"C:0.8~1.00質量の意味。化学成分組成について以下同じ、Si:0.3~1.5、Mn:1.0以下0を含まない、Cr:2.0~6.0、Mo:0.01~1.0、Al:0.010~0.050、N:0.001~0.020を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、かつ圧延ロール軸となる鋼材長手方向に対して垂直に切断した断面をSEM観察し、前記鋼材の最表面から深さ方向100mmまでの領域に存在する長径0.1μm以上の窒化物が、3~30個/100μm2であり、且つ前記窒化物の最大長径が4.0μm以下であることを特徴とする、耐スポーリング性に優れた亜鉛めっき鋼板用圧延ロール用鋼材。更に他の元素として、V:0.5以下0を含まないを含むものである請求項1に記載の亜鉛めっき鋼板用圧延ロール用鋼材。更に他の元素として、Ni:1.0以下0を含まないを含むものである請求項1または2に記載の亜鉛めっき鋼板用圧延ロール用鋼材。更に他の元素として、Ti、Zr、Hf、およびNbよりなる群から選択される少なくとも1種:合計で0.2以下0を含まないを含むものである請求項1~3のいずれかに記載の亜鉛めっき鋼板用圧延ロール用鋼材。請求項1~4のいずれかに記載された鋼材を用いて製造された圧延ロールであって、前記圧延ロールの外周から深さ方向100mmまでの領域における組織はマルテンサイトを主体とする組織であり、かつ、前記圧延ロールの表面硬度が85~100HSであることを特徴とする耐スポーリング性に優れた亜鉛めっき鋼板用圧延ロール。上記特許文献1のように、圧延用ワークロール表面の研削量を規定する技術では、ワークロール素材の原単位が高いだけでなく、ワークロール表面のキズの発生を十分に抑制することはできない。また特許文献2のように成分組成と表面硬度、焼戻し温度条件の規定のみでは、腐食してワークロールに侵入した拡散性水素を十分に無害化トラップすることはできず、スポーリング発生防止の観点からは十分なものとは言えない。特許文献3のように成分組成を規定するだけでは腐食によりワークロールに侵入した水素を十分に無害化トラップすることはできず、スポーリング発生防止の観点からは十分なものとは言えない。また特許文献4のように、MC系炭化物の形成に必要な元素特にMoやWは高価であり、高コストとなる問題があった。またこれらの炭化物が必要以上に析出すると、ロールの表面硬度が高くなりすぎるため、ワークロール鋼のメンテナンス性研削性に問題を生じることがあった。本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、ワークロール素材としての原単位を高めることなくワークロール表面に発生するキズを防止でき、耐スポーリング性に優れた亜鉛めっき鋼板用圧延ロール用鋼材、及び亜鉛めっき鋼板用圧延ロールを提供することにある。上記課題を解決し得た本発明の亜鉛めっき鋼板用圧延ロール用鋼材とは、C:0.8~1.00質量の意味。化学成分組成について以下同じ、Si:0.3~1.5、Mn:1.0以下0を含まない、Cr:2.0~6.0、Mo:0.01~1.0、Al:0.010~0.050、N:0.001~0.020を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、かつ圧延ロール軸となる鋼材長手方向に対して垂直に切断した断面をSEM観察し、前記鋼材の最表面から深さ方向100mmまでの領域に存在する長径0.1μm以上の窒化物が、3~30個/100μm2であり、且つ前記窒化物の最大長径が4.0μm以下であることに要旨を有するものである。本発明においては、更に他の元素として、V:0.5以下0を含まないを含むこと、更に他の元素として、Ni:1.0以下0を含まないを含むこと、また更に他の元素として、Ti、Zr、Hf、Nbよりなる群から選択される少なくとも1種:合計で0.2以下0を含まないを含むことも好ましい実施態様である。本発明には上記鋼材を用いて製造された圧延ロールが含まれ、本発明の亜鉛めっき鋼板用圧延ロールは、前記圧延ロールの外周から深さ方向100mmまでの領域における組織はマルテンサイトを主体とする組織であり、かつ、前記圧延ロールの表面硬度が85~100HSであることに要旨を有する。本発明によれば、ワークロール原単位を高めることなくワークロール表面に発生するキズを防止でき、耐スポーリング性に優れた亜鉛めっき鋼板用圧延ロール用鋼材、及び亜鉛めっき鋼板用圧延ロールを提供することができる。上記の通り、水潤滑環境下で使用されるワークロールの表面には、膨れキズが発生し易く、該膨れキズに起因してスポーリングが生じやすい。その理由は次の様に考えられている。亜鉛めっき鋼板の圧延工程では、ワークロール表面は亜鉛と水が共存する特殊な環境に曝される。亜鉛と水が共存する環境下では、亜鉛がイオン化する一方でZn→Zn22e、発生した吸着水素原子の一部は再結合HH→H2して水素分子としてワークロール外へ放出されるが、一部はワークロールの鋼材内部へ侵入すると考えられる。水素が鋼材内部へ侵入した場合は、圧延や摩耗による剪断応力が負荷された部分に水素が濃化して鋼を脆化させるため、通常の転動疲労き裂や摩耗キズよりもき裂水素脆化割れが発生しやすい。またき裂先端部分にはせん断応力が集中するため、水素濃化と相まって鋼に脆化を引き起こし、き裂が鋼材内部深さ方向に進展し、スポーリングとなって現れる水素が関与しない場合と比べて進展が早く発生しやすい。そこで本発明者らは、亜鉛と水が共存する特殊な環境で用いられる亜鉛めっき鋼板用圧延ロールに着目して水素浸入に伴うスポーリングの発生を抑制すべく、様々な角度から検討してきた。その結果、後記するように所定サイズの窒化物は水素トラップサイトとして有効に作用し、水素を無害化して耐スポーリング性を向上できること、また窒化物は上記したMC系炭化物に比べて硬度が低く、メンテナンス性にも悪影響を与えないとの知見を得た。本発明はこのような知見に基づき、耐スポーリング性向上に有用な窒化物を形成し得る成分、特に窒化物生成元素の組成を限定すると共に、所定サイズの窒化物を適切な密度で析出させることで、水素の濃化に起因する水素割れを抑制し、その結果、耐スポーリング性を大きく改善できることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明の耐スポーリング性に優れた亜鉛めっき鋼板用圧延ロール用鋼材、及び該鋼材を用いた圧延ロールについて説明する。なお、本発明の圧延ロールは、以下の圧延ロール用鋼材を用いて製造されるため、特に言及しない限り、重複する説明は省略する。まず、本発明を最も特徴づける水素をトラップして無害化に有効に作用する水素トラップサイト窒化物について説明する。本発明において窒化物とは、窒化物の他、他の元素が結合した窒化物も含む趣旨であり、例えばCが結合した炭窒化物も含まれる。このような窒化物としてはAlN以外にもAlNCなどが例示されるが、更に鋼材に任意で添加するTi、Zr、Hf、およびNbなどの選択成分のみからなる窒化物例えばTiNなどや炭窒化物例えばTiCNなども含まれると共に、Alと上記選択成分が結合した窒化物例えばAlTiNや炭窒化物例えばAlTiCNなども含まれる。以下では、単に窒化物ということがあるが、上記窒化物炭窒化物を含む意味である。本発明では圧延ロール軸となる鋼材長手方向に対して垂直に切断した断面において、鋼材の最表面亜鉛めっき鋼板接触面から深さ方向100mmまでの領域以下、表層部というに存在する長径0.1μm以上の窒化物の密度を、3~30個/100μm2とした。このように表層部に存在する窒化物の密度を制御することによって、耐スポーリング性を向上させることができる。鋼材表層部は上記したように、亀裂先端部への水素の濃化に起因してスポーリングが発生する。そこで鋼材表面から侵入拡散してくる水素拡散性水素を効果的に無害化する観点から、鋼材最表面から深さ方向100mmまでの領域を表層部と規定し、該表層部での窒化物の密度を規定した。水素トラップサイトとしての窒化物のサイズは特に限定されないが、過度の微細化は製造コストの増加を招くため、窒化物の長径は少なくとも0.1μm以上とする。また上記作用を有効に発揮するためには、0.1μm以上の窒化物の密度は、3個/100μm2以上必要であり、好ましくは5個/100μm2以上である。しかし窒化物が過剰に析出すると割れの起点となり、耐スポーリング性が劣化することから、窒化物の密度は30個/100μm2以下、好ましくは25個/100μm2以下とする。もっとも、窒化物は針状であるため、粗大化すると割れの起点となり、スポーリング性が悪くなることから、窒化物の最大長径を4.0μm以下とする必要があり、好ましくは3.0μm以下である。上記窒化物の密度、及びサイズの測定は、鋼材の表層部を走査型電子顕微鏡SEMで10視野1視野サイズ:約30~440μm2観察倍率5000~20000倍する。そして、各視野において窒化物の最大長径を測定すると共に、長径0.1μm以上の窒化物の密度個/100μm2を算出し、その平均値を採用する。次に本発明の鋼材の成分組成について説明する。本発明の亜鉛めっき鋼板用圧延ロール用鋼材は、基本成分としてC:0.8~1.00、Si:0.3~1.5、Mn:1.0以下0を含まない、Cr:2.0~6.0、Mo:0.01~1.0、Al:0.010~0.050、N:0.001~0.020を含有するものである。これらの構成元素の含有量を定めた理由は次の通りである。C:0.8~1.00Cは、FeやCr、Mo等の合金元素と結合して炭化物を形成し、ワークロールの表面硬度を高めると共に、耐摩耗性を向上させる元素である。さらには後述するように、Ti、Zr、Hf、およびNbの選択成分と炭化物や炭窒化物を形成し、水素トラップサイトとして作用することで、耐スポーリング性が向上する。さらにCは、ワークロール鋼の母相であるマルテンサイトの硬さを得るために必要な元素である。これらの効果を有効に発揮させるためには、C含有量は0.8以上、好ましくは0.82以上、より好ましくは0.85以上とする。しかしC含有量が多すぎると炭化物が粗大化して塊状となったり、ネットワーク状の共晶炭化物が生成して靭性劣化の原因となることがある。また残留オーステイナイト残留γが多くなって所望の表面強度を確保することが難しくなる。C含有量の上限は1.00以下、好ましくは0.98以下、より好ましくは0.95以下とする。なお、本発明で規定するC含有量とは、鋼材中に含まれる全C量を指し、例えば鋼材中に含まれる合金元素と結合状態で存在している炭化物や炭窒化物中のC量、鋼材中に固溶している固溶C量などを含む総量である。Si:0.3~1.5Siは、鋼材に固溶して固溶硬化作用を発揮するほか、焼入れ性の改善や焼戻し軟化抵抗の増大にも寄与する有用な元素である。これらの効果を有効に発揮させるには、Si含有量は0.3以上、好ましくは0.4以上とする。しかしSi含有量が多すぎるとワークロール形状に熱間加工する際の鍛造性が低下するばかりでなく、ワークロール自体の耐クラック性や靱性も著しく低下するので、1.5以下、好ましくは1.0以下とする。Mn:1.0以下0を含まないMnは、Siと同様に鋼材に固溶して固溶硬化、焼入れ性改善および焼戻し軟化抵抗の向上に寄与する。この様な作用を有効に発揮させるには、Mn含有量は好ましくは0.2以上、より好ましくは0.25以上とする。しかしMn含有量が多すぎるとワークロールの耐クラック性を著しく劣化させるので、1.0以下、好ましくは0.95以下とする。Cr:2.0~6.0Crは、FeやCと結合してFe,Cr7C3、Fe,Cr3C、Cr,Fe23C6等の複合炭化物を形成し、析出硬化に寄与する元素である。さらにCrの一部は鋼材に固溶して焼入れ性の向上にも寄与する。これらの効果を発揮させるには、Cr含有量は2.0以上、好ましくは2.5以上とする。しかしCr含有量が多すぎると粗大炭化物が析出して割れの起点となり、またワークロールの靭性が著しく劣化するため、6.0以下、好ましくは5.0以下とする。Mo:0.01~1.0Moは、焼入れ性、強度、及び靭性の向上に有効に作用する元素である。これらの効果を発揮させるには、Mo含有量は0.01以上、好ましくは0.05以上とする。しかしMo含有量が多すぎるとMoは高価な元素であるため、高コストとなるだけでなく、Mo6C型などの炭化物を形成し、ワークロールの耐クラック性が低下してスポーリングが発生し易くなり、また靭性が劣化するため、1.0以下、好ましくは0.9以下とする。Al:0.010~0.050Alはロール製造時の凝固過程初期において、AlNなどの窒化物を形成し、水素トラップサイトとして作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Al含有量は0.010以上、好ましくは0.020以上、より好ましくは0.025以上とする。しかしAl含有量が多すぎると粗大な窒化物最大長径が大きい意味、以下同じが過剰に析出して割れの起点となるため、0.050以下、好ましくは0.045以下、より好ましくは0.040以下とする。N:0.001~0.020Nは窒化物を形成し、水素トラップサイトとして作用する元素である。このような効果を有効に発揮させるには、N含有量は0.001以上、好ましくは0.002以上とする。しかしN含有量が多すぎると粗大な窒化物が過剰に析出して割れの起点となるため、0.020以下、好ましくは0.015以下とする。本発明の鋼材における上記基本成分以外の残部成分は実質的に鉄であるが、これら以外にも微量成分を含み得る。こうした微量成分としては、不純物、特にPやSなどの不可避的不純物が挙げられ、これら不可避的不純物は本発明の効果を損なわない限度例えば、数十ppmで許容される。本発明では、上記本発明の効果に悪影響を与えない範囲で、更に他の元素を積極的に含有させてもよい。本発明では、必要に応じて更に他の元素として、下記元素を含有させることも有効である。好ましい範囲を定めた理由は、次の通りである。V:0.5以下0を含まないVは、Cと結合して非常に硬い炭化物VCを形成し、ワークロールの耐摩耗性を向上させる元素である。またVは後記するTi、Zr、Hr、Nbなどと複合添加すると、これらTi等の窒化物を微細化する効果を有するため、窒化物と母材との界面が増加して水素トラップサイトが増加する。水素トラップサイトが増加すると、鋼材内部へ侵入してきた水素の捕捉率が高まり、耐スポーリング性を一段と向上できる。このような効果を有効に発揮させるには、V含有量は好ましくは0.01以上、より好ましくは0.05以上とする。しかしV含有量が多すぎると、ワークロールの被削性が悪化するため、好ましくは0.5以下、より好ましくは0.4以下とする。Ni:1.0以下0を含まないNiは靭性向上、焼き入れ性向上元素として有用な元素である。これらの作用を有効に発揮させるためにはNi含有量は好ましくは0.05以上、より好ましくは0.1以上とする。しかしNi含有量が多すぎると、鋼中の残留γ量が増えるためワークロールの表面硬さの確保が難しくなること、またコストアップの原因となるため、好ましくは1.0以下、より好ましくは0.8以下とする。Ti、Zr、Hf、およびNbよりなる群から選択される少なくとも1種:合計で0.2以下0を含まないTi、Zr、Hf、およびNbは、鋼中のCやNと結合して窒化物を形成し、水素トラップサイトとして作用することで、ワークロールの耐スポーリング性を向上させると共に、靭性向上元素として有用な元素である。このような効果を有効に発揮させるには、Ti、Zr、Hf、およびNbの含有量1種を添加する場合は単独量、複数添加する場合は合計量の意味、以下同じは、好ましくは0.001以上、より好ましくは0.003以上とする。しかしTi、Zr、Hf、およびNbの含有量が多すぎると、粗大な炭化物が析出して割れの起点となるため、好ましくは0.2以下、より好ましくは0.1以下とする。次に本発明に係るワークロールの硬度について説明する。本発明のワークロールは上記鋼材を用いて製造されるものであるが、本発明では、ロール外周から深さが100mmまでの領域における硬度表面硬度を85~100HS:ショア硬さとすることが望ましい。ワークロールの耐スポーリング性を改善するためには、表面硬度はできるだけ低い方が望ましいが、表面硬度が85HS未満ではワークロール表面に肌荒れが生じ易くなると共に、耐摩耗性も劣化することがある。また硬度が低くなるとスポーリング性に悪影響を及ぼすことがある。表面硬度は好ましくは85HS以上、より好ましくは87HS以上とする。しかし、表面硬度が100HSを超えるとスポーリングが発生しやすくなるので、表面硬度は100HS以下とすることが好ましい。表面硬度の測定には、ショア硬度計を用いて、ワークロール最表面から深さ100mmまでの領域において、少なくとも5箇所測定し、得られた測定値の平均値を表面硬度とする。また上記表面硬度を満足させるには、ロール外周から深さが少なくとも100mmまでの領域を硬質組織であるマルテンサイトを主体とする組織とすることが重要である。マルテンサイト主体とは、ロール外周から深さが100mmまでの領域の組織を光学顕微鏡倍率200~1000倍で少なくとも10視野観察して算出したマルテンサイト組織の平均面積率が好ましくは80以上、より好ましくは85以上であることを意味する。尚、マルテンサイト以外の残部組織は残留オーステナイト、ベイナイト等であり、これらの組織を残部組織として含むことも許容される。以下、上記本発明の亜鉛めっき鋼板用圧延ロールを製造する方法について説明する。上記特性が得られるのであれば、製造方法は特に限定されないが、例えば以下のような製造方法が推奨される。上記本発明の成分組成を満足する鋼を、例えば電気炉を用いた通常工程や、真空溶解工程、またはエレクトロスラグ溶解工程によって溶製された鋼塊を、加熱炉で適当な温度例えば900~1200°Cに加熱した後、プレス機により鍛造して棒状にした後、焼鈍調質熱処理を施し、その後、外径旋削を行ってワークロール材とする。なお、調質熱処理によって、窒化物が析出成長するため、所望の窒化物密度やサイズを確保するためには、調質熱処理の温度と保持時間を制御することが望ましく、例えば625°C±25°Cの温度域で、30時間±10時間保持することが好ましい。調質処理温度を高くし過ぎると、窒化物の析出が抑制されて所望の密度やサイズの確保が難しくなると共に、後記する焼入れを行っても、十分な表面硬度を確保できない場合がある。また調質保持時間が長くなりすぎると窒化物が粗大化してスポーリング性に悪影響を与える場合がある。次いでワークロール材に低周波焼入れ20~1000Hz、または中周波焼入れ1000~50000Hzを施す。低中周波焼入れを施すことによって、ワークロール外周から深さが100mmまでの領域がマルテンサイト主体の組織となり、好ましくは表面硬度85~100HSを確保することができる。効率的にこのような組織や硬度を確保する観点からは中周波焼き入れを施すのが望ましい。低中周波焼入れを施した後、室温まで水冷、あるいは放冷などにより冷却し、その後、焼戻し例えば70~200°Cを行うことによってワークロールが得られる。なお、焼戻し前に冷媒へ浸漬してサブゼロ処理例えば-60~-140°Cに冷却を施してもよい。本発明のワークロールは、ロール原単位を高めることなく耐スポーリング性に優れた特性を有する。またさらに、本発明のワークロールにおいては、表面にCrめっきが存在してもよい。Crめっきによって水素が鋼材中に侵入しても、鋼材が高い耐スポーリング性を有するため、亀裂の進展を抑制することができる。本発明のワークロールは、めっき後の鋼板にスキンパス圧延を施す際に用いる圧延ロールとして好適に用いることができる。以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。試験材の作製と調査下記表1に示す化学成分組成残部鉄及び不可避的不純物の鋼を真空溶解炉150kg級にて溶製し、鋳造してインゴットを作製した後、冷却した。このインゴットを約1200°Cに加熱した後、熱間鍛造して200mm角の角材長さは加工ままを作製した。次いでこの角材にAcm以下の温度で焼鈍した後、625°C±25°Cの温度域で30時間±10時間保持して調質熱処理を行った。得られた角材を中周波焼入れ1000~50000Hzを施した後、室温まで放冷し、その後、70~150°Cで10時間焼戻して試験材を得た。なお、No.1-2は調質処理温度を750°C±25°Cとし、No.1-3は調質保持時間を100時間±10時間とした以外は、上記製法と同じとした。表面硬度HSおよび鋼材組織については、この試験材200mm角の角材を用いて調べた。また、試験材から実機の亜鉛めっき鋼板圧延ロールを模した図1に示すようなダンベル状の試験片長さ150mm、標線間距離10mm、両端のつかみ具部は断面直径8mmの円形状、中央の薄肉部は断面直径4mmの円形状、試験片両端には長さ約15mmのねじ部を作製した。この試験片を用いて以下に示す試験方法で耐スポーリング性実機環境を模擬したスポーリング感受性試験について調べた。なお、窒化物のサイズ最大長径:μmと密度個/100μm2については、調質処理後、中周波焼入れ後の試験材について調べた。耐スポーリング性試験片を用いて亜鉛と水が共存する環境下を模擬して試験片のスポーリング感受性水素割れ感受性を測定し、耐スポーリング性を評価した。スポーリング感受性とは、SSRT試験SlowStrainRateTechnique:低歪み速度試験による浸漬後の破断伸びと大気中での破断伸びの比を用いて下記1式により定義される指標である。SSRT試験は、極低ひずみ速度で引っ張ることにより、水素の拡散を加速させ、一般的な遅れ破壊試験よりも材料の水素による脆化度合いを迅速、かつ敏感に評価できる試験方法である。式1により求められる値が低い程スポーリング感受性が低いほど、耐スポーリング性に優れていると評価できる。評価方法:亜鉛系めっき鋼板のスキンパス圧延時に生じるワークロールへの水素侵入は、鋼板ワークロール本体と亜鉛系めっき粉とが、ワークロール表面および亜鉛系めっき鋼板の表面を覆っている潤滑水中で接触することによって、異種金属接触腐食が生じることに由来する。そのため、試験片への水素導入は、試験片中央の薄肉部と両端のねじ部を除いた部分にマスキングを施し、潤滑水中での亜鉛の自然電位を考慮し、該試験片に対して3NaCl水溶液中において電源装置を用いて飽和カロメル電極SCE基準で-1100mVの電位を24時間印加して鋼中水素量を均一化した。その後、図2に示す様なSSRT試験機にて該環境中で電位を印加しながら伸びを測定した。試験片は図中に示した矢印方向へ引っ張られ、伸びが測定される。このときSSRT試験機内の雰囲気は水とし、水中で測定された伸びをEl1とする。クロスヘッド速度は2μm/minとした。なお、この試験では測定に長時間を要するため、伸びの測定中も鋼中への水素侵入を模擬するため水中で伸びを測定した。上記と同じ試験片3NaCl水中で電位を印加しないものをそのままSSRT試験機に装着して伸びを測定した。このときSSRT試験機内の雰囲気は大気とし、大気中で測定された伸びをEl0とする。クロスヘッド速度は2μm/minとした。なお試験片そのものの特性を評価するため、大気中で伸びを測定した。測定されたEl0とEl1から下記1式によりスポーリング感受性を算出し、この算出値に基づいて下記評価基準で耐スポーリング性を評価した。下記1式によるスポーリング感受性の算出値と評価結果を下記表2に示す。スポーリング感受性=1-El1/El0×1001式1で算出した値が60以下であるものを、耐スポーリング性に優れる○とし、さらに50以下であるものを特に耐スポーリング性に優れる◎として評価した。表面硬度ショア硬さ:HS試験材の任意の位置任意の5箇所における最表面から100mmまでの深さの領域において、負荷加重20kgf、荷重保持時間10秒として、ビッカース硬度計を用いて表面硬度を測定し、SAEJ417の硬さ換算表にてショア硬さに換算した。結果平均値を表2に記載する。組織試験材の表層部最表面から100mmまでの領域を光学顕微鏡を用いて200~1000倍で10視野観察し、マルテンサイトの面積率を測定してその平均値を求めた。その結果、いずれの試験片においても、マルテンサイト主体マルテンサイト面積率は80~90、残部残留γの組織であったNo.9除く。窒化物のサイズ長径:μmと密度個/100μm2:調質処理後、中周波焼入れ前の角材の圧延ロール軸となる前記鋼材長手方向に対して垂直に切断した断面の表層部最表面から100mmまでの領域をSEMで任意の10視野1視野サイズ:約440μm2観察し倍率:5000倍、各視野における窒化物の長径最大長さを測定した。また長径が0.1μm以上の窒化物の個数を測定して密度を求めた。なお、窒化物はSEM観察時にEDX分析によって確認した。表2より、本発明で規定する化学成分組成、及び窒化物の密度と長径の規定を満足するNo.1-1、及びNo.2~6のスポーリング感受性はいずれも60以下であり、耐スポーリング性に優れた性質を示した。一方、本発明で規定する化学成分組成を外れると共に、窒化物の規定を満足しない実験No.7~8では耐スポーリング性が悪かった。詳細には、No.7はAl含有量が過剰0.073質量なため、またNo.8はN含有量が過剰0.023質量なため、鋼材には粗大な窒化物が多量に形成されており、ワークロールの耐スポーリング性が悪かった。またNo.9は鋼材はC含有量が過剰なため、残留オーステナイト量が多くなってしまい、マルテンサイト面積率が80未満であり、十分な表面硬度を確保することができなかった。本発明の好ましい熱処理条件調質熱処理が適切に行われなかったNo.1-2調質処理温度750°C±25°Cでは、窒化物の密度が低いため、スポーリング感受性が悪く、また所望の硬度が得られなかった。また調質処理の保持温度が過剰に長かったNo.1-3調質保持時間100時間±10時間では、窒化物が粗大化してしまい、スポーリング感受性が悪かった。"