[0001] 本发明涉及热轧用复合辊，特别是涉及适合用于钢板的热轧精轧机的热轧用辊外层材料和热轧用复合辊。

[0002] 近年来，随着钢板的热轧技术的进步，辊的使用环境变得严苛，并且高强度钢板、薄壁品等轧制负荷大的钢板的生产量也正在增加。因此，轧制用工作辊所要求的质量水平正在提高，要求没有偏析、气孔(porosity)、缩孔(shrinkage cavity)等铸造缺陷的轧制用工作辊。

[0003] 作为这样的轧制用工作辊的外层材料，例如在专利文献1提出了一种轧制用辊外层材料，含有C：1.5～3.5％、Si：1.5％以下、Mn：1.2％以下、Ni：5.5％以下、Cr：5.5～12.0％、Mo：2.0～8.0％、V：3.0～10.0％、Nb：0.5～7.0％，且以Nb、V和C的含量满足特定关系并且Nb与V的比为特定范围内的方式含有Nb和V。由此，即使应用离心铸造法，也能够抑制外层材料的硬质碳化物的偏析，成为耐磨损性、抗裂性优异的轧制用辊外层材料。

[0004] 另外，在专利文献2提出了一种轧制用辊外层材料，含有C：1.5～3.5％、Si：1.5％以下、Mn：1.2％以下、Cr：5.5～12.0％、Mo：2.0～8.0％、V：3.0～10.0％、Nb：0.5～7.0％，且以Nb、V和C的含量满足特定关系并且Nb与V的比为特定范围内的方式含有Nb和V。由此，即使应用离心铸造法，也能够抑制外层材料的硬质碳化物的偏析，耐磨损性和抗裂性提高，对热轧的生产性提高有很大的贡献。

[0005] 另外，在专利文献3提出了一种轧制用辊外层材料，含有C：1.5～3.5％、Si：0.1～2.0％、Mn：0.1～2.0％、Cr：5～25％、Mo：2～12％、V：3～10％、Nb：0.5～5％，且以Mo与Cr的比为特定的范围内的方式含有，并且具有在辊半径方向上从表面到30mm的区域彼此相邻的极大值与极小值的差为平均值的20％以下的碳化物量分布。由此，通过层状偏析减轻而抑制偏析图案的产生，成为表面质量优异的轧制用辊外层材料。

[0006] 现有技术文献

[0007] 专利文献

[0008] 专利文献1：日本特开平04‑365836号公报

[0009] 专利文献2：日本特开平05‑1350号公报

[0010] 专利文献3：日本特开2000‑239779号公报

[0011] 如上述的专利文献所记载，提出了通过使化学成分为适当的范围而减少碳化物偏析的轧制用辊外层材料，但现状是尚未明确针对气孔、缩孔的有效的对策。另外，在近年来的严苛的辊使用环境中，像上述专利文献中记载的Cr含量较多的轧制用辊外层材料有时会在辊表面形成因热滚动疲劳所致的深裂纹。因此，要求减少气孔、缩孔且耐疲劳性优异的轧制用辊外层材料。

[0012] 本发明是鉴于上述情况而进行的，其目的在于提供具有与以往同等以上的耐磨损性、耐疲劳性且减少了气孔、缩孔的热轧用辊外层材料和热轧用复合辊。

[0013] 应予说明，本发明中，如上所述具有与以往同等以上的耐磨损性是指通过以下方法测定的磨损比为0.97以上的情况。

[0014] ＜1＞通过使用从辊外层材料采取的磨损试验片(外径60mmφ、壁厚10mm、有倒角)和对方材料的2个圆盘滑动滚动方式(参照图3)，一边将磨损试验片5用冷却水进行水冷一边以700rpm使其旋转。

[0015] ＜2＞使旋转的磨损试验片5一边与通过高频感应加热线圈7加热到800℃的对方片(材质：S45C、外径：190mmφ、宽度：15mm、C1倒角)8在荷重980N下接触一边以滑动率：9％滚动。

[0016] ＜3＞每隔50分钟将对方片8更换为新品，实施300分钟的磨损试验，以现有例(后述的表1的No.35(辊外层材料，具有如下组成：以质量％计含有C：2.0％、Si：0.5％、Mn：0.5％、Cr：6.0％、Mo：5.0％、V：7.0％、Nb：0.4％，且N与O的合计为430质量ppm，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成))为基准，测定相对于基准值的各试验片的磨损量的比(磨损比(＝(基准片的磨损量)/(各试验片的磨损量))，得到磨损比。

[0017] 另外，本发明中，如上所述具有与以往同等以上的耐疲劳性是指通过以下的方法测定的热轧疲劳寿命超过350千次(350000次)的情况。

[0018] ＜1＞对从辊外层材料采取的热轧疲劳试验片(外径60mmφ、壁厚10mm)，通过使用0.2mmφ的线材的放电加工(线切割)法在外周面的2个位置导入缺口(深度t：1.2mm、周向长度L：0.8mm)(参照图6)。

[0019] ＜2＞对热轧疲劳试验片5的滚动面的端部实施1.2C的倒角。

[0020] ＜3＞通过使用具有缺口的热轧疲劳试验片5与被加热的对方材料8的2个圆盘滚动滑动方式，一边将热轧疲劳试验片5用冷却水6进行水冷一边以700rpm使其旋转。

[0021] ＜4＞一边将通过高频感应加热线圈7加热到800℃的对方片(材质：S45C、外径：190mmφ、宽度：15mm)8以载荷980N压紧于旋转的试验片5一边以滑动率：9％使其滚动。

[0022] ＜5＞使其滚动直至导入到热轧疲劳试验片5的2个缺口9破损，分别求出直至各缺口9破损为止的滚动转速，测定其平均值，作为热轧疲劳寿命。

[0023] 另外，本发明中，如上所述减少了气孔、缩孔是指通过磨削将辊外层材料的表面的凹凸、氧化皮(氧化物层)除去后，以最大管电压225kV、管电压150kV、管电流80μA进行X射线CT测定，与所拍摄的气孔或缩孔外接的圆的直径为0.50mm以下的情况。

[0024] 本发明人等对热轧用辊内部的气孔、缩孔与化学成分的关系进行了详细调查。其结果可知气孔、缩孔存在于共晶碳化物(主要为M2C系、M6C系、M7C3系和M23C6系碳化物)的附近，气孔、缩孔的发生与N、O、Al、共晶碳化物的量有关。即，获得了如下的以往不知道的见解，通过将辊外层材料的N、O、Al、共晶碳化物的量调整为特定的范围内，得到没有气孔、缩孔的热轧用辊外层材料。

[0025] 首先，对成为本研究的基础的实验结果进行说明。利用高频感应炉将如下组成的熔融金属熔解，通过离心铸造法铸造出相当于辊外层材料的环状辊材料(外径：250mmφ、宽度：65mm、壁厚：55mm)，所述组成为以质量％计含有C：2.2％、Si：0.7％、Mn：0.6％、Cr：7.0％、Mo：1.0％、V：4.0％、Nb：1.5％、P：0.019％、Al：0.01～0.5％，使N+O在100～600质量ppm的范围变化，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。应予说明，浇铸温度为1500℃，离心力是环状辊材的外周部以重力倍数计为150G。铸造后，实施淬火处理、回火处理。淬火处理是加热到温度1030℃，进行空冷的处理。另外，回火处理是以温度500℃根据成分实施2或3次以使残留奥氏体量以体积％计小于10％。

[0026] 通过磨削将得到的环状辊材料的表面的凹凸、氧化皮(氧化物层)除去后，采取3根X射线CT测定用试验片(20×20×50mm)进行X射线CT测定，调查有无气孔和缩孔。如图1所示，从环状试验材料1的宽度中央以120°间隔采取3根X射线CT测定用试验片2。图2是通过X射线CT测定确认的试验片内的缩孔3的一个例子。通过X射线CT在试验片的长度方向以0.5mm间隔拍摄100张透射图像，测定与在各透射图像中确认到的各个气孔或缩孔外接的圆
4的直径，当各试验片的外接圆4的直径的最大值超过0.50mm的情况设为有缺陷，0.50mm以下的情况设为无缺陷。

[0027] 关于得到的结果，将与气孔或缩孔外接的圆的直径与N和O的合计含量(N+O)的关系示于图4，将Al量与耐磨损性的关系示于图5。

[0028] 由图4可知如果N+O成为400质量ppm以下，则外接圆的直径成为0.50mm以下，这是质量上不会成为问题的大小。

[0029] 气孔是在熔融金属中所含的N、O在从凝固冷却到室温的过程中以气体的形式生成的，通过减少N量和O量，能够减小气孔的大小。因此，这里所说的N量和O量不包含在钢中以夹杂物(氮化物和氧化物)的形式存在的N和O，而是固溶于基底(matrix)中的N和O。

[0030] 缩孔为收缩孔，通过使共晶碳化物的量为适当的范围，能减小缩孔的大小。

[0031] 另外，由图5可知Al量在本发明的范围时，显示特别优异的耐磨损性。如果存在粗大的气孔、缩孔，则在轧制中其周围以缺损的方式脱落，因此，耐磨损性降低。

[0032] 因此，为了提高耐磨损性，需要将N+O、共晶碳化物量调整为适当的范围而减小气孔、缩孔的尺寸。N、O由于在原料中预先含有、或者在原料熔解中与大气接触而混入，因此可以通过所使用的原料或熔解中以不与大气接触的方式用非活性气体(Ar等)覆盖表面来调整N+O。另外N、O容易与Al结合而形成氮化物、氧化物，因此也可以通过Al含量来进行调整。另外，共晶碳化物量可以通过构成共晶碳化物的Mo、Cr、C的含量进行调整。

[0033] 本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下。

[0034] [1]一种热轧用辊外层材料，具有如下的组成：

[0035] 以质量％计含有C：1.6～2.5％、Si：0.2～1.5％、Mn：0.2～1.6％、Cr：4.5～7.0％、Mo：1.0～5.0％、V：4.0～6.0％、Nb：0.5～2.5％，并且N与O的合计为100～400质量ppm，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

[0036] [2]根据上述[1]所述的热轧用辊外层材料，其中，以质量％计进一步含有Al：0.01～0.30％。

[0037] [3]根据上述[1]或[2]所述的热轧用辊外层材料，其中，以质量％计进一步含有P：0.010～0.040％。

[0038] [4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的热轧用辊外层材料，其中，C、V、Mo、Nb的含量满足下述式(1)和式(2)。

[0039] 1.60≤(％V+％Nb)/％Mo≤3.5…式(1)

[0040] 9.00≤％V+0.5×％Nb+2.1×％C≤11.0…式(2)

[0041] 这里，％C、％V、％Nb、％Mo为各元素的含量(质量％)。

[0042] [5]一种热轧用复合辊，其特征在于，具有外层、中间层和内层的3层结构或者具有外层和内层的2层结构，

[0043] 上述外层具有上述[1]～[4]中任一项所述的热轧用辊外层材料。

[0044] 根据本发明，能够制造气孔、缩孔的发生减少且耐磨损性和耐疲劳性优异的热轧用辊外层材料和热轧用复合辊。其结果，还具有能够实现被轧制材料的表面质量提高和辊寿命提高的效果。附图说明

[0045] 图1是示意地表示X射线CT测定中使用的试验片(X射线CT用试验片)的说明图。

[0046] 图2是由X射线CT测定得到的透射图像中确认到的试验片内的缩孔的一个例子。

[0047] 图3是示意地表示热滚动磨损试验中使用的试验机的构成、热滚动磨损试验用试验片(磨损试验片)的说明图。

[0048] 图4是表示气孔或缩孔的外接圆的直径与N+O的关系的图。

[0049] 图5是表示Al量与耐磨损性的关系的图。

[0050] 图6是示意地表示热滚动疲劳试验中使用的试验机的构成、热滚动疲劳试验用试验片(疲劳试验片)和导入到热滚动疲劳试验用试验片(疲劳试验片)的外周面的缺口的形状、尺寸的说明图。

[0051] 图7是表示本发明的耐磨损性与耐疲劳性的关系的图。

[0052] 本发明的辊外层材料通过公知的离心铸造法或连续浇铸堆焊法等铸造法制造，也可以直接制成环形辊、套辊，但适用于作为热精轧用的热轧用复合辊的外层材料。另外，本发明的热轧用复合辊由外层和与该外层熔接一体化的内层构成。另外，在外层与内层之间可以配置中间层。即，可以代替与外层熔接一体化的内层而采用与外层熔接一体化的中间层和与该中间层熔接一体化的内层。

[0053] 本发明的热轧用辊外层材料具有如下的组成：以质量％计含有C：1.6～2.5％、Si：0.2～1.5％、Mn：0.2～1.6％、Cr：4.5～7.0％、Mo：1.0～5.0％、V：4.0～6.0％、Nb：0.5～
2.5％，并且N与O的合计为100～400质量ppm，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

[0054] 首先，对本发明的热轧用辊外层材料的组成限定理由进行说明。应予说明，以下，质量％只要没有特别说明，就简记为％，质量ppm只要没有特别说明，就简记为ppm。

[0055] C：1.6～2.5％

[0056] C具有固溶而增加基底硬度且与碳化物形成元素结合而形成硬质碳化物、提高辊外层材料的耐磨损性的作用。C含量小于1.6％时，碳化物量不足，因此，耐磨损性降低。另外，共晶凝固量变少，产生缩孔。另一方面，C含量超过2.5％时，使碳化物粗大化、共晶碳化物量过度增加，使辊外层材料变得硬质、脆化，促进疲劳龟裂的发生、生长，使耐疲劳性降低。因此，C含量限定在1.6～2.5％的范围。应予说明，优选C含量为1.7％以上。另外，优选C含量为2.4％以下。

[0057] Si：0.2～1.5％

[0058] Si是作为脱氧剂发挥作用、并且使熔融金属的铸造性提高的元素。另外，Si具有固溶在基底中增强基底的作用。为了得到这样的效果，需要含有0.2％以上的Si，Si含量小于0.2％时，基底的增强作用小，耐磨损性降低。另一方面，即使含有Si超过1.5％，效果也会饱和而无法期待与含量相应的效果，在经济上不利，此外，也有使基底组织脆化而使耐疲劳性降低的情况。因此，Si含量限定为0.2～1.5％。应予说明，优选Si含量为0.3％以上。另外，优选Si含量为1.3％以下。

[0059] Mn：0.2～1.6％

[0060] Mn具有将S以MnS的形式固定而将S无害化的作用，并且具有一部分固溶于基底组织而使淬火性提高的效果。另外，Mn具有固定于基底中而增强基底(固溶强化)的作用。为了得到这样的效果，需要含有0.2％以上的Mn，Mn含量小于0.2％时，基底的增强作用少，耐磨损性降低。另一方面，即使含有Mn超过1.6％，效果也会饱和而无法期待与含量相应的效果，此外也有使材质脆化而耐疲劳性降低的情况。因此，Mn含量限定为0.2～1.6％。应予说明，优选Mn含量为0.3％以上。另外，优选Mn含量为1.4％以下。

[0061] Cr：4.5～7.0％

[0062] Cr是具有与C结合而主要形成共晶碳化物，使耐磨损性提高，并且在轧制时减少与钢板的摩擦力，减轻辊的表面损伤，使轧制稳定的作用的元素。为了得到这样的效果，需要含有4.5％以上的Cr。另外，如果Cr含量小于4.5％，则共晶碳化物量变少而耐磨损性降低。另一方面，Cr含量超过7.0％时，粗大的共晶碳化物会增加，因此，使耐疲劳性降低。因此，Cr含量为4.5～7.0％的范围时，可得到耐疲劳性优异的轧制用辊外层材料。应予说明，优选Cr含量为4.7％以上。另外，优选Cr含量为6.5％以下。

[0063] Mo：1.0～5.0％

[0064] Mo是与C结合而形成硬质的碳化物，提高耐磨损性的元素。另外，Mo是固溶于由V、Nb与C结合而成的硬质MC型碳化物中而增强碳化物，并且还固溶于共晶碳化物中，使这些碳化物的断裂阻力增加。通过这样的作用，Mo提高辊外层材料的耐磨损性、耐疲劳性。为了得到这样的效果，需要含有1.0％以上的Mo。另一方面，Mo含量超过5.0％时，生成Mo主体的硬脆的碳化物，使耐热滚动疲劳性降低，使耐疲劳性降低。因此，Mo含量限定在1.0～5.0％的范围。应予说明，优选Mo含量为1.2％以上。另外，优选Mo含量为4.9％以下。

[0065] V：4.0～6.0％

[0066] V在本发明中是用于兼具作为辊的耐磨损性和耐疲劳性的重要的元素。V是形成极硬质的碳化物(MC型碳化物)，提高耐磨损性，有效地使共晶碳化物分断、分散结晶，提高耐热滚动疲劳性，显著提高作为辊外层材料的耐疲劳性的元素。这样的效果在V含量为4.0％以上时变得显著。另一方面，V含量超过6.0％时，使MC型碳化物粗大化，因此使轧制用辊的诸特性不稳定。因此，V含量限定在4.0～6.0％的范围。应予说明，优选V含量为4.3％以上。另外，优选V含量为5.9％以下。

[0067] Nb：0.5～2.5％

[0068] Nb固溶于MC型碳化物而增强MC型碳化物，通过使MC型碳化物的断裂阻力增加的作用来提高耐磨损性、特别是耐疲劳性。Nb与Mo均通过固溶于碳化物中，使耐磨损性和耐疲劳性显著提高。另外，Nb是具有促进共晶碳化物的分断，抑制共晶碳化物的断裂的作用，使辊外层材料的耐疲劳性提高的元素。另外，Nb同时具有抑制MC型碳化物的离心铸造时的偏析的作用。这样的效果在Nb含量为0.5％以上时变得显著。另一方面，Nb含量超过2.5％时，促进熔融金属中的MC型碳化物的生长，使耐热滚动疲劳性恶化。因此，Nb含量限定在0.5～2.5％的范围。应予说明，优选Nb含量为0.8％以上。另外，优选Nb含量为2.0％以下。

[0069] N+O：100～400质量ppm

[0070] N与O通过吸收原料中的氮、氧和大气中存在的氮、氧而混入熔融金属。因此，通过减少原料中的氮量、氧量、在原料熔解中将大气阻隔(用氩气等非活性气体覆盖熔融金属表面，而与空气阻隔等)、在将熔融金属通过离心铸造法或连续浇铸堆焊法等铸造法进行铸造时减少空气的夹带等，能够调整熔融金属中的N与O的量。通过使N与O的合计含量(N+O)为400质量ppm以下，能够减少气孔。另一方面，使N与O的合计含量小于100质量ppm是在经济上不利的，另外，如果N与O的合计含量小于100质量ppm，则有时耐疲劳性降低。因此，N+O限定在100～400质量ppm的范围。应予说明，优选N+O为120质量ppm以上，更优选为为150质量ppm以上。另外，优选N+O为370质量ppm以下，更优选为350质量ppm以下。

[0071] 剩余部分Fe和不可避免的杂质

[0072] 本发明中，上述组成以外的剩余部分是Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可举出S、Ni、Cu、Ca、Sb、Ti、Zr、B等。它们从原料或在熔解中从耐火物等混入。这些不可避免的杂质优选为S：0.05％以下、Ni：0.15％以下、Cu：0.20％以下、Ca：0.01％以下、Sb：0.01％以下、Ti：0.05％以下、Zr：0.05％以下、B：0.008％以下，如果这些不可避免的杂质的合计量为0.5％以下，则不会对耐磨损性、耐热疲劳性造成不良影响，因此合计量只要为
0.5％以下即可。应予说明，更优选合计量为0.4％以下。另外，作为不可避免的杂质，有时也混入Al和P。它们的含量为Al：小于0.01％、P：小于0.010％。

[0073] 另外，本发明中，除上述的组成以外，还可以含有Al：0.01～0.30％和/或P：0.010～0.040％。

[0074] Al：0.01～0.30％

[0075] Al是与熔融金属中的氮和氧结合而形成氧化物、氮化物的元素，是抑制气孔、缩孔的形成的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.01％以上的Al。另一方面，如果含有Al超过0.30％，则有时大量地形成氧化物或氮化物而使热滚动疲劳性恶化。因此，含有Al时，优选Al含量的范围为0.01～0.30％。应予说明，更优选Al含量为0.02％以上。另外，更优选Al含量为0.25％以下。

[0076] P：0.010～0.040％

[0077] P被认为是在制造过程从原料等不可避免地混入而导致机械性质的劣化，发明人等进行了深入研究，结果发现P的少量含有具有使硬度、拉伸强度、压缩强度提高的效果。认为由P得到的高强度(高硬度)作用是通过P固溶于基底组织而产生的固溶强化。如果P含量为0.010～0.040％，则可得到由基底组织的高强度化产生的耐磨损性提高的效果，P含量超过0.040％时，有时导致机械性质的劣化。因此，含有P时，P含量优选为0.010～0.040％的范围。应予说明，更优选P含量为0.012％以上。另外，优选P含量为0.035％以下。

[0078] 另外，本发明中，C、V、Nb、Mo的含量优选满足下述式(1)和式(2)。

[0079] 1.60≤(％V+％Nb)/％Mo≤3.5…式(1)

[0080] 9.00≤％V+0.5×％Nb+2.1×％C≤11.0…式(2)

[0081] 这里，％C、％V、％Nb、％Mo是各元素的含量(质量％)。V、Nb和Mo的含量在式(1)的范围内时，Mo固溶在MC型碳化物中发生固溶强化，耐磨损性提高。另外，V、Nb和C的含量在式(2)的范围内时，碳化物偏析得到抑制，耐磨损性、耐疲劳性提高。认为耐磨损性、耐疲劳性提高是因为通过V、Nb和C的含量满足式(2)的范围，熔融金属凝固时的组织形成过程发生变化。

[0082] 接着，对本发明的热轧用复合辊的优选的制造方法进行说明。

[0083] 本发明中，辊外层材料的制造方法优选通过公知的离心铸造法或连续浇铸堆焊法等铸造法来制造。应予说明，本发明中，当然不限定于这些方法。

[0084] 在通过离心铸造法铸造辊外层材料的情况下，首先，将上述的辊外层材料组成的熔融金属以成为规定壁厚的方式浇铸于在内面以1～5mm厚度被覆有以锆石等为主材料的耐火物的旋转的铸模，进行离心铸造。这里，优选铸模的转速在施加于辊的外表面的重力倍数为100～200G的范围。而且，在形成中间层的情况下，优选在辊外层材料的凝固中途或完全凝固后，一边使铸模旋转一边浇铸中间层组成的熔融金属进行离心铸造。优选在外层或中间层完全凝固后，将铸模的旋转停止并将铸模立起后，将内层材料进行静置铸造而制成复合辊。由此，辊外层材料的内面侧再次熔解，成为外层与内层、或者外层与中间层、中间层与内层熔接一体化的复合辊。

[0085] 本发明中，内层、中间层的组成没有特别限定，进行静置铸造的内层优选使用铸造性和机械性质优异的球状石墨铸铁(球墨铸铁)、蠕墨铸铁(CV铸铁)或锻钢等。离心铸造制辊由于外层与内层被一体熔接，因此，外层材料的成分的1～8％左右会混入内层。如果外层材料中所含的Cr、V等碳化物形成元素混入内层，则使内层脆弱化。因此，优选将外层成分向内层的混入率抑制在小于6％。

[0086] 另外，在形成中间层的情况下，作为中间层材料，优选使用石墨钢、C：1.5～3.0质量％的高碳钢、亚共晶铸铁等。中间层与外层同样地被一体熔接，外层成分以10～95％的范围混入中间层。从抑制外层成分向内层混入量的观点考虑，重要的是尽可能减少外层成分向中间层的混入量。

[0087] 本发明的热轧用复合辊优选在铸造后实施热处理。热处理优选将加热到950～1100℃并进行空冷或鼓风空冷的工序，进一步在480～570℃加热保持后进行冷却的工序实施2次以上。

[0088] 应予说明，本发明的热轧用复合辊的优选的硬度为79～88HS(肖氏硬度)，更优选的硬度为80～86HS。如果硬度比79HS低，则耐磨损性劣化，相反如果硬度超过88HS，则难以通过磨削来除去热轧中形成于热轧用辊表面的裂纹。这样的硬度可以通过调整上述的热处理温度而得到。

[0089] 实施例

[0090] 利用高频感应炉将表1所示的辊外层材料组成的熔融金属熔解，通过离心铸造法制成环状试验材料(环形辊；外径：250mmφ、宽度：65mm、壁厚：55mm)。应予说明，浇铸温度为1500℃，离心力是环状辊材料的外周部以重力倍数计为150G。铸造后，实施加热到1030℃并进行空冷的淬火处理，回火处理是在温度：500℃以使残留奥氏体量以体积％计小于10％的方式根据成分实施2或3次。从回火温度起的冷却采用炉冷。从得到的环状试验材料采取磨损试验片和X射线CT测定用试验片，实施磨损试验和X射线CT测定。

[0091] [表1]

[0092]

[0093] ·上述以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。

[0094] ·下划线表示在本发明范围外。

[0095] ·表中的“‑”表示无添加

[0096] 通过磨削将得到的环状辊材料的表面的凹凸、氧化皮(氧化物层)除去后，采取3根X射线CT测定用试验片(20×20×50mm)进行X射线CT测定，调查有无气孔和缩孔。如图1所示，从环状试验材1的宽度中央以120°间隔采取3根X射线CT测定用试验片2。X射线CT装置使用最大管电压225kV的装置，以管电压150kV、管电流80μA拍摄试验片整体的透射图像。将与检测到的各个气孔或缩孔外接的圆的直径超过0.50mm的情况作为有缺陷，将0.50mm以下的情况作为无缺陷。

[0097] 磨损试验方法如下。从得到的环状试验材料采取磨损试验片(外径60mmφ，壁厚10mm，有倒角)。磨损试验如图3所示，通过试验片与对方材料的2个圆盘滑动滚动方式来进行。一边将试验片5用冷却水6进行水冷一边以700rpm使其旋转，一边使旋转的该试验片5与利用高频感应加热线圈7加热到800℃的对方片(材质：S45C、外径：190mmφ、宽度：15mm、C1倒角)8以载荷980N接触一边以滑动率：9％使其滚动。磨损试验实施300分钟，每隔50分钟将对方片更换为新品而实施试验。以现有例为基准，以(磨损比(＝(基准片的磨损量)/(各试验片的磨损量))评价相对于基准值的各试验片的磨损量的比，将磨损比为0.97以上的情况判定为具有与现有例同等以上的耐磨损性，将小于0.97的情况判定为耐磨损性差。

[0098] 另外，从得到的环状辊材料采取热轧疲劳试验片(外径60mmφ，壁厚10mm)，实施日本特开2010‑101752中公开的能够再现性良好地评价实机中的热轧用作业辊的耐疲劳性的热轧疲劳试验。应予说明，对于疲劳试验片，通过使用0.2mmφ的线材的放电加工(线切割)法，向外周面的2处导入如图6所示的缺口(深度t：1.2mm、周向长度L：0.8mm)。另外，在疲劳试验片的滚动面的端部实施1.2C的倒角。热轧疲劳试验是如图6所示，通过使用具有缺口的试验片(热轧疲劳试验片)5和被加热的对方材料8的2个圆盘滚动滑动方式来进行。即，如图6所示，一边将试验片(热轧疲劳试验片)5用冷却水6进行水冷一边以700rpm使其旋转，一边将利用高频感应加热线圈7加热到800℃的对方片(材质：S45C、外径：190mmφ、宽度：15mm)8以载荷980N压紧于旋转的该试验片5一边以滑动率：9％使其滚动。使其滚动直至导入到热轧疲劳试验片5的2个缺口9破损，分别求出直至各缺口破损为止的滚动转速，将其平均值作为热轧疲劳寿命。而且，将热轧疲劳寿命超过350千次的情况评价为热轧疲劳寿命显著优异。

[0099] 将得到的结果示于表2。

[0100] [表2]

[0101]

[0102] 在此，对于耐磨损性，在与以往的对比下，将0.97以上的情况设为“〇”(合格)，将小于0.97的情况设为“×”(不合格)，对于耐疲劳性，将超过410千次(410000次)的情况设为“◎”(合格，特别优异)，将超过350千次且为410千次以下(350001～410000次)的情况设为“〇”(合格)，将350千次(350000次)以下的情况设为“×”(不合格)，根据这些进行综合评价。

[0103] 作为综合评价，将没有气孔、缩孔的缺陷、耐磨损性的评价为“〇”(合格)且耐疲劳性的评价为“〇”(合格)的情况作为“〇”(合格)。

[0104] 另外，将没有气孔、缩孔的缺陷、耐磨损性的评价为“〇”(合格)且耐疲劳性的评价为“◎”(合格，特别优异)的情况作为“◎”(合格，特别优异)。

[0105] 另外，只要出现气孔、缩孔的缺陷：“有”、耐磨损性的评价：“×”(不合格)、耐疲劳性的评价：“×”(不合格)的任一者，则将综合评价作为“×”(不合格)。

[0106] 可知本发明例具有与现有例同等以上的耐磨损性，且气孔、缩孔显著减少。特别是可知Al含量为优选范围的实施例(No.7～13)的磨损比大，耐磨损性优异。这是因为如果存在气孔、缩孔，则在磨损试验中其周围以缺损的方式脱落，试验片的重量大幅减少，但通过使Al含量为优选的范围，气孔、缩孔的尺寸大幅减少，磨损试验中的试验片的质量变化变小。

[0107] 另外，如图7所示，可知在C、V、Nb、Mo满足式(1)和式(2)的情况下(No.11～13)，抑制气孔、缩孔的形成，且与现有例、不满足式(1)和式(2)的本发明例相比，具有优异的耐磨损性和耐疲劳性。

[0108] 因此，根据本发明，能够制造减少气孔、缩孔的发生且耐磨损性和耐疲劳性优异的热轧用辊外层材料和热轧用复合辊。其结果，还具有能够实现被轧制材料的表面质量提高和辊寿命提高的效果。

[0109] 符号说明

[0110] 1 环状试验材料

[0111] 2 试验片(X射线CT测定用试验片)

[0112] 3 气孔或缩孔

[0113] 4 外接圆

[0114] 5 试验片(磨损试验片、热轧疲劳试验片)

[0115] 6 冷却水

[0116] 7 高频感应加热线圈

[0117] 8 对方片

[0118] 9 缺口