(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2022-11-28
(45)【発行日】2022-12-06
(54)【発明の名称】風力発電施設用鋼板およびその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20221129BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20221129BHJP
C21D 8/02 20060101ALI20221129BHJP
B21B 1/38 20060101ALI20221129BHJP
B21B 3/00 20060101ALI20221129BHJP
B22D 11/00 20060101ALI20221129BHJP
B22D 11/128 20060101ALI20221129BHJP
B22D 11/16 20060101ALI20221129BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301A
C22C38/58
C21D8/02 B
B21B1/38 A
B21B3/00 A
B22D11/00 A
B22D11/128 350A
B22D11/16 C
【請求項の数】
5
(21)【出願番号】P 2021559335
(86)(22)【出願日】2021-03-12
(86)【国際出願番号】 JP2021010109
(87)【国際公開番号】W WO2021182618
(87)【国際公開日】2021-09-16
【審査請求日】2021-10-05
(31)【優先権主張番号】P 2020044280
(32)【優先日】2020-03-13
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(73)【特許権者】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100106909
【弁理士】
【氏名又は名称】棚井 澄雄
(74)【代理人】
【識別番号】100175802
【弁理士】
【氏名又は名称】寺本 光生
(74)【代理人】
【識別番号】100134359
【弁理士】
【氏名又は名称】勝俣 智夫
(74)【代理人】
【識別番号】100188592
【弁理士】
【氏名又は名称】山口 洋
(72)【発明者】
【氏名】白石 遼太郎
(72)【発明者】
【氏名】住谷 早俊
(72)【発明者】
【氏名】篠原 康浩
【審査官】相澤 啓祐
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１３－０２８８５２（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００７－３０２９０８（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００７－２９６５４２（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平０６－２４０３５５（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２１Ｄ ８／００－ ８／１０
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１０％、
Ｓｉ：０．１０～０．４５％、
Ｍｎ：１．２０～１．６０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｕ：０．１０～０．５０％、
Ｎｉ：０．１０～０．５０％、
Ｔｉ：０．００３～０．０４０％、
Ａｌ：０．０１０～０．０６０％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０４０％、
Ｃｒ：０～０．４０％、
Ｍｏ：０～０．１５％、
Ｖ：０～０．１５％、
Ｂ：０～０．００２０％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、
Ｎ：０．００６％以下、
Ｏ：０．０１０％以下、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
板厚を単位ｍｍでｔとしたとき、表面からｔ／４の深さ位置におけるミクロ組織が、面積率で、
フェライト：５０～８０％、
ベイナイト：２０～５０％、
他の組織：０～１．０％であり、
前記フェライトの平均結晶粒径が２５．０～５０．０μｍであり、
前記表面からｔ／２の深さ位置におけるポロシティ体積が、０．２０×１０－３ｃｍ３／ｇ以下であり、
板厚が６０ｍｍ以上、板幅が３０００ｍｍ以上である、
風力発電施設用鋼板。
【請求項2】
前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．１０～０．４０％、
Ｍｏ：０．０２～０．１５％、
Ｖ：０．０２～０．１５％、
Ｂ：０．０００１～０．００２０％、
Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、および
ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％、
からなる群から選択された一種以上を含有する、
請求項１に記載の風力発電施設用鋼板。
【請求項3】
引張強さが４４０ＭＰａ以上５９９ＭＰａ以下である、請求項１または２に記載の風力発電施設用鋼板。
【請求項4】
請求項１～３のいずれか一項に記載の風力発電施設用鋼板の製造方法であって、連続鋳造によって、厚みがｔｓ、かつ表面からｔｓ／２の深さ位置のポロシティ体積が１．０×１０－３ｃｍ３／ｇ以下であるスラブを得る連続鋳造工程と、
前記スラブを１０２０～１０７０℃に加熱し、加熱された前記スラブに粗圧延を行い、粗圧延スラブを得る粗圧延工程と、
前記粗圧延スラブに、表面温度がオーステナイト未再結晶域で、かつ８００℃以上となる条件で、形状比が０．５０以上となる条件のパスを１回以上含む複数パスの仕上圧延を行い、鋼板を得る仕上圧延工程と、
前記鋼板を表面温度が８００℃以上の温度から３００～４００℃の温度まで水冷する水冷工程と、
前記水冷工程後の前記鋼板を、板幅が３０００ｍｍ以上となるように切断する切断工程と、
を備え、
前記連続鋳造の際、長手方向の鋳造速度を０．５～１．３ｍ／ｍｉｎ．とし、厚み方向に圧下速度０．６～１．０ｍｍ／ｍｉｎ．で圧下する、
風力発電施設用鋼板の製造方法。
【請求項5】
前記連続鋳造工程において、未凝固部を含む前記スラブを圧下ロールにより、中心部の固相率が０．７５以上１．０未満の範囲で、３ｍｍ以上３０ｍｍ以下の圧下を行う、請求項４に記載の風力発電施設用鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、風力発電施設用鋼板およびその製造方法に関する。
本願は、２０２０年０３月１３日に、日本に出願された特願２０２０－４４２８０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０２０年０３月１３日に、日本に出願された特願２０２０－４４２８０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【0002】
ＣＯ２排出量が多い化石燃料をエネルギー源とする発電からクリーンなエネルギー源による発電に転換し、温室効果ガスである二酸化炭素（ＣＯ２）の発生を低減して、地球環境を保全していくという試みが、様々なところで行われている。クリーンエネルギー発電の一つとして風力発電があり、すでに国内でも様々な箇所で風力発電施設が稼働している。風力発電は、発電コストが比較的低いというメリットがあるものの、風の強弱により出力が安定しないというデメリット、ブレード（発電羽）の回転により発生する音は、近隣住民への騒音被害をもたらすというデメリットもある。
【0003】
そのため、今後、風力発電施設は、現在、多く設置されている陸上ではなく、安定的に強風を容易に得ることができ、騒音被害とならず、かつ、広い設置面積を確保できる洋上へとその設置場所が移行していくものと予想される。設置場所を洋上とする場合、洋上腐食環境での耐食性に優れることが求められる。特許文献１～４には、主として洋上で使用される風力発電施設（風力発電タワー）に用いられる鋼板として、海塩が飛来する厳しい腐食環境でも使用可能な耐食性鋼板が提案されている。
【0004】
また、風力発電では、各風力発電施設における発電量が多いほど、発電コストが下がる。風力により得られる発電量は、風速の３乗、ブレード径の２乗に比例するので、今後、風力発電施設はブレード径が大きくなり、施設がより大型化することが予想される。
風力発電施設を大型化する場合、材料となる鋼板には、より厚い鋼板が求められる。例えば特許文献５および特許文献６には、板厚５０ｍｍ超の風力発電施設（風力発電施設用鉄塔）に用いられる電子ビーム溶接用鋼材が提案されている。特許文献５および特許文献６に記載の発明は、建設現場近くの海岸で、簡易にかつ高能率で組み立てることを考慮し、電子ビームにより溶接を行うこととされている。
風力発電施設を大型化する場合、材料となる鋼板には、より厚い鋼板が求められる。例えば特許文献５および特許文献６には、板厚５０ｍｍ超の風力発電施設（風力発電施設用鉄塔）に用いられる電子ビーム溶接用鋼材が提案されている。特許文献５および特許文献６に記載の発明は、建設現場近くの海岸で、簡易にかつ高能率で組み立てることを考慮し、電子ビームにより溶接を行うこととされている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【文献】日本国特開２０１２－１２２１１６号公報
【文献】日本国特開２０１２－１２２１１７号公報
【文献】日本国特開２０１３－２８８５２号公報
【文献】日本国特開２０１３－４３５７９号公報
【文献】日本国特開２０１１－２４６８０５号公報
【文献】日本国特開２０１１－２４６８０７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
上述の通り、特許文献１～６には、風力発電施設用の鋼板が開示されている。しかしながら、特許文献１～４に記載の鋼板では、０．０３％以上または０．５０％以上のＷの含有を必須としている。Ｗは、溶接性を害する元素である。よって、特許文献１～４に記載の鋼板は、溶接を必須とする大型施設に用いられる鋼としては好ましくない。また、特許文献１～４には、５０ｍｍ超の板厚の鋼板が記載されていない。今後の風力発電施設の大型化の傾向からすれば、より板厚の厚い鋼板が求められる。
【0007】
一方、特許文献５および６には、５０ｍｍ超の板厚の鋼板が記載されている。しかしながら、特許文献５および６に記載された鋼材は、電子ビーム溶接を前提とするものである。電子ビーム溶接は、比較的新しい溶接法であり、未だ十分に普及しているとは言い難い。
【0008】
風力発電施設の建造の際に用いられる通常の溶接法(サブマージアーク溶接法など)を前提として施工性を高めるには、鋼板を幅広化して溶接を少なくする必要がある。具体的には鋼板の板幅を３０００ｍｍ以上にすることで、従来に比べて施工性の大幅な改善が見込める。しかしながら、幅広の鋼板を通常の製造設備で製造すると、１パス当たりの圧下量が小さくなり、スラブに存在する空隙欠陥(ポロシティ)の圧着ができず、鋼板の機械的強度が劣化する。また、板厚が厚いほどスラブからの合計圧下量が小さくなるため、ポロシティの圧着が不十分になりやすい。
【0009】
本発明は、上記の課題に鑑み、風力発電施設用鋼板に求められる基本的な性能、すなわち、優れた低温靭性および高い強度を備え、板厚が６０ｍｍ以上であり、かつ板幅が３０００ｍｍ以上である風力発電施設用鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0010】
本発明者らは、まず、風力発電に求められる特性を発現し得る化学組成を前提としつつ、優れた低温靭性および高い強度を備え、板厚が６０ｍｍ以上であり、かつ板幅が３０００ｍｍ以上である鋼板を製造する方法について詳細に検討し、下記の知見を得た。
【0011】
（１）板厚が６０ｍｍ以上であり、かつ板幅が３０００ｍｍ以上である鋼板を得るためには、圧延工程に供するスラブの幅も大きくする必要がある。スラブの幅が大きくなると、圧延ロールとスラブとの接触面積が増加して、スラブからの反力が増大する。圧延機には耐反力制約があるので、反力が大きい場合、１パス当たりの圧下量を減少させて、圧延機が耐えうる反力以下で圧延する必要がある。しかしながら、１パス当たりの圧下量を減少させれば、スラブ中に発生するポロシティの圧着が困難になり、得られた鋼板の内質欠陥の原因となる。
【0012】
（２）１パス当たりの圧下量を高めるためには、圧延時の温度を極力高くする、すなわち、スラブ加熱温度を高温化することが有効である。これにより、熱変形抵抗を低減して、圧下量を増加させることができるので、スラブ中のポロシティを圧着しやすくなる。しかしながら、スラブ加熱温度を高温化すれば、得られた鋼板の組織の結晶粒が粗大になり、靭性劣化の原因となるおそれがあるので、スラブ加熱温度の高温化は避けるべきである。
【0013】
（３）スラブ加熱温度を低温化して初期オーステナイト粒の成長を抑制し、また、圧延時の温度をオーステナイト未再結晶域で、かつそのオーステナイト未再結晶域上限に近い温度にて、０．５０以上の形状比で圧延することで、鋼板の結晶粒径を一定値以下に制御することが可能となる。また、同時に、このような圧延によれば、ポロシティを圧着でき、板厚が６０ｍｍ以上であり、かつ板幅が３０００ｍｍ以上の鋼板であってもポロシティ体積を小さくすることができる。
【0014】
（４）ポロシティは上記のような圧延により圧着し減少させることが可能であるが、より減少させるには鋼板の素材となるスラブ製造の段階からポロシティを少なくしておくことが好ましい。具体的には、溶鋼を連続鋳造する際の鋳造速度の低速化や、凝固末期において圧下量を多くしてスラブ完成時のポロシティを少なくすることが好ましい。
【0015】
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、下記〔１〕～〔５〕を要旨とする。
【0016】
〔１〕本発明の一態様に係る風力発電施設用鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１０％、Ｓｉ：０．１０～０．４５％、Ｍｎ：１．２０～１．６０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．１０～０．５０％、Ｎｉ：０．１０～０．５０％、Ｔｉ：０．００３～０．０４０％、Ａｌ：０．０１０～０．０６０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０４０％、Ｃｒ：０～０．４０％、Ｍｏ：０～０．１５％、Ｖ：０～０．１５％、Ｂ：０～０．００２０％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ｎ：０．００６％以下、Ｏ：０．０１０％以下、残部：Ｆｅおよび不純物であり、板厚を単位ｍｍでｔとしたとき、表面からｔ／４の深さ位置におけるミクロ組織が、面積率で、フェライト：５０～８０％、ベイナイト：２０～５０％、他の組織：０～１．０％であり、前記フェライトの平均結晶粒径が２５．０～５０．０μｍであり、前記表面からｔ／２の深さ位置におけるポロシティ体積が、０．２０×１０－３ｃｍ３／ｇ以下であり、板厚が６０ｍｍ以上、板幅が３０００ｍｍ以上である。
〔２〕上記〔１〕に記載の風力発電施設用鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．１０～０．４０％、Ｍｏ：０．０２～０．１５％、Ｖ：０．０２～０．１５％、Ｂ：０．０００１～０．００２０％、Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、およびＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％、からなる群から選択された一種以上を含有してもよい。
〔３〕上記〔１〕または〔２〕に記載の風力発電施設用鋼板は、引張強さが４４０ＭＰａ以上５９９ＭＰａ以下であってもよい。
〔４〕本発明の別の態様に係る風力発電施設用鋼板の製造方法は、上記〔１〕～〔３〕のいずれか一項に記載の風力発電施設用鋼板の製造方法であって、連続鋳造によって、厚みがｔｓ、かつ表面からｔｓ／２の深さ位置のポロシティ体積が１．０×１０－３ｃｍ３／ｇ以下であるスラブを得る連続鋳造工程と、前記スラブを１０２０～１０７０℃に加熱し、加熱された前記スラブに粗圧延を行い、粗圧延スラブを得る粗圧延工程と、前記粗圧延スラブに、表面温度がオーステナイト未再結晶域で、かつ８００℃以上となる条件で、形状比が０．５０以上となる条件のパスを１回以上含む複数パスの仕上圧延を行い、鋼板を得る仕上圧延工程と、前記鋼板を表面温度が８００℃以上の温度から３００～４００℃の温度まで水冷する水冷工程と、前記水冷工程後の前記鋼板を、板幅が３０００ｍｍ以上となるように切断する切断工程と、を備え、前記連続鋳造の際、長手方向の鋳造速度を０．５～１．３ｍ／ｍｉｎ．とし、厚み方向に圧下速度０．６～１．０ｍｍ／ｍｉｎ．で圧下する。
〔５〕上記〔４〕に記載の風力発電施設用鋼板の製造方法は、前記連続鋳造工程において、未凝固部を含む前記スラブを圧下ロールにより、中心部の固相率が０．７５以上１．０未満の範囲で、３ｍｍ以上３０ｍｍ以下の圧下を行ってもよい。
〔２〕上記〔１〕に記載の風力発電施設用鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．１０～０．４０％、Ｍｏ：０．０２～０．１５％、Ｖ：０．０２～０．１５％、Ｂ：０．０００１～０．００２０％、Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、およびＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％、からなる群から選択された一種以上を含有してもよい。
〔３〕上記〔１〕または〔２〕に記載の風力発電施設用鋼板は、引張強さが４４０ＭＰａ以上５９９ＭＰａ以下であってもよい。
〔４〕本発明の別の態様に係る風力発電施設用鋼板の製造方法は、上記〔１〕～〔３〕のいずれか一項に記載の風力発電施設用鋼板の製造方法であって、連続鋳造によって、厚みがｔｓ、かつ表面からｔｓ／２の深さ位置のポロシティ体積が１．０×１０－３ｃｍ３／ｇ以下であるスラブを得る連続鋳造工程と、前記スラブを１０２０～１０７０℃に加熱し、加熱された前記スラブに粗圧延を行い、粗圧延スラブを得る粗圧延工程と、前記粗圧延スラブに、表面温度がオーステナイト未再結晶域で、かつ８００℃以上となる条件で、形状比が０．５０以上となる条件のパスを１回以上含む複数パスの仕上圧延を行い、鋼板を得る仕上圧延工程と、前記鋼板を表面温度が８００℃以上の温度から３００～４００℃の温度まで水冷する水冷工程と、前記水冷工程後の前記鋼板を、板幅が３０００ｍｍ以上となるように切断する切断工程と、を備え、前記連続鋳造の際、長手方向の鋳造速度を０．５～１．３ｍ／ｍｉｎ．とし、厚み方向に圧下速度０．６～１．０ｍｍ／ｍｉｎ．で圧下する。
〔５〕上記〔４〕に記載の風力発電施設用鋼板の製造方法は、前記連続鋳造工程において、未凝固部を含む前記スラブを圧下ロールにより、中心部の固相率が０．７５以上１．０未満の範囲で、３ｍｍ以上３０ｍｍ以下の圧下を行ってもよい。
【発明の効果】
【0017】
本発明の上記態様によれば、優れた低温靭性および高い強度を備え、板厚が６０ｍｍ以上であり、かつ板幅が３０００ｍｍ以上である、風力発電施設用鋼板およびその製造方法を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【0018】
１．風力発電施設用鋼板
以下、本発明の一実施形態に係る風力発電施設用鋼板（本実施形態に係る風力発電施設用鋼板）について説明する。化学組成について、各元素の含有量の「％」は、「質量％」を意味する。また、「～」を挟んで示される範囲は、その両端の値を、下限値または上限値として含む。すなわち、０．０５～０．１０％は、０．０５％以上、０．１０％以下であることを示す。
風力発電施設用鋼板とは風力発電のためのタワー（塔）に用いる鋼板だけではなく、そのタワーの基礎として用いる鋼板も含む。
以下、本発明の一実施形態に係る風力発電施設用鋼板（本実施形態に係る風力発電施設用鋼板）について説明する。化学組成について、各元素の含有量の「％」は、「質量％」を意味する。また、「～」を挟んで示される範囲は、その両端の値を、下限値または上限値として含む。すなわち、０．０５～０．１０％は、０．０５％以上、０．１０％以下であることを示す。
風力発電施設用鋼板とは風力発電のためのタワー（塔）に用いる鋼板だけではなく、そのタワーの基礎として用いる鋼板も含む。
【0019】
（化学組成）
Ｃ：０．０５～０．１０％
Ｃは、鋼材の強度上昇に極めて有効な元素である。その含有量が０．０５％未満では所望の強度確保ができず、また組織微細化が不十分となり低温靭性が劣化する。そのため、Ｃ含有量を０．０５％以上とする。Ｃ含有量は、０．０６％以上とすることが好ましい。
一方、Ｃ含有量が０．１０％を超えると、鋼材中に局所的に硬化した部位ができて靭性が悪化する。よって、Ｃ含有量は、０．１０％以下とする。Ｃ含有量は、０．０９％以下とするのが好ましい。
Ｃ：０．０５～０．１０％
Ｃは、鋼材の強度上昇に極めて有効な元素である。その含有量が０．０５％未満では所望の強度確保ができず、また組織微細化が不十分となり低温靭性が劣化する。そのため、Ｃ含有量を０．０５％以上とする。Ｃ含有量は、０．０６％以上とすることが好ましい。
一方、Ｃ含有量が０．１０％を超えると、鋼材中に局所的に硬化した部位ができて靭性が悪化する。よって、Ｃ含有量は、０．１０％以下とする。Ｃ含有量は、０．０９％以下とするのが好ましい。
【0020】
Ｓｉ：０．１０～０．４５％
Ｓｉは、脱酸工程において脱酸材として必要な元素である。また、強度の向上にも有効な元素である。十分な脱酸効果及び強度向上の効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．１０％以上とする。Ｓｉ含有量は、０．１５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｓｉ含有量が０．４５％を超えると鋼材中にマルテンサイト・オーステナイト混合相（ＭＡ）が局所的に生成して靭性が悪化する。よって、Ｓｉ含有量は、０．４５％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．４０％以下とするのが好ましい。
Ｓｉは、脱酸工程において脱酸材として必要な元素である。また、強度の向上にも有効な元素である。十分な脱酸効果及び強度向上の効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．１０％以上とする。Ｓｉ含有量は、０．１５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｓｉ含有量が０．４５％を超えると鋼材中にマルテンサイト・オーステナイト混合相（ＭＡ）が局所的に生成して靭性が悪化する。よって、Ｓｉ含有量は、０．４５％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．４０％以下とするのが好ましい。
【0021】
Ｍｎ：１．２０～１．６０％
Ｍｎは、鋼の焼入性を高め、鋼材の強度および靭性を高める元素である。Ｍｎ含有量が１．２０％未満では、これらの効果が得られない。よって、Ｍｎ含有量は、１．２０％以上とする。Ｍｎ含有量は、１．２５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が１．６０％を超えると、鋼材の強度上昇に伴い硬度が上昇し、靭性が悪化する。よって、Ｍｎ含有量は、１．６０％以下とする。Ｍｎ含有量は、１．５７％以下とするのが好ましい。
Ｍｎは、鋼の焼入性を高め、鋼材の強度および靭性を高める元素である。Ｍｎ含有量が１．２０％未満では、これらの効果が得られない。よって、Ｍｎ含有量は、１．２０％以上とする。Ｍｎ含有量は、１．２５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が１．６０％を超えると、鋼材の強度上昇に伴い硬度が上昇し、靭性が悪化する。よって、Ｍｎ含有量は、１．６０％以下とする。Ｍｎ含有量は、１．５７％以下とするのが好ましい。
【0022】
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、通常、鋼中に不純物として含まれる元素である。Ｐ含有量が０．０２０％を超えると、Ｐが粒界に偏析し、ＨＡＺ靭性が大きく劣化する。このため、Ｐ含有量は、０．０２０％以下とする。Ｐ含有量は可能な限り低減することが好ましいが、製造性の観点から、通常、Ｐ含有量は、０．００１％以上となる。
Ｐは、通常、鋼中に不純物として含まれる元素である。Ｐ含有量が０．０２０％を超えると、Ｐが粒界に偏析し、ＨＡＺ靭性が大きく劣化する。このため、Ｐ含有量は、０．０２０％以下とする。Ｐ含有量は可能な限り低減することが好ましいが、製造性の観点から、通常、Ｐ含有量は、０．００１％以上となる。
【0023】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、通常、鋼中に不純物として含まれる元素であり、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の低温靭性や延性を劣化させる元素である。このため、Ｓ含有量は、０．００５％以下とする。Ｓ含有量は可能な限り低減するのが好ましいが、製造性の観点から、通常、Ｓ含有量は、０．００１％以上となる。
Ｓは、通常、鋼中に不純物として含まれる元素であり、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の低温靭性や延性を劣化させる元素である。このため、Ｓ含有量は、０．００５％以下とする。Ｓ含有量は可能な限り低減するのが好ましいが、製造性の観点から、通常、Ｓ含有量は、０．００１％以上となる。
【0024】
Ｃｕ：０．１０～０．５０％
Ｎｉ：０．１０～０．５０％
ＣｕおよびＮｉは、靭性に悪影響を与えずに強度を高めることができる元素である。このため、いずれの元素も０．１０％以上含有させる。Ｃｕ含有量およびＮｉ含有量は、それぞれ、０．１５％以上とするのが好ましい。
一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、粒界に偏析して粒界割れの原因となる。また、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると、スケール生成時に母材界面で濃化し、母材とスケールの剥離性を悪化させることで、スラブ割れの原因となる。よって、いずれの元素も含有量は０．５０％以下とする。Ｃｕ含有量およびＮｉ含有量は、それぞれ０．４５％以下とするのが好ましい。
Ｎｉ：０．１０～０．５０％
ＣｕおよびＮｉは、靭性に悪影響を与えずに強度を高めることができる元素である。このため、いずれの元素も０．１０％以上含有させる。Ｃｕ含有量およびＮｉ含有量は、それぞれ、０．１５％以上とするのが好ましい。
一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、粒界に偏析して粒界割れの原因となる。また、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると、スケール生成時に母材界面で濃化し、母材とスケールの剥離性を悪化させることで、スラブ割れの原因となる。よって、いずれの元素も含有量は０．５０％以下とする。Ｃｕ含有量およびＮｉ含有量は、それぞれ０．４５％以下とするのが好ましい。
【0025】
Ｔｉ：０．００３～０．０４０％
Ｔｉは、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成し、スラブ表面および鋼材表面の割れの原因となるＡｌＮなどの介在物を低減する（清浄性を高める）元素である。さらに、Ｔｉは、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し、鋼材の強度を上昇させ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、Ｔｉ含有量は０．００３％以上とする。Ｔｉ含有量は、０．０１０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｔｉ含有量が０．０４０％を超えると、析出物が粗大化し、母材靱性が劣化することがある。よって、Ｔｉ含有量は、０．０４０％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．０３８％以下とするのが好ましい。
Ｔｉは、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成し、スラブ表面および鋼材表面の割れの原因となるＡｌＮなどの介在物を低減する（清浄性を高める）元素である。さらに、Ｔｉは、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し、鋼材の強度を上昇させ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、Ｔｉ含有量は０．００３％以上とする。Ｔｉ含有量は、０．０１０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｔｉ含有量が０．０４０％を超えると、析出物が粗大化し、母材靱性が劣化することがある。よって、Ｔｉ含有量は、０．０４０％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．０３８％以下とするのが好ましい。
【0026】
Ａｌ：０．０１０～０．０６０％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、溶鋼脱酸プロセスに於いて、もっとも汎用的に使われる元素である。また、Ａｌは、鋼中の固溶Ｎを固定してＡｌＮを形成することにより、結晶粒の粗大化を抑制する効果を有する元素である。Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、これらの効果が得られない。そのため、Ａｌ含有量を０．０１０％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１５％以上とすることが好ましい。
一方、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えると、溶接時にＡｌが溶接金属に混入して、溶接金属の靭性が劣化する。よって、Ａｌ含有量は、０．０６０％以下とする。Ａｌ含有量は、０．０５５％と以下するのが好ましい。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、溶鋼脱酸プロセスに於いて、もっとも汎用的に使われる元素である。また、Ａｌは、鋼中の固溶Ｎを固定してＡｌＮを形成することにより、結晶粒の粗大化を抑制する効果を有する元素である。Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、これらの効果が得られない。そのため、Ａｌ含有量を０．０１０％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１５％以上とすることが好ましい。
一方、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えると、溶接時にＡｌが溶接金属に混入して、溶接金属の靭性が劣化する。よって、Ａｌ含有量は、０．０６０％以下とする。Ａｌ含有量は、０．０５５％と以下するのが好ましい。
【0027】
Ｎｂ：０．０１０～０．０４０％
Ｎｂは、オーステナイト未再結晶域を拡大させるために有効な元素であり、結晶粒の微細化に寄与し、強度および靭性を改善する元素である。このため、Ｎｂ含有量を０．０１０％以上とする。Ｎｂ含有量は０．０１５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が０．０４０％を超えると、粗大な炭化物が生成し、靭性が低下する。よって、Ｎｂ含有量は、０．０４０％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．０３８％以下とするのが好ましい。
Ｎｂは、オーステナイト未再結晶域を拡大させるために有効な元素であり、結晶粒の微細化に寄与し、強度および靭性を改善する元素である。このため、Ｎｂ含有量を０．０１０％以上とする。Ｎｂ含有量は０．０１５％以上とすることが好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が０．０４０％を超えると、粗大な炭化物が生成し、靭性が低下する。よって、Ｎｂ含有量は、０．０４０％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．０３８％以下とするのが好ましい。
【0028】
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、通常、不純物として含有される元素である。Ｎ含有量が、０．００６％を超えると、Ｎが粒界に偏析し、窒化物が粗大化し、靭性が低下する。このため、Ｎ含有量は、０．００６％以下とする。Ｎ含有量は、可能な限り低減するのが好ましいが、製造性の観点から、通常、Ｎ含有量は、０．００２％以上となる。
Ｎは、通常、不純物として含有される元素である。Ｎ含有量が、０．００６％を超えると、Ｎが粒界に偏析し、窒化物が粗大化し、靭性が低下する。このため、Ｎ含有量は、０．００６％以下とする。Ｎ含有量は、可能な限り低減するのが好ましいが、製造性の観点から、通常、Ｎ含有量は、０．００２％以上となる。
【0029】
Ｏ：０．０１０％以下
Ｏは、通常、不純物として含有される元素である。Ｏ含有量が、０．０１０％を超えると、破壊起点となり得る粗大な酸化物を形成しやすくなる。そのため、Ｏ含有量は、０．０１０％以下とする。Ｏ含有量は少ないほど好ましいが、製造性の観点から、通常、Ｏ含有量は、０．００１％以上となる。
Ｏは、通常、不純物として含有される元素である。Ｏ含有量が、０．０１０％を超えると、破壊起点となり得る粗大な酸化物を形成しやすくなる。そのため、Ｏ含有量は、０．０１０％以下とする。Ｏ含有量は少ないほど好ましいが、製造性の観点から、通常、Ｏ含有量は、０．００１％以上となる。
【0030】
本実施形態に係る風力発電施設用鋼板の化学組成は、上記の各元素をそれぞれ規定される範囲で含有し、残部は、Ｆｅおよび不純物からなることを基本とする。
しかしながら、本実施形態に係る風力発電施設用鋼板の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ：０．４０％以下、Ｍｏ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｂ：０．００２０％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下およびＲＥＭ：０．０１００％以下からなる群から選択された一種以上を含有するものでもよい。以下、各元素の限定理由について説明する。これらの元素は、必ずしも含有する必要がないので、下限は０％である。
不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。
しかしながら、本実施形態に係る風力発電施設用鋼板の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ：０．４０％以下、Ｍｏ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｂ：０．００２０％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下およびＲＥＭ：０．０１００％以下からなる群から選択された一種以上を含有するものでもよい。以下、各元素の限定理由について説明する。これらの元素は、必ずしも含有する必要がないので、下限は０％である。
不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。
【0031】
Ｃｒ：０～０．４０％
Ｃｒは、フェライト変態を抑制して焼入性を上げる元素であり、強度向上に有効な元素である。そのため、含有させてもよい。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、０．１５％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｃｒ含有量が０．４０％を超えると、鋼材の靭性が悪くなる。このため、Ｃｒ含有量は０．４０％以下とする。Ｃｒ含有量は、０．３５％以下とするのが好ましい。
Ｃｒは、フェライト変態を抑制して焼入性を上げる元素であり、強度向上に有効な元素である。そのため、含有させてもよい。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、０．１５％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｃｒ含有量が０．４０％を超えると、鋼材の靭性が悪くなる。このため、Ｃｒ含有量は０．４０％以下とする。Ｃｒ含有量は、０．３５％以下とするのが好ましい。
【0032】
Ｍｏ：０～０．１５％
Ｍｏは、鋼材の焼入性を高め、母材強度の向上に寄与する元素である。そのため、含有させてもよい。この効果を得るにはＭｏ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、０．０３％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｍｏ含有量が過剰となると、溶接性が著しく低下する。このため、Ｍｏ含有量は０．１５％以下とする。Ｍｏ含有量は、０．１０％以下とするのが好ましい。
Ｍｏは、鋼材の焼入性を高め、母材強度の向上に寄与する元素である。そのため、含有させてもよい。この効果を得るにはＭｏ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、０．０３％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｍｏ含有量が過剰となると、溶接性が著しく低下する。このため、Ｍｏ含有量は０．１５％以下とする。Ｍｏ含有量は、０．１０％以下とするのが好ましい。
【0033】
Ｖ：０～０．１５％
Ｖは、炭窒化物を形成し、鋼材を析出強化する作用を有する元素である。そのため、含有させてもよい。この効果を得るにはＶ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、０．０５％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｖ含有量が過剰となると、その効果が飽和して経済合理性が悪化する。このため、Ｖ含有量は０．１５％以下とする。Ｖ含有量は、０．１３％以下とするのが好ましい。
Ｖは、炭窒化物を形成し、鋼材を析出強化する作用を有する元素である。そのため、含有させてもよい。この効果を得るにはＶ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、０．０５％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｖ含有量が過剰となると、その効果が飽和して経済合理性が悪化する。このため、Ｖ含有量は０．１５％以下とする。Ｖ含有量は、０．１３％以下とするのが好ましい。
【0034】
Ｂ：０～０．００２０％
Ｂは、鋼材の焼入性を高め、母材強度の向上に寄与する元素である。そのため、含有させてもよい。この効果を得るには、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、０．０００４％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｂ含有量が過剰となると、フェライト粒が顕著に微細化され、溶接性が著しく低下する。このため、Ｂ含有量は０．００２０％以下とする。Ｂ含有量は、０．００１８％以下とするのが好ましい。
Ｂは、鋼材の焼入性を高め、母材強度の向上に寄与する元素である。そのため、含有させてもよい。この効果を得るには、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、０．０００４％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｂ含有量が過剰となると、フェライト粒が顕著に微細化され、溶接性が著しく低下する。このため、Ｂ含有量は０．００２０％以下とする。Ｂ含有量は、０．００１８％以下とするのが好ましい。
【0035】
Ｃａ：０～０．０１００％
Ｍｇ：０～０．０１００％
ＲＥＭ：０～０．０１００％
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、粒内フェライトの析出核となる酸化物または硫化物を生成する元素である。また、硫化物の形態を制御し、低温靱性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。これらの効果を得るため、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量およびＲＥＭ含有量は、それぞれ０．０００５％以上であることが好ましい。一方、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを過剰に含有させると、ＣａおよびＭｇ系の大型介在物またはクラスターが生成して鋼の清浄度が劣化する。したがって、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量およびＲＥＭ含有量は、それぞれ０．０１００％以下とする。
ここで、ＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）の１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれら元素の合計含有量である。
Ｍｇ：０～０．０１００％
ＲＥＭ：０～０．０１００％
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、粒内フェライトの析出核となる酸化物または硫化物を生成する元素である。また、硫化物の形態を制御し、低温靱性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。これらの効果を得るため、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量およびＲＥＭ含有量は、それぞれ０．０００５％以上であることが好ましい。一方、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを過剰に含有させると、ＣａおよびＭｇ系の大型介在物またはクラスターが生成して鋼の清浄度が劣化する。したがって、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量およびＲＥＭ含有量は、それぞれ０．０１００％以下とする。
ここで、ＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）の１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれら元素の合計含有量である。
【0036】
（ミクロ組織）
本実施形態に係る風力発電施設用鋼板のミクロ組織は、高強度と高靭性とを両立するべく、フェライトおよびベイナイトの混合組織である。ミクロ組織については、鋼板全体の平均的な組織となる、表面からｔ／４（ｔ：板厚）の深さ位置におけるミクロ組織を観察する。また、ミクロ組織についての「％」は、「面積％」を意味する。
本実施形態に係る風力発電施設用鋼板のミクロ組織は、高強度と高靭性とを両立するべく、フェライトおよびベイナイトの混合組織である。ミクロ組織については、鋼板全体の平均的な組織となる、表面からｔ／４（ｔ：板厚）の深さ位置におけるミクロ組織を観察する。また、ミクロ組織についての「％」は、「面積％」を意味する。
【0037】
フェライト：５０～８０％
ベイナイト：２０～５０％
他の組織：０～１．０％
フェライトは、鋼板の靭性を向上させるため、ミクロ組織中に５０％以上存在している。フェライトの面積率は、好ましくは５５％以上である。しかしながら、フェライトの面積率が８０％を超えると、十分な強度を得ることができなくなる。そのため、フェライトの面積率は８０％以下とする。好ましくは７５％以下である。本実施形態において、フェライトは、アシキュラーフェライトやアスペクト比の大きい加工フェライトではなく、いわゆるポリゴナルフェライトである。
一方、ベイナイトは、鋼板の強度を高める役割を果たすため、ミクロ組織中に２０％以上存在している。ベイナイトの面積率は、好ましくは２５％以上である。しかしながら、ベイナイトの面積率が５０％を超えると、靭性劣化を引き起こす。そのため、ベイナイトの面積率を５０％以下とする。好ましくは４５％以下である。
本実施形態に係る風力発電施設用鋼板では、フェライト、ベイナイト以外に、１．０％以下であれば、その他の組織を含んでもよい。本実施形態に係る風力発電施設用鋼板の化学組成、製造方法を前提とすると、フェライトおよびベイナイト以外の組織としてマルテンサイト・オーステナイト混合相（ＭＡ）が形成される場合がある。
ベイナイト：２０～５０％
他の組織：０～１．０％
フェライトは、鋼板の靭性を向上させるため、ミクロ組織中に５０％以上存在している。フェライトの面積率は、好ましくは５５％以上である。しかしながら、フェライトの面積率が８０％を超えると、十分な強度を得ることができなくなる。そのため、フェライトの面積率は８０％以下とする。好ましくは７５％以下である。本実施形態において、フェライトは、アシキュラーフェライトやアスペクト比の大きい加工フェライトではなく、いわゆるポリゴナルフェライトである。
一方、ベイナイトは、鋼板の強度を高める役割を果たすため、ミクロ組織中に２０％以上存在している。ベイナイトの面積率は、好ましくは２５％以上である。しかしながら、ベイナイトの面積率が５０％を超えると、靭性劣化を引き起こす。そのため、ベイナイトの面積率を５０％以下とする。好ましくは４５％以下である。
本実施形態に係る風力発電施設用鋼板では、フェライト、ベイナイト以外に、１．０％以下であれば、その他の組織を含んでもよい。本実施形態に係る風力発電施設用鋼板の化学組成、製造方法を前提とすると、フェライトおよびベイナイト以外の組織としてマルテンサイト・オーステナイト混合相（ＭＡ）が形成される場合がある。
【0038】
フェライトの平均結晶粒径：２５．０～５０．０μｍ
鋼板の強度および低温靭性を向上させるには、フェライトの平均結晶粒径を小さくすることが必要である。表面からｔ／４（ｔ：板厚）の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径が５０．０μｍを超えると低温靭性の悪化が顕著となる。そのため、フェライトの平均結晶粒径は５０．０μｍ以下とする。フェライトの平均結晶粒径は４５．０μｍ以下とすることが好ましい。一方、フェライトの平均結晶粒径が小さくなるほど、強度および靭性は大きくなるが、工業生産上、結晶粒径を小さくすることには限界がある。よって、フェライトの平均結晶粒径の実質的な下限は、２５．０μｍとなる。
鋼板の強度および低温靭性を向上させるには、フェライトの平均結晶粒径を小さくすることが必要である。表面からｔ／４（ｔ：板厚）の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径が５０．０μｍを超えると低温靭性の悪化が顕著となる。そのため、フェライトの平均結晶粒径は５０．０μｍ以下とする。フェライトの平均結晶粒径は４５．０μｍ以下とすることが好ましい。一方、フェライトの平均結晶粒径が小さくなるほど、強度および靭性は大きくなるが、工業生産上、結晶粒径を小さくすることには限界がある。よって、フェライトの平均結晶粒径の実質的な下限は、２５．０μｍとなる。
【0039】
本実施形態に係る風力発電施設用鋼板のミクロ組織は、以下の方法で観察する。
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）の、表面からｔ／４の深さ位置を、鏡面研磨してからレペラ腐食を行い、倍率５００倍で５視野を光学顕微鏡で観察し、画像解析による二値化処理によって、フェライトとベイナイトとの合計面積率と、残部であるＭＡの面積率を算出する。具体的には、ＭＡは白く、フェライトとベイナイトとはグレーに表示されるので、例えば、０を黒、２５５を白とした場合に、閾値を１７０として二値化を行い、画像処理によって、それぞれの面積率を求める。
また、フェライトとベイナイトとそれぞれの面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）の、表面からｔ／４の深さ位置を、鏡面研磨してからコロイダルシリカで仕上研磨をした後、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）法を用いて測定する。得られたデータをＴＳＬソリューションズ社製のＯＩＭにより結晶方位差が１５度以上の大傾角粒界で囲まれた領域を結晶粒とし、結晶粒内の結晶方位差の平均値を表すＧＡＭ値を用いて解析することにより、フェライトとベイナイトとを分離する。具体的には、ＧＡＭ値が０．５以下の結晶粒をフェライトとして面積率を算出する。また、それ以外をベイナイト及び残部の面積率とする。ＭＡはベイナイト内で観察されることから、ＭＡが観察されたものに関しては、上記のＥＢＳＤ法で測定・算出したベイナイト面積率からＭＡ面積率を減算し、これをベイナイト面積率とする。
フェライトの平均結晶粒径は、上述のフェライトの面積率を算出する際に、ＴＳＬソリューションズ社製のＯＩＭにより１５度以上の大傾角粒界で囲まれ、ＧＡＭ値が０．５以下の領域における円相当直径を算出し、観察視野において測定された円相当直径の平均値として算出する。
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）の、表面からｔ／４の深さ位置を、鏡面研磨してからレペラ腐食を行い、倍率５００倍で５視野を光学顕微鏡で観察し、画像解析による二値化処理によって、フェライトとベイナイトとの合計面積率と、残部であるＭＡの面積率を算出する。具体的には、ＭＡは白く、フェライトとベイナイトとはグレーに表示されるので、例えば、０を黒、２５５を白とした場合に、閾値を１７０として二値化を行い、画像処理によって、それぞれの面積率を求める。
また、フェライトとベイナイトとそれぞれの面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）の、表面からｔ／４の深さ位置を、鏡面研磨してからコロイダルシリカで仕上研磨をした後、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）法を用いて測定する。得られたデータをＴＳＬソリューションズ社製のＯＩＭにより結晶方位差が１５度以上の大傾角粒界で囲まれた領域を結晶粒とし、結晶粒内の結晶方位差の平均値を表すＧＡＭ値を用いて解析することにより、フェライトとベイナイトとを分離する。具体的には、ＧＡＭ値が０．５以下の結晶粒をフェライトとして面積率を算出する。また、それ以外をベイナイト及び残部の面積率とする。ＭＡはベイナイト内で観察されることから、ＭＡが観察されたものに関しては、上記のＥＢＳＤ法で測定・算出したベイナイト面積率からＭＡ面積率を減算し、これをベイナイト面積率とする。
フェライトの平均結晶粒径は、上述のフェライトの面積率を算出する際に、ＴＳＬソリューションズ社製のＯＩＭにより１５度以上の大傾角粒界で囲まれ、ＧＡＭ値が０．５以下の領域における円相当直径を算出し、観察視野において測定された円相当直径の平均値として算出する。
【0040】
表面からｔ／２の深さ位置（ｔ：板厚）におけるポロシティ体積：０．２０×１０－３ｃｍ３／ｇ以下
鋼板に存在するポロシティは、鋼板の靭性や引張強さの劣化の原因となる。本実施形態に係る風力発電施設用鋼板は、優れた低温靭性および高い強度を得るため、表面からｔ／２の深さ位置におけるポロシティ体積を０．２０×１０－３ｃｍ３／ｇ以下とする。表面からｔ／２の深さ位置におけるポロシティ体積を規定するのは、この位置にポロシティが残存しやすいためである。
ポロシティ体積は、少ないほど好ましいが、５．０×１０－６ｃｍ３／ｇ未満にするには、製造負荷が著しく高くなるので、ポロシティ体積は５．０×１０－６ｃｍ３／ｇ以上であってもよい。
鋼板に存在するポロシティは、鋼板の靭性や引張強さの劣化の原因となる。本実施形態に係る風力発電施設用鋼板は、優れた低温靭性および高い強度を得るため、表面からｔ／２の深さ位置におけるポロシティ体積を０．２０×１０－３ｃｍ３／ｇ以下とする。表面からｔ／２の深さ位置におけるポロシティ体積を規定するのは、この位置にポロシティが残存しやすいためである。
ポロシティ体積は、少ないほど好ましいが、５．０×１０－６ｃｍ３／ｇ未満にするには、製造負荷が著しく高くなるので、ポロシティ体積は５．０×１０－６ｃｍ３／ｇ以上であってもよい。
【0041】
表面からｔ／２の深さ位置のポロシティ体積は、以下の方法で測定する。
ＪＩＳ Ｚ８８０７：２０１２の規定にされている比重測定方法に従って、比重を算出する。具体的には、鋼板の厚さ方向を含む断面において、表面からｔ／２（ｔ：板厚）の深さ位置および表面からｔ／４の深さ位置それぞれからサンプルを採取して、それぞれの位置の比重（ρt/2、ρt/4）を求める。そして、ｔ／４の深さ位置をポロシティ欠陥が少ない定常部であるものとして、表面からｔ／２の深さ位置およびｔ／４の深さ位置における比重の逆数差を、下記式に基づいて求め、表面からｔ／２の深さ位置のポロシティ体積とする。
表面からｔ／２の深さ位置のポロシティ体積（ｃｍ３／ｇ）＝１／ρt/2－１／ρt/4
ＪＩＳ Ｚ８８０７：２０１２の規定にされている比重測定方法に従って、比重を算出する。具体的には、鋼板の厚さ方向を含む断面において、表面からｔ／２（ｔ：板厚）の深さ位置および表面からｔ／４の深さ位置それぞれからサンプルを採取して、それぞれの位置の比重（ρt/2、ρt/4）を求める。そして、ｔ／４の深さ位置をポロシティ欠陥が少ない定常部であるものとして、表面からｔ／２の深さ位置およびｔ／４の深さ位置における比重の逆数差を、下記式に基づいて求め、表面からｔ／２の深さ位置のポロシティ体積とする。
表面からｔ／２の深さ位置のポロシティ体積（ｃｍ３／ｇ）＝１／ρt/2－１／ρt/4
【0042】
（板厚：６０ｍｍ以上、板幅：３０００ｍｍ以上）
本実施形態に係る風力発電施設用鋼板は、風力発電施設の大型化、施工性の改善の観点から、板厚が６０ｍｍ以上、板幅が３０００ｍｍ以上という、極厚でかつ幅広の鋼板とする。このような板厚、板幅であっても、上述した化学組成、ミクロ組織等を有することで、風力発電施設用鋼板に求められる高い強度と優れた靭性とを両立することができる。
本実施形態に係る風力発電施設用鋼板の板厚は限定されないが、ポロシティの圧着の観点からは１１０ｍｍが実質的な上限である。また、板幅は、製造可能なスラブから板厚６０ｍｍの鋼板を製造することを考えると、実質的に４５００ｍｍ以下となる。
本実施形態に係る風力発電施設用鋼板は、高い強度及び優れた靭性として、具体的には、引張強さ（ＴＳ）が４４０ＭＰａ以上であり、－５０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－５０）が５０Ｊ以上であることを目標とする。引張強さは、加工性の観点から５９９ＭＰａ以下であることが好ましい。
本実施形態に係る風力発電施設用鋼板は、風力発電施設の大型化、施工性の改善の観点から、板厚が６０ｍｍ以上、板幅が３０００ｍｍ以上という、極厚でかつ幅広の鋼板とする。このような板厚、板幅であっても、上述した化学組成、ミクロ組織等を有することで、風力発電施設用鋼板に求められる高い強度と優れた靭性とを両立することができる。
本実施形態に係る風力発電施設用鋼板の板厚は限定されないが、ポロシティの圧着の観点からは１１０ｍｍが実質的な上限である。また、板幅は、製造可能なスラブから板厚６０ｍｍの鋼板を製造することを考えると、実質的に４５００ｍｍ以下となる。
本実施形態に係る風力発電施設用鋼板は、高い強度及び優れた靭性として、具体的には、引張強さ（ＴＳ）が４４０ＭＰａ以上であり、－５０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－５０）が５０Ｊ以上であることを目標とする。引張強さは、加工性の観点から５９９ＭＰａ以下であることが好ましい。
【0043】
２．風力発電施設用鋼板の製造方法
本実施形態に係る風力発電施設用鋼板は、下記（Ｉ）～（Ｖ）の工程を備える製造方法により製造することが可能である。
（Ｉ）連続鋳造によって、厚みがｔｓ、かつ表面からｔｓ／２の深さ位置のポロシティ体積が１．０×１０－３ｃｍ３／ｇ以下であるスラブを得る連続鋳造工程、
（ＩＩ）前記スラブを１０２０～１０７０℃に加熱し、加熱された前記スラブに粗圧延を行い、粗圧延スラブを得る粗圧延工程、
（ＩＩＩ）前記粗圧延スラブに、表面温度がオーステナイト未再結晶域で、かつ８００℃以上となる条件で、形状比が０．５０以上となる条件のパスを１回以上含む複数パスの仕上圧延を行い、鋼板を得る仕上圧延工程、
（ＩＶ）前記鋼板を直ちに水冷して、その表面温度を８００℃以上の温度から３００～４００℃の温度とする水冷工程。
（Ｖ）水冷した鋼板を、その板幅が３０００ｍｍ以上となるように切断する切断工程。
本実施形態に係る風力発電施設用鋼板は、下記（Ｉ）～（Ｖ）の工程を備える製造方法により製造することが可能である。
（Ｉ）連続鋳造によって、厚みがｔｓ、かつ表面からｔｓ／２の深さ位置のポロシティ体積が１．０×１０－３ｃｍ３／ｇ以下であるスラブを得る連続鋳造工程、
（ＩＩ）前記スラブを１０２０～１０７０℃に加熱し、加熱された前記スラブに粗圧延を行い、粗圧延スラブを得る粗圧延工程、
（ＩＩＩ）前記粗圧延スラブに、表面温度がオーステナイト未再結晶域で、かつ８００℃以上となる条件で、形状比が０．５０以上となる条件のパスを１回以上含む複数パスの仕上圧延を行い、鋼板を得る仕上圧延工程、
（ＩＶ）前記鋼板を直ちに水冷して、その表面温度を８００℃以上の温度から３００～４００℃の温度とする水冷工程。
（Ｖ）水冷した鋼板を、その板幅が３０００ｍｍ以上となるように切断する切断工程。
【0044】
［連続鋳造工程］
連続鋳造工程によって得られるスラブについては、設備上の制約から、その厚さは２００～４００ｍｍである。そのため、板厚６０ｍｍ以上の極厚鋼板を製造する場合、圧延工程（粗圧延及び仕上圧延）での総圧下量を小さくせざるを得ない。このため、初期スラブにポロシティが多く含まれている場合には、圧延後の鋼板にポロシティが残存し、内部欠陥となる。よって、鋼板のポロシティ体積を低減するため、スラブの表面からｔｓ／２（ｔｓ：スラブ厚）の深さ位置のポロシティ体積は、１．０×１０－３ｃｍ３／ｇ以下であることを要する。
ポロシティ体積を１．０×１０－３ｃｍ３／ｇ以下とするためには、例えば、連続鋳造時の鋳造速度を低速化する、すなわち、連続鋳造時の長手方向の鋳造速度を０．５～１．３ｍ／ｍｉｎ．とし、厚み方向に圧下速度０．６～１．０ｍｍ／ｍｉｎ．で圧下することにより得ることができる。スラブのポロシティ体積はスラブの比重から換算することができる。詳細な測定方法に関しては後述する。
連続鋳造工程によって得られるスラブについては、設備上の制約から、その厚さは２００～４００ｍｍである。そのため、板厚６０ｍｍ以上の極厚鋼板を製造する場合、圧延工程（粗圧延及び仕上圧延）での総圧下量を小さくせざるを得ない。このため、初期スラブにポロシティが多く含まれている場合には、圧延後の鋼板にポロシティが残存し、内部欠陥となる。よって、鋼板のポロシティ体積を低減するため、スラブの表面からｔｓ／２（ｔｓ：スラブ厚）の深さ位置のポロシティ体積は、１．０×１０－３ｃｍ３／ｇ以下であることを要する。
ポロシティ体積を１．０×１０－３ｃｍ３／ｇ以下とするためには、例えば、連続鋳造時の鋳造速度を低速化する、すなわち、連続鋳造時の長手方向の鋳造速度を０．５～１．３ｍ／ｍｉｎ．とし、厚み方向に圧下速度０．６～１．０ｍｍ／ｍｉｎ．で圧下することにより得ることができる。スラブのポロシティ体積はスラブの比重から換算することができる。詳細な測定方法に関しては後述する。
【0045】
連続鋳造工程では、さらに、スラブを製造する際、未凝固部を含むスラブを圧下ロールにより、中心部の固相率が０．７５以上１．０未満の範囲で、３ｍｍ以上３０ｍｍ以下の圧下を行うことが好ましい。
連続鋳造を行う段階からスラブのポロシティ体積を減少させることができれば、最終製品の鋼板のポロシティ体積をより減少させることができる。スラブのポロシティ体積を減少させるには、連続鋳造を行う際、スラブの中心部の固相率（中心固相率）が０．７５以上１．０未満の範囲、すなわちいわゆる凝固末期において、連続鋳造機に付帯する一対の圧下ロールを用いて圧下を行うことが好ましい。
鋳造速度の低速化に加えて、上記の凝固末期の圧下を行うことで、スラブの表面からｔｓ／２（ｔｓ：スラブ厚）の深さ位置のポロシティ体積を、より小さく、例えば０．１５×１０－３ｃｍ３／ｇ以下に低減することができる。
連続鋳造を行う段階からスラブのポロシティ体積を減少させることができれば、最終製品の鋼板のポロシティ体積をより減少させることができる。スラブのポロシティ体積を減少させるには、連続鋳造を行う際、スラブの中心部の固相率（中心固相率）が０．７５以上１．０未満の範囲、すなわちいわゆる凝固末期において、連続鋳造機に付帯する一対の圧下ロールを用いて圧下を行うことが好ましい。
鋳造速度の低速化に加えて、上記の凝固末期の圧下を行うことで、スラブの表面からｔｓ／２（ｔｓ：スラブ厚）の深さ位置のポロシティ体積を、より小さく、例えば０．１５×１０－３ｃｍ３／ｇ以下に低減することができる。
【0046】
圧下を行う際の中心固相率が０．７５未満では、スラブの厚さ中心部に凝固末期の溶鋼がまだ比較的多く残存しているため、大きな圧下を加えるとスラブ中心部に残っている溶鋼が排出され、母溶鋼に向かって流動する。このため、凝固の進行は必ずしも均一ではなく、冷却むらなどにより凝固シェルの厚さは不均一になるので、圧下時の中心固相率はスラブの位置により変動がある。
中心固相率が０．７５以上の場合には、スラブ内部に存在する凝固末期の溶鋼が少ないので、大きな圧下を加えても溶鋼はほとんど流動せず、その結果、中心偏析状況が悪化することはない。上記の理由から、凝固末期の中心固相率が０．７５以上の状態において圧下する。好ましくは、中心固相率が０．８０以上の状態において圧下する。
また、スラブの上下面の凝固シェルが厚さ中心部で接触してから凝固が完了する（すなわち、中心固相率が１．０となる）までの時期は、液相が閉じ込められると流動できないため、液相から固相に変化する際の密度差によりポロシティ（ザク）が形成されやすい。したがって、この時期に圧下を加えれば、変形抵抗の小さいスラブ内部において圧下を進行させ、ポロシティの形成を抑制することができるので好ましい。
しかしながら、中心固相率が１．０となった後（すなわち、完全に凝固した後）においては、スラブの厚さ中心部の温度は低下しているため、変形抵抗は急激に増大する。このため、中心固相率が１．０になった後に大きな圧下を加えても、ポロシティが分布しているスラブの厚さ中心部は有効に圧下されず、したがって、大きな中心ポロシティは縮小または圧着されないおそれがある。
上記の理由により、中心固相率が０．７５以上１．０未満の凝固末期領域において圧下することが好ましい。さらに、中心固相率が１．０の近傍では完全凝固時における変形抵抗のばらつきも存在するので、中心固相率が０．７５以上０．９５以下の凝固末期領域において圧下することがさらに好ましい。
中心固相率（ｆｓ）は、鋳造中のスラブ厚さ方向中心部における固相率であり、溶鋼の液相線温度（ＴＬ）と固相線温度（ＴＳ）とスラブの厚さ中心における温度（Ｔ）とから、ｆｓ＝（ＴＬ－Ｔ）／（ＴＬ－ＴＳ）により求めることができる。スラブの厚さ中心の温度（Ｔ）が溶鋼の液相線温度（ＴＬ）以上の場合にはｆｓ＝０であり、前記厚さ中心の温度Ｔが溶鋼の固相線温度（ＴＳ）以下の場合にはｆｓ＝１．０である。また、スラブの厚さ中心の温度（Ｔ）は、鋳造速度、スラブの表面冷却、鋳造鋼種の物性などを考慮したスラブ内の非定常伝熱解析計算によって求めることができる。
そして、この凝固末期において、スラブの幅方向中央部における圧下量を３～３０ｍｍとして圧下を行うことが好ましい。圧下量を３～３０ｍｍとして圧下を行うことにより、圧下力の著しい上昇を抑制するとともにポロシティ体積を低減する効果をより得ることが可能となる。したがって、圧下量は３～３０ｍｍとして行う。
中心固相率が０．７５以上の場合には、スラブ内部に存在する凝固末期の溶鋼が少ないので、大きな圧下を加えても溶鋼はほとんど流動せず、その結果、中心偏析状況が悪化することはない。上記の理由から、凝固末期の中心固相率が０．７５以上の状態において圧下する。好ましくは、中心固相率が０．８０以上の状態において圧下する。
また、スラブの上下面の凝固シェルが厚さ中心部で接触してから凝固が完了する（すなわち、中心固相率が１．０となる）までの時期は、液相が閉じ込められると流動できないため、液相から固相に変化する際の密度差によりポロシティ（ザク）が形成されやすい。したがって、この時期に圧下を加えれば、変形抵抗の小さいスラブ内部において圧下を進行させ、ポロシティの形成を抑制することができるので好ましい。
しかしながら、中心固相率が１．０となった後（すなわち、完全に凝固した後）においては、スラブの厚さ中心部の温度は低下しているため、変形抵抗は急激に増大する。このため、中心固相率が１．０になった後に大きな圧下を加えても、ポロシティが分布しているスラブの厚さ中心部は有効に圧下されず、したがって、大きな中心ポロシティは縮小または圧着されないおそれがある。
上記の理由により、中心固相率が０．７５以上１．０未満の凝固末期領域において圧下することが好ましい。さらに、中心固相率が１．０の近傍では完全凝固時における変形抵抗のばらつきも存在するので、中心固相率が０．７５以上０．９５以下の凝固末期領域において圧下することがさらに好ましい。
中心固相率（ｆｓ）は、鋳造中のスラブ厚さ方向中心部における固相率であり、溶鋼の液相線温度（ＴＬ）と固相線温度（ＴＳ）とスラブの厚さ中心における温度（Ｔ）とから、ｆｓ＝（ＴＬ－Ｔ）／（ＴＬ－ＴＳ）により求めることができる。スラブの厚さ中心の温度（Ｔ）が溶鋼の液相線温度（ＴＬ）以上の場合にはｆｓ＝０であり、前記厚さ中心の温度Ｔが溶鋼の固相線温度（ＴＳ）以下の場合にはｆｓ＝１．０である。また、スラブの厚さ中心の温度（Ｔ）は、鋳造速度、スラブの表面冷却、鋳造鋼種の物性などを考慮したスラブ内の非定常伝熱解析計算によって求めることができる。
そして、この凝固末期において、スラブの幅方向中央部における圧下量を３～３０ｍｍとして圧下を行うことが好ましい。圧下量を３～３０ｍｍとして圧下を行うことにより、圧下力の著しい上昇を抑制するとともにポロシティ体積を低減する効果をより得ることが可能となる。したがって、圧下量は３～３０ｍｍとして行う。
【0047】
［粗圧延工程］
スラブは、粗圧延機によって複数パスの粗圧延が施される。その際、幅出しの圧下パスを複数回行うことで、従来よりも幅の広い（３０００ｍｍ以上の）粗圧延スラブとされる。
粗圧延前のスラブは、１０２０～１０７０℃に加熱される。スラブをオーステナイト変態点（Ａｃ３点）以上に加熱、高温に維持することでオーステナイト粒径は粗大化する。加熱温度が高いほど粗大化は促進される。通常、圧延工程で圧下することで細粒化されるが、本実施形態で対象とする鋼板は板厚が厚く板幅が広く、大きな圧下量（累積圧下量及び１パスの圧下量）を確保できない。そのため、加熱温度が１０７０℃を超えると、圧延工程でも細粒化しきれない程度に粒径が粗大化し、最終組織でのフェライト粒径も大きくなる。この場合、靭性が劣化する。このため、スラブ加熱温度は１０７０℃以下とする。加熱温度は１０６０℃以下が好ましく、１０５０℃以下がより好ましい。
一方、粗圧延前の加熱温度が１０２０℃未満では熱変形抵抗が大きくなり、十分な圧下量の圧延を行うことができなくなる。この場合、スラブのポロシティを十分に圧着できない。このため、粗圧延前のスラブの加熱温度は、１０２０℃以上とする。仕上圧延における累積圧下量を確保してポロシティをより強固に圧着する観点からは、幅出し圧延後の幅を製品幅(鋼板板幅)＋２００ｍｍ以内として粗圧延を行うことが好ましい。また、このようにすれば、歩留まりの向上にも寄与する。
スラブは、粗圧延機によって複数パスの粗圧延が施される。その際、幅出しの圧下パスを複数回行うことで、従来よりも幅の広い（３０００ｍｍ以上の）粗圧延スラブとされる。
粗圧延前のスラブは、１０２０～１０７０℃に加熱される。スラブをオーステナイト変態点（Ａｃ３点）以上に加熱、高温に維持することでオーステナイト粒径は粗大化する。加熱温度が高いほど粗大化は促進される。通常、圧延工程で圧下することで細粒化されるが、本実施形態で対象とする鋼板は板厚が厚く板幅が広く、大きな圧下量（累積圧下量及び１パスの圧下量）を確保できない。そのため、加熱温度が１０７０℃を超えると、圧延工程でも細粒化しきれない程度に粒径が粗大化し、最終組織でのフェライト粒径も大きくなる。この場合、靭性が劣化する。このため、スラブ加熱温度は１０７０℃以下とする。加熱温度は１０６０℃以下が好ましく、１０５０℃以下がより好ましい。
一方、粗圧延前の加熱温度が１０２０℃未満では熱変形抵抗が大きくなり、十分な圧下量の圧延を行うことができなくなる。この場合、スラブのポロシティを十分に圧着できない。このため、粗圧延前のスラブの加熱温度は、１０２０℃以上とする。仕上圧延における累積圧下量を確保してポロシティをより強固に圧着する観点からは、幅出し圧延後の幅を製品幅(鋼板板幅)＋２００ｍｍ以内として粗圧延を行うことが好ましい。また、このようにすれば、歩留まりの向上にも寄与する。
【0048】
［仕上圧延工程］
仕上圧延工程では、粗圧延スラブに、表面温度がオーステナイト未再結晶域で、かつ８００℃以上となる条件で仕上げ圧延を行い、鋼板を得る。また、この仕上圧延は、形状比が０．５０以上となる条件のパスを１回以上含む複数パスの圧延とする。
仕上圧延時において、スラブ表面温度がオーステナイト未再結晶域を超える温度となると、得られた鋼板の結晶粒が粗大となり、靭性が劣化する。しかしながら、幅広材の場合、オーステナイト未再結晶域の温度であっても、８００℃未満の温度域では圧下が困難になりポロシティ圧着ができなくなる。したがって、スラブの表面温度がオーステナイト未再結晶域かつ８００℃以上の温度で仕上圧延を行うことが必要である。
仕上圧延工程では、粗圧延スラブに、表面温度がオーステナイト未再結晶域で、かつ８００℃以上となる条件で仕上げ圧延を行い、鋼板を得る。また、この仕上圧延は、形状比が０．５０以上となる条件のパスを１回以上含む複数パスの圧延とする。
仕上圧延時において、スラブ表面温度がオーステナイト未再結晶域を超える温度となると、得られた鋼板の結晶粒が粗大となり、靭性が劣化する。しかしながら、幅広材の場合、オーステナイト未再結晶域の温度であっても、８００℃未満の温度域では圧下が困難になりポロシティ圧着ができなくなる。したがって、スラブの表面温度がオーステナイト未再結晶域かつ８００℃以上の温度で仕上圧延を行うことが必要である。
【0049】
オーステナイト未再結晶域とは、オーステナイト変態点（Ａｒ３点）以上で、かつ新たにオーステナイト粒が生成・成長する温度以下の温度域である。ここで、Ａｒ３点は通常８００℃以下であり、鋼板の化学組成によって表される下記式で推測が可能である。一方、新たにオーステナイト粒が生成・成長する温度、すなわちオーステナイト未再結晶域の上限温度は、通常、Ａｒ３点＋１１０℃を超える温度となる。このため、粗圧延スラブの表面温度が８００℃以上、Ａｒ３点＋１１０℃以下のときに仕上圧延を行えば、本実施形態で規定する表面温度の条件により仕上圧延を行うことができる。
Ａｒ３点（℃）＝９１０－２７３×Ｃ＋２５×Ｓｉ－７４×Ｍｎ－５６×Ｎｉ－１６×Ｃｒ－９×Ｍｏ－５×Ｃｕ－１６２０×Ｎｂ
上記式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
Ａｒ３点（℃）＝９１０－２７３×Ｃ＋２５×Ｓｉ－７４×Ｍｎ－５６×Ｎｉ－１６×Ｃｒ－９×Ｍｏ－５×Ｃｕ－１６２０×Ｎｂ
上記式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
【0050】
しかしながら、そのような適切な温度での圧延を行っても、圧下量が小さい、言い換えれば形状比と呼ばれる圧下量とロール径とに依存するパラメータが小さいと、圧延後に残存するポロシティ体積を効果的に減少させることができない。したがって、形状比が０．５０以上となる条件のパスを１回以上含む複数パスの仕上圧延を行う。形状比は、０．５５以上が好ましく、０．６０以上がより好ましい。設備の制約から０．８０が形状比の実質的な上限となる。仕上圧延機としては、リバースミルを用いることができる。また、形状比は、下記式で与えられる。
形状比 ＝ （Ｒ×ΔＨ）１／２／（（Ｈ１＋Ｈ２）／２）
ただし、上記式中のＲは、ロール半径（ｍｍ）、Ｈ１は、圧延前の厚さ（ｍｍ）、Ｈ２は、圧延後の厚さ（ｍｍ）を意味し、ΔＨは、（Ｈ１－Ｈ２）の計算値である。
形状比 ＝ （Ｒ×ΔＨ）１／２／（（Ｈ１＋Ｈ２）／２）
ただし、上記式中のＲは、ロール半径（ｍｍ）、Ｈ１は、圧延前の厚さ（ｍｍ）、Ｈ２は、圧延後の厚さ（ｍｍ）を意味し、ΔＨは、（Ｈ１－Ｈ２）の計算値である。
【0051】
このように仕上圧延を行うことによって厚さが６０ｍｍ以上でもポロシティ体積が少ない鋼板を得ることができる。
【0052】
［水冷工程］
水冷工程では、鋼板を、表面温度が８００℃以上の温度から３００～４００℃の温度まで水冷する。
前述の通り、仕上圧延は、８００℃以上の温度で行われる。その後、表面温度が８００℃以上の状態から（表面温度が８００℃未満の温度域まで低下しないうちに水冷（ＤＱ）を開始し）、３００～４００℃の温度まで冷却する。鋼板の表面温度が８００℃未満に低下してから水冷を開始した場合には、フェライトの面積率が過剰になり、十分な強度が得られないことが懸念される。また、結晶粒が粗大化し靭性劣化の原因になることも懸念される。
水冷工程では、鋼板を、表面温度が８００℃以上の温度から３００～４００℃の温度まで水冷する。
前述の通り、仕上圧延は、８００℃以上の温度で行われる。その後、表面温度が８００℃以上の状態から（表面温度が８００℃未満の温度域まで低下しないうちに水冷（ＤＱ）を開始し）、３００～４００℃の温度まで冷却する。鋼板の表面温度が８００℃未満に低下してから水冷を開始した場合には、フェライトの面積率が過剰になり、十分な強度が得られないことが懸念される。また、結晶粒が粗大化し靭性劣化の原因になることも懸念される。
【0053】
８００℃以上の温度から開始した水冷は、鋼板の表面温度が一定の温度になるように、停止する（終了させる）。冷却停止温度が４００℃超の場合、フェライトの面積率が過剰になり、十分な強度が得られないことが懸念される。また、フェライトが粗大化し、靭性劣化の原因となることも懸念される。一方、冷却停止温度が３００℃未満の場合、マルテンサイトのような硬化組織が生成され、この場合も靭性劣化の原因となる。したがって、冷却停止温度は３００～４００℃とする。冷却停止温度は、復熱が生じる場合、復熱後の温度である。
冷却速度は、通常の水冷速度で良いが、例えば、表面からｔ／４（ｔ：板厚）の深さ位置において、平均冷却速度で３．０～６．０℃／秒とすればよい。
表面からｔ／４（ｔ：板厚）の深さ位置の平均冷却速度は、シミュレーションで求めることができる。
冷却速度は、通常の水冷速度で良いが、例えば、表面からｔ／４（ｔ：板厚）の深さ位置において、平均冷却速度で３．０～６．０℃／秒とすればよい。
表面からｔ／４（ｔ：板厚）の深さ位置の平均冷却速度は、シミュレーションで求めることができる。
【0054】
［切断工程］
水冷工程後、鋼板を、その板幅が３０００ｍｍ以上となるように切断する。切断方法は限定されないが、板厚６０ｍｍ以上の厚鋼板を、シャーによって切断することは難しい。このため、切断方法としては、ガス切断が例示される。
水冷工程後、鋼板を、その板幅が３０００ｍｍ以上となるように切断する。切断方法は限定されないが、板厚６０ｍｍ以上の厚鋼板を、シャーによって切断することは難しい。このため、切断方法としては、ガス切断が例示される。
【0055】
以上の製造方法によれば、板厚が６０ｍｍ以上、さらには板厚が８０ｍｍ以上の厚鋼板を製造するような場合でも、圧延後の鋼板のポロシティを十分に低減（具体的には０．２０×１０－３ｃｍ３／ｇ以下に）することができ、優れた低温靭性と、高い強度を備えた、幅広の厚鋼板を製造することができる。
【実施例】
【0056】
連続鋳造時の鋳造速度および圧下速度および凝固末期（中心固相率が０．７５以上１．０未満）での圧下量を種々変更して、種々のポロシティ体積を有する厚みが３００ｍｍのスラブを製造した。表１Ａ、表１Ｂ、表２Ａ及び表２Ｂには、各スラブの化学組成およびポロシティ体積を示す。表面からｔｓ／２（ｔｓ：スラブ厚）の深さ位置のポロシティ体積が１．０×１０－３ｃｍ３／ｇ以下のスラブは、連続鋳造時の長手方向の鋳造速度を０．５～１．３ｍ／ｍｉｎ．とし、厚み方向の圧下速度を０．６～１．０ｍｍ／ｍｉｎ．の条件で圧下してスラブ形状とした。
【0057】
【表1A】
【0058】
【表1B】
【0059】
【表2A】
【0060】
【表2B】
【0061】
＜ポロシティ体積＞
ＪＩＳ Ｚ８８０７：２０１２の規定にされている比重測定方法に従って、比重を算出した。具体的には、スラブの厚さ方向を含む断面において、表面からｔｓ／２（ｔｓ：スラブ厚）の深さ位置および表面からｔｓ／４の深さ位置それぞれからサンプルを採取して、それぞれの位置の比重（ρt/2、ρt/4）を求めた。
サンプルの採取に関し、表面からｔｓ／２（ｔｓ：スラブ厚）の深さ位置のサンプルは、スラブの幅方向中心を中心として、厚み７ｍｍ、長さ方向５０ｍｍ、幅方向１００ｍｍの試験片を採取し、幅方向両側にそれぞれ隣接するように、９個のサンプルを採取した（中心１個＋２×９＝計１９個）。また、表面からｔｓ／４の深さ位置のサンプルは、スラブの幅方向中心から左右対称に幅方向に１００ｍｍの位置が端部となるようにサンプルを採取し、さらにサンプル間の幅方向の距離が４００ｍｍとなるように、２つのサンプルを採取した（左右３個ずつ、計６個）。
そして、ｔｓ／４の深さ位置をポロシティ欠陥が少ない定常部であるものとして、ｔｓ／４の深さ位置から採取した６つのサンプルの比重を平均したものをρt/4とした。
一方、ρt/2については、ｔｓ／２の深さ位置から採取した１９のサンプルのそれぞれについて、各幅方向位置の比重であるとした。
ポロシティ体積については、ｔｓ／２深さ位置の各幅方向位置のρt/2と、ｔｓ／４深さ位置の平均の比重ρt/4を用いて、表面からｔｓ／２の深さ位置およびｔｓ／４の深さ位置における比重の逆数差を、下記式に基づいて求め、各幅方向位置における表面からｔｓ／２の深さ位置のポロシティ体積とした。そして、本発明では、各幅方向位置で得られた表面からｔｓ／２の深さ位置のポロシティ体積のうち、最も大きな値を、そのスラブにおける表面からｔｓ／２の深さ位置のポロシティ体積とした。
表面からｔｓ／２の深さ位置のポロシティ体積（ｃｍ３／ｇ）＝１／ρtｓ/2－１／ρtｓ/4
ＪＩＳ Ｚ８８０７：２０１２の規定にされている比重測定方法に従って、比重を算出した。具体的には、スラブの厚さ方向を含む断面において、表面からｔｓ／２（ｔｓ：スラブ厚）の深さ位置および表面からｔｓ／４の深さ位置それぞれからサンプルを採取して、それぞれの位置の比重（ρt/2、ρt/4）を求めた。
サンプルの採取に関し、表面からｔｓ／２（ｔｓ：スラブ厚）の深さ位置のサンプルは、スラブの幅方向中心を中心として、厚み７ｍｍ、長さ方向５０ｍｍ、幅方向１００ｍｍの試験片を採取し、幅方向両側にそれぞれ隣接するように、９個のサンプルを採取した（中心１個＋２×９＝計１９個）。また、表面からｔｓ／４の深さ位置のサンプルは、スラブの幅方向中心から左右対称に幅方向に１００ｍｍの位置が端部となるようにサンプルを採取し、さらにサンプル間の幅方向の距離が４００ｍｍとなるように、２つのサンプルを採取した（左右３個ずつ、計６個）。
そして、ｔｓ／４の深さ位置をポロシティ欠陥が少ない定常部であるものとして、ｔｓ／４の深さ位置から採取した６つのサンプルの比重を平均したものをρt/4とした。
一方、ρt/2については、ｔｓ／２の深さ位置から採取した１９のサンプルのそれぞれについて、各幅方向位置の比重であるとした。
ポロシティ体積については、ｔｓ／２深さ位置の各幅方向位置のρt/2と、ｔｓ／４深さ位置の平均の比重ρt/4を用いて、表面からｔｓ／２の深さ位置およびｔｓ／４の深さ位置における比重の逆数差を、下記式に基づいて求め、各幅方向位置における表面からｔｓ／２の深さ位置のポロシティ体積とした。そして、本発明では、各幅方向位置で得られた表面からｔｓ／２の深さ位置のポロシティ体積のうち、最も大きな値を、そのスラブにおける表面からｔｓ／２の深さ位置のポロシティ体積とした。
表面からｔｓ／２の深さ位置のポロシティ体積（ｃｍ３／ｇ）＝１／ρtｓ/2－１／ρtｓ/4
【0062】
得られたスラブを加熱し、圧延（粗圧延及び仕上圧延）し、冷却し、切断して鋼板を製造した。表３および表４に鋼板の製造条件を示す。圧延に際しては、スラブを加熱後、粗圧延機にて幅出し圧延を行い広幅のスラブとし、このスラブに対し、仕上圧延機（リバース圧延機）にて表面温度が一定温度の範囲内の間に複数回の圧下を行った。その条件を表３および表４に示す。表中、最大形状比とは、複数回の圧下の内、形状比が最も大きかった圧下の形状比である。
【0063】
【表3】
【0064】
【表4】
【0065】
得られた鋼板について、ミクロ組織、ポロシティ体積、機械的強度および衝撃吸収エネルギーを評価した。その結果を、表５および表６に示す。
ポロシティ体積の測定については、ＪＩＳ Ｚ８８０７：２０１２の規定にされている比重測定方法に従って、比重を算出した。具体的には、鋼板の板厚方向を含む断面において、表面からｔ／２（ｔ：板厚）の深さ位置および表面からｔ／４の深さ位置それぞれからサンプルを採取して、それぞれの位置の比重（ρt/2、ρt/4）を求めた。
サンプルの採取に関し、表面からｔ／２（ｔ：板厚）の深さ位置のサンプルは、鋼板の幅方向中心を中心として、厚み７ｍｍ、長さ方向５０ｍｍ、幅方向１００ｍｍの試験片を採取し、幅方向両側にそれぞれ隣接するように、幅方向端部から１００ｍｍの位置まで複数のサンプルを採取した。また、表面からｔ／４の深さ位置のサンプルは、鋼板の幅方向中心と、さらに、左右対称に幅方向に１００ｍｍの位置が端部となる位置、及び幅方向端部から幅の１／４の位置（いわゆる１／４幅位置及び３／４幅位置）からサンプルを採取した。
そして、ｔ／４の深さ位置をポロシティ欠陥が少ない定常部であるものとして、ｔ／４の深さ位置のサンプルの比重を平均してρt/4とした。また、表面からｔ／２の深さ位置は、それぞれの幅方向位置において、ρt/2を得た。そして、ｔ／４の深さ位置のサンプルの比重の平均であるρt/4と表面からｔ／２の深さ位置での、それぞれの幅方向位置におけるサンプルの比重であるρt/2を用いて、表面からｔ／２の深さ位置およびｔ／４の深さ位置における比重の逆数差を、下記式に基づいて求め、表面からｔ／２の深さ位置のポロシティ体積とした。
そして、各幅方向位置で得られた表面からｔ／２の深さ位置のポロシティ体積のうち、最も大きな値を、その鋼板における表面からｔ／２の深さ位置のポロシティ体積とした。
表面からｔ／２の深さ位置のポロシティ体積（ｃｍ３／ｇ）＝１／ρt/2－１／ρt/4
ポロシティ体積の測定については、ＪＩＳ Ｚ８８０７：２０１２の規定にされている比重測定方法に従って、比重を算出した。具体的には、鋼板の板厚方向を含む断面において、表面からｔ／２（ｔ：板厚）の深さ位置および表面からｔ／４の深さ位置それぞれからサンプルを採取して、それぞれの位置の比重（ρt/2、ρt/4）を求めた。
サンプルの採取に関し、表面からｔ／２（ｔ：板厚）の深さ位置のサンプルは、鋼板の幅方向中心を中心として、厚み７ｍｍ、長さ方向５０ｍｍ、幅方向１００ｍｍの試験片を採取し、幅方向両側にそれぞれ隣接するように、幅方向端部から１００ｍｍの位置まで複数のサンプルを採取した。また、表面からｔ／４の深さ位置のサンプルは、鋼板の幅方向中心と、さらに、左右対称に幅方向に１００ｍｍの位置が端部となる位置、及び幅方向端部から幅の１／４の位置（いわゆる１／４幅位置及び３／４幅位置）からサンプルを採取した。
そして、ｔ／４の深さ位置をポロシティ欠陥が少ない定常部であるものとして、ｔ／４の深さ位置のサンプルの比重を平均してρt/4とした。また、表面からｔ／２の深さ位置は、それぞれの幅方向位置において、ρt/2を得た。そして、ｔ／４の深さ位置のサンプルの比重の平均であるρt/4と表面からｔ／２の深さ位置での、それぞれの幅方向位置におけるサンプルの比重であるρt/2を用いて、表面からｔ／２の深さ位置およびｔ／４の深さ位置における比重の逆数差を、下記式に基づいて求め、表面からｔ／２の深さ位置のポロシティ体積とした。
そして、各幅方向位置で得られた表面からｔ／２の深さ位置のポロシティ体積のうち、最も大きな値を、その鋼板における表面からｔ／２の深さ位置のポロシティ体積とした。
表面からｔ／２の深さ位置のポロシティ体積（ｃｍ３／ｇ）＝１／ρt/2－１／ρt/4
【0066】
＜ミクロ組織＞
得られた鋼板の表面からｔ／４の深さ位置から試験片を切り出し、Ｌ断面を鏡面研磨してからコロイダルシリカで３０分の仕上研磨をした後、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）法を用いて測定した。得られたデータはＴＳＬソリューションズ社製のＯＩＭにより結晶方位差が１５度以上の大傾角粒界で囲まれた領域を結晶粒とし、結晶粒内の結晶方位差の平均値を表すＧＡＭ値を用いて解析することにより、フェライトとベイナイトとの分離を試みた。このとき、ＧＡＭ値が０．５以下をフェライトとして、フェライトの面積率を算出した。また、フェライト以外の部分をベイナイト及び残部（ＭＡ）とし、その面積率を求めた。
さらに、同位置に対し、鏡面研磨してからレペラ腐食を行い、倍率５００倍で５視野を光学顕微鏡で観察し、画像解析による二値化処理によって、ＭＡの面積率を求めた。そして、ベイナイト及び残部（ＭＡ）の面積率からＭＡの面積率を減じることで、ベイナイトの面積率を求めた。
得られた鋼板の表面からｔ／４の深さ位置から試験片を切り出し、Ｌ断面を鏡面研磨してからコロイダルシリカで３０分の仕上研磨をした後、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）法を用いて測定した。得られたデータはＴＳＬソリューションズ社製のＯＩＭにより結晶方位差が１５度以上の大傾角粒界で囲まれた領域を結晶粒とし、結晶粒内の結晶方位差の平均値を表すＧＡＭ値を用いて解析することにより、フェライトとベイナイトとの分離を試みた。このとき、ＧＡＭ値が０．５以下をフェライトとして、フェライトの面積率を算出した。また、フェライト以外の部分をベイナイト及び残部（ＭＡ）とし、その面積率を求めた。
さらに、同位置に対し、鏡面研磨してからレペラ腐食を行い、倍率５００倍で５視野を光学顕微鏡で観察し、画像解析による二値化処理によって、ＭＡの面積率を求めた。そして、ベイナイト及び残部（ＭＡ）の面積率からＭＡの面積率を減じることで、ベイナイトの面積率を求めた。
【0067】
フェライトの平均結晶粒径は、上述のフェライトの面積率を算出する際に、ＴＳＬソリューションズ社製のＯＩＭにより１５度以上の大傾角粒界で囲まれ、ＧＡＭ値が０．５以下の領域における円相当直径を算出し、観察視野において測定された円相当直径の平均値として算出した。
【0068】
＜機械的強度＞
得られた鋼板の表面からｔ／４の深さ位置から試験片の長手方向が鋼板の幅方向と平行になるように試験片（ＥＮ１０００２－１に規定されている丸棒試験片）を切り出し、ＥＮ１００２５に従って引張試験を行い、ＹＳ（降伏強度）、ＴＳ（引張強さ）を測定した。
得られた鋼板の表面からｔ／４の深さ位置から試験片の長手方向が鋼板の幅方向と平行になるように試験片（ＥＮ１０００２－１に規定されている丸棒試験片）を切り出し、ＥＮ１００２５に従って引張試験を行い、ＹＳ（降伏強度）、ＴＳ（引張強さ）を測定した。
【0069】
＜衝撃吸収エネルギー＞
得られた鋼板の表面からｔ／４の深さ位置から試験片の長手方向が圧延方向と平行になるように、試験片（ＥＮ１００４５－１に規定されている２ｍｍＶノッチ付き試験片）を切り出し、ＥＮ１００２５に従って、試験温度－５０℃で、シャルピー衝撃試験を行って衝撃吸収エネルギーｖＥ－５０を測定した。
得られた鋼板の表面からｔ／４の深さ位置から試験片の長手方向が圧延方向と平行になるように、試験片（ＥＮ１００４５－１に規定されている２ｍｍＶノッチ付き試験片）を切り出し、ＥＮ１００２５に従って、試験温度－５０℃で、シャルピー衝撃試験を行って衝撃吸収エネルギーｖＥ－５０を測定した。
【0070】
【表5】
【0071】
【表6】
【0072】
表５に示すように、Ｎｏ．１～２３の鋼は、化学成分が本発明の範囲にあり、本発明の製造方法の発明を用いて製造した鋼であるため、所定の組織を示し、板厚、板幅を大きくしても優れた強度、靭性値を示した。また、ポロシティ体積についても、いずれも０．１８×１０－３ｃｍ３／ｇ以下と低い値となっている。特に、Ｎｏ．１９～２３では、連続鋳造工程で、凝固末期に圧下を行ったことで、よりポロシティ体積が低い値となっている。
【0073】
一方、表６に示すように、Ｎｏ．ｘ１～ｘ７、ｘ９～ｘ１１、ｘ２１、ｘ２２、ｘ２６～ｘ２９、ｘ３１～ｘ３３の鋼は、化学組成が本発明の範囲になく、本発明の製造方法の発明を用いて製造したものの、高い強度または靭性値が得られなかった。Ｎｏ．ｘ８の鋼は、Ｃｕ含有量が本発明の範囲を超え、本発明の製造方法の発明を用いて製造して高い強度および靭性値が得られたものの、表面割れが生じた。Ｎｏ．ｘ３０の鋼は、Ａｌ含有量が本発明の範囲を超え、本発明の製造方法の発明を用いて製造して高い強度および靭性値が得られたものの、表面割れが生じた。Ｎｏ．ｘ１２、ｘ２３の鋼は、粗圧延前のスラブ加熱温度が高く、フェライト結晶粒径が大きくなり、靭性が低下した。Ｎｏ．ｘ１４、ｘ２０、ｘ２５の鋼は、冷却停止温度が低く、焼きが入り、ベイナイト面積率が大きくなり、靭性が低下した。
【0074】
Ｎｏ．ｘ１６、ｘ２４の鋼は、仕上圧延温度が高くオーステナイト再結晶域で圧延したため、フェライト結晶粒径が大きくなり、靭性が低下した。
【0075】
ｘ３４の鋼は、仕上圧延後の冷却が水冷ではなく、冷却速度が遅かったので、フェライトの面積率が過剰になって強度が低かった。
ｘ３５の鋼は、仕上圧延を８００℃未満の温度でも行い、形状比も低い圧延条件で行ったため、鋼材中のポロシティ体積が大きくなった。また、仕上圧延を８００℃未満の温度でも行ったことで、冷却開始温度も８００℃未満からの開始となり、また、冷却停止温度も低かった。この結果、ベイナイト面積率が大きくなって、靭性が低下した。
ｘ３７の鋼は、仕上圧延を８００℃以下の温度でも行い、冷却開始温度も８００℃以下からの開始となった。その結果、フェライトの面積率が過剰になって強度が低かった。形状比も低い圧延条件で行ったため、ポロシティ体積も大きかった。
ｘ３８の鋼は、仕上圧延での形状比が低かった。その結果、結晶粒を細粒化できずフェライト結晶粒径が大きくなり、靭性が低下した。また、形状比が小さいために鋼板のポロシティ体積も大きかった。
ｘ３５の鋼は、仕上圧延を８００℃未満の温度でも行い、形状比も低い圧延条件で行ったため、鋼材中のポロシティ体積が大きくなった。また、仕上圧延を８００℃未満の温度でも行ったことで、冷却開始温度も８００℃未満からの開始となり、また、冷却停止温度も低かった。この結果、ベイナイト面積率が大きくなって、靭性が低下した。
ｘ３７の鋼は、仕上圧延を８００℃以下の温度でも行い、冷却開始温度も８００℃以下からの開始となった。その結果、フェライトの面積率が過剰になって強度が低かった。形状比も低い圧延条件で行ったため、ポロシティ体積も大きかった。
ｘ３８の鋼は、仕上圧延での形状比が低かった。その結果、結晶粒を細粒化できずフェライト結晶粒径が大きくなり、靭性が低下した。また、形状比が小さいために鋼板のポロシティ体積も大きかった。
【0076】
Ｎｏ．ｘ３６の鋼は、スラブのポロシティ体積が大きく、鋼板のポロシティ体積も大きくなった。
【0077】
Ｎｏ．ｘ３９の鋼は、水冷の開始温度が８００℃未満であり、フェライトの面積率が過剰になって強度が低かった。
【0078】
Ｎｏ．ｘ４０の鋼は、水冷の停止温度が４００℃超であり、フェライトの面積率が過剰になって強度が低かった。
【産業上の利用可能性】
【0079】
本発明によれば、優れた低温靭性および高い強度を備え、板厚が６０ｍｍ以上であり、かつ板幅が３０００ｍｍ以上である風力発電施設用鋼板およびその製造方法を提供することができる。