JP2018197390A - 溶融金属メッキ浴用部材 - Google Patents

Abstract

【課題】Ａｌを５０質量％以上含有する溶融Ｚｎ−Ａｌメッキ浴又は溶融Ａｌメッキ浴に使用する部材であって、表面のドロス、溶射皮膜の割れや剥離が発生しにくく、基材自体も溶損しにくい溶融金属メッキ浴用部材の提供。【解決手段】質量比でＣ：０．１０％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上４．００％以下、Ｍｎ：０．１０％以上３．００％以下、Ｃｒ：１５．０％以上３０．０％以下、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＴａの合計：０．９％以上５．０％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物で、Ｎｂ系、Ｔｉ系、Ｖ系、Ｔａ系炭化物及びこれらの複合炭化物が晶出炭化物に対して３０％以上の面積率であるフェライト系ステンレス鋼からなる基材と、基材表面の少なくとも一部を覆うように設けられた溶射皮膜とを含み、溶射皮膜はセラミックス皮膜及び／又はサーメット皮膜からなる溶融金属メッキ浴用部材。【選択図】図２

Description

本発明は、溶融金属メッキ浴用部材に関する。より詳しくは、Ａｌを５０質量％以上含有する溶融Ｚｎ−Ａｌメッキ浴又は溶融Ａｌメッキ浴で使用される溶融金属メッキ浴用部材に関する。

溶融亜鉛メッキ設備における、容器、輸送用ポンプ、シンクロール、サポートロール、攪拌用治具等の浴用材は、溶融亜鉛による流動摩耗と腐食作用を受けるため、溶融亜鉛に対する抵抗力の大きい材料からなるものが望まれている。
このような材料として、例えば、特許文献１には、重量％にて、Ｃ：０.１％以下、Ｓｉ：１.５〜５.０％、Ｍｎ：２.５〜５.５％、Ｃｒ：１０〜１５％、Ｎｉ：０.５％以下、並びに、Ｍｏ：２.０％以下、Ｎｂ：２.０％以下、Ｗ：２.０％以下、Ｔｉ：２.０％以下及びＢ：１.０％以下からなる群から選択される元素を１種又は２種以上含有し、残部実質的にＦｅである耐溶融亜鉛腐食性に優れる合金、が提案されている。

また、溶融亜鉛による腐食に対して抵抗力の大きい合金として、特許文献２には、Ｃ：０．４０％以下、Ｓｉ：１．５０〜３．５０％、Ｍｎ：２０％以下、Ｃｒ：３．０〜２０．０％、及び、Ｎｉ：５．０％以下、Ｍｏ：５．０％以下、Ｗ：５．０％以下、Ｎｂ：２．０％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ａｌ：１．０％以下から選んだ元素を１種又は２種以上含有し、残部が実質的にＦｅからなる耐溶融亜鉛腐食性が優れた合金、が提案されている。

一方、近年では、新しいめっき技術として、Ａｌを含有する溶融Ａｌ−Ｚｎ合金メッキ浴中に部品や部材を浸漬し、Ａｌ−Ｚｎ合金メッキを施す処理法が開発され、実用化されている。しかしながら、従来から溶融Ｚｎメッキ浴（浴温：４１０〜５００℃）の浴槽材として使用されていた合金を、そのまま溶融Ａｌ−Ｚｎ浴の浴槽材として使用すると、溶損が著しく、浴槽の寿命が著しく短くなるという問題があった。特に、溶融Ａｌ−Ｚｎ合金メッキ浴において、Ａｌ含有量が多くなると浴槽の寿命が短くなっていた。

そこで、特許文献３では、３〜１０重量％Ａｌを含有する溶融Ａｌ−Ｚｎ合金メッキ浴用部材に使用する鋳物として、Ｃ：２．０〜４．０％、Ｓｉ：２．０〜５．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｃｒ：３．０〜２５．０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする耐溶損性に優れた溶融Ａｌ−Ｚｎメッキ浴槽用鋳鉄鋳物、が提案されている。

特開平６−２２８７１１号公報 特開昭５５−７９８５７号公報 特開２０００−１０４１３９号公報

しかしながら、溶融Ａｌ−Ｚｎメッキ浴中では、鋼帯や浴中部材から溶出したＦｅがめっき浴中のＡｌ、Ｚｎと反応して、めっき浴中にドロスと称する粒状物（主としてＦｅ−Ａｌ合金などの粒子）が発生することがあった。ドロスが溶融金属メッキ浴用部材としてのシンクロールやサポートロール等の表面に発生する（付着する）と、当該ロールによる鋼帯の搬送時に鋼帯にキズがつく等、不具合が生じることがあった。この問題は、Ａｌの含有量が５０質量％以上になるＡｌ−Ｚｎメッキ浴、及びＡｌメッキ浴において特に起こりやすく、長年の課題となっていた。
本発明者らは、このような課題を回避すべく鋭意検討を行い、新たな技術的思想に基づく本発明を完成した。

（１）本発明の溶融金属メッキ浴用部材は、
Ｃ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下、
Ｓｉ：０．０１質量％以上４．００質量％以下、
Ｍｎ：０．１０質量％以上３．００質量％以下、
Ｃｒ：１５．０質量％以上３０．０質量％以下、
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＴａの合計：０．９質量％以上５．０質量％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
フェライト相を主相とし、晶出炭化物を含む組織を有し、
Ｎｂ系炭化物、Ｔｉ系炭化物、Ｖ系炭化物、Ｔａ系炭化物及びこれらの複合炭化物は、上記晶出炭化物に対して３０％以上の面積率であるフェライト系ステンレス鋼からなる基材と、
上記基材の表面の少なくとも一部を覆うように設けられた溶射皮膜と、
を含み、
上記溶射皮膜は、セラミックス皮膜及び／又はサーメット皮膜からなり、
Ａｌを５０質量％以上含有する溶融Ｚｎ−Ａｌメッキ浴又は溶融Ａｌメッキ浴で使用される。

上記溶融金属メッキ浴用部材は、特定の組成のフェライト系ステンレス鋼からなる基材と、当該基材の表面の少なくとも一部を覆うように設けられたセラミックス皮膜及び／又はサーメット皮膜からなる溶射皮膜とを備えている。
上記フェライト系ステンレス鋼は、後述するように、それ単独で一定の耐溶損性を示すが、このフェライト系ステンレス鋼からなる基材の表面に更にセラミックス皮膜及び／又はサーメット皮膜からなる溶射皮膜を設けることで、部材表面での合金析出反応（ドロス付着）を低減することができる。さらに、溶射皮膜を設けることで、部材表面の耐摩耗性を向上させることができ、鋼帯との接触による摩耗を低減することができる。
そのため、上記溶融金属メッキ浴用部材は、溶射皮膜が設けられていない場合に比べて、長期間の使用が可能になる。
また、上記溶融金属メッキ浴用部材は、長期間の使用により溶射皮膜上にドロス付着が生じたとしても、その溶射皮膜だけを除外してリコートすることができ、再利用が可能である。

また、上記溶融金属メッキ浴用部材は、上記溶射皮膜の熱膨張係数と上記フェライト系ステンレス鋼からなる基材の熱膨張係数とが近いため、上記溶射皮膜に割れが生じたり、上記基材と上記溶射皮膜との間で剥離が生じたりしにくくなっている。
Ａｌを高純度で含む溶融Ｚｎ−Ａｌメッキ浴は、Ａｌの融点が高いために５５０℃以上といった高温で操業する必要があり、従来は、浴中材として、溶融Ｚｎ−Ａｌに対して優れた耐食性を示す高クロム含有量のオーステナイト系ステンレス鋼（例えば、ＳＵＳ３１６Ｌ）が主に使用されてきた。しかし、オーステナイト系ステンレス鋼は、サーメット材料やセラミックス材料と熱膨張係数が大きく異なるため、オーステナイト系ステンレス鋼からなる基材上にこれらの材料からなる溶射皮膜を形成すると、５５０℃以上の高温に曝されたときに、基材の膨張に溶射皮膜が追従できず、溶射皮膜に割れや剥離が発生して、溶射皮膜本来の機能が果たせなかった。
これに対し、上記基材の材料として開発されたフェライト系ステンレス鋼は、フェライト系ステンレス鋼であるにもかかわらず、溶融Ｚｎ−Ａｌに対して優れた耐食性を示すとともに、サーメット材料やセラミックス材料と熱膨張係数が近いものとなっている。
すなわち、上記基材は、特定の組成のフェライト系ステンレス鋼からなるため、セラミックス皮膜及び／又はサーメット皮膜からなる溶射皮膜で被覆したとしても、溶射皮膜に割れや剥離が発生しにくく、万が一、溶射皮膜に割れが発生し、メッキ浴成分（溶融金属成分）が基材表面まで侵入してきたとしても、基材自体がメッキ浴成分と反応しにくくなっている。
なお、上記基材において、晶出炭化物とは液相又は固相から析出した炭化物を意味する。

（２）上記溶融金属メッキ浴用部材の上記基材において、上記フェライト系ステンレス鋼は鋳鋼とすることができる。
（３）上記溶融金属メッキ浴用部材の上記基材において、上記フェライト系ステンレス鋼が鋳鋼である場合、上記晶出炭化物は、上記組織に対して５％以上３０％以下の面積率である、ことが好ましい。
（４）上記溶融金属メッキ浴用部材の上記基材において、上記フェライト系ステンレス鋼が鋳鋼である場合、上記Ｎｂ系炭化物、上記Ｔｉ系炭化物、上記Ｖ系炭化物、上記Ｔａ系炭化物及びこれらの複合炭化物は、上記組織に対して３％以上の面積率である、ことが好ましい。

（５）上記溶融金属メッキ浴用部材の上記基材において、上記フェライト系ステンレス鋼は鍛鋼とすることができる。
（６）上記溶融金属メッキ浴用部材の上記基材において、上記フェライト系ステンレス鋼が鍛鋼である場合、上記Ｎｂ系炭化物、上記Ｔｉ系炭化物、上記Ｖ系炭化物、上記Ｔａ系炭化物及びこれらの複合炭化物は、上記組織に対して３％以上の面積率である、ことが好ましい。
（７）上記溶融金属メッキ浴用部材の上記基材において、上記フェライト系ステンレス鋼が鍛鋼である場合、上記晶出炭化物は、上記組織に対して３．５％以上３０％以下の面積率である、ことが好ましい。

（８）上記溶融金属メッキ浴用部材において、上記基材は、上記Ｆｅに代えて、さらに、
Ｃｕ：０．０２質量％以上２．００質量％以下、
Ｗ：０．１０質量％以上５．００質量％以下、
Ｎｉ：０．１０質量％以上５．００質量％以下、
Ｃｏ：０．０１質量％以上５．００質量％以下、
Ｍｏ：０．０５質量％以上５．００質量％以下、
Ｓ：０．０１質量％以上０．５０質量％以下、
Ｎ：０．０１質量％以上０．１５質量％以下、
Ｂ：０．００５質量％以上０．１００質量％以下、
Ｃａ：０．００５質量％以上０．１００質量％以下、
Ａｌ：０．０１質量％以上１．００質量％以下、及び
Ｚｒ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含む、ことが好ましい。

（９）上記溶融金属メッキ浴用部材において、上記基材は、Ｐの含有量が０．５０質量％以下に制限されてなる、ことが好ましい。

（１０）上記溶融金属メッキ浴用部材において、上記溶射皮膜は、
サーメット皮膜及びセラミックス皮膜からなり、
上記基材側から順に、サーメット皮膜及びセラミックス皮膜が積層されてなることが好ましい。

（１１）上記溶融金属メッキ浴用部材において、上記溶射皮膜は、
上記サーメット皮膜を含み、
上記サーメット皮膜は、（i）Ｗ及びＭｏの少なくともいずれかの元素と、（ii）Ｃ及びＢの少なくともいずれかの元素と、（iii）Ｃｏ、Ｎｉ及びＣｒの少なくともいずれかの元素と、（iv）Ｓｉ、Ｆ及びＡｌの少なくともいずれかの元素と、を含むことが好ましい。

本発明によれば、表面にドロスが発生したり、溶射皮膜に割れや剥離が発生したりしにくく、基材自体も溶損しにくい溶融金属メッキ浴用部材を提供することができる。
このような溶融金属メッキ浴用部材は、５０質量％以上のＡ１を含有する溶融Ｚｎ−Ａｌメッキ浴又は溶融Ａｌメッキ浴に好適に用いることができる。

溶融金属メッキ浴を備えたメッキ装置の一例を模式的に示す図である。 図１に示したメッキ装置を構成するシンクロールを示す平面図である。 試験例１で作製した試験片におけるＳＥＭ写真の１つである。 試験例３０で作製した試験片におけるＳＥＭ写真の１つである。

以下、本発明の実施形態に係る溶融金属メッキ浴用部材について、図面を参照しながら説明する。
上記溶融金属メッキ浴用部材は、溶融金属メッキ浴を備えたメッキ装置において、溶融金属メッキ液と接触する当該メッキ装置の構成部材として好適に使用することができる。

図１は、溶融金属メッキ浴を備えたメッキ装置の一例を模式的に示す図である。図２は、図１に示したメッキ装置を構成するシンクロールを示す平面図である。
図１に示す溶融金属メッキ装置１０は、鋼帯浸漬型の溶融金属メッキ装置である。
溶融金属メッキ装置１０は、溶融金属メッキ浴１を備え、当該メッキ浴１の内部には、鋼帯２が送り込まれる側から順に、シンクロール３、サポートロール４及びスタビライザーロール５が配置され、さらにメッキ浴１の上方にはタッチロール６が配置されている。その他、浴中機器としてスナウト７があり、メッキ浴１上にはワイピングノズル８が配置されている。
そして、本発明の実施形態に係る溶融金属メッキ浴用部材は、例えば、上述したメッキ装置１０における、シンクロール３、サポートロール４、スタビライザーロール５、タッチロール６、スナウト７、ワイピングノズル８等として好適に使用することができる。
また、上記溶融金属メッキ浴用部材は、上記以外にもメッキ槽や、不図示の輸送用ポンプや、撹拌用冶具等としても用いることができる。

具体的には、例えばシンクロール３は、図２に示すように、その側面で鋼帯２を搬送する円筒状のロール本体３ａと、ロール本体３ａを支持し、回転可能とする軸３ｂとで構成されている。
このようなシンクロール３として、溶融金属メッキ浴用部材を使用する場合には、ロール本体３ａのみに溶射皮膜が設けられていても良いし、ロール本体３ａ及び軸３ｂの両方に溶射皮膜が設けられていても良い。また、ロール本体３ａにおいては、胴長部（周面）３ｃにのみ溶射皮膜が設けられていても良いし、胴長部３ｃと端部（端面）３ｄの両方に溶射皮膜が設けられていても良い。特にロール本体３ａの胴長部３ｃは鋼帯が接触する部位であるため、この部位に溶射皮膜を設けることは、ロール本体３ａの摩耗低減と、鋼帯のキズ発生の防止に効果的である。
このように、上記溶融金属メッキ浴用部材は、基材と、この基材の表面の少なくとも一部を覆うように設けられた溶射皮膜とからなる。

上記溶融金属メッキ浴用部材は、後述する構成を有するため、溶融アルミニウムメッキ浴や、５０質量％以上のＡｌを含有する溶融Ａｌ−Ｚｎ合金メッキ浴等の基材として好適である。
上記溶融アルミニウムメッキ浴は、溶融アルミニウム１００％からなるメッキ浴である。通常、このメッキ浴の浴温は、アルミニウムの融点である６６０℃以上とされる。
５０質量％以上のＡｌを含有する上記溶融Ａｌ−Ｚｎ合金メッキ浴は、例えば、溶融亜鉛と溶融アルミニウムを含有し、アルミニウムの含有量が５５質量％であるＡｌ−Ｚｎ合金メッキ浴（所謂、ガルバリウム浴）等である。通常、このメッキ浴の浴温は、５５０℃以上とされる。
以下、上記基材及び上記溶射皮膜のそれぞれの構成について説明する。

上記基材は、
Ｃ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下、
Ｓｉ：０．０１質量％以上４．００質量％以下、
Ｍｎ：０．１０質量％以上３．００質量％以下、
Ｃｒ：１５．０質量％以上３０．０質量％以下、
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＴａの合計：０．９質量％以上５．０質量％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
フェライト相を主相とし、晶出炭化物を含む組織を有し、
Ｎｂ系炭化物、Ｔｉ系炭化物、Ｖ系炭化物、Ｔａ系炭化物及びこれらの複合炭化物は、上記晶出炭化物に対して３０％以上の面積率であるフェライト系ステンレス鋼からなる。

上記フェライト系ステンレス鋼は、フェライト相を主相とする。
ここで、フェライト相を主相とするとは、晶出炭化物及び析出炭化物を除いた組織のうち、９０％以上がフェライト相であることを意味する。なお、フェライト相の定量は、常法のＸＲＤ測定に従い、鏡面研磨した試験片から得られたＸ線回折強度から求めることができる。例えば、フェライト相とオーステナイト相からなる場合、フェライト相の回折ピーク（１１０）、（２００）、（２１１）、及びオーステナイト相の回折ピーク（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）を用いて定量を行う。

上記フェライト系ステンレス鋼を構成する組織は、晶出炭化物を含んでいる。そのうえで、上記組織では、Ｎｂ系炭化物、Ｔｉ系炭化物、Ｖ系炭化物、Ｔａ系炭化物及びこれらの複合炭化物の上記晶出炭化物に対する面積率（以下、この面積率を「面積率Ａ」ともいう）が、３０％以上となっている。
上記フェライト系ステンレス鋼では、上記面積率Ａが上記範囲にあることが極めて重要である。

上記フェライト系ステンレス鋼が含有する元素には、Ｃｒと、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ及びＴａの少なくとも１種とがある。これらの元素は、上記フェライト系ステンレス鋼が含有するＣとの間で炭化物を生成することができる。
上記フェライト系ステンレス鋼おいて、Ｃｒは上記メッキ浴に対する耐溶損性を確保するうえで極めて重要な元素であり、所定量のＣｒを含有することで、優れた耐溶損性が確保されている。
一方、ＣｒはＣと結合してＣｒ系炭化物を生成することができ、上記Ｃｒ系炭化物の生成によってＣｒが消費されると、マトリックス中のＣｒ量が減少して十分な耐溶損性を確保することができない場合がある。
そこで、上記フェライト系ステンレス鋼は、合計量が所定量となるＮｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＴａを含有し、かつこれらの元素の炭化物が、３０％以上の上記面積率Ａを満足するように存在している。Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＴａの炭化物の生成は、炭素との結合し易さから、Ｃｒ系炭化物の生成に対して優先的に進行する。そのため、上記面積率Ａを３０％以上とすることにより、Ｃｒ系炭化物の生成を抑制することができ、その結果、上記フェライト系ステンレス鋼において、十分な上記耐溶損性を確保することができる。

上記フェライト系ステンレス鋼は、鋳鋼であっても良いし、鍛鋼であっても良い。鋳鋼とするか、鍛鋼とするかは、上記溶融金属メッキ浴用部材のサイズや種類に応じて適宜選択すれば良い。
例えば、上記溶融金属メッキ浴用部材としてのメッキ槽等は、上記フェライト系ステンレス鋼を、砂型鋳型に鋳造する砂型鋳造品とすることができる。
また、例えば、上記溶融金属メッキ浴用部材としてのシンクロールやサポートロール等は、遠心鋳造することにより、または、鋳造インゴットを熱間鍛造することにより製造することができる。

以下、上記基材を構成する上記フェライト系ステンレス鋼が鋳鋼である場合の実施形態について説明する。
上記フェライト系ステンレス鋼が鋳鋼である場合、上記面積率Ａの上限は、特に限定されるものではないが、Ｃｒ系炭化物とのバランスを考慮し、例えば、８５％以下とすることができる。
また、面積率Ａは、３０％以上６５％以下の範囲であることが好ましく、３５％以上６５％以下の範囲であることがより好ましい。上記の範囲とすることで、晶出炭化物（全ての炭化物）が微細なものとなり、凝固及び冷却時の割れを効果的に抑制することができる。
なお、上記面積率Ａの算出方法については後に詳述する。

また、上記フェライト系ステンレス鋼が鋳鋼である場合、Ｃの含有量（質量％）と、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ及びＴａの含有量（質量％）とは、下記に関係式（１）を満足することが好ましい。
（［Ｎｂ］＋２［Ｔｉ］＋２［Ｖ］＋０．５［Ｔａ］）／［Ｃ］＞３．２・・・（１）
この式（１）を満足するように各元素を含有すると、上記面積率Ａを３０％以上とするのに特に適している。
上記式（１）を満足する場合、Ｃの含有量に対してＮｂ、Ｔｉ、Ｖ及びＴａの合計量が充分量となっており、Ｃｒ系炭化物の生成を抑制することができ、３０％以上の上記面積率Ａを満足するのに適している。
なお、上記式（１）において、Ｔｉ、Ｖ及びＴａに付された係数は、これら各元素の原子量と、Ｎｂの原子量との差を考慮したものである。

上記フェライト系ステンレス鋼が鋳鋼である場合、上記晶出炭化物は、上記組織に対して５％以上３０％以下の面積率（以下、この面積率を「面積率Ｂ」ともいう）であることが好ましい。上記面積率Ｂは、５％以上１５％以下であることがより好ましい。面積率Ｂの下限を５％とすることにより、耐溶損性に寄与する晶出炭化物の量をより十分なものとすることができる。また、面積率Ｂの上限を３０％、より好ましくは１５％とすることにより、晶出炭化物を起点とした割れの発生を抑制することができる。

上記フェライト系ステンレス鋼が鋳鋼である場合、上記Ｎｂ系炭化物、上記Ｔｉ系炭化物、上記Ｖ系炭化物、上記Ｔａ系炭化物及びこれらの複合炭化物は、上記組織に対して３％以上の面積率（以下、この面積率を「面積率Ｃ」ともいう）であることが好ましい。面積率Ｃの下限を３％とすることにより、耐溶損性に寄与する晶出炭化物量をより十分なものとすることができる。
面積率Ｃの上限は特に限定されるものではないが、例えば、１０％とすることが好ましい。面積率Ｃを１０％以下とすることにより、晶出炭化物（全ての炭化物）が微細なものとなり、凝固及び冷却時の割れを効果的に抑制することができる。

以下、上記基材を構成する上記フェライト系ステンレス鋼が鍛鋼である場合の実施形態について説明する。
上記基材を構成する鍛鋼を得るための鍛造方法としては、特に限定されず、冷間鍛造および熱間鍛造のどちらであっても良いが、加工が容易である熱間鍛造を用いることが好ましい。
上記熱間鍛造を行う場合、鍛造温度は１２００℃〜８００℃の範囲とすればよい。また、必要に応じて、鍛造前に１２００℃〜１０００℃の範囲で均熱処理を行ってもよい。
上記鍛鋼を得る場合、鍛造後に固溶化処理、時効処理等の熱処理を実施してもよい。

上記した条件で熱間鍛造を行うと、上記Ｃｒ炭化物は、母相への固溶温度が低いため、固溶する場合がある。
一方、上記Ｎｂ系炭化物、上記Ｔｉ系炭化物、上記Ｖ系炭化物、上記Ｔａ系炭化物及びこれらの複合炭化物は、母相への固溶温度が高いため、上記した条件で熱間鍛造を行っても、ほとんど固溶は起こらない。

したがって、鋳造状態（ａｓ ｃａｓｔ）の場合に比して、上記面積率Ｃの変化はほとんどないが、上記面積率Ａ及び上記面積率Ｂは変化しうるため、上記フェライト系ステンレス鋼が鍛鋼の場合の面積率Ａ、Ｂ及びＣについて以下に説明する。
なお、上記面積率Ｃについては、上記した通り、上記フェライト系ステンレス鋼が鋳鋼の場合と同様である。そのため、詳細な説明を省略する。

面積率Ａについては、上記フェライト系ステンレス鋼が鋳鋼の場合と同じく、３０％以上とすることにより、Ｃｒ系炭化物の生成を抑制することができ、その結果、上記フェライト系ステンレス鋼において、充分な上記耐溶損性を確保することができる。したがって、鍛鋼における面積率Ａが３０％以上であればよく、鍛造前の鋳造状態（ａｓ ｃａｓｔ）における面積率Ａは３０％未満であってもよい。
なお、上記フェライト系ステンレス鋼が鍛鋼である場合も、Ｃの含有量（質量％）と、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ及びＴａの含有量（質量％）とは、下記に関係式（１）を満足することが好ましい。
（［Ｎｂ］＋２［Ｔｉ］＋２［Ｖ］＋０．５［Ｔａ］）／［Ｃ］＞３．２・・・（１）

面積率Ｂについては、３．５％以上３０％以下であることが好ましい。
更に、上記面積率Ｂについては、他の面積率との組み合わせにおいて、（i）面積率Ａが３０％以上で、かつ面積率Ｂが５％以上３０％以下であることや、（ii）面積率Ａが３０％以上及び面積率Ｃが３％以上で、かつ面積率Ｂが３．５％以上３０％以下であること、がより好ましい。
例えば、上記フェライト系ステンレス鋼が鍛鋼である場合には、熱間鍛造又は熱処理により、Ｃｒ系炭化物が固溶する場合があるが、Ｃｒ系炭化物が固溶すること、即ち、Ｃｒがマトリックス中に存在することによって、上記基材の上記メッキ浴に対する耐溶損性が優れたものとなる。このような場合も、上記（i）又は（ii）の要件を充足する場合には、晶出炭化物の量を耐溶損性に寄与する十分な晶出炭化物の量とすることができる。
また、上記（ii）の場合、面積率Ｂの更に好ましい範囲は、３．９％〜３０％であり、かかる範囲にすることで上記基材は更に耐溶損性に優れたものとなる。

上記フェライト系ステンレス鋼の熱膨張係数は、概ね（９．０〜１１．５）×１０^−６／Ｋである。そのため、当該フェライト系ステンレス鋼からなる基材の表面を覆うように、セラミックス皮膜及び／又はサーメット皮膜を設けた場合に、これらの溶射皮膜に割れや破損が発生することを回避することができる。

以下、上記フェライト系ステンレス鋼における各元素の組成限定理由について説明する。
Ｃ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下
Ｃは鋳造時の湯流れ性を向上させ、かつ、耐溶損性が向上するように炭化物を形成することができる。具体的には、Ｃｒ系炭化物が晶出すると、そのＣｒ系炭化物の周囲においてＣｒが欠乏し、耐溶損性に劣る領域がマトリックス中に局所的に生成する場合があるため、Ｎｂ系炭化物、Ｔｉ系炭化物、Ｖ系炭化物、Ｔａ系炭化物又はこれらの複合炭化物を晶出させることによって、過度のＣｒ系炭化物の晶出を抑制し、マトリックスの耐溶損性を優れたものとすることができる。このような効果を得るためには、Ｃの含有率は、０．１０質量％以上が必要である。一方、０．５０質量％を超えると炭化物が多くなりすぎて、上記フェライト系ステンレス鋼が脆化する。

Ｓｉ：０．０１質量％以上４．００質量％以下
Ｓｉは、脱酸と鋳造性の確保のために添加するが、Ｓｉの含有率が０．０１質量％未満では効果が無い。一方、４．０質量％を超えてＳｉを含有すると、上記フェライト系ステンレス鋼が脆化したり、上記フェライト系ステンレス鋼が鋳鋼として用いられる場合に鋳造欠陥が発生しやすくなったりする。また、上記フェライト系ステンレス鋼の耐溶損性も劣化する。

Ｍｎ：０．１０質量％以上３．００質量％以下
Ｍｎは、耐酸化特性向上に寄与するとともに、溶湯の脱酸剤としても作用する。これらの作用効果を得るためには、Ｍｎは、０．１０質量％以上含有することが必要である。一方、Ｍｎが３．００質量％を超えると、オーステナイトが残留しやすくなるため、経時形状変化の違い（熱膨張係数の違い）に基づく溶射皮膜の剥離や割れの原因となる。

Ｃｒ：１５．０質量％以上３０．０質量％以下
Ｃｒは、耐溶損性向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｃｒは１５．０質量％以上含有することが必要である。一方、３０．０質量％を超えるＣｒを含有すると脆化相を形成するため、上記フェライト系ステンレス鋼を鋳鋼として用いる場合、鋳造性が著しく低下し、その結果、健全な鋳物の製造が困難となる。

Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＴａの合計：０．９質量％以上５．０質量％以下
Ｎｂ、Ｖ及びＴｉ及びＴａは、上記フェライト系ステンレス鋼において、極めて重要な元素である。
これらの元素は、Ｃと優先的に炭化物を形成して、Ｃｒ系炭化物の形成を抑制することで、マトリックス中のＣｒ量の低下を抑制することに寄与する。このような効果を得るためには、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＴａを合計で、０．９質量％以上含有する必要がある。一方、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＴａを合計で、５．００質量％を超えて含有すると粗大な炭化物が形成され、この炭化物が割れの原因になることがある。

次に、上記フェライト系ステンレス鋼に任意に含有可能な、他の副成分元素について説明する。
Ｃｕ：０．０２質量％以上２．００質量％以下
Ｃｕは、上記フェライト系ステンレス鋼の融点を低下させ、当該フェライト系ステンレス鋼を鋳鋼として用いる場合、砂噛みなどの鋳造欠陥の発生を抑制する。また、Ｃｕには耐食性を大幅に高める働きがある。これらの効果を得るためには、０．０２質量％以上のＣｕを含有することが望ましい。一方、Ｃｕが２．００質量％を超えるとオーステナイトが残留しやすくなり、経時形状変化の違い（熱膨張係数の違い）に基づく溶射皮膜の剥離や割れの原因となることがある。

Ｗ：０．１０質量％以上５．００質量％以下
Ｗは、マトリックスに固溶して高温強度を高める働きをなす。しかし、上記の下限値未満では効果が不十分となる。Ｗの下限値は、望ましくは０．５０質量％とするのがよい。また、上限値を超えると鋼の延性が低下して、耐衝撃性等の低下につながる。Ｗの上限値は、望ましくは４．００質量％、より望ましくは３．００質量％とするのがよい。

Ｎｉ：０．１０質量％以上５．００質量％以下
Ｎｉは、マトリックスに固溶して高温強度を高める働きをなす。しかし、上記の下限値未満では効果が不十分となる。上記の上限値を超えるとα→γ変態温度が低くなり、使用可能な上限温度が低下する。また、Ｎｉが上記の上限値を超えると、オーステナイトが残留しやすくなり、経時形状変化の違い（熱膨張係数の違い）に基づく溶射皮膜の剥離や割れの原因となることがある。Ｎｉの上限値は、望ましくは３．００質量％、より望ましくは１．００質量％とするのがよい。

Ｃｏ：０．０１質量％以上５．００質量％以下
Ｃｏは、マトリックスに固溶して高温強度を高める働きをなす。しかし、上記の下限値未満では効果が不十分となる。Ｃｏの下限値は、望ましくは０．０５質量％とするのがよい。また、高価な元素なので、上記のごとき上限値とする。Ｃｏの上限値は、望ましくは３．００質量％とするのがよい。

Ｍｏ：０．０５質量％以上５．００質量％以下
Ｍｏはフェライト安定化元素であり、α→γ変態を上昇させる効果に優れる。しかし、上記の下限値未満ではその効果が不十分となる。また、上限値を超えると延性が低下して、耐衝撃性等の低下につながる。Ｍｏの上限値は、望ましくは３．００質量％、より望ましくは１．００質量％とするのがよい。

Ｓ：０．０１質量％以上０．５０質量％以下
ＳはＭｎ系硫化物を形成し、上記フェライト系ステンレス鋼の被削性を向上させる。上記の下限値未満では効果が不十分となる。Ｓの下限値は、望ましくは０．０３質量％とするのがよい。また、上限値を超えると、上記フェライト系ステンレス鋼の延性、耐酸化性及び高温疲労強度の低下につながる。Ｓの上限値は、望ましくは０．１０質量％とするのがよい。

Ｎ：０．０１質量％以上０．１５質量％以下
Ｎは高温強度の向上に効果がある。しかし、上記の下限値未満では効果が不十分となり、上限値を超えると、上記フェライト系ステンレス鋼の延性の低下につながる。

Ｐ：０．５０質量％以下に制限
Ｐの含有は、耐酸化性及び高温疲労強度を低下させるので、上記の上限値以下に制限するのがよく、より望ましくは０．１０質量％以下に制限するのがよい。

Ｂ：０．００５質量％以上０．１００質量％以下
Ｂの添加は被削性の改善に効果がある。上記の下限値未満では効果が不十分となり、上限値を超えると、高温疲労強度の低下につながる。

Ｃａ：０．００５質量％以上０．１００質量％以下
Ｃａの添加は被削性の改善に効果がある。上記の下限値未満では効果が不十分となり、上限値を超えると、高温疲労強度の低下につながる。

Ａｌ：０．０１質量％以上１．００質量％以下
Ａｌはフェライトを安定させ、α→γ相変態を上昇させる効果が有り、かつ高温強度を向上させる働きがある。そのため、使用上限温度をさらに向上させたい場合には添加してもよい。その場合０．０１質量％以下ではその効果が現れないので下限を０．０１質量％とする。しかし、１．００質量％以上添加してもその効果が現れないばかりでなく、上記フェライト系ステンレス鋼を鋳鋼として用いる場合、湯流れ性の低下により鋳造欠陥が生じやすくなり、また延性の著しい低下も招くので上限を１．００質量％とする。

Ｚｒ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下
Ｚｒはフェライトを安定させ、α→γ相変態を上昇させる効果が有り、かつ高温強度を向上させる働きがある。そのため、上記フェライト系ステンレス鋼の使用上限温度をさらに向上させたい場合には添加してもよい。その場合０．０１質量％以下ではその効果が現れないので下限を０．０１質量％とする。しかし、０．２０質量％以上添加してもその効果が現れないばかりでなく延性の著しい低下を招くので上限を０．２０質量％とする。

その他の各元素の、本発明の効果が達成不能とならない範囲での含有許容量は以下の通りである（希ガス元素、人工元素及び放射性元素の含有は現実的でないので除外してある）。
Ｈ、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、Ｒｂ、Ｃｓ、Ｆｒ：各０．０１質量％以下
Ｂｅ、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ：各０．０１質量％以下
Ｈｆ：各０．１質量％以下
Ｔｃ、Ｒｅ：各０．０１質量％以下
Ｒｕ、Ｏｓ：各０．０１質量％以下
Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ：各０．０１質量％以下
Ｚｎ、Ｃｄ：各０．０１質量％以下
Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｌ：各０．０１質量％以下
Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐｂ：０．１質量％以下
Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｔｅ：各０．０１質量％以下
Ｏ：０．０２質量％以下
Ｓｅ、Ｔｅ、Ｐｏ：各０．１質量％以下
Ｆ、Ｃｌ、Ｂｒ、Ｉ、Ａｔ：各０．０１質量％以下

このような上記フェライト系ステンレス鋼からなる基材は、上述したメッキ浴成分に対する耐溶損性に優れるものである。そのため、本発明の実施形態に係る溶融金属メッキ浴用部材において、上記基材の表面を覆うように設けられた溶射皮膜の一部にもしも割れ等が発生して、上記基材表面にまでメッキ浴成分（溶融金属成分）が侵入してきたとしても、当該メッキ浴成分による腐食作用を受けにくくなっている。

次に、上記基材の表面を覆うように設けられた溶射皮膜について説明する。
上記溶射皮膜は、セラミックス皮膜及び／又はサーメット皮膜である。
このような溶射皮膜が設けられた部位は、溶射皮膜が設けられていない部位に比べて、ドロスが付着しにくくなっている。その理由は、溶融金属との反応性が低いからである。

上記セラミックス皮膜は特に限定されず、酸化物セラミックスからなる皮膜であっても良いし、炭化物セラミックスからなる皮膜であっても良いし、硼化物セラミックスからなる皮膜であっても良いし、フッ化物セラミックスからなる皮膜であっても良いし、珪化物からなる皮膜であっても良い。
上記セラミックス皮膜の具体例としては、例えば、炭化物（タングステンカーバイド、クロムカーバイド等）、硼化物（タングステンボライド、モリブデンボライド等）、酸化物（アルミナ、イットリア、クロミア等）、フッ化物（フッ化イットリウム、フッ化アルミニウム）、珪化物（タングステンシリサイド、モリブデンシリサイド）、及びこれらの複合したセラミックスの少なくともいずれかを含むものが挙げられる。
これらのなかでは、炭化物、硼化物及びフッ化物の少なくとも一つを含むものが好ましい。これらは溶融金属に対する濡れ性が低く、ドロス付着を抑制するのに特に適しているからである。

上記サーメット皮膜は特に限定されず、セラミックスと金属を含む溶射材を用いて設けられたものであればよい。上記溶射材としては、例えば、炭化物（タングステンカーバイド、クロムカーバイド等）、硼化物（タングステンボライド、モリブデンボライド等）、酸化物（アルミナ、イットリア、クロミア等）、フッ化物（フッ化イットリウム、フッ化アルミニウム）、珪化物（タングステンシリサイド、モリブデンシリサイド）、及びこれらの複合したセラミックスの少なくともいずれかと、バインダー金属として、鉄、コバルト、クロム、アルミ、ニッケル又はこれらの少なくとも１種を含む合金と、を含有する溶射材等が挙げられる。

上記サーメット皮膜としては、（i）Ｗ及びＭｏの少なくともいずれかの元素と、（ii）Ｃ及びＢの少なくともいずれかの元素と、（iii）Ｃｏ、Ｎｉ及びＣｒの少なくともいずれかの元素と、（iv）Ｓｉ、Ｆ及びＡｌの少なくともいずれかの元素と、を含むサーメット皮膜が好ましい。
このようなサーメット皮膜は、ドロス付着（反応層の形成）を抑制するのに特に適しているからである。中でも（ii）及び（iv）の元素、特に（iv）の元素は、溶融亜鉛及び溶融アルミニウムとの反応性を低減させるのに効果的である。また、（i）及び（ii）の元素の組み合わせは、耐摩耗性の向上に効果的である。
上記組成のサーメット皮膜の具体例としては、例えば、ＷＣ−ＷＢ−Ｃｏ−Ａｌ皮膜、ＷＣ−ＷＢ−Ｃｏ−ＷＳｉ皮膜等が挙げられる。

上記溶射皮膜は、サーメット皮膜及びセラミックス皮膜からなるときは、上記基材側から順に、サーメット皮膜及びセラミックス皮膜が積層されてなることが好ましい。
この場合、溶射皮膜の熱膨張係数の変化が段階的になりやすく、皮膜間での剥離や割れが発生しにくくなるからである。

上記溶射皮膜の熱膨張係数は、例えば、（７．０〜１０．０）×１０^−６／Ｋの範囲にあるものを選択することができる。
上記溶射皮膜の組成は、当該溶射皮膜の剥離や割れを回避する観点からは、上記基材の熱膨張係数との差が小さいものを選択することが好ましい。具体的には、上記基材と上記基材の直上にある溶射皮膜の熱膨張係数の差は、４．０×１０^−６／Ｋ以下であることが好ましく、３．０×１０^−６／Ｋ以下であることがより好ましく、２．０×１０^−６／Ｋ以下であることが更に好ましい。

上記溶射皮膜の厚さは、５０〜５００μｍが好ましい。
上記溶射皮膜の厚さが５０μｍ未満では、耐溶損性を十分に向上させることができない場合がある。一方、上記厚さが５００μｍを超えても耐溶損性はさほど向上せず、また、上記厚さが５００μｍを超えると溶射皮膜に割れや剥離等が発生しやすくなる。

上記溶射皮膜は、上記基材の表面全体を覆うように設けられていても良いし、上記基材の表面の一部にのみ設けられていても良い。
上記溶射皮膜が上記基材の一部にのみ設けられている場合、当該溶射皮膜は、メッキ処理する製品と接触する部分に設けられていることが好ましい。具体的には、例えば、上記溶融金属メッキ浴用部材がシンクロールの場合、ロール本体に溶射皮膜が設けられていることが好ましい。
上記溶融金属メッキ浴用部材は、少なくとも一部がメッキ浴に浸漬している部材に適用することが好ましい。一部でもメッキ浴に浸漬していると、メッキ浴に浸漬していない部位にも溶融金属が固体物として析出することが起こりうる。

上記溶射皮膜の表面には封孔皮膜が設けられていても良いし、封孔剤が充填されていても良い。メッキ浴成分が溶射皮膜の内部に侵入することを防ぐことができるからである。
上記溶射皮膜や上記封孔皮膜の形成方法、並びに上記封孔剤の充填方法としては、従来公知の方法を採用することができる。

（実施例）
以下、実施例によって本発明をさらに具体的に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。

（基材の組成と耐溶損性１：試験例１〜２９及び比較試験例１〜１０）
表１（試験例１〜２９）又は表２（比較試験例１〜８）に示す組成を有する材料を溶製し、厚さ３８４ｍｍ×幅２８０ｍｍ×長さ２３０５ｍｍの素管に鋳込み鋳片を製造した。この鋳片を機械加工して、直径φ３０ｍｍ×長さ３００ｍｍの試験片を得た。

（各試験片の評価）
［減肉量］
上記試験片を、６００℃まで加熱した、Ｚｎ：４３．４質量％、Ａｌ：５５質量％、Ｓｉ：１．６質量％を含有する溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ浴（ガルバリウム浴）中に１２０時間浸漬した後、上記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ浴から引きあげ、上記試験片を長手方向と垂直な方向に切断し、断面観察像から外径減少量を求めて当該試験片の減肉量とした。結果を表３に示した。
ここで、上記減肉量は小数点第３位を四捨五入して、小数点第２位までの数値（単位：ｍｍ）で算出した。その後、下記の基準で試験片の評価結果を「Ａ」〜［Ｃ］に振り分けた。結果を表３に示した。
Ａ：減肉量が０．４１ｍｍ以下
Ｂ：減肉量が０．４２〜０．４７ｍｍ
Ｃ：減肉量が０．４８ｍｍ以上

［晶出炭化物の面積率］
上記試験片に鏡面仕上げを施して測定サンプルとし、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて４００倍の倍率で当該測定サンプルの任意の１０箇所を観察した。なお、１視野あたりの観察面積は０．０６６ｍｍ^２である。
図３には、試験例１の試験片をＳＥＭ観察した際の観察画像の１つを示す。

得られた１０箇所の観察画像（ＳＥＭ観察から得られた反射電子像）の晶出炭化物について、ＥＤＸを用いてＣｒ系炭化物、Ｎｂ系炭化物、Ｔｉ系炭化物、Ｖ系炭化物、Ｔａ系炭化物を判別し、Ｗｉｎ ＲＯＯＦ（三谷商事株式会社製）により各晶出炭化物の総面積をそれぞれ算出した。
また、各晶出炭化物の総面積の総和（全晶出炭化物の総面積）を算出した。
その後、下記面積率（晶出炭化物の割合）を算出した。
なお、上記炭化物の判別方法としては、反射電子像のコントラストを利用してもよい。例えば、図１において、Ｎｂ系炭化物はＣｒ系炭化物よりも白く観察されていることが分かる。この手法では、炭化物の判別をより簡便に行うことができる。

（Ａ）全晶出炭化物におけるＮｂ系炭化物、Ｔｉ系炭化物、Ｖ系炭化物、Ｔａ系炭化物及びこれらの複合炭化物の割合（面積率Ａ（％））
Ｎｂ系炭化物、Ｔｉ系炭化物、Ｖ系炭化物、Ｔａ系炭化物及びこれらの複合炭化物のそれぞれの総面積の和を算出し、その値を上記全晶出炭化物の総面積で除すことで面積率Ａを算出した。結果を表３に示した。

（Ｂ）組織における全晶出炭化物の割合（面積率Ｂ（％））
上記各全晶出炭化物の総面積を、視野の総面積（１０箇所×１視野あたりの面積（０．６６ｍｍ^２））で除すことで面積率Ｂを算出した。結果を表３に示した。

（Ｃ）組織におけるＮｂ系炭化物、Ｔｉ系炭化物、Ｖ系炭化物、Ｔａ系炭化物及びこれらの複合炭化物の割合（面積率Ｃ（％））
Ｎｂ系炭化物、Ｔｉ系炭化物、Ｖ系炭化物、Ｔａ系炭化物及びこれらの複合炭化物のそれぞれの総面積の和を、総視野の面積で除すことで面積率Ｃを算出した。結果を表３に示した。

表３に結果を示したように、上記フェライト系ステンレス鋳鋼からなる基材は、溶融Ａｌ−Ｚｎ合金メッキ浴に対する耐溶損性に優れていた。

（基材の組成と耐溶損性２：試験例３０〜５８）
試験例１〜２９と同じ組成を有するφ１５０×３８０の鋳造材を溶製し、φ４０になるまで熱間鍛造した。
その後、機械加工により直径φ３０ｍｍ×長さ３００ｍｍの試験片を得た。

［減肉量］
得られた試験片を、試験例１〜２９と同様にして減肉量の評価を行った。結果を表４に示した。

［晶出炭化物の面積率］
得られた各試験片について、観察倍率を１０００倍に変更したほかは、試験例１〜２９と同様にして、ＳＥＭ観察を行った。なお、１視野あたりの観察面積は０．０１１ｍｍ^２であるため、当該測定サンプルの任意の６０箇所をＳＥＭ観察し、上記視野の総面積に合わせた。
その後、試験例１〜２９と同様に、ＥＤＸ解析、Ｗｉｎ Ｒｏｏｆによる画像解析を行い、面積率Ａ、Ｂ及びＣを評価した。結果を４に示す。

図４には、試験例３０の試験片をＳＥＭ観察した際の観察画像の１つを示す。
図４から明らかなように、上記フェライト系ステンレス鋼が鋳鋼である場合と比べて、鍛造による晶出炭化物の微細化が確認できる。
なお、面積率Ａ〜Ｃを算出する場合、観察倍率が小さいと微細化した晶出炭化物を見落とすことがあるため、目的とする炭化物を観察できる最小倍率よりも大きくすればよい。
例えば、試験例１〜２９において、観察倍率４００倍から１０００倍に変更しても、算出される面積率Ａ〜Ｃの値に違いはなかった。

表４に結果を示したように、上記フェライト系ステンレス鍛鋼からなる基材も、溶融Ａｌ−Ｚｎ合金メッキ浴に対する耐溶損性に優れていた。

（実施例及び比較例）
ここでは、４種類の基材（基材Ａ〜Ｄ：寸法形状はいずれも、φ２０ｍｍ×長さ１３０ｍｍの先端Ｒ付き丸棒である。）を用意し、その表面を覆うように溶射皮膜を設けた部材を作製し、各部材を評価した。

（基材Ａ〜Ｄの材質）
基材Ａ：試験例１のフェライト系ステンレス鋼（熱膨張係数：１０．０×１０^−６／Ｋ）
基材Ｂ：ＳＵＳ４０３（マルテンサイト系ステンレス鋼、熱膨張係数：９．９×１０^−６／Ｋ）
基材Ｃ：ＳＵＳ４３０（フェライト系ステンレス鋼、熱膨張係数：１０．４×１０^−６／Ｋ）
基材Ｄ：ＳＵＳ３１６Ｌ（オーステナイト系ステンレス鋼、熱膨張係数：１６．０×１０^−６／Ｋ）
なお、上記熱膨張係数は、２９３Ｋ（室温）〜３７３Ｋの線膨張量から算出した値である。

（基材Ａ〜Ｄのドロス付着性）
上記基材Ａ〜Ｄのそれぞれについて、６００℃まで加熱した、Ｚｎ：４３．４質量％、Ａｌ：５５質量％、Ｓｉ：１．６質量％含有する溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ浴（ガルバリウム浴）中に４８０時間浸漬した後、上記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ浴から引きあげ、上記試験片を長手方向と垂直な方向に切断し、断面観察を行い、反応層の厚さを測定した。結果を表５に示した。なお、本評価では、反応層の厚さが薄いほど、ドロス付着が少ないこととなる。

（実施例１（ａ）〜実施例１（ｌ））
基材として基材Ａを採用し、基材Ａの表面を覆うように溶射皮膜Ａ〜溶射皮膜Ｌを形成した部材を作製した。

（比較例１（ａ）〜比較例１（ｌ））
基材として基材Ｂを採用し、基材Ｂの表面を覆うように溶射皮膜Ａ〜溶射皮膜Ｌを形成した部材を作製した。
（比較例２（ａ）〜比較例２（ｌ））
基材として基材Ｃを採用し、基材Ｃの表面を覆うように溶射皮膜Ａ〜溶射皮膜Ｌを形成した部材を作製した。
（比較例３（ａ）〜比較例３（ｌ））
基材として基材Ｄを採用し、基材Ｄの表面を覆うように溶射皮膜Ａ〜溶射皮膜Ｌを形成した部材を作製した。

溶射皮膜Ａ〜溶射皮膜Ｌの組成、厚さ、熱膨張係数及び形成方法は、それぞれ下記の通りである。なお、下記熱膨張係数は、２９３Ｋ（室温）〜３７３Ｋの線膨張量から算出した値である。
［溶射皮膜Ａ］
組成：ＷＣ−Ｃｏ、厚さ：１００μｍ、熱膨張係数：７．２×１０^−６／Ｋ、形成方法：高速ガス炎溶射法

［溶射皮膜Ｂ］
組成：ＷＣ−ＮｉＣｒ、厚さ：１００μｍ、熱膨張係数：８．５×１０^−６／Ｋ、形成方法：高速ガス炎溶射法

［溶射皮膜Ｃ］
組成：ＷＣ−ハステロイＣ、厚さ：１００μｍ、熱膨張係数：９．０×１０^−６／Ｋ、形成方法：高速ガス炎溶射法

［溶射皮膜Ｄ］
組成：ＷＣ−Ｎｉ、厚さ：１００μｍ、熱膨張係数：８．０×１０^−６／Ｋ、形成方法：高速ガス炎溶射法

［溶射皮膜Ｅ］
組成：ＷＢ−ＣｏＣｒＭｏ、厚さ：１００μｍ、熱膨張係数：９．２×１０^−６／Ｋ、形成方法：高速ガス炎溶射法

［溶射皮膜Ｆ］
組成：ＭｏＢ−ＣｏＣｒＷ、厚さ：１００μｍ、熱膨張係数：９．３×１０^−６／Ｋ、形成方法：高速ガス炎溶射法

［溶射皮膜Ｇ］
組成：Ａｌ_２Ｏ_３−ＺｒＯ_２、厚さ：１００μｍ、熱膨張係数：９．０×１０^−６／Ｋ、形成方法：大気圧プラズマ溶射法

［溶射皮膜Ｈ］
組成：Ｙ_２Ｏ_３−ＺｒＯ_２、厚さ：１００μｍ、熱膨張係数：９．５×１０^−６／Ｋ、形成方法：大気圧プラズマ溶射法

［溶射皮膜Ｉ］
組成：Ａｌ_２Ｏ_３、厚さ：１００μｍ、熱膨張係数：７．０×１０^−６／Ｋ、形成方法：大気圧プラズマ溶射法

［溶射皮膜Ｊ］
組成：ＷＣ−ＷＢ−Ｃｏ−Ａｌ、厚さ：１００μｍ、熱膨張係数：９．２×１０^−６／Ｋ、形成方法：高速ガス炎溶射法

［溶射皮膜Ｋ］
組成：ＷＣ−ＷＢ−Ｃｏ−ＷＳｉ、厚さ：１００μｍ、熱膨張係数：８．９×１０^−６／Ｋ、形成方法：高速ガス炎溶射法

［溶射皮膜Ｌ］
組成：ＷＣ−ＷＢ−Ｃｏ−Ａｌ（表層にＹＦ_３封孔皮膜あり）、厚さ：１１０μｍ（封孔皮膜：１０μｍ）、熱膨張係数：９．２×１０^−６／Ｋ、形成方法：高速ガス炎溶射法

（評価）
（１）実施例１〜比較例３のそれぞれ（ａ）〜（ｌ）で作製した各部材について、６００℃まで加熱した、Ｚｎ：４３．４質量％、Ａｌ：５５質量％、Ｓｉ：１．６質量％を含有する溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ浴（ガルバリウム浴）中に４８０時間浸漬した後、上記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ浴から引きあげ、各部材の溶射皮膜の状態（溶射皮膜の割れや剥離の有無）を観察した。結果を表６に示した。

（２）実施例１（ａ）〜（ｌ）で作製した部材について、上記（１）で溶射皮膜の状態を観察した後、当該部材を長手方向と垂直な方向に切断し、断面観察を行い、反応層の厚さを測定した。結果を表６に示した。

表６に結果を示したように、基材Ａの表面に溶射皮膜を設けた部材は、溶射皮膜に割れや破損が発生にくく、表面に反応層（ドロス）が形成（付着）されにくかった。

Claims (11)

1. Ｃ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下、
   Ｓｉ：０．０１質量％以上４．００質量％以下、
   Ｍｎ：０．１０質量％以上３．００質量％以下、
   Ｃｒ：１５．０質量％以上３０．０質量％以下、
   Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ及びＴａの合計：０．９質量％以上５．０質量％以下、
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   フェライト相を主相とし、晶出炭化物を含む組織を有し、
   Ｎｂ系炭化物、Ｔｉ系炭化物、Ｖ系炭化物、Ｔａ系炭化物及びこれらの複合炭化物は、前記晶出炭化物に対して３０％以上の面積率であるフェライト系ステンレス鋼からなる基材と、
   前記基材の表面の少なくとも一部を覆うように設けられた溶射皮膜と、
   を含み、
   前記溶射皮膜は、セラミックス皮膜及び／又はサーメット皮膜からなり、
   Ａｌを５０質量％以上含有する溶融Ｚｎ−Ａｌメッキ浴又は溶融Ａｌメッキ浴で使用される溶融金属メッキ浴用部材。
2. 前記フェライト系ステンレス鋼は鋳鋼である、請求項１に記載の溶融金属メッキ浴用部材。
3. 前記基材において、前記晶出炭化物は、前記組織に対して５％以上３０％以下の面積率である、請求項２に記載の溶融金属メッキ浴用部材。
4. 前記基材において、前記Ｎｂ系炭化物、前記Ｔｉ系炭化物、前記Ｖ系炭化物、前記Ｔａ系炭化物及びこれらの複合炭化物は、前記組織に対して３％以上の面積率である、請求項３に記載の溶融金属メッキ浴用部材。
5. 前記フェライト系ステンレス鋼は鍛鋼である、請求項１に記載の溶融金属メッキ浴用部材。
6. 前記基材において、前記Ｎｂ系炭化物、前記Ｔｉ系炭化物、前記Ｖ系炭化物、前記Ｔａ系炭化物及びこれらの複合炭化物は、前記組織に対して３％以上の面積率である、請求項５に記載の溶融金属メッキ浴用部材。
7. 前記基材において、前記晶出炭化物は、前記組織に対して３．５％以上３０％以下の面積率である、請求項６に記載の溶融金属メッキ浴用部材。
8. 前記基材は、さらに、
   Ｃｕ：０．０２質量％以上２．００質量％以下、
   Ｗ：０．１０質量％以上５．００質量％以下、
   Ｎｉ：０．１０質量％以上５．００質量％以下、
   Ｃｏ：０．０１質量％以上５．００質量％以下、
   Ｍｏ：０．０５質量％以上５．００質量％以下、
   Ｓ：０．０１質量％以上０．５０質量％以下、
   Ｎ：０．０１質量％以上０．１５質量％以下、
   Ｂ：０．００５質量％以上０．１００質量％以下、
   Ｃａ：０．００５質量％以上０．１００質量％以下、
   Ａｌ：０．０１質量％以上１．００質量％以下、及び
   Ｚｒ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含む、請求項１〜７のいずれか一項に記載の溶融金属メッキ浴用部材。
9. 前記基材は、Ｐの含有量が０．５０質量％以下に制限されてなる、請求項１〜８のいずれか一項に記載の溶融金属メッキ浴用部材。
10. 前記溶射皮膜は、サーメット皮膜及びセラミックス皮膜からなり、
    前記基材側から順に、サーメット皮膜及びセラミックス皮膜が積層されてなる請求項１〜９のいずれか一項に記載の溶融金属メッキ浴用部材。
11. 前記溶射皮膜は、前記サーメット皮膜を含み、
    前記サーメット皮膜は、（i）Ｗ及びＭｏの少なくともいずれかの元素と、（ii）Ｃ及びＢの少なくともいずれかの元素と、（iii）Ｃｏ、Ｎｉ及びＣｒの少なくともいずれかの元素と、（iv）Ｓｉ、Ｆ及びＡｌの少なくともいずれかの元素と、を含む請求項１〜１０のいずれか一項に記載の溶融金属メッキ浴用部材。