鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼及其制造方法技術(shù)領(lǐng)域本發(fā)明涉及作為在寒冷地區(qū)運(yùn)輸煤炭或油類等的貨車的車體用途材料合適的、低溫韌性優(yōu)異的鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼及其制造方法。此外，具有權(quán)利要求4所述的特征的本發(fā)明涉及作為通過(guò)焊接組裝的結(jié)構(gòu)體的結(jié)構(gòu)材料合適的、焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)異的焊接結(jié)構(gòu)材料用的鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼。

背景技術(shù)：
隨著全球鐵路鋪設(shè)距離的增加，利用鐵路的貨物運(yùn)輸?shù)倪\(yùn)輸量正在逐年增加。該鐵路貨物運(yùn)輸中使用了鐵路貨車、集裝箱之類的貨車，作為其材料，近年來(lái)使用鐵素體系的不銹鋼。但是，在歐亞大陸的內(nèi)陸部等這樣的冬季達(dá)到-30℃以下的寒冷地區(qū)，鐵素體系不銹鋼由于低溫韌性不足而存在不適于使用的問(wèn)題。特別是，對(duì)于運(yùn)輸油類等液體的貨車的車體用途材料，要求具有優(yōu)異的低溫韌性。此外，鐵素體系不銹鋼在焊接熱影響區(qū)晶粒粗大化，存在韌性進(jìn)一步降低的問(wèn)題。因此，在寒冷地區(qū)，鐵素體系不銹鋼難以適用于通過(guò)焊接形成結(jié)構(gòu)體的用途。作為鐵路貨車用的不銹鋼，例如專利文獻(xiàn)1中公開了下述不銹鋼：其在焊接熱影響區(qū)形成馬氏體相，提高焊接部的耐腐蝕性，進(jìn)而規(guī)定FFV值，抑制了表面缺陷的產(chǎn)生。但是，該不銹鋼的低溫韌性不足。作為具有優(yōu)異的韌性的不銹鋼板，例如專利文獻(xiàn)2中公開了一種彎曲性優(yōu)異的高強(qiáng)度高韌性不銹鋼板。該高強(qiáng)度高韌性不銹鋼板中，通過(guò)使MnS系夾雜物顆粒的軋制方向的長(zhǎng)度為3μm以下、且使上述MnS系夾雜物顆粒的軋制方向的長(zhǎng)度與其直角方向的長(zhǎng)度之比為3.0以下，從而改善了彎曲性。但是，在專利文獻(xiàn)2中記載的發(fā)明中，作為貨車的車體用途材料所需要的耐腐蝕性、特別是焊接部的耐腐蝕性不足，進(jìn)而低溫下的韌性有時(shí)也不足。專利文獻(xiàn)3中公開了一種抑制了δ鐵素體的生成、韌性優(yōu)異的厚壁馬氏體系不銹鋼。但是，該不銹鋼的強(qiáng)度過(guò)高，因而難以用于適用于鐵路貨物用的鐵路貨車或集裝箱的壓制加工。另外，專利文獻(xiàn)3中記載的不銹鋼的低溫韌性有時(shí)也不足。另外，作為提高了焊接熱影響區(qū)的低溫韌性的鐵素體系不銹鋼，專利文獻(xiàn)4中公開了一種焊接點(diǎn)的韌性優(yōu)異的鐵素體系不銹鋼。該發(fā)明中，通過(guò)將微細(xì)的Mg系氧化物分散于鋼中使其析出，從而抑制了焊接熱影響區(qū)的晶粒的粗大化。專利文獻(xiàn)5中公開了一種焊接熱影響區(qū)的韌性優(yōu)異的鐵素體系不銹鋼。該發(fā)明中，通過(guò)添加Co，提高了焊接部的韌性。但是，在專利文獻(xiàn)4和5中記載的發(fā)明中，對(duì)于使達(dá)到-30℃以下的寒冷地區(qū)的焊接熱影響區(qū)的韌性耐于使用來(lái)說(shuō)是不足的。現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)1：日本特開2012-12702號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2：日本特開平11-302791號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3：日本特開昭61-136661號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)4：日本特開2003-3242號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)5：日本特開平4-224657號(hào)公報(bào)

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
發(fā)明要解決的課題如上所述，這些專利文獻(xiàn)中公開的不銹鋼的低溫韌性不足，因而，作為在寒冷地區(qū)運(yùn)輸油類等液體的貨車的材料不合適。另外，上述專利文獻(xiàn)中公開的不銹鋼有時(shí)不具有貨車的車體用途材料所要求的耐腐蝕性及加工性。此外，在焊接熱影響區(qū)中低溫韌性進(jìn)一步降低，因而，不適合在通過(guò)焊接形成結(jié)構(gòu)體的用途中使用。本發(fā)明是鑒于上述情況而進(jìn)行的，其目的在于提供一種鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼及其制造方法，該鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼具有貨車的車體用途材料所要求的耐腐蝕性及加工性，并且低溫韌性優(yōu)異。另外，具有權(quán)利要求4中記載的特征的本發(fā)明的目的在于，提供在具有上述特性的同時(shí)、焊接熱影響區(qū)的低溫韌性也優(yōu)異的焊接結(jié)構(gòu)材料用的鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼及其制造方法。用于解決課題的方案本發(fā)明人為了解決上述課題，對(duì)組織或成分等對(duì)低溫韌性產(chǎn)生的影響進(jìn)行了深入研究。作為組織對(duì)低溫韌性所產(chǎn)生的影響的評(píng)價(jià)方法，已知有使用顯示出結(jié)晶粒徑與低溫韌性的相關(guān)關(guān)系的Hall-Petch法則的方法。根據(jù)該法則，韌脆轉(zhuǎn)變溫度與結(jié)晶粒徑的-1/2次方成比例地降低。即，結(jié)晶粒徑越細(xì)小，則認(rèn)為低溫韌性越提高。根據(jù)該見(jiàn)解，本發(fā)明人為了使不銹鋼的結(jié)晶粒徑細(xì)小，對(duì)成分和制造方法進(jìn)行了研究。圖1中示出本發(fā)明的成分范圍的不銹鋼的馬氏體相分?jǐn)?shù)(以體積％表示的馬氏體相的含量)與平均晶粒徑的相關(guān)關(guān)系。發(fā)現(xiàn)，馬氏體相分?jǐn)?shù)為5％～95％、平均晶粒粒徑變小。由此，通過(guò)使平均結(jié)晶粒徑最小化，能夠提高低溫韌性。需要說(shuō)明的是，平均結(jié)晶粒徑的測(cè)定方法如實(shí)施例中記載的那樣。馬氏體相分?jǐn)?shù)可以通過(guò)Cr當(dāng)量(Cr+1.5×Si)和Ni當(dāng)量(30×(C+N)+Ni+0.5×Mn)的調(diào)整和退火溫度的調(diào)整來(lái)控制。通過(guò)這些參數(shù)的調(diào)整，可得到平均結(jié)晶粒徑細(xì)小的、低溫韌性優(yōu)異的鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼。此外，本發(fā)明人對(duì)組織或成分對(duì)焊接熱影響區(qū)的低溫韌性所產(chǎn)生的影響進(jìn)行了深入研究。對(duì)于焊接熱影響區(qū)的低溫韌性差的不銹鋼，詳細(xì)地觀察了焊接熱影響區(qū)的組織，結(jié)果確認(rèn)到結(jié)晶粒徑為50μm以上的被稱為δ鐵素體的粗大的晶粒，其在約1300℃以上的溫度區(qū)域生成。另一方面，在焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)異的不銹鋼中，未確認(rèn)到粗大的δ鐵素體，形成了馬氏體分散的微細(xì)的組織。即，認(rèn)為抑制粗大的δ鐵素體的生成對(duì)于焊接熱影響區(qū)的低溫韌性提高是有效的。因此，發(fā)明人詳細(xì)調(diào)查了不銹鋼的添加元素對(duì)δ鐵素體的生成溫度所產(chǎn)生的影響，可知在(III)式左邊表示出δ鐵素體生成溫度。對(duì)于使Ti的含量為0.01％、并在本發(fā)明的成分范圍內(nèi)調(diào)整了其它成分的試驗(yàn)材料，使該δ鐵素體生成溫度為橫軸，整理了焊接熱影響區(qū)的卻貝沖擊試驗(yàn)的吸收能量(試驗(yàn)溫度：-50℃、試驗(yàn)片厚度：5mm)。結(jié)果示于圖2。焊接熱影響區(qū)的吸收能量根據(jù)試驗(yàn)的不同其值產(chǎn)生大幅偏差，但隨著δ鐵素體生成溫度的上升，焊接熱影響區(qū)的吸收能量的最小值上升。δ鐵素體生成溫度為1270℃以上，吸收能量的最小值為10J以上，焊接熱影響區(qū)的低溫韌性良好。2600C+1700N-20Si+20Mn-40Cr+50Ni+1660≥1270(III)需要說(shuō)明的是，式(III)中的元素符號(hào)是指各元素的含量(質(zhì)量％)。此外，本發(fā)明中，對(duì)作為低溫下的斷裂起點(diǎn)的因素進(jìn)行了研究，可知TiN等粗大的夾雜物成為了斷裂的起點(diǎn)。圖3中示出以TiN為斷裂起點(diǎn)的斷面的示例?？梢源_認(rèn)，以TiN為中心形成了河流花樣，發(fā)生了以TiN為斷裂起點(diǎn)的脆性斷裂。TiN的生成量及其大小可以通過(guò)在滿足本發(fā)明的成分組成等條件的范圍內(nèi)控制Ti的含量來(lái)調(diào)整。圖4中示出Ti含量對(duì)本發(fā)明的成分范圍和馬氏體相分?jǐn)?shù)的范圍內(nèi)的低溫韌性所產(chǎn)生的影響。圖4的吸收能量的值使用了3次卻貝試驗(yàn)的平均?？梢源_認(rèn)到：Ti的含量越少，則低溫韌性越提高。伴隨著Ti含量的減少，TiN的生成量減少，斷裂起點(diǎn)減少，因而認(rèn)為低溫韌性提高。另外，發(fā)明人進(jìn)行焊接熱影響區(qū)中的卻貝沖擊試驗(yàn)(試驗(yàn)溫度：-50℃、試驗(yàn)片厚：5mm)，可知：通過(guò)將Ti含量嚴(yán)格地抑制為0.02％以下，從而焊接熱影響區(qū)中的斷裂起點(diǎn)減少，焊接熱影響區(qū)的低溫韌性提高。圖5中示出Ti含量對(duì)焊接熱影響區(qū)的吸收能量所產(chǎn)生的影響。此處使用的試驗(yàn)材料的δ鐵素體生成溫度在1270℃至1290℃的范圍進(jìn)行了調(diào)整。Ti含量為0.02質(zhì)量％以下時(shí)，焊接熱影響區(qū)的吸收能量的最小值為10J以上，焊接熱影響區(qū)的低溫韌性良好。與熱軋退火板的情況相比，在焊接熱影響區(qū)中粗大的TiN對(duì)于吸收能量產(chǎn)生了更強(qiáng)的影響。認(rèn)為這是由于，在焊接熱影響區(qū)中與熱軋退火板相比晶粒發(fā)生粗大化，因而少量的斷裂起點(diǎn)相對(duì)于吸收能量的降低產(chǎn)生更強(qiáng)的影響。根據(jù)上述見(jiàn)解完成了本發(fā)明。即，本發(fā)明將下述構(gòu)成作為要點(diǎn)。(1)一種鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼，其特征在于，該鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼以質(zhì)量％計(jì)含有C：0.005％～0.030％、N：0.005％～0.030％、Si：0.05％～1.00％、Mn：0.05％～2.5％、P：0.04％以下、S：0.02％以下、Al：0.01％～0.15％、Cr：10.0％～13.0％、Ni：0.3％～5.0％、V：0.005％～0.10％、Nb：0.05％～0.4％、Ti：0.1％以下，余部由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，滿足下述不等式(I)和(II)，具有由鐵素體相和馬氏體相的雙相構(gòu)成的鋼組織，上述馬氏體相的含量以體積％計(jì)為5％～95％。10.5≤Cr+1.5×Si≤13.5(I)1.5≤30×(C+N)+Ni+0.5×Mn≤6.0(II)此處，上述不等式(I)中的Cr和Si、以及上述不等式(II)中的C、N、Ni和Mn是指各元素的含量(質(zhì)量％)。(2)如(1)所述的鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼，其特征在于，該鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼以質(zhì)量％計(jì)含有Cu：1.0％以下、Mo：1.0％以下、W：1.0％以下和Co：0.5％以下中的1種或2種以上。(3)如(1)或(2)所述的鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼，其特征在于，該鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼以質(zhì)量％計(jì)含有Ca：0.01％以下、B：0.01％以下、Mg：0.01％以下和REM：0.05％以下中的1種或2種以上。(4)如(1)所述的鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，上述N含量為0.005％～0.015％，上述Si含量為0.05％～0.50％，上述Mn含量為超過(guò)1.0％～2.5％，上述Ni含量為0.3％以上且小于1.0％，上述Nb含量為0.05％～0.25％，上述Ti含量為0.02％以下，進(jìn)而滿足下述式(III)。2600C+1700N-20Si+20Mn-40Cr+50Ni+1660≥1270(III)需要說(shuō)明的是，式(III)中的C、N、Si、Mn、Cr和Ni是指各元素的含量(質(zhì)量％)。(5)如(4)所述的鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，上述P含量為P：小于0.02％。(6)如(4)或(5)所述的鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼，其特征在于，該鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼以質(zhì)量％計(jì)含有Cu：1.0％以下、Mo：小于0.5％、W：1.0％以下、Co：0.5％以下中的1種或2種以上。(7)如(4)～(6)中任一項(xiàng)所述的鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼，其特征在于，該鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼以質(zhì)量％計(jì)含有Ca：0.01％以下、B：0.01％以下、Mg：0.01％以下、REM：0.05％以下中的1種或2種以上。(8)一種鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼的制造方法，其為(1)～(7)中任一項(xiàng)所述的鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼的制造方法，其特征在于，將鋼板坯加熱至1100℃～1300℃的溫度后，在超過(guò)900℃的溫度區(qū)域進(jìn)行包括熱粗軋的熱軋，該熱粗軋中進(jìn)行至少1道次以上壓下率為30％以上的軋制，并在700℃～900℃的溫度進(jìn)行1小時(shí)以上的退火。發(fā)明的效果根據(jù)本發(fā)明，可得到一種鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼及其制造方法，該鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼具有在寒冷地區(qū)運(yùn)輸煤炭或油類等的貨車的車體用途材料所要求的耐腐蝕性及加工性，并且低溫韌性優(yōu)異。此外，具有權(quán)利要求4中記載的特征的本發(fā)明可得到在具有上述特性的同時(shí)、焊接熱影響區(qū)的低溫韌性也優(yōu)異、還適合于焊接結(jié)構(gòu)材料用的鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼。另外，根據(jù)本發(fā)明，能夠低成本且高效率地制造具有優(yōu)異性質(zhì)的上述鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼。附圖說(shuō)明圖1是示出馬氏體相分?jǐn)?shù)對(duì)平均結(jié)晶粒徑所產(chǎn)生的影響的圖。圖2是示出δ鐵素體生成溫度對(duì)焊接熱影響區(qū)的吸收能量所產(chǎn)生的影響的圖。圖3是示出以TiN作為斷裂起點(diǎn)的斷面的圖。圖4是示出Ti含量對(duì)低溫韌性所產(chǎn)生的影響的圖。圖5是示出Ti含量對(duì)焊接熱影響區(qū)的吸收能量所產(chǎn)生的影響的圖。圖6是示出本發(fā)明鋼的狀態(tài)圖的一例的圖。圖7是示出基于EPMA(electronprobemicroanalyzer,電子探針顯微分析儀)的熱軋鋼板的元素分布的測(cè)定例的圖。具體實(shí)施方式下面，詳細(xì)說(shuō)明本發(fā)明的實(shí)施方式。需要說(shuō)明的是，本發(fā)明不限定于以下的實(shí)施方式。首先，對(duì)本發(fā)明的鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼(本說(shuō)明書中有時(shí)稱為“不銹鋼”)的成分組成進(jìn)行說(shuō)明。在以下的各成分的說(shuō)明中，只要不特別記載，則表示各元素的含量的％為質(zhì)量％。C：0.005％～0.030％、N：0.005％～0.030％C和N是奧氏體穩(wěn)定化元素。若C和N的含量增加，則本發(fā)明的不銹鋼中的馬氏體相分?jǐn)?shù)具有增加的傾向。如此，C和N是對(duì)馬氏體相分?jǐn)?shù)的調(diào)整有用的元素。其效果可通過(guò)使C含量和N含量同時(shí)為0.005％以上而得到。但是，C和N也是使馬氏體相的韌性降低的元素。因此，使C含量和N含量同時(shí)為0.030％以下是合適的。由此，C和N的含量均為0.005％～0.030％的范圍。更優(yōu)選均為0.008％～0.020％的范圍。C和N在焊接熱影響區(qū)也生成馬氏體，可得到抑制晶粒的粗大化的效果。但是，在焊接熱影響區(qū)中，為了使低溫韌性良好，必須更嚴(yán)格地抑制TiN的生成。含有超過(guò)0.015％的N可促進(jìn)TiN的生成。因此，為了得到良好的焊接熱影響區(qū)的低溫韌性，需要N含量為0.005％～0.015％。更優(yōu)選為0.008％～0.012％。Si：0.05％～1.00％Si是作為脫氧劑使用的元素。為了獲得其效果，需要使Si的含量為0.05％以上。另外，Si是鐵素體穩(wěn)定化元素，因而，隨著Si含量增加，具有馬氏體相分?jǐn)?shù)減少的傾向。因此，Si是對(duì)馬氏體相分?jǐn)?shù)的調(diào)整有用的元素。另一方面，若其含量超過(guò)1.00％，則鐵素體相變脆，韌性降低。因此，Si的含量為0.05％～1.00％的范圍。更優(yōu)選為0.11％～0.40％。另外，Si是在焊接熱影響區(qū)中減少δ鐵素體生成溫度、降低焊接熱影響區(qū)的低溫韌性的元素。因此，為了使焊接熱影響區(qū)的低溫韌性良好，需要更嚴(yán)格地管理Si含量。若其含量超過(guò)0.50％，則難以抑制焊接熱影響區(qū)的δ鐵素體的生成。因此，為了得到良好的焊接熱影響區(qū)的低溫韌性，Si的含量為0.05％～0.50％的范圍。更優(yōu)選為0.11％～0.40％。Mn：0.05％～2.5％Mn是奧氏體穩(wěn)定化元素，其含量若增加，則不銹鋼中的馬氏體相分?jǐn)?shù)增加。其效果可通過(guò)使Mn的含量為0.05％以上而得到。但是，即使本發(fā)明的不銹鋼含有超過(guò)2.5％的量的Mn，不僅通過(guò)含有該Mn而得到的上述效果飽和，而且韌性降低，進(jìn)而制造工序中的去氧化皮性降低，對(duì)表面性狀產(chǎn)生不良影響。此外，含有超過(guò)2.5％的量的Mn會(huì)促進(jìn)作為腐蝕發(fā)生起點(diǎn)的MnS的生成，使耐腐蝕性降低。由此，Mn的含量為0.05％～2.5％的范圍。更優(yōu)選為0.11％～2.0％的范圍。另外，Mn是在焊接熱影響區(qū)中使δ鐵素體生成溫度上升//使焊接熱影響區(qū)的組織微細(xì)化的元素。因此，為了使焊接熱影響區(qū)的低溫韌性良好，需要更嚴(yán)格地管理Mn含量。其含量為1.0％以下時(shí)，難以抑制焊接熱影響區(qū)的δ鐵素體的生成。由此，為了得到良好的焊接熱影響區(qū)的低溫韌性，Mn含量為超過(guò)1.0％～2.5％的范圍。更優(yōu)選為1.2％～2.0％。P：0.04％以下從熱加工性的方面出發(fā)，優(yōu)選P少。本發(fā)明中，P的含量的允許上限值為0.04％。更優(yōu)選的上限值為0.035％。此外，本發(fā)明中，P含量的降低會(huì)顯著地提高焊接熱影響區(qū)的低溫韌性。認(rèn)為這是由于，通過(guò)雜質(zhì)的減少抑制了龜裂的傳播。其效果可通過(guò)P含量降低至小于0.02％而得到。由此，進(jìn)一步優(yōu)選P的含量的上限值小于0.02％。S：0.02％以下從熱加工性和耐腐蝕性的方面出發(fā)，優(yōu)選S少。本發(fā)明中，S的含量的允許上限值為0.02％。更優(yōu)選的上限值為0.005％。Al：0.01％～0.15％Al是通常對(duì)脫氧有用的元素。其效果可通過(guò)使Al的含量為0.01％以上而得到。另一方面，若其含量超過(guò)0.15％，則生成大型的Al系夾雜物，成為表面缺陷的原因。由此，Al的含量為0.01％～0.15％的范圍。更優(yōu)選為0.03％～0.14％的范圍。Cr：10.0％～13.0％Cr可形成鈍化膜，因此在確保耐腐蝕性的方面是必要的元素。為了獲得其效果，需要含有10.0％以上的Cr。另外，Cr是鐵素體穩(wěn)定化元素，是對(duì)調(diào)整馬氏體相分?jǐn)?shù)有用的元素。但是，若Cr的含量超過(guò)13.0％，不僅不銹鋼的制造成本上升，而且難以得到充分的馬氏體相分?jǐn)?shù)。由此，Cr含量為10.0％～13.0％的范圍。更優(yōu)選為10.5％～12.5％。Ni：0.3％～5.0％Ni與Mn同樣是奧氏體穩(wěn)定化元素，是對(duì)馬氏體相分?jǐn)?shù)的調(diào)整有用的元素。其效果可通過(guò)使Ni的含量為0.3％以上而得到。但是，若Ni的含量超過(guò)5.0％，則馬氏體相分?jǐn)?shù)的控制困難，韌性和加工性降低。由此，Ni的含量為0.3％～5.0％的范圍。Ni是在焊接熱影響區(qū)中使δ鐵素體生成溫度上升、使組織微細(xì)化的元素。其效果可通過(guò)使Ni含量為0.3％以上而得到。但是，若Ni含量為1.0％以上，則焊接熱影響區(qū)硬質(zhì)化，焊接熱影響區(qū)的低溫韌性相反會(huì)降低。由此，Ni的含量為0.3％～小于1.0％的范圍。更優(yōu)選為0.4％～0.9％的范圍。V：0.005％～0.10％V生成氮化物，是抑制馬氏體相的韌性降低的元素。其效果可通過(guò)使V含量為0.005％以上而得到。但是，若V含量超過(guò)0.10％，則V在焊接部的回火色的正下方濃縮，耐腐蝕性降低。由此，V含量為0.005％～0.10％。更優(yōu)選為0.01％～0.06％。Nb：0.05～0.4％Nb使鋼中的C和N以Nb的碳化物、氮化物或碳氮化物的形式析出，從而進(jìn)行固定，具有抑制Cr的碳氮化物等的生成的效果。Nb是提高耐腐蝕性、特別是焊接部的耐腐蝕性的元素。這些效果可通過(guò)使Nb的含量為0.05％以上而得到。另一方面，若Nb的含量超過(guò)0.4％，則熱加工性降低，熱軋的負(fù)荷增大，進(jìn)而熱軋鋼板的重結(jié)晶溫度上升，達(dá)到適當(dāng)?shù)膴W氏體相分?jǐn)?shù)的溫度下的退火變得困難。由此，Nb的含量為0.05％～0.4％。更優(yōu)選為0.10％～0.30％。若Nb含量超過(guò)0.25％，在焊接熱影響區(qū)中，將C、N過(guò)剩地固定為碳氮化物等，向焊接熱影響區(qū)的馬氏體的生成被抑制，可促進(jìn)δ鐵素體的粗大化，低溫韌性降低。由此，Nb含量為0.05％～0.25％。更優(yōu)選為0.10％～0.20％。Ti：0.1％以下與Nb同樣，Ti使鋼中的C和N以Ti的碳化物、氮化物或碳氮化物的形式析出，從而進(jìn)行固定，具有抑制Cr的碳氮化物等的生成的效果。本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，因其中的粗大的TiN成為斷裂起點(diǎn)，從而使低溫韌性降低。使該粗大的TiN減少、減少斷裂起點(diǎn)是本發(fā)明的重要特征之一。由此，即便是平均結(jié)晶粒徑相同的鐵素體-馬氏體組織，也可以得到低溫韌性優(yōu)異的不銹鋼。特別是，若Ti的含量超過(guò)0.1％，則TiN引起的韌性降低變得顯著。若Ti的含量超過(guò)0.1％，一邊為1μm以上的TiN的密度超過(guò)70個(gè)/mm2，認(rèn)為通過(guò)該TiN使韌性降低。由此，Ti含量為0.1％以下。更優(yōu)選為0.04％以下、進(jìn)一步優(yōu)選為0.02％以下。對(duì)本發(fā)明來(lái)說(shuō)，Ti越少越好，因而下限為0％。另外，一邊為1μm以上的TiN的密度適合為70個(gè)/mm2以下，更優(yōu)選為40個(gè)/mm2以下。在焊接熱影響區(qū)中，與熱軋退火板相比晶粒粗大化，因而，通過(guò)少量的斷裂起點(diǎn)的存在，低溫韌性有時(shí)會(huì)大幅降低。為了抑制粗大的TiN的生成，在焊接熱影響區(qū)中實(shí)現(xiàn)充分的低溫韌性，需要嚴(yán)格地將Ti含量抑制為0.02％以下。由此，Ti含量?jī)?yōu)選為0.02％以下。更優(yōu)選為0.015％以下。本發(fā)明的不銹鋼含有以上的成分，余部為Fe和不可避免的雜質(zhì)。作為不可避免的雜質(zhì)的具體例，可以舉出Zn：0.03％以下、Sn：0.3％以下。另外，除了上述成分外，本發(fā)明的不銹鋼可以以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有Cu：1.0％以下、Mo：1.0％以下、W：1.0％以下、Co：0.5％以下中的1種或2種以上。Cu：1.0％以下Cu是提高耐腐蝕性的元素，特別是降低縫隙腐蝕的元素。因此，在將本發(fā)明的不銹鋼適用于要求高耐腐蝕性的用途時(shí)，優(yōu)選包含Cu。但是，若Cu的含量超過(guò)1.0％，則熱加工性降低。另外，若Cu的含量超過(guò)1.0％，則高溫下的奧氏體相增加，馬氏體相分?jǐn)?shù)的控制變得困難，因而難以得到優(yōu)異的低溫韌性。由此，在使本發(fā)明的不銹鋼含有Cu的情況下，使其上限為1.0％。另外，為了充分發(fā)揮耐腐蝕性的提高效果，Cu的含量?jī)?yōu)選為0.3％以上。更優(yōu)選的Cu含量的范圍為0.3％～0.5％。Mo：1.0％以下Mo是提高耐腐蝕性的元素。因此，在將本發(fā)明的不銹鋼適用于要求高耐腐蝕性的用途時(shí)，不銹鋼優(yōu)選包含Mo。但是，若Mo含量超過(guò)1.0％，則冷軋中的加工性降低，而且會(huì)發(fā)生熱軋中的表面粗糙，表面品質(zhì)極端地降低。由此，在使本發(fā)明的不銹鋼含有Mo的情況下，優(yōu)選使其含量的上限為1.0％。另外，為了充分發(fā)揮耐腐蝕性的提高效果，含有0.03％以上的Mo是有效的。更優(yōu)選的Mo含量的范圍為0.10％～0.80％。在焊接熱影響區(qū)中，Mo的含有會(huì)促進(jìn)粗大的δ鐵素體的生成。為了使焊接熱影響區(qū)的低溫韌性良好，優(yōu)選使Mo含量小于0.5％。W：1.0％以下W是提高耐腐蝕性的元素。因此，在將本發(fā)明的不銹鋼適用于要求高耐腐蝕性的用途時(shí)，不銹鋼優(yōu)選包含W。其效果可通過(guò)使W的含量為0.01％以上而得到。但是，若W的含量過(guò)剩，則強(qiáng)度上升，制造性降低。由此，使W的含量為1.0％以下。Co：0.5％以下Co是提高韌性的元素。因此，在將本發(fā)明的不銹鋼適用于要求特別高的韌性的用途時(shí)，不銹鋼優(yōu)選包含Co。其效果可通過(guò)使Co的含量為0.01％以上而得到。但是，若Co的含量過(guò)剩，則制造性降低。由此，使Co的含量為0.5％以下。另外，除了上述成分以外，本發(fā)明的不銹鋼還可以以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有Ca：0.01％以下、B：0.01％以下、Mg：0.01％以下和REM：0.05％以下中的1種或2種以上。Ca：0.01％以下Ca是可抑制連續(xù)鑄造時(shí)容易發(fā)生的Ti系夾雜物析出所導(dǎo)致的噴嘴堵塞的元素。其效果可通過(guò)使Ca的含量為0.0001％以上而得到。但是，若過(guò)量地含有Ca，則會(huì)生成水溶性?shī)A雜物CaS，耐腐蝕性降低。由此，Ca的含量?jī)?yōu)選為0.01％以下。B：0.01％以下B是改善二次加工脆性的元素，為了獲得其效果，使B的含量為0.0001％以上。但是，若過(guò)量含有B，則會(huì)引起固溶強(qiáng)化導(dǎo)致的延性降低。由此使B的含量為0.01％以下。Mg：0.01％以下Mg是提高扁鋼坯的等軸晶率、有助于加工性的提高的元素。其效果可通過(guò)使Mg的含量為0.0001％以上而得到。但是，若過(guò)量含有Mg，則鋼的表面性狀變差。由此，使Mg的含量為0.01％以下。REM：0.05％以下REM是提高耐氧化性、抑制氧化皮的形成的元素。從抑制氧化皮的形成的方面出發(fā)，在REM中，La和Ce的使用特別有效。其效果可通過(guò)使REM的含量為0.0001％以上而得到。但是，若過(guò)量含有REM，則酸洗性等制造性降低，而且會(huì)引起制造成本增大。由此，使REM的含量為0.05％以下。接著，對(duì)本發(fā)明的鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼的鋼組織進(jìn)行說(shuō)明。需要說(shuō)明的是，表示鋼組織中的各相的含量的％為體積％。馬氏體相的含量以體積率計(jì)為5％～95％本發(fā)明的不銹鋼中，通過(guò)包含馬氏體相，從而晶粒被微細(xì)化，低溫韌性提高。如圖1所示，馬氏體相的含量以體積率計(jì)小于5％或超過(guò)95％時(shí)，平均結(jié)晶粒徑超過(guò)10.0μm，無(wú)法期望晶粒的微細(xì)化引起的韌性提高。由此，使馬氏體相的含量以體積率計(jì)為5％～95％。更優(yōu)選為15％～90％、最優(yōu)選為30％～80％。若馬氏體相的含量為30％～80％，如圖1所示，平均結(jié)晶粒徑變得非常小，可以實(shí)現(xiàn)低溫韌性的大幅提高。馬氏體相的含量的控制可通過(guò)退火溫度和該溫度下的奧氏體相分?jǐn)?shù)(以體積％表示的奧氏體相的含量)的控制來(lái)實(shí)現(xiàn)。本發(fā)明中，對(duì)于在熱軋后為鐵素體相和馬氏體相的組織，在適當(dāng)?shù)臏囟葪l件下進(jìn)行退火，從而使馬氏體相的一部分逆相變?yōu)閵W氏體相，使晶粒微細(xì)化，進(jìn)而在退火后的冷卻過(guò)程中奧氏體相再次相變?yōu)轳R氏體相，生成更微細(xì)的晶粒。退火溫度下的奧氏體相通過(guò)之后的冷卻全部相變?yōu)轳R氏體。退火溫度下的適度的奧氏體相分?jǐn)?shù)為5％～95％。若退火溫度下的奧氏體相分?jǐn)?shù)過(guò)小，發(fā)生逆相變的量少，晶粒的微細(xì)化效果不充分。若退火溫度下的奧氏體相分?jǐn)?shù)過(guò)大，逆相變后奧氏體相發(fā)生晶粒生長(zhǎng)，無(wú)法得到微細(xì)的晶粒。10.5≤Cr+1.5×Si≤13.5(I)、1.5≤30×(C+N)+Ni+0.5×Mn≤6.0(II)馬氏體相分?jǐn)?shù)(馬氏體相的含量)可以通過(guò)所謂的Cr當(dāng)量(Cr+1.5×Si)和Ni當(dāng)量(30×(C+N)+Ni+0.5×Mn)來(lái)調(diào)整。本發(fā)明中，決定使用Cr當(dāng)量的(I)式和使用Ni當(dāng)量的(II)式，規(guī)定了各自的范圍。此處，Cr當(dāng)量小于10.5時(shí)，Cr當(dāng)量過(guò)少，因而用于使馬氏體相分?jǐn)?shù)為適當(dāng)范圍的Ni當(dāng)量的調(diào)整變得困難。另一方面，(I)式的Cr當(dāng)量超過(guò)13.5％時(shí)，Cr當(dāng)量過(guò)多，即便增加Ni當(dāng)量也難以得到適當(dāng)?shù)鸟R氏體相分?jǐn)?shù)。由此，(I)式的Cr當(dāng)量為10.5以上13.5以下。更優(yōu)選為11.0以上12.5以下。關(guān)于Ni當(dāng)量，也同樣地，在小于1.5和超過(guò)6.0時(shí)難以得到適當(dāng)?shù)鸟R氏體相分?jǐn)?shù)。由此，(II)式的Ni當(dāng)量為1.5以上6.0以下。更優(yōu)選為2.0以上5.0以下。如上所述，本發(fā)明的不銹鋼的鋼組織由鐵素體和馬氏體的雙相構(gòu)成，但只要在不損害本發(fā)明的效果的范圍內(nèi)也可以包含其它相。作為其它相，可以舉出奧氏體相和σ相等。其它相的含量的合計(jì)以體積率計(jì)為10％以下時(shí)，認(rèn)為不損害本發(fā)明的效果。優(yōu)選以體積率計(jì)為7％以下。2600C+1700N-20Si+20Mn-40Cr+50Ni+1660≥1270(III)本發(fā)明中，焊接熱影響區(qū)中的粗大的δ鐵素體的生成可通過(guò)調(diào)整(III)式左邊表示的δ鐵素體生成溫度來(lái)控制。認(rèn)為其原因是，在所謂的Cr當(dāng)量、Ni當(dāng)量的情況下，難以正確地控制δ鐵素體生成溫度。圖6中示出本發(fā)明鋼(C：0.01％、Si：0.2％、Mn：2.0％、Cr：12％、Nb：0.2％、N：0.01％)的狀態(tài)圖的一例(利用Thermo-CalcSotwareAB社制造的計(jì)算軟件Thermo-Calc進(jìn)行計(jì)算)。本發(fā)明中，δ鐵素體生成溫度大致存在于1300℃附近。若焊接熱影響區(qū)長(zhǎng)時(shí)間保持于該溫度以上，在焊接熱影響區(qū)中δ鐵素體粗大化。通常的Cr當(dāng)量、Ni當(dāng)量是將退火溫度附近的各元素的影響公式化而得到的，無(wú)法評(píng)價(jià)焊接熱影響區(qū)這樣的高溫下的δ鐵素體的生成容易性。因此，本發(fā)明中，由各狀態(tài)圖求出各含有元素對(duì)δ鐵素體生成溫度所產(chǎn)生的作用，如(III)式左邊那樣進(jìn)行公式化。如圖2所示，若δ鐵素體生成溫度超過(guò)1270℃，則焊接熱影響區(qū)的吸收能量的最小值為10J以上，低溫韌性良好。在低溫韌性良好的焊接熱影響區(qū)生成的δ鐵素體的結(jié)晶粒徑最大為50μm以下。由此，使(III)式的右邊為1270，確定(III)的不等式。接著，對(duì)本發(fā)明的不銹鋼的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。作為能夠以高效率制造本發(fā)明的不銹鋼的方法，推薦下述方法：通過(guò)連續(xù)鑄造等將以上述成分組成熔煉而成的鋼制成扁鋼坯后，將該扁鋼坯制成熱軋卷材，將其退火后，進(jìn)行去氧化皮(噴丸處理和酸洗等)，制成不銹鋼。具體如下說(shuō)明。首先，將調(diào)整為本發(fā)明的成分組成的鋼液用轉(zhuǎn)爐或電爐等通常使用的公知的熔煉爐進(jìn)行熔煉，接著，利用真空脫氣(RH(Ruhrstahl-Heraeus)法)、VOD(VacuumOxygenDecarburization，真空吹氧脫碳)法、AOD(ArgonOxygenDecarburization，氬氧脫碳)法等公知的精煉方法進(jìn)行精煉，接著，利用連續(xù)鑄造法或鑄錠-開坯法制成鋼板坯(鋼坯料)。關(guān)于鑄造法，從生產(chǎn)率和品質(zhì)的方面出發(fā)，優(yōu)選連續(xù)鑄造。另外，為了確保后述熱粗軋中的壓下率，扁鋼坯厚優(yōu)選為100mm以上。更優(yōu)選的范圍為200mm以上。此處，為了使焊接熱影響區(qū)的低溫韌性良好，如上所述，將Ti的含量抑制為0.02％以下是必要條件。在通常的熔煉方法中作為不可避免的雜質(zhì)混入的Ti的含量有時(shí)會(huì)超過(guò)0.02％，因此必須采用嚴(yán)格地限制Ti的混入的熔煉方法。具體地說(shuō)，不使用廢鐵，或者在使用廢鐵的情況下分析廢鐵的Ti含量，控制廢鐵的Ti總量來(lái)進(jìn)行使用。此外，需要采用下述方法等：不在熔煉包含Ti的鋼種后立即進(jìn)行鋼液的熔煉。接著，將鋼板坯加熱至1100℃～1300℃的溫度后，進(jìn)行熱軋，制成熱軋鋼板。為了防止熱軋鋼板的表面粗糙，優(yōu)選扁鋼坯加熱溫度高。但是，扁鋼坯加熱溫度超過(guò)1300℃時(shí)，蠕變變形導(dǎo)致的扁鋼坯的形狀變化顯著，難以制造，而且晶粒粗大化，熱軋鋼板的韌性降低。另一方面，扁鋼坯加熱溫度小于1100℃時(shí)，熱軋中的負(fù)荷升高，熱軋中的表面粗糙顯著，而且熱軋中的重結(jié)晶不充分，熱軋鋼板的韌性降低。熱軋中的熱粗軋的工序中，進(jìn)行至少1道次以上在超過(guò)900℃的溫度區(qū)域壓下率為30％以上的軋制。優(yōu)選在超過(guò)920℃的溫度區(qū)域壓下率為32％以上。通過(guò)該強(qiáng)壓下軋制，鋼板的晶粒被微細(xì)化，韌性提高。熱粗軋后，根據(jù)常規(guī)方法進(jìn)行精軋。對(duì)于通過(guò)熱軋制造的板厚為2.0mm～8.0mm左右的熱軋鋼板，在700℃～900℃的溫度下進(jìn)行退火。之后可以實(shí)施酸洗。熱軋鋼板的退火溫度小于700℃時(shí)，重結(jié)晶不充分，而且難以發(fā)生由馬氏體相向奧氏體相的逆相變，其量也變少，因而無(wú)法得到充分的低溫韌性。另一方面，熱軋鋼板的退火溫度超過(guò)900℃時(shí)，退火后形成奧氏體單相，晶粒的粗大化顯著，韌性降低。熱軋鋼板的退火優(yōu)選通過(guò)所謂的箱內(nèi)退火保持1小時(shí)以上。進(jìn)一步優(yōu)選為710℃～850℃、5小時(shí)～10小時(shí)。在本發(fā)明的不銹鋼的焊接中，以TIG焊接、MIG焊接為代表的電弧焊、縫焊、點(diǎn)焊等電阻焊、激光焊接等通常的焊接方法均可適用。實(shí)施例1在實(shí)驗(yàn)室中對(duì)具有表1所示的成分組成的不銹鋼進(jìn)行真空熔煉。將所熔煉的鋼錠加熱至1200℃，通過(guò)包括粗軋的熱軋制成厚度為5mm的熱軋鋼板，在該粗軋中進(jìn)行至少1道次以上在超過(guò)900℃的溫度區(qū)域壓下率為30％以上的軋制。對(duì)所得到的熱軋鋼板于780℃進(jìn)行10小時(shí)的退火后，進(jìn)行噴丸處理和酸洗，除去氧化皮。該退火條件按照本發(fā)明例的馬氏體相分?jǐn)?shù)為5％～95％的范圍的方式來(lái)選擇。[表1]由除去了氧化皮的上述熱軋鋼板以20mm×10mm的形狀采集L截面(與軋制方向平行的垂直截面)，利用王水使組織顯現(xiàn)出來(lái)，進(jìn)行觀察。利用切斷法由所觀察的組織測(cè)定各試驗(yàn)材料的平均結(jié)晶粒徑。平均結(jié)晶粒徑的測(cè)定方法具體如下所述。使用光學(xué)顯微鏡，以100倍的倍率拍攝5個(gè)視野的顯現(xiàn)出出組織的截面。在所拍攝的照片上寫上縱橫各五條線段，將線段的總長(zhǎng)度除以該線段與晶界交叉的數(shù)，作為平均結(jié)晶粒徑。在結(jié)晶粒徑的測(cè)定中，不特別區(qū)別鐵素體晶粒、馬氏體晶粒。將各試驗(yàn)材料的平均結(jié)晶粒徑示于表2。此外，使用EPMA(electronprobemicroanalyzer,電子探針顯微分析儀)測(cè)定了L截面的Ni和Cr的元素分布。將測(cè)定例示于圖7。將Ni濃密(照片中看起來(lái)發(fā)白)、Cr減少(照片中看起來(lái)發(fā)黑)的部位判斷為馬氏體相。在熱軋前的加熱溫度和退火溫度下為奧氏體相的區(qū)域中，使奧氏體相穩(wěn)定化的元素(例如Ni、Mn等)濃密，使鐵素體相穩(wěn)定化的元素(例如Cr等)減少，因而在奧氏體相和鐵素體相中若干元素的濃度產(chǎn)生差異。對(duì)于在退火溫度為奧氏體相的區(qū)域而言，通過(guò)之后的冷卻而相變?yōu)轳R氏體相，因而在馬氏體相中Ni濃密、Cr減少。因此，通過(guò)EPMA，將確認(rèn)到Ni的濃密和Cr的減少的區(qū)域判斷為馬氏體相。使用通過(guò)EPMA測(cè)定的Ni的濃度分布，通過(guò)圖像處理測(cè)定發(fā)白的區(qū)域的面積，求出馬氏體相分?jǐn)?shù)。結(jié)果示于表1。確認(rèn)到下述傾向：(II)式中的30×(C+N)+Ni+0.5×Mn越大，則馬氏體相分?jǐn)?shù)越大。此外，使用光學(xué)顯微鏡以400μm見(jiàn)方觀察了10個(gè)視野的組織。由所觀察的組織，將一邊的長(zhǎng)度為1μm以上的立方體形狀的夾雜物判斷為TiN，計(jì)算其個(gè)數(shù)，計(jì)算出每1mm2的TiN的個(gè)數(shù)。結(jié)果示于表2。本發(fā)明例中，一邊為1μm以上的TiN的密度為70個(gè)/mm2以下。更優(yōu)選為40個(gè)/mm2以下。由除去了氧化皮的熱軋鋼板分別制作三個(gè)C方向(與軋制方向垂直的方向)的卻貝試驗(yàn)片，在-50℃進(jìn)行卻貝試驗(yàn)。卻貝試驗(yàn)片為5mm(厚)×55mm(寬)×10mm(長(zhǎng))的小尺寸試驗(yàn)片。對(duì)每個(gè)試驗(yàn)材料進(jìn)行3次試驗(yàn)，求出其平均吸收能量。將所求出的吸收能量示于表2。本發(fā)明例中，均得到了25J以上的吸收能量，可知低溫韌性良好。與此相對(duì)，比較例的No.27中Ti不在本發(fā)明的范圍內(nèi)，No.28中Mn不在本發(fā)明的范圍內(nèi)，No.29中Cr不在本發(fā)明的范圍內(nèi)，No.30中Ni不在本發(fā)明的范圍內(nèi)，No.31中C和N不在本發(fā)明的范圍內(nèi)，No.36中Nb和V不在本發(fā)明的范圍內(nèi)，因此低溫韌性低于25J。另外，比較例的No.32～No.35、No.S1中，式(I)或式(II)不在本發(fā)明的范圍內(nèi)，因此低溫韌性低于25J。由除去了氧化皮的熱軋鋼板采集60mm×80mm的試驗(yàn)片，用防水膠帶被覆背面和端部5mm，進(jìn)行鹽水噴霧試驗(yàn)。鹽水濃度為5％NaCl，試驗(yàn)溫度為35℃，試驗(yàn)時(shí)間為24h。進(jìn)行鹽水噴霧試驗(yàn)后，拍攝試驗(yàn)面，將所拍攝的照片上產(chǎn)生了銹的部分轉(zhuǎn)換為黑色，將未產(chǎn)生銹的部分轉(zhuǎn)換為白色，通過(guò)圖像處理測(cè)定了腐蝕面積率。將所求出的腐蝕面積率示于表2。腐蝕面積率為15％以下時(shí)，評(píng)價(jià)為具有良好的耐腐蝕性。作為本發(fā)明例的No.1～No.26中耐腐蝕性均良好。比較例中，Mn不在本發(fā)明的范圍內(nèi)的No.28、C和N不在本發(fā)明的范圍內(nèi)的No.31、Nb和V不在本發(fā)明的范圍內(nèi)的No.36、Cr不在本發(fā)明的范圍內(nèi)的No.S1、V不在本發(fā)明的范圍內(nèi)的No.S2的耐腐蝕性不良。由除去了氧化皮的熱軋鋼板，與軋制方向平行地采集JIS5號(hào)的拉伸試驗(yàn)片，進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，評(píng)價(jià)了加工性。將所得到的伸長(zhǎng)率的值示于表2。伸長(zhǎng)率為15.0％以上時(shí)，評(píng)價(jià)為具有良好的加工性。作為本發(fā)明例的No.1～No.26的加工性均良好。比較例中，Ni不在本發(fā)明的范圍內(nèi)的No.30、C和N不在本發(fā)明的范圍內(nèi)的No.31、式(II)不在本發(fā)明的范圍內(nèi)的No.35、Nb和V不在本發(fā)明的范圍內(nèi)的No.36、Nb不在本發(fā)明的范圍內(nèi)的No.S3的加工性不良。由以上的結(jié)果可以確認(rèn)，根據(jù)本發(fā)明，可以得到低溫韌性優(yōu)異的鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼。[表2]實(shí)施例2對(duì)表3所示的成分組成的厚度250mm的鋼板坯進(jìn)行真空熔煉。將所制作的鋼板坯加熱至1200℃后，通過(guò)9道次的熱軋制成厚度為5mm的熱軋鋼板。包括粗軋制的熱軋條件示于表4。在表4所示的條件下對(duì)所得到的熱軋鋼板進(jìn)行退火，之后進(jìn)行噴丸處理和酸洗，將氧化皮除去。[表3]由除去了氧化皮的上述熱軋鋼板以20mm×10mm的形狀采集L截面，利用王水使組織顯現(xiàn)出來(lái)，進(jìn)行觀察。利用切斷法由所觀察的組織測(cè)定各試驗(yàn)材料的平均結(jié)晶粒徑。各平均結(jié)晶粒徑示于表4。此外，使用EPMA測(cè)定了L截面(與軋制方向平行的垂直截面)的Ni的元素分布。將Ni濃密的部位判斷為馬氏體，通過(guò)圖像處理求出馬氏體相分?jǐn)?shù)。結(jié)果示于表4。此外，利用光學(xué)顯微鏡以400μm見(jiàn)方觀察了10個(gè)視野的組織。由所觀察的組織，將一邊的長(zhǎng)度為1μm以上的立方體形狀的夾雜物判斷為TiN，計(jì)算其個(gè)數(shù)，計(jì)算出每1mm2的TiN的個(gè)數(shù)。結(jié)果示于表4。由除去了氧化皮的熱軋鋼板分別制作三個(gè)C方向(與軋制方向垂直的方向)的卻貝試驗(yàn)片，在-50℃進(jìn)行卻貝試驗(yàn)。卻貝試驗(yàn)片為5mm(厚)×55mm(寬)×10mm(長(zhǎng))的小尺寸試驗(yàn)片。對(duì)每個(gè)試驗(yàn)材料進(jìn)行3次試驗(yàn)，求出其平均吸收能量。將所求出的吸收能量示于表4。本發(fā)明例中，均得到了25J以上的吸收能量，可知低溫韌性良好。在作為比較例的No.D、No.E中，超過(guò)900℃的最大壓下率為30％以下，因而即便900℃以下的最大壓下率為30％以上，平均結(jié)晶粒徑也大，-50℃的吸收能量為25J以下。作為比較例的No.F的退火溫度低，因而馬氏體相分?jǐn)?shù)小于5％，-50℃的吸收能量為25J以下。作為比較例的No.J的退火溫度高，因而馬氏體相分?jǐn)?shù)超過(guò)95％，-50℃的吸收能量為25J以下。作為比較例的No.K的退火時(shí)間小于1小時(shí)，退火引起的相變/重結(jié)晶不充分。因此，無(wú)法測(cè)定馬氏體相分?jǐn)?shù)和平均結(jié)晶粒徑。其結(jié)果，No.K的-50℃的吸收能量為25J以下。由除去了氧化皮的熱軋鋼板采集60mm×80mm的試驗(yàn)片，用防水膠帶被覆背面和端部5mm，進(jìn)行鹽水噴霧試驗(yàn)。鹽水濃度為5％NaCl，試驗(yàn)溫度為35℃，試驗(yàn)時(shí)間為24h。進(jìn)行鹽水噴霧試驗(yàn)后，拍攝試驗(yàn)面，將所拍攝的照片上產(chǎn)生了銹的部分轉(zhuǎn)換為黑色，將未產(chǎn)生銹的部分轉(zhuǎn)換為白色，通過(guò)圖像處理測(cè)定了腐蝕面積率。將所求出的腐蝕面積率示于表4。腐蝕面積率為15％以下時(shí)，評(píng)價(jià)為具有良好的耐腐蝕性。本發(fā)明例中耐腐蝕性均良好。比較例中的退火溫度高的No.J和退火不充分的No.K的耐腐蝕性不良。由除去了氧化皮的熱軋鋼板，與軋制方向平行地采集JIS5號(hào)的拉伸試驗(yàn)片，進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，評(píng)價(jià)了加工性。將所得到的伸長(zhǎng)率的值示于表4。伸長(zhǎng)率為15.0％以上時(shí)，評(píng)價(jià)為具有良好的加工性。本發(fā)明例中加工性均良好。比較例中的馬氏體相分?jǐn)?shù)高的No.J和退火不充分的No.K的加工性不良。由以上的結(jié)果可以確認(rèn)，根據(jù)本發(fā)明，可以得到低溫韌性優(yōu)異的鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼。[表4]實(shí)施例3在實(shí)驗(yàn)室中對(duì)具有表5所示的成分組成的不銹鋼進(jìn)行真空熔煉。將所熔煉的鋼錠加熱至1200℃，通過(guò)包括粗軋的熱軋制成厚度為5mm的熱軋鋼板，在該粗軋中進(jìn)行至少1道次以上在超過(guò)900℃的溫度區(qū)域壓下率為30％以上的軋制。對(duì)所得到的熱軋鋼板于780℃進(jìn)行10小時(shí)的退火后，進(jìn)行噴丸處理和酸洗，除去氧化皮。[表5]由這些除去了氧化皮的熱軋退火板，以20mm×10mm的形狀采集L截面(與軋制方向平行的垂直截面)，利用王水使組織顯現(xiàn)出來(lái)，進(jìn)行觀察。利用切斷法由所觀察的組織測(cè)定各試驗(yàn)材料的平均結(jié)晶粒徑。各平均結(jié)晶粒徑示于表6。此外，使用EPMA測(cè)定了L截面(與軋制方向平行的垂直截面)的Ni的元素分布。將Ni濃密的部位判斷為馬氏體，通過(guò)圖像處理求出馬氏體相分?jǐn)?shù)。結(jié)果示于表5。此外，利用光學(xué)顯微鏡以400μm見(jiàn)方觀察了10個(gè)視野的組織。由所觀察的組織，將一邊的長(zhǎng)度為1μm以上的立方體形狀的夾雜物判斷為TiN，計(jì)算其個(gè)數(shù)，計(jì)算出每1mm2的TiN的個(gè)數(shù)。結(jié)果示于表6。由除去了氧化皮的熱軋鋼板分別制作三個(gè)C方向(與軋制方向垂直的方向)的卻貝試驗(yàn)片，在-50℃進(jìn)行卻貝試驗(yàn)。卻貝試驗(yàn)片為5mm(厚)×55mm(寬)×10mm(長(zhǎng))的小尺寸試驗(yàn)片。對(duì)每個(gè)試驗(yàn)材料進(jìn)行3次試驗(yàn)，求出平均吸收能量。將所求出的吸收能量示于表6。表6的No.38～No.56均得到了25J以上的吸收能量，可知低溫韌性良好。由除去了氧化皮的熱軋鋼板采集60mm×80mm的試驗(yàn)片，用防水膠帶被覆背面和端部5mm，進(jìn)行鹽水噴霧試驗(yàn)。鹽水濃度為5％NaCl，試驗(yàn)溫度為35℃，試驗(yàn)時(shí)間為24h。進(jìn)行鹽水噴霧試驗(yàn)后，拍攝試驗(yàn)面，將所拍攝的照片上產(chǎn)生了銹的部分轉(zhuǎn)換為黑色，將未產(chǎn)生銹的部分轉(zhuǎn)換為白色，通過(guò)圖像處理測(cè)定了腐蝕面積率。將所求出的腐蝕面積率示于表6。表6的No.38～No.56的腐蝕面積率均為15％以下，耐腐蝕性良好。由除去了氧化皮的熱軋鋼板，與軋制方向平行地采集JIS5號(hào)的拉伸試驗(yàn)片，進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，評(píng)價(jià)了加工性。將所得到的伸長(zhǎng)率的值示于表6。表6的No.38～No.56的伸長(zhǎng)率均為15.0％以上，加工性良好。由除去了氧化皮的熱軋鋼板采集300mm×100mm的試驗(yàn)片，按照相互對(duì)上時(shí)形成60°的V型坡口的方式對(duì)300mm邊的端面進(jìn)行30°磨削。使所加工的端面對(duì)上，以線能量0.7kJ/mm、焊接速度60cm/min進(jìn)行MIG焊接。保護(hù)氣體為100％Ar。焊絲使用的Y309L(JISZ3321)。焊接方向?yàn)長(zhǎng)方向。制作出包含焊縫的厚5mm×寬55mm×長(zhǎng)10mm的小尺寸的卻貝試驗(yàn)片。缺口位置為熔融部相對(duì)于板厚達(dá)到50％的位置。缺口形狀為2mm的V型缺口。卻貝沖擊試驗(yàn)在-50℃實(shí)施9次。表6中示出9次卻貝沖擊試驗(yàn)的吸收能量的最小值。表6的No.38～No.50中，焊接熱影響區(qū)的吸收能量均為10J以上，根據(jù)權(quán)利要求4至權(quán)利要求8，可知焊接熱影響區(qū)的低溫韌性良好。特別是，P小于0.02％的No.50中，焊接熱影響區(qū)的吸收能量為50J以上，顯示出極其優(yōu)異的焊接熱影響區(qū)的低溫韌性。No.51中Ti不在權(quán)利要求4的范圍內(nèi)，No.52中Mn不在權(quán)利要求4的范圍內(nèi)，No.53中N不在權(quán)利要求4的范圍內(nèi)，No.54中Ni不在權(quán)利要求4的范圍內(nèi)，No.55中Nb不在權(quán)利要求4的范圍內(nèi)，No.56中(III)式不在權(quán)利要求4的范圍內(nèi)，因而焊接熱影響區(qū)的吸收能量低于10J，焊接熱影響區(qū)的低溫韌性不充分。由以上的結(jié)果可以確認(rèn)，根據(jù)本發(fā)明，還可以得到焊接熱影響區(qū)的低溫韌性優(yōu)異的鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼。[表6]工業(yè)實(shí)用性根據(jù)本發(fā)明，能夠低成本且高效率地進(jìn)行生產(chǎn)，可以得到作為在寒冷地區(qū)運(yùn)輸煤炭或油類等的貨車的車體用途材料合適的低溫韌性優(yōu)異的鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼及其制造方法。此外，具有權(quán)利要求4所述的特征的本發(fā)明還可得到焊接熱影響區(qū)的低溫韌性也優(yōu)異的焊接結(jié)構(gòu)材料用鐵素體-馬氏體雙相不銹鋼。