JP2008078115A - 遷移金属窒化物、燃料電池用セパレータ、遷移金属窒化物の製造方法、燃料電池用セパレータの製造方法、燃料電池スタック、及び燃料電池車両 - Google Patents
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Abstract
【課題】酸化性環境下におけるセパレータと電極との間の接触抵抗を低い値に維持し、耐食性に優れ、かつ低コスト化した燃料電池用セパレータ及びその製造方法を提供する。
【解決手段】少なくともFe及びCrを含むステンレス鋼よりなる基層12と、この基層上に形成された窒化層11とを備えている。窒化層11は、少なくともFe及びCrを含むステンレス鋼の窒化物よりなる第1の窒化層111と、この第1の窒化層111上に形成され、この第1の窒化層111とは成分の含有量が異なる窒化物よりなり、露出した表面を有する第2の窒化層112とを備えている。この第1の窒化層111から第2の窒化層112にかけて、これらの層の厚さ方向にCr濃度が連続的に変化した組成分布を有する。
【選択図】図4
【解決手段】少なくともFe及びCrを含むステンレス鋼よりなる基層12と、この基層上に形成された窒化層11とを備えている。窒化層11は、少なくともFe及びCrを含むステンレス鋼の窒化物よりなる第1の窒化層111と、この第1の窒化層111上に形成され、この第1の窒化層111とは成分の含有量が異なる窒化物よりなり、露出した表面を有する第2の窒化層112とを備えている。この第1の窒化層111から第2の窒化層112にかけて、これらの層の厚さ方向にCr濃度が連続的に変化した組成分布を有する。
【選択図】図4
Description
この発明は、遷移金属窒化物、燃料電池用セパレータ、遷移金属窒化物の製造方法、燃料電池用セパレータの製造方法、燃料電池スタック、及び燃料電池車両に関する。
地球環境保護の観点から、燃料電池を自動車の内燃機関に代えて作動するモーターの電源として利用し、このモーターにより自動車を駆動することが検討されている。この燃料電池は、資源の枯渇問題を有する化石燃料を使う必要がないため排気ガス等を発生することがない。また、燃料電池は騒音がほとんど発生せず、更にはエネルギーの回収効率も他のエネルギー機関と比べて高くすることが可能である等の優れた特徴を有している。
燃料電池は、使用される電解質の種類に応じて、固体高分子電解質型、リン酸型、溶融炭酸塩型及び固体酸化物型等がある。そのうちの一つである固体高分子電解質型燃料電池(PEFC:Polymer Electrolyte Fuel Cell)は、電解質として分子中にプロトン交換基を有する高分子電解質膜を使用して、高分子電解質膜を飽和に含水させるとプロトン伝導性電解質として機能することを利用した電池である。固体高分子電解質型燃料電池は比較的低温で作動し、かつ発電効率が高い。更には、固体高分子電解質型燃料電池は他の付帯設備と共に小型で軽量であるため、電気自動車搭載用を始めとする各種の用途が見込まれている。
上記固体高分子電解質型燃料電池は燃料電池スタックを有する。燃料電池スタックは、電気化学反応により発電を行う基本単位となる単セルを複数個積層して両端部をエンドフランジで挟み、締結ボルトにより加圧保持されて一体に構成される。単セルは、高分子電解質膜とその両側にそれぞれ接合されるアノード(水素極)及びカソード(酸素極)と、水素極及び酸素極の外側にそれぞれ設けられるセパレータにより構成される。
燃料電池用セパレータは、各単セル間を電気的に接続する機能を有するため、電気伝導性が良く、かつガス拡散層等の構成材料との接触抵抗が低いことが要求される。
また、固体高分子型電解質膜は、スルホン酸基を多数有する高分子から形成されており、湿潤状態においてスルホン酸基をプロトン交換として用いるため、プロトン伝導性を有する。固体高分子型電解質膜は強酸性であるため、燃料電池用セパレータにはpH2〜3程度の硫酸酸性に対する耐食性が要求される。
さらに、燃料電池に供給される各ガスの温度は80〜90[℃]と高温であり、また、水素極ではH+が生じるだけでなく、酸素や空気等が通過する酸素極は、標準水素極電位に対して0.6〜1[VvsSHE]程度の電位が負荷される酸化性環境下にある。このため、酸素極及び水素極と同様に、燃料電池用セパレータには強酸性雰囲気下で耐え得る耐食性が要求される。
そこで、燃料電池用セパレータには、電気伝導性が良く耐食性に優れたステンレス鋼又は工業用純チタン等のチタン材を使用する試みがされている。ステンレス鋼は、その表面にクロムを主金属元素とした酸化物、水酸化物又はこれらの水和物等の緻密な不動態皮膜が形成されている。チタンも同様に、その表面に酸化チタン、水酸化チタン又はこれらの水和物等の緻密な不動態皮膜が形成されている。このため、ステンレス鋼やチタンは耐食性が良好である。
しかし、上記した不動態皮膜は、通常ガス拡散層として用いられるカーボンペーパとの間で接触抵抗を生じる。燃料電池内の抵抗分極による過電圧は、定置型用途ではコージェネレーション等により排熱を回収できるため、トータルとしての熱効率が向上する。一方、自動車用用途では、接触抵抗に基づく発熱ロスは冷却水を通してラジエータから外部に捨てるしかないため、接触抵抗が大きくなると発電効率の低下に繋がる。また、発電効率低下は発熱が大きくなることと等価であり、より大きな冷却系を装備する必要性が生じるため、接触抵抗の増大は解決すべき重要な課題となっている。
燃料電池では、単位セル当りの理論的な電圧は1.23[V]となるが、反応分極、ガス拡散分極、抵抗分極により実際に取り出せる電圧が降下し、取り出す電流が大きくなるほど電圧は降下する。また、自動車用用途では、単位体積・重量当りの出力密度を大きくしたいことから、定置用用途より高電流密度側、例えば、電流密度1[A/cm2]で使用される。電流密度が1[A/cm2]の時には、セパレータと電極間の接触抵抗が40[mΩ・cm2]以下であれば接触抵抗による効率低下がおさえられると考えられている。
そこで、ステンレス鋼をプレス成形した後、電極との接触面に直接金めっき層を形成した燃料電池用セパレータが提案されている(特許文献1参照)。また、ステンレス鋼を成形して燃料電池用セパレータの形状に加工した後、電極との接触により接触抵抗を生じる面の不動態皮膜を除去して、貴金属又は貴金属合金を付着させた燃料電池用セパレータが提案されている(特許文献2参照)。
特開平10−228914号公報(第2頁、第2図)
特開2001−6713号公報(第2頁)
しかしながら、貴金属を燃料電池用セパレータ表面にメッキ又はコーティングさせると製造時に手間がかかるだけではなく、素材コストもかかる。
また、燃料電池用セパレータは、電極に対する低い接触抵抗及び高い耐食性についての要求は止むところがなく、これらの特性の更なる改善が望まれる。なお、ここで要求される耐食性とは、燃料電池用セパレータが強酸性の酸化環境下においても電気伝導性能を維持できる耐久性を意味する。つまり、カチオンが加湿水又は式(2)の反応により生成した水に溶け出すことにより、カチオンが本来プロトンの通り道となるべきスルホン酸基と結合してスルホン酸基を占有し、電解質膜の発電特性を劣化させる環境で、耐食性を測定する必要がある。
本発明に係る遷移金属窒化物は、少なくともFe及びCrを含むステンレス鋼の窒化物よりなる第1の層と、この第1の層上に形成され、この第1の層とは成分の含有量が異なる窒化物よりなり、露出した表面を有する第2の層とを備え、この第1の層から第2の層にかけて、これらの層の厚さ方向にCr濃度が連続的に変化した組成分布を有することを要旨とする。
本発明に係る燃料電池用セパレータは、少なくともFe及びCrを含むステンレス鋼よりなる基層と、この基層上に形成された本発明に係る遷移金属窒化物よりなる窒化層とを備え、この窒化層の第2の層に含まれるFeに対するCrの原子比が、基層に含まれるFeに対するCrの原子比よりも大きく、当該遷移金属窒化物の第1の層が前記基層に直接的に接続し、かつ、この第1の層及び前記基層の結晶格子が連続し、結晶方位が同じであり、結晶粒が連続していることを要旨とする。
本発明に係る遷移金属窒化物の製造方法及び燃料電池用セパレータの製造方法は、少なくともFe及びCrを含むステンレス鋼からなる基材の表面を425 [℃]より低い温度に保持してプラズマ窒化することにより、このステンレス鋼の成分として含まれるFe、Cr、Ni及びMoの群から選択される遷移金属原子によって形成された面心立方格子の単位胞中心の八面体空隙に窒素原子が配置されたM4N型(Mは、Cr、Fe、Ni及びMoの群から選択される少なくとも1種の遷移金属元素、Nは窒素)の結晶構造を有する第1の層と、前記第1の層の上にMN型(Mは、Cr、Fe、Ni及びMoの群から選択される少なくとも1種の遷移金属元素、Nは窒素)の結晶構造を含む窒化化合物を有する連続した第2の層とを形成する段階を含むことを要旨とする。
本発明に係る燃料電池スタックは、本発明に係る燃料電池用セパレータを用いたことを要旨とする。
本発明に係る燃料電池車両は、本発明に係る燃料電池スタックを動力源として備えることを要旨とする。
本発明によれば、接触抵抗が低く、かつ耐食性の優れた遷移金属窒化物が得られる。
本発明によれば、耐食性に優れており、かつコストの低い燃料電池用セパレータが得られる。
本発明によれば、高性能の燃料電池用セパレータの製造が容易になる。
本発明によれば、高性能の燃料電池スタックが得られ、かつ小型化及び低コスト化が可能となる。
本発明によれば、小型化及び低コスト化した燃料電池スタックを搭載することにより、走行距離が長くなると共にスタイリングの自由度を確保することができる。
以下、本発明の実施の形態に係る遷移金属窒化物、燃料電池用セパレータ、燃料電池用セパレータの製造方法、燃料電池スタック及び燃料電池車両について、固体高分子型燃料電池に適用した例及びその固体高分子型燃料電池を用いた例を挙げて説明する。
(遷移金属窒化物、燃料電池用セパレータ及び燃料電池スタック)
図1は、本発明の実施の形態に係る燃料電池用セパレータを用いて構成した燃料電池スタックの外観を示す斜視図である。図2は、図1に示す燃料電池スタック1の詳細な構成を模式的に示す燃料電池スタック1の展開図である。
図1は、本発明の実施の形態に係る燃料電池用セパレータを用いて構成した燃料電池スタックの外観を示す斜視図である。図2は、図1に示す燃料電池スタック1の詳細な構成を模式的に示す燃料電池スタック1の展開図である。
図2に示すように、燃料電池スタック1は、高分子電解質膜と水素極と酸素極とが接合されてなる膜電極接合体(MEA)2と燃料電池用セパレータ3とを交互に複数個積層して構成される。一つの膜電極接合体2と、その膜電極接合体2の両側に設けられた燃料電池用セパレータ3により、電気化学反応により発電を行う基本単位となる単セル4が構成される。固体高分子型電解質膜としては、スルホン酸基を有するパーフルオロカーボン重合体膜(ナフィオン1128(登録商標)、デュポン株式会社)等を使用することができる。
膜電極接合体2と燃料電池用セパレータ3とを積層した後、両端部にエンドフランジ5を配置して、外周部を締結ボルト6により締結して燃料電池スタック1を構成する。また、燃料電池スタック1には、各膜電極接合体2に水素ガス等の水素を含有する燃料ガスを供給するための水素供給ラインHLと、酸化剤ガスとして空気を供給する空気供給ラインALと、冷却水を供給する冷却水供給ラインWLが設けられている。
図3は、燃料電池スタック1を形成する単セル4の構成を示す模式的な断面図である。図3に示すように、単セル4は、固体高分子電解質膜201の両側に酸素極202及び水素極203を接合して一体化した膜電極接合体2を有する。酸素極202及び水素極203は、反応膜204及びガス拡散層205(GDL:gas diffusion layer)を備えた2層構造であり、反応膜204は固体高分子電解質膜201に接触している。酸素極202及び水素極203の両側には、積層のために酸素極側セパレータ301及び水素極側セパレータ302が各々設置されている。そして、酸素極側セパレータ301及び水素極側セパレータ302により、酸素ガス流路401、水素ガス流路402及び冷却水流路403が形成されている。
上記構成の単セル4は、固体高分子電解質膜201の両側に酸素極202、水素極203を配置して、通常、ホットプレス法により一体に接合して膜電極接合体2を形成し、次に膜電極接合体2の両側にセパレータ301、302を配置して製造する。
上記単セル4から構成される燃料電池では、水素極203側に、水素、二酸化炭素、窒素、水蒸気の混合ガスを供給し、酸素極202側に空気及び水蒸気を供給すると、主に、固体高分子電解質膜201と反応膜204との間の接触面において電気化学反応が起こる。以下、より具体的な反応について説明する。
上記構成の単セル4において、酸素ガス流路401及び水素ガス流路402に酸素ガス及び水素ガスが各々供給されると、酸素ガス及び水素ガスが各ガス拡散層205を介して反応膜204側に供給され、各反応膜204において以下に示す反応が起こる。
水素極側:H2 →2H+ +2e- ・・・式(1)
酸素極側:(1/2)O2+2H+ + 2e-→H2O ・・・式(2)
水素極203側に水素ガスが供給されると、式(1)の反応が進行して、H+ とe-とが生成する。H+は、水和状態で固体高分子電解質膜201内を移動して酸素極202側に流れ、e- は負荷Lを通って水素極203から酸素極202に流れる。酸素極202側では、H+とe-と供給された酸素ガスとにより、式(2)の反応が進行して、電力が生成する。
酸素極側:(1/2)O2+2H+ + 2e-→H2O ・・・式(2)
水素極203側に水素ガスが供給されると、式(1)の反応が進行して、H+ とe-とが生成する。H+は、水和状態で固体高分子電解質膜201内を移動して酸素極202側に流れ、e- は負荷Lを通って水素極203から酸素極202に流れる。酸素極202側では、H+とe-と供給された酸素ガスとにより、式(2)の反応が進行して、電力が生成する。
図2に示した燃料電池用セパレータ3として用いて好適な、本発明の実施の形態に係る燃料電池セパレータを、図4を用いて詳細に説明する。図4(a)は、本発明の実施の形態に係る燃料電池用セパレータ10の模式的斜視図、図4(b)は、燃料電池用セパレータ10の要部をわかりやすく強調したIIIb-IIIb線断面図、図4(c)は、燃料電池用セパレータ10の要部をわかりやすく強調したIIIc-IIIc線断面図である。
図4、なかでも図4(b)及び図4(c)に示すように、燃料電池用セパレータ10は、少なくともFe及びCrを含むステンレス鋼からなる基材の表面を窒化することにより得られ、基材の表面からその深さ方向に形成されている遷移金属窒化物よりなる窒化層11と、窒化されていない未窒化層である基層12からなる。なお、図4(b)、(c)においては、本発明の理解を容易にするために窒化層11及び基層12の厚さを現実の燃料電池用セパレータからは異ならせている。したがって、本発明に係る燃料電池用セパレータ10は、図示した窒化層11及び基層12のサイズ及び両者の厚さの比率に限定されるものではない。
図4(a)に示すように、燃料電池用セパレータ10には、プレス成形により断面概略矩形状の溝状の流路部101が複数個形成されている。この流路部101は、単セル4における酸素ガス流路401又は水素ガス流路402となる部分であり、例えばプレス成形により形成される。燃料電池用セパレータ10は、互いに隣り合う流路部101と流路部101との間に、これらの流路部101と流路部101とを接続する平板部102を備えている。図4に示した本実施形態の燃料電池用セパレータ10においては、流路部101及び平板部102の外面に沿って窒化層11が延在する。平板部102は、燃料電池スタック1において燃料電池用セパレータ3と膜電極接合体2とを交互に積層した際に、膜電極接合体2のガス拡散層に接触する。
遷移金属化合物よりなる窒化層11は、図4(c)の模式的な断面図に示すように、基層12の上に形成された第1の窒化層(第1の層)111と、第1の窒化層111の上に形成され、窒化層11の露出した表面である表面部11aを含む第2の窒化層112とを備える。窒化層11の表面部11aは、プラズマ窒化により燃料電池用セパレータ10の表面10aから深さ方向に窒素がたたき込まれている。
遷移金属窒化物である窒化層11の第1の窒化層111は、ステンレス鋼の基材の窒化物よりなり、第2の窒化層112は、この第1の層とは成分の含有量が異なる窒化物よりなる。この第1の層から第2の層にかけて、これらの層の厚さ方向にCr濃度が連続的に変化した組成分布を有している。このことにより、窒化層11は、燃料電池用セパレータに求められる低い接触抵抗を維持しつつ、耐食性に優れている。そのため、耐食性に優れ、かつ、コストの低い燃料電池用セパレータが得られる。
そして、第2の窒化層112に含まれるFeに対するCrの原子比は、第1の窒化層111に含まれるFeに対するCrの原子比よりも大きい。また、本実施形態においては、この第2の窒化層112に含まれるFeに対するCrの原子比は、基層12に含まれるFeに対するCrの原子比よりも大きい。さらに、本実施形態においては、第2の窒化層112は、厚さが50[nm]以下である。
本実施の形態に係る燃料電池用セパレータ10では、少なくともFe及びCrを含むステンレス鋼からなる基材と同じ成分組成の基層12と、基層12の上に形成された遷移金属窒化物よりなる窒化層11とを有し、窒化層11は、基層12の上に形成された第1の層としての第1の窒化層111と、第1の窒化層111の上に形成され、窒化層11の表面部11aを含む第2の層としての第2の窒化層112とを備え、第2の窒化層112に含まれるFeに対するCrの原子比が、第1の窒化層111及び基層12に含まれるFeに対するCrの原子比よりも大きいことにより、第2の窒化層の最表面の全面を覆うように不動態皮膜が形成し易くなり、よって耐食性に優れ、かつ、コストの低い燃料電池用セパレータが得られる。
すなわち、上述のように第2の窒化層112は、第1の窒化層111の上に形成され、窒化層11の表面部11aを含む。また、第2の窒化層112に含まれるFeに対するCrの原子比が、第1の窒化層111及び基層12に含まれるFeに対するCrの原子比よりも大きい。第2の窒化層112は、第1の窒化層111によって基層12から隔離されている。第1の窒化層111の上に第2の窒化層112が形成され、第2の窒化層112に含まれるFeに対するCrの原子比が、第1の窒化層111及び基層12に含まれるFeに対するCrの原子比よりも大きい場合には、不動態皮膜中にCrの濃縮が生じ、それによって不動態皮膜厚さが薄くなるようになる。このため、不動態電位が貴側へシフトするようになり、耐食性が向上するという効果が得られる。
第2の窒化層112は、厚さが50[nm]以下であることが好ましい。この場合には、酸化性環境下での耐食性に優れる。第2の窒化層112が形成していない場合には、最表面が第1の窒化層111となるため、不動態皮膜中のFeの比率が高くなり、Crの濃縮が生じ難くなるため、耐食性が悪化する。一方、第2の窒化層112の厚さが50[nm]を超えると、第2の窒化層112の厚さが増大して第1の窒化層111、及び基層12のCr濃度が低下してCr欠乏層が生じるため、このCr欠乏層により耐食性が劣る。
第2の窒化層112は、MN型の結晶構造を有する窒化化合物の単層が形成されていることが好ましい。ここで、Mは、基層12のステンレス鋼の成分として含まれるCr、Fe、Ni及びMoから選択される群のうち少なくともCrを主体的に含む遷移金属元素である。第2の窒化層112がMN型の結晶構造を有する窒化化合物の単相が形成されている場合には、不動態皮膜中にCrの濃縮が生じる。このため、不動態電位が貴側へシフトするようになり、耐食性が向上するという効果が得られる。
第2の窒化層112において、Crが全体に分布し、Crの欠乏層がないことが好ましい。すなわち、第2の窒化層112では、CrNを主体とし、かつFe、Ni及びMoの少なくとも1種の遷移金属元素を含む窒化化合物の単相が形成されていることがより好ましい。CrN自体は、高い耐食性を示すことが知られているが、窒化処理などにより第2の窒化層112にCrNを単独で析出した場合、基層12のCr濃度が低下してCr欠乏層が生じるおそれがあるため、このCr欠乏層が耐食性を悪化させる。また、CrN層をコーティングなどにより基層12上に被覆形成した場合、基層12とCrN層との密着強度が十分とはならず、また、CrN層皮膜中に欠陥が生じやすく、その欠陥が耐食性を悪化させる。これに対し、窒化処理、特にプラズマ窒化により、窒化層11の最表面に1〜50[nm]の極薄いCrNを主とする窒化層を形成することで、基層12のCr濃度が低下してCr欠乏層を形成することなく、第1の窒化層111と第2の窒化層112、及び第1の窒化層111と基層12とは整合性が高くなる。このため、窒化層11との境界においてすべり線などの欠陥が無く、金属結合が切れることがなくなり、各層間における密着強度も確保されるという利点がある。
第2の窒化層112は、Feに対するCrの比(原子比)が1.0以上であることが好ましい。この場合には、第2の窒化層112の最表面にCr系の酸化膜が形成するようになるため、標準電極電位が貴側へシフトし、pH2〜3の強酸性雰囲気における耐食性が一段と優れたものになる。もっとも、Feに対するCrの比が1.4を超えると基層12のCr濃度が低下してCr欠乏層が生じ、このCr欠乏層が耐食性を悪化させるおそれがあるため、1.4以下とすることが好ましい。
基材として用い、燃料電池用セパレータ10の基層12であるステンレス鋼は、少なくともFe及びCrを含むステンレス鋼である。なかでも、少なくともNiを8[wt%]以上を含有するオーステナイト系ステンレス鋼を用いることが好ましい。Niを8[wt%]以上を含有するオーステナイト系ステンレス鋼としては、例えば、SUS304L、SUS316L、SUS310S等が挙げられる。オーステナイト系ステンレス鋼を選択する理由としては、プレス成形性に優れることがある。燃料電池用セパレータ3の基材としてオーステナイト系ステンレス鋼を用いる場合には、ガス流路及び冷却水流路等の凹凸を形成するために、基材をプレス成形する必要がある。その際に、プレス成形する基材組織がオーステナイト単相の場合、伸び、絞り性に優れ、プレス成形性に優れる。また、オーステナイト単相である基材にプラズマ窒化を施した場合には、基材の表面に対する窒素固溶量が大きくなり、基材表面にプラズマ窒化によって高濃度の窒素を含有した遷移金属窒化物が形成され易くなるためである。Niの含有量が8[wt%]未満もしくは、Niを含まないフェライト系又はマルテンサイト系ステンレス鋼を基材として用いた場合には、伸び、絞り性が劣り、プレス成形性が劣るようになる。
また、基材がMoを含む場合、Moが窒化層表面に不働態皮膜を全面に薄く形成する効果があるために、金属イオンの溶出を抑え、かつ、導電性に優れたものになる。
本発明の実施の形態に係る遷移金属窒化物及び燃料電池用セパレータにおいて、第1の窒化層111は、Fe、Cr、Ni及びMoの群から選択される少なくとも1種の遷移金属原子によって形成された面心立方格子の単位胞中心の八面体空隙に窒素原子が配置されたM4N型の結晶構造を有することが好ましい。M4N型結晶構造を図5に示す。図5に示すように、M4N型結晶構造20は、Feを主成分として、Fe、Cr、Ni及びMoの中から選択される遷移金属原子21によって形成された面心立方格子の単位胞中心の八面体空隙に窒素原子22が配置された構造である。このM4N型結晶構造20において、Mは、Fe、Cr、Ni及びMoの中から選択される遷移金属原子21を表し、Nは窒素原子22を表す。窒素原子22はM4N型結晶構造20の単位胞中心の八面体空隙の1/4を占有する。すなわち、M4N型結晶構造20は、遷移金属原子21の面心立方格子の単位胞中心の八面体空隙に窒素原子22が侵入した侵入型固溶体であり、立方晶の空間格子で表すと、窒素原子22は各単位胞の格子座標(1/2,1/2,1/2)に位置する。また、このM4N型結晶構造20では、遷移金属原子M21はFeを主体としているが、FeがCr、Ni、Moなどの他の遷移金属原子と一部置換した合金も含む。このM4N型結晶構造20では、遷移金属原子21間の金属結合を保ったまま遷移金属原子21と窒素原子22との間で強い共有結合性を示すことにより、各遷移金属原子21の酸化に対する反応性が低下する。このため、M4N型結晶構造20を有する第1の窒化層111は、燃料電池内の酸化性環境下においても耐食性に優れ、かつ低コスト化を実現した燃料電池用セパレータ10を提供することができる。
このM4N型の結晶構造20では、遷移金属原子21はFeを主体としていることが好ましいが、FeがCr、Ni、Moなどの他の遷移金属原子と一部置換した合金であっても良い。また、M4N型の結晶構造20を構成する遷移金属原子21は、規則性が見られないことが好ましい。この場合には、各遷移金属原子の部分モル自由エネルギーが低下して、各遷移金属原子の活量を低く抑えることができる。これに伴い、第1の窒化層111中の各遷移金属原子の酸化に対する反応性が低くなり、燃料電池内の酸化性環境下においても第1の窒化層111は化学的安定性を有する。そして、セパレータ10の耐食性に優れるようになるため耐久性を高めることができる。また、電極との接触面となるセパレータ10上に貴金属めっき層を形成することなく耐食性を維持できるため、低コスト化を実現することができる。また、遷移金属原子21は、規則性が見られないことにより混合エントロピーが増大し各遷移金属原子の部分モル自由エネルギ−が低下しているか、又は各遷移金属原子の活量がラウールの規則より推定される値より低くなっていることが好ましい。
そして、このM4N型の結晶構造20では、Feに対するCr原子比が高い場合には、窒化層中に含まれる窒素が第1の窒化層111中のCrと結びついてCrNなどのCr系窒化物、すなわちNaCl型の窒化化合物が主成分となり、基層12のCr濃度が低下してCr欠乏層が生じるおそれがあるため、このCr欠乏層が耐食性を悪化させ、第1の窒化層111の耐食性は低下する。このため、遷移金属原子21はFeを主体とすることが好ましい。この結晶構造では、高密度の転位や双晶を伴い、硬さも1000[HV]以上と高く、窒素が過飽和に固溶したfccまたはfct構造の窒化物であると考えられている(安丸、蒲池;日本金属学会誌,50,pp362−368,1986)。そして、表面に近いほど窒素濃度が高いことや、CrNが主成分とならないため、耐食性に有効なCrが減少せずに窒化後も耐食性が保たれる。このように、第1の窒化層111がFe、Cr、Ni及びMoの中から選ばれた少なくとも1種の遷移金属原子21によって形成された面心立方格子の単位胞中心の八面体空隙に窒素原子が配置されたM4N型の結晶構造20を有する場合には、pH2〜3の強酸性雰囲気における耐食性を一段と優れたものとし、かつ電極との間の接触抵抗を低くおさえることが可能となる。
第1の窒化層111は、M4N型の結晶構造20のマトリクスと、マトリクス中に形成されたε相と呼ばれるε−M2〜3N型の結晶構造の結晶層とを含む複合組織であり、結晶層を層間距離が数10〜数100[nm]の範囲で有することが好ましい。M4N型の結晶構造のマトリクスにε−M2〜3N型の結晶構造を含む複合組織とすることで、第1の窒化層111の化学的安定性が確保される。また、第1の窒化層111が結晶層を層間距離が数10〜数100[nm]の範囲で有する場合には、ナノレベルの微細な層状組織が2相平衡することにより自由エネルギーが低下して活量を低く抑え、酸化に対する反応性が低くなり、化学的安定性を有するようになる。このため、特に強酸性雰囲気において酸化を抑制し耐食性に優れるようになる。
本実施形態に係る燃料電池用セパレータは、少なくともFe及びCrを含むステンレス鋼よりなる基層12と、この基層12上に形成された本実施形態に係る遷移金属窒化物よりなる窒化層11よりなり、当該遷移金属窒化物よりなる窒化層11の第1の窒化層111が基層12に直接的に接続し、かつ、この第1の窒化層111及び基層12の結晶格子が連続し、結晶方位が同じであり、結晶粒が連続しているものである。このような構造は、ステンレス鋼よりなる基材の表面をプラズマ窒化することにより得られる。第1の窒化層111及び基層12の結晶格子が連続し、結晶方位が同じであり、結晶粒が連続していることにより、窒化層11の第1の窒化層111と基層12とが整合して強固に結合していて、窒化層11が基層12とから剥がれ難い。
このように、本発明の実施の形態に係る遷移金属窒化物及び燃料電池用セパレータは上記した構成を採用したことにより、本発明の実施の形態に係る燃料電池用セパレータは耐食性に優れる。そして、コストの低い燃料電池用セパレータを得ることが可能となる。また、本発明の実施の形態に係る燃料電池スタックは、本発明の実施の形態に係る燃料電池用セパレータを有することにより、発電性能を損なうことなく高い発電効率を維持できると共に、小型化及び低コスト化を実現することが可能となる。
(遷移金属窒化物及び燃料電池用セパレータの製造方法)
次に、本発明の実施の形態に係る遷移金属窒化物の製造方法及び燃料電池用セパレータの製造方法について説明する。本発明の実施の形態に係る遷移金属窒化物の製造方法及び燃料電池用セパレータの製造方法は、少なくともFe及びCr含むステンレス鋼からなる基材の表面を425 [℃]より低い温度に保持してプラズマ窒化することより、ステンレス鋼の成分として含まれるFe、Cr、Ni及びMoの群から選択される少なくとも1種の遷移金属原子によって形成された面心立方格子の単位胞中心の八面体空隙に窒素原子が配置されたM4N型の結晶構造を有する第1の窒化層(第1の層)と、この第1の窒化層の上にMN型の結晶構造を含む窒化化合物を有する連続した第2の窒化層(第2の層)を形成する段階を含むことを特徴とする。ここで、Mは、Cr、Fe、Ni及びMoの群から選択される少なくとも1種の遷移金属元素である。この方法により、第1の層及び第2の層からなる本発明に係る遷移金属窒化物を容易に得ることができ、また、Fe、Cr及びNiから選択される少なくとも1種の元素を含むステンレス鋼からなる基材によって形成された基層と、基層の上に形成された窒化層とを有する燃料電池用セパレータであって、窒化層は、基層の上に形成された第1の窒化層と、第1の窒化層の上に形成され、窒化層の表面部を含む第2の窒化層とを備え、第2の窒化層に含まれるFeに対するCrの原子比が、第1の窒化層及び基層に含まれるFeに対するCrの原子比よりも大きく、第2の窒化層は、厚さが50[nm]以下である燃料電池用セパレータが容易に得られる。
次に、本発明の実施の形態に係る遷移金属窒化物の製造方法及び燃料電池用セパレータの製造方法について説明する。本発明の実施の形態に係る遷移金属窒化物の製造方法及び燃料電池用セパレータの製造方法は、少なくともFe及びCr含むステンレス鋼からなる基材の表面を425 [℃]より低い温度に保持してプラズマ窒化することより、ステンレス鋼の成分として含まれるFe、Cr、Ni及びMoの群から選択される少なくとも1種の遷移金属原子によって形成された面心立方格子の単位胞中心の八面体空隙に窒素原子が配置されたM4N型の結晶構造を有する第1の窒化層(第1の層)と、この第1の窒化層の上にMN型の結晶構造を含む窒化化合物を有する連続した第2の窒化層(第2の層)を形成する段階を含むことを特徴とする。ここで、Mは、Cr、Fe、Ni及びMoの群から選択される少なくとも1種の遷移金属元素である。この方法により、第1の層及び第2の層からなる本発明に係る遷移金属窒化物を容易に得ることができ、また、Fe、Cr及びNiから選択される少なくとも1種の元素を含むステンレス鋼からなる基材によって形成された基層と、基層の上に形成された窒化層とを有する燃料電池用セパレータであって、窒化層は、基層の上に形成された第1の窒化層と、第1の窒化層の上に形成され、窒化層の表面部を含む第2の窒化層とを備え、第2の窒化層に含まれるFeに対するCrの原子比が、第1の窒化層及び基層に含まれるFeに対するCrの原子比よりも大きく、第2の窒化層は、厚さが50[nm]以下である燃料電池用セパレータが容易に得られる。
プラズマ窒化は、被処理物(ここではステンレス鋼箔)である基材を陰極とし、直流電圧を印加してグロー放電、即ち、低温非平衡プラズマを発生させて、ガス成分の一部をイオン化し、非平衡プラズマ中のイオン化したガス成分を被処理物の表面に高速衝突させて窒化する方法である。図6は、本発明の実施の形態に係る遷移金属窒化物の製造方法及び燃料電池用セパレータの製造方法に用いる窒化装置30の一例の模式的な断面図である。
窒化装置30は、バッチ式の窒化炉31と、この窒化炉31に設置された真空式窒化処理容器31aを排気して真空圧にする真空ポンプ34と、真空式窒化処理容器31aに雰囲気ガスを供給するガス供給装置32と、真空式窒化処理容器31a内でプラズマを発生させるため高電圧にチャージされるプラズマ電極33a、33b及びこれらの電極33a、33bに周波数45[KHz]の高周波にパルス化された直流電圧を供給するパルスプラズマ電源33と、真空式窒化処理容器31a内の温度を検知する温度検出計37とを備える。
窒化炉31は、上記真空式窒化処理容器31aを収容する断熱性の絶縁材からなる外側容器31bを備え、バルブ弁付送気口31gを備える。
真空式窒化処理容器31aは、その底部31cに、プラズマ電極33a、33bを高電位に保持するための絶縁体35を備える。プラズマ電極33a、33bは、その上にステンレス製の支架36が設けられている。この支架36は、ステンレス鋼箔からなる基材100を支持する。この基材100は、プレス成形により燃料又は酸化剤の流路となる溝状の流路部及び平板部が形成され、セパレータの形状に加工したものである。
ガス供給装置32は、ガス室38とガス供給管路39とを備え、ガス室38は所定数のガス導入用の開口(不図示)を有し、この開口は、それぞれガス供給弁(不図示)を備える水素ガス供給ライン(不図示)、窒素ガス供給ライン(不図示)、アルゴンガス供給ライン(不図示)に連通する。ガス供給装置32は、更に、ガス供給管路39の一端39aと連通するガス供給用の開口32aを有し、この開口32aにはガス供給弁(不図示)が設けられている。ガス供給管路39は、窒化炉31の外側容器31bの底部31dと真空式窒化処理容器31aの底部31cとを気密に貫通して真空式窒化処理容器31a内に延入し、垂直に立ち上がる立ち上がり部39bに至る。この立ち上がり部39bは、真空式窒化処理容器31a内にガスを噴出するための複数の開口39cが設けられている。
真空式窒化処理容器31a内のガス圧は、真空式窒化処理容器31aの底部31cに設けられたガス圧センサ(不図示)により検知される。真空式窒化処理容器31aは、その外周に抵抗加熱式若しくは誘導加熱式のヒータ44の導電線44aが巻回され、これにより加熱される。真空式窒化処理容器31aと外側容器31bとの間には空気流路40が画成される。外側容器31bの側壁31eには、外側容器31bの側壁31eに設けられた開口31fから空気流路40に流入した空気を送る送風機41が設けられている。空気流路40は空気が流出する開口40aを備える。
真空ポンプ34は、真空式窒化処理容器31aの底部31cに設けられた開口31hと連通する排気管路45を介して排気を行う。
温度検出計37は、真空式窒化処理容器31aと外側容器31bの底部31c、31d及びプラズマ電極33a、33bを貫通して信号線路37aを介して温度センサ37b(例えば熱伝対)に接続される。
パルスプラズマ電源33はプロセス制御装置42から制御信号を受け、オン、オフされる。各基材100は、アース側(例えば、真空式窒化処理容器31aの内壁31i。)に対し、パルスプラズマ電源33から供給される電圧分の電位差を有する。
ガス供給装置32、真空ポンプ34、温度検出計37及びガス圧センサもプロセス制御装置42によって制御され、このプロセス制御装置42は、パーソナルコンピュータ43により操作される。
本発明の実施の形態で用いたプラズマ窒化法についてより詳細に説明する。まず、真空式窒化処理容器31a内に被処理物である基材100を配置し、1[Torr](=133[Pa])以下の真空に炉内を排気する。次に、真空式窒化処理容器31a内に水素ガスとアルゴンガスの混合ガスを導入した後、数[Torr]〜十数[Torr](665[Pa]〜2128[Pa])の真空度で、基材100を陰極、真空式窒化処理容器31aの内壁31iを陽極として、電圧を印加する。この場合、陰極である基材100上にグロー放電が発生し、このグロー放電により基材100を加熱及び窒化する。
本発明の実施の形態に係る燃料電池に用いるセパレータ又は遷移金属窒化物の製造方法として、第一の工程として、ステンレス鋼箔からなる基材100表面の不導態皮膜を除去するスパッタークリーニングを実施する。このスパッタークリーニングの際に、導入ガスがイオン化した水素イオン、アルゴンイオン等が基材100表面に衝突することで、基材100表面のCrを主体とした酸化皮膜を除去する。
第2の工程として、スパッタークリーニングの後、水素ガスと窒素ガスの混合ガスを窒化炉31内に導入し、電圧を印加して陰極である基材100上にグロー放電を発生させる。この際、イオン化した窒素が基材100表面に衝突、侵入及び拡散することにより、基材100表面にM4N型結晶構造を含む第1の窒化層、第1の窒化層表面にMN型の結晶構造を含む第2の窒化層が形成される。窒化層の形成と同時に、イオン化した水素と基材100表面の酸素が反応する還元反応により、基材100表面に形成された酸化膜が除去される。
なお、このプラズマ窒化法では、基材100表面での反応は平衡反応ではなく非平衡反応であるため、基材100表面から深さ方向に高窒素濃度のM4N型結晶構造を含む遷移金属窒化物が迅速に得られ、この窒化物は耐食性に富む。
本発明の実施の形態では、電源としてパルスプラズマ電源を用いている。一般的なプラズマ窒化法に用いる電源としては、パルスプラズマ電源ではなく、直流電圧を印加し、この放電電流を電流検出器により検出し、所定の電流となるようサイリスタにより制御する直流波形を有する直流電源を用いている。この一般的な電源の場合、グロー放電は連続的に継続され、基材温度を放射温度計により測定すると、基材温度は±30[℃]程度の範囲で変化する。これに対し、パルスプラズマ電源は、直流電圧とサイリスタによる高周波遮断回路から構成されており、この回路により直流電源波形は、グロー放電がオンとオフを繰り返すパルス波形となる。この場合、プラズマを放電させる時間とプラズマを遮断する時間を1〜1000[μsec]として放電、遮断を繰り返すパルスプラズマ電源を用いたプラズマ窒化を行うことで、基材温度を放射温度計により測定すると、基材温度の変化は±5[℃]程度の範囲になる。高窒素濃度を有する遷移金属窒化物を得るためには、基材温度の精密温度制御が要求されることから、基材温度の変化の小さいパルスプラズマ電源を用い、この電源は、1〜1000[μsec]の周期でプラズマの放電及び遮断を繰り返すことが可能であることが好ましい。
窒化処理は、基材表面の温度を425[℃]より低い温度に保持して行うことが好ましい。ステンレス鋼の表面に高温で窒化すると、窒素が基材中のCrと結びつき、基層もしくは窒化層にCr欠乏層を生じるほどCr濃度の高いNaCl型の結晶構造を有するCrN等の窒化物が析出するためにセパレータの耐食性が低下する。これに対し、425[℃]より低い温度で窒化処理を施すと基材表面には、まず、NaCl型の結晶構造を有するCrN等の窒化化合物ではなく、主として基材表面にM4N型結晶構造を有する窒化層が形成される。これと同時に、基材の最表面では、プラズマ加熱によって基層中のCrが表面へ濃化した状態で窒素イオンが表面から打ち込まれることによって、基材の最表面にナノメータオーダのCrN層が形成される。これによって、耐食性が向上したセパレータが得られる。また、燃料電池の発電効率を維持でき、優れた耐久信頼性を有する燃料電池を低コストにより得ることができる。なお、窒化温度が300[℃]を下回る場合には、Crの濃化が発生し難くなり、最表面にナノメータオーダのCrN層が形成し難くなる上、M4N型の結晶構造を有する窒化層を得るためには長時間の処理を必要とするために生産性が悪化する。このため、窒化処理は300[℃]以上425[℃]未満の範囲で行うことが好ましい。また、第1の窒化層が、M4N型の結晶構造のマトリクスと、マトリクス中に形成されたε相と呼ばれるε−M2〜3N型の結晶構造の結晶層とを含む複合組織であり、結晶層を層間距離が数10〜数100[nm]の範囲で有し、第2の窒化層がMN型の結晶構造を有する窒化化合物の単層が形成されているものであり、かつ、厚さを50[nm]以下とするためには、窒化処理は380[℃]以上420[℃]以下の範囲で行うことが好ましい。
なお、本発明の実施の形態に係る燃料電池用セパレータの製造方法においては、基材にプレス成形を施して燃料又は酸化剤の通路となる流路部と、この流路部に隣接する平板部とを形成する段階を含むことができる。この段階は、窒化の前後のいずれの段階で行ってもよいが、特に窒化の前に行うことが好ましい。この場合には、窒化層にクラック等の欠陥が生じない。
このように、本発明の実施の形態に係る遷移金属窒化物の製造方法によれば、耐食性及び接触抵抗の低い遷移金属窒化物を容易に得ることができる。また、本発明の実施形態に係る燃料電池用セパレータの製造方法によれば、耐久性及び発電性能に優れた燃料電池のセパレータをプラズマ窒化により容易に得られるため、高性能の燃料電池の製造が容易になり、製造コストを低く抑えることができる。
(燃料電池車両)
本発明の実施の形態に係る燃料電池車両の一例として、前述した本発明の実施の形態に係る燃料電池スタック1を動力源とした燃料電池電気自動車50を挙げて説明する。
本発明の実施の形態に係る燃料電池車両の一例として、前述した本発明の実施の形態に係る燃料電池スタック1を動力源とした燃料電池電気自動車50を挙げて説明する。
図7は、燃料電池スタック1を搭載した燃料電池電気自動車50の外観を示す図である。図7(a)は燃料電池電気自動車50の側面図、図7(b)は燃料電池電気自動車50の上面図である。図7(b)に示すように、車体51前方には、左右のフロントサイドメンバとフードリッジのほか、フロントサイドメンバを含む左右のフードリッジ同士を互いに連結するダッシュロア部材をそれぞれ組み合わせて溶接接合したエンジンコンパートメント部52を形成している。図7(a)及び(b)に示す燃料電池電気自動車50では、エンジンコンパートメント部52内に燃料電池スタック1を搭載している。
本発明の実施の形態に係る燃料電池セパレータを適用した発電効率の高い燃料電池スタック1を自動車等の移動体車両に搭載することにより、燃料電池電気自動車50の燃費向上を図ることができる。また、小型化した軽量の燃料電池スタック1を車両に搭載することにより、車両重量を低減して省燃費化を図ることができ、走行距離の長距離化を図ることができる。さらに、小型化した燃料電池を動力源として移動体車両等に搭載することにより、車室内空間をより広く活用することができ、スタイリングの自由度を高めることができる。
なお、燃料電池車両の一例として電気自動車を挙げたが、本発明は電気自動車等の車両に限定されるものではなく、電気エネルギーが要求される航空機その他の機関にも適用することが可能である。
以下、本発明の実施の形態に係る遷移金属窒化物及び燃料電池用セパレータの実施例1〜実施例5、比較例1〜比較例2及び参考例1について説明する。各実施例は、本発明に係る遷移金属窒化物及び燃料電池用セパレータの有効性を調べたもので、原材料に対して異なる条件下で処理して各試料を調製したものであり、例示した実施例に限定されるものではない。
<試料の調製>
各実施例、比較例及び参考例では、基材として、JIS規格のSUS304L(18Cr−9Ni−低C)、SUS316L(18Cr−12Ni−2Mo−低C)、SUS310S(25Cr−20Ni−低C)を原材料とした厚さ0.1[mm]、□100×100[mm]の真空焼鈍材をセパレータ形状にプレス成形して用いた。セパレータ形状プレス成形材を脱脂洗浄した後、セパレータ形状プレス成形材の両面にパルス直流電源を用いたグロー放電によるプラズマ窒化をした。プラズマ窒化の条件は、窒化温度は380[℃]〜450 [℃]、窒化時間60[分]、窒化時のガス混合比N2:H2=7:3、処理圧力3[Torr](399[Pa])の範囲内とした。なお、比較例1の試料はプラズマ窒化を行わなかった。比較例2及び参考例1では、直流グロー放電によりプラズマ窒化した。表1に、基材として用いたステンレス鋼の鋼種、化学組成、プラズマ窒化の有無、使用したプラズマ電源、窒化中の基材温度を示す。
各実施例、比較例及び参考例では、基材として、JIS規格のSUS304L(18Cr−9Ni−低C)、SUS316L(18Cr−12Ni−2Mo−低C)、SUS310S(25Cr−20Ni−低C)を原材料とした厚さ0.1[mm]、□100×100[mm]の真空焼鈍材をセパレータ形状にプレス成形して用いた。セパレータ形状プレス成形材を脱脂洗浄した後、セパレータ形状プレス成形材の両面にパルス直流電源を用いたグロー放電によるプラズマ窒化をした。プラズマ窒化の条件は、窒化温度は380[℃]〜450 [℃]、窒化時間60[分]、窒化時のガス混合比N2:H2=7:3、処理圧力3[Torr](399[Pa])の範囲内とした。なお、比較例1の試料はプラズマ窒化を行わなかった。比較例2及び参考例1では、直流グロー放電によりプラズマ窒化した。表1に、基材として用いたステンレス鋼の鋼種、化学組成、プラズマ窒化の有無、使用したプラズマ電源、窒化中の基材温度を示す。
得られた各試料を、次に示す評価法を用いて評価した。
<窒化層の観察・窒化層厚さの測定>
透過型電子顕微鏡(TEM)観察用の試料とするために、実施例1〜実施例5、比較例1〜比較例2、参考例1で得られた窒化層の表面付近の薄膜試料を作製した。作製には装置として収束イオンビーム装置(FIB)日立製作所製FB2000Aを用い、FIB−μサンプリング法を用いて試料を作製した。この試料を、電界放射型透過電子顕微鏡(日立製作所製HF−2000)を用いて200[kV]にて観察した。
透過型電子顕微鏡(TEM)観察用の試料とするために、実施例1〜実施例5、比較例1〜比較例2、参考例1で得られた窒化層の表面付近の薄膜試料を作製した。作製には装置として収束イオンビーム装置(FIB)日立製作所製FB2000Aを用い、FIB−μサンプリング法を用いて試料を作製した。この試料を、電界放射型透過電子顕微鏡(日立製作所製HF−2000)を用いて200[kV]にて観察した。
<窒化層の結晶構造の同定>
窒化層の結晶構造の同定は、電界放射型透過電子顕微鏡(日立製作所製HF−2000)を用いて、加速電圧200[kV]によるEDS分析装置、μ―ディフラクション電子線回折により行った。
窒化層の結晶構造の同定は、電界放射型透過電子顕微鏡(日立製作所製HF−2000)を用いて、加速電圧200[kV]によるEDS分析装置、μ―ディフラクション電子線回折により行った。
<Feに対するCr比の測定>
Feに対するCr比の測定は、電界放射型透過電子顕微鏡(日立製作所製HF−2000)を用いて、加速電圧200[kV]によるEDS分析装置、μ―ディフラクション電子線回折のピーク強度比から求めた。
Feに対するCr比の測定は、電界放射型透過電子顕微鏡(日立製作所製HF−2000)を用いて、加速電圧200[kV]によるEDS分析装置、μ―ディフラクション電子線回折のピーク強度比から求めた。
<耐食性の評価>
燃料電池では、水素極側に比較して酸素極側に最大で1[VvsSHE]程度の電位がかかる。また、固体高分子電解質膜は、分子中にスルホン酸基等のプロトン交換基を有する高分子電解質膜を飽和に含水させてプロトン伝導性を利用するものであり、強酸性を示す。このため、耐食性の評価は、電気化学的な手法である定電位電解試験を用いて、所定の定電位をかけた状態で一定時間保持後に溶液中に溶け出す金属イオン量をプラズマ発光−質量分析(ICP−MS)により測定し、金属イオン溶出量の値から耐食性の低下の度合いを評価した。具体的には、まず、各試料の中央部を大きさ30[mm]×30[mm]に切り出したサンプルを準備し、準備したサンプルをpH2の硫酸水溶液中で、温度80[℃]、電位1[VvsSHE]として100[時間]保持した。その後、硫酸水溶液中に溶け出したFe、Cr、Niのイオン溶出量をプラズマ発光−質量分析(ICP−MS)により測定した。
燃料電池では、水素極側に比較して酸素極側に最大で1[VvsSHE]程度の電位がかかる。また、固体高分子電解質膜は、分子中にスルホン酸基等のプロトン交換基を有する高分子電解質膜を飽和に含水させてプロトン伝導性を利用するものであり、強酸性を示す。このため、耐食性の評価は、電気化学的な手法である定電位電解試験を用いて、所定の定電位をかけた状態で一定時間保持後に溶液中に溶け出す金属イオン量をプラズマ発光−質量分析(ICP−MS)により測定し、金属イオン溶出量の値から耐食性の低下の度合いを評価した。具体的には、まず、各試料の中央部を大きさ30[mm]×30[mm]に切り出したサンプルを準備し、準備したサンプルをpH2の硫酸水溶液中で、温度80[℃]、電位1[VvsSHE]として100[時間]保持した。その後、硫酸水溶液中に溶け出したFe、Cr、Niのイオン溶出量をプラズマ発光−質量分析(ICP−MS)により測定した。
実施例1〜実施例5、比較例1〜比較例2及び参考例1における第2の窒化層の厚さ、第1及び第2の窒化層、基層の結晶構造、第1及び第2の窒化層、基層におけるFeに対するCrの比を表2に示し、耐食試験でのイオン溶出量の測定結果を表3に示す。
比較例1で得られた試料の表面は結晶構造がγであり、セパレータ表面に窒化層が形成されていない。このため、pH2という強酸の環境で、かつ、1[VvsSHE]の電位がかかる過不導体領域では、試料表面の不導体皮膜が破れて多くの金属イオンが溶出し、耐食性が低下した。
実施例1〜実施例5の各試料では、第2の窒化層は5〜45[nm]の厚さを有するMN型の結晶構造を呈していた。実施例2〜実施例5では第二の窒化層の下に第一の窒化層としてM2〜3N型の析出物が数10〜数100[nm]の間隔でM4Nマトリクスに析出した複合組織を形成していた。実施例1では第2の窒化層の下にM4N型単層が形成された。図8に実施例1により得られた酸素極側セパレータの倍率30000倍のTEM写真を、図9(a)に図8に示す71a部の拡大写真(倍率100000倍)を、図9(b)に図9(a)に示す71d部の拡大写真(倍率200000倍)を示す。図8に示すように、基材として使用したステンレス鋼70の表面70aを窒化することにより、基材70の表面70aの深さ方向に窒化層71が形成され、窒化層71の直下は窒化されていない未窒化層である基層72となっている。図9に示すように、窒化層71は、第1の窒化層71bと第2の窒化層71cとからなり、第2の窒化層71cには層状の組織が繰り返された2相複合組織が観測され、図中白く見えるM4N型の結晶構造のマトリクス73と、図中黒く見えるマトリクス73中に形成された層状のM2〜3N型の結晶構造の結晶層74であることが判明した。結晶層74と結晶層74の層間距離は、数10〜数100[nm]の範囲だった。また、第1の窒化層が基層に直接的に接続し、かつ、この第1の層及び基層の結晶格子が連続し、結晶方位が同じであり、結晶粒が連続していることも確認された
次に、図10(a)に実施例1により得られた試料の71cのEDS分析結果を示し、図10(b)に、実施例1により得られた試料の71bのEDS分析結果を示す。図10(a)に示すCrのピーク75aの強度とFeのピーク75bの強度比より、実施例1により得られた試料の71c(第2の窒化層)ではFeに対するCr比は1.05であることがわかった。また、図10(b)に示すCrのピーク76aの強度とFeのピーク76bの強度比より、実施例1により得られた試料の71b(第1の窒化層)ではFeに対するCr比は0.32であることがわかった。
次に、図10(a)に実施例1により得られた試料の71cのEDS分析結果を示し、図10(b)に、実施例1により得られた試料の71bのEDS分析結果を示す。図10(a)に示すCrのピーク75aの強度とFeのピーク75bの強度比より、実施例1により得られた試料の71c(第2の窒化層)ではFeに対するCr比は1.05であることがわかった。また、図10(b)に示すCrのピーク76aの強度とFeのピーク76bの強度比より、実施例1により得られた試料の71b(第1の窒化層)ではFeに対するCr比は0.32であることがわかった。
実施例1〜実施例5ではFeに対するCrの比が1以上1.4以下のため、イオン溶出量が比較例よりも低い値を示しており、耐食性が良好であった。このように、実施例1〜実施例5の各試料が、酸化性環境下における電気化学的安定性に優れ、耐食性が良好であった理由は、最表層のMN型の窒化化合物が、表面全体を覆っているためであり、この最表層のMN型の窒化化合物層が薄いために母材のCr濃度を低下させることなく、第1の窒化層を安定形成することになるために、M4N型結晶構造は遷移金属原子間の金属結合を保ち、遷移金属原子と窒素原子との間で強い共有結合性を示すことによる。加えて、面心立方格子を構成する遷移金属原子が不規則に混合することにより、各遷移金属成分の部分モル自由エネルギが低下して活量を低く抑えることができたことによるものと考えられる。
本実施例1〜実施例5では、いずれも耐食性に優れることから、実施例1〜実施例5の試料を用いたセパレータを用いて構成した場合には、発電性能に優れ、小型化かつ低コスト化した燃料電池スタックを形成することが可能となる。
これに対して、比較例2の試料は、セパレータ表面に窒化層を有するものの、この窒化層は、M4N型の結晶構造を有する第1の窒化層のみを有し、第2の窒化層を有していない。このため、イオン溶出量は、比較例1よりも少ないが、実施例1〜5に比べると多くなっている。また、参考例1の試料は、セパレータ表面に窒化層を有するものの、この窒化層は、M4N型の結晶構造のマトリクスと、このマトリクス中に形成されたε−M2〜3N型の結晶構造の結晶層とを含む複合組織を有する第1の窒化層のみを有し、第2の窒化層を有していない。このため、イオン溶出量は、比較例1よりも少ないが、実施例1〜5に比べると多くなっている。
実施例1〜5と比較例2及び参考例1との対比により、窒化層の表面部に、第2の窒化層を具備する実施例1〜5は、耐食性がより向上していることが明らかである。
次に、窒化層における第2の窒化層の厚さを実施例1〜5とは異なる、燃料電池用セパレータの実施例について説明する。
<試料の調製>
実施例6〜9では、基材として、JIS規格のSUS316L(18Cr−12Ni−2Mo−低C)、SUS310S(25Cr−20Ni−低C)、及びSUS410Lを原材料とした厚さ0.1[mm]、□100×100[mm]の真空焼鈍材をセパレータ形状にプレス成形して用いた。セパレータ形状プレス成形材を脱脂洗浄した後、セパレータ形状プレス成形材の両面に一般的な直流グよるプラズマ窒化をした。プラズマ窒化の条件は、窒化温度は380[℃]〜450 [℃]、窒化時間60[分]、窒化時のガス混合比N2:H2=7:3、処理圧力3[Torr](399[Pa])の範囲内とした。表4に、基材として用いたステンレス鋼の鋼種、化学組成、プラズマ窒化の有無、使用したプラズマ電源、窒化中の基材温度を示す。
実施例6〜9では、基材として、JIS規格のSUS316L(18Cr−12Ni−2Mo−低C)、SUS310S(25Cr−20Ni−低C)、及びSUS410Lを原材料とした厚さ0.1[mm]、□100×100[mm]の真空焼鈍材をセパレータ形状にプレス成形して用いた。セパレータ形状プレス成形材を脱脂洗浄した後、セパレータ形状プレス成形材の両面に一般的な直流グよるプラズマ窒化をした。プラズマ窒化の条件は、窒化温度は380[℃]〜450 [℃]、窒化時間60[分]、窒化時のガス混合比N2:H2=7:3、処理圧力3[Torr](399[Pa])の範囲内とした。表4に、基材として用いたステンレス鋼の鋼種、化学組成、プラズマ窒化の有無、使用したプラズマ電源、窒化中の基材温度を示す。
得られた各試料を、実施例1〜5と同様にして評価した。実施例6〜実施例9における第2の窒化層の厚さ、第1及び第2の窒化層、基層の結晶構造、第1及び第2の窒化層、基層におけるFeに対するCrの比を表5に示し、耐食試験でのイオン溶出量の測定結果を表6に示す。
実施例6〜9の試料では、基層上に第1及び第2の窒化層が形成され、第2の窒化層の結晶構造はMN型であるため、耐食性に優れていた。もっとも実施例6〜7、実施例9では、第2の窒化層の厚さが50[nm]を超え、さらに、Feに対するCrの比が大きくなるため、第1の窒化層及び基層のFeに対するCr比が低くなり、実施例1〜5と比較すると金属イオンの溶出量が多くなり耐食性が低下していた。この理由は、ステンレス鋼に含まれる耐食性向上元素であるCrが窒化層に濃縮し、基層と窒化層との界面のCr濃度が減少してCr欠乏層が生じるようになるために、基層の耐食性が低下したためであると考えられる。また、実施例8では、基材にフェライト系を用いたため、基材、第一、第二窒化層においてFeに対するCr比が低くなり、特に第二窒化層表面で不導体皮膜が形成され難くなるため、実施例1〜5と比較すると金属イオンの溶出量が多くなり耐食性が低下していた。
実施例1〜5及び実施例6〜9の試料を、窒化層の表面から深さ200[nm]までの範囲において、オージェ電子分光分析のデプスプロファイル計測を行うことにより、実施例1〜5及び実施例6〜9の試料は、窒化層について、第1の窒化層から第2の窒化層にかけて、これらの層の厚さ方向にCr濃度が連続的に変化した組成分布を有していることが確認された。
1 燃料電池スタック
2 膜電極接合体
3 燃料電池用セパレータ
4 単セル
5 エンドフランジ
6 締結ボルト
10 燃料電池用セパレータ
10a 表面
11 窒化層
11a 表面部
111 第1の窒化層(第1の層)
112 第2の窒化層(第2の層)
12 基層
101 流路部
102 平板部
20 M4N型結晶構造
21 遷移金属原子
22 窒素原子
2 膜電極接合体
3 燃料電池用セパレータ
4 単セル
5 エンドフランジ
6 締結ボルト
10 燃料電池用セパレータ
10a 表面
11 窒化層
11a 表面部
111 第1の窒化層(第1の層)
112 第2の窒化層(第2の層)
12 基層
101 流路部
102 平板部
20 M4N型結晶構造
21 遷移金属原子
22 窒素原子
Claims (18)
- 少なくともFe及びCrを含むステンレス鋼の窒化物よりなる第1の層と、
この第1の層上に形成され、この第1の層とは成分の含有量が異なる窒化物よりなり、露出した表面を有する第2の層と
を備え、
この第1の層から第2の層にかけて、これらの層の厚さ方向にCr濃度が連続的に変化した組成分布を有する
ことを特徴とする遷移金属窒化物。 - この第2の層に含まれるFeに対するCrの原子比が、第1の層に含まれるFeに対するCrの原子比よりも大きいことを特徴とする請求項1に記載の遷移金属窒化物。
- 前記第2の層は、厚さが50[nm]以下であることを特徴とする請求項1又は2に記載の遷移金属窒化物。
- 前記第2の層は、連続的して形成されたMN型の結晶構造を含む窒化化合物を有し、前記Mは、ステンレス鋼の成分として含まれるCr、Fe、Ni及びMoから選択される群のうち少なくともCrを主体的に含む遷移金属元素であることを特徴とする請求項1乃至3のいずれか一項に記載の遷移金属窒化物。
- 前記第2の層において、Crが全体に分布することを特徴とする請求項1乃至4のいずれか一項に記載の遷移金属窒化物。
- 前記第2の層は、Feに対するCrの比が1.0以上1.4以下であることを特徴とする請求項1乃至請求項5のいずれか一項に記載の遷移金属窒化物。
- 前記第1の層は、Fe、Cr、Ni及びMoの群から選択される少なくとも1種の遷移金属原子によって形成された面心立方格子の単位胞中心の八面体空隙に窒素原子が配置されたM4N型の結晶構造を有することを特徴とする請求項1乃至請求項6のいずれか一項に記載の遷移金属窒化物。
- 前記第1の層は、前記M4N型の結晶構造のマトリクスと、前記マトリクス中に形成されたε−M2〜3N型の結晶構造の結晶層とを含む複合組織であり、前記結晶層を層間距離が数10〜数100[nm]の範囲で有することを特徴とする請求項7に記載の遷移金属窒化物。
- 少なくともFe及びCrを含むステンレス鋼よりなる基層と、
この基層上に形成された請求項1乃至8のいずれか一項に記載の遷移金属窒化物よりなる窒化層とを備え、
この窒化層の第2の層に含まれるFeに対するCrの原子比が、基層に含まれるFeに対するCrの原子比よりも大きく、
当該遷移金属窒化物の第1の層が前記基層に直接的に接続し、かつ、この第1の層及び前記基層の結晶格子が連続し、結晶方位が同じであり、結晶粒が連続していることを特徴とする燃料電池用セパレータ。 - 前記ステンレス鋼は、Niを8[wt%]以上含有するオーステナイト系ステンレス鋼であることを特徴とする請求項9に記載の燃料電池用セパレータ。
- 前記ステンレス鋼は、SUS304、SUS316L及びSUS310Sからなる群から選択されるいずれかであることを特徴とする請求項10に記載の燃料電池用セパレータ。
- 少なくともFe及びCrを含むステンレス鋼からなる基材の表面を425 [℃]より低い温度に保持してプラズマ窒化することにより、
このステンレス鋼の成分として含まれるFe、Cr、Ni及びMoの群から選択される遷移金属原子によって形成された面心立方格子の単位胞中心の八面体空隙に窒素原子が配置されたM4N型(Mは、Cr、Fe、Ni及びMoの群から選択される少なくとも1種の遷移金属元素、Nは窒素)の結晶構造を有する第1の層と、
前記第1の層の上にMN型(Mは、Cr、Fe、Ni及びMoの群から選択される少なくとも1種の遷移金属元素、Nは窒素)の結晶構造を含む窒化化合物を有する連続した第2の層と
を形成する段階を含むことを特徴とする遷移金属窒化物の製造方法。 - 前記プラズマ窒化は、1〜1000[μsec]の周期でプラズマの放電及び遮断を繰り返すことが可能なパルスプラズマ電源を用いることを特徴とする請求項12に記載の遷移金属窒化物の製造方法。
- 少なくともFe及びCrを含むステンレス鋼からなる基材の表面を425 [℃]より低い温度に保持してプラズマ窒化することにより、
このステンレス鋼の成分として含まれるFe、Cr、Ni及びMoの群から選択される遷移金属原子によって形成された面心立方格子の単位胞中心の八面体空隙に窒素原子が配置されたM4N型(Mは、Cr、Fe、Ni及びMoの群から選択される少なくとも1種の遷移金属元素、Nは窒素)の結晶構造を有する第1の層と、
前記第1の層の上にMN型(Mは、Cr、Fe、Ni及びMoの群から選択される少なくとも1種の遷移金属元素、Nは窒素)の結晶構造を含む窒化化合物を有する連続した第2の層と
を形成する段階を含むことを特徴とする燃料電池用セパレータの製造方法。 - さらに、燃料電池に用いられる流体が流通可能な溝状の流路部及びこの流路部に隣接する平板部を形成するプレス成形を、前記基材に施す段階を含むこと
を特徴とする請求項14に記載の燃料電池用セパレータの製造方法。 - 前記プラズマ窒化は、1〜1000[μsec]の周期でプラズマの放電及び遮断を繰り返すことが可能なパルスプラズマ電源を用いることを特徴とする請求項14又は請求項15に記載の燃料電池用セパレータの製造方法。
- 請求項9乃至請求項11のいずれか一項に記載の燃料電池用セパレータを用いたことを特徴とする燃料電池スタック。
- 請求項17に記載の燃料電池スタックを動力源として備えることを特徴とする燃料電池車両。
Priority Applications (4)
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