WO2011010746A1 - 耐食性に優れた燃料電池用ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents

耐食性に優れた燃料電池用ステンレス鋼およびその製造方法 Download PDF

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WO2011010746A1
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fuel cells
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井手信介
石井知洋
西山直樹
石川伸
宇城工
槇石規子
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a stainless steel for a fuel cell that exhibits excellent corrosion resistance under the use environment of the fuel cell and a method for producing the same.
  • This fuel cell generates electricity by reacting hydrogen and oxygen, and its basic structure has a sandwich-like structure, and is an electrolyte membrane (that is, an ion exchange membrane (ion).
  • polymer electrolyte fuel cells are compared to molten carbonate fuel cells and phosphoric acid fuel cells.
  • the operating temperature is remarkably low, about 80 ° C.
  • the fuel cell body can be reduced in weight and size.
  • C It can be started up in a short period of time, and has advantages such as high fuel efficiency and high output density.
  • the polymer electrolyte fuel cell is an onboard power supply for an electric vehicle, a household use, or a portable and compact dispersed power system (portable and compact dispersed power system). As a stationary type compact electric generator, it is one of the fuel cells attracting the most attention today.
  • the polymer electrolyte fuel cell is based on the principle of extracting electricity from hydrogen and oxygen through a polymer membrane, and the structure thereof is shown in FIG. 1 as shown in FIG.
  • Electrode Assembly 1 is sandwiched between gas diffusion layers 2 and 3 such as carbon cloth and separators 4 and 5 and is used as a single component (so-called single cell). Electromotive force (electromotive force) is generated between the separator 4 and the separator 5.
  • the membrane-electrode assembly 1 is called MEA (Membrance-Electrode Assembly), such as a carbon black having a polymer membrane and platinum catalyst supported on the front and back surfaces of the membrane. These electrode materials are integrated, and the thickness is several tens of ⁇ m to several hundreds of ⁇ m. Further, the gas diffusion layers 2 and 3 are often integrated with the membrane-electrode assembly 1.
  • Patent Document 1 discloses stainless steel for a separator in which the content of Cr and Mo is increased to improve the corrosion resistance from the component side.
  • the assumed potential is a limited potential of 0.2 V.
  • the technique disclosed in Patent Document 2 is characterized in that a film mainly composed of Cr in which Cu is taken in is generated, so that the above-described Cr overpassive dissolution is likely to occur. Corrosion resistance decreases in an acidic high potential environment that becomes a corrosive zone.
  • the technique disclosed in Patent Document 3 does not assume use in a severe corrosive environment like a fuel cell in the first place, and Cr is concentrated in the passive film. Is likely to occur and the corrosion resistance is insufficient.
  • An object of the present invention is to provide a stainless steel for a fuel cell that is excellent in corrosion resistance in a wide potential range in view of the above-described problems of conventional techniques. Moreover, it aims at providing the advantageous manufacturing method.
  • the present inventors have intensively studied a method for improving the corrosion resistance in a wide potential range.
  • a method for improving the corrosion resistance is improved over a wide potential range from low potential to high potential by enhancing the oxide-like bond in the film and controlling the ratio of Cr and Fe to an appropriate range.
  • the present invention is based on the above findings.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. (1) Intensity ratio (intensity ratio) [(OO / OH) / (Cr / Fe)] by X-ray photoelectron spectroscopy analysis on the surface of stainless steel containing 16% by mass or more of Cr A stainless steel for fuel cells having a coating having a thickness of 1.0 or more.
  • a film obtained by subjecting the surface of stainless steel having a composition of Fe and unavoidable impurities to anodic electrolysis in an electrolytic solution, and an intensity ratio [((-X-ray photoelectron spectroscopy analysis) OO / OH) / (Cr / Fe)] is a stainless steel for fuel cells with excellent corrosion resistance, characterized in that it has a coating with 1.0 or more.
  • the anode electrolytic treatment is carried out in an electrolyte having a sodium sulfate concentration of 0.1 to 3.0 mol / liter and a pH of 7 or less.
  • the strength ratio (OO / OH) of the surface film by X-ray photoelectron spectroscopic analysis is 0.6 or more, and the fuel cell having excellent corrosion resistance For stainless steel.
  • the strength ratio (Cr / Fe) of the surface film by X-ray photoelectron spectroscopic analysis is 0.2 or more and 1.0 or less.
  • Excellent stainless steel for fuel cells is (7) A stainless steel for fuel cells having excellent corrosion resistance, characterized by subjecting stainless steel containing 16% by mass or more of Cr to anodic electrolytic treatment in an electrolytic solution for 10 seconds or longer under a potential of 0.5 V or higher. Steel manufacturing method.
  • a method for producing stainless steel for fuel cells excellent in corrosion resistance characterized in that, in (7) or (8) above, the concentration of sodium sulfate in the electrolyte is 0.1 to 3.0 mol / liter.
  • the strength ratio [(OO / OH) / (Cr / Fe)] by X-ray photoelectron spectroscopy analysis is 1.
  • stainless steel for fuel cells having excellent corrosion resistance over a wide potential range can be obtained at low cost under the usage environment of the separator.
  • the stainless steel used as the base material is not particularly limited in the steel type and the like as long as it has the corrosion resistance required under the operating environment of the fuel cell.
  • any of two-phase systems can be used.
  • a preferable Cr content is 18% by mass or more.
  • membrane which has the corrosion resistance which was excellent over the wide electric potential range on the surface of stainless steel by anode electrolytic treatment is preferable.
  • compositions of the ferritic, austenitic, and duplex stainless steels are as follows. Unless otherwise specified, “%” in relation to ingredients means mass%.
  • Preferred component composition C of ferritic stainless steel 0.03% or less C is desirable because it combines with Cr in the steel to cause a decrease in corrosion resistance. If this is the case, the corrosion resistance will not be significantly reduced. For this reason, in the present invention, the amount of C is limited to 0.03% or less. Preferably it is 0.015% or less.
  • Si 1.0% or less Si is an element used for deoxidation, but if contained excessively, the ductility is lowered, so the content is limited to 1.0% or less. Preferably it is 0.5% or less.
  • Mn 1.0% or less Mn binds to S to form MnS and lowers the corrosion resistance, so it is limited to 1.0% or less. Preferably it is 0.8% or less.
  • S 0.01% or less As described above, S is combined with Mn to form MnS and lowers the corrosion resistance, so it is limited to 0.01% or less. Preferably it is 0.008% or less.
  • P 0.05% or less P is preferable to be low because it causes a decrease in ductility. However, if it is 0.05% or less, the ductility is not significantly decreased. For this reason, the amount of P is limited to 0.05% or less. Preferably it is 0.04% or less.
  • Al 0.20% or less
  • Al is an element used for deoxidation, but if it is contained in excess, ductility is lowered, so it is limited to 0.20% or less. Preferably, it is 0.15% or less.
  • Cr 16% or more Since Cr is an essential element for stainless steel to maintain corrosion resistance, it is necessary to contain 16% or more. In particular, from the viewpoint of improving the corrosion resistance in a wide potential range, the range is preferably 20% to 40%. This is because if the Cr content is less than 20%, the corrosion resistance of the base metal itself is lowered and the passive maintenance current is increased, and the corrosion resistance tends to be lowered particularly in an environment of 0.6 V or less. On the other hand, when Cr is contained in excess of 40%, overpassive dissolution near 1.0 V tends to occur. Preferably they are 24% or more and 35% or less.
  • Nb, Ti, and Zr fix C and N in steel as carbide, nitride, or carbonitride, It is an element useful for improving corrosion resistance. However, if the content exceeds 1.0%, the ductility is significantly lowered. Therefore, these elements are limited to 1.0% or less in either case of single addition or composite addition. In addition, in order to fully exhibit the addition effect of these elements, it is preferable to make it contain 0.02% or more.
  • Ni, Cu, V, and W are each 1.0% or less for the purpose of improving corrosion resistance
  • Ca, Mg, and REM (Rare Earth Metals) for the purpose of improving hot workability.
  • B can be contained at 0.1% or less, respectively.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • O oxygen
  • O oxygen
  • C of austenitic stainless steel 0.08% or less C reacts with Cr in the austenitic stainless steel for separator to form a compound, and precipitates as Cr carbide at the grain boundary. Reduces corrosion resistance. Therefore, the smaller the C content, the better. If it is 0.08% or less, the corrosion resistance will not be significantly reduced. Therefore, C is set to 0.08% or less. In addition, Preferably it is 0.03% or less.
  • Cr 16-30% Cr is an element necessary for ensuring basic corrosion resistance as an austenitic stainless steel sheet. If the Cr content is less than 16%, it cannot be used for a long time as a separator. On the other hand, if the Cr content exceeds 30%, it is difficult to obtain an austenite structure. Therefore, Cr needs to be in the range of 16 to 30%. The range is preferably 18 to 26%.
  • N 2.0% or less N has an effect of suppressing the local corrosion of the austenitic stainless steel for separator.
  • N content exceeds 2.0%, this is the upper limit.
  • 0.4% it takes a long time to contain N in the melting stage of the stainless steel for separator, and thus the productivity is lowered. Therefore, in terms of cost, 0.4% or less is more preferable.
  • it is preferably in the range of 0.01 to 0.3%.
  • Cu 3.0% or less
  • Cu is an element having an action of improving the corrosion resistance of the austenitic stainless steel for separator. In order to acquire such an effect, 0.01% or more is preferable. However, when the Cu content exceeds 3.0%, the hot workability is lowered and the productivity is lowered. Therefore, when it contains Cu, 3.0% or less is preferable. More preferably, it is in the range of 0.01 to 2.5%.
  • Ti, Nb, V and Zr 0.01 to 0.5% in total of at least one of Ti, Nb, V and Zr Ti, Nb, V and Zr all react with C in the austenitic stainless steel to form carbides. Since Ti, Nb, V and Zr fix C in this way, they are effective elements for improving the intergranular corrosion resistance of the austenitic stainless steel for separators. In particular, when the C content is 0.08% or less, the effect of improving the corrosion resistance when containing at least one of Ti, Nb, V, and Zr is any of Ti, Nb, V, and Zr alone or in combination. In the case of, it is exhibited at 0.01% or more.
  • Ti, Nb, V and Zr are contained alone or in a composite content exceeding 0.5%, the effect is saturated. Therefore, when Ti, Nb, V, or Zr is contained, at least one of these elements is preferably within a range of 0.01 to 0.5% in total.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • O oxygen
  • O oxygen
  • Suitable component composition C of duplex stainless steel 0.08% or less C reacts with Cr to form a compound and precipitates as Cr carbide at the grain boundary, resulting in a decrease in corrosion resistance. Therefore, the smaller the C content, the better. If it is 0.08% or less, the corrosion resistance will not be significantly reduced. Therefore, C is set to 0.08% or less. In addition, Preferably it is 0.03% or less.
  • Cr 16-30% Cr is an element necessary for ensuring basic corrosion resistance as a duplex stainless steel sheet. If the Cr content is less than 16%, it cannot be used for a long time as a separator. On the other hand, if the Cr content exceeds 30%, it is difficult to obtain a two-phase structure. Therefore, Cr needs to satisfy the range of 16 to 30%. Note that the content is preferably 20 to 28%.
  • Mo 0.1-10.0%
  • Mo is an element effective for suppressing local corrosion such as crevice corrosion. In order to acquire this effect, it is necessary to contain 0.1 mass% or more. On the other hand, if it exceeds 10.0%, the stainless steel becomes extremely brittle and the productivity is lowered. Therefore, Mo needs to be in the range of 0.1 to 10.0%. In addition, Preferably it is 0.5 to 7.0% of range.
  • Ni 1-10%
  • Ni is an element that stabilizes the austenite phase.
  • the Ni content is less than 1%, it becomes difficult to form an austenite phase and it is difficult to obtain a two-phase structure.
  • the Ni content exceeds 10%, it becomes difficult to form a ferrite phase, and it becomes difficult to obtain a two-phase structure. Therefore, Ni needs to be in the range of 1 to 10%.
  • duplex stainless steel for a separator of the present invention may contain the following elements as required in addition to the above-described C, Cr, Mo, Ni.
  • N 2.0% or less N is an element having an action of suppressing local corrosion of the duplex stainless steel for separator.
  • this is the upper limit.
  • 0.4% 0.4%
  • it takes a long time to contain N in the melting stage of the stainless steel for separator, and thus the productivity is lowered. Therefore, in terms of cost, 0.4% or less is more preferable. More preferably, it is in the range of 0.01 to 0.3%.
  • Cu 3.0% or less
  • Cu is an element having an action of improving the corrosion resistance of the duplex stainless steel for a separator. In order to acquire such an effect, 0.01% or more is preferable. However, when the Cu content exceeds 3.0%, the hot workability is lowered and the productivity is lowered. Therefore, when it contains Cu, 3.0% or less is preferable. More preferably, it is in the range of 0.01 to 2.5%.
  • Si 1.5% or less Si is an element effective for deoxidation, and is added at the melting stage of duplex stainless steel for separators. In order to obtain such an effect, the content is preferably 0.01% or more. However, if excessively contained, the stainless steel for the separator becomes hard and ductility decreases. Therefore, when it contains Si, 1.5% or less is preferable. More preferably, it is in the range of 0.01 to 1.0%.
  • Mn 2.5% or less Mn binds to unavoidably mixed S and has the effect of reducing S dissolved in the duplex stainless steel for separators. It is an effective element for preventing cracking during rolling. Such an effect is exhibited when the Mn content is 0.001% or more and 2.5% or less. Therefore, when it contains Mn, 2.5% or less is preferable. More preferably, it is in the range of 0.001 to 2.0%.
  • Ti, Nb, V or Zr all react with C in the duplex stainless steel to form a carbide. Since Ti, Nb, V and Zr fix C in this way, they are effective elements for improving the intergranular corrosion resistance of the duplex stainless steel for separator. In particular, when the C content is 0.08% or less, the effect of improving the corrosion resistance when containing at least one of Ti, Nb, V and Zr is any of Ti, Nb, V and Zr alone or in combination. In some cases, it is exhibited at 0.01% or more. On the other hand, even if Ti, Nb, V and Zr are contained alone or in a composite content exceeding 0.5%, the effect is saturated. Therefore, when Ti, Nb, V or Zr is contained, at least one of these elements is preferably within a range of 0.01 to 0.5% in total.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • O oxygen
  • O oxygen
  • the intensity ratio [(OO / OH) / (Cr / Fe)] by X-ray photoelectron spectroscopy (XPS) (X-ray Photoelectron Spectroscopy) is 1.0 or more.
  • XPS X-ray photoelectron spectroscopy
  • the ratio (OO / OH) of the oxygen content (OO) present as a metal oxide to the oxygen content (OH) present as a metal hydroxide in the film is small. And the film becomes unstable and the corrosion resistance decreases.
  • the Cr overpassive dissolution becomes more significant at higher potentials and the corrosion resistance becomes higher. descend.
  • (OO / OH) is high at this time, the overpassive dissolution of Cr can be suppressed.
  • (OO / OH) / (Cr / Fe) to 1.0 or more, a wide potential can be obtained. It was found that the corrosion resistance can be improved in the range.
  • the preferable range of the (OO / OH) ratio is (OO / OH) ⁇ 0.6.
  • the (Cr / Fe) ratio if the value is less than 0.2, the corrosion resistance particularly at low potential is lowered, whereas if it exceeds 1.0, the corrosion resistance at high potential may be lowered.
  • the (Cr / Fe) ratio is preferably 0.2 or more and 1.0 or less.
  • the above-mentioned (OO / OH) ratio and (Cr / Fe) ratio are determined from the results of X-ray photoelectron spectroscopy, and the binding energies are (OO) of 528 to 531 eV, (OH) of 531 to 534 eV, ( The maximum value of the intensity maximum point or inflection point at 575 to 578 eV and (Fe) at 709 to 713 eV were adopted for (Cr). In the case of monotonic increase or monotonic decrease, it was judged that no peak existed, and the value of the minimum point was adopted.
  • a film having an (OO / OH) / (Cr / Fe) ratio of 1.0 or more as described above can be formed by subjecting stainless steel to anodic electrolysis in an electrolytic solution.
  • anodic electrolysis refers to electrolysis including anodic electrolysis.
  • the total time is the time of anodic electrolysis.
  • the potential is 3.0V or less. Is preferable. More preferably, the potential is 0.8 to 1.8V. This is because when the potential is less than 0.8 V, the (OO / OH) ratio becomes small and it is difficult to stably make the (OO / OH) / (Cr / Fe) ratio 1.0 or more. On the other hand, if it exceeds 1.8 V, a large current is required to control the potential, and the increase in power cost is large for the effect.
  • the electrolytic treatment time is less than 10 seconds, the enhancement of oxidative bonds is still insufficient, and the possibility of insufficient corrosion resistance when exposed to a high potential environment increases. Limited to 10 seconds or more. Further, the (OO / OH) ratio becomes small, and as a result, it becomes difficult to make the (OO / OH) / (Cr / Fe) ratio 1.0 or more.
  • the upper limit of the treatment time is not particularly limited, but the treatment time is preferably 300 seconds or less because the conductivity of the film may be lowered if the treatment time is too long.
  • the pH of the electrolyte is preferably 7 or less. This is because the (OO / OH) ratio becomes small at pH> 7, and as a result, it becomes difficult to make the (OO / OH) / (Cr / Fe) ratio 1.0 or more. Further, when the pH of the electrolytic solution exceeds 7, the enhancement of oxidative bonds becomes insufficient.
  • the concentration is preferably 0.1 to 3.0 mol / liter. This is because the effect is manifested at 0.1 mol / liter, but the effect is saturated even if it is contained excessively exceeding 3.0 mol / liter.
  • the treatment temperature is preferably about 50 to 90 ° C. in any case.
  • the method for producing the stainless steel as the substrate is not particularly limited and may be a conventionally known method.
  • Preferred production conditions are as follows. A steel slab adjusted to a suitable component composition is heated to a temperature of 1150 ° C. or higher, hot-rolled, annealed at a temperature of 1000 to 1100 ° C., and then cold-rolled and annealed repeatedly to obtain a stainless steel plate. .
  • the thickness of the obtained stainless steel plate is preferably about 0.02 to 0.8 mm.
  • the metal peak is a signal generated from the bottom iron portion of the film
  • the remainder obtained by subtracting the metal peak from the entire peak is defined as a peak generated from the film.
  • the ratio of the area of the peak generated from this film to the area of the entire peak before separation is calculated as Y.
  • the intensity of Cr2p of the entire spectrum before peak separation is ICr2p
  • the intensity of Fe2p is IFe2p
  • the relative sensitivity factor (hereinafter referred to as RFS) (relative sensitive factor) is RSF Cr2p in Cr2p
  • RFS relative sensitive factor
  • the Cr / Fe in the film from the following equation It can be calculated by atomic ratio.
  • Cr / Fe (atomic ratio) (I Cr / RSF Cr ) / (I Fe / RSF Fe) ⁇ (Y Cr-O / Y Fe-O)
  • Example 2 A 30 mm ⁇ 30 mm test piece was cut out from the cold-rolled annealed plate and the electrolytic treatment material shown in Table 2, degreased with acetone, and then a sulfuric acid having a pH of 3 that simulated the operating environment of the fuel cell (sulfuric acid).
  • the flowing current includes dissolution, oxidation, reduction, etc. of each element, but it is clear that at least the current does not flow easily, that is, the above-mentioned reaction is difficult to occur. did. That is, the maximum current density (absolute value) of the cycles (2) and (9) was obtained.
  • Table 3 the case where both were 5.0 ⁇ A / cm 2 or less was determined to be good, and the case where both exceeded 5.0 ⁇ A / cm 2 was determined to be defective.
  • Example 3 The cold-rolled annealed plate obtained in Example 1 was subjected to electrolytic treatment under different conditions, and analyzed and evaluated in the same manner as in Examples 1 and 2. The results are shown in Table 4.
  • the intensity ratio [(OO / OH) / (Cr / Fe)] by X-ray photoelectron spectroscopy is 1.0 or more. A surface film cannot be obtained, and good corrosion resistance is not obtained.
  • Example 4 Steels with chemical compositions shown in Table 5 (steel symbols: k, l, m, n, o, p, q are austenitic stainless steel, steel symbol: r is duplex stainless steel) are melted in a vacuum melting furnace And after heating the obtained steel ingot to 1150 degreeC or more, it was set as the hot-rolled sheet of 5 mm in thickness by hot rolling. Subsequently, after annealing at 1000 to 1100 ° C., descaling was performed by pickling, and cold rolling and annealing pickling were repeated to obtain a cold-rolled annealed plate having a thickness of 0.7 mm.
  • Table 5 steel symbols: k, l, m, n, o, p, q are austenitic stainless steel, steel symbol: r is duplex stainless steel
  • the obtained cold-rolled annealed plate was subjected to anodic electrolytic treatment for 60 seconds at 1.4 V (60 mA / cm 2 ) in an aqueous sodium sulfate solution (1.4 mol / liter) at 80 ° C.
  • the surface (coating) of the obtained steel sheet was analyzed by X-ray photoelectron spectroscopy, and the strength ratio (OO / OH), (Cr / Fe) and (OO / OH) / (Cr / Fe) Asked.
  • Example 5 A 30 mm ⁇ 30 mm test piece was cut out from the cold-rolled annealed plate and the electrolytic treatment material shown in Table 6, degreased with acetone, and then in sulfuric acid (80 ° C.) having a pH of 3 simulating the operating environment of the fuel cell, (1) Natural immersion potential ⁇ 1.2V ⁇ 0.8V (2) 0.8V ⁇ 1.2V ⁇ 0.8V, (3) 0.8V ⁇ 1.2V ⁇ 0.8V, (4) 0.8V ⁇ 1.2V ⁇ 0.8V, (5) 0.8V ⁇ 1.2V ⁇ 0.7V (6) 0.7V ⁇ 1.2V ⁇ 0.6V, (7) 0.6V ⁇ 1.2V ⁇ 0.5V, (8) 0.5V ⁇ 1.2V ⁇ 0.4V, (9) 0.4V ⁇ 1.2V ⁇ 0.3V
  • the corrosion resistance from a high potential environment to a low potential environment was evaluated by performing a polarization treatment at a sweep rate of 60 mV / min in
  • the flowing current includes dissolution, oxidation, reduction, and the like of each element, but it is clear that at least the current is difficult to flow, that is, the corrosion resistance of the material in which the above reaction does not easily occur. That is, the maximum current density (absolute value) of the cycles (2) and (9) was obtained. Table 7 shows the obtained results. Here, the case where both were 5.0 ⁇ A / cm 2 or less was determined to be good, and the case where both exceeded 5.0 ⁇ A / cm 2 was determined to be defective.
  • stainless steel for a fuel cell having excellent corrosion resistance in a wide potential range can be obtained, and an inexpensive stainless steel separator is conventionally added to a fuel cell that uses an expensive carbon or gold plating separator. It becomes possible to promote the spread of fuel cells.

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Abstract

幅広い電位範囲にわたって優れた耐食性を呈する燃料電池用ステンレス鋼およびその製造方法を提供する。具体的には、Crを16質量％以上含有するステンレス鋼すなわち、より好適には、質量％で、Ｃ：0.03％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｐ：0.05％以下、Al：0.20％以下、Ｎ：0.03％以下およびCr：20～40％を含み、かつNb，Ti，Zrのうちから選んだ少なくとも一種を合計で：1.0％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の組成からなるステンレス鋼の表面に、電解液中でアノード電解処理を施すことにより、Ｘ線光電子分光分析による強度比〔(OO/OH)／(Cr/Fe)〕が1.0以上である皮膜を形成する。

Description

耐食性に優れた燃料電池用ステンレス鋼およびその製造方法
　本発明は、燃料電池（ｆｕｅｌ　ｃｅｌｌ）の使用環境下において優れた耐食性（ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）を呈する燃料電池用ステンレス鋼およびその製造方法に関するものである。
　近年、地球環境（ｇｌｏｂａｌ　ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ）保全の観点から、発電効率（ｐｏｗｅｒ　ｇｅｎｅｒａｔｉｏｎ　ｅｆｆｉｃｉｅｎｃｙ）に優れ、二酸化炭素を排出しない燃料電池の開発が進められている。この燃料電池は水素と酸素を反応させることによって電気を発生させるもので、その基本構造はサンドイッチ（ｓａｎｄｗｉｃｈ）のような構造を有しており、電解質膜（ｅｌｅｃｔｒｏｌｙｔｅ　ｍｅｍｂｒａｎｅ）（すなわちイオン交換膜（ｉｏｎ　ｅｘｃｈａｎｇｅ　ｍｅｍｂｒａｎｅ））、２つの電極（すなわち燃料極（ａ　ｆｕｅｌ　ｅｌｅｃｔｒｏｄｅ）と空気極（ａｎ　ａｉｒ　ｅｌｅｃｔｒｏｄｅ）、水素および酸素（空気）の拡散層（ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ　ｌａｙｅｒ）および２つのセパレータ（ｓｅｐａｒａｔｏｒ）から構成される。そして、用いる電解質の種類に応じて、リン酸形燃料電池（ｐｈｏｓｐｈｏｒｉｃ−ａｃｉｄ　ｆｕｅｌ　ｃｅｌｌ）、溶融炭酸塩形燃料電池（ｍｏｌｔｅｎ　ｃａｒｂｏｎａｔｅ　ｆｕｅｌ　ｃｅｌｌ）、固体酸化物形燃料電池（ｓｏｌｉｄ−ｏｘｉｄｅ　ｆｕｅｌ　ｃｅｌｌ）、アルカリ形燃料電池（ａｌｋａｌｉｎｅ　ｆｕｅｌ　ｃｅｌｌｓ）および固体高分子形燃料電池（ｐｒｏｔｏｎ−ｅｘｃｈａｎｇｅ　ｍｅｍｂｒａｎｅ　ｆｕｅｌ　ｃｅｌｌ）等が開発されている。
　これらの燃料電池の中でも、特に固体高分子形燃料電池は、溶融炭酸塩形燃料電池やリン酸形燃料電池等に比べて、
（ａ）運転温度が８０℃程度と格段に低い、
（ｂ）燃料電池本体の軽量化、小型化が可能である、
（ｃ）短時間で立上げができ、燃料効率（ｆｕｅｌ　ｅｆｆｉｃｉｅｎｃｙ）、出力密度（ｏｕｔｐｕｔ　ｄｅｎｓｉｔｙ）が高い等の利点を有している。
　このため、固体高分子形燃料電池は、電気自動車（ｅｌｅｃｔｒｉｃ　ｖｅｈｉｃｌｅ）の搭載用電源（ｏｎｂｏａｒｄ　ｐｏｗｅｒ　ｓｕｐｐｌｙ）や家庭用（ｈｏｕｓｅｈｏｌｄ　ｕｓｅ）または携帯用の小型分散型電源（ｐｏｒｔａｂｌｅ　ａｎｄ　ｃｏｍｐａｃｔ　ｄｉｓｐｅｒｓｅｄ　ｐｏｗｅｒ　ｓｙｓｔｅｍ）（定置型の小型発電機（ｓｔａｔｉｏｎａｒｙ　ｔｙｐｅ　ｃｏｍｐａｃｔ　ｅｌｅｃｔｒｉｃ　ｇｅｎｅｒａｔｏｒ））として、今日最も注目されている燃料電池の一つである。
　固体高分子形燃料電池は、高分子膜（ｐｏｌｙｍｅｒ　ｍｅｍｂｒａｎｅ）を介して水素と酸素から電気を取り出す原理によるものであり、その構造は、図１に示すように、膜−電極接合体（Ｍｅｍｂｒａｎｅ−Ｅｌｅｃｔｒｏｄｅ　Ａｓｓｅｍｂｌｙ）１を、カーボンクロス（ｃａｒｂｏｎ　ｃｌｏｔｈ）等のガス拡散層（ｇａｓ　ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ　ｌａｙｅｒ）２，３およびセパレータ４，５により挟み込み、これを単一の構成要素（いわゆる単セル（ｓｉｎｇｌｅ　ｃｅｌｌ））として、セパレータ４とセパレータ５との間に起電力（ｅｌｅｃｔｒｏ　ｍｏｔｉｖｅ　ｆｏｒｃｅ）を生じさせるものである。
　なお、膜−電極接合体１は、ＭＥＡ（Ｍｅｍｂｒａｎｃｅ−Ｅｌｅｃｔｒｏｄｅ　Ａｓｓｅｍｂｌｙ）と呼ばれていて、高分子膜とその膜の表裏面に白金系触媒（ｐｌａｔｉｎｕｍ　ｃａｔａｌｙｓｔ）を担持したカーボンブラック（ｃａｒｂｏｎ　ｂｌａｃｋ）等の電極材料を一体化したものであり、厚さは数１０μｍ~数１００μｍである。また、ガス拡散層２，３は、膜−電極接合体１と一体化される場合も多い。
　固体高分子形燃料電池を前述した用途に適用する場合、上記のような単セルを直列に数十~数百個つないで燃料電池スタック（ｓｔａｃｋ）を構成して使用している。
　ここに、セパレータ４，５には、
（Ａ）単セル間を隔てる隔壁（ｓｅｐａｒａｔｏｒ）
としての役割に加えて、
（Ｂ）発生した電子を運ぶ導電体（ｅｌｅｃｔｒｉｃ　ｃｏｎｄｕｃｔｏｒ）、
（Ｃ）酸素（空気）と水素の流路（図中１における空気流路６、水素流路７）、
（Ｄ）生成した水やガスを排出する排出路（空気流路６、水素流路７が兼ねている）としての機能が求められる。
　さらに、固体高分子型燃料電池を実用に供するためには、耐久性（ｄｕｒａｂｉｌｉｔｙ）や電気伝導性（ｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙ）に優れたセパレータを使用する必要がある。
　耐久性に関しては、電気自動車の燃料電池では約５０００時間、また家庭用の小型分散型電源などとして使用される定置型の発電機等では約４００００時間と想定されている。
　現在までに実用化されている固体高分子型燃料電池では、セパレータとしてカーボン素材を用いたものが提供されている。しかしながら、このカーボン製セパレータは、衝撃によって破損しやすいので、小型化が困難なだけでなく、流路を形成するための加工コストが高いという欠点があった。特にコストの問題は、燃料電池普及の最大の障害になっている。
　そこで、セパレータの素材として、カーボン素材に替えて金属素材、特にステンレス鋼を適用しようとする試みがある。
　セパレータが曝される使用環境は、酸性で７０℃以上という高温の他に、０Ｖ　ｖｓ　ＳＨＥ付近から１．０Ｖ　ｖｓ　ＳＨＥ以上（以後、電位は全てｖｓ　ＳＨＥを意味し、単にＶで示す）という幅広いの電位が想定されるところに特徴を有しており、ステンレス鋼を適用する場合には、想定される電位範囲における耐食性を向上させる必要がある。特に１．０Ｖ付近においては、ステンレス鋼の主要元素であるＣｒの過不動態溶解（ｔｒａｎｓｐａｓｓｉｖｅ　ｄｉｓｓｏｌｕｔｉｏｎ）が生じるために、Ｃｒのみによって耐食性を維持するのが困難である一万、０．６Ｖ以下の耐食性を維持するにはＣｒが重要な役目を担うため、従来の技術では低電位から高電位まで、幅広い電位範囲において耐食性を維持することはできなかった。
　例えば、特許文献１には、Ｃｒ，Ｍｏの含有量を増大して成分面から耐食性を向上させたセパレータ用ステンレス鋼が開示されている。
　また、特許文献２には、Ｃｕを０．５質量％以上含有するステンレス鋼板に、塩化第二鉄水溶液（ａｑｕｅｏｕｓ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　ｏｆ　ｆｅｒｒｉｃ　ｃｈｌｏｒｉｄｅ）中にて、＋０．５Ｖ以上の電位でのアノード電解（ａｎｏｄｉｃ　ｅｌｅｃｔｒｏｌｙｚａｔｉｏｎ）と、−０．２~−０．８Ｖの間の電位でのカソード電解（ｃａｔｈｏｄｉｃ　ｅｌｅｃｔｒｏｌｙｚａｔｉｏｎ）とを交互に行う交番電解エッチング（ａｌｔｅｒｎａｔｉｏｎ　ｅｌｅｃｔｒｏｌｙｔｉｃ　ｅｔｃｈｉｎｇ）を施すことを特徴とする低温型燃料電池用セパレータの製造方法が開示されている。
　また、特許文献３には、ステンレス鋼表面の不働態皮膜中にフッ素を注入することにより、不働態皮膜を改質して、導電性に優れ、低い接触電気抵抗を有するステンレス鋼製導電性部材およびその製造方法が開示されている。
特開２０００−２３９８０６号公報 特開２００３−２９７３７９号公報 特開２００８−２７７１４６号公報
　しかしながら、特許文献１に開示された技術では、想定している電位は０．２Ｖという限定された電位であり、例えば過不動態溶解の生じる１．０Ｖ付近では、耐食性が不十分であると考えられる。
　また、特許文献２に開示された技術では、Ｃｕが取り込まれたＣｒを主体とする皮膜を生成させることを特徴としているため、上記したようなＣｒの過不動態溶解が生じやすく、またＣｕも腐食域となる酸性の高電位環境では耐食性が低下する。
　また、特許文献３に開示された技術では、そもそも燃料電池のような厳しい腐食環境での使用を想定しておらず，不動態皮膜中にＣｒが濃化していることから，その過不動態溶解が生じやすく，耐食性が不足している．
　本発明は、従来の技術が抱えている上記の問題点に鑑み、幅広い電位範囲での耐食性に優れた燃料電池用ステンレス鋼を提供することを目的とする。また、その有利な製造方法を提供することを目的とする。
　さて、本発明者らは、幅広い電位範囲において耐食性を向上させる方法について鋭意検討を行った。
　その結果、Ｃｒを１６質量％以上含有するステンレス鋼の成分組成を調整した上で、硫酸ナトリウム（ｓｏｄｉｕｍ　ｓｕｌｆａｔｅ）を含有する電解液中にてアノード電解処理（ａｎｏｄｉｃ　ｅｌｅｃｔｒｏｌｙｚａｔｉｏｎ）を施すことによって、表面の皮膜中の酸化物的な結合を増強させ、ＣｒとＦｅの比を適切な範囲に制御することにより、低電位（ｌｏｗ　ｐｏｔｅｎｔｉａｌ）から高電位（ｈｉｇｈ　ｐｏｔｅｎｔｉａｌ）までの幅広い電位範囲にわたって耐食性が向上することの知見を得た。
　本発明は、上記の知見に立脚するものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
（１）Ｃｒを１６質量％以上含有するステンレス鋼の表面に、Ｘ線光電子分光分析（Ｘ−ｒａｙ　ｐｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ　ａｎａｌｙｓｉｓ）による強度比（ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ　ｒａｔｉｏ）〔（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）〕が１．０以上である皮膜をそなえる燃料電池用ステンレス鋼。
（２）質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ａｌ：０．２０％以下、Ｎ：０．０３％以下およびＣｒ：２０~４０％を含み、かつＮｂ，Ｔｉ，Ｚｒのうちから選んだ少なくとも一種を合計で：１．０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成からなるステンレス鋼の表面に、電解液中でアノード電解処理を施して得た皮膜であって、Ｘ線光電子分光分析（Ｘ−ｒａｙ　ｐｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ　ａｎａｌｙｓｉｓ）による強度比〔（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）〕が１．０以上である皮膜をそなえることを特徴とする耐食性に優れた燃料電池用ステンレス鋼。
（３）前記（１）または（２）において、において、ステンレス鋼が、さらに質量％で、Ｍｏ：４．０％以下を含有することを特徴とする耐食性に優れた燃料電池用ステンレス鋼。
（４）前記（２）または（３）において、アノード電解処理が、硫酸ナトリウム濃度：０．１~３．０ｍｏｌ／リットル、ｐＨ：７以下の電解液中にて、電位：０．８~１．８Ｖにおいて１０秒以上の条件で行うものであることを特徴とする耐食性に優れた燃料電池用ステンレス鋼。
（５）前記（１）~（４）のいずれかにおいて、表面皮膜のＸ線光電子分光分析による強度比（ＯＯ／ＯＨ）が０．６以上であることを特徴とする耐食性に優れた燃料電池用ステンレス鋼。
（６）前記（１）~（５）のいずれかにおいて、表面皮膜のＸ線光電子分光分析による強度比（Ｃｒ／Ｆｅ）が０．２以上１．０以下であることを特徴とする耐食性に優れた燃料電池用ステンレス鋼。
（７）Ｃｒを１６質量％以上含有するステンレス鋼を、電解液中にて、電位：０．５Ｖ以上の条件で１０秒以上アノード電解処理することを特徴とする耐食性に優れた燃料電池用ステンレス鋼の製造方法。
（８）前記（７）において、電解液のｐＨが７以下であることを特徴とする耐食性に優れた燃料電池用ステンレス鋼の製造方法。
（９）前記（７）または（８）において、電解液の硫酸ナトリウム濃度が０．１~３．０ｍｏｌ／リットルであることを特徴とする耐食性に優れた燃料電池用ステンレス鋼の製造方法。
（１０）前記（７）~（９）のいずれかに記載の方法により、ステンレス鋼の表面に、Ｘ線光電子分光分析による強度比〔（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）〕が１．０以上である皮膜を形成することを特徴とする耐食性に優れた燃料電池用ステンレス鋼の製造方法。
　本発明によれば、セパレータの使用環境下において、幅広い電位範囲にわたって耐食性に優れた燃料電池用ステンレス鋼を、安価に得ることができる。
燃料電池の基本構造を示す模式図である。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明で対象とするステンレス鋼について説明する。
　本発明において、基材として使用するステンレス鋼については、燃料電池の動作環境下で必要とされる耐食性を有する限り鋼種等に特段の制約は無く、オーステナイト系であっても、フェライト系であっても、さらには二相系であってもいずれもが使用できる。ただし、最低限の耐食性を確保するために、Ｃｒを１６質量％以上含有させる必要がある。好ましいＣｒ含有量は１８質量％以上である。
　また、本発明では、アノード電解処理により、ステンレス鋼の表面に、幅広い電位範囲にわたって優れた耐食性を有する皮膜を形成する鋼材が好ましい。
　以下、フェライト系、オーステナイト系および二相系のステンレス鋼について、特に好適な成分組成を示すと、次のとおりである。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
（１）フェライト系ステンレス鋼の好適な成分組成
Ｃ：０．０３％以下
　Ｃは、鋼中のＣｒと結合して、耐食性の低下をもたすため、低いほど望ましいが、０．０３％以下であれば耐食性を著しく低下させることはない。このため、本発明では、Ｃ量は０．０３％以下に限定する。好ましくは０．０１５％以下である。
Ｓｉ：１．０％以下
　Ｓｉは、脱酸に用いる元素であるが、過剰に含有されると、延性の低下をもたらすため、１．０％以下に限定する。好ましくは０．５％以下である。
Ｍｎ：１．０％以下
　Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、耐食性を低下させるため、１．０％以下に限定する。好ましくは０．８％以下である。
Ｓ：０．０１％以下
　上述したとおり、Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、耐食性を低下させるため、０．０１％以下に限定する。好ましくは０．００８％以下である。
Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、延性の低下をもたらすため、低いほど望ましいが、０．０５％以下であれば延性を著しく低下させることはない。このため、Ｐ量は０．０５％以下に限定する。好ましくは０．０４％以下である。
Ａｌ：０．２０％以下
　Ａｌは、脱酸に用いられる元素であるが、過剰に含有されると延性の低下をもたらすため、０．２０％以下に限定する。好ましくは、０．１５％以下である。
Ｎ：０．０３％以下
　Ｎは、鋼中のＣｒと結合して、耐食性の低下をもたすため、低いほど望ましいが、０．０３％以下であれば耐食性を著しく低下させることはない。このため、０．０３％以下に限定する。好ましくは０．０１５％以下である。
Ｃｒ：１６％以上
　Ｃｒは、ステンレス鋼が耐食性を保持するために必須の元素であるため１６％以上含有させる必要がある。特に幅広い電位範囲において耐食性を向上させる観点からは、２０％以上４０％以下の範囲にすることが好ましい。というのは、Ｃｒ量が２０％未満では母材そのものの耐食性が低下して不動態維持電流が大きくなり、特に０．６Ｖ以下の環境において耐食性が低下する傾向がある。一方、Ｃｒを４０％を超えて含有すると１．０Ｖ付近での過不動態溶解が起こり易くなる。好ましくは２４％以上３５％以下である。
Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒのうちから選んだ少なくとも一種を合計で：１．０％以下
　Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒはいずれも、鋼中のＣ，Ｎを炭化物や窒化物、あるいは炭窒化物として固定し、耐食性を改善するのに有用な元素である。ただし、１．０％を超えて含有すると延性の低下が顕著となるので、これらの元素は単独添加または複合添加いずれの場合も１．０％以下に限定する。なお、これらの元素の添加効果を十分に発揮させるには、０．０２％以上含有させることが好ましい。
　以上、必須成分について説明したが、本発明では、その他にも以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｍｏ：４．０％以下
　Ｍｏは、ステンレス鋼の耐食性、特に局部腐食性を改善するのに有効な元素であり、この効果を得るためには、０．０２％以上含有させることが好ましい。しかしながら、４．０％を超えて含有すると延性の低下が顕著となるので、４．０％以下に限定する。好ましくは２．０％以下である。
　また、その他にも、耐食性の改善を目的として、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｖ，Ｗをそれぞれ１．０％以下で、さらに熱間加工性の向上を目的として、Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌｓ），Ｂをそれぞれ０．１％以下で含有させることもできる。
　残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物のうちＯ（酸素）は、０．０２％以下であることが好ましい。
（２）オーステナイト系ステンレス鋼の好適な成分組成
Ｃ：０．０８％以下
　Ｃは、セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼中のＣｒと反応して化合物を形成し、粒界にＣｒ炭化物として析出するので、耐食性の低下をもたらす。したがってＣの含有量は少ないほど好ましく、０．０８％以下であれば耐食性を著しく低下させることはない。したがってＣは０．０８％以下とする。なお、好ましくは０．０３％以下である。
Ｃｒ：１６~３０％
　Ｃｒは、オーステナイト系ステンレス鋼板としての基本的な耐食性を確保するために必要な元素であり、Ｃｒ含有量が１６％未満では、セパレータとして長時間の使用に耐えられない。一方、Ｃｒ含有量が３０％を超えると、オーステナイト組織を得るのが困難である。したがってＣｒは、１６~３０％の範囲内とする必要がある。なお、好ましくは１８~２６％の範囲である。
Ｍｏ：０．１~１０．０％
　Ｍｏは、セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼の隙間腐食等の局部腐食を抑制するのに有効な元素である。この効果を得るためには、０．１％以上含有させる必要がある。一方、１０．０％を超えると、セパレータ用ステンレス鋼が著しく脆化して生産性が低下する。したがってＭｏは、０．１~１０．０％の範囲内とする必要がある。なお、好ましくは０．５~７．０％の範囲である。
Ｎｉ：７~４０％
　Ｎｉは、オーステナイト相を安定させる元素である。Ｎｉ含有量が７％未満では、オーステナイト相の安定化の効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が４０％を超えると、Ｎｉを過剰に消費することによってコストの上昇を招く。したがってＮｉは、７~４０％の範囲内を満足する必要がある。
　本発明のセパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼では、上記したＣ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉに加えて、必要に応じて以下の元素を含有することもできる。
Ｎ：２．０％以下
　Ｎは、セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼の局部腐食を抑制する作用を有する効果がある。しかしＮ含有量を２．０％を超えて含有させるのは工業的には困難であるのでこれを上限とする。さらに通常の溶製方法では、０．４％を超えると、セパレータ用ステンレス鋼の溶製段階でＮを含有させるために長時間を要するので生産性の低下を招く。したがって、コストの面では０．４％以下がより好ましい。さらに、好ましくは０．０１~０．３％の範囲である。
Ｃｕ：３．０％以下
　Ｃｕは、セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性を改善する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、０．０１％以上が好ましい。しかしＣｕ含有量が３．０％を超えると、熱間加工性が低下し、生産性の低下を招く。したがってＣｕを含有する場合は、３．０％以下が好ましい。より好ましくは、０．０１~２．５％の範囲である。
Ｓｉ：１．５％以下
　Ｓｉは、脱酸のために有効な元素であり、セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼の溶製段階で添加される。このような効果を得るためには、Ｓｉ含有量０．０１％以上が好ましい。しかし過剰に含有させるとセパレータ用ステンレス鋼が硬質化し、延性が低下する。したがってＳｉを含有する場合は、１．５％以下が好ましい。より好ましくは、０．０１~１．０％の範囲である。
　Ｍｎ：２．５％以下
　Ｍｎは、不可避的に混入したＳと結合し、セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼に固溶したＳを低減する効果を有するので、Ｓの粒界偏析を抑制し、熱間圧延時の割れを防止するのに有効な元素である。このような効果は、Ｍｎ含有量が０．００１％以上、２．５％以下で発揮される。したがってＭｎを含有する場合は、２．５％以下が好ましい。より好ましくは、０．００１~２．０％の範囲である。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖおよび、Ｚｒのうちの少なくとも１種を合計で、０．０１~０．５％
　Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒは、いずれもオーステナイト系ステンレス鋼中のＣと反応して炭化物を形成する。Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒは、このようにしてＣを固定するので、セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼の耐粒界腐食性を改善するのに有効な元素である。特に、Ｃの含有量が０．０８％以下では、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの少なくともいずれかを含有する場合の耐食性の改善効果は、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの単独含有または複合含有いずれの場合も０．０１％以上で発揮される。
　一方、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒは、単独含有または複合含有いずれの場合も０．５％を超えて含有させてもその効果は飽和する。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶまたはＺｒを含有する場合は、これらの元素のうちの少なくとも１種を合計で０．０１~０．５％の範囲内が好ましい。
　本発明では、上記した元素の他に、セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性を向上するために、Ｃａ，Ｍｇ，Ｂ，希土類元素（いわゆるＲＥＭ）をそれぞれ０．１質量％以下、溶鋼段階での脱酸の目的でＡｌを０．２質量％以下の範囲内で含んでも良い。
　残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物のうちＯ（酸素）は、０．０２％以下とすることが好ましい。
（３）二相ステンレス鋼の好適な成分組成
Ｃ：０．０８％以下
　Ｃは、Ｃｒと反応して化合物を形成し、粒界にＣｒ炭化物として析出するので、耐食性の低下をもたらす。したがってＣの含有量は小さいほど好ましく、０．０８％以下であれば耐食性を著しく低下させることはない。したがってＣは０．０８％以下とする。なお、好ましくは０．０３％以下である。
Ｃｒ：１６~３０％
　Ｃｒは、二相ステンレス鋼板としての基本的な耐食性を確保するために必要な元素であり、Ｃｒ含有量が１６％未満では、セパレータとして長時間の使用に耐えられない。一方、Ｃｒ含有量が３０％を超えると、二相組織を得るのが困難である。したがってＣｒは、１６~３０％の範囲内を満足する必要がある。なお、好ましくは２０~２８％である。
Ｍｏ：０．１~１０．０％
　Ｍｏは、隙間腐食等の局部腐食を抑制するのに有効な元素である。この効果を得るためには、０．１質量％以上含有させる必要がある。一方、１０．０％を超えると、ステンレス鋼が著しく脆化して生産性が低下する。したがってＭｏは、０．１~１０．０％の範囲内とする必要がある。なお、好ましくは０．５~７．０％の範囲である。
Ｎｉ：１~１０％
　Ｎｉは、オーステナイト相を安定させる元素である。Ｎｉ含有量が１％未満では、オーステナイト相が生成し難くなり，二相組織を得にくくなる．一方、Ｎｉ含有量が１０％を超えると、フェライト相が生成し難くなり，二相組織を得にくくなる．したがってＮｉは、１~１０％の範囲内とする必要がある。
　本発明のセパレータ用二相ステンレス鋼では、上記したＣ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉに加えて、必要に応じて下記の元素を含有することもできる。
Ｎ：２．０％以下
　Ｎは、セパレータ用二相ステンレス鋼の局部腐食を抑制する作用を有する元素である。しかしＮ含有量を２．０％を超えて含有させるのは工業的には困難であるのでこれを上限とする。さらに通常の溶製方法では、０．４％を超えると、セパレータ用ステンレス鋼の溶製段階でＮを含有させるために長時間を要するので生産性の低下を招く。したがって、コストの面では０．４％以下がより好ましい。さらに好ましくは、０．０１~０．３％の範囲である。
Ｃｕ：３．０％以下
　Ｃｕは、セパレータ用二相ステンレス鋼の耐食性を改善する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、０．０１％以上が好ましい。しかしＣｕ含有量が３．０％を超えると、熱間加工性が低下し、生産性の低下を招く。したがってＣｕを含有する場合は、３．０％以下が好ましい。より好ましくは０．０１~２．５％の範囲である。
Ｓｉ：１．５％以下
　Ｓｉは、脱酸のために有効な元素であり、セパレータ用二相ステンレス鋼の溶製段階で添加される。このような効果を得るためには、含有量０．０１％以上が好ましい。しかし過剰に含有させるとセパレータ用ステンレス鋼が硬質化し、延性が低下する。したがってＳｉを含有する場合は、１．５％以下が好ましい。より好ましくは０．０１~１．０％の範囲である。
Ｍｎ：２．５％以下
　Ｍｎは、不可避的に混入したＳと結合し、セパレータ用二相ステンレス鋼に固溶したＳを低減する効果を有するので、Ｓの粒界偏析を抑制し、熱間圧延時の割れを防止するのに有効な元素である。このような効果は、Ｍｎ含有量が０．００１％以上、２．５％以下で発揮される。したがってＭｎを含有する場合は、２．５％以下が好ましい。より好ましくは０．００１~２．０％の範囲である。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖまたは、Ｚｒのうちの少なくとも１種を合計で、０．０１~０．５％
　Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒは、いずれも二相ステンレス鋼中のＣと反応して炭化物を形成する。Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒは、このようにしてＣを固定するので、セパレータ用二相ステンレス鋼の耐粒界腐食性を改善するのに有効な元素である。特にＣの含有量が０．０８％以下では、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの少なくともいずれかを含有する場合の耐食性の改善効果は、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒの単独含有または複合含有いずれの場合も０．０１％以上で発揮される。
　一方、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒは、単独含有または複合含有いずれの場合も０．５％を超えて含有させてもその効果は飽和する。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶまたはＺｒを含有する場合は、これらの元素のうち少なくとも１種を合計で０．０１~０．５％の範囲内が好ましい。
　本発明では、上記した元素の他に、セパレータ用二相ステンレス鋼の熱間加工性を向上するために、Ｃａ，Ｍｇ，Ｂ，希土類元素（いわゆるＲＥＭ）をそれぞれ０．１質量％以下、溶鋼段階での脱酸の目的でＡｌを０．２質量％以下の範囲内で含んでも良い。
　残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物のうちのＯ（酸素）は、０．０２％以下とするのが好ましい。
　次に、ステンレス鋼の表面に被覆した皮膜が具備すべき特徴について説明する。
・Ｘ線光電子分光分析（ＸＰＳ）（Ｘ−ｒａｙ　Ｐｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）による強度比〔（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）〕が１．０以上
　発明者らの研究によれば、幅広い電位範囲において皮膜が安定となるように制御するには、Ｘ線光電子分光分析による強度比（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）に着目し、この強度比の値を１．０以上に制御することが有効であることが突き止められた。
　すなわち、皮膜中に金属水酸化物（ｍｅｔａｌ　ｈｙｄｒｏｘｉｄｅ）として存在する酸素の含有量（ＯＨ）に対する金属酸化物（ｍｅｔａｌ　ｏｘｉｄｅ）として存在する酸素の含有量（ＯＯ）の比（ＯＯ／ＯＨ）が小さいと皮膜が不安定となり、耐食性が低下する。また、皮膜中に酸化物または水酸化物として存在する鉄の含有量（Ｆｅ）に対するクロムの含有量（Ｃｒ）の比が大きいほど、高電位においてはＣｒの過不動態溶解が顕著となり耐食性が低下する。
　ただし、このとき（ＯＯ／ＯＨ）が高ければ、Ｃｒの過不動態溶解を抑制することができ、特に（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）を１．０以上とすることにより、幅広い電位範囲において耐食性を向上できることが究明されたのである。
　ここに、（ＯＯ／ＯＨ）比の好適範囲は（ＯＯ／ＯＨ）≧０．６である。また、（Ｃｒ／Ｆｅ）比については、その値が０．２未満の場合は特に低電位における耐食性が低下し、一方１．０を超える場合は高電位における耐食性が低下する可能性があるため、（Ｃｒ／Ｆｅ）比は０．２以上１．０以下とすることが好ましい。
　上記した（ＯＯ／ＯＨ）比や（Ｃｒ／Ｆｅ）比は、Ｘ線光電子分光分析の結果より求められ、結合エネルギーでそれぞれ、（ＯＯ）は５２８~５３１ｅＶ、（ＯＨ）は５３１~５３４ｅＶ、（Ｃｒ）は５７５~５７８ｅＶ、（Ｆｅ）は７０９~７１３ｅＶにおける強度の極大点あるいは変曲点のうち最大の値を採用した。また、単調増加あるいは単調減少の場合はピークが存在しないものと判断し、最小点の値を採用した。
　上記したような（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）比が１．０以上となる皮膜は、ステンレス鋼を、電解液中でアノード電解処理することによって形成することができる。ここでアノード電解処理とは，アノード電解を含む電解処理を示し，アノード電解を複数回実施する場合には，その合計時間をアノード電解処理の時間とする．
　さらに、上記したような（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）比が１．０以上となる皮膜を形成するには、電解液中にて、電位：０．５Ｖ以上の条件で１０秒以上のアノード電解処理を施す必要がある。
　上記のアノード電解処理において、電位が０．５Ｖに満たないと、酸化物的な結合の増強が不十分であり、特に高電位環境に曝された場合に耐食性が不足する可能性が高くなるため、電位は０．５Ｖ以上に限定する。一方、３．０Ｖを超える電位に制御するためには非常に高い電流密度が必要になり、その効果が飽和するのに対して電力コストの増大を招くだけとなるので、電位は３．０Ｖ以下とするのが好ましい。さらに好ましくは、電位：０．８~１．８Ｖである。というのは、電位が０．８Ｖ未満では、（ＯＯ／ＯＨ）比が小さくなって安定的に（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）比を１．０以上とすることが難しいからであり、一方１．８Ｖ超では電位を制御するために大電流が必要となり、その効果に対して電力コストの増大が大きいからである。
　また、電解処理時間が１０秒に満たないと、やはり酸化物的な結合の増強が十分でなく、高電位環境に曝された場合には耐食性が不足する可能性が高くなるので、処理時間は１０秒以上に限定する。また、（ＯＯ／ＯＨ）比が小さくなり、結果として（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）比を１．０以上とすることが困難となる。なお、処理時間の上限については特に制限はないが、あまりに長時間では皮膜の導電性が低下するおそれがあるので、処理時間は３００秒以下とするのが好適である。
　ここに、電解液のｐＨは７以下とすることが好ましい。というのはｐＨ＞７では（ＯＯ／ＯＨ）比が小さくなり、結果として（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）比を１．０以上とすることが難しくなるからである。また、電解液のｐＨが７を超えると酸化物的な結合の増強が不十分となるからである。
　さらに、電解液の成分としては、例えば硫酸ナトリウムが有利に適合するが、その他にも水に対する溶解度が高く、ハロゲンを含有しない塩等を使用することができる。その濃度は、いずれの場合も０．１~３．０ｍｏｌ／リットルとすることが好ましい。０．１ｍｏｌ／リットルであればその効果が発現するが，３．０ｍｏｌ／リットルを超えて、過剰に含有させてもその効果が飽和するためである．また、処理温度はいずれの場合も５０~９０℃程度とすることが好ましい。
　なお、本発明において、基材であるステンレス鋼の製造方法については、特に制限はなく、従来公知の方法に従えばよいが、好適な製造条件を述べると次のとおりである。
　好適成分組成に調整した鋼片を、１１５０℃以上の温度に加熱後、熱間圧延し、ついで１０００~１１００℃の温度で焼鈍を施したのち、冷間圧延と焼鈍を繰り返してステンレス鋼板とする。得られるステンレス鋼板の板厚は０．０２~０．８ｍｍ程度とするのが好適である。
実施例１
　表１に示す化学組成の鋼（フェライト系ステンレス鋼）を真空溶解炉（ｖａｃｕｕｍ　ｍｅｌｔｉｎｇ　ｆｕｒｎａｃｅ）で溶製し、得られた鋼塊を１１５０℃以上に加熱したのち、熱間圧延により板厚：５ｍｍの熱延板とした。ついで、１０００~１１００℃で焼鈍したのち、酸洗により脱スケール後、冷間圧延と焼鈍および酸洗を繰り返して板厚：０．７ｍｍの冷延焼鈍板とした。得られた冷延焼鈍板に対し、８０℃の硫酸ナトリウム水溶液（ａｑｕｅｏｕｓ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　ｏｆ　ｓｏｄｉｕｍ　ｓｕｌｆａｔｅ）（１．４ｍｏｌ／リットル）中にて、１．４Ｖ（６０ｍＡ／ｃｍ２）で６０秒のアノード電解処理を施した。
　上記の電解処理後、得られた鋼板の表面（皮膜）をＸ線光電子分光法により分析し、強度比（ＯＯ／ＯＨ）、（Ｃｒ／Ｆｅ）および（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）を求めた。
　得られた結果を、電解処理を施さなかった場合と比較して表２に示す。
　表２に示したとおり、本発明に従う電解処理を施した場合には、Ｘ線光電子分光分析による強度比〔（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）〕が１．０以上の表面皮膜を得ることができた。
　なお、表には、皮膜内の（Ｃｒ／Ｆｅ）の原子比（単位は原子％とする）も合わせて示す。これはＸ線光電子分光分析によって皮膜中のＣｒ／Ｆｅを原子比で算出したもので、地鉄からの金属状態のピーク（ｐｅａｋ）を除去し、皮膜からの酸化物あるいは水酸化物（ｈｙｄｒｏｘｉｄｅ）の形態（ｓｔａｔｅ）の信号（ｓｉｇｎａｌ）のみを用いて計算した値である。具体的には、Ｆｅ２ｐおよびＣｒ２ｐのスペクトル（ｓｐｅｃｔｒｕｍ）を測定して、Ｓｈｉｒｌｅｙの方法によるバックグラウンド処理（ｂａｃｋｇｒｏｕｎｄ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を行う。その後、金属のピークと酸化物あるいは水酸化物のピークに分離する。金属のピークは皮膜の下部の地鉄部分から発生した信号であるので、この金属のピークをピーク全体から差し引いた残りを、皮膜から発生したピークとする。この皮膜から発生したピークの面積と、分離前のピーク全体の面積の比をＹとして算出する。
　ピーク分離前のスペクトル全体の、Ｃｒ２ｐにおける強度をＩＣｒ２ｐ、Ｆｅ２ｐにおける強度をＩＦｅ２ｐとし、相対感度係数（以下、ＲＦＳと称す）（ｒｅｌａｔｉｖｅ　ｓｅｎｓｉｔｉｖｉｔｙ　ｆａｃｔｏｒ）をＣｒ２ｐにおいてはＲＳＦＣｒ２ｐ、Ｆｅ２ｐにおいてはＲＳＦＦｅ２ｐとする。さらに、Ｆｅ２ｐスペクトルの内、前述した皮膜からの発生分をＹＦｅ−Ｏ、Ｃｒ２ｐスペクトルの内、前述した皮膜からの発生分をＹＣｒ−Ｏとすると、次式から皮膜内のＣｒ／Ｆｅが原子比で算出できる。
　皮膜内のＣｒ／Ｆｅ（原子比）＝（ＩＣｒ／ＲＳＦＣｒ）／（ＩＦｅ／ＲＳＦＦｅ）×（ＹＣｒ−Ｏ／ＹＦｅ−Ｏ）
　なお、本発明の検討に際しては、ＫＲＡＴＯＳ社製のＸＰＳ　ＡＸＩＳ−ＨＳを使用し、ＡｌＫαのモノクロＸ線源（ｍｏｎｏｃｈｒｏｍａｔｉｃ　Ｘ−ｒａｙ　ｓｏｕｒｃｅ）を用いて測定した。測定領域は２５０μｍ×５００μｍとした。相対感度係数ＲＳＦは、ステンレス系標準試料を用いてＦｅとＣｒの定量に十分な精度が得られることを確認した上で、上記装置に付属の相対感度係数ＲＳＦを用いた。本発明に従う電解処理を施した場合には、皮膜内の（Ｃｒ／Ｆｅ）の原子比（原子％）が特許文献３の発明範囲外にあることがわかる。
実施例２
　表２に示す冷延焼鈍板および電解処理材から３０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を切り出し、アセトン（ａｃｅｔｏｎｅ）で脱脂した後、燃料電池の動作環境（ｏｐｅｒａｔｉｎｇ　ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ）を模擬したｐＨ：３の硫酸（ｓｕｌｆｕｒｉｃ　ａｃｉｄ）（８０℃）中で、
（１）自然浸漬電位（ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｐｏｔｅｎｔｉａｌ）→１．２Ｖ→０．８Ｖ、
（２）０．８Ｖ→１．２Ｖ→０．８Ｖ、
（３）０．８Ｖ→１．２Ｖ→０．８Ｖ、
（４）０．８Ｖ→１．２Ｖ→０．８Ｖ、
（５）０．８Ｖ→１．２Ｖ→０．７Ｖ、
（６）０．７Ｖ→１．２Ｖ→０．６Ｖ、
（７）０．６Ｖ→１．２Ｖ→０．５Ｖ、
（８）０．５Ｖ→１．２Ｖ→０．４Ｖ、
（９）０．４Ｖ→１．２Ｖ→０．３Ｖ
の順に６０ｍＶ／ｍｉｎの掃引速度（ｓｗｅｅｐ　ｖｅｌｏｃｉｔｙ）で分極処理（ｐｏｌａｒｉｚａｔｉｏｎ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）することにより、高電位環境から低電位環境までの耐食性を評価した。流れる電流には各元素の溶解（ｄｉｓｓｏｌｕｔｉｏｎ）、酸化、還元等が含まれるが、少なくとも電流が流れにくい、つまり上記の反応が起こりにくい材料の耐食性が高いことは明らかであるので、その値を比較した。すなわち、上記（２）および（９）のサイクルの最大電流密度（絶対値）について求めた。
　得られた結果を、表３に示す。ここに、両者がともに５．０μＡ／ｃｍ２以下の場合を良好、何れか一方でも５．０μＡ／ｃｍ２を超える場合を不良と判定した。
　表３に示したとおり、発明例はいずれも、（２）および（９）のサイクル（ｃｙｃｌｅ）の最大電流密度が小さく、幅広い電位範囲で良好な耐食性が得られることが分かる。
　これに対し、化学成分は本発明の適正範囲を満足していても、表面皮膜が本発明の適正範囲を満足していない場合は、良好な耐食性は得られていない。また、Ｃｒ含有量が少ないＮｏ．１３は、基本的な耐食性が不足しているため、表面皮膜は適正であっても耐食性が不良であった。
実施例３
　実施例１で得られた冷延焼鈍板に対し、異なる条件で電解処理を行い、実施例１、２と同様に分析、評価を行った。その結果を表４に示す。
　表４に示したとおり、電解条件が本発明の適正範囲を満足していない場合は、Ｘ線光電子分光分析による強度比〔（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）〕が１．０以上の表面皮膜を得ることができず、良好な耐食性が得られていない。
実施例４
　表５に示す化学組成の鋼（鋼記号：ｋ，ｌ，ｍ，ｎ，ｏ，ｐ，ｑは、オーステナイト系ステンレス鋼、鋼記号：ｒは、二相ステンレス鋼）を真空溶解炉で溶製し、得られた鋼塊を１１５０℃以上に加熱したのち、熱間圧延により板厚：５ｍｍの熱延板とした。ついで、１０００~１１００℃で焼鈍したのち、酸洗により脱スケール後、冷間圧延と焼鈍酸洗を繰り返して板厚：０．７ｍｍの冷延焼鈍板とした。得られた冷延焼鈍板に対し、８０℃の硫酸ナトリウム水溶液（１．４ｍｏｌ／リットル）中にて、１．４Ｖ（６０ｍＡ／ｃｍ２）で６０秒のアノード電解処理を施した。
　上記の電解処理後、得られた鋼板の表面（皮膜）をＸ線光電子分光法により分析し、強度比（ＯＯ／ＯＨ）、（Ｃｒ／Ｆｅ）および（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）を求めた。
　得られた結果を、電解処理を施さなかった場合と比較して表６に示す。表６に示したとおり、本発明に従う電解処理を施した場合には、Ｘ線光電子分光分析による強度比〔（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）〕が１．０以上の表面皮膜を得ることができた。
実施例５
　表６に示す冷延焼鈍板および電解処理材から３０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を切り出し、アセトンで脱脂した後、燃料電池の動作環境を模擬したｐＨ：３の硫酸（８０℃）中で、
（１）自然浸漬電位→１．２Ｖ→０．８Ｖ、
（２）０．８Ｖ→１．２Ｖ→０．８Ｖ、
（３）０．８Ｖ→１．２Ｖ→０．８Ｖ、
（４）０．８Ｖ→１．２Ｖ→０．８Ｖ、
（５）０．８Ｖ→１．２Ｖ→０．７Ｖ、
（６）０．７Ｖ→１．２Ｖ→０．６Ｖ、
（７）０．６Ｖ→１．２Ｖ→０．５Ｖ、
（８）０．５Ｖ→１．２Ｖ→０．４Ｖ、
（９）０．４Ｖ→１．２Ｖ→０．３Ｖ
の順に６０ｍＶ／ｍｉｎの掃引速度で分極処理することにより、高電位環境から低電位環境までの耐食性を評価した。流れる電流には各元素の溶解、酸化、還元等が含まれるが、少なくとも電流が流れにくい、つまり上記の反応が起こりにくい材料の耐食性が高いことは明らかであるので、その値を比較した。すなわち、上記（２）および（９）のサイクルの最大電流密度（絶対値）について求めた。
　得られた結果を、表７に示す。ここに、両者がともに５．０μＡ／ｃｍ２以下の場合を良好、何れか一方でも５．０μＡ／ｃｍ２を超える場合を不良と判定した。
　表７に示したとおり、発明例はいずれも、（２）および（９）のサイクルの最大電流密度が小さく、幅広い電位範囲で良好な耐食性が得られることが分かる。また、Ｃｒ含有量が少ないＮｏ．３５は、基本的な耐食性が不足しているため、表面皮膜は適正であっても耐食性が不良であった。
　本発明によれば、幅広い電位範囲での耐食性に優れた燃料電池用ステンレス鋼を得ることができ、従来、高価なカーボンや金めっきのセパレータを使用していた燃料電池に、安価なステンレスセパレータを提供して、燃料電池の普及を促進させることが可能となる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007

Claims (10)

  1. Ｃｒを１６質量％以上含有するステンレス鋼の表面に、Ｘ線光電子分光分析による強度比〔（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）〕が１．０以上である皮膜をそなえる燃料電池用ステンレス鋼。
  2. 　質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ａｌ：０．２０％以下、Ｎ：０．０３％以下およびＣｒ：２０~４０％を含み、かつＮｂ，Ｔｉ，Ｚｒのうちから選んだ少なくとも一種を合計で：１．０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成からなるステンレス鋼の表面に、電解液中でアノード電解処理を施して得た皮膜であって、Ｘ線光電子分光分析による強度比〔（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）〕が１．０以上である皮膜をそなえる燃料電池用ステンレス鋼。
  3. 　請求項１または２において、ステンレス鋼が、さらに質量％で、Ｍｏ：４．０％以下を含有する燃料電池用ステンレス鋼。
  4. 　請求項２または３に記載の燃料電池用ステンレス鋼において、アノード電解処理が、硫酸ナトリウム濃度：０．１~３．０ｍｏｌ／リットル、ｐＨ：７以下の電解液中にて、電位：０．８~１．８Ｖ　ｖｓ　ＳＨＥにおいて１０秒以上の条件で行うものである燃料電池用ステンレス鋼。
  5. 　請求項１~４のいずれか１項に記載の燃料電池用ステンレス鋼において、表面皮膜のＸ線光電子分光分析による強度比（ＯＯ／ＯＨ）が０．６以上である燃料電池用ステンレス鋼。
  6. 　請求項１~５のいずれか１項に記載の燃料電池用ステンレス鋼において、表面皮膜のＸ線光電子分光分析による強度比（Ｃｒ／Ｆｅ）が０．２以上１．０以下である燃料電池用ステンレス鋼。
  7. 　Ｃｒを１６質量％以上含有するステンレス鋼を、電解液中にて、電位：０．５Ｖ　ｖｓ　ＳＨＥ以上の条件で１０秒以上アノード電解処理する燃料電池用ステンレス鋼の製造方法。
  8. 　請求項７において、電解液のｐＨが７以下である燃料電池用ステンレス鋼の製造方法。
  9. 　請求項７または８において、電解液の硫酸ナトリウム濃度が０．１~３．０ｍｏｌ／リットルである燃料電池用ステンレス鋼の製造方法。
  10. 　請求項７~９のいずれか１項に記載の方法により、ステンレス鋼の表面に、Ｘ線光電子分光分析による強度比〔（ＯＯ／ＯＨ）／（Ｃｒ／Ｆｅ）〕が１．０以上である皮膜を形成する燃料電池用ステンレス鋼の製造方法。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012177157A (ja) * 2011-02-25 2012-09-13 Jfe Steel Corp 固体高分子形燃料電池セパレータ用ステンレス鋼およびその製造方法
CN102747297A (zh) * 2011-04-21 2012-10-24 江苏星火特钢有限公司 高强韧超低碳控氮奥氏体不锈钢的制造方法
CN102747302A (zh) * 2011-04-21 2012-10-24 江苏星火特钢有限公司 高强韧超低碳控氮奥氏体不锈钢
EP2738277A1 (en) * 2011-07-29 2014-06-04 JFE Steel Corporation Stainless steel for fuel cell separator

Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5858424B2 (ja) * 2011-12-01 2016-02-10 株式会社日本製鋼所 固体高分子型燃料電池セパレータ用ステンレス鋼およびその製造方法
JP5806099B2 (ja) * 2011-12-02 2015-11-10 Ｊｆｅスチール株式会社 燃料電池用セパレータの表面処理方法
HUE026095T2 (en) 2012-01-18 2016-05-30 Sandvik Intellectual Property Austenitic alloy
WO2015147301A1 (ja) * 2014-03-28 2015-10-01 アベル株式会社 ステンレス鋼板
US20150337419A1 (en) * 2014-05-20 2015-11-26 Crs Holdings Inc. Austenitic Stainless Steel Alloy
CN104451404A (zh) * 2014-12-25 2015-03-25 春焱电子科技（苏州）有限公司 一种性能均衡的电子材料用不锈钢合金
EP3258523A4 (en) * 2015-02-13 2018-01-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Separator for solid polymer fuel cell and method for producing same
JP6526436B2 (ja) * 2015-02-17 2019-06-05 日鉄日新製鋼株式会社 硫酸イオンと塩化物イオンを含んだ環境における耐食性に優れたプラント用途向けフェライト系ステンレス鋼製プラント部材
KR101742088B1 (ko) * 2015-12-23 2017-06-01 주식회사 포스코 친수성 및 접촉저항이 향상된 고분자 연료전지 분리판용 스테인리스강 및 이의 제조 방법
EP3438313A4 (en) * 2016-03-30 2019-08-21 Nippon Steel Nisshin Co., Ltd. NB-CONTAINING FERRITIC STAINLESS STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR
JP6022097B1 (ja) * 2016-03-30 2016-11-09 日新製鋼株式会社 Ｔｉ含有フェライト系ステンレス鋼板および製造方法
JP6261648B2 (ja) * 2016-05-16 2018-01-17 日新製鋼株式会社 排気管フランジ部品用Ｔｉ含有フェライト系ステンレス鋼板および製造方法
US11566301B2 (en) * 2016-09-02 2023-01-31 Jfe Steel Corporation Dual-phase stainless steel, and method of production thereof
JP6547011B1 (ja) * 2018-01-12 2019-07-17 日鉄ステンレス株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP6605066B2 (ja) * 2018-03-30 2019-11-13 日鉄ステンレス株式会社 Ｆｅ−Ｃｒ合金およびその製造方法
JP7148608B2 (ja) * 2018-06-27 2022-10-05 日鉄ケミカル＆マテリアル株式会社 二次電池正極用ステンレス箔集電体および二次電池
EP4080624A4 (en) * 2019-12-19 2023-01-25 Posco STAINLESS STEEL WITH EXCELLENT SURFACE CONDUCTIVITY FOR FUEL CELL SEPARATOR AND PROCESS FOR ITS MANUFACTURE
KR102102608B1 (ko) * 2019-12-20 2020-04-22 현대비앤지스틸 주식회사 고분자 연료전지 분리판용 스테인리스강 제조 방법
JP7482666B2 (ja) 2020-03-30 2024-05-14 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼およびフェライト系ステンレス鋼の製造方法
CN114574759B (zh) 2022-02-21 2022-12-02 山东产研先进材料研究院有限公司 用于燃料电池双极板的铁素体不锈钢、形成钝化膜的方法和用途

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09291400A (ja) * 1996-04-26 1997-11-11 Nippon Steel Corp ステンレス冷間圧延材の脱脂方法
JP2000239806A (ja) 1999-02-24 2000-09-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 固体高分子型燃料電池セパレータ用フェライト系ステンレス鋼
JP2003223902A (ja) * 2002-01-30 2003-08-08 Honda Motor Co Ltd 燃料電池用セパレータの製造方法及び同製造装置
JP2003297379A (ja) 2002-03-29 2003-10-17 Nisshin Steel Co Ltd 低温型燃料電池用セパレータの製造方法
JP2008277146A (ja) 2007-04-27 2008-11-13 Nippon Kinzoku Co Ltd ステンレス鋼製導電性部材およびその製造方法
JP2009224151A (ja) * 2008-03-14 2009-10-01 Nissan Motor Co Ltd 燃料電池セパレータ

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4070208A (en) * 1977-01-03 1978-01-24 Nippon Steel Corporation Method for the manufacture of a ridging-free ferritic stainless steel sheet
CA1269898A (en) 1986-10-17 1990-06-05 Takayuki Shimamune Process for production of calcium phosphate compound- coated composite material
JPH02271000A (ja) * 1989-04-12 1990-11-06 Nippon Steel Corp 片面電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法
JP3131323B2 (ja) * 1992-12-09 2001-01-31 日新製鋼株式会社 ステンレス鋼の被覆前処理方法
JPH06260178A (ja) * 1993-02-26 1994-09-16 Kawasaki Heavy Ind Ltd 溶融塩に対する装置材料の耐食被覆方法及び耐食被覆材
JPH11323502A (ja) * 1998-05-12 1999-11-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性と靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその鋳片
US20030170526A1 (en) 2000-08-05 2003-09-11 Ineos Chlor Limited Substrate treatment
DE60107437T2 (de) 2000-08-05 2005-12-15 Ineos Chlor Enterprises Ltd., Runcorn Behandlung eines substrates aus nichtrostendem stahl
JP3778037B2 (ja) * 2000-12-05 2006-05-24 Ｊｆｅスチール株式会社 めっき層中合金相の定量方法
US6835466B2 (en) * 2001-05-28 2004-12-28 Jfe Steel Corporation Alloyed galvanized steel plate having excellent slidability
DE60239489D1 (de) * 2001-12-18 2011-04-28 Honda Motor Co Ltd Verfahren zur herstellung eines brennstoffzellenseparators
JP4492537B2 (ja) * 2003-06-10 2010-06-30 住友金属工業株式会社 水素ガス環境用鋼材、構造機器部材およびその製造方法
KR100777123B1 (ko) 2007-04-18 2007-11-19 현대하이스코 주식회사 연료전지용 스테인리스강 분리판 및 그 제조방법
JP2008285731A (ja) * 2007-05-18 2008-11-27 Nisshin Steel Co Ltd 表面電気伝導性優れたステンレス鋼板およびその製造方法
JP4337921B2 (ja) * 2007-07-27 2009-09-30 トヨタ自動車株式会社 金属基材の表面処理方法
KR100885041B1 (ko) * 2008-04-23 2009-02-20 현대하이스코 주식회사 표면에 금속 질화물층(MNx), 금속 탄화물층(MCy), 금속 붕소화물층(MBz) 중에서 선택되는 코팅층이 형성된 연료전지용 스테인리스 분리판 및 그 제조방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09291400A (ja) * 1996-04-26 1997-11-11 Nippon Steel Corp ステンレス冷間圧延材の脱脂方法
JP2000239806A (ja) 1999-02-24 2000-09-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 固体高分子型燃料電池セパレータ用フェライト系ステンレス鋼
JP2003223902A (ja) * 2002-01-30 2003-08-08 Honda Motor Co Ltd 燃料電池用セパレータの製造方法及び同製造装置
JP2003297379A (ja) 2002-03-29 2003-10-17 Nisshin Steel Co Ltd 低温型燃料電池用セパレータの製造方法
JP2008277146A (ja) 2007-04-27 2008-11-13 Nippon Kinzoku Co Ltd ステンレス鋼製導電性部材およびその製造方法
JP2009224151A (ja) * 2008-03-14 2009-10-01 Nissan Motor Co Ltd 燃料電池セパレータ

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012177157A (ja) * 2011-02-25 2012-09-13 Jfe Steel Corp 固体高分子形燃料電池セパレータ用ステンレス鋼およびその製造方法
CN102747297A (zh) * 2011-04-21 2012-10-24 江苏星火特钢有限公司 高强韧超低碳控氮奥氏体不锈钢的制造方法
CN102747302A (zh) * 2011-04-21 2012-10-24 江苏星火特钢有限公司 高强韧超低碳控氮奥氏体不锈钢
EP2738277A1 (en) * 2011-07-29 2014-06-04 JFE Steel Corporation Stainless steel for fuel cell separator
EP2738277A4 (en) * 2011-07-29 2015-08-19 Jfe Steel Corp STAINLESS STEEL FOR FUEL CELL SEPARATOR

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Publication number Publication date
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