快削性付与材を添加してなるステンレス鋼鋳鋼製品であって、前記快削性付与材がh-BN六方晶系窒化ホウ素粒子であって、粒径が200nmから10μmの球状の前記h-BN粒子が鋼中に均一に分散析出していることを特徴とするステンレス鋼鋳鋼製品。請求項1に記載のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、鋳造凝固時の1250°Cから850°Cの温度域での冷却速度を制御し、h-BN粒子を分散析出させることを特徴とするステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法。請求項1に記載のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、鋳造組織中にh-BN粒子が不均一に析出しているステンレス鋼を1200°C以上の温度まで加熱した後に急冷して、h-BN粒子を固溶消滅させ、その後950~1100°Cの温度での焼もどし熱処理を行うことにより、h-BN粒子を再度分散析出させることを特徴とするステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法。請求項1に記載のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、鋳造凝固時の1250°Cから850°Cの温度域を急冷し、h-BN粒子が析出していない鋳造組織とした後、950~1100°Cの温度での焼もどし熱処理を行うことにより、h-BN粒子を分散析出させることを特徴とするステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法。請求項2~4に記載のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、Bホウ素の添加量が0.003~0.5massであり、N窒素の添加量については、モル比でN/Bが1以上にすることを特徴とするステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法。請求項5に記載のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、Bはフェロボロン又は金属ボロンの添加により、Nは溶解雰囲気をアルゴン窒素あるいは減圧窒素とすることにより、ステンレス溶鋼に添加することを特徴とするステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法。請求項5に記載のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、Bはフェロボロン又は金属ボロンの添加により、Nは窒素を含有する化合物又はフェロアロイの添加により、ステンレス溶鋼に添加することを特徴とするステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法。そこで、本発明は、機械的特性をそれほど重要視する必要がなく、かつ複雑な形状が要求される鋳鋼製品として、優れた切削性と環境性のみならず耐食性をも同時に満足することのできる快削ステンレス鋼鋳鋼製品とその製造方法を提供することを課題とする。本発明は、固体潤滑材として優れ、化学的に安定で酸あるいはアルカリに侵されることのないh-BN六方晶系窒化ホウ素粒子の性質を有効に利用し、鋳造組織の状態でも、特定の熱処理によりh-BNが析出あるいは固溶再析出することを利用することで、切削性、耐食性に優れたステンレス鋼鋳鋼製品とその製造方法を見出したものである。発明1は、快削性付与材を添加してなるステンレス鋼鋳鋼製品であって、前記快削性付与材がh-BN六方晶系窒化ホウ素粒子であって、粒径が200nmから10μmの球状の前記h-BN粒子が鋼中に均一に分散析出していることを特徴とする構成を採用した。発明2は、発明1のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、鋳造凝固時の1250°Cから850°Cの温度域での冷却速度を制御し、h-BN粒子を分散析出させることを特徴とする構成を採用した。発明3は、発明1のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、h-BN粒子が析出しているステンレス鋼鋳鋼を加熱した後に急冷して、h-BN粒子を固溶消滅させ、その後焼もどしを行うことにより、h-BN粒子を再度分散析出させることを特徴とする構成を採用した。発明4は、発明1のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、鋳造凝固時の1250°Cから850°Cの温度域を急冷し、h-BN粒子が析出していない鋳造組織とした後、950~1100°Cの温度での焼もどし熱処理を行うことにより、h-BN粒子を分散析出させることを特徴とする構成を採用した。発明5は、発明2~4のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、Bホウ素の添加量が0.003から0.5massであり、N窒素の添加量については、モル比でN/Bが1以上にすることを特徴とする構成を採用した。発明6は、発明5のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、Bはフェロボロン又は金属ボロンの添加により、Nは溶解雰囲気をアルゴン窒素あるいは減圧窒素とすることにより、ステンレス溶鋼に添加することを特徴とする構成を採用した。発明7は、発明5のステンレス鋼鋳鋼製品の製造方法であって、Bはフェロボロン又は金属ボロンの添加により、Nは窒素を含有する化合物又はフェロアロイの添加により、ステンレス溶鋼に添加することを特徴とする構成を採用した。化学的に安定で酸あるいはアルカリに侵されることのないh-BN粒子を均一分散析出させて、固体潤滑材として優れた特長を持つh-BNによって切削性を向上させ、耐食性も劣化することのないステンレス鋼鋳鋼製品とその製造方法を提供することができた。発明1により、優れた切削性と環境性のみならず耐食性も満足させることができた。これらの効果は、固体潤滑材として優れた特性を持つh-BN粒子をステンレス鋼鋳鋼に有効に適用したことによるものであり、切削性のみならず、PbやSeのような環境負荷物質を使用しないので環境性を満足し、耐食性の劣化をもたらさないステンレス鋼鋳鋼製品が実現できた。また、切削性が改善されることにより、切削機械の動力が削減でき、電気エネルギー消費の低減化により炭酸ガス排出量が削減され、更に高速切削も可能なため生産性の向上が期待できる。本発明は、上記の通りの特徴を持つものであるが、以下にその実施の形態について説明する。この発明の製造方法において、ステンレス鋼鋳鋼の溶解は、溶解雰囲気の調整が可能な、通常のステンレス鋼を溶製する溶解炉を使用して行われる。この溶解において、Bの原料としては、フェロボロンあるいは金属ボロンが使用されるが、溶融点の低いフェロボロンのほうが溶解原料としては技術的に有利であり、Bの単位重量当たりの価格が低いため経済的である。Bの添加量は、ステンレス鋼鋳鋼製品中の最終B含有量が、一般的な目安として0.003~0.5mass、更に好ましくは0.01~0.2massである。Nの添加方法としては、溶解雰囲気中のNを吸収させる、あるいはステンレス鋼を構成する合金元素の窒化物、例えば窒化クロム、窒化フェロクロムなどの添加がある。ステンレス鋼鋳鋼製品中のN含有量は、一般的な目安としてモル比でN/Bが1以上であればよい。ステンレス鋼鋳鋼中のNとBのモル比が1より小さいと、固溶するB量が増大し、切削性に有効なh-BNの析出量が減少するため、N/Bをなるべく大きくとる必要がある。N含有量はステンレス鋼鋳鋼の構成元素成分にもよるが、BがNの活量を増加するので、Bの増加とともに鋼中の平衡N濃度は減少する。SUS304の成分組成では、加圧したN雰囲気中での溶解を除き、N含有量が0.25mass以下となる。上記のようにして製造されたBとNを含有するステンレス鋼溶鋼は、鋳型内で凝固過程の1250°Cから850°Cのh-BNの析出温度域での冷却速度を制御することにより、鋳造組織中に粒径が200nmから10μmのh-BN球状粒子を析出、分布させることが可能である。ステンレス鋼鋳鋼製品には、鋳造後の冷却過程で、その冷却速度により、20~30μm程度にまで粗大に成長したh-BNが素材の一部に不均一に分布して生成することがある。これを避けるため、1鋳造後の冷却速度を制御する。2金型鋳型を使用する。3注湯位置、押湯形状等の鋳型の設計を考慮する。などが考えられる。ステンレス鋼鋳鋼製品中に析出したh-BNは、1200°C以上の温度では、比較的短時間例えば、1250°Cでは、0.5から1時間の保持でBとNに分解し、ステンレス鋼鋳鋼マトリックス中に固溶する。なお、このような処理はステンレス鋼鋳鋼製品が溶融した場合は不可能であるから、その溶融温度未満で処理する必要がある。この状態から急冷することにより、過飽和に固溶した状態のBとNを含有するステンレス鋼鋳鋼製品が得られる。急冷の操作は、通常のステンレス鋼に対して行われる水冷で構わないが、後述のh-BNを析出する温度範囲での冷却速度を、析出を起こさない冷却速度とする必要がある。過飽和に固溶したBとNを800°C~1150°Cの温度で焼もどすと、固溶化熱処理で固溶したh-BNが再び析出する。800°C付近で焼もどしを行うと、B、Nのこの温度での平衡溶解度と過飽和溶解度との差が大きいことと、この温度でのB、Nの拡散速度が遅いため拡散できる移動距離が小さいことの二つの要因でh-BNの核生成が成長よりも優先的に起こるため、非常に微細なh-BNが素材全体に均一に析出するのが見られる。逆に、1150°C付近で焼もどすと、800°C付近での焼もどしとは反対に、h-BNの成長が核生成よりも優先的に起こるため、粗大に成長したh-BNの析出が見られる。したがって、切削性が良好となるような粒径及び分布状態のh-BNを析出させるのには、焼もどし温度の選択が重要である。試行実験を行った結果、切削性が良好となるような粒径及び分布状態が得られる焼もどし温度は、950~1100°Cの範囲が好ましい。また、鋳造後一気にこの焼もどし温度までの冷却が可能で、その間にh-BNの析出がおきず、BとNが固溶した状態が得られるような鋳造条件の場合には、1200°C以上の温度でのh-BN固溶化の熱処理が不要になることは言うまでもない。更に、焼もどしの保持時間に関しては、温度が高いほどBとNの拡散速度が速いため短時間ですみ、その範囲は0.5~3時間、好ましくは1~2時間であり、それ以上のh-BNの成長を止めるため、急冷する。実施例1市販のオーステナイト系ステンレス鋼SUS304丸棒重量18kgを溶解原料として真空誘導溶解炉を用いて溶解した。溶解原料の成分組成massは、0.04C、0.30Si、1.00Mn、0.030P、0.024S、8.09Ni、18.05Crであった。溶融時に真空誘導溶解炉にNを0.07MPa封入し、溶鋼中のN濃度の調整を行った。溶融後、溶湯に市販のフェロボロン19.2massBを所定量添加し、B濃度の調整を行い、弱減圧N雰囲気中で20分間保持し、1600°Cで出湯し、鋳鉄鋳型に鋳込み、インゴットを製造した。開発材1~3は、B含有量の目標値を、それぞれ、0.02mass、0.05mass、0.1massとし、N含有量の目標値を0.2massとしたものである。また、比較材1として、前記溶解原料をAr雰囲気中で溶解すること以外は、同じ溶解鋳造条件で凝固したものSUS304鋳造材に相当し、h-BNを含まない鋳鋼、比較材2として、比較材1にSを0.3mass含有させたものSUS303鋳造材に相当し、硫黄添加快削ステンレス鋼鋳鋼、比較材3として、比較材1にNを開発材1~3と同じく0.2mass含有させたものを溶製した。更に、Nの切削性、耐食性に及ぼす影響を同じにするため、溶解雰囲気のN分圧を0.005MPaに調整し、比較材1及び2と同じNレベルの開発材4を溶製した。溶解原料は、開発材1~3と同じものを使用し、B含有量の目標値は開発材2と同じく0.05massとした。溶製した材料開発材1~4、比較材1~3の鋳造後のB、N及びSの分析値単位massを表1に示す。鋳造凝固したインゴットは、抵抗加熱式の電気炉で、大気雰囲気中で1250°Cの温度で0.5時間保持した後、炉外で水冷するh-BN固溶化熱処理を行った。水冷したインゴットを抵抗加熱式の電気炉を使用し、大気雰囲気中で1050°C、1時間保持した後、炉外で水冷するh-BN析出熱処理を行った。この熱処理は、鋳造組織の条件を同じにするため開発材、比較材とも同じ条件で行った。図1は、開発材1、図2は、開発材3、図3は、比較材2中の析出物の生成分布状態を示すSEM走査電子顕微鏡写真である。熱処理を施した後の試料から直径3.6mmの丸棒を削り出し、この一部に切欠きをつけた後、この部分を折り曲げて破断しその破断面をSEMで観察したものである。このSEMには、EDSエネルギー分散形X線分析装置が付属しており、このEDS装置を用いて、破断面において観察できる非金属介在物の元素分析を行い、介在物種の同定を行った。図1では、200倍視野中に、数個の破断面ディンプル底部に10μm以下のh-BN粒子実線矢印で示すが、破断面全体に分散しているのが観察された。その他、溶解原料中に含まれる微量の硫黄とマンガンにより生成された数個の球状の10μm程度のMnS破線矢印で示すも観察された。図2では、200倍視野中に、図1と同様に10μm以下のh-BN粒子が、破断面全体に分散しているのが観察された。図2では、B濃度にほぼ比例して、開発材1と比較して10倍程度のh-BN粒子の個数となっている。図1、2で観察されるh-BN粒子は、それらの形状から、溶鋼中に過飽和に溶解しているBとNが、凝固過程においてh-BNとして析出したものと見なせる。図3の比較材2の場合には、200倍視野全体にわたって、破断面ディンプル底部に多数の球状の10~30μm程度のMnSが観察された。これらのMnS粒子は、図1においても観察され、粒径とその形状より、鋼が溶融状態のときに晶出したものと考えられる。切削性の評価試験として、比較材1及び2、開発材4の熱処理後の鋳鋼試料から切り出した丸棒材試料について旋削試験を行った結果を図4に示した。この3つの材料は、表1に示すとおりN含有量が約0.06massとほぼ同じレベルであり、図4は、材料中に分散しているh-BN粒子あるいはMnS粒子が切削性に及ぼす影響を示している。切削試験の条件は、切り込み深さ1.0mm、工具の送り0.1mm/rev、工具材質M30チップブレーカ無しで、切削油は不使用で旋削速度が12~200m/minの範囲での測定値である。開発材4は、比較材1SUS304鋳造材に相当に比べ、中切削速度域では20、高速切削域で11も切削抵抗合力が低下し、切削性が大きく改善されている。比較材2は、硫黄添加快削ステンレス鋼鋳鋼であり、これに比較すると、開発材の切削性は劣っているものの、耐食性が重要となる場合には、比較材2は使用できない。良好な切削性及び耐食性の双方を満足できるのは開発材だけであり、開発材の優位性は否定できない。図5は、B添加量を変えた開発材1~3と比較材3B添加なしの試料の旋削加工における切削速度と切削抵抗合力の関係を示したものである。この4つの材料は表1に示すとおりN含有量が約0.2massとほぼ同じレベルであり、図5は、B添加が切削性に及ぼす影響を示している。B濃度が0massの比較材3に対し、Bが添加された開発材では、ほとんどの切削速度領域での切削抵抗の減少が観察され、B添加による切削性向上が認められた。ステンレス鋼の耐食性の評価試験として、鋳造材の熱処理後の試料についての耐食試験を行った結果を図6に示した。Nがステンレス鋼の耐食性に寄与することから、N濃度レベルが同じ材料についての比較を行った。図6は、硫酸腐食試験方法JISG0591による腐食試験の結果を示したものである。試験条件は、沸騰5H2SO4に連続6時間浸漬し、腐食減量を試料初期表面積で除した腐食量で比較した。h-BN添加の有無による耐食性を比較すると、開発材4と比較材1との差はほとんど観察されず、耐食性の劣化は認められなかった。一方、比較材2では、腐食量が、開発材4、比較材1と比べて著しく増加しており、耐食性が要求される場合には、比較材2は使用できないことを示している。もちろん、この発明は以上の例に限定されるものではなく、細部に付いては様々な態様が可能であることは言うまでもない。