【事件の表示】
　特許第２８９８７４９号「高耐摩耗ロール材およびその製造法」の請求項１、２に係る特許に対する特許異議の申立てについて、次のとおり決定する。
【結　論】
　訂正を認める。
　特許第２８９８７４９号の請求項１ないし２に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続きの経緯
　本件特許第２８９８７４９号の手続きの経緯は次のとおりである。
　特許出願　　　平成　２年１１月３０日
　設定登録　　　平成１１年　３月１２日 　
　公報発行　　　平成１１年　６月　２日
　特許異議申立　平成１１年１１月１８日
　取消理由通知　平成１２年　７月２４日付
　訂正請求　　　平成１２年１０月　２日
　
２．訂正の適否についての判断
　ア．訂正明細書の請求項１及び２に係る発明
　　訂正明細書の請求項１及び２にかかる発明は、その特許請求の範囲の請求項１及び２に記載された次のとおりのものである。
　「［請求項1］遠心力鋳造装置で鋳造された外層の化学組成が重量％で、Ｃ：１．９〜３．０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：３．０〜１０．０％、Ｍｏ：０．１〜９．０％、Ｗ：１．５〜１０．０％、Ｖ，Ｎｂの内一種又は二種の合計：３．０〜１０．０％、Ａｌ：０．０１〜０．５０％、残部Ｆｅおよび不純物よりなり、前記Ａｌを０．０１〜０．５０％の含有により耐摩耗性と偏析を改善されるように構成されてなることを特徴とする高耐摩耗ロール材。
［請求項２］請求項（１）の高耐摩耗ロール材溶湯を遠心力鋳造装置で金型内に鋳込んで複合ロール又は複合スリーブの外層として鋳造後、ロール全体を焼入れ温度（オーステナイト化温度）から４００〜６５０℃までの温度域を２５０℃／Ｈｒ以上の冷却速度で焼入れした後、５００〜６００℃の温度で少なくとも１回以上焼戻しを行なうことを特徴とする高耐摩耗ロール材の製造法。」
　イ．訂正の目的の適否、拡張・変更の存否、及び、新規事項の有無
　　その訂正の要旨は、請求項１の「遠心力鋳造装置で鋳造された外層の化学組成が重量％で、Ｃ：１．９〜３．０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：３．０〜１０．０％、Ｍｏ：０．１〜９．０％、Ｗ：１．５〜１０．０％、Ｖ，Ｎｂの内一種又は二種の合計：３．０〜１０．０％、Ａｌ：０．０１〜０．５０％、残部Ｆｅおよび不純物よりなることを特徴とする高耐摩耗ロール材。」を、上記のとおりに訂正するものであるが、
　上記訂正事項は、特許請求の範囲の減縮及び不明りょうな記載の釈明を目的とするものであり、実質的に特許請求の範囲を拡張又は変更するものでもはない。また、この訂正事項は、特許明細書に記載した事項の範囲内においてなされるものである。
　ウ．異議申立人が提示した証拠と記載の事項
　ウ−１．提示された刊行物
甲第１号証：特開昭５８−１４７５４２号公報
甲第２号証：特開昭６３−２６６０４３号公報
甲第３号証：特開昭６２‐２１１３５１号公報
甲第４号証：第３版鉄鋼便覧４鉄鋼材料、試験・分析（昭和５９年１月２０日第２刷発行））
甲第５号証：鉄鋼と合金元素（上）（昭和４１年２月２８日第１版発行）
甲第６号証：ＷＯ８８／０７５９４号公報
甲第７号証：特開昭５８−８７２４９号公報
甲第８号証：ロール成形（１９９０．５．２５第１版発行）
　ウ−２．甲各号証に記載される事項
◎甲第１号証は、耐摩耗鋳造合金、特に耐摩耗性に優れかつ鋳造組織むらの少ない耐摩耗部材用鋳鉄合金に関するものであり、その特許請求の範囲第１項には「１．重量百分率で、炭素２．４〜３．６、けい素０．５〜１．５、マンガン０．３〜１．０、クロム３〜８、モリブデン９以下、タングステン８以下、バナジウム２〜８、ニオブ２〜８、残部鉄および不可避不純物よりなることを特徴とする耐摩耗合金鋳鉄。」と、また、同号証第２頁左上欄第８行〜１９行目に、「本発明の目的は、かかる高バナジウム鋳鉄合金におけるバナジウム炭化物の重力偏析を効果的に防止し、均質な組織を持った大型鋳物あるいは、遠心鋳造鋳物に適した耐摩耗鋳造用合金を提供することにある。すなわち、本発明は、バナジウム炭化物中のバナジウムの一部をニオブによって置換することによりバナジウム炭化物の重力偏析の発生を防止するものであり、これによって、バナジウム炭化物が鋳物の全面に均一に分布した大型鋳物、遠心鋳造鋳物が得られるという知見にもとづいて完成されたものである。」と記載されている。
◎甲第２号証は、高合金鋼や低温加熱材の圧延または高圧下圧延のように圧延条件の苛酷な圧延に適した熱間圧延用ロールに関するもので、その特許請求の範囲の第２項には、「重量％でＣ：０．９〜２．３、Ｓｉ：１．０以下、Ｍｎ：１．3以上、Ｐ：０．０３以下、Ｓ：０．０３以下、Ｃｒ：７．９〜１０．５、Ｍｏ：２．０以上、Ｖ：０．９〜３．８、Ｃｏ：１．７以下、Ｗ：４．４〜６．５、Ｎｂ：７．０以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる金属を９００〜１１００℃で焼入れし、５００〜８００℃で焼戻してＭＣタイプの二次炭化物を析出させた材料でロール外殻を構成した熱間圧延用ロール。」と、また、第３頁左上欄第１１行〜２０行目に、「鋳造を遠心鋳造法で行えば、これをロールの外殻とし、ロールの芯部を鋳鋼、鋳鉄および鍛鋼等として、複合化し靭性を上げるとともにロールの製造コストを下げることができる。またその組立て方法も、ロールの芯部がまだ未凝固の状態の時に芯部の外周に本発明の成分の鋼を鋳込み、遠心鋳造法で仕上げるか、ロールの外殻のみを遠心鋳造法で製造した後、完成しているロール芯部に挿入し、焼ばめ、拡散固着および溶接等で固定してもよい。」と、さらに、第４頁右上欄第８行〜１７行目に発明の効果として、「この発明により、ロールの外殻にＣｒ７Ｃ３タイプの一次炭化物等を析出させて硬さを上げ、耐摩耗性を向上させることができるとともに、靭性も高くでき、さらに熱処理によりＭＣタイプの二次炭化物を析出させた場合は、圧延負荷や熱負荷の大きい圧延に適用することができる。また耐摩耗性が２倍以上に向上するので長時間連続圧延が可能となるので、ロール原単位の低減ができるとともに、省資源、省エネルギーにもつながるので、その事業的効果は大きい。」と記載されている。
◎甲第３号証は、被削性に優れた工具鋼であり、その特許請求の範囲第１項〜第６項に記載されているように、「重量％で、Ｃ：０．０１〜２．５％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｉｎ：０．００５〜０．５％、Ｃｒ：０．５〜１５．０％、Ｍｏ：０．２〜１０．０％、Ｗ：０．５〜１０．０％、Ｖ：０．１〜５．０％、Ｎｂ：０．０５〜２．０％、Ａｌ：０．０５〜２．０％、残部Ｆｅおよび不純物からなる工具鋼。」であり、また、第３頁右上欄第９行〜１２行目に、「Ｍｏ，Ｗ，Ｖは炭化物を形成し、熱処理硬さを増大して耐摩耗性を向上させるために有効な元素であるので…」と、さらに、第３頁右下欄第３行〜７行目に、「ＡｌはＮｉ，Ｃｕと同じように金属間化合物を形成し、結晶粒を微細化して強度を向上させるのに有効な元素であり、このような効果を得るために０．０５〜２．０％の範囲で適宜添加するのもよい。」と記載されている。
◎甲第４号証の第４頁左欄第１４行〜２５行目に「合金鋼　特別な性質を与える目的でＭｎ，ＳｉのほかＮｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｃｏ，Ｗ，Ｂｉ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｚｒ，Ｌａ，Ｂなどを添加した鋼で、ＩＳＯの合金鋼に相当し、外国では“ａｌｌｏｙ　ｓｔｅｅｌ”とよんでいる。これら添加元素の合計が５％以下のものを「低合金鋼」，１０％以上のものを「高合金鋼」と区別することもある。日本鉄鋼協会の標準化委員会では「合金鋼」とは次の元素のいずれか１つの含有量が重量％で、・・・」と、第９７頁右欄第２行目〜４行目に、「図２・９０にＡｌ添加による結晶粒微細化の効果と靭性の関係を示す。結晶微細化に作用する添加元素としてＡｌ以外、Ｎｂ，Ｖなどもあげられるが、・・・」と記載されている。
◎甲第５号証の第２６頁３節第１〜４行目に、３．鋼の脱酸剤としてのＡｌと題して、「鋼質を調整するためのＡｌ添加は１９２７年ドイツにおけるｌｚｅｔｔ鋼の研究にはじまり、米国のＭｃｑｕａｉｄによる結晶粒度調整に関連する検討などにより、ようやく注目を受けるようになり、さらに第２次大戦中における化学冶金学的進歩とともに、製鋼過程において、脱酸剤として、Ａｌを使用することが一般化されるに至った。溶鉄にＡｌを添加する場合は、金属状Ａｌ、酸化Ａｌ、窒化Ａｌ、硫化Ａｌ、などの生成が考えられる。従って、脱酸剤としてのＡｌを添加した場合の鋼におよぼす影響は、これらの生成物の生成状態および物理的、化学的諸性質ならびにこれらが鉄鋼の諸性質に及ぼす影響と・・・が考えられる。
◎甲第６号証には、熱間または冷間圧延用の耐摩耗複合ロール及びその製造方法について記載され、硬質の炭化物を晶出する成分系の材質とその熱処理法が記載されている。
◎甲第７号証には、耐摩耗性の極めて高い熱間圧延用ロールの材質とその熱処理法が記載されている。
◎甲第８号証には、ロールの熱処理法とその選び方が記載されている。
（以下、甲第１，甲第２・・各号証を甲１，甲２・・という。）
　
　エ．独立特許要件の判断
　エ−１．請求項１に係る発明（以下、本件発明という。）について、
  本件発明は、偏析の少ない、均一な材質が容易に得られ、かつ耐摩耗性に優れたロール材およびその鋳造法を提供することを目的とするもので（第３欄第８〜１１行）、ロール材の耐摩耗性をより一層改善するために炭化物形成元素を含有させるが、遠心鋳造技術を用いて複合ロールを製造する際に、凝固の初期段階で晶出したＭ１Ｃ１型炭化物と溶湯との比重の差異によって遠心分離力が働き、偏析が助長されるという従来の問題点を解消するために、所定成分組成の耐摩耗性ロール材中にＡｌを規定範囲含有させて、この問題を解消するものである（第４欄〜第５欄）。  　
　そして、そのメカニズムは、粘性流体中（この場合はハイス材溶湯）での粒子の移動速度は粒子の径に比例するから、遠心力鋳造された溶湯中に晶出したＭ１Ｃ１型炭化物の粒子が小さいほど、遠心力による移動は抑えられる。この際、Ａｌは溶湯中で酸化物を形成して微細に分散し、Ｍ１Ｃ１型炭化物晶出の核となるため、Ｍ１Ｃ１型炭化物を微細・分散化させる効果があり、上記のメカニズムによって遠心力鋳造における耐摩耗性と偏析を改善する。以上の効果を発揮するためには、前記のようにＡｌを０．０１〜０．５０％含有させるのであるが、０．０１％未満ではこの効果は十分ではなく、０．５０％を越えて含有されると介在物となって残留し、好ましくない（第５欄第４〜１５行）のである。  
  これに対し、甲１，甲２は、遠心鋳造による耐摩耗性ロール材に関するものであり、甲１のものは、バナジウム炭化物の重力偏析を防止し、均質な組織を持った遠心鋳造鋳物に適した耐摩耗鋳造用合金を提供するために、バナジウム炭化物中のバナジウムの一部をニオブによって置換することによりバナジウム炭化物の重力偏析の発生を防止するもので、甲１には、本件と同様な偏析についての問題認識は有るが、その解決手段がＶをＮｂで一部置換するのに対し、本件では、Ｖ炭化物だけでなくＮｂ炭化物や（Ｖ、Ｎｂ）複合炭化物も偏析の原因となるという問題認識のもとに、Ａｌの添加によって生ずる微細分散酸化物の、これら炭化物晶出時における核作用を利用するもので、甲１とは、偏析の認識のレベルが異なり、異質の技術的解決手段を採用している。
　同様に、甲２にも、上記本件発明のＶ、Ｎｂ等の炭化物偏析の問題認識とその解決策であるＡｌ添加に関する記載はない。
　甲３の鋼は、Ａｌを含有するが、被削性に優れた工具鋼に関し、その製造法は溶製した後造塊したものであり、また、この材料中のＡｌの作用は、結晶粒を微細化して強度を向上させるに有効な元素であると記載されているに留まり、本件発明特有の製造技術である遠心鋳造法や、この製造法に起因する偏析の問題の認識は何もなされておらず、遠心鋳造法とＡｌの作用について示唆するところはない。　
　また、甲４，甲５に記載のように鋼中のＡｌが脱酸や結晶粒微細化の作用を示すことは知られていても、本件は、上記のように耐摩耗性材の遠心鋳造法における偏析を抑制するためにＡｌを添加し、その生成物がＭ１Ｃ１炭化物晶出時の核作用をなして遠心力との関係で偏析を抑制するのであるから、この特定の遠心鋳造技術を離れてＡｌの一般的な鋼中の作用について論じても意味のないことである。
　同様に、甲６，甲７，甲８についても、熱間圧延用ロール材の遠心鋳造法を用いた熱処理技術が示されているが、Ａｌは添加されておらず、上記技術的意義について、特定鋳造技術である遠心鋳造と、材料中の添加成分であるＡｌの偏析に対する作用の認識はない。
　してみれば、本件発明の具体的な手法とメカニズムは本件記載のとおりであり、結局、本件の、遠心鋳造技術を用いた耐摩耗性ロール材の耐摩耗性に寄与する炭化物の鋳造時偏析解消のために、特定成分ロール材に核成分として機能する所定量のＡｌを添加するという技術思想の開示や示唆のない甲各号証の記載に基づいて本件発明を容易に想到できたということはできない。
  そして、本件発明は、請求項１に記載の構成により明細書記載の作用効果を生ずるものと認められる。
  したがって、本件発明は、甲１〜甲８に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであるということはできない。
　エ−２．請求項２に係る発明について、
　　請求項２発明は、請求項１の遠心力鋳造装置で鋳造された特定成分のロール材の発明に更に、熱処理条件を付加したものであるから、請求項１に記載の発明が、甲１〜甲８に記載の事項から容易に推考することができない以上、請求項２に記載の発明も同様に甲１〜甲８の記載から容易に推考しえたものである、ということはできない。
　
　したがって、訂正後における本件請求項１及び２に記載の特許発明は、特許法第２９条第２項の規定に違反してなされたものであるとはいえないから、特許出願の際独立して特許を受けることができない発明とすることはできない。
　
　オ．むすび
　　以上のとおりであるから、上記訂正請求は、特許法第１２０条の４第２項及び同条第３項で準用する第１２６条第２項乃至４項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
３．特許異議の申立てについての判断
　異議申立人：新日本製鐵株式会社の異議申し立ての理由に対する判断は上記２、ウ及びエで述べたとおりである。
　
４．以上のとおりであるから、特許異議申し立ての理由及び証拠方法によっては、本件請求項１及び２に係る発明の特許を取り消すことはできない。
　また、他に本件請求項１及び２に係る発明の特許を取り消すべき理由を発見しない。
　よって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１３年２月１９日（２００１．２．１９）
【訂正の要旨】
（３）訂正の趣旨
　訂正事項
　特許請求の範囲の請求項１が
　「遠心力鋳造装置で鋳造された外層の化学組成が重量％で
　　Ｃ　：１．９〜３．０％、　Ｓｉ：０．１〜２．０％
　　Ｍｎ：０．１〜２．０％、　Ｃｒ：３．０〜１０．０％
　　Ｍｏ：０．１〜９．０％、　Ｗ　：１．５〜１０．０％
　　Ｖ，Ｎｂの内一種又は二種の合計：３．０〜１０．０％
　　Ａｌ：０．０１〜０．５０％，
　残部Ｆｅおよび不純物よりなることを特徴とする高耐摩耗ロール材。」とあるを、下記のとおり訂正する。
　「遠心力鋳造装置で鋳造された外層の化学組成が重量％で
　Ｃ　：１．９〜３．０％、　Ｓｉ：０．１〜２．０％
　Ｍｎ：０．１〜２．０％、　Ｃｒ：３．０〜１０．０％
　Ｍｏ：０．１〜９．０％、　Ｗ　：１．５〜１０．０％
　Ｖ，Ｎｂの内一種又は二種の合計：３．０〜１０．０％
　Ａｌ：０．０１〜０．５０％，
　残部Ｆｅおよび不純物よりなり、
　
前記Ａｌを０．０１〜０．５０％の含有により耐摩耗性と偏析を改善されるように構成されてなる
（５４）【発明の名称】
高耐摩耗ロール材およびその製造法
（５７）【特許請求の範囲】
（１）遠心力鋳造装置で鋳造された外層の化学組成が重量％で
　Ｃ　：１．９〜３．０％、　Ｓｉ：０．１〜２．０％
　Ｍｎ：０．１〜２．０％、　Ｃｒ：３．０〜１０．０％
　Ｍｏ：０．１〜９．０％、　Ｗ　：１．５〜１０．０％
　Ｖ，Ｎｂの内一種又は二種の合計：３．０〜１０．０％
　Ａｌ：０．０１〜０．５０％，
　残部Ｆｅおよび不純物よりなり、
　
前記Ａｌを０．０１〜０．５０％の含有により耐摩耗性と偏析を改善されるように構成されてなる
（２）請求項（１）の高耐摩耗ロール材溶湯を遠心力鋳造装置で金型内に鋳込んで複合ロール又は複合スリーブの外層として鋳造後、ロール全体を焼入れ温度（オーステナイト化温度）から４００〜６５０℃までの温度域を２５０℃／Ｈｒ以上の冷却速度で焼入れした後、５００〜６００℃の温度で少なくとも１回以上焼戻しを行なうことを特徴とする高耐摩耗ロール材の製造法。
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
　本発明は、複合ロールの圧延使用層たる外層に使用されるロール材に関する。
（従来の技術）
　従来、耐摩耗性が特に要求される鉄鋼圧延用ロールの圧延使用層の材質として、高クロム鋳鉄材や耐焼付性を改善した黒鉛晶出型高クロム鋳鉄材が使用されていた。
　近年の圧延条件の過酷化に伴ない、より高い耐摩耗性が要求されるようになり、前記鋳鉄中にＮｂ，Ｖの一種又は二種を合計で２％以下添加して、その微細炭化物を結晶核として生成させ、これによって組織の微細化緻密化を図り、もって耐摩耗性を改善する試みも行われているが、耐摩耗性の向上要求に十分対応しているとはいえないのが実情である。
　一方、熱間圧延による耐摩耗性を大幅に改善するには、材質中にＷを多量に添加すればよい。しかしながら、複合ロールの外層は、主として遠心力鋳造によって鋳造されることから、Ｗが比重差により分離し、周方向に偏析が生じて均一な材質が得難いという問題がある。
　本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、偏析の少ない均一な材質が容易に得られ、かつ耐摩耗性に優れたロール材およびその鋳造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）
　上記目的を達成するためになされた本発明のロール材は、遠心力鋳造装置で鋳造された外層の化学組成を重量％で、
　Ｃ　：１．９〜３．０％、　Ｓｉ：０．１〜２．０％、
　Ｍｎ：０．１〜２．０％、　Ｃｒ：３．０〜１０．０％、
　Ｍｏ：０．１〜９．０％、Ｗ：１．５〜１０．０％、
　Ｖ，Ｎｂの内一種又は二種の合計：３．０〜１０．０％
　残部Ｆｅおよび不純物によって構成したものである。
　この際、Ｆｅの一部に代えて、Ａｌを０．０１〜０．５０％添加する。
　又鋳造方法としては遠心力鋳造装置を適用するのがよい。
　また、本発明のロール材の製造法としては、前記高耐摩耗ロール材溶湯を遠心力鋳造装置で金型内に鋳込んで複合ロール又は複合スリーブの外層として鋳造後、ロール全体を焼入れ温度（オーステナイト化温度）から４００〜６５０℃までの温度域を２５０℃／Ｈｒ以上の冷却速度で焼入れした後、５００〜６００℃の温度で少なくとも１回以上焼戻しを行なう。
（作用）
　本発明の高耐摩耗ロール材の化学組成は以下の理由により限定される。単位は重量％である。
　Ｃ　：１．９〜３．０％
　Ｃは主としてＦｅおよびＣｒと結合してＭ７Ｃ３型の高硬度複合炭化物を形成すると共にＣｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｗと結合してＭＣ型の高硬度複合炭化物をも形成する。この高硬度複合炭化物形成のために、１，９％以上のＣ％が必要である。一方、３，０％を越えてＣが含有されると炭化物量が増すと共に脆くなり、耐クラック性が劣化するため、３．０％以下とする。
　Ｓｉ：０．１〜２．０％
　Ｓｉは本発明材が鋳造合金であるため、湯流れ性の確保のために必要な元素であり、同時に又、使用原材料から、０．１％程度は不可避的に含有される。しかし、２．０％を越えると靱性の低下を招くため好ましくない。
　Ｍｎ：０．１〜２．０％
　Ｍｎは硬化能を増し、また、Ｓと結合してＭｎＳを生成し、Ｓによる脆化を防ぐ元素であり、同時に使用原材料から０．１％程度は不可避的に含有される。しかし、２．０％を越えると靱性の低下を招くため好ましくない。
　Ｃｒ：３．０〜１０，０％
　ＣｒはＦｅ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｗと共に、Ｃと結合して、高硬度複合炭化物を形成して高温に於ける耐摩耗性の向上に寄与する。また、一部は基地中に固溶して焼入れ性および耐摩耗性を改善する。３．０％未満ではこれらの効果が少なく、耐摩耗性改善が期待できない。一方、１０．０％を越えて含有されると靱性の劣化を来すために好ましくない。
　Ｍｏ：０．１〜９．０％
　ＭｏはＦｅ，Ｃｒ，Ｖ，Ｗと共にＣと容易に結合して、主としてＭＣ型複合炭化物を形成し、常温および高温硬度を高めて耐摩耗性の向上に寄与する。ＭｏはＷに比較して少量添加でその効果を発揮する。このさい、０．１％未満では所期の耐摩耗性を得ることができず、一方、９．０％を越えると靱性の低下を来し好ましくない。
　Ｗ：１．５〜１０．０％
　Ｗも同様に、Ｆｅ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂと共に容易に結合して複合炭化物を形成し、常温および高温硬度を高めて耐摩耗性の向上に寄与する。１．５％未満では所期の耐摩耗性を得ることができず、一方、１０．０％を越えると靱性の低下を来し、耐ヒートクラック性を悪化させる。また、遠心力鋳造の際、マクロ偏析を生成し易くさせる。このため１０．０％以下とする。Ｖ，Ｎｂの内一種又は二種の合計：３．０〜１０．０％
　Ｖ，Ｎｂと同様にＦｅ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗと共にＣと容易に結合して、主としてＭＣ型複合炭化物を形成し、常温および高温硬度を高めて耐摩耗性の向上に寄与する。また、このＭＣ型複合炭化物は厚さ方向に枝状に生成するために、基地の靱性変形を抑止し、機械的性質、さらには耐クラック性の向上にも寄与する。単独または二種を複合して、３．０％以上添加しないとかかる効果は現れにくい。しかし、添加量が１０．０％を越えると靱性の低下を招来すると共に、遠心力鋳造の際、マクロ偏析を生成し易くなる。このため、１０．０％以下とする。
　本発明のロール材は、前記の合金元素（以下ハイス成分という）の他、Ｆｅの一部に代えて、Ａｌ：０．０１〜０．５０％を含有させたものである。Ａｌは溶湯中で酸化物を生成して、溶湯中の酸素含有量を低下させ、製品の健全性を向上させると共に、生成した酸化物が結晶核として作用するために凝固組織の微細化による耐摩耗性改善に効果があると共に、遠心力鋳造における偏析をも併せて改善する効果がある。
　上記の効果は、次のメカニズムによることを発明者らは知見した。
　即ち、一般にハイス成分の耐摩耗性は、極めて硬いＭ１Ｃ１型炭化物に負うところが大きい。このＭ１Ｃ１型炭化物は実質的にはＶ１Ｃ１炭化物、Ｎｂ１Ｃ１炭化物、あるいは（Ｖ、Ｎｂ）１Ｃ１炭化物であるが、溶湯の凝固過程においては固相率の小さい段階で晶出するため、遠心力鋳造すると、晶出したＭ１Ｃ１型炭化物の粒子と溶湯の平均比重との差違によって、その粒子に内面向きあるいは外面向きの遠心分離力が働き、偏析を助長する。
　粘性流体中（この場合はハイス材溶湯）での粒子の移動速度は粒子の径に比例するから、遠心力鋳造された溶湯中に晶出したＭ１Ｃ１型炭化物の粒子が小さいほど、遠心力による移動は抑えられる。
　この際、Ａｌは溶湯中で酸化物を形成して微細に分散し、Ｍ１Ｃ１型炭化物晶出の核となるため、Ｍ１Ｃ１型炭化物を微細・分散化させる効果があり、上記のメカニズムによって遠心力鋳造における耐摩耗性と偏析を改善する。
　以上の効果を発揮するためには、前記のようにＡｌを０．０１〜０，５０％含有させるのであるが、０．０１％未満ではこの効果は十分ではなく、０．５０％を越えて含有されると介在物となって残留し、好ましくない。
　また、本発明のロール材は以上の成分のほか残部がＦｅおよび不純物で形成される。尚、Ｐ、Ｓは原料より不可避的に混入するが、材質を脆くするので少ない程望ましく、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．１％以下に止めておくのがよい。
　本発明のロール材は、複合ロールの外層として遠心力鋳造、例えば横型遠心力鋳造するのが一般的であるが、該横型遠心力鋳造に比べて立型遠心力鋳造はＧの変動、遠心力鋳造用金型の振動が小さいので、金型内に鋳込まれた溶湯の成分の移動が起こりにくいため、組織均一性に優れたロール材が容易に得られる。このため、立型遠心力鋳造すると、横型遠心力鋳造する場合に比べて、特に鋳込温度を高くすることができ、鋳込作業に時間的余裕が出来るため作業の容易化が図られ、湯面に形成された酸化物等の巻き込みによる鋳造欠陥も防止しうる。
（実施例）
　複合ロールは、圧延使用層たる外層に軸芯部を溶着したものや、外層内面に内層を溶着した複合スリーブをロール軸に焼きばめ等により固着したものであるが、本発明のロール材はいずれのタイプについても、その外層材として使用可能である。尚、外層から軸芯部や内層に合金元素が混入し、軸芯材等の強靱性が劣化するのを防止するために、その間に中間層を鋳造形成することもある。前記軸芯や内層材としては下記第１表（溶湯組成）に例示した高級鋳鉄、ダクタイル鋳鉄、黒鉛鋼等の強靱材が使用され、中間層材としてはアダマイト材が使用される。
　前記複合ロールの外層は、立型若しくは横型遠心力鋳造によって形成されている。第１図は横型遠心力鋳造装置を示しており、遠心力鋳造用金型１は回転ローラ２，２によって回転自在に支持されており、外層材溶湯は堰鉢３から注湯桶４を介して金型内に鋳込まれる。５は湯止め用砂型である。軸芯部を鋳込むときは、外層６を内有した遠心力鋳造用金型１を起立させ、その両端に軸芯部形成用の上型、下型を連設した静置鋳型を構成し、その内部に軸芯材溶湯を鋳込めばよい。該横型遠心力鋳造装置においては、金型内に鋳込まれた溶湯の各部は金型の回転毎に上下動するため、Ｇの変動があり、またローラや金型の偏心や傷により振動が発生し易く、鋳込まれた溶湯中の成分は移動し易い。このため、成分の移動により偏析が生じ易くなるので、通常、凝固開始温度＋７０℃程度以下として比較的低温で鋳込むのが良い。
　第２図は立型遠心力鋳造装置を示しており、遠心力鋳造金型１１の上下端には上型１２、下型１３が組み立てられており、該鋳型は回転する基盤１４に同心状に機械的に固定されている。このため、堰鉢１５を介して鋳型内に鋳込まれ、遠心力の作用で金型１１内面に上昇し付着した外層材溶湯１６は、Ｇの変動や振動を受けにくい。尚、遠心力鋳造用金型１１のみ基盤１４に固定し、外層鋳造後、上型、下型を組み立て、軸芯部を静置鋳造してもよいことは勿論である。
　本発明のロール材は、複合ロール又は複合スリーブの外層として鋳造後、ロール全体を焼入れ温度（オーステナイト化温度）から４００〜６５０℃までの温度域を２５０℃／Ｈｒ以上の冷却速度で焼入れることにより、良好な焼入れ組織を得ることができる。尚、焼戻しは５００〜６００℃の温度で１回ないし数回行うとよい。
　本発明でいうロール材とは、上記説明した圧延用ロールのみならず圧延付帯設備におけるローラに適用可能な材質であることを意味し、圧延用ロールの外層材に限らず、例えばホットランテーブルローラ等の中空円筒状ロールの外層材としても適用できる。
　次に本発明のロール材を圧延使用層たる外層に適用した複合ロールの具体的製造実施例を比較例、及び従来例と対比しつつ説明する。
〈Ｉ〉
（１）第２表の外層材溶湯を横型遠心力鋳造金型（内径φ４２０ｍｍ）に凝固開始温度＋５０℃の鋳込温度で鋳込んだ。鋳込量は肉厚で６５ｍｍ分とした。同表中にＮｂを有しない実施例１、実施例２及びＮｂを有する実施例３と、比較例１、比較例２及び従来例を例示したが、該従来例は耐摩耗性を改善した高クロム鋳鉄材である。
　なお、金型回転数は共にＧＮＯで１００とした。
（２）外層鋳造後、外層を内有した金型を垂直に立てて、両端に上型および下型を連設して、その内部に軸芯材（高級鋳鉄）溶湯を鋳込んだ。
（３）後日、鋳型を解体し、ロール素材を取出し、粗加工後、１０００℃で２時間保持後、４２０℃／Ｈｒで４５０℃まで冷却し、５０℃／Ｈｒで常温まで冷却した後、５５０℃×１０Ｈｒ保持の焼戻し熱処理を２回繰り返した。熱処理後の外層表面硬度は下記第３表通りであった。
（４）外層端部縦断面のマクロ組織を目視観察したところ、実施例１〜３は横型遠心力鋳造にも拘らず成分の偏析も殆んど認められなかった。また、外層より板状試験片を採取し、固定した試験片に回転輪を押し付けて比摩耗量を測定した。
試験結果を第４表に示す。
＊・試験条件
　回転輪材質…ＳＵＪ２　浸炭焼入（ＨＲＣ６０〜６２）
　初期荷重　…１８．０　Ｋｇｆ
　すべり速度…３．４ｍ／秒
　すべり距離…２００ｍ
第４表より、実施例１〜３は従来例に比べて４〜６倍、耐摩耗性が優れているとが認められた。
　さらに、同表より、Ｎｂが含有されていない実施例１および実施例２は、Ｎが含有されていない比較例１に比べて耐摩耗性がよく、Ｎｂが含有されている実施例３は、Ｎｂが含有されている比較例２に比べて耐摩耗性がよいことがわかる。従って、これにより、Ｎｂが非含有、含有にかかわらずＡｌ含有により耐属性が向上していることがわかる。
〈ＩＩ〉
（１）下記第５表の外層材溶湯を横型又は立型遠心力鋳造用金型（内径φ４２０ｍｍ）に肉厚で５０ｍｍ分鋳込んだ。金型回転数は共にＧＮｏ．で１００とした。鋳造種別、鋳込温度は下記の通りである。尚、外層材の凝固開始温度は、各実施例とも約１３３０℃である。
実施例４…横型、１４３０℃
実施例５…横型、１３８０℃
実施例６…立型、１４３０℃
実施例７…立型、１４３０℃
比較例３…横型、１４３０℃
　なお、上記実施例４〜７及び比較例３は何れもＮｂを含有しないものである。
（２）鋳造後、型ばらしし、外層素材を１０００℃で３Ｈｒ保持した後、冷却し、５５０℃で１０Ｈｒ焼鈍した。
（３）熱処理後、外層素材を軸方向全長に亘って切断し、縦断面のマクロ組織が目視観察した結果、実施例４は部分的に軽度の偏析が認められたが、実施例５〜７は偏析が殆ど認められなかった。
　一方、実施例４〜７の硬度、耐摩耗性は実施例１〜３と略同値である。これに対して、比較例３は偏析が全体にわたり認められた。
（発明の効果）
　以上説明した通り、本発明のロール材は、遠心力鋳造装置で鋳造された外層の化学組成が重量％で
　Ｃ　：１．９〜３．０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、
　Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：３．０〜１０．０％、
　Ｍｏ：０．１〜９．０％、Ｗ　：１．５〜１０．０％、
　Ｖ，Ｎｂの内一種又は二種の合計：３．０〜１０．０％、
　Ａｌ：０．０１〜０．５０％、
　残部Ｆｅおよび不純物よりなり、特に遠心力鋳造装置において、その鋳造中に前記、遠心鋳造ハイス特定成分に添加されたＡｌの特定含有によって、溶湯中で酸化物を生成して、溶湯中の酸素含有量を低下させ、生成した酸化物を形成して微細に分散し、Ｍ１Ｃ１型炭化物晶出の核となるため、Ｍ１Ｃ１型炭化物を微細・分散化させるために耐摩耗性改善の効果に加えて遠心力鋳造における排除できなかった偏析を大いに改善するという効果を顕著に発揮するものとして優れる。
　また、本発明は前記ロール材溶湯を遠心力鋳造装置で金型内に鋳込んで複合ロール又は複合スリーブの外層として鋳造後、ロール全体を焼入れ温度（オーステナイト化温度）から４００〜６５０℃までの温度域を２５０℃／ｈｒ以上の冷却速度で焼入れした後、５００〜６００℃の温度で少なくとも１回以上焼戻しを行なうことにより、偏析の少ない均一な材質が容易に得られ、かつ耐摩耗性に優れたロール材が得られた。
【図面の簡単な説明】
　第１図は横型遠心力鋳造装置の主要部断面図、第２図は立型遠心力鋳造装置の主要部断面図である。