質量で、C:0.001~0.030、Si:0.30超~0.55、Mn:0.05~0.50、P:0.05以下、S:0.01以下、Cr:18.0~19.0、Ni:0.05~0.50未満、Mo:1.0以下、Al:0.10~1.50、V:0.02~0.50、Nb:0.002~0.050、Ti:0.05~0.50、Cu:0.30~0.60、N:0.001~0.030を含有し、下記式1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溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。0.6≦SiAlTi≦1.81なお、式中の元素記号は各元素の含有量質量を表わす。更に、下記式2を満たすことを特徴とする請求項1に記載の溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。0.60≦Nb1.3Ti0.9V0.2Al2なお、式中の元素記号は各元素の含有量質量を表わす。更に、質量で、Sb:0.05~0.30以下を含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。更に、質量で、Zr:1.0以下、W:0.2以下、REM:0.1以下、Co:0.2以下、B:0.1以下、Mg:0.0005未満の中から選ばれる1種以上を含有することを特徴とする請求項1乃至3の何れか1項に記載の溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。この問題を解決するため、従来の思想に沿って、TiやNbを単純に増加することで鋭敏化の発生を抑制することも考えられるが、それでは、Tiストリンガーと呼ばれるTiN介在物起因の表面欠陥の増加や、固溶したNbが溶接部で粗大Nb析出物として析出し、それに起因した溶接割れなどの問題が別途発生してしまうため最適な方策とは言えない。そこで、本発明は、フェライト系ステンレス鋼の溶接で、溶接部材の形状などが原因で十分なガスシールドを行えないために、シールドガスに窒素、酸素が混入し溶接ビードの窒素含有量が増加して鋭敏化が発生するような溶接条件や、酸素が混入し溶接ビード部にテンパーカラーが発生する溶接条件において、優れた耐食性を有し、溶接施工性も良好な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。本発明者らは、上記課題を解決するために、溶接ビードへの窒素侵入の挙動と鋭敏化抑制におよぼす各種元素の影響、および溶接ビード部への酸素侵入により形成される酸化皮膜性状と耐食性の関係について鋭意研究を行った。はじめに、図1に、表1のNo.1に示すフェライト系ステンレス鋼を用いてArベースのシールドガスの酸素濃度を0~2volの範囲で変化させてビードオンプレートのTIG溶接溶接電流90A、溶接速度60cm/min、板厚0.8mm、表シールドガス流量15L/min、裏シールドガス流量10L/minを行った後、溶接ビード上のテンパーカラー酸化皮膜厚の断面を精密研摩した後に、高分解SEMによる観察により酸化皮膜厚を測定した結果を示す。溶接ビードのテンパーカラー厚は表シールドガスに酸素が混入した場合には、シールドガスの酸素濃度の増加に比例して厚くなった後、ほぼ一定の値をとるようになる。また、裏シールドガスへの酸素混入でも、溶接ビードのテンパーカラーは表面の場合と同じような挙動を示した。また、オージェなどの分析により、この酸化皮膜はAl、Si、Ti元素が鋼中に多量に添加されている場合は、これらの元素の濃化が認められる酸化物であった。これは、シールドガスの酸素混入による酸化は溶融池に酸素が侵入して起こるのではなく、溶融池の表面で起こる。したがって、酸素が溶融池に拡散しなくても、つまりビード表面が酸素に触れるだけでも酸化が起こるため、裏シールドガスの酸素が緩やかに接触しているだけでも酸化が起こることによるものであると考えられる。また、一定酸素濃度以上で酸化皮膜厚が一定になるのは、酸化の律速段階が酸素の溶接部表面への拡散から、各種鋼中元素が酸化物中を外方へと地鉄側から反応面へと通過する速度に移行するためであると考えられる。以上のことから溶接ビードのテンパーカラー厚は、表ビード、裏ビードに関係なく成長することがわかった。この溶接部のテンパーカラー酸化皮膜が形成されることで鋭敏化と同様にCr欠乏がおこり耐食性が低下する。つぎに、前述した溶接部耐食性劣化主原因ともなる鋭敏化について検討を行った。溶接ビードの窒素含有量におよぼすシールドガスの窒素濃度の影響を調査した。やはり、表1のNo.1に示すフェライト系ステンレス鋼を用いて、Arベースのシールドガスの窒素濃度を0~2volの範囲で変化させてビードオンプレートのTIG溶接溶接電流90A、溶接速度60cm/min、板厚0.8mm、表シールドガス流量15L/min、裏シールドガス流量10L/minを行い、溶接ビードの窒素含有量を測定した。結果を図2に示す。溶接ビードの窒素含有量は表シールドガスに窒素が混入した場合には、シールドガスの窒素濃度の増加に比例して増加したが、裏シールドガスへの窒素混入では、シールドガスの窒素濃度が増加しても溶接ビードの窒素含有量はほとんど変化しなかった。これは、表シールドガスはノズルから溶融池に向かって絶えず吹きつけられているのに対して、裏シールドガスは緩やかに接触しているだけであることが影響していると考えられる。溶接ビードの鋭敏化は、溶接ビードに侵入した窒素の増加にともなって顕著になった。このことから溶接ビードの鋭敏化は、表ガスシールドへの窒素の混入が強く影響していることが明らかとなった。さらに、シールドガスからの窒素侵入により溶接ビードの鋭敏化が起こる溶接条件において、鋭敏化におよぼす各種元素の影響を評価した。18.0~19.0質量Cr含有鋼をベースとした種々のフェライト系ステンレス鋼に、表シールドガスに2volの窒素濃度のArガスを用いて市販の板厚0.8mmのSUS304鋼C濃度:0.05質量、N濃度0.07質量との突合せTIG溶接を行い、溶接ビード部を研磨したのち、JISG05802003に準拠して再活性化率を測定した。結果を図3に示す。再活性化率の対数がNb1.3Ti0.9V0.2Al以下Ntr値と呼ぶ。なお、式中の元素記号は各元素の含有量質量を表わすに比例して減少した。再活性化率はその値が小さいほど鋭敏化の程度が小さく、0.01以下ではほとんど鋭敏化していないことを意味する。Ntr値が0.6以上で再活性化率が0.01以下となっており、シールドガスの不純物NおよびC、Nの固溶限の大きいオーステナイト系ステンレス鋼からの窒素侵入によって通常のフェライト系ステンレス鋼では溶接ビードが鋭敏化する溶接条件においても本発明例は良好な耐食性を示すことが明らかとなった。ただし、成分と再活性化率の関係はCrが18以上までは保たれるが、Cr濃度が18未満ではNtr値の対数と再活性化率との比例の関係は徐々に崩れ、Nb、Ti、V、Alのうち、特にNbを高くしないと再活性化率は0.01以下にはならなかった。さらに、鋭敏化が起こる溶接条件における鋭敏化およびテンパーカラーの耐食性におよぼす各種元素の影響を孔食電位測定により評価した。18~19質量Cr含有鋼をベースとした種々のNtr値のフェライト系ステンレス鋼に、表シールドガスに8volの窒素濃度、2vol酸素濃度のArガスを用いて市販の板厚0.8mmのSUS304鋼C濃度:0.05質量、N濃度0.07質量との突合せTIG溶接を行い、溶接によって溶接ビードの表側トーチ側に形成されたテンパーカラーを除去せずに、30°C、3.5質量NaCl溶液中で孔食電位を測定した。結果を図4に示す。Ntr値が0.43ではSi、Al、Tiによらず孔食電位は-225~-175mVであり、耐食性が低い。また、この時の孔食は溶接部テンパーカラー部のビードより少し外側のHAZ部で確認された。一方、Ntr値が0.63ではSiAlTi以下Ox値と呼ぶ。なお、式中の元素記号は各元素の含有量質量を表わすが0.6以上1.8以下の範囲で孔食電位が0mV以上となり、耐食性が向上した。これは、テンパーカラーにSi、Al、Tiが濃縮することで緻密な保護性のよい酸化皮膜となるので、溶接ビード表層のCrが酸化によって減少することが抑制されることに加えて、Ntr値を満たすことにより溶接ビード部の鋭敏化が抑えられることが主因と考えられる。テンパーカラーによるCrの減少は窒素の侵入による鋭敏化によっておこるCr炭窒化物周囲のCrの減少に上乗せされる形で相乗効果を及ぼすため、Ntr値とOx値がそれぞれ適切な範囲にあることがシールドガスから窒素が侵入する溶接条件における溶接ビードの耐食性を確保するために必要であることを知見した。本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。[1]質量で、C:0.001~0.030、Si:0.30超~0.55、Mn:0.05~0.50、P:0.05以下、S:0.01以下、Cr:18.0~19.0、Ni:0.05~0.50未満、Mo:1.0以下、Al:0.10~1.50、V:0.02~0.50、Nb:0.002~0.050、Ti:0.05~0.50、Cu:0.30~0.60、N:0.001~0.030を含有し、下記式1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溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。0.6≦SiAlTi≦1.81なお、式中の元素記号は各元素の含有量質量を表わす。[2]更に、下記式2を満たすことを特徴とする上記[1]に記載の溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。0.60≦Nb1.3Ti0.9V0.2Al2なお、式中の元素記号は各元素の含有量質量を表わす。[3]更に、質量で、Sb:0.05~0.30以下を含有することを特徴とする上記[1]または[2]に記載の溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。[4]更に、質量で、Zr:1.0以下、W:0.2以下、REM:0.1以下、Co:0.2以下、B:0.1以下、Mg:0.0005未満の中から選ばれる1種以上を含有することを特徴とする上記[1]乃至[3]の何れかに記載の溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。本発明によれば、シールドガスから溶接ビードへの窒素侵入や溶接相手材からの窒素侵入による鋭敏化が発生する溶接条件においても、またシールドガスから酸素が侵入する場合においても優れた耐食性を有するフェライト系ステンレス鋼が得られる。また、本発明のフェライト系ステンレス鋼は溶接施工性も従来鋼と同等に良好である。以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。1.成分組成についてはじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分は、すべて質量を意味する。C:0.001~0.030Cは鋼に不可避的に含まれる元素である。C量が多いと強度が向上し、少ないと加工性が向上する。十分な強度を得るためには0.001以上の添加が必要であるが、0.030を超えて添加すると加工性の低下が顕著となるうえ、Cr炭化物を析出して局所的なCr欠乏による耐食性の低下を起こしやすくなる。よって、C量は0.001~0.030の範囲とする。C量は低いほど耐食性には好ましいが、あまり低くすると精錬に時間がかかるので、好ましくは0.003~0.018の範囲である。Si:0.30超~0.55Siは本発明において重要な元素である。溶接によって形成されるテンパーカラーにAlやTiとともに濃縮して酸化皮膜の保護性を向上させ、溶接部の耐食性を良好なものとする重要な元素である。シールドガスから窒素、酸素が侵入するような溶接条件においては、AlとTiは侵入した窒素と結合しやすく析出してしまうため、テンパーカラーへの濃縮は減少する。そのため、本発明においてはテンパーカラーの保護性向上にSiが果たす役割は相対的に大きなものとなる。その効果は0.30超の添加で得られる。しかし、Siの添加量が0.55を超えると、加工性の低下が顕著となり、成型加工が困難となる。よって、Si量は0.30超~0.55の範囲とする。好ましくは、0.40~0.50の範囲である。Mn:0.05~0.50Mnは、不可避的不純物としてステンレス鋼に混入する。しかし、Mnは腐食の起点となるMnSの析出を促進し、耐食性を低下させるため、0.50以下の含有が適当である。よって、Mn量は0.05~0.50の範囲とする。好ましくは、0.05~0.40の範囲である。P:0.05以下Pは鋼に不可避的に含まれる元素であり、過剰な含有は溶接性を低下させ、粒界腐食を生じやすくさせる。その傾向は0.05超の含有で顕著となる。よって、P量は0.05以下とする。好ましくは0.03以下である。S:0.01以下Sは鋼に不可避的に含まれる元素であるが、0.01超の含有は耐食性を低下させる。よって、S量は0.01以下とする。好ましくは0.008以下である。Cr:18.0~19.0Crはステンレス鋼の耐食性を確保するために最も重要な元素である。18未満では溶接による酸化で表層のCrが減少する溶接ビードやその周辺において十分な耐食性が得られない。特に溶接の際、窒素の侵入によっても、SUS304等との異鋼種溶接などの場合、特に鋭敏化が起こりやすくなる。また、18.0未満では、不動態化が不安定となり、後述するNtrと再活性化率との関係が崩れる。また、19.0を超えて添加すると、地鉄の酸洗時の酸への溶解がわるくなり、特許文献5に開示されるような炭素鋼のラインを使用しての高速酸洗方法では、完全に除去しきれなくなり、鋼板のエッジ部等にスケール残りが生じる場合がある。よって、Cr量は18.0~19.0の範囲とする。好ましくは、18.3~19.0の範囲である。Ni:0.05~0.50未満Niはステンレス鋼の耐食性を向上させる元素であり、不動態皮膜が形成できず活性溶解が起こる腐食環境において腐食の進行を抑制する元素である。その効果は0.05以上の添加で得られる。しかし、0.50以上の添加では、加工性を低下させることに加えて、応力腐食割れ感受性が強くなる。さらには、Niは高価な元素であるので、コストの増大を招く。よって、Ni量は0.05~0.50未満の範囲とする。好ましくは、0.10~0.30の範囲である。Mo:1.0以下Moは、Cr含有量が18以上の場合には、不動態皮膜の再不動態化を促進し、ステンレス鋼の耐食性を向上する元素であり、積極的に添加したい元素である。しかし、Mo添加量が1.0を超えると強度が増加し、圧延負荷が大きくなるため製造性が低下する。また、高価な元素でもあるので多量の添加はコストの増大を招く。よって、Mo量は1.0以下とする。好ましくは、0.5以下である。Al:0.10~1.50Alも本発明にとっては、重要な元素である。Alは脱酸に有用な元素であり、本発明ではSi、Tiとともに溶接によって形成されるテンパーカラーに濃縮し、溶接部の耐食性を向上させる元素である。加えて、シールドガスから溶接ビードに窒素が侵入した場合に、Crと窒素が結合して析出し、鋭敏化が起こることを抑制する効果がある元素でもある。これは、Crよりも窒素との親和力が大きいAlがシールドガスから溶接ビードに侵入した窒素とAlNを形成して、Cr窒化物の形成を妨げるためと考えられる。この効果は、Alの添加量が0.10以上で得られる。しかし、1.50を超えると、加工性や製造性が低下する。よって、Al量は0.10~1.50の範囲とする。好ましくは、0.12~0.50の範囲である。V:0.02~0.50Vは耐食性や加工性を向上させる元素であり、本発明では、シールドガスから溶接ビードに窒素が侵入した場合に、窒素と結合してVNとなることによって鋭敏化を抑制する元素である。その効果は、Vの添加量が0.02以上で得られる。しかし、0.50を超える添加は逆に加工性を低下させる。よって、V量は0.02~0.50の範囲とする。好ましくは、0.05~0.30である。Nb:0.002~0.050NbはC、Nと優先的に結合してCr炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素である。そのため、本発明では、シールドガスからの窒素侵入による鋭敏化を抑制するために重要な元素であり、その効果は0.002以上で得られる。しかし、一方でNbの添加は焼鈍での再結晶温度を上げる効果があるので、0.050を超えて添加すると、例えば、外観を重視しない部材に使用される、いわゆる機能品自動車のマフラー材、排気系部材などではコストを低くするため炭素鋼のラインを用いて、850~900°C程度で焼鈍を行い、特許文献5に開示されるような炭素鋼のラインを用いた高速酸洗手法が適用できなくなるという問題がある。よって、Nb量は0.002~0.050の範囲とする。好ましくは、0.003~0.010の範囲である。Ti:0.05~0.50Tiも本発明には重要な元素である。TiはC、Nと優先的に結合してCr炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素である。本発明では、シールドガスからの窒素侵入による鋭敏化を抑制するために重要な元素であり、さらに溶接部のテンパーカラーにSi、Alとともに複合的に濃縮し、酸化皮膜の保護性を向上させる元素でもある。その効果は、0.05以上の添加で得られる。しかし、0.50を超えて添加すると加工性が低下するとともに、Ti炭窒化物が粗大化し、表面欠陥を引き起こす。よって、Ti量は0.05~0.50の範囲とした。好ましくは、0.10~0.35の範囲である。Cu:0.30~0.60Cuは、どのCr量においても、耐食性、特に水溶液中や弱酸性の水滴が付着した場合の耐食性を高める元素である。溶接部の、耐食性、特に水溶液中や弱酸性の水滴が付着した場合の耐食性を高める元素である。これは、Cuが水溶液や弱酸性水滴中のある電気化学的電位で溶解し、Cuが地鉄に再付着し耐溶解性を抑えるものと推定される。しかし、一方、Cuを0.60超えて添加すると、熱間加工性が低下する他、熱延時に赤スケールと呼ばれるCu起因の水あめ状酸化物が熱延スラブ上に生成し、表面欠陥の原因ともなる。よって、Cu量は0.30~0.60の範囲とする。好ましくは、0.30~0.50の範囲である。N:0.001~0.030Nは、Cと同様に鋼に不可避的に含まれる元素である。Nの含有量が多いと強度が向上し、少ないと加工性が向上する。十分な強度を得るためには0.001以上の含有が適当であるが、0.030を超えて含有すると加工性の低下が顕著となるうえ、Cr窒化物を析出した場合には、耐食性を低下させるため、N量は0.001~0.030の範囲とする。Nは低いほど耐食性には好ましいが、あまり低くすると精錬に時間がかかるので、好ましくは、0.003~0.030の範囲である。より好ましくは、0.003~0.015の範囲である。SiAlTiOx値:0.6以上1.8以下なお、式中の元素記号は各元素の含有量質量を表す。Si、Al、Tiはいずれも酸素との親和力が強く、ステンレス鋼が酸化されて酸化スケールが形成された場合には酸化スケールの下層地鉄側に濃縮して存在する。ステンレス鋼にこれらの元素がいずれも含有されている場合、Si、Al、Tiが複合的に酸化されて形成されるSi、Al、Tiの濃化層は緻密で保護性のよい酸化皮膜となるため、これらの元素の含有量が低い場合と比較して、耐食性に優れた酸化皮膜となる。その効果はOx値が0.6以上で得られる。図4に示したように、シールドガスから溶接ビードに窒素、酸素が侵入するような溶接条件では、溶接部の耐食性の劣化を鈍化させることが示唆される。一方、Ox値が1.8を超えると、酸化皮膜の結晶性が高まり、金属イオンなどの透過を抑制する効果が低下する。そのため、図4に示したようにOx値が1.8を超えると耐食性が再び低下する。以上の結果から、Ox値は0.6以上1.8以下とする。好ましくは0.6以上1.4以下である。以上が本発明の基本化学成分であり、残部はFe及び不可避的不純物からなるが、更に、溶接ビードの鋭敏化防止の観点からNtr値を規定してもよい。なお、不可避的不純物としては、Ca:0.0020以下が許容できる。Nb1.3Ti0.9V0.2AlNtr値:0.60以上なお、式中の元素記号は各元素の含有量質量を表す。本発明で取り扱っている溶接ビードの鋭敏化は、シールドガスから溶接ビードに侵入する窒素が、Crと結合してCr窒化物を形成し、局所的なCr欠乏領域が生成されることが主な原因である。これを抑制するためにはCrよりもNとの親和力の大きい元素の添加が有効であると考えられる。TiやNbはC、Nの安定化元素としてよく知られているが、シールドガスから窒素侵入が起こる溶接条件における溶接ビードでは、今回新たにAlやVにC、Nの安定化効果があることが明らかとなった。Crが18以上の場合は、図3に示したように溶接ビードの再活性化率の対数がNtr値=Nb1.3Ti0.9V0.2Alに比例するように、それぞれの元素の質量に対する効果はTi>Nb>V>Alの順に強い。Ntr値が0.60以上では溶接ビードの再活性化率は0.01以下となりほとんど鋭敏化が起こっていない。よってNtr値は0.60以上とした。溶接ビードの析出物を、SEMを用いて観察したところ、TiやNbの炭窒化物に複合して、AlやVが存在していることが確認された。このようにTiやNbの炭窒化物を核にしてAlN、VNの析出が促進されることで、VやAlが窒素の安定化元素としての作用をより発揮できるようになったと考えられる。更に、窒素を安定化する目的でSbを選択元素として添加してもよい。Sb:0.05~0.30SbもAlと同じく、TIG溶接のガスシールドが不十分な場合に大気中より混入するNを捕らえる効果があり、複雑な形状を持った構成体の場合には添加したほうが良い元素である。しかし、Sbを添加しすぎると、スラブ段階での非金属系介在物が生成し、表面性状が悪化する。また、熱延板の靭性をも悪化させる。よって、Sbを添加する場合は、Sb量は0.03~0.30の範囲とすることが好ましい。より好ましくは0.05~0.15の範囲である。更に、鋭敏化抑制、耐食性の向上等の目的でZr、W、REM、Co、B、Mgの中から選ばれる1種以上を選択元素として添加してもよい。Zr:1.0以下ZrはC、Nと結合して、鋭敏化を抑制する効果があるが、その効果は0.01以上の添加で得られる。しかし、1.0超えの添加は加工性を低下させるうえ、非常に高い元素であるためコストの増大を招く。よって、Zrを添加する場合は、Zr量は1.0以下とすることが好ましい。W:0.2以下WはMoと同様に耐食性を向上する効果があるが、その効果は0.01以上の添加で得られる。しかし、0.2超えの添加は強度を上昇させ、製造性を低下させる。よって、Wを添加する場合は、W量は0.2以下とすることが好ましい。REM:0.1以下REMは耐酸化性を向上して、酸化スケールの形成を抑制し、溶接テンパーカラー直下のCr欠乏領域の形成を抑制する。その効果は0.0001以上の添加で得られる。しかし、0.1超えの添加は酸洗性などの製造性を低下させるうえ、コストの増大を招く。よって、REMを添加する場合は、REM量は0.1以下とすることが好ましい。Co:0.2以下Coは靭性を向上させる元素であり、その効果は0.001以上の添加で得られる。しかし、0.2超えの添加は製造性を低下させる。よって、Coを添加する場合は、Co量は0.2以下とすることが好ましい。B:0.1以下Bは二次加工脆性を改善する元素であり、その効果は、0.0001以上の添加で得られる。しかし、0.1超えの添加は、固溶強化による延性低下を引き起こす。よってBを添加する場合は、B量は0.1以下とすることが好ましい。Mg:0.0005未満Mgは主に転炉の中のレンガより混入する不純物である。Mgは多種多様の介在物の起点となり、混入する量は微量でも他の介在物の核生成サイトとなり、焼鈍などを行っても溶解しにくく、熱延板、冷延板の表面性状を劣化させる。よって、Mgを添加する場合は、Mg量は0.0005未満とすることが好ましい。より好ましくは0.0003以下である。2.製造条件について次に本発明鋼の好適製造方法について説明する。上記した好適成分組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊-分塊法により鋼素材スラブとする。この鋼素材を、その後1100~1250°C×1~24時間の加熱をするか、あるいは加熱することなく直接、熱間圧延して熱延板とする。熱延板には、通常、800~1100°C×1~10分の熱延板焼鈍が施されるが、用途によっては熱延板焼鈍を省略してもよい。ついで、熱延板酸洗後、冷間圧延により冷延板としたのち、再結晶焼鈍を施して、製品とする。冷間圧延の圧下率は伸び性、曲げ性、プレス成形性および形状矯正の意味合いから50以上の圧下率で圧延を行うことが望ましい。冷延板の再結晶焼鈍は、一般的にはJISG0203の表面仕上げ、No.2B仕上げ品の場合、良好な機械的性質を得ること、および酸洗性の面から800~950°Cで焼鈍を行うのが好ましい。しかし、機能品の場合には、炭素鋼のラインを利用した前述の炭素鋼焼鈍酸洗ラインの高速酸洗特許文献5参照を用いた安価プロセスによる製造が最も好ましく、この際の焼鈍温度は800~900°Cで行うのが最も好ましい。また、より光沢を求める箇所の部材には仕上げにBA焼鈍を行うことが有効である。また、前述したが、冷間圧延後、および加工後に更に表面性状を上げるために、コスト的に不利にはなるが、研磨等を施しても何ら問題は無い。以下、実施例に基づいて本発明をさらに詳しく説明する。表1に示す成分組成になるステンレス鋼を50kg小型真空溶解炉で溶製した。これらの鋼塊を、Arガスでパージした炉内で1150°Cに加熱後、熱間圧延を施して3.5mm厚の熱延板とした。ついで、これらの熱延板に対しては950°C×1分間の熱延板焼鈍を施した後、表面をガラスビーズのショットブラスト処理を行った後、温度80°Cの20質量硫酸溶液中に120秒浸漬後、15質量硝酸および3質量弗酸よりなる温度55°Cの混合酸中に60秒浸漬することにより酸洗を行い、脱スケールを行った。さらに、板厚0.8mmまで冷間圧延し、弱還元性雰囲気H2:5vol、N2:95vol、露点-40°Cで900°C×1分間の焼鈍を行い、冷延焼鈍板を得た。この冷延焼鈍板を、温度50°C、15質量硝酸および0.5質量塩酸よりなる溶液中で電解10A/dm2×2秒を2回行う高速脱スケールを行い、冷延酸洗焼鈍板を得た。なお、表1のOx値はSiAlTiで、Ntr値はNb1.3Ti0.9V0.2Alで、それぞれ定義されるなお、式中の元素記号は各元素の含有量質量を表す。作製した冷延板および市販のSUS304C:0.07質量、N:0.05質量の冷延板を用いて、突合せTIG溶接を行った。溶接電流は90A、溶接速度は60cm/minとした。シールドガスは、8volの窒素、2volの酸素を含有するArガスを流量15L/minで使用した。表側の溶接ビードの幅はおよそ3mmであった。作製した溶接ビードを含む20mm角の試験片を採取し、10mm角の測定面を残してシール材で被覆し、溶接によるテンパーカラーを付けたまま30°Cの3.5質量NaCl溶液中で孔食電位を測定した。試験片の研磨や不動態化処理は行わなかった。それ以外の測定方法はJISG05772005に準拠した。測定した孔食電位V’c100を表2に示す。本発明例ではいずれもV’c100が0mV以上となったのに対し、比較例ではいずれもV’c100が0mV以下となっており、本発明例の耐食性が優れていることが分かる。また、溶接ビードを含む60×80mmの試験片を採取し、表側を試験面として、JISH85021999の中性塩水噴霧サイクル試験を実施した。塩水噴霧サイクル試験は、5質量NaCl溶液噴霧35°C、2h→乾燥60°C、4h、相対湿度20~30→湿潤40°C、2h、相対湿度95以上を1サイクルとして、サイクル数は15サイクルとした。試験後、溶接ビードの腐食の有無を目視により確認した。結果をやはり、表2に示す。本発明例ではいずれも腐食が確認されなかったのに対して、比較例ではいずれも腐食が確認された。本発明例の溶接ビードの耐食性が優れていることが分かる。また、Nbが上限を越えたものには材質の硬化が認められ、安価な炭素鋼のラインで製造する900°C未満で焼鈍し、スケールをあらかじめ薄くする手法プロセスでは難しいことがわかる。