"質量で、C:0.05以下、Si:2.0以下、Mn:1.0以下、S:0.003以下、P:0.05以下、Cr:15.0~35.0、Ni:0.05~0.30、Al:3.0~10.0、N:0.10以下、Ti:0.02以下、Nb:0.02以下、Ta:0.02以下、Zr:0.005~0.20、Ce:0.02以下、Ceを除くREM:0.03~0.20、MoおよびWのうち少なくとも一種を合計で0.5~8.0を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物より成る鋼を熱間圧延する際、850°C以上の温度で熱間圧延を終了し、その後10°C/秒以上の冷却速度で500°C~650°Cまで急冷した後に巻取りを行って熱延コイルとすることを特徴とするAl含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法。前記鋼がさらに、質量で、Hf:0.01~0.20、質量ppmで、Ca:10~300ppmおよびMg:15~300ppmのうち少なくとも一種とを含有することを特徴とする請求項1に記載のAl含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法。表面の欠陥発生率が3以下で、かつ延性-脆性遷移温度が150°C以下であることを特徴とする、請求項1または2に記載のAl含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法。ただし、欠陥発生率とは欠陥発生面積/検査実施面積×100で得られる値であり、延性-脆性遷移温度は熱延鋼帯についてシャルピー衝撃試験を行って得られる値である。質量で、C:0.05以下、Si:2.0以下、Mn:1.0以下、S:0.003以下、P:0.05以下、Cr:15.0~35.0、Ni:0.05~0.30、Al:3.0~10.0、N:0.10以下、Ti:0.02以下、Nb:0.02以下、Ta:0.02以下、Zr:0.005~0.20、Ce:0.02以下、Ceを除くREM:0.03~0.20、MoおよびWのうち少なくとも一種を合計で0.5~8.0を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物より成る鋼を熱間圧延する際、850°C以上の温度で熱間圧延を終了し、その後10°C/秒以上の冷却速度で500°C~650°Cまで急冷した後に巻取りを行って熱延コイルとして得られたことを特徴とするAl含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯。前記鋼がさらに、質量で、Hf:0.01~0.20、質量ppmで、Ca:10~300ppmおよびMg:15~300ppmのうち少なくとも一種とを含有することを特徴とする請求項4に記載のAl含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯。表面の欠陥発生率が3以下で、かつ延性-脆性遷移温度が150°C以下であることを特徴とする、請求項4または5に記載のAl含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯。ただし、欠陥発生率とは欠陥発生面積/検査実施面積×100で得られる値であり、延性-脆性遷移温度は熱延鋼帯についてシャルピー衝撃試験を行って得られる値である。箔厚が100μm以下であることを特徴とする、請求項4~6のいずれかに記載のAl含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯を圧延して得られるステンレス箔。請求項7に記載のステンレス箔を用いた自動車排ガス浄化装置用触媒担体。しかし、特許文献1および特許文献2に記載の方法では、熱延コイルを水冷または加熱するための特殊な設備が必要となりコスト増加につながるばかりか、冷却時の収縮によって、巻き取られた熱延コイル内にずれが生じ、傷やヘゲなどの欠陥の原因となっていた。また、特許文献3に記載の方法では、450°C以下という一般的なステンレス鋼の熱延鋼帯製造方法と比べて著しく低い温度で巻取りが行なわれるため、熱延後の急速冷却時に形状変化が生じ、熱延板の表面に欠陥が多発するという難点がある。急速に冷却し450°C以下の低温で巻き取る場合、急冷時に変形した鋼帯が蛇行することによるガイド部への接触、またその際に生じた破片のコイル内への巻き込みなどによる表面欠陥が生じることもあった。熱間圧延により生じた表面欠陥は最終製品にまで残存し易く、冷間圧延後の表面傷や穴開きなどの不良を引き起こす。このような欠陥部分は、冷間圧延中に一旦圧延を中止し、切断や部分研磨などで取り除く必要があるため、生産効率を低下させる原因にもなる。すなわち、いずれの技術においても、靭性を向上させる目的で熱延鋼帯に低温までの急速冷却を施しているが、熱延板の表面性状を低下させ生産性低下につながっていたのである。本発明は、これらの問題を解決し、靭性を低下させること無く表面性状を改善し、安定した製造プロセスでの生産が可能な高Al含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法および高Al含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯、ステンレス箔、並びに、自動車排ガス浄化装置用触媒担体を提供することを目的とする。本発明者らは、上記問題を解決すべく鋭意検討したところ、Alの含有量を適切に制御し、熱間圧延後に適切な冷却および巻取り条件とすることで、上記目的を達成しうることを見出した。すなわち、本発明は下記[1]~[8]で示す特徴で要約される。[1]質量で、C:0.05以下、Si:2.0以下、Mn:1.0以下、S:0.003以下、P:0.05以下、Cr:15.0~35.0、Ni:0.05~0.30、Al:3.0~10.0、N:0.10以下、Ti:0.02以下、Nb:0.02以下、Ta:0.02以下、Zr:0.005~0.20、Ce:0.02以下、Ceを除くREM:0.03~0.20、MoおよびWのうち少なくとも一種を合計で0.5~8.0を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物より成る鋼を熱間圧延する際、850°C以上の温度で熱間圧延を終了し、その後10°C/秒以上の冷却速度で500°C~650°Cまで急冷した後に巻取りを行って熱延コイルとすることを特徴とするAl含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法。[2]前記鋼がさらに、質量で、Hf:0.01~0.20、質量ppmで、Ca:10~300ppmおよびMg:15~300ppmのうち少なくとも一種を含有することを特徴とする前記[1]に記載のAl含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法。[3]表面の欠陥発生率が3以下で、かつ延性-脆性遷移温度が150°C以下であることを特徴とする、前記[1]または[2]に記載のAl含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法。ただし、欠陥発生率とは欠陥発生面積/検査実施面積×100で得られる値であり、延性-脆性遷移温度は熱延鋼帯についてシャルピー衝撃試験を行って得られる値である。[4]質量で、C:0.05以下、Si:2.0以下、Mn:1.0以下、S:0.003以下、P:0.05以下、Cr:15.0~35.0、Ni:0.05~0.30、Al:3.0~10.0、N:0.10以下、Ti:0.02以下、Nb:0.02以下、Ta:0.02以下、Zr:0.005~0.20、Ce:0.02以下、Ceを除くREM:0.03~0.20、MoおよびWのうち少なくとも一種を合計で0.5~8.0を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物より成る鋼を熱間圧延する際、850°C以上の温度で熱間圧延を終了し、その後10°C/秒以上の冷却速度で500°C~650°Cまで急冷した後に巻取りを行って熱延コイルとして得られたことを特徴とするAl含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯。[5]前記鋼がさらに、質量で、Hf:0.01~0.20、質量ppmで、Ca:10~300ppmおよびMg:15~300ppmのうち少なくとも一種とを含有することを特徴とする前記[4]に記載のAl含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯。[6]表面の欠陥発生率が3以下で、かつ延性-脆性遷移温度が150°C以下であることを特徴とする、前記[4]または[5]に記載の熱延鋼帯。ただし、欠陥発生率とは欠陥発生面積/検査実施面積×100で得られる値であり、延性-脆性遷移温度は熱延鋼帯についてシャルピー衝撃試験を行って得られる値である。[7]箔厚が100μm以下であることを特徴とする、前記[4]~[6]のいずれかに記載のAl含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯を圧延して得られるステンレス箔。[8]前記[7]に記載のステンレス箔を用いた自動車排ガス浄化装置用触媒担体。本発明により、高温での強度および高温での耐酸化性に優れ、かつ耐塩害腐食性にも優れるステンレス鋼の良好な表面性状および靭性を有する熱延鋼帯を得ることができる。さらに、製造上のトラブルを著しく低減させ、生産性を大きく向上させることが可能となる。以下、本発明について詳細に説明する。なお、化学成分について、はすべて質量、ppmはすべて質量ppmを意味する。1化学成分C:0.05以下C含有量が0.05を超えると、高温での強度が低下し、高温での耐酸化性も低下する。また、靭性の低下による製造性の低下も招く。よって、C含有量は0.05以下、好ましくは0.02以下とするが、極力低減することがより好ましい。Si:2.0以下Si含有量が2.0を超えると、靭性が低下するとともに、加工性の低下により製造を困難にする。よって、Si含有量は2.0以下、好ましくは1.0以下とする。Mn:1.0以下Mn含有量が1.0を超えると、高温での耐酸化性が低下する。また、耐塩害腐食性の低下も招く。よって、Mn含有量は1.0以下、好ましくは0.5以下とする。S:0.003以下S含有量が0.003を超えると、触媒担体におけるAl2O3皮膜の密着性や高温での耐酸化性が低下する。よって、S含有量は0.003以下、好ましくは0.001以下とするが、極力低減することがより好ましい。P:0.05以下P含有量が0.05を超えると、触媒担体におけるAl2O3皮膜の密着性や高温での耐酸化性が低下する。よって、P含有量は0.05以下、好ましくは0.03以下とするが、極力低減することがより好ましい。Cr:15.0~35.0Crは高温での強度および耐酸化性を確保する上で必要不可欠な元素であるので150以上添加する。しかし、Cr含有量が35.0を超えると、475°C脆性が促進されるため靭性が著しく低下し、本発明の技術を用いた脆化の抑制が困難となる。よって、Cr含有量は15.0~35.0、好ましくは18.0~32.0とする。ただし、特に高温強度および耐酸化性が必要とされる場合は、25.0~32.0添加されることがより好ましい。Ni:0.05~0.30Niは触媒担体成形時のロウ付け性を向上する効果があるため、その含有量は0.05以上とする。しかし、オーステナイト安定化元素であるNiの含有量が0.30を超える場合は、高温での酸化進行時に箔中の固溶Alが減少し、Crが酸化され始めた際、オーステナイトが生成して箔の熱膨張係数を変化させ、箔の括れや破断セル切れなどの不具合が発生する。よって、Ni含有量は0.05~0.30、好ましくは0.08~0.20とする。Al:3.0~10.0Alは本発明において非常に重要な役割を果たす元素である。Alは表面に保護性の高いAl2O3皮膜を形成し、高温での耐酸化性を向上させる。Al含有量が3.0未満では、十分な耐酸化性が得られない。一方、Al含有量が10.0を超えると、加工性が著しく低下し、圧延が困難となる。さらに本発明者らは、Alを3.0以上添加することで、熱間圧延後の冷却中に生じる、σ相などの金属間化合物の析出および475°C脆性を抑制する効果があることを知見した。表1に示す鋼No.1~6の鋼C:0.004~0.009、Si:0.15~0.18、Mn:0.13~0.16、S:0.0007~0.0009、P:0.023~0.025、Cr:24.8~25.9、Ni:0.10~0.16、Al:0.01~10.8、N:0.005~0.008、Ti:0.004~0.006、Nb:0.005~0.012、Ta:0.002~0.009、Zr:0.031~0.039、Ce:0.005~0.010、La:0.062~0.092、Mo:2.83~3.12、Ca:15~30ppm、Mg:13~30ppmを含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる合金を各種温度で100時間時効した後に水中急冷した試料の、硬度変化量におよぼすAl含有量の影響を図1に示す。ここで硬度変化量とは、時効前と時効後のビッカース硬度の差であり、一般的に硬度が上昇すると靭性は低下する傾向にある。Al含有量が3.0に満たない場合、800°C時効では金属間化合物の析出によるσ脆性、500°C時効では475°C脆性がそれぞれ生じ大幅な硬度の上昇が認められたが、Al含有量の増加に伴って、800°Cおよび500°Cにおける硬度上昇が抑制された。この効果は3.0以上含有することで顕著となる。よって、Al含有量は3.0~10.0とする。好ましくは4.5~6.5とする。なお、600°Cおよび1000°C時効では硬度変化はほとんど認められなかったが、これらの温度では金属間化合物の析出および475°C脆性は生じないためであると考えられる。N:0.10以下N含有量が0.10を超えると、靱性が低下するとともに、加工性の低下により製造を困難にする。よって、N含有量は0.10以下、好ましくは0.05以下とする。Ti:0.02以下Tiは酸化されやすい元素である。その含有量が0.02を超えると、Ti酸化物がAl2O3皮膜中に多量に混入し、ロウ付け性が著しく低下するとともに、高温での耐酸化性も低下する。よって、Ti含有量は0.02以下、好ましくは0.01以下とするが、極力低減することがより好ましい。Nb:0.02以下Nb含有量が0.02を超えると、Fe,AlNbO4の保護性のない酸化皮膜が生成し、高温での耐酸化性が著しく低下する。また、Fe,AlNbO4は熱膨張率が大きいため、箔の変形を助長し、触媒の剥離を引き起こす。よって、Nb含有量は0.02、好ましくは0.01以下とするが、極力低減することがより好ましい。Ta:0.02以下Nbと同様、Ta含有量が0.02を超えると、Fe,AlTaO4の保護性がなく、熱膨張率が大きい酸化皮膜が生成し、高温での耐酸化性が著しく低下するとともに、箔の変形を助長し、触媒の剥離を引き起こす。よって、Ta含有量は0.02、好ましくは0.01以下とするが、極力低減することがより好ましい。なお、NbとTaの総含有量は0.03以下とすることがより好ましく、0.02以下とすることがさらに好ましい。Zr:0.005~0.20Zrは鋼中のC、Nと結合し、クリープ特性を改善する。また、靭性が向上するとともに、加工性が向上して箔の製造を容易にする。さらに、Al2O3皮膜中においてAl2O3粒界に濃化して高温での耐酸化性や、高温での強度、特に耐変形性を向上させる。このような効果を得るには、Zr含有量は0.005以上とする必要がある。一方、Zr含有量が0.20を超えると、Feなどと金属間化合物をつくり、耐酸化性を低下させる。よって、Zr含有量は0.005~0.20、好ましくは0.01~0.05とする。Ce:0.02以下Ce含有量が0.02を超えると、Al2O3皮膜と母材鋼表面との界面にCeO型の酸化物が生成し、高温での強度、特に耐変形性を著しく劣化させ、形状不良を引き起こす。よって、Ce含有量は0.02以下とするが、極力低減することがより好ましい。Ceを除くREM:0.03~0.20Ceを除くREMとは、La、Nd、Smなど原子番号57~71までのCeを除く14種の元素とする。一般に、REMはAl2O3皮膜の密着性を改善し、Al2O3皮膜の耐剥離性向上に極めて顕著な効果を有する。このような効果を得るには、Ceを除くREM含有量は0.03以上とする必要がある。一方、Ceを除くREM含有量が0.20を超えると、これらの元素が結晶粒界に濃化して析出し、高温加熱時に溶融して熱延板の表面欠陥の要因となる。よって、Ceを除くREM含有量は0.03~0.20、好ましくは0.05~0.10とする。MoおよびWのうち少なくとも一種:合計で0.5~8.0MoおよびWは高温での強度、特にヤング率と破断応力を増大し、触媒担体の寿命が良好となる。これらの元素は、同時に、Al2O3皮膜を安定化させ、耐塩害腐食性を向上させる。このような効果を得るには、MoおよびWのうち少なくとも一種の含有量は合計で0.5以上とする必要がある。一方、MoおよびWのうち少なくとも一種の含有量が合計で8.0を超えると、加工性の低下により製造を困難にする。よって、MoおよびWのうち少なくとも一種の含有量は合計で0.5~8.0、好ましくは2.5~6.5とする。上記した成分元素以外の残部は、Feおよび不可避的不純物であるが、箔の耐酸化性を向上させる理由で、さらに、Hf:0.01~0.20、Ca:10~300ppmおよびMg:15~300ppmのうち少なくとも一種を、個別にあるいは同時に含有させることができる。2製造方法次に、本発明によって表面性状に優れた熱延鋼帯を得ることが可能となるメカニズムについて説明する。本発明者らは、課題について鋭意検討したところ、以下に示す知見を得るに至った。a高Crフェライト系ステンレス鋼の靭性低下原因となる475°C脆性はAl含有量の増加に伴い抑制される。特に、3.0以上のAlを含有すると、475°C付近で長時間均熱を施しても脆化はほとんど生じない。図1参照b巻取り温度を500°C~650°Cとすることで、急冷による形状変化が軽微となり、熱延鋼帯の表面性状は著しく改善される。好ましくは、500~600°C、さらに好ましくは520~580°Cである。従来の高Cr含有フェライト系ステンレス鋼製造技術では475°C脆性による脆化を避けるため、例えば450°C以下という低温まで冷却した後に巻取りを行っていたが、本発明鋼ではaで述べた通りAl含有の効果で脆化が抑制されるため、過度の急激な冷却は不要となり比較的高温での巻取りが可能となる。c当該Al含有ステンレス鋼を、熱延終了後850°C以上の高温で巻取りを行うと炭窒化物が析出し熱延板靭性が低下するが、10°C/秒以上、好ましくは20°C/秒以上、より好ましくは30°C/秒以上の冷却速度で巻取り温度まで急冷することで炭窒化物の析出をほぼ抑制することが可能となる。なお、高Crステンレス鋼を850°C付近で保持した際に生じるσ脆性も、475°C脆性と同様にAlの効果で抑制されるが、炭窒化物の析出が生じるため850°C以上での巻取りでは靭性が低下する。本発明はかかる知見に基づいてなされている。従来、熱延板靭性を確保するために低温で行わざるを得なかった巻取り温度を、Al含有の効果によって上昇させることが可能となり、靭性と表面性状いずれにも優れた熱延鋼帯を得ることができるものである。当該Al含有フェライト系ステンレス鋼の製造には、通常のステンレス鋼製造設備を用いることができる。前述の成分組成を含有する鋼を、転炉や電気炉などで溶製し、VODやAODで二次精錬した後、造塊-分塊圧延法や連続鋳造法で鋼スラブとする。鋳造後のスラブは、室温まで冷却すると割れが生じる可能性があるため、出来る限り高温のまま迅速に次工程の熱延加熱炉に装入することが望ましい。工場の操業スケジュール上、再加熱が困難な場合は、保熱炉などを用いてもよいし、複数の高温スラブを積み重ねることで保温してもよい。いずれの場合においても、スラブ温度が170°Cより低下しないことが望ましい。こうして保温されたスラブを加熱炉に装入し、1150°C~1250°Cに加熱した後に一般的な熱間圧延工程に供する。熱間圧延終了後は例えばスプレー式の水冷装置などで急冷し、500~650°Cの温度で巻き取って熱延コイルとすることで、表面性状および靭性に優れた熱延鋼帯を得ることができる。こうして得られた熱延鋼帯について、ショットブラスト、酸洗、機械研磨などで表面スケールを除去し、冷間圧延と焼鈍を複数回繰り返し行うことで箔厚100μm以下のステンレス箔を得る。箔の厚みは、排ガス浄化装置用触媒担体とした際に、特に耐振動特性や耐久性が必要である場合は50~100μm程度とし、特に高いセル密度や低背圧が必要とされる場合は25μm~50μm程度とすることが好ましい。以下実施例に基づいて本発明を具体的に説明する。真空溶解法により表2に示す鋼No.7~16の化学組成の鋼を溶製し、表3に示す条件にて熱間圧延、冷却および巻取りを行って、厚さ3.5mmの熱延鋼帯とした。こうして得られた熱延鋼帯について、以下の試験を行った。靭性:熱延鋼帯の靭性はシャルピー衝撃試験により評価した。試験片の長手方向が圧延方向と平行になるように採取し、圧延方向と垂直にVノッチを入れた。試験片はJIS規格JISZ22021998のVノッチ試験片に基づき作製したが、板厚JIS規格では幅のみ素材のまま加工を加えず3.5mmとした。試験は、JIS規格JISZ22421998に基づき、各温度につき3本ずつ行い、吸収エネルギーおよび脆性破面率を測定し遷移曲線を求めた。延性-脆性遷移温度DBTTは脆性破面率の遷移曲線が50となる温度とした。DBTTが120°C未満を◎、120°C~150°Cを○、150°Cを超えたものを×と評価した。シャルピー衝撃試験で求めたDBTTが150°C以下であれば、常温で安定的に冷間圧延が可能であることは事前に確認したが、冬場の通板など板温が低下しやすい環境では、DBTTが120°C未満であることがより安定的な通板には好ましい。表面性状:表面性状は、各条件で作製した熱延鋼帯およびこの熱延鋼帯を圧延して得られた箔から検査用のサンプルを採取して、欠陥面積率欠陥が発生した面積/検査した面積×100を求めた。熱延鋼帯の欠陥面積率が1未満であり、全長にわたって表面欠陥がほとんど認められないものを◎、熱延鋼帯の欠陥面積率が1~3で、多少の欠陥は認められたものの、以後のショットブラスト、酸洗、機械研磨等の通常の表面手入れ工程で容易に取り除くことができるものを○、熱延鋼帯の欠陥面積率が3を超え、明らかなひび割れやヘゲなどが複数確認され、グラインダーによる部分研削や欠陥部分の切除が必要なものを×と評価した。この時点で重大な欠陥が発見されなくとも、冷間圧延中もしくは冷間圧延後に厚さ100μm以下のステンレス箔とした際、3を超える面積で傷やヘゲなどの欠陥が見られたものは同じく×と評価した。なお、Al含有量が本発明範囲外である鋼No.16については、熱間圧延中に激しい割れが生じたため、上記の評価は行わなかった。表3に示した通り、成分、巻取り温度および冷却速度が本発明の範囲内にある熱延鋼帯は、表面性状および靭性のいずれにも優れている。さらに、これらの鋼帯は、表面性状および靭性に優れているため、以後の箔圧延工程に供しても全く問題は無く、効率的に生産することが可能であった。一方、これら製造条件が本発明の範囲からはずれるものは、表面性状または靭性のうち少なくとも一方が悪化しており、圧延作業を中断しての部分手入れなどが必要となるため、安定的な生産には不向きである。"