耐疲劳性优异的热轧用离心铸造制辊外层材料和热轧用离心铸造制复合辊

摘要

本发明提供辊表层的耐疲劳性优异的热轧用离心铸造制辊外层材料。制成具有如下组成、以面积率计含有13～40%碳化物的离心铸造制辊外层材料，所述组成以质量%计，以满足14.0≤（Mo＋1.7V）≤17.0（在此，Mo、V：各元素的含量（质量%））的方式含有C：2.3～2.9%、Si：0.2～0.8%、Mn：0.2～1.0%、Cr：5.0～7.5%、Mo：4.4～6.5%、V：5.3～7.0%、Nb：0.6～1.5%、Co：0.1～4.0%，进一步含有Al：0.001～0.03%和/或REM：0.001～0.03%。由此，表层的耐疲劳性显著提高。另外，通过使轴材料与该辊外层材料熔敷一体化而制成复合辊，从而成为表层的耐疲劳性也优异的、适用于热精轧用辊的离心铸造制复合辊。

说明书

技术领域

本发明涉及热轧用（hot rolling mill）辊（roll），特别涉及适合钢板的热精轧机（hot finish rolling mill）的离心铸造制复合辊（Centrifugal Cast roll）。 

背景技术

近年来，钢板的热轧技术的进步显著，与之相伴的是热轧用辊的使用环境更加苛刻。尤其是最近，高强度钢板、薄壁产品等热轧负荷大的钢板的生产量不断增大。因此，迫切期望提高使用的热轧用辊特性，尤其是提高耐磨损性（wear resistance）。针对于这种提高耐磨损性的要求，已开发并大量使用如下高速钢系辊（high-speed steel roll），该高速钢系辊的外层组成（surface layer）为与高速度工具钢（high-speed tool steel）组成类似的组成，因分散有大量硬质碳化物而显著提高了耐磨损性。 

作为这样的高速钢系辊外层材料，例如在专利文献1、专利文献2中有记载。专利文献1中记载的辊外层材料以质量%计，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的含量满足特定的关系、以及Nb与V之比在特定的范围内的方式含有Nb和V。由此，即便应用离心铸造法也能抑制外层材料中的偏析（segregation），制成耐磨损性和抗裂性（crack resistance）优异的轧制用辊外层材料。 

另外，专利文献2中记载的辊外层材料以质量%计，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的含量满足特定的关系、以及Nb与V之比在特定的范围内的方式含有Nb和V。由此，即便应用离心铸造法也能抑制辊外层材料中的偏析，提高耐磨损 性和抗裂性，大大有助于提高热轧的生产率。 

另外，专利文献3中，记载了辊表层的耐疲劳性（fatigue resistance）优异的辊外层材料。专利文献3中记载的辊外层材料以质量%计，含有C：2.2～2.6%、Si：0.2～0.7%、Mn：0.2～0.7%、Cr：5.0～8.0%、Mo：4.4～6.0%、V：5.3～7.0%、Nb：0.6～1.3%，且以Mo＋V、C－0.24V－0.13Nb分别在特定范围内的方式调节Mo、V、C、Nb含量而含有。由此，耐疲劳性显著提高，能够显著抑制辊表面损伤，提高辊寿命，并且轧制产品的表面品质得到显著提高。 

现有技术文献 

专利文献 

专利文献1：日本特开平04－365836号公报 

专利文献2：日本特开平05－1350号公报 

专利文献3：日本特开2009－221573号公报 

发明内容

然而，对最近的热轧钢板（轧制产品）要求进一步薄壁化、高强度化和高品质化，而且热轧负荷明显增大、另外伴随生产率提高的连续轧制量的增加等热轧条件更加严格，热轧用辊的使用环境越来越苛刻。 

在热轧用工作辊（work roll）的表面对被轧制材料进行热轧时，作用于辊滚动方向的摩擦应力（friction stress）和作用于辊轴向的滚动应力（rolling motion stress）反复作用。并且来自支撑辊（back up roll）的反复滚动应力也作用。随着如上所述的辊的使用环境的苛刻化，即便使用专利文献1、2中记载的辊外层材料，因这样的热和应力的反复负荷也会导致工作辊表层疲劳，辊轧制面的粗糙（surface reteriolation）、疲劳裂纹（fatigue crack）、表层的剥落（surface chipping）等疲劳损伤（fatigue damages）的发生成为严重的问题。 

另外，利用专利文献3中记载的辊外层材料仍存在有时发生表层的剥落、疲劳裂纹等这样的问题。 

本发明的目的在于有利地解决上述现有技术的问题，提供能够抑制剥落、疲劳裂纹等疲劳损伤的耐疲劳性优异的热轧用离心铸造制辊外层材料和热轧用离心铸造制复合辊。 

本发明人等为了实现上述目的，对影响离心铸造制辊表层的剥落、疲劳裂纹发生的各种重要因素进行了深入研究。其结果表明：在辊表层发生的剥落、疲劳裂纹是由伴随辊的使用环境的苛刻化的、在工作辊表面与由被轧制材料和冷却水（cooling water）所致的反复热移动相伴而生的热滚动疲劳的增加，和来自支撑辊的过大面压（压缩应力）的反复负荷的重叠引起的。为了防止发生辊表层的剥落、疲劳裂纹，有效的是提高辊外层材料的耐热滚动疲劳性和增加压缩0.2%耐力。 

而且，对影响辊外层材料的耐热滚动疲劳性和压缩0.2%耐力的各种重要因素进行了研究。其结果首次发现：通过在将Mo和V含量调节到特定范围，并且将碳化物量调节到特定范围的基础上，含有微量Al和/或REM，从而耐热滚动疲劳性显著提高，且压缩0.2%耐力也提高。 

首先，对作为本发明的基础的实验结果进行说明。将具有如下组成的熔融金属在高频炉（high frequency furnace）中熔解，利用离心铸造法铸造相当于辊外层材料的环状辊材料（外径：250mmφ，壁厚：55mm），上述熔融金属的组成是以质量%计，含有C：2.1～3.1%、Si：0.3～0.7%、Mn：0.3～1.0%、Nb：0.7～1.4%、Co：0～3.1%，并且使Cr在4.8～9.8%的范围变化、Mo在3.8～6.9%的范围变化、V在4.9～7.3%的范围变化，进一步含有0～0.018%的Al、0～0.023%的REM，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。应予说明，浇铸温度（pouringtemperature）为1380℃～1450℃，离心力以重力倍数计为176G。铸造后，实施淬火处理、回火处理，将硬度调节到HS78～86。应予说明，淬火处理是加热到加热温度：1050℃，进行空冷或炉冷的处理，回火处理是在回火温度：540～560℃进行加热的处理。 

应予说明，对相当于用于热精轧轧制机用途的高速钢系离心铸造制辊外层材料（2.1质量%C－0.4质量%Si－0.4质量%Mn－6.3质量%Cr－4.2质量%Mo－5.1质量%V－0.1质量%Nb－剩余部分为Fe和不可避免的杂质）的材料（环状辊材料）同样地进行离心铸造，接着实施同样的热处理，作为基准（现有例）。 

从得到的环状辊材料采取疲劳试件（外径60mmφ、壁厚10mm），实施热滚动疲劳试验。应予说明，对疲劳试件通过使用0.20mmφ的导线的放电加工（导线切割）法在外周面的2个位置（相距180°的位置）导入如图2所示的缺口（深度t：1.2mm，周向长度L：0.8mm）。另外，对疲劳试件的滚动面的端部实施倒角（chamfer）（1.2C）。 

热滚动疲劳试验如图1所示按照试件和对象材料这2个圆盘滑动滚动方式进行。边对具有如图2所示的缺口的试件（疲劳试件）进行水冷边以700rpm使其旋转，并边以负荷980N使加热到790℃的对象片（材质：S45C，外径：190mmφ，宽度：15mm，有倒角）与旋转的该试件压接，边以滑动率：10%使其滚动。一直滚动至导入到疲劳试件的2个缺口折损为止，分别求出直至各缺口折损的滚动转数，将其平均值作为折损滚动转数。 

然后，将现有例的折损滚动转数设为1.0（基准），算出各环状辊材料与基准的折损滚动转数之比，（环状辊材料的折损滚动转数）/（现有例的折损滚动转数）。将该比大于1.5的情况评价为耐疲劳性显著优异。应予说明，本发明人等可以像已经在日本特开2010－101752号公报中记载的那样，使用该热滚动疲劳试验，再现在热轧用辊产生的粗糙、疲劳龟裂的发生·进展。另外，能够简便地评价热轧用辊的耐疲劳性，在该热滚动疲劳试验中，可以确认如果是折损滚动转数多的辊外层材料，则为具有优异的耐疲劳性的辊外层材料。 

将得到的结果以折损滚动转数之比与（Mo＋1.7V）（质量%）量的关系的方式表示在图3中。图3中，对在以质量%计含有C：2.1～3.1%、Si：0.3～0.7%、Mn：0.3～1.0%、Nb：0.7～1.4%、Co：0～3.1%，进一步含有4.8～9.8%的Cr、3.8～6.9%的Mo、4.9～7.3%的V的范围且含有Al和/或REM的情况和不含有Al、REM的情况进行了限定而示出。应予说明，对不含有Co的情况也区别示出。 

由图3可知在（Mo＋1.7V）为14.0～17.0的范围且含有Al和/或REM的情况（●标记）下，折损滚动转数之比为1.5以上，与现有例（△标记）相比增加，耐热滚动疲劳性显著提高。另一方面，在（Mo＋1.7V）为14.0～17.0的范围内但不含有Al、REM的情况（×标记）下，看不到折损滚动转数之比显著增加。 

本发明是基于上述见解并进一步研究而完成的。即，本发明的要点如下。 

（1）一种耐疲劳性优异的热轧用离心铸造制辊外层材料，是用于热轧用离心铸造制复合辊的辊外层材料，其特征在于，具有如下组成：以质量%计，以满足以下（1）式的方式含有C：2.3～2.9%、Si：0.2～0.8%、Mn：0.2～1.0%、Cr：5.0～7.5%、Mo：4.4～6.5%、V：5.3～7.0%、Nb：0.6～1.5%、Co：0.1～4.0%，进一步含有Al：0.001～0.03%和/或REM：0.001～0.03%，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成， 

14.0≤（Mo＋1.7V）≤17.0····（1） 

（在此，Mo、V：各元素的含量（质量%））。 

（2）一种耐疲劳性优异的热轧用离心铸造制复合辊，是在（1）中由外层和与该外层熔敷一体化的内层构成的离心铸造制复合辊，其特征在于，上述外层具有如下组成：以质量%计，以满足以下（1）式的方式含有C：2.3～2.9%、Si：0.2～0.8%、Mn：0.2～1.0%、Cr：5.0～7.5%、Mo：4.4～6.5%、V：5.3～7.0%、Nb：0.6～1.5%、Co：0.1～4.0%，进一步含有Al：0.001～0.03%和/或REM：0.001～0.03%，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成， 

14.0≤（Mo＋1.7V）≤17.0····（1） 

（在此，Mo、V：各元素的含量（质量%））。 

根据本发明，能够得到兼具高的压缩0.2%耐力和优异的耐热滚动疲劳性的辊外层材料，能够容易且低廉地制造耐疲劳性显著提高的高性能的热轧用离心铸造制复合辊，产业上发挥卓越的效果。本发明的热轧用离心铸造制复合辊的耐疲劳性显著提高，即便在高轧制负荷作用这样的苛刻热轧环境下，也能够明显抑制磨损、粗糙、表层剥落以及疲劳裂纹等辊表面损伤。根据本发明，还具有能够同时实现热轧钢板的表面品质的显著提高、热轧钢板的生产率提高以及辊寿命的提高这样的效果。 

附图说明

图1是示意性表示热滚动疲劳试验中使用的试验机的构成的说明 图。 

图2是示意性表示在实施例中使用的热滚动疲劳试验用试件（疲劳试件）的外周面导入的缺口的形状、尺寸的说明图。 

图3是表示REM和/或Al对热滚动疲劳试验中的折损滚动转数之比与（Mo＋1.7V）量的关系的影响的图。 

具体实施方式

本发明的辊外层材料也可以通过离心铸造直接制成为环辊、筒辊，作为适合热精轧用途的热轧用复合辊的外层材料应用。另外，本发明的热轧用复合辊由离心铸造的外层和与该外层熔敷一体化的内层构成。应予说明，可以在外层与内层之间配置中间层。即，可以形成与外层熔敷一体化的中间层和与该中间层熔敷一体化的内层来代替与外层熔敷一体化的内层。应予说明，内层优选用静止铸造法制造。本发明中，内层、中间层的组成没有特别限定，优选内层为球状石墨铸铁（sphericalgraphitic cast iron），中间层为C：1.5～3质量%的高碳材料。 

首先，对辊外层材料（外层）的组成限定理由进行说明。应予说明，以下，质量%在没有特殊说明的情况下简记为%。 

C：2.3～2.9% 

C具有固溶而增加基体硬度，以及与碳化物形成元素结合形成硬质碳化物（form hard carbide），提高辊外层材料的耐磨损性的作用。共晶碳化物（eutectic carbide）量随C含量而变化。由于共晶碳化物影响轧制使用特性，所以如果C含量小于2.3%，则共晶碳化物量不足，轧制时的摩擦力增加使轧制变得不稳定，并且辊外层材料的压缩0.2%耐力降低。另一方面，大于2.9%的含量使共晶碳化物量过度增加，使辊外层材料变硬、脆化，促进疲劳龟裂的发生·生长，降低耐疲劳性。因此，C限定在2.3～2.9%的范围。 

Si：0.2～0.8% 

Si是作为脱氧剂发挥作用（serves as deoxidizer agent）并且提高熔融金属的铸造性的元素。为了得到这样的效果，必须含有0.2%以上。 另一方面，即便大于0.8%地含有，效果也已饱和，不能期待与含量相符的效果，经济上不利。因此，Si限定在0.2～0.8%。 

Mn：0.2～1.0% 

Mn是具有将S固定为MnS使S无害的作用、并且具有一部分固溶在基体中而提高淬火性的效果的元素。为了得到这样的效果必须含有0.2%以上，即便大于1.0%地含有，效果也已饱和，不能期待与含量相符的效果，并且有时使材质脆化。因此，Mn限定在0.2～1.0%。 

Cr：5.0～7.5% 

Cr是具有与C结合主要形成共晶碳化物而提高耐磨损性，并且轧制时减少与钢板的摩擦力，减少辊的表面损伤，使轧制稳定化的作用的元素。为了得到这样的效果，必须含有5.0%以上。另一方面，大于7.5%的含量导致硬脆的共晶碳化物过度增加，使耐疲劳性降低。因此，Cr限定在5.0～7.5%的范围。 

Mo：4.4～6.5% 

Mo是与C结合形成硬质的碳化物而提高耐磨损性的元素。另外，Mo在结合了V、Nb和C的硬质的MC型碳化物（MC carbide）中固溶，强化碳化物，并且在共晶碳化物中也固溶，增加这些碳化物的破坏抗力。介由这样的作用，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，必须含有4.4%以上。大于6.5%的含量导致Mo主体的硬脆碳化物生成，使耐热滚动疲劳性降低，使耐疲劳性降低。因此，Mo限定在4.4～6.5%的范围。 

V：5.3～7.0% 

V由于兼具作为辊的耐磨损性和耐疲劳性，所以在本发明中是重要的元素。V形成极硬的碳化物（MC型碳化物）而提高耐磨损性，并且对使共晶碳化物分断、分散结晶有效地发挥作用。另外，是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。这样的效果在含有5.3%以上时变得显著。但是，大于7.0%的含量使MC型碳化物粗大化，并且助长MC型碳化物的离心铸造偏析，使轧制用辊的各特性变 得不稳定。因此，V限定在5.3～7.0%的范围。 

Nb：0.6～1.5% 

Nb在MC型碳化物中固溶而强化MC型碳化物，介由增加MC型碳化物的破坏抗力的作用，提高耐磨损性，尤其是进一步提高耐疲劳性。由于Nb和Mo都在碳化物中固溶，所以显著提高耐磨损性和耐疲劳性。另外，Nb是具有促进共晶碳化物的分断、抑制共晶碳化物的破坏的作用、提高辊外层材料的耐疲劳性的元素。另外，Nb同时具有抑制MC型碳化物在离心铸造时的偏析的作用。这样的效果在含有0.6%以上时变得显著，大于1.5%的含量会促进熔融金属中的MC型碳化物的生长，助长离心铸造时的碳化物偏析。因此，Nb限定在0.6～1.5%的范围。 

Co：0.1～4.0% 

Co是具有在基体中固溶，尤其在高温下强化基体而提高耐疲劳性的作用的元素。为了得到这样的效果，必须含有0.1%以上。另一方面，即便大于4.0%地含有，效果也饱和，不能期待与含量相符的效果，经济上不利。因此，Co限定在0.1～4.0%的范围。应予说明，优选0.2～3.0%。 

本发明中以上述范围含有Mo、V，并且以满足以下（1）式的方式调节而含有， 

14.0≤（Mo＋1.7V）≤17.0····（1） 

（在此，Mo、V：各元素的含量（质量%））。 

如图3所示，通过将Mo、V以（Mo＋1.7V）满足上述（1）式的方式调节而含有，从而在含有Al和/或REM的情况下，与基准（现有例）相比折损滚动数显著增加，耐热滚动疲劳性显著提高。（Mo＋1.7V）是作为耐热滚动疲劳性提高的驱动力的重要因素，只有将（Mo＋1.7V）调节到14.0～17.0的范围才能维持优异的耐热滚动疲劳性。如果（Mo＋1.7V）超出14.0～17.0的范围，则即便含有Al和/或REM时，耐热滚动疲劳性也差。因此，本发明中将Mo、V含量以满足（1）式的方式进行调节。 

本发明中，在将Mo、V以满足上述（1）式的方式调节的基础上，还必须含有Al和/或REM。 

Al：0.001～0.03%和/或REM：0.001～0.03% 

Al和/或REM具有在以满足上述（1）式的方式含有Mo、V的情况下，才能如图3所示，显著提高耐热滚动疲劳性的作用。为了得到这样的效果，必须分别含有0.001%以上的Al、REM。另一方面，即便分别含有大于0.03%的Al、REM，上述效果也饱和，并且生成气泡、钢水的流动性降低等铸造性降低。因此，限定在Al：0.001～0.03%和/或REM：0.001～0.03%的范围。 

上述成分以外的剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。 

作为不可避免的杂质，可例示P：0.05%以下、S：0.05%以下、N：0.06%以下。由于P在晶界偏析，使材质劣化，所以本发明中优选尽量减少P，0.05%以下是可允许的。另外，由于S以硫化物系夹杂物的形式存在使材质降低，优选尽量减少，在0.05%以下是可允许的。N若是通常的熔解，会混入0.06%以下程度，若为该程度则对本发明的效果没有影响。应予说明，由于N会在复合辊的外层与中间层或内层的边界产生缺陷，所以优选小于0.05%。 

应予说明，本发明辊外层材料中大量含有Cr、V、Mo等，极硬的碳化物（MC型碳化物）和共晶碳化物分散，确保了所希望的硬度、所希望的耐磨损性等。碳化物量以面积率计小于13%时，难以确保所希望的硬度、耐磨损性等。另一方面，如果大于20%地含有，则有时使辊材质脆化。因此，碳化物以面积率计优选限定在13～20%的范围。 

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。 

首先，本发明中，辊外层材料的制造方法为能源成本低廉的离心铸造法。 

首先，将上述辊外层材料组成的熔融金属以成为规定的壁厚的方式浇注到内面被覆有以锆石等为主材料的耐火材料的旋转的铸模，进行离心铸造。然后，在形成中间层的情况下，优选在辊外层材料的凝固中途 或完全凝固之后，边旋转铸模，边浇注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之后，停止铸模的旋转将铸模立起后，静置铸造内层材料，制成复合辊。由此，辊外层材料的内面侧再熔解，形成外层和内层，或者外层和中间层、中间层和内层熔敷一体化的复合辊。 

应予说明，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、蠕虫状石墨铸铁（VC铸铁）等。由于离心铸造制辊的外层和内层被一体熔敷，所以外层材料的成分混入到内层1～8%程度。外层材料中含有的Cr、V等是强效的碳化物形成元素，如果这些元素混入内层，则使内层脆弱化。因此，外层成分向内层的混入率优选抑制到小于6%。 

另外，形成中间层时，优选使用石墨钢、高碳钢、亚共晶铸铁等作为中间层材料。中间层和外层以相同的方式被一体熔敷，外层成分以10%～90%程度的范围混入中间层。从抑制外层成分向内层的混入量的观点考虑，尽量减少外层成分向中间层的混入量非常重要。 

本发明的热轧用复合辊优选在铸造后实施热处理。热处理优选是将加热到950～1150℃进行空冷或鼓风空冷的工序和进一步在450～600℃加热保持后冷却的工序实施1次以上的处理。 

应予说明，本发明的热轧用复合辊的优选硬度为79～88HS，更优选的硬度为80～86HS。推荐以能够稳定地确保这样的硬度的方式调节铸造后的热处理。 

实施例 

将表1所示的辊外层材料组成的熔融金属在高频炉中熔解，利用离心铸造法，制成环状试验材料（环辊；外径：250mmφ，壁厚：55mm）。应予说明，浇铸温度为1380～1450℃，离心力以重力倍数计为176G。铸造后，再加热到淬火温度：1050℃，进行空冷，实施淬火处理和在回火温度：450～600℃加热保持进行冷却的回火处理，将硬度调节到78～84HS。 

此外，同样地用离心铸造法铸造用于热精轧轧制机用途的高速钢系 离心铸造制辊外层材料（以质量%计，2.1%C－0.4%Si－0.4%Mn－6.3%Cr－4.2%Mo－5.1%V－0.1%Nb－剩余部分为Fe和不可避免的杂质）组成的环状试验材料（环辊），进一步实施热处理，制成基准材（现有例）。 

从得到的环状试验材料采取硬度试件、压缩试件、热滚动疲劳试件和组织观察用试件，实施硬度试验、压缩试验、热滚动疲劳试验和组织观察试验。试验方法如下。 

（1）硬度试验 

对得到的硬度试件，基于JIS Z2244的规定，用维氏硬度计（试验力：50kgf（490kN））测定维氏硬度HV50，按JIS换算表换算成邵氏硬度HS。应予说明，测定点各取10点，去除最高值、最低值得到算术平均值，作为该试验材料的硬度。 

（2）压缩试验 

对得到的压缩试件（直径10mmφ×长度20mm）在室温下实施压缩试验。反复数为2根。应予说明，压缩试验中，在压缩试件的中央部粘贴应变计，测定应力－应变曲线，从得到的应力－应变曲线读取0.2%耐力。各试验材料的0.2%耐力是分别用2根试件得到的0.2%耐力的平均值。 

（3）热滚动疲劳试验 

从得到的环状试验材料采取图2所示的形状的热滚动疲劳试件（外径60mmφ，壁厚10mm，有倒角）。对热滚动疲劳试件用使用0.20mmφ的导线的放电加工（导线切割）法在外周面的2个位置（相距180°的位置）导入如图2所示的缺口（深度t：1.2mm，周向长度L：0.8mm）。热滚动疲劳试验如图1所示按照试件和对象材料这2个圆盘滑动滚动方式进行，边对试件进行水冷边使其以700rpm旋转，边以980N负荷使加热到790℃的对象片（材质：S45C，外径：190mmφ，宽度：15mm，有倒角）与旋转的该试件压接，边以滑动率：10%使其滚动。然后，一直转动至导入到热滚动疲劳试件的2个缺口折损，分别求出直至各缺口折损的滚动转数，将其平均值作为折损滚动转数。然后，将现有例的折 损滚动转数设为基准（1.0），算出得到的各环状试验材料与现有例的折损滚动转数之比、即（各环状试验材料的折损滚动转数）/（现有例的折损滚动转数）作为耐疲劳性的指标，将折损滚动转数之比大于1.5的情况评价为耐疲劳性优异。 

（4）组织观察试验 

对得到的组织观察用试件进行研磨、硝酸酒精溶液腐蚀，使用图像分析装置，以光学显微镜倍率：50倍，观察组织。对得到的图像进行二值化，测定碳化物的面积率，作为各试验材料的碳化物量。 

将得到的结果示于表2。 

表1 

是否满足(1)式*14·0≤(Mo+1.7VV)≤17.0 

表2 

本发明例与现有例（基准）相比，折损滚动转速均大于1.5倍地增加，耐热滚动疲劳性显著提高。另外，压缩的0.2%耐力为2000MPa以上，保持了高的压缩0.2%耐力，得到兼具高的压缩0.2%耐力和优异的耐热滚动疲劳性的耐疲劳性优异的辊外层材料。另一方面，超出本发明的范围的比较例中压缩0.2%耐力降低、或者耐热滚动疲劳性降低、或者两方均降低。