"導電性粒子としてラーベス相が表面に露出するステンレス鋼であって、該ステンレス鋼の表面に、直径が01μm以上のラーベス相が104個/mm2以上の存在頻度で露出し、かつ該ラーベス相の平均粒径をdμm、該ステンレス鋼の素地の算術平均粗さをRaμmとするとき、下記式1の関係を満足することを特徴とする固体高分子形燃料電池セパレータ用ステンレス鋼。記d2>Ra2005...1固体高分子形燃料電池セパレータ用のステンレス鋼の製造方法において、該ステンレス鋼の冷延焼鈍板にラーベス相を析出させ、ついで、該ステンレス鋼の素地を溶解して、該ステンレス鋼の表面に、円相当径で直径が01μm以上のラーベス相を、104個/mm2以上の存在頻度で露出させ、さらに、上記ラーベス相の平均直径をdμm、上記算術平均粗さをRaμmとするとき、これらについて下記式1の関係を満足させることを特徴とする固体高分子形燃料電池セパレータ用ステンレス鋼の製造方法。記d2>Ra2005...1前記素地の溶解手段が、混酸浸漬処理または電解処理であることを特徴とする請求項2に記載の固体高分子形燃料電池セパレータ用ステンレス鋼の製造方法。前記冷延焼鈍板に対するラーベス相の析出を、冷延板焼鈍時の冷却速度を調整して行うことを特徴とする請求項2または3に記載の固体高分子形燃料電池セパレータ用ステンレス鋼の製造方法。前記冷延焼鈍板に対するラーベス相の析出を、非酸化性雰囲気中で、600~900°Cの温度範囲に5秒~20時間保持する時効処理により行うことを特徴とする請求項2または3に記載の固体高分子形燃料電池セパレータ用ステンレス鋼の製造方法。しかしながら、近年、特にカソード極側で、反応の不均一性などに起因して、局所的、一時的に、1Vを超える電位が発生する場合があることが指摘されている。かようにカソード極側で電位が1Vを超えた場合は、電極材料が劣化するだけでなく、ステンレス鋼の不動態皮膜が厚くなるため、導電性物質が表面に存在したとしても、セパレータの接触抵抗が増加するおそれが生じる。本発明は、上記した問題点を有利に解決するもので、高電位域でも、セパレータの接触低抗が増加することを抑制する、燃料電池セパレータ用ステンレス鋼を提供することを目的とする。発明者らは、上記の目的を達成するために、高電位域において、セパレータの接触抵抗を低く抑制することができるステンレス鋼を開発すべく、鋭意検討を重ねた。その結果、ラーベス相を含有したステンレス鋼において、酸洗などにより素地を溶解してラーベス相を鋼表面に露出させ、かつその際の露出したラーベス相の粒径や存在頻度、また素地の鋼材表面の粗さなどを所定の範囲に規定することによって、たとえ、高電位域で不動態皮膜が厚くなったとしても、セパレータの接触抵抗の増加が大幅に抑制できることを見出した。本発明は、上記の知見に立脚するものである。すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。1.導電性粒子としてラーベス相が表面に露出するステンレス鋼であって、該ステンレス鋼の表面に、直径が01μm以上のラーベス相が104個/mm2以上の存在頻度で露出し、かつ該ラーベス相の平均粒径をdμm、該ステンレス鋼の素地の算術平均粗さをRaμmとするとき、下記式1の関係を満足することを特徴とする固体高分子形燃料電池セパレータ用ステンレス鋼。記d2>Ra2005...12.固体高分子形燃料電池セパレータ用のステンレス鋼の製造方法において、該ステンレス鋼の冷延焼鈍板にラーベス相を析出させ、ついで、該ステンレス鋼の素地を溶解して、該ステンレス鋼の表面に、円相当径で直径が01μm以上のラーベス相を、104個/mm2以上の存在頻度で露出させ、さらに、上記ラーベス相の平均直径をdμm、上記算術平均粗さをRaμmとするとき、これらについて下記式1の関係を満足させることを特徴とする固体高分子形燃料電池セパレータ用ステンレス鋼の製造方法。記d2>Ra2005...13.前記素地の溶解手段が、混酸浸漬処理または電解処理であることを特徴とする前記2に記載の固体高分子形燃料電池セパレータ用ステンレス鋼の製造方法。4.前記冷延焼鈍板に対するラーベス相の析出を、冷延板焼鈍時の冷却速度を調整して行うことを特徴とする前記2または3に記載の固体高分子形燃料電池セパレータ用ステンレス鋼の製造方法。5.前記冷延焼鈍板に対するラーベス相の析出を、非酸化性雰囲気中で、600~900°Cの温度範囲に5秒~20時間保持する時効処理により行うことを特徴とする前記2または3に記載の固体高分子形燃料電池セパレータ用ステンレス鋼の製造方法。本発明によれば、カソード極側が1Vを越える高電位になった場合であっても、セパレータの接触抵抗の増加が少ない燃料電池セパレータ用ステンレス鋼を得ることができる。従って、高価なカーボンセパレータや金めっきセパレータを使用していた燃料電池に、安価なステンレス製セパレータを使用することができる。以下、本発明を具体的に説明する。本発明において、素材として用いるステンレス鋼はラーベス相をその表面に露出しているが、素地のステンレス鋼に特に制限はなく、例えば、フェライト系ステンレス、オーステナイト系ステンレス、マルテンサイト系ステンレスや、二相系ステンレス鋼など、素材としては、従来公知のステンレス鋼をいずれも好適に使用することができる。本発明のステンレス鋼は、導電性物質として、ラーベス相をその表面に露出しているところに特徴がある。このラーベス相は、ステンレス鋼中に析出するFe2M型の金属間化合物であり、Fe、Cr、Nb、Moなどを主体とし、鋼材の成分や熱処理条件などによって、様々な組成や形態で析出する金属間化合物である。このとき、Crは一部Feと置換し、M元素Nb、Moなどと結合しラーベス相を形成する。ラーベス相は、不動態皮膜に比べ高い導電率を持つため、鋼表面に露出することによって、セパレータの接触抵抗を低減する効果を有している。また、ラーベス相は、燃料電池の運転環境を想定した高電位でもほぼ安定であり、耐食性についても優れている。上記ラーベス相を、ステンレス鋼の表面に露出させるためには、酸洗などにより、ステンレス鋼の素地を選択的に溶解させればよい。この時、ラーベス相を、鋼表面に十分に露出させて、セパレータの接触抵抗を低減するためには、ラーベス相の平均粒径:dに対して、12×d程度以上素地を溶解することが好ましい。なお、本発明において、素地とは、ラーベス相以外のステンレス鋼部分をいう。しかしながら、上記のようにラーベス相を鋼表面に露出させたとしても、1Vを超えるような高電位が加わると、接触抵抗が大幅に増加することがある。これは、素地の不動態皮膜が高電位域で厚くなるため、カーボンクロスなどのガス拡散層とステンレス鋼表面のラーベス相とが接触できなくなってしまうためであると考えられる。このとき、ガス拡散層と接しているのは素地の凸部であるから、素地の粗さを、ラーベス相の粒径に対して所定値以下とすることが接触抵抗の増加を抑制するのに有効であると考えられる。そこで、発明者らは、高電位における接触抵抗の増加に対し、ラーベス相の平均粒径と素地の表面粗さとが及ぼす影響を詳細に調査した。その結果、ステンレス鋼の表面に、直径が01μm以上のラーベス相を104個/mm2以上の存在頻度で露出させ、かつ、ラーベス相の平均粒径:dμmと算術平均粗さRaとが、以下の式1の関係を満足するときに、セパレータの接触抵抗の増加が大幅に抑制されることが分かった。d2>Ra2005...1ここに、本発明において、フェライト系ステンレス鋼を用いる場合は、以下に示す組成であることが好ましい。なお、以下、鋼成分においての表示は、特に断らない限り質量を意味する。C:O03以下、N:O03以下CおよびNは、いずれもフェライト系ステンレス鋼中のCrと反応して化合物を形成し、粒界にCr炭窒化物として析出するので、耐食性の低下をもたらす。従って、C、Nの含有量は小さいほど好ましく、CがO03以下、Nが003以下であれば、耐食性を著しく低下させることはない。またC含有量およびN含有量の合計が006を超えると、フェライト系ステンレス鋼の延性が低下し、加工する際に割れが発生しやすくなる。従って、CはO03以下、NはO03以下とすることが好ましい。より好ましくはC:0015以下、N:0015以下、C含有量およびN含有量の合計が003以下である。Cr:16~45Crは、フェライト系ステンレス鋼としての基本的な耐食性を確保するために必要な元素である。Cr含有量が16未満では、燃料電池セパレータが曝される環境において、長時間の使用に耐えられない。一方、Cr含有量が45を超えると、σ相が過剰に析出することによって靭性が低下する。従って、Cr含有量は、16~45の範囲を満足することが好ましく、16~25がより好ましい。Ni:2以下Niは、フェライト系ステンレス鋼の耐食性改善、靭性向上に効果のある元素で、必要に応じて適宜含有させる。この効果を得るためには、O01以上の含有量が好ましい。ただし、2を超えて含有させると、コストの増加を招く。従って、Niを含有させる場合は、2以下が好ましく、001~1の範囲がより好ましい。Mo:5以下Moは、フェライト系ステンレス鋼の隙間腐食等の局部腐食を抑制するのに有効な元素で、また本発明においては、Feと結合してラーベス相を形成する元素の一つであり、必要に応じて適宜含有させる。なお、この効果を得るためには、0010以上含有させる。一方、5を超えると、フェライト系ステンレス鋼が著しく脆化して生産性が低下する。従って、Moは、5以下を満足することが好ましい。Si:2以下Siは、脱酸のために有効な元素であり、フェライト系ステンレス鋼の溶製段階で添加される。このような効果を得るためには、O01以上含有させる。しかし、過剰に含有させると、フェライト系ステンレス鋼が硬質化し、延性が低下する。従って、Siを含有させる場合は、2以下が好ましく、001~1がより好ましい。Mn:1以下Mnは、不可避的に混入したSと結合し、フェライト系ステンレス鋼に固溶したSを低減する効果を有するので、Sの粒界偏析を抑制し、熱間圧延時の割れを防止するのに有効な元素である。このような効果は、含有量が0001以上、1以下で発揮される。従って、Mnを含有させる場合は、1以下が好ましく、O001~08の範囲がより好ましい。Al:02以下Alは、脱酸のために有効な元素であり、フェライト系ステンレス鋼の溶製段階で添加される。このような効果を得るためには、O001以上が好ましい。しかし、過剰に含有させると、鋼が硬質化し、延性が低下する。従って、Alを含有させる場合は、O2以下が好ましく、O01~02がより好ましい。Cu:3以下Cuは、フェライト系ステンレス鋼の耐食性改善に効果のある元素で、必要に応じて適宜含有させる。この効果を得るために含有させる場合は、O01以上が好ましい。一方、3を超えて含有させると、熱間加工性が低下し、生産性の低下を招く。従って、Cuを含有させる場合は、3以下が好ましく、O01~25がより好ましい。Ti、Nb、VおよびZrの少なくとも1種を、2以下Ti、Nb、VおよびZrは、いずれもフェライト系ステンレス鋼中のC、Nと反応して炭窒化物を形成する。Ti、Nb、VおよびZrは、このようにしてC、Nを固定するので、Cr炭窒化物析出に伴う耐食性の低下を防止すると共に、フェライト系ステンレス鋼のプレス成形性を改善するのに有効な元素である。この効果を得るためにはCとNの含有量に応じてTi、Nb、VおよびZrそれぞれの含有量を決めればよいが、例えばCとNが合計で、O03以下含有されていると、Ti、Nb、VまたはZrのいずれかを含有させる場合のプレス成形性の改善効果は、それぞれO05以上の含有量により発揮される。一方、これらの元素は、Feと結合してラーベス相を形成し、接触抵抗を低減する効果も有する。Ti、Nb、VおよびZrを含むラーベス相を形成して接触抵抗の低減効果を得るには、それぞれO1以上、あるいは合計でO1以上が好ましい。しかし、それぞれ単独で2を超えて含有させると製造性が低下することから、Ti、Nb、VまたはZrを2種以上同時に含有させる場合は、その合計を、2以下とすることが好ましい。より好ましくは合計でO1~2の範囲である。本発明では、上記した元素の他に、フェライト系ステンレス鋼の熱間加工性向上のためにCa、Mg、希土類元素をそれぞれO1以下の範囲で含有させても良い。なお、本発明におけるフェライト系ステンレス鋼のその他の元素は、Feおよび不可避的不純物である。次に、本発明に、オーステナイト系ステンレス鋼を用いる場合には、以下に示す組成であることが好ましい。C:O1以下Cは、オーステナイト系ステンレス鋼中のCrと反応して化合物を形成し、粒界にCr炭窒化物として析出するので、耐食性の低下をもたらす。そこで、Cの含有量は小さいほど好ましいが、O1以下であれば耐食性を著しく低下させることはない。より好ましくはO03以下である。Cr:13~30Crは、オーステナイト系ステンレス鋼としての基本的な耐食性を確保するために必要な元素である。ここに、Cr含有量が13未満では、燃料電池セパレータが曝される環境下での長時間の使用に耐えられない。一方、Cr含有量が30を超えると、オーステナイト組織を得るのが困難な場合がある。従って、Crは、13~30の範囲であることが好ましい。Ni:3~40Niは、オーステナイト相を安定させる元素である。Ni含有量が3未満では、オーステナイト相を安定化する効果が得られないおそれがある。一方、Ni含有量が40を超えると、Niを過剰に消費することによってコスト上昇を招く。従って、Niは、3~40の範囲を満足することが好ましい。Mo:10以下Moは、オーステナイト系ステンレス鋼の隙間腐食等の局部腐食を抑制するのに有効な元素であり、また本発明においては、Feと結合してラーベス相を形成する元素の一つであり、必要に応じて適宜含有させることができる。この効果を得るためには、O01以上含有させることが好ましい。ただし、10を超えると、ステンレス鋼が脆化して生産性が低下する。従って、Moは10以下を満足することが好ましい。N:2以下Nは、オーステナイト系ステンレス鋼の局部腐食を抑制する作用を有する元素である。しかし、Nの含有量を2を超えて含有させるのは、工業的に困難である。また、通常の溶製方法では、O4を超えると、ステンレス鋼の溶製段階において、Nを含有させるために長時間を要し、生産性の低下を招くことになる。従って、コストの点では、O4以下がより好ましい。さらに、O01~03の範囲が一層好ましい。Cu:3以下Cuは、オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性を改善する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、O01以上の含有量が好ましい。一方、Cu含有量が3を超えると、熱間加工性が低下し、生産性の低下を招くおそれがある。従って、Cuを含有させる場合は、3以下が好ましく、O01~25がより好ましい。Si:3以下Siは、脱酸のために有効な元素であり、オーステナイト系ステンレス鋼の溶製段階で添加される。このような効果を得るためには、O01以上が好ましい。しかし過剰に含有させるとステンレス鋼が硬質化し、延性が低下する。従って、Siを含有させる場合は、3以下が好ましく、O01~2がより好ましい。Mn:10以下Mnは、不可避的に混入したSと結合し、オーステナイト系ステンレス鋼に固溶したSを低減する効果を有するので、Sの粒界偏析を抑制し、また熱間圧延時の割れを防止するのに有効な元素である。このような効果は、含有量がO001以上で発揮される。従って、Mnを含有させる場合は、O001以上が好ましい。また、Mnはオーステナイト相を安定化させる目的でも含有させるが、10を超えると、圧延時に圧延負荷の増大を招くので10以下が好ましい。Al:02以下Alは、脱酸のために有効な元素であり、オーステナイト系ステンレス鋼の溶製段階で添加される。このような効果を得るためには、O001以上が好ましい。しかしながら、過剰に含有させると硬質化し、延性が低下する。従って、Alを含有させる場合は、O2以下が好ましい。O01~02がより好ましい。Ti、Nb、VおよびZrのうちの少なくとも1種を、4以下Ti、Nb、VおよびZrは、いずれもオーステナイト系ステンレス鋼中のCと反応して炭化物を形成する。Ti、Nb、VおよびZrは、Cを固定するので、オーステナイト系ステンレス鋼の耐粒界腐食性を改善するのに有効な元素である。Cの含有量がO1以下では、Ti、Nb、VまたはZrのうちいずれかを含有させる場合、耐食性の改善効果は、Ti、Nb、VまたはZrがそれぞれO05以上の含有量で発揮される。Ti、Nb、VおよびZrを、複数組み合わせて含有させる場合、耐食性の改善効果は、Ti、Nb、VおよびZrの含有量が、合計でO05以上含有された場合に発揮される。一方、これらの元素はFeと結合してラーベス相を形成し、接触低抗を低減する効果をも有する。すなわち、Ti、Nb、VおよびZrを含有させて、ラーベスを形成し、接触抵抗の低減効果を得るためには、それぞれO1以上、あるいは合計でO1以上が好ましい。一方、4を超えて含有すると、製造性が低下する。従って、Ti、Nb、VまたはZrの少なくとも1種以上を含有させる場合は、その合計で、4以下が好ましい。より好ましくは01~2の範囲である。本発明では、上記した元素の他に、オーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性を向上するために、Ca,Mg、希土類元素をそれぞれO1以下の範囲で含有しても良い。なお、本発明におけるオーステナイト系ステンレス鋼のその他の元素は、Feおよび不可避的不純物である。以下、本発明におけるステンレス鋼の製造方法を説明する。本発明は、以下に述べる条件を除いては、従来公知の固体高分子形燃料電池セパレータ用のステンレス鋼の製造方法を用いることができる。また、本発明では、前述したように、素材として用いる冷延焼鈍板に特に制限はなく、従来から公知の冷延焼鈍板を用いるため、その素材の製造方法について特段の制限はない。ここに、本発明では、ステンレス鋼にラーベス相平均粒径:dμmとするを析出させる。ラーベス相の析出は、冷延板焼鈍時の冷却速度を調整することにより行うことができる。その際、好適な冷却速度は鋼組成に基づいて決定することができるが、900~600°C間の冷却速度を3~70°Csとして、900~600°C間の滞留時間を、43~100sとするのが好ましい。また、ラーベス相の析出処理は、冷延焼鈍板に時効処理を施すことによっても行うことができる。その際の時効処理の好適な処理条件は、以下のとおりである。雰囲気:非酸化性雰囲気温度:600~900°C時間:5秒~20時間なお、本発明における時効処理は、熱処理炉に入れて加熱する方法などで行うことができる。ついで、ラーベス相を除く素地を溶解する。溶解量については、特に制限はないが、ラーベス相の平均粒径:dμmに対して、素地の厚み方向、深さ換算で12dμm以上とすることが好ましい。具体的には、006~3μm程度の深さを溶解することが好適である。また、その際、上記ステンレス鋼の表面に、円相当径で直径が01μm以上のラーベス相を、104個/mm2以上の存在頻度で露出させ、かつ、上記平均粒径:dと上記素地の溶解後における表面の算術平均粗さ:Raとが、次式1の関係を満足することが重要である。d2>Ra2005...1なお、本発明における、素地の算術平均粗さがRaμmとは、以下の手順で測定した算術平均粗さのことをいう。まず、SEMを用いて、倍率:100~1000倍の視野とし、ラーベス相の無い素地の部分であることを、EDX等によって確認する。ついで、この素地表面における表面粗さを、3次元SEM等により測定し、以下の式2における基準長さlを、Ra:002未満に対しては008mm、Ra002~01に対しては025mm、Ra:01以上に対しては08mmとして、1サンプル当たり、少なくとも10箇所以上の測定をして、それらの測定値を平均することで求められる。また、前述したように、素地の溶解は、ラーベス相を除いた素地を、素地の厚み方向に、深さ換算で12dμm以上溶解することができれば、その溶解条件に、特段の制限はないが、混酸浸漬処理または電解処理による処理であることが好ましい。また、酸洗に使用する酸の種類は、素地が充分に溶解するものであれば、ふっ酸、硝酸、硫酸、塩酸などの酸、あるいはそれらを混合した酸を使用できるが、中でも弗酸2~10質量と硝酸2~15質量を混合した酸が安定して素地を溶解することができるため好ましい。以下、酸成分におけるも、特に断らない限り質量である。なお、混酸浸漬処理は、比較的簡便な方法であり、鋼組成に合わせて弗酸と硝酸の量、浸漬時間、温度を調整することにより、素地の溶解量や表面粗さをコントロールできる。例えば、混酸組成:2~10弗酸2~15硝酸、浸漬時間:10秒~300秒、温度:40~70°C、の各条件で処理することができる。一方、電解処理は、酸浸漬に比べコストはかかるものの、電解条件温度、電解電流、時間によって再現性よく溶解量をコントロールできるという長所がある。電解条件や用いる電解液の種類によって、溶解量と表面粗さを調整する。電解液としては、硫酸、硝酸などが使用できる。例えば、電解液:5~30硫酸、温度:30~80°C、電流密度:1~10Adm2、電解時間:10~300秒、の各条件で処理することができる。表1に示す化学組成の鋼を、真空溶解炉により溶製し、得られたインゴットを1200°C以上に加熱したのち、熱間圧延により板厚:5mmの熱延板とし、1100°Cの熱延板焼鈍と酸洗処理を施した。ついで、冷間圧延と焼鈍酸洗を繰り返し、板厚:O7mmの冷延焼鈍板とした。最終圧延後の焼鈍は、露点:50°C以下の水素中で行い、いわゆるBA仕上げとした。また、一部の冷延焼鈍板については、焼鈍後の冷却速度を制御し、900°C~600°Cの滞留時間が約30秒となるように徐冷して、冷却中にラーベス相を析出させた徐冷材。次に、徐冷材を除く冷延焼鈍板から50mm×200mmのサンプルを切り出し、850°Cの不活性ガス中で、時効処理を行ってラーベス相を析出させた。このとき、時効時間を1分、10分、8時間、20時間と変化させ、表2に示すようにラーベス相のサイズが異なるサンプルを作製した。その後、金属間化合物を表面に露出させるため、10硝酸と5弗酸の混合酸への浸漬および20硫酸中での電解処理で素地のみを溶解した。混酸浸漬は温度:55°Cで行い、浸漬時間を変化させることにより、溶解量と素地の表面粗さが異なるサンプルを作製した。また、硫酸電解は温度:70°C、電流密度:2Adm2で行い、電解時間を変化させることにより、溶解量と素地の表面粗さの異なるサンプルを作製した。溶解量溶解深さ換算と素地の表面粗さの測定結果を表2にそれぞれ示した。なお、時効後のサンプルは、エメリー紙で湿式研磨し、時効処理によるスケールを除去し、さらにバフ研磨を行った。その後、純水中で洗浄した後、混酸浸漬および硫酸電解による酸洗処理を行った。ついで、酸洗したサンプルは、純水洗浄した後、重量測定により酸洗減量を計測した。さらに小片に切り出し、接触抵抗測定、SEM観察、燃料電池の高電位環境を模擬した分極測定に供した。なお、使用環境下での接触抵抗値は、以下のとおり評価した。接触抵抗の測定は、20mm×20mmの試験片を用いて行った。図2に示すように2枚の試験片7を、両面から同じ大きさの3枚のカーボンペーパ3で交互に挟み、さらに銅板に金めっきを施した電極8を接触させ、単位面積当たり15kgfcm2の圧力をかけて2枚のステンレス鋼板間の抵抗を測定し、接触面積を乗じ、さらに接触面数:2で除した値を接触抵抗値とした。SEMの観察は、20mm×20mmの試験片を用いて行った。倍率:5000倍のSEM像を用いて、ラーベス相の粒径を測定した。このとき、EDXによる組成分析も併せて行い、ラーベス相であることを確認した。粒径は、ラーベス相の面積から求めた円相等径とし、100個以上のラーベス相を観察し、SEM像から算出した値を、ラーベス相の平均粒径とした。また、倍率:100~1000倍で撮影した反射電子像から、ラーベス相の無いステンレス鋼素地表面を確認し、基準長さlを、Ra:002未満に対しては008mm、Ra002~01に対しては025mm、Ra:01以上に対しては08mmとして、1サンプル当たり少なくとも10箇所を測定し、前掲式2を用いて、算術平均粗さ:Raを求めている。分極測定は、30mm×30mmの試験片を用いて行った。試験片をアセトンで脱脂した後、燃料電池の1V以上の高電位環境を模擬するため、pH3の硫酸中でO8Vと12Vの範囲を20mVminの走査速度で、100回繰り返して電位走査した。なお、分極測定は2回行い、ついで、電位走査後のサンプル2枚を用いて接触抵抗を測定した。以上により求めた、ラーベス相の平均粒径、ラーベス相の析出頻度個/mm2、酸洗による溶解量、素地の算術平均粗さ、酸洗直後および100サイクルの分極測定後の接触抵抗値を、表2に併記する。表2-1、表2-2に示したとおり、ラーベス相の平均粒径:dに対して12未満の溶解量の酸洗では、初期接触抵抗が20mΩcm2以上と高い。また、酸洗を十分に行い、ラーベス相を析出させた場合であっても、析出物の平均粒径の12倍が、素地の算術平均粗さ:Raの12と005の和より小さい場合には、1V以上の高電位環境を模擬した100サイクルの分極測定後の接触抵抗が、20mΩcm2以上と高い。一方、平均粒径が01μm以上のラーベス相の析出頻度を104個/mm2以上とし、さらに素地の表面粗さ:Raを、2×の値未満とした場合には、初期および100サイクル分極後の接触抵抗が共に、20mΩcm2未満となった。"