JP2020111805A - ステンレス鋼板、燃料電池用セパレータ、燃料電池セル、及び燃料電池スタック - Google Patents

Abstract

【課題】優れた耐食性、低接触抵抗、及び優れたプレス加工性を有し、表面に形成する導電層との密着性の高いステンレス鋼板の提供。【解決手段】質量％で、Ｃｒ：２０〜２６％、Ｎ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下等を含み、厚みが３０〜１１０μｍであり、オーステナイト相の占める割合が８０体積％以上であり、オーステナイト結晶粒の平均結晶粒径が、鋼板の厚みの２分の１以下であり、表層に析出したＣｒ窒化物を有し、グロー放電発光分光分析によって得られるＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量が下記の式（１）及び（２）を満たし、Ｃｏ−Ｋα線を線源とするθ−２θ法によるＸ線回折分析で、オーステナイト相の各結晶面のピーク強度が、下記の式（３）及び（４）を満たすステンレス鋼板。０．１≦Ｃｒ／Ｆｅ≦０．５（１）、Ｃｒ／Ｎ≦１．８（２）、２．２／（Ｉ（１１１）／Ｉ（２００））≦３．２（３）、４．５／（Ｉ（１１１）／Ｉ（２２０））≦１６（４）【選択図】なし

Description

本発明は、ステンレス鋼板、燃料電池用セパレータ、燃料電池セル、及び燃料電池スタックに関する。

導電性を有する材料として、金属系材料は、様々な用途に使用されている。そのような用途のひとつとして、例えば、燃料電池のセパレータを挙げることができる。燃料電池は、水素と酸素との結合反応の際に発生するエネルギーを利用して発電する。そのため、省エネルギーと環境対策の両面から期待されている。燃料電池は、電解質の種類によって、固体酸化物形、溶融炭酸塩形、りん酸形、及び固体高分子形等に分類される。固体高分子形燃料電池は、出力密度が高く小型化が可能である。また他のタイプの燃料電池よりも低温で作動し、起動・停止が容易である。このことから、電気自動車や家庭用の小型コジェネレーションへの利用が期待されている。

例えば、固体高分子形燃料電池用セパレータ（以下、単に「セパレータ」という場合がある。）に求められる主な機能は、次のとおりである。
（１）燃料ガス、酸化性ガスを電極面内に均一に供給する”流路”としての機能、
（２）カソード側で生成した水を、反応後の空気、酸素といったキャリアガスとともに燃料電池から効率的に排出する”流路”としての機能、
（３）電極膜と接触して電気の通り道となり、さらに単セル間の電気的”コネクタ”となる機能、
（４）隣接するセル間で、一方のセルのアノード室と隣接する、他方のセルのカソード室との間の”隔壁”としての機能、及び
（５）水冷型燃料電池では、冷却水流路と隣接するセルとの”隔壁”としての機能。

このような機能が求められるセパレータの基材材料としては、大きく分けて金属系材料とカーボン系材料とがある。

金属系材料としては、ステンレス鋼、チタン、炭素鋼等が挙げられる。金属系材料によるセパレータ（以下「金属セパレータ」という。）は、プレス加工等により製造される。金属セパレータは、金属特有の優れた加工性を有するため、厚みを薄くすることができ、軽量化が計れる等の利点を有する。一方、腐食による金属イオンの溶出や金属表面の酸化によって電気伝導性が低下する懸念がある。このため、金属セパレータは、ガス拡散層との接触抵抗が上昇する可能性があることが問題となっている。

セパレータが曝される環境は非常に過酷である。電池の作動温度は常温から８０℃以上まで変動し、発電時にはセパレータに電位がかかる。その電位範囲はアノード、カソードのそれぞれで異なるが、約０〜約１Ｖ ｖｓ ＳＨＥに及ぶ。セパレータは加湿された環境で使用されるので、表面処理や合金設計により、有害な金属イオンの溶出を低減したり、孔食等の腐食発生を抑制したりすることが求められる。

上記の問題を解決する手段として、特開２００４−２９６３８１号公報では、金属セパレータの電極と接する表面に金めっきを施すことが提案されている。

特許第５１２０７９９号公報には、Ｎ含有量が１．００質量％を超え２．００質量％以下のオーステナイト系ステンレス鋼を基材としたセパレータが開示されている。

特許第３６６７６７９号公報には、燃料電池の燃料極に対向する表面にＴｉＮ等の導電性セラミック層が形成された燃料電池用ステンレス鋼製セパレータが開示されている。

特開２０１０−４９９８０号公報には、ステンレス鋼からなる基材の表面を窒化処理することにより得られ、基材の表面から深さ方向に連続して存在する窒化層を備える燃料電池用セパレータが開示されている。

特開２００６−３１６３３８号公報には、質量％で、Ｃｒ：１８〜２４％、Ｍｏ：０〜４％を含むフェライト系ステンレス鋼を、窒素ガスを含む不活性ガスと８００℃以上で接触させて窒素吸収処理を行う、ステンレス鋼製製品の製造方法が記載されている。

国際公開２０１３／０１８３２２号には、ステンレス鋼板に電解処理及び酸洗溶液に浸漬する酸処理を行い、表面に微細凹凸を付与することで、接触抵抗を安定化させることが記載されている。

特許第６３１５１５８号公報には、Ｎｉ含有量の少ないＦｅ−Ｃｒ系ステンレス鋼を鋼板にした後、窒素を吸収させて組織をオーステナイト相化することにより、Ｍｏ等の高価な原料を用いなくても、耐食性を向上させ、また良好なプレス加工性を確保できることが記載されている。

特開２００４−２９６３８１号公報 特許第５１２０７９９号公報 特許第３６６７６７９号公報 特開２０１０−４９９８０号公報 特開２００６−３１６３３８号公報 国際公開２０１３／０１８３２２号 特許第６３１５１５８号公報

特開２００４−２９６３８１号公報では、ステンレス表面に金めっきを施す。しかし、金は希少かつ高価な金属であるため、経済性や資源量制限の観点から問題がある。

特許第５１２０７９９号公報では、窒素１気圧以上に加圧する加圧ＥＳＲ（エレクトロ・スラグ・リメルティング）法を用いて鋼を溶製し、鋳塊（スラブ）の段階で高Ｎ含有ステンレス鋼にする。高Ｎ含有ステンレス鋼は、強度が高く強加工が必須のため、薄板化が困難である。特にセパレータ用鋼板として好ましいとされる１００μｍ前後の厚みの実現は非常に困難である。特許第５１２０７９９号公報では、５ｍｍ厚の板材を機械切削加工することによってセパレータ形状に加工をしている。

高強度・難加工の高強度ステンレス鋼のスラブ又は厚板から機械切削加工でセパレータを製造する方法は、量産性に乏しく、経済的な製造方法ではない。また、仮に冷間圧延によって薄肉の鋼板が得られた場合であっても、冷間圧延で生じた加工歪みを解放するための焼鈍過程で窒化物が析出して延性が低下する。そのため、得られた鋼板をプレス成形によってセパレータ形状へ加工することは困難である。

接触抵抗に関しては、特許第３６６７６７９号公報や特開２０１０−４９９８０号公報に記載の技術のように、ステンレス鋼板の表面に後工程で導電性の窒化物層を形成することが提案されている。しかし、高コストのプロセスである蒸着法やプラズマ窒化処理がなされており、生産性に課題がある。

さらに、燃料電池の運転状態（低出力負荷の状態）では、セパレータが、ステンレス鋼の過不動態腐食が起こる可能性のある高電位に曝されることがある。過不動態腐食は、不動態皮膜を構成するＣｒ_２Ｏ_３が、次式の反応によって溶解することで生じる。
Ｃｒ_２Ｏ_３＋５Ｈ_２Ｏ→２ＨＣｒＯ_４ ⁻＋８Ｈ^＋＋６ｅ⁻

過不動態腐食を低減するには、ステンレス鋼にＳｉを含有させることが効果的である。一方、Ｓｉはステンレス鋼の加工性を劣化させることに加え、多量に含有させるとステンレス鋼をオーステナイト化させることが困難になる。そのため、精密加工が必要なセパレータや、組織をオーステナイト化させて高耐食化を図るセパレータでは、Ｓｉ含有量を高くして過不動態腐食を低減することは困難である。

特開２００６−３１６３３８号公報では、１８〜２４％Ｃｒを含有するフェライト系ステンレス鋼を、窒素を含有する高温のガス雰囲気で窒素吸収させる処理方法が記載されている。しかし、表面の接触抵抗を低減させる方法の開示がない。また、厚さを薄くしていくと加工性が悪くなるが、その対策も開示されていない。

特許第６３１５１５８号公報に記載されたステンレス鋼板は、２０〜２６％Ｃｒを含有するフェライト系ステンレス鋼に窒素を吸収させた後、表面を酸洗して導電性の窒化物を露出させることで、ガス拡散層との接触抵抗を低減させている。しかし、このステンレス鋼板を用いたセパレータは、繰り返し荷重を負荷することにより、ガス拡散層に使用されるカーボンペーパーとの接触抵抗が上昇する場合がある。

本発明の目的は、優れた耐食性、低接触抵抗、及び優れたプレス加工性を有し、さらに、表面に形成する導電層との密着性の高いステンレス鋼板を提供することである。

ここに開示するステンレス鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃｒ：２０〜２６％、Ｎ：０．６〜２．０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｃ：０．０４０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｃａ：５０ｐｐｍ未満、ｓｏｌ．Ａｌ：３００ｐｐｍ未満、残部：Ｆｅ及び不純物であり、前記ステンレス鋼板は、３０〜１１０μｍの厚みを有し、ミクロ組織が、オーステナイト相の占める割合が８０体積％以上の組織であり、オーステナイト結晶粒の平均結晶粒径が、前記ステンレス鋼板の厚みの２分の１以下であり、前記ステンレス鋼板は、表層に析出したＣｒ窒化物を有し、前記ステンレス鋼板の表面からのグロー放電発光分光分析によって得られるＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量が、スパッタ深さ０〜０．０５μｍの範囲の深さ方向分析において、下記の式（１）及び式（２）を満たし、前記ステンレス鋼板の表層について、Ｃｏ−Ｋα線を線源とするθ−２θ法によるＸ線回折分析で、オーステナイト相の各結晶面のピーク強度が、下記の式（３）及び式（４）を満たす。
０．１≦Ｃｒ／Ｆｅ≦０．５ （１）
Ｃｒ／Ｎ≦１．８ （２）
２．２／（Ｉ（１１１）／Ｉ（２００））≦３．２ （３）
４．５／（Ｉ（１１１）／Ｉ（２２０））≦１６ （４）
式（１）及び式（２）のＣｒ、Ｆｅ、及びＮには、前記ステンレス鋼板の表面からのグロー放電発光分光分析によって得られるＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量が原子％で代入される。式（３）及び式（４）において、Ｉ（１１１）、Ｉ（２００）及びＩ（２２０）はそれぞれ、オーステナイト相の（１１１）面、（２００）面及び（２２０）面の回折線のピーク強度を表す。

本発明によれば、優れた耐食性、低接触抵抗、及び優れたプレス加工性を有し、さらに、表面に形成する導電層との密着性の高いステンレス鋼板が得られる。

図１は、本発明の一実施形態によるステンレス鋼板の製造方法の一例を示すフロー図である。 図２は、本実施形態で得られた鋼板の断面顕微鏡写真である。 図３は、酸洗工程後の鋼板の表面のＳＥＭ像である。 図４は、酸洗工程後の鋼板の断面のＴＥＭ像（明視野）である。 図５は、燃料電池セルの一例を示す分解斜視図である。 図６は、複数のセルの集合体である燃料電池の斜視図である。 図７は、接触抵抗の測定に用いた装置の模式図である。

本発明者らは、種々の検討を行い、下記の知見を得た。

（１）特許第６３１５１５８号公報に記載されたステンレス鋼板は、２０〜２６％Ｃｒを含有するフェライト系ステンレス鋼に窒素を吸収させた後、表面を酸洗して導電性の窒化物を露出させることで、ガス拡散層との接触抵抗を低減させている。しかし、このステンレス鋼板を用いたセパレータは、繰り返し荷重を負荷することにより、ガス拡散層に使用されるカーボンペーパーとの接触抵抗が上昇する場合がある。

（２）繰り返し荷重による接触抵抗の上昇を抑制するには、ステンレス鋼板の表面に導電性の炭素質材を含む導電層を形成することが有効である。導電層を形成する場合、ステンレス鋼板を従来よりもさらに薄くする必要がある。また、導電層とステンレス鋼板との密着性を高くする必要がある。

（３）上述したステンレス鋼板は、表面に板状のＣｒ窒化物が析出している。このＣｒ窒化物が一定方向に向いているかランダムな方向に向いているかによって密着性は異なり、ランダムな方向を向いている方が、アンカー効果が有効に働き、密着性が高くなる。Ｃｒ窒化物は基材のオーステナイト相の組織の配向と対応しており、オーステナイト相が強く配向しているとＣｒ窒化物の方向も揃ってしまうため、密着性が低くなる。オーステナイト相の配向が低い方が、板状組織の方向がランダムになり、密着性が高くなる。

本発明者らはさらに、ステンレス鋼板の製造条件について詳細に検討した。その結果、（４）窒素吸収のための焼鈍工程の直前の冷間圧延の圧延率、より具体的には、冷間圧延工程中の最後の中間焼鈍から最終の冷間圧延後の板厚までの圧延率（冷間圧延工程中に中間焼鈍がない場合は、熱間圧延後から最終の冷間圧延後の板厚までの圧延率）を一定以上に大きくすることで、窒素吸収後のオーステナイト相の配向度を低くできることを見出した。

以上の知見に基づいて、本発明は完成された。以下、本発明の一実施形態によるステンレス鋼板、燃料電池用セパレータ、燃料電池セル及び燃料電池スタックを詳述する。

［ステンレス鋼板］
［化学組成］
本発明の一実施形態によるステンレス鋼板は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、特に他に断りの無い限り、質量％を意味する。

Ｃｒ：２０〜２６％
クロム（Ｃｒ）は、ステンレス鋼の表面でＣｒ_２Ｏ_３不動態皮膜を形成して耐食性を向上させる作用を有する。Ｃｒ含有量の下限は２０％とする。２０％未満では、窒素吸収によりオーステナイト相化させた組織にマルテンサイト相が多く含まれる可能性がある。一方、Ｃｒ含有量の増加にしたがって、変形抵抗は高くなる。Ｃｒ含有量の上限を２６％とするのは、工業的な製造プロセスの冷間圧延等で３０μｍ程度までの薄い板厚の鋼板の安定製造性を担保するためである。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは２３％である。２３％未満では、強加工を行うと加工誘起マルテンサイト相が生成する可能性がある。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは２５％である。これは、より安定した製造性（特に板厚の薄い鋼板の平坦性）を担保するためである。

Ｎ：０．６〜２．０％
窒素（Ｎ）は、ステンレス鋼中で窒化物を生成しない範囲で添加することで、耐食性を向上させる作用を有する。また、ステンレス鋼のオーステナイト化を促進する元素でもある。Ｎ含有量の下限は、０．６％である。これは、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎ系でオーステナイト相を得るために必要な最低窒素量を確保するためである。Ｎ含有量の上限は２．０％である。これは、結晶粒内にＣｒ_２ＮやＣｒＮのような窒化物の生成を抑制するためである。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．８％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは１．６％である。

Ｓｉ：２．０％以下
シリコン（Ｓｉ）は、添加しなくてもよい。Ｓｉは、ステンレス鋼の加工性を劣化させる元素であることから、通常は積極的に添加する元素ではない。一方、濃厚硝酸等のような強酸化性の環境で使用する場合には、添加することがある。Ｓｉは、ステンレス鋼が過不動態腐食環境に曝されると表面でＳｉＯ_２を生成し、Ｃｒ_２Ｏ_３不動態皮膜を被覆して保護する作用を発揮する。そのため、過不動態腐食が特に懸念される環境に曝される可能性がある場合には添加してもよい。添加する場合であっても、Ｓｉ含有量の上限は２．０％とする。Ｓｉ含有量が２．０％を超えると、加工性の劣化や、製造中に脆いσ相が析出しやすくなり、鋼板への加工工程で割れが発生する場合や、平坦性が悪くプレス加工に適さない形状になる場合がある。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは１．５％である。

Ｃ：０．０４０％以下
炭素（Ｃ）は、添加しなくてもよい。Ｃは、固溶強化元素であり、ステンレス鋼の強度向上に寄与する。しかし、本実施形態のステンレス鋼板ではＮを一定量以上含有させるため、Ｎによる固溶強化が十分であり、強度のためにＣを添加する必要はない。Ｃ含有量が多くなると、製造過程で炭化物が多数生成され、これら炭化物が破壊の起点となって、鋼の成形性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．０４０％以下とする。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．０３０％である。

Ｐ：０．０３０％以下
リン（Ｐ）は、不純物である。Ｐは凝固時に粒界に偏析し、凝固割れ感受性を高める。したがって、Ｐ含有量はできるだけ低い方が好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。

Ｓ：０．０３０％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物である。Ｓは凝固時に粒界に偏析し、凝固割れ感受性を高める。したがって、Ｓ含有量はできるだけ低い方が好ましい。そのため、Ｓ含有量は０．０３０％以下とする。

Ｍｎ：１．５％以下
マンガン（Ｍｎ）は、添加しなくてもよい。Ｍｎは、Ｓによる熱間加工性の低下を抑制する。Ｍｎはさらに、ステンレス鋼を脱酸する。しかし、Ｍｎ含有量が多くなると、σ相等の金属間化合物相の析出が促進される。σ相の析出によって組織安定性が低下するとともに、ステンレス鋼の靱性及び延性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は１．５％以下とする。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは０．５％である。

Ｃｕ：０．５０％以下
銅（Ｃｕ）は、添加しなくてもよい。Ｃｕは粒界に偏析しやすく、また、オーステナイト安定化元素である。Ｃｕ含有量が多くなると、鋳造時の凝固中にフェライト生成が抑制され、凝固割れ感受性が高まる。また、Ｃｕ含有量が多いと、熱間加工性が低下する恐れがある。そのため、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。

Ｍｏ：０．５０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は、添加しなくてもよい。Ｍｏは、ステンレス鋼の耐食性を高める効果を有する。しかし、Ｍｏはレアメタルに分類される高価な元素であり、経済性に優れた材料を提供するうえでは好ましくない。また、Ｍｏ含有量が多くなると、オーステナイト相を主とする組織が得られない場合がある。そのため、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは０．３０％である。

Ｎｉ：０．１０％以下
ニッケル（Ｎｉ）は、添加しなくてもよい。Ｎｉは、ステンレス鋼のオーステナイト化を促進する元素である。しかし、Ｎｉはレアメタルに属する元素であり、経済性に優れた材料を提供するうえで好ましくない。また、Ｎｉイオンが溶出することによって、白金触媒と高分子電解質膜との界面での酸素還元反応速度を低下させる恐れがある。そのため、Ｎｉ含有量は０．１０％以下とする。

Ｃａ：５０ｐｐｍ未満
カルシウム（Ｃａ）は、不純物である。ステンレス鋼の腐食の起点になりうる非金属介在物としては、一般にＣａＳやＭｎＳが知られている。腐食起点となるＣａＳを多量に生成させないために、Ｃａ含有量は５０ｐｐｍ未満とする。

ｓｏｌ．Ａｌ：３００ｐｐｍ未満
アルミニウム（Ａｌ）は、添加しなくてもよい。Ａｌは、ステンレス鋼を脱酸する。しかし、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼の清浄度が低下し、ステンレス鋼の加工性及び延性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は、３００ｐｐｍ未満である。なお、本明細書において、Ａｌ含有量は酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。

本実施形態によるステンレス鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入される元素、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。

［板厚］
本実施形態によるステンレス鋼板は、３０〜１１０μｍの厚みを有する。厚みは、平均厚みとする。

板厚の下限を３０μｍとするのは、板厚が３０μｍ未満であると、形状を良好に保ったまま経済的に圧延によって製造することが困難になることに加えて、介在物等により貫通ピット等の欠陥の生じる恐れが高くなるためである。セパレータは隔壁でもあるので、貫通ピットは許されない。板厚の下限は、好ましくは５０μｍである。

板厚の上限を１１０μｍとするのは、ステンレス鋼板の上に導電層を設けた場合に厚くなりすぎないようにするためである。板厚の上限は、好ましくは１００μｍである。

［組織及びオーステナイト結晶粒の平均粒径］
本実施形態によるステンレス鋼板の組織は、オーステナイト相を主とする。具体的には、フェライト相、マルテンサイト相等のオーステナイト相以外の鉄の相、及びＣｒ_２ＮやＣｒＮ等の化合物相の割合が低く、Ｘ線回折（ＸＲＤ）で検出可能なすべての相に対するオーステナイト相の占める割合（以下「γ相分率」という。）が８０体積％以上である。γ相分率は、好ましくは９０体積％以上であり、理想的には１００体積％（組織がオーステナイト単相）である。γ相分率を高くすることによって、良好なプレス加工性（延性）が得られる。

本実施形態によるステンレス鋼板は、オーステナイト結晶粒の平均粒径（以下「γ粒径」という。）が、ステンレス鋼板の厚みの２分の１以下である。γ粒径が粗大になると、良好なプレス加工性が得られなくなる恐れがある。例えば、板厚方向に１つの結晶粒というような場合、プレス加工時の均一な変形が得られず、プレス加工性が不良となる。

γ粒径は、以下のように測定する。倍率が分かっているミクロ組織写真の上に所定長さの線を引く。線の上に乗っているオーステナイト結晶粒の数を数える。線の両端の結晶粒は１／２に数える。線長を線がまたぐ結晶粒の個数で除したものを、そのミクロ組織写真におけるオーステナイト結晶粒の粒径とする。倍率２００倍のミクロ組織写真をＬ断面５枚、Ｔ断面５枚撮影し、合計１０枚のミクロ組織写真について上述の方法でオーステナイト結晶粒の粒径を測定し、その平均値をγ粒径とする。

［表面近傍のＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量］
本実施形態によるステンレス鋼板は、表面からのグロー放電発光分光分析によって得られるＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量が、スパッタ深さ０〜０．０５μｍの範囲の深さ方向分析において、下記の式（１）及び式（２）を満たす。
０．１≦Ｃｒ／Ｆｅ≦０．５ （１）
Ｃｒ／Ｎ≦１．８ （２）
式（１）及び式（２）のＣｒ、Ｆｅ、及びＮには、ステンレス鋼板の表面からのグロー放電発光分光分析によって得られるＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量が原子％で代入される。

ここで、「スパッタ深さ０〜０．０５μｍの範囲の深さ方向分析において、下記の式（１）及び式（２）を満たす」とは、０〜０．０５μｍの範囲のすべての測定点において、式（１）及び式（２）が満たされることを意味する。０〜０．０５μｍは、セパレータの接触抵抗及び耐食性に直接影響する部分である。以下、表面から０〜０．０５μｍの領域を「表面近傍」と呼ぶ。

表面近傍のＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量の分布は、グロー放電発光分光分析（ＧＤ−ＯＥＳ；Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ−Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて、表面から深さ方向にスパッタリングしながら分析して求める。グロー放電発光分光分析は例えば、堀場製作所製、マーカス型高周波グロー放電発光分析装置（ＧＤ−Ｐｒｏｆｉｌｅｒ２）を用いることができる。得られた深さ方向の各元素の分布を原子比に換算して、Ｃｒ／Ｆｅ及びＣｒ／Ｎをそれぞれ算出する。

式（１）のＣｒ／Ｆｅは、Ｃｒ濃化の指標である。表面近傍のＣｒ／Ｆｅがステンレス鋼板のバルクの組成における値（０．２６〜０．３９）よりも大きいことは、表面近傍がＣｒリッチであることを意味する。表面近傍のＣｒ／Ｆｅが大きすぎても小さすぎても、良好な耐食性が得られない。そのため、表面近傍のＣｒ／Ｆｅは、０．１〜０．５とする。表面近傍のＣｒ／Ｆｅの下限は、好ましくは０．２である。表面近傍のＣｒ／Ｆｅの上限は、好ましくは０．４である。

式（２）のＣｒ／Ｎは、ＣｒＮとＣｒ_２Ｎとの比を示す指標である。表面近傍に存在するＣｒ_２Ｎが多いほど、Ｃｒ／Ｎは大きくなる。ＣｒＮが耐食性に優れるのに対し、Ｃｒ_２Ｎは耐食性が劣るため、Ｃｒ_２Ｎは少ない方が好ましい。そのため、表面近傍のＣｒ／Ｎは、１．８以下とする。表面近傍のＣｒ／Ｎは、好ましくは１．５以下である。

［オーステナイト相の結晶配向］
本実施形態によるステンレス鋼板は、その表層について、Ｃｏ−Ｋα線を線源とするθ−２θ法によるＸ線回折分析で、オーステナイト相の各結晶面のピーク強度が、下記の式（３）及び式（４）を満たす。
２．２／（Ｉ（１１１）／Ｉ（２００））≦３．２ （３）
４．５／（Ｉ（１１１）／Ｉ（２２０））≦１６ （４）
ここで、Ｉ（１１１）、Ｉ（２００）及びＩ（２２０）はそれぞれ、オースナイト相の（１１１）面、（２００）面及び（２２０）面による回折線のピーク強度を表す。

本実施形態によるステンレス鋼板は、式（３）及び式（４）を満たすことで、その表面に導電層を形成させたときの密着性を向上させることができる。式（３）及び式（４）を満たすことによって良好な密着性が得られるメカニズムは、次のように推測される。

本実施形態によるステンレス鋼板では、後述するとおり、窒素吸収させた鋼板の表面を酸洗することによって地鉄を溶削し、板状で耐食性のＣｒ_２ＮやＣｒＮ等のＣｒ窒化物を露出させる。この上に導電層を形成すると、導電層の構成材がＣｒ窒化物の間に侵入し、また、Ｃｒ窒化物が導電層に食い込む。これによってステンレス鋼板と導電層との間の導電性が向上するとともに、接触面積の向上とアンカー効果とによって密着性が向上する。

この密着性向上効果は、アンカー効果を担う板状のＣｒ窒化物がランダムな方向に突出している方が高い。なぜなら、板状のＣｒ窒化物の長手方向に引き抜くように剥離させる場合より、長手方向と垂直な方向や角度を持った方向に剥離させる場合の方が、引き抜きに対する抵抗が大きいからである。すなわち、一様に揃った方向にＣｒ窒化物が突出している場合には、その突出方向に平行な方向の剥離にはアンカー効果が働きにくく、密着性向上効果が限定される。これに対し、ランダムな方向にＣｒ窒化物が突出していれば、どのような方向に剥離させる場合であっても、いずれかの方向のＣｒ窒化物が強力にアンカー効果を発揮し、密着性向上効果が最大限に発揮される。

Ｃｒ窒化物は、地鉄の結晶方位と一定の方位関係を持って析出するため、地鉄の結晶方位のランダムさを計測することで、Ｃｒ窒化物の方位のランダムさを間接的に知ることができる。Ｃｒ窒化物は、基材表面の限られた深さ（〜μｍオーダー）にのみ存在するため、ＳＥＭやＴＥＭ等のμｍオーダーの限られた視野での観察・測定でそのランダムさを見積もる必要がある。一方、地鉄の方位のランダムさは、粉末Ｘ線回折測定法、すなわち、地鉄の表面に対するθ−２θ法でのＸ線回折測定による代表的な回折強度の強度比により見積もることができる。すなわち、対象材のθ−２θ法で測定したＸ線回折線強度の比を、ランダムな結晶方位の場合の強度比と比較することで、結晶の配向がランダムに近いか遠いかを判定することができる。Ｘ線回折測定では、ｍｍ〜ｃｍオーダーの比較的広い範囲の面積の平均情報を得ることができ、かつ非破壊・定量的である。

結晶方位が完全にランダムな状態（ランダム方位）のオーステナイト多結晶に対するＸ線回折強度は、計算によれば、Ｉ（１１１）／Ｉ（２００）が２．２、Ｉ（１１１）／Ｉ（２２０）が４．５となる。ここで、Ｉ（１１１）はオーステナイト相の（１１１）面からの回折強度で、Ｉ（２００）はオーステナイト相の（２００）面からの回折強度、Ｉ（２２０）はオーステナイト相の（２２０）面からの回折強度である。測定値の強度比が計算値からあまりに大きく乖離している場合には、結晶方位が揃いすぎており、Ｃｒ窒化物のアンカー効果が弱まり、導電層との密着性が低下する。

式（３）も式（４）も左辺が１に近いほどランダム方位に近いが、板材においては、板表面に垂直な方向に（１１１）面が配向しやすい傾向があり、式（３）も式（４）も１より大きいのが一般的である。ここで、それぞれの値と密着性との関係を調べると、式（３）の左辺（２．２／（Ｉ（１１１）／Ｉ（２００）））が３．２を超えるか、又は、式（４）の左辺（４．５／（Ｉ（１１１）／Ｉ（２２０）））が１６を超えると、導電層との密着性が不十分になる。

式（３）の左辺の上限は、好ましくは２．９であり、より好ましくは２．７である。式（３）の下限は、好ましくは、ランダム方位からの乖離程度として計算上は０．３程度と考えられる。

式（４）の左辺の上限は、好ましくは１５であり、より好ましくは１２である。式（４）の左辺の下限は、好ましくは、ランダム方位からの乖離程度として計算上は０．０６程度と考えられる。

Ｉ（１１１）、Ｉ（２００）及びＩ（２２０）は、以下の方法で測定することができる。

ステンレス鋼板から、２０ｍｍ×２０ｍｍ×板厚程度の大きさのサンプルを採取する。サンプルの大きさは、測定装置の純正のアダプタがあれば、そのサイズに揃えてもよい。θ−２θ法による粉末Ｘ線回折法の測定が可能なＸ線回折装置を用い、ＣｏをターゲットとするＸ線管球又は回転対陰極を線源として用いる。サンプルを測定面内で回転し、面内の配向を平均化する機構があれば、これを用いる。例えば、加速電圧３０ｋＶで１００ｍＡの電子線照射による励起で、２θ＝４０〜１００°の範囲を０．０２°間隔でステップスキャンし、各点１秒の固定時間で測定する。測定データは１９点の放物線フィルタで平滑化する。平滑化したデータに対して、ピーク強度閾値を２０ｃｐｓ、ピーク幅閾値を０．１°として、二次微分法でピーク検出を行う。ピーク位置は重心角度とする。

オーステナイト相の（１１１）面の回折角度は窒素を吸収していない標準サンプルでは５０．９４°であるが、窒素吸収により格子間隔が広がるため回折角度は低角にシフトし、本実施形態のステンレス鋼板では５０．４〜５０．９４°の範囲にピークを持つ。同様に（２００）面は５８〜６０°、（２２０）面は８８〜８９．６°の範囲にピークを持つ。回折強度は、ピーク強度からバックグランド強度を引いた値とする。

［機械的特性］
本実施形態によるステンレス鋼板は、良好なプレス加工性を有する。本実施形態によるステンレス鋼板は、好ましくは、引張試験による伸び（破断伸び）が１５％以上であり、より好ましくは２０％以上である。ここで、引張試験は、ＡＳＴＭ Ａ３７０に準拠し、１×１０^−３／秒の歪速度で行う引張試験をいう。

［導電性の炭素質材を含む導電層］
本実施形態によるステンレス鋼板は、少なくとも一方の面に、導電性の炭素質材を含む導電層を備えることができる。これにより、ガス拡散層との接触抵抗がより低くなる。

導電性の炭素質材は、黒鉛（グラファイト）、並びにアセチレンブラック及びケッチェンブラック等のカーボンブラック等が挙げられる。ケッチェンブラックとしては、例えば、ライオン株式会社製ケッチェンブラックＥＣ、ケッチェンブラックＥＣ６００ＪＤ、カーボンＥＣＰ、カーボンＥＣＰ６００ＪＤ等の市販品を使用することができる。アセチレンブラックとしては電気化学工業社製デンカブラック（登録商標）が挙げられる。

導電層が黒鉛を含むことは、例えば、導電層のラマンスペクトルが黒鉛のピークを示すことにより確認できる。具体的には、導電層についてラマン分光法によって、Ｄバンド及びＧバンドのピークが得られ、かつＧバンドの半価幅が１００ｃｍ^−１以下である場合に、導電層は黒鉛を十分に含むと判断することができる。Ｇバンドの半価幅が１００ｃｍ^−１を超える場合には、導電層は黒鉛を十分位含まないと判断することができる。

導電層は、マトリックス樹脂中に炭素質材を分散して有する炭素−樹脂複合層であってもよい。

炭素−樹脂複合層は、炭素質材と熱可塑性樹脂又は熱硬化性樹脂からなるマトリックス樹脂とを含む。炭素−樹脂複合層は、炭素質材（Ｃ）とマトリックス樹脂（Ｒ）との体積比（Ｃ／Ｒ）が、６／４〜９／１であることが好ましい。体積比（Ｃ／Ｒ）が６／４よりも小さいと導電性が低下する場合があり、９／１よりも大きいと柔軟性、可撓性及び耐食性に劣る場合がある。

炭素−樹脂複合層の厚さは、好ましくは０．０２〜５．０ｍｍである。厚さが０．０２ｍｍよりも薄いと、炭素−樹脂複合層の僅かなクラックから腐食が始まる場合があり、５．０ｍｍよいも厚いと可撓性に悪影響を及ぼす場合がある。炭素−樹脂複合層の厚さは、より好ましくは０．０５〜２．０ｍｍである。

炭素−樹脂複合層を形成する炭素質材は、これに限定されないが、天然黒鉛、人造黒鉛、膨張黒鉛、膨張化黒鉛、鱗片状黒鉛、及び球状黒鉛等の粉末の１種又は２種以上の混合物を用いることができる。可撓性及び導電性の観点から、膨張黒鉛又は膨張化黒鉛の粉末を含むことが好ましい。

炭素−樹脂複合層を形成するマトリックス樹脂は、熱可塑性樹脂であってもよく、熱硬化性樹脂であってもよい。

熱可塑性樹脂としては、これに限定されないが、ポリプロピレン樹脂（ＰＰ）、ポリエチレン樹脂（ＰＥ）、ポリアミド樹脂（ＰＡ）、ポリフェニレンスルフィド樹脂（ＰＰＳ）、ポリメチルペンテン樹脂（ＰＭＰ）、ポリエーテルエーテルケトン樹脂（ＰＥＥＫ）、ポリフェニレンエーテル樹脂（ＰＰＥ）、液晶ポリマー樹脂（ＬＣＰ）、ポリアミドイミド樹脂（ＰＡＩ）、ポリスルホン樹脂（ＰＳＵ）、ポリエチレンテレフタレート樹脂（ＰＥＴ）及びポリブチレンテレフタレート樹脂（ＰＢＴ）の１種又は２種以上の混合物を用いることができる。

ＰＰ、ＰＥ、ＰＭＰ等のポリオレフィン樹脂については、当該ポリオレフィン樹脂の一部又は全部が不飽和カルボン酸又はその誘導体によってグラフト変性された変性ポリオレフィン樹脂を使用することが好ましい。このような変性ポリオレフィン樹脂を使用することにより、可撓性の向上や、ステンレス鋼板との密着性の向上が期待でき、それによって接触抵抗の低下も期待できる。

熱硬化性樹脂としては、これに限定されないが、フェノール樹脂及びエポキシ樹脂の１種又は２種の混合物を用いることができる。

［接着剤層］
本実施形態によるステンレス鋼板は、ステンレス鋼板の表面と導電層との間に、接着剤層をさらに備えていてもよい。

接着剤層を形成する接着剤組成物は、これに限定されないが、接着性ポリオレフィン樹脂を含む接着剤組成物（例えば、三井化学株式会社製アドマー（商品名））、不飽和カルボン酸によりグラフト変性された変性ポリオレフィン樹脂を含む接着剤組成物（例えば、三井化学株式会社製ユニストール（商品名））、ハロゲンによりグラフト変性された変性ポリオレフィン樹脂を含む接着剤組成物（例えば、東洋紡株式会社製トーヨータック（商品名））、フェノール樹脂接着剤組成物（例えば、リグナイト株式会社製ＡＨ−１１４８（商品名））、エポキシ樹脂接着剤組成物（例えば、新日鉄住金化学株式会社製ＹＳＬＶ−８０ＸＹ（商品名））を使用することができる。接着剤組成物は、ポリオレフィン樹脂の一部又は全部が不飽和カルボン酸又はその誘導体によってグラフト変性された変性ポリオレフィン樹脂を含むもの（例えば、特開２００５−１４６１７８号公報を参照）が好ましい。

接着剤層の厚さは、好ましくは０．１〜１０μｍである。接着剤層の厚さが０．１μｍ未満であると、接着強度が不足する場合がある。接着剤層の厚さが１０μｍを超えると、導電性が不足する場合がある。

［ステンレス鋼板の製造方法］
図１は、本発明の一実施形態によるステンレス鋼板の製造方法の一例を示すフロー図である。この製造方法は、あくまでも例示であって、本発明によるステンレス鋼板の製造方法を限定するものではない。

この製造方法は、スラブを準備する工程（ステップＳ１）と、スラブを熱間圧延及び冷間圧延することによって、厚み３０〜１１０μｍの圧延鋼板を得る工程（ステップＳ２）と、圧延鋼板を窒素を含むガス雰囲気下で焼鈍して冷却する工程（ステップＳ３）と、非酸化性酸を含む溶液で酸洗する酸洗工程（ステップＳ４）とを備えている。以下、各工程を詳述する。

［スラブ準備工程］
化学組成が、質量％で、Ｃｒ：２０〜２６％、Ｎ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｃ：０．０４０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｃａ：５０ｐｐｍ未満、ｓｏｌ．Ａｌ：３００ｐｐｍ未満、残部：Ｆｅ及び不純物であるスラブを準備する（ステップＳ１）。

このスラブの化学組成は、Ｎ含有量を除き、上述したステンレス鋼板の化学組成と同じである。スラブのＮ含有量を０．１％以下とするのは、Ｎ含有量が０．１％を超えると、変形抵抗が高くなり、圧延によって鋼板にすることが困難になるためである。スラブのＮ含有量の上限は、好ましくは０．０５％である。

スラブを準備する工程は、これに限定されないが、例えば以下のようにすることができる。

原料を溶解する。原料としては、ステンレス鋼製造用のフェロクロム及びフェロシリコン、鋳鉄、並びにフェライト系ステンレス鋼のスクラップ等を用いることができる。溶解は、主に電気炉で行う。実験室レベルでは、真空誘導加熱炉で行うこともできる。炭素量、ガス成分、金属介在物を低減するために精錬を行う。精錬は、ＡＯＤ（Argon-Oxygen-Decarburization）法、ＶＯＤ（Vacuum-Oxygen-Decarburization）法、Ｖ−ＡＯＤ法等が適用可能である。その後、連続鋳造装置やケースへの鋳込みにより、圧延に適した形状のスラブにする。スラブの化学組成は、原料の配合や、精錬の条件によって調整することができる。

［圧延工程］
スラブを熱間圧延及び冷間圧延することによって、厚み３０〜１１０μｍの圧延鋼板を得る（ステップＳ２）。熱間圧延及び冷間圧延はそれぞれ繰り返し行ってもよく、必要に応じて焼鈍等の中間熱処理や、酸洗を行ってもよい（ただし、窒素吸収後のオーステナイト相の配向を制御するため、最終の冷間圧延の圧延率に制限がある。）。また、熱間圧延及び冷間圧延に加えて、必要に応じて熱間鍛造や切削加工をさらに行ってもよい。

圧延工程は、これに限定されないが、例えば以下のようにすることができる。

タンデムミルやステッケルミルによって熱間圧延してスラブを熱間コイルにする。この熱間コイルを焼鈍・酸洗する。さらに多段ロール冷間圧延機によって冷間圧延して、厚さ３０〜１１０μｍの圧延鋼板にする。

本実施形態では、焼鈍工程（ステップＳ３）の直前の冷間圧延の圧延率、より具体的には、冷間圧延工程中の最後の中間焼鈍から最終の冷間圧延後の板厚までの圧延率（冷間圧延工程中に中間焼鈍がない場合は、熱間圧延後から最終の冷間圧延後の板厚までの圧延率。以下「熱処理後冷延率」という。）を９５％以上にする。なお、圧延率は、（（元厚）−（仕上厚））÷（元厚）（％表示の場合は×１００）である。

例えば、熱間圧延により板厚５ｍｍの鋼板を製造し、これを研削して板厚４ｍｍとし、これを中間焼鈍せずに板厚０．０８ｍｍまで冷間圧延する場合、熱処理後冷延率は（４−０．０８）÷４（×１００）で９８％となる。また、同様に板厚４ｍｍまで研削した材料を冷間圧延するときに、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延した後に中間焼鈍を施し、続いて板厚０．０８ｍｍまで冷間圧延した場合、熱処理後冷延率は（０．５−０．０８）÷０．５（×１００）で８４％となる。

上述のように、導電層との密着性を向上させるためには、アンカー効果を担うＣｒ窒化物の方向制御をする必要がある。そのために、後の焼鈍工程により基材が窒素吸収した後のオーステナイト相の配向を低く制御する必要がある。メカニズムは不明であるが、熱処理後冷延率を一定以上に大きくすることで、窒素吸収後のオーステナイト相の配向度を低くすることができる。具体的には、熱処理後冷延率を９５％以上にすることで、後の焼鈍工程で得られる窒素吸収オーステナイト相の配向を抑制でき、式（３）及び（４）を満たすようにすることができる。熱処理後冷延率は、好ましくは９７％以上である。

［焼鈍工程］
圧延鋼板を、窒素を含むガス雰囲気下で焼鈍して冷却する（ステップＳ３）。この工程によって、鋼板の表面から窒素を吸収させて、鋼板の組織をオーステナイト相化する。

処理ガス全圧に対する窒素の分圧の比は、好ましくは０．４〜０．８である。全圧に対する窒素の分圧の比が０．４未満では、表面から十分に窒素が供給されず、鋼板の厚みが厚い場合に厚み全体にわたってγ相分率を８０体積％以上にすることが困難になる。一方、処理ガス全圧に対する窒素の分圧の比が０．８よりも高いと、表面にＣｒ窒化物が過剰に生成し、加工時割れ発生の起点となる可能性がある。窒素と混合するガスは、鋼板を酸化させないために水素を用いるのが好ましい。水素に代えて、あるいは水素に加えて、アルゴンを用いてもよい。

焼鈍の温度は、好ましくは９５０〜１２００℃である。焼鈍の温度が９５０℃未満では、平衡状態でオーステナイト相のみならずＣｒ_２Ｎ相が存在するため、γ相分率を８０体積％以上にできない可能性がある。一方、焼鈍の温度が１２００℃を超えると、特にＳｉを含有する場合、粒界近傍で液相が発生し、溶融して脆化が生じる可能性がある。焼鈍の温度は、Ｃｒ含有量によって異なるが、１０５０〜１１５０℃がより好ましい。

焼鈍の保持時間は、鋼板の厚みに依存するが、好ましくは３０〜９００秒である。保持時間が３０秒未満では、板厚が薄い場合でも、厚み全体にわたってγ相分率を８０体積％以上にすることが困難になる。一方、保持時間が９００秒を超えると、γ粒が粗大化するとともに、表面にＣｒ窒化物が過剰に析出する可能性がある。焼鈍の保持時間は、より好ましくは４０〜５００秒である。

焼鈍した鋼板を冷却する。焼鈍後の鋼板は、速やかに冷却することが好ましい。焼鈍後の鋼板を徐冷すると、中間の温度域で窒化物が過剰に析出する可能性がある。ただし、本実施形態の鋼板は厚みが３０〜１１０μｍであり、放熱面積に対する熱容量が小さいため、炉外で放冷すれば十分速やかに冷却される。水冷等をすると、急冷歪によって変形するため好ましくない。

焼鈍工程は、例えば、鋼板を連続光輝焼鈍ラインと呼ばれる焼鈍ラインに通すことで実施することができる。

この焼鈍工程によって、γ相分率が８０体積％以上である鋼板が得られる。焼鈍工程後の鋼板は、Ｎ含有量が０．６〜２．０質量％であり、γ相分率が８０体積％以上であり、γ粒径が、ステンレス鋼板の厚みの２分の１以下となるように調整される。

焼鈍工程後の鋼板のＮ含有量は、スラブのＮ含有量、焼鈍の条件によって調整することができる。具体的には、スラブのＮ含有量を高くする、焼鈍の際の窒素分圧を高くする、焼鈍の温度を高くする、又は焼鈍の保持時間を長くすることによって、焼鈍工程後の鋼板のＮ含有量を高くすることができる。

γ粒径は、焼鈍の条件によって調整することができる。具体的には、焼鈍の温度を低くする、又は保持時間を短くすれば、γ粒径を小さくすることができる。

図２は、本実施形態で得られた鋼板の断面顕微鏡写真である。焼鈍工程では、鋼板の表裏の面から同時に窒素吸収によるオーステナイト相化が進行する。表裏面から成長したγ粒が衝突することで、一旦粒成長が止まる。この時点のγ粒径は板厚のほぼ２分の１である。

［酸洗工程］
焼鈍工程後の鋼板を、非酸化性酸を含む溶液で酸洗する（ステップＳ４）。酸洗には、鋼板の表面を酸化させないため、非酸化性の酸を使用する。使用できる酸は例えば、（１）フッ化水素酸、（２）硫酸、（３）塩酸、及びこれらの酸の混酸である。

（１）フッ化水素酸
フッ化水素酸の濃度は、好ましくは１〜５質量％である。処理温度は、好ましくは３５〜７５℃である。３５℃未満では、処理が長時間になる可能性がある。また、夏季は酸洗時発熱による昇温を制御しきれず、外気温に左右されて安定な処理ができない可能性がある。一方、７５℃よりも高くすると、処理液から腐食性のヒュームが発生する場合がある。処理温度は、より好ましくは４０〜５５℃である。処理時間は、好ましくは２〜１０分である。

（２）硫酸
硫酸の濃度は、好ましくは１０〜４０質量％である。処理温度は、好ましくは３５〜７５℃である。３５℃未満では、処理が長時間になる可能性がある。また、夏季は酸洗時発熱による昇温を制御しきれず、外気温に左右されて安定な処理ができない可能性がある。一方、７５℃よりも高くすると、処理液から有害なＳＯ_ｘガスが発生する場合がある。濃度は、より好ましくは、１５〜３０質量％である。処理温度は、より好ましくは５０〜６０℃である。処理時間は、好ましくは２〜１０分である。

（３）塩酸
塩酸の濃度は、好ましくは４〜１５質量％である。処理温度は、好ましくは３５〜７５℃である。３５℃未満では処理が長時間になる可能性がある。また、夏季は酸洗時発熱による昇温を制御しきれず、外気温に左右されて安定な処理ができない可能性がある。一方、７５℃よりも高くすると、処理液から腐食性のヒュームが発生する場合がある。濃度は、より好ましくは、４〜１２質量％である。処理温度は、より好ましくは４０〜５５℃である。処理時間は、好ましくは２〜１５分である。

以上、本発明の一実施形態によるステンレス鋼板の製造方法を説明した。本実施形態では、Ｆｅ−Ｃｒ系ステンレス鋼を鋼板にした後、窒素を吸収させて組織をオーステナイト相化する。これによって、Ｍｏ等の高価な原料を用いなくても、ステンレス鋼板の耐食性を向上させることができる。また、γ相分率を８０体積％以上にすることによって、良好なプレス加工性を確保することができる。さらにオーステナイト相の配向の抑制を通じて表面に突出したＣｒ窒化物の方向を抑制して、導電層を形成したときの導電層との密着性を向上させることができる。

本実施形態では、スラブのＮ含有量が０．１％以下であるので、比較的容易に圧延鋼板を得ることができる。また、厚みが３０〜１１０μｍの鋼板にしてから窒素を吸収させるため、比較的短時間でオーステナイト相化することができる。

本実施形態によればさらに、焼鈍工程後の鋼板を非酸化性の酸を含む溶液で酸洗することによって、導電性と耐食性とを兼ね備えたＣｒ窒化物層を表面に形成することができる。このＣｒ窒化物層を備えることにより、この上に導電層を設けたときの導電層と鋼板との密着性が向上する。

図３は、酸洗工程後の鋼板の表面の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。図３から、鋼板の表面がテラス（段丘）状構造を有していることを確認できる。

図４は、酸洗工程後の鋼板の表面近傍の断面を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察した明視野像である。テラス状構造が、詳細に見ると板状のＣｒ窒化物が突出した構造であることが確認できる。

酸洗後の鋼板の表面は、下記の特徴を有する。
・耐食性の劣る組織が選択的に除去されることにより、テラス（段丘）状の表面形態を有する。
・テラス状の形態は詳細に見ると板状のＣｒ窒化物が間隔を空けて突出した構造となっており、またその方向は下地の結晶ごとに異なる方向となっている。
・Ｃｒ_２Ｎ及びＣｒＮは導電材料であり、低接触抵抗の実現に寄与する。
・突出した板状のＣｒ窒化物は表面の構造を複雑化し、表面積の向上及びアンカー効果によって導電層との密着性を向上させる。

表１に、ＣｒＮ、Ｃｒ_２Ｎ、その他の物質の物性を示す。表１に示すように、Ｃｒ_２Ｎ及びＣｒＮは、Ｃｒ_２Ｏ_３と比較して電気抵抗が圧倒的に小さい。また、最表面に存在するＣｒＮは、過不動態腐食に対して耐食的とされており、過不動態腐食の低減にも寄与する。

このようなＣｒ窒化物層を備えることによって、導電性と耐食性とを兼ね備えたステンレス鋼板が得られる。このようなＣｒ窒化物の形態は、加圧窒素雰囲気で鋳造を行って得られる材料では実現できないものである。

式（１）及び式（２）におけるＣｒ／Ｆｅ及びＣｒ／Ｎは、このＣｒ窒化物層の形態の指標でもある。すなわち、Ｃｒ窒化物（Ｃｒ_２Ｎ及びＣｒＮ）の量が多いほど、表面がＣｒリッチになり、表面近傍のＣｒ／Ｆｅの値が大きくなる。また、ＣｒＮに対するＣｒ_２Ｎの量が少なくなるほど、Ｃｒ／Ｎの値が小さくなる。

したがって、スラブのＮ含有量を高くする、焼鈍の際の窒素分圧を高くする、焼鈍の温度を高くする、又は焼鈍の保持時間を長くする等によって、Ｃｒ／Ｆｅの値を大きくすることができる。また例えば、酸洗の処理温度を高くする、酸洗の処理時間を長くする等によって、Ｃｒ／Ｎの値を小さくすることができる。

［導電層の形成］
ステンレス鋼板に導電性の炭素質材を有する導電層を形成する場合は、以下の方法を用いることができる。

塊状（ブロック状等）の導電性炭素質材を、ステンレス鋼板表面のＣｒ窒化物皮膜に対して摺動させる。導電性炭素質材は、黒鉛であることが好ましい。黒鉛は、炭素原子からなる六員環の面間の結合が弱い。このため、黒鉛をＣｒ窒化物皮膜に対して摺動させると、黒鉛は鱗状の粒子となってＣｒ窒化物皮膜の表面にほぼ平行に配向する。これによって、Ｃｒ窒化物皮膜の表面を黒鉛で効率的に覆うことができる。

導電層として、マトリックス樹脂中に炭素質材を分散させた炭素−樹脂複合層を形成する場合は、以下の方法を用いることができる。

炭素質材とマトリックス樹脂とを含む混合物を直接ステンレス鋼板の表面にホットプレスする。あるいは、炭素質材とマトリックス樹脂とを溶剤中に分散させたスラリーを、ドクターブレード等を用いてステンレス鋼板の表面に塗布し、乾燥後にホットプレスしてもよい。

炭素−樹脂複合層を形成する場合、炭素質材の粉末とマトリクス樹脂の粉末とを含む粉末混合物をホットプレスして予め炭素−樹脂複合層を形成しておき、得られた炭素−樹脂複合層をステンレス鋼板の表面にホットプレスで積層させる方法が特に好ましい。この積層工程に先駆けて、ステンレス鋼板の表面に接着剤組成物を塗布してもよい。この場合、ステンレス鋼板と炭素−樹脂複合層とは、接着剤層を介して積層される。

［燃料電池用セパレータ］
本発明の一実施形態による燃料電池用セパレータは、本実施形態によるステンレス鋼板を備える。本実施形態による燃料電池用セパレータは、より具体的には、本実施形態によるステンレス鋼板に、流路として機能する凹凸等が形成されたものである。本実施形態による燃料電池用セパレータは、本実施形態によるステンレス鋼板をプレス加工して製造することができる。

［燃料電池セル及び燃料電池スタック］
本発明の一実施形態による燃料電池セルは、本実施形態による燃料電池用セパレータを備える。本発明の一実施形態による燃料電池スタックは、本実施形態による燃料電池セルを複数備える。

図５は、固体高分子形燃料電池セルの一例であるセル１０の構成を示す分解斜視図である。図６は、複数のセル１０の集合体（スタック）である固体高分子形燃料電池１の斜視図である。図５のセル１０、及び図６の固体高分子形燃料電池１は、いずれも例示であり、本実施形態による燃料電池セル及び燃料電池スタックの構成は、これらに限定されない。

セル１０は、図５に示すように、固体高分子電解質膜２の一面にアノード（アノード側ガス拡散電極層又は燃料電極膜）３が、他面にはカソード（カソード側ガス拡散電極層又は酸化剤電極膜）４がそれぞれ積層され、その積層体の両面にセパレータ５ａ、５ｂが重ねられた構造になっている。

なお、本実施形態による燃料電池用セパレータには、冷却水の流路を有するセパレータ（水セパレータ）であってもよい。本実施形態による燃料電池スタックは、セルとセルとの間、又は数個のセルごとに水セパレータを配置した水冷型の燃料電池であってもよい。

固体高分子電解質膜２としては、水素イオン交換基を有するフッ素系プロトン伝導膜を用いることができる。アノード３及びカソード４には、粒子状の白金触媒と黒鉛粉、及び必要に応じて水素イオン交換基を有するフッ素樹脂からなる触媒層が設けられている場合もある。この場合には、燃料ガス又は酸化性ガスとこの触媒層とが接触して反応が促進される。

セパレータ５ａには、流路６ａが設けられている。流路６ａには、燃料ガス（水素又は水素含有ガス）Ａが流されてアノード３に水素が供給される。セパレータ５ｂには、流路６ｂが設けられている。流路６ｂには、空気等の酸化性ガスＢが流され、カソード４に酸素が供給される。こうして供給された水素及び酸素により電気化学反応が生じて直流電力が発生する。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明は、これらの実施例に限定されない。

［圧延鋼板の製造］
表２に示す８種の化学組成の鋼を、高周波誘導加熱方式の３０ｋｇ真空溶融炉で溶解し、直径Φ１２５〜１１５ｍｍ、高さが３２０ｍｍの略円錐台形状の鋳造インゴットを製造した。

これらの鋳造インゴットを、円錐台形状の側面の表面黒皮をグラインダーにより研削した。研削後、表３に示す製造条件にしたがって、熱間鍛造、切削、熱間圧延、研削（黒皮ムキ）を実施して、冷間圧延用の素材を製造した。これらをさらに、表４に示す製造条件にしたがって、冷間圧延のみ、又は中間焼鈍を挟んだ冷間圧延を実施し、厚みが５０μｍ、８０μｍ又は１００μｍの圧延鋼板を製造した。いずれの材料も、冷間圧延でエッジ割れが生じず、良好な生産性を示した。

［焼鈍処理］
各圧延鋼板から幅７０ｍｍ×長さ２００ｍｍの素材を切り出し、連続焼鈍シミュレータ装置によって、光輝焼鈍処理を施すとともに固相状態での窒素吸収処理（以下「焼鈍処理」という。）を実施した。具体的には、温度１１００℃で、表５の「保持時間」欄に記載の時間（１００秒、２４０秒又は３６０秒）保持した後、急冷する熱処理を行った。冷却速度は５００℃までの平均冷却速度で８〜１０℃／秒とした。焼鈍処理は、窒素分圧０．７５、水素分圧０．２５の混合ガスを使用した。なお、全圧は１ａｔｍとした。

［酸洗処理］
焼鈍後の素材を、非酸化性の酸である、濃度２５質量％の硫酸で、処理温度６０℃、処理時間５分で酸洗した。

［組織等の調査］
各ステンレス鋼板の板厚中央部分から試料を採取し、Ｎ含有量を測定した。

各ステンレス鋼板の断面顕微鏡写真から、実施形態で説明した方法によってγ粒径を測定した。

各ステンレス鋼板の表面から、ＧＤ−ＯＥＳによって、スパッタ深さ０〜０．０５μｍの範囲のＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量の分布を測定した。測定には、堀場製作所製、マーカス型高周波グロー放電発光分析装置（ＧＤ−Ｐｒｏｆｉｌｅｒ２）を用いた。

各ステンレス鋼板の表面をＳＥＭで観察し、表面形態を調査した。

各ステンレス鋼板の組織及び配向を調査するために、θ−２θ法によるＸ線回折（線源はＣｏ−Ｋα線）を、２θ＝４０〜１００°の範囲で測定した。

これらの調査結果を表６に示す。

表６の「γ粒径」の欄には、各ステンレス鋼のオーステナイト結晶粒の平均粒径が記載されている。

表６の「ＧＤ−ＯＥＳ」の欄には、スパッタ深さ０〜０．０５μｍにおけるＣｒ／Ｆｅの範囲、Ｃｒ／Ｎの範囲が記載されている。

表６の「θ−２θＸ線回折測定」の欄には、θ−２θ法によるＸ線回折によって同定・計算されたγ相分率（γ％）、並びに式（３）及び式（４）の左辺の値が記載されている。

Ｘ線回折測定は、表面と、ｔ／２まで研削、研磨した面とで測定し、γ相分率の計算については、それぞれの面からのγ相分率を計算して平均した。γ相分率は便宜上、「γ」、「α’あるいはα」及び「Ｃｒ_２Ｎ」のそれぞれの、他の相とは独立して分離しやすく、比較的強度の高い２本ずつの回折線を選択して計算した。選択した回折線を表７に示す。各相は窒素吸収により標準物質の回折角から若干ずれるので、表７に示す角度範囲にピークのある回折線について計算に用いた。具体的には、それぞれの回折線強度について、バックグランドを差し引いた強度を各回折線の計算強度比で除した値を計算し、各相について合計した値を各相の強度とした。各相の強度の合計に対する、γ相の強度の比率をγ相分率とした。なお、ＣｒＮ相は薄膜法ではないθ−２θ法の測定では非常に微弱となるため、この計算では除外した。

各相の強度を求める方法を式で書くと、下記のようになる。

I_meas ^k：k番目の選択回折線の測定強度（バックグランド含む）
BG^k：k番目の選択回折線のバックグランド強度
I_calc ^k：ｋ番目の選択回折線の計算強度比
γ相分率は、
γ相分率＝[γ相強度]／（[γ相強度]＋[α’あるいはα相強度]＋[Ｃｒ_２Ｎ相強度]）

式（３）及び式（４）の算出には、表面からのＸ線回折によって、オーステナイト相の（１１１）面、（２００）面、（２２０）面の回折線のピーク強度を用いて計算した。窒素吸収により回折角度は低角にずれているので、（１１１）面は５０．４〜５０．９４°の範囲にピークを持つ回折線を、同様に（２００）面は５８〜６０°、（２２０）面は８８〜８９．６°の範囲にピークを持つ回折線を用いた。回折強度は、ピーク強度からバックグランド強度を引いた値とした。

［伸びの測定］
各ステンレス鋼板から、原厚、長さ１００ｍｍのＡＳＴＭハーフサイズ試験片を切り出した。ＡＳＴＭ Ａ３７０に準拠して、１×１０^−３／秒の歪速度で引張試験を実施し、耐力、引張強度、伸び（破断時伸び）を測定した。伸びが１５％以上であれば、プレス加工性が良好と評価した。

［接触抵抗の測定（耐久試験）］
ステンレス鋼板の製造直後の抵抗値と、電池環境を模擬した耐久試験後の抵抗値とを測定した。耐久試験は具体的には、ステンレス鋼板を９０℃、ｐＨ２のＨ_２ＳＯ_４に９６時間浸漬させて行い、その後、十分に水洗し乾燥させた。ステンレス鋼板の耐食性が良好でない場合、表面の不動態皮膜が発達することによって接触抵抗が上昇する。耐久試験の前後で、接触抵抗が１０ｍΩ・ｃｍ^２以下であれば、低接触抵抗と評価した。

接触抵抗の測定は、鈴木順、外３名、「貴金属元素含有チタン合金の酸洗後熱処理による接触抵抗の低減」、日本チタン協会機関誌「チタン」Ｖｏｌ．５４（２００６）、Ｎｏ．４、ｐ．２５９で報告されている方法に準じて行った。具体的には、図７に模式的に示す装置を用いて実施した。ステンレス鋼板１１を、ガス拡散層に使用される面積１ｃｍ^２のカーボンペーパー１２（東レ株式会社製、ＴＧＰ−Ｈ−９０）で挟持し、これをさらに金めっきした電極１３で挟持した。電極１３の両端に１０ｋｇｆ／ｃｍ^２の荷重を加えながら電極間に一定の電流を流し、カーボンペーパー１２とステンレス鋼板１１との間の電圧降下を測定した。この結果に基づいて接触抵抗を求めた。なお、得られた接触抵抗の値は挟持した両面の接触抵抗を合算した値（貫通抵抗）となるため、これを２で除してガス拡散層片面あたりの接触抵抗とした。電流及び電圧降下の測定には、デジタルマルチメータ（株式会社東陽テクニカ製 ＫＥＩＴＨＬＥＹ ２００１）を使用した。

［孔食電位の測定］
孔食電位の測定は、ＪＩＳ Ｇ０５７７に準拠して行った。試験浴液は３．５％ＮａＣｌ水溶液とした。脱気した試験浴液中にステンレス鋼板を完全に浸し、１０分間放置後、自然電位から電位掃引速度２０ｍＶ／分の動電位法で、アノード分極させた。電流密度１００μＡｃｍ^−２に対応する電位を孔食電位とした。孔食電位が０．７５Ｖ ｖｓ ＳＣＥよりも高ければ、耐孔食性に優れると評価した。

［耐過不動態腐食性の評価］
耐過不動態腐食性の評価は、電池環境を模擬した８０℃、ｐＨ３のＨ_２ＳＯ_４溶液にステンレス鋼板を浸漬し、Ａｒガスを吹き込み脱気状態にして、自然電位状態に１０分間保持後、２０ｍＶ／分の掃引速度で、自然電位から１．４Ｖ ｖｓ ＳＨＥまでアノード分極を行った。ステンレス鋼板では、約０．９Ｖ ｖｓ ＳＨＥから過不動態腐食による電流密度増加が観察される。過不動態域に入ったと考えられる０．９Ｖ以上での最大電流密度を、耐過不動態腐食性の指標とした。０．９Ｖ以上での最大電流密度が１００μＡ／ｃｍ^２未満であれば、耐過不動態腐食性に優れると評価した。

結果を表８に示す。

表６及び表８に示すように、番号２〜６及び９〜１３のステンレス鋼板は、γ相分率が８０体積％以上であり、γ粒径がそれぞれの板厚（５０μｍ、８０μｍ、又は１００μｍ）の半分以下であった。これらのステンレス鋼板は、伸びが１５％以上であり、良好なプレス加工性を示した。

番号２〜６及び９〜１３のステンレス鋼板はさらに、表面近傍のＣｒ／Ｆｅが０．１〜０．５の範囲であり、かつ、表面近傍のＣｒ／Ｎが１．８以下であった。これらのステンレス鋼板は、テラス状構造の表面を有していた。

番号２〜６及び９〜１３のステンレス鋼板は、接触抵抗、耐孔食性、耐過不動態腐食性のいずれの評価においても優れた結果を示した。

番号１のステンレス鋼板は、材料１のＣｒ含有量が低すぎたため窒素吸収量が少なく、γ相分率が８０体積％未満であった。表面はテラス状構造を有さず、酸洗時に生じた腐食孔凹部が認められた。番号１のステンレス鋼板は、伸びが低く、加工用途に適さないとともに、耐食性も不芳であった。

番号７のステンレス鋼板は、材料７のＣｒ含有量が高すぎたため、伸びが低かった。

番号８のステンレス鋼板は、材料８のＳｉ含有量が高すぎたため、組織にα’相が混入し、伸びが低く、耐食性も不芳であった。

［導電層形成］
ステンレス鋼板の酸洗後、ステンレス鋼板の両面に、次のいずれかの導電層を形成した。片面あたりの導電層厚さは、表８に示すとおりとした。

（１）マトリックス樹脂中に炭素質材を有する導電層の形成
［接着剤層形成工程］
接着剤層を形成するための接着剤組成物として、変性ポリオレフィン樹脂接着剤（三井化学株式会社製、ユニストール（商品名））を用いた。酸洗後のステンレス鋼板の表面に、卓上コーターを用いて塗布厚５μｍとなるように変性ポリオレフィン樹脂接着剤を塗布し、室温で１０分乾燥させ、接着剤層を形成した。裏面にも同様にして接着剤層を形成した。

［導電層の形成］
導電性の炭素質材として、球状黒鉛粉末（伊藤黒鉛工業株式会社製ＳＧ―ＢＨ（商品名）、平均粒子径：２０μｍ）及び膨張黒鉛粉末（伊藤黒鉛工業株式会社製、ＥＣ１００（商品名）、平均粒子径：１６０μｍ）を使用した。マトリックス樹脂として、ポリプロピレン樹脂（ＰＰ）粉末（住友精化株式会社製、フローブレンＨＰ−８５２２（商品名））を使用した。球状黒鉛粉末を６０体積％、膨張黒鉛粉末を１０体積％、及びポリプロピレン樹脂粉末を３０体積％となるように混合して粉末混合物とした。粉末混合物０．２ｇ又は０．０６ｇを、プレス装置（東洋精機製作所製卓上ホットプレスＭＰ−ＳＣＬ）の５０×５０×２０ｍｍの容積を持つ雌型金型に均等に投入し、前プレスとしてのホットプレス（圧力：２ＭＰａ、温度：１８０℃）を行い、シート状（厚さ：５０μｍ又は１５μｍ）とした。得られたシートを、前記で準備した接着剤層付きの基材の両面に重ね、加熱温度１８０℃及び圧力５ＭＰａで押圧した（本プレス、成型時間１０分）。

（２）ブロック状炭素質材の摺動による導電層の形成
ブロック状の黒鉛（新日本テクノカーボン製、直径１０ｍｍ）を、試験材の表面に擦り付けて黒鉛層を形成した。

［各種評価］
導電層形成後のステンレス鋼板についても、上記の接触抵抗、耐久試験、孔食電位測定、過不動態電流測定を実施した。ただし、耐久試験では、導電層形成前の試験とは異なり、電位を付加して行った。具体的には、試験材を９０℃、ｐＨ２のＨ_２ＳＯ_４に浸漬し、１Ｖ ｖｓ ＳＨＥの電位を９６時間付加して、その後、十分に水洗して乾燥させた。

［導電層の密着性の評価］
導電層形成後のステンレス鋼板については、耐久試験後の導電層の密着性を評価した。具体的には、耐久試験後の試験片にＪＩＳ Ｋ ５６００−５−６：１９９９に準拠した碁盤目テープ剥離試験（クロスカット試験）を実施した。剥離のなかったものを○とし、一部でも剥離の見られたものは×とした。

導電層形成後のステンレス鋼板の上記評価結果を、前掲の表８に示す。

表８に示すように、導電層を設けることにより、設けていない場合よりも接触抵抗は下がり、耐久性（接触抵抗）も向上した。

番号９及び１２は、式（３）及び式（４）を満たしておらず、密着性が不良であった。番号９及び１２が、導電層の薄い番号４ｂよりも、耐久後の接触抵抗が高く、また過不動態最大電流が大きかったのは、密着性が不良であったためと考えられる。

番号１は、上述のとおり、材料１のＣｒ含有量が低すぎたため窒素吸収量が少なく、基材表面がテラス状構造を有さなかったため、密着性が不良であった。

番号８は、密着性が不良であった。これは、密着性を担う板状のＣｒ窒化物が、表面γ相に生成するところ、番号８ではγ相分率が低く、板状のＣｒ窒化物の生成が不十分であったためと考えられる。

以上、本発明の実施の形態を説明した。上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

１ 固体高分子形燃料電池
１０ セル
２ 固体高分子電解質膜
３ アノード
４ カソード
５ａ，５ｂ セパレータ
６ａ，６ｂ 流路

Claims (6)

1. ステンレス鋼板であって、
   化学組成が、質量％で、
   Ｃｒ：２０〜２６％、
   Ｎ ：０．６〜２．０％、
   Ｓｉ：２．０％以下、
   Ｃ ：０．０４０％以下、
   Ｐ ：０．０３０％以下、
   Ｓ ：０．０３０％以下、
   Ｍｎ：１．５％以下、
   Ｃｕ：０．５０％以下、
   Ｍｏ：０．５０％以下、
   Ｎｉ：０．１０％以下、
   Ｃａ：５０ｐｐｍ未満、
   ｓｏｌ．Ａｌ：３００ｐｐｍ未満、
   残部：Ｆｅ及び不純物であり、
   前記ステンレス鋼板は、３０〜１１０μｍの厚みを有し、
   ミクロ組織が、オーステナイト相の占める割合が８０体積％以上の組織であり、
   オーステナイト結晶粒の平均結晶粒径が、前記ステンレス鋼板の厚みの２分の１以下であり、
   前記ステンレス鋼板は、表層に析出したＣｒ窒化物を有し、
   前記ステンレス鋼板の表面からのグロー放電発光分光分析によって得られるＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量が、スパッタ深さ０〜０．０５μｍの範囲の深さ方向分析において、下記の式（１）及び式（２）を満たし、
   前記ステンレス鋼板の表層について、Ｃｏ−Ｋα線を線源とするθ−２θ法によるＸ線回折分析で、オーステナイト相の各結晶面のピーク強度が、下記の式（３）及び式（４）を満たす、ステンレス鋼板。
   ０．１≦Ｃｒ／Ｆｅ≦０．５ （１）
   Ｃｒ／Ｎ≦１．８ （２）
   ２．２／（Ｉ（１１１）／Ｉ（２００））≦３．２ （３）
   ４．５／（Ｉ（１１１）／Ｉ（２２０））≦１６ （４）
   式（１）及び式（２）のＣｒ、Ｆｅ、及びＮには、前記ステンレス鋼板の表面からのグロー放電発光分光分析によって得られるＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量が原子％で代入される。式（３）及び式（４）において、Ｉ（１１１）、Ｉ（２００）及びＩ（２２０）はそれぞれ、オーステナイト相の（１１１）面、（２００）面及び（２２０）面の回折線のピーク強度を表す。
2. 請求項１に記載のステンレス鋼板であって、
   少なくとも一方の面に、導電性の炭素質材を含む導電層をさらに備える、ステンレス鋼板。
3. 請求項２に記載のステンレス鋼板であって、
   前記導電層は、マトリックス樹脂中に前記炭素質材を分散して有する炭素−樹脂複合層である、ステンレス鋼板。
4. 請求項１〜３のいずれか一項に記載のステンレス鋼板を備える、燃料電池用セパレータ。
5. 請求項４に記載の燃料電池用セパレータを備える、燃料電池セル。
6. 請求項５に記載の燃料電池セルを複数備える、燃料電池スタック。