JP2012514297A

JP2012514297A - 高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼およびその製造方法

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Publication number: JP2012514297A
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Inventors: ジョンヒキム、; キホンジョ、; ユンファンキム、; ジョンヒイ、; ユンヨンイ、; ジンスクキム、; ジョンホンソク、
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Abstract

本発明によるステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：２５．０〜３２．０％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｎｉ：０．８％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．５％以下、残部Ｆｅおよび不可避的元素からなるステンレス鋼であり、表面に第２不動態皮膜が形成されたステンレス鋼の製造方法において、前記ステンレス鋼を光輝焼鈍あるいは焼鈍・酸洗して、表面に第１不動態皮膜を形成するステップと、前記ステンレス鋼を、５０〜７５℃の温度で、一定時間の間、１０〜２０重量％硫酸水溶液で酸洗浄して、第１不動態皮膜を除去するステップと、前記ステンレス鋼を水洗するステップと、前記ステンレス鋼を、４０〜６０℃の温度で、一定時間の間、１０〜２０重量％硝酸と１〜１０重量％フッ酸の混酸で不動態化処理して、前記第２不動態皮膜を形成する。この構成により、耐溶出性の低減した優れた耐食性を有するステンレス鋼を製造できるだけでなく、６０〜１５０℃の燃料電池の作動条件および多様な表面粗さ条件でも低い界面接触抵抗を有する、長期的な性能に優れた高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼を生産することができる。

Description

本発明は、燃料電池分離板用ステンレス鋼およびその製造方法に関し、より具体的には、多様な表面粗さ条件でもステンレス鋼の不動態皮膜の除去および再不動態化処理の制御が可能となるように表面改質条件を設定することにより、低い界面接触抵抗および優れた耐食性を有する燃料電池分離板用ステンレス鋼およびその製造方法に関する。

近年、エネルギーの枯渇や環境汚染などが全世界的な問題になるにつれ、化石燃料の代案として、水素エネルギーとこれを用いる燃料電池の重要性が強調されている。燃料電池は、水素燃料が有する化学的エネルギーを電気エネルギーに転換する装置であり、内燃機関を用いないため、騒音、振動がなく、高効率を達成することができ、排出される汚染物質がほとんどないことから、新たなエネルギー源として脚光を浴びている。

燃料電池は、電解質の種類により、固体高分子燃料電池、固体酸化物燃料電池、溶融炭酸塩燃料電池、リン酸型燃料電池、直接メタノール燃料電池、アルカリ燃料電池に分けられ、用途に応じて、大別して発電用、輸送用、携帯用などに分けられる。

このうち、固体高分子燃料電池は、電解質としてイオン伝導性を有する固体高分子膜を使用するため、常温、常圧で作動可能であり、運転温度が７０〜８０℃程度と低く、稼働時間が短く、出力密度が高いため、輸送および携帯用、家庭用などの電力源として脚光を浴びており、最近では、１００〜１５０℃でも作動可能な高分子燃料電池の開発が進められている。

図１は、一般的なステンレス分離板を含む燃料電池の斜視図である。

図１を参照すると、固体高分子燃料電池スタック１００は、電解質、電極（ａｎｏｄｅ、ｃａｔｈｏｄｅ）、およびガス密封用ガスケットが備えられた膜電極集合体（ＭＥＡ：ＭｅｍｂｒａｎｅＥｌｅｃｔｒｏｄｅＡｓｓｅｍｂｌｙ）１１０と、流路がある分離板１２０と、空気の出入口１３０、１４０、水素ガスの出入口１５０、１６０が備えられたエンドプレートとから構成される。

分離板１２０は、一般的に、黒鉛、カーボン、Ｔｉ合金、ステンレス鋼、および導電性プラスチックのうちの１つで形成され、好ましくは、ステンレス鋼で形成可能である。ステンレス鋼は、低い界面接触抵抗、優れた耐食性、熱伝導性、低い気体透過性、および大面積化が可能であり、良好な製品成形性、薄物化が可能なため、燃料電池スタックの体積の低減、重量の減少を実現できるという利点を有する。

しかし、ステンレス鋼の分離板１２０は、分離板１２０素材の表面に形成される不動態皮膜層の半導体的な特性により、燃料電池の作動条件で分離板の表面と膜電極集合体層との界面接触抵抗を増加させかねないという問題があった。また、強酸性雰囲気を示す燃料電池の運転環境雰囲気における優れた耐食性が要求される。

このような問題を解決するために、米国登録特許第６，８３５，４８７Ｂ２号、韓国登録特許第０４８８９２２号では、Ｃｒ（１６〜４５重量％）、Ｍｏ（０．１〜３．０重量％）を含み、付加的には、Ａｇ（０．００１〜０．１重量％）を含むステンレス鋼材に、表面接触抵抗を１００ｍΩｃｍ^２以下に抑えるために、表面粗さを示す平均粗さＲａを０．０１〜１．０μｍに、最大高さＲｙを０．０１〜２０μｍに管理することにより、ステンレス鋼材の表面特性を所望のレベルに獲得することができる方法を開示する。そして、日本国特開２００７−０２６６９４号では、Ｃｒ、Ｍｏを含むステンレス鋼に０．０１〜１．０μｍのマイクロピット（ｍｉｃｒｏｐｉｔ）を表面全域に形成させることにより、表面特性を所望のレベルに獲得する方法を開示する。また、米国登録特許第６，３７９，４７６Ｂ１号では、炭化物系介在物（Ｃａｒｂｉｄｅ）とホウ化物系介在物（Ｂｏｒｉｄｅ）を表面にさらす技術的思想から、炭化物系介在物を形成するための０．０８％Ｃ以上を含むフェライト系ステンレス鋼を、平均粗さＲａが０．０６〜５μｍを有するようにする方法を開示している。日本国特開２００５−３０２７１３号では、Ｃｒ（１６〜４５重量％）、Ｍｏ（０．１〜５．０重量％）を含むステンレス鋼に、局部山頂の平均間隔Ｓ＝０．３μｍ以下、表面の粗さ曲線の二乗平均平方根傾斜Δｑ＝０．０５以上を確保する技術が開示されている。

しかし、このような方法は、ステンレス鋼材の表面粗さ、あるいはマイクロピット、伝導性介在物の調整により接触抵抗を低減させるためのものとしてしか示されておらず、このためにステンレス鋼材の表面粗さを厳しく維持することによる生産性の低下と生産費用の増加問題および再現性の確保が難しいという問題があった。また、これらの発明は、Ｃｒ、Ｍｏを必須元素として含む成分を所定の範囲に指定し、その他の伝導性介在物を形成するためのＡｇおよびＣ、Ｂ元素を付加元素として添加することにより、製造費用の上昇をもたらす上に、燃料電池の作動条件（６０〜１５０℃）で接触抵抗の安定性、耐溶出性を確保できるわけでもない。

また、日本国特開２００４−１４９９２０号では、Ｃｒ（１６〜４５重量％）、Ｍｏ（０．１〜５．０重量％）を含むステンレス鋼にＣｒ／Ｆｅ原子比を１以上に調整することにより、接触抵抗を低減する方法を提案しており、日本国特開２００８−０９１２２５号では、Ｃｒ（１６〜４５重量％）、Ｍｏ（０．１〜５．０重量％）を含むステンレス鋼にマイクロピットを形成させることはもちろん、Ｃｒ／Ｆｅ原子比を４以上に確保することにより、接触抵抗を低減する方法を提案している。

しかし、このような方法は、Ｃｒ、Ｍｏを必須元素として含む成分を所定の範囲に指定し、多様な表面粗さを有する条件でも、厳しい不動態皮膜制御工程の確保なしには、低い界面接触抵抗を安定的に確保することが難しいという問題があった。また、燃料電池の作動条件（６０〜１５０℃）で接触抵抗の安定性、耐溶出性を確保できるわけでもない。

そこで、本発明の目的は、６０〜１５０℃の燃料電池の作動環境でも優れた耐溶出特性および接触抵抗を維持し、多様な表面粗さ条件でも不動態皮膜の除去および再不動態化処理の制御による低い界面接触抵抗および耐腐食性の確保が可能となるように表面改質条件を設定することができる、長期的な性能に優れた高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼およびその製造方法を提供することである。

本発明の一側面による燃料電池分離板用ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：２５．０〜３２．０％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｎｉ：０．８％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．５％以下、残部Ｆｅおよび不可避的元素からなる、Ｍｏを添加しないステンレス鋼であって、前記ステンレス鋼表面の不動態皮膜の厚さが２〜４．５ｎｍに形成され、Ｃｒ／Ｆｅ酸化物の比が１．５ｎｍ以内の領域内で１．５以上であり、Ｃｒ（ＯＨ）_３／Ｃｒ酸化物の分布度が１ｎｍの領域内で０〜０．７の比が確保される。

また、前記ステンレス鋼は、重量％で、Ｍｏ：５％以下を含むことができる。

さらに、前記ステンレス鋼は、重量％で、Ｖ：０〜１．５％、Ｗ：０〜２．０％、Ｌａ：０〜１．０％、Ｚｒ：０〜１．０％、Ｂ：０〜０．１％からなる群より選択される１種または２種以上の元素がさらに含まれる。

また、前記ステンレス鋼の接触抵抗が１０ｍΩｃｍ^２以下である。

本発明の他の側面による燃料電池分離板用ステンレス鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：２５．０〜３２．０％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｎｉ：０．８％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．５％以下、残部Ｆｅおよび不可避的元素からなるステンレス鋼の表面に第２不動態皮膜が形成されたステンレス鋼の製造方法であって、前記ステンレス鋼を光輝焼鈍あるいは焼鈍・酸洗して、表面に第１不動態皮膜を形成するステップと、前記ステンレス鋼を、５０〜７５℃の温度で、表面粗さＲａに応じて調整される時間の間、１０〜２０重量％硫酸水溶液で酸洗浄して、第１不動態皮膜を除去するステップと、前記ステンレス鋼を水洗するステップと、前記ステンレス鋼を、４０〜６０℃の温度で、表面粗さＲａに応じて調整される時間の間、１０〜２０重量％硝酸と１〜１０重量％フッ酸の混酸で不動態化処理して、前記第２不動態皮膜を形成するステップとを含む。

また、前記第１不動態皮膜を除去するステップにおいて、下記式による処理時間の間酸洗浄する。

９９−３．１８（１／Ｒａ）≦処理時間（ｔ、秒）≦１５３−３．１８（１／Ｒａ）

さらに、前記第２不動態皮膜を形成するステップにおいて、下記式による処理時間の間不動態化処理する。

１２０＋６．７３（１／Ｒａ）≦処理時間（ｔ、秒）≦１４０＋６．７３（１／Ｒａ）

また、前記ステンレス鋼の接触抵抗が、６０〜１５０℃の燃料電池の作動環境条件で１０ｍΩｃｍ^２以下である。

さらに、前記第２不動態皮膜を形成するステップにおいて、前記第２不動態皮膜の厚さを２〜４．５ｎｍに形成する。

また、前記第２不動態皮膜を形成するステップにおいて、前記第２不動態皮膜のＣｒ／Ｆｅ酸化物の比が、１．５ｎｍ以内の領域内で１．５以上となるようにする。

さらに、前記第２不動態皮膜を形成するステップにおいて、前記第２不動態皮膜のＣｒ（ＯＨ）_３／Ｃｒ酸化物の分布度が、１ｎｍの領域内で０〜０．７の比が確保されるようにする。

以上で説明したように、本発明によれば、多様な表面粗さ条件でもステンレス鋼の不動態皮膜の除去および再不動態化処理の制御が可能となるように表面改質条件を設定することにより、低い界面接触抵抗の確保および耐溶出性の低減した優れた耐食性を有するようになり、高分子燃料電池の長期的な性能に優れたステンレス鋼を生産することができる。

一般的なステンレス分離板を含む燃料電池の斜視図である。表面粗さ別の初期界面接触抵抗の変化を示すグラフである。７０℃の１５重量％の硫酸水溶液内で、飽和カロメル電極を基準電極として、本発明鋼１２を浸漬したときの電位の変化を示すグラフである。図３を経たステンレス鋼材を水洗した後、１５重量％硝酸と５重量％フッ酸の混酸内で、飽和カロメル電極を基準電極として、本発明鋼１２を浸漬したときの電位の変化を示すグラフである。表面改質処理されたステンレス鋼材を大気雰囲気で熱処理したときの接触抵抗の変化を示すグラフ図である。（ａ）〜（ｃ）は、表２の発明実施例により、初期、表面改質後、定電位分極試験後の第１および第２不動態皮膜の組成分布に対してＸＰＳ（Ｘ−ｒａｙＰｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）分析を行った例を示すグラフである。（ａ）〜（ｃ）は、表２の発明実施例により、初期、表面改質後、定電位分極試験後の第１および第２不動態皮膜内のＣｒ／Ｆｅ酸化物の分布を示す図である。表２の発明実施例により、初期、表面改質後、定電位分極試験後の第１および第２不動態皮膜内のＣｒ（ＯＨ）_３／Ｃｒ酸化物の分布を示すグラフである。（ａ）〜（ｃ）は、表３の発明鋼９および１２の鋼種に対して最適２ステップの表面改質処理によって製造されたステンレス分離板を作製した後、高分子燃料電池の単位セルに取り付けて測定した性能評価の結果を示す図である。

以下では、本発明の実施例を示す図を参照して、本発明による燃料電池分離板用ステンレス鋼およびその製造方法を具体的に説明する。

通常のステンレス鋼冷延材の光輝焼鈍材、焼鈍酸洗材などの多様な表面粗さ条件を有する燃料電池分離板用ステンレス鋼は、焼鈍および酸洗後に形成された表面の不動態皮膜によって接触抵抗が高く、一部の分離板の成形過程で表面が金型との摩擦などによって表面粗さ条件が一部異なるようになる。これにより、通常の多様な表面粗さ条件において、接触抵抗が低いながらも、耐食性が向上した分離板としての要求条件を満たすためには、分離板用ステンレス鋼材に適した表面改質処理を行うことが好ましい。

このため、本発明では、高分子燃料電池分離板を目的とする低い界面接触抵抗および優れた耐食性を有するステンレス鋼材およびその製造方法について説明する。多様な表面粗さを有するステンレス鋼で実物の分離板を成形し、分離板に形成された第１不動態皮膜を除去するために、１０〜２０重量％硫酸水溶液で、５０〜７５℃の温度と、表面粗さ条件に応じて適正な時間とを維持して、最適な工程条件で酸洗浄する。そして、水洗後、第２不動態皮膜を形成するために、１０〜２０重量％硝酸と１〜１０重量％フッ酸の混酸で、４０〜６０℃の温度と、表面粗さ条件に応じて適正な時間とを維持して、不動態化処理を行う。これにより、ステンレス鋼表面の不動態皮膜の厚さが２〜４．５ｎｍに形成され、Ｃｒ／Ｆｅ酸化物の比が１．５ｎｍ以内の領域内で１．５以上であり、Ｃｒ（ＯＨ）_３／Ｃｒ酸化物の分布度が１ｎｍの領域内で０〜０．７の比を有することにより、接触抵抗が１０ｍΩｃｍ^２以下のステンレス鋼を確保することができる。

以下では、高分子燃料電池分離板を目的とする低い界面接触抵抗および優れた耐食性を有するステンレス鋼材についてより詳細に説明する。

本発明による高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．０２以下、Ｎ：０．０２以下、Ｓｉ：０．４以下、Ｍｎ：０．２以下、Ｐ：０．０４以下、Ｓ：０．０２以下、Ｃｒ：２５．０〜３２．０、Ｃｕ：０〜２．０、Ｎｉ：０．８以下、Ｔｉ：０．５以下、Ｎｂ：０．５以下、そして、Ｖ：０〜１．５、Ｗ：０〜２．０、Ｌａ：０〜１．０、Ｚｒ：０〜１．０、Ｂ：０〜０．１からなる群より選択される１種または２種以上の元素がさらに含まれ、残部Ｆｅおよび不可避的元素の組成を有する。このように、本発明にかかるステンレス鋼はＭｏを添加しない。

一方、Ｍｏを追加で添加する場合、その含有量は０．５％以下にすることが好ましい。

このような組成を有する合金を製鋼−精錬−連続鋳造によって生産された鋳片に、熱間圧延、焼鈍、酸洗、冷間圧延、焼鈍、酸洗工程を行うことにより、冷延製品が製造される。

以下、本発明の組成範囲と、その限定理由をより詳細に説明する。あわせて、以下で説明される「％」は、すべて重量％である。

ＣとＮは、鋼中においてＣｒ炭窒化物を形成し、その結果、Ｃｒ欠乏層の耐食性が低下するため、両元素は低いほど好ましい。したがって、本発明では、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下にその組成比を制限する。

Ｓｉは、脱酸に有効な元素であるが、靭性および成形性を抑制するため、本発明では、Ｓｉの組成比を０．４％以下に制限する。

Ｍｎは、脱酸を増加させる元素であるが、介在物であるＭｎＳは、耐食性を減少させるため、本発明では、Ｍｎの組成比を０．２％以下に制限する。

Ｐは、耐食性のみならず、靭性を減少させるため、本発明では、Ｐの組成比を０．０４％以下に制限する。

Ｓは、ＭｎＳを形成し、このＭｎＳは、腐食の起点となって耐食性を減少させるため、本発明では、これを考慮してＳの組成比を０．０２％以下に制限する。

Ｃｒは、燃料電池が作動する酸性雰囲気で耐食性を増加させるが、靭性を減少させるため、本発明では、Ｃｒの組成比を２５％〜３２％に制限する。

Ｍｏは、作動する環境雰囲気で耐食性を増加させる役割を果たすが、過剰添加時には靭性の減少効果および経済性において劣る。したがって、本発明では、基本的にＭｏを添加しない。このようにＭｏを添加しない場合にも、本発明が所望する効果を得ることができる。ただし、耐食性の改善が特に必要な場合には、Ｍｏを追加で添加することも可能である。この場合、その含有量は５％以下の範囲に制限することが好ましい。

Ｃｕは、燃料電池が作動する酸性雰囲気で耐食性を増加させるが、過量添加時にＣｕの溶出によって燃料電池の性能が低下し成形性が低下し得る。本発明では、これを考慮してＣｕの組成比を０％〜２％以下の範囲に制限する。

Ｎｉは、一部の接触抵抗を低減させる役割を果たすが、過量添加時にＮｉ溶出および成形性が低下し得る。本発明では、これを考慮してＮｉの組成比を０．８％以下に制限する。

ＴｉとＮｂは、鋼中のＣ、Ｎを炭窒化物として形成するのに有効な元素であるが、靭性を低下させるため、本発明では、これを考慮して各々の組成比を０．５％以下に制限する。

このほか、１種または２種以上のＶ、Ｗ、Ｌａ、ＺｒおよびＢが添加可能であり、これらの組成比は、次のとおりである。

Ｖは、燃料電池が作動する酸性雰囲気で耐食性を増加させるが、過剰添加時にイオンが溶出して電池の性能が低下し得る。したがって、本発明では、これを考慮してＶの組成比を０．１〜１．５％に制限する。

Ｗは、燃料電池が作動する酸性雰囲気で耐食性を増加させ、界面接触抵抗を低減する効果があるが、過剰添加時に靭性を低下させる。したがって、本発明では、これを考慮してＷの組成比を０．１〜２．０％に制限する。

Ｌａは、鋼中において硫化物系介在物の微細分散を誘導し、不動態皮膜の緻密化を誘導することができるが、過剰添加時にノズル詰まり（ｃｌｏｇｇｉｎｇ）などの問題が発生する。したがって、本発明では、これを考慮してＬａの組成比を０．０００５〜１．０％に制限する。

Ｚｒは、燃料電池が作動する酸性雰囲気で耐食性を増加させるが、過剰添加時に表面欠陥を誘発するため、本発明では、Ｚｒの組成比を０．０００５〜１．０％に制限する。

Ｂは、鋼中において窒化物を形成し、その耐食性を改善するが、過剰添加時に表面欠陥を誘発するため、本発明では、Ｂの組成比を０．０００５〜０．１％に制限する。

以下において、表面粗さ条件別に処理条件を設定するプロセスについてより詳細に説明する。

本発明で製造したステンレス鋼の組成を表１に示す。

発明者は、表１の各々の鋼に対し、１４０Ｎ／ｃｍ^２の接触圧力で初期界面接触抵抗を測定し、本発明による化学的表面改質完了後、その界面接触抵抗を測定した。界面接触抵抗の測定については後述する。

発明者は、表面粗さに応じた接触抵抗の変化を観察するために、代表例として、表１の発明鋼１２に対し、それぞれ異なる表面粗さを有する試験片を用意した後、大気で形成された不動態皮膜（Ａｉｒ−ｆｏｒｍｅｄＰａｓｓｉｖｅＦｉｌｍ）状態の界面接触抵抗を測定した。

界面接触抵抗の測定は、直流４端子法によって測定し、２つの分離板をカーボンペーパー（ＳＧＬ社製ＧＤＬ１０−ＢＡ）の間に置き、カーボンペーパーとともに、銅エンドプレートとともに取り付ける。そして、電流印加端子を銅エンドプレートに接続させ、電圧端子を２つの分離板素材に接続させ、圧力に応じた接触抵抗を測定する。このとき、測定する試験片の繰り返し回数は４回以上にした。

図２は、表面粗さ別の初期界面接触抵抗の変化を示すグラフである。

図２を参照すると、ステンレス鋼材の表面接触抵抗は、接触式表面粗さ測定器で測定した表面の平均粗さＲａが粗いほど低い値を示し、同一鋼種であるにもかかわらず、表面粗さに応じて大きな差を示すことが分かる。このような表面粗さに応じた界面接触抵抗の変化は、１／Ｒａ、１／Ｒｑ、１／Ｒｐ、１／Ｒｔ、１／ｄｑと接触抵抗が比例する相関関係がある。しかし、平均粗さＲａがそれぞれ０．３５０、０．０５５および０．０４０であるステンレス鋼材の接触抵抗は、高分子燃料電池分離板として適用するには接触抵抗が高い。一般的に、１０ｍΩｃｍ^２以下のレベルになってはじめて分離板素材として適合する。

つまり、このような結果は、表面粗さの制御だけでは、１０ｍΩｃｍ^２以下の接触抵抗を確保することが難しいことを意味する。本発明者の研究の結果、このような原因は、ステンレス鋼の表面に形成された薄い保護性不動態皮膜によるものであることを見出した。これらの不動態皮膜は、鉄−クロム系酸化物で形成され、鉄の含有量が高く、不動態皮膜の厚さが厚いため、接触抵抗が高い。このような不動態皮膜が形成されたステンレス鋼材は、高分子燃料電池用分離板として使用するための本発明に適合しない。これにより、不動態皮膜を除去しなければならず、特に初期の表面粗さ条件にかかわらず、不動態皮膜の組成および厚さを制御することができる技術が必要であることを本発明者は知ることができた。

したがって、本発明では、第１不動態皮膜が形成されたステンレス鋼材に対し、１０〜２０重量％硫酸水溶液で、５０〜７５℃の温度と、表面粗さ条件に応じた下記の処理時間とを維持して、最適な工程条件で酸洗浄することにより、第１不動態皮膜を除去した。

図３は、本発明の表面粗さ別の最適な酸洗浄条件の実施例として、７０℃の１５重量％の硫酸水溶液内で、飽和カロメル電極（ＳＣＥ：ＳａｔｕｒａｔｅｄＣａｌｏｍｅｌＥｌｅｃｔｒｏｄｅ）を基準電極として、本発明鋼１２を浸漬したときの電位の変化を示すグラフ図である。

図３に示すように、第１不動態皮膜が形成された状態での電位は、表面に酸化物がない状態の電位より高く、硫酸水溶液に浸漬してこれを除去すると、２５秒以内に電位が急激に低下する。これは、ステンレス鋼材の表面に形成された酸化物で構成された第１不動態皮膜が除去されはじめることであり、その結果、電位が２５秒以内で次第に低くなる。そして、一定時間経過後、浸漬したステンレス鋼の表面に形成された酸化物が除去されると、それ以上電位が低くなることなく飽和する。したがって、浸漬初期より低い電位で飽和する時点までステンレス鋼を硫酸水溶液に浸漬させると、ステンレス鋼の表面に形成された第１不動態皮膜（酸化物）を除去することができる。

図３のグラフにより、試験片が硫酸水溶液内で反応する様相が表面粗さ条件別に異なることが分かり、これにより、硫酸水溶液内で酸化膜を除去する工程条件も、粗さ条件別に異なる必要があることが分かる。したがって、本発明鋼において、１０〜２０重量％硫酸水溶液で、５０〜７５℃の温度において第１不動態皮膜を除去する適正な処理時間は、表面粗さが大きいほど処理時間が長くなる。適正な処理時間は、下記式（１）のとおりである。

９９−３．１８（１／Ｒａ）≦処理時間（ｔ、秒）≦１５３−３．１８（１／Ｒａ） −−−−−− （１）

ここで、硫酸水溶液の温度および濃度が低すぎる場合、表面の酸化膜の除去が容易でなく、逆に、高すぎる場合は、母材部の損傷を誘発し得るため、温度は５０℃〜７５℃に制限し、濃度は重量％で１０％〜２０％に制限した。また、処理時間が前記条件以下では、界面接触抵抗が高い不動態皮膜の除去が難しく、前記条件以上では、母材部の損傷および界面接触抵抗が高い不動態皮膜の形成により１０ｍΩｃｍ^２以下の接触抵抗の確保が難しい。

その後、第１不動態皮膜が除去されたステンレス鋼材を水洗した。

そして、１０〜２０重量％硝酸と１〜１０重量％フッ酸の混酸で、４０〜６０℃の温度と、表面粗さ条件に応じた処理時間とを維持して、不動態化処理工程を行うことにより、ステンレス鋼材の表面に第２不動態皮膜を形成する。

図４は、本発明の表面粗さ別の最適な第２不動態皮膜の形成を実施する例として、図３を経たステンレス鋼材を水洗した後、１５重量％硝酸と５重量％フッ酸の混酸内で、飽和カロメル電極を基準電極として、一例として、本発明鋼１２を浸漬したときの電位の変化を示すグラフである。

図４を参照すると、前記図３から導き出された最適な硫酸水溶液の浸漬条件を適用して、それぞれ異なる表面粗さ条件の試験片を水洗した後、１５重量％硝酸と５重量％フッ酸の混酸で、ステンレス鋼材の表面に第２不動態皮膜を形成した。

硝酸とフッ酸の混酸のような酸化性酸にステンレス鋼が浸漬される場合、ステンレス鋼の表面には不動態皮膜が形成される。このように、表面に不動態皮膜が形成されると、ステンレス鋼の電位は、時間が経つほど高くなる。このように、本発明によるステンレス鋼を浸漬初期より高い電位で飽和する時点まで硝酸とフッ酸の混酸に浸漬させると、ステンレス鋼の表面に第２不動態皮膜が形成される。

この過程で、発明者は、不動態化処理温度が低いほど不動態化処理に多くの時間がかかり、逆に、高すぎる場合は、表面の損傷を誘発して接触抵抗および耐食性にむしろ害を及ぼし得ることを見出した。したがって、第２不動態化処理時、１０〜２０重量％硝酸と１〜１０重量％フッ酸の混酸で、４０〜６０℃の温度において第２不動態皮膜を形成することが好ましい。そして、第２不動態皮膜の形成は、表面粗さ条件によって異なる必要があり、表面粗さが大きいほど処理時間が短くなり、下記の処理時間ｔで低い接触抵抗特性を有する分離板を製造できることを見出した。好ましい処理時間は、下記式（２）のとおりである。

１２０＋６．７３（１／Ｒａ）≦処理時間（ｔ、秒）≦１４０＋６．７３（１／Ｒａ） −−−−−− （２）

本発明では、硝酸の濃度を１０重量％〜２０重量％に制限したが、１０重量％未満では、不動態化が難しく、逆に、高すぎる場合は、接触抵抗の低減効果がない。

また、本発明では、フッ酸の濃度を１重量％〜１０重量％に制限したが、１重量％未満の場合、不動態皮膜が不安定になり得、逆に、過剰添加時には、表面の損傷を誘発して接触抵抗および耐食性にむしろ害を及ぼし得る。本発明では、処理時間が前記表面粗さ別の適正時間を超える場合、不動態皮膜が不安定になるか、不動態皮膜の厚さが過度に形成され、接触抵抗が高くなることを本発明者は知ることができた。

これにより、本発明によるステンレス鋼材は、１０ｍΩｃｍ^２以下の初期接触抵抗および燃料電池の環境条件で腐食試験後、接触抵抗値を確保することができた。特に、これらの発明鋼を化学的表面改質処理した場合、耐食性においても腐食電流密度が低く、耐溶出性が優れた特性を有することを確認することができた。耐食性については、表３で後述する。

また、実際の燃料電池分離板を作製する過程での密封部の接着過程で分離板を２５０度までさらすことができ、レーザ溶接のような分離板の溶接時の熱影響による温度上昇が発生する点、最近の高温電解質の開発による作動温度が１５０度まで上昇する点を考慮して、本発明鋼を前記開発条件下で表面改質処理した場合、接触抵抗の安定性を確認した結果、すべての開発鋼で２５０度までも１０ｍΩｃｍ^２以下の安定した結果を得た。その開発鋼１８の実施例の一例を図５に示した。

表２では、本発明による実施例として、発明鋼１２の表面粗さ条件別の各処理時間に応じた界面接触抵抗の変化を示した。

表２から明らかなように、平均表面粗さＲａが０．０５５の場合に、硝酸とフッ酸の混酸の処理時間を一定にし、硫酸の酸洗浄ステップを変更したことによる接触抵抗の変化から、本発明者は、特に硫酸の酸洗浄ステップが接触抵抗に大きい影響を与えることを見出した。そして、処理時間が長いか短いほど接触抵抗が増加することから、表面粗さ条件別の処理時間が重要な影響を及ぼすことを見出した。

発明者は、前記表１の各々の鋼に対し、１０〜２０重量％硫酸水溶液で、５０〜７５℃の温度における、適正な処理時間［９９−３．１８（１／Ｒａ）≦処理時間（ｔ、秒）≦１５３−３．１８（１／Ｒａ）］の間の第１不動態皮膜の酸洗浄ステップ後、水洗を経た。その後、１０〜２０重量％硝酸と１〜１０重量％フッ酸の混酸で、４０〜６０℃の温度において、適正な処理時間［１２０＋６．７３（１／Ｒａ）≦処理時間（ｔ、秒）≦１４０＋６．７３（１／Ｒａ）］の間に、第２不動態皮膜を形成した。この過程で、測定した接触抵抗および高分子燃料電池雰囲気中、カソード（ｃａｔｈｏｄｅ）雰囲気条件に似た条件、つまり、７０℃の１Ｍ硫酸と２ｐｐｍのフッ酸を混合した溶液で空気をバブリング（ｂｕｂｂｌｉｎｇ）しながら、飽和カロメル電極を基準電極として、０．６Ｖを９時間印加する定電位試験（ＰｏｔｅｎｔｉｏｓｔａｔｉｃＴｅｓｔ）を行った後、腐食電流密度、定電位試験後の接触抵抗、腐食溶液でＩＣＰ（ＩｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙＣｏｕｐｌｅｄＰｌａｓｍａＳｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）によってＦｅ、ＣｒおよびＮｉ溶出イオンを測定した耐食性実験の結果を表３に示した。

表３に示すように、本発明の実施例による化学的表面改質処理が施された開発鋼および表面改質処理が施された開発鋼を２００℃の温度に２０分間、大気雰囲気にさらされた分離板鋼材を１４０Ｎ／ｃｍ^２の接触圧力で接触抵抗を測定した結果、比較鋼に比べて１０ｍΩｃｍ^２以下の低い接触抵抗を有し、前述した分極実験を行った後に測定した接触抵抗においても低い接触抵抗を有する。また、分極実験後の腐食電流密度も０．１２μＡ／ｃｍ^２以下の低い値を有し、溶出イオンを測定した結果、比較鋼に比べて優れた０．０５ｍｇ／Ｌ以下のＦｅ溶出イオンのみが検出された。特に、既存の特許では、Ｍｏが必須元素となっているが、本発明では、Ｍｏを添加しない発明鋼でも優れた接触抵抗および耐溶出特性を示した。その一例として、高価なＭｏが添加されていない発明鋼１８、１９、２０、２２および２３に対しても、本発明により優れた接触抵抗および耐食性を示すことが分かった。

本発明の一実施例により前述した表面粗さ条件によって実施された２ステップの化学的表面改質後、定電位分極試験後の第２不動態皮膜に対してＸＰＳ（Ｘ−ｒａｙＰｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）分析を行った。

図６（ａ）〜図６（ｃ）は、表２の発明実施例により、初期、表面改質後、定電位分極試験後の第１および第２不動態皮膜の組成分布に対してＸＰＳ分析を行った例を示すグラフである。

図６（ａ）〜図６（ｃ）を参照すると、初期の第１不動態皮膜の厚さが約５．５ｎｍで、前述した２ステップの化学的表面改質後に生成された第２不動態皮膜の厚さは約２．２ｎｍと薄くなる。また、前述した定電位分極試験を行った後も、その厚さが約２．３ｎｍと、２ステップの化学的表面改質後と大差がないことが分かる。特に、表３の発明鋼に対する化学的表面改質後の第２不動態皮膜の厚さ範囲は２ｎｍ〜３．５ｎｍ以下と測定された。

図７（ａ）〜図７（ｃ）は、表２の発明実施例により、初期、表面改質後、定電位分極試験後の第１および第２不動態皮膜内のＣｒ／Ｆｅ酸化物の分布を示す図である。

図７（ａ）〜図７（ｃ）を参照すると、初期の第１不動態皮膜内のＣｒ／Ｆｅ酸化物の比と比較して、厚さ減少のほか、表面改質後、定電位分極試験後の第２不動態皮膜内のＣｒ／Ｆｅ酸化物の比が１ｎｍ以内の領域で１．５以上確保されることが分かる。特に、表３の発明鋼に対する化学的表面改質後のＣｒ／Ｆｅ酸化物の比に対しても、１．５ｎｍ以内の領域で１．５以上になることが分かった。

図８は、表２の発明実施例により、初期、表面改質後、定電位分極試験後の第１および第２不動態皮膜内のＣｒ（ＯＨ）_３／Ｃｒ酸化物の分布を示すグラフである。

図８から明らかなように、不動態皮膜の厚さが１ｎｍ内の領域で、初期の第１不動態皮膜のＣｒ（ＯＨ）_３／Cr酸化物の比と比較して、２ステップの表面改質後および定電位分極試験後の第２不動態皮膜内のＣｒ（ＯＨ）_３／Ｃｒ酸化物の分布が１ｎｍ内の領域で０〜０．５２の比を有することが分かる。特に、表３の発明鋼に対する２ステップの化学的表面改質後のＣｒ（ＯＨ）_３／Ｃｒ酸化物の分布も、厚さ１ｎｍ内の領域で０〜０．７の比になることが分かった。

以上の実験で、本発明の組成範囲を有するステンレス鋼の硫酸溶液での第１不動態皮膜を除去する酸洗浄ステップと、水洗後、硝酸とフッ酸の混酸溶液内での第２不動態皮膜を形成する不動態化処理ステップとを含む２ステップの化学的表面改質において、初期の表面粗さは、２ステップの化学的表面改質の処理時間などの条件を設定するのに重要な要因として作用できることを確認した。そして、このような２ステップの化学的表面改質によって処理されたステンレス鋼材の第２不動態皮膜の厚さは２ｎｍ〜４．５ｎｍ以下に形成された。また、Ｃｒ／Ｆｅ酸化物の比に対しても、厚さ１．５ｎｍ以内の領域で１．５以上になり、Ｃｒ（ＯＨ）_３／Ｃｒ酸化物の分布も、厚さ１ｎｍの領域内で０〜０．７の比であるとき、接触抵抗および耐食性の優れた鋼材を確保できることが分かった。

図９（ａ）〜図９（ｃ）は、表３の発明鋼９および１２の鋼種に対し、最適２ステップの表面改質処理によって製造されたステンレス分離板を作製した後、高分子燃料電池の単位セルに取り付けて測定した性能評価の結果を示す実施例を示す図である。

図９（ａ）〜図９（ｃ）を参照して説明すると、燃料電池の作動温度は７０℃、反応ガスの全体の圧力は１気圧に維持しており、燃料極（ａｎｏｄｅ）と空気極（ｃａｔｈｏｄｅ）に供給された水素および酸素の量は、電気化学的に消耗する量の各々の１．５倍および２倍を供給して測定した。そして、使用された膜電極集合体はＧＯＲＥ社製の膜電極集合体を用いて測定した。また、長期性能の測定は、電流密度を０．７ｍＡ／ｃｍ^２（１７．５Ａ）に維持しながら、標準条件で単位電池の電圧を測定した。

図９（ａ）に示すように、初期性能は、グラファイト（ｇｒａｐｈｉｔｅ）素材と比較してほぼ類似の性能結果を示した。そして、図９（ｂ）をみると、インピーダンス分析結果においても、オーム（ｏｈｍｉｃ）抵抗および分極抵抗の値がグラファイトに比べてほぼ類似するか、一部低い値を示した。図９（ｃ）を参照すると、６００時間の間測定された長期性能の側面では、開回路電位（ＯＣＶ：ＯｐｅｎＣｉｒｃｕｉｔＶｏｌｔａｇｅ）が一定に維持され、０．７ｍＡ／ｃｍ^２（１７．５Ａ）の一定の電流密度における電圧降下は、グラファイトに比べて同等または一部高い性能値を示すことが分かった。

つまり、本発明鋼の実施例により、多様な表面粗さ条件でもステンレス鋼の不動態皮膜の除去および再不動態化処理の制御が可能となるように表面改質条件を設定することにより、低い界面接触抵抗の確保および耐溶出性が低減した、優れた耐食性を有するようになり、高分子燃料電池の長期的な性能に優れたステンレス鋼を生産することができる。

上述した実施例では、高分子燃料電池分離板を例に挙げて説明したが、その他の多様な燃料電池分離板に適用できることはいうまでもない。

本発明の技術思想は、上記の好ましい実施例により具体的に記述されたが、上記の実施例は、それを説明するためのものであり、それを制限するためのものではないことを周知しなければならない。また、本発明の技術分野における当業者は、本発明の技術思想の範囲内で多様な実施例が可能であることを理解することができるであろう。

Claims

重量％で、Ｃ：０．０２以下、Ｎ：０．０２以下、Ｓｉ：０．４以下、Ｍｎ：０．２以下、Ｐ：０．０４以下、Ｓ：０．０２以下、Ｃｒ：２５．０〜３２．０、Ｃｕ：０〜２．０、Ｎｉ：０．８以下、Ｔｉ：０．５以下、Ｎｂ：０．５以下、残部Ｆｅおよび不可避的元素からなり、Ｍｏを添加しないステンレス鋼の表面に第２不動態皮膜が形成されたステンレス鋼の製造方法であって、
前記ステンレス鋼を光輝焼鈍あるいは焼鈍・酸洗して、表面に第１不動態皮膜を形成するステップと、
前記ステンレス鋼を、５０〜７５℃の温度で、表面粗さＲａに応じて調整される時間の間、１０〜２０重量％硫酸水溶液で酸洗浄して、第１不動態皮膜を除去するステップと、
前記ステンレス鋼を水洗するステップと、
前記ステンレス鋼を、４０〜６０℃の温度で、表面粗さＲａに応じて調整される時間の間、１０〜２０重量％硝酸と１〜１０重量％フッ酸の混酸で、不動態化処理して、前記第２不動態皮膜を形成するステップ
とを含むことを特徴とする、高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼の製造方法。
前記ステンレス鋼は、重量％で、Ｍｏ：５．０％以下をさらに含むフェライト系ステンレス鋼であることを特徴とする、請求項１に記載の高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼の製造方法。
前記ステンレス鋼は、重量％で、Ｖ：０．１〜１．５、Ｗ：０．１〜２．０、Ｌａ：０．０００５〜１．０、Ｚｒ：０．０００５〜１．０、Ｂ：０．０００５〜０．１からなる群より選択される１種または２種以上の元素がさらに含まれることを特徴とする、請求項１または２に記載の高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼の製造方法。
前記第１不動態皮膜を除去するステップにおいて、下記式による処理時間の間酸洗浄することを特徴とする、請求項１に記載の高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼の製造方法。
９９−３．１８（１／Ｒａ）≦処理時間（ｔ、秒）≦１５３−３．１８（１／Ｒａ）
前記第２不動態皮膜を形成するステップにおいて、下記式による処理時間の間不動態化処理することを特徴とする、請求項１に記載の高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼の製造方法。
１２０＋６．７３（１／Ｒａ）≦処理時間（ｔ、秒）≦１４０＋６．７３（１／Ｒａ）
前記第２不動態皮膜を形成するステップにおいて、前記第２不動態皮膜の厚さを２〜４．５ｎｍに形成することを特徴とする、請求項１に記載の高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼の製造方法。
前記第２不動態皮膜を形成するステップにおいて、前記第２不動態皮膜のＣｒ／Ｆｅ酸化物の比が、１．５ｎｍ以内の領域内で１．５以上となるようにすることを特徴とする、請求項１に記載の高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼の製造方法。
前記第２不動態皮膜を形成するステップにおいて、前記第２不動態皮膜のＣｒ（ＯＨ）_３／Ｃｒ酸化物の分布度が、１ｎｍの領域内で０〜０．７の比が確保されるようにすることを特徴とする、請求項１に記載の高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼の製造方法。
前記第１不動態皮膜の除去ステップ、水洗ステップ、および第２不動態皮膜の形成ステップは、ステンレス鋼の光輝焼鈍あるいは焼鈍・酸洗後、鋼板に実施することを特徴とする、請求項１に記載の高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼の製造方法。
前記第１不動態皮膜の除去ステップ、水洗ステップ、および第２不動態皮膜の形成ステップは、ステンレス鋼の光輝焼鈍あるいは焼鈍・酸洗後、分離板の流路成形直前に実施することを特徴とする、請求項１に記載の高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼の製造方法。
前記第１不動態皮膜の除去ステップ、水洗ステップ、および第２不動態皮膜の形成ステップは、ステンレス鋼の光輝焼鈍あるいは焼鈍・酸洗後、分離板の流路成形直後に実施することを特徴とする、請求項１に記載の高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼の製造方法。
前記ステンレス鋼の接触抵抗が、６０〜１５０℃の作動環境下で１０ｍΩｃｍ^２以下であることを特徴とする、請求項１〜１１のいずれか１項に記載の高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼の製造方法。
重量％で、Ｃ：０．０２以下、Ｎ：０．０２以下、Ｓｉ：０．４以下、Ｍｎ：０．２以下、Ｐ：０．０４以下、Ｓ：０．０２以下、Ｃｒ：２５．０〜３２．０、Ｃｕ：０〜２．０、Ｎｉ：０．８以下、Ｔｉ：０．５以下、Ｎｂ：０．５以下、残部Ｆｅおよび不可避的元素からなることを特徴とする、高分子燃料電池用ステンレス鋼。
前記ステンレス鋼は、重量％で、Ｍｏ：５．０以下をさらに含むフェライト系ステンレス鋼であることを特徴とする、請求項１３に記載の高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼。
前記ステンレス鋼表面の不動態皮膜の厚さが２〜４．５ｎｍに形成され、Ｃｒ／Ｆｅ酸化物の比が１．５ｎｍ以内の領域内で１．５以上であり、Ｃｒ（ＯＨ）_３／Ｃｒ酸化物の分布度が１ｎｍの領域内で０〜０．７の比が確保されることを特徴とする、請求項１３または１４に記載の高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼。
前記ステンレス鋼は、重量％で、Ｖ：０．１〜１．５、Ｗ：０．１〜２．０、Ｌａ：０．０００５〜１．０、Ｚｒ：０．０００５〜１．０、Ｂ：０．０００５〜０．１からなる群より選択される１種または２種以上の元素がさらに含まれることを特徴とする、請求項１３または１４に記載の高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼。
前記ステンレス鋼の接触抵抗が、６０〜１５０℃の作動環境下で１０ｍΩｃｍ^２以下であることを特徴とする、請求項１３〜１６のいずれか１項に記載の高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼。