massで、C:0.015以下、Si:1.0以下、Mn:0.5以下、Al:0.30超1.0以下、P:0.040以下、S:0.010以下、Cr:12~23、Ni:0.5以下、N:0.015~0.040、Nb:10CN~0.60、V:0.15~0.60、Ti:0.01以下、Zr:0.01以下、Ta:0.01以下、Mo:0.1以下、W:0.1以下を含有し、かつ0.003≦V×N≦0.015、Si≧Alを満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とする熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼。上記の成分組成に加えてさらに、massで、B:0.0004~0.0020、Co:0.05~0.1の1種または2種を含有することを特徴とする請求項1に記載の熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼。Siを0.4~1.0の範囲で含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の熱疲労特性と高温疲労特性と耐水蒸気酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼。しかしながら、上記特許文献5、7、8の技術では、Nb、V、Nの全てが適量添加されていないため熱疲労特性が未だ十分とはいえない上、鋭敏化が発生し、耐食性や耐酸化性が著しく低下する問題も有している。また、特許文献6ではV、Nが適量添加されていてもMnが適量でないため耐酸化性のみならず熱疲労特性も十分ではない。さらに、特許文献10、11についてはV、Nが適量添加されていないため優れた熱疲労特性は得られない。また、自動車の排気系部材はエンジンからの排ガスで高温に曝された状態で振動を受けるため、高温疲労特性も重要な特性となる。しかしながら、上記特許文献5~9のようにV、Nを添加しても高温疲労特性は向上しないことが明らかになった。本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、Mo、W、Cuを用いずに、熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。なお、本発明でいう熱疲労特性と高温疲労特性に優れたとは、SUS444と同等以上の熱疲労特性および高温疲労特性を有することをいう。具体的には、200/850°Cの熱疲労特性および800°Cでの高温疲労特性がSUS444と同等以上であることとする。発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を重ねた。その結果、VNの析出強化を有効に活用して熱疲労特性を向上させるためには、Nb、V、N含有量を最適なものにする必要があること、また、優れた耐酸化性を得るためにはMn量を最適化する必要があること、さらに、優れた高温疲労特性を得るためにはSi量とAl量を最適化することが有効であることを見出した。具体的には、massで、Si:1.0以下、Mn:0.5以下、Nb:10×CN~0.6をベースとして、Nを0.015~0.040の範囲で、同時にVを0.15~0.6の範囲で、かつV×Nが0.003~0.015となるように含有させることにより長時間に亘って高温における強度を維持することができ、Mo、W、Cuを含有させなくてもSUS444と同等の熱疲労特性が得られることを見出した。また、Mnを0.5mass以下とすることで1000°Cにおける耐酸化性についてもSUS444と同等以上となることを見出した。さらに、Alを0.3超1.0以下とし、Si≧Alを満たすようにすることにより、SUS444と同等以上の800°Cにおける高温疲労特性が得られることを見出した。本発明は、本発明者らの以上のような知見に基づいて完成されたものである。すなわち、本発明は、massで、C:0.015以下、Si:1.0以下、Mn:0.5以下、Al:0.30超1.0以下、P:0.040以下、S:0.010以下、Cr:12~23、Ni:0.5以下、N:0.015~0.040、Nb:10CN~0.60、V:0.15~0.60、Ti:0.01以下、Zr:0.01以下、Ta:0.01以下、Mo:0.1以下、W:0.1以下を含有し、かつ0.003≦V×N≦0.015、Si≧Alを満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とする熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供する。また、本発明は、上記の成分組成に加えてさらに、massで、B:0.0004~0.0020、Co:0.05~0.1の1種または2種を含有することを特徴とする熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供する。さらに本発明は、Siを0.4~1.0の範囲で含有することを特徴とする熱疲労特性と高温疲労特性と耐水蒸気酸化性に優れた加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供する。本発明によれば、高価なMoやW、およびCuを含有させることなくSUS444と同等以上の熱疲労特性および高温疲労特性を達成することができ、自動車排気部材用等として好適なフェライト系ステンレス鋼を得ることができる。まず、本発明を完成するに至った基礎的な実験について、説明する。なお、以下の説明において、成分における表示は全てmassである。最初に、熱疲労特性に及ぼすN含有量の影響を検討した。0.005~0.010C-0.75~0.85Si-0.15~0.30Mn-0.35~0.45Al-14~15Cr-0.35~0.45Nb-0.25~0.35Vの成分系をベースとして、N含有量を0.007~0.046の範囲で種々変化させた鋼を、実験室的に溶製して鋼塊とし、この鋼塊を鍛造し、熱処理して鋼材とし、この鋼材から熱疲労試験片を作製した。そして、拘束率0.8で200/850°Cの加熱冷却を繰り返し、熱疲労寿命を評価した。熱疲労寿命は、200°Cにおいて検出された荷重が初期の荷重の80を下回ったサイクル数とした。なお、比較として、SUS44418Cr-2Mo-0.5Nb鋼についても同様に評価した。図1は上記熱疲労試験における熱疲労寿命に及ぼすN含有量の影響を示したものである。この図から、N含有量が0.015~0.040の範囲でSUS444の熱疲労寿命より優れた熱疲労寿命が得られることがわかる。したがって、優れた熱疲労特性を得るためには、N含有量が0.015~0.040であることが必要である。次に、熱疲労特性に及ぼすV含有量の影響を検討した。0.005~0.010C-0.75~0.85Si-0.15~0.30Mn-0.35~0.45Al-14~15Cr-0.35~0.45Nb-0.015~0.025Nの成分系をベースとして、V含有量を0.08~0.77の範囲で種々変化させた鋼を、実験室的に溶製して鋼塊とし、この鋼塊を鍛造し、熱処理して鋼材とし、この鋼材から熱疲労試験片を作製した。同様に、拘束率0.8で200/850°Cの加熱冷却を繰り返し、熱疲労寿命を評価した。図2は上記熱疲労試験における熱疲労寿命に及ぼすV含有量の影響を示したものである。この図から、V含有量が0.15~0.60の範囲でSUS444の熱疲労寿命より優れた熱疲労寿命が得られることがわかる。したがって、優れた熱疲労特性を得るためには、V含有量が0.15~0.60であることが必要である。次に、V×Nの最適値を検討した。図1、2に示した実験結果に加え、同様な組成をベースとしてV、N量を変化させ、同様にして鋼塊を作製した後、鍛造し、熱処理して鋼材とし、この鋼材から熱疲労試験片を作製し、同様に、拘束率0.8で200/850°Cの加熱冷却を繰り返し、熱疲労寿命を評価した。図3は上記熱疲労試験における熱疲労寿命に及ぼすV×Nの値の影響を示したものである。この図に示すように、V、Nがそれぞれ上記範囲内であっても、V×Nの値が0.003未満または0.015超であると熱疲労寿命がSUS444よりも低くなることがわかった。したがって、優れた熱疲労特性を得るためには、V、Nの含有量が上記範囲を満たすとともに、V×Nの値が0.003~0.015の範囲であることが必要である。次に、熱疲労特性に及ぼすZr、Ti、Ta含有量の影響を検討した。0.005~0.010C-0.75~0.85Si-0.15~0.30Mn-0.35~0.45Al-14~15Cr-0.35~0.45Nb-0.25~0.35V-0.015~0.025Nの成分系をベースとして、Zr、Ti、Taの含有量を、それぞれ0.003~0.023、0.004~0.014、0.004~0.014の範囲で変化させた鋼を、実験室的に溶製して鋼塊とし、この鋼塊を鍛造し、熱処理して鋼材とし、この鋼材から熱疲労試験片を作製した。同様に、拘束率0.8で200/850°Cの加熱冷却を繰り返し、熱疲労寿命を評価した。図4は上記熱疲労試験における熱疲労寿命に及ぼすZr、Ti、Ta含有量の影響を示したものである。この図に示すように、V、N、V×Nが上記範囲内であっても、Zr、Ti、Taのいずれかの含有量が0.01を超えると熱疲労寿命がSUS444よりも低くなることがわかった。したがって、優れた熱疲労特性を得るためには、Zr、Ti、Taの含有量がいずれも0.01以下であることが必要である。次に、耐酸化性に及ぼすMn含有量の影響について検討した。0.005~0.010C-0.75~0.85Si-0.35~0.45Al-14~15Cr-0.35~0.45Nb-0.25~0.35V-0.015~0.025Nの成分系をベースとして、Mn量を0.09~0.98の範囲で変化させた組成の鋼板から試験片を作製し、この試験片の表面を320のエメリー紙で研磨後、大気中1000°Cで200時間の連続酸化試験を行った。耐酸化性は、酸化増量により評価した。なお、比較として、SUS44418Cr-2Mo-0.5Nb鋼についても同様に評価した。図5は上記1000°C連続酸化試験における酸化増量に及ぼすMn含有量の影響を示したものである。この図から、Mn含有量が0.5以下でSUS444と同等以上の耐連続酸化特性が得られることがわかる。したがって、耐酸化性の観点から、Mn含有量は0.5以下とすることが必要である。次に、高温疲労特性に及ぼすAl含有量、Si含有量の影響について検討した。0.005~0.010C-0.15~0.30Mn-14~15Cr-0.35~0.45Nb-0.25~0.35V-0.015~0.025Nの成分系をベースとして、Si、Alの含有量を種々に変化させた鋼を実験室的に溶製して研究鋼塊とし、この鋼塊を、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延し、仕上げ焼鈍して、板厚2mmの冷延焼鈍板とした。次いで、上記冷延焼鈍板から図6に示した形状、寸法の疲労試験片を作製し、下記の高温疲労試験に供した。なお、比較として、SUS444についても、同様の試験を行った。<高温疲労試験>800°Cにおいて、上記試験片に1300Hzで鋼板表面に85MPaの曲げ応力両振りを付与するシェンク式疲労試験を行い、破断までの振動回数疲労寿命を測定し、高温疲労特性を評価した。図7は上記高温疲労試験における高温疲労寿命に及ぼすAl含有量の影響を示したものであり、図8は上記高温疲労試験における高温疲労寿命に及ぼすSi含有量-Al含有量Si-Alの影響を示したものである。これらの図から、Al含有量が0.30超でかつSi≧Alを満たせばSUS444の高温疲労寿命30×105サイクルと同等以上が得られることがわかる。したがって、優れた高温疲労特性を得る観点から、Al含有量が0.30超でかつSi≧Alを満たすことが必要である。本発明は、以上のような基礎実験の結果に基づき、さらに検討を加えた結果完成されたものである。以下、本発明に係るフェライト系ステンレス鋼について詳細に説明する。まず、本発明の成分組成について説明する。C:0.015以下Cは、鋼の強度を増加させる元素であるが、0.015を超えて含有すると、靭性および成形性の低下が顕著となる。よって、本発明では、C含有量を0.015以下とする。なお、成形性の観点からは、C含有量は低いほど好ましく、0.010以下とするのが望ましい。Si:1.0以下Siは、耐酸化性を向上させる元素であり、脱酸材としても用いられる。また、Siは、後述するように、Alとともに高温疲労特性向上に有効な元素である。しかし、1.0を超えて含有させると加工性が低下する。このため、Si含有量を1.0以下とする。一方、自動車排気系部材は実際には水蒸気を含んだガス中で使用されるため、耐水蒸気酸化特性も重要となる。Siは耐水蒸気酸化特性向上に有効な元素であり、0.4以上含有することでその効果が得られる。Siによって耐水蒸気酸化性が改善される理由は十分に解明されているわけではないが、Si含有量を0.4以上とすることにより、鋼板表面に緻密なSi酸化物層が連続的に生成し、外部からのガス成分の侵入が抑制されるためと考えられる。したがって、耐水蒸気酸化特性が必要とされる場合にはSi含有量を0.4~1.0とすることが好ましい。より厳しい水蒸気含有雰囲気下での耐酸化性が求められる場合には、Si含有量を0.5以上とすることが好ましい。Mn:0.5以下Mnは、脱酸剤として作用するが、過剰に含有すると高温でγ相が生成しやすくなり、耐熱性を低下させるだけでなく、耐酸化性も低下させる。このため、Mn含有量を0.5以下とする。好ましくは、0.35以下であり、さらに好ましくは0.3以下である。P:0.040以下Pは、靭性を低下させる元素であり、できるだけ低減するのが望ましい。このため、P含有量を0.040以下とする。好ましくは、0.030以下である。S:0.010以下Sは、伸びおよびr値を低下させ、成形性を劣化させるとともに、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を低下させる元素でもあり、できるだけ低減するのが望ましい。このため、S含有量を0.010以下とする。Cr:12~23Crは、耐酸化性を向上させる元素であり、本発明では重要な元素である。しかし、その含有量が12未満では、十分な耐酸化性が得られない。一方、Crは、室温において固溶強化により鋼を硬質化低延性化し、23を超えて含有するとこれらが顕著となって加工性が劣化する。このため、Cr含有量を12~23の範囲とする。N:0.015~0.040、V:0.15~0.60、かつV×N:0.003~0.015V、Nは本発明で重要な元素である。V、Nを含有することにより600~800°CでこれらがVNとして微細に析出し、鋼材を高強度化することで熱疲労特性を向上させる。その効果はN含有量が0.015以上およびV含有量が0.15以上で認められる。しかし過剰に含有することにより鋼の靱性および成形性を劣化させるだけでなく、VNが粗大化し熱疲労寿命を低下させてしまう。このため、Nの含有量を0.015~0.040の範囲、Vの含有量をV:0.15~0.60の範囲とする。また、V、Nがそれぞれ上記の範囲内であってもV×Nが0.003~0.015を満たさなければ所望の熱疲労寿命が得られない。このため、V×Nを0.003~0.015とした。Nb:10CN~0.60Nbは、C、Nを固定し、耐鋭敏化特性、成形性、溶接部の耐粒界腐食性を高める作用を有するとともに、高温強度を上昇させて熱疲労特性を向上させる有益な元素である。しかし、その含有量が10CNよりも少ないとC、Nの固定が不十分となり、鋼材の鋭敏化が認められるようになる。鋭敏化が発生すると溶接部における耐食性、耐酸化性が著しく低下するため、Nbを10CN以上添加することが必要となる。Nb量によっては母材部でも同様の現象が発生することがある。一方、その含有量が0.60を超えると、Laves相が析出しやすくなり、脆化するのみならず、本発明で重要なVNの析出が抑制され、熱疲労特性が低下してしまう。このため、Nb含有量を10CN~0.60の範囲とする。好ましくは、0.55以下であり、さらに好ましくは0.50以下である。Mo:0.1以下Moは、高価な元素であり、本発明の目的からも積極的には添加しない。溶解原料であるスクラップ等からの混入量は高々0.1であるため、Mo含有量を0.1以下とする。W:0.1以下Wは、Moと同様に高価な元素であり、本発明の目的からも積極的には添加しない。溶解原料であるスクラップ等からの混入量は高々0.1であるため、W含有量を0.1以下とする。Ti、Zr、Ta:0.01以下Ti、Zr、Taは、C、Nを固定して、耐食性、成形性、溶接部の粒界腐食性を向上させる作用を有するが、本発明で重要なVNの析出を抑制し、たとえ本発明で規定するV、N量を満たしていても、これらが0.01を超えて含有されると熱疲労特性を低下させてしまう。このため、Ti、Zr、Taの含有量をいずれも0.01以下とする。Al:0.30超1.0以下Alは、耐酸化性および耐高温塩害腐食性の向上に有効であるのみならず、固溶強化元素として働いて高温疲労特性を向上させる効果を有する元素であり、本発明において重要な元素である。しかし、その含有量が0.30以下では、高温疲労特性を向上させる効果が不十分となる。一方、Al含有量が1.0超えでは、鋼が硬質化し、加工性が著しく低下する。このため、Al含有量を0.3超1.0以下とする。より好ましくは0.35~0.80であり、さらに好ましくは0.35~0.50である。Si≧Al上述のように、Alは固溶強化元素として働き、高温疲労特性を向上させるが、高温で窒化物や酸化物を形成しやすいため、固溶強化元素として効果を発揮させるためにはSiとともに含有させる必要がある。そして、Si含有量をAl含有量以上とすることで、Siを優先的に酸化させ、鋼板表面に緻密な酸化被膜を形成する。そのため窒素や酸素の金属内部への侵入が抑制され、Alは固溶状態を保つことができる。逆にSi含有量がAl含有量よりも少ない場合は、Alが優先的に酸化物や窒化物を形成するため、固溶強化元素としての効果は得られず、高温疲労特性を向上させることはできない。このため、本発明ではSi≧Alを満たすことが必要となる。Ni:0.5以下Niは、靱性を向上させる元素であるが、高価であるばかりか、強力なγ相形成元素であり高温でγ相が生成し耐酸化性を低下させる。このため、Ni含有量を0.5以下とする。本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記成分に加えてさらに、下記の成分を含有させてもよい。B:0.0004~0.0020、Co:0.05~0.1の1種または2種Bは、加工性、特に二次加工性を向上させる有効な元素である。このような効果は0.0004以上で有効に発揮されるが、0.0020を超えて含有すると、BNを生成し、加工性が低下する。このため、Bを含有させる場合には、その含有量を0.0004~0.0020の範囲とする。Coは、靭性の向上に有効な元素である。このような効果は0.05以上で発揮されるが、Coは高価な元素であり、また、その含有量が0.1を超えても上記効果は飽和する。このため、Coを含有させる場合は、その含有量を0.02~0.1とする。次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼の製造方法について説明する。本発明のフェライト系ステンレス鋼は、一般的なフェライト系ステンレス鋼の製造方法により製造することができ、その製造条件は特に限定されるものではない。例えば、本発明範囲内の組成の溶鋼を、転炉、電気炉等の溶製炉を利用し、あるいはさらに取鍋精錬、真空精錬等の精錬を利用した溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊法で鋼片としたのち、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上げ焼鈍、酸洗の各工程を順次経て冷延焼鈍板とするのが好ましい。また、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よい。冷間圧延、仕上げ焼鈍、酸洗の工程は繰り返し行ってもよい。なお、場合によっては、熱延板焼鈍は省略してもよい。さらに、鋼板表面の光沢性が要求される場合にはスキンパス等を施しても加工性の良好な鋼板として製造できる。表1に示すNo.1~39の成分組成を有する鋼を用いて、以下に示す試験を行った。No.1~39の成分組成のうち、No.1~14は本発明の範囲内の本発明例、No.15~39は本発明の範囲から外れる比較例である。なお、比較例のうち、No.30、31、32、33、34は、それぞれ特許第4369596号公報特許文献5、特開平7-70709号公報特許文献6、特開平6-158162号公報、特開2000-144344号公報、特開2010-43324号公報で実施例として開示された成分組成に相当するものであり、No.35はSUS444に相当するものである。また、No.36、37、38、39は、それぞれ特開2010-156008号公報特許文献7、特開2010-43327号公報特許文献9、特開2002-30346号公報特許文献10、特開平6-184637号公報特許文献11で実施例として開示された成分組成に相当するものである。上記No.1~39の成分組成を有する鋼の50kg鋼塊を作製し、これら鋼塊を1170°Cに加熱後、熱間圧延により5mm厚の熱延板とした。次いで、これら熱延板に対し、熱延板焼鈍焼鈍温度:1040°C-酸洗-冷間圧延冷延圧下率:60-仕上げ焼鈍焼鈍温度:1040°C、平均冷却速度:30°Cs-酸洗を順次施し、2mm厚の冷延焼鈍板とした。これら冷延焼鈍板から試験片を作製し、酸化試験に供した。酸化試験は、試験片の表面を320のエメリー紙で研磨後、大気中1000°Cで200時間の連続酸化を行い、耐酸化性はその際の酸化増量により評価した。また、上記冷延焼鈍板から作製した試験片を、水蒸気雰囲気中酸化試験に供した。水蒸気雰囲気酸化試験は、各冷延焼鈍板から30mm×20mmの試験片を切り出し、試験片上部に4mmφの穴をあけ、表面および端面を320のエメリー紙で研磨後、脱脂した。この試験片を、950°Cに加熱された10CO2-20H2O-5O2-bal.N2ガスを0.5L/minで流し、水蒸気雰囲気とした炉中に、200時間保持した。試験後、試験片の質量を測定し、予め測定しておいた試験前の質量との差を求め、酸化増量g/m2を算出した。評価は2回実施し、その平均値で最終的に評価した。さらに、上記冷延焼鈍板から15mm×10mmを切り出し、L断面において、シュウ酸エッチングJISG571を行った。エッチングには10シュウ酸溶液を用い、室温で1A/cm2の電流を90min間流した。その後の組織を観察し、粒界の著しい腐食溝状組織が見られたものを鋭敏化材と判断した。さらに、上記冷延焼鈍板から、図6に示した形状、寸法の疲労試験片を作製し、高温疲労試験に供した。高温疲労試験では、800°Cにおいて、上記試験片に22Hzで鋼板表面に85MPaの曲げ応力両振りを付与するシェンク式疲労試験を行い、破断までの振動回数疲労寿命を測定し、高温疲労特性を評価した。一方、上記No.1~39の鋼塊を1170°Cに加熱後、熱間圧延により150mm幅、35mm厚の熱延シートバーとした。鍛造加工により30mm□のバーとし、1040°Cで焼鈍後、機械加工により熱疲労試験片に加工し、熱疲労寿命の評価に供した。熱疲労試験は、拘束率0.8で200°C-850°C間を繰り返し昇温降温させた。昇温降温は5°C/s、850°C保持時間は1分の条件で実施した。熱疲労寿命の定義は図1の評価のときと同じである。得られた結果を表2に示す。表2から明らかなように、本発明例は、いずれもSUS444と同等以上の熱疲労寿命および高温疲労特性を示しており、本願発明の目標が達成されていることが確認された。一方、本発明範囲を外れる比較例では両特性を同時に満足しておらず、本発明の目標が達成されないことが確認された。また、比較例のうちNbの含有量が10CNより少ないものについては鋭敏化が発生した。また、本発明例のうち、Siが0.4以上であるものは、優れた耐水蒸気酸化性も得られることが確認された。