"炭素C、ケイ素Si、クロムCr、ニッケルNi、マンガンMnおよび銅Cuからなる基本元素と、残部が鉄Feと不可避不純物および/または特性改善に有効な微量の微量改質元素と、からなり、常温域でオーステナイト相を主相とするFe合金からなる基地で組織された鋳鉄であるオーステナイト系鋳鉄であって、前記基本元素は、前記鋳鉄全体を100質量以下単にと表示する。としたとき、下記の条件を満足する組成範囲内にあることを特徴とするオーステナイト系鋳鉄。C:2.0~3.0Si:4.0~5.4Cr:0.8~2.0Mn:3.9~5.6Ni:17~22Cu:0.9~1.6前記Cは2.1~3.0である請求項1記載のオーステナイト系鋳鉄。前記Cuは1~1.6である請求項1または2記載のオーステナイト系鋳鉄。前記MnおよびNiの合計が21~27である請求項1~3のいずれかに記載のオーステナイト系鋳鉄。前記Niは19.5~21.5である請求項1~4のいずれかに記載のオーステナイト系鋳鉄。前記Cは2.2~2.8、前記Siは4.3~5.1、前記Crは1~2、前記Mnは4~5、前記Niは19~21、前記Cuは1~1.6である請求項1~5のいずれかに記載のオーステナイト系鋳鉄。鋳造後に大気中600°C300時間保持した後のオーステナイト率が60以上である請求項1~6のいずれかに記載のオーステナイト系鋳鉄。請求項1~6のいずれかに記載した組成範囲の溶湯を調製する溶湯調製工程と、該溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、該鋳型に注湯された溶湯を冷却して凝固させる凝固工程と、からなり、請求項1~7のいずれかに記載のオーステナイト系鋳鉄からなる鋳物が得られることを特徴とするオーステナイト系鋳物の製造方法。前記注湯工程の前または該注湯工程中に、晶出または析出する黒鉛の核となる接種剤と該黒鉛の球状化を促進する球状化剤との少なくとも一種を含む助剤を該元湯に直接または間接に添加する助剤添加工程を含む請求項8記載のオーステナイト系鋳物の製造方法。請求項8または9に記載の製造方法により得られることを特徴とするオーステナイト系鋳物。請求項1~10のいずれかに記載のオーステナイト系鋳鉄からなることを特徴とする排気系部品。可変ノズルターボのハウジングである請求項11に記載の排気系部品。しかし、特許文献3に開示されている組成のオーステナイト系鋳鉄には、高温下たとえば850°Cにおける耐酸化性が十分ではないものがあることがわかった。さらに、本発明者の研究によれば、後に詳説するように、特許文献3に開示されている組成のオーステナイト系鋳鉄においてSi添加量を増加することで、500~600°C程度の中温域で長時間保持した後のオーステナイト率が大きく低下することが新たにわかった。オーステナイト率の低下は、主としてオーステナイトγ→フェライトαの相変態により生じる。フェライト相が増加することで、鋳鉄の脆化および変態歪みの発生が引き起こされる。つまり、特許文献3に記載の発明をさらに発展させる必要がある。本発明は、このような事情に鑑みて為されたものである。すなわち、Ni含有量が比較的少ないオーステナイト系鋳鉄であって、高温下での耐酸化性および中温域でのオーステナイト相の安定性に優れるオーステナイト系鋳鉄を提供することを目的とする。また、そのオーステナイト系鋳鉄からなるオーステナイト系鋳物およびその製造方法もあわせて提供する。一般に、Crおよび/またはSiの添加量を増加させることで耐酸化性が向上することは知られている。特許文献3に記載のFe-C-Si-Ni-Mn-Cu-Cr合金について上記の課題を解決すべく鋭意研究し試行錯誤を重ねた結果、850°C程度の高温下では、Cr添加量よりもSi添加量の増加が、耐酸化性の向上に対して最も効果的であることを見出した。しかし、特許文献3に記載のFe-C-Si-Ni-Mn-Cu-Cr合金において耐酸化性を向上させることを目的として多くのSiを添加すると、500~600°C程度の中温域で長時間保持した後のオーステナイト率が大きく低下することが新たにわかった。本発明者はこれらの新たな着眼点に基づき、耐酸化性とオーステナイト相の安定性とに優れる従来のニレジスト鋳鉄D5Sよりも少ないNi量を前提としつつ、C、Si、Cr、MnおよびCuの添加量、特にSiの添加量を適切な範囲とすることで、高温下での耐酸化性および中温域でのオーステナイト相の安定性を両立するオーステナイト系鋳鉄を得ることに成功した。すなわち、本発明のオーステナイト系鋳鉄は、炭素C、ケイ素Si、クロムCr、ニッケルNi、マンガンMnおよび銅Cuからなる基本元素と、残部が鉄Feと不可避不純物および/または特性改善に有効な微量の微量改質元素と、からなり、常温域でオーステナイト相を主相とするFe合金からなる基地で組織された鋳鉄であるオーステナイト系鋳鉄であって、前記基本元素は、前記鋳鉄全体を100質量以下単にと表示する。としたとき、下記の条件を満足する組成範囲内にあることを特徴とする。C:2.0~3.0Si:4.0~5.4Cr:0.8~2.0Mn:3.9~5.6Ni:17~22Cu:0.9~1.6たとえば、図1は、Fe-C-Si-Ni-Mn-Cu-Cr合金を750°C、800°Cまたは850°Cの大気中に100時間放置した後の酸化減量に関し、各元素の添加質量を変数とした多変量解析を行った際の偏回帰係数を示すグラフである。なお、酸化減量の測定方法は、後述実施例の欄の方法と同様である。図1のグラフの縦軸は各元素を1質量添加したときの酸化減量の変化量を示し、酸化しやすくなる場合はプラス、酸化しにくくなる場合はマイナスの値で表される。図1からわかるように、Si量が増加することで耐酸化性は向上するが、特に850°Cにおける耐酸化性が顕著に向上する。しかし、Niの添加は、耐酸化性にほとんど影響がない。また、図2は、Fe-C-Si-Ni-Mn-Cu-Cr合金の500°Cまたは600°Cの中温域におけるBCC変態駆動力の変化量に関し、各元素の添加質量を変数とした多変量解析を行った際の偏回帰係数を示すグラフである。なお、BCC変態駆動力とは、FCC構造を有するオーステナイトがBCC構造を有するフェライトに変態するときのギブズの自由エネルギー変化量Gfcc-Gbcc=ΔGに相当し、理論値より算出した値である。図2のグラフの縦軸は各元素を1質量添加したときのBCC駆動力の変化量を示し、オーステナイトからフェライトに変態しにくくなる場合はプラス、変態しやすくなる場合はマイナスの値で表される。図2からわかるように、Si量が増加することで、オーステナイト相の安定性が大きく低下する。一方、その他の元素、特にNiおよびMnの添加は、中温域においてオーステナイト相を安定させる。すなわち、本発明のオーステナイト系鋳鉄は、高温での耐酸化性を維持できる程度にSiを含有させつつ、Mn、CuおよびCrを複合的に添加することで、比較的少ないNi添加量で常温はもちろん中温域でもオーステナイト相を安定化できる。そのため、本発明のオーステナイト系鋳鉄では、Ni含有量が比較的少なくても、中温域でのオーステナイト相の安定性と、高温での優れた耐酸化性と、を両立させられるのである。ところで、オーステナイト系鋳鉄における中温域でのオーステナイト率の減少は、これまで着目されていなかった現象である。これは、オーステナイト系鋳鉄は、700°C以上の高温域で長時間放置されても、フェライト相の増加に起因する割れ、変形などが生じなかったためである。つまり、700°C以上の高温域では、長時間保持しても、組成に大きく影響されることなくオーステナイト相が安定であると推測される。このことは、BCC変態駆動力を温度に対して理論計算すると明確になる。図3は、各種オーステナイト系鋳鉄図中の符号は後述の試験片No.と同一のオーステナイト相の安定性を示すグラフであって、理論計算により得られたBCC変態駆動力ΔGの温度依存性を示す。このグラフにおいてΔGが正の値では、オーステナイト相が、理論上は安定であると言える。図3のグラフには組成の異なる6種類のオーステナイト系鋳鉄のΔG変化を示すが、いずれのオーステナイト系鋳鉄も、温度が高いほどΔGの値は大きくなり、700°C以上ではΔG>0となる。また、実際に試験片C4を700°Cで300時間熱処理後、オーステナイト率を後述の方法で計算すると、オーステナイト率は87となり高かった。したがって、中温域でのオーステナイト相の安定性を高められた本発明のオーステナイト系鋳鉄は、中温域~高温域で長時間保持しても割れなどが生じにくい。また、上記の組成範囲内にある本発明のオーステナイト系鋳鉄は、耐力、引張強さ、伸びなどの機械的特性も、十分に発揮される。なお、本発明においてオーステナイト相は、完全にオーステナイト単相である必要はない。つまり、本発明でいうオーステナイト相を主相とするおよびオーステナイト相が安定とは、X線回折XRDでオーステナイト100となり、かつ、オーステナイト中にマルテンサイトやパーライトといったものからなる層状組織を含んでいないオーステナイト単相のみからなる場合はもちろん、その他、若干のマルテンサイト相などを含む場合も許容し得る趣旨である。したがって、オーステナイト率を規定するのであれば、XRD測定により得られる回折ピークのうちオーステナイト相からのピークの面積とフェライト相からのピークの面積との合計を100としたときに、オーステナイト相からのピークの面積つまりオーステナイト率が50超、60以上、70以上、80以上、90以上さらには95以上であればよい。なお、ピークの面積は、XRD測定結果から算出できる。また、本発明は、上述したオーステナイト系鋳鉄としてのみならず、そのオーステナイト系鋳鉄からなるオーステナイト系鋳物としても把握できる。本発明のオーステナイト系鋳物の一例として、排気系部品などの高温環境下に曝される部材が挙げられる。さらに本発明は、そのオーステナイト系鋳物の製造方法としても把握できる。すなわち、本発明は、前述した組成範囲の溶湯を調製する溶湯調製工程と、該溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、該鋳型に注湯された溶湯を冷却して凝固させる凝固工程と、からなり、上述した本発明のオーステナイト系鋳鉄からなる鋳物が得られることを特徴とするオーステナイト系鋳物の製造方法であってもよい。ところで、本発明のオーステナイト系鋳鉄または鋳物の用途を拡大する上で、鋳造時に種々の改質元素を添加することも多い。たとえば、基地組織中に晶出する黒鉛の粒数を増加させ、また、その形状を球状化するために、助剤が添加されることが多い。そこで、本発明のオーステナイト系鋳物の製造方法は、前述した組成範囲の溶湯からなる元湯を調製する元湯調製工程と、晶出または析出する黒鉛の核となる接種剤と該黒鉛の球状化を促進する球状化剤との少なくとも一種を含む助剤を該元湯に直接または間接に添加する助剤添加工程と、該助剤添加工程後または該助剤添加工程中の溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、該鋳型に注湯された溶湯を冷却して凝固させる凝固工程と、からなり、基地中に略球状の黒鉛が晶出または析出した前述のオーステナイト系鋳鉄からなる鋳物が得られることを特徴とするものであってもよい。本発明のオーステナイト系鋳鉄は、Ni含有量が比較的少ないが、高温下での耐酸化性および中温域でのオーステナイト相の安定性に優れる。以下に、本発明のオーステナイト系鋳鉄とその製造方法およびオーステナイト系鋳鉄鋳物を実施するための最良の形態を説明する。なお、特に断らない限り、本明細書に記載された数値範囲x~yは、下限xおよび上限yをその範囲に含む。そして、これらの上限値および下限値、ならびに実施例中に列記した数値も含めてそれらを任意に組み合わせることで数値範囲を構成し得る。<オーステナイト系鋳鉄><組成>本発明のオーステナイト系鋳鉄は、基本元素と残部であるFeとからなり、基本元素はC、Si、Cr、Mn、NiおよびCuの6種の元素よりなる。以下、これらの各元素の作用または機能と、好適な組成について説明する。Cは、Feの溶融温度を下げ、溶湯元湯を含むの流動性を高める。このため、鉄系鋳造には不可欠な元素である。鋳鉄は、Fe-C系合金中のCがγ鉄中の最大固溶限を超えて共晶凝固を伴うものであるから、C量の下限は基本的に1であり、固溶限を超えるCが黒鉛として晶出する。ただし、C量が過少では、溶湯の流動性が低下して好ましい鋳造性が得られない。そこで、C量は2.0以上最大固溶限以上、2.1以上さらには2.2以上とするのがよく、好ましくは2.3以上さらに好ましくは2.4以上である。C量が過多では、基地組織が減少してオーステナイト系鋳鉄の機械的特性等が低下する。特にC量は、オーステナイト系鋳鉄の硬さ、ひいてはオーステナイト系鋳鉄の加工性に影響する。また、鋳造時に引け巣などの鋳造欠陥が発生し易くなる。そこで、C量は3.0以下、好ましくは2.9以下、2.8以下、2.7以下さらに好ましくは2.6以下、であると好ましい。Siは、準安定系共晶温度を下げ、γFe-黒鉛の共晶を促進し、黒鉛の晶出に寄与する。またSiは、晶出する黒鉛の表面付近にケイ素酸化物からなる不働態皮膜を形成し鋳鉄の耐酸化性を高める。特に、高温での耐酸化性を向上する効果が高いことは、既に述べたとおりである。しかし、Si量が過少であると、耐酸化性の向上効果が十分に得られない。そのため、Si量は4.0以上さらには4.1以上とするとよい。さらに高い耐酸化性が必要であれば、4.2以上、4.3以上さらには4.5以上とするとよい。既に詳説したとおり、Siが過多であると中温域においてフェライトが生成されやすいため、Si量を5.4以下さらには5.3以下とする。さらに、Si量過多では、熱疲労強度および室温での伸びが低下する傾向にあるため、5.1以下さらには5.0以下であると好ましい。なお、C含有量およびSi含有量から算出される炭素当量:Ceq=CSi/3により溶湯の流動性を規定することもできる。一般的な鋳造設備の出湯温度は、1500~1550°Cに設定されている。しかし、量産性を考慮すると、鋳型に連続注湯中に発生する温度低下が100°C以上であること、また、助剤の添加による温度低下が100°C程度あることから、流動性確保のためには融点を1350°C以下に抑えるのが望ましい。本発明のオーステナイト系鋳鉄の組成範囲における状態図は未知であるが、鋳鉄で一般的に使用されるFe-C状態図の2.4質量Siにおける切断平衡状態図を用いて考えると、Cが4.0以下であれば融点は1350°C以下となる。Cが1.2未満では、炭素は固溶状態のため、冷却速度によっては黒鉛が晶出しない恐れがある。以上のことから、Ceqを2.0~4.8とすると、湯流れが良く鋳巣の形成も抑制される。さらに好ましいCeqは、共晶点近傍で最も融点が低くなること、および、量産における合金元素の添加量の管理巾がC:±0.3程度、Si:±0.5程度であること、を考慮して、3.6~4.6である。Crは、鋳鉄基地中で炭素と結合して炭化物を析出させ、基地の析出強化により鋳鉄の高温耐力を向上させる。また、鋳鉄の表面付近に緻密なクロム酸化物からなる不働態皮膜を形成して耐酸化性を向上させ得る。そのため、Cr量は0.8以上さらには0.9以上とするとよい。さらなる耐酸化性が求められる場合には、1.0以上、1.3以上さらには1.4以上とするとよい。しかし、Crが過多になると、熱疲労強度が低下するだけでなく、炭化物が増加して硬くなり靱性や加工性が低下して好ましくない。そこで、Cr量は2.0以下とし、1.9以下さらには1.7以下、1.6以下、1.5以下であると好ましい。Mnは、オーステナイト組織の安定化に有効な他、流動性悪化、脆化の原因となるSの除去等にも有効な元素である。また、Mnが過少であるとマルテンサイトが生成されやすいため、Mn量の下限は基本的に1.5である。しかし、1.5を超えてMnを含んでも、Si含有量が多くNi含有量が少ない場合には、中温域でフェライトが生成しやすくなる。そのため、Mn量は、3.9以上さらには4.0以上であるとよい。一方、Mn量が過多であると、Mn炭化物が増加して、鋳鉄の靱性等の低下や耐熱性の低下を招く。また、ブローホール等のガス欠陥も発生し易くなり好ましくない。また、熱疲労強度も低下する。Mn量は、5.6以下さらには5.2以下、5.0以下であるのが好ましい。Niは、基地組織のオーステナイト化に有効な元素である。しかし前述の通り、Niが過少であると中温域で安定したオーステナイト相を得ることが難しい。そのため、Ni量は、17以上さらには19以上とするとよい。さらに、Niの添加により硬さを低減して熱疲労強度を向上させることができるため、Ni量は19.5以上さらには20以上であると好ましい。しかし、本発明のオーステナイト系鋳鉄では、Ni量を低減することで、オーステナイト系鋳鉄の低廉化を図る。Ni量は、22以下さらには21.5以下、21以下であると好ましい。またMnは、図2からわかるように、中温域でのオーステナイト相の安定性を、Niと同程度に向上させる効果がある元素である。そのため、NiおよびMnの添加量の合計量NiMnを規定するのであれば、21以上27以下であるのが好ましい。NiMnを21.5以上、23以上さらには24以上とすることで、Si添加量が比較的多くても、中温域でのオーステナイト相の安定性を確保できるため好ましい。一方、Si添加量が上記の範囲にあれば、NiMnを26以下さらには25.5以下に低減することも可能である。Cuは、Niと同様に基地に固溶してオーステナイト組織を安定化させるとともに、基地組織の結晶粒を微細化して高温耐力を向上させる。また、耐酸化性や耐食性の向上のみならず、熱疲労強度の向上にも有効な元素である。そのため、Cu量は0.9以上、好ましくは1.0以上さらに好ましくは1.2以上であるとよい。しかし、Cuが過多になるとCuの包晶組織が出現して黒鉛球状化が妨げられ、鋳鉄の強度等を低下させる。また、Cuが過多になるとCuの包晶組織が出現し、高温時の伸び性能が悪化するので好ましくない。さらには、Cuの過剰な添加は、高温たとえば700°Cでのオーステナイト相の安定性を低下させる傾向にある。そこで、Cu量は1.6以下、好ましくは1.5以下さらに好ましくは1.4以下であるとよい。ところで、図4は、Fe-C-Si-Ni-Mn-Cu-Cr合金における各元素の添加質量を変数とした多変量解析を行った際の偏回帰係数に基づいて、厚さ25mm、12mm、5mmおよび3mmの試験片毎に、それぞれの試験片の硬さの上昇値と試験片の板厚との相関を示すグラフである。なお、硬さの測定方法は、後述の方法と同様である。硬さの上昇値は、Fe-3C-4Siの硬さを基準とし、より硬い場合にはプラス、硬さが低い場合にはマイナス、の値で表される。図4からわかるように、Cr、MnおよびSiの添加は、オーステナイト系鋳鉄の硬さを上昇させ、脆化の原因となる。一方、NiおよびCrの添加は、オーステナイト系鋳鉄の硬さを低下させ、延性が向上する。本発明のオーステナイト系鋳鉄では、延性を向上させるためにMn添加量を抑えている点も特徴的である。しかし前述の通り、Mnの添加が過少であると、中温域でのオーステナイト相の安定性は低下する。中温域でのオーステナイト相の安定性は、図2からわかるように、NiおよびCuを添加することで保たれる。さらに、NiおよびCuの添加は、延性を向上させる。つまり、本発明のオーステナイト系鋳鉄では、NiおよびCuを添加することで、Mn添加量を低減させたことによる中温域でのオーステナイト相の安定性の低下が補われ、延性がさらに向上する。本発明のオーステナイト系鋳鉄は、各添加元素の含有量を適切な範囲とすることで、適度な硬度を有する。オーステナイト系鋳鉄の硬さを規定するのであれば、ビッカース硬さでHv130~250さらにはHv140~220、Hv150~200であるのが好ましい。Hvが250を超えると、熱疲労強度のみならず伸びや引張り強さが低下するため好ましくない。また、適度な硬さおよび十分な伸びを示すオーステナイト系鋳鉄は、加工性に優れる。<微量改質元素>オーステナイト系鋳鉄鋳物の金属組織、耐酸化性、耐腐食性、常温域または高温域における強度、靱性等の機械的特性、電気的特性等、種々の特性を改善するために、微量な元素を含有させると好ましい。このような改質元素を含むオーステナイト系鋳鉄も、基本元素が上述した範囲内にある限り、当然に本発明の範囲内である。微量改質元素は、たとえば、マグネシウムMg、希土類元素R.E.、アルミニウムAl、カルシウムCa、バリウムBa、ビスマスBi、アンチモンSb、スズSn、チタンTi、ジルコニウムZr、モリブデンMo、バナジウムV、タングステンW、ニオブNbまたは窒素N等である。これら各元素の含有量は、オーステナイト系鋳鉄に要求される特性によって適宜調整される。もっとも、コストや基本元素の組成への影響等の観点から、微量改質元素は含有総量で1以下、0.8さらには0.6以下程度が好ましい。添加した微量改質元素は、融点がFeより低いために鋳造中に消失等することもある。このため各元素の含有量は必ずしもその元素の添加総量とは一致しない。従って、鋳造組織の改善等に有効である限り、その微量改質元素の含有量は検出可能な最低レベルでもよい。代表的な微量改質元素は、Fe基地中における黒鉛の晶出を促進する接種剤やその晶出した黒鉛の球状化を促進する球状化剤に含まれる各元素である。接種剤や球状化剤等の助剤は、溶湯調製時に配合されたり、鋳造時に適宜添加されたりする。しかし、その含有元素や各元素の含有量は一定ではなく、多種多様である。すなわち、所望する鋳造組織特に、晶出する黒鉛形状やその粒数等を得るために試行錯誤されているのが実情である。従って、微量改質元素の種類やその含有量を明確に特定することは困難である。そして、微量改質元素の種類や含有量に拘ることは本発明の本旨に沿わない。もっとも、MgやR.E.特に、セリウムCeは、晶出する黒鉛の球状化剤として周知である。そこで本発明のオーステナイト系鋳鉄の場合でも、鋳鉄全体を100として、微量改質元素として0.01~0.1のMgおよび/または0.005~0.05のCeを含むと好ましい。ここでMgは、高温の溶湯中から消失し易いため、鋳鉄全体を100として、その下限が0.02さらには0.03となる程度に添加量が調整されると好ましい。Mg含有量の上限は、基本元素の組成に影響しない限り特に限定されないが、事実上、鋳鉄全体を100として、0.07さらには0.06である。R.E.であるCeは高価であり、また、少量0.001以上でも球状化の効果が得られるので、Ceの上限は、鋳鉄全体を100として0.03さらには0.01であると好ましい。Ceの下限は、球状化剤としての効果が得られる範囲であれば特に限定されないが、事実上、その下限は鋳鉄全体を100として0.007さらには0.008である。<不可避不純物>不可避的不純物として、たとえば、リンPや硫黄Sがある。Pは黒鉛の球状化に有害であり、また、結晶粒界に析出して耐酸化性と室温伸びを低下させる。Sも黒鉛球状化に有害である。従って、これらの各不可避不純物は0.05以下、0.03以下、0.02以下さらには0.01以下とするのが好ましい。<オーステナイト系鋳鉄鋳物の製造方法>本発明は、オーステナイト系鋳物の製造方法であるから、前述したような溶湯調製工程、注湯工程および凝固工程を備える。もっとも、自動車部品等の高い信頼が要求される部材を鋳物で製造する場合、本発明のオーステナイト系鋳鉄が球状黒鉛鋳鉄であることが要求される。そこで、オーステナイト相からなる基地中に、多数の球状黒鉛を微細に晶出させることが望まれ、接種剤や球状化剤等の助剤の配合や添加がされる。これらの助剤は、たとえば、溶湯調製工程の段階から予め配合される。しかし、それら助剤の消失や時間の経過に伴い助剤の効果が低減するフェイディング現象を防ぎ、助剤を有効に機能させるために、基本元素からなる元湯を先ず調製しておき元湯調製工程、その元湯に助剤を直接または間接に配合または添加する助剤添加工程を備えるとより好適である。ここで直接に添加する場合とは、鋳型への注湯前の元湯に助剤を添加する場合等である。また、間接に添加等する場合とは、予め鋳型のキャビティへ助剤を投入しておく場合等である。たとえば、接種の場合であれば、取鍋接種、鋳型内接種、ワイヤー接種等のいずれでもよい。球状化処理の場合も同様である。結局、通常の鋳物は、溶解炉、保持炉から溶湯元湯を取鍋へ注入し、その溶湯を鋳型へ注湯して鋳造されるから、助剤の添加はそれらいずれの段階で行われてもよいし、また、助剤は粉末状、粒状、ワイヤー状等のいずれでもよい。なお、助剤は、接種剤や球状化剤が代表的であるが、それ以外の添加剤であってもよい。接種剤は、構成元素的に観て、たとえば、Si、Ca、Bi、Ba、Al、Sn、CuまたはR.E.の一種以上からなると好ましい。具体的には、Si-Ca-Bi-Ba-Al系、Si-Ca-Bi-Al-R.E.系、Si-Ca-Al-Ba系、Si-Sn-Cu系などの接種剤がある。接種剤の添加量または配合量は、消失やフェイディング現象等を考慮して決定される。そこでたとえば、元湯全体を100としたときの添加総量が0.05~1となるようにすると好ましい。黒鉛球状化剤は、構成元素的に観て、たとえば、MgおよびR.E.の一種以上からなると好ましい。具体的には、Mg-R.E.系、Mg単体、ミッシュメタルMm等のR.E.単体、Ni-Mg系、Fe-Si-Mg系などの球状化剤がある。球状化剤の添加量または配合量も、消失やフェイディング現象等を考慮して決定される。たとえば、元湯全体を100としたときのMg残留量作成された鋳鉄中に残存しているMg量が0.01~0.1、より好ましくは0.03~0.08となるように添加されると好ましい。なお、晶出する黒鉛の形状や粒数が所望範囲内である限り、いずれの接種剤や球状化剤をどの程度添加するかは任意である。<オーステナイト系鋳鉄鋳物>本発明のオーステナイト系鋳物は、上述した本発明のオーステナイト系鋳鉄からなる所望形状の部材であるが、その形状や肉厚等を問わないことはいうまでもない。ここで、鋳物の肉厚、形状、大きさ、方案等が、オーステナイト系鋳物の組織や鋳造欠陥等に影響を及ぼすことも考えられるが、本発明のオーステナイト系鋳物の場合、基地が安定したオーステナイト相となることが確認されている。また、鋳物の肉厚が薄くて溶湯が部分的に急冷凝固されるような場合でも、助剤の添加方法や時期を適宜調整することで、所望の球状黒鉛鋳鉄が得られることを本発明者は確認済みである。オーステナイト系鋳物の組織は、基地組織と共晶組織に大別される。本発明の基地組織はFeのオーステナイト相からなる。本発明の共晶組織は黒鉛である。一般的に、晶出する黒鉛の形態により鋳鉄は種々分類されるが、球状黒鉛鋳鉄であれば、他の鋳鉄と比較して機械的特性等、あらゆる特性に優れるので好ましい。そこで本発明のオーステナイト系鋳物も、球状黒鉛鋳鉄からなると好適である。球状黒鉛鋳鉄の組織は、黒鉛の球状化率と黒鉛の粒数によって一般的に指標される。特性に優れた実用的なオーステナイト系鋳物は、先ず、基地中に晶出または析出した黒鉛の球状化率が70以上、75以上さらには80以上である。次に、晶出または析出した黒鉛の粒数が多い方が望ましい。たとえば、鋳物の肉厚が5mm以下の部分において、粒径10μm以上の黒鉛粒数が50個/mm2以上、75個/mm2以上さらには100個/mm2以上であると好適である。なお、球状黒鉛は基地中に微細分散しているのが好ましい。また、鋳物の肉厚が5mm以下の部分において、粒径5μm以上の黒鉛粒数が150個/mm2以上、200個/mm2以上、250個/mm2以上さらには300個/mm2以上であると好適である。なお、球状黒鉛は基地中に微細分散しているのが好ましい。なお、黒鉛の球状化率は、JISG550210.7.4や旧JISG5502NIK法の黒鉛球状化率判定試験法により測定される。また、黒鉛の粒数は単位面積あたりの黒鉛の粒数を計測することにより測定される。本発明のオーステナイト系鋳物は従来よりも低廉であることから、現在、オーステナイト系鋳鉄が使用されている部材等に使用することで、低コストでの作製が可能となる。したがって、利用分野も自動車分野やエンジン分野には限られず、多種多様な部材に本発明のオーステナイト系鋳物が利用され得る。特に、本発明のオーステナイト系鋳物は、上述のように、中温域でのオーステナイト相の安定性および高温下における耐酸化性に優れる。そのため、本発明のオーステナイト系鋳鉄の具体的な用途としては、たとえば、自動車等の排気系部品である。これらの部品は、排気ガスにより500~600°Cの中温環境下に長時間曝されるのみならず、排気ガス中の硫黄酸化物、窒素酸化物等にも曝されるからである。なかでも、現在D-2相当またはD-5S相当のオーステナイト系鋳鉄が主に使用されているターボチャージャーのハウジングに用いるのが望ましい。本発明のオーステナイト系鋳鉄は、D-2材よりも耐酸化性に優れ、D-5S材よりもNi含有量が少ないにもかかわらずD-5S材に匹敵する耐酸化性および優れたオーステナイト相の安定性を示すため、D-2またはD-5S材に代わる材料として有望である。なお、室温程度の常温域および700°C以上の高温域で使用される部材にも利用され得ることは当然である。以上、本発明のオーステナイト系鋳鉄とその製造方法およびオーステナイト系鋳鉄鋳物の実施形態を説明したが、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。本発明の要旨を逸脱しない範囲において、当業者が行い得る変更、改良等を施した種々の形態にて実施することができる。以下に、本発明のオーステナイト系鋳鉄とその製造方法およびオーステナイト系鋳鉄鋳物の実施例を挙げて、本発明を具体的に説明する。<試験片の製造方法><溶湯調製工程>C、Si、Cr、Mn、NiおよびCu基本元素と残部Feを含む原料を種々配合、混合し、それを高周波炉で大気溶解して47kgの溶湯を得た。<注湯工程>この溶湯を予め用意しておいた鋳型に注湯した。鋳型は砂型を使用した。このとき、約1550°Cで出湯し、約1450°Cで注湯した。<凝固工程>注湯後の溶湯は、自然冷却で凝固させ、所定の形状の試験片すなわち鋳放しの鋳物を得た。なお、各試験片を鋳造する際、接種剤および球状化剤等の助剤の添加も行った。接種材の添加は、大阪特殊合金製カルバロイSi-Ca-Al-Ba含有または東洋電化社製トヨバロンBILSi-Ca-Ba-Bi-Al含有を元湯に対して0.4質量添加して行った。いずれの接種剤を添加しても、後述の結果に大きな違いは見られなかった。球状化剤の添加は、元湯100に対して、Mg単体0.04質量または0.07質量、R.E.ミッシュメタルを使用0.05質量およびSb単体0.0005質量を、元湯に添加して行った。なお、Mg量が多いのは消失等を考慮したためである。ここで用いた鋳型は、幅50mm×全長180mmで、高さ厚みが150mm長さ50mm→225mm長さ45mm→312mm長さ40mm→45mm長さ25mm→53mm長さ20mmの5段階で順に変化する段付板状の鋳物が得られる砂型である。また、これとは別に、JISB号およびJISD号のYブロックを鋳込みにより作製した。上記製造方法により、配合組成が異なるA1~A9、B1、B2、C1~C8比較例、D1およびE1の試験片を製造した。配合組成を表1および表2A1~A9およびR1、表4および表5B1、B2、D1、C1~C6およびR2、表7R3~R6、C7、C8およびE1に示した。なお、R1~R6は、従来から汎用されている鋳鉄から同様の手順で作製した試験片であり、R1およびR4はD-2ASTM相当、R2はNiMn137JIS相当、R3はD-5SASTM相当、R5はHiSiMoFCD一般名称相当、R6はFCD450JIS相当、である。<試験片の測定><1.合金組成の分析>各試料の厚さ25mmの部分から採取した試料について、湿式分析により組成分析して、鋳鉄全体の分析組成を得た。こうして得た基本元素組成を分析組成として各表に示した。表7には基本組成のみが示されているが、助剤として添加されたMg等も微量であるが検出された。なお、合金組成のうち-は、未配合、未分析もしくは未測定、分析不可もしくは測定不可のいずれかを示す。<2.組織評価>はじめに、試験片C8の厚さ25mmの部分から採取した試料について、X線管球としてCoを用いたX線回折XRD測定を行った。XRD測定は、鋳放し材およびそれを600°Cの大気中で100時間保持した熱処理材について行った。結果を図5に示した。さらに、表1および表2、表4および表5、に示した各試験片についても同様に、XRD測定を行った。なお、熱処理は、各試験片鋳放し材を500°Cまたは600°Cの大気中で100時間、200時間または300時間保持して行った。それぞれのXRD測定結果より、オーステナイト相およびフェライト相のそれぞれのピークの積分強度を用いてオーステナイト率を算出した。積分強度は、2θ=90°付近のオーステナイト相の存在を示す220面のピークと、2θ=77°付近のフェライト相の存在を示す200面のピークと、から一般的な方法で算出した。オーステナイト率は、220面のピークの積分強度をIγ、200面のピークの積分強度をIα、としたときに、Iγ/IγIαの百分率単位はである。結果を表3、表6および図6に示した。なお、試験片R3およびR4は、鋳放し材はもちろん、いずれの熱処理条件であっても、オーステナイト率100を維持した。試験片R5は、鋳放し材、熱処理材、ともにオーステナイト率は0であった。表7に示す各試験片については、顕微鏡写真により組織観察を行った。顕微鏡観察は、各試験片の断面を研磨して行った。光学顕微鏡写真により、共晶黒鉛の晶出形態を調べ、黒鉛の球状化率を測定した。黒鉛球状化率は、旧JISG5502NIK法の判定試験法により求めた。また、同様の試料について、ビッカース硬さHv20kgfを常温にて測定した。球状化率およびビッカース硬さを、表8に示した。<3.耐酸化試験>耐酸化性は、JISZ2282に基づき酸化減量を測定することで、表7に示した各試験片を評価した。具体的には、先ず、鋳込みにより作製したJISB号およびJISD号のYブロックからそれぞれ採取したφ20mm×20mmの各試験片を750°C、800°Cまたは850°Cの大気雰囲気中に100時間保持した。この加熱処理後の試験片の表面に、ショット球径が0.4mmの鉄球を、表面の酸化皮膜が無くなるまで投射した。ここで、酸化減量は、単位面積あたりの試験片の質量減少量である。酸化減量は上記加熱処理直後ショット前の試験片の質量から、ショット後の試験片の質量を差し引いたものである。850°Cで熱処理した場合の酸化減量2つの数平均値を表9および図7に示した。なお、各試験片から落とされた酸化被膜を観察すると、試験片E1は、酸化物が粉末状になって試験片表面から除去された。しかし、試験片R4は、酸化被膜が塊のまま剥がれ落ちた。<4.引張試験>表7に示す各試験片について、JISG0567に準じて室温RT:25°C、600°Cまたは800°Cにおいて試験を行い、耐力、引張強さおよび伸びを測定した。結果を表8および図8~図10に示した。なお、試料には、鋳込んだJISB号Yブロックの垂直断面長方形の部分からφ6mmの丸棒試験片を作製して使用した。<5.熱応力試験>試験片R4、C7、C8およびE1の熱疲労強度または熱疲労寿命を、鋳込んだJISB号Yブロックから採取したφ8mmの丸棒試験片を用いて測定した。この試験は、所定の拘束率の試験片の温度を800°Cと200°Cに繰り返し変更して、応力が10低下するサイクル数と、応力が25低下するサイクル数と、応力が50低下するサイクル数と、分離破断するサイクル数破断サイクル数と、を調べた。この結果を表9および図11に示した。なお、応力の低下する割合は、引張側のピーク応力がサイクル数=2の時のピーク応力を基準とした。<評価>図5に示したように、試験片C8は、鋳放しの状態ではほぼ100オーステナイト相γ相からなるが、600°Cの大気中で100時間保持したことで、オーステナイトγFeのほとんど全部がフェライトαFeに変態した。これは、Si含有量が5.1であって850°Cでの耐酸化性に優れたが、Ni量が過少かつMn量も不足したことに起因すると考えられる。試験片A1~A9は、いずれも、熱処理後のオーステナイト率が50を超えた。つまり、汎用材であるD-2試験片R1と同等あるいはそれ以上のオーステナイト相の安定性を示すことがわかった。特に、600°Cで300時間保持した後のオーステナイト率は、試験片A1~A9のいずれも60以上であった。Ni含有量に関しては、試験片B1、B2およびC1ならびに試験片D1およびC2のオーステナイト率の計算結果表6から、16以下では、中温域でのオーステナイト相の安定性特に長時間熱処理をした場合の安定性が大きく低下することがわかった。また、試験片C3はNiを分析組成で16.1しか含まないが、オーステナイト相の安定性は高かった。これは、Si含有量を目標組成で3.2まで低下させたためである。つまり、Ni含有量が17未満の範囲では、Si含有量を低減させて耐酸化性を犠牲にしないと、オーステナイト相の安定性を維持できないことがわかった。特に、Ni量が19.5~21.5である試験片A1、A3、A4、A6~A9、B1およびD1は、中温域500°Cまたは600°Cで長時間300時間保持した後のオーステナイト率がいずれの場合も60以上であって、中温域でのオーステナイト相の安定性が特に優れていた。試験片A2、A5~A7、B1およびB2は、いずれも、Si含有量が目標組成で5.1であった。Si含有量が高いと中温域でのオーステナイト相の安定性は低下しやすい傾向にあるが、試験片B2では、NiとMnとの添加量の合計NiMnを21以上としたことでオーステナイト相の安定性が保たれた。さらに、試験片A2、A5~A7およびB1のように、NiMnを23以上さらには24以上とすることで、中温域におけるオーステナイト相の安定性はさらに向上した。また、試験片A3、A4およびD1の結果より、NiMnを27以下さらには26以下にまで低減できることがわかった。また、試験片E1は、試験片A9と同じ目標組成であった。図7に示したように、850°Cでの熱処理後の試験片E1は、汎用材で最も耐酸化性に優れるD-5S試験片R3と同等の酸化減量であった。また、図1より、850°Cにおける耐酸化性はSi添加量が大きく影響することから、試験片A9と同程度またはそれ以上のSi含有量である試験片A1、A2およびA5~A8の850°Cにおける耐酸化性は、試験片R3と同程度あるいはそれ以上に優れると予測できる。さらに、図1より、Si添加量が1減少した場合の酸化減量の増加は約43mg/cm2である。そのため、試験片A3は、Si含有量が分析組成で4.16であっても、酸化減量はたかだか35mg/cm2程度であると予測される。つまり、試験片A1~A9は、Ni含有量を少なく抑えても、C、Si、Cr、MnおよびCuの含有量を適切な範囲とすることで、Niを多量に含むD-5S試験片R3に匹敵する耐酸化性および優れたオーステナイト相の安定性を示すことがわかった。また、試験片B1、B2およびD1は、Si含有量が分析組成で4.2以上さらには5.1以上であるため、850°Cにおける耐酸化性は、表6に示すように十分に高かった。さらに、試験片E1の機械的特性耐力、引張強度および破断伸びおよび熱疲労寿命に関しても、それぞれ高い特性を示し、試験片A1~A9、B1、B2およびD1についても同様であることが推測される。したがって、試験片A1~A9、B1、B2およびD1のオーステナイト系鋳鉄は、高温下での耐酸化性および中温域でのオーステナイト相の安定性だけでなく、機械的特性および熱疲労寿命の観点からも、たとえばVNTターボのハウジング等として使用可能な範囲にあると言える。<試験片F1~F3の製造>上記の製造方法と同様にして、配合組成が異なるF1~F3の試験片を製造した。<試験片F1~F3の測定>上記の手順と同様にして、合金組成の分析、組織評価、ビッカース硬さ測定、および引張試験を行った。結果を表10~12に示した。なお、引張試験は、室温を23°Cとし、耐力、引張強さおよび伸びに加えて、絞りも算出した。<評価>F1~F3のいずれの試験片も、伸びおよび絞りの値が大きく延性に優れ、加工に適した硬さであった。試験片F1よりもSi量、Cr量およびMn量が少なく、Ni量およびCu量が多い試験片F3は、試験片F1よりも硬さが低減された。一方、試験片F1よりもSi量、Cr量およびMn量が多く、Ni量およびCu量が少ない試験片F2は、試験片F1よりも硬さが上昇した。これは、図4からも明らかであるように、本発明の合金系では、Crの添加が硬さの向上に、NiおよりCuの添加が硬さの低減に、それぞれ寄与する傾向にあるためである。以上の結果から、各合金元素の含有量が適切な範囲にある試験片A1~A9、B1、B2、D1およびE1のオーステナイト系鋳鉄は、加工に適した硬さおよび延性を示すことがわかった。特に、C量を2.2~2.8、Si量を4.3~5.1、Cr量を1~2、Mn量を4~5、Ni量を19~21、Cu量を1~1.6とすることで、高温下での耐酸化性および中温域でのオーステナイト相の安定性、さらには機械的特性をバランスよく発揮できるオーステナイト系鋳鉄が得られることがわかった。また、E1およびF1~F3の結果より、Si量を4.4~5.1さらには4.4~4.9、Cr量を1.2~1.8さらには1.2~1.6、Mn量を4.0~4.9さらには4.0~4.5、Ni量を19~21さらには19.5~21,Cu量を1.1~1.6さらには1.2~1.6とすることで、オーステナイト相の安定性はもちろん、加工性にも優れたオーステナイト系鋳鉄が得られることがわかった。"