鐵素體‑馬氏體雙相不鏽鋼及其製造方法與流程
2023-06-17 02:08:21
鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼及其製造方法技術領域本發明涉及作為在寒冷地區運輸煤炭或油類等的貨車的車體用途材料合適的、低溫韌性優異的鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼及其製造方法。此外，具有權利要求4所述的特徵的本發明涉及作為通過焊接組裝的結構體的結構材料合適的、焊接熱影響區的低溫韌性優異的焊接結構材料用的鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼。
背景技術：
隨著全球鐵路鋪設距離的增加，利用鐵路的貨物運輸的運輸量正在逐年增加。該鐵路貨物運輸中使用了鐵路貨車、貨櫃之類的貨車，作為其材料，近年來使用鐵素體系的不鏽鋼。但是，在歐亞大陸的內陸部等這樣的冬季達到-30℃以下的寒冷地區，鐵素體系不鏽鋼由於低溫韌性不足而存在不適於使用的問題。特別是，對於運輸油類等液體的貨車的車體用途材料，要求具有優異的低溫韌性。此外，鐵素體系不鏽鋼在焊接熱影響區晶粒粗大化，存在韌性進一步降低的問題。因此，在寒冷地區，鐵素體系不鏽鋼難以適用於通過焊接形成結構體的用途。作為鐵路貨車用的不鏽鋼，例如專利文獻1中公開了下述不鏽鋼：其在焊接熱影響區形成馬氏體相，提高焊接部的耐腐蝕性，進而規定FFV值，抑制了表面缺陷的產生。但是，該不鏽鋼的低溫韌性不足。作為具有優異的韌性的不鏽鋼板，例如專利文獻2中公開了一種彎曲性優異的高強度高韌性不鏽鋼板。該高強度高韌性不鏽鋼板中，通過使MnS系夾雜物顆粒的軋制方向的長度為3μm以下、且使上述MnS系夾雜物顆粒的軋制方向的長度與其直角方向的長度之比為3.0以下，從而改善了彎曲性。但是，在專利文獻2中記載的發明中，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，進而低溫下的韌性有時也不足。專利文獻3中公開了一種抑制了δ鐵素體的生成、韌性優異的厚壁馬氏體系不鏽鋼。但是，該不鏽鋼的強度過高，因而難以用於適用於鐵路貨物用的鐵路貨車或貨櫃的壓制加工。另外，專利文獻3中記載的不鏽鋼的低溫韌性有時也不足。另外，作為提高了焊接熱影響區的低溫韌性的鐵素體系不鏽鋼，專利文獻4中公開了一種焊接點的韌性優異的鐵素體系不鏽鋼。該發明中，通過將微細的Mg系氧化物分散於鋼中使其析出，從而抑制了焊接熱影響區的晶粒的粗大化。專利文獻5中公開了一種焊接熱影響區的韌性優異的鐵素體系不鏽鋼。該發明中，通過添加Co，提高了焊接部的韌性。但是，在專利文獻4和5中記載的發明中，對於使達到-30℃以下的寒冷地區的焊接熱影響區的韌性耐於使用來說是不足的。現有技術文獻專利文獻專利文獻1：日本特開2012-12702號公報專利文獻2：日本特開平11-302791號公報專利文獻3：日本特開昭61-136661號公報專利文獻4：日本特開2003-3242號公報專利文獻5：日本特開平4-224657號公報
技術實現要素：
發明要解決的課題如上所述，這些專利文獻中公開的不鏽鋼的低溫韌性不足，因而，作為在寒冷地區運輸油類等液體的貨車的材料不合適。另外，上述專利文獻中公開的不鏽鋼有時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，在焊接熱影響區中低溫韌性進一步降低，因而，不適合在通過焊接形成結構體的用途中使用。本發明是鑑於上述情況而進行的，其目的在於提供一種鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼及其製造方法，該鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼具有貨車的車體用途材料所要求的耐腐蝕性及加工性，並且低溫韌性優異。另外，具有權利要求4中記載的特徵的本發明的目的在於，提供在具有上述特性的同時、焊接熱影響區的低溫韌性也優異的焊接結構材料用的鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼及其製造方法。用於解決課題的方案本發明人為了解決上述課題，對組織或成分等對低溫韌性產生的影響進行了深入研究。作為組織對低溫韌性所產生的影響的評價方法，已知有使用顯示出結晶粒徑與低溫韌性的相關關係的Hall-Petch法則的方法。根據該法則，韌脆轉變溫度與結晶粒徑的-1/2次方成比例地降低。即，結晶粒徑越細小，則認為低溫韌性越提高。根據該見解，本發明人為了使不鏽鋼的結晶粒徑細小，對成分和製造方法進行了研究。圖1中示出本發明的成分範圍的不鏽鋼的馬氏體相分數(以體積％表示的馬氏體相的含量)與平均晶粒徑的相關關係。發現，馬氏體相分數為5％～95％、平均晶粒粒徑變小。由此，通過使平均結晶粒徑最小化，能夠提高低溫韌性。需要說明的是，平均結晶粒徑的測定方法如實施例中記載的那樣。馬氏體相分數可以通過Cr當量(Cr+1.5×Si)和Ni當量(30×(C+N)+Ni+0.5×Mn)的調整和退火溫度的調整來控制。通過這些參數的調整，可得到平均結晶粒徑細小的、低溫韌性優異的鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼。此外，本發明人對組織或成分對焊接熱影響區的低溫韌性所產生的影響進行了深入研究。對於焊接熱影響區的低溫韌性差的不鏽鋼，詳細地觀察了焊接熱影響區的組織，結果確認到結晶粒徑為50μm以上的被稱為δ鐵素體的粗大的晶粒，其在約1300℃以上的溫度區域生成。另一方面，在焊接熱影響區的低溫韌性優異的不鏽鋼中，未確認到粗大的δ鐵素體，形成了馬氏體分散的微細的組織。即，認為抑制粗大的δ鐵素體的生成對於焊接熱影響區的低溫韌性提高是有效的。因此，發明人詳細調查了不鏽鋼的添加元素對δ鐵素體的生成溫度所產生的影響，可知在(III)式左邊表示出δ鐵素體生成溫度。對於使Ti的含量為0.01％、並在本發明的成分範圍內調整了其它成分的試驗材料，使該δ鐵素體生成溫度為橫軸，整理了焊接熱影響區的卻貝衝擊試驗的吸收能量(試驗溫度：-50℃、試驗片厚度：5mm)。結果示於圖2。焊接熱影響區的吸收能量根據試驗的不同其值產生大幅偏差，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，焊接熱影響區的低溫韌性良好。2600C+1700N-20Si+20Mn-40Cr+50Ni+1660≥1270(III)需要說明的是，式(III)中的元素符號是指各元素的含量(質量％)。此外，本發明中，對作為低溫下的斷裂起點的因素進行了研究，可知TiN等粗大的夾雜物成為了斷裂的起點。圖3中示出以TiN為斷裂起點的斷面的示例。可以確認，以TiN為中心形成了河流花樣，發生了以TiN為斷裂起點的脆性斷裂。TiN的生成量及其大小可以通過在滿足本發明的成分組成等條件的範圍內控制Ti的含量來調整。圖4中示出Ti含量對本發明的成分範圍和馬氏體相分數的範圍內的低溫韌性所產生的影響。圖4的吸收能量的值使用了3次卻貝試驗的平均。可以確認到：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，斷裂起點減少，因而認為低溫韌性提高。另外，發明人進行焊接熱影響區中的卻貝衝擊試驗(試驗溫度：-50℃、試驗片厚：5mm)，可知：通過將Ti含量嚴格地抑制為0.02％以下，從而焊接熱影響區中的斷裂起點減少，焊接熱影響區的低溫韌性提高。圖5中示出Ti含量對焊接熱影響區的吸收能量所產生的影響。此處使用的試驗材料的δ鐵素體生成溫度在1270℃至1290℃的範圍進行了調整。Ti含量為0.02質量％以下時，焊接熱影響區的吸收能量的最小值為10J以上，焊接熱影響區的低溫韌性良好。與熱軋退火板的情況相比，在焊接熱影響區中粗大的TiN對於吸收能量產生了更強的影響。認為這是由於，在焊接熱影響區中與熱軋退火板相比晶粒發生粗大化，因而少量的斷裂起點相對於吸收能量的降低產生更強的影響。根據上述見解完成了本發明。即，本發明將下述構成作為要點。(1)一種鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼，其特徵在於，該鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼以質量％計含有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，餘部由Fe和不可避免的雜質構成，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成的鋼組織，上述馬氏體相的含量以體積％計為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(質量％)。(2)如(1)所述的鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼，其特徵在於，該鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼以質量％計含有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-馬氏體雙相不鏽鋼，其特徵在於，該鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼以質量％計含有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-馬氏體雙相不鏽鋼，其特徵在於，以質量％計，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1.0％～2.5％，上述Ni含量為0.3％以上且小於1.0％，上述Nb含量為0.05％～0.25％，上述Ti含量為0.02％以下，進而滿足下述式(III)。2600C+1700N-20Si+20Mn-40Cr+50Ni+1660≥1270(III)需要說明的是，式(III)中的C、N、Si、Mn、Cr和Ni是指各元素的含量(質量％)。(5)如(4)所述的鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼，其特徵在於，以質量％計，上述P含量為P：小於0.02％。(6)如(4)或(5)所述的鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼，其特徵在於，該鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼以質量％計含有Cu：1.0％以下、Mo：小於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)中任一項所述的鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼，其特徵在於，該鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼以質量％計含有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-馬氏體雙相不鏽鋼的製造方法，其為(1)～(7)中任一項所述的鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼的製造方法，其特徵在於，將鋼板坯加熱至1100℃～1300℃的溫度後，在超過900℃的溫度區域進行包括熱粗軋的熱軋，該熱粗軋中進行至少1道次以上壓下率為30％以上的軋制，並在700℃～900℃的溫度進行1小時以上的退火。發明的效果根據本發明，可得到一種鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼及其製造方法，該鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼具有在寒冷地區運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，並且低溫韌性優異。此外，具有權利要求4中記載的特徵的本發明可得到在具有上述特性的同時、焊接熱影響區的低溫韌性也優異、還適合於焊接結構材料用的鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼。另外，根據本發明，能夠低成本且高效率地製造具有優異性質的上述鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼。附圖說明圖1是示出馬氏體相分數對平均結晶粒徑所產生的影響的圖。圖2是示出δ鐵素體生成溫度對焊接熱影響區的吸收能量所產生的影響的圖。圖3是示出以TiN作為斷裂起點的斷面的圖。圖4是示出Ti含量對低溫韌性所產生的影響的圖。圖5是示出Ti含量對焊接熱影響區的吸收能量所產生的影響的圖。圖6是示出本發明鋼的狀態圖的一例的圖。圖7是示出基於EPMA(electronprobemicroanalyzer,電子探針顯微分析儀)的熱軋鋼板的元素分布的測定例的圖。具體實施方式下面，詳細說明本發明的實施方式。需要說明的是，本發明不限定於以下的實施方式。首先，對本發明的鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼(本說明書中有時稱為「不鏽鋼」)的成分組成進行說明。在以下的各成分的說明中，只要不特別記載，則表示各元素的含量的％為質量％。C：0.005％～0.030％、N：0.005％～0.030％C和N是奧氏體穩定化元素。若C和N的含量增加，則本發明的不鏽鋼中的馬氏體相分數具有增加的傾向。如此，C和N是對馬氏體相分數的調整有用的元素。其效果可通過使C含量和N含量同時為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含量同時為0.030％以下是合適的。由此，C和N的含量均為0.005％～0.030％的範圍。更優選均為0.008％～0.020％的範圍。C和N在焊接熱影響區也生成馬氏體，可得到抑制晶粒的粗大化的效果。但是，在焊接熱影響區中，為了使低溫韌性良好，必須更嚴格地抑制TiN的生成。含有超過0.015％的N可促進TiN的生成。因此，為了得到良好的焊接熱影響區的低溫韌性，需要N含量為0.005％～0.015％。更優選為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是鐵素體穩定化元素，因而，隨著Si含量增加，具有馬氏體相分數減少的傾向。因此，Si是對馬氏體相分數的調整有用的元素。另一方面，若其含量超過1.00％，則鐵素體相變脆，韌性降低。因此，Si的含量為0.05％～1.00％的範圍。更優選為0.11％～0.40％。另外，Si是在焊接熱影響區中減少δ鐵素體生成溫度、降低焊接熱影響區的低溫韌性的元素。因此，為了使焊接熱影響區的低溫韌性良好，需要更嚴格地管理Si含量。若其含量超過0.50％，則難以抑制焊接熱影響區的δ鐵素體的生成。因此，為了得到良好的焊接熱影響區的低溫韌性，Si的含量為0.05％～0.50％的範圍。更優選為0.11％～0.40％。Mn：0.05％～2.5％Mn是奧氏體穩定化元素，其含量若增加，則不鏽鋼中的馬氏體相分數增加。其效果可通過使Mn的含量為0.05％以上而得到。但是，即使本發明的不鏽鋼含有超過2.5％的量的Mn，不僅通過含有該Mn而得到的上述效果飽和，而且韌性降低，進而製造工序中的去氧化皮性降低，對表面性狀產生不良影響。此外，含有超過2.5％的量的Mn會促進作為腐蝕發生起點的MnS的生成，使耐腐蝕性降低。由此，Mn的含量為0.05％～2.5％的範圍。更優選為0.11％～2.0％的範圍。另外，Mn是在焊接熱影響區中使δ鐵素體生成溫度上升//使焊接熱影響區的組織微細化的元素。因此，為了使焊接熱影響區的低溫韌性良好，需要更嚴格地管理Mn含量。其含量為1.0％以下時，難以抑制焊接熱影響區的δ鐵素體的生成。由此，為了得到良好的焊接熱影響區的低溫韌性，Mn含量為超過1.0％～2.5％的範圍。更優選為1.2％～2.0％。P：0.04％以下從熱加工性的方面出發，優選P少。本發明中，P的含量的允許上限值為0.04％。更優選的上限值為0.035％。此外，本發明中，P含量的降低會顯著地提高焊接熱影響區的低溫韌性。認為這是由於，通過雜質的減少抑制了龜裂的傳播。其效果可通過P含量降低至小於0.02％而得到。由此，進一步優選P的含量的上限值小於0.02％。S：0.02％以下從熱加工性和耐腐蝕性的方面出發，優選S少。本發明中，S的含量的允許上限值為0.02％。更優選的上限值為0.005％。Al：0.01％～0.15％Al是通常對脫氧有用的元素。其效果可通過使Al的含量為0.01％以上而得到。另一方面，若其含量超過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％的範圍。更優選為0.03％～0.14％的範圍。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是鐵素體穩定化元素，是對調整馬氏體相分數有用的元素。但是，若Cr的含量超過13.0％，不僅不鏽鋼的製造成本上升，而且難以得到充分的馬氏體相分數。由此，Cr含量為10.0％～13.0％的範圍。更優選為10.5％～12.5％。Ni：0.3％～5.0％Ni與Mn同樣是奧氏體穩定化元素，是對馬氏體相分數的調整有用的元素。其效果可通過使Ni的含量為0.3％以上而得到。但是，若Ni的含量超過5.0％，則馬氏體相分數的控制困難，韌性和加工性降低。由此，Ni的含量為0.3％～5.0％的範圍。Ni是在焊接熱影響區中使δ鐵素體生成溫度上升、使組織微細化的元素。其效果可通過使Ni含量為0.3％以上而得到。但是，若Ni含量為1.0％以上，則焊接熱影響區硬質化，焊接熱影響區的低溫韌性相反會降低。由此，Ni的含量為0.3％～小於1.0％的範圍。更優選為0.4％～0.9％的範圍。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。其效果可通過使V含量為0.005％以上而得到。但是，若V含量超過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。這些效果可通過使Nb的含量為0.05％以上而得到。另一方面，若Nb的含量超過0.4％，則熱加工性降低，熱軋的負荷增大，進而熱軋鋼板的重結晶溫度上升，達到適當的奧氏體相分數的溫度下的退火變得困難。由此，Nb的含量為0.05％～0.4％。更優選為0.10％～0.30％。若Nb含量超過0.25％，在焊接熱影響區中，將C、N過剩地固定為碳氮化物等，向焊接熱影響區的馬氏體的生成被抑制，可促進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，從而進行固定，具有抑制Cr的碳氮化物等的生成的效果。本發明人發現，因其中的粗大的TiN成為斷裂起點，從而使低溫韌性降低。使該粗大的TiN減少、減少斷裂起點是本發明的重要特徵之一。由此，即便是平均結晶粒徑相同的鐵素體-馬氏體組織，也可以得到低溫韌性優異的不鏽鋼。特別是，若Ti的含量超過0.1％，則TiN引起的韌性降低變得顯著。若Ti的含量超過0.1％，一邊為1μm以上的TiN的密度超過70個/mm2，認為通過該TiN使韌性降低。由此，Ti含量為0.1％以下。更優選為0.04％以下、進一步優選為0.02％以下。對本發明來說，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/mm2以下，更優選為40個/mm2以下。在焊接熱影響區中，與熱軋退火板相比晶粒粗大化，因而，通過少量的斷裂起點的存在，低溫韌性有時會大幅降低。為了抑制粗大的TiN的生成，在焊接熱影響區中實現充分的低溫韌性，需要嚴格地將Ti含量抑制為0.02％以下。由此，Ti含量優選為0.02％以下。更優選為0.015％以下。本發明的不鏽鋼含有以上的成分，餘部為Fe和不可避免的雜質。作為不可避免的雜質的具體例，可以舉出Zn：0.03％以下、Sn：0.3％以下。另外，除了上述成分外，本發明的不鏽鋼可以以質量％計進一步含有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，在將本發明的不鏽鋼適用於要求高耐腐蝕性的用途時，優選包含Cu。但是，若Cu的含量超過1.0％，則熱加工性降低。另外，若Cu的含量超過1.0％，則高溫下的奧氏體相增加，馬氏體相分數的控制變得困難，因而難以得到優異的低溫韌性。由此，在使本發明的不鏽鋼含有Cu的情況下，使其上限為1.0％。另外，為了充分發揮耐腐蝕性的提高效果，Cu的含量優選為0.3％以上。更優選的Cu含量的範圍為0.3％～0.5％。Mo：1.0％以下Mo是提高耐腐蝕性的元素。因此，在將本發明的不鏽鋼適用於要求高耐腐蝕性的用途時，不鏽鋼優選包含Mo。但是，若Mo含量超過1.0％，則冷軋中的加工性降低，而且會發生熱軋中的表面粗糙，表面品質極端地降低。由此，在使本發明的不鏽鋼含有Mo的情況下，優選使其含量的上限為1.0％。另外，為了充分發揮耐腐蝕性的提高效果，含有0.03％以上的Mo是有效的。更優選的Mo含量的範圍為0.10％～0.80％。在焊接熱影響區中，Mo的含有會促進粗大的δ鐵素體的生成。為了使焊接熱影響區的低溫韌性良好，優選使Mo含量小於0.5％。W：1.0％以下W是提高耐腐蝕性的元素。因此，在將本發明的不鏽鋼適用於要求高耐腐蝕性的用途時，不鏽鋼優選包含W。其效果可通過使W的含量為0.01％以上而得到。但是，若W的含量過剩，則強度上升，製造性降低。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，在將本發明的不鏽鋼適用於要求特別高的韌性的用途時，不鏽鋼優選包含Co。其效果可通過使Co的含量為0.01％以上而得到。但是，若Co的含量過剩，則製造性降低。由此，使Co的含量為0.5％以下。另外，除了上述成分以外，本發明的不鏽鋼還可以以質量％計進一步含有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是可抑制連續鑄造時容易發生的Ti系夾雜物析出所導致的噴嘴堵塞的元素。其效果可通過使Ca的含量為0.0001％以上而得到。但是，若過量地含有Ca，則會生成水溶性夾雜物CaS，耐腐蝕性降低。由此，Ca的含量優選為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，若過量含有B，則會引起固溶強化導致的延性降低。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、有助於加工性的提高的元素。其效果可通過使Mg的含量為0.0001％以上而得到。但是，若過量含有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，在REM中，La和Ce的使用特別有效。其效果可通過使REM的含量為0.0001％以上而得到。但是，若過量含有REM，則酸洗性等製造性降低，而且會引起製造成本增大。由此，使REM的含量為0.05％以下。接著，對本發明的鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼的鋼組織進行說明。需要說明的是，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為5％～95％本發明的不鏽鋼中，通過包含馬氏體相，從而晶粒被微細化，低溫韌性提高。如圖1所示，馬氏體相的含量以體積率計小於5％或超過95％時，平均結晶粒徑超過10.0μm，無法期望晶粒的微細化引起的韌性提高。由此，使馬氏體相的含量以體積率計為5％～95％。更優選為15％～90％、最優選為30％～80％。若馬氏體相的含量為30％～80％，如圖1所示，平均結晶粒徑變得非常小，可以實現低溫韌性的大幅提高。馬氏體相的含量的控制可通過退火溫度和該溫度下的奧氏體相分數(以體積％表示的奧氏體相的含量)的控制來實現。本發明中，對於在熱軋後為鐵素體相和馬氏體相的組織，在適當的溫度條件下進行退火，從而使馬氏體相的一部分逆相變為奧氏體相，使晶粒微細化，進而在退火後的冷卻過程中奧氏體相再次相變為馬氏體相，生成更微細的晶粒。退火溫度下的奧氏體相通過之後的冷卻全部相變為馬氏體。退火溫度下的適度的奧氏體相分數為5％～95％。若退火溫度下的奧氏體相分數過小，發生逆相變的量少，晶粒的微細化效果不充分。若退火溫度下的奧氏體相分數過大，逆相變後奧氏體相發生晶粒生長，無法得到微細的晶粒。10.5≤Cr+1.5×Si≤13.5(I)、1.5≤30×(C+N)+Ni+0.5×Mn≤6.0(II)馬氏體相分數(馬氏體相的含量)可以通過所謂的Cr當量(Cr+1.5×Si)和Ni當量(30×(C+N)+Ni+0.5×Mn)來調整。本發明中，決定使用Cr當量的(I)式和使用Ni當量的(II)式，規定了各自的範圍。此處，Cr當量小於10.5時，Cr當量過少，因而用於使馬氏體相分數為適當範圍的Ni當量的調整變得困難。另一方面，(I)式的Cr當量超過13.5％時，Cr當量過多，即便增加Ni當量也難以得到適當的馬氏體相分數。由此，(I)式的Cr當量為10.5以上13.5以下。更優選為11.0以上12.5以下。關於Ni當量，也同樣地，在小於1.5和超過6.0時難以得到適當的馬氏體相分數。由此，(II)式的Ni當量為1.5以上6.0以下。更優選為2.0以上5.0以下。如上所述，本發明的不鏽鋼的鋼組織由鐵素體和馬氏體的雙相構成，但只要在不損害本發明的效果的範圍內也可以包含其它相。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以體積率計為10％以下時，認為不損害本發明的效果。優選以體積率計為7％以下。2600C+1700N-20Si+20Mn-40Cr+50Ni+1660≥1270(III)本發明中，焊接熱影響區中的粗大的δ鐵素體的生成可通過調整(III)式左邊表示的δ鐵素體生成溫度來控制。認為其原因是，在所謂的Cr當量、Ni當量的情況下，難以正確地控制δ鐵素體生成溫度。圖6中示出本發明鋼(C：0.01％、Si：0.2％、Mn：2.0％、Cr：12％、Nb：0.2％、N：0.01％)的狀態圖的一例(利用Thermo-CalcSotwareAB社製造的計算軟體Thermo-Calc進行計算)。本發明中，δ鐵素體生成溫度大致存在於1300℃附近。若焊接熱影響區長時間保持於該溫度以上，在焊接熱影響區中δ鐵素體粗大化。通常的Cr當量、Ni當量是將退火溫度附近的各元素的影響公式化而得到的，無法評價焊接熱影響區這樣的高溫下的δ鐵素體的生成容易性。因此，本發明中，由各狀態圖求出各含有元素對δ鐵素體生成溫度所產生的作用，如(III)式左邊那樣進行公式化。如圖2所示，若δ鐵素體生成溫度超過1270℃，則焊接熱影響區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生成的δ鐵素體的結晶粒徑最大為50μm以下。由此，使(III)式的右邊為1270，確定(III)的不等式。接著，對本發明的不鏽鋼的製造方法進行說明。作為能夠以高效率製造本發明的不鏽鋼的方法，推薦下述方法：通過連續鑄造等將以上述成分組成熔煉而成的鋼製成扁鋼坯後，將該扁鋼坯製成熱軋卷材，將其退火後，進行去氧化皮(噴丸處理和酸洗等)，製成不鏽鋼。具體如下說明。首先，將調整為本發明的成分組成的鋼液用轉爐或電爐等通常使用的公知的熔煉爐進行熔煉，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行精煉，接著，利用連續鑄造法或鑄錠-開坯法製成鋼板坯(鋼坯料)。關於鑄造法，從生產率和品質的方面出發，優選連續鑄造。另外，為了確保後述熱粗軋中的壓下率，扁鋼坯厚優選為100mm以上。更優選的範圍為200mm以上。此處，為了使焊接熱影響區的低溫韌性良好，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混入的Ti的含量有時會超過0.02％，因此必須採用嚴格地限制Ti的混入的熔煉方法。具體地說，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總量來進行使用。此外，需要採用下述方法等：不在熔煉包含Ti的鋼種後立即進行鋼液的熔煉。接著，將鋼板坯加熱至1100℃～1300℃的溫度後，進行熱軋，製成熱軋鋼板。為了防止熱軋鋼板的表面粗糙，優選扁鋼坯加熱溫度高。但是，扁鋼坯加熱溫度超過1300℃時，蠕變變形導致的扁鋼坯的形狀變化顯著，難以製造，而且晶粒粗大化，熱軋鋼板的韌性降低。另一方面，扁鋼坯加熱溫度小於1100℃時，熱軋中的負荷升高，熱軋中的表面粗糙顯著，而且熱軋中的重結晶不充分，熱軋鋼板的韌性降低。熱軋中的熱粗軋的工序中，進行至少1道次以上在超過900℃的溫度區域壓下率為30％以上的軋制。優選在超過920℃的溫度區域壓下率為32％以上。通過該強壓下軋制，鋼板的晶粒被微細化，韌性提高。熱粗軋後，根據常規方法進行精軋。對於通過熱軋製造的板厚為2.0mm～8.0mm左右的熱軋鋼板，在700℃～900℃的溫度下進行退火。之後可以實施酸洗。熱軋鋼板的退火溫度小於700℃時，重結晶不充分，而且難以發生由馬氏體相向奧氏體相的逆相變，其量也變少，因而無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900℃時，退火後形成奧氏體單相，晶粒的粗大化顯著，韌性降低。熱軋鋼板的退火優選通過所謂的箱內退火保持1小時以上。進一步優選為710℃～850℃、5小時～10小時。在本發明的不鏽鋼的焊接中，以TIG焊接、MIG焊接為代表的電弧焊、縫焊、點焊等電阻焊、雷射焊接等通常的焊接方法均可適用。實施例1在實驗室中對具有表1所示的成分組成的不鏽鋼進行真空熔煉。將所熔煉的鋼錠加熱至1200℃，通過包括粗軋的熱軋製成厚度為5mm的熱軋鋼板，在該粗軋中進行至少1道次以上在超過900℃的溫度區域壓下率為30％以上的軋制。對所得到的熱軋鋼板於780℃進行10小時的退火後，進行噴丸處理和酸洗，除去氧化皮。該退火條件按照本發明例的馬氏體相分數為5％～95％的範圍的方式來選擇。[表1]由除去了氧化皮的上述熱軋鋼板以20mm×10mm的形狀採集L截面(與軋制方向平行的垂直截面)，利用王水使組織顯現出來，進行觀察。利用切斷法由所觀察的組織測定各試驗材料的平均結晶粒徑。平均結晶粒徑的測定方法具體如下所述。使用光學顯微鏡，以100倍的倍率拍攝5個視野的顯現出出組織的截面。在所拍攝的照片上寫上縱橫各五條線段，將線段的總長度除以該線段與晶界交叉的數，作為平均結晶粒徑。在結晶粒徑的測定中，不特別區別鐵素體晶粒、馬氏體晶粒。將各試驗材料的平均結晶粒徑示於表2。此外，使用EPMA(electronprobemicroanalyzer,電子探針顯微分析儀)測定了L截面的Ni和Cr的元素分布。將測定例示於圖7。將Ni濃密(照片中看起來發白)、Cr減少(照片中看起來發黑)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域中，使奧氏體相穩定化的元素(例如Ni、Mn等)濃密，使鐵素體相穩定化的元素(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生差異。對於在退火溫度為奧氏體相的區域而言，通過之後的冷卻而相變為馬氏體相，因而在馬氏體相中Ni濃密、Cr減少。因此，通過EPMA，將確認到Ni的濃密和Cr的減少的區域判斷為馬氏體相。使用通過EPMA測定的Ni的濃度分布，通過圖像處理測定發白的區域的面積，求出馬氏體相分數。結果示於表1。確認到下述傾向：(II)式中的30×(C+N)+Ni+0.5×Mn越大，則馬氏體相分數越大。此外，使用光學顯微鏡以400μm見方觀察了10個視野的組織。由所觀察的組織，將一邊的長度為1μm以上的立方體形狀的夾雜物判斷為TiN，計算其個數，計算出每1mm2的TiN的個數。結果示於表2。本發明例中，一邊為1μm以上的TiN的密度為70個/mm2以下。更優選為40個/mm2以下。由除去了氧化皮的熱軋鋼板分別製作三個C方向(與軋制方向垂直的方向)的卻貝試驗片，在-50℃進行卻貝試驗。卻貝試驗片為5mm(厚)×55mm(寬)×10mm(長)的小尺寸試驗片。對每個試驗材料進行3次試驗，求出其平均吸收能量。將所求出的吸收能量示於表2。本發明例中，均得到了25J以上的吸收能量，可知低溫韌性良好。與此相對，比較例的No.27中Ti不在本發明的範圍內，No.28中Mn不在本發明的範圍內，No.29中Cr不在本發明的範圍內，No.30中Ni不在本發明的範圍內，No.31中C和N不在本發明的範圍內，No.36中Nb和V不在本發明的範圍內，因此低溫韌性低於25J。另外，比較例的No.32～No.35、No.S1中，式(I)或式(II)不在本發明的範圍內，因此低溫韌性低於25J。由除去了氧化皮的熱軋鋼板採集60mm×80mm的試驗片，用防水膠帶被覆背面和端部5mm，進行鹽水噴霧試驗。鹽水濃度為5％NaCl，試驗溫度為35℃，試驗時間為24h。進行鹽水噴霧試驗後，拍攝試驗面，將所拍攝的照片上產生了鏽的部分轉換為黑色，將未產生鏽的部分轉換為白色，通過圖像處理測定了腐蝕面積率。將所求出的腐蝕面積率示於表2。腐蝕面積率為15％以下時，評價為具有良好的耐腐蝕性。作為本發明例的No.1～No.26中耐腐蝕性均良好。比較例中，Mn不在本發明的範圍內的No.28、C和N不在本發明的範圍內的No.31、Nb和V不在本發明的範圍內的No.36、Cr不在本發明的範圍內的No.S1、V不在本發明的範圍內的No.S2的耐腐蝕性不良。由除去了氧化皮的熱軋鋼板，與軋制方向平行地採集JIS5號的拉伸試驗片，進行拉伸試驗，評價了加工性。將所得到的伸長率的值示於表2。伸長率為15.0％以上時，評價為具有良好的加工性。作為本發明例的No.1～No.26的加工性均良好。比較例中，Ni不在本發明的範圍內的No.30、C和N不在本發明的範圍內的No.31、式(II)不在本發明的範圍內的No.35、Nb和V不在本發明的範圍內的No.36、Nb不在本發明的範圍內的No.S3的加工性不良。由以上的結果可以確認，根據本發明，可以得到低溫韌性優異的鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼。[表2]實施例2對表3所示的成分組成的厚度250mm的鋼板坯進行真空熔煉。將所製作的鋼板坯加熱至1200℃後，通過9道次的熱軋製成厚度為5mm的熱軋鋼板。包括粗軋制的熱軋條件示於表4。在表4所示的條件下對所得到的熱軋鋼板進行退火，之後進行噴丸處理和酸洗，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的形狀採集L截面，利用王水使組織顯現出來，進行觀察。利用切斷法由所觀察的組織測定各試驗材料的平均結晶粒徑。各平均結晶粒徑示於表4。此外，使用EPMA測定了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，通過圖像處理求出馬氏體相分數。結果示於表4。此外，利用光學顯微鏡以400μm見方觀察了10個視野的組織。由所觀察的組織，將一邊的長度為1μm以上的立方體形狀的夾雜物判斷為TiN，計算其個數，計算出每1mm2的TiN的個數。結果示於表4。由除去了氧化皮的熱軋鋼板分別製作三個C方向(與軋制方向垂直的方向)的卻貝試驗片，在-50℃進行卻貝試驗。卻貝試驗片為5mm(厚)×55mm(寬)×10mm(長)的小尺寸試驗片。對每個試驗材料進行3次試驗，求出其平均吸收能量。將所求出的吸收能量示於表4。本發明例中，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，因而馬氏體相分數小於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，因而馬氏體相分數超過95％，-50℃的吸收能量為25J以下。作為比較例的No.K的退火時間小於1小時，退火引起的相變/重結晶不充分。因此，無法測定馬氏體相分數和平均結晶粒徑。其結果，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採集60mm×80mm的試驗片，用防水膠帶被覆背面和端部5mm，進行鹽水噴霧試驗。鹽水濃度為5％NaCl，試驗溫度為35℃，試驗時間為24h。進行鹽水噴霧試驗後，拍攝試驗面，將所拍攝的照片上產生了鏽的部分轉換為黑色，將未產生鏽的部分轉換為白色，通過圖像處理測定了腐蝕面積率。將所求出的腐蝕面積率示於表4。腐蝕面積率為15％以下時，評價為具有良好的耐腐蝕性。本發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，與軋制方向平行地採集JIS5號的拉伸試驗片，進行拉伸試驗，評價了加工性。將所得到的伸長率的值示於表4。伸長率為15.0％以上時，評價為具有良好的加工性。本發明例中加工性均良好。比較例中的馬氏體相分數高的No.J和退火不充分的No.K的加工性不良。由以上的結果可以確認，根據本發明，可以得到低溫韌性優異的鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼。[表4]實施例3在實驗室中對具有表5所示的成分組成的不鏽鋼進行真空熔煉。將所熔煉的鋼錠加熱至1200℃，通過包括粗軋的熱軋製成厚度為5mm的熱軋鋼板，在該粗軋中進行至少1道次以上在超過900℃的溫度區域壓下率為30％以上的軋制。對所得到的熱軋鋼板於780℃進行10小時的退火後，進行噴丸處理和酸洗，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的形狀採集L截面(與軋制方向平行的垂直截面)，利用王水使組織顯現出來，進行觀察。利用切斷法由所觀察的組織測定各試驗材料的平均結晶粒徑。各平均結晶粒徑示於表6。此外，使用EPMA測定了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，通過圖像處理求出馬氏體相分數。結果示於表5。此外，利用光學顯微鏡以400μm見方觀察了10個視野的組織。由所觀察的組織，將一邊的長度為1μm以上的立方體形狀的夾雜物判斷為TiN，計算其個數，計算出每1mm2的TiN的個數。結果示於表6。由除去了氧化皮的熱軋鋼板分別製作三個C方向(與軋制方向垂直的方向)的卻貝試驗片，在-50℃進行卻貝試驗。卻貝試驗片為5mm(厚)×55mm(寬)×10mm(長)的小尺寸試驗片。對每個試驗材料進行3次試驗，求出平均吸收能量。將所求出的吸收能量示於表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採集60mm×80mm的試驗片，用防水膠帶被覆背面和端部5mm，進行鹽水噴霧試驗。鹽水濃度為5％NaCl，試驗溫度為35℃，試驗時間為24h。進行鹽水噴霧試驗後，拍攝試驗面，將所拍攝的照片上產生了鏽的部分轉換為黑色，將未產生鏽的部分轉換為白色，通過圖像處理測定了腐蝕面積率。將所求出的腐蝕面積率示於表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，與軋制方向平行地採集JIS5號的拉伸試驗片，進行拉伸試驗，評價了加工性。將所得到的伸長率的值示於表6。表6的No.38～No.56的伸長率均為15.0％以上，加工性良好。由除去了氧化皮的熱軋鋼板採集300mm×100mm的試驗片，按照相互對上時形成60°的V型坡口的方式對300mm邊的端面進行30°磨削。使所加工的端面對上，以線能量0.7kJ/mm、焊接速度60cm/min進行MIG焊接。保護氣體為100％Ar。焊絲使用的Y309L(JISZ3321)。焊接方向為L方向。製作出包含焊縫的厚5mm×寬55mm×長10mm的小尺寸的卻貝試驗片。缺口位置為熔融部相對於板厚達到50％的位置。缺口形狀為2mm的V型缺口。卻貝衝擊試驗在-50℃實施9次。表6中示出9次卻貝衝擊試驗的吸收能量的最小值。表6的No.38～No.50中，焊接熱影響區的吸收能量均為10J以上，根據權利要求4至權利要求8，可知焊接熱影響區的低溫韌性良好。特別是，P小於0.02％的No.50中，焊接熱影響區的吸收能量為50J以上，顯示出極其優異的焊接熱影響區的低溫韌性。No.51中Ti不在權利要求4的範圍內，No.52中Mn不在權利要求4的範圍內，No.53中N不在權利要求4的範圍內，No.54中Ni不在權利要求4的範圍內，No.55中Nb不在權利要求4的範圍內，No.56中(III)式不在權利要求4的範圍內，因而焊接熱影響區的吸收能量低於10J，焊接熱影響區的低溫韌性不充分。由以上的結果可以確認，根據本發明，還可以得到焊接熱影響區的低溫韌性優異的鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼。[表6]工業實用性根據本發明，能夠低成本且高效率地進行生產，可以得到作為在寒冷地區運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異的鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼及其製造方法。此外，具有權利要求4所述的特徵的本發明還可得到焊接熱影響區的低溫韌性也優異的焊接結構材料用鐵素體-馬氏體雙相不鏽鋼。