"C:0.07mass以下、Si:0.1~2.5mass、Mn:0.1~2.5mass、P:0.05mass以下、S:0.005mass以下、Ni:4.0~10.0mass、Cr:11.0~18.0mass、Mo:4.0mass以下、Cu:2.0~8.0mass、Al:0.1~2.0mass、Nb:0.05~0.80massおよびN:0.05mass以下を含有し、かつ、CuとAlが、Cu4.0×Al≧6.0massを満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。下記1式で定義されるMscalが90~160°Cの範囲にあり、かつ、下記2式で定義されるδcalが1.0~9.0volの範囲にあることを特徴とする請求項1に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。記Mscal°C=1240.1-1300.3×CN-27.8×Si-33.3×Mn-61.1×Ni-41.7×Cr-44.3×Mo-27.4×Cu32.8×Nb24.2×Al1δcalvol=4.3×1.3×SiCrMo2.2×AlNb-3.9×30×C30×NNi0.8×Mn0.3×Cu-31.52ここで、上記1および2式中の各元素記号は、その成分の含有量massを示す。ビッカース硬さHV450以上が、下記3式で定義されるA値が13.8~17.0の範囲となる条件で時効処理を施すことで得られることを特徴とする請求項1または2に記載の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼。A=T273×20logt/10003ここで、T:時効温度°C、t:時効時間hrしかしながら、スチールベルトやプレスプレート等を製造する際の製造性の観点からは、特許文献1の鋼よりも時効処理条件がさらに広いものが求められている。また、特許文献1には、さらに高強度化を図るために、時効処理前に圧下率50以下の冷間圧延を施すことが提案されているが、マルテンサイト相は高強度であり、形状を確保しながら圧延するのは難しい。また、この鋼は、Tiを多量に添加しているため、連続鋳造ではノズル閉塞を起こしたり、スラブ表面品質を悪化させたりするという問題もある。そのため、現状では、生産性や品質面で優れる連続鋳造法を適用するのは難しく、専ら、造塊-分塊圧延法で製造せざるを得ないという問題点もある。そこで、本発明の目的は、冷間圧延等の冷間加工を施す必要がなく、固溶化処理後に時効処理を施すだけで高強度を得ることができると共に、その時効処理条件が広く、しかも、連続鋳造法で製造することが可能で、熱間加工性や冷間加工性にも優れる等、製造性にも優れる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を提供することにある。発明者らは、上記課題の解決に向けて合金元素および鋼組織に着目し鋭意検討を重ねた。その結果、固溶化処理後の組織を実質的にマルテンサイト組織とし、かつ、製造性を確保するためには、マルテンサイト変態開始点およびδフェライトの生成量を適正範囲に制御することが重要であること、また、上記マルテンサイト組織において時効処理のみで高強度を得るためには、析出硬化元素としてCuとAlを複合添加することが有効であることを見出し、本発明を開発するに至った。すなわち、本発明は、C:0.07mass以下、Si:0.1~2.5mass、Mn:0.1~2.5mass、P:0.05mass以下、S:0.005mass以下、Ni:4.0~10.0mass、Cr:11.0~18.0mass、Mo:4.0mass以下、Cu:2.0~8.0mass、Al:0.1~2.0mass、Nb:0.05~0.80massおよびN:0.05mass以下を含有し、かつ、CuとAlが、Cu4.0×Al≧6.0massを満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼である。本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、下記1式;Mscal°C=1240.1-1300.3×CN-27.8×Si-33.3×Mn-61.1×Ni-41.7×Cr-44.3×Mo-27.4×Cu32.8×Nb24.2×Al1で定義されるMscalが90~160°Cの範囲にあり、かつ、下記2式;δcalvol=4.3×1.3×SiCrMo2.2×AlNb-3.9×30×C30×NNi0.8×Mn0.3×Cu-31.52で定義されるδcalが1.0~9.0volの範囲にあることを特徴とする。ここで、上記1および2式中の各元素記号は、その成分の含有量massを示す。また、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、ビッカース硬さHV450以上が、下記3式;A=T273×20logt/10003ここで、T:時効温度°C、t:時効時間hrで定義されるA値が13.8~17.0の範囲となる条件で時効処理を施すことで得られることを特徴とする。本発明によれば、時効処理後の強度が高く、かつ、その時効処理条件の選択範囲が広く、しかも、連続鋳造で製造できるとともに、熱間加工性や冷間加工性等の製造性にも優れる析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を安定して提供することができる。まず、本発明を開発するに至った経緯と基本的な技術思想について説明する。発明者らは、Tiを添加することなく、時効後の目標強度引張強さTS≧1600MPaおよびビッカース硬さHV≧450を達成するべく、析出硬化元素として有効な元素を見出すため、V,Nb,W,Si等の各種元素を個々に添加した鋼を溶製し、時効処理による強度上昇量を調査した。その結果、CuとAlが有効であるが、これらの元素を単独添加しただけでは、本発明が目的とする時効後強度を得ることは難しいことが明らかとなった。そこで、CuとAlを複合添加したときの時効後強度に及ぼす影響を調査するため、C:0.04mass、Si:0.54mass、Mn:0.64mass、Ni:6.38mass、Cr:13.21mass、Mo:0.53mass、Nb:0.20massおよびN:0.01massを含有する成分系の鋼をベースとし、これにCuとAlの量を種々に変えて複合添加した鋼を溶製して10kg鋼塊とし、これを熱間圧延し、冷間圧延して板厚2mmの鋼板とした後、1050°Cの温度で固溶化処理後、480°C×1hrの時効処理を施した。斯くして得られた鋼板について引張試験を行い、引張強さTSを測定した。図1および図2は、上記測定の結果を示したものであり、時効処理後の強度は、CuおよびAlのそれぞれの添加量にほぼ比例して上昇していること、また、その上昇量は、Cu4.0×Almassで整理することができる、即ち、CuとAlの析出硬化能は加算的であることがわかった。因みに、CuとAlを複合添加したマルテンサイト系ステンレス鋼については多くの研究がなされているが、このような多量のCuとAlを同時に添加して、その析出硬化能を調査したものは見当たらない。次いで、発明者らは、析出硬化に及ぼす時効温度と時間の影響を調査する実験を行った。この実験では、前述したベース鋼に、Cu:3.19mass、Al:0.98massを添加した鋼本発明鋼を溶製し、上記と同様にして板厚2.0mmの鋼板とした後、その鋼板に、温度を400~600°C、時間を0.5~5hrの間で種々に変化させて時効処理を施し、時効処理後のビッカース硬さHv20kgを測定した。なお、比較として、従来のSUS630についても同様の測定を行った。一般に、時効処理後の効果は、時効処理温度と時間の二つのパラメータで変化することが知られており、先行技術論文鉄と鋼、vol.862000、No.5、p343~348には、下記3式;A=T273×20logt/10003ここで、T:時効温度°C、t:時効時間で定義される焼戻しパラメータAを用いて整理できることが開示されている。そこで、上記実験の結果を、上記の焼戻しパラメータAを用いて整理し、その結果を図3に示した。図3から、本本発明鋼および従来鋼であるSUS630とも、時効後の硬さHVと焼戻しパラメータAとはよい相関を示しており、焼戻しパラメータAが15近傍において最も硬さが高くなるが、本発明鋼の方が、より高い硬度が得られること、また、本発明鋼でビッカース硬さHV450以上を得るには、焼戻しパラメータAを13.8~17.0の範囲として、またSUS630を超える硬さHV490以上を得るには、焼戻しパラメータAを14.0~16.5の範囲として時効処理を施してやればよいことがわかる。次に、発明者らは、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の製造性を改善する検討を行った。従来のSUS630を連続鋳造法で製造すると、スラブに割れが発生することがある。このスラブ割れは、連続鋳造後のスラブ冷却時に、局部的にマルテンサイト変態が生じるためであると考えられる。そこで、スラブ割れの発生レベルを指数化し、マルテンサイト変態開始点との関係を整理した。ここで、Ms点は、ステンレス鋼の溶解後や焼鈍後に、高温から室温まで冷却していく過程で、マルテンサイト変態が開始される温度である。その結果を図4に示した。なお、この図4におけるスラブ割れ指数は、大きい程割れの程度が小さく、指数が0以上であれば実用上問題ない割れのレベルであることを示している。この図から、Ms点は低いほど好ましいが、160°C以下であれば、実用上問題ないことがわかる。一方、上述した実験において、CuおよびAlの添加量が同じでも、Ms点が低い鋼は、時効処理後の強度が低い傾向が認められた。その原因について調査した結果、Ms点が低い鋼では、軟質な残留オーステナイトが過剰に存在するためであることがわかった。図5は、Ms点と時効後の引張強さTSとの関係を示したものであるが、TS≧1600MPa以上を得るためには、Ms点は90°C以上が必要であることがわかる。上記図4および図5の結果から、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼において、時効後の高強度と、スラブ割れのない製造性とを安定して確保するためには、Ms点を90~160°Cの範囲に制御するのが好ましいことがわかる。ここで、Ms点は、一般に、合金元素量が多くなるほど低下することが知られており、ステンレス鋼におけるMs点についても、C,N,Si,Mn,Ni,Cr等主要成分との関係式は多数報告されている。しかし、AlがMs点に及ぼす影響について調べた報告は少ない。そこで、発明者らは、上記実験で用いた鋼のMs点を実測し、析出硬化元素であるCuやAlを含めたMs点の予測式の導出を試み、下記1式を得た。Mscal°C=1240.1-1300.3×CN-27.8×Si-33.3×Mn-61.1×Ni-41.7×Cr-44.3×Mo-27.4×Cu32.8×Nb24.2×Al1ここで、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量massを示す。上記1式から、ほとんどの合金元素は、Ms点を低下させ、特に、C,NおよびNiの影響が大きいが、NbとAlは、Ms点を上昇させる効果があることがわかる。また、図6は、上記1式から予測されるMs点と実測したMs点との関係を示したものであり、両者は良い一致を示しており、1式を用いることにより、Ms点を精度よく予測できることがわかる。したがって、上記1式を用いてMscalが前述した適正範囲90~160°Cとなるよう各元素の含有量を調整すれば、時効処理後の強度を確保すると共に、スラブ割れを効果的に防止することができる。なお、本発明のステンレス鋼の製造性において、上記スラブ割れ以外の検討すべき項目としては、熱間加工性と冷間加工性がある。ここで、上記熱間加工性とは、連続鋳造して得たスラブを熱間圧延する際、表面割れが発生して圧延することを困難となったり、それが原因となって鋼板表面の欠陥を引き起こしたり、製品歩留りの低下を招いたりすることをいう。ところで、鋼中に高温時に生成されるδフェライト相は、過剰に存在すると、熱間圧延における材料中の応力分布が不均一となり、割れが発生する原因となること、一方、δフェライト相の生成量が少なすぎると、スラブ凝固時に割れが発生し易くることが知られている。したがって、熱間加工性を確保する観点からは、δフェライト相の生成量を適正範囲に制御することが望ましい。そこで、発明者らは、熱間加工性を確保するべく、本発明の鋼における好ましいδフェライト相の生成量について検討した。その結果、図7に示した。なお、図中の製造性指数は、スラブ割れおよび熱間圧延における割れのレベルを指数化し、数値が大きいほど良好で、0以上であれば実用上問題ないレベルであることを示したものである。この図から、スラブ中のδフェライト相の生成量が1.0vol未満では、スラブ割れが発生しやすくなり、一方、9.0volを超えると、熱間圧延時に割れが発生しやすくなり、1.0~9.0volの範囲に適正領域があることがわかる。なお、上記δフェライト相の生成量と各成分の含有量との関係式については、従来から多数報告されているが、析出硬化元素であるCuとAlを含む関係式についての報告はない。そこで、発明者らは、上記実験において得られた鋼の凝固組織からδフェライト相の生成量を実測し、CuやAlを含めたδフェライト相の生成量を予測する式の導出を試み、下記2式を得た。δcalvol=4.3×1.3×SiCrMo2.2×AlNb-3.9×30×C30×NNi0.8×Mn0.3×Cu-31.52ここで、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量massを示す。上記2式から、SiとAlは、δフェライトの生成を助長する効果が大きい元素であることがわかる。また、図8は、δフェライトの生成量について、上記2式から予測される値と実測した値との関係を示したものであり、両者は良い一致を示していること、したがって、上記2式を用いることにより、δフェライトの生成量を、製造性を害することのない適正範囲に制御し得ることがわかる。一方、冷間加工性とは、析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼が硬質であることに起因して発生した形状不良耳延び、中延びを矯正し、平坦度を確保するための作業性のことをいう。したがって、平坦度を矯正する作業性を良好にするには、矯正される被加工材が軟質であることが好ましい。そこで、発明者らは、被圧延材の硬さを低減することを検討した。因みに、本発明の析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼における平坦度矯正の作業性を良好とするには、固溶化処理した状態におけるビッカース硬さHvが350以下であることが好ましいことがわかっている。マルテンサイト系ステンレス鋼の硬さを低減するには、固溶化処理後の組織中にオーステナイト相を多く残留させる方法も考えられるが、この方法では、先述したように、時効後の鋼板強度を確保することができない。そこで、時効後の強度を確保した上で、冷間圧延性を改善するため、マルテンサイト相自身の強度を低下させることについて検討した。一般に、マルテンサイト相の硬さは、CやN,Si,Nbなどの成分の影響を大きく受けるが、発明者らの検討の結果では、Cの添加量を低減し、Nbを多めに添加することが有効であることがわかった。図9および図10は、固溶化処理後のビッカース硬さHvに及ぼすCとNbの影響を示したものであり、固溶化処理後のビッカース硬さHvを350以下とするには、Cは0.07mass以下とすることが必要であり、Nbについては0.05mass以上添加するのが好ましいことがわかる。本発明は、上記の実験結果に、さらに検討を加えて開発したものである。次に、本発明のステンレス鋼の成分組成を限定する理由について説明する。C:0.07mass以下Cは、オーステナイト生成元素であり、δフェライト相の生成を抑制する元素であるが、多量に添加すると、固溶化処理後にオーステナイト相が過剰に残存し、時効処理後に十分な強度が得られなくなる。さらに、マルテンサイト相中に固溶して、固溶化処理後の強度を大きく上昇させるため、平坦度を確保して冷間圧延することが難しくなる。よって、本発明においては、Cは0.07mass以下とする。好ましくは0.005~0.05massの範囲である。Si:0.1~2.5wtSiは、脱酸材として添加されると共に、鋼の高強度化にも有効な元素であり、少なくとも0.1massを添加する必要がある。しかし、2.5massを超える添加は、δフェライト相の生成を助長し、熱間加工性を低下させる。よって、Siは0.1~2.5massの範囲とする。好ましくは0.1~1.5massの範囲である。Mn:0.1~2.5massMnは、δフェライト相の生成を抑制する効果があるので、少なくとも0.1massを添加する必要がある。しかし、2.5massを超えて添加すると、SとMnSを形成し、耐食性の低下を引き起こす。よって、Mnは0.1~2.5massの範囲とする。好ましくは0.2~1.5massの範囲である。P:0.05mass以下Pは、鋼中に不可避的に混入してくる不純物元素であり、結晶粒界に偏析し、凝固割れ感受性を高め、熱間加工性を低下させる有害成分であるので、少ないほど望ましい。しかし、Pの含有量を極端に低減させることは、製造コストの上昇を招く。よって、本発明では、Pの上限は0.05massとする。好ましくは0.03mass以下である。S:0.005mass以下Sは、Pと同様、鋼中に不可避的に混入してくる不純物元素であり、Mnと鋼中介在物MnSを形成し、ステンレス鋼の耐食性を劣化させると共に、結晶粒界に偏析し、熱間加工性を低下させるので、少ないほど望ましい。よって、Sは0.005mass以下とする。好ましくは0.001mass以下である。Ni:4.0~10.0massNiは、析出硬化に寄与するNiAl金属間化合物となって析出するとともに、δフェライト相の生成を抑制する元素であるため、少なくとも4.0massの添加が必要である。しかし、10.0mass超えて添加すると、固溶化処理後にオーステナイト相が過剰に残存し、時効処理後の強度を高めることができなくなる。よって、Niは4.0~10.0massの範囲とする。好ましくは5.0~7.0mass、より好ましくは5.5~6.5massの範囲である。Cr:11.0~18.0massCrは、ステンレス鋼としての耐食性を確保するために、少なくとも11.0massは含有させる必要がある。しかし、18.0massを超えて添加すると、δフェライト相の生成を助長し、熱間加工性を低下させる。また、固溶化処理後にオーステナイト相が過剰に残存し、時効処理後の強度を高めることができなくなる。よって、Crは11.0~18.0wtの範囲とする。好ましくは12.0~15.0massの範囲である。Mo:4.0mass以下Moは、鋼の耐食性を向上させるのに有効な元素である。しかし、4.0massを超えて添加すると、δフェライト相の生成を助長するため好ましくない。よって、Moは4.0mass以下とする。好ましくは2.0mass以下である。Cu:2.0~8.0massCuは、本発明においては必須の析出硬化元素であり、時効後の強度上昇を図るため、2.0mass以上添加する。しかし、8.0massを超えて添加すると、固溶化処理後にオーステナイト相が残存するようになると共に、熱間加工性が劣化し、表面割れに起因した表面欠陥を発生するようになる。よって、Cuは2.0~8.0massの範囲とする。好ましくは2.5~6.0mass、より好ましくは3.0~5.0massの範囲である。Al:0.1~2.0massAlは、Cuと同様、本発明における必須の析出硬化元素であり、時効処理後の強度上昇を図るため、0.1mass以上を添加する。また、Alは、Ms点を上昇させる効果があるので、オーステナイト相の残存を抑制する元素である。しかし、2.0massを超えて添加すると、δフェライト相の生成を助長し、熱間加工性を低下させる。よって、Alは0.1~2.0massの範囲とする。好ましくは0.3~1.8mass、より好ましくは0.5~1.5wtの範囲である。Nb:0.05~0.80massNbは、炭化物を形成して析出するので固溶化処理後の結晶粒の微細化に有効あり、また、固溶C量を減少させてマルテンサイト相の強度を低下させる元素でもある。そのため、少なくとも0.05mass以上添加する必要がある。しかし、0.80massを超えて添加しても、その効果は飽和してしまう。よって、Nbは0.05~0.80massの範囲で添加する。好ましくは0.10~0.40massの範囲である。N:0.05mass以下Nは、Alと窒化物を形成し、析出硬化に寄与する有効Al量を減らしてしまう。さらに、マルテンサイト相中に固溶して、固溶化処理後の強度を上昇させ、平坦度を確保して冷間圧延することを難しくする。よって、Nは0.05mass以下に制限する。好ましくは0.03mass以下である。本発明のステンレス鋼は、上記成分組成を満たすことに加えて、CuとAlが、下記式を満たして含有することが必要である。Cu4.0×Al:6.0mass以上CuおよびAlは、それぞれ単独に添加しても析出硬化能を発現する。しかし、CuおよびAlを複合添加した場合には、加算効果によって、時効による強度上昇をより高めることができる。上記効果は、Cu4.0×Alが6.0mass以上で特に有効であり、広範囲の時効温処理条件温度、時間において時効後の強度硬さを高めることができる。本発明のステンレス鋼は、上記成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。ただし、本発明の作用効果を害しない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではないことは勿論である。次に、本発明のステンレス鋼が有すべき特性について説明する。本発明のステンレス鋼は、前述したMscalおよびδcalが下記の条件を満たすことが好ましい。Mscal:90~160°CMscalは、マルテンサイト変態開始点Ms点を成分組成から予測した値であり、本発明において開発した下記の1式;Mscal°C=1240.1-1300.3×CN-27.8×Si-33.3×Mn-61.1×Ni-41.7×Cr-44.3×Mo-27.4×Cu32.8×Nb24.2×Al1ここで、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量massを示す。で求めることができる。本発明のステンレス鋼は、このMscalの値が90~160°Cの範囲内にあることが好ましい。Mscalが90°C未満では、固溶化処理後にオーステナイト相が多量に残留し、時効処理後に十分な強度が得られないおそれがある。一方、160°Cを超えると、スラブ冷却時にマルテンサイト変態が生じて、表面割れを起こすおそれがあるからである。好ましいMscalは、95~140°Cの範囲である。δcal:1.0~9.0volδcalは、スラブ凝固時に生成するδフェライト量を成分組成から予測した値であり、本発明において開発した下記の2式;δcalvol=4.3×1.3×SiCrMo2.2×AlNb-3.9×30×C30×NNi0.8×Mn0.3×Cu-31.52ここで、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量massを示す。で求めることができる。本発明のステンレス鋼は、このδcalの値が1.0~9.0volの範囲内にあることが好ましい。δcalが1.0vol未満では、連続鋳造後のスラブに凝固割れが生じやすくなる。一方、9.0volを超えると、δフェライト相が多量に存在するようになり、熱間加工性を低下させると共に、製品鋼板においてもδフェライト相の存在によって、時効処理後の強度が低下してしまう。好ましいδcalは、2.0~7.0volの範囲である。また、本発明のステンレス鋼は、下記3式;A=T273×20logt/10003ここで、T:時効温度°C、t:時効時間で定義される焼戻しパラメータAが13.8~17.0の範囲となる条件温度、時間で時効処理を施したときの時効後の硬さHVが450以上であることが好ましい。これは、図3に示したように、本発明のステンレス鋼は、上記焼戻しパラメータAが13.8未満では、硬さが450HVに達しない亜時効領域であり、一方、17.0を超えると過時効領域となり、上記範囲において最も時効硬化能が高いからであり、また、時効後硬さがHV450未満では、従来のSUS630でも十分に達成可能な硬さであるからである。なお、本発明のステンレス鋼は、より好ましくは、上記焼戻しパラメータAが14.0~16.5の範囲となる条件温度、時間で時効処理を施したときに、時効後の硬さHVが490以上であることがより好ましい。次に、本発明のステンレス鋼の製造方法について説明する。本発明のステンレス鋼は、転炉あるいは電気炉等で鋼を溶製後、VOD等で上記成分組成に調整した後、連続鋳造法あるいは造塊-分塊圧延法等の方法で鋼素材であるスラブとする。なお、本発明のステンレス鋼は、Tiを含有していないことから、品質上や製造性の面で優れている連続鋳造法を適用するのが好ましい。次いで、常法に従って、熱間圧延して熱延板とした後、必要に応じてグラインダー等で表面研削したのち、冷間圧延して所望の板厚の冷延板とし、その後、固溶化処理を施した後、時効処理を施して所望の強度引張強さ、硬さの製品とするのが好ましい。なお、上記時効処理は、前述したように、上記3式で定義される焼戻しパラメータAが13.8~17.0を満たす条件温度、時間で行うのが好ましく、14.0~16.5の範囲で行うのがより好ましい。表1に示した成分組成が異なるNo.1~26の鋼を電気炉とVOD炉を用いて溶製し、それぞれの鋼を連続鋳造して、厚さ200mm×幅1200mm×長さ6000mmのスラブとし、次いで、このスラブを、160°C以下まで冷却することなく加熱炉に装入し、1000~1200°Cに再加熱後、900~1200°Cの温度で熱間圧延して板厚4mmの熱延板とした後、1000~1100°Cで焼鈍を施し、酸洗し、冷間圧延して板厚2mmの冷延板とした。その後、1000~1100°Cの温度で固溶化処理を施し、酸洗して冷延焼鈍板とした。なお、参考鋼鋼No.28として、従来鋼であるSUS630についても、上記と同じプロセスで冷延焼鈍板とした。なお、上記各鋼の製造性について、スラブ割れ性、熱間圧延性、冷間圧延性の観点から下記要領で評価した。<スラブ割れ性>連続鋳造後のスラブ端面を目視観察して割れの有無を調査し、割れの発生が認められなかったものをスラブ割れ性優◎、スラブ端面に微割れが発生しているが製造上問題ないレベルのものをスラブ割れ性良○、割れが大きく表面手入れや幅切断が必要と判断されるレベルのものをスラブ割れ性劣×と評価した。<熱間加工性>熱間圧延後のコイル側面を目視観察して耳割れの有無を調査し、割れの発生が認められなかったものを熱間加工性優◎、長さ2mm以下の割れが発生しているが製造上問題ないレベルのものを熱間加工性良○、長さ2mmを超える割れが認められ、幅切断が必要と判断されたものを熱間加工性劣×と評価した。<冷間加工性>2mmの冷延焼鈍板を定盤面上に展開し、図11に示した方法で耳伸び、中延びの急峻度を測定し、急峻度が3以下のものを冷間加工性が良○、3超えのものを冷間加工性が不良×と評価した。また、上記のようにして得たNo.1~27の各冷延焼鈍板から、試験片を採取し、下記の評価試験に供した。<固溶化状態におけるビッカース硬さHVの測定>上記各冷延焼鈍板から硬さ測定用の試験片を採取し、鋼板表面のビッカース硬さHV20kgをビッカース硬さ試験機を用いて測定した。<時効処理後の引張強さTSの測定>上記各冷延焼鈍板から試験片を採取し、480°C×1hrの時効処理を施した後、引張方向を圧延方向とするJIS13B号平形引張試験片を切り出し、JISZ2241に準拠して引張強さTSを測定した。<時効特性の評価>上記各冷延焼鈍板から試験片を採取し、焼戻しパラメータAが13.5~17.5となる範囲で、0.5刻み間隔計9条件で時効処理を施した後、鋼板表面のビッカース硬さHVを測定し、ビッカース硬さHV450以上が得られる時効条件数を求め、この条件数が7以上であれば時効処理範囲が広い○、6以下を時効処理範囲が狭い×と評価した。<残留オーステナイト相の測定>上記各冷延焼鈍板から採取した試験片の圧延方向に垂直な断面を、腐食液としてピクリン酸塩酸アルコールの混合液を用いてエッチングして組織を現出させた後、光学顕微鏡を用いて100倍で組織観察し、残留オーステナイト相残留γの面積率=体積率を測定し、5vol以下を良○、5vol超のものを不良×と評価した。上記製造性および各種特性の測定結果を表2にまとめて示した。この結果から、本発明の成分組成を満たす鋼は、いずれも時効後の引張強さが1600MPa以上でビッカース硬さHVが450以上の高強度を有すると共に、連続鋳造法で製造しても、スラブ割れがなく、熱間加工性や冷間加工性にも優れていることがわかる。これに対して、本発明の条件を満たしていない鋼は、強度および製造性のいずれかまたは両方において本発明鋼より劣っている。"