C:0.001~0.15mass、Si:0.1~2mass、Mn:0.1~2mass、Ni:5~25mass、Cr:11~27mass、B:0.05~2.5mass、Al:0.005~0.2mass、O:0.0001~0.01mass、N:0.001~0.1mass、S:0.005mass以下を含有すると共に、Mg:0.0001~0.005massおよびCa:0.0001~0.005massのいずれか一方または両方を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつSi、Al、Mg、CaおよびSの一部は硫化物および/または酸硫化物からなる非金属介在物として含有していることを特徴とする熱間加工性および表面性状に優れたボロン含有ステンレス鋼。前記の成分に加え、さらにMoを0.1~3massを含有することを特徴とする請求項1に記載の熱間加工性および表面性状に優れたボロン含有ステンレス鋼。前記非金属介在物は、MgSやCaSの硫化物、CaO-A12O3-MgO-SiO2-S系酸硫化物のいずれか1種または2種以上であることを特徴とする請求項1または2に記載の熱間加工性および表面性状に優れたボロン含有ステンレス鋼。前記CaO-A12O3-MgO-SiO2-S系酸硫化物は、CaO:20~70mass、A12O3:5~60mass、SiO2:15mass以下、MgO:0.5~30mass、S:15mass以下の組成を有するものであることを特徴とする請求項3に記載の熱間加工性および表面性状に優れたボロン含有ステンレス鋼。上述したように、従来、ボロン含有ステンレス鋼の熱間加工性を向上させるための技術が幾つか提案されている。しかし、特許文献1~3に開示しているような従来技術は、工程数がいずれも増加してしまうとか、汎用の設備を利用するものではないためにコスト高となって現実性に乏しいという問題があった。また、その一方で、介在物に起因する欠陥も問題となっており、その改善が急務な状態である。即ち、これらの従来技術は、合金そのものの特性、例えば、熱間加工性や溶接性あるいは表面性状を改善したものではなかったため、圧延しては手入れをしながら製造していたのが実情であった。そこで、本発明の目的は、熱間加工性や溶接性に優れると共に良好な表面性状を有するものになるボロン含有ステンレス鋼を提案することにある。前述した従来技術の課題に鑑み、そして上掲の目的を達成するために、発明者らはまず、ボロン含有ステンレス鋼の熱間加工性に与える諸因子の影響を調べるための実験を行なった。この実験では、高周波誘導溶解炉を使い、種々の微量成分の他、19.5massCr、10.3massNi、1massB合金を含有し、残部が主としてFeである合金を溶製して鋼塊を作製した。このとき使用した溶解炉の容量は20kgの大きさで、るつぼはマグネシアあるいはアルミナを用いた。微量成分としては、特にAl、Mg、Caといった元素を選択した。この実験の結果、ボライドが脆いという本質的な問題だけでなく、Sの影響が大きく表れることがわかった。即ち、鋼中のS濃度が高いと、熱間加工性が悪くなるため熱延工程で耳われを発生させやすくなるが、Sとの結合力の強いCaやMgを鋼中に微量添加するだけで、Sの悪影響を軽減できることもわかった。その理由としては、これらの元素が直接、CaSやMgSを形成することで固溶Sを低減させる作用が生じる他、SをCaO-A12O3-MgO-SiO2系の酸化物系介在物中に溶解させることによってSを無害化できるからである。このことはまた、CaO-A12O3-MgO-SiO2系酸化物というのは、溶鋼中で溶融し、Sの溶解度も高いために、このような作用を発揮するものと考えられる。これらの実験結果を踏まえてさらに、電気炉やAOD、VODなどを用いた実機での製造実験を行った。その結果、CaやMgは、合金元素の形で添加するのがよく、また、溶鋼中にAlを添加すると、AODやVODでのCaO-SiO2-Al2O3-MgO-F系精錬スラグ中のCaOやMgOを還元することができることもわかった。ただし、Al、Mg、Caの添加は弊害もあり、その添加量が多すぎると溶接ビード上に黒点を発生させることがあり、適量の添加に止めることが必要であるということもわかった。さらに、製品欠陥の大部分は、熱間加工性が悪いことに起因して熱間圧延時に生成するへゲ状の欠陥、あるいは大型介在物に起因するものであることも突き止めた。そこで、その大型介在物について再度調査したところ、前記の欠陥は介在物中にB2O3を20mass以上に含むときに現われやすいことがわかった。その理由としては、溶鋼中のBが酸化して非金属介在物を構成するためであると考えられる。なお、この現象が現われるのは、脱酸が不十分なときである。特に、Alの量が少ないと、鋼中の酸素濃度が高くなって、Bの酸化物が多量に生成して大型介在物となり、それらが浮上分離しきれずに内部に残留して欠陥を発生させるものと考えられる。本発明は、このような実験や試験造塊を通じて得た知見に基づき開発されたものであって、特に中性子吸収能や強度などの機械的性質に優れたボロン含有ステンレス鋼を提案する。このような知見の下に開発された本発明は、C:0.001~0.15mass、Si:0.1~2mass、Mn:0.1~2mass、Ni:5~25mass、Cr:11~27mass、B:0.05~2.5mass、Al:0.005~0.2mass、O:0.0001~0.01mass、N:0.001~0.1mass、S:0.005mass以下を含有すると共に、Mg:0.0001~0.005massおよびCa:0.0001~0.005massのいずれか一方または両方を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつSi、Al、Mg、CaおよびSの一部は硫化物および/または酸硫化物からなる非金属介在物として含有していることを特徴とする熱間加工性および表面性状に優れたボロン含有ステンレス鋼である。なお、本発明のボロン含有ステンレス鋼は、1前記の成分に加え、さらにMoを0.1~3massを含有すること、2前記非金属介在物は、MgSやCaSの硫化物、CaO-A12O3-MgO-SiO2-S系酸硫化物のいずれか1種または2種以上であること、3前記CaO-A12O3-MgO-SiO2-S系酸硫化物は、CaO:20~70mass、A12O3:5~60mass、SiO2:15mass以下、MgO:0.5~30mass、S:15mass以下の組成を有するものであること、が、より好ましい解決手段である。以上説明したような構成を有する本発明に係るボロン含有ステンレス鋼によれば、熱間加工性や溶接性に優れると共に、良好な表面性状を有するものとなり、さらにこうしたステンレス鋼を低コストで製造することができるようになるため、工業上極めて有利である。本発明に係るボロン含有ステンレス鋼において、各成分組成を前記範囲に限定した理由について説明する。C:0.001~0.15massCは、鋼の強度を確保するために有用な成分であり、少なくとも0.001massは必要である。しかし、このCの含有量が多すぎるとステンレス鋼中でCr炭化物を形成し、耐食性に寄与する有効Cr量を却って減少させてしまう。従って、C含有量は、0.001~0.15massとする。Si:0.1~2massSiは、溶鋼中の酸素濃度を低下させるために精錬上は少なくとも0.1massは必要な成分である。しかし、このSiの含有量が2massを超えると、熱間加工性を悪化させる。従って、Si含有量は、0.1~2massとする。Mn:0.1~2massMnは、Siと同様に脱酸元素であり精錬上必要な成分である。しかし、このMn含有量が2massを超えると誘導放射能の残留が多くなる。従って、Mnの含有量は0.1~2massとする。Ni:5~25massNiは、Crとともに、ステンレス鋼としての基本的な成分であり、オーステナイト相を安定させるために必須の成分である。とりわけ、ボロン含有ステンレス鋼においてこのNiは、ボライド中にはほとんど混入せず、ボライド相に消費されないため、5mass以上でその効果が十分に得られる。一方で、Ni含有量が25massを超えると、その効果が飽和するためコスト高になってしまうと共に、鋼の液相線温度の低下を招いて鋳造時に引け巣欠陥などを発生する原因となる。従って、Niの含有量は5~25massとする。好ましくは7~13massがよい。Cr:11~27massCrは、Niとともにステンレス鋼の基本的な成分であり、鋼表面に耐食性を確保するために必要な不動態皮膜の形成に有効な元素である。しかし、このCrの含有量が27massを超えると鋼の脆化が著しくなり実用上好ましくない。従って、Crの含有量は11~27massとする。好ましくは、より優れた耐食性を確保できる18mass以上を添加する。また、脆化を抑えるには25mass以下の範囲とする。より好ましくは19~24massがよい。B:0.05~2.5massBは、中性子吸収能のために必要不可欠な元素であり、その多くは鋼中にボライドCr、Fe2Bの形態で存在する。このBによって中性子吸収能を発現させるには少なくとも0.05massの添加が必要である。一方、B含有量は2.5mass以下であれば、初晶がオーステナイトとなって鋳造時に十分な強度と延性を発現し、割れを発生することがない。ただし、B含有量が、2.5massを超えると初晶がCr、Fe2Bなって鋳造時に割れを引き起こしたり、材料強度や耐摩耗性、加工性を低下させてしまう。従って、Bの含有量は、0.05~2.5massの範囲とする。なお、中性子吸収能を十分に確保するという観点からは、0.2~2massの範囲が好ましく、中性子吸収能と加工性の両方を考慮した場合は、0.5~1.8massの範囲がより好ましい。Al:0.005~0.2massAlは、本発明では脱酸成分として機能する成分である。このAlの含有量が、0.005mass未満では、溶鋼の脱酸が不十分となって酸素濃度が0.01massを超えてしまう。その結果、B2O3を含む大型の非金属介在物を形成して製品の表面欠陥を招く。逆に、Alの含有量が0.2massを超えると、スラグ中のCaOやMgOが過剰に還元され、鋼中のCaやMgの量が0.005massを超えてしまい、溶接ビード上に黒点を発生することがある。従って、Alの含有量は、0.005~0.2massとする。Alの添加に対する前記作用効果を考えた場合、好ましくは0.01~0.2massの範囲が適当であり、より好ましくは0.015~0.15massの範囲である。O:0.0001~0.01massOは、介在物を形造って欠陥を導くことから、低くすることが望まれる。このOの含有量が0.01massを超えると、B2O3が発生しやすくなると共に大型の非金属介在物が生成し、製品表面に欠陥を発生させやすくする。逆に、0.0001mass未満ではスラグ中のCaOやMgOが還元され、CaやMgの含有量が増えて0.005mass超混入するようになる。その結果、溶接ビード上に黒点を発生する。なお、このOの含有量は、Alの添加量を0.005~0.2massに調節することで上記の範囲にすることができる。従って、O含有量は0.0001~0.01massとする。好ましくは、0.0003~0.005massであり、さらに好ましくは0.0005~0.004massである。N:0.001~0.1massNは、ステンレス鋼の強度と耐食性を向上させる元素である。その添加量が0.1massを超えると高強度となりすぎて加工性が低下する。また、このNはBNを形成して前記ボライドの形成を妨げる。従って、Nの含有量は0.001~0.1massと規定する。好ましくは、0.003~0.03massである。S:0.005mass以下Sは、熱間加工性を低下させる成分であるから極力少ないことが望ましい。そのため、Sの含有量は0.005mass以下とする。Mg:0.0001~0.005mass本発明においてMgは、十分な熱間加工性を確保する上で重要な役割を担う成分である。このMg含有量が0.0001mass未満では、SをMgSとして固定して固溶Sを十分に低減させることができなくなる。逆に、0.005mass超では溶接ビード上に黒点を発生するという問題がある。このMgは、スラグ中のMgOをAlによって還元することで添加してもよいし、NiMgなどの合金を添加してもよい。従って、このMgの含有量は0.0001~0.005massとする。好ましいMg含有量は0.0001~0.002massである。Ca:0.0001~0.005mass本発明においてCaは、十分な熱間加工性を確保するために重要な役割を担う成分である。このCaの含有量は0.0001mass以上にしないと、SをCaSとして固定することで、固溶Sを十分に低減させることができない。逆に、0.005mass超では、溶接ビード上に黒点を発生させるという問題がある。このCaは、スラグ中のCaOをAlによって還元することで添加してもよいし、NiCaなどの合金やCaAlワイヤー、CaSiワイヤーなどの副原料として添加してもよい。したがって、Caは0.0001~0.005massとする、好ましくは0.0001~0.002massである。Mo:0.1~3massMoは、Crに比べて約3倍の耐食性付加作用を有し、耐食性の向上にきわめて有効な成分であることから必要に応じて添加する。耐食性を効果的に向上させるには、少なくとも0.1mass以上の添加が必要である。しかし、3massを超えて添加した場合には脆化することやコスト高となることから好ましくない。従って、Moの含有量は0.1~3massとする。なお、上記した成分以外の成分は、Feおよび不可避的不純物で構成される残部成分である。本発明においては、前記成分のうち、特に、Si、Al、Mg、CaおよびSの一部についてはさらに、鋼中において硫化物および/または酸硫化物からなる図1に示すような非金属介在物を形造って存在している。即ち、本発明の前記ボロン含有ステンレス鋼は下記の如き非金属介在物を含有する。MgSやCaSのような硫化物、およびCaO-A12O3-MgO-SiO2-S系酸硫化物のいずれか1種または2種以上:これらの非金属介在物は、いずれも、熱間加工性に害を及ぼすSを吸収し、鋼に固溶するSを低下させる作用をもつことから、このような介在物組成にすることは有効である。なお、SiやAl、Mg、Ca、Oの濃度を前記の範囲内にすることで、MgSやCaSのような硫化物、およびCaO-Al2O3-MgO-SiO2系酸硫化物のいずれか1種または2種以上の介在物にすることが可能である。これらの非金属介在物のうち、前記CaO-A12O3-MgO-SiO2-S系酸硫化物は、CaO:20~70mass、A12O3:5~60mass、SiO2:15mass以下、MgO:0.5~30mass、S:15mass以下の組成を有するものであることが好ましい。その理由は、CaO-A12O3-MgO-SiO2-S系酸硫化物は、CaO、A12O3、SiO2およびMgOの各濃度が上記の範囲にないと、溶鋼中で溶融状態を保てなくなる。こうした場合、Sをこれらの酸化物中に効果的に溶解させることができなくなる。また、SiO2については、15massを超えると、介在物中へのSの溶解を妨げてしまう。従って、CaO-A12O3-MgO-SiO2-S系酸硫化物の場合、CaOは20~70mass、A12O3は5~60mass、SiO2は15mass以下、MgOは0.5~30massとする。その結果、Sは15mass以下の内枠範囲で、介在物中に溶解させることが可能になる。また、前記CaO-A12O3-MgO-SiO2-S系酸硫化物にB2O3が20mass以上混入する場合は、酸素濃度が0.01massを超えて高い場合で、介在物は大型になってしまう。そのため、CaO-A12O3-MgO-SiO2-S系酸硫化物はB2O3が20mass未満にするべきである。そのためには、Alを本願発明の範囲に制御すればよい。さらに、前記非金属介在物の組成として、MgOならびにMgOA12O3は、これらの量が非金属介在物中に50mass以下含有していても、本願発明の効果を阻害しない。ただし、Al2O3は、クラスターを形成して表面欠陥の発生を招く。そして、この防止には、CaとMgを本願発明の範囲に制御することで達成できる。次に、前記ボロン含有ステンレス鋼を製造する方法を説明する。まず、電気炉にて配合原料を溶解し、次いでAODおよび/またはVODにて、Arまたは窒素および酸素を吹精して脱炭し、その後、石灰石や螢石を投入すると共に、さらにフェロシリコンまたはアルミニウムとフェロシリコンとを投入してスラグ相に移行した酸化クロムを還元する処理を行った。さらに、アルミニウムを添加して脱酸、脱硫を行った後、FeBなどのボロン源を所定量添加した。その後、成分調整された溶鋼を、連続鋳造法または普通造塊法により鋳造した。普通造塊法の場合は熱間鍛造してスラブとした上で、そのスラブを熱間圧延してから冷間圧延を施しボロン含有ステンレス鋼板とした。この製造に当たって、溶解用原料としては、例えば、フェロニッケル、純ニッケル、フェロクロム、クロム、鉄屑、ステンレス屑、Fe-Ni合金屑等から適宜に選択して使用した。また、この製造方法において、AOD炉、VOD鍋あるいは取鍋の耐火物は、特に限定するものではないが、MgO-C、A12O3-MgO-C、ドロマイト、マグクロから適宜選択して使用した。この時、石灰石と螢石を投入した後に、アルミニウムの含有量が0.005mass≦Al≦0.2massとなるように、かつ、フェロシリコンの投入量はその含有量が、0.1mass≦Si≦2massとなるように調整した。この操作により、O含有量は0.0001~0.01massの範囲となり、引き続き行なったBの添加の際にも非金属介在物中にB2O8を生成させず、かつ大型介在物の生成を防止するのに有効であった。以上の説明から明らかなように、Alはスラグ中に存在するCaOあるいはMgOを還元してCaあるいはMgを溶鋼中に供給する。ただし、CaあるいはMgが本発明の上述した適合範囲にない場合には、NiMg、NiCa、CaAlワイヤー、CaSiワイヤー等の副原料を適宜添加してもよい。このCaとMgはSと反応して固溶Sを低減する。ところで、本発明における好ましいスラグは、CaO-Al2O3-MgO-SiO2-F系のものであって、その他の成分として、FeOやCr酸化物、S、P、TiO2を合計量で5mass以下含有するものでもよい。なお、本発明においては、耐火物としてマグネシア系を用いているので、耐火物保護のためにスラグ中にマグネシアれんが屑を適宜添加してもよい。その後、Arあるいは窒素を吹き込んで攪拌することにより、脱酸、脱硫を進行させ、酸素濃度を0.0001mass≦0≦0.01massの範囲に、S濃度をS≦0.005massの範囲に制御する。S濃度については、基本的にスラグを使って脱硫することで0.005mass以下に低下させる。このようにして鋼の成分組成および非金属介在物の組成を一定に制御した溶鋼は、連続鋳造法あるいは普通造塊法により鋳込むが、このときの溶鋼の過熱度は製造性を考慮して、連続鋳造法の場合10~60°C、普通造塊法の場合30~150°Cとすることが好ましい。また、連続鋳造法の場合のタンディッシュ内および普通造塊法の場合のインゴットは、Al、MgあるいはCaのような溶鋼中の活性成分の酸化を防止するために、Arあるいは窒素でシールすることが好ましい。この実施例は、容量:60トンの電気炉によって、フェロニッケルや純ニッケル、フェロクロム、鉄屑、ステンレス屑、Fe-Ni合金屑などの中から選択した原料を溶解し、その後、主にAODにて酸化精錬を行った。なお、一部のチャージについてはAODを使用せずVODのみで精錬した。その後、石灰石、螢石を投入し、CaO-SiO2-Al2O3-MgO-F系スラグを形成させた。次に、アルミニウムおよび/またはフェロシリコンを投入して、クロム還元を行った。その後、Alを投入して脱酸、脱硫を行ない、最終的にFeBを投入して所定量のB濃度に調節した。このようにして溶製した溶鋼を連続鋳造機にて鋳造してスラブを得た後、熱間圧延に続き冷間圧延して板厚5mmのB含有ステンレス鋼板とした。このようにして得られた冷延鋼板について、以下の評価試験を行った。a.化学成分:表1に示す成分組成のB含有ステンレス鋼板から切り出したサンプルについて、酸素、窒素は酸素窒素同時分析装置にて、炭素および硫黄は、炭素硫黄同時分析装置にて分析した。その他の元素については、蛍光X線分析装置を用いて分析した。b.非金属介在物の組成は、タンディッシュから採取したサンプルから、15mm角の試験片を切り出して鏡面研磨し、EDSを用いて介在物をランダムに30個を定量した。c.耳割れ:熱延工程後の割れで評価した。割れて歩留まりが90を下回った場合を×とした。d.表面性状:コイル1本を代表し、その全長を目視により観察し、表面欠陥の程度を評価した。欠陥が存在して、補修の研磨が必要なものを×とした。e.溶接性:電流120A、溶接速度200mm/分の条件下でTIG溶接し、ビード上の黒点の有無を目視により評価した。黒点が発生したものは×とした。この実施例の結果を表2に示す。表2に示すとおり、発明例No.1~15は、全て本発明の規定した範囲を満足しており、耳割れ、表面性状、溶接性ともに問題なかった。図1は、No.6の合金に含まれていたCaO-A12O3-MgO-SiO2-S系酸硫化物の一例である。一方、比較例No.16~21では、いずれか1個以上が、本発明の範囲を外れていたため、耳割れが発生したり、表面欠陥が発生し、また、溶接時に黒点を発生して問題となった。