質量で、C:0035超0055以下、Si:02以下、Mn:07以下、P:003以下、S:003以下、Al:01以下、N:001以下、Ti:008以上025以下、B:00005以上00040以下を含有し、且つ、固溶B:00005以上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、面積率が95超のフェライト相を含むマトリックスと、前記フェライト相のフェライト結晶粒内に平均粒子径が10nm未満のTi炭化物が微細析出し、該Ti炭化物の体積比が00015以上0007以下である組織とを有し、引張強さが780MPa以上であることを特徴とする、溶接部の耐食性に優れた高強度熱延鋼板。鋼板表面におけるフェライト結晶粒の平均粒径が15μm以上であり、前記Ti炭化物の平均粒子径が5nm未満であることを特徴とする、請求項1に記載の高強度熱延鋼板。前記組成に加えてさらに、質量で、Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Cr、Pb、Co、Ta、W、Mo、REM、Zn、Sr、Cs、Hfのいずれか1種以上を合計で1以下含有することを特徴とする、請求項1または2に記載の高強度熱延鋼板。前記組成に加えてさらに、質量で、Zr:05以下、Nb:04以下、V:02以下のうちの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ないし3のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。前記フェライト相のフェライト結晶粒界に前記固溶Bの50以上が偏析した組織を有することを特徴とする、請求項1ないし4のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする、請求項1ないし5のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。鋼素材をオーステナイト単相域に加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量で、C:0035超0055以下、Si:02以下、Mn:07以下、P:003以下、S:003以下、Al:01以下、N:001以下、Ti:008以上025以下、B:00005以上00040以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延終了温度を850°C以上とし、前記冷却の平均冷却速度を150°Cs以下とし、前記巻取り温度を680°C超780°C以下とすることを特徴とする、溶接部の耐食性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。前記仕上げ圧延の全圧下率が95以下であることを特徴とする、請求項7に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。前記組成に加えてさらに、質量で、Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Cr、Pb、Co、Ta、W、Mo、REM、Zn、Sr、Cs、Hfのいずれか1種以上を合計で1以下含有することを特徴とする、請求項7または8に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。前記組成に加えてさらに、質量で、Zr:05以下、Nb:04以下、V:02以下のうちの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7ないし9のいずれかに記載の高強度熱延鋼板の製造方法。しかしながら、特許文献1で提案された技術では、フェライト含有量が多くなると、引張強さで780MPa級への高強度化を期待することができない。また、高強度化のためにフェライトに代えて硬質な第2相を加えた複合組織とすると、上記フェライト-マルテンサイト複合組織鋼板と同様、マルテンサイトの溶接熱での分解により粗大なセメンタイトが生じて溶接部の耐食性は劣化する。また、特許文献2で提案された技術では、結晶粒を微細化することで鋼板の強度を得、更に伸びフランジ性を向上させているが、得られる鋼板の引張強さは高々680MPa程度であり特許文献2の実施例参照、引張強さで780MPa級の高強度化を期待することができないという問題がある。また、特許文献3で提案された技術では、鋼板の曲げ加工性について検討されているが、強化元素としてMn或いは更にSiを多量に添加しているため、溶接部の耐食性が劣化する問題がある。また、特許文献4で提案された技術では、高強度化のためにMn更にはSiを多量に含有させている。そのため、高い焼入れ性のために安定してポリゴナルフェライト主体の組織を得ることが難しい。また、多量のPも、溶接部での発錆を促進するとともに、粒界脆化を招く。更に、鋳造時に著しい偏析が生じるため、溶接部の耐食性に劣るという問題がある。また、特許文献5で提案された技術においても、Mnを159~167含有した例が示されていることから、Mnの偏析による溶接部の耐食性の問題は回避できない。以上のように、高強度化のためにSi、Mnを多量に添加することは、溶接部の耐食性の観点からは好ましくない。また、鋼板組織をフェライト単相組織とするだけでは、溶接部の耐食性を優れたものとすることは困難であった。自動車部品の多くは溶接組立されたのち、耐食性の観点から化成処理が施され、通常、溶接部にも化成処理が施される。このように、特許文献1~5で提案された技術では、鋼板を溶接した場合における鋼板溶接部の耐食性について何ら検討されていない。特許文献1~5で提案された技術で製造された鋼板を用いた部品では、化成処理を施しても溶接部に適正な化成皮膜が形成されず、所望の溶接部耐食性を確保することができないという問題がある。そのため、これらの技術は、自動車部品の中でも特に厳しい腐食環境に晒されるシャシー部品等に適用することができず、改善の余地が見られる。本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決し、引張強さ:780MPa以上であり且つ優れた溶接部耐食性を有する高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。上記課題を解決すべく、本発明者らは、フェライト単相組織である熱延鋼板の高強度化と溶接部耐食性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、従来、固溶強化元素として鋼板の高強度化に極めて有効であるとされ、高強度熱延鋼板に積極的に含有させていたMnおよびSiが、溶接部耐食性に悪影響を及ぼすことを知見した。また、溶接熱影響部では化成処理性が劣化しており、適正な化成皮膜が形成し難く、耐食性が低下していることを知見した。溶接部は、母材、溶接熱影響部、溶接金属により構成される。ここで、溶接熱影響部は溶接時に急速加熱冷却されるが、この熱履歴を受けることにより溶接熱影響部の表面には母材鋼板に含まれるSi、Mnが濃化する。そして、この表面に濃化したSi、Mnが、化成処理性に悪影響を及ぼし、溶接熱影響部における化成皮膜の形成が不十分となり、耐食性が低下することを本発明者らは突き止めた。なお、耐食性を向上させる目的で母材である鋼板に亜鉛めっき処理を施す場合もあるが、溶接熱影響部の亜鉛めっき層は溶接熱履歴を受けることにより蒸発してしまう。そのため、めっき処理を施した鋼板であっても、溶接熱影響部ではSi、Mnが濃化した表面が露出してしまい、化成皮膜の形成が不十分となる。そこで、本発明者らは、溶接熱影響部表面におけるSi、Mnの濃化を抑制する手段について検討した。その結果、鋼板中のSi、Mn含有量を通常の高強度鋼板よりも更に低減すること、フェライト結晶粒界に固溶Bを偏析させることにより、Si、Mnが結晶粒界に沿って鋼板表面に拡散するのを抑制すること、鋼板表面のフェライト粒径の下限値を規定することによりSi、Mnの拡散パスとなる結晶粒界を少なくすることが、極めて有効な手段であることを知見した。なお、溶接金属に関しては、溶接ワイヤーの化学成分を種々変更して溶接金属の組成や組織を変化させることにより、所望の耐食性を付与することができる。溶接熱履歴を受けない母材に関しては、溶接によって表面にSi、Mnが濃化することはない。また、母材である鋼板に亜鉛めっき処理を施した場合、溶接熱履歴を受けない母材の亜鉛めっき層は、溶接によって蒸発することはない。そのため、めっき前の母材鋼板製造時にSi、Mnが表面に偏析するようなことがあったとしても、亜鉛めっき処理を施すことにより、Si、Mn濃化に起因する化成処理性の劣化を阻止することができる。本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。[1]質量で、C:0035超0055以下、Si:02以下、Mn:07以下、P:003以下、S:003以下、Al:01以下、N:001以下、Ti:008以上025以下、B:00005以上00040以下を含有し、且つ、固溶B:00005以上であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、面積率が95超のフェライト相を含むマトリックスと、前記フェライト相のフェライト結晶粒内に平均粒子径が10nm未満のTi炭化物が微細析出し、該Ti炭化物の体積比が00015以上0007以下である組織とを有し、引張強さが780MPa以上であることを特徴とする、溶接部の耐食性に優れた高強度熱延鋼板。[2]鋼板表面におけるフェライト結晶粒の平均粒径が15μm以上であり、前記Ti炭化物の平均粒子径が5nm未満であることを特徴とする、[1]に記載の高強度熱延鋼板。[3]前記組成に加えてさらに、質量で、Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Cr、Pb、Co、Ta、W、Mo、REM、Zn、Sr、Cs、Hfのいずれか1種以上を合計で1以下含有することを特徴とする、[1]または[2]に記載の高強度熱延鋼板。[4]前記組成に加えてさらに、質量で、Zr:05以下、Nb:04以下、V:02以下のうちの1種または2種以上を含有することを特徴とする、[1]ないし[3]のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。[5]前記フェライト相のフェライト結晶粒界に前記固溶Bの50以上が偏析した組織を有することを特徴とする、[1]ないし[4]のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。[6]鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする、[1]ないし[5]のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。[7]鋼素材をオーステナイト単相域に加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量で、C:0035超0055以下、Si:02以下、Mn:07以下、P:003以下、S:003以下、Al:01以下、N:001以下、Ti:008以上025以下、B:00005以上00040以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延終了温度を850°C以上とし、前記冷却の平均冷却速度を150°Cs以下とし、前記巻取り温度を680°C超780°C以下とすることを特徴とする、溶接部の耐食性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。[8]前記仕上げ圧延の全圧下率が95以下であることを特徴とする、[7]に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。[9]前記組成に加えてさらに、質量で、Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Cr、Pb、Co、Ta、W、Mo、REM、Zn、Sr、Cs、Hfのいずれか1種以上を合計で1以下含有することを特徴とする、[7]または[8]に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。[10]前記組成に加えてさらに、質量で、Zr:05以下、Nb:04以下、V:02以下のうちの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[7]ないし[9]のいずれかに記載の高強度熱延鋼板の製造方法。本発明によると、自動車をはじめとする輸送機械類の部品、建築用鋼材などの構造用鋼材に適した、引張強さ:780MPa以上の高強度と、鋼板を溶接した際に生じる溶接部に所望の耐食性を付与し得る高強度熱延鋼板が得られる。よって、高強度熱延鋼板の更なる用途展開が可能となり、産業上格段の効果を奏する。以下、本発明について詳細に説明する。本発明の熱延鋼板は、実質的にフェライト単相組織とし、且つ、鋼板中のMn含有量およびSi含有量を低減化し、或いは更に、固溶Bをフェライト結晶粒界に偏析させ、かつ鋼板表面のフェライト粒径の下限値を規定することで、結晶粒界を介してのSi、Mnの拡散を抑制することができる。これにより、鋼板を溶接した場合における溶接熱影響部の化成処理性を改善し、溶接熱影響部の耐食性を向上させることができる。まず、本発明鋼板の組織の限定理由について説明する。本発明の熱延鋼板は、面積率が95超のフェライト相を含むマトリックスと、前記フェライト相のフェライト結晶粒内に平均粒子径が10nm未満のTi炭化物が微細析出し、該Ti炭化物の体積比が00015以上0007以下である組織を有する。また、前記フェライト相のフェライト結晶粒界に前記固溶Bの50以上が偏析した組織を有することが好ましい。フェライト相:面積率で95超本発明においては、熱延鋼板の溶接部耐食性を確保する上でフェライト相の形成が必須となる。熱延鋼板の溶接部耐食性の向上には、被溶接材である熱延鋼板のマトリックス組織を、転位密度の低い延性に優れたフェライト相とすることが有効である。熱延鋼板のマトリックス組織がフェライト相に加えて硬質相マルテンサイトやベイナイトを含む2相組織である場合、硬質相にはMnが、その周辺のフェライト相にはSiがそれぞれ濃縮するため、平均値よりもSi、Mn濃度の高い部分が存在していることになる。よって、硬質相が多くなると、溶接による熱で容易にSi、Mnが表面に拡散して酸化膜を形成し、化成処理性が劣化するものと推測される。以上の理由により、溶接熱影響部の耐食性の観点から、熱延鋼板のマトリックス組織を硬質相のないフェライト単相とすることが好ましく、実質的にフェライト単相、すなわちマトリックス組織全体に対してフェライト相を95超とすることが好ましい。鋼板表面におけるフェライト結晶粒の平均粒径:15μm以上本発明において、熱延鋼板の伸びフランジ性に加えて溶接熱影響部の耐食性化成処理性を確保する上では、鋼板表面におけるフェライト結晶粒の平均粒径を15μm以上とすることが好ましい。溶接熱影響部表面におけるSi、Mnの濃化は、溶接時の加熱に伴い、Si、Mnが結晶粒界に沿って鋼板表面へ拡散することにより生じる。そのため、鋼板表面においてSi、Mnの拡散パスとなるフェライト結晶粒界を少なくすること、すなわち鋼板表面におけるフェライト平均結晶粒径を所定値以上とすることにより、溶接熱影響部表面のSi、Mnの濃化が効果的に抑制される。以上の理由により、溶接熱影響部の耐食性化成処理性を向上させる場合には、本発明の熱延鋼板のマトリックス組織が実質的にフェライト単相組織であることに鑑み、鋼板表面におけるフェライト相のフェライト結晶粒の平均粒径の下限値を規定することが好ましい。鋼板表面におけるフェライト相の平均粒径が15μm未満では、鋼板表面における全粒界面積が大きくなり、鋼板表面へのSi、Mnの拡散を抑制することができず、溶接熱影響部における耐食性化成処理性の改善効果を期待することができない。したがって、鋼板表面におけるフェライト相のフェライト結晶粒の平均粒径は15μm以上とすることが好ましい。また、25μm以上とすることがより好ましい。但し、上記平均粒径が過剰に大きくなると、化成処理にむらが発生し易くなるという問題を招来するため、20μm以下とすることが好ましく、10μm以下とすることがより好ましい。なお、鋼板表面におけるフェライト相のフェライト結晶粒の平均粒径は、次のようにして求めるものとする。鋼板の板面に平行に、最表面から3μm以内を鏡面研磨し腐食して、得られる組織を板面から走査型電子顕微鏡倍率:1000倍で観察し、撮像し、画像処理して、各フェライト結晶粒の面積を求め、この面積と等しい面積の正方形の1辺の長さをそのフェライト結晶粒の粒径とし、100個の結晶粒の平均をその鋼板表面のフェライト相のフェライト結晶粒の平均粒径とする。本発明の熱延鋼板において、マトリックスに含有され得るフェライト相以外の組織としては、セメンタイト、パーライト、ベイナイト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相等が挙げられる。これらの組織がマトリックス中に存在すると溶接部耐食性は低下するが、これらの組織はマトリックス組織全体に対する合計面積率が5程度未満であれば許容される。好ましくは3程度以下である。上記のとおり、本発明の熱延鋼板では、溶接部耐食性に悪影響を及ぼすSi、Mnの鋼板表面への拡散、偏析を抑制する目的で、固溶強化元素であるMn、Si含有量を低減するため、固溶強化による鋼板強度の向上は期待できない。そこで、本発明の熱延鋼板では、強度を確保する上でフェライト相のフェライト結晶粒内にTi炭化物を微細析出させることが必須となる。Ti炭化物の平均粒子径:10nm未満熱延鋼板に所望の強度引張強さ:780MPa以上を付与するうえではTi炭化物の平均粒子径が極めて重要であり、本発明においてはTi炭化物の平均粒子径を10nm未満とする。上記フェライト相の結晶粒内にTi炭化物が微細析出すると、Ti炭化物が、鋼板に変形が加わった際に生じる転位の移動に対する抵抗として作用することにより熱延鋼板が強化される。しかしながら、Ti炭化物の粗大化に伴いTi炭化物による析出強化能は低下し、Ti炭化物の平均粒子径が10nm以上になると、固溶強化元素であるMn、Si含有量の低減化に起因する鋼板強度の低下量を補うに十分な鋼板強化能が得られない。また、Ti炭化物の粗大化に伴い、鋼板の化成処理性が低下し、鋼板表面における化成皮膜の形成を阻害する。したがって、Ti炭化物の平均粒子径は10nm未満とする。より好ましくは6nm以下である。更に、鋼板の化成処理性の観点からは、Ti炭化物の平均粒子径を5nm以下とすることが好ましい。なお、本発明におけるTi炭化物の形状は、図1に模式的に示すような、ディスク状円盤状であることを確認している。本発明においてTi炭化物の平均粒子径ddefは、観察される略ディスク状析出物の最大径dディスク上下面での最も大きい部分の直径と、ディスク上下面に直交する方向における略ディスク状析出物の径厚さtとの算術平均値、ddef=dt/2、で定義測定される。Ti炭化物の体積比:00015以上0007以下熱延鋼板に所望の強度引張強さ:780MPa以上を付与するうえではTi炭化物の分散析出状態も極めて重要であり、本発明においては、上記フェライト相のフェライト結晶粒内に、平均粒子径が10nm未満のTi炭化物を、鋼板組織全体に対する体積比で00015以上0007以下、すなわち、015以上07以下、となるように微細析出させる。上記体積比が00015未満では、たとえTi炭化物の平均粒子径が10nm未満であっても、析出物量が少ないため熱延鋼板に所望の強度引張強さ:780MPa以上を付与することができない。一方、上記体積比が0007を超えると、C添加量が多くなり、パーライトやセメンタイトの生成が容易となり、溶接部耐食性が劣化する。したがって、上記体積比は00015以上0007以下とする。好ましくは0003以上0006以下である。なお、本発明における微細Ti炭化物の析出形態は、列状に観察される場合がある。しかし、各列状析出物の列を含む平面内では、ランダムに析出しており、実際に列状の析出形態のものを透過型電子顕微鏡で観察しても、析出物が列状に観察されない場合が多い。次に、本発明熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表すは、特に断らない限り質量を意味するものとする。C:0035超0055以下、Cは、鋼板中でTi炭化物を形成し、熱延鋼板を強化する上で必須の元素である。C含有量が0035以下であると所望の体積比のTi炭化物を確保することができず、780MPa以上の引張強さが得られなくなる。一方、C含有量が0055を超えると、セメンタイトやパーライトが生成し易くなり、溶接部耐食性が劣化する。したがって、C含有量は0035超0055以下とする。好ましくは、004以上005以下である。Si:02以下Siは、延性伸び低下をもたらすことなく鋼板強度を向上させる有効な元素として、通常、高強度鋼板に積極的に含有されている。しかしながら、Siは、本発明の熱延鋼板において回避すべき表面拡散を生じる元素である。Siは鋼板溶接時、溶接熱影響部表面に濃化し、溶接熱影響部における化成皮膜の形成を阻害する元素である。したがって、溶接熱影響部の化成処理性を改善する目的で、Si含有量を02以下に限定する。好ましくは01以下であり、より好ましくは005以下である。Mn:07以下Mnは、固溶強化元素であり、Siと同様、通常の高強度鋼板には積極的に含有されている。しかしながら、鋼板にMnを積極的に含有させると、Siと同様に鋼板溶接時、溶接熱影響部表面に濃化し、溶接熱影響部における化成皮膜の形成を阻害する元素でもある。したがって、本発明では、溶接熱影響部の化成処理性を改善する目的で、Mn含有量を07以下に限定する。好ましくは05未満であり、より好ましくは035未満である。なお、溶接熱影響部の化成処理性を改善するうえでは、Si、Mn各々の含有量を上記範囲に規定したうえ、Si含有量質量とMn含有量質量の比率SiMnを低減することが好ましい。その理由は必ずしも定かではないが、SiとMnはそれぞれFe格子を広めたり狭めたりする元素であり、SiMnが大きいと化成処理性により悪影響を与えるSiの表面への拡散が助長されるためと推測される。したがって、溶接熱影響部の耐食性の観点からは、SiMn質量比を1以下とすることが好ましく、05以下とすることがより好ましい。P:003以下Pは、鋼板の表面および粒界に偏析して化成処理性を劣化させる有害な元素である。したがって、P含有量は003以下とする。好ましくは0020以下、さらに好ましくは0010以下である。S:003以下Sは、鋼中にMnSやTiSとして存在して化成処理においてむらの原因となり、溶接部耐食性を劣化させる。そのため、本発明ではSを極力低減することが好ましく、003以下とする。好ましくは001以下、さらに好ましくは0004以下である。Al:01以下Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには001以上含有することが望ましいが、Alが01を超えると、鋼板中にAl酸化物として残存し、該Al酸化物が凝集粗大化し易くなり、溶接部の耐食性を劣化させる要因になる。したがって、Al含有量は01以下とする。好ましくは0065以下である。N:001以下Nは、本発明においては有害な元素であり、極力低減することが好ましい。NはTiと結合してTiNを形成するが、N含有量が001を超えると、形成されるTiN量が多くなることに起因して化成処理皮膜に欠陥が生じ易くなり、溶接部の耐食性を劣化させる。したがって、N含有量は001以下とする。好ましくは0006以下である。Ti:008以上025以下Tiは、Ti炭化物を形成して鋼板の高強度化を図るうえで必要不可欠な元素である。また、Nと結合してTiNを形成することによりBNの析出を抑制し、後述の固溶Bを確保するうえで重要な元素でもある。Ti含有量が008未満では、所望の熱延鋼板強度引張強さ:780MPa以上を確保することが困難となる。一方、Ti含有量が025を超えると、Ti炭化物が粗大化する傾向が見られ、所望の熱延鋼板強度引張強さ:780MPa以上を確保することが困難となる。したがって、Ti含有量は008以上025以下とする。好ましくは015以上020以下である。B:00005以上00040以下Bは、固溶状態で鋼板中に存在することにより、溶接熱影響部表面におけるSi、Mnの濃化を抑制する元素である。B含有量が00005未満では、後述する所望の固溶B量を確保することができない。一方、B含有量が00040を超えると、鋼に焼きが入り易くなり、鋼板のマトリックスを実質的にフェライト単相組織とすることが困難となる。また、B含有量が00040を超えると、鋼板表面でBの酸化物が形成され易くなり、鋼板の化成処理性に悪影響を及ぼす。したがって、B含有量は00005以上00040以下とする。これにより、鋼板中のBは、ほぼ全量が固溶状態となる。好ましくは00010以上00025以下であり、より好ましくは00010以上00020以下である。固溶B:00005以上固溶Bは、溶接熱影響部の化成処理性を改善して溶接部耐食性の向上を図るうえで極めて重要である。溶接熱影響部の化成処理性に悪影響を及ぼすSi、Mnの濃化は、溶接時の加熱に伴い、Si、Mnが結晶粒界に沿って溶接熱影響部表面へ拡散することにより生じる。そこで、本発明では、Si、Mnの拡散パスとなるフェライト結晶粒界に固溶Bを偏析させることにより、Si、Mnの粒界拡散を阻止する。固溶Bが00005未満では、フェライト結晶粒界での固溶Bの偏析が不十分となり、Si、Mnの溶接熱影響部表面への拡散を抑制することができず、溶接熱影響部における化成処理性の改善効果を期待することはできない。よって、溶接部の耐食性の観点から、固溶Bを00005以上とすることが好ましい。但し、固溶Bの含有量が過剰になると、鋼板表面にBの酸化物が形成され易くなり、化成皮膜が生成し難くなるという問題を招来するため、固溶Bは00030以下とすることが好ましい。更に、上記固溶Bの50以上をフェライト粒界に偏析させることで、上記したSi、Mnの溶接熱影響部表面への拡散抑制効果は顕著となる。そのため、本発明では、固溶Bの50以上をフェライト相のフェライト結晶粒界に偏析させることが好ましい。さらに、固溶Bの70以上をフェライト粒界に偏析させることがより好ましい。本発明の鋼板において、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Cr、Pb、Co、Ta、W、Mo、REM、Zn、Sr、Cs、Hfが挙げられるが、これらの合計含有量が1以下であれば、上記した本発明の効果に影響を及ぼすことはない。また、Zr、NbおよびVが含有されることも考えられるが、これらの含有量はZr:05以下、Nb:04以下、V:02以下であれば、上記した本発明の効果に影響を及ぼすことはない。また、鋼板に耐食性を付与する目的で本発明鋼板の表面にめっき層を設けても、上記した本発明の効果を損なうことはない。めっき層は、化成処理性も良好であることから、本発明鋼板に化成処理を施す場合においてめっき層を設けても何ら問題ない。よって、鋼板の耐食性を重視する場合には、めっき層を設けることが好ましい。なお、めっき層を設けた鋼板を溶接すると、溶接熱影響部のめっき層は蒸発により消滅してしまう。しかしながら、めっき層が消滅した溶接熱影響部においても、めっき層残存部近傍においてはめっきの効果耐食性が期待できる。本発明において鋼板表面に設けるめっき層の種類は特に限定されず、電気めっき、溶融めっき等、何れであっても構わない。また、溶融めっきとしては、例えば溶融亜鉛めっきや溶融アルミめっきなどが挙げられる。更に、めっき後に合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき等としてもよい。次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。本発明は、鋼素材をオーステナイト単相域に加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とする。この際、仕上げ圧延の仕上げ圧延終了温度を850°C以上とし、巻き取りまでの平均冷却速度を150°Cs以下とし、巻取り温度を680°C超780°C以下とすることを特徴とする。なお、仕上げ圧延後の冷却では、100°Cs以下の平均冷却速度で冷却することが好ましい。本発明において、鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、生産性等の問題から連続鋳造法によりスラブ鋼素材とするのが好ましいが、造塊-分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。本発明の効果は、連続鋳造法でスラブ鋼素材とすることにより、著しくなる。上記の如く得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延を施すが、本発明においては、粗圧延に先立ち、鋼素材をオーステナイト単相域に加熱する。粗圧延前の鋼素材がオーステナイト単相域まで加熱されていないと、鋼素材中に存在するTi炭化物の再溶解が進行せず、圧延後にTi炭化物の微細析出が達成されない。したがって、粗圧延に先立ち、鋼素材をオーステナイト単相域に加熱する。好ましくは、1100°C以上に加熱する。但し、鋼素材の加熱温度が過剰に高くなると、表面が過剰に酸化されTiO2が生じてTiが消費され、鋼板にした場合に表面近傍の硬さの低下が生じ易くなるため、上記加熱温度は1300°C以下とすることが好ましい。なお、鋼素材に熱間圧延を施すに際し、鋳造後の鋼素材がオーステナイト単相域の温度となっている場合には、鋼素材を加熱することなく、直送圧延してもよい。なお、粗圧延条件については特に限定する必要はない。仕上げ圧延終了温度:850°C以上仕上げ圧延終了温度の適正化は、熱延鋼板のフェライト粒径を調整するうえで重要となる。仕上げ圧延終了温度が850°C未満であると、最終的に得られる熱延鋼板のフェライト粒が圧延方向に展伸し、板厚方向の粒界長さが短くなり、拡散パスが短いため溶接部の耐食性が劣化する。したがって、仕上げ圧延終了温度は850°C以上とする。好ましくは880°C以上である。なお、表面の二次スケールによる疵や荒れを防止するという観点からは、仕上げ圧延終了温度を1000°C以下とすることが好ましい。仕上げ圧延の全圧下率:95以下900°C以上1100°C以下の温度域での累積圧下率:75以上98以下溶接部耐食性の観点から鋼板表面におけるフェライト相の平均粒径を15μm以上とする場合には、上記仕上げ圧延の全圧下率を規定する必要がある。仕上げ圧延の全圧下率が95超では、フェライト変態前のオーステナイトに転位が集積し、鋼板表面におけるフェライト相の平均粒径を15μm以上とすることが困難となる。また、仕上げ圧延の全圧下率が過剰に高くなると、展伸したフェライト粒が生成し易くなるとともに圧延安定性板厚精度が低下する問題などを招来する。したがって、本発明では、溶接部の耐食性向上を図る目的で、仕上げ圧延の全圧下率を95以下とする。好ましくは90以下である。但し、仕上げ圧延の全圧下率を極度に低めると、フェライト粒径の大きなものが発生し、いわゆる混粒組織の生成等の問題を招来するため、仕上げ圧延の全圧下率は75以上とすることが好ましい。また、900°C以上1100°C以下の温度域での累積圧下率は、75以上98以下とすることが好ましい。上記温度域での累積圧下率が75未満であると、混粒組織がより生じ易くなるという問題が懸念される。一方、上記温度域での累積圧下率が98を超えると、展伸したフェライト粒が生成し易くなるおそれがある。なお、本発明において熱延鋼板の板厚は特に問わない。但し、板厚が薄すぎるとフェライト結晶粒が極度に微細化し、鋼板表面のフェライト相の平均結晶粒径を所定の大きさ以上15μm以上とすることが困難となる。したがって、溶接部耐食性の観点からは、仕上げ圧延終了後の板厚を12~45mm程度とすることが好ましい。平均冷却速度:150°Cs以下先述のとおり、本発明においては、フェライト相のフェライト結晶粒界に固溶Bを偏析させて、溶接時のSi、Mnの拡散を抑制し、溶接部の耐食性を向上させる。仕上げ圧延から巻取り温度までの平均冷却速度を小さくすることは、固溶Bをフェライト結晶粒界に偏析させるうえでも重要となる。本発明では、Si、Mnの拡散パスとなるフェライト結晶粒界に固溶Bを偏析させることにより、Si、Mnの粒界拡散を阻止する。そのため、Si、Mnがフェライト粒界に拡散する前に固溶Bをフェライト粒界に偏析させることを要するが、仕上げ圧延終了後、850°C以上の仕上げ圧延終了温度から780°Cまでの温度域を急冷すると、固溶Bがフェライト粒界に十分に拡散できない。すなわち、上記温度域を急冷すると、Si、Mn粒界拡散の抑制効果が発現し難くなる。よって、上記平均冷却速度を150°Cs以下とすることが必須となる。なお、Si、Mnの粒界拡散を抑制するうえでは、上記平均冷却速度を5°Cs以上とすることが好ましく、10°Cs以上とすることがより好ましい。一方、前記フェライト相のフェライト結晶粒界に前記固溶Bの50以上が偏析した組織とするうえでは、上記平均冷却速度を100°Cs以下とすることが好ましい。また、冷却速度が遅いと粗大なFe236が析出して耐食性が劣化し易くなることから、これを防止する目的で5°Cs以上で冷却することが好ましく、10°Cs以上とすることがより好ましい。巻取り温度:680°C超780°C以下巻取り温度の適正化は、固溶Bのフェライト粒界への偏析を更に促進するうえで重要である。巻取り温度が680°C以下であると、固溶Bのフェライト粒界偏析が十分ではなく、溶接部耐食性が優れたものとはならない。一方、巻取り温度が780°Cを超えると、Si、Mnが鋼板表面に拡散して溶接部耐食性が劣化し易くなるとともに、パーライトも生じ易くなり、鋼板強度が低下する。したがって、巻取り温度は680°C超780°C以下とする。好ましくは、680°C超730°C以下である。また、前記フェライト相の結晶粒界に前記固溶Bの50以上が偏析した組織とするうえでは、巻取り温度を680°C超とすることが好ましい。また、粗大なFe236が析出すると耐食性が劣化し易くなることから、Fe236の析出を抑制するために730°C以下の巻き取り温度とすることが好ましい。また、本発明においては、以上のようにして製造された熱延鋼板に対し、めっき処理、例えば溶融亜鉛めっき処理を施すことにより、鋼板表面にめっき層を形成してもよい。また、溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理を施すことにより、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。実施例1表1、表2に示す組成の溶鋼を通常公知の手法により溶製、連続鋳造して肉厚260mmのスラブ鋼素材とした。これらのスラブを、表3に示す温度に加熱し、粗圧延し、表3に示す仕上げ圧延終了温度とする仕上げ圧延を施し、仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延終了温度から780°Cまでの温度域を、表3の平均冷却速度で冷却し、表3に示す巻取り温度で巻き取り、板厚:26mmの熱延鋼板とした。なお、巻き取りまでの冷却中にオーステナイトからフェライトへの変態は生じていないことを、別途確認している。続いて、上記により得られた熱延鋼板を酸洗して表層スケールを除去した後、一部の熱延鋼板鋼No6~9については470°Cの亜鉛めっき浴1AlZn中に浸漬し、付着量45gm2の溶融亜鉛めっき層を形成し、更に520°Cで合金化処理を行い合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。上記により得られた熱延鋼板から試験片を採取し、以下の方法にしたがい組織観察、引張試験を行い、フェライト相の面積率、フェライト相以外の組織の種類および面積率、Ti炭化物の平均粒子径および体積比、固溶B量、フェライト粒界に偏析した固溶B量、熱延鋼板表面におけるフェライト相の平均フェライト結晶粒径、引張強さ、伸びを求めた。i組織観察得られた熱延鋼板から試験片を採取し、試験片の圧延方向と平行な断面L断面を研磨し、ナイタールで腐食した後、光学顕微鏡倍率:400倍および走査型電子顕微鏡倍率:5000倍にて撮影した組織写真を用い、画像解析装置によりフェライト相、フェライト相以外の組織の種類、および、それらの面積率を求めた。また、熱延鋼板から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡によって観察し、Ti炭化物の平均粒子径と体積比を求めた。Ti炭化物の平均粒子径は、透過型電子顕微鏡倍率:340000倍にて撮影した写真を用い、5視野合計で100個のTi炭化物について、その最大径dディスク上下面での最も大きい部分の直径と、ディスク上下面に直交する方向におけるディスク状析出物の径厚さtとを測定し、前記した算術平均値平均粒径ddefとして求めた。Ti炭化物の体積比は、AA系電解液アセチルアセトンテトラメチルアンモニウムクロライドのエタノール溶液を電解液として用い、抽出残渣分析によりTi炭化物の重量を求め、これをTi炭化物の密度で割ることによりTi炭化物の体積を求めた。なお、Ti炭化物の密度としては、TiCの密度を用いた。続いて、求めたTi炭化物の体積を、上記抽出残渣分析で溶解したマトリックスの体積で割ることにより算出した。また、固溶B量は、ブロムメタノール溶液に試験片を溶解し、酸化物と窒化物を濾過して抽出し、定量分析し、その値を全B量から減じることにより求めた。更に、フェライト粒界に偏析した固溶B量は、3次元アトムプローブ装置を用い、フェライト粒内に存在するBとフェライト粒界に存在するBを分け、それぞれの個数を数え、その数の割合をで求めた。測定視野に粒界を含むようにし、粒界近傍の50nm角の体積を対象とした。粒界の厚さは、粒界の片側3原子層とした。更に、得られた熱延鋼板から試験片を採取し、試験片の圧延方向と平行な断面L断面を研磨し、ナイタールで腐食した後、光学顕微鏡倍率:400倍および走査型電子顕微鏡倍率:5000倍にて撮影した組織写真を用い、画像解析装置によりフェライト相、フェライト相以外の組織の種類、および、それらの面積率を求めた。また、板面と平行に表面から3μm以内を仕上げ研磨して、ナイタール腐食して走査型電子顕微鏡倍率:1000倍で表面のフェライト粒を観察し、画像処理して各フェライト粒の面積を測定した。得られた各結晶粒の面積と等価な正方形の一辺の長さを各フェライト粒の粒径とし、100個のフェライト粒の平均値をその鋼板表面のフェライト平均粒径とした。ii引張試験得られた熱延鋼板から、圧延方向に対して直角方向を引張方向とするJIS5号引張試験片JISZ2201を採取し、JISZ2241の規定に準拠した引張試験を行い、引張強さ、伸びを測定した。上記により得られた熱延鋼板について化成処理試験を行い、熱延鋼板を溶接した場合における溶接部耐食性を評価した。化成処理試験方法および評価基準は次のとおりとした。化成処理試験得られた熱延鋼板を2枚に切断し、突き合わせてアーク溶接した。溶接条件は、溶接電圧20V、溶接電流200A、溶接速度1mmin、ガス流量20LminのMAGアーク溶接とした。使用したガスは、CO2ガス20volを含むArガスとした。なお、溶接ワイヤーは市販のワイヤー神戸製鋼所製、商品名:MG50を用いた。得られた溶接継手から、溶接部を含む試験片溶接線平行方向の長さ150mm、溶接線垂直方向の長さ70mmを切り出し、この試験片をリン酸亜鉛系化成処理液日本ペイント製、商品名:サーフダインSD2500に浸漬することにより試験片に化成皮膜を形成させた。溶接部から母材部の間の溶接熱影響部における化成皮膜付着量を蛍光X線により、溶接熱影響部における化成皮膜の外観を走査型電子顕微鏡倍率:1500倍により、溶接熱影響部における化成皮膜のP比ホパイトZn324H2OとホスホフィライトZn2Fe24H2Oの量比をX線回折によりそれぞれ求めた。上記P比は、ホスホフィライトX線回折ピーク高さを、ホッパイトとホスホフィライトのX線回折ピークの回折強度の和で除した値とした。上記P比が大きいほど、良好な化成皮膜となり、耐食性が良好となる。化成皮膜の外観については、化成皮膜表面を走査型電子顕微鏡倍率:1500倍により観察し、化成結晶が地鋼板に均一に付着していた場合を良好○、化成結晶が付着していない部分が認められたものや化成結晶が粗大なものが散在する場合を不良×として評価した。また、溶接熱影響部において、化成皮膜付着量2gm2以上、化成皮膜のP比075以上であり且つ化成皮膜の外観が良好○または◎である場合を、溶接熱影響部における化成処理性の総合評価を良好○とした。一方、上記の何れか1つの条件でも満足しない場合には、溶接熱影響部における化成処理性の総合評価を不良×とした。以上の結果を、表4~表6に示す。表1~6に示すとおり、C含有量の低い比較例No1は、Ti炭化物量体積比が少ないため、引張強さが低い。No5は、C含有量が本発明の範囲を超えた比較例であり、フェライト相の他にパーライト相が多く生成している。そのため、引張強さが低いうえに、化成処理性も劣化している。No6は、Bを含有しない比較例であり、Si、Mn粒界拡散の抑制効果が不十分であることから化成処理性が劣化している。No10は、B含有量が本発明の範囲を超えた比較例であり、化成処理性が劣化している。No11は、Tiを含有しない比較例であり、強度を確保するうえで必須となるTi炭化物が析出しないため、引張強さが低い。また、化成処理性も不良である。No12は、Ti含有量が低く、強度確保で必須となるTi炭化物の析出量が少なく、引張強さが低い。No15は、Ti含有量が本発明の範囲を超えた比較例であり、Ti炭化物が粗大化していることから、引張強さが低い。また、化成処理性も不良である。No18、No21~24は、Si、Mnの何れか一方または双方の含有量が本発明の範囲を超えた比較例であり、溶接熱影響部表面におけるSiやMnの濃化に起因して、化成処理性が劣化している。これらの比較例に対し、本発明例であるNo2~4、No7~9、No13、14、No16、No17、No19、No20、No25~35は、高強度を有することに加えて、溶接熱影響部で良好な化成処理性が得られた。