CN107406954A - 固体高分子型燃料电池分隔件用不锈钢薄钢板 - Google Patents

Abstract

一种不锈钢薄钢板，其为用于固体高分子型燃料电池的分隔件的不锈钢薄钢板，对于前述钢板，从至少一个表面至0.2t(其中，t为钢板的总厚度)的深度为止的表层部中，M2B型硼化物系金属析出物的体积率为8％以上，且球当量直径为6.72μm以下的M2B型硼化物系金属析出物的体积基准粒径频率分布为99.5％以上，对于前述钢板，使真密度为1时表观密度为0.995以上。将该不锈钢薄钢板用于分隔件的固体高分子型燃料电池由于降低表面的接触电阻因此即使不实施昂贵的镀金等成本高的表面处理也具有优异的电池性能。

Description

固体高分子型燃料电池分隔件用不锈钢薄钢板

技术领域

本发明涉及固体高分子型燃料电池分隔件用不锈钢薄钢板。特别是涉及作为汽车搭载用、家庭用等的电源使用的固体高分子型燃料电池的分隔件(双极板)用不锈钢薄钢板。

背景技术

燃料电池为利用氢和氧发出直流电流的电池，大致分为固体电解质型、熔融碳酸盐型、磷酸型和固体高分子型。各个形式源自构成燃料电池的基本部分的电解质部分的构成材料。

现在，作为达到商用阶段的燃料电池，存在在200℃附近工作的磷酸型，以及在650℃附近工作的熔融碳酸盐型。伴随着近年来的技术开发的进展，在700℃以上工作的固体电解质型、和在80℃以下也工作的固体高分子型作为汽车搭载用或家庭用小型电源均受到关注，以市场扩大为目标的制品销售已经开始。

图1为示出固体高分子型燃料电池的结构的说明图，图1的(a)为燃料电池单元(单格)的分解图，图1的(b)为燃料电池整体的立体图。如同一图所示，燃料电池1为单格的集合体。单格如图1的(a)所示，具有在固体高分子膜2的一个面层叠燃料电极膜(阳极)3，在另一面层叠氧化剂电极膜(阴极)4，在这两个面重叠分隔件5a、5b的结构。作为代表性的固体高分子膜2，存在具有氢离子(质子)交换基的氟系离子交换树脂膜。在燃料电极膜3以及氧化剂电极膜4中，设置由颗粒状的铂催化剂和碳粉、具有氢离子(质子)交换基的氟系树脂组成的催化剂层，与通过扩散层的燃料气体或者氧化性气体接触。从在分隔件5a上设置的流路6a流通燃料气体(氢气或者含氢气体)A而将氢供给到燃料电极膜3上。此外，从在分隔件5b上所设置的流路6b流通空气那样的氧化性气体B，供给氧。通过这些气体的供给，产生电化学反应而产生直流电力。

对于固体高分子型燃料电池分隔件所要求的功能如下：

(1)在燃料极侧，作为面内均匀地供给燃料气体的流路的功能；

(2)作为将在阴极侧生成的水与反应后的空气、氧气之类的载气一同高效地从燃料电池排出到体系外的“流路”的功能；

(3)作为在长时间内维持电极的低电阻、良好的导电性的单格间的电连接器的功能；以及

(4)作为在邻接的单元中一个单元的阳极室与相邻的单元的阴极室的“分隔壁”的功能等。

迄今为止，研究了应用碳板材作为分隔件材料，但碳板材存在容易破裂的问题，进而存在用于使表面平坦的机械加工成本和用于形成气体流路的机械加工成本变得非常高的问题。

碳中，热膨胀性石墨加工品格外廉价，因此，作为固体高分子型燃料电池分隔件用原材料最受关注。然而，为了降低透气性赋予作为分隔壁的功能，必须考虑制造成本，并且实施作为燃料电池环境下的耐久性优异的粘结材料的有机系树脂的开发和选定、焙烧。也需要基于长时间的应用的劣化对策。成为制品应用阶段，但今后应解决的课题也多。

与这样的石墨系原材料的应用的研究不同，开始尝试在分隔件原材料中应用不锈钢。

专利文献1中公开了，由金属制构件形成、且对与单位电池的电极的接触面直接实施了镀金的燃料电池用分隔件。作为金属制构件，可以举出不锈钢、铝、Ni-铁合金，作为不锈钢，使用SUS304。该发明中，分隔件实施了镀金，因此，分隔件与电极的接触电阻降低，电子从分隔件向电极的导通变得良好，因此，燃料电池的输出电压变大。

专利文献2中公开了使用由于大气而容易生成在表面所形成的钝化膜的金属材料组成的分隔件的固体高分子电解质型燃料电池。作为金属材料，可以列举出不锈钢、钛合金。在该发明中，在分隔件中所使用的金属的表面一定存在钝化膜，金属的表面不易被化学侵蚀，在燃料电池单元中生成的水被离子化的程度降低，抑制了燃料电池单元的电化学反应度的降低。此外，去除分隔件的与电极膜等接触的部分的钝化膜形成贵金属层，从而使导电时接触电阻变小。

然而，由专利文献1、2公开的、将在表面具备钝化膜的不锈钢那样的金属材料直接用于分隔件，耐腐蚀性不充分、引起金属的溶出，由于溶出金属离子有使负载催化剂性能劣化的可能性。此外，由于在溶出后生成的Cr-OH，Fe-OH那样的腐蚀产物，有分隔件的接触电阻增加的危险，因此在由金属材料组成的分隔件上实施将成本置之度外的镀金等贵金属镀覆是现状。

如此，迄今为止，只不过有将金属材料应用于分隔件的成绩，尚处于远远未达到实用化的现状。

作为分隔件，极强烈地期望开发出在电池环境下的导电性优异、且即便不实施昂贵的表面处理耐腐蚀性也优异的不锈钢。可以毫不夸张地说，不锈钢制分隔件的实用化掌握固体高分子型燃料电池的商用化和应用扩大的成功与否。

汽车搭载用、以及家庭用分散型电源中使用的固体高分子型燃料电池的分隔件的原材料要求严苛的成本降低，因此，还进行了大量的能够应用不锈钢而不实施昂贵且特殊的表面处理的技术开发。

专利文献3中公开了在钢中不含B，在钢中作为导电性金属析出物的M23C6型，M4C型，M2C型，MC型碳化物系金属析出物以及M2B型硼化物系夹杂物的任一种均不析出，钢中C量为0.012％以下(在本说明书中涉及化学成分的“％”若无特别限定则意味着“质量％”)的固体高分子型燃料电池分隔件用铁素体系不锈钢。

专利文献4、5中公开了将这样的导电性金属析出物未析出的铁素体系不锈钢用作分隔件的固体高分子型燃料电池。

专利文献6中公开了在钢中不含B、在钢中含有0.01～0.15％的C、仅Cr系碳化物析出的固体高分子型燃料电池的分隔件用铁素体系不锈钢。

专利文献7中公开了在钢中不含B、在钢中含有0.015～0.2％的C、含有7～50％的Ni的析出Cr系碳化物的固体高分子型燃料电池的分隔件用奥氏体系不锈钢。

专利文献8中公开了在表面具有导电性的M23C6型、M4C型、M2C型、MC型碳化物系金属析出物以及M2B型硼化物系夹杂物之中的1种以上分散和露出的固体高分子型燃料电池的分隔件用不锈钢。该不锈钢为含有C：0.15％以下、Si：0.01～1.5％、Mn：0.01～1.5％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Cr：15～36％、Al：0.001～6％、N：0.035％以下，且满足Cr、Mo和B含量为17％≤Cr+3×Mo-2.5×B，余量由Fe和杂质组成的铁素体系不锈钢。而且，专利文献8的表1中，作为铁素体系不锈钢的实施例，公开了a～i的钢材，特别是，实施例a、e、f、i的钢中C量为0.02％以上，实施例a的钢中不含有B，实施例e、f的B含量分别为0.002％、0.003％，实施例i的Cr含量为22.3％、B含量为2.06％。另外，表2中的实施例No.1～4、8和10公开了，主要析出物为M23C6、M23C6和M2B、或、Cr2B的铁素体系不锈钢材。另外，表3中的No.19～27、表4的No.39～44、No.47～51中还公开了，主要析出物为M23C6、或M23C6和M2B的铁素体系不锈钢材。接触电阻以初始值计分别成为15.6mΩ·cm²以下。作为实施例示出的钢材的铸锭法为钢锭法，但对于热锻时的加热温度，为铁素体系钢材时，成为1220℃、1170℃，热轧时的加热温度成为1220℃，1170℃，热轧加工板厚成为3.8mm、2.6mm。热轧后的退火温度成为840℃、925℃。

专利文献9中公开了利用酸性水溶液使不锈钢材的表面腐蚀，使具有导电性的M23C6型、M4C型、M2C型、MC型碳化物系金属析出物以及M2B型硼化物系金属析出物之中的1种以上在其表面露出的固体高分子型燃料电池的分隔件用不锈钢材的制造方法。该不锈钢材为含有C：0.15％以下、Si：0.01～1.5％、Mn：0.01～1.5％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Cr：15～36％、Al：0.001～6％、B：0～3.5％、N：0.035％以下、Ni：0～5％、Mo：0～7％、Cu：0～1％、Ti：0～25×(C％+N％)、Nb：0～25×(C％+N％)，且Cr、Mo和B含量满足17％≤Cr+3×Mo-2.5×B，余量由Fe和杂质组成的铁素体系不锈钢材。专利文献9的表1中，作为铁素体系不锈钢的实施例，公开了a～i的钢材，特别是，实施例a、e、f、i的钢中C量为0.02％以上，实施例a的钢中不含有B，实施例e、f的B含量分别为0.002％、0.003％，实施例i的Cr含量成为22.3％、B含量成为2.06％。另外，表2中的实施例No.1～4、8和10中公开了主要析出物为M23C6、M23C6和M2B、或、Cr2B的铁素体系钢材。另外，表3中的No.19～27、表4的No.39～44、No.47～51中也公开了，主要析出物为M23C6、或、M23C6和M2B的铁素体系钢材。接触电阻以初始值计分别成为15.6mΩ·cm²以下。作为实施例示出的钢材的铸锭法为钢锭法，对于热锻时的加热温度，为铁素体系钢材时，成为1220℃、1170℃，热轧时的加热温度成为1220℃、1170℃，热轧加工板厚成为3.8mm、2.6mm。热轧后的退火温度成为840℃、925℃。

专利文献10中公开了在表面露出M2B型的硼化物系金属化合物，并且，将阳极面积以及阴极面积分别设为1时，阳极与分隔件直接接触的面积，以及阴极与分隔件直接接触的面积均为0.3～0.7的比例的固体高分子型燃料电池，公开了使具有导电性的M23C6型、M4C型、M2C型、MC型碳化物系金属析出物以及M2B型硼化物系夹杂物之中的1种以上在不锈钢表面露出的不锈钢。构成分隔件的该不锈钢为C：0.15％以下、Si：0.01～1.5％、Mn：0.01～1.5％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Cr：15～36％、Al：0.2％以下、B：3.5％以下(其中，不包括0％)、N：0.035％以下、Ni：5％以下、Mo：7％以下、W：4％以下、V：0.2％以下、Cu：1％以下、Ti：25×(C％+N％)以下、Nb：25×(C％+N％)以下，且Cr、Mo和B的含量满足17％≤Cr+3×Mo-2.5×B的铁素体系不锈钢材。其中，专利文献10的表1中公开了铁素体系不锈钢的实施例12种，但未公开钢中含有B、钢中C含量为0.02％以上且0.06％以下、且钢中Ni含量为0.01％～6％的钢材。

专利文献11～15中公开了，在表面使M2B型的硼化物系导电性金属析出物露出的奥氏体系不锈钢包覆钢材。

另一方面，作为现有技术，还公开了，在钢中使作为导电性金属析出物的拉夫斯相分散析出的固体高分子型燃料电池分隔件材料。例如专利文献16中公开了，Fe2Mo型拉夫斯相分散、析出型固体高分子型燃料电池分隔件用高纯度铁素体系不锈钢材，专利文献17、18中公开了，(Fe，Cr)2(Ti，Nb，Mo，W)型拉夫斯相分散、析出型固体高分子型燃料电池分隔件用高纯度铁素体系不锈钢材。

进而，作为现有技术，还公开了在钢中使作为导电性金属析出物的西格玛相分散析出的固体高分子型燃料电池分隔件材料。例如专利文献19中公开了一种固体高分子型燃料电池分隔件用铁素体系不锈钢，其具有如下化学组成：含有C：0.03％以下、N：0.03％以下、(C+N)：0.03％以下、Cr：16.0～45％，进而含有选自Ti：2％以下、Nb：2％以下、Zr：2％以下、V：2％以下、Mo：7％以下、W：7％以下、Ni：4％以下、Si：3％以下、Mn：3％以下和Al：0.5％以下中的1种以上，余量由Fe和杂质组成，在表面析出的西格玛相的面积率为1％以上，专利文献20中公开了一种固体高分子型燃料电池分隔件用奥氏体系不锈钢，其具有如下化学组成和在表面露出的西格玛相的面积率为1％以上的金相组织：含有C：0.030％以下、Si：3％以下、Mn：3％以下、Cr：16～30％、Ni：8～40％和N：0.4％以下，余量由Fe和杂质组成，且使用各元素的含量通过[Cr]+[Si]+[Ti]+[V]+1.5([Zr]+[Nb]+[Mo])+0.5[W]-0.1([Ni]+[Mn])-20([C]+[N])算出的Q值超过18。专利文献19的表2所示的实施例中，对于西格玛相所占的面积率，高的情况，钢No.5为7.8％，对于专利文献20的表2所示的实施例中西格玛相所占的面积率，高的情况，钢No.9为7.7％。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平10-228914号公报

专利文献2：日本特开平8-180883号公报

专利文献3：日本专利第3269479号说明书

专利文献4：日本专利第3097689号说明书

专利文献5：日本专利第3097690号说明书

专利文献6：日本专利第3397168号说明书

专利文献7：日本专利第3397169号说明书

专利文献8：日本专利第4078966号说明书

专利文献9：日本专利第3365385号说明书

专利文献10：日本专利第3888051号说明书

专利文献11：日本专利第3971267号说明书

专利文献12：日本专利第4155074号说明书

专利文献13：日本专利第4305031号说明书

专利文献14：日本专利第4613791号说明书

专利文献15：日本专利第5246023号说明书

专利文献16：日本专利第3922154号说明书

专利文献17：日本专利第4967397号说明书

专利文献18：日本专利第4967398号说明书

专利文献19：日本专利第4967831号说明书

专利文献20：日本专利第4930222号说明书

发明内容

发明要解决的问题

与固体高分子型燃料电池分隔件有关系的技术开发处于以上那样的现状，使具有导电性的M23C6型、M4C型、M2C型、MC型碳化物系金属析出物和M2B型硼化物系金属析出物中的1种以上在表面露出的固体高分子型燃料电池的分隔件用不锈钢薄钢板充分具备作为固体高分子型燃料电池的分隔件用薄钢板所需的各性质和各性能，但是与作为现有技术的标准化使用的镀金处理不锈钢材相比，存在接触电阻性能稍差的课题，强烈要求对与理想的镀金处理不锈钢材等同的性能的进一步改善。

本发明的目的在于，提供：接触电阻与镀金不锈钢原材料为等同以上的固体高分子型燃料电池分隔件用的奥氏体系不锈钢薄钢板以及铁素体系不锈钢薄钢板。

用于解决问题的方案

固体高分子型燃料电池的分隔件具有以下记载的5个功能，即，

a)在燃料极侧，作为面内均匀地供给燃料气体的流路的功能；

b)在阴极侧，作为面内均匀地供给氧化性气体的流路的功能；

c)作为将在阴极侧生成的水与反应后的空气、氧之类的载气一起有效地从燃料电池排出至体系外流路的功能；

d)作为在长时间内维持电极的低的接触电阻、良好电导性的单格间的电连接器的功能；和

e)作为在相邻的单元中一个单元的阳极室与相邻的单元的阴极室的分隔壁的功能。

也有时形成使这些功能以多张板进行功能分担的结构。本发明中所谓分隔件是指，将至少具有上述d)的功能的板称为分隔件。也有时被称为双极板、网板、整流板。分隔件的板厚大多为0.08～0.30mm左右。

本发明人等长期以来专注于即便作为固体高分子型燃料电池的分隔件而长时间使用，与由扩散层、高分子膜以及催化剂层构成的MEA(Membrane Electrode Assembly的简称)的接触电阻也不上升，不易引起催化剂性能降低以及高分子膜性能降低的不锈钢材的开发。

具体而言，利用通用的SUS304、SUS316L、它们的镀金处理材料、M2B或M23C6导电性金属析出物型不锈钢材、导电性微粒粉涂布、涂装处理不锈钢材或表面改质处理不锈钢材等进行了燃料电池应用试验。其结果，得到下述见解(I)～(VI)。

(I)对于形成于不锈钢表面的钝化覆膜，在运转中的固体高分子型燃料电池中具有将不锈钢作为分隔件应用所需的充分的耐腐蚀性能，但为了抑制在钝化状态下缓慢进行的金属离子溶出、或、源自燃料电池休止时有时可视化的单元间腐蚀等而进行的腐蚀产物沉积所导致的接触电阻上升，耐腐蚀性有时不充分。

(II)为了改善不锈钢制的分隔件的接触电阻性能，一般进行的镀金处理等贵金属镀覆处理不仅使分隔件的制造成本明显提高，而且成为贵金属与作为基材的不锈钢间的电化学腐蚀(也称为异种金属接触腐蚀)的原因，在燃料电池的正规的量产阶段无法采用。进而，将来在其它方面存在如必须从使用过的废弃的燃料电池进行镀贵金属的回收的难题。

(III)导电性微粉涂布或涂装处理还取决于选择何种物质作为导电性微粉，但使用一般选择的碳(或石墨)时，在耐久性能方面存在问题，使用贵金属时，成本成为问题。另外，还预计制造工序中成为粉尘问题的原因，并且需要包括焙烧工序的大的制造生产线。进而，分隔件成型后进行表面处理时，避免要求单位几μm的极高精度的分隔件的翘曲变形或尺寸精度维持困难也是问题。

(IV)表面改质(也被称为干式表面处理或干式涂布)扩展了用于改善表面性能的选择项，但将极薄的处理层形成于不锈钢的最表面层，长时间的性能保证、在作为基材的不锈钢中源自不可避免地残留的氧化物系非金属析出物的表面改质层微小缺陷的腐蚀、剥离问题、表面改质处理速度等无法解决的课题堆积如山。进而，分隔件成型后进行表面改质处理时，由残留应力所导致的翘曲发生。难以确保作为要求几μm单位的极高精度的分隔件的尺寸精度。

(V)使在M2B、M23C6之类的钢中析出的导电性金属析出物在分隔件的表面露出而降低表面接触电阻的对策在性能以及量产性、成本、将来的废弃时刻的资源回收，对环境友好的方面也是最有希望的。

此处，对于判断为最有希望的、M2B在钢中析出的、使导电性金属析出物在分隔件表面露出而降低表面接触电阻的对策进一步进行详细说明。

接触电阻依赖于每单位面积的接触面积。即，依赖于每单位面积的接触点数、接触点总面积、各接触点的电阻。作为分隔件应用时，分隔件所接触的碳纸、碳布之类的扩散层侧的碳纤维的性状和分布状态从作为扩散层的功能方面出发最佳地进行设计，作为分隔件，期望的是，有与碳纤维接触的可能性的全部部位、换言之、整个面作为导电通路(电通道)发挥功能。即，为了实现性能提高，由于为M2B因此已经确定了接触点的电阻时，有效的是尽量增加接触点数和接触点总面积的导电性析出物形状和分散状态。本发明人等研究了各种方法，以量产应用为前提想到了最有效的手法。

具体而言，发现：有效的是，尽量增加M2B型硼化物系金属析出物量，即，含有确保对固体高分子型燃料电池分隔件进行压制成型时的加工性且能够量产制造的最大量的B，在冷轧中使M2B型硼化物系金属析出物尽量细地粉碎、分散，进一步反复研究，完成了本发明。本发明如以下所述。

(1)一种不锈钢薄钢板，其为用于固体高分子型燃料电池的分隔件的不锈钢薄钢板，

对于前述钢板，从至少一个表面至0.2t(其中，t为钢板的总厚度)的深度为止的表层部中，M2B型硼化物系金属析出物的体积率为8％以上，且球当量直径为6.72μm以下的M2B型硼化物系金属析出物的体积基准粒径频率分布为99.5％以上，

对于前述钢板，使真密度为1时表观密度为0.995以上。

(2)一种奥氏体系不锈钢薄钢板，其为上述(1)所述的不锈钢薄钢板，

前述表层部的化学组成以质量％计为

C：0.005～0.2％、

Si：0.01～1.5％、

Mn：0.01～2.5％、

P：0.035％以下、

S：0.01％以下、

Cr：16.0～30.0％、

Mo：7.0％以下、

Ni：7.0～50.0％、

Cu：0.01～3.0％、

N：0.001％～0.4％、

V：0.3％以下、

B：0.50～3.0％、

Al：0.001～0.2％、

W：0～4.0％、

Sn：0～3.0％、

稀土元素：0～0.1％、

余量：Fe和杂质，

且〔Cr％〕+3×〔Mo％〕-2.5×〔B％〕-17×〔C％〕的计算值为24.0～45.0％。

(3)根据上述(2)所述的奥氏体系不锈钢薄钢板，其中，

前述化学组成包含

W：0.01～4.0％和/或

Sn：0.01～3.0％。

(4)根据上述(2)或(3)所述的奥氏体系不锈钢薄钢板，其中，

前述化学组成包含

稀土元素：0.001～0.1％。

(5)一种铁素体系不锈钢薄钢板，其为上述(1)所述的不锈钢薄钢板，前述表层部的化学组成以质量％计为

C：0.001～0.15％、

Si：0.01～1.5％、

Mn：0.01～1.0％、

P：0.035％以下、

S：0.01％以下、

Cr：22.5～35.0％、

Mo：6.00％以下、

Ni：0.01～6.0％、

Cu：0.01～1.0％、

N：0.06％以下、

V：0.01～0.3％、

B：0.50～3.0％、

Al：0.001～6.0％、

W：0～4.0％、

Sn：0～3.0％、

稀土元素：0～0.1％、

余量：Fe和杂质，

且〔Cr％〕+3×〔Mo％〕-2.5×〔B％〕-17×〔C％〕的计算值为24.0～45.0％。

(6)根据上述(5)所述的铁素体系不锈钢薄钢板，其中，

前述化学组成包含

W：0.01～4.0％和/或

Sn：0.01～3.0％。

(7)根据上述(5)或(6)所述的铁素体系不锈钢薄钢板，其中，

前述化学组成包含

稀土元素：0.001～0.1％。

发明的效果

本发明的不锈钢薄钢板为了降低表面的接触电阻，不实施昂贵的镀金等成本高的表面处理而仅以在钢中析出的M2B和M23C6、或分散的M2B为析出核、使M23C6在其表面和其周围析出的复合导电性金属析出物露出，而具有优异的电池性能。因此，根据本发明，可以容易且廉价地得到以现有材料无法得到的与镀金材料相当的优异的接触电阻值。

对于固体高分子型燃料电池的真正普及而言，燃料电池本体的成本、特别是分隔件的成本降低不可缺少。根据本发明，可以期待使用金属制的分隔件的固体高分子型燃料电池的真正普及提前。

附图说明

图1为示出固体高分子型燃料电池的结构的说明图，图1的(a)为燃料电池单元(单格)的分解图，图1的(b)为燃料电池整体的立体图。

图2为示出表观密度测定结果的图。

图3为示出表观密度的变化行为的图。

图4为示出压制成型后的成型品的外观的照片。

图5为包覆钢板的截面显微照片。

具体实施方式

详细地说明用于实施本发明的方式。

1.本发明中的术语

(1-1)M2B型硼化物系金属析出物和M23C6型碳化物系金属析出物

M2B型硼化物系金属析出物(以下，也简单称为“M2B”)和M23C6型碳化物系金属析出物(以下，也简单称为“M23C6”)的M表示金属元素，表示与B或C的化学亲和力强的金属元素而不是特定的金属元素。一般来说，M出于与钢中共存元素的关系，大多情况下，以Cr、Fe为主体、含有微量的Ni、Mo。

作为M2B，可以举出Cr2B、(Cr，Fe)2B、(Cr，Fe，Ni)2B、(Cr，Fe，Mo)2B、(Cr，Fe，Ni，Mo)2B、Cr1.2Fe0.76Ni0.04B等。

M2B表示的注脚指数2是指，在作为硼化物中的金属元素的Cr、Fe、Mo、Ni、X(此处，X为除Cr、Fe、Mo、Ni之外的钢中金属元素)与B量之间，(Cr质量％/Cr原子量+Fe质量％/Fe原子量+Mo质量％/Mo原子量+Ni质量％/Ni原子量+X质量％/X原子量)/(B质量％/B原子量)成为约2的化学计量关系成立。需要说明的是，本表示法不是特殊的方式，而是极一般的表示法。钢中C量高时，除M2B型硼化物之外，有时M23C6等Cr系碳化物也析出。M23C6等Cr系碳化物的导电性均优异，具有接触电阻降低效果。特别是，以M2B为析出核，在其表面、或其周围析出时，接触电阻改善效果明显。本发明中表示为M2B型硼化物系金属析出物时，还包括以M2B为析出核，Cr系碳化物在其表面、或其周围析出的情况。

(1-2)从表面至0.2t(其中，t为钢板的总厚度)的深度为止的表层部

“从表面至0.2t(其中，t为钢板的总厚度)的深度为止的表层部”的表示是指，本发明的固体高分子型燃料电池分隔件用不锈钢薄钢板不仅包括M2B分散的“单一”原材料的情况，还包括由仅单面表层部分分散M2B的原材料构成的“二层包覆”、或由两面表层部分分散M2B的原材料构成的“三层包覆薄钢板”那样的情况。任意包覆钢的情况下，包覆芯材部分考虑成型加工性，期望为具有M2B不分散的成分的原材料。作为具体的一例，以与作为通用钢的SUS316L、304、444相当的材料等为芯材。

(1-3)M2B型硼化物系金属析出物的体积率、球当量直径和体积基准粒径频率分布

M2B型硼化物系金属析出物的体积率是指，对利用波美比重计的读数中规定的比重(此处限定浓度)计为46°Be’(波美)的氯化铁(氯化铁(III))溶液沿板厚方向进行了表面蚀刻的表面进行图像解析而得到的二维的M2B型硼化物系金属析出物的表面占有率(％)。

球当量直径和体积基准粒径频率分布是指，以通过在10体积％乙酰丙酮-1质量％四甲基氯化铵-甲醇溶液(被称为10％AA系电解液)中的电解法提取的析出物的基于激光衍射·散射法的粒度测定值为基准。残渣的分离使用过滤器直径0.05μm的Nucleporemembrane(商品名)。

粒度分布测定使用堀场制作所制的激光衍射/散射式粒度分布测定装置LA-700而进行。

(1-4)密度

密度通过阿基米德法测定，但对于本发明的薄钢板，由于钢中分散有非常多的M2B，因此，确认到与通常的通用不锈钢的轧制钢材不同的密度行为。

具体而言，发现在冷轧工序中途，由于M2B的粉碎而在钢材内部、特别是M2B周围产生大量的内部孔隙(空孔)，原材料密度显著降低的行为。如果在最终制品中残留内部孔隙，则将本发明的薄钢板压制成型为燃料电池分隔件时，残留的内部孔隙成为板贯穿裂纹的起点，由于产生急剧的压制裂纹因此应用变困难。因此，需要通过到达设定的制品板厚为止的冷轧中途的母相的变形来完全堵塞在冷轧中途产生的内部孔隙。

作为评价内部孔隙的残留程度的能够测定的管理指标，本发明中使用通过阿基米德法测定的真密度和表观密度。

此处，真密度是指，以在原材料内部没有孔隙的状态计算出的密度，表观密度是指，在原材料内部产生的孔隙的体积也包含于密度计算时的体积中而计算出的密度。作为测定作为基准的真密度时的原材料，使用的是，加热至内部孔隙完全未被观察到的800℃以上且1250℃以下的温度并保持、退火的热轧卷；或，利用99.999vol％以上的高纯度氢气气氛中的悬浮法加热熔融后进行急速冷却后在内部不存在孔隙的原材料。

2.本发明中的发明特定技术特征的限定理由

(2-1)M2B型硼化物系金属析出物的体积率

如上述，本发明中，使板厚为1时，使从板表面沿板厚方向直至0.2的比率的深度为止的板表层部分中含有的M2B型硼化物系金属析出物的体积率为8％以上。

钢中含有0.5％的B使得体积率成为8％以上。还取决于M2B粉碎和分散的状态，但通过使体积率大致为10％以上，作为固体高分子型燃料电池分隔件可以得到极稳定的表面接触电阻值。

(2-2)M2B型硼化物系金属析出物的球当量直径

在钢中析出，以锻造、轧制工序等粉碎的M2B型硼化物系金属析出物的颗粒的形状是复杂且不规则的形状，而不是球、立方体之类的单纯且能够定量地表现的形状，无法直接定义粒径。因此，本发明中，涉及粒度分布时，使用一般使用的“球当量直径”这样的间接的定义，来限定M2B型硼化物系金属析出物的颗粒的大小。是一般的表现。

本发明中的粒径由基于激光衍射·散射法的测定方法限定，球当量直径1μm是指，与直径为1μm的球显示出相同衍射·散射光的谱图。

本发明中，使该球当量直径为6.72μm以下。为了得到本发明的目标性能，作为实效值，如何使球当量直径为1～3μm的微细颗粒大量地分散是极重要的，但粒径分布具有统计学幅度。因此，考虑粒径的分布使球当量直径为6.72μm以下。是通过重复试制而从经验上确认的适当值。需要说明的是，根据进行本发明时得到的发明人等的见解，由冷轧得到的M2B微细化的极限以球当量直径计约为1μm。即，是基本无法确认球当量直径低于1μm的微细粒的发生率。

(2-3)M2B型硼化物系金属析出物的体积基准粒径频率分布

作为表示何种大小(粒径)的颗粒以何种比率(以整体为100％的相对颗粒量)包含的指标(表现手段)，有粒度分布。本发明中，作为颗粒量的基准，使用体积基准和个数基准，但限定以体积基准进行。

另外，将作为对象的粒径的范围分割，使用以％表示各粒径区间中存在的颗粒量的频率分布。相当于累积分布(筛下：过滤器下)。作为本发明的实施例的实效值的最理想的范围是球当量直径为6.72μm以下的颗粒为99.5％以上。是通过重复的试制而从经验上确认的适当值。

3.化学成分

[0.005％以上且0.2％以下(奥氏体系不锈钢)、0.001％以上且0.15％以下(铁素体系不锈钢)]

对于C，在奥氏体不锈钢中含有0.005％以上且0.2％以下、在铁素体系不锈钢中含有0.001％以上且0.15％以下。

C还取决于母相的组织和组成、特别是钢中的Cr量，有时以Cr主体的M23C6等Cr系碳化物的形式在钢中析出。如果Cr系碳化物也在粒内细地分散而析出，则也有时以在凝固时刻析出的M2B为析出核，在其表面和其周围、或晶体晶界析出。任意析出形态下，在最表面露出而突出时，均有显著降低由钝化覆膜覆盖的不锈钢表面的接触电阻的效果。这是由于，M23C6碳化物具有金属性质，比母相和M2B表面的钝化覆膜具有更良好的导电性。为了得到这样的效果，对于C，在奥氏体系不锈钢中含有0.005％以上、在铁素体系不锈钢中含有0.001％以上。

M23C6有时成为沿晶体晶界而析出的晶界腐蚀的原因。是否可以确保固体高分子型燃料电池内的耐晶界腐蚀性可以通过JIS G-0575中规定的『硫酸-硫酸铜腐蚀试验』那样的晶界腐蚀性评价试验法而容易地确认。不应有晶界腐蚀性。因此，对于C含量，在奥氏体系不锈钢中设为0.2％以下、在铁素体系不锈钢中设为0.15％以下。

[Si：0.01～1.5％]

Si在量产钢中与Al同样地是有效的脱氧元素，含量低于0.01％时，脱氧不充分，另一方面，含量超过1.5％时，成型性降低。因此，Si含量设为0.01％以上且1.5％以下。

[Mn：0.01％以上且2.5％以下(奥氏体系不锈钢)、0.01％以上且1.0％以下(铁素体系不锈钢)]

Mn具有使钢中的S以Mn系的硫化物的形式固定的作用，具有改善热加工性的效果。Mn在奥氏体系不锈钢中是有效的奥氏体相稳定化元素，因此，含有0.01％以上且2.5％以下，在铁素体系不锈钢中含有0.01％以上且1.0％以下。

[P：0.035％以下]

P与S并列为最有害的杂质之一，P含量越低越理想，设为0.035％以下。

[S：0.01％以下]

钢中的S含量设为0.01％以下。S与P并列为最有害的杂质之一，S含量越低越理想。根据钢中共存元素和钢中的S量，钢中的S基本以Mn系硫化物、Fe系硫化物、或它们的复合硫化物和与氧化物的复合非金属析出物的形式析出。然而，在固体高分子型燃料电池的分隔件环境下，任意组成的非金属析出物有一定差异，但是均作为腐蚀的起点发挥作用，对钝化覆膜的维持、腐蚀抑制是有害的。通常的量产钢的S含量超过0.005％且为0.008％左右，但为了确实地防止上述有害的影响，期望将S含量降低至0.004％以下。更理想的S含量为0.002％以下，最理想的S含量低于0.001％。越低越好。只要采用现有的精炼技术就容易以工业的量产水平使S含量低于0.001％，且制造成本的上升也微小。

[Cr：16.0～30.0％(奥氏体系不锈钢)，22.5～35.0(铁素体系不锈钢)]

Cr是在确保母材的耐腐蚀性的方面极重要的基本合金元素。Cr含量越高，越显示出高耐腐蚀性。

奥氏体系不锈钢中，使Cr含量的下限为16.0％、上限为30.0％。另一方面，铁素体系不锈钢中，Cr含量超过35.0％时，以量产规模的生产变难，Cr含量低于22.5％时，即使改变其他元素，作为分隔件所需的耐腐蚀性的确保也变困难。

[Mo：7.0％以下(奥氏体系不锈钢)、6.00％以下(铁素体系不锈钢)]

Mo与Cr相比，具有以少量来改善耐腐蚀性的效果。固体高分子型燃料电池内是腐蚀环境这样严苛的环境。因此，铁素体系不锈钢中，可以以6％以下的量含有。超过6.0％而含有时，在避免制造中途西格玛相等金属间化合物的析出变困难，由于钢的脆化的问题而使生产变困难。另一方面，奥氏体系不锈钢中，使上限为7.0％为止。

另外，作为Mo的特征，在固体高分子型燃料电池的内部，即使由于腐蚀而引起钢中Mo的溶出，对MEA性能的影响也是较轻微的。这是由于，Mo以作为阴离子的钼酸根离子的形式存在而不是以阳离子的形式存在，因此，对具有氢离子(质子)交换基的氟系离子交换树脂膜的阳离子传导性的影响小。需要说明的是，对于Mo的下限，在奥氏体系不锈钢中，优选设为1.5％，在铁素体系不锈钢中，优选设为0.3％。低于这些值时，添加效果变得不明显。

[〔Cr％〕+3×〔Mo％〕-2.5×〔B％〕-17×〔C％〕的计算值：24.0～45.0％]

Cr系碳化物析出时，在母相中，有时有利于耐腐蚀性提高的Cr浓度与钢水阶段中的Cr浓度相比降低，耐腐蚀性降低。因此，为了确保固体高分子型燃料电池内部的耐腐蚀性，必须使该计算值为24.0％以上且45.0％以下。

[Ni：7.0～50.0％(奥氏体系不锈钢)、0.01～6.0％(铁素体系不锈钢)]

Ni是奥氏体形成元素，因此，在奥氏体系不锈钢中，使Ni含量为7.0％以上且50.0％以下。

另外，Ni在铁素体系不锈钢中是改善耐腐蚀性、韧性的元素，因此，使Ni含量为0.01％以上且6.0％以下。Ni含量超过6.0％时，即便实施工业上的热处理也难以形成铁素体单相组织。变为铁素体相和奥氏体相的二相组织时，在作为轧制材料的本发明的薄钢板的成型性上确认到取向性，不适合作为固体高分子型燃料电池分隔件用的薄钢板。

[Cu：0.01～3.0％(奥氏体系不锈钢)、0.01～1.0％(铁素体系不锈钢)]

Cu是奥氏体形成元素。Cu在铁素体系不锈钢中以0.01％以上且1.0％以下含有。Cu含量超过1％时，降低热加工性，量产性的确保变难。另一方面，在奥氏体系不锈钢中，使Cu含量为0.01％以上且3.0％以下。Cu含量超过3.0％时，耐腐蚀性有时降低。Cu必须在母相中固溶。以金属系析出物的形式分散时，成为燃料电池内的腐蚀起点，导致电池性能降低。

[N：0.001～0.4％(奥氏体系不锈钢)、0.06％以下(铁素体系不锈钢)]

N是最廉价的奥氏体形成元素。在奥氏体系不锈钢中，含有0.001％以上且0.4％以下。超过0.4％而含有时，制造性显著降低，并且薄板加工性也明显降低。另一方面，在铁素体系不锈钢中，N是杂质。N使常温韧性劣化，因此，使上限为0.06％。越低越理想。工业上理想的是设为0.01％以下。

[V：0.01～0.3％(铁素体系不锈钢)]

V不是特意添加的添加元素，而是在作为量产时使用的熔化原料添加的Cr源中不可避免地包含的。因此，在本发明的奥氏体系不锈钢薄钢板中以杂质的形式包含，其含量可以允许至0.3％。另一方面，在本发明的铁素体系不锈钢薄钢板中，发挥改善常温韧性的效果，因此，作为必须元素含有0.01％以上且0.3％以下。

[B：0.50～3.0％]

B在本发明的薄钢板中与C同样地是重要的元素，B含量设为0.5％以上且3.0％以下。在钢水阶段添加的B在凝固时刻通过共晶反应以基本总量为M2B型硼化物的形式析出。使作为本发明的薄钢板可得到期望的性能的0.50％为下限，使制造性开始明显降低的3.0％为上限。

[Al：0.001～0.2％(奥氏体系不锈钢)、0.001～6.0％(铁素体系不锈钢)]

Al作为脱氧元素在钢水阶段中添加。本发明的薄钢板中含有B时，B是与钢水中氧的结合力强的元素，因此，必须通过Al脱氧而事先降低钢水中氧浓度。因此，在奥氏体系不锈钢中，含有0.001％以上且0.2％以下，在铁素体系不锈钢中，含有0.001％以上且6.0％以下。

本发明的薄钢板可以进一步含有以下所示的任意添加元素。

[W：0～4.0％、Sn：0～3.0％]

W是改善耐腐蚀性的元素，因此，根据需要可以以4.0％为上限而含有。超过4.0％而含有时，使加工性降低。即使由于腐蚀而溶出，与Mo同样地也以作为阴离子的钨酸根离子的形式存在而不是以阳离子的形式存在。具备对具有氢离子(质子)交换基的氟系离子交换树脂膜的阳离子传导性的影响小的特性。

为了发挥这样的作用，W含量优选为0.01％以上。Sn有改善作为硫酸酸性环境的固体高分子型燃料电池内的耐腐蚀性能的作用，因此，可以使3.0％为上限而含有。为了发挥这样的作用，Sn含量优选为0.01％以上。

[稀土元素：0～0.1％]

稀土元素被称为混合稀土合金，具有改善热制造性的效果。因此，稀土元素可以以0.1％为上限而含有。为了发挥这样的作用，稀土元素优选为0.001％以上。

除上述之外的余量为Fe和杂质。

4.密度

本发明中的密度是通过阿基米德法而测定的密度。通常的不锈钢钢板中，在板制造过程中密度不会较大地发生变化，但本发明的薄钢板中，由于伴随着M2B的粉碎而产生的内部孔隙而有时大幅降低。密度降低了的原材料的延性、常温韧性明显降低，容易产生板制造过程中的卷材断裂、端面裂边、开孔，容易引起作为燃料电池分隔件的压制成型时的压制裂纹。为了稳定地确保本发明的薄钢板的、作为固体电解质型燃料电池分隔件用不锈钢原材料的性能，有效的是，使用定量评价内部孔隙的有无和残留的简便的指标。因此，本发明中使用密度。

作为密度，使用真密度和表观密度。真密度是指，在原材料内部以没有孔隙的状态计算出的密度，表观密度是指，在原材料内部产生的孔隙的体积也包含于密度计算时的体积中而计算出的密度。作为基准的真密度使用的是，加热至内部孔隙完全未被观察到的800℃以上且1250℃以下的温度并保持、退火的热轧卷的密度；或，利用99.999vol％以上的高纯度氢气气氛中的悬浮法加热熔融后、急速冷却处理后的内部不存在孔隙的原材料的密度。

为了确保作为燃料电池分隔件的压制成型性，必须使真密度为1、使表观密度为0.995以上。将表观密度相对于真密度的比即表观密度/真密度的值表示为密度比。

密度的控制可以通过如下所述的冷轧条件的设定和控制、冷轧后进行的退火而以量产水平进行控制。

5.冷轧

进行冷轧时，重要的是，选定(a)辊直径、(b)辊材质、(c)辊表面、(d)轧制油、(e)轧制张力、(f)轧制速度、(g)压下率、(h)温度等。

冷轧时的冷轧机的工作辊正下的板厚方向上的剪切应力分布和轧制张力、原材料硬度、加工硬化行为对于冷轧工序中进行的M2B的粉碎、以及内部孔隙的增加、母相变形所导致的内部孔隙的减少和消失产生影响。

实际制造时的控制通过轧制油和压下分配、轧制张力、工作辊直径调整，来进行M2B的粉碎和内部孔隙的控制，但实施本发明时，特别重要的是，设定工作辊直径。这是由于，工作辊直径与轧制张力一并对M2B的粉碎行为和轧制材料的密度控制带来非常大的影响。还取决于工作辊直径与板厚的比，但根据应用的工作辊直径的大小，工作辊正下的原材料的板厚方向上的剪切应力分布发生变化，M2B粉碎(微细化)行为发生变化。冷轧工作辊直径如果为小直径，则M2B粉碎(微细化)及内部孔隙的增加容易急剧进行，如果为大直径，则可见M2B粉碎(微细化)容易变缓慢、内部孔隙的减少迅速进行的行为。

进一步进行说明时，工作辊直径本身也是重要的，但重要的是，与比想要实施的轧制时机先行地实施的轧制时机中使用的工作辊直径的大小关系。特别重要的是，与先前刚使用了的工作辊直径的大小关系。工作辊直径如果变为更小直径，则M2B粉碎(微细化)进行，引起内部孔隙的增加和表观密度降低。如果变为更大直径，则M2B粉碎(微细化)变缓慢，引起内部孔隙的减少和表观密度上升。换言之，工作辊直径由φ1变为φ2时，其比即φ2/φ1如果小于1，则M2B粉碎(微细化)进行，引起内部孔隙的增加和表观密度降低，如果大于1，则M2B粉碎(微细化)变缓慢，引起内部孔隙的减少和表观密度上升。另外，应用的工作辊直径的历程也是重要的，M2B粉碎(微细化)的进行和内部孔隙的增加、减少、以及表观密度行为是基于截至目前的各冷轧工序中使用的工作辊直径和轧制条件所产生的轧制结果的累积。

本发明人等认为，管理各轧制作业中应用的工作辊直径本身，并且管理轧制材料的表观密度相对于真密度的变化，同时进行各轧制作业中使用的工作辊直径本身和各轧制作业中使用的工作辊直径的大小历程的管理，来进行M2B粉碎(微细化)和残留的内部孔隙量管理。

即，卷材板厚低于2mm的冷轧中，轧制结果累积的影响特别容易显著残留。换言之，进行低于2mm的板厚原材料的冷轧时，如果通过M2B粉碎(微细化)和使残留的内部孔隙量增加的工作辊直径的选择进行轧制，则后续工序中难以使表观密度恢复至真密度。进行板厚低于2mm的冷轧时，重要的是，至少应用直径比冷轧至板厚2mm中应用的工作辊直径还大的工作辊。这些行为是本发明人等发现的事实。

接着，对冷轧机的除工作辊直径之外的要素进行说明。

(b)辊材质

辊材质与辊表面规格一起对M2B粉碎(微细化)有影响。越为硬质，M2B粉碎(微细化)越容易进行，但是辊本身的购入成本和辊表面修整成本上升，因此适当选定即可。

(c)辊表面

辊表面对M2B粉碎(微细化)、特别是原材料表层中的M2B粉碎(微细化)造成影响，但在轧制中途被磨耗，辊表面发生变化，因此，适当管理即可。

(d)轧制油

轧制油与轧制速度、温度等有关系，并且对M2B粉碎(微细化)有影响，因此，可以根据需要适当选定。

(e)轧制张力、(f)轧制速度

冷轧中的轧制张力与工作辊直径一并对M2B粉碎(微细化)行为有较大影响。轧制机的出料侧张力越高，本发明的薄钢板的内部孔隙越容易产生，越容易引起密度降低，并且密度的恢复也缓慢。另一方面，过低时，无法实施轧制本身，过高时，容易引起卷材的开孔、卷材端面裂边、卷材断裂。轧制时允许的轧制张力受到辊直径、板厚、辊表面、轧制油、轧制速度、压下率的影响。本发明中，可以以不过度升高轧制张力的方式适当选定。例如可以如下进行管理：冷轧开始的初次轧制道次中，使轧制出料侧张力为轧制时允许的下限即5kg/mm²，随轧制道次次数而提高，使轧制出料侧张力最大、为35kg/mm²以下。

(g)压下率

关于压下率，每1道次冷轧的压下率对于M2B粉碎(微细化)的控制是重要的。受到原材料的加工硬化行为的影响，并且对M2B的粉碎(微细化)行为和密度恢复行为有影响。由于受到原材料特性的影响，因此适当选定压下率即可。

(h)温度

温度只要为能够轧制的温度即可，可以适当选定。

进而，对本发明的薄钢板为单面包覆和两面包覆的情况进行说明。包覆中，以将2个、或3个以上的原材料压接的状态进行轧制。受到各原材料的变形能力、硬度等原材料特性、原材料构成比(包覆比)等的影响，并且原材料内部对各原材料的载荷应力分配、在原材料间的界面产生的剪切应力、在原材料内部产生的剪切应力分布发生变化。剪切应力越高的部位，M2B粉碎(微细化)越容易进行。可以根据各原材料而适当调整各条件。

6.本发明的铁素体系不锈钢薄钢板

接着，对本发明的薄钢板中的铁素体系不锈钢薄钢板进行补充说明。

(6-1)铁素体系板坯处理

如熟知那样，对于高纯度铁素体系不锈钢的连续铸造板坯，除板坯厚度为极端薄的板坯的情况之外，铸造后直接自然冷却至常温时，由于板坯表面与板坯内部的温度差所导致的热应力产生以及内部裂纹，从而即使为数百毫米厚的板坯，在长度方向上也以2m左右的间隔引起板坯分割的断裂。

作为其对策，对于由铁素体系不锈钢形成的连续铸造板坯，不经过板坯表面温度成为300℃以下的状态，而在1000℃以上且1230℃以下的加热炉中再次加热后，以板坯厚度计为25％以上的锻造比进行热锻或热粗轧加工。换言之，通过热锻或热粗轧，破坏连续铸造板坯内部的凝固组织进行再结晶化，由此使导致板坯分割的热应力集中分散，避免板坯裂纹。将与其相同的手法也用于本发明的铁素体系不锈钢薄钢板的连续铸造板坯。

(6-2)直送轧制

本发明的铁素体系不锈钢薄钢板的以工业规模的量产时，可以说最高效的轧制方法是，通过被称为直送轧制的手法，避免连续铸造板坯裂纹、且得到能够以常温展开的热轧卷的方法。即，对于由铁素体系不锈钢形成的连续铸造板坯，不经过板坯表面温度成为300℃以下的状态，且也不经过热锻工序和热粗轧加工，而在1000℃以上且1230℃以下进行再加热，保持和均热后，使热轧的最终道次温度以卷材表面温度计为900℃以上，且使最终加工板厚为2.5mm以下且1.2mm以上。通过该制造方法，可以得到能以常温展开的热轧卷。

板坯加热温度必须为1000℃以上且1230℃以下。1000℃以下时，由于温度降低的问题而难以实施、完成期望的作业，超过1230℃时，由于加热温度下钢中的M2B的软化、一部分熔融而期望的作业变困难。

7.M23C6、M2B共存型金属析出物形成方法

接着，对以M2B为析出核的M23C6复合导电性金属析出物的析出控制方法进行说明。

为了以M2B为析出核、使M23C6在M2B表面、或其周围析出，进行如下析出控制的处理是有效的：使在对连续铸造板坯进行铸锭以后的冷却过程中析出的M23C6的全部、或其一部分暂时在母相中固溶后，使M23C6在析出的M2B表面、或其周围再次析出。

为了使M23C6在母相中固溶，可以加热至M23C6固溶的温度域并保持。其中，在本发明的薄钢板中析出的M23C6的固溶和再次析出行为受到母相的组成的影响。

即，在直至薄钢板的凝固点温度为止铁素体相稳定且不生成奥氏体相的成分系的情况下，M23C6的析出量变化和组成变化小，难以进行M23C6的析出控制。

另一方面，在高温域，例如在进行热锻、热轧的温度域即900℃以上的高温域中，奥氏体相生成，成为铁素体-奥氏体二相组织的情况下，奥氏体相中固溶的M23C6在冷却过程中在生成的新铁素体相(旧奥氏体相)中以M23C6的形式再次析出，因此，容易进行析出控制。

想要对以M2B为析出核的M23C6复合导电性金属析出物进行析出控制的情况下，本发明的薄钢板的化学成分期望为如下化学成分体系：在进行热锻、热轧的温度域即900℃以上的高温域中奥氏体相生成，成为铁素体-奥氏体二相组织。

接着，利用实施例对本发明的效果进行具体说明。

实施例1

使用具有表1所示的成分的奥氏体系不锈钢、和具有表2所示的成分的铁素体系不锈钢。表1、2中的下划线表示为本发明的范围外，REM表示为混合稀土合金(稀土元素)。Index(％)＝〔Cr％〕+3×〔Mo％〕-2.5×〔B％〕-17×〔C％〕。

[表1]

[表2]

使板厚为1时，确认了，从板表面沿板厚方向至0.2的比率的深度为止的板表层部分中含有的M2B型硼化物系金属析出物的体积率除作为比较例的钢材11、12、14、15、26、27之外，均为8％以上。

将表1中的钢材1在80吨规模不锈钢用精炼炉中熔化，使用板坯连续铸造设备形成厚度250mm、宽度1050mm的板坯。在板坯阶段，实施热轧时的卷材裂纹防止对策(现有技术)后，装入至板坯加热炉，进行1180℃、6小时的加热、均热保持，使用量产型串联热轧机形成板厚5.15mm厚的热轧卷。

热轧卷如下：以通常的量产中使用的连续退火·酸洗生产线去除表面的高温氧化皮后，通过利用卷材研磨机修整的表面切削，形成4.95mm厚的冷轧用卷材原材料。

使用卷材端部的切断片，通过上下各一段辊方式的80吨实验室规模冷轧机，进行片轧制直至最终板厚1.017mm厚(压下率79.5％)。不进行轧制张力控制。辊直径为216mmφ。

对中途停止的板厚变化材料实施1080℃、20分钟保持的退火处理后，对各原材料的表观密度通过阿基米德法进行评价。将表观密度测定结果以图示于图2。

如图2的图所示那样，随着压下率增加(即，板厚变薄)，表观密度降低，在板厚2.524mm厚(压下率49.0％)变为最低，之后上升。这样的行为是通常的通用不锈钢材中看不到的行为。根据截面显微观察结果判定，在钢中大量存在的M2B的粉碎进行与在M2B周围生成的微空隙发生、基质变形所导致的微空隙的减少和消失有关系，是大量含有B的本发明的薄钢板所具有的特征行为。

以在内部产生的微空隙残留的状态进行冷加工时，内部的微空隙成为起点而引起开孔，原材料容易产生裂纹、断裂，使得被扯断。为了在最终的薄板原材料中确保充分的加工性，必须使微空隙消失。

图3中示出，对于前述板厚4.95mm的原材料，分别使用能够控制张力的工作辊直径为54mmφ的上下各10段的森吉米尔冷轧机、工作辊直径为250mmφ的上下各二段辊式的冷轧机、以及工作辊直径为130mmφ的上下各三段辊式的冷轧机，边夹着进行中间退火，边进行冷轧直至板厚0.166mm厚为止的原材料的表观密度行为。

如图3所示那样，使视为真密度的经过退火的热轧钢材的密度即7.888g/cm³为1，最终板厚0.166mm厚的表观密度成为7.876/7.888＝0.998。可以判断微空隙基本消失。

使用采用实际的固体高分子型燃料电池分隔件的形状的压制成型性评价用模具进行压制成型性评价，确认到良好的压制成型性能，确认了，密度比如果为0.998，则可以确保期望的压制成型性能。

通过截面显微组织的二维解析求出从板表面沿板厚方向至0.2的比率的深度为止的板表层部分中含有的M2B型硼化物系金属析出物的体积率。占有率为8.8％。另外，对利用以波美比重计的读数规定的比重(此处规定浓度)计为46°Be’(波美)的氯化铁(氯化铁(III))溶液沿深度方向进行表面蚀刻的表面进行图像解析而得到的表面占有率(％)被定量为21％。

另外，对于该部位的M2B型硼化物系金属析出物，利用在10体积％乙酰丙酮-1质量％四甲基氯化铵-甲醇溶液(10％AA系电解液)中的电解法进行提取并通过基于析出物的激光衍射·散射法的粒度测定法而进行定量评价，球当量直径为6.72μm以下的M2B型硼化物系金属析出物的体积基准粒径频率分布为99.6％。作为实际的燃料电池加工成单元，通过四端子法测定考虑了进行层叠、敛缝时的敛缝力的应力施加状态下的与东丽株式会社制碳纸的接触电阻值。应力施加为10kgf/cm²时的接触电阻值为2.00～2.20mΩ·cm²。相同条件下的镀金材料的接触电阻值为2.05mΩ·cm²，可以确认为等同或接近于其的表面接触电阻值。

实施例2

为了更准确地确认用于确保压制成型性的条件，使用钢材1，在多个冷轧条件下进行冷轧。将制作的原材料的评价结果归纳示于表3。

[表3]

确认了，在作为实施例示出的冷轧条件下进行轧制的原材料的压制性能全部良好，但在作为比较材料的冷轧条件下无法确保压制成型性。根据表3所示的结果确认了，使微空隙消失、使密度比为0.995以上时，对确保压制成型性是非常重要的。

对提高密度比的冷轧条件，表明下述的控制是有效的。

(A1)冷轧机的工作辊直径越小，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎越微细化，密度变得最低的值越降低。其中，与板厚有关。另外，工作辊直径越小，越难以引起在板厚内部(深部)的M2B型硼化物系金属析出物的粉碎行为。

(A2)M2B型硼化物系金属析出物的粉碎行为以轧制时的板表面和辊表面间的剪切应力、在板内部产生的剪切应力说明，剪切应力越大的部位，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎越显著。

(A3)以相同工作辊直径继续进行冷轧时，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎进行，然后在内部产生的孔隙由于基质变形而毁坏并消失。其中，对工作辊直径为小直径的情况与为大直径的情况比较时，为大直径的情况下，孔隙的消失迅速进行。通过适当选择冷轧工序中使用的工作辊直径，由此可以以期望的加工板厚控制M2B型硼化物系金属析出物的粉碎和在内部产生的微空隙的降低、消失。

(A4)即使为以相同工作辊直径继续进行冷轧，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎进行，然后在内部产生的孔隙由于基质变形而毁坏并消失的原材料，以更小直径的工作辊再次开始冷轧时，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎也再次进行，在内部产生微空隙而密度降低。另外，即使提高轧制张力，也产生微空隙而密度降低。

(A5)大致以板厚1.5mm～2mm为边界，利用直径比以板厚更厚的状态使用的工作辊直径还大的工作辊进行冷轧时，可以以期望的加工板厚控制M2B型硼化物系金属析出物的粉碎和在内部产生的微空隙的降低、消失。这是发明人等获得的简便的经验法则。

表3中也示出通过四端子法测定与东丽株式会社制碳纸的接触电阻值而得到的表面接触电阻值。确认与M2B型硼化物系金属析出物的球当量直径为6.72μm以下的体积基准粒径频率分布相关，判断：为99.433％以下时差，为99.615％以上时，稳定改善至期望的水平，是良好的。视为在99.5％附近有阈值。

实施例3

以实施例1中说明的不锈钢量产生产线试制表1中的钢材2、3、8、9。该实施例中，将使用量产型串联热轧机的热轧的加工板厚设为3.2mm厚，以通常的退火·酸洗生产线进行脱氧化皮后，使用卷材研磨机进行表面研削形成板厚3.0mm厚。

从板厚3.0mm至板厚1.6mm为止的冷轧使用工作辊直径为54mmφ的上下各10段辊式不锈钢专用森吉米尔冷轧机而进行。进行中间退火和酸洗后，使用工作辊直径为130mmφ的箔轧制专用的上下各三段辊式的冷轧机，边进行中间退火，边加工成最终板厚0.116mm厚。使视为真密度的经过退火的热轧钢材的密度为1，期望的最终板厚0.116mm厚下的表观密度均为0.995以上。确认了表面接触电阻也低。将各种评价结果归纳示于表4。

[表4]

钢材2、3中，钢中的C浓度与实施例1所示的钢材1相比高。因此确认了，钢中C的一部分以M23C6型铬碳化物的形式在M2B的周围、以及晶粒内、晶界析出。以钢中分散的大型的M2B型硼化物系金属析出物为核、或在其周围析出，从而可以增加导电性优异的接触点数、以及接触点面积，可以将表面接触电阻改善为相当于镀金。

对于钢材8、9，通过提高添加至钢中的B量，由此提高M2B型硼化物系金属析出物的析出量。提高钢中B量时，热变形阻力、冷变形阻力变高，对轧制机的载荷变高，制造变困难，但应用通常的不锈钢量产用冷轧机，截至B含量：0.8％也可以没有问题地制造。

以通常的不锈钢用光亮退火生产线将板厚0.116mm的冷轧卷退火后，使用顺送模具，对反应流路面积为100cm²的压制分隔件进行压制成型。

图4为示出压制成型后的外观的照片。如图4所示那样，确认了良好的压制成型性而没有产生压制裂纹。

实施例4

以熔化量为10吨规模的不同直径双辊式薄板坯连续铸造机对表1中的钢材4、5、6、7、12、14、15进行铸锭。板坯厚为28mm，板坯宽度为480mm。以500cm长度进行切断，热铸锭直接进行板坯表面研削、修整，直接在1080℃的均热炉中进行加热保持，然后以热轧形成2.8mm厚、宽520mm的卷材。

在1030℃的电气炉内进行退火后，在炉外进行强制空气冷却后，以卷材研磨机生产线进行表面研削，进行卷材端面分割加工，形成板厚2.3mm厚、宽480mm的卷材。使用24mmφ的上下各10段辊式不锈钢专用森吉米尔冷轧机，将板厚从2.3mm冷轧至1.7mm，然后使用工作辊80mmφ的上下各10段辊式不锈钢专用森吉米尔冷轧机，边进行中间退火，边进行冷轧直至0.126mm厚，在光亮退火炉内，以980℃进行最终退火。将各种评价结果归纳示于表5。

[表5]

由表5阐明本发明的效果。

实施例5

将具有表1中的钢材10、13的成分的奥氏体系不锈钢材20kg在大型真空室内的高频熔化炉中熔化，利用使用设置在相同大型真空室内的超骤冷箔带制造用的被水冷的铜制双辊(直径800mm)的超急速冷却法，形成厚度246～77μm、宽度180～220mm的箔带。作为超骤冷箔带制造用的铜制双辊，是一般的设备。

钢中B量高至1.02％、3.1％，以通常的铸锭法和锻造、轧制方法，变形阻力过高而几乎无法进行钢带制造，但利用超急速冷却法可以得到耐于实用的箔带。

确认了非常微细的M2B基本均匀地分散在钢中，作为M2B的体积率为27％，确认了以球当量直径为6.72μm以下的体积基准粒径频率分布计为100％。将各种评价结果归纳示于表6。

[表6]

由表6阐明本发明的效果。

超骤冷箔带也广泛进行了以单辊法的制造。以单辊法制造也没有问题。另外，为了改善箔带表面的平滑性、降低内部缺陷，可以根据需要实施冷轧后进行退火，作为固体高分子型燃料电池分隔件应用。板厚精度和平坦度、表面状态变平滑，成型性也得到改善。超骤冷箔带中，M2B均匀地分散，且非常微细。视为以球当量直径计低于1mm。

实施例6

制作以表1中的钢材11为芯材、以钢材1为两表面的三层包覆。包覆比为1：2：1。包覆化通过热轧进行压接接合。用于防止热轧工序、接下来的冷轧工序中的端面裂纹、卷材开孔的板坯处理在包覆用板坯的组装工序中进行。热轧前的包覆轧制用组装板坯的厚度为180mm、板坯宽度为1250mm。

使用量产型串联热轧机，使热轧的加工板厚为3.2mm。以通常的退火·酸洗生产线进行脱氧化皮后，使用卷材研磨机进行表面研削，形成板厚3.0mm。

从板厚3.0mm至板厚1.6mm的冷轧使用工作辊直径为54mmφ的上下各10段辊式不锈钢专用森吉米尔冷轧机而进行。进行中间退火和酸洗后，使用工作辊直径为130mmφ的箔轧制专用的上下各三段辊式的冷轧机，边进行中间退火，边加工成最终板厚0.116mm。

作为最终板厚的0.116mm厚的包覆比率为24：53：23，可以确认，包覆用板坯组装时刻的包覆比1：2：1在最终板厚下也基本得以维持。

使板厚为1时的从板表面沿板厚方向至0.2的比率深度为止的板表层部分中含有的M2B型硼化物系金属析出物的体积率为相当于钢材1的部分的体积率，可以判断钢材1的体积率直接得以维持。

包覆钢板的密度以原材料的密度为基准、成为与包覆比相应的原材料密度。期望的最终板厚0.116mm下的表观密度为7.881g/cm³，以视为真密度的经过退火的热轧钢材的密度为1时，为7.881/7.889＝0.999，为0.995以上。

将包覆钢板的截面显微照片示于图5，并且将评价结果归纳示于表7。

[表7]

由表7阐明本发明的效果。

与上述本发明的奥氏体系不锈钢钢板同样的行为在本发明的奥氏体系不锈钢钢板应用包覆中也视为进行。即，如下述。

(B1)冷轧机的工作辊直径越小，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎越微细化，密度变得最低的值降低。其中，与板厚有关。另外，工作辊直径越小，越难以引起板厚内部(深部)处的M2B型硼化物系金属析出物的粉碎行为。

(B2)M2B型硼化物系金属析出物的粉碎行为以轧制时的板表面和辊表面间的剪切应力、在板内部产生的剪切应力来说明，在剪切应力越大的部位，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎越显著。

(B3)以相同工作辊直径继续进行冷轧时，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎进行后，在内部产生的孔隙由于基质变形而毁坏并消失。其中，对工作辊直径为小直径的情况与为大直径的情况进行比较时，为大直径的情况下，孔隙的消失迅速进行。通过适当选择冷轧工序中使用的工作辊直径，由此可以以期望的加工板厚控制M2B型硼化物系金属析出物的粉碎和在内部产生的微空隙的降低、消失。

(B4)即使为以相同工作辊直径继续进行冷轧，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎进行后，在内部产生的孔隙由于基质变形而毁坏并消失的原材料，以更小直径的工作辊再次开始冷轧时，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎也再次进行，在内部产生微空隙而使密度降低。另外，即使提高轧制张力，也产生微空隙而使密度降低。

(B5)大致以板厚1.5mm～2mm为边界，利用与以板厚更厚的状态使用的工作辊直径相比更大直径的工作辊进行冷轧时，由此可以以期望的加工板厚控制M2B型硼化物系金属析出物的粉碎和在内部产生的微空隙的降低、消失。这是发明人等获得的简便的经验法则。

实施例7

将表2中的钢材16在80吨规模不锈钢用精炼炉熔化，使用板坯连续铸造设备，形成厚度250mm、宽度1050mm的板坯。钢材16的板坯直接进行自然冷却时，产生板坯内部裂纹、板坯断裂，因此，边进行温度管理使得板坯表面温度不为300℃以下，边直接以热铸锭的方式装入至作为下一个工序的热轧用板坯加热炉。

进行1180℃、6小时加热保持后，使用量产型串联热轧机，形成板厚2.0mm的热轧卷。自串联热轧磨机出料侧进行强制冷却，即便在卷材卷取时刻也进行强制冷却。

热轧卷以通常的量产中使用的连续退火·酸洗生产线去除表面的高温氧化皮，形成冷轧用卷材。从2.0mm厚至1.2mm厚的冷轧使用工作辊直径为54mmφ的上下各10段辊式不锈钢专用森吉米尔冷轧机而进行。进行中间退火和酸洗后，使用工作辊直径为130mmφ的箔轧制专用的上下各三段辊式的冷轧机，边进行中间退火，边加工成最终板厚0.116mm厚。以视为真密度的经过退火的热轧钢材的密度为1，期望的最终板厚0.166mm厚下的表观密度为0.995以上。将评价结果归纳示于表8。

[表8]

由表8阐明本发明的效果。

实施例8

以实施例7中使用的不锈钢量产生产线试制表2中的钢材17、18、23、24。实施例8中，将使用量产型串联热轧机的热轧的加工板厚设为2mm。以通常的退火·酸洗生产线进行脱氧化皮后，使用卷材研磨机进行表面研削，形成板厚1.8mm。

从1.8mm厚至1.3mm厚的冷轧使用工作辊直径为54mmφ的上下各10段辊式不锈钢专用森吉米尔冷轧机而进行。进行中间退火和酸洗后，使用工作辊直径为130mmφ的箔轧制专用的上下各三段辊式的冷轧机，边进行中间退火，边加工成最终板厚0.116mm。以视为真密度的经过退火的热轧钢材的密度为1，期望的最终板厚0.116mm下的表观密度均为0.995以上。将评价结果归纳示于表9。

[表9]

如表9所示那样，钢材17、18中，钢中的C浓度与实施例7所示的钢材16相比高。确认了钢中C的一部分以M23C6型铬碳化物的形式在M2B的周围、以及晶粒内、晶界析出。M23C6型铬碳化物与M2B同样地为导电性优异的金属析出物。以大量分散的大型的M2B型硼化物系金属析出物为核、或在其周围析出，由此可以增加导电性优异的接触点数、以及接触点面积，可以显著改善表面接触电阻。M23C6铬系碳化物的析出位置控制可以通过控制在冷轧中途实施的中间退火温度和最终加工温度来进行。

另一方面，钢材23、24是通过提高添加至钢中的B量由此提高M2B型硼化物系金属析出物的析出量的钢材。提高钢中B量时，热变形阻力、冷变形阻力变高，对轧制机的载荷变高，制造变困难，但即使应用通常的不锈钢量产用冷轧机，截至B含量为0.8％也可以没有问题地制造。

另外，与上述本发明的奥氏体系不锈钢钢板同样的行为在本发明的铁素体系不锈钢钢板中也被视为进行。即，如下述。

(C1)冷轧机的工作辊直径越小，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎越微细化，密度变得最低的值降低。其中，与板厚有关。另外，工作辊直径越小，越难以引起板厚内部(深部)处的M2B型硼化物系金属析出物的粉碎行为。

(C2)M2B型硼化物系金属析出物的粉碎行为以轧制时的板表面和辊表面间的剪切应力、在板内部产生的剪切应力说明，在剪切应力越大的部位，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎越显著。

(C3)以相同工作辊直径继续进行冷轧时，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎进行后，在内部产生的孔隙由于基质变形而毁坏并消失。其中，对工作辊直径为小直径的情况与为大直径的情况进行比较时，为大直径的情况下，孔隙的消失迅速进行。通过适当选择冷轧工序中使用的工作辊直径，由此可以以期望的加工板厚控制M2B型硼化物系金属析出物的粉碎和在内部产生的微空隙的降低、消失。

(C4)即使为以相同工作辊直径继续进行冷轧，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎进行后，在内部产生的孔隙由于基质变形而毁坏并消失的原材料，以更小直径的工作辊再次开始冷轧时，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎也再次进行，在内部产生微空隙而使密度降低。另外，即使提高轧制张力，也产生微空隙而使密度降低。

(C5)大致以板厚1.5mm～2mm为边界，利用与以板厚更厚的状态使用的工作辊直径相比更大直径的工作辊进行冷轧时，由此可以以期望的加工板厚控制M2B型硼化物系金属析出物的粉碎和在内部产生的微空隙的降低、消失。这是发明人等获得的简便的经验法则。

实施例9

以熔化量为10吨规模的不同直径双辊式薄板坯连续铸造机对表2中的钢材20、21、22、23、28、29、30进行铸锭。板坯厚为28mm，板坯宽度为480mm。以500cm长度进行切断，以热铸锭直接进行板坯表面研削、修整，直接在1080℃的均热炉中进行加热保持后，通过热轧形成2.0mm厚、宽520mm的卷材。

将该热轧卷在980℃的电气炉内退火后，在炉外进行强制空气冷却，以卷材研磨机生产线进行表面研削，进行卷材端面分割加工，形成板厚1.8mm厚、宽480mm的热轧卷。

接着，使用工作辊直径为24mmφ的上下各10段辊式不锈钢专用森吉米尔冷轧机，将板厚从1.8mm冷轧至0.8mm后，边使用工作辊80mmφ的上下各10段辊式不锈钢专用森吉米尔冷轧机进行中间退火，边进行冷轧直至0.126mm厚，在光亮退火炉内，以980℃进行最终退火。将评价结果归纳示于表10。

[表10]

由表10阐明本发明的效果。

实施例10

将具有表2中的钢材25、28的化学成分的铁素体系不锈钢材20kg在大型真空室内的高频熔化炉中熔化，利用使用设置于相同大型真空室内的超骤冷箔带制造用的被水冷的铜制双辊(直径800mm)的超急速冷却法，形成厚度246～77μm、宽度180～220mm的箔带。作为超骤冷箔带制造用的铜制双辊，是一般的设备。

钢中B量高至1.01％、3.05％，以通常的铸锭法和锻造、轧制方法由于变形阻力过高而基本无法进行钢带制造，但利用超急速冷却法，可以得到耐于实用的箔带。

确认了非常微细的M2B基本均匀地分散在钢中，作为M2B的体积率为14％以上，确认了以球当量直径为6.72μm以下的体积基准粒径频率分布计为100％。将评价结果归纳示于表11。

[表11]

由表11阐明本发明的效果。

需要说明的是，超骤冷箔带可以以单辊法制造。另外，为了改善箔带表面的平滑性、降低内部缺陷，可以根据需要实施冷轧后进行退火，作为固体高分子型燃料电池分隔件应用。

实施例11

制作以表1中的钢材11为芯材、以钢材16为两表面的三层包覆、以及以表2中的钢材26为芯材、以钢材16为两表面的三层包覆。包覆化以热轧实施。

在包覆组装工序中进行用于防止热轧工序、接下来的冷轧工序中的端面裂纹、卷材开孔的板坯处理。热轧前的包覆轧制用组装板坯的厚度为180mm，板坯宽度为1250mm。

将使用量产型串联热轧机的热轧的加工板厚设为2.2mm。以通常的退火·酸洗生产线进行脱氧化皮后，使用卷材研磨机进行表面研削，形成板厚2.05mm。

从板厚2.05mm至板厚1.6mm的冷轧使用工作辊直径为54mmφ的上下各10段辊式不锈钢专用森吉米尔冷轧机而进行。进行中间退火和酸洗后，使用工作辊直径为130mmφ的箔轧制专用的上下各三段辊式的冷轧机，边进行中间退火，边加工成最终板厚0.116mm。使经过退火的热轧钢材的密度为1，期望的最终板厚0.116mm下的密度为0.995以上。将评价结果归纳示于表12。

[表12]

由表12阐明本发明的效果。

与上述本发明的奥氏体系不锈钢钢板和其包覆钢板、以及铁素体系不锈钢钢板同样的行为在本发明的铁素体系不锈钢钢板应用包覆中也被视为进行。即，如下述。

(D1)冷轧机的工作辊直径越小，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎越微细化，密度变得最低的值降低。其中，与板厚有关。另外，工作辊直径越小，越难以引起板厚内部(深部)处的M2B型硼化物系金属析出物的粉碎行为。

(D2)M2B型硼化物系金属析出物的粉碎行为以轧制时的板表面和辊表面间的剪切应力、在板内部产生的剪切应力说明，在剪切应力越大的部位，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎越显著。

(D3)以相同工作辊直径继续进行冷轧时，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎进行后，在内部产生的孔隙由于基质变形而毁坏并消失。其中，对工作辊直径为小直径的情况与为大直径的情况进行比较时，为大直径的情况下，孔隙的消失迅速进行。通过适当选择冷轧工序中使用的工作辊直径，由此可以以期望的加工板厚控制M2B型硼化物系金属析出物的粉碎和在内部产生的微空隙的降低、消失。

(D4)即使为以相同工作辊直径继续进行冷轧，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎进行后，在内部产生的孔隙由于基质变形而毁坏并消失的原材料，以更小直径的工作辊再次开始冷轧时，M2B型硼化物系金属析出物的粉碎也再次进行，在内部产生微空隙而使密度降低。另外，即使提高轧制张力，也产生微空隙而使密度降低。

(D5)大致以板厚1.5mm～2mm为边界，利用与以板厚更厚的状态使用的工作辊直径相比更大直径的工作辊进行冷轧时，由此可以以期望的加工板厚控制M2B型硼化物系金属析出物的粉碎和在内部产生的微空隙的降低、消失。这是发明人等获得的简便的经验法则。

附图标记说明

1 燃料电池

2 固体高分子电解质膜

3 燃料电极膜(阳极)

4 氧化剂电极膜(阴极)

5a、5b 分隔件

6a、6b 流路

Claims (7)

1.一种不锈钢薄钢板，其为用于固体高分子型燃料电池的分隔件的不锈钢薄钢板，

对于所述钢板，从至少一个表面至0.2t的深度为止的表层部中，M2B型硼化物系金属析出物的体积率为8％以上，且球当量直径为6.72μm以下的M2B型硼化物系金属析出物的体积基准粒径频率分布为99.5％以上，其中，t为钢板的总厚度，

对于所述钢板，使真密度为1时表观密度为0.995以上。

2.一种奥氏体系不锈钢薄钢板，其为权利要求1所述的不锈钢薄钢板，

所述表层部的化学组成以质量％计为

C：0.005～0.2％、

Si：0.01～1.5％、

Mn：0.01～2.5％、

P：0.035％以下、

S：0.01％以下、

Cr：16.0～30.0％、

Mo：7.0％以下、

Ni：7.0～50.0％、

Cu：0.01～3.0％、

N：0.001％～0.4％、

V：0.3％以下、

B：0.50～3.0％、

Al：0.001～0.2％、

W：0～4.0％、

Sn：0～3.0％、

稀土元素：0～0.1％、

余量：Fe和杂质，

且〔Cr％〕+3×〔Mo％〕-2.5×〔B％〕-17×〔C％〕的计算值为24.0～45.0％。

3.根据权利要求2所述的奥氏体系不锈钢薄钢板，其中，

所述化学组成包含

W：0.01～4.0％和/或

Sn：0.01～3.0％。

4.根据权利要求2或3所述的奥氏体系不锈钢薄钢板，其中，

所述化学组成包含

稀土元素：0.001～0.1％。

5.一种铁素体系不锈钢薄钢板，其为权利要求1所述的不锈钢薄钢板，所述表层部的化学组成以质量％计为

C：0.001～0.15％、

Si：0.01～1.5％、

Mn：0.01～1.0％、

P：0.035％以下、

S：0.01％以下、

Cr：22.5～35.0％、

Mo：6.00％以下、

Ni：0.01～6.0％、

Cu：0.01～1.0％、

N：0.06％以下、

V：0.01～0.3％、

B：0.50～3.0％、

Al：0.001～6.0％、

W：0～4.0％、

Sn：0～3.0％、

稀土元素：0～0.1％、

余量：Fe和杂质，

且〔Cr％〕+3×〔Mo％〕-2.5×〔B％〕-17×〔C％〕的计算值为24.0～45.0％。

6.根据权利要求5所述的铁素体系不锈钢薄钢板，其中，

所述化学组成包含

W：0.01～4.0％和/或

Sn：0.01～3.0％。

7.根据权利要求5或6所述的铁素体系不锈钢薄钢板，其中，

所述化学组成包含

稀土元素：0.001～0.1％。