質量で、C:0.01~0.10、Si:0.2~1.0、Mn:0.5~4.0、S:0.25~0.40、P:0.02~0.05、Cr:17.0~20.0、Ni:7.0~10.0、Mo:0.05~3.0、N:0.01~0.08、Ca:0.0010~0.0080、Al:0.005以下、O:0.007~0.020、及び、残部Fe及び不可避的不純物からなり、下記1式で定義するδFeが0.5~3.5であることを特徴とするオーステナイト系S含有快削ステンレス鋼。δFe=2.9CrMo0.3Si-2.6Ni0.3Mn0.25Cu35C20N-181ここで、元素記号は、鋼中元素の含有量質量前記CaとOの含有量が、下記2式を満たすことを特徴とする請求項1に記載のオーステナイト系S含有快削ステンレス鋼。0.2≦Ca/O≦0.52ここで、Ca及びOは、鋼中の含有量質量前記ステンレス鋼において、鋼中の酸化物系介在物の個数に対する、周囲に硫化物が存在する酸化物系介在物の個数の割合が、5以上であることを特徴とする請求項1又は2に記載のオーステナイト系S含有快削ステンレス鋼。前記ステンレス鋼が、さらに、質量で、Cu:0.2~3.5、及び、B:0.001~0.01の1種又は2種を含有することを特徴とする請求項1~3のいずれか1項に記載のオーステナイト系S含有快削ステンレス鋼。本発明は、オーステナイト系S含有快削ステンレス鋼における前記課題に鑑み、硫化物の形態制御及び凝固組織の制御により熱間加工性を向上させ、熱間圧延時に割れが発生せず、また、耐食性及び被削性に優れたオーステナイト系S含有快削ステンレス鋼を提供することを目的とする。本発明者らは、上記目的を達成する手法について鋭意研究した。その結果、Ca等の脱酸元素の量を微妙に調整することにより、酸化物の組成及び凝固組織を制御して、MnSを鋼組織中に均一に分散化させると、熱間加工性、耐食性、及び、被削性を改善できることが判明した。本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、以下の通りである。1質量で、C:0.01~0.10、Si:0.2~1.0、Mn:0.5~4.0、S:0.25~0.40、P:0.02~0.05、Cr:17.0~20.0、Ni:7.0~10.0、Mo:0.05~3.0、N:0.01~0.08、Ca:0.0010~0.0080、Al:0.005以下、O:0.007~0.020、及び、残部Fe及び不可避的不純物からなり、下記1式で定義するδFeが0.5~3.5であることを特徴とするオーステナイト系S含有快削ステンレス鋼。δFe=2.9CrMo0.3Si-2.6Ni0.3Mn0.25Cu35C20N-181ここで、元素記号は、鋼中元素の含有量質量2前記CaとOの含有量が、下記2式を満たすことを特徴とする前記1に記載のオーステナイト系S含有快削ステンレス鋼。0.2≦Ca/O≦0.52ここで、Ca及びOは、鋼中の含有量質量3前記ステンレス鋼において、鋼中の酸化物系介在物の個数に対する、周囲に硫化物が存在する酸化物系介在物の個数の割合が、5以上であることを特徴とする前記1又は2に記載のオーステナイト系S含有快削ステンレス鋼。4前記ステンレス鋼が、さらに、質量で、Cu:0.2~3.5、及び、B:0.001~0.01の1種又は2種を含有することを特徴とする前記1~3のいずれかに記載のオーステナイト系S含有快削ステンレス鋼。本発明によれば、Ca添加で介在物の形態を制御し、さらに、凝固組織を制御することにより、熱間加工性、耐食性、及び、被削性に優れたオーステナイト系S含有快削ステンレス鋼を提供することができる。本発明は、Ca等の脱酸元素の量を微妙に調整することにより、鋼中の酸化物系介在物の組成を制御し、硫化物の生成サイトとなる酸化物系介在物を形成して、MnSの形態制御を促進することを基本思想とする。そして、本発明のオーステナイト系S含有快削ステンレス鋼以下本発明ステンレス鋼ということがある。は、質量で、C:0.01~0.10、Si:0.2~1.0、Mn:0.5~4.0、S:0.25~0.40、P:0.02~0.05、Cr:17.0~20.0、Ni:7.0~10.0、Mo:0.05~3.0、N:0.01~0.08、Ca:0.0010~0.0080、Al:0.005以下、O:0.007~0.020、及び、残部Fe及び不可避的不純物からなり、下記1式で定義するδFeが0.5~3.5であることを特徴とする。δFe=2.9CrMo0.3Si-2.6Ni0.3Mn0.25Cu35C20N-181ここで、元素記号は、鋼中元素の含有量質量である。まず、本発明ステンレス鋼の成分組成の限定理由について説明する。以下、成分組成に係るは、質量を意味する。Cは、強力なオーステナイト化元素であり、かつ、固溶強化に有効な元素である。固溶強化効果を得るため、0.01以上を添加するが、0.10を超えると、炭化物が生成して耐食性が著しく劣化するので、0.01~0.10とした。好ましくは0.03~0.08である。Siは、脱酸剤として機能する元素である。ステンレス鋼の溶製時に脱酸のため0.2以上を添加するが、1.0を超えると、耐食性と靭性が低下するので、0.2~1.0とした。好ましくは0.3~0.6である。Mnは、脱酸剤として機能するとともに、熱間加工性及び被削性を向上させる元素である。また、Mnは、SをMnSとして固定して、FeSの生成による赤熱脆性の発生を防止する元素である。添加効果を得るため、0.5以上を添加するが、4.0を超えると、溶製中の耐火物の溶損が増大し、また、鋼の耐食性が劣化するので、0.5~4.0とした。好ましくは1.0~2.5である。Sは、被削性を向上させる元素である。被削性向上効果は0.05以上で発現するが、切屑処理性の向上や工具寿命の長期化で大きな効果を得るため、0.25以上を添加する。0.40を超えると、熱間加工性が低下し、熱間圧延時に割れが発生し易くなり、また、耐食性も劣化するので、0.25~0.40とした。好ましくは0.28~0.37である。Pは、製鋼工程では不純物であるが、被削性を向上させる元素である。被削性向上効果を得るため、0.02以上を添加するが、0.05を超えると、熱間加工性が低下するので、0.02~0.05とした。好ましくは0.02~0.04である。Crは、オーステナイト系ステンレス鋼において、耐食性及び耐酸化性を向上させる基本元素である。添加効果を得るため、17.0以上を添加するが、20.0を超えると、加工性が低下するので、17.0~20.0とした。好ましくは17.5~19.0である。Niは、オーステナイト系ステンレス鋼において、安定なオーステナイト相を形成し、耐食性及び靭性を向上させる基本元素である。添加効果を得るため、7.0以上を添加するが、10.0を超えると、熱伝導度の低下により被削性が低下し、また、高価な鋼となるので、7.0~10.0とした。好ましくは8.0~9.5である。Moは、耐食性向上と固溶強化に有効な元素である。添加効果を得るため、0.05以上を添加するが、3.0を超えると、熱間加工性が急激に悪化するので、0.05~3.0とした。好ましくは0.10~2.5である。Nは、オーステナイトの安定化と強度向上に有効な元素である。添加効果を得るため、0.01以上を添加するが、0.08を超えると、強度が上昇しすぎ、熱間加工時に割れが発生するので、0.01~0.08とした。好ましくは0.03~0.06である。Caは、熱間加工性を向上させる元素であり、また、MnS等の硫化物の生成サイトとなり、硫化物の粒状化を促進して熱間加工性及び被削性を改善する作用をなすCaO含有酸化物CaO-SiO2-Al2O3-MnO系酸化物を形成する元素である。図2に、周囲にMnS等の硫化物が存在する酸化物系介在物の形態を模式的に示す。添加効果を得るため、0.0010以上を添加するが、0.0080を超えると、硬質のCaOが多量に生成して被削性が低下し、また、溶製中の耐火物の溶損が増大するので、Caは0.0010~0.0080とした。好ましくは0.0020~0.0070である。Caが、MnS等の硫化物の生成サイトとなり、硫化物の粒状化を促進するCaO含有酸化物CaO-SiO2-Al2O3-MnO系酸化物を形成し、熱間加工性及び被削性を改善することは、本発明者らが、図1に示す、オーステナイト系S含有快削ステンレス鋼におけるCaと破断絞り値の関係を調査した結果に基づいて得た知見である。図1より、Ca:0.0010~0.0080において、破断絞り値が良好61以上であり、さらに、Ca:0.0020~0.0070において、破断絞り値がより良好65以上であることが解る。なお、上記調査において用いたオーステナイト系S含有快削ステンレス鋼は、Ca以外の成分組成が本発明の範囲内で、δFeが0.5~3.5の範囲内のものである。Alは、強力な脱酸剤として機能する元素である。酸化物系介在物をCaO-SiO2-Al2O3を主体とする酸化物系介在物に組成制御して、MnS等の硫化物の形態を制御するため所要量を添加するが、0.005を超えると、酸化物系介在物がAl2O3系介在物になって、硫化物の形態制御ができなくなり、熱間加工性及び被削性の改善効果が得られないので、0.005以下とした。下限は特に定めないが、Alを0.002未満に低減することは製造コストの上昇を招き、また、添加効果を確実に得ることから、0.002以上が好ましい。Oは、ほとんど酸化物として鋼中に分散している。本発明ステンレス鋼においては、Ca等の脱酸元素の量の微妙な調整と、適量のOの存在により、硫化物の生成を制御し、熱間加工性及び被削性を改善する本発明の基礎をなす知見。Oは、Sの活量を大幅に低減して、硫化物を均一に分散させる元素である。0.007未満では、添加効果が小さく、0.020を超えると、硬質のCr2O3の量が増大して被削性が低下するので、0.007~0.020とした。好ましくは0.010~0.017である。本発明ステンレス鋼は、さらに、質量で、Cu:0.2~3.5、及び、B:0.001~0.01の1種又は2種を含有してもよい。Cuは、オーステナイト安定化元素であり、また、耐食性及び被削性を改善する元素である。添加効果を得るため、0.2以上を添加するが、3.5を超えると、熱間加工性が低下するので、0.2~3.5が好ましい。より好ましくは0.5~3.0である。Bは、熱間加工性を向上させる元素である。添加効果を得るため、0.001以上を添加するが、0.01を超えると、ホウ化物が生成して、逆に、熱間加工性及び耐食性が悪化するので、0.001~0.01が好ましい。より好ましくは0.004~0.007である。なお、本発明ステンレス鋼は、本発明ステンレス鋼の特性を損なわない範囲で、原料から不可避的に混入する、Zr、V、Mg、REMの元素を含有していてもよい。本発明ステンレス鋼においては、前記1式で定義するδFeを、所要の範囲内に制御することが重要である。δFeを諸要の範囲内に制御することにより、溶鋼の凝固過程で初晶凝固相をSの溶解度の高いδ相にし、Sの偏析を防止する。図3に、オーステナイト系S含有快削ステンレス鋼のδFeと破断絞り値の関係を示す。なお、上記ステンレス鋼において、Caは、0.002~0.005であり、それ以外の成分組成は、本発明の範囲内である。図3より、δFeが0.5~3.5において、破断絞り値が良好な値60以上であることが解る。δFeが0.5以上であると、初晶凝固相がδ相であり、δ-フェライト中にSが固溶するので、Sの粒界偏析が抑制される。δFeが0.5未満であると、初晶凝固相がγ相となるので、Sの粒界偏析が大きくなり、破断絞り値が非常に小さくなる。δFeが3.5を超えると、δ-フェライト量が多くなり、δ相とγ相の変形抵抗の差δ相が小さいに起因して、破断絞り値が低下する。δFeは、好ましくは1.0~3.2、より好ましくは1.3~3.0である。本発明ステンレス鋼においては、CaとOの含有量の比Ca/Oが、下記2式を満たすことが好ましい。0.2≦Ca/O≦0.52本発明者らは、Ca/Oを0.2~0.5の範囲内にすることで、被削性がさらに向上することを見いだした。この被削性の向上は、Ca添加によって、CaO含有酸化物CaO-SiO2-Al2O3-MnO系酸化物が生成して、硫化物の粒状化が促進される影響によるものと考えられる。本発明者らは、Ca/Oを0.2~0.5の範囲内とすることで、被削性向上効果が得られることを実験的に確認した。本発明者らは、さらなる介在物制御のため、種々実験条件を変えて検討したところ、溶鋼鋳造時の電磁攪拌条件が、特定の範囲内の場合に限り、被削性の向上に寄与するという予想外の知見を見いだした。従来、鋳造時の電磁攪拌は、マクロ的な偏析の除去や、鋼中に鋳造初期から存在する粗大な介在物を浮上分離するために行う。また、鋳造時の電磁攪拌により、表層及び内部組織を微細化して表面性状を良好にする技術は存在する例えば、特開昭59-24558号公報、参照。しかし、本発明者らが見いだした上記知見は、従来知見とは異なり、Sを高濃度で含有する快削鋼において、表層組織を均一に微細化すると、凝固中に生成する硫化物が均一に分散し、その結果、被削性が向上するということである。本発明ステンレス鋼の連続鋳造においては、この被削性向上効果を得るために、鋳型内の溶鋼を電磁撹拌して、表面流速を10~30cm/秒に制御することが望ましい。表面流速が10cm/秒未満であると、ノズルからの吐出流速の影響が大きく、溶鋼の流動が不均一になる。一方、表面流速が30cm/秒を超えると、溶鋼の湯面変動が大きくなり、初期凝固が不安定になるだけでなく、パウダー巻き込みなどに起因する欠陥が多く発生する。したがって、介在物の形態制御を安定して行うためには、連続鋳造時の溶鋼の表面流速を10~30cm/秒に制御する必要がある。本発明者らは、さらに、介在物の形態制御における電磁攪拌の影響を調査するため、鋼中の介在物を詳細に観察した。その結果、鋳造時の表面流速が10~30cm/秒の場合、酸化物系介在物の周囲にMnS等の硫化物が存在する介在物図2、参照の個数が、酸化物系介在物の個数の5以上となっていて、この個数比率が、熱間加工性及び被削性の向上に寄与していることが判明した。したがって、本発明ステンレス鋼において、鋼中の酸化物系介在物の個数に対する、周囲に硫化物が存在する酸化物系介在物の個数の割合は5以上であることが好ましい。酸化物系介在物の周囲にMnSを生成させるためには、酸化物介在物中にSを吸収させておくことが重要である。CaOは、S吸収能の高い塩基性の酸化物であるが、本発明者らの実験結果によれば、CaO-SiO2-Al2O3-MnO系酸化物において所要のS吸収能を確保するには、CaOが、酸化物系介在物中に、10質量以上存在する必要があることが判明した。なお、酸化物系介在物中のCaOを10質量以上にすることは、鋼中のCaを0.0010以上にするとともに、Si:0.2~1.0、Al:0.005以下、O:0.007~0.020にすることで達成できる。次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。実施例1表1に示す成分組成の供試材を真空溶解し、50kg鋼塊を製造した。この鋼塊に、熱間鍛造及び熱間圧延を施し、21mmφの棒線に加工した。その後、1100°Cで焼鈍を施し、センタレス加工により、20mmφの棒線に仕上げた。表1には、成分組成の他、Ca/O、δFe、及び、CaOを示す。一部の供試材については、鋳造時に電磁攪拌を付与して、表面流速を制御した。表1に表面流速を併せて示す。介在物の個数は、20mmφ棒線に仕上げた後の試験片の横断面に埋め込み鏡面研磨を行ったものについて、1画素0.125μmで観察できるカメラを用いて、400倍で250視野観察して測定し。この際、酸化物からなる介在物と、硫化物が酸化物と共存する介在物とを分別して個数を求め、硫化物が酸化物と共存する介在物の個数の全介在物個数に対する割合を算出した。結果を表1に併せて示す。上記21mmφの棒線について、表2に示す条件で、工具寿命の試験と切屑処理性の試験を行い、工具寿命と切屑処理性で、被削性を評価した。工具寿命は、フランク摩耗量が30μmとなる時間で評価した。切屑処理性は、切屑形状が規則的にカール状に分断されている場合は◎、カール状と不規則な形状が入り混じっている場合は○、不規則な形状の連続切屑の場合は×とした。結果を表3に示す。表3に示すように、発明鋼の工具寿命は全て30分以上であり、切屑処理性は、全て○又は◎である。特に、Ca/Oが望ましい範囲0.2~0.5にあり、かつ、硫化物が酸化物と共存した介在物の比率が5以上の発明鋼2、4、9、及び、12表1、参照は、最も良好な被削性を示した。上記鋳塊から、試験片φ8mm×110mmを切り出し、サーモレスター試験によって熱間加工性を評価した。評価は、1000°Cにおける破断絞り値で行った。破断絞り値60以上を、熱間加工性が良好と判断して○とし、破談絞り値60未満を、熱間加工性が不良と判断して×とした。結果を表3に併せて示す。発明鋼の熱間加工性は、全て○である。また、上記棒線から試験片を切り出し、塩水噴霧試験湿度95、85°C、7日を行い、耐食性を評価した。評価は、A:腐食せず、B:点錆び発生、C:一部で流れ錆び発生、D:ほぼ全面腐食の4段階で評価した。結果を表3に併せて示す。発明鋼の耐食性は、全てA又はBである。表3に示すように、発明鋼は、工具寿命が30分以上で、切屑形状が、規則的にカール状に分断された形状であり切屑処理性が◎又は○、破断絞り値が60以上熱間加工性が○で、塩水噴霧試験での耐食性が、腐食せずA、又は、点錆び発生Bである。発明鋼に比べ、比較鋼13は、Cが本発明の範囲を超えるため、固溶強化により工具寿命が短く、また、炭化物の生成により耐食性が劣っている。比較鋼14は、Siが本発明の範囲に達していないため、脱酸不足で工具寿命が短く、切屑処理性が劣っている。比較鋼15は、Siが本発明の範囲を超えるため、耐食性及び熱間加工性が劣っている。比較鋼16は、Mnが本発明の範囲を超えるため、耐食性が劣っている。比較鋼17は、Sが本発明の範囲を超えるため、熱間加工性及び耐食性が劣っている。比較鋼18は、Pが本発明の範囲を超えるため、工具寿命が短い。比較鋼19は、Crが本発明の範囲を超えるため、熱間加工性が劣っている。比較鋼20は、Niが本発明の範囲を超えるため、工具寿命が短い。比較鋼21は、Moが本発明の範囲を超えるので、工具寿命が短く、かつ、熱間加工性が劣っている。比較鋼22は、Cuが本発明の範囲を超えるため、熱間加工性が劣っている。比較鋼23は、Alが本発明の範囲を超えるため、工具寿命が短く、切屑処理性及び熱間加工性が劣っている。比較鋼24は、Oが本発明の範囲に達していないため、工具寿命が短く、切屑処理性が劣っている。比較鋼25は、Oが本発明の範囲を超えるため、工具寿命が短く、切屑処理性及び熱間加工性が劣っている。比較鋼26は、Caが本発明の範囲に達していないため、比較鋼27は、Caが本発明の範囲を超えるため、ともに、工具寿命が短く、切屑処理性及び熱間加工性が劣っている。比較鋼28は、Nが本発明の範囲を超えるため、熱間加工性が劣っている。比較鋼29は、Bが本発明の範囲を超えるため、熱間加工性及び耐食性が劣っている。比較鋼30は、δFeが本発明の範囲に達していないため、比較鋼31は、δFeが本発明の範囲を超えるため、ともに、熱間加工性が劣っている。