質量で、C:003以下、N:003以下、CN:005以下但しXは鋼中のX含有量、Si:070以下、Mn:10以下、P:004以下、S:002以下、Cr:16~25、Ni:10以下、Nb:015~050、Ti:Nb/4~Nb但しNbは鋼中のNb含有量、Al:0005~015、およびZr:002~040を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、鋼板中の窒化物が実質的にZrNであることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。前記フェライト系ステンレス鋼板において、さらに、質量で、Cu:03~08、Mo:01~25、V:001~050、およびB:00002~0002から選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載のフェライト系ステンレス鋼板。製鋼後の溶鋼をスラブとし、スラブ加熱後、熱間圧延を施し、あるいはさらに熱延板焼鈍を施して請求項1または2に記載のフェライト系ステンレス鋼板を製造するに際し、Zr源として、製鋼段階でフェロジルコニウムを添加することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。前記スラブ加熱における加熱温度を1100~1300°C、前記熱間圧延後の熱延板厚みを4mm以上とすることを特徴とする請求項3に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。前記熱間圧延のまま、または熱延板焼鈍後の0°Cでのシャルピー衝撃試験における単位面積あたりの吸収エネルギーの値が、50Jcm2以上であることを特徴とする請求項3または4に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。請求項3~5のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法において、前記熱間圧延後または熱延板焼鈍後、脱スケールし、ついで冷間圧延、仕上げ焼鈍および酸洗を施すに際し、冷間圧延後の冷延板の厚みを4mm以下とすることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。しかしながら、特許文献1~3に示された発明では、優れた耐食性と、熱延板の連続焼鈍および冷延板の高速連続焼鈍による高効率な生産性とを両立させることは難しく、また、熱延板の靭性を改善する方法については、なんらの方策も講じられていない。また、特許文献4に示された発明では、後述する実施例の記載にもあるように、熱延板の靭性を改善する目的で、熱間圧延の直後に水靭を行う必要があるため、専用の設備が必要となり、さらにMoの添加も必須であり、この点で経済的にも不利であった。本発明は、上記した問題点に鑑み、安価かつ高効率な生産が可能で、靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼をその有利な製造方法と共に提供することを目的とする。これまでも、発明者らは、前述した課題を解決するために、高価なNiやMoを含まず、かつ耐食性に優れたステンレス鋼を得る方法につき研究し、特許文献5に示したように、その耐食性と製造性の観点から、Crの添加量を205~225の範囲に限定し、不純物元素としての炭素や窒素を低減化し、さらに、適量のTiを添加することによって、SUS304あるいはSUS436L相当の優れた耐食性を持つステンレス鋼板が得られることを見出している。発明者らは、この発明の更なる改良、特に熱延板の靭性の改良について鋭意研究した結果、Ti添加鋼では、溶鋼段階から析出する粗大なTiN析出物の存在により、鋼板の靭性の向上が阻害されていることを突き止めた。そこで、このTiN析出物の生成を抑制するために、種々の金属添加について検討した。その結果、スタビライズ元素としてNbを適量添加した上で、Ti量は、Nb含有量にあわせ、Nb/4~Nb但しNbは鋼中のNb含有量とし、さらに、Zrを適量添加し、鋼板中の窒化物をZrNの形態で存在させて、実質的にTiNを鋼板中に存在させないことで、鋼板の熱延板、熱延焼鈍板の靭性が著しく改善されることを見出した。さらに、Zrを添加している本発明鋼では、Tiが存在しても、Nb/4~Nbと制御することで、ステンレス鋼板の靭性を確保したままで、溶接部の鋭敏化をより効果的に抑えることができることも明らかとなった。また、製鋼段階において、Zrの原料としてフェロジルコニウムを用い、さらに、2次精錬の最終段階において、Zrが酸化されないように溶鋼に直接投入することで、上述したZrNが有利に生成されることも併せて見出した。本発明はこれらの知見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明の構成は以下の通りである。1質量で、C:003以下、N:003以下、CN:005以下但しXは鋼中のX含有量、Si:070以下、Mn:10以下、P:004以下、S:002以下、Cr:16~25、Ni:10以下、Nb:015~050、Ti:Nb/4~Nb但しNbは鋼中のNb含有量、Al:0005~015、およびZr:002~040を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、鋼板中の窒化物が実質的にZrNであることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。2前記フェライト系ステンレス鋼板において、さらに、質量で、Cu:03~08、Mo:01~25、V:001~050、およびB:00002~0002から選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする前記1に記載のフェライト系ステンレス鋼板。3製鋼後の溶鋼をスラブとし、スラブ加熱後、熱間圧延を施し、あるいはさらに熱延板焼鈍を施して前記1または2に記載のフェライト系ステンレス鋼板を製造するに際し、Zr源として、製鋼段階でフェロジルコニウムを添加することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。4前記スラブ加熱における加熱温度を1100~1300°C、前記熱間圧延後の熱延板厚みを4mm以上とすることを特徴とする前記3に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。5前記熱間圧延のまま、または熱延板焼鈍後の0°Cでのシャルピー衝撃試験における単位面積あたりの吸収エネルギーの値が、50Jcm2以上であることを特徴とする前記3または4に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。6前記3~5のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法において、前記熱間圧延後または熱延板焼鈍後、脱スケールし、ついで冷間圧延、仕上げ焼鈍および酸洗を施すに際し、冷間圧延後の冷延板の厚みを4mm以下とすることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。本発明によれば、高価なMo等の元素を添加することなく、安価に、高い生産性の下で、SUS304、SUS436L、およびSUS430相当の優れた耐食性を有し、かつ靭性にも優れたフェライト系ステンレス鋼板を得ることができる。また、TiをNb/4~Nbと制御することで、ステンレス鋼板の高靭性を保持しつつ、溶接部の鋭敏化をより効果的に抑えることができる。そのため、溶接構造材としての適用板厚範囲が広がる。さらに、本発明に従う方法により製造された熱延板を素材とした冷延焼鈍板についても、製造可能な板厚範囲が広がるため、各種部材への適用範囲を大幅に増やすことができる。以下に本発明を具体的に説明する。まず、本発明においてフェライト系ステンレス鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の鋼板中の成分組成の表示は、特に断らない限り、質量を表すものとする。C:003以下、N:003以下、CN:005以下但しXは鋼中のX含有量CおよびNは、熱延板の靭性を低下させるので少ない方が望ましく、それぞれ003以下、それらの合計量でも005以下に限定した。好ましくは、C:0015以下、N:0015以下、CN:003以下である。なお、特に高い耐食性が要求される場合には、C:0010以下、N:0010以下、CN:0015以下にすることがさらに好ましい。Si:070以下Siは、脱酸剤として有用な元素である。しかし、多量に添加すると熱延板の靭性を低下させる。よって、Siは070以下とする。好ましくは、030以下である。Mn:10以下Mnは、脱酸作用がある。しかし、鋼中で硫化物を形成すると著しく耐食性が低下するため添加量は低い方が望ましく、製造時の経済性を考慮して、10以下とする。好ましくは、060以下である。P:004以下Pは、熱間加工性を低下させるので、少ない方が好ましいが、004までは許容できる。S:002以下Sは、熱間加工性を低下させ、上記したMnとの硫化物を形成する問題があるため、少ない方が好ましいが、002までは許容できる。好ましくは0005以下である。Cr:16~25Crは、本発明において、十分な耐食性を実現するための最も重要な元素であり、SUS430相当の耐食性を得るためには、16以上の添加が必要である。一方、25を超えて添加すると、たとえ、熱延板コイルの水靭を行っても熱延板の靭性を高めることができず、また、熱延板の連続焼鈍が困難となる。よって、Crは16~25の範囲に限定する。なお、SUS304あるいはSUS436L相当の耐食性を得るためには、205以上の添加が好ましい、また、特に高い熱延板靭性が必要な場合や、経済的な面を考慮すると、22以下が好ましい。Ni:10以下Niは、Cu添加による熱間加工性の低下を防ぐ効果がある。また、隙間腐食を低減させる効果を有する。しかし、高価な元素であることに加え、10を超えて添加してもその効果は飽和し、かえって熱間加工性を低下させる。このため、Niは10以下とする。好適には01~04の範囲である。Nb:015~050Nbは、015以上添加することにより、微細な炭窒化物として析出することを通じて、熱延板の結晶粒を微細化させ、熱延板の靭性を向上させる効果を持ち、溶接部の鋭敏化を防止する観点からも015以上の添加が必要である。一方、050を超えて添加すると、鋼板の硬化が著しくなるため、添加量の上限は050に限定する。Ti:Nb/4~NbTiは、溶接部の加工性や耐食性に有害なCやNをTiCやTiNとして無害化して、耐食性を向上させる効果を有する。本発明では、Zrの添加により、効果的に粗大なTiNの生成を抑えることができるため、熱延板の靭性を損ねることなく、溶接部の耐食性を向上させるために添加することができ、その効果の発現にはNbの含有量Nbと関係して、Nb/4以上の添加が必要である。一方、TiNが粗大化すると、鋼板の靭性を低下させるため、Tiの含有量はNbの含有量以下に制限する。よって、TiはNb/4~Nbとする。また、好ましい下限は、Nb/4および4×CNの値を同時に満たすことであり、好ましい上限は、035である。Al:0005~015Alは、脱酸のために添加するが、その効果を得るには0005以上の添加が必要である。一方、過剰に添加すると大型のAl系介在物が生成して表面欠陥の原因となるため、その上限は015とする。Zr:002~040Zrは、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の靭性を改善するための最も重要な元素である。すなわち、ZrNを形成して、熱延板や熱延焼鈍板の靭性を低下させる粗大なTiN等の生成を抑える効果を有する。また、Zrは、CやNを無害化して、溶接部で粒界腐食が生じることを防ぐ効果がある。これらの効果を得るためには、002以上の添加が必要である。一方、040を超えて添加すると、熱延板の靭性をかえって低下させるため、製造を困難にする。さらに、C、NまたはOと結合した介在物が多くなり、表面欠陥を増加させる場合がある。よって、Zrは002~040の範囲とする必要がある。なお、添加量の下限値は、005とすることが、靭性改善効果の点で好適である。上述したZrを添加する際には、原料としてフェロジルコニウムを使用する。Zrは、酸素との親和力が強く、溶鋼の脱酸が不十分な状態で原料を投入したり、スラグ上からフェロジルコニウムを投入するなどすると、その多くが酸化物となってしまい、TiNの析出を抑制するZrNとしての役割を果たさなくなってしまう。このためフェロジルコニウムの添加にあたっては、例えば、耐火物や鉄で作った筒状のワイヤや鉄製の箱の中にフェロジルコニウムを充填して、製鋼時の溶鋼へ直接投入するなどして、スラグ中の酸素とZrの反応を抑えるように工夫することが大切である。図1に、16~23Crフェライト系ステンレス鋼に対し、Nb:015~050、Ti:Nb/4~Nbの範囲とし、Zrを添加した場合における5mm厚の熱延板の0°Cでのシャルピー衝撃試験結果を示す。同図の縦軸の値は、試験により得られた吸収エネルギーの値を、衝撃試験片のノッチ部の断面積にて除することにより、単位面積当たりの吸収エネルギーに換算した値である。Zrを002~040の範囲で含有させることにより、熱延板の靭性が著しく向上することが分かる。なお、本発明に従う熱延板をフェライト系ステンレス冷延鋼板に仕上げた場合も、上記した靭性値と同じかそれ以上となることが確かめられている。本発明は、TiをNb/4~Nbに規定し、Nbを015~050の範囲で含有する鋼に対し、Zrを002~040の範囲で添加することにより、窒化物としてZrNを析出させ、熱延板の靭性を低下させる粗大なTiN析出物の生成を抑制し得るという新知見を基に成分設計したものである。なお、本発明中で、鋼板中の窒化物が実質的にZrNであるとは、鋼板の窒化物中のZrNの割合が80質量以上であることを意味する。また、その他の窒化物としてはTiN、AlN、CrN等が考えられるが、これらが合計で20質量未満であれば問題ない。さらに、本発明では、その他必要に応じて、以下の元素を添加することができる。Cu:03~08Cuは、耐食性を向上させるために有用な元素であり、特に隙間腐食を低減させる上で有効な元素である。この効果を得るためには、03以上の添加が必要である。一方、08を超えて添加すると、熱間加工性が低下する。よって、Cuは03~08の範囲に限定する。好ましい範囲は、03~05である。ただし、特に高い耐食性を必要としない場合には、Cuは添加しなくても良い。Mo:01~25Moは、耐食性を向上させる元素であり、高い耐食性を必要とする場合には、添加することが有効である。一方で、高価な元素であることに加えて、過剰に添加すると熱延板の靭性を低下により、製造性が悪くなるおそれがある。さらに、冷延焼鈍板を硬くして加工性を低下させるので、添加する場合は、01~25の範囲とするのが望ましい。V:001~050Vは、Nb添加鋼の熱延板の靭性を改善する働きをもつが、001未満では効果がない、一方、050を越えて添加すると、かえって靭性が低下してしまう。このため、Vは001~050の範囲が好ましい。より好ましくは005~020である。B:00002~0002Bは、深絞り成形時の耐二次加工脆性を改善するために有効な元素である。その効果は、00002未満では得られない。一方、過剰な添加は、熱間加工性と深絞り性を低下させる。よって、添加量は、00002~0002の範囲が好ましい。次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法について説明する。本発明の高効率な製造方法としては、スラブに連続鋳造し、1100~1300°Cの範囲に加熱して、熱間圧延を行い熱延コイルとする。これを、必要に応じ熱延板の連続焼鈍、酸洗ラインにより、800~1150°Cの範囲で焼鈍、酸洗を行う。この熱延板あるいは熱延焼鈍板は、そのまま製品とすることができる。また、冷間圧延用の素材として用い、冷間圧延-仕上げ焼鈍を施した冷延焼鈍板を製品とすることも可能である。冷延板の仕上げ焼鈍においては、普通鋼と兼用の冷延板の高速連続焼鈍ラインを用い、効率的に焼鈍と酸洗を行うことが望ましいが、概ね03以上のNbを添加した場合には、再結晶温度が高くなるため、ステンレス専用のラインを使用する必要がある。以下に本発明に従うフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を具体的に説明する。まず、フェライト系ステンレス鋼の製鋼工程であるが、1次および2次精錬工程からなっており、この工程中でフェロジルコニウムを投入することが本発明の特徴である。最初に、転炉または電気炉等で1次精錬することにより、所定の合金成分を添加した溶鋼を作製する。ついで、真空脱ガスRH法、VODVacuumOxygenDecarburization法、AODArgonOxygenDecarburization法等で、2次精錬を施し、成分の最終調整を行う。本発明において、Zrの添加は、上述した製鋼段階、すなわち1次精錬工程および2次精錬工程のいずれでもよいが、Zrの酸化を抑制する観点から、2次精錬時に投入することが最も好ましい。次に、連続鋳造法あるいは造塊-分塊法によって鋼スラブ鋼素材とする。鋳造法は、生産性および品質の観点から連続鋳造とするのが望ましい。また、スラブの厚みは、後述する熱間粗圧延での圧下率を確保するために、100mm以上とするのが好ましい。より好ましくは200mm以上である。上記の鋼スラブを1100~1300°Cの範囲に加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板とする。このスラブ加熱温度は、熱延板の肌荒れ防止や冷延焼鈍後のリジング特性向上のためには、高いほうが好ましいが、1300°Cを超えるとスラブ垂れが著しくなり、かつ結晶粒が粗大化して熱延板の靭性が低下する。一方、1100°C未満の加熱温度では、熱間圧延での負荷が大きくなり、熱延での肌荒れが著しくなるうえ、熱延中の再結晶が不十分となり、冷延焼鈍後のリジング特性が低下する。本発明において、熱間粗圧延の工程は、1000°C超の温度域で、圧下率が30以上である圧延を、少なくとも1回行うことが好ましい。この強圧下圧延により、鋼板の結晶組織が微細化され、リジング特性が向上する。一般に、20を超えるCrを含有する鋼の製造では、いわゆるシグマ脆性や475°C脆性が懸念される。シグマ脆性は、600~800°Cに加熱された際に、σ相が析出することが原因といわれており、Crの含有率が高いほど起こりやすい。また、475°C脆性は、475°C付近に加熱された際に、低Crフェライト相とCr側固溶体α ́相の2相に分離することが原因といわれている。このため、20を超えるCrを含有させつつ、熱延板の靭性を改善するためには、これらの温度域での保持時間を短くすることが有効であるため、熱延での巻取り温度を450°C以下にするなどの方法が取られている。しかしながら、本発明によるフェライト系ステンレス鋼では、Zrを添加することにより、熱延板の靭性が改善されているため、上述したいわゆるシグマ脆性や475°C脆性の懸念はほとんどないので、特に巻取り温度は制限されない。ただし、より高い熱延板の靭性が要求される場合には、巻取り温度を550°C以下、好ましくは450°C以下とすることが望ましい。熱延板厚は、4mm以上とする。一般に、熱延板の靭性は、板厚が厚くなるほど組織が粗大化し低下する。しかし、本発明に従うフェライト系ステンレス鋼の熱延板は、4mm以上の熱延板や熱延焼鈍板においても、0°Cで50Jcm2以上の良好な靭性シャルピー衝撃特性を有するため、構造材として利用ができる。これは、付加的な長所ではあるが、厚い板厚の熱延板が製造可能となるため、熱延時に発生する肌荒れの発生も抑えられる効果があり、良好な表面の鋼板となる。本発明に従う板厚:4mm以上の熱延板は、そのままで、あるいは焼鈍することなしに酸洗してから、構造材として利用することができる。さらに熱延板に対し、900~1150°Cの範囲で熱延板を連続焼鈍してから酸洗を施すこともできる。この時、熱延板の焼鈍温度は、900°C未満では、十分な加工性が望めず、一方、1150°Cを超えると結晶粒の粗大化が著しくなり靭性が低下する。このため、熱延板焼鈍の温度は、900~1150°Cとするのが好ましい。上述した熱延板あるいは熱延焼鈍板を、冷間圧延、仕上げ焼鈍、酸洗の各工程を順次経て、板厚:4mm以下の冷延板とすることもできる。ここで、冷延板の板厚を4mm以下としたのは、冷間圧延での圧下率があまり小さくなると、冷延焼鈍後の伸びやr値が低下し、構造材として十分な特性が得られないという理由による。また、冷延板の板厚の下限は、冷延機の負荷増大による経済性の低下を考慮するという観点から、003mm程度とするのが好ましい。冷間圧延時の圧下率については、特に制限はないが、靭性、加工性等の機械的特性を確保するためには、25以上とすることが好ましい。より好ましくは50以上である。さらに、冷間圧延は、1回または中間焼鈍を含む2回以上の冷間圧延としても良い。冷間圧延、仕上げ焼鈍、酸洗の各工程は、繰返し行っても良い。なお、一般的なステンレス鋼の冷延板焼鈍、酸洗ラインで冷延板焼鈍、酸洗を行っても良いのは言うまでもない。また、必要に応じて、光輝焼鈍ラインで光輝焼鈍を行っても良い。さらに、各種研磨等により、所定の表面状態に仕上げることも可能である。さらに、Zrを添加した本発明鋼では、溶接部近傍での結晶粒粗大化がZrNの働きにより有効に抑えられる。そのため、溶接が必要となる構造材等の用途に対しても有利に適用できる。転炉-VOD精錬により、表1に示す成分組成になるフェライト系ステンレス鋼を溶製した後、連続鋳造法により200mm厚のスラブとした。なお、本実施例でZrの投入は、フェロジルコニウムをVOD実施中に鉄容器に密封した状態で投入した。ついで、スラブの表面を専用のグラインダーを用いて削った後、1200°Cの温度に加熱し、ついで、熱間圧延により板厚:50mmの熱延板コイルとした。熱延後の巻取り温度は、550°Cとした。なお、No4鋼以外については、さらに1050°C、1分の熱延焼鈍を施した。これらの鋼板を対象に、0°Cでのシャルピー衝撃試験を実施した。結果を表1に併記する。なお、本試験の値は、試験により得られた吸収エネルギーの値を、衝撃試験片のノッチ部の断面積にて除することにより、単位面積当たりの吸収エネルギーに換算した値である。本発明の成分範囲であるNo1~4は、熱延板の靭性が格段に向上することが分かる。一方、本発明を外れる、No5および6は、靭性の向上が見られないことが分かる。なお、上記のNo1~6の電解抽出残渣のX線回折により、析出物を同定したところ、No1~4では、窒化物中のZrNの割合が80以上となっていることが確認できた。表1のNo4に示した熱間圧延後の熱延板およびNo1に示した熱延板焼鈍を施した熱延板それぞれに、さらに脱スケールの後、板厚:35mmまで冷延し、さらに1000°C、1分の条件で、仕上げ焼鈍を施し、その冷延焼鈍板を製造し、実施例1と同様のシャルピー衝撃試験を実施し評価した。試験の結果、No4は、120Jcm2であり、No1は、140Jcm2であった。この結果より、格段に向上した熱延板の靭性が保持され、靭性の高い冷延板となっていることが分かる。