JP6648273B2 - 親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents

親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼およびその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼およびその製造方法に関し、より詳細には、ステンレス鋼の表面に形成された非導電性被膜を除去し、新しい導電性被膜を形成して、耐食性を改善すると同時に、ステンレス冷延鋼板を延伸して、鋼板表面のマイクロピット制御を通じてパターンを形成して、別途のコーティングなど更なる表面処理を行うことなく、親水性および接触抵抗を向上させることができる高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼およびその製造方法に関する。
高分子電解質型燃料電池は、水素イオン交換特性を有する高分子膜を電解質として使用する燃料電池であって、他の形態の燃料電池に比べて作動温度が８０℃程度と低く、効率が高い。また、始動が速く、出力密度が高く、電池本体の構造が簡単であり、自動車用、家庭用などに使用可能である。
高分子電解質型燃料電池は、電解質とアノードおよびカソード電極からなる膜電極接合体（ＭＥＡ：Ｍｅｍｂｒａｎｅ Ｅｌｅｃｔｒｏｄｅ Ａｓｓｅｍｂｌｙ）の両側に気体拡散層と分離板が積層された単位電池構造からなり、このような複数個の単位電池が直列に連結されて構成されたものを燃料電池スタックという。
分離板は、燃料電池の電極にそれぞれ燃料（水素あるいは改質ガス）と酸化剤（酸素と空気）を供給し、電気化学反応物である水を排出するための流路が形成されており、膜電極接合体と気体拡散層を機械的に支持する機能と、隣接する単位電池との電気的連結機能を有する。
このような分離板の素材として、従来、黒鉛素材が使用されているが、最近では、製作費用、重さなどを考慮してステンレス鋼が多用されている。使用されるステンレス鋼素材は、燃料電池の強い酸性環境の作動環境において腐食性に優れていなければならず、軽量化、小型化、量産性の観点からも耐食性および導電性に優れたステンレス鋼を使用する必要がある。
燃料電池の分離板の流路は、燃料あるいは酸化剤が通過するチャネルおよび気体拡散層と当接して電気的通路の役割を果たすランドで構成され、円滑な反応物の供給と生成物の排出のために、流路の形状および表面状態の制御が非常に重要である。
一般的に、高分子電解質燃料電池は、電解質膜において水素イオンの導電性を向上させるために、反応ガス（燃料および酸化剤）を供給するとき、一定の水準以上で加湿して供給する。
一方、カソード側では、電気化学反応により水が生成されるので、反応ガスの露点温度が燃料電池の作動温度より高ければ、チャネル、気体拡散層あるいは電極の内部で水蒸気の凝縮による水滴が発生する。
これをフラッディング（ｆｌｏｏｄｉｎｇ）現象というが、フラッディング現象は、反応ガスの不均一な流動や反応ガスの不十分な拡散を引き起こし、電極での反応ガスの欠乏を誘発して、燃料電池の性能を低下させる原因となる。
前記フラッディング現象は、カソード電極だけでなく、電解質膜を通過して伝達された水によりアノード電極でも発生し得る。特に、アノード側で凝縮水によるガス流路の目詰まり現象が発生した場合には、燃料ガスの欠乏を招いて、これは、電極の非可逆的損傷をもたらす。
このような現象は、燃料ガスが不足した状態で負荷電流が強制的に加えられたときに、アノードの触媒を担持しているカーボンが、燃料がない状態で電子とプロトンを生成するために水と反応することにより発生する。
このような反応の結果として、アノード側触媒の損失が発生し、有効電極面積の減少を引き起こし、燃料電池の性能を低下させる。
前記フラッディング現象を防止し、燃料電池の性能を安定化させるためには、表面に親水化特性を付与して、水を良好に排出させる処理が必要である。
これを解決するために、従来、分離板を成形した後、ランドの表面に機械的な摩擦を通じてスクラッチを形成して、水の排出特性を改善しようという試みが行われているが、このような方法では、追加的なスクラッチを形成する工程の追加によって工程費用が上昇したり、スクラッチの均一性が確保され得ないという短所があった。
このような方法とは異なり、コーティング工程の後、プラズマ処理を用いて表面を親水化するという方法もあるが、コーティング工程以外に、プラズマ処理工程の追加によって工程費用が上昇するという短所があった。
また、親水性を確保するために、最終製品に貴金属（Ａｕ）やチタン酸化物（ＴｉＯ２）を形成する方法があるが、このような場合、コーティング費用の上昇および成形した分離板を単枚の形態でコーティングしなければならないので、工程費用が上昇して、商用化に限界があった。
また、親水性を有する表面を確保するために、Ｓｉ成分濃厚層を表面に形成する方法も試みられたが、この方法では、燃料電池の分離板に絶縁性物質であるＳｉ酸化物を形成すると、導電性を低下させるため、燃料電池の分離板素材に適用することが困難であるという問題点があった。
韓国特許登録第１０−１４１０４７９号公報 韓国特許公開第１０−２０１３−０１３６７１３号公報
本発明は、上記従来技術の問題点に鑑みてなされたものであって、本発明の目的は、ステンレス鋼の表面に形成された非導電性被膜を除去し、新しい導電性被膜を形成して、耐食性を改善すると同時に、ステンレス冷延鋼板を延伸して、鋼板表面のマイクロピット制御を通じてパターンを形成して、別途のコーティングなど更なる表面処理を行うことなく、親水性および接触抵抗を向上させることができる高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼を提供することにある。
また、本発明の他の目的は、前記高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼を製造する方法を提供することにある。
本発明の一実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０超過〜０．０２％、Ｎ：０超過〜０．０２％、Ｓｉ：０超過〜０．２５％、Ｍｎ：０超過〜０．２％、Ｐ：０超過〜０．０４％、Ｓ：０超過〜０．０２％、Ｃｒ：２０〜３４％、Ｖ：０超過〜０．６％、Ｔｉ：０超過〜０．５％、Ｎｂ：０超過〜０．５％であり、残部Ｆｅおよびその他不可避な不純物を含み、前記ステンレス鋼の表面に圧延長さ方向に対して傾斜した方向に複数のパターンが形成され、それぞれの前記パターンは、前記圧延長さ方向に互いに繰り返される。
前記パターンは圧延長さ方向に対し３５〜６０°傾斜した方向に形成され得る。
また、前記パターンは、前記圧延長さ方向に互いに平行するように形成され得る。
また、前記パターンは、前記圧延長さ方向に互いに交差するように形成され得る。
前記ステンレス鋼の表面にマイクロピットが形成され、前記パターンは、互いに異なるマイクロピット面積分率を有し得る。
また、前記パターンの幅は、０．５〜３ｍｍであってもよい。
また、前記パターン上に形成されたマイクロピットの面積分率は、２〜５０％であってもよい。
また、前記パターン間のマイクロピットの面積分率の差は、２％以上であってもよい。
また、前記パターン上に形成されたマイクロピットの平均直径は、０．０５〜２０μｍであってもよい。
前記高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼は、Ｍｏ：０．０５〜２．５％をさらに含むことができる。
また、前記ステンレス鋼の不動態被膜内に含有されたＣｒ水酸化物／Ｃｒ酸化物の比は、０．５〜１．７であってもよい。
また、前記ステンレス鋼の不動態被膜の厚さは、３．５ｎｍ以下（０除外）であってもよい。
また、前記ステンレス鋼の表面は、接触角（ｃｏｎｔａｃｔ ａｎｇｌｅ，θ）が７０°以下であってもよい。
また、前記ステンレス鋼の接触抵抗は、１０ｍΩ・ｃｍ２以下であってもよい。
また、前記ステンレス鋼の不動態被膜の腐食電位は、０．３Ｖ（ＳＣＥ）以上であってもよい。
本発明の一実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ：０超過〜０．０２％、Ｎ：０超過〜０．０２％、Ｓｉ：０超過〜０．２５％、Ｍｎ：０超過〜０．２％、Ｐ：０超過〜０．０４％、Ｓ：０超過〜０．０２％、Ｃｒ：２０〜３４％、Ｖ：０超過〜０．６％、Ｔｉ：０超過〜０．５％、Ｎｂ：０超過〜０．５％であり、残部Ｆｅおよびその他不可避な不純物を含むステンレス鋼を冷間圧延して、ステンレス冷延薄板を製造する段階と、前記冷延薄板に延伸率５％以下の張力を印加する段階とを含み、延伸された前記冷延薄板の表面に圧延長さ方向に対して傾斜した方向に複数のパターンが形成され、それぞれの前記パターンは、前記圧延長さ方向に互いに繰り返される。
前記冷延薄板を冷延焼鈍して、前記冷延薄板の表面に第１不動態被膜を形成する熱処理段階と、前記第１不動態被膜を改質して、前記冷延薄板の表面に第２不動態被膜を形成する被膜改質段階とを含むことができる。
前記熱処理段階および被膜改質段階は、前記冷延薄板に張力を印加した後に行われ得る。
また、前記熱処理段階および被膜改質段階は、前記冷延薄板に張力を印加する前に行われ得る。
前記冷延焼鈍は、光輝焼鈍または連続焼鈍であってもよい。
前記被膜改質段階は、第１被膜改質段階、第２被膜改質段階および第３被膜改質段階を含むことができる。第１被膜改質段階では、硫酸溶液で第１電流密度で電解処理し、第２被膜改質段階では、前記硫酸溶液で前記第１電流密度以下の第２電流密度で電解処理し、前記第３被膜改質段階では、硝酸およびフッ酸を含む混酸溶液に浸漬する。前記第１被膜改質段階および前記第２被膜改質段階は、連続的に行われ得る。
前記第１被膜改質段階で、前記第１電流密度に対応する前記冷延薄板の電位が下記の式（１）および（２）を満たすことができる。
Ｅ正極≧１．０ −−−−−−−−−−−−− （１）
｜Ｅ正極｜＋｜Ｅ負極｜≧２．０ −−−−−−−−−−−−− （２）
また、前記第１被膜改質段階および前記第２被膜改質段階で、前記硫酸溶液の濃度は、５０〜３００ｇ／Ｌであり、前記硫酸溶液の温度は、４０〜８０℃であってもよい。
前記第３被膜改質段階で、前記混酸溶液内の前記硝酸の濃度は、１００〜２００ｇ／Ｌであり、前記フッ酸の濃度は、７０ｇ／Ｌ以下であり、前記混酸溶液の温度は、４０〜６０℃であってもよい。
本発明の高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼によれば、ステンレス鋼の表面に形成された非導電性被膜を除去し、新しい導電性被膜を形成して、耐食性を改善すると同時に、別途のコーティングなど更なる表面処理を行うことなく、親水性を確保することができるので、製造コストを節減させ、生産性を向上させることができる効果がある。また、高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼の表面の親水性を確保することができるので、燃料電池の分離板に適用するとき、水の排出特性を改善して、フラッディング現象による燃料電池の性能を安定化することができる。
一般的な高分子燃料電池を説明するための単位電池の断面図である。 従来の高分子燃料電池内に水の発生および移動を説明するためのカソードおよびガス拡散層を示す斜視図である。 本発明の一実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼の水滴の接触角（ｃｏｎｔａｃｔ ａｎｇｌｅ）を説明するための断面図である。 本発明の一実施形態による高分子燃料電池内における水の発生および移動を説明するためのカソードおよびガス拡散層を示す斜視図である。 本発明の一実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼の表面を撮影した写真である。 本発明の一実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼の表面を撮影した写真である。 図６のステンレス鋼の表面を、光学顕微鏡を利用して撮影した光学写真である。 図７のＬ領域のイメージ分析を通じてマイクロピットの分布を示す写真である。 図７のＲ領域のイメージ分析を通じてマイクロピットの分布を示す写真である。 図８および図９のマイクロピットのサイズおよび個数を分析した結果を示すグラフである。 本発明の一実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼を製造するための設備の概略図である。
本発明の一実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０超過〜０．０２％、Ｎ：０超過〜０．０２％、Ｓｉ：０超過〜０．２５％、Ｍｎ：０超過〜０．２％、Ｐ：０超過〜０．０４％、Ｓ：０超過〜０．０２％、Ｃｒ：２０〜３４％、Ｖ：０超過〜０．６％、Ｔｉ：０超過〜０．５％、Ｎｂ：０超過〜０．５％であり、残部Ｆｅおよびその他不可避な不純物を含み、前記高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼の表面に圧延長さ方向に対して傾斜した方向に複数のパターンが形成され、それぞれの前記パターンは、前記圧延長さ方向に互いに繰り返される。
以下では、本発明の実施形態を添付の図面を参照して詳細に説明する。以下の実施形態は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者に本発明の思想を十分に伝達するために提示するものである。本発明は、ここで提示した実施形態にのみ限定されず、他の形態で具体化されることもできる。図面は、本発明を明確にするために説明と関係ない部分の図示を省略し、理解を助けるために構成要素のサイズを多少誇張して表現している。
図１は、一般的な高分子燃料電池を説明するための単位電池の断面図である。図２は、従来の高分子燃料電池内に水の発生および移動を説明するためのカソードおよびガス拡散層を示す斜視図である。
図１を参照すると、高分子電解質型燃料電池は、電解質とアノードおよびカソード電極からなる膜電極接合体２１の両側に気体拡散層２２、２３と分離板（１０Ａ、１０Ｂ）が積層された単位電池構造からなる。
分離板（１０Ａ、１０Ｂ）は、燃料電池の電極にそれぞれ燃料（Ｈ２）と酸化剤（Ａｉｒ）を供給し、電気化学反応物である水（Ｈ２Ｏ）を排出するための流路が形成されている。分離板（１０Ａ、１０Ｂ）は、膜電極接合体２１と気体拡散層２２、２３を機械的に支持する機能と、隣接する単位電池との電気的連結機能を行う。
分離板（１０Ａ、１０Ｂ）の流路は、燃料あるいは酸化剤が通過するチャネルと、気体拡散層と当接して電気的通路役割をするランドとで構成され、円滑な反応物の供給と生成物の排出のために流路の形状および表面状態の制御が非常に重要である。
図２を参照すると、カソード分離板１０Ａ側では、電気化学反応により水が生成されるので、反応ガスの露点温度が燃料電池の作動温度より高ければ、チャネル、気体拡散層あるいは電極の内部で水蒸気の凝縮による水滴（Ｈ２Ｏ）が発生する。これをフラッディング（ｆｌｏｏｄｉｎｇ）現象というが、フラッディング現象によって反応ガスの不均一な流動および反応ガスの不十分な拡散が引き起こされるため、電極での反応ガスの欠乏が誘発されて燃料電池の性能を低下させる原因となる。
通常使用されるカソード分離板１０Ａの表面は、親水性が低いため、水（Ｈ２Ｏ）の流れ特性を十分に確保することができず、フラッディング現象を防止し難い。すなわち、カソード分離板１０Ａの表面に凝縮した水滴（Ｈ２Ｏ）がカソード分離板１０Ａの気体拡散層２２の反対方向に傾斜面に沿って流路に流下して円滑に排出されなければならないが、カソード分離板１０Ａの表面の親水性が低いため、水滴（Ｈ２Ｏ）の接触角が増加し、これに伴って、一定の体積以上になるまで水滴が流下しないため、円滑な排出が行われない。
このようなフラッディング現象は、カソード分離板１０Ａだけでなく、電解質膜を通過して伝達された水によりアノード分離板１０Ｂでも発生し得る。特に、アノード分離板１０Ｂで凝縮水によるガス流路の目詰まり現象が発生した場合には、燃料ガスの欠乏を招いて、電極の非可逆的損傷をもたらす。
このような現象は、燃料ガスが不足した状態で負荷電流が強制的に加えられれば、燃料がない状態で電子とプロトンを作るためにアノードの触媒を担持しているカーボンが水と反応するからであり、このような反応の結果として、アノード側触媒の損失が発生し、有効電極面積の減少を引き起こし、燃料電池の性能を低下させる。
このようなフラッディング現象を防止し、燃料電池の性能を安定化させるためには、表面に親水性を付与して、水をよく排出させる処理が必要である。すなわち、カソード分離板１０Ａおよびアノード分離板１０Ｂの表面の親水性の向上が要求される。
図３は、本発明の一実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０の水滴の接触角（ｃｏｎｔａｃｔ ａｎｇｌｅ，α）を説明するための断面図である。
図３を参照すると、高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０は、ステンレス鋼母材１１と、ステンレス鋼母材１１上に形成されている不動態被膜１２とを含む。
前記ステンレス鋼の表面の接触角（ｃｏｎｔａｃｔ ａｎｇｌｅ，α）は、７０°以下である。前記接触角は、前記ステンレス鋼の表面の親水性を増加させることにより低減することができるが、表面親水性の増加に関する詳細な内容は後述することとする。
高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０は、重量％で、Ｃ：０超過〜０．０２％、Ｎ：０超過〜０．０２％、Ｓｉ：０超過〜０．２５％、Ｍｎ：０超過〜０．２％、Ｐ：０超過〜０．０４％、Ｓ：０超過〜０．０２％、Ｃｒ：２０〜３４％、Ｖ：０超過〜０．６％、Ｔｉ：０超過〜０．５％、Ｎｂ：０超過〜０．５％であり、残部Ｆｅおよびその他不可避な不純物を含む。
以下、本実施形態における成分含量の数値限定理由について説明するが、以下では、特別な言及がない限り、単位は、重量％（ｗｔ％）である。
炭素（Ｃ）と窒素（Ｎ）は、鋼の中でクロム（Ｃｒ）炭化物およびクロム（Ｃｒ）窒化物を形成するが、その結果、クロム（Ｃｒ）が欠乏した層の耐食性が低下するので、両元素は、その含量が低いほど好ましい。したがって、本実施形態では、炭素（Ｃ）の組成比を０．０２％以下（０除外）、窒素（Ｎ）の組成比を０．０２％以下（０除外）に制限することが好ましい。
ケイ素（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ことはもちろん、焼鈍工程中に生成されるＳｉＯ２酸化物が製品の導電性および親水性を低下させるため、本実施形態では、ケイ素（Ｓｉ）の組成比を０．２５％以下に制限することが好ましい。
マンガン（Ｍｎ）は、脱酸を増加させる元素であるが、介在物であるＭｎＳは、耐食性を低下させるため、本実施形態では、マンガン（Ｍｎ）の組成比を０．２％以下に制限することが好ましい。
リン（Ｐ）は、耐食性だけでなく、靭性も低下させるため、本実施形態では、リン（Ｐ）の組成比を０．０４％以下に制限することが好ましい。
硫黄（Ｓ）は、ＭｎＳを形成し、このようなＭｎＳは、腐食の基点となって、耐食性を低下させるので、本実施形態では、これを考慮して硫黄（Ｓ）の組成比を０．０２％以下に制限することが好ましい。
クロム（Ｃｒ）は、親水性に有効なＣｒ水酸化物の形成に有効であり、燃料電池が作動する酸性の雰囲気で鉄（Ｆｅ）が溶出するのを防止することにより、耐食性を増加させる元素であるが、過多に添加された場合、靭性を低下させるため、本実施形態では、これを考慮してクロム（Ｃｒ）の組成比を２０〜３４％に制限することが好ましい。
バナジウム（Ｖ）は、燃料電池が作動する環境で鉄（Ｆｅ）の溶出を低減するのに効果的であるが、過多に添加された場合、靭性を阻害するので、本実施形態では、これを考慮して組成比を０％＜バナジウム（Ｖ）≦０．６％に制限することが好ましい。
チタニウム（Ｔｉ）とニオビウム（Ｎｂ）は、鋼中において炭素（Ｃ）および窒素（Ｎ）を炭化物および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、本実施形態では、これを考慮してそれぞれの組成比を０．５％以下に制限することが好ましい。
ただし、銅（Ｃｕ）は、固溶強化によって成形性が低下し得る元素であり、ニッケル（Ｎｉ）は、微量添加時にかえって溶出および成形性が低下し得る元素であるところ、銅（Ｃｕ）とニッケル（Ｎｉ）は、本実施形態では不純物として管理する。
本実施形態において、高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０は、モリブデン（Ｍｏ）を０．０５〜２．５％の組成比でさらに含むことができる。
モリブデン（Ｍｏ）は、ステンレス鋼に添加することにより耐食性を向上させることができるが、添加量が多すぎると靭性や親水性が少低下してしまうため、添加するモリブデン（Ｍｏ）の組成比は、０．０５〜２．５％に制限することが好ましい。
図４は、本発明の一実施形態による高分子燃料電池内における水の発生および移動を説明するためのカソードおよびガス拡散層を示す斜視図である。図５は、本発明の一実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０の表面を撮影した写真である。図６は、本発明の一実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０の表面を撮影した写真である。図７は、図６のステンレス鋼の表面を、光学顕微鏡を利用して撮影した光学写真である。図８は、図７のＬ領域のイメージ分析を通じてマイクロピットの分布を示す写真である。図９は、図７のＲ領域のイメージ分析を通じてマイクロピットの分布を示す写真である。図１０は、図８および図９のマイクロピットのサイズおよび個数を分析した結果を示すグラフである。
図４〜図１０を参照すると、高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０は、表面に圧延長さ方向に対して傾斜した方向に複数のパターンが形成される。この際、それぞれのパターンは、圧延長さ方向に互いに繰り返される。
これらのパターンは、圧延長さ方向に対して傾斜した方向に形成され、分離板の成形後にも側面に傾いた方向にパターンを提供する。例えば、パターンは、圧延長さ方向に対して３５〜６０°傾斜した方向に形成され得る。
また、これらのパターンは、圧延長さ方向に傾斜した方向が３５°未満または６０°超過であるとき、ステンレス鋼を分離板に成形した後、マイクロピットが水の流れ方向、すなわち水を外部に排出するための流路側の方向に対して垂直方向と類似に形成されて、水の排出特性が低下する問題点がある。
また、パターンは、２以上のパターンが繰り返されて形成され得る。
図４および図５を参照すると、例えば、パターンは、第１パターンＰ１および第１パターンＰ１に隣接して形成される第２パターンＰ２を含むことができ、第１パターンＰ１および第２パターンＰ２は、圧延長さ方向に互いに平行するように形成され得る。すなわち、複数のパターンが圧延長さ方向に対して斜線（ｄｉａｇｏｎａｌ ｌｉｎｅ）で形成される。
図６を参照すると、例えば、パターンは、第１パターンＰ１と、第１パターンＰ１に隣接して形成される第２パターンＰ２とを含むことができ、第１パターンＰ１および第２パターンＰ２と交差する第３パターンＰ３および第３パターンＰ３に隣接して形成される第４パターンＰ４を含むことができる。
第１パターンＰ１および第２パターンＰ２は、圧延長さ方向に互いに平行するように形成され、第３パターンＰ３および第４パターンＰ４は、圧延長さ方向に互いに平行するように形成され得る。この際、第１パターンＰ１および第２パターンＰ２と第３パターンＰ３および第４パターンＰ４とは、互いに交差するものの、対称となるように形成され得る。すなわち、複数のパターンが圧延長さ方向に対して交差して格子型（ｌａｔｔｉｃｅ ｔｙｐｅ）で形成される。
図７〜図１０を参照すると、高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０の表面にマイクロピットが形成され、前記パターンは、互いに異なるマイクロピット面積分率を有する。
本実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０は、燃料電池の作動中のフラッディング現象を防止するために、水の流れ特性を向上させ、ステンレス鋼の表面接触角を減少させる必要がある。
水の流れ特性を改善するために、本実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０の表面にマイクロピットが形成されるにつれて、燃料電池の電極反応により生成された水を分離板上に微細に分散させることができ、互いに異なるマイクロピット面積分率を有するにつれて形成されたパターンの傾斜した方向に沿って水が排出され得るので、水の流れ特性を最大化させることができる。
ステンレス鋼の表面接触角を減少させるために、本実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０の表面にマイクロピットを形成して表面の粗さを制御することができ、一定の粗さ内に存在する凹部および凸部によって水滴に毛細管効果（ｃａｐｉｌｌａｒｙ ｅｆｆｅｃｔ）が作用して、水滴の表面張力を減少させることができ、これに伴って、ステンレス鋼の表面接触角を７０°以下に制御することにより、親水性を増加させることができる。
また、前記パターンの幅は、０．５〜３ｍｍであってもよい。
互いに異なるマイクロピット分率を有するパターンの幅が０．５〜３ｍｍである場合、このパターンのマイクロピットが繰り返して交互に形成されるにつれて、親水性が増加する効果を得ることができる。
また、前記パターン上に形成されたマイクロピットの面積分率は、２〜５０％であってもよい。
マイクロピットの面積分率が２％未満である場合、互いに異なるマイクロピット面積分率を有するパターンを形成しにくく、したがって、水の流れ特性を増加させにくく、また、マイクロピットの面積分率があまり小さいため、水を微細に分散させにくく、接触抵抗の減少効果が殆どない。マイクロピットの面積分率が５０％超過である場合、親水性の増加効果および接触抵抗の減少効果が大きく増加しない。
また、前記パターン間のマイクロピットの面積分率の差は、２％以上であってもよい。
パターンの間のマイクロピットの面積分率の差が２％未満である場合、互いに異なるマイクロピット面積分率を有するパターンを形成しにくく、したがって、水の流れ特性を増加させにくいという問題点がある。
また、前記パターン上に形成されたマイクロピットの平均直径は、０．０５〜２０μｍであってもよい。
マイクロピットの平均直径が０．０５μｍ未満である場合、接触抵抗の減少効果が殆どなく、マイクロピットの平均直径が２０μｍを超える場合、マイクロピットのサイズが非常に大きくなって、接触面積が増加して、かえって接触抵抗が増加する問題点がある。
これに伴って、高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０の表面にマイクロピット分布が異なるパターンを形成することにより、燃料電池の電極反応により生成された水を分離板上に微細に分散させることができ、互いに異なるマイクロピット面積分率を有するにつれて形成されたパターンの傾斜した方向により水が排出され得るので、水の流れ特性を最大化させることができる。また、高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０の表面のマイクロピットの分率およびサイズを制御して、水を微細に分散させて、水の流れ特性を増加させることができるだけでなく、接触抵抗を１０ｍΩ・ｃｍ２以下に低減することができる。
図３を参照すると、高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０は、ステンレス鋼母材１１およびステンレス鋼母材１１上に形成されている不動態被膜１２を含む。高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０の不動態被膜１２内に含有されたＣｒ水酸化物／Ｃｒ酸化物の比は、０．５〜１．７である。ここで、Ｃｒ水酸化物は、Ｃｒ（ＯＨ）３である。
親水性の増加は、前記ステンレス鋼の表層に形成された不動態被膜１２の成分を制御して達成することができる。
不動態被膜１２内に含有されたＣｒ水酸化物／Ｃｒ酸化物の比が０．５未満の場合、不動態被膜１２の接触角が７０°を超過して本発明で目的とする十分な親水性を得ることはできない。また、不動態被膜１２内に含有されたＣｒ水酸化物／Ｃｒ酸化物の比が１．７超過である場合、Ｃｒ水酸化物は、Ｃｒ酸化物より熱力学的に不安定であるため、燃料電池の作動環境である強い酸性環境内で親水特性を失う。これに伴って、本実施形態では、これを考慮して不動態被膜１２内に含有されたＣｒ水酸化物／Ｃｒ酸化物の比を０．５〜１．７に制限することが好ましい。
例えば、不動態被膜１２の厚さは、３．５ｎｍ以下（０除外）であってもよい。一般的なステンレス冷延薄板は、その表面に形成された数ｎｍ厚さの不動態被膜によって界面接触抵抗が増加するようになる。本実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０の不動態被膜１２が３．５ｎｍ以下と薄膜化が達成されることにより、通常の絶縁性に近い半導体的特性を有する不動態被膜を薄膜化して、接触抵抗を減少させることができる効果がある。
例えば、不動態被膜１２の腐食電位は、０．３Ｖ（ＳＣＥ）以上であってもよい。腐食電位の評価は、製造された０．１ｍｍ厚さの鋼板素材をｃｍ２面積で切断して、燃料電池の作動環境である１モル濃度の硫酸と２ｐｐｍのフッ酸溶液の混合溶液内７０℃で浸漬して、基準電極である飽和カロメル電極（ｓａｔｕｒａｔｅｄ ｃａｌｏｍｅｌ ｅｌｅｃｔｒｏｄｅ，ＳＣＥ）対比素材の電位を評価した。すなわち、本実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０は、腐食電位が基準電極である飽和カロメル電極（ｓａｔｕｒａｔｅｄ ｃａｌｏｍｅｌ ｅｌｅｃｔｒｏｄｅ，ＳＣＥ）対比０．３Ｖ（ＳＣＥ）以上を確保することができる。
また、不動態被膜１２は、１００Ｎ／ｃｍ２の接触圧力で界面接触抵抗を１０ｍΩ・ｃｍ２以下に管理することができ、燃料電池の分離板の商用化における目標値を達成することができる。
すなわち、本実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０は、親水性、導電性、耐食性そして低接触抵抗を有する不動態被膜を含むことができる。
図１１は、本発明の一実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０を製造するための設備の概略図である。
以下、図１１を参照して本実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０を製造する方法を詳細に説明することとする。
高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０は、熱間圧延、冷間圧延を経て冷延薄板に製造される。
その後、冷延薄板を冷延焼鈍して、冷延薄板の表面に第１不動態被膜を形成する熱処理段階を経る。例えば、冷延焼鈍は、光輝焼鈍または連続焼鈍であってもよい。好ましくは、冷延焼鈍は、光輝焼鈍で行われる。
光輝焼鈍熱処理は、還元性の雰囲気で熱処理を行うので、通常の酸化性の雰囲気で形成される数μｍ厚さの高温酸化スケール形態でなく、なめらかな表面状態を有する数ｎｍ厚さの不動態被膜が形成されたステンレス鋼板で製造される。ところで、光輝焼鈍の熱処理時に形成された数ｎｍ厚さの不動態被膜は、半導体的特性によって高い電気比抵抗特性を示し、燃料電池の分離板として使用するとき、高い界面接触抵抗によって燃料電池の性能を低下させる問題点を有している。したがって、光輝焼鈍の熱処理時に形成された不動態被膜の界面接触抵抗および耐食性を向上させる後処理工程がさらに必要である。
前記冷延薄板は、重量％で、Ｃ：０超過〜０．０２％、Ｎ：０超過〜０．０２％、Ｓｉ：０超過〜０．２５％、Ｍｎ：０超過〜０．２％、Ｐ：０超過〜０．０４％、Ｓ：０超過〜０．０２％、Ｃｒ：２０〜３４％、Ｖ：０超過〜０．６％、Ｔｉ：０超過〜０．５％、Ｎｂ：０超過〜０．５％であり、残部Ｆｅおよびその他不可避な不純物を含み、その各構成に関する説明は、前述した通りである。
これにより、本実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０は、下記の工程を通じて薄膜の親水性および導電性不動態被膜を形成することができる。
このような導電性の不動態被膜を形成するために、第１不動態被膜を改質して、冷延薄板の表面に第２不動態被膜１２ａを形成する。
第１不動態被膜は、硫酸溶液で第１電流密度で電解処理して、第１被膜改質（１００）し、硫酸溶液で第１電流密度以下の第２電流密度で電解処理して、第２被膜改質（２００）し、硝酸およびフッ酸を含む混酸溶液に浸漬して第３被膜改質（４００）する。
この際、第１被膜改質段階（１００）および第２被膜改質段階（２００）は、連続的に行われ得る。
すなわち、第１不動態被膜が形成された冷延薄板が第１被膜改質段階（１００）を経れば、第１不動態被膜が除去される。第１不動態被膜が除去された冷延薄板が第２被膜改質段階（２００）を経ながら、冷延薄板の表面に隣接して鉄（Ｆｅ）が選択的に溶出され、これにより、冷延薄板の表面にクロム（Ｃｒ）が濃化してクロム濃化層が形成され得る。
第１被膜改質段階（１００）および第２被膜改質段階（２００）は、いずれも、硫酸溶液で電解処理され、第１被膜改質段階（１００）では、第１電流密度で電解処理され、第２被膜改質段階（２００）では、第１電流密度以下の第２電流密度で電解処理される。
第１被膜改質段階（１００）において、第１電流密度に対応する冷延薄板の電位は下記の式（１）および（２）を満たすことが好ましい。
Ｅ正極≧１．０ −−−−−−−−−− （１）
｜Ｅ正極｜＋｜Ｅ負極｜≧２．０ −−−−−−−−−− （２）
第１被膜改質段階（１００）で、アノードおよびカソード電極の交差電解処理時に、Ｅ正極およびＥ負極絶対値の和が２．０Ｖ（ＳＣＥ）以上であるか、カソード電極単独の電解処理時にＥ正極が１．０Ｖ（ＳＣＥ）以上になる第１電流密度を印加することが好ましい。
これは、Ｅ正極およびＥ負極絶対値の和が２．０Ｖ（ＳＣＥ）以上であるか、Ｅ正極が１．０Ｖ（ＳＣＥ）以上である場合、冷延薄板の正極溶解が＋１．０Ｖ（ＳＣＥ）以上の高い電位領域で発生するので、不動態被膜溶解が表面全体的に均一に発生するようになる。したがって、冷延薄板の侵食を抑制しつつ、非導電性の不動態被膜を均一に除去することができる。この際、Ｅ正極およびＥ負極絶対値の和が２．０Ｖ（ＳＣＥ）以下であるか、Ｅ正極が１．０Ｖ（ＳＣＥ）以下である場合、不動態被膜が不均一に除去されて、接触抵抗の減少効率が低下し得る。
また、第１被膜改質段階（１００）において、硫酸溶液の濃度は、５０〜３００ｇ／Ｌであり、硫酸溶液の温度は４０〜８０℃に調節することが好ましい。
硫酸溶液の濃度が５０ｇ／Ｌ未満である場合、冷延薄板の表面の光輝焼鈍された第１不動態被膜除去が不充分である。また、硫酸溶液の濃度が３００ｇ／Ｌ超過であっても、第１不動態被膜除去効果は飽和であるので、電解処理の経済性を考慮して３００ｇ／Ｌ以下に制御することが好ましい。
硫酸溶液の温度が４０℃未満である場合、不動態被膜の除去効率が低下し、上限温度は、安全性を考慮して８０℃に範囲を制限することが好ましい。
第１被膜改質段階（１００）以後、第１不動態被膜が除去された状態の冷延薄板を再度硫酸溶液で電解処理して、冷延薄板の表面にＣｒ比率を増加させる段階、すなわち第２被膜改質段階（２００）を行う。
第２被膜改質段階（２００）の電流密度である第２電流密度は、第１被膜改質段階（１００）の電流密度である第１電流密度以下であってもよい。より好ましくは、第２被膜改質段階（２００）の電流密度である第２電流密度は、第１被膜改質段階（１００）の電流密度である第１電流密度より小さくてもよい。
第１被膜改質段階（１００）で光輝焼鈍された第１不動態被膜が除去されたので、第２被膜改質段階（２００）は、ステンレス鋼母材１１が露出している状態であるから、第２被膜改質段階（２００）の電流密度が第１被膜改質段階（１００）の電流密度より大きければ、深刻な母材の溶出を発生させるので、表面Ｃｒ比率の増加効果を期待し難い。したがって、第２被膜改質段階（２００）は、第１被膜改質段階（１００）に比べて低い電流密度を印加して、適切なＦｅの選択的溶出を発生させて、表面にＣｒの比率を増加させて、ステンレス母材の表面にＣｒ比率を増加させることができる。
例えば、第２被膜改質段階（２００）で、前記硫酸溶液の濃度は、５０〜３００ｇ／Ｌであり、硫酸溶液の温度は４０〜８０℃に調節することが好ましい。
硫酸溶液の濃度が５０ｇ／Ｌ未満である場合、ステンレス鋼母材１１のＦｅの選択的溶出量が少ないため、表面Ｃｒ比率増加が不充分である。また、硫酸溶液の濃度が３００ｇ／Ｌ超過の場合、ステンレス鋼母材１１の侵食が激しくて、表面Ｃｒ比率の増加効果を期待し難い。
硫酸溶液の温度が４０℃未満である場合、表面Ｃｒ比率の増加効果が低下し、上限温度は、安全性を考慮して８０℃で範囲を制限することが好ましい。
また、第１被膜改質段階（１００）および第２被膜改質段階（２００）を行いながら、硫酸溶液を収容している電解槽内部の前記硫酸溶液の流動を発生させて、電極および前記冷延薄板の表面に発生する気泡を除去することができる。
第１被膜改質段階（１００）と第２被膜改質段階（２００）で、電解処理時に電極および冷延薄板の表面で発生する気泡は、電解処理の効率を低下させ、また、冷延表面に気泡によるむらや跡ができる主要要因になり得る。したがって、電解処理時に発生する気泡を除去することが好ましい。電解処理時に電解槽の内部に溶液の流動を発生させて、電極および冷延薄板の表面に発生する気泡を機械的に除去することができる。電解槽の内部に溶液の流動を発生させる方法としては、硫酸溶液をポンプで循環させて、電極および冷延薄板の表面方向にノズルを介して噴射することが好ましい。
一方、本実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０の製造方法は、第２被膜改質段階（２００）以後、硝酸溶液とフッ酸溶液が混合された混酸溶液に浸漬させて、新しい被膜を形成する第３被膜改質段階（４００）をさらに含む。すなわち、第１不動態被膜が除去され、クロム濃化層が形成されたステンレス母材を硝酸およびフッ酸を含む混酸溶液に浸漬する第３被膜改質段階（４００）を経ながら第２不動態被膜１２ａが再度形成される。
例えば、第３被膜改質段階（４００）で、混酸溶液中の硝酸の濃度は、１００〜２００ｇ／Ｌであり、フッ酸の濃度は７０ｇ／Ｌ以下であり、溶液の温度は、４０〜６０℃の範囲で浸漬させることが好ましい。
第３被膜改質段階（４００）で、混酸浸漬の初期にステンレス鋼母材１１のＦｅ選択的溶出および表面残留不溶性Ｓｉ酸化物の溶解が発生して、表面Ｃｒ比率の増加が現れる。浸漬の後期に濃縮されたＣｒによる新しい被膜である第２不動態被膜１２ａが形成されて、冷延薄板の表面電位が増加するようになる。
混酸中に硝酸の濃度があまり低ければ、表面Ｃｒ比率の増加や新しい不動態被膜形成の効率が低いため、接触抵抗の減少効果が低下し、濃度が大きく増加しても、表面のＣｒ比率の増加効果が飽和されたり、かえってステンレス鋼母材１１の侵食が激しくて、接触抵抗の減少効果が低下するので、混酸中で硝酸の濃度は、１００〜２００ｇ／Ｌに制限することが好ましい。
第３被膜改質段階（４００）で、以前の段階で除去されない不溶性酸化物は、フッ酸による直接溶解またはステンレス鋼母材１１の溶出と共に脱落除去され得る。
また、フッ酸は、溶出した金属イオンとの反応を通じて金属イオンの除去を助けて硝酸の効果を増加させる。したがって、不溶性酸化物が存在しないか、硝酸の効果を十分に発揮できる場合には、第３被膜改質段階（４００）でフッ酸の濃度は０にする。フッ酸の濃度があまり高ければ、ステンレス鋼母材１１の侵食が激しくなるので、フッ酸の上限を７０ｇ／Ｌにすることが好ましい。
第３被膜改質段階（４００）で、混酸溶液の温度が４０℃未満であるか、６０℃超過である場合、新しい不動態被膜形成の効果が低下して、混酸の温度範囲を限定することが好ましい。
硫酸溶液の温度が４０℃未満である場合、不動態被膜の除去効率が低下し、上限温度は、安全性を考慮して８０℃に範囲を制限することが好ましい。
以後、前記冷延薄板を水洗し、これを３００℃以下の温度で温風乾燥することができる。
本実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０の親水性をより向上させるために、冷延薄板の表面にパターンを形成することができる。
これは、冷延薄板に延伸率５％以下の張力を印加して冷延薄板の表面にパターンを形成することができ、この工程を経て前記冷延薄板の表面に圧延長さ方向に対して傾斜した方向に複数のパターンを形成する。この際、それぞれのパターンは、圧延長さ方向に互いに繰り返される。この際、張力は、冷延薄板の圧延長さ方向に印加される。
冷延薄板が延伸率５％超過の張力が印加される場合、過度な張力によって製品の延伸率が低下することによる成形性低下の問題点があり、本発明で目的とするステンレス鋼の表面にパターンが形成されないため、水の排出特性を改善させにくい問題点がある。
冷延薄板に張力を印加する段階を経た本実施形態による高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０は、前述したように、表面にパターンが形成され得る。表面のパターンに関する詳細な説明は、前述した通りであるので、これに関する説明は、以下では省略することとする。
冷延薄板に張力を印加する段階は、冷延薄板の製造以後に行われ得る。
例えば、熱処理段階および被膜改質段階は、冷延薄板に張力を印加した後に行われ得る。すなわち、冷延薄板に張力を印加する段階は、冷延薄板を製造した後、熱処理段階および被膜改質段階を行う前に行われ得る。
例えば、熱処理段階および被膜改質段階は、冷延薄板に張力を印加する前に行われ得る。すなわち、冷延薄板に張力を印加する段階は、冷延薄板を製造した後、熱処理段階および被膜改質段階を行った後に行われ得る。
例えば、熱処理段階と被膜改質段階との間に冷延薄板に張力を印加する段階が行われ得る。すなわち、冷延薄板に張力を印加する段階は、冷延薄板を製造し、熱処理段階を行った後、被膜改質段階を行う前に行われ得る。
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明することとする。
〔発明鋼の製造〕
本発明の実施例による発明鋼１〜３は、それぞれ下記表１の組成を含み、連続鋳造工程を経てスラブを製造した後、熱間圧延および冷間圧延工程を経て０．１ｍｍ厚さの冷延薄板形態で製造した。
以下、実施例を通じて本発明についてより詳細に説明する。
〔実施例１〕
発明鋼１の組成を有するフェライト系ステンレス鋼をＺ−ｍｉｌｌ冷間圧延機を用いて冷間圧延した後、水素（７５ｖｏｌ％）および窒素（２５ｖｏｌ％）が含有された還元性の雰囲気で光輝焼鈍熱処理を実施した０．１ｍｍ厚さの冷延薄板を下記表２の実施例１の条件によって張力を印加して変形を加えた。以後、下記表３の条件によって硫酸溶液内で第１および第２被膜改質を行った後、硝酸およびフッ酸が含まれた混酸溶液で浸漬する第３被膜改質工程を実施した後、物性を評価した。
〔実施例２〕
０．１ｍｍ厚さの冷延薄板を下記表２の実施例２の条件によって張力を印加したことを除いては、実施例１と同じ条件で行った後、物性を評価した。
〔実施例３〕
０．１ｍｍ厚さの冷延薄板を下記表２の実施例３の条件によって張力を印加したことを除いては、実施例１と同じ条件で行った後、物性を評価した。
〔実施例４〕
発明鋼２の組成を有するフェライト系ステンレス鋼をＺ−ｍｉｌｌ冷間圧延機を用いて冷間圧延した後、水素（７５ｖｏｌ％）および窒素（２５ｖｏｌ％）が含有された還元性の雰囲気で光輝焼鈍熱処理を実施した０．１ｍｍ厚さの冷延薄板を下記表２の実施例４の条件によって張力を印加して変形を加えた。以後、下記表３の条件によって硫酸溶液内で第１および第２被膜改質した後、硝酸およびフッ酸が含まれた混酸溶液で浸漬する第３被膜改質工程を実施した後、物性を評価した。
〔実施例５〕
０．１ｍｍ厚さの冷延薄板を下記表２の実施例５の条件によって張力を印加したことを除いては、実施例４と同じ条件で行った後、物性を評価した。
〔実施例６〕
０．１ｍｍ厚さの冷延薄板を下記表２の実施例６の条件によって張力を印加したことを除いては、実施例４と同じ条件で行った後、物性を評価した。
〔実施例７〕
発明鋼３の組成を有するフェライト系ステンレス鋼をＺ−ｍｉｌｌ冷間圧延機を用いて冷間圧延した後、水素（７５ｖｏｌ％）および窒素（２５ｖｏｌ％）が含有された還元性の雰囲気で光輝焼鈍熱処理を実施した０．１ｍｍ厚さの冷延薄板を下記表２の実施例７の条件によって張力を印加して変形を加えた。以後、下記表３の条件によって硫酸溶液内で第１および第２被膜改質した後、硝酸およびフッ酸が含まれた混酸溶液で浸漬する第３被膜改質工程を実施した後、物性を評価した。
〔実施例８〕
０．１ｍｍ厚さの冷延薄板を下記表２の実施例８の条件によって張力を印加したことを除いては、実施例７と同じ条件で行った後、物性を評価した。
〔実施例９〕
０．１ｍｍ厚さの冷延薄板を下記表２の実施例９の条件によって張力を印加したことを除いては、実施例７と同じ条件で行った後、物性を評価した。
〔比較例１〕
０．１ｍｍ厚さの冷延薄板を下記表２の比較例１の条件によって張力を印加したことを除いては、実施例１と同じ条件で行った後、物性を評価した。
〔比較例２〕
０．１ｍｍ厚さの冷延薄板を下記表２の比較例２の条件によって張力を印加したことを除いては、実施例４と同じ条件で行った後、物性を評価した。
〔比較例３〕
０．１ｍｍ厚さの冷延薄板を下記表２の比較例３の条件によって張力を印加したことを除いては、実施例７と同じ条件で行った後、物性を評価した。
ここで、前記電流密度比は、第１被膜改質段階での第１電流密度を第２被膜改質段階での第２電流密度で割った値である。
表４および表５は、表１〜表３によって製造されたステンレス冷延薄板のパターン分析、マイクロピットのサイズ、分率、接触角、接触抵抗、燃料電池の使用による性能減少率などの物性を測定して示した表である。
パターンの形成有無は、目視で確認し、パターン幅は、提供された母材試験片の目視上で観察されるパターン間の間隔をミリメートルで測定し、パターン内のマイクロピットの面積分率および直径は、光学顕微鏡を利用して試験片の表面を測定した後、色の明暗差を利用してパターン内で観察されるマイクロピット平均直径（μｍ）および面積分率（％）を測定した。
接触角の評価は、実施例による試験片を面積２０ｃｍ２で切断して、ＫＲＵＳＳ ＧｍｂＨ社のＤＳＫ １０−ＭＫ２装備を用いて３μＬの蒸留水を常温で表面に水滴の形態で落として、表面との接触角を測定した。
接触抵抗の評価は、ＳＧＬ社のガス拡散層（ＧＤＬ１０−ＢＡ）を素材の両側に位置させ、電流および電圧端子としてＡｕ−ｃｏａｔ Ｃｕ ｐｌａｔｅを使用してＤＣ−４ ｐｒｏｂｅ法で測定して、ガス拡散層とステンレス鋼との接触抵抗を測定した。
燃料電池の性能評価は、横５ｃｍ×５ｃｍ面積のサイズで成形して、膜電極接合体は、ゴア（ｇｏｒｅ）社の膜電極接合体を使用して、作動温度は７０℃、反応ガスの全体圧力は１気圧に維持し、燃料極（Ａｎｏｄｅ）と空気極（Ｃａｔｈｏｄｅ）に供給された水素および酸素量は、電気化学的に消耗される量のそれぞれ１．５倍および２倍を供給して測定した。また、長期性能の測定は、電流密度を５００ｍＡ／ｃｍ２（１２．５Ａ）で１００時間維持させながら、単位電池の性能減少率（電圧）を測定した。
これにより、本発明の発明鋼の組成を有するステンレス冷延鋼板に延伸率５％以下の張力を印加した場合、本発明が目的とする親水性および表面接触抵抗を得ることができ、これにより、ステンレス鋼を燃料電池の分離板に適用するとき、水の排出特性を改善してフラッディング現象を防止することができた。したがって、このような実施例によるステンレス鋼を利用して燃料電池を製造した後、１００時間の性能維持の有無を確認してみた結果、燃料電池の性能減少率が１ｍＶ以下であって、性能の劣化がないことが分かった。
すなわち、本発明の一実施形態によるステンレス鋼によれば、高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼１０の表面にコーティングなどの別途の表面処理を行うことなく、親水性および接触抵抗などを同時に確保することができる。
以上、本発明の例示的な実施例を説明したが、本発明は、これに限定されず、当該技術分野における通常の知識を有する者なら、特許請求の範囲の概念と範囲を逸脱しない範囲内で多様な変更および変形が可能であることが理解できる。
本発明の実施形態による燃料電池の分離板用ステンレス鋼およびその製造方法は、高分子燃料電池用分離板に適用可能である。

Claims (25)

  1. 質量％で、Ｃ：０超〜０．０２％、Ｎ：０超〜０．０２％、Ｓｉ：０超〜０．２５％、Ｍｎ：０超〜０．２％、Ｐ：０超〜０．０４％、Ｓ：０超〜０．０２％、Ｃｒ：２０〜３４％、Ｖ：０超〜０．６％、Ｔｉ：０超〜０．５％、Ｎｂ：０超〜０．５％であり、残部Ｆｅおよびその他不可避な不純物からなる高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼において、
    前記ステンレス鋼の表面に圧延長さ方向に対して傾斜した方向に複数のパターンが形成され、それぞれの前記パターンは、圧延長さ方向に互いに繰り返される、親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼。
  2. 前記パターンは、圧延長さ方向に対して３５〜６０°傾斜した方向に形成される請求項１に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼。
  3. 前記パターンは、互いに平行するように形成される、請求項１に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼。
  4. 前記パターンは、圧延長さ方向に互いに交差するように形成される、請求項１に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼。
  5. 前記ステンレス鋼の表面にマイクロピットが形成され、
    前記パターンは、互いに異なるマイクロピット面積分率を有する、請求項１に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼。
  6. 前記パターンの幅が０．５〜３ｍｍである、請求項１に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼。
  7. 前記パターン上に形成されたマイクロピットの面積分率が２〜５０％である、請求項５に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼。
  8. 前記パターン間のマイクロピットの面積分率の差が２％以上である、請求項７に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼。
  9. 前記パターン上に形成されたマイクロピットの平均直径は０．０５〜２０μｍである、請求項１に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼。
  10. 前記ステンレス鋼は、Ｍｏ：０．０５〜２．５％をさらに含む、請求項１に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼。
  11. 前記ステンレス鋼の不動態被膜内に含有されたＣｒ水酸化物／Ｃｒ酸化物の比が０．５〜１．７である、請求項１に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼。
  12. 前記ステンレス鋼の不動態被膜の厚さが３．５ｎｍ以下（０除外）である、請求項１に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼。
  13. 前記ステンレス鋼の表面に対して水滴がなす鋭角である接触角（ｃｏｎｔａｃｔ ａｎｇｌｅ，α）が７０°以下である請求項１に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼。
  14. 前記ステンレス鋼とＡｕ−ｃｏａｔ Ｃｕ ｐｌａｔｅを使用してＤＣ−４ ｐｒｏｂｅ法で測定したガス拡散層の接触抵抗が１０ｍΩ・ｃｍ２以下である請求項１に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼。
  15. 前記ステンレス鋼の不動態被膜の腐食電位が０．３Ｖ（ＳＣＥ）以上である、請求項１に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼。
  16. 質量％で、Ｃ：０超〜０．０２％、Ｎ：０超〜０．０２％、Ｓｉ：０超〜０．２５％、Ｍｎ：０超〜０．２％、Ｐ：０超〜０．０４％、Ｓ：０超〜０．０２％、Ｃｒ：２０〜３４％、Ｖ：０超〜０．６％、Ｔｉ：０超〜０．５％、Ｎｂ：０超〜０．５％であり、残部Ｆｅおよびその他不可避な不純物からなるステンレス鋼を冷間圧延して、ステンレス冷延薄板を製造する段階と、
    前記冷延薄板に延伸率５％以下の張力を印加する段階と、を含み、
    延伸された前記冷延薄板の表面に圧延長さ方向に対して傾斜した方向に複数のパターンが形成され、それぞれの前記パターンは、圧延長さ方向に互いに繰り返される、親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼の製造方法。
  17. 前記冷延薄板を焼鈍して、前記冷延薄板の表面に第１不動態被膜を形成する熱処理段階と、
    前記第１不動態被膜を改質して、前記冷延薄板の表面に第２不動態被膜を形成する被膜改質段階と、を含む、請求項１６に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼の製造方法。
  18. 前記熱処理段階および被膜改質段階は、前記冷延薄板に張力を印加した後に行われる、請求項１７に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼の製造方法。
  19. 前記熱処理段階および被膜改質段階は、前記冷延薄板に張力を印加する前に行われる、請求項１７に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼の製造方法。
  20. 前記焼鈍は、光輝焼鈍または連続焼鈍である請求項１７に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼の製造方法。
  21. 前記被膜改質段階は、
    硫酸溶液で第１電流密度で電解処理する第１被膜改質段階と、
    前記硫酸溶液で前記第１電流密度以下の第２電流密度で電解処理する第２被膜改質段階と、
    硝酸およびフッ酸を含む混酸溶液に浸漬する第３被膜改質段階と、を含む、請求項１７に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼の製造方法。
  22. 前記第１被膜改質段階および前記第２被膜改質段階は、連続的に行われる、請求項２１に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼の製造方法。
  23. 前記第１被膜改質段階で、前記第１電流密度に対応する前記冷延薄板の電位が下記の式（１）および（２）を満たす、請求項２１に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼の製造方法。
    Ｅ正極≧１．０ −−−−− （１）
    ｜Ｅ正極｜＋｜Ｅ負極｜≧２．０ −−−−− （２）
  24. 前記第１被膜改質段階および前記第２被膜改質段階で、前記硫酸溶液の濃度が５０〜３００ｇ／Ｌであり、前記硫酸溶液の温度が４０〜８０℃である、請求項２１に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼の製造方法。
  25. 前記第３被膜改質段階で、前記混酸溶液内の前記硝酸の濃度が１００〜２００ｇ／Ｌであり、前記フッ酸の濃度が７０ｇ／Ｌ以下であり、前記混酸溶液の温度が４０〜６０℃である、請求項２１に記載の親水性および接触抵抗が向上した高分子燃料電池の分離板用ステンレス鋼の製造方法。
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