"質量で、C:0.01~0.03、N:0.01~0.03、Si:0.10~0.40、Mn:1.5~2.5、P:0.04以下、S:0.02以下、Al:0.05~0.15、Cr:10~13、Ni:0.5~1.0、Ti:4×CNただし、C、Nはこれらの含有量質量を示す以上、0.3以下を含有し、V:0.05以下、Ca:0.0030以下、O:0.0080以下に規制し、さらに、以下の式で表されるF値およびFFV値が、F値≦11、FFV値≦9.0を満たし、残部がFeおよび不可避不純物からなることを特徴とする、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板。F値=Cr2×Si4×Ti-2×Ni-Mn-30×CNFFV値=Cr3×Si16×TiMo2×Al-2×Mn-4×NiCu-40×CN20×Vただし、これら式において、各元素記号は、それら元素の含有量質量である。請求項1の成分に加えて、さらに質量で、Cu:1.0以下を含有することを特徴とする、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板。請求項1または請求項2の成分に加えて、さらに質量で、Mo:1.0以下を含有することを特徴とする、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板。質量で、C:0.01~0.03、N:0.01~0.03、Si:0.10~0.40、Mn:1.5~2.5、P:0.04以下、S:0.02以下、Al:0.05~0.15、Cr:10~13、Ni:0.5~1.0、Ti:4×CNただし、C、Nはこれらの含有量質量を示す以上、0.3以下を含有し、V:0.05以下、Ca:0.0030以下、O:0.0080以下に規制し、さらに、以下の式で表されるF値およびFFV値が、F値≦11、FFV値≦9.0を満たし、残部がFeおよび不可避不純物からなる組成を有する鋼スラブを1100~1300°Cの温度に加熱した後、1000°C超の温度域で、圧下率が30以上である圧延を少なくとも1パス以上行う熱間粗圧延を含む熱間圧延を行うか、または、前記熱間圧延を行った後、熱延板を焼鈍することなくもしくは600~1000°Cの温度で焼鈍してから酸洗を施すことを特徴とする溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板の製造方法。F値=Cr2×Si4×Ti-2×Ni-Mn-30×CNFFV値=Cr3×Si16×TiMo2×Al-2×Mn-4×NiCu-40×CN20×Vただし、これら式において、各元素記号は、それら元素の含有量質量である。請求項4の鋼スラブの成分に加えて、さらに質量で、Cu:1.0以下を含有することを特徴とする溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板の製造方法。請求項4または請求項5の鋼スラブの成分に加えて、さらに質量で、Mo:1.0以下を含有することを特徴とする溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板の製造方法。しかしながら、これら特許文献2~5に開示された技術では、最適成分範囲に関する検討が必ずしも十分ではない。特に、これらは製造性に対してはほとんど考慮されておらず、スラブ段階での割れ発生や、ヘゲと称される表面欠陥の発生が著しく、歩留まり低下によるコストアップを回避することが困難である。本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、安価かつ高効率に生産することができ、溶接部の耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明者らの一人は、上記課題を解決するために鋭意研究した結果、化学成分、特にMn、Tiの含有量と、各成分のバランスを適正範囲に調整すれば、粒界近傍のCr欠乏に起因した粒界腐食を抑制することができること、および溶接熱影響部をマルテンサイトを主体とした組織とすることができることを知見し、特許文献5に示すようなパラメータF値を提案した。そして、本発明者らはこれらの知見に基づいて、特に製造性に関する詳細な検討を続けた結果、Alを適量含有させることに加え、V,Ca、Oを所定範囲以下に低減した上で、製造性の良否を示す新たなパラメータとして、FFV値を適正な範囲とすることにより、スラブ割れや介在物起因のヘゲ表面欠陥を著しく減らすことができることを見出し、本発明を完成するに至った。すなわち、本発明は、質量で、C:0.01~0.03、N:0.01~0.03、Si:0.10~0.40、Mn:1.5~2.5、P:0.04以下、S:0.02以下、Al:0.05~0.15、Cr:10~13、Ni:0.5~1.0、Ti:4×CNただし、C、Nはこれらの含有量質量を示す以上、0.3以下を含有し、V:0.05以下、Ca:0.0030以下、O:0.0080以下に規制し、さらに、以下の式で表されるF値およびFFV値が、F値≦11、FFV値≦9.0を満たし、残部がFeおよび不可避不純物からなることを特徴とする、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板を提供する。F値=Cr2×Si4×Ti-2×Ni-Mn-30×CNFFV値=Cr3×Si16×TiMo2×Al-2×Mn-4×NiCu-40×CN20×Vただし、これら式において、各元素記号は、それら元素の含有量質量である。また、本発明は、上記成分に加えて、さらに質量で、Cu:1.0以下を含有することを特徴とする、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板を提供する。また、本発明は、上記成分に加えて、さらに質量で、Mo:1.0以下を含有することを特徴とする、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板を提供する。また、本発明は、質量で、C:0.01~0.03、N:0.01~0.03、Si:0.10~0.40、Mn:1.5~2.5、P:0.04以下、S:0.02以下、Al:0.05~0.15、Cr:10~13、Ni:0.5~1.0、Ti:4×CNただし、C、Nはこれらの含有量質量を示す以上、0.3以下を含有し、V:0.05以下、Ca:0.0030以下、O:0.0080以下に規制し、さらに、以下の式で表されるF値およびFFV値が、F値≦11、FFV値≦9.0を満たし、残部がFeおよび不可避不純物からなる組成を有する鋼スラブを1100~1300°Cの温度に加熱した後、1000°C超の温度域で、圧下率が30以上である圧延を少なくとも1パス以上行う熱間粗圧延を含む熱間圧延を行うか、または、前記熱間圧延を行った後、熱延板を焼鈍することなくもしくは600~1000°Cの温度で焼鈍してから酸洗を施すことを特徴とする溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板の製造方法を提供する。F値=Cr2×Si4×Ti-2×Ni-Mn-30×CNFFV値=Cr3×Si16×TiMo2×Al-2×Mn-4×NiCu-40×CN20×Vただし、これら式において、各元素記号は、それら元素の含有量質量である。また、本発明は、上記成分に加えて、さらに質量で、Cu:1.0以下を含有することを特徴とする、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板の製造方法を提供する。また、本発明は、上記成分に加えて、さらに質量で、Mo:1.0以下を含有することを特徴とする、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板の製造方法を提供する。本発明によれば、安価かつ高効率に生産することができ、例えば石炭や鉄鉱石を運ぶ貨車レールワゴンのボディ用途材料として好適な、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板が得られる。以下、本発明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。以下の説明において、表示は質量である。C:0.01~0.03N:0.01~0.03CおよびNは、構造用ステンレス鋼板として必要な強度を得るためには、いずれも0.01以上含有させることが必要である。一方、C,Nの含有量が0.03を超えると、Cr炭化物あるいはCr炭窒化物が析出しやすくなり、耐食性、特に溶接熱影響部の耐食性が低下する。また、溶接熱影響部が硬化し、靭性も低下する。このため、CおよびNの含有量は、いずれも0.01~0.03の範囲とする。より好ましくは、Cは0.015~0.025、Nは0.012~0.02の範囲である。Si:0.10~0.40Siは、脱酸剤として用いられる元素であり、その効果を得るには0.10以上含有することが必要である。一方、その含有量が0.40を超えると熱延鋼板の靭性を低下させる。このため、Si含有量は0.10~0.40の範囲とする。好ましくは、下限が0.20、上限が0.30である。Mn:1.5~2.5Mnは、脱酸剤として、また構造用ステンレス鋼板としての必要な強度を確保するための強化元素として有用な元素であり、さらに高温におけるオーステナイト安定化元素でもある。また、本発明においては、溶接熱影響部のミクロ組織を所望の体積率を有するマルテンサイト組織に制御するうえで重要な元素である。このような作用を発揮させるためには、その含有量は1.5以上必要である。一方、2.5を超えて含有させても、その効果が飽和するばかりか、含有量が過剰となって靭性を低下させ、また製造工程での脱スケール性を低下させて表面性状に悪影響を及ぼし、加えて合金コストも増大してしまう。このため、Mnの含有量は1.5~2.5の範囲とする。より好ましくは、1.8~2.5の範囲である。さらに好ましくは、1.85~2.0の範囲である。P:0.04以下Pは、熱間加工性の点から少ない方が好ましく、その含有量の許容される上限値を0.04とする。より好ましくは、0.035以下である。S:0.02以下Sは、熱間加工性および耐食性の点から少ない方が好ましく、その含有量の許容される上限値を0.02とする。好ましくは0.005以下である。Al:0.05~0.15Alは、一般的には脱酸のために含有させるが、本発明では、製造性、特にスラブ段階での割れの発生を抑制するのに有効に働くことを見出し、このような機能を発揮させるために適量含有させる。スラブ割れの発生を抑制するためには、Al含有に加え、後述するようにV、Ca、Oの低減、さらにFFV値の最適化が必要である。Al含有によりスラブ割れが改善される機構については、必ずしも明確になっているわけではないが、相分率の適正化と介在物形態の制御の効果によるものと推定している。このような効果を得るためには、Alを0.05以上含有させることが必要である。一方、その含有量が0.15を超えると、大型のAl系介在物が生成して表面欠陥の原因となる。このため、Alの含有量を0.05~0.15の範囲とする。より好ましくは、0.080~0.150の範囲である。さらに好ましくは、0.085~0.120の範囲である。Cr:10~13Crは、不動態皮膜を形成し、耐食性、特に溶接熱影響部の耐食性を確保するうえで必須の元素であり、その効果を得るためには10以上含有させることが必要である。一方、Crを13を超えて含有させると、コストを上昇させるばかりでなく、溶接部において、高温で十分なオーステナイト相を確保することが困難となり、溶接後の溶接熱影響部に必要な分率のマルテンサイト組織を得ることが困難となる。その結果、溶接熱影響部での耐粒界腐食性の低下を招く。したがって、Cr含有量は、10~13の範囲とする。好ましくは、10.5~12.5である。Ni:0.5~1.0Niは、強度と靭性を確保する目的で0.5以上含有させる。一方、Niは高価な元素であり、経済性の観点から、その上限を1.0とする。なお、NiはMnと同様に、高温におけるオーステナイト安定化元素であり、溶接熱影響部のミクロ組織を所望の体積率を有するマルテンサイト組織に制御するうえで有用であるが、本発明では、その効果がMnの添加により十分に得られるので、Niの含有量は0.5~1.0の範囲が適当である。より好ましくは、0.60~1.0の範囲である。さらに好ましくは、0.60~0.90の範囲である。Ti:4×CN以上、0.3以下Tiは、本発明において優れた溶接部耐食性を得るために重要な元素であり、特に溶接熱影響部の耐粒界腐食性を向上させるために必須の元素である。Tiは鋼中のC、NをTiの炭化物、窒化物あるいは炭窒化物以後、炭化物、窒化物、炭窒化物の3種を総称して、炭窒化物等と記すとして析出固定し、Crの炭窒化物等の生成を抑制する効果を有する。本発明において、鋼板の溶接熱影響部では、フェライトとマルテンサイトからなる組織を有するが、耐食性という点では、冷却中に炭窒化物等の析出をともなうフェライト相部分での耐食性の低下が問題である。本発明に係る鋼板では、溶接時の溶接熱影響部にCrの炭窒化物等が析出することによって粒界近傍にCr欠乏が生成し、特にフェライト相の部分での耐粒界腐食性が低下する問題を、Tiを含有させることにより解決している。このような効果を発揮させるためには、Tiの含有量を4×CN以上ただし、C、Nはこれらの含有量質量を示すとする必要がある。一方、0.3を超えて多量に含有させても、その効果は飽和するばかりか、鋼中に多量のTiの炭窒化物等が析出し、靭性の劣化を招く。このため、Tiの含有量は、4×CN以上、0.3以下とする。より好ましくは、0.180~0.230の範囲であり、Tiの含有量が同時に4×CN以上を満たすよう、C、Nを低減することが有効である。本発明では、生産性、特にスラブ段階での割れや介在物起因で発生するヘゲ表面欠陥の発生を抑制するために、以下のようにV、Ca、Oを低減することが重要である。V:0.05以下Vは、Cr原料などの不純物として含まれることが多く、意図せずに含有される場合があるが、特にスラブ段階での割れの発生を抑えるためには、その含有量を厳しく規制する必要がある。そのような観点からVの含有量を0.05以下とする必要がある。好ましい範囲は0.03以下、さらに好ましい範囲は0.03未満である。含有量を0.01以下とすることにより、より大きな割れ抑制効果が得られるが、原料の選別等が必要となり、経済的には不利となる。Ca:0.0030以下Caは、低融点の介在物を生成させ、特に介在物起因の表面欠陥の原因となる。このため、本発明ではその含有量を厳しく制限する必要があり、その上限を0.0030とする。Ca含有量は低いほど好ましく、0.0010、さらには0.0002以下とすることが好ましいが、原料の選別等が必要となり、経済的には不利となる。O:0.0080以下Oは、酸化物系介在物の生成を抑制し、高い生産性を確保するために、その含有量を低くする必要があり、その上限を0.0080にする。好ましくは、0.0060以下である。さらに、本発明では、以下に示すF値、FFV値を適正な範囲とすることで、耐食性や生産性を大きく改善する。F値≦11F値は、Cr2×Si4×Ti-2×Ni-Mn-30×CNただし、各元素記号は、それら元素の含有量質量であるで表され、溶接時の溶接熱影響部のミクロ組織を推定するパラメータであり、より詳しくはマルテンサイト組織の体積率フェライト組織の残存率を推定するパラメータである。溶接熱影響部のように高温にさらされた部位では、その一部がオーステナイトあるいはさらに一部がδフェライトに変態し、この相が冷却過程でマルテンサイトに変態する。その割合は、フェライト安定化元素フェライト生成元素とオーステナイト安定化元素オーステナイト生成元素の量的バランスの影響を受ける。上記F値を示す式中の係数が正の元素Cr,Si,Tiはフェライト安定化元素であり、係数が負の元素Ni,Mn,C,Nはオーステナイト安定化元素である。すなわち、F値が大きいほどフェライト組織が残存しやすくフェライト組織の体積率が大きい、すなわちマルテンサイト組織の体積率が小さい、小さいほどフェライト組織が残存しにくいフェライト組織の体積率が小さい、すなわち、マルテンサイト組織の体積率が大きいこととなる。特許文献5においては、F値と溶接熱影響部のマルテンサイト組織の体積率との関係を調査し、さらに硫酸-硫酸銅腐食試験により溶接熱影響部近傍の耐食性を評価することで、成分の最適化を図っているが、本発明でも上記特許文献5と同様に、溶接熱影響部の耐食性の向上を図るために、上記のF値を11以下マルテンサイト体積率:40以上とする。好ましくは、F値:10.5以下マルテンサイト体積率60以上であり、さらに好ましくは10以下である。なお、溶接部の耐食性の観点からF値の下限は5.0以上とするのが好ましい。さらに好ましい範囲は6.0以上である。FFV値≦9.0FFV値は、Cr3×Si16×TiMo2×Al-2×Mn-4×NiCu-40×CN20×Vただし、各元素記号は、それら元素の含有量質量であるで表され、本発明において、製造性を示す指標として新たに導き出したものである。このFFV値は、熱延中の相バランスを考慮したもので、上記のような成分調整、特にAl含有や、V、Ca、Oの上限の規制を行った上で、この値を小さくすることにより、スラブ段階での割れや介在物を起因とした表面欠陥の発生を著しく少なくすることができる。F値を考案した際には考慮していなかったAl量を考慮した新たなパラメータの最適化を図ることにより表面欠陥の発生による歩留低下を大きく抑えることに成功したのが本発明の大きな特徴である。FFV値の最適化による製造性改善の機構は必ずしも明らかになっているわけではないが、FFV値を9.0以下とすることで製造性が著しく改善されることから、FFV値を9.0以下とする。好ましくは8.5以下である。なお、FFV値を小さくするには、Cr量を減らしたり、C、N量を増やしたりすることが有効となるが、このようにすると耐食性の低下が懸念される。このため、FFV値の下限は5.0以上とするのが好ましい。さらに好ましい範囲は6.0以上である。熱延板あるいは熱延焼鈍板の状態で使用される本発明鋼板では、表面欠陥を少なくするためにはスラブ段階での割れや介在物を制御することが重要である。表面欠陥の発生は歩留を大きく低下させる割れやヘゲといった部分は見かけが悪いばかりでなく、錆発生の起点とも成り得るため、製品として出荷する際には対象の部分を切り落とさなければならないためである。なお、上記FFV値の式にはMo、V、Cuが含まれているが、これらは鋼中に含有されない場合もあり、これらが含有されない場合には、これらのうち含有されない成分を0としてFFV値を算出する。図1に、FFV値と表面欠陥発生率の関係を示す。欠陥の発生率は、コイル全長に対し、欠陥が発生した部分の長さから算出したFFV値を9.0以下の適正な範囲とすることにより、表面欠陥の発生が著しく抑えられることがわかる。本発明においては、上記成分の他に、必要に応じて以下の範囲でCu、Moを含有させることができる。Cu:1.0以下Cuは、耐食性を向上させる元素であり、特に隙間腐食を低減させる元素である。このため、高い耐食性が要求される場合に添加することができる。しかし、1.0を超えて含有させると、熱間加工性が低下するうえ、高温での相バランスが崩れ、溶接熱影響部で所望の組織を得ることが困難となる。よって、Cuを含有させる場合には、その上限を1.0とする。耐食性向上効果を十分に発揮させるためには0.3以上含有させることが有効である。より好ましい範囲は、0.3~0.5である。Mo:1.0以下Moは、耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合に添加することができる。しかし、1.0を超えて含有させると、冷間での加工性が低下するうえ、熱間圧延での肌荒れが起こり、表面品質が極端に低下する。よって、Moを含有させる場合には、その上限を1.0とする。耐食性を十分に発揮させるためには0.03以上含有させることが有効である。より好ましい範囲は、0.1~1.0である。本発明においては、上述したような、CuやMoを1.0以下含有させることによる耐食性の改善の他、0.005以下のBを含有させることによる延性の改善など、従来の知見に基づいて他の元素を含有させてもよいが、その場合にも高温での相バランスを考慮することが重要である。なお、Nbは強いスタビライズ元素であり、CやNと結びついて相バランスを大きく崩すため、本発明では添加しない。なお、以上規定した元素以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。本発明に係る鋼板は、溶接熱影響部の耐食性の向上を図るために、上記のF値を11以下とすることにより、溶接熱影響部のマルテンサイト体積率は40以上となる。さらに好ましくは、F値を10.5以下とすることにより、溶接熱影響部のマルテンサイト体積率は60以上となる。さらに好ましくは10以下であり、この場合のマルテンサイト体積率は80以上となる。また、本発明に係る鋼板は、母材部は体積率で50以上がフェライト組織である。残部の組織は、特に熱延ままの状態では、マルテンサイト相や残留γ相が存在し、一部に炭窒化物などを含む組織である。特に後述するような適切な組成範囲にし適切な焼鈍条件で熱延板焼鈍を施した後の熱延焼鈍板の組織は、体積率でほぼ100がフェライト相組織を有しており、加工性に非常に優れる。次に、本発明に係るステンレス鋼板の製造方法について説明する。本発明のステンレス鋼板の製造方法は、定法に従って行うものであればよく、特に限定されないが、高効率に製造することができる方法として、上記成分組成に溶製した鋼を連続鋳造等によりスラブとした後、熱延コイルとし、これを必要に応じて焼鈍した後、デスケーリングショットブラスト、酸洗等を行って、本発明に係るステンレス鋼板とする方法が推奨される。以下、詳細に説明する。まず、本発明の成分組成に調整した溶鋼を、転炉または電気炉等の通常用いられる公知の溶製炉にて溶製した後、真空脱ガスRH法、VODVacuumOxygenDecarburization法、AODArgonOxygenDecarburization法等の公知の精錬方法で精錬し、次いで、連続鋳造法あるいは造塊-分塊法で鋼スラブ鋼素材とする。鋳造法は、生産性および品質の観点から連続鋳造が好ましい。また、スラブ厚は、後述する熱間粗圧延での圧下率を確保するために、100mm以上とすることが好ましい。より好ましい範囲は200mm以上である。次いで、鋼スラブを1100~1300°Cの温度に加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板とする。スラブ加熱温度は、熱延板の肌荒れ防止のためには高いほうが望ましいが、1300°Cを超えるとスラブ垂れが著しくなり、また結晶粒が粗大化して熱延板の靭性が低下する。一方、1100°C未満の加熱温度では、熱間圧延での負荷が高くなり、熱延での肌荒れが著しくなるうえ、熱延中の再結晶が不十分となり、やはり熱延板の靭性が低下する。熱間粗圧延の工程は、1000°C超の温度域で、圧下率が30以上である圧延を少なくとも1パス以上行うことが好ましい。この強圧下圧延により、鋼板の結晶組織が微細化され、靭性が向上する。熱間粗圧延の後、常法に従い、仕上圧延を行う。熱間圧延により製造した板厚2.0~8.0mm程度の熱延板は、そのまま、あるいは焼鈍することなく酸洗してから、構造材として利用することができる。熱延板に対し、600~1000°Cの温度で熱延板を焼鈍してから酸洗を施してもよい。熱延板の焼鈍温度は、600°C未満では、熱延ままの状態で存在する可能性のあるマルテンサイト相や残留γ相が残存したままとなる場合があり、フェライト組織が体積率で50未満となり、十分な加工性が得られない。一方、1000°Cを超えると結晶粒の粗大化が著しくなり、靭性が低下する。熱延板の焼鈍は、いわゆる箱焼鈍により600~1000°Cの温度にて1時間以上保持するのが好ましい。また、焼鈍温度が高くなりすぎると、γ変態が生じる温度に入る場合があり好ましくない。このため、組成を適切な範囲に調整し、かつその組成に応じた適切な温度範囲を選択することが必要である。本発明鋼板の組成範囲では、主として600~900°Cの焼鈍温度にした場合には、体積率で、ほぼ100がフェライト相となるためこの温度範囲が好ましい。本発明に係るステンレス鋼板の溶接には、TIG、MIGをはじめとするアーク溶接、シーム溶接、スポット溶接等の抵抗溶接、レーザー溶接等、通常の溶接方法は全て適用可能である。表1に示す成分組成を有するステンレス鋼を、転炉-VOD-連続鋳造法により、200mm厚のスラブとした。これらスラブを1180°Cの温度に加熱した後、熱間圧延により板厚5.0mmのコイル状の熱延板とした。熱延終了温度は900°C、熱延後の巻取り温度は700°Cとした。得られた熱延鋼板について、690°Cで10時間の焼鈍を行った後、ショットブラストおよび酸洗を行ってスケールを除去した。これらスケール除去後の鋼板から平板サンプルを切り出し、下板と立て板からなるT型試験体を組み立て、両側一層すみ肉溶接ガスメタルアーク溶接、シールドガス:98容量Ar-2容量O2、流量:20リットル/分を行い、すみ肉溶接試験片を3個作製した。溶接棒には、株式会社神戸製鋼所社製MGS-309LSを用い、入熱量は0.4~0.8kJ/mmの範囲とした。これらのすみ肉溶接試験片のすみ肉溶接部から、腐食試験片を採取し、硫酸-硫酸銅腐食試験ASTMA262practiceEおよびASTMA763practiceZに準拠したModifiedStrausstest,試験液はCu/6CuSO4/0.5H2SO4とし、この沸騰液中に端面を研磨した試験片を20時間浸漬を行い、溶接熱影響部近傍の腐食状況を観察した。また、熱延焼鈍板の酸洗後の表面状態を全長に亘って観察した。図2は硫酸-硫酸銅腐食試験後の試験片断面の観察例を示す光学顕微鏡写真である。この写真のように溶接熱影響部において、粒界腐食が認められたり、さらにひどい深いピット状の腐食が認められた場合をC、わずかに腐食が認められた場合をB、光学顕微鏡の観察では腐食が認められなかった場合をAとして評価した。また、熱延焼鈍板の酸洗後の表面状態を全長に亘って観察した。全長に対し、スラブ割れあるいは介在物が起因となる表面欠陥が観察された長さの割合を指標とし、欠陥発生の割合が3以下をa、3超え30までをb、30超えをcとして評価した。これらの結果を表2に示す。その結果、本発明の範囲内の本発明鋼板であるNo.1~5、10~13、15では、溶接部の耐食性が良好で、しかも表面状態も極めて良好であった。これに対し、F値が本発明の範囲から外れる比較鋼板であるNo.9および14では、溶接熱影響部でのマルテンサイト生成量が少ないため、耐粒界腐食性が明らかに劣っていた。また、Siが本発明の範囲よりも高く、Alが本発明の範囲よりも低い比較鋼板であるNo.6およびFFV値が本発明の範囲から外れる比較鋼板であるNo.7、8、9および14では、熱延焼鈍後の表面観察において、スラブ起因の割れや介在物起因のヘゲが多く観察された。本発明鋼板は熱延板あるいは熱延焼鈍板の状態で使用されるため、ヘゲの発生は歩留まりを大きく低下させる。ヘゲ部は見かけが悪いばかりでなく、錆発生の起点ともなり得るため、製品として出荷する際には対象の部分を切り落とさなければならないためである。"