質量で、C:0.02~0.25、Si:0.01~0.7、Mn:0.3~2、P:0.05以下、S:0.008以下、Cu:0.2未満、Cr:1~2.5、Mo:0.05以下、Nb:0.005~0.1、Al:0.003~0.1、N:0.01以下およびSn:0.03~0.50を含み、残部Feおよび不純物からなり、かつ、Cu/Sn比が1以下である化学組成を有し、金属組織がフェライト組織10~60およびベイナイト組織および/又はマルテンサイト組織40~90からなり、かつ、当該フェライト組織の平均粒径が30μm以下であって、ベイナイト組織および/又はマルテンサイト組織の硬度とフェライト組織の硬度との比が1.5以上であることを特徴とする溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板。質量で、さらに、Ti:0.1以下を含有することを特徴とする請求項1に記載の溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板。質量で、さらに、Ni:3.5以下、V:0.1以下、B:0.004以下およびZr:0.02以下のうちの1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板。質量で、さらに、Ca:0.004以下、Mg:0.002以下およびREM:0.002以下のうちの1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1から3までのいずれかに記載の溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板。このように、従来方法では、それぞれ経済性および再現性の観点から難があり、実用上では改良の余地が大きい。特に、厚さ15mm以上の厚鋼板を用いて製造される溶接構造物では、個々の溶接箇所における変形量は小さくても溶接構造物全体としては大きな変形が生じ得るため、溶接変形量を極力小さくすることが必要となる。なお、厚みの上限は特に限定するものではないが、50mmまでのものを扱うことができるのが好ましい。さらに、飛来塩分量が多い環境下で使用される溶接鋼構造物では耐塗装剥離性が大きな問題となる。すなわち、上記に示したように、多量の塩化物が飛来する海岸環境や、融雪剤や凍結防止剤を散布する環境においては、塗装を施しても塗装が早期に剥離し、且つ腐食が進行するという問題があり、数年から十数年毎に塗装の塗り替えを実施する必要がある。また、塗装の塗り替えを実施する際にはその前工程として、一度腐食した橋梁に足場を組んで再ブラスト処理を施す必要があるので多大なコストがかかる。そして、再ブラスト処理を施してもさびを完全に除去することは困難であるところ、さびを完全には除去しきれていない鋼材上に再度、塗装しても、塗装寿命が著しく短くなる。耐塗装剥離性は下地である鋼材の耐食性を含めた特性によるところも大きい。したがって、塗装の寿命を延長し、補修塗装間隔を大きく延ばすことが強く望まれていた。すなわち、塗装が必要とされる船舶分野や橋梁分野においても、ライフサイクルコストのミニマム化の要求が高く、塗装寿命を延長することは橋梁のライフサイクルマネジメントを考える上で非常に重要となる。本発明は、上記事情に鑑み、低コストで確実に溶接変形を抑制させる技術を確立し、溶接変形が小さい鋼板を提供することを目的とする。特に、隅肉溶接において、溶接変形が小さい鋼板を提供することを目的とする。なお、溶接変形量の目標値は従来鋼の1/2とする。さらに、本発明は、高塩化物環境における耐食性塗装が剥離せず且つ塗装欠陥部における腐食が抑制され耐食性が維持されること耐塗装剥離性および無塗装時の耐候性を含むにも優れた鋼材を提供することを目的とする。本発明者らは、かかる課題を解決すべく、種々検討の結果、鋼板の化学組成を規定するとともに、その金属組織についても規定した。実験と併せて実施した熱連成FEM解析によって得られた各材料物性値の独立した影響を示したものを図1に示す。また、FEM解析の計算条件を図2に示す。図1中、横軸は熱伝導率白丸プロット、変態点Ac1黒丸プロット、強度TSであり、縦軸は角変形量を示す。図1より、鋼板の熱伝導率を大きくしても角変形量は変化がなく、変態点が上昇すると角変形量は大きくなり、強度が大きくなると角変形量は小さくなることが判る。よって、溶接変形は特に強度や変態点に大きく依存し、溶接変形量角変形量の目標値を従来鋼角変形量はおよそ08mmの1/2、すなわち0.4mmとすると、強度が極めて高くなって汎用強度クラスから逸脱することになる。汎用強度クラスからの逸脱は、一般的な商取引上の対象外となるだけでなく、構造設計上の問題や溶接性の問題も併発する可能性があり、望ましくない。そこで本発明者らは、汎用強度クラスに適合する常温強度は保持したまま、高温強度を増加させてなる鋼種の開発を目指した。なお、従来から高温強度の増加に効果のあると言われるMoは、合金コストの高騰を招き、コストアップ要因となるので、現実的ではない。そこで、本発明者らは比較的安価で溶接性への悪影響も小さいCrに着目し、種々試験を実施した。その結果、次の~に示す知見が得られた。Crは高温強度を増加させることができる。Crを10以上含有させると、Moを共存させなくても高温強度を確保することができ、もって溶接変形を十分に抑制することができる。しかしながら、Crの含有量が10未満では、Moを共存させない場合には高温強度の確保は不十分なものとなる。また、Nbを含有させることは必須である。Nbを含有させることによって、高温強度の確保が十分なものとなる。なお、Nbの添加量は少量でよく、0.005以上であれば良い。汎用強度レベルに適合させるためにはフェライト組織を含ませることが必須である。靭性の観点からフェライト組織の結晶粒径は30μm以下であることが必要である。また、溶接変形を最小化するためにベイナイトあるいはマルテンサイト組織からなる硬相の硬さは硬い方が良く、硬相と軟相の硬さ比は1.5以上とする必要がある。鋼板の製造方法は一般的な条件でも良いが、通常鋼に比べ焼入性が高い傾向にあるため、汎用強度レベルに適合させるために工夫するのが好ましい。一方、本発明者らは、飛来塩分量の多い環境での腐食について検討した結果、このような環境下では、FeCl3溶液の乾湿繰り返しが腐食の本質的な条件となり、Fe3の加水分解によりpHが低下した状態で、かつFe3が酸化剤として作用することによって腐食が加速されることを見出した。このときの腐食反応は、以下に示すとおりである。カソード反応としては、主として、次の反応が起こる。Fe3e-→Fe2そして、この反応以外にも、次のカソード反応も併発する。2H2OO22e-→4OH-、2H2e-→H2一方、上記のFe3の還元反応に対して、次のアノード反応が起こる。アノード反応:Fe→Fe22e-従って、腐食の総括反応は、次の式のとおりである。2Fe3Fe→3Fe2式上記式の反応により生成したFe2は、空気酸化によってFe3に酸化され、生成したFe3は再び酸化剤として作用し、腐食を加速する。この際、Fe2の空気酸化の反応速度は低pH環境では一般に遅いが、濃厚塩化物溶液中では加速され、Fe3が生成され易くなる。このようなサイクリックな反応のため、飛来塩分量が非常に多い環境では、Fe3が常に供給され続け、鋼の腐食が加速され、耐食性が著しく劣化することになることが判明した。本発明者らは、このような塩分環境における腐食のメカニズムを基に、種々の合金元素の耐候性への影響について検討した結果、下記の~に示す知見を得た。Snは、Sn2として溶解し、2Fe3Sn2→2Fe2Sn4なる反応によりFe3の濃度を低下させることで、式の反応を抑制する。Snには、さらにアノード溶解を抑制するという作用もある。Cuは、従来から飛来塩分量の多い環境において耐食性改善効果の基本とされていた元素であり、比較的濡れ時間が長い環境において耐食性改善効果は見られる。しかしながら、塩化物濃度がさらに大きくなり、局部的にpHが下がるような環境、例えば塩分が付着し、湿度が変化することにより乾湿が繰り返され、β-FeOOHが生成するような比較的ドライな環境では、Cuはむしろ腐食を促進することが判明した。このように、Snを積極的に含有させかつCuの含有量を抑制した鋼材は、高い耐食性が期待できる。さらに耐食性が高いことから、鋼材に塗装を行っても、鋼材の腐食に起因する塗装の剥離が少なく塗装欠陥部の腐食を抑制する。一方、塗膜による防食効果も期待できるため、塗装をした場合には、より一層の耐食性の効果が期待できる。したがって、耐食性のほかに、塗装の寿命を延長化でき、補修塗装間隔を大きく延ばす作用をも有する。特に、船舶分野や橋梁分野における耐塗装剥離性の改善において、効果を発揮する。本発明は、上記の知見を基礎として完成したものであって、その要旨は下記の~に示す溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板にある。質量で、C:0.02~0.25、Si:0.01~0.7、Mn:0.3~2、P:0.05以下、S:0.008以下、Cu:0.2未満、Cr:1~2.5、Mo:0.05以下、Nb:0.005~0.1、Al:0.003~0.1、N:0.01以下およびSn:0.03~0.50を含み、残部Feおよび不純物からなり、かつ、Cu/Sn比が1以下である化学組成を有し、金属組織がフェライト組織10~60およびベイナイト組織および/又はマルテンサイト組織40~90からなり、かつ、当該フェライト組織の平均粒径が30μm以下であって、ベイナイト組織および/又はマルテンサイト組織の硬度とフェライト組織の硬度との比が1.5以上であることを特徴とする溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板。質量で、さらに、Ti:0.1以下を含有することを特徴とする上記の溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板。質量で、さらに、Ni:3.5以下、V:0.1以下、B:0.004以下およびZr:0.02以下のうちの1種又は2種以上を含有することを特徴とする上記またはの溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板。質量で、さらに、Ca:0.004以下、Mg:0.002以下およびREM:0.002以下のうちの1種又は2種以上を含有することを特徴とする上記~のいずれかの溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板。なお、鋼板における溶接変形の小さい溶接方法との観点から本発明を考察すると、鋼板における溶接変形は実質的には溶接熱影響部における溶接変形であるので、溶接熱影響部において所定の要件を満足した上で溶接をすれば、溶接変形抑制能は向上すると考えられる。したがって、本発明は、溶接方法の観点からは、質量で、C:0.02~0.25、Si:0.01~0.7、Mn:0.3~2、P:0.05以下、S:0.008以下、Cu:0.2未満、Cr:1~2.5、Mo:0.05以下、Nb:0.005~0.1、Al:0.003~0.1、N:0.01以下およびSn:0.03~0.50を含み、残部Feおよび不純物からなり、かつ、Cu/Sn比が1以下である化学組成を有する鋼板の溶接方法であって、溶接前の鋼板における溶接熱影響部となる部位の金属組織がフェライト組織10~60およびベイナイト組織および/又はマルテンサイト組織40~90からなり、かつ、当該フェライト組織の平均粒径が30μm以下であって、ベイナイト組織および/又はマルテンサイト組織の硬度とフェライト組織の硬度との比が1.5以上であることを特徴とする溶接方法。と把握することもできる。もちろん、この鋼板は、質量で、さらに、Ti:0.1以下、Ni:3.5以下、V:0.1以下、B:0.004以下、Zr:0.02以下、Ca:0.004以下、Mg:0.002以下およびREM:0.002以下のうちの1種又は2種以上を含有してもよい。なお、後述するように、母材となる鋼板全体が上記の要件を満足するように製造した上で溶接してもよいし、母材となる鋼板のうち溶接しようとする部位溶接熱影響部となる部位のみを加工してその部位について上記の要件を満足させた上で溶接してもよい。そして、この溶接方法は、溶接変形の大きい隅肉溶接の際にも適用することができる。なお、隅肉溶接は、重ね継手、T継手、十字継手などにおいて行われるが、この溶接方法は継手母材の相対的な位置関係で特に大きな溶接変形が生じるT継手と十字継手における隅肉溶接に特に有効である。本発明によれば、低コストで確実に溶接変形を抑制することができ、かつ耐食性にも優れた鋼板を提供することができる。本発明において、溶接変形が小さい鋼板の化学組成および金属組織を限定する理由は次のとおりである。A鋼板の化学組成鋼板の各成分の作用効果および各成分の好ましい含有量は下記のとおりである。なお、含有量に関するは質量を意味する。C:0.02~0.25Cは強度向上にもっとも有効な元素であり、かつ安価な元素である。ただし、0.02未満では他の元素の併用による強度保証が必要となり、結果的にコストアップ要因となる。また、0.25を超えて含有させると溶接性を著しく阻害する。したがって、Cの含有量は0.02~0.25とする。Si:0.01~0.7Siは強度向上に寄与する元素である。ただし、0.01未満では必要とする強度を確保することができない。また、0.7を超えて添加すると母材靱性と溶接熱影響部HAZ靱性を著しく劣化させることになる。したがって、Siの含有量は0.01~0.7とする。Mn:0.3~2Mnは強度確保のために必要な元素である。ただし、0.3未満では必要とする強度を確保することができない。また、2を超えて添加すると溶接性が劣化する。したがって、Mnの含有量は0.3~2とする。P:0.05以下Pは、不純物として鋼中に存在する元素である。Pの含有量が0.05を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるのみならず、溶接時に高温割れを招くため、Pの含有量を0.05以下とする。S:0.008以下Sは、不純物として鋼中に存在す元素である。Sの含有量が0.008を超えると、中心偏析を助長したり、延伸形状のMnSが多量に生成したりするため、母材およびHAZの機械的性質が劣化する。したがって、Sの含有量の上限を0.008とする。Cu:02未満Cuは、一般的に耐候性を向上させる基本元素とされ、全ての海浜耐候性鋼や耐食鋼に添加されているが、高飛来塩分下の比較的ドライな環境においては、むしろ耐食性を低下させる。またSnと共存すると圧延時に割れが生じる。したがって、Cuの含有量は抑制する必要がある。不純物として含有されるとしても、Cu含有量は02未満とする必要がある。好ましくは01未満である。Cr:1~2.5Crは焼入れ性の向上を通じて強度を高めるのに有効な元素である。この効果を得るには1以上の添加が必要となる。しかし、2.5を超えると靱性が劣化する。したがって、Crの含有量は1~2.5とする。なお、Crの好ましい含有量は1~1.8である。なお、後述するように、Crは塩分環境では耐食性を劣化させる元素であるが、Snと共存させると、その悪影響は著しく抑制される。Mo:0.05以下Moは、コストの著しい増加をもたらすため、添加しない。なお、不純物として混入してくる場合があるが、その場合でもMoの含有量は0.05以下とする。Nb:0.005~0.1Nbは、鋼板の金属組織の再結晶化を遅延させる効果がある。ただし、その含有量が0.005未満ではその効果が得られない。また、0.1を超えると前記効果が飽和する一方でHAZの靱性を著しく損なう。したがって、Nbの含有量は0.005~0.1とする。なお、Nbの含有量の範囲の好ましい下限は0.008であり、好ましい上限は0.020である。Al:0.003~0.1Alは脱酸のために必須の元素である。脱酸を確実に行うためには、0.003以上の含有量が必要である。ただし、0.1を超えると、特にHAZにおいて靱性が劣化しやすくなる。これは、粗大なクラスター状のアルミナ系介在物粒子が形成されやすくなるためと考えられる。したがって、Alの含有量は0.003~0.1とする。N:0.01以下Nは、不純物として鋼中に存在する元素である。Nの含有量が0.01を超えると、母材靱性とHAZ靭性の悪化原因となる。したがって、Nの含有量の上限を0.01とする。Sn:003~050Snは、Sn2となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する。また、Fe3を速やかに還元させ、酸化剤としてのFe3濃度を低減する作用を有することにより、Fe3の腐食促進作用を抑制するので、高飛来塩分環境における耐候性を向上させる。また、Snには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。さらに、Snを含有することにより、飛来塩分が多い環境においてもCrの耐候性を向上させる効果が発揮される。これらの作用は、Snを0.03以上含有させることにより得られ、050を超えると飽和する。したがって、Snの含有量は003~050とする。Snの含有量の範囲の好ましい下限は0.03であり、好ましい上限は0.20である。Cu/Sn比:1以下Snを含有する鋼の場合には、Cuと共存させると耐食性の低下が著しい。また、鋼材を製造する際、Cuの含有による圧延割れの原因ともなる。このため、Cu/Sn比、すなわち、Sn含有量に対するCu含有量の比を1以下とする必要がある。本発明に係る鋼板は、上記の化学組成を有し、残部がFeおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。本発明に係る鋼板は、次のとおり、上記の元素の他に、必要に応じて、次の第1群から第3群までの少なくとも1群から選んだ1種以上の成分を含有させることができる。以下、これらの群に属する成分について述べる。第1群の成分:TiTi:0.1以下Tiは、主に脱酸元素として作用するので、必要に応じて含有させることができる。ただし、脱酸はAlによっても可能であるため、必ずしも含有させる必要はない。ただし、Ti含有量が多い場合にはTi酸化物またはTi-Al酸化物が形成されるため、特に小入熱溶接部熱影響部における組織を微細化する能力が失われる。このため、含有させる場合のTi含有量は0.1以下とする。なお、Tiを含有させることによる脱酸効果を安定的に得るためには、その含有量を0.01以上とするのが好ましい。第2群の成分:Ni、V、B、ZrNi:3.5以下Niは母材靱性を向上させ、かつ焼入性向上により強度向上にも寄与する元素であるので、必要に応じて含有させることができる。ただし、Niは高価な元素であるからNiを過大に含有させると大きなコストアップ要因となる。また、Snと共存すると、塩化物存在下での耐食性を劣化させる。このため、含有させる場合のNiの含有量の上限を3.5以下とする。好ましくは1.0以下、より好ましくは0.5以下である。なお、Niを含有させることによる上記効果を安定的に得るためには、その含有量を0.02以上とするのが好ましい。V:0.1以下Vは強度向上に有効な元素であるので、必要に応じて含有させることができる。ただし、Vの含有量が0.1を超えると靱性が大きく劣化するので、含有させる場合のV含有量は0.1以下とする。なお、Vを含有させることによる強度向上効果を安定的に得るためには、その含有量を0.005以上とするのが好ましい。B:0.004以下Bは焼入性を向上させて強度を高める作用があるので、必要に応じて含有させることができる。ただし、Bの含有量が0.004を超えると、強度を高める効果が飽和し、また、母材、HAZともに靱性劣化の傾向が著しくなる。したがって、含有させる場合のBの含有量は0.004以下とする。なお、Bを含有させることによる焼入れ性と強度を高める効果を安定的に得るためには、Bの含有量は0.0003以上とすることが好ましい。Zr:0.02以下Zrは鋼中で窒化物を微細分散析出し、強度を向上させる効果があるので、必要に応じて含有させることができる。ただし、0.02を超えて添加すると粗大析出物を形成し、靭性を劣化させるので、含有させる場合のZrの含有量は0.02以下とする。なお、Zrを含有させることによる強度向上効果を安定的に得るためには、Zrの含有量は0.0003以上とすることが好ましい。第3群の成分:Ca、Mg、REMCa:0.004以下Caは鋼中のSと反応して溶鋼中で酸硫化物オキシサルファイドを形成する。この酸硫化物はMnSなどの延伸形状の介在物とは異なり、圧延加工で圧延方向に伸びることがなく圧延後も球状であるため、延伸形状の介在物の先端などを割れの起点とする溶接割れや水素誘起割れを抑制する作用があるので、必要に応じて含有させることができる。ただし、その含有量が0.004を超えると靱性の劣化を招くことがある。したがって、含有させる場合のCaの含有量は0.004以下とする。なお、溶接割れや水素誘起割れを抑制する効果を安定的に得るためには、Caの含有量は0.0003以上とすることが好ましい。Mg:0.002以下MgはMg含有酸化物を生成し、TiNの発生核となり、TiNを微細分散させる効果を持つので、必要に応じて含有させることができる。ただし、その含有量が0.002を超えると、酸化物が多くなりすぎて延性低下をもたらす。したがって、含有させる場合のMgの含有量の上限を0.002とする。なお、TiNを微細分散させる効果を安定的に得るためには、Mgの含有量は0.0003以上とすることが好ましい。REM:0.002以下REMは、溶接熱影響部の組織の微細化や、Sの固定に寄与するので、必要に応じて含有させることができる。ただし、その含有量が0.002を超えると、REMは母材の靱性に悪影響を与える介在物となるので、含有させる場合のREMの含有量0.002以下とする。なお、組織の微細化やSの固定効果を安定的に得るためには、REMの含有量は0.0003以上とすることが好ましい。なお、REMとは、ランタニドの15元素にYおよびScを合わせた17元素の総称であり、これらの元素のうちの1種又は2種以上を含有させることができる。また、REMの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。B金属組織金属組織のフェライト分率は、10~60とする。溶接変形防止の観点から、降伏しやすい組織であるフェライトは少ない方が良いが、汎用強度鋼の強度レンジに適合させるため、フェライト分率の上下限を、それぞれ60および10とした。また、フェライト組織の平均粒径は破壊靭性の観点から小さい方が良い。そして、フェライト組織の平均粒径が30μmを超えると十分な破壊靭性を得ることができないため、その上限値を30μmとした。フェライト組織以外の組織はベイナイト組織および/又はマルテンサイト組織である。したがって、ベイナイト組織および/又はマルテンサイト組織の分率は40~90となる。なお、ベイナイト組織および/又はマルテンサイト組織とは、ベイナイト組織、マルテンサイト組織またはベイナイトマルテンサイト組織である。ここで、フェライト組織を軟相、そして、ベイナイト組織および/又はマルテンサイト組織を硬相と呼ぶ。素材が多様な温度で全降伏することを極力防ぐ必要があることから、硬相の硬度は高い方が望ましい。一方、軟相が存在することにより、構造用鋼として降伏強度と引張強度を規格などに適合するレンジに調整することが可能となる。ただし、前述したとおり、硬相を硬くしておくことにより溶接変形は抑制されるので、ここでは、硬相と軟相の硬度比という指標を用いて、溶接変形抑制能を規定することとした。発明者らの検討により、硬相の硬度が軟相の硬度の1.5倍以上となると、溶接変形抑制能の向上が顕著化するため、硬度比は1.5倍以上とする。次に、本発明に係る鋼板を得るための圧延や熱処理の条件等について説明する。熱間圧延に先立ってまず鋼塊を加熱するが、このときの加熱温度をAc3点以上にすると完全にオーステナイト相にすることができ、未変態部分がない状態で均質化されるため、加熱温度をAc3点以上とするのが好ましい。具体的には900~1200°Cに加熱するのが好ましい。そして、熱間圧延に際して薄肉端の圧延仕上げ温度を900°C以下にすると、結晶粒が適度な大きさとなって、素材の破壊靭性が十分となることから、900°C以下とするのが好ましい。圧延仕上げ温度の下限は、特に定めるものではなく、強度を汎用強度レンジに適合させることができればどのような条件でも良い。ただし、圧延仕上げ温度を700°C以上にすると、二相域加工による異方性は目立たないから、望ましい。圧延に引き続いて、加速冷却なども行って良い。加速冷却を行う場合には、圧延後直ちにあるいは若干の放置時間のあと、中心部の冷却速度を0.5~20°Csに制御するのが好ましい。冷却停止温度については150~500°Cを目安に制御するのが好ましい。また、圧延後に熱処理を適宜実施してもよい。熱処理を実施する場合には焼ならし処理か焼戻し処理を行うのが好ましく、温度はそれぞれ800~1100°C、300~700°Cの温度帯を選ぶのが好ましい。本発明にかかる鋼板の一例を示す。表1に示す組成成分の鋼塊を、表2に示すそれぞれの加熱温度仕上げ温度加速冷却熱処理条件にて製造した。鋼板の板厚は16mmとした。また、表3にこのようにして得られた鋼板の降伏点YP、引張強度TS、遷移温度vTrs、フェライト分率、フェライト平均粒径、硬相と軟相の硬さ比、溶接角変形量、板厚減少量および剥離面積率をそれぞれ示す。なお、得られた鋼板の引張特性を測定するために、JIS-Z-2201に記載の試験方法に準じて試片を採取した。採取位置は、板厚方向のt厚近辺およびL方向圧延方向と平行とした。なお、降伏点は10N/mmsの試験速度として下降伏点を求め、明確な降伏点が現れない場合は0.2耐力とした。引張特性の目標値は、降伏点YPが350N/mm2以上、そして、引張強度TSが490~720N/mm2とした。また、得られた鋼板の衝撃特性を測定するために、JIS-Z-2202に記載の試験方法に準じて試片を採取した。採取位置は、板厚方向のt厚近辺およびL方向圧延方向と平行で、2mmVノッチシャルピー試験片とし、様々な温度における脆性破面率を測定し、遷移温度を求めた。シャルピー特性の目標値は遷移温度が0°C以下であることとした。組織観察は光学顕微鏡で行った。観察によって得られた像を画像解析した。例えば、粒径を算出する場合には、短径と長径を測定し、その和の1/2から粒径を求めた。このようにして100視野観察して求めた個々の粒子の粒径について、算術平均したものを平均粒径と規定した。また、金属組織のフェライト分率は、上記と同様の観察法によって得られた100視野観察分の面積に対するフェライトの面積割合を算出することによって求めた。ベイナイト分率とマルテンサイト分率についても同様であるが、表3にはフェライト分率のみを表示した。さらに、隅肉溶接による溶接角変形量は次の要領にて評価を行った。鋼板は、図3に示すように、T型の溶接試験片単位:mmを作成し、片側を三角形の剛性の高い鋼板で拘束し、反対側を1パスの隅肉溶接を実施した。使用した溶接材料は、一般的な50キロ鋼用フラックスコアードワイヤであり、溶接条件は10.4kJ/cm200A-26V-30cm/minとした。溶接後の十分時間が経ったところで、試験片を定板の上に置き、図4に定義する角変形量θを、溶接開始位置中央位置終端位置の3箇所において、すきまゲージによって測定し、それらの平均値を溶接角変形量とした。なお、この方法で測定した通常の汎用50キロ鋼の溶接角変形量はおよそ1 ゚程度であり、本発明の目標とする溶接角変形レベルは0.5 ゚である。そして、耐食性に関しては、得られた鋼材から得た試験片をSAESocietyofAutomotiveEngineersJ2334試験により評価した。SAEJ2334試験は、湿潤:50°C、100RH、6時間、塩分付着:05NaCl、01CaCl2、0075NaHCO3水溶液浸漬、025時間、乾燥:60°C、50RH、1775時間を1サイクル合計24時間とした加速試験であり、腐食形態が大気暴露試験に類似しているとされている長野博夫、山下正人、内田仁著:環境材料学、共立出版2004、p74。なお、本試験は、飛来塩分量が1mddを超えるような厳しい腐食環境を模擬する試験である。SAEJ2334試験120サイクル終了後、各試験片の表面のさび層を除去し、板厚減少量を測定した。ここで、板厚減少量は、試験片の平均の板厚減少量であり、試験前後の重量減少と試験片の表面積を用いて算出したものである。また、耐塗装剥離性を調べるために、150×70mmの大きさの試験片にエアースプレーにより変性エポキシ塗料バンノー200:中国塗料製を乾燥膜厚で150μmになるように塗装し、鋼材素地に達する深さでクロスカットを入れてから、同じくSAEJ2334試験により評価した。この結果、Mark1eの鋼板比較例においては、仕上温度が910°Cと高くかつ冷却条件を空冷としたため、フェライトの生成量が多く、また生成したフェライトが粒成長して平均粒径が大きくなった。このため、引張強度が小さくなった。また、硬相と軟相の硬さの比は本発明の範囲内にあるにもかかわらず、溶接角変形量も大きくなった。これは、軟相としてのフェライトと硬相の量のバランスが崩れたためであると考えられる。以上のように、Mark1eの鋼板は引張強度が低く、溶接角変形量も大きいので、構造用鋼板として不適切な鋼材である。次に、Mark1fの鋼板比較例においては、加熱後の冷却速度を25°Csecとしたため、焼きが入りすぎてフェライトが生成されず、鋼板自体の引張強度が大きくなり、かつ靭性も大きく低下した。溶接角変形量は小さいものの構造用鋼板としては不適切な鋼材である。また、Mark12bの鋼板比較例においては、水冷停止温度を120°Cとし、比較的低温まで焼入れしたため、硬相と軟相の硬さ比が小さくなり、溶接角変形量が大きくなった。さらに、Mark40~46の鋼板比較例においては、本発明に規定する鋼組成を満足しておらず、鋼板自体の靭性が低下した。構造用鋼板としては不適切の鋼材である。Mark47の鋼板比較例においては、圧延時に割れが発生したため試験を中止した。また、Mark48の鋼板比較例においては、本発明に規定する鋼組成のうちSnの含有量が満足しておらず耐食性が低下した。これに対して、その他のMarkで示される本発明例に係る鋼板においては、いずれも引張特性が、降伏点YPが350N/mm2以上、そして、引張強度TSが490~720N/mm2級の汎用鋼であって、遷移温度vTrs、フェライト分率、フェライト平均粒径、硬相と軟相の硬さ比も適正範囲にあり、溶接角変形量も目標の0.5 ゚以内に収まっているので、構造用鋼板として適切であることが分かる。また、高い耐食性も有しており、塗装した場合のクロスカット部に腐食は見られたもののいずれの鋼板も剥離も少ないので塗装の補修間隔を延ばすことができることがわかる。