TWI697569B

TWI697569B - 熔融金屬電鍍浴用構件

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Publication number: TWI697569B
Application number: TW107117514A
Authority: TW
Inventors: 竹内純一; 永井正也; 久保信一; 永冶仁; 鷲見芳紀; 小柳禎彦; 高林宏之; 竹中康宗
Original assignee: 日商東華隆股份有限公司; 日商大同特殊鋼股份有限公司; 日商大同凱思英鑄造股份有限公司
Priority date: 2017-05-24
Filing date: 2018-05-23
Publication date: 2020-07-01
Also published as: CN110678567A; WO2018216589A1; KR20190138882A; JP6890104B2; US11193195B2; TW201900899A; KR102255966B1; JP2018197390A; AU2018274826B2; AU2018274826A1; US20200087770A1

Abstract

一種熔融金屬電鍍浴用構件，其包含：基材，包括鐵氧體系不銹鋼，所述鐵氧體系不銹鋼含有：C：0.10質量%以上且0.50質量%以下、Si：0.01質量%以上且4.00質量%以下、Mn：0.10質量%以上且3.00質量%以下、Cr：15.0質量%以上且30.0質量%以下、Nb、V、Ti及Ta的合計：0.9質量%以上且5.0質量%以下，剩餘部分為Fe及不可避免的雜質，並且具有以鐵氧體相為主相並包含結晶碳化物的組織，Nb系碳化物、Ti系碳化物、V系碳化物、Ta系碳化物及該些的複合碳化物相對於所述結晶碳化物而為30%以上的面積率；以及熔射皮膜，以覆蓋所述基材的表面的至少一部分的方式而設，所述熔射皮膜包括陶瓷皮膜及/或金屬陶瓷皮膜，所述構件於含有50質量%以上的Al的熔融Zn-Al電鍍浴或熔融Al電鍍浴中使用。

Description

熔融金屬電鍍浴用構件

本發明是有關於一種熔融金屬電鍍浴用構件。更具體而言，是有關於一種於含有50質量%以上的Al的熔融Zn-Al電鍍浴或熔融Al電鍍浴中使用的熔融金屬電鍍浴用構件。

熔融鋅電鍍設備中的容器、輸送用泵、沉沒輥(sink roll)、支撐輥(support roll)、攪拌用夾具等浴用材會受到熔融鋅的流動摩擦與腐蝕作用，所以期望包括對熔融鋅的抵抗力大的材料者。

作為此種材料，例如專利文獻1中提出有：含有一種或兩種以上選自由以重量%計C：0.1%以下、Si：1.5%~5.0%、Mn：2.5%~5.5%、Cr：10%~15%、Ni：0.5%以下以及Mo：2.0%以下、Nb：2.0%以下、W：2.0%以下、Ti：2.0%以下及B：1.0%以下所組成的群組中的元素，剩餘部分實質上為Fe的、耐熔融鋅腐蝕性優異的合金。

而且，作為針對熔融鋅的腐蝕而言抵抗力大的合金，專利文獻2中提出有：含有一種或兩種以上選自C：0.40%以下、Si：1.50%~3.50%、Mn：20%以下、Cr：3.0%~20.0%及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%以下的元素，剩餘部分實質上包含Fe的、耐熔融鋅腐蝕性優異的合金。

另一方面，近年來，作為新的電鍍技術，開發並實用化有將零件或構件浸漬於含有Al的熔融Al-Zn合金電鍍浴中，並實施Al-Zn合金電鍍的處理法。然而，若將先前用作熔融Zn電鍍浴(浴溫：410℃~500℃)的浴槽材的合金直接用作熔融Al-Zn浴的浴槽材，則存在容損顯著、浴槽的壽命明顯變短這一問題。尤其，若於熔融Al-Zn合金電鍍浴中Al含量變多則浴槽的壽命變短。

因此，於專利文獻3中，作為含有3重量%~10重量%的Al的熔融Al-Zn合金電鍍浴用構件中所使用的鑄物而提出有耐容損性優異的熔融Al-Zn電鍍浴槽用鑄鐵鑄物，其特徵在於具有包含C：2.0%~4.0%、Si：2.0%~5.0%、Mn：0.1%~3.0%、Cr：3.0%~25.0%並且剩餘部分為Fe及不可避免的雜質的組成。

[現有技術文獻]

[專利文獻]

[專利文獻1]日本專利特開平6-228711號公報

[專利文獻2]日本專利特開昭55-79857號公報

[專利文獻3]日本專利特開2000-104139號公報

然而，於熔融Al-Zn電鍍浴中，存在自鋼帶或浴中構件熔出的Fe與電鍍浴中的Al、Zn進行反應，從而於電鍍浴中產生稱為浮渣(dross)的粒狀物(主要為Fe-Al合金等的粒子)的情況。若浮渣產生(附著)於作為熔融金屬電鍍浴用構件的沉沒輥或支撐輥等的表面，則存在產生於藉由該輥對鋼帶進行搬送時劃傷鋼帶等不良狀況的情況。所述問題於Al的含量成為50質量%以上的Al-Zn電鍍浴及Al電鍍浴中尤其容易發生，已成為多年的課題。

本發明者等為了避免所述課題而進行了積極研究，從而完成了基於新的技術思想的本發明。

(1)本發明的熔融金屬電鍍浴用構件包含：基材，包括鐵氧體(ferrite)系不銹鋼，所述鐵氧體系不銹鋼含有：C：0.10質量%以上且0.50質量%以下、Si：0.01質量%以上且4.00質量%以下、Mn：0.10質量%以上且3.00質量%以下、Cr：15.0質量%以上且30.0質量%以下、Nb、V、Ti及Ta的合計：0.9質量%以上且5.0質量%以下，剩餘部分為Fe及不可避免的雜質，並且具有以鐵氧體相為主相並包含結晶碳化物的組織，Nb系碳化物、Ti系碳化物、V系碳化物、Ta系碳化物及該些的複合碳化物相對於所述結晶碳化物而為30%以上的面積率；以及熔射皮膜，以覆蓋所述基材的表面的至少一部分的方式而設，所述熔射皮膜包括陶瓷皮膜及/或金屬陶瓷皮膜，所述熔融金屬電鍍浴用構件於含有50質量%以上的Al的熔融Zn-Al電鍍浴或熔融Al電鍍浴中使用。

所述熔融金屬電鍍浴用構件具有：基材，包括特定組成的鐵氧體系不銹鋼；熔射皮膜，包括以覆蓋所述基材的表面的至少一部分的方式而設的陶瓷皮膜及/或金屬陶瓷皮膜。

所述鐵氧體系不銹鋼如後所述，其單獨呈現一定的耐容損性，但藉由於包括所述鐵氧體系不銹鋼的基材的表面進而設置包括陶瓷皮膜及/或金屬陶瓷皮膜的熔射皮膜，可降低構件表面上的合金析出反應(浮渣附著)。進而，藉由設置熔射皮膜，可提升構件表面的耐磨耗性，並可降低與帶鋼接觸導致的磨耗。

因此，所述熔融金屬電鍍浴用構件與未設置熔射皮膜的情況相比，能夠長期使用。

而且，關於所述熔融金屬電鍍浴用構件，即便因長期的使用而於熔射皮膜上產生了浮渣附著，亦可僅去除所述熔射皮膜並進行重新塗布(recoat)，從而能夠再利用。

而且，所述熔融金屬電鍍浴用構件中，所述熔射皮膜的熱膨脹係數與包括所述鐵氧體系不銹鋼的基材的熱膨脹係數接近，所以變得不容易於所述熔射皮膜中產生裂縫或於所述基材與所述熔射皮膜之間產生剝離。

以高純度含有Al的Zn-Al電鍍浴中，因Al的熔點高所以需要於550℃以上等高溫下進行操作，先前，作為浴中材，主要使用相對於熔融Zn-Al呈現出優異的耐蝕性的高鉻含量的沃斯田體(austenite)系不銹鋼(例如，SUS316L)。但是，沃斯田體系不銹鋼的熱膨脹係數與金屬陶瓷材料或陶瓷材料差異很大，所以若於包括沃斯田體系不銹鋼的基材上形成包括該些材料的熔射皮膜，則於暴露於550℃以上的高溫時，熔射皮膜不會追隨基材的膨脹，而於熔射皮膜產生裂縫或剝離，從而無法實現熔射皮膜本來的功能。

與此相對，作為所述基材的材料而開發出的鐵氧體系不銹鋼儘管是鐵氧體系不銹鋼，但相對於熔融Zn-Al呈現出優異的耐蝕性並且熱膨脹係數與金屬陶瓷材料或陶瓷材料接近。

即，因所述基材包括特定組成的鐵氧體系不銹鋼，所以即便藉由包括陶瓷皮膜及/或金屬陶瓷皮膜的熔射皮膜進行包覆，亦不容易於熔射皮膜中產生裂縫或剝離，即便萬一於熔射皮膜中產生了裂縫而電鍍浴成分(熔融金屬成分)侵入至基材表面，基材自身亦不容易與電鍍浴成分進行反應。

另外，於所述基材中，所謂結晶碳化物是指自液相或固相析出的碳化物。

(2)於所述熔融金屬電鍍浴用構件的所述基材中，所述鐵氧體系不銹鋼可為鑄鋼。

(3)較佳為：於所述熔融金屬電鍍浴用構件的所述基材中，於所述鐵氧體系不銹鋼為鑄鋼的情況下，所述結晶碳化物相對於所述組織而為5%以上且30以下%的面積率。

(4)較佳為：於所述熔融金屬電鍍浴用構件的所述基材中，於所述鐵氧體系不銹鋼為鑄鋼的情況下，所述Nb系碳化物、所述Ti系碳化物、所述V系碳化物、所述Ta系碳化物及該些的複合碳化物相對於所述組織而為3%以上的面積率。

(5)於所述熔融金屬電鍍浴用構件的所述基材中，所述鐵氧體系不銹鋼可為鍛鋼。

(6)較佳為：於所述熔融金屬電鍍浴用構件的所述基材中，於所述鐵氧體系不銹鋼為鍛鋼的情況下，所述Nb系碳化物、所述Ti系碳化物、所述V系碳化物、所述Ta系碳化物及該些的複合碳化物相對於所述組織而為3%以上的面積率。

(7)較佳為：於所述熔融金屬電鍍浴用構件的所述基材中，於所述鐵氧體系不銹鋼為鍛鋼的情況下，所述結晶碳化物相對於所述組織而為5%以上且30以下%的面積率。

(8)較佳為：於所述熔融金屬電鍍浴用浴構件中，所述基材進而包含選自由：Cu：0.02質量%以上且2.00質量%以下、W：0.10質量%以上且5.00質量%以下、Ni：0.10質量%以上且5.00質量%以下、Co：0.01質量%以上且5.00質量%以下、Mo：0.05質量%以上且5.00質量%以下、S：0.01質量%以上且0.50質量%以下、N：0.01質量%以上且0.15質量%以下、B：0.005質量%以上且0.100質量%以下、 Ca：0.005質量%以上且0.100質量%以下、Al：0.01質量%以上且1.00質量%以下、以及Zr：0.01質量%以上且0.20質量%以下所組成的群組中的一種或兩種以上來取代所述Fe。

(9)較佳為：於所述熔融金屬電鍍浴用構件中，所述基材的P的含量被限制為0.50質量%以下。

(10)較佳為：於所述熔融金屬電鍍浴用構件中，所述熔射皮膜包括：金屬陶瓷皮膜及陶瓷皮膜，自所述基材側依次積層有金屬陶瓷皮膜及陶瓷皮膜。

(11)較佳為：於所述熔融金屬電鍍浴用構件中，所述熔射皮膜包含所述金屬陶瓷皮膜，所述金屬陶瓷皮膜包含(i)W及Mo中的至少任一元素、(ii)C及B中的至少任一元素、(iii)Co、Ni及Cr中的至少任一元素及(iv)Si、F及Al中的至少任一元素。

根據本發明，可提供不容易於表面產生浮渣或於熔射皮膜產生裂縫或剝離並且基材自身不易容損的熔融金屬電鍍浴用構件。

此種熔融金屬電鍍浴用構件可較佳地用於含有50質量%以上的Al的熔融Zn-Al電鍍浴或熔融Al電鍍浴中。

1:熔融金屬電鍍浴(電鍍浴)

2:鋼帶

3:沉沒輥

3a:輥主體

3b:軸

3c:長胴部

3d:端部(端面)

4:支撐輥

5:穩定輥

6:接觸輥

7:入口部

8:滑動噴嘴

10:熔融金屬電鍍裝置(電鍍裝置)

圖1是示意性地表示具有熔融金屬電鍍浴的電鍍裝置的一例的圖。

圖2是表示構成圖1所示的電鍍裝置的沉沒輥的平面圖。

圖3是於試驗例1中製作的試驗片的掃描式電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)相片之一。

圖4是於試驗例30中製作的試驗片的SEM相片之一。

以下，參照圖示對本發明的實施形態的熔融金屬電鍍浴用構件進行說明。

所述熔融金屬電鍍浴用構件可較佳地用作具有熔融金屬電鍍浴的電鍍裝置中與熔融金屬電鍍液接觸的所述電鍍裝置的構成構件。

圖1是示意性地表示具有熔融金屬電鍍浴的電鍍裝置的一例的圖。圖2是表示構成圖1所示的電鍍裝置的沉沒輥的平面圖。

圖1所示的熔融金屬電鍍裝置10是鋼帶浸漬型的熔融金屬電鍍裝置。

熔融金屬電鍍裝置10具有熔融金屬電鍍浴1，並於所述電鍍浴1的內部自送入鋼帶2的一側依次配置有沉沒輥3、支撐輥4及穩定輥(stabilizer roll)5，進而於電鍍浴1的上方配置有接觸輥(touch roll)6。另外，作為浴中設備而具有入口部(snout)7，並於電鍍浴1上配置有滑動噴嘴(wiping nozzle)8。

並且，本發明的實施形態的熔融金屬電鍍浴用構件例如可較佳地用作所述電鍍裝置10中的沉沒輥3、支撐輥4、穩定輥5、接觸輥6、入口部7、滑動噴嘴8等。

而且，所述熔融金屬電鍍浴用構件除上述以外，亦可用作電鍍槽或未圖示的輸送用泵或攪拌用夾具等。

具體而言，例如沉沒輥3如圖2所示包括利用其側面對鋼帶2進行搬送的圓筒狀的輥主體3a、及對輥主體3a進行支撐並使其能夠旋轉的軸3b。

於使用熔融金屬電鍍浴用構件作為此種沉沒輥3的情況下，既可僅對輥主體3a設置熔射皮膜，亦可對輥主體3a及軸3b這兩者設置熔射皮膜。而且，於輥主體3a中，既可僅對長胴部(圓周面)3c設置熔射皮膜，亦可對長胴部3c及端部(端面)3d這兩者設置熔射皮膜。尤其是因為輥主體3a的長胴部3c為鋼帶所接觸的部位，所以於該部位設置熔射皮膜對降低輥主體3a的磨耗及防止鋼帶產生劃痕而言是有效的。

如此，所述熔融金屬電鍍浴用構件包括基板及以覆蓋所述基材的表面的至少一部分的方式而設的熔射皮膜。

所述熔融金屬電鍍浴用構件因具有後述的構成，所以，作為熔融鋁電鍍浴或含有50質量%以上的Al的熔融Al-Zn合金電鍍浴等的構件而言較佳。

所述熔融鋁電鍍浴是包含100%熔融鋁的電鍍浴。通常，所述電鍍浴的浴溫被設為鋁的熔點即660℃以上。

含有50質量%以上的Al的所述熔融Al-Zn合金電鍍浴例如是具有熔融鋅及熔融鋁，並且鋁的含量為55質量%的Al-Zn合金電鍍浴(所謂鋁鋅合金電鍍(Galvalume)浴)等。通常所述電鍍浴的浴溫設為550℃以上。

以下，對所述基材及所述熔射皮膜各自的構成進行說明。

所述基材，包括鐵氧體系不銹鋼，所述鐵氧體系不銹鋼含有：C：0.10質量%以上且0.50質量%以下、Si：0.01質量%以上且4.00質量%以下、Mn：0.10質量%以上且3.00質量%以下、Cr：15.0質量%以上且30.0質量%以下、Nb、V、Ti及Ta的合計：0.9質量%以上且5.0質量%以下，剩餘部分為Fe及不可避免的雜質，並且具有以鐵氧體相為主相並包含結晶碳化物的組織，Nb系碳化物、Ti系碳化物、V系碳化物、Ta系碳化物及該些的複合碳化物相對於所述結晶碳化物而為30%以上的面積率。

所述鐵氧體系不銹鋼以鐵氧體相為主相。

此處，所謂以鐵氧體相為主相是指除去結晶碳化物及析出碳化物之後的組織中，90%以上為鐵氧體相。另外，鐵氧體相的定量可依照常法的X射線繞射(X-ray diffraction，XPD)測定，根據自進行了鏡面研磨的試驗片獲得的X射線繞射強度求出。例如，於包括鐵氧體相及沃斯田體相的情況下，使用鐵氧體相的繞射峰(Diffraction Peak)(110)、繞射峰(200)、繞射峰(211)及沃斯田體相的繞射峰(111)、繞射峰(200)、繞射峰(220)、繞射峰(311)來進行定量。

構成所述鐵氧體系不銹鋼的組織包含結晶碳化物。並且於所述組織中，Nb系碳化物、Ti系碳化物、V系碳化物、Ta系碳化物及該些的複合碳化物相對於所述結晶碳化物的面積率(以下，亦將所述面積率稱為「面積率A」)為30%以上。

於所述鐵氧體系不銹鋼中，所述面積率A處於所述範圍內是極其重要的。

所述鐵氧體系不銹鋼所含有的元素中有Cr、Nb、Ti、V及Ta中的至少一種。該些元素可與所述鐵氧體不銹鋼所含有的C之間生成碳化物。

於所述鐵氧體系不銹鋼中，Cr是於確保相對於所述電鍍浴的耐熔損性方面極其重要的元素，藉由含有規定量的Cr，可確保優異的耐熔損性。

另一方面，Cr可與C鍵結而生成Cr系碳化物，若因生成所述Cr系碳化物而消耗了Cr，則存在基質(Matrix)中的Cr量減少而無法確保充分的耐熔損性的情況。

因此，所述鐵氧體系不銹鋼以含有合計量為規定量的Nb、V、Ti及Ta並且該些元素的碳化物滿足30%以上的所述面積率A的方式存在。Nb、V、Ti及Ta的碳化物的生成因與碳的鍵結容易性，所以相對於Cr碳化物的生成而優先進行。因此，藉由將所述面積率A設為30%以上，可抑制Cr系碳化物的生成，其結果，可於所述鐵氧體系不銹鋼中確保充分的所述耐容損性。

所述鐵氧體系不銹鋼既可為鑄鋼亦可為鍛鋼。設為鑄鋼或是鍛鋼根據所述熔融金屬電鍍浴用構件的尺寸或種類適當選擇即可。

例如，作為所述熔融金屬電鍍浴用構件的電鍍槽等可將所述鐵氧體系不銹鋼設為於砂型鑄模中鑄造的砂型鑄造品。

而且，例如作為所述熔融金屬電鍍浴用構件的沉沒輥或支撐輥等可藉由離心鑄造或對鑄造錠塊進行熱軋鍛造來製造。

以下，對構成所述基材的所述鐵氧體系不銹鋼為鑄鋼的情況下的實施形態進行說明。

於所述鐵氧體系不銹鋼為鑄鋼的情況下，所述面積率A的上限並無特別限定，但可考慮與Cr系碳化物的平衡而設為例如85%以下。

而且，面積率A較佳為30%以上且65%以下的範圍，更佳為35%以上且65%以下的範圍。藉由設為所述範圍，結晶碳化物(所有的碳化物)成為微細者，從而可有效果地抑制凝固及冷卻時的裂縫。

另外，針對所述面積率A的算出方法，之後將詳細敘述。

而且，於所述鐵氧體系不銹鋼為鑄鋼的情況下，C的含量(質量%)與Nb、Ti、V及Ta的含量(質量%)較佳為滿足下述關係式(1)。

([Nb]+2[Ti]+2[V]+0.5[Ta])/[C]>3.2…(1)

若以滿足所述式(1)的方式含有各元素，則尤其適合於將所述面積率A設為30%以上。

於滿足所述式(1)的情況下，相對於C的含量而言Nb、Ti、V及Ta的合計量成為充分量，可抑制Cr系碳化物的生成，並適合於滿足30%以上的所述面積率A。

另外，於所述式(1)中，附於Ti、V及Ta的係數是考慮了該些各元素的原子量與Nb的原子量之差而得者。

於所述鐵氧體系不銹鋼為鑄鋼的情況下，所述結晶碳化物較佳為相對於所述組織而為5%以上且30%以下的面積率(以下，亦將所述面積率稱為「面積率B」)。所述面積率B更佳為5%以上且15%以下。藉由將面積率B的下限設為5%，可使有助於耐熔損性的結晶碳化物的量更充分。而且，藉由將面積率B的上限設為30%更佳為15%，可抑制以結晶碳化物為起點的裂縫的產生。

於所述鐵氧體系不銹鋼為鑄鋼的情況下，所述Nb系碳化物、所述Ti系碳化物、所述V系碳化物、所述Ta系碳化物及該些的複合碳化物較佳為相對於所述組織而為3%以上的面積率(以下，亦將所述面積率稱為「面積率C」)。藉由將面積率C的下限設為3%，可使有助於耐熔損性的結晶碳化物的量更充分。

面積率C的上限並無特別限定，例如較佳為設為10%。藉由將面積率C設為10%以下，結晶碳化物(所有的碳化物)成為微細者，從而可有效果地抑制凝固及冷卻時的裂縫。

以下，對構成所述基材的所述鐵氧體系不銹鋼為鍛鋼的情況下的實施形態進行說明。

作為用以獲得構成所述基材的鍛鋼的鍛造方法並無特別限定，可為冷軋鍛造及熱軋鍛造中的任一者，但較佳為使用加工容易的熱軋鍛造。

進行所述熱軋鍛造的情況下，鍛造溫度設為1200℃~800℃的範圍即可。而且，亦可視需要而於鍛造前於1200℃~1000℃的範圍內進行均熱處理。

於獲得所述鍛鋼的情況下，亦可於鍛造後實施固溶化處理、時效處理等熱處理。

若於所述條件下進行熱軋鍛造，則所述Cr系碳化物因向母相的固溶溫度低，所以有時會進行固溶。

另一方面，所述Nb系碳化物、所述Ti系碳化物、所述V系碳化物、所述Ta系碳化物及該些的複合碳化物向母相的固溶溫度高，所以即便於所述條件下進行熱軋鑄造亦幾乎不會產生固溶。

從而，與鑄造狀態(毛坯鑄件(as cast))的情況相比，所述面積率C幾乎沒有變化，但所述面積率A及所述面積率B可能發生變化，所以以下針對所述鐵氧體系不銹鋼為鍛鋼的情況下的面積率A、面積率B及面積率C進行說明。

另外，關於所述面積率C，如上所述，與所述鐵氧體系不銹鋼為鑄鋼的情況相同。所以，省略詳細的說明。

關於面積率A，與所述鐵氧體系不銹鋼為鑄鋼的情況相同，可藉由設為30%以上來抑制Cr系碳化物的生成，其結果，可於所述鐵氧體系不銹鋼中確保充分的所述耐容損性。從而，鍛鋼中的面積率A為30%以上即可，鍛造前的鑄造狀態(毛坯鑄件)中的面積率A亦可不足30%。

另外，於所述鐵氧體系不銹鋼為鍛鋼的情況下，C的含量(質量%)與Nb、Ti、V及Ta的含量(質量%)較佳為滿足下述關係式(1)。

([Nb]+2[Ti]+2[V]+0.5[Ta])/[C]>3.2…(1)

關於面積率B，較佳為3.5%以上且30%以下。

進而，關於所述面積率B，更佳為：於與其他面積率的組合中(i)面積率A為30%以上且面積率B為5%以上、30%以下或(ii)面積率A為30%以上及面積率C為3%以上且面積率B為3.5%以上、30%以下。

例如，於所述鐵氧體系不銹鋼為鍛鋼的情況下，存在Cr系碳化物會因熱軋鍛造或熱處理而進行固溶的情況，藉由Cr碳化物進行固溶即Cr存在於基質中，所述基材相對於所述電鍍浴的耐容損性變優異。此種情況下亦同樣地，於充分滿足所述(i)或(ii)的必要條件的情況下，可將結晶碳化物的量設為有助於耐熔損性的充分的結晶碳化物的量。

而且，於所述(ii)的情況下，面積率B的尤佳的範圍為3.9%~30%，藉由設為所述範圍，所述基材進一步成為耐熔損性優異者。

所述鐵氧體系不銹鋼的熱膨脹係數大致為(9.0~11.5) ×10^-6/K。因此，可避免於以覆蓋包括所述鐵氧體系不銹鋼的基材的表面的方式設置有陶瓷皮膜及/或金屬陶瓷皮膜的情況下，該些熔射皮膜中產生裂縫或破損。

以下，對所述鐵氧體系不銹鋼中的各元素的組成限定原因進行說明。

C：0.10質量%以上且0.50質量%以下

C可使鑄造時的流動性提升並且以耐熔損性得到提升的方式形成碳化物。具體而言，若Cr系碳化物結晶，則存在於所述Cr碳化物的周圍缺乏Cr，從而於基質中局部地生成耐熔損性差的區域的情況，所以可藉由使Nb系碳化物、Ti系碳化物、V系碳化物、Ta系碳化物或該些的複合碳化物結晶來抑制過度的Cr系碳化物的結晶，從而使基質的耐熔損性優異。為了獲得所述效果，C的含有率需為0.10質量%以上。另一方面，若超過0.50質量%，則碳化物變的過多，所述鐵氧體系不銹鋼會脆化。

Si：0.01質量%以上且4.00質量%以下

Si是為了確保脫氧及鑄造性而添加，但若Si的含有率不足0.01質量%則無效果。另一方面，若含有超過4.0質量%的Si，則所述鐵氧體系不銹鋼會脆化或於將所述鐵氧體系不銹鋼用作鑄鋼時容易產生鑄造缺陷。而且，所述鐵氧體系不銹鋼的耐熔損性亦會劣化。

Mn：0.10質量%以上且3.00質量%以下

Mn有助於耐氧化特性提升並且作為熔融金屬的脫氧劑而發揮作用。為了獲得該些作用效果，Mn需含有0.10質量%以上。另一方面，若Mn超過3.00質量%，則沃斯田體變得容易殘留，所以成為基於經時形狀變化的不同(熱膨脹係數的不同)的熔射皮膜的剝離或裂縫的原因。

Cr：15.0質量%以上且30.0質量%以下

Cr有助於耐熔損性提升。為了獲得此種效果，Cr需含有15.0質量%以上。另一方面，若含有超過30.0質量%的Cr，則會形成脆化相，所以於將所述鐵氧體系不銹鋼用作鑄鋼的情況下，鑄造性顯著下降，其結果難以製造堅實的鑄物。

Nb、V、Ti及Ta的合計：0.9質量%以上且5.0質量%以下

Nb、V、Ti及Ta是所述鐵氧體系不銹鋼中極其重要的元素。

該些元素藉由與C優先形成碳化物而抑制Cr系碳化物的形成，藉此有助於抑制基質中的Cr量的下降。為了獲得此種效果，以合計計，需要含有0.9質量%以上的Nb、V、Ti及Ta。另一方面，若以合計計含有超過5.00質量%的Nb、V、Ti及Ta，則存在形成粗大的碳化物，並且該碳化物成為裂縫的原因的情況。

其次，對所述鐵氧體系不銹鋼中能夠任意含有的其他副成分元素進行說明。

Cu：0.02質量%以上且2.00質量%以下

Cu使所述鐵氧體系不銹鋼的熔點下降，於將所述鐵氧體系不銹鋼用作鑄鋼時，抑制夾砂等鑄造缺陷的產生。而且，Cu具有大幅提高耐蝕性的作用。為了獲得該些效果，理想的是含有0.02質量%以上的Cu。另一方面，若Cu超過2.00質量%，則存在沃斯田體變得容易殘留，從而成為基於經時形狀變化的不同(熱膨脹係數的不同)的熔射皮膜的剝離或裂縫的原因。

W：0.10質量%以上且5.00質量%以下

W發揮固溶於基質而提高高溫強度的作用。但是，若不足所述下限值，則效果變得不充分。W的下限值理想的是設為0.50質量%為佳。而且，若超過上限值，則鋼的延性會下降從而導致耐衝擊性等的下降。W的上限值理想的是設為4.00質量%，更理想的是設為3.00質量%為佳。

Ni：0.10質量%以上且5.00質量%以下

Ni發揮固溶於基質而提高高溫強度的作用。但是，若不足所述下限值，則效果變得不充分。若超過所述上限值，則α→γ相變溫度變低，能夠使用的上限溫度下降。而且，若Ni超過所述上限值，則存在沃斯田體變得容易殘留，從而成為基於經時形狀變化的不同(熱膨脹係數的不同)的熔射皮膜的剝離或裂縫的原因。Ni的上限值理想的是設為3.00質量%，更理想的是設為1.00質量%為佳。

Co：0.01質量%以上且5.00質量%以下

Co發揮固溶於基質而提高高溫強度的作用。但是，若不足所述下限值，則效果變得不充分。Co的下限值理想的是設為0.05質量%為佳。而且，因是高價的元素，所以設定為所述上限值。Co 的上限值理想的是設為3.00質量%為佳。

Mo：0.05質量%以上且5.00質量%以下

Mo是鐵氧體穩定化元素，使α→γ相變溫度上升的效果優異。但是，若不足所述下限值，則其效果變得不充分。而且，若超過上限值，則延性會下降從而導致耐衝擊性等的下降。Mo的上限值理想的是設為3.00質量%，更理想的是設為1.00質量%為佳。

S：0.01質量%以上且0.50質量%以下

S形成Mn系硫化物並使所述鐵氧體系不銹鋼的被削性提升。若不足所述下限值，則效果變得不充分。S的下限值理想的是設為0.03質量%為佳。而且，若超過上限值，則會導致所述鐵氧體系不銹鋼的延性、耐氧化性及高溫疲勞強度的下降。S的上限值理想的設為0.10質量%為佳。

N：0.01質量%以上且0.15質量%以下

N對高溫強度的提升具有效果。但是，若不足所述下限值，則效果變得不充分，若超過上限值，則會導致所述鐵氧體系不銹鋼的延性下降。

P：限制為0.50質量%以下

含有P會使耐氧化性及高溫疲勞強度下降，所以限制為所述上限值以下為佳，更理想的是限制為0.10質量%以下為佳。

B：0.005質量%以上且0.100質量%以下

B的添加對被削性的改善具有效果。若不足所述下限值，則效果變得不充分，若超過上限值，則會導致高溫疲勞強度的下降。

Ca：0.005質量%以上且0.100質量%以下

Ca的添加對被削性的改善具有效果。若不足所述下限值，則效果變得不充分，若超過上限值，則會導致高溫疲勞強度的下降。

Al：0.01質量%以上且1.00質量%以下

Al具有使鐵氧體穩定並使α→γ相變溫度上升的效果，且具有使高溫強度提升的作用。因此，亦可於想進一步提升使用上限溫度的情況下添加。此時，若為0.01質量%以下，則其效果不會顯現所以將下限設為0.01質量%。但是，即便添加1.00質量%以上，亦不僅不會顯現其效果，而且於將所述鐵氧體系不銹鋼用作鑄鋼的情況下，因流動性的下降而變得容易產生鑄造缺陷，而且還會招致延性的顯著下降，所以將上限設為1.00質量%。

Zr：0.01質量%以上且0.20質量%以下

Zr具有使鐵氧體穩定並使α→γ相變溫度上升的效果，且具有使高溫強度提升的作用。因此，亦可於想進一步提升所述鐵氧體系不銹鋼的使用上限溫度的情況下添加。此時，若為0.01質量%以下，則其效果不會顯現所以將下限設為0.01質量%。但是，即便添加0.20質量%以上，亦不僅不會顯現其效果，還會招致延性的顯著下降，所以將上限設為0.20質量%。

其他各元素的不會無法達成本發明的效果的範圍下的含有容許量如下(惰性氣體元素、人工元素及放射性元素的含有不現實，所以除外)。

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：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、TI：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、CI、Br、I、At：各0.01質量%以下

包括此種所述鐵氧體系不銹鋼的基材相對於所述電鍍浴成分的耐熔損性優異。因此，於本發明的實施形態的熔融金屬電鍍浴用構件中，變得即便於以覆蓋所述基材的表面的方式而設的熔射皮膜的一部分產生裂縫等並且電鍍浴成分(熔融金屬成分)侵入至所述基材表面，亦不易受到所述電鍍浴成分的腐蝕作用。

其次，對以覆蓋所述基材的表面的方式而設的熔射皮膜進行說明。

所述熔射皮膜是陶瓷皮膜及/或金屬陶瓷皮膜。

設有此種熔射皮膜的部位與未設有熔射皮膜的部位相比，變得不易附著浮渣。其原因在於：與熔融金屬的反應性低。

所述陶瓷皮膜並無特別限定，可為包括氧化物陶瓷的皮膜，可為包括碳化物陶瓷的皮膜，可為包括硼化物陶瓷的皮膜，可為包括氟化物陶瓷的皮膜，可為包括矽化物的皮膜。

作為所述陶瓷皮膜的具體例，例如可列舉包含碳化物(碳化鎢、碳化鉻等)、硼化物(硼化鎢、硼化鉬等)、氧化物(氧化鋁、氧化釔(yttria)、氧化鉻(chromia)等)、氟化物(氟化釔、氟化鋁)、矽化物(矽化鎢、矽化鉬)及該些的複合陶瓷中的至少任一者的陶瓷皮膜。

該些之中較佳為含有碳化物、硼化物及氟化物中的至少一者的陶瓷皮膜。其原因在於：該些相對於熔融金屬的潤濕性低，尤其適合於抑制浮渣附著。

所述金屬陶瓷皮膜並無特別限定，只要是使用包含陶瓷及金屬的熔射材料而設者即可。作為所述熔射材，例如可列舉含有碳化物(碳化鎢、碳化鉻等)、硼化物(硼化鎢、硼化鉬等)、氧化物(氧化鋁、氧化釔、氧化鉻等)、氟化物(氟化釔、氟化鋁)、矽化物(矽化鎢、矽化鉬)及該些的複合陶瓷中的至少任一者、以及作為黏結金屬(binder metal)的鐵、鈷、鉻、鋁、鎳或包含該些的至少一種的合金的熔射材等。

作為所述金屬陶瓷皮膜，較佳為包含(i)W及Mo中的至少任一元素、(ii)C及B中的至少任一元素、(iii)Co、Ni及Cr中的至少任一元素及(iv)Si、F及Al中的至少任一元素的金屬陶瓷皮膜。

其原因在於：此種金屬陶瓷皮膜尤其適合於抑制浮渣附著(反應層的形成)。其中，(ii)及(iv)元素尤其是(iv)元素對於使與熔融鋅及熔融鋁的反應性降低而言是有效的。而且，(i)及(ii)元素的組合對於耐磨耗性的提升而言是有效的。

作為所述組成的金屬陶瓷皮膜的具體例，例如可列舉WC-WB-Co-Al皮膜、WC-WB-Co-WSi皮膜等。

所述熔射皮膜較佳為於包括金屬陶瓷皮膜及陶瓷皮膜時自所述基材側依次積層有金屬陶瓷皮膜及陶瓷皮膜。

其原因在於：此時，熔射皮膜的熱膨脹係數的變化容易變得呈階段性，皮膜間的剝離或裂縫變得不易發生。

可選擇所述熔射皮膜的熱膨脹係數例如處於(7.0~10.0)×10^-6/K的範圍內者。

所述熔射皮膜的組成就避免所述熔射皮膜的剝離或裂縫的觀點而言，較佳為選擇與所述基材的熱膨脹係數之差小者。具體而言，所述基材與處於所述基材正上的熔射皮膜的熱膨脹係數之差較佳為4.0×10^-6/K以下，更佳為3.0×10^-6/K以下，尤佳為2.0×10^-6/K以下。

所述熔射皮膜的厚度較佳為50μm~500μm。

若所述熔射皮膜的厚度不足50μm，則存在無法充分提升耐熔損性的情況。另一方面，即便所述厚度超過500μm，耐熔損性亦不如此提升，而且，若所述厚度超過500μm，則變得容易於熔射皮膜產生裂縫或剝離等。

所述熔射皮膜既能夠以覆蓋所述基材的整個表面的方式而設，亦可僅設於所述基材的表面的一部分。

於所述熔射皮膜僅設於所述基材的一部分的情況下，所述熔射皮膜較佳為設於與進行電鍍處理的產品接觸的部分。具體而言，例如於所述熔融金屬電鍍浴用構件為沉沒輥的情況下，較佳為於輥主體設置有熔射皮膜。

所述熔融金屬電鍍浴用構件較佳為應用於至少一部分浸漬於電鍍浴中的構件。若一部分浸漬於電鍍浴中，則可產生熔融金屬作為固體物亦於未浸漬於電鍍浴中的部位析出的情況。

對所述熔射皮膜的表面既可設置封孔皮膜，亦可填充封孔劑。其原因在於：可防止電鍍浴成分侵入至熔射皮膜的內部。

作為所述熔射皮膜或所述封孔皮膜的形成方法以及所述封孔劑的填充方法，可採用先前公知的方法。

(實施例)

以下，藉由實施例對本發明更具體地進行說明，但本發明並不限定於以下的實施例。

(基材的組成及耐熔損性1：試驗例1~試驗例29以及比較試驗例1~比較試驗例10)

熔製具有表1(試驗例1~試驗例29)或表2(比較試驗例1~比較試驗例10)所示的組成的材料，並澆鑄至厚度384mm×寬度280mm×長度2305mm的原管，製造了鑄片。對所述鑄片進行機械加工而獲得了直徑φ 30mm×長度300mm的試驗片。

(各試驗片的評價)

[厚度減少量]

將所述試驗片於加熱至600℃的含有Zn：43.4質量%、Al：55質量%、Si：1.6質量%的熔融Zn-Al-Si浴(鋁鋅合金電鍍浴)中浸漬120小時後，自所述熔融Zn-Al-Si浴提起，將所述試驗片沿與長邊方向垂直的方向切斷，根據剖面觀察像求出外徑減少量作為所述試驗片的厚度減少量。將結果示於表3。

此處，所述厚度減少量是對小數點第3位進行四捨五入，作為至小數點第2位為止的數值(單位：mm)而算出。之後，以下述基準將試驗片的評價結果分配為「A」~「C」。將結果示於表3。

A：厚度減少量為0.41mm以下

B：厚度減少量為0.42mm~0.47mm

C：厚度減少量為0.48mm以上

[結晶碳化物的面積率]

對所述試驗片實施鏡面精加工而作為測定樣本(sample)，使用掃描型電子顯微鏡(SEM)以400倍的倍率對所述測定樣本的任意10部位進行了觀察。另外，平均1視野的觀察面積為0.066mm²。

圖3中示出了對試驗例1的試驗片進行SEM觀察時的一個觀察圖像。

針對所獲得的10部位的觀察圖像(自SEM觀察獲得的反射電子像)的結晶碳化物，使用能量色散X射線光譜儀(energy dispersive X-ray spectrometer，EDX)對Cr系碳化物、Nb系碳化物、Ti系碳化物、V系碳化物、Ta系碳化物進行判別，並藉由Win ROOF(三谷商事股份有限公司製作)分別算出了各結晶碳化物的總面積。

而且，算出了各結晶碳化物的總面積的總和(全部結晶碳化物的總面積)。

之後，算出了下述面積率(結晶碳化物的比例)。

另外，作為所述碳化物的判別方法，亦可利用反射電子像的對比度。例如於圖3中，可知Nb系碳化物較Cr系碳化物看起來更白。於所述方法中，可更簡便地進行碳化物的判別。

(A)全部結晶碳化物中的Nb系碳化物、Ti系碳化物、V系碳化物、Ta系碳化物及該些的複合碳化物的比例(面積率A(%))

算出Nb系碳化物、Ti系碳化物、V系碳化物、Ta系碳化物及該些的複合碳化物的各自的總面積的和，將所述值除以所述全部結晶碳化物的總面積，藉此算出了面積率A。將結果示於表3。

(B)組織中的全部結晶碳化物的比例(面積率B(%))

將所述全部結晶碳化物的總面積除以視野的總面積0.66mm²(10部位×平均1視野的面積)，藉此算出了面積率B。將結果示於表3。

(C)組織中的Nb系碳化物、Ti系碳化物、V系碳化物、Ta系碳化物及該些的複合碳化物的比例(面積率C(%))

將Nb系碳化物、Ti系碳化物、V系碳化物、Ta系碳化物及該些的複合碳化物各自的總面積的和除以總視野的面積，藉此算出了面積率C。將結果示於表3。

如表3中的結果所示，包括所述鐵氧體系不銹鑄鋼的基材相對於熔融Al-Zn合金電鍍浴的耐熔損性優異。

(基材的組成及耐熔損性2：試驗例30~試驗例58)

熔製具有與試驗例1~試驗例29相同的組成的φ 150×380的鑄造材，熱軋鍛造至成為φ 40。

之後，藉由機械加工獲得了直徑φ 30mm×長度300mm的試驗片。

[厚度減少量]

針對所獲得的試驗片，與試驗例1~試驗例29同樣地進行了厚度減少量的評價。將結果示於表4。

[結晶碳化物的面積率]

針對所獲得的各試驗片，除了將觀察倍率變更為1000倍之外，與試驗例1~試驗例29同樣地進行了SEM觀察。另外，平均1視野的觀察面積為0.011mm²，所以對所述測定樣本的任意的60部位進行SEM觀察，使其與所述視野的總面積一致。

之後，與試驗例1~試驗例29同樣地進行能量色散X射線(energy dispersive X-ray，EDX)解析、利用Win Roof的圖像解析，對面積率A、面積率B及面積率C進行了評價。將結果示於表4。

圖4示出了對試驗例30的試驗片進行SEM觀察時的一個觀察圖像。

根據圖4可明確：與所述鐵氧體系不銹鋼為鑄鋼的情況相比，可確認鍛造帶來的結晶碳化物的微細化。

另外，於算出所述面積率A~面積率C的情況下，若觀察倍率小則存在看漏微細化的結晶碳化物的情況，所以只要設為較能夠觀察目標碳化物的最小倍率大的倍率即可。

例如，於試驗例1~試驗例29中，即便將觀察倍率自400倍變更為1000倍，所算出的面積率A~面積率C的值亦無不同。

如表4中的結果所示，包括所述鐵氧體系不銹鋼鍛鋼的基材亦相對於熔融Al-Zn合金電鍍浴的耐熔損性優異。

(實施例及比較例)

此處，準備4種類的基材(基材A~基材D：尺寸形狀均為φ 20mm×長度130mm的前端帶R角的圓棒)，製作以覆蓋其表面的方式設有熔射皮膜的構件，對各構件進行了評價。

(基材A~基材D的材質)

基材A：試驗例1的鐵氧體系不銹鋼(熱膨脹係數：10.0×10^-6/K)

基材B：SUS403(馬氏體(martensite)系不銹鋼，熱膨脹係數：9.9×10^-6/K)

基材C：SUS430(鐵氧體系不銹鋼，熱膨脹係數：10.4×10^-6/K)

基材D：SUS316L(沃斯田體系不銹鋼，熱膨脹係數：16.0×10^-6/K)

另外，所述熱膨脹係數是根據293K(室溫)~373K的線膨脹量算出的值。

(基材A~基材D的浮渣附著性)

針對所述基材A~基材D的各者，於加熱至600℃的含有Zn：43.4質量%、Al：55質量%、Si：1.6質量%的熔融Zn-Al-Si浴(鋁鋅合金電鍍浴)中浸漬480小時後，自所述熔融Zn-Al-Si浴提起，將所述基材沿與長邊方向垂直的方向切斷，進行剖面觀察，測定了反應層的厚度。將結果示於表5。另外，於本評價中，反應層的厚度越薄，浮渣附著越少。

(實施例1(a)~實施例1(l))

採用基材A作為基材，製作了以覆蓋基材A的表面的方式形成有熔射皮膜A~熔射皮膜L的構件。

(比較例1(a)~比較例1(l))

採用基材B作為基材，製作了以覆蓋基材B的表面的方式形成有熔射皮膜A~熔射皮膜L的構件。

(比較例2(a)~比較例2(l))

採用基材C作為基材，製作了以覆蓋基材C的表面的方式形成有熔射皮膜A~熔射皮膜L的構件。

(比較例3(a)~比較例3(l))

採用基材D作為基材，製作了以覆蓋基材D的表面的方式形成有熔射皮膜A~熔射皮膜L的構件。

熔射皮膜A~熔射皮膜L的組成、厚度、熱膨脹係數及形成方法分別如下。另外，下述熱膨脹係數是自293K(室溫)~373K的線膨脹量算出的值。

[熔射皮膜A]

組成：WC-Co、厚度：100μm、熱膨脹係數：7.2×10^-6/K、形成方法：高速氣體火焰熔射法

[熔射皮膜B]

組成：WC-NiCr、厚度：100μm、熱膨脹係數：8.5×10^-6/K、形成方法：高速氣體火焰熔射法

[熔射皮膜C]

組成：WC-赫史特合金(hastelloy)C、厚度：100μm、熱膨脹係數：9.0×10^-6/K、形成方法：高速氣體火焰熔射法

[熔射皮膜D]

組成：WC-Ni、厚度：100μm、熱膨脹係數：8.0×10^-6/K、形成方法：高速氣體火焰熔射法

[熔射皮膜E]

組成：WB-CoCrMo、厚度：100μm、熱膨脹係數：9.2×10^-6/K、形成方法：高速氣體火焰熔射法

[熔射皮膜F]

組成：MoB-CoCrW、厚度：100μm、熱膨脹係數：9.3×10^-6/K、形成方法：高速氣體火焰熔射法

[熔射皮膜G]

組成：Al₂O₃-ZrO₂、厚度：100μm、熱膨脹係數：9.0×10^-6/K、形成方法：大氣壓電漿熔射法

[熔射皮膜H]

組成：Y₂O₃-ZrO₂、厚度：100μm、熱膨脹係數：9.5×10^-6/K、形成方法：大氣壓電漿熔射法

[熔射皮膜I]

組成：Al₂O₃、厚度：100μm、熱膨脹係數：7.0×10^-6/K、形成方法：大氣壓電漿熔射法

[熔射皮膜J]

組成：WC-WB-Co-Al、厚度：100μm、熱膨脹係數：9.2×10^-6/K、形成方法：高速氣體火焰熔射法

[熔射皮膜K]

組成：WC-WB-Co-WSi、厚度：100μm、熱膨脹係數：8.9×10^-6/K、形成方法：高速氣體火焰熔射法

[熔射皮膜L]

組成：WC-WB-Co-Al(表層具有YF₃封孔皮膜)、厚度：110μm(封孔皮膜：10μm)、熱膨脹係數：9.2×10^-6/K、形成方法：高速氣體火焰熔射法

(評價)

(1)針對實施例1~比較例3的各(a)~(l)中所製作的各構件，於加熱至600℃的含有Zn：43.4質量%、Al：55質量%、Si：1.6質量%的熔融Zn-Al-Si浴(鋁鋅合金電鍍浴)中浸漬480小時後，自所述熔融Zn-Al-Si浴提起，對各構件的熔射皮膜的狀態(熔射皮膜的裂縫或剝離的有無)進行了觀察。將結果示於表6。

(2)針對實施例1(a)~實施例1(l)中所製作的構件，於所述(1)中對熔射皮膜的狀態進行觀察後，將所述構件沿與長邊方向垂直的方向切斷，進行剖面觀察，測定了反應層的厚度。將結果示於表6。

如表6中的結果所示，於基材A的表面設有熔射皮膜的構件於熔射皮膜中不易產生裂縫或破損，並且於表面不易形成(附著)反應層(浮渣)。

3‧‧‧沉沒輥

3a‧‧‧輥主體

3b‧‧‧軸

3c‧‧‧長胴部

3d‧‧‧端部(端面)

Claims

一種熔融金屬電鍍浴用構件，其包含：基材，包括鐵氧體系不銹鋼，所述鐵氧體系不銹鋼含有：C：0.10質量%以上且0.50質量%以下、Si：0.01質量%以上且4.00質量%以下、Mn：0.10質量%以上且3.00質量%以下、Cr：15.0質量%以上且30.0質量%以下、Nb、V、Ti及Ta的合計：0.9質量%以上且5.0質量%以下，剩餘部分為Fe及不可避免的雜質，並且具有以鐵氧體相為主相並包含結晶碳化物的組織，Nb系碳化物、Ti系碳化物、V系碳化物、Ta系碳化物及該些的複合碳化物相對於所述結晶碳化物而為30%以上的面積率；以及熔射皮膜，以覆蓋所述基材的表面的至少一部分的方式而設，所述熔射皮膜包括陶瓷皮膜及金屬陶瓷皮膜中的至少一者，所述熔融金屬電鍍浴用構件於含有50質量%以上的Al的熔融Zn-Al電鍍浴或熔融Al電鍍浴中使用。
如申請專利範圍第1項所述的熔融金屬電鍍浴用構件，其中，所述鐵氧體系不銹鋼為鑄鋼。
如申請專利範圍第2項所述的熔融金屬電鍍浴用構件，其中，於所述基材中，所述結晶碳化物相對於所述組織而為5%以上且30%以下的面積率。
如申請專利範圍第3項所述的熔融金屬電鍍浴用構件，其中，於所述基材中，所述Nb系碳化物、所述Ti系碳化物、所述V系碳化物、所述Ta系碳化物及該些的複合碳化物相對於所述組織而為3%以上的面積率。
如申請專利範圍第1項所述的熔融金屬電鍍浴用構件，其中，所述鐵氧體系不銹鋼為鍛鋼。
如申請專利範圍第5項所述的熔融金屬電鍍浴用構件，其中，於所述基材中，所述Nb系碳化物、所述Ti系碳化物、所述V系碳化物、所述Ta系碳化物及該些的複合碳化物相對於所述組織而為3%以上的面積率。
如申請專利範圍第6項所述的熔融金屬電鍍浴用構件，其中，於所述基材中，所述結晶碳化物相對於所述組織而為3.5%以上且30%以下的面積率。
如申請專利範圍第1項至第7項中任一項所述的熔融金屬電鍍浴用構件，其中，所述基材進而包含選自由Cu：0.02質量%以上且2.00質量%以下、W：0.10質量%以上且5.00質量%以下、Ni：0.10質量%以上且5.00質量%以下、Co：0.01質量%以上且5.00質量%以下、Mo：0.05質量%以上且5.00質量%以下、S：0.01質量%以上且0.50質量%以下、N：0.01質量%以上且0.15質量%以下、 B：0.005質量%以上且0.100質量%以下、Ca：0.005質量%以上且0.100質量%以下、Al：0.01質量%以上且1.00質量%以下、以及Zr：0.01質量%以上且0.20質量%以下所組成的群組中的一種或兩種以上。
如申請專利範圍第1項至第7項中任一項所述的熔融金屬電鍍浴用構件，其中，所述基材中P的含量被限制為0.50質量%以下。
如申請專利範圍第1項至第7項中任一項所述的熔融金屬電鍍浴用構件，其中，所述熔射皮膜包括金屬陶瓷皮膜及陶瓷皮膜，自所述基材側依次積層有金屬陶瓷皮膜及陶瓷皮膜。
如申請專利範圍第1項至第7項中任一項所述的熔融金屬電鍍浴用構件，其中，所述熔射皮膜包含所述金屬陶瓷皮膜，所述金屬陶瓷皮膜包含(i)W及Mo中的至少任一元素、(ii)C及B中的至少任一元素、(iii)Co、Ni及Cr中的至少任一元素及(iv)Si、F及Al中的至少任一元素。