Oの含有量は多くなる傾向がある。Oの含有量を0.012〜0.07％とするには、具体的には、溶解原材料である鋼屑（スクラップ）や戻り屑（鋳造リターン材）はOの含有量の多い原材料を極力避けるとともに、溶解前に予め分析したOの含有量及び溶湯中の他の元素の分析値に基づいて脱酸剤の添加量を調整する。また操業毎にOの含有量を記録し、原材料の組成、添加合金の添加時期、ライニングの種類や溶損等、操業条件によるOの含有量の変動量を監視することも有効である。これらの作業により、Oを0.012〜0.07％とすることができる。

(12) （6O+N）：0.5％以下
Alの含有量の規制によりOの含有量が多くなり、また高温強度、室温伸び及び熱疲労寿命の向上のためにNを添加するため、本発明の耐熱鋳鋼ではO及びNの含有量が多くなる傾向にある。そこで、鋳鋼中の酸化物系介在物、窒化物、空孔巣等の生成を抑制するとともに、鋳造時にピンホールやブローホール等のガス欠陥の発生を防止するため、O及びNの各含有量を規制するだけでなく、O及びNの合計量も規制するのが好ましい。ガス欠陥の発生に及ぼす影響力はOがNの約6倍であるので、O及びNの合計量として、(6O+N)を用いるのが適当である。(6O+N)が0.5％を超えるとガス欠陥が発生しやすくなるので、(6O+N)は0.5％以下とする。

(13) その他の元素
本発明の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼は、高温耐力、耐酸化性、室温伸び及び熱疲労寿命を損なわない範囲で、下記元素を含有しても良い。

Co、Cu及びBは、高温強度、延性及び靭性を改善するのに有効である。特にCoとCuはオーステナイト生成元素であり、Niと同様オーステナイト組織を安定にして高温強度を高める。しかし、多すぎても効果は飽和し、経済的に不利なだけでなる。従って、これらの元素を添加する場合には、Coは20％以下、Cuは7％以下、Bは0.1％以下とするのが好ましい。

耐熱鋳鋼の被削性を改善する元素として、Se、Ca、Bi、Te、Sb、Sn及びMgからなる群から選ばれた少なくとも一種を添加してもよい。しかし、多量に添加すると、被削性の改善効果が飽和するだけでなく、高温強度、延性及び靭性を低下させる。そのため、これらの元素を添加する場合には、Seは0.5％以下、Caは0.1％以下、Biは0.5％以下、Teは0.5％以下、Sbは0.5％以下、Snは0.5％以下、及びMgは0.1％以下とするのが適当である。

Ta、V、Ti、Zr及びHfは、耐熱鋳鋼の高温強度を向上させるとともに、結晶粒を微細化して靭性を向上させるのに有効である。しかし、多量に添加してもそれに応じた効果の増大は得られず、むしろ炭化物や窒化物の生成を促進して脆化し、強度と延性を低下させる。そのため、これらの元素を添加する場合には、Ta、V、Ti、Zr及びHfの少なくとも1種を5％以下とするのが好ましい。

Y及びREM（希土類元素）は特に高温での耐酸化性を向上し、また靭性を改善する。Y及びREMは非金属介在物を形成するが、基地中に分散した非金属介在物は機械加工において切粉の分断を促進し、耐熱鋳鋼の被削性を向上させる。またY及びREMは介在物の形態を球状又は塊状にして、耐熱鋳鋼の延性を向上させる。従って、これらの元素を添加する場合には、Yは1.5％以下、REMは0.5％以下とするのが好ましい。

(14)不可避的不純物
本発明の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼に含有される不可避的不純物の主なものはPである。Pは原料から不可避的に混入するが、結晶粒界に偏析して靭性を著しく低下させるので少ないほど好ましく、0.1％以下にするのが望ましい。

[B] 特性
本発明の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼は、加熱上限温度1000℃、温度振幅800℃以上、及び拘束率0.25の条件で加熱冷却する熱疲労試験により測定した熱疲労寿命が500サイクル以上であるのが好ましい。排気系部品には、エンジンの運転（加熱）と停止（冷却）の繰り返しに対する熱疲労寿命が長いことが要求される。熱疲労寿命は、耐熱性及び耐久性の優劣を表す指標の1つであり、熱疲労試験での加熱冷却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ことを表す。

熱疲労寿命は、例えば、標点間距離25 mm、及び直径10 mmの平滑丸棒試験片に、大気中で加熱上限温度を1000℃、冷却下限温度を150℃、温度振幅を800℃以上、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分として、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評価できる。本明細書では、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（冷却下限温度で発生）を基準とし、基準の最大引張荷重から荷重が25％低下するまでのサイクル数により表す。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1.0とは、試験片が例えば150℃から1000℃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0.5とは、自由膨張伸びが例えば2 mm伸びるところを1 mm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0.5では、昇温中には圧縮荷重がかかり、降温中には引張荷重［逆位相（Out of Phase）の荷重］がかかる。実際の自動車エンジン用の排気系部品の拘束率は、ある程度伸びを許容する0.1〜0.5程度である。

加熱上限温度1000℃、温度振幅800℃以上、及び拘束率0.25の条件での熱疲労寿命が500サイクル以上であれば、高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼は優れた熱疲労寿命を有すると言うことができ、1000℃以上と高温の排気ガスに曝される排気系部品に好適である。本発明の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼からなる排気系部品は、1000℃以上の排気ガスに曝される環境下でも耐熱性及び耐久性に優れ、熱疲労破壊に至るまでの寿命が十分に長い。

さらに加熱上限温度1000℃、温度振幅800℃以上、及び拘束率0.5の条件で加熱冷却する熱疲労試験により測定した高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼の熱疲労寿命は300サイクル以上であるのがより好ましい。機械的拘束条件を拘束率0.25から0.5と過酷にしても、熱疲労寿命が300サイクル以上であれば、耐熱性及び耐久性に優れ、熱疲労破壊に至るまでの寿命が十分であり、1000℃以上の排気ガスに曝される排気系部品にいっそう好適である。

耐熱変形性を考慮して排気系部品には高い高温耐力が要求されるので、本発明の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼は優れた高温耐力及び室温伸びを有するのが好ましい。具体的には1050℃における0.2％耐力が50 MPa以上であり、室温伸びが2.0％以上であるのが好ましい。1050℃における0.2％耐力が50 MPa以上であれば、排気系部品は高温での拘束により生じる圧縮応力に抗する十分な強度を有し、もって十分な耐久性を有する。高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼の1050℃における0.2％耐力は、より好ましくは60 MPa以上である。

高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼の室温伸びが2.0％以上であれば、排気系部品が高温から室温付近まで冷却されたときに、高温で発生した圧縮応力から転じた引張応力に抗して亀裂や割れの発生を抑制できる。また室温伸びが2.0％以上ならば、排気系部品の生産中、エンジンへの配置、組み付けの等の取扱い中や、自動車の始動時や運転中等に加わる機械的な振動や衝撃に抗して、亀裂や割れを抑制できる。従って、高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼の室温伸びは2.0％以上、好ましくは2.8％以上、より好ましくは3.0％以上とする。優れた高温耐力及び室温伸びを有する高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼からなる排気系部品は、室温付近から1000℃以上と高温の排気ガスに曝されたときの加熱冷却の繰り返しを受けても、十分な耐久性を有する。

[2] 排気系部品
本発明の排気系部品は、上記高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼を用いて製造される。排気系部品の好ましい例は、エキゾーストマニホルド、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ルド、触媒ケース、触媒ケースとエキゾーストマニホ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ルド、又はエキゾーストアウトレットである。本発明の排気系部品は1000℃以上と高温の排気ガスに曝されても優れた耐久性を発揮する。その上、排気系部品の排気ガスに接する通路の少なくとも一部の肉厚を5 mm以下、更に4 mm以下と薄くするとともに、エンジンの後方に配置することにより、排気ガス浄化用触媒の初期機能を向上させることができる。

図1は、エキゾーストマニホルド1、タービンハウジング2、エキゾーストアウトレット、ディフューザ、締結フランジ等と呼ばれる接続部3、及び触媒ケース4を含む排気系部品の一例を示す。エンジン（図示せず）からの排気ガス（矢印Aで示す）をエキゾーストマニホルド1で集合させ、排気ガスの運動エネルギーでタービンハウジング2内のタービン（図示せず）を回転させ、このタービンと同軸の圧縮機を駆動して吸入した空気（矢印Bで示す）を圧縮し、高密度の空気をエンジンに供給する（矢印Cで示す）ことにより、エンジンの出力を高める。タービンハウジング2からの排気ガスは、接続部3を経由して触媒ケース4内の触媒により排気ガス中の有害物質を削減して、消音マフラー5を経由して大気中に放出（矢印Dで示す）される。

エキゾーストマニホルド1は、型分割（見切り）や造型等の鋳造作業が可能であれば、タービンハウジング2とエキゾーストマニホルド1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ルドとしても良く、またタービンハウジング2が介在しない場合、触媒ケース4とエキゾーストマニホルド1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ルドとしても良い。

図1に示す排気系部品において、排気ガス通路の主要部は複雑な形状をしており、それらの肉厚は通常、エキゾーストマニホルド1が2.0〜4.5 mm、タービンハウジング2が2.5〜5.0 mm、接続部3が2.5〜3.5 mm、触媒ケース4が2.0〜2.5 mmといずれも薄肉である。

図3(a) 及び(b) は、タービンハウジング32の一例を示す。タービンハウジング32は、スクロール部32aが巻き貝状の空洞を有し、その空洞は一方から他方向に向かって空洞の面積が増大する複雑な形状をしている。またタービンハウジング32には、バルブ（図示せず）を開閉することにより余剰の排気ガスをバイパスして排出するウェイストゲート部32bが設けられている。このウェイストゲート部32bは、タービンハウジングの各部位の中でも高温の排気ガスが流れるため、特に耐熱亀裂性が要求される部位である。

本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらの実施例により限定されるものではない。ここでも特に断りがない限り、元素の含有量（％）は重量基準で表す。

実施例1〜23、参考例1〜24、比較例1〜14
表1-1〜表1-4は実施例1〜23、参考例1〜24の耐熱鋳鋼供試材の化学組成を示し、表2-1及び表2-2は比較例1〜14の耐熱鋳鋼供試材の化学組成を示す。比較例1〜8はAlの含有量が多すぎOの含有量が少なすぎる鋳鋼であり、比較例9はAlとNの含有量が少なすぎる鋳鋼であり、比較例10はNの含有量が多すぎる鋳鋼であり、比較例11及び12はAlの含有量が少なすぎOの含有量が多すぎる鋳鋼であり、比較例13はAlの含有量が少なすぎO及びNの含有量が多すぎる鋳鋼である。また比較例14は特開2000-291430号に記載の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼の一例である。

実施例1〜23、参考例1〜24及び比較例1〜14の各鋳鋼を、100 kg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、1550℃以上で出湯し、直ちに1500℃以上で25 mm×25 mm×165 mmの1インチYブロックに注湯して、供試材を作製した。

各供試材に対して以下の評価試験を行った。
(1)熱疲労寿命
熱疲労寿命を評価するため、各供試材から切り出した標点間距離25 mm、直径10 mmの平滑丸棒試験片を、油圧サーボ式材料試験機（株式会社島津製作所製、商品名、サーボパルサーEHF-ED10TF-20L）に二通りの拘束率（加熱冷却に伴う伸縮の機械的拘束の程度）0.25及び0.5でそれぞれ取り付けた。各拘束率において、各試験片に大気中で、冷却下限温度150℃、加熱上限温度1000℃、及び温度振幅850℃の加熱冷却サイクル（昇温時間2分、保持時間1分、冷却時間4分の合計7分）を繰り返した。2サイクル目の荷重−温度線図における最大引張荷重が25％低下するまでの加熱冷却サイクルの数をカウントし、熱疲労寿命とした。試験結果を表3-1〜表3-3（単に表3という）に示す。

表3から明らかなように、参考例1及び2以外の実施例及び参考例の試験片の熱疲労寿命は、比較例1〜14の試験片の熱疲労寿命の最大値（拘束率0.25の最大値274サイクル、拘束率0.5の最大値138サイクル）より長かった。これから、本発明の耐熱鋳鋼は熱疲労寿命に優れていることが確認された。

実施例1〜20及び参考例1〜20については、Nの含有量の増加に伴って、熱疲労寿命も増加する傾向が認められた。またN以外の元素の組成範囲がほぼ同じ参考例23と比較例9の熱疲労寿命を対比すると、Nを0.426％含有する参考例23の試験片は、Nを0.005％しか含有しない比較例9の試験片より熱疲労寿命が約4倍長く、Nの含有により熱疲労寿命が大幅に向上することが分かる。しかし、比較例10の試験片のように0.5％を超えるNを含有すると、却って熱疲労寿命は短くなることが分かる。これは、Nの含有量が多すぎると、亀裂や割れの起点となる窒化物、空孔巣及びガス欠陥が形成されやすくなり、高温耐力及び高温引張強さが低下するためであると考えられる。

(2)高温耐力及び高温引張強さ
各供試材から切り出した標点間距離50 mm、直径10 mmの平滑丸棒つばつき試験片を、前記熱疲労寿命試験と同じ油圧サーボ式材料試験機に取り付け、各試験片の高温耐力及び高温引張強さとして、大気中1050℃で0.2％耐力（MPa）及び引張強さ（MPa）を測定した。結果を表3に示す。表3から明らかなように、Alの含有量を0.23％以下に規制した実施例1〜23及び参考例1〜24の試験片の高温耐力及び高温引張強さは、Alの含有量が0.23％超の比較例1〜8のものより優れている。特にAlの含有量が0.17％以下では高温耐力が40 MPa以上であり、Alの含有量の低減が高温強度の向上に寄与することが分かる。

比較例11及び12では高温耐力が50 MPa以上であるが、いずれも熱疲労寿命が短く、室温伸びも2.0％未満と不十分であるので、優れた高温耐力、熱疲労寿命及び室温伸びを兼備した鋳鋼ではない。これは、Oの含有量が多すぎるために、介在物、空孔巣及びガス欠陥等に起因して延性が低下したものと考えられる。

(3)室温伸び
各供試材から切り出した標点間距離50 mm、直径10 mmの平滑丸棒つばつき試験片を、前記熱疲労寿命試験と同じ油圧サーボ式材料試験機に取り付け、25℃における室温伸び（％）を測定した。結果を表3に示す。Nを0.01％以上含有する全ての実施例及び参考例が、本発明の好ましい範囲の2.0％以上の室温伸びを有していたのに対し、Nの含有量の少ない比較例9及び14の室温伸びはそれぞれ1.8％及び1.7％と、排気系部品には不十分であった。Nを0.05％以上含有する実施例1〜23及び参考例3〜24では、室温伸びが本発明のより好ましい範囲の2.8％以上であり、室温伸びを向上するにはNの含有が有効なことが分かる。

比較例1〜6及び10では室温伸びが2.0％以上であるが、いずれも熱疲労寿命が短く、高温耐力が50 MPa未満と不十分であり、優れた高温耐力と室温伸びとを兼備していない。これは、比較例1〜6ではAlの含有量が多すぎるため介在物や析出物が多く、また比較例10ではNの含有量が多すぎるため、窒化物、空孔巣及びガス欠陥が多く、それぞれが亀裂や割れの起点となるので高温耐力と高温引張強さが低下したためと考えられる。

(4)酸化減量
排気系部品が1000℃以上の排気ガスに曝されることを想定し、1000℃及び1050℃における耐酸化性を評価した。耐酸化性の評価は、各供試材から切り出した直径10 mm及び長さ20 mmの丸棒試験片を、大気中1000℃及び1050℃の各温度に200時間保持し、取り出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［酸化減量（ｍg/cm²）］を求めることにより、行った。結果を表3に示す。

表3から明らかなように、実施例の1050℃における耐酸化性は、本出願人が耐酸化性の向上を目的に開発した特開2000-291430号に記載の耐熱鋳鋼を使用した比較例14のものと遜色がなかった。これから、本発明の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼は、1000℃以上の排気ガスに曝される排気系部品用に十分な耐酸化性を有することが確認された。

(5)ガス欠陥面積率
実施例及び比較例の耐熱鋳鋼のガス欠陥の発生傾向を調べるため、実際の鋳物よりガス欠陥が発生しやすい形状の平板状試験片を作製した。そのため、ガス欠陥面積率の測定値は実際の鋳物のものより著しく多めになっている。この平板状試験片20は、図2(a)に示す形状を有し、幅W：50 mm、長さL：185 mm、及び厚さT：20 mmであった。各平板状試験片20は、平板状試験片20と、直径25 mm×高さ50 mmの押湯21と、湯口22aと、湯道22bと、堰22ｃとからなるキャビティを形成した砂鋳型に、1インチYブロックと同じ各溶湯を、1500℃以上で湯口22aより注湯した後、冷却及び型ばらしを行い、押湯21を切断し、ショットブラスト処理を施すことにより得た。

表面及び内部のガス欠陥を観察するために、各平板状試験片の透過Ｘ線写真を、透過Ｘ線撮影装置（株式会社東芝製、商品名EX-260GH-3）を用い、管電圧192 kV及び照射時間3分の条件で撮影した。図2(b)は透過Ｘ線写真の一例を概略的に示す。図2(b)に示すように、平板状試験片にはピンホール28aやブローホル28bからなるガス欠陥28と、引け巣29があるが、透過Ｘ線写真は明瞭であるので、コントラストの差等によりガス欠陥か引け巣かは容易に判別できた。判別困難なガス欠陥については、平板状試験片を切断して確認した。

各透過Ｘ線写真から目視により表面及び内部のガス欠陥のみを抽出し、トレースした後、画像解析装置（旭化成株式会社製、商品名IP-1000）を用いて画像処理し、ガス欠陥の合計面積（mm²）を測定した。ガス欠陥の合計面積を平板状試験片の全投影面積で割り、ガス欠陥面積率（％）を求めた。ガス欠陥面積率が小さいほど耐熱鋳鋼として優れているのは言うまでもない。ガス欠陥面積率の測定結果を表3に示す。

表3から明らかなように、Nの含有量が0.01〜0.5％及び／又はOの含有量0.07％以下の実施例1〜23及び参考例1〜24の試験片は、本発明の範囲外の比較例10〜13の試験片よりガス欠陥面積率が低かった。またNの含有量及び／又はOの含有量の増加に伴ってガス欠陥面積率が増加する傾向があることが分かる。ガス欠陥面積率は、実施例及び参考例ではそれぞれ最大6.5％及び12.8％であったが、比較例10〜13では15％以上であった。特にN及びOの含有量がいずれも多すぎる比較例13では、ガス欠陥面積率が21.8％と著しく高かった。また（6O+N）が0.5％を超えると、ガス欠陥面積率が急増することが認められた。このように、N、O及び（6O+N）の含有量の上限を規定することにより、ガス欠陥の発生傾向を低減できることを確認した。

実施例24
100 kg高周波溶解炉（塩基性ライニング）を用いて実施例18の鋳鋼を大気溶解した後、1550℃以上で取鍋に出湯し、直ちに1500℃以上で、図3に示すタービンハウジング32用の砂鋳型に注湯した。軽量化を図るため、タービンハウジング32の主要部の肉厚を5.0 mm以下とした。またタービンハウジング32のフランジ等に機械加工を施した。得られたタービンハウジング32には、ピンホールやブローホール等のガス欠陥、引け巣、湯廻り不良等の鋳造欠陥は認められず、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。

排気量2000 cc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、本実施例のタービンハウジング32を組み付け、亀裂発生までの寿命及び亀裂の発生状況を調べる耐久試験を実施した。耐久試験条件は、全負荷時の排気ガス温度がタービンハウジング32の入口で1100℃であり、タービンハウジング32の表面の加熱上限温度がウェイストゲート部32bで約1050℃であり、冷却下限温度がウェイストゲート部32bで約80℃（温度振幅＝約970℃）であり、加熱10分及び冷却10分を1サイクルとした。加熱冷却サイクルの目標は1500サイクルとした。

図4は、耐久試験終了後のタービンハウジング32のウェイストゲート部32bを示す。このタービンハウジング32は1500サイクルの耐久試験をクリアし、図4に示すように、高温の排気ガスが通過するウェイストゲート部32bでも亀裂は発生しなかた。またウェイストゲート部32bのみならず他の部位でも酸化は少なく、熱変形による排気ガスの漏洩もなかった。

タービンハウジング32には、押湯及び湯道の切断、鋳仕上げ、搬送、切削、組み付け等により室温で通常の機械的な振動や衝撃が加わったが、亀裂や割れは発生しなかった。従って、本発明の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼からなるタービンハウジング32は実用上十分な延性を有することが確認された。

比較例15
比較例5の鋳鋼を使用し、実施例24と同じ条件で同一形状のタービンハウジング52を製造したところ、鋳造欠陥や機械加工での不具合はなかった。得られたタービンハウジング52を排気シミュレータに組み付け、実施例24と同一条件で1500サイクルを目標に耐久試験を実施したところ、1000サイクルでタービンハウジング52に排気ガスの漏洩が発生したため、耐久試験を中断した。図5は、耐久試験終了後のタービンハウジング52のウェイストゲート部52bを示す。図5に示すように、ウェイストゲート部52bに大きな亀裂52dが発生し、座面52cは変形していた。ウェイストゲート部52bに発生した亀裂52dの一部は外部まで到達する貫通亀裂であり、これが排気ガス漏洩の原因となった。またウェイストゲート部52b以外の部位にも多数の亀裂が発生した。さらに実施例24のタービンハウジング32と比較して、排気ガス通路であるスクロール部の内壁に酸化が進行していた。

上記のとおり、熱疲労寿命に優れた本発明の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼を用いて製造した排気系部品は、1000℃以上と高温の排気ガスに曝されたときの耐久性に優れていることが確認された。本発明の薄肉排気系部品は、エンジン後方の配置により排気ガス浄化用触媒の初期機能を向上させることができるので、自動車エンジン用の排気系部品として好適である。

以上自動車エンジン用の排気系部品について説明したが、本発明はこれに限定されるものではなく、本発明の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼は、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各種プラント設備等において、高温強度、耐酸化性、延性、熱疲労寿命等耐熱性と耐久性が要求される鋳物部品にも使用可能である。

Claims

重量基準でC：0.2〜1.0％、Si：3％以下、Mn：2％以下、S：0.5％以下、Cr：15〜30％、Ni：6〜30％、W及び／又はMo：0.5〜6％（W＋2Mo）、Nb：1.01〜5％、N：0.01〜0.5％、Al：0.008〜0.23％、及びO：0.012〜0.07％、残部Fe及び不可避的不純物からなり、（6O+N）が0.5％以下であることを特徴とする高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼。
請求項１に記載の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼において、重量基準でC：0.3〜0.6％、Si：2％以下、Mn：0.5〜2％、S：0.05〜0.3％、Cr：18〜27％、Ni：8〜25％、W及び／又はMo：1〜4％（W＋2Mo）、Nb：1.01〜2.5％、N：0.05〜0.4％、Al：0.008〜0.17％、及びO：0.012〜0.06％、残部Fe及び不可避的不純物からなることを特徴とする高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼。
請求項１又は２に記載の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼において、加熱上限温度1000℃、温度振幅800℃以上、及び拘束率0.25の条件で加熱冷却する熱疲労試験により測定した熱疲労寿命が500サイクル以上であることを特徴とする高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼。
請求項１〜３のいずれかに記載の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼において、加熱上限温度1000℃、温度振幅800℃以上、及び拘束率0.5の条件で加熱冷却する熱疲労試験により測定した熱疲労寿命が300サイクル以上であることを特徴とする高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼。
請求項１〜４のいずれかに記載の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼において、1050℃における0.2％耐力が50MPa以上であり、室温伸びが2.0％以上であることを特徴とする高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼。
請求項１〜５のいずれかに記載の高Cr高Niオーステナイト系耐熱鋳鋼からなることを特徴とする排気系部品。
請求項６に記載の排気系部品において、エキゾーストマニホルド、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ルド、触媒ケース、触媒ケース一体エキゾーストマニホルド、又はエキゾーストアウトレットであることを特徴とする排気系部品。