WO2020153117A1 - 燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 Download PDF

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孝宜 矢野
石川　伸
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to an austenitic stainless steel plate for a fuel cell separator and a method for manufacturing the same.
  • the basic structure of a fuel cell is a sandwich-like structure, which includes an electrolyte membrane (ion exchange membrane), two electrodes (fuel electrode and air electrode), a diffusion layer of O 2 (air) and H 2 and two separators ( Bipolar plate).
  • electrolyte membrane ion exchange membrane
  • two electrodes fuel electrode and air electrode
  • a diffusion layer of O 2 (air) and H 2 and two separators Bipolar plate
  • Bipolar plate two separators
  • phosphoric acid fuel cells molten carbonate fuel cells, solid oxide fuel cells, alkaline fuel cells and polymer electrolyte fuel cells (PEFC; proton-exchange).
  • PEFC polymer electrolyte fuel cells
  • the polymer electrolyte fuel cell is expected to be used as a power source for an electric vehicle, a stationary generator for home or business use, and a small portable generator.
  • a polymer electrolyte fuel cell extracts electricity from hydrogen and oxygen through a polymer membrane.
  • a membrane-electrode assembly is sandwiched between a gas diffusion layer (such as carbon paper) and a separator, and this (A so-called single cell). Then, an electromotive force is generated between the fuel electrode side separator and the air electrode side separator.
  • the above-mentioned membrane-electrode assembly is called MEA (Membrane-Electrode Assembly), in which a polymer membrane and an electrode material such as carbon black carrying a platinum catalyst on the front and back surfaces of the membrane are integrated. It is a thing.
  • the thickness of the above-mentioned membrane-electrode assembly is several 10 ⁇ m to several 100 ⁇ m. Further, the gas diffusion layer is often integrated with the membrane-electrode assembly.
  • the separator is (a) In addition to its role as a partition that separates single cells, (b) a conductor that carries the generated electrons, (c) Air flow path through which oxygen (air) flows, hydrogen flow path through which hydrogen flows, (d) Exhaust channel for discharging generated water and gas (air channel and hydrogen channel are combined) Therefore, excellent durability and electric conductivity are required.
  • durability is determined by corrosion resistance. The reason is that when the separator corrodes and metal ions are eluted, the proton conductivity of the polymer membrane (electrolyte membrane) is reduced, and the power generation characteristics are reduced.
  • the contact resistance between the separator and the gas diffusion layer is as low as possible. The reason is that if the contact resistance between the separator and the gas diffusion layer increases, the power generation efficiency of the polymer electrolyte fuel cell decreases. That is, it can be said that the smaller the contact resistance between the separator and the gas diffusion layer, the better the power generation characteristics.
  • Patent Document 1 discloses a technique in which a metal such as stainless steel or a titanium alloy that easily forms a passivation film is used as a separator.
  • the technique disclosed in Patent Document 1 causes an increase in contact resistance with the formation of the passivation film, and as a result, the power generation efficiency decreases.
  • the metal material disclosed in Patent Document 1 has a problem that the contact resistance is higher than that of the graphite material.
  • Patent Document 3 A method for producing a stainless steel for a fuel cell separator, which comprises subjecting stainless steel containing 16 mass% or more of Cr to electrolytic treatment and then dipping treatment in a solution containing fluorine.” Is disclosed.
  • Patent Document 4 "% by mass, C: 0.03% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 1.0% or less, S: 0.01% or less, P: 0.05% or less, Al: 0.20% or less, N: 0.03% or less, Cr: 16 Stainless steel containing up to 40%, Ni: 20% or less, Cu: 0.6% or less, Mo: 2.5% or less, and the balance being Fe and inevitable impurities,
  • a stainless steel for a fuel cell separator characterized in that when the surface of the stainless steel is measured by photoelectron spectroscopy, F is detected and (Cr+Fe)/metal form (Cr+Fe) ⁇ 3.0 other than metal form is satisfied. .. " Is disclosed.
  • Patent Document 5 “Stainless steel containing 16-40% by mass of Cr, A stainless steel for a fuel cell separator having a low surface contact resistance, characterized in that a region having a fine uneven structure is present in an area ratio of 50% or more on the surface of the stainless steel. " Is disclosed.
  • JP-A-8-180883 Japanese Patent No. 5768641 JP 2013-93299 JP Japanese Patent No. 5218612 International Publication No. 2013/080533 International application number: PCT/JP2018/036111 specification
  • Patent Document 6 Preparing the stainless steel plate as the material, Then, remove the oxide film on the surface of the stainless steel plate, Next, a method for producing a stainless steel plate for a fuel cell separator, which comprises subjecting the above-mentioned stainless steel plate to electrolytic etching treatment in the active state of the above stainless steel plate. " Was disclosed.
  • austenitic stainless steel sheets are generally superior in workability to ferritic stainless steel sheets. Therefore, when manufacturing a fuel cell separator having a complicated shape under severe processing conditions, an austenitic stainless steel sheet may be used as a material for the separator.
  • Patent Document 6 when the technique of the above-mentioned Patent Document 6 is applied to an austenitic stainless steel sheet, although a predetermined low contact resistance can be obtained with the steel sheet immediately after electrolytic etching treatment, the steel sheet is stored again in the air for several days and then the steel sheet is again used. When the contact resistance of No. 1 was measured, the contact resistance increased, and a predetermined low contact resistance could not be obtained in some cases.
  • the present invention is an improved invention of the above-mentioned Patent Document 6, which can be manufactured more advantageously in terms of mass productivity and safety without using hydrofluoric acid, and further, deterioration of contact resistance over time. It is an object of the present invention to provide an austenitic stainless steel sheet for a fuel cell separator, which is also excellent in properties. Another object of the present invention is to provide an advantageous method for producing an austenitic stainless steel sheet for a separator of the above fuel cell.
  • Patent Document 6 The inventors have made earnest studies to solve the above problems. First, the inventors examined the cause of deterioration of contact resistance with time when the technique of the above-mentioned Patent Document 6 is applied to an austenitic stainless steel sheet. First, a ferritic stainless steel sheet and an austenitic stainless steel sheet, which are raw materials, are prepared, and using these steel sheets, the manufacturing method of Patent Document 6 (oxide film removal treatment on the surface of the stainless steel sheet and the active state region of the stainless steel sheet) is performed. Various stainless steel plates for separators of fuel cells were manufactured by electrolytic etching treatment), and the surface condition of the manufactured steel plates was investigated. As a result, the following findings were obtained.
  • a fine concavo-convex structure is formed on the surface of the steel sheet regardless of whether the material is a ferritic stainless steel sheet or an austenitic stainless steel sheet.
  • the fine concavo-convex structure formed on the surface of the steel plate increases the contact area between the stainless steel plate (separator) and the gas diffusion layer. Therefore, both of them have low contact resistance immediately after the electrolytic etching treatment.
  • a passivation film is formed on the surface of both the ferritic stainless steel sheet and the austenitic stainless steel sheet. And the stability of this passivation film differs greatly between the ferritic stainless steel sheet and the austenitic stainless steel sheet.
  • the passivation film formed on the ferritic stainless steel sheet is relatively stable and almost no growth (thickening) of the passivation film is observed over time.
  • the passivation film formed on the austenitic stainless steel sheet is unstable, and the passivation film grows (thickens) over time. Due to the difference in stability of the passivation film, when an austenitic stainless steel sheet is used as a material, the contact resistance deteriorates with time.
  • the inventors further conducted studies to prevent the contact resistance of the austenitic stainless steel sheet from deteriorating with time.
  • the higher the Cr content in the steel the higher the corrosion resistance of the passivation film. Therefore, the inventors tried to stabilize the passivation film by increasing the Cr concentration on the surface of the steel sheet. As a result, it was found that increasing the Cr concentration on the surface of the steel sheet has an effect of suppressing deterioration of contact resistance with time. But that was still not enough.
  • the inventors further investigated the surface condition of the stainless steel plate. as a result, (I) By increasing the Cr concentration on the steel plate surface, while suppressing the thickening of the passive film as much as possible, (Ii) A sufficient height difference between the unevenness in the uneven structure of the steel plate surface is secured, We found that is important. Then, it was found that by satisfying the above (i) and (ii) at the same time, low contact resistance can be obtained even after the austenitic stainless steel sheet is stored in the atmosphere for a certain period of time. The inventors consider the reason as follows.
  • the contact pressure applied to the contact point between the convex portion of the stainless steel plate surface and the gas diffusion layer at the time of contact between the stainless steel plate and the gas diffusion layer Will increase. Therefore, even if the passivation film becomes thicker than immediately after the electrolytic etching treatment, the passivation film is easily broken. Further, it is less likely to be affected by fine particles such as dust contained in the atmosphere, organic substances, water vapor and the like. (D) Due to the synergistic effect described above, the passivation film on the convex portion of the stainless steel plate surface is partially destroyed when the stainless steel plate and the gas diffusion layer are in contact with each other.
  • the inventors further studied, -In the concavo-convex structure of the surface of the stainless steel plate, the average height of the protrusions is controlled to 30 nm or more and 300 nm or less, and the average interval between the protrusions is controlled to 20 nm or more and 350 nm or less, and Controlling [Cr]/[Fe], which is the ratio of the atomic concentration of Cr existing as a form other than metal to the atomic concentration of Fe existing as a form other than metal, to 1.0 or more on the surface of the stainless steel plate, It was found that it is important to satisfy these requirements at the same time, and thus excellent aging resistance of contact resistance can be obtained.
  • the amount of dissolution is appropriately controlled in the etching treatment for forming the uneven structure, specifically, it is controlled within the range of 1.0 to 20.0 g/m 2. It was found that it is important to do.
  • the gist of the present invention is as follows. 1.
  • An austenitic stainless steel plate for a fuel cell separator The austenitic stainless steel sheet for a separator of the fuel cell is provided with a concavo-convex structure having a concave portion and a convex portion on the surface, the average height of the convex portion is 30 nm or more and 300 nm or less, and the average distance between the convex portions is 20 nm or more and 350 nm or less, [Cr]/[Fe], which is the ratio of the atomic concentration of Cr existing as a form other than metal to the atomic concentration of Fe existing as a form other than metal, on the surface of the austenitic stainless steel plate for a separator of the fuel cell is An austenitic stainless steel plate for a fuel cell separator, which is 1.0 or more.
  • treatment atmosphere nitrogen concentration is 5% by volume or more and dew point is ⁇ 45° C. or less
  • maximum attainable temperature 1000° C. or more and 1200° C. or less
  • an austenitic stainless steel sheet for a separator of a fuel cell having a low contact resistance which is more advantageous in terms of mass productivity and safety and is also excellent in resistance to deterioration of contact resistance over time, is obtained. be able to. Further, since the austenitic stainless steel sheet is more excellent in workability than the ferritic stainless steel sheet, by applying the austenitic stainless steel sheet for the separator of the fuel cell of the present invention, fuel cells of various complicated shapes under severe processing conditions are applied. It becomes possible to manufacture a separator.
  • Austenitic Stainless Steel Sheet for Fuel Cell Separator an austenitic stainless steel sheet for a fuel cell separator according to an embodiment of the present invention will be described.
  • the fine concavo-convex structure having concave portions and convex portions is formed on the surface, and the shape is controlled in nm order. Is important.
  • the average height of the convex portions needs to be 30 nm or more and 300 nm or less from the viewpoint of obtaining excellent resistance to contact resistance deterioration over time. ..
  • the average height of the protrusions is less than 30 nm, the height difference between the protrusions and recesses becomes too small. Therefore, if the passivation film is thickened when the stainless steel plate is stored in the atmosphere, the passivation film on the convex portion of the steel plate surface is not destroyed when the stainless steel plate and the gas diffusion layer are in contact with each other.
  • the base metal portion of the stainless steel plate and the gas diffusion layer cannot be brought into direct contact with each other, and the contact resistance increases. Further, it becomes easy to be affected by adhesion of fine particles such as dust contained in the atmosphere, organic substances, water vapor and the like.
  • the average height of the convex portions is set to 30 nm or more and 300 nm or less. It is preferably 50 nm or more. Further, it is preferably 200 nm or less.
  • the average height of the convex portions is obtained as follows. That is, a thin film sample for cross-section observation is prepared from an austenitic stainless steel plate (which is the final product) with a focused ion beam processing device (FIB, Versa 3D DualBeam manufactured by FEI). Then, this sample is observed with a spherical aberration correction scanning transmission electron microscope (Cs-corrected STEM, JEM-ARM200F manufactured by JEOL Ltd.) at 50000 times in any 5 visual fields to obtain a TEM image. In each of the obtained TEM images as shown in FIG. 1, the steel plate surface was confirmed, and as shown in FIG.
  • the lowest point V of the concave portion (on both sides) adjacent to one convex portion (the thickness of the steel sheet (depth (The lowest point in the direction S) is connected by a straight line b, and the distance h between the straight line b and the vertex T of the convex portion (the vertex in the plate thickness (depth) direction of the steel plate) is obtained. Then, the obtained distance h is set as the height of the convex portion. In this way, for each convex portion of the steel plate surface observed in each obtained TEM image, the height is obtained, and the (arithmetic) average value of the obtained heights of the respective convex portions is defined as the average height of the convex portion. To do. It should be noted that those having a height of less than 10 nm are not regarded as convex portions and are excluded from the calculation of the average value.
  • the average distance between the convex portions on the surface of the austenitic stainless steel sheet (hereinafter, also simply referred to as the steel sheet surface) is 20 nm or more and 350 nm or less in order to realize low contact resistance. It is necessary.
  • the average interval between the protrusions is less than 20 nm, the protrusions and recesses are too fine to sufficiently contact the protrusions on the surface of the steel sheet with fuel cell components such as the gas diffusion layer. Therefore, the desired contact resistance cannot be obtained.
  • the average interval between the convex portions is set to 20 nm or more and 350 nm or less. It is preferably 50 nm or more. Further, it is preferably 300 nm or less.
  • the average interval between the above convex portions is obtained as follows. That is, in each TEM image obtained as described above, as shown in FIG. 1, a line segment (direction perpendicular to the steel plate thickness (depth) direction) arbitrarily parallel to the steel plate surface ( Length: 1 ⁇ m) is subtracted, and the number of protrusions (the number of vertices of the above-mentioned protrusions) in the projection region in the plate thickness (depth) direction of the steel plate of the line segment is measured. Then, the length (1 ⁇ m) of the line segment is divided by the number of measured convex portions, and the value is defined as the interval between the convex portions.
  • the intervals between the convex portions obtained from each TEM image are (arithmetically) averaged, and the value is set as the average interval between the convex portions. It should be noted that those having a height of less than 10 nm are not regarded as convex portions, and are excluded from the above number of convex portions.
  • the ratio of the atomic concentration of Cr existing as a form other than metal to the atomic concentration of Fe existing as a form other than metal on the surface of the steel plate while controlling the shape of the uneven structure on the surface of the steel plate (hereinafter, [Cr]/[Fe] (Also referred to as) is 1.0 or more, excellent contact resistance deterioration resistance over time can be obtained. Further, the corrosion resistance is also improved by increasing the Cr concentration on the surface of the steel sheet.
  • [Cr]/[Fe] is set to 1.0 or more. It is preferably 1.2 or more. From the viewpoint of suppressing the growth of the passive film on the steel sheet surface, the larger [Cr]/[Fe] is more advantageous, so the upper limit of [Cr]/[Fe] is not particularly limited. However, 20 or less is preferable.
  • the form other than metal indicates the form of oxide and hydroxide. Specific examples of Cr include CrO 2 , Cr 2 O 3 , CrOOH, Cr(OH) 3 and CrO 3 . Further, in the case of Fe, FeO, Fe 3 O 4 , Fe 2 O 3, FeOOH and the like can be mentioned.
  • the above [Cr]/[Fe] is obtained as follows. That is, the peaks of Cr and Fe measured by X-ray photoelectron spectroscopy (hereinafter, also referred to as XPS) are divided into a peak of Cr and Fe existing as a metal form and a peak of Cr and Fe existing as a form other than metal, respectively. To separate. Then, from the intensity of each peak, the atomic concentration of Cr existing as a form other than metal and the atomic concentration of Fe existing as a form other than metal are calculated, and the atomic concentration of Cr existing as a form other than metal is calculated as other than metal. It can be obtained by dividing by the atomic concentration of Fe existing in the form.
  • a 10 mm square sample was cut out from a steel plate, and using this sample, an Al-K ⁇ monochrome X-ray source was used, and an X-ray photoelectron spectrometer (manufactured by ULVAC-PHI, Inc.) was used under the condition of an extraction angle of 45 degrees. X-tool) measurement. Then, the peaks of Cr and Fe are separated into a peak of Cr and Fe existing as a metal form and a peak of Cr and Fe existing as a form other than metal, respectively.
  • the atomic concentration of Cr existing as a form other than metal and the atomic concentration of Fe existing as a form other than metal are calculated, and the atomic concentration of Cr existing as a form other than metal is calculated as It is obtained by dividing by the atomic concentration of Fe existing in the form of.
  • the peak separation was performed by removing the background of the spectrum by the Shirley method and using the Gauss-Lorentz composite function (ratio of Lorentz function: 30%).
  • the corrosion resistance in the environment where the fuel cell separator is used can be further improved. That is, by introducing nitrogen into the surface layer of the steel sheet, a nitride having excellent corrosion resistance is formed in the surface layer of the steel sheet. Thereby, the barrier property of the steel sheet surface is improved, and the corrosion resistance, especially the pitting corrosion resistance is improved.
  • the nitride here is a nitride of an element contained in the component composition of the stainless steel plate, and is mainly composed of Cr nitride, Si nitride, Al nitride, and a mixture thereof.
  • the increase in the amount of solute nitrogen by introducing nitrogen into the surface layer of the steel sheet also contributes to the improvement of corrosion resistance, particularly pitting corrosion resistance. Therefore, the atomic concentration of N existing on the surface of the steel sheet is preferably 1.0 at% or more. It is more preferably 3.0 at% or more. However, when the atomic concentration of N existing on the surface of the steel sheet exceeds 20.0 at %, the above-mentioned nitride is formed in a large amount inside the steel sheet, and the nitride causes cracking during processing into a separator shape. May be a starting point. Therefore, the atomic concentration of N existing on the surface of the steel sheet is preferably 20.0 at% or less.
  • the atomic concentration of N existing on the surface of the steel sheet is obtained by XPS. Specifically, a 10 mm square sample was cut out from a steel plate, and using this sample, an Al-K ⁇ monochrome X-ray source was used, and an X-ray photoelectron spectrometer (manufactured by ULVAC-PHI, Inc.) was used under the condition of an extraction angle of 45 degrees. X-tool) measurement. Then, the number of atoms (ratio) of main elements contained in the steel sheet, specifically, N, Al, Si, Cr, Mn, Fe, Ni, Cu, Mo, Ti, Nb and Zr (peaks of these elements) Calculate strength (ratio).
  • the atomic number (ratio) of N is divided by the total atomic number (ratio) of these elements and multiplied by 100 to calculate the atomic concentration (at %) of N existing on the steel plate surface.
  • C and O peaks are also detected, they are excluded here because the influence of impurities on the surface of the steel sheet is particularly large.
  • the austenitic stainless steel sheet for the separator of the fuel cell according to the embodiment of the present invention is manufactured by using the treatment liquid in which the concentration of hydrofluoric acid is reduced as much as possible, even if the surface of the steel sheet is measured by XPS, F Is not detected. Therefore, in the austenitic stainless steel sheet for a fuel cell separator according to an embodiment of the present invention, no F peak is observed even when the surface thereof is measured by XPS.
  • the austenitic stainless steel sheet SUS304, SUS316L and the like specified by JIS G 4305 are suitable.
  • the composition of the austenitic stainless steel sheet is not particularly limited, but in mass %, C: 0.100% or less, Si: 2.00% or less, Mn: 3.00% or less, P:0.
  • the balance is a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities. The reason will be described below.
  • the "%" display regarding the component composition means the mass %.
  • C 0.100% or less C reacts with Cr in the steel and precipitates as Cr carbide at grain boundaries. Therefore, C brings about a decrease in corrosion resistance. Therefore, from the viewpoint of corrosion resistance, the smaller the content of C, the more preferable, and the content of C is preferably 0.100% or less. It is more preferably 0.060% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but is preferably 0.001%.
  • Si 2.00% or less Si is an element effective for deoxidation and is added in the stage of steel melting. The effect is preferably obtained when the content of Si is 0.01% or more. However, if Si is contained excessively, it becomes hard and the ductility tends to decrease. Therefore, the Si content is preferably 2.00% or less. It is more preferably 1.00% or less.
  • Mn 3.00% or less
  • Mn is an element effective for deoxidation and is added in the stage of steel melting. The effect is preferably obtained by containing 0.01% or more of Mn. However, if the Mn content exceeds 3.00%, the corrosion resistance tends to decrease. Therefore, the Mn content is preferably 3.00% or less. It is more preferably 1.50% or less, still more preferably 1.00% or less.
  • P 0.050% or less Since P brings about a decrease in ductility, its content is preferably as small as possible. However, if the P content is 0.050% or less, the ductility does not significantly decrease. Therefore, the P content is preferably 0.050% or less. It is more preferably 0.040% or less. Although the lower limit is not particularly limited, excessive removal of P causes an increase in cost. Therefore, the P content is preferably 0.010% or more.
  • S 0.010% or less
  • S is an element that reduces corrosion resistance by combining with Mn to form MnS.
  • the S content is preferably 0.010% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but excessive removal of S causes an increase in cost. Therefore, the S content is preferably 0.001% or more.
  • the Cr content is preferably 15.0% or more. That is, if the Cr content is less than 15.0%, it becomes difficult to endure long-term use as a fuel cell separator from the viewpoint of corrosion resistance. It is preferably 18.0% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 40.0%, the ductility may decrease. Therefore, the Cr content is preferably 40.0% or less. It is more preferably 30.0% or less. More preferably, it is 20.0% or less.
  • Ni is an element that promotes the formation of the austenite phase. The effect is preferably obtained when the Ni content is 5.0% or more. It is preferably 7.5% or more. More preferably, it is 12.0% or more. However, if the Ni content exceeds 30.00%, the hot workability deteriorates. Therefore, the Ni content is preferably 30.00% or less. It is more preferably 20.00% or less. Furthermore, it is more preferably 15.00% or less.
  • Al 0.500% or less
  • Al is an element used for deoxidation. The effect is preferably obtained by containing 0.001% or more of Al. However, if the Al content exceeds 0.500%, ductility may be reduced. Therefore, the Al content is preferably 0.500% or less. It is more preferably 0.010% or less, still more preferably 0.005% or less.
  • the N content is preferably 0.100% or less. More preferably, it is 0.050% or less. More preferably, it is 0.030% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but excessive removal of N causes an increase in cost. Therefore, the N content is preferably 0.002% or more.
  • Cu 2.50% or less
  • Cu is an element effective in promoting the formation of an austenite phase and improving the corrosion resistance of stainless steel.
  • the effect is preferably obtained by containing 0.01% or more of Cu.
  • the Cu content is set to 2.50% or less. It is preferably 1.00% or less.
  • Mo 4.00% or less
  • Mo is an element effective in suppressing local corrosion such as crevice corrosion of stainless steel.
  • the effect is preferably obtained by containing 0.01% or more of Mo.
  • Mo content exceeds 4.00%, the stainless steel becomes brittle. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is 4.00% or less. It is preferably 2.50% or less.
  • One or more elements selected from Ti, Nb and Zr 1.00% or less in total Ti, Nb and Zr contribute to the improvement of intergranular corrosion resistance, so these elements are contained alone or in combination. Can be made.
  • the effect is preferably obtained by containing 0.01% or more of each. However, if the total content of these elements exceeds 1.00%, the ductility tends to decrease. Therefore, when Ti, Nb, and Zr are contained, the total content of them should be 1.00% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but the total content of Ti, Nb and Zr is preferably 0.01% or more.
  • the plate thickness of the stainless steel plate is preferably in the range of 0.03 to 0.30 mm. If the plate thickness is less than 0.03 mm, the production efficiency of the metal plate material is reduced. On the other hand, if it exceeds 0.30 mm, the mounting space and weight at the time of stacking increase.
  • the range is more preferably 0.05 to 0.15 mm.
  • the preparation step is a step of preparing an austenitic stainless steel sheet as a raw material (hereinafter, also referred to as a raw material austenitic stainless steel sheet).
  • the raw material austenitic stainless steel sheet is not particularly limited, and for example, an austenitic stainless steel sheet having the above component composition may be prepared as follows. That is, a steel slab having the above component composition is hot-rolled into a hot-rolled sheet, the hot-rolled sheet is annealed as necessary, and then the hot-rolled sheet is cold-rolled. By forming a cold-rolled sheet having a desired sheet thickness by the above method, an austenitic stainless steel sheet having the above component composition can be prepared.
  • cold rolled sheet annealing may be added as intermediate annealing during the cold rolling step.
  • the conditions such as hot rolling, cold rolling, hot-rolled sheet annealing, and cold-rolled sheet annealing are not particularly limited and may be in accordance with ordinary methods. Also, after cold-rolled sheet annealing, it may be pickled and skin-passed. Further, the cold rolled sheet annealing may be bright annealing.
  • the treatment atmosphere (before the oxide film removal treatment step described later): Nitrogen concentration of 5% by volume or more and dew point of -45°C or less, maximum It is preferable to perform the heat treatment under the conditions of the ultimate temperature: 1000° C. or higher and 1200° C. or lower, and the residence time in the temperature range of 1000° C. or higher: 1 second or higher and 300 seconds or lower.
  • the heat treatment it is possible to introduce nitrogen into the surface layer of the material austenitic stainless steel sheet, in the austenitic stainless steel sheet for the separator of the final product fuel cell, corrosion resistance in the operating environment of the separator of the fuel cell, especially, The pitting corrosion resistance is improved.
  • Treatment atmosphere Nitrogen concentration of 5% by volume or more and dew point of -45°C or less.
  • nitrogen concentration of the processing atmosphere is preferably 5% by volume or more. It is more preferably at least 10% by volume and even more preferably at least 20% by volume.
  • the atmosphere gas other than nitrogen is preferably at least one selected from hydrogen, helium, argon, neon, carbon monoxide, and carbon dioxide.
  • the dew point of the treatment atmosphere becomes high, an oxide is formed on the surface of the material austenitic stainless steel sheet during heat treatment, and it becomes difficult to introduce nitrogen into the surface layer portion of the steel sheet.
  • the dew point of the processing atmosphere is preferably ⁇ 45° C. or lower. More preferably, it is -50°C or lower. More preferably, it is ⁇ 65° C. or lower.
  • Maximum ultimate temperature 1000° C. or more and 1200° C. or less If the maximum attainable temperature in the heat treatment is less than 1000° C., nitrogen cannot be sufficiently introduced into the surface layer portion of the material austenitic stainless steel sheet. Further, the rolled structure of the material austenitic stainless steel sheet (cold rolled sheet) cannot be recrystallized sufficiently, which may lead to deterioration of workability. On the other hand, when the maximum temperature reaches 1200° C., the crystal grains become coarse, and the workability may deteriorate. Further, when nitrogen that greatly exceeds the solid solubility limit is introduced, the nitrogen may precipitate as a nitride not only on the surface of the steel sheet but also inside the steel sheet, leading to deterioration in corrosion resistance and workability. Therefore, it is preferable that the highest temperature reached in the heat treatment be 1000° C. or higher and 1200° C. or lower. More preferably, it is 1050°C or higher. Further, it is more preferably 1150° C. or lower.
  • Residence time in the temperature range of 1000°C or more 1 second or more and 300 seconds or less
  • the residence time in the temperature range of 1000°C or more in heat treatment is less than 1 second, sufficient nitrogen should be introduced into the surface layer of the austenitic stainless steel sheet. I can't. Further, the rolled structure of the material austenitic stainless steel sheet (cold rolled sheet) cannot be recrystallized sufficiently, which may lead to deterioration of workability.
  • the residence time in the temperature range of 1000° C. or higher in the heat treatment exceeds 300 seconds, the crystal grains become coarse, and the workability may also deteriorate.
  • the residence time in the temperature range of 1000° C. or higher in the heat treatment is preferably 1 second or more and 300 seconds or less. It is more preferably 3 seconds or more, still more preferably 5 seconds or more. Further, it is more preferably 120 seconds or less, further preferably 60 seconds or less.
  • nitrogen is introduced to the surface layer portion of the material austenitic stainless steel sheet, specifically, to a depth of about several tens of ⁇ m from the surface of the steel sheet. Therefore, even if the oxide film is removed in the oxide film removal treatment step described later and the stainless steel plate base material having a thickness of about several ⁇ m is melted in the etching treatment step, in the final product, N existing on the steel plate surface is present. The atomic concentration of is kept high.
  • an oxide film (hereinafter, also simply referred to as an oxide film) previously formed on the surface of the material austenitic stainless steel sheet is removed.
  • an oxide film removal treatment before performing the etching treatment described below, the effect of reducing the contact resistance by the etching treatment in the active region can be stably obtained.
  • the oxide film formed in advance include a passivation film formed in the atmosphere and a film formed during annealing in the production stage of the material austenitic stainless steel sheet.
  • the removal of the oxide film may be performed by an anode electrolysis treatment, a cathode electrolysis treatment, or a combination of an anode electrolysis treatment and a cathode electrolysis treatment, and among them, the cathode electrolysis treatment is preferable.
  • the cathodic electrolysis treatment is particularly advantageous because it reduces the amount of dissolution of the stainless steel plate base material as compared with the anode electrolysis treatment.
  • the cathode electrolysis treatment may be carried out at such a current density that the oxide film on the surface of the stainless steel plate can be removed. Specifically, it is preferable to adjust the electrolysis conditions each time according to the steel type of the stainless steel plate, the thickness of the oxide film formed in advance, the configuration of the electrolysis device, and the like.
  • cathodic electrolysis may be performed in a 30 g/L sulfuric acid aqueous solution under the conditions of potential: -0.7 V (vs. Ag/AgCl) and treatment time: 1 minute or longer.
  • V (vs. Ag/AgCl) is a potential with respect to the silver-silver chloride electrode used as the reference electrode, and is hereinafter referred to as (vs. Ag/AgCl).
  • the treatment time varies depending on the current density, for example, when the current density is ⁇ 0.5 mA/cm 2 , if the treatment time is set to 60 seconds or more, the oxide film on the surface of the stainless steel sheet will usually be To be removed. However, it is preferable to set the treatment time to 600 seconds or less because the treatment time becomes long and the economy becomes poor. More preferably, it is 300 seconds or less.
  • the current density here means a value obtained by dividing the current flowing between the stainless steel plate as the material to be processed and the counter electrode by the surface area of the material to be processed. In the case of current control, this current density is controlled. ..
  • the treatment liquid used in the cathode electrolysis treatment is not particularly limited, but among them, a sulfuric acid aqueous solution is preferable.
  • the concentration of the treatment liquid may be adjusted so that the conductivity of the treatment liquid is sufficiently high.
  • the concentration of sulfuric acid is preferably about 10 to 100 g/L.
  • other acids such as hydrofluoric acid and phosphoric acid may be contained as impurities, but the concentration of acids other than sulfuric acid is acceptable as long as it is 5 g/L or less. ..
  • the concentration of hydrofluoric acid is reduced to an extremely small amount, specifically 1 g/L or less, from the viewpoints of safety during treatment work and safety of treatment of waste liquid discharged after treatment work. There is a need to. Needless to say, the concentration of acids other than sulfuric acid may be 0 g/L.
  • the treatment temperature is not particularly limited, but is preferably 30 to 85°C. It should be noted that it is advantageous in terms of cost when the removal of the oxide film and the treatment liquid for the etching treatment described later are the same. Further, depending on the structure of the electrolytic cell, the removal of the oxide film and the etching treatment can be continuously performed in the same electrolytic cell.
  • the material austenitic stainless steel plate from which the oxide film on the surface has been removed by performing the above-described oxide film removing process is subjected to an etching process in the active state region of the material austenitic stainless steel plate. At that time, it is extremely important to control the amount of dissolution in the range of 1.0 to 20.0 g/m 2 .
  • Dissolution amount in etching treatment 1.0 to 20.0 g/m 2
  • the amount of dissolution in the etching treatment is set to 1.0 g/m 2 or more. It is preferably 3.0 g/m 2 or more.
  • the amount of dissolution in the etching treatment exceeds 20.0 g/m 2 , the average interval between the convex portions becomes too large, and a predetermined contact resistance cannot be obtained.
  • the smut firmly adheres to the surface of the steel sheet, and it becomes difficult for the smut to be removed even by the treatment in the acidic solution described later. Therefore, the contact resistance increases. Therefore, the amount of dissolution in the etching process is 20.0 g/m 2 or less. It is preferably 10.0 g/m 2 or less.
  • the dissolution amount in the etching treatment is obtained by dividing the mass difference of the raw material austenitic stainless steel sheet before and after the etching treatment by the area of the surface of the raw austenitic stainless steel sheet (area on each side).
  • etching treatment of the stainless steel sheet etching treatment in three potential ranges of an active state region, a passive state region and a hyperpassive region can be considered, but the reason for using the etching treatment in the active state region is as follows. Is.
  • the etching treatment when the etching treatment is performed in the passivation region, the passivation film is formed on the stainless steel sheet, so that a sufficient etching effect cannot be obtained and a desired contact resistance reduction effect cannot be obtained. Further, when the etching treatment is performed in the excessive passivation region, the amount of dissolution of the stainless steel plate is large and the dissolution rate is also high. Therefore, the etching progresses rapidly, and the desired effect of reducing the contact resistance cannot be obtained. In addition, depending on the potential, the oxygen generation reaction may occur at the same time, which makes it difficult to control the etching amount.
  • the etching treatment when the etching treatment is performed in the active region, a sufficient etching effect can be obtained as compared with the passivation region.
  • the amount of dissolution of the stainless steel plate is smaller than that in the passivation region, and the amount of dissolution of the stainless steel plate is easy to control.
  • the etching treatment is carried out in the active state region, it becomes possible to precisely control the amount of dissolution of the stainless steel plate and, in turn, control the shape of the fine concavo-convex structure formed on the surface of the steel plate in nm order. .. Therefore, here, etching treatment in the active state region is performed.
  • the amount of dissolution in the etching treatment can be controlled by appropriately adjusting the temperature and concentration of the treatment liquid used for the etching treatment (for example, sulfuric acid concentration when using a sulfuric acid aqueous solution as the treatment liquid) and the treatment time. it can.
  • the temperature and concentration of the treatment liquid used for the etching treatment for example, sulfuric acid concentration when using a sulfuric acid aqueous solution as the treatment liquid
  • the three potential ranges of the active state region, the passive state region and the hyperpassive region are defined as follows. That is, as shown in FIG. 3, Steel No.
  • the current and thus the current density, increases from around 0.63 V (vs. Ag/AgCl) to +0.67 mA/ A maximum value of about cm 2 is reached. After that, the current decreases as the potential rises, and when the potential reaches ⁇ 0.11 V (vs. Ag/AgCl), the current density drops to 1/10 or less of the maximum value.
  • FIG. 3 is a steel No. of Table 1 mentioned later.
  • A using a silver-silver chloride electrode as a reference electrode, a cathode electrolysis treatment was performed at ⁇ 0.7 V (vs. Ag/AgCl) in 30 g/L sulfuric acid aqueous solution at 55° C. for 1 minute, and then, It is an anodic polarization curve obtained under the conditions of potential scanning speed: 1 mV/s.
  • This potential scanning speed is used to obtain the anodic polarization curve.
  • the potential range in which the current density increases as the initial potential rises is in the active region, and even if the potential is increased, almost no current flows, and the potential range in which the current density is held at a low value is the passivation region or passivity.
  • the potential range in which the current density rapidly increases beyond the potential range of the region is the passivation region.
  • the active state region appears first when the potential rises in the anode polarization curve obtained when the stainless steel plate in the treatment liquid is polarized from the natural immersion potential toward the anode at the scanning speed of 1 mV/s in the anode direction ( (Before reaching the passivation zone, which will be described later), the current density increases as the potential rises, reaches a maximum value (the maximum value of the current density in the active state area), then the current density decreases, and the current density reaches the maximum value. It is defined as the potential range until it becomes 1/10 or less of the value.
  • the passivation region is a potential range in which almost no current flows even when the potential is increased beyond the active region in the above-mentioned anodic polarization curve (specifically, the current density is 1/10 of the maximum value).
  • the potential range maintained below) is defined.
  • the passivation region is defined as a potential range that exceeds the passivation region and in which the current rapidly increases as the potential increases.
  • the active state region changes depending on the type of stainless steel plate, the treatment liquid used, and the like. For this reason, it is preferable to obtain the anodic polarization curve matching these conditions in advance and grasp the potential range of the active state region before performing the electrolytic etching treatment.
  • the anode polarization curve of the stainless steel plate to be processed is acquired in advance, the potential range of the active state region is grasped, and the etching process is performed in that potential range. I'll do it.
  • the etching treatment may be performed by appropriately adjusting the treatment time within the range of 1 to 600 seconds in the potential range that is the active state region.
  • the relationship between the current density and the electrolytic potential may be investigated in advance, the range of the current density to be electrolyzed in the active state region may be grasped, and the etching may be performed within the range of the current density. ..
  • current control an appropriate current density changes depending on the type of stainless steel plate to be used, the treatment liquid, etc., so adjustment is required each time.
  • etching in the potential range of the active state region is performed. Check the current density. After that, etching treatment may be performed at a current density that is within the potential range of the active state region. Specifically, if the current density is such that the electrolytic voltage applied between the stainless steel plate as the material to be treated and the counter electrode is rapidly increased, it can be determined that it is in the active state region. On the other hand, if it is the current density after the electrolytic voltage applied between the stainless steel plate as the material to be treated and the counter electrode is rapidly increased, it can be determined that it is in the overpassive region.
  • the current density here means a value obtained by dividing the current flowing between the stainless steel plate as the material to be processed and the counter electrode by the surface area of the material to be processed. In the case of current control, this current density is controlled. ..
  • the treatment liquid used for the electrolytic etching treatment is preferably a sulfuric acid aqueous solution.
  • the concentration of the treatment liquid may be adjusted so that the conductivity of the treatment liquid is sufficiently high.
  • the concentration of sulfuric acid is preferably about 10 to 300 g/L.
  • the concentration of sulfuric acid is preferably 30 g/L or more, more preferably 60 g/L or more.
  • a small amount of nitric acid may be added to the treatment liquid for the purpose of removing smut generated on the surface of stainless steel.
  • the concentration of nitric acid is preferably 10 g/L or less.
  • the nitric acid concentration is preferably equal to or lower than the sulfuric acid concentration. It goes without saying that the concentration of nitric acid may be 0 g/L. Further, it is preferable to reduce the acids other than the above-mentioned sulfuric acid and nitric acid as much as possible.
  • the concentration of acids other than sulfuric acid and nitric acid is 5 g/L or less. acceptable.
  • the concentration of acids other than sulfuric acid may be 0 g/L.
  • the treatment temperature is not particularly limited, but is preferably 30 to 85°C.
  • the treatment temperature is more preferably 60° C. or higher from the viewpoint of controlling the amount of dissolution in the etching treatment within the range of 1.0 to 20.0 g/m 2 .
  • the temperature is more preferably 70°C or higher, still more preferably 75°C or higher.
  • Immersion treatment in a solution having an oxidizing property, or electrolytic treatment in the passive region of the material austenitic stainless steel sheet in a solution having an oxidizing property is further subjected to an immersion treatment in a solution having an oxidizing property, or an electrolytic treatment in the passive region of the material austenitic stainless steel sheet (hereinafter referred to as immersion in a solution having an oxidizing property. It is important to perform a treatment or an electrolytic treatment). As a result, the Cr concentration on the surface of the steel sheet is increased and the thickening of the passive film during storage of the stainless steel sheet in the atmosphere is suppressed as much as possible.
  • the immersion treatment in an oxidizing solution or the electrolytic treatment is not performed after the above-mentioned etching treatment, the contact resistance is not deteriorated with time, and the low contact resistance cannot be obtained due to the influence of smut. ..
  • the oxidizing solution examples include a nitric acid aqueous solution and a hydrogen peroxide aqueous solution.
  • the treatment time in the dipping treatment is preferably 2 hours (120 minutes) or less. It is more preferably 15 minutes or less.
  • the lower limit is preferably 0.5 minutes or more. It is more preferably 1 minute or more.
  • the nitric acid concentration is preferably 10 to 400 g/L.
  • the concentration of hydrogen peroxide is preferably 10 to 300 g/L.
  • any acid contained as an impurity in each treatment liquid can be allowed if it is 10 g/L or less.
  • the lower limit of the acid contained as an impurity in each treatment liquid is not particularly limited and may be 0 g/L. However, from the viewpoint of the safety during the treatment work and the safety of the treatment of the waste liquid discharged after the treatment work, it is necessary to reduce the concentration of hydrofluoric acid to an extremely small amount, specifically 1 g/L or less.
  • the treatment temperature in the dipping treatment in the oxidizing solution is not particularly limited, but it is preferably 30 to 60°C.
  • the potential may be adjusted to a potential range in which the stainless steel plate is passivated.
  • the potential range is such that components other than Cr such as Fe and Ni contained in steel are dissolved and Cr is not dissolved.
  • the potential range (passive range) in which the stainless steel sheet is passivated differs depending on the treatment liquid (electrolyte) used and the type of stainless steel sheet to be treated. Therefore, the potential in the electrolytic treatment is preferably adjusted for each treatment liquid and stainless steel type. For example, when treating Steel A in Table 1 described later using 50 g/L nitric acid aqueous solution, it is preferable to perform electrolytic treatment in the range of potential: +0.40 to +0.60 V (vs.
  • the electrolysis time is preferably 2 hours (120 minutes) or less. A more preferable electrolysis time is 15 minutes or less. The lower limit is preferably 0.5 minutes or more. It is more preferably 1 minute or more. Further, the treatment temperature in the electrolytic treatment is not particularly limited, but is preferably 30 to 70°C.
  • the surface of the stainless steel sheet of the non-treated material is wiped with a non-woven wiper or the like. You can rub it. As a result, the smut or the like is easily removed, so that the contact resistance can be further reduced.
  • a surface treatment film may be further formed on the steel sheet surface.
  • the surface treatment film to be formed is not particularly limited, but it is preferable to use a material excellent in corrosion resistance and conductivity in the environment of use of the separator for the fuel cell, for example, a metal layer, an alloy layer, a metal oxide.
  • a layer, a metal carbide layer, a metal nitride layer, a carbon material layer, a conductive polymer layer, an organic resin layer containing a conductive substance, or a mixture layer thereof is preferable.
  • examples of the metal layer include metal layers such as Au, Ag, Cu, Pt, Pd, W, Sn, Ti, Al, Zr, Nb, Ta, Ru, Ir, and Ni, and among them, metal such as Au or Pt. Layers are preferred.
  • the alloy layer Ni-Sn (Ni 3 Sn 2 , Ni 3 Sn 4 ), Cu-Sn (Cu 3 Sn, Cu 6 Sn 5 ), Fe-Sn (FeSn, FeSn 2 ), Sn-Ag
  • Sn alloy layers such as Sn-Co and alloy layers such as Ni-W, Ni-Cr, and Ti-Ta. Among them, Ni-Sn and Fe-Sn alloy layers are preferable.
  • metal oxide layer SnO 2 , ZrO 2 , TiO 2 , WO 3 , SiO 2 , Al 2 O 3 , Nb 2 O 5 , IrO 2 , RuO 2 , PdO 2 , Ta 2 O 5 , Mo 2 O.
  • metal oxide layers of 5 and Cr 2 O 3 examples thereof include metal oxide layers of 5 and Cr 2 O 3 , and among them, metal oxide layers of TiO 2 and SnO 2 are preferable.
  • metal nitride layers such as TiN, CrN, TiCN, TiAlN, AlCrN, TiC, WC, SiC, B 4 C, molybdenum nitride, CrC, TaC and ZrN
  • a TiN metal nitride layer is preferable.
  • the carbon material layer include carbon material layers such as graphite, amorphous carbon, diamond-like carbon, carbon black, fullerene, and carbon nanotube. Among them, carbon material layers of graphite and diamond-like carbon are preferable.
  • the conductive polymer layer examples include conductive polymer layers such as polyaniline and polypyrrole.
  • the organic resin layer containing a conductive substance is a metal layer, an alloy layer, a metal oxide layer, a metal nitride layer, a metal carbide layer, a carbon material layer and a metal constituting the conductive polymer layer described above.
  • a phenol resin in which graphite is dispersed or an epoxy resin in which carbon black is dispersed is suitable.
  • Metals and carbon materials (particularly graphite and carbon black) are suitable as the above-mentioned conductive substance.
  • the content of the conductive substance is not particularly limited as long as a predetermined conductivity in the separator for the polymer electrolyte fuel cell can be obtained.
  • mixture layer for example, a mixture layer of Ni—Sn alloy in which TiN is dispersed can be cited.
  • the surface treatment film as described above it is possible to reduce the electric resistance at the interface between the stainless steel plate serving as the substrate and the surface treatment film.
  • Example 1 A raw material austenitic stainless steel plate (steel plate as cold-rolled) having a thickness of 0.10 mm and having the component composition shown in Table 1 (the balance being Fe and unavoidable impurities) was prepared. Next, the prepared stainless steel sheet was subjected to heat treatment, oxide film removal treatment, etching treatment, and immersion treatment in an oxidizing solution under the conditions shown in Table 2 to obtain an austenitic stainless steel sheet for a separator. It was The current density in Table 2 is a value obtained by dividing the current flowing between the stainless steel plate to be processed and the counter electrode by the surface area of the processed material.
  • the relationship between the current density and the electrolytic voltage applied between the stainless steel plate to be treated and the counter electrode was investigated in advance, and under any condition. It was confirmed that if the current density was adjusted to +0.03 mA/cm 2 , it would be in the active state region.
  • the sample No. In A9 as a treatment after the etching treatment, an electrolytic treatment was carried out under the following conditions. That is, using 50 g/L nitric acid aqueous solution, the treatment temperature was 55° C., the potential was +0.50 V (vs. Ag/AgCl), and the treatment time was 60 seconds. Steel No. For the stainless steel sheet B, the potential of +0.50 V (vs. Ag/AgCl) was in the passive region.
  • the cross section of the austenitic stainless steel sheet for a separator after being stored in the atmosphere for 100 hours was observed, and the average height of the convex portions and the average spacing between the convex portions were measured.
  • the measurement results are also shown in Table 3.
  • the average height of the protrusions and the average interval between the protrusions in Table 3 are “ ⁇ ”.

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Abstract

ステンレス鋼板の表面に凹部と凸部とを有する凹凸構造を形成するとともに、該凸部の平均高さを３０ｎｍ以上３００ｎｍ以下、該凸部間の平均間隔を２０ｎｍ以上３５０ｎｍ以下とし、さらに、上記ステンレス鋼板の表面において、金属以外の形態として存在するFeの原子濃度に対する金属以外の形態として存在するCrの原子濃度の比である[Cr]／[Fe]を１．０以上とする。

Description

燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
　本発明は、燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関するものである。
　近年、地球環境保全の観点から、発電効率に優れ、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、水素と酸素から電気化学反応によって電気を発生させるものである。燃料電池の基本構造は、サンドイッチのような構造であり、電解質膜（イオン交換膜）、２つの電極（燃料極および空気極）、Ｏ2（空気）とＨ2の拡散層および２つのセパレータ（Bipolar plate）から構成されている。
　そして、使用される電解質膜の種類に応じて、リン酸形燃料電池、溶融炭酸塩形燃料電池、固体酸化物形燃料電池、アルカリ形燃料電池および固体高分子形燃料電池（PEFC；proton-exchange membrane fuel cellまたはpolymer electrolyte fuel cell）に分類され、それぞれ開発が進められている。
　これらの燃料電池のうち、特に、固体高分子形燃料電池は、電気自動車の搭載用電源、家庭用または業務用の定置型発電機、携帯用の小型発電機としての利用が期待されている。
　固体高分子形燃料電池は、高分子膜を介して水素と酸素から電気を取り出すものであり、膜－電極接合体を、ガス拡散層（たとえばカーボンペーパ等）およびセパレータによって挟み込み、これを単一の構成要素（いわゆる単セル）とする。そして、燃料極側セパレータと空気極側セパレータとの間に起電力を生じさせる。
　なお、上記の膜－電極接合体は、ＭＥＡ（Membrane-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を担持したカーボンブラック等の電極材料を一体化したものである。上記の膜－電極接合体の厚さは、数１０μm～数１００μmである。また、ガス拡散層は、膜－電極接合体と一体化される場合も多い。
　また、固体高分子形燃料電池を実用に供する場合には、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を構成し、使用するのが一般的である。
　ここに、セパレータには、
(a) 単セル間を隔てる隔壁
としての役割に加え、
(b) 発生した電子を運ぶ導電体、
(c) 酸素（空気）が流れる空気流路、水素が流れる水素流路、
(d) 生成した水やガスを排出する排出路（空気流路、水素流路が兼備）
としての機能が求められるので、優れた耐久性や電気伝導性が必要となる。
　ここで、耐久性は耐食性で決定される。その理由は、セパレータが腐食して金属イオンが溶出すると高分子膜（電解質膜）のプロトン伝導性が低下し、発電特性が低下するからである。
　また、電気伝導性（導電性）に関しては、セパレータとガス拡散層との接触抵抗が極力低いことが望まれる。その理由は、セパレータとガス拡散層との接触抵抗が増大すると、固体高分子形燃料電池の発電効率が低下するからである。つまり、セパレータとガス拡散層との接触抵抗が小さいほど、発電特性に優れていると言える。
　現在までに、セパレータとしてグラファイトを用いた固体高分子形燃料電池が実用化されている。このグラファイトからなるセパレータは、接触抵抗が比較的低く、しかも腐食しないという利点がある。しかしながら、グラファイト製のセパレータは、衝撃によって破損しやすいという欠点がある。また、グラファイト製のセパレータは、小型化が困難なだけでなく、空気流路、水素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る。グラファイト製のセパレータに係るこれらの欠点は、固体高分子形燃料電池の普及を妨げる原因になっている。
　そこで、セパレータの素材として、グラファイトに替えて金属素材を適用する試みがなされている。特に、耐久性向上の観点から、ステンレス鋼やチタン、チタン合金等を素材としたセパレータの実用化に向けて、種々の検討がなされている。
　たとえば、特許文献１には、ステンレス鋼またはチタン合金等の不動態皮膜を形成しやすい金属をセパレータとして用いる技術が開示されている。
　しかしながら、特許文献１に開示の技術では、不動態皮膜の形成に伴い、接触抵抗の上昇を招き、その結果、発電効率が低下する。このように、特許文献１に開示される金属素材は、グラファイト素材と比べて接触抵抗が大きい等の問題がある。
　そこで、接触抵抗の低減を図るべく、例えば、特許文献２には、
「質量％で、Ｃ：０．００１～０．０５％、Ｓｉ：０．００１～０．５％、Ｍｎ：０．００１～１．０％、Ａｌ：０．００１～０．５％、Ｎ：０．００１～０．０５％、Ｃｒ：１７～２３％、Ｍｏ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、その表面に、弗酸または弗硝酸を主体とし、弗酸濃度を［ＨＦ］、硝酸濃度を［ＨＮＯ３］と表した場合に、式：［ＨＦ］≧［ＨＮＯ３］…［１］の関係を有する浸漬処理溶液に浸漬することで得られた皮膜を有することを特徴とする、耐食性および電気伝導性に優れたフェライト系ステンレス鋼。」
が開示されている。
　また、特許文献３には、
「16mass%以上のCrを含有するステンレス鋼に対して、電解処理を施した後、フッ素を含有する溶液への浸漬処理を施すことを特徴とする燃料電池セパレータ用ステンレス鋼の製造方法。」
が開示されている。
　さらに、特許文献４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、Cr：16～40％を含み、Ni:20%以下、Cu:0.6%以下、Mo:2.5%以下の一種以上を含有し、残部がFe および不可避的不純物からなるステンレス鋼であって、
　該ステンレス鋼の表面を光電子分光法により測定した場合に、Ｆを検出し、かつ、金属形態以外（Cr＋Fe）／金属形態（Cr＋Fe）≧3.0を満足することを特徴とする燃料電池セパレータ用ステンレス鋼。」
が開示されている。
　加えて、特許文献５には、
「16～40質量％のCrを含有するステンレス鋼であって、
該ステンレス鋼の表面には、微細な凹凸構造を有する領域が面積率として50%以上存在することを特徴とする表面接触抵抗の低い燃料電池セパレータ用ステンレス鋼。」
が開示されている。
特開平8-180883号公報 特許5768641号公報 特開2013-93299号公報 特許5218612号公報 国際公開第2013/080533号 国際出願番号：PCT/JP2018/036111の明細書
　しかしながら、特許文献２～５に開示されるステンレス鋼板を量産すべく、エッチング処理としてフッ酸を含む処理液中への浸漬処理を連続して行うと、被処理材である鋼板からFeイオン等が溶出する。その影響によって、フッ酸によるエッチング能力が低減してしまい、所望とする接触抵抗低減効果が安定して得られない場合があった。
　また、フッ酸を含有する処理液は化学的に極めて活性が高いため、処理作業時における安全性の問題が生じる。加えて、処理作業後に排出される廃液の処理においても、やはり安全性の問題が生じる。
　そこで、発明者らは、上記の問題を解決すべく検討を重ね、先に、特許文献６において、
「素材となるステンレス鋼板を準備し、
　ついで、上記ステンレス鋼板の表面の酸化皮膜を除去し、
　ついで、上記ステンレス鋼板に、上記ステンレス鋼板の活性態域で電解エッチング処理を施す、燃料電池のセパレータ用のステンレス鋼板の製造方法。」
を開示した。
　上掲特許文献６の技術により、低い接触抵抗が得られる燃料電池のセパレータ用のステンレス鋼板を、フッ酸を含有する処理液を使用することなく、量産性や安全性の面でより有利に製造することができるようになった。
　ところで、オーステナイト系ステンレス鋼板は、一般的に、フェライト系ステンレス鋼板に比べて加工性に優れることが知られている。
　そのため、加工条件の厳しい複雑形状の燃料電池セパレータを製造する場合には、セパレータの素材として、オーステナイト系ステンレス鋼板が用いられる場合がある。
　しかし、オーステナイト系ステンレス鋼板に対して、上掲特許文献６の技術を適用すると、電解エッチング処理直後の鋼板では所定の低い接触抵抗が得られるものの、大気中で数日間保管したのち、再び当該鋼板の接触抵抗を測定すると、接触抵抗が上昇して、所定の低い接触抵抗が得られない場合があった。
　本発明は、上掲特許文献６の改良発明であって、フッ酸を使用することなく、量産性や安全性の面でより有利に製造することができ、さらには、接触抵抗の耐経時劣化性にも優れる、燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板を提供することを目的とする。
　また、本発明は、上記の燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板の有利な製造方法を提供することを目的とする。
　発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋭意検討を行った。
　まず、発明者らは、オーステナイト系ステンレス鋼板に対して、上掲特許文献６の技術を適用する場合に接触抵抗の経時劣化が生じる原因を検討した。
　まず、素材となるフェライト系ステンレス鋼板およびオーステナイト系ステンレス鋼板をそれぞれ準備し、これらの鋼板を用いて、特許文献６の製造方法（ステンレス鋼板表面の酸化皮膜除去処理および当該ステンレス鋼板の活性態域で電解エッチング処理）により、種々の燃料電池のセパレータ用ステンレス鋼板を製造し、製造した鋼板の表面状態を調査した。
　その結果、以下の知見を得た。
（１）電解エッチング処理により、フェライト系ステンレス鋼板およびオーステナイト系ステンレス鋼板のいずれを素材とした場合にも、鋼板表面に微細な凹凸構造が形成される。
　この鋼板表面に形成された微細な凹凸構造により、ステンレス鋼板（セパレータ）とガス拡散層との接触面積が大きくなる。そのため、電解エッチング処理直後は、両者とも低い接触抵抗が得られる。
（２）一方、電解エッチング処理直後から、フェライト系ステンレス鋼板およびオーステナイト系ステンレス鋼板とも、鋼板表面に不動態皮膜が生成する。
　そして、この不動態皮膜の安定性が、フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とで、大きく異なる。
　すなわち、フェライト系ステンレス鋼板に生成する不動態皮膜は、比較的安定であり、時間が経過しても、不動態皮膜の成長（厚膜化）は殆ど見られない。これに対し、オーステナイト系ステンレス鋼板に生成する不動態皮膜は不安定であり、時間の経過とともに、不動態皮膜が成長（厚膜化）する。
　この不動態皮膜の安定性の違いから、オーステナイト系ステンレス鋼板を素材にする場合には、接触抵抗の経時劣化が生じる。
　上記の検討結果に基づき、発明者らは、オーステナイト系ステンレス鋼板における接触抵抗の経時劣化を防止すべく、さらに検討を重ねた。
　一般に、ステンレス鋼では、鋼中のCr含有量が多いほど、不動態皮膜の耐食性が向上する。そのため、発明者らは、鋼板表面のCr濃度を増加させて、不動態皮膜を安定化させることを試みた。
　その結果、鋼板表面のCr濃度を増加させることにより、接触抵抗の経時劣化の抑制効果が見られることが判明した。しかし、それだけではなおも十分とは言えなかった。
　そこで、発明者らは、ステンレス鋼板の表面状態について、さらに検討した。
　その結果、
（ｉ）鋼板表面のCr濃度を増加させることにより、不動態皮膜の厚膜化を極力抑制しつつ、
（ii）鋼板表面の凹凸構造における凹凸間の高低差を十分に確保する、
ことが重要であることを知見した。
　そして、上記の（ｉ）および（ii）を同時に満足させることによって、オーステナイト系ステンレス鋼板を大気中に一定時間保管した後であっても、低い接触抵抗が得られることを知見した。
　その理由について、発明者らは、次のように考えている。
（ａ）すなわち、セパレータとなるステンレス鋼板表面に凹凸構造が形成されると、ステンレス鋼板とガス拡散層との接触面積が大きくなって、低い接触抵抗が得られる。特に、ステンレス鋼板表面に不動態皮膜が形成されても、ステンレス鋼板とガス拡散層との接触により、ステンレス鋼板表面の凸部の不動態皮膜が部分的に破壊される。この破壊された部分とガス拡散層のカーボン繊維とが接点となる、換言すれば、不動態皮膜を介さずに、ステンレス鋼板の地鉄部分とガス拡散層とが接触して、低い接触抵抗が得られる。
（ｂ）しかし、上述したように、オーステナイト系ステンレス鋼板に対し、所定の電解エッチング処理を施し、その後、その鋼板を大気中で保管する場合には、時間の経過とともに、不動態皮膜が厚膜化する。また、大気中に含まれる粉塵等の微粒子や、有機物、水蒸気等が鋼板表面に付着することによっても、接触抵抗の上昇を招くおそれがある。
（ｃ）この点、鋼板表面のCr濃度を増加させることにより、不動態皮膜の厚膜化を極力抑制することが可能となる。
　また、ステンレス鋼板の表面の凹凸構造における凹凸間の高低差を十分に確保することによって、ステンレス鋼板とガス拡散層との接触時にステンレス鋼板表面の凸部とガス拡散層との接点にかかる面圧が増加する。そのため、たとえ不動態皮膜が電解エッチング処理直後に比べて厚膜化しても、不動態皮膜は破壊されやすくなる。さらに、大気中に含まれる粉塵等の微粒子や、有機物、水蒸気等の影響を受けにくくなる。
（ｄ）上記した相乗作用によって、ステンレス鋼板とガス拡散層との接触時に、ステンレス鋼板表面の凸部の不動態皮膜が部分的に破壊される。
　そのため、オーステナイト系ステンレス鋼板を大気中に一定時間保管した後であっても、不動態皮膜を介さずに、ステンレス鋼板の地鉄部分とガス拡散層とを接触させることが可能となり、低い接触抵抗が得られる。
　そして、上記の知見を基に、発明者らがさらに検討を重ねたところ、
・ステンレス鋼板の表面の凹凸構造において、凸部の平均高さを３０ｎｍ以上３００ｎｍ以下、凸部間の平均間隔を２０ｎｍ以上３５０ｎｍ以下にそれぞれ制御し、かつ、
・ステンレス鋼板の表面において、金属以外の形態として存在するFeの原子濃度に対する金属以外の形態として存在するCrの原子濃度の比である[Cr]／[Fe]を１．０以上に制御する、
ことが重要であり、これらを同時に満足させることにより、優れた接触抵抗の耐経時劣化性が得られる、との知見を得た。
　また、上記した鋼板表面の凹凸構造を得るには、凹凸構造を形成するエッチング処理において、溶解量を適正に制御する、具体的には、１．０～２０．０ｇ／ｍ２の範囲に制御することが重要である、との知見を得た。
　加えて、燃料電池のセパレータの使用環境では、耐食性、特には、耐孔食性を向上させることも重要である。
　この点についても、発明者らは検討を重ね、ステンレス鋼板の表面に存在するＮの原子濃度を１．０ａｔ％以上に制御することで、耐孔食性が大幅に向上する、との知見を得た。
　本発明は上記の知見に基づき、さらに検討を重ねた末に完成されたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板であって、
　上記燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板の表面に凹部と凸部とを有する凹凸構造を備え、該凸部の平均高さが３０ｎｍ以上３００ｎｍ以下であり、かつ該凸部間の平均間隔が２０ｎｍ以上３５０ｎｍ以下であり、
　上記燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板の表面において、金属以外の形態として存在するFeの原子濃度に対する金属以外の形態として存在するCrの原子濃度の比である[Cr]／[Fe]が１．０以上である、燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板。
２．前記燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板の表面に存在するＮの原子濃度が１．０ａｔ％以上である、前記１に記載の燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板。
３．素材オーステナイト系ステンレス鋼板を準備し、
　ついで、上記素材オーステナイト系ステンレス鋼板の表面の酸化皮膜を除去し、
　ついで、上記素材オーステナイト系ステンレス鋼板に、上記素材オーステナイト系ステンレス鋼板の活性態域で、溶解量が１．０～２０．０ｇ／ｍ２となるエッチング処理を施し、
　ついで、上記素材オーステナイト系ステンレス鋼板に、酸化性を有する溶液中での浸漬処理、または、上記素材オーステナイト系ステンレス鋼板の不動態域における電解処理を施す、燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
４．前記素材オーステナイト系ステンレス鋼板の表面の酸化皮膜を除去する前に、
　前記素材オーステナイト系ステンレス鋼板に、処理雰囲気：窒素濃度が５体積％以上でかつ露点が－４５℃以下、最高到達温度：１０００℃以上１２００℃以下、および、１０００℃以上の温度域における滞留時間：１秒以上３００秒以下の条件で、熱処理を施す、前記３に記載の燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
　本発明によれば、量産性や安全性の面でより有利であり、また、接触抵抗の耐経時劣化性にも優れた、低い接触抵抗の燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板を、得ることができる。
　また、オーステナイト系ステンレス鋼板は、フェライト系ステンレス鋼板よりも加工性に優れるので、本発明の燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板を適用することにより、加工条件が厳しい種々の複雑形状の燃料電池セパレータを製造することが可能となる。
本発明の実施例（試料Ｎｏ．Ａ５）の燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板の断面を観察して得られたＴＥＭ像の一例である。 凸部の高さの測定要領を示す模式図である。 アノード分極曲線の一例を示す図である。
（１）燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板
　以下、本発明の一実施形態に係る燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板について、説明する。
　上述したように、本発明の一実施形態に係る燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板では、表面に凹部と凸部とを有する微細凹凸構造を形成して、その形状をｎｍオーダーで制御することが重要となる。
・凸部の平均高さ：３０ｎｍ以上３００ｎｍ以下
　上述したように、凸部の平均高さは、優れた接触抵抗の耐経時劣化性を得る観点から、３０ｎｍ以上３００ｎｍ以下とすることが必要である。
　ここで、凸部の平均高さが３０ｎｍ未満の場合、凹凸間の高低差が過少となる。そのため、ステンレス鋼板を大気中で保管した際に不動態皮膜が厚膜化すると、ステンレス鋼板とガス拡散層との接触時に、鋼板表面の凸部の不動態皮膜が破壊されなくなる。その結果、ステンレス鋼板の地鉄部分とガス拡散層とを直接接触させることができなくなって、接触抵抗が増加する。さらに、大気中に含まれる粉塵等の微粒子や、有機物、水蒸気等の付着の影響を受け易くなる。
　一方、凸部の平均高さが３００ｎｍ超になると、エッチング処理の際に、溶解量、ひいては、エッチング時間が増加し、生産性の面で不利になる。
　従って、凸部の平均高さは、３０ｎｍ以上３００ｎｍ以下とする。好ましくは５０ｎｍ以上である。また、好ましくは２００ｎｍ以下である。
　ここで、凸部の平均高さは、次のようにして求めたものである。
　すなわち、（最終製品となる）オーステナイト系ステンレス鋼板から、集束イオンビーム加工装置（ＦＩＢ、ＦＥＩ社製Ｖｅｒｓａ　３Ｄ　ＤｕａｌＢｅａｍ）により、断面観察用薄膜試料を作製する。ついで、この試料を、球面収差補正型走査透過電子顕微鏡（Ｃｓ－ｃｏｒｒｅｃｔｅｄ　ＳＴＥＭ、日本電子製ＪＥＭ－ＡＲＭ２００Ｆ）により、５００００倍にて任意の５視野で観察し、ＴＥＭ像を得る。
　得られた図１のような各ＴＥＭ像において、鋼板表面を確認し、図２に示すように、１つの凸部に隣接する（両側の）凹部の最下点Ｖ（鋼板の板厚（深さ）方向における最下点）を直線ｂで結び、当該直線ｂと、当該凸部の頂点Ｔ（鋼板の板厚（深さ）方向における頂点）との距離ｈを求める。そして、求めた距離ｈを、当該凸部の高さとする。このようにして、得られた各ＴＥＭ像において観察される鋼板表面の各凸部について、高さを求め、求めた各凸部の高さの（算術）平均値を、凸部の平均高さとする。
　なお、高さが１０ｎｍ未満のものについては、凸部とはみなさず、上記の平均値の算出からも除外するものとする。
・凸部間の平均間隔：２０ｎｍ以上３５０ｍ以下
　オーステナイト系ステンレス鋼板の表面（以下、単に鋼板表面ともいう）における凸部間の平均間隔は、低い接触抵抗を実現するため、２０ｎｍ以上３５０ｎｍ以下とすることが必要である。
　ここで、凸部間の平均間隔が２０ｎｍ未満になると、凹凸が細か過ぎて、鋼板表面の凸部とガス拡散層等の燃料電池構成部材とが十分に接触できない。そのため、所望の接触抵抗が得られない。
　一方、凸部間の平均間隔が３５０ｎｍ超になると、鋼板表面に凹凸を微細かつ密に分散させることができず、十分な接触面積の増大効果が得られない。そのため、やはり所望の接触抵抗が得られない。また、エッチング処理の際に、溶解量、ひいては、エッチング時間が増加し、生産性の面で不利になる。
　従って、凸部間の平均間隔は、２０ｎｍ以上３５０ｎｍ以下とする。好ましくは５０ｎｍ以上である。また、好ましくは３００ｎｍ以下である。
　ここで、上記の凸部間の平均間隔は、次のようにして求めたものである。
　すなわち、上記のようにして得られた各ＴＥＭ像において、図１に示すように、任意に鋼板表面に平行な方向（鋼板の板厚（深さ）方向に直角となる方向）に線分（長さ：１μｍ）を引き、該線分の鋼板の板厚（深さ）方向における投影領域内の凸部の個数（上記した凸部の頂点の数）を測定する。そして、該線分の長さ（１μｍ）を、測定した凸部の個数で除し、その値を凸部間の間隔とする。ついで、各ＴＥＭ像で求めた凸部間の間隔を（算術）平均し、その値を、凸部間の平均間隔とする。
　なお、高さが１０ｎｍ未満のものについては、凸部とはみなさず、上記の凸部の個数からも除外するものとする。
　また、本発明の一実施形態に係る燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板では、上記したように、鋼板表面の凹凸構造の形状を制御しつつ、鋼板表面の金属以外の形態として存在するFeの原子濃度に対する金属以外の形態として存在するCrの原子濃度の比である[Cr]／[Fe]を１．０以上とすることが重要である。
・ステンレス鋼板の表面において金属以外の形態として存在するFeの原子濃度に対する金属以外の形態として存在するCrの原子濃度の比である[Cr]／[Fe]：１．０以上
　上述したように、鋼板表面の凹凸構造の形状を制御しつつ、鋼板表面において金属以外の形態として存在するFeの原子濃度に対する金属以外の形態として存在するCrの原子濃度の比（以下、[Cr]／[Fe]ともいう）を１．０以上とすることにより、優れた接触抵抗の耐経時劣化性が得られる。
　また、鋼板表面のCr濃度を増加させることで、耐食性も向上する。
　従って、[Cr]／[Fe]は１．０以上とする。好ましくは１．２以上である。
　なお、鋼板表面での不動態皮膜の成長を抑制する観点からは、[Cr]／[Fe]は大きい方が有利になるので、[Cr]／[Fe]の上限については特に限定されるものではないが、２０以下が好ましい。
　また、金属以外の形態とは、酸化物および水酸化物の形態を示す。具体的には、Crの場合、CrO2、Cr2O3、CrOOH、Cr(OH)3およびCrO3などが挙げられる。またFeの場合、FeO、Fe3O4、Fe2O3およびFeOOHなどが挙げられる。
　ここで、上記の[Cr]／[Fe]は、次のようにして求めたものである。
　すなわち、Ｘ線光電子分光法（以下、ＸＰＳともいう）により測定したCrおよびFeのピークを、金属形態として存在するCrおよびFeのピークと、金属以外の形態として存在するCrおよびFeのピークにそれぞれ分離する。そして、各ピークの強度から、金属以外の形態として存在するCrの原子濃度および金属以外の形態として存在するFeの原子濃度を算出し、金属以外の形態として存在するCrの原子濃度を、金属以外の形態として存在するFeの原子濃度で除することにより求めることができる。
　具体的には、鋼板から１０ｍｍ角の試料を切り出し、この試料を用いて、Al-KαモノクロＸ線源を用いて、取出し角度：４５度の条件でＸ線光電子分光装置（アルバック・ファイ社製　Ｘ－ｔｏｏｌ）による測定を行う。そして、CrおよびFeのピークをそれぞれ、金属形態として存在するCrおよびFeのピークと、金属以外の形態として存在するCrおよびFeのピークに分離する。ついで、各ピークの強度から、金属以外の形態として存在するCrの原子濃度および金属以外の形態として存在するFeの原子濃度を算出し、金属以外の形態として存在するCrの原子濃度を、金属以外の形態として存在するFeの原子濃度で除することにより求めたものである。
　なお、ピーク分離は、Shirley法によりスペクトルのバックグラウンドを除去し、Gauss-Lorentz複合関数（Lorentz関数の割合：３０％）を用いることで実施した。
・鋼板表面に存在するＮの原子濃度：１．０ａｔ％以上
　鋼板表面の窒素濃度を増加させることで、燃料電池のセパレータ使用環境における耐食性を、一層向上させることができる。
　すなわち、鋼板の表層部に窒素を導入することで、鋼板の表層部に耐食性に優れる窒化物が形成される。これによって、鋼板表面のバリア性が向上し、耐食性、特には耐孔食性が向上する。なお、ここでいう窒化物とは、ステンレス鋼板の成分組成に含有される元素の窒化物であり、主にCr窒化物、Si窒化物、Al窒化物、および、これらの混合物から構成される。また、鋼板の表層部への窒素導入による固溶窒素量の増加も、耐食性、特には耐孔食性の向上に寄与する。
　このため、鋼板表面に存在するＮの原子濃度は１．０ａｔ％以上とすることが好ましい。より好ましくは３．０ａｔ％以上である。
　ただし、鋼板表面に存在するＮの原子濃度が２０．０ａｔ％を超えると、上記の窒化物が鋼板の内部にも多量に形成され、当該窒化物が、セパレータ形状に加工する際に、割れの起点になるおそれがある。このため、鋼板表面に存在するＮの原子濃度は、２０．０ａｔ％以下とすることが好ましい。
　ここで、上記の鋼板表面に存在するＮの原子濃度は、ＸＰＳにより求める。
　具体的には、鋼板から１０ｍｍ角の試料を切り出し、この試料を用いて、Al-KαモノクロＸ線源を用いて、取出し角度：４５度の条件でＸ線光電子分光装置（アルバック・ファイ社製Ｘ－ｔｏｏｌ）による測定を行う。そして、鋼板に含まれる主要な元素、具体的には、Ｎ、Al、Si、Cr、Mn、Fe、Ni、Cu、Mo、Ti、NbおよびZrの原子数（比）（これらの元素のピーク強度（比））を求める。ついで、Ｎの原子数（比）をこれらの元素の原子数（比）の合計で除し、１００を乗じることにより、鋼板表面に存在するＮの原子濃度（ａｔ％）を算出する。
　なお、ＣおよびＯのピークも検出されるが、鋼板表面の不純物の影響が特に大きいため、ここでは除外するものとする。
　なお、フッ酸水溶液を用いて表面のエッチング処理を行う場合には、鋼板表面の皮膜中にフッ素が取り込まれるため、鋼板表面をＸＰＳにより測定すると、通常、Ｆが検出される（Ｆのピークが観測される）。
　一方、本発明の一実施形態に係る燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板は、フッ酸の濃度を極力低減した処理液を用いて製造されるため、鋼板表面をＸＰＳにより測定したとしてもＦは検出されない。よって、本発明の一実施形態に係る燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板では、その表面をＸＰＳにより測定したとしてもＦのピークは観測されない。
　また、オーステナイト系ステンレス鋼板としては、ＪＩＳ Ｇ　４３０５で規定されるＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６Ｌ等が好適である。
　また、オーステナイト系ステンレス鋼板の成分組成は特に限定されるものではないが、質量％で、Ｃ：０．１００％以下、Si：２．００％以下、Mn：３．００％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Cr：１５．０～４０．０％、Ni：５．０～３０．０％、Al：０．５００％以下およびＮ：０．１００％以下を含有し、
　任意に、（ａ）Cu：２．５０％以下、（ｂ）Mo：４．００％以下、および（ｃ）Ti、NbおよびZrから選んだ１種以上の元素：合計で１．００％以下のうちから選んだ１または２以上を含有し、
　残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成とすることが好適である。
　以下、その理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味する。
Ｃ：０．１００％以下
　Ｃは、鋼中のCrと反応して、粒界にCr炭化物として析出する。そのため、Ｃは、耐食性の低下をもたらす。従って、耐食性の観点からは、Ｃは少ないほど好ましく、Ｃ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０６０％以下である。なお、下限については特に限定されるものではないが、０．００１％とすることが好適である。
Si：２．００％以下
　Siは、脱酸のために有効な元素であり、鋼の溶製段階で添加される。その効果は、好適にはSiの０．０１％以上の含有で得られる。しかし、Siを過剰に含有させると、硬質化して、延性が低下しやすくなる。従って、Si含有量は２．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．００％以下である。
Mn：３．００％以下
　Mnは、脱酸のために有効な元素であり、鋼の溶製段階で添加される。その効果は、好適にはMnの０．０１％以上の含有で得られる。しかし、Mn含有量が３．００％を超えると、耐食性が低下しやすくなる。従って、Mn含有量は３．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．５０％以下、さらに好ましくは１．００％以下である。
Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐは延性の低下をもたらすため、その含有量は少ないほうが望ましい。ただし、Ｐ含有量が０．０５０％以下であれば、延性の著しい低下は生じない。従って、Ｐ含有量は０．０５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０４０％以下である。下限については特に限定されるものではないが、過度の脱Ｐはコストの増加を招く。よって、Ｐ含有量は、０．０１０％以上とすることが好適である。
Ｓ：０．０１０％以下
　Ｓは、Mnと結合しMnSを形成することで耐食性を低下させる元素である。ただし、Ｓ含有量が０．０１０％以下であれば、耐食性の著しい低下は生じない。従って、Ｓ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。下限については特に限定されるものではないが、過度の脱Ｓはコストの増加を招く。よって、Ｓ含有量は、０．００１％以上とすることが好適である。
Cr：１５．０～４０．０％
　耐食性を確保するために、Cr含有量は１５．０％以上とすることが好ましい。すなわち、Cr含有量が１５．０％未満では、耐食性の面から燃料電池のセパレータとして長時間の使用に耐えることが困難となる。好ましくは１８．０％以上である。一方、Cr含有量が４０．０％を超えると、延性が低下する場合がある。従って、Cr含有量は４０．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは３０．０％以下である。さらに好ましくは２０．０％以下である。
Ni：５．０～３０．００％
　Niは、オーステナイト相の生成を促進させる元素である。その効果は、好適にはNi含有量が５．０％以上で得られる。好ましくは７．５％以上である。さらに好ましくは１２．０％以上である。しかし、Ni含有量が３０．００％を超えると、熱間加工性が低下する。従って、Ni含有量は３０．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは２０．００％以下である。さらに、より好ましくは１５．００％以下である。
Al：０．５００％以下
　Alは、脱酸に用いられる元素である。その効果は、好適にはAlの０．００１％以上の含有で得られる。しかし、Al含有量が０．５００％を超えると、延性の低下をもたらす場合がある。従って、Al含有量は０．５００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１０％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。
Ｎ：０．１００％以下
　Ｎ含有量が０．１００％を超えると、成形性が低下する。従って、Ｎ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０５０％以下である。さらに好ましくは０．０３０％以下である。下限については特に限定されるものではないが、過度の脱Ｎはコストの増加を招く。よって、Ｎ含有量は、０．００２％以上とすることが好適である。
　また、上記の成分に加えて、さらに以下の成分を含有させてもよい。
Cu：２．５０％以下
　Cuは、オーステナイト相の生成を促進させること、および、ステンレス鋼の耐食性を改善することに有効な元素である。その効果は、好適にはCuの０．０１％以上の含有で得られる。しかし、Cu含有量が２．５０％を超えると、熱間加工性が低下し、生産性の低下を招く。従って、Cuを含有させる場合、Cu含有量は２．５０％以下とする。好ましくは１．００％以下である。
Mo：４．００％以下
　Moは、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。その効果は、好適にはMoの０．０１％以上の含有で得られる。しかし、Mo含有量が４．００％を超えると、ステンレス鋼の脆化を招く。従って、Moを含有させる場合、Mo含有量は４．００％以下とする。好ましくは２．５０％以下である。
Ti、NbおよびZrから選んだ１種以上の元素：合計で１．００％以下
　Ti、NbおよびZrは、耐粒界腐食性向上に寄与するため、これらの元素を単独でまたは複合して含有させることができる。その効果は、好適にはそれぞれ０．０１％以上の含有で得られる。しかし、これらの元素の合計の含有量が１．００％を超える場合、延性が低下し易くなる。従って、Ti、NbおよびZrを含有させる場合、これらの合計の含有量は１．００％以下とする。下限については特に限定されるものではないが、Ti、NbおよびZrの合計の含有量で０．０１％以上とすることが好適である。
　なお、上記以外の成分はFeおよび不可避的不純物である。
　また、燃料電池スタック時の搭載スペースや重量を鑑みると、ステンレス鋼板の板厚は、０．０３～０．３０mmの範囲とすることが好ましい。板厚が０．０３mm未満であると、金属板素材の生産効率が低下する。一方、０．３０mmを超えるとスタック時の搭載スペースや重量が増加する。より好ましくは０．０５～０．１５mmの範囲である。
（２）燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法
　次に、本発明の一実施形態に係る燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法を説明する。
・準備工程
　準備工程は、素材とするオーステナイト系ステンレス鋼板（以下、素材オーステナイト系ステンレス鋼板ともいう）を準備する工程である。素材オーステナイト系ステンレス鋼板は、特に限定されず、例えば、上記の成分組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼板を以下のようにして準備すればよい。
　すなわち、上記の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とし、該熱延板に必要に応じて熱延板焼鈍を施し、その後、該熱延板に冷間圧延を施して所望板厚の冷延板とすることで、上記の成分組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼板を準備することができる。さらに必要に応じて該冷間圧延工程の間に、中間焼鈍として冷延板焼鈍を追加することもできる。
　なお、熱間圧延や冷間圧延、熱延板焼鈍、冷延板焼鈍などの条件は特に限定されず、常法に従えばよい。また、冷延板焼鈍後に酸洗し、スキンパスを施してもよい。また、冷延板焼鈍を、光輝焼鈍とすることもできる。
・熱処理工程
　上記のようにして準備した素材オーステナイト系ステンレス鋼板に、（後述する酸化皮膜の除去処理工程の前に）処理雰囲気：窒素濃度が５体積％以上でかつ露点が－４５℃以下、最高到達温度：１０００℃以上１２００℃以下、および、１０００℃以上の温度域における滞留時間：１秒以上３００秒以下の条件で熱処理を施すことが好適である。
　この熱処理により、素材オーステナイト系ステンレス鋼板の表層部に窒素を導入することが可能となり、最終製品となる燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板において、燃料電池のセパレータの使用環境における耐食性、特には、耐孔食性が向上する。
処理雰囲気：窒素濃度が５体積％以上でかつ露点が－４５℃以下
　処理雰囲気の窒素濃度を５体積％以上とすることにより、素材オーステナイト系ステンレス鋼板の表層部に効果的に窒素を導入することが可能となる。そのため、処理雰囲気の窒素濃度は５体積％以上とすることが好ましい。より好ましくは１０体積％以上、さらに好ましくは２０体積％以上である。
　なお、窒素以外の雰囲気ガスとしては、水素、ヘリウム、アルゴン、ネオン、一酸化炭素、二酸化炭素のうちから選んだ１種以上とすることが好ましい。
　また、処理雰囲気の露点が高くなると、熱処理時に素材オーステナイト系ステンレス鋼板の表面に酸化物が形成されて、鋼板の表層部に窒素を導入することが困難となる。この点、処理雰囲気の露点を－４５℃以下とすることにより、素材オーステナイト系ステンレス鋼板の表層部に効果的に窒素を導入することが可能となる。そのため、処理雰囲気の露点は、－４５℃以下とすることが好ましい。より好ましくは－５０℃以下である。さらに好ましくは－６５℃以下である。
最高到達温度：１０００℃以上１２００℃以下
　熱処理における最高到達温度が１０００℃未満であると、素材オーステナイト系ステンレス鋼板の表層部に十分に窒素を導入することができない。また、素材オーステナイト系ステンレス鋼板（冷延板）の圧延組織を十分に再結晶させることができず、加工性の劣化を招くおそれがある。
　一方、最高到達温度が１２００℃を超えると、結晶粒が粗大化し、やはり加工性の劣化を招くおそれがある。また、固溶限を大幅に超えた窒素が導入されると、当該窒素は窒化物として、鋼板表面だけでなく鋼板の内部にも析出して、耐食性および加工性の劣化を招くおそれがある。
　そのため、熱処理における最高到達温度は１０００℃以上１２００℃以下とすることが好ましい。より好ましくは、１０５０℃以上である。また、より好ましくは１１５０℃以下である。
１０００℃以上の温度域における滞留時間：１秒以上３００秒以下
　熱処理における１０００℃以上の温度域における滞留時間が１秒未満の場合、素材オーステナイト系ステンレス鋼板の表層部に十分な窒素を導入させることができない。また、素材オーステナイト系ステンレス鋼板（冷延板）の圧延組織を十分に再結晶させることができず、加工性の劣化を招くおそれがある。
　一方、熱処理における１０００℃以上の温度域における滞留時間が３００秒を超えると、結晶粒が粗大化し、やはり加工性の劣化を招くおそれがある。また、固溶限を大幅に超えた窒素が導入されると、当該窒素は窒化物として、鋼板表面だけでなく鋼板の内部にも析出して、耐食性および加工性の劣化を招くおそれがある。
　従って、熱処理における１０００℃以上の温度域における滞留時間は、１秒以上３００秒以下とすることが好ましい。より好ましくは３秒以上、さらに好ましくは５秒以上である。また、より好ましくは１２０秒以下、さらに好ましくは６０秒以下である。
　なお、上記の熱処理では、素材オーステナイト系ステンレス鋼板の表層部、具体的には、鋼板の表面から数十μｍ程度の深さにまで窒素が導入される。
　よって、後述する酸化皮膜の除去処理工程において酸化皮膜が除去され、さらにエッチング処理工程において、厚さで数μｍ程度のステンレス鋼板母材が溶解されても、最終製品では、鋼板表面に存在するＮの原子濃度は高いまま維持される。
・酸化皮膜の除去処理工程
　ついで、素材オーステナイト系ステンレス鋼板の表面にあらかじめ形成されている酸化皮膜（以下、単に酸化皮膜ともいう）を除去する。このような酸化皮膜の除去処理を、後述するエッチング処理を施す前に行うことで、活性態域におけるエッチング処理による接触抵抗の低減効果が安定して得られるようになる。
　ここで、あらかじめ形成されている酸化皮膜とは、大気中で形成される不動態皮膜や、素材オーステナイト系ステンレス鋼板の製造段階の焼鈍時に形成される皮膜などが挙げられる。
　また、酸化皮膜の除去は、アノード電解処理やカソード電解処理、アノード電解処理とカソード電解処理との組み合わせにより行えばよいが、なかでもカソード電解処理が好ましい。カソード電解処理は、アノード電解処理に比べ、ステンレス鋼板母材の溶解量が低減されるため、特に有利である。
　ここで、カソード電解処理の処理条件は、ステンレス鋼板表面の酸化皮膜を除去できるような電流密度で実施すればよい。具体的には、ステンレス鋼板の鋼種や、あらかじめ形成されている酸化皮膜の厚さ、電解装置等の構成に応じて、その都度、電解条件を調整することが好ましい。
　例えば、電位制御の場合は、３０ｇ／Ｌの硫酸水溶液中、電位：－０．７Ｖ（vs.Ag/AgCl）、処理時間：１分以上の条件でカソード電解処理を施せばよい。なお、Ｖ（vs.Ag/AgCl）は、参照電極として用いた銀－塩化銀電極に対する電位であり、以下、（vs.Ag/AgCl）と記載する。
　また、電流制御の場合は、鋼種や酸化皮膜の厚さによっても異なるが、電流密度：－０．１～－１００ｍＡ／ｃｍ２、処理時間：１～６００秒の範囲で調整することが好ましい。特に、処理時間は、電流密度によっても異なるが、例えば、電流密度：－０．５ｍＡ／ｃｍ２の場合には、処理時間を６０秒以上とすれば、通常、ステンレス鋼板の表面の酸化被膜は除去される。ただし、処理時間が長くなると、経済性が悪くなるため、６００秒以下とすることが好ましい。より好ましくは３００秒以下である。
　なお、ここでいう電流密度は、被処理材となるステンレス鋼板と対極との間に流れる電流を、被処理材の表面積で除した値を示し、電流制御の場合は、この電流密度を制御する。
　さらに、カソード電解処理で使用する処理液は特に限定されるものではないが、なかでも、硫酸水溶液が好ましい。
　また、処理液の濃度は、処理液の導電率が十分高くなるよう調整すればよく、例えば、硫酸水溶液の場合は硫酸の濃度を１０～１００ｇ／Ｌ程度とすることが好ましい。
　ただし、再生酸等の安価な酸を使用する場合、フッ酸やリン酸等の他の酸が不純物として含まれる場合があるが、硫酸以外の酸の濃度は５ｇ／Ｌ以下であれば許容できる。ただし、フッ酸については、処理作業時における安全性と、処理作業後に排出される廃液の処理の安全性の観点から、フッ酸の濃度は極微量、具体的には、１ｇ／Ｌ以下に低減する必要がある。なお、硫酸以外の酸の濃度が０ｇ／Ｌであってもよいことは言うまでもない。
　さらに、処理温度についても特に限定されるものではないが、３０～８５℃が好ましい。
　なお、酸化皮膜の除去と後述するエッチング処理の処理液を同一にした場合、コスト的に有利である。また、電解槽の構造によっては同一の電解槽において、酸化被膜の除去とエッチング処理とを連続して行うことができる。
・エッチング処理工程
　上記の酸化皮膜の除去処理を施して、表面の酸化皮膜を除去した素材オーステナイト系ステンレス鋼板に、当該素材オーステナイト系ステンレス鋼板の活性態域においてエッチング処理を施す。
　そして、その際に、溶解量を１．０～２０．０ｇ／ｍ２の範囲制御することが極めて重要である。
エッチング処理における溶解量：１．０～２０．０ｇ／ｍ２
　エッチング処理における溶解量を１．０ｇ／ｍ２以上に制御することで、ステンレス鋼板表面に所定の凹凸構造を形成する、特には、所定の凸部の平均高さに制御することが可能となる。これにより、接触抵抗の耐経時劣化性が高まる。従って、エッチング処理における溶解減量は１．０ｇ／ｍ２以上とする。好ましくは３．０ｇ／ｍ２以上である。
　ただし、エッチング処理における溶解量が２０．０ｇ／ｍ２を超えると、凸部間の平均間隔が大きくなり過ぎ、所定の接触抵抗が得られなくなる。また、スマットが鋼板表面に強固に付着して、当該スマットが後述する酸性溶液中での処理でも除去しにくくなる。そのため、接触抵抗が上昇する。従って、エッチング処理における溶解量は２０．０ｇ／ｍ２以下とする。好ましくは１０．０ｇ／ｍ２以下である。
　ここで、エッチング処理における溶解量は、エッチング処理前後における素材オーステナイト系ステンレス鋼板の質量差を、素材オーステナイト系ステンレス鋼板の表面の面積（両面当たりの面積）で除することにより求めたものである。
　また、ステンレス鋼板のエッチング処理としては、活性態域、不動態域および過不動態域という３つの電位範囲でのエッチング処理が考えられるが、活性態域でのエッチング処理とした理由は次のとおりである。
　すなわち、不動態域でエッチング処理を行う場合、ステンレス鋼板には不動態皮膜が形成されるため、十分なエッチング効果が得られず、所望の接触抵抗の低減効果が得られない。
　また、過不動態域でエッチング処理した場合、ステンレス鋼板の溶解量が多く、また溶解速度も速くなる。そのため、エッチングが急速に進行して、やはり所望の接触抵抗の低減効果が得られない。加えて、電位によっては、酸素発生反応も同時に起こる場合があるため、エッチング量の制御が困難となる。
　一方、活性態域でエッチング処理を行う場合には、不動態域と比較して十分なエッチング効果が得られる。また、過不動態域と比較すると、ステンレス鋼板の溶解量が少なく、またステンレス鋼板の溶解量を制御しやすい。
　このように、活性態域でのエッチング処理であれば、ステンレス鋼板の溶解量を精密に制御し、ひいては、鋼板表面に形成される微細凹凸構造の形状をｎｍオーダーで制御することが可能となる。そのため、ここでは、活性態域でのエッチング処理を行うこととした。
　また、エッチング処理における溶解量は、エッチング処理に使用する処理液の温度や濃度（例えば、処理液として硫酸水溶液を使用する場合、硫酸濃度）、処理時間を適宜調整することにより、制御することができる。
　なお、活性態域、不動態域および過不動態域という３つの電位範囲は、それぞれ以下のように定義される。
　すなわち、図３に示すように、後述する表１の鋼Ｎｏ．Ａの成分組成を有するステンレス鋼板を自然浸漬電位からアノード方向に分極すると、電位が－０．３５Ｖ（vs.Ag/AgCl）を超えたあたりから電流、ひいては電流密度が増加して＋０．６７ｍＡ／ｃｍ２程度の極大値に達する。その後、電位の上昇とともに電流は減少し、電位が－０．１１Ｖ（vs.Ag/AgCl）に達すると、電流密度は上記極大値の１／１０以下にまで低下する。この電流の低い状態は－０．１１Ｖ（vs.Ag/AgCl）から＋０．７８Ｖ（vs.Ag/AgCl）の電位範囲で持続し、その後、電位の上昇とともに、電流密度が再び急激に増加する。
　なお、図３は、後述する表１の鋼Ｎｏ．Ａについて、参照電極に銀－塩化銀電極を用いて、３０ｇ／Ｌ硫酸水溶液中、５５℃、において、－０．７Ｖ（vs.Ag/AgCl）で１分間カソード電解処理を実施し、その後、電位走査速度：１ｍＶ／ｓの条件で得た、アノード分極曲線である。アノード分極曲線を得るにあたっては、この電位走査速度を用いるものとする。
　この初期の電位の上昇とともに電流密度が増加する電位範囲が活性態域、電位を上昇させても、ほとんど電流が流れず、電流密度が低い値に保持される電位範囲が不動態域、不動態域の電位範囲を超えて、電流密度が急激に増大する電位範囲が過不動態域である。
　具体的には、活性態域を、処理液中のステンレス鋼板を自然浸漬電位からアノード方向に、１ｍＶ／ｓの走査速度で分極した際に得られるアノード分極曲線において、電位上昇時に初めに現れる（後述する不動態域に達する前の）、電位の上昇とともに電流密度が増加し、極大値（活性態域における電流密度の最大値）をとった後、電流密度が低下し、電流密度が前記極大値の１／１０以下となるまでの電位範囲と定義する。
　また、不動態域は、上記のアノード分極曲線において、活性態域を超えて電位を上昇させても、電流が殆ど流れない電位範囲（具体的には、電流密度が前記極大値の１／１０以下に維持される電位範囲）と定義する。
　さらに、過不動態域は、不動態域を超え、かつ、電位の上昇とともに電流が急激に増加する電位範囲と定義する。
　また、活性態域は、ステンレス鋼板の鋼種や、使用する処理液等によって変化する。このため、これらの条件に合わせたアノード分極曲線を事前に取得し、活性態域の電位範囲を把握したうえで、電解エッチング処理を行うことが好ましい。
　具体的には、電位制御でエッチング処理を行う場合、事前に被処理材となるステンレス鋼板のアノード分極曲線を取得して、活性態域の電位範囲を把握し、その電位範囲においてエッチング処理を行えばよい。
　例えば、後述する表１の鋼種Ａを３０ｇ／Ｌ硫酸水溶液により処理する場合、－０．３５Ｖ～－０．１０Ｖ（vs.Ag/AgCl）の電位範囲であれば、活性態域に相当する電位範囲となる。よって、当該活性態域となる電位範囲において、処理時間を１～６００秒の範囲で適宜調整してエッチング処理を行えばよい。
　また、電流制御でエッチング処理を行う場合、あらかじめ電流密度と電解電位との関係を調査し、活性態域で電解される電流密度の範囲を把握し、その電流密度の範囲においてエッチングを行えばよい。
　ただし、電流制御の場合、使用するステンレス鋼板の鋼種や処理液等によって適切な電流密度が変化するため、その都度、調整が必要である。
　また、被処理材が大きい場合やコイル状態の鋼板にエッチング処理を施す場合など、電解装置が大型になるような工場の設備では、参照電極を用いることが困難となる。そのような場合、電流密度を上げていきながら、電流密度と、被処理材となるステンレス鋼板と対極との間にかかる電解電圧との関係を確認することにより、活性態域の電位範囲でエッチングされる電流密度を確認する。そのうえで、当該活性態域の電位範囲となる電流密度で、エッチング処理を施せばよい。
　具体的には、被処理材となるステンレス鋼板と対極との間にかかる電解電圧が急激に増加するまでの電流密度であれば、活性態域にあると判断することができる。一方、被処理材となるステンレス鋼板と対極との間にかかる電解電圧が急激に増加した後の電流密度であれば、過不動態域にあると判断することができる。
　例えば、後述する表１の鋼種Ａを３０ｇ／Ｌ硫酸水溶液により処理する場合、電流密度を０．０１～１．００ｍＡ／ｃｍ２程度に制御すれば、活性態域に相当する電位範囲で電解できる。そのため、当該活性態域となる電流密度範囲において、処理時間を１～６００秒の範囲で適宜調整して電解エッチング処理を行えばよい。
　なお、ここでいう電流密度は、被処理材となるステンレス鋼板と対極との間に流れる電流を、被処理材の表面積で除した値を示し、電流制御の場合は、この電流密度を制御する。
　加えて、電解エッチング処理に用いる処理液は、硫酸水溶液が好ましい。
　また、処理液の濃度は、処理液の導電率が十分高くなるよう調整すればよい。例えば、硫酸水溶液の場合、硫酸の濃度を１０～３００ｇ／Ｌ程度とすることが好ましい。また、エッチング処理における溶解量を１．０～２０．０ｇ／ｍ２の範囲に制御する観点からは、硫酸の濃度を３０ｇ／Ｌ以上、さらには６０ｇ／Ｌ以上とすることが好ましい。
　なお、ステンレス鋼の表面に発生するスマットを除去する目的等で、処理液中に硝酸を少量加えてもよい。ただし、硝酸はステンレス鋼を不動態化してエッチング効果を抑制する。このため、硝酸の濃度は１０ｇ／Ｌ以下とすることが好ましい。また、硫酸水溶液に硝酸を加える場合、硝酸の濃度は、硫酸の濃度以下とすることが好ましい。硝酸の濃度が０ｇ／Ｌであってもよいことは言うまでもない。
　また、上記した硫酸および硝酸以外の酸は、極力低減することが好ましい。ただし、再生酸等の安価な酸を使用する場合、フッ酸やリン酸等の他の酸が不純物として含まれる場合があるが、硫酸および硝酸以外の酸の濃度は５ｇ／Ｌ以下であれば許容できる。ただし、処理作業時における安全性と、処理作業後に排出される廃液の処理の安全性の観点から、フッ酸の濃度は極微量、具体的には、１ｇ／Ｌ以下に低減する必要がある。なお、硫酸以外の酸の濃度が０ｇ／Ｌであってもよいことは言うまでもない。
　さらに、処理温度についても特に限定されるものではないが、３０～８５℃が好ましい。特に、エッチング処理における溶解量を１．０～２０．０ｇ／ｍ２の範囲に制御する観点からは、処理温度は６０℃以上がより好ましい。さらに好ましくは７０℃以上、よりさらに好ましくは７５℃以上である。
　なお、酸化皮膜の除去処理と電解エッチング処理とを、同じ処理液かつ同一の処理温度で行える場合には、同一の電解槽を用いて連続して処理することもできる。
・酸化性を有する溶液中での浸漬処理、または、酸化性を有する溶液中での素材オーステナイト系ステンレス鋼板の不動態域における電解処理
　接触抵抗の耐経時劣化性を向上させるには、上記のエッチング処理を施した素材オーステナイト系ステンレス鋼板に、さらに酸化性を有する溶液中での浸漬処理、または、上記素材オーステナイト系ステンレス鋼板の不動態域における電解処理（以下、酸化性を有する溶液中での浸漬処理、または、電解処理ともいう）を施すことが重要である。これにより、鋼板表面のCr濃度を高め、ステンレス鋼板の大気中での保管時における不動態皮膜の厚膜化を極力抑制する。
　また、同時に、酸化性を有する溶液中での浸漬処理、または、電解処理により、エッチング処理時に形成されたスマット等の付着物を溶解（除去）することが重要である。
　すなわち、本発明の一実施形態に係る燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板では、前述したように、鋼板表面の凹凸構造における凹凸間の高低差を十分に確保する必要がある。このため、鋼板表面の凹凸構造を形成するエッチング処理では、溶解量を多くする、具体的には、１．０ｇ／ｍ２以上にする必要がある。しかし、エッチング処理における溶解量が多くなると、エッチング処理後、ステンレス鋼板の表面に多量のスマット（Ｃ、Ｎ、Ｓ、Ｏ、Fe、Cｒ、Niを主要な構成元素とする混合物で電気抵抗が高い）が生成する。そのため、エッチング処理ままの鋼板では、かようなスマットの影響により、却って、接触抵抗が大きくなってしまう。この点、上記のエッチング処理後に、上記の酸化性を有する溶液中での浸漬処理、または、電解処理を行い、鋼板表面のCr濃度、換言すれば[Cr]／[Fe]を高めることで、結果的に、上記のスマットが除去され、低い接触抵抗が得られるようになる。一方、上記のエッチング処理後に、酸化性を有する溶液中での浸漬処理、または、電解処理を行わないと、接触抵抗の耐経時劣化性はもとより、スマットの影響で、低い接触抵抗も得られなくなる。
　ここで、酸化性を有する溶液とは、硝酸水溶液や過酸化水素水溶液が挙げられる。
　なお、浸漬時間は長いほど、スマット等の除去や、表面でのCr濃縮を促すが、長すぎるとその効果が飽和し、また生産性が低下する。そのため、浸漬処理における処理時間は、２時間（１２０分）以下とすることが好ましい。より好ましくは１５分以下である。また、下限については、０．５分以上とすることが好ましい。より好ましくは１分以上である。
　また、硝酸水溶液を使用する場合、硝酸の濃度は１０～４００ｇ／Ｌとすることが好ましい。さらに、過酸化水素水溶液を使用する場合、過酸化水素の濃度は１０～３００ｇ／Ｌとすることが好ましい。なお、各処理液中に不純物として含まれる酸はいずれも、１０ｇ／Ｌ以下であれば許容できる。各処理液中に不純物として含まれる酸の下限については特に限定されず、０ｇ／Ｌであってもよい。ただし、処理作業時における安全性と、処理作業後に排出される廃液の処理の安全性の観点から、フッ酸の濃度は極微量、具体的には、１ｇ／Ｌ以下に低減する必要がある。
　加えて、酸化性を有する溶液中での浸漬処理における処理温度は特に限定されるものではないが、３０～６０℃とすることが好適である。
　また、電解処理にあたっては、電位を、ステンレス鋼板が不動態化する電位域に調整すればよい。特には、鋼中に含まれるFeやNiなどのCr以外の成分が溶解し、Crが溶解しない電位域とすることが好ましい。
　なお、ステンレス鋼板が不動態化する電位域（不動態域）は、使用する処理液（電解液）や被処理材となるステンレス鋼板の鋼種によって異なる。そのため、当該電解処理における電位は、処理液とステンレス鋼の鋼種ごとに調整することが好ましい。例えば、５０ｇ／Ｌ硝酸水溶液を用いて後述する表１の鋼Ａを処理する場合、電位：＋０．４０～＋０．６０Ｖ（vs.Ag/AgCl）の範囲で電解処理を施すことが好ましい。また、処理時間は長いほど鋼板表面の金属以外の形態として存在するCrの濃縮を促すが、長すぎるとその効果が飽和する。また、生産性が低下する。そのため、電解時間は、２時間（１２０分）以下とすることが好ましい。より好ましい電解時間は、１５分以下である。また、下限については、０．５分以上とすることが好ましい。より好ましくは１分以上である。
　さらに、電解処理における処理温度についても特に限定されるものではないが、３０～７０℃が好ましい。
　なお、酸化性を有する溶液中での浸漬処理、または、素材オーステナイト系ステンレス鋼板の不動態域における電解処理の際、必要に応じて、不織布ワイパー等を用いて非処理材のステンレス鋼板の表面を擦ってもよい。これによって、スマット等が除去され易くなるため、一層の接触抵抗の低減効果が得られるようになる。
・その他
　上記の酸化性を有する溶液中での浸漬処理、または、素材オーステナイト系ステンレス鋼板の不動態域における電解処理を施したのち、鋼板表面にさらに表面処理皮膜を形成してもよい。
　形成する表面処理皮膜は、特に限定されるものではないが、燃料電池用のセパレータの使用環境において耐食性や導電性に優れる材料を使用することが好ましく、例えば、金属層、合金層、金属酸化物層、金属炭化物層、金属窒化物層、炭素材料層、導電性高分子層、導電性物質を含有する有機樹脂層、またはこれらの混合物層とすることが好適である。
　例えば、金属層としては、Au、Ag、Cu、Pt、Pd、W、Sn、Ti、Al、Zr、Nb、Ta、Ru、IrおよびNiなどの金属層が挙げられ、中でもAuやPtの金属層が好適である。
　また、合金層としては、Ni-Sn（Ni3Sn2、Ni3Sn4）、Cu-Sn（Cu3Sn、Cu6Sn5）、Fe-Sn（FeSn、FeSn2）、Sn-Ag、Sn-CoなどのSn合金層やNi-W、Ni-Cr、Ti-Taなどの合金層が挙げられ、中でもNi-SnやFe-Snの合金層が好適である。
　さらに、金属酸化物層としてはSnO2、ZrO2、TiO2、WO3、SiO2、Al2O3、Nb2O5、IrO2、RuO2、PdO2、Ta2O5、Mo2O5およびCr2O3などの金属酸化物層が挙げられ、中でもTiO2やSnO2の金属酸化物層が好適である。
　加えて、金属窒化物層および金属炭化物層としては、TiN、CrN、TiCN、TiAlN、AlCrN、TiC、WC、SiC、B4C、窒化モリブデン、CrC、TaCおよびZrNなどの金属窒化物層や金属炭化物層が挙げられ、中でもTiNの金属窒化物層が好適である。
　また、炭素材料層としては、グラファイト、アモルファスカーボン、ダイヤモンドライクカーボン、カーボンブラック、フラーレンおよびカーボンナノチューブなどの炭素材料層が挙げられ、中でもグラファイトやダイヤモンドライクカーボンの炭素材料層が好適である。
　さらに、導電性高分子層としては、ポリアニリンおよびポリピロールなどの導電性高分子層が挙げられる。
　加えて、導電性物質を含有する有機樹脂層は、上記した金属層、合金層、金属酸化物層、金属窒化物層、金属炭化物層、炭素材料層および導電性高分子層を構成する金属や合金、金属酸化物、金属窒化物、金属炭化物、炭素材料および導電性高分子から選んだ導電性物質を少なくとも１種含有し、エポキシ樹脂、フェノール樹脂、ポリアミドイミド樹脂、ポリエステル樹脂、ポリフェニレンスルファイド樹脂、ポリアミド樹脂、ウレタン樹脂、アクリル樹脂、ポリエチレン樹脂、ポリプロピレン樹脂、カルボジイミド樹脂およびフェノールエポキシ樹脂などから選んだ有機樹脂を少なくとも１種含有するものである。このような導電性物質を含有する有機樹脂層としては、例えば、グラファイトが分散したフェノール樹脂やカーボンブラックが分散したエポキシ樹脂などが好適である。
　なお、上記の導電性物質としては、金属および炭素材料（特にグラファイト、カーボンブラック）が好適である。また、導電性物質の含有量は特に限定されず、固体高分子形燃料電池用のセパレータにおける所定の導電性が得られればよい。
　また、上記の混合物層としては、例えば、TiNが分散したNi-Sn合金などの混合物層が挙げられる。
　上記のような表面処理皮膜であれば、基材となるステンレス鋼板と表面処理皮膜との界面における電気抵抗を低減することができる。
・実施例１
　表１に記載の成分組成（残部はFeおよび不可避的不純物）を有する板厚：０．１０ｍｍの素材オーステナイト系ステンレス鋼板（冷間圧延ままの鋼板）を準備した。ついで、準備したステンレス鋼板に、表２に示す条件で、熱処理、酸化皮膜の除去処理、エッチング処理、および、酸化性を有する溶液中での浸漬処理を施し、セパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板を得た。
　なお、表２中の電流密度は、被処理材となるステンレス鋼板と対極との間に流れる電流を、被処理材の表面積で除した値である。また、エッチング処理を行うにあたり、事前に、条件および鋼種ごとに、電流密度と、被処理材となるステンレス鋼板と対極との間にかかる電解電圧との関係を事前に調査し、いずれの条件でも、電流密度を＋０．０３ｍＡ／ｃｍ２に調整すれば、活性態域となることを確認した。
　さらに、表２中の試料Ｎｏ．Ａ９では、エッチング処理後の処理として、以下の条件で電解処理を実施した。すなわち、５０ｇ／Ｌ硝酸水溶液を使用し、処理温度：５５℃、電位：＋０．５０Ｖ（vs.Ag/AgCl）、処理時間：６０秒の条件で行った。なお、鋼Ｎｏ．Ｂのステンレス鋼板では、＋０．５０Ｖ（vs.Ag/AgCl）の電位は不動態域であった。
　かくして得られた燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板を用いて、以下の要領で（１）接触抵抗、（２）接触抵抗の耐経時劣化性、（３）耐食性（耐孔食性）および（４）加工性の評価を行った。
（１）接触抵抗の評価
　上記のエッチング処理後、１時間以内に、上記のようにして得られた燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板から、所定の試料を切り出した。
　ついで、当該試料をカーボンペーパ（東レ（株）ＴＧＰ－Ｈ－１２０）で挟み、さらに、その両側から銅板に金めっきを施した電極を接触させ、単位面積あたり０．９８ＭＰａ（＝１０ｋｇ／ｃｍ２）の圧力をかけて電流を流した。そして、電極間の電圧差を測定し、電気抵抗を算出した。
　そして、この電気抵抗の測定値に接触面の面積を乗じた値を接触抵抗値とし、以下の基準で接触抵抗を評価した。評価結果を表３に併記する。
　○（合格）：２０ｍΩ・ｃｍ２以下
　×（不合格）：２０ｍΩ・ｃｍ２超
（２）接触抵抗の耐経時劣化性の評価
　上記の酸化性を有する溶液中での浸漬処理後、上記のようにして得られた燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板を大気中で１００時間保管した。
　ついで、１００時間保管後の燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板から、所定の試料を切り出した。当該試料をカーボンペーパ（東レ（株）ＴＧＰ－Ｈ－１２０）で挟み、さらに、その両側から銅板に金めっきを施した電極を接触させ、単位面積あたり０．９８ＭＰａ（＝１０ｋｇ／ｃｍ２）の圧力をかけて電流を流した。そして、電極間の電圧差を測定し、電気抵抗を算出した。
　そして、この電気抵抗の測定値に接触面の面積を乗じた値を接触抵抗値とし、以下の基準で接触抵抗の耐経時劣化性を評価した。評価結果を表３に併記する。なお、（１）の接触抵抗の評価で、×（不合格）になったものについては、一部、当該評価を省略した。
　○（合格）：１００時間経過後の接触抵抗値が２０ｍΩ・ｃｍ２以下、でかつ、接触抵抗値の増加率が２０％以下
　×（不合格）：１００時間経過後の接触抵抗値が２０ｍΩ・ｃｍ２超、または、接触抵抗値の増加率が２０％超
　なお、接触抵抗値の増加率は、次式により求める。
　［接触抵抗値の増加率（％）］＝（［１００時間経過後の接触抵抗値］－［（１）で測定したエッチング処理直後の接触抵抗値］）／［（１）で測定したエッチング処理直後の接触抵抗値］×１００
（３）耐食性（耐孔食性）の評価
　上記のようにして大気中に１００時間保管した後のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板から所定の試料を切り出した。
　ついで、切り出した試料を作用極に、白金線を対極に、Ag/AgClを参照極にして、１０００ｐｐｍの塩化物イオンを含有するｐＨ３．０の硫酸水溶液（塩化ナトリウムおよび硫酸を用いて調整）中、８０℃の条件で、電位走査速度：２０ｍＶ／ｍｉｎで、浸漬電位からアノード方向に電位を走査した。
　そして、電流密度が１０μＡ／ｃｍ２に到達した電位を孔食発生電位として、以下の基準で、耐食性（耐孔食性）の評価を評価した。評価結果を表３に併記する。
　◎（合格、特に優れる）：孔食発生電位が０．４０Ｖ（vs.Ag/AgCl）超
　○（合格、優れる）：孔食発生電位が０．３０Ｖ（vs.Ag/AgCl）以上０．４０Ｖ（vs.Ag/AgCl）以下
　×（不合格）：孔食発生電位が０．３０Ｖ（vs.Ag/AgCl）未満
（４）加工性の評価
　上記のようにして大気中に１００時間保管した後のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板から、圧延方向に平板ＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠して、引張速度：１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、伸びを測定した。そして、以下の基準で、加工性の評価を行った。評価結果を表３に併記する。
　○（合格）：伸びが５０％以上
　×（不合格）：伸びが５０％未満
　また、前述した手法により、大気中に１００時間保管した後のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板の断面を観察し、凸部の平均高さおよび凸部間の平均間隔を測定した。測定結果を表３に併記する。
　なお、高さ：１０ｎｍ以上の凸部が観察されなかった試料については、表３中の凸部の平均高さおよび凸部間の平均間隔を「－」としている。
　さらに、前述した手法により、[Cr]／[Fe]および鋼板表面に存在するＮの原子濃度を測定した。測定結果を表３に併記する。なお、いずれの試料でも、Ｆのピークは観測されなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３より、次の事項が明らかである。
(a) 発明例ではいずれも、所望とする低い接触抵抗が得られており、また、接触抵抗の耐経時劣化性にも優れていた。さらに、加工性や耐食性（耐孔食性）にも優れていた。
(b) 一方、比較例ではいずれも、所望とする低い接触抵抗、および／または、接触抵抗の耐経時劣化性が得られなかった。

Claims (4)

  1. 　燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板であって、
    　上記燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板の表面に凹部と凸部とを有する凹凸構造を備え、該凸部の平均高さが３０ｎｍ以上３００ｎｍ以下であり、かつ該凸部間の平均間隔が２０ｎｍ以上３５０ｎｍ以下であり、
    　上記燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板の表面において、金属以外の形態として存在するFeの原子濃度に対する金属以外の形態として存在するCrの原子濃度の比である[Cr]／[Fe]が１．０以上である、燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板。
  2. 　前記燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板の表面に存在するＮの原子濃度が１．０ａｔ％以上である、請求項１に記載の燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板。
  3. 　素材オーステナイト系ステンレス鋼板を準備し、
    　ついで、上記素材オーステナイト系ステンレス鋼板の表面の酸化皮膜を除去し、
    　ついで、上記素材オーステナイト系ステンレス鋼板に、上記素材オーステナイト系ステンレス鋼板の活性態域で、溶解量が１．０～２０．０ｇ／ｍ２となるエッチング処理を施し、
    　ついで、上記素材オーステナイト系ステンレス鋼板に、酸化性を有する溶液中での浸漬処理、または、上記素材オーステナイト系ステンレス鋼板の不動態域における電解処理を施す、燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
  4. 　前記素材オーステナイト系ステンレス鋼板の表面の酸化皮膜を除去する前に、
    　前記素材オーステナイト系ステンレス鋼板に、処理雰囲気：窒素濃度が５体積％以上でかつ露点が－４５℃以下、最高到達温度：１０００℃以上１２００℃以下、および、１０００℃以上の温度域における滞留時間：１秒以上３００秒以下の条件で、熱処理を施す、請求項３に記載の燃料電池のセパレータ用のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2022131204A1 (ja) * 2020-12-15 2022-06-23

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111263996B (zh) * 2017-10-25 2023-03-31 杰富意钢铁株式会社 燃料电池的隔板用不锈钢板的制造方法
KR102601896B1 (ko) 2019-01-21 2023-11-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 연료 전지의 세퍼레이터용의 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법
US12119499B2 (en) 2019-07-09 2024-10-15 Jfe Steel Corporation Chromium-containing steel sheet for current collector of nonaqueous electrolyte secondary battery and method for manufacturing the same
JP7057766B2 (ja) * 2019-07-09 2022-04-20 Ｊｆｅスチール株式会社 硫化物系固体電池の集電体用のフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
CN115595578B (zh) * 2022-10-27 2024-06-25 江阴市珞珈绿碳科技有限公司 一种用于熔融碳酸盐电解体系的电解槽材料及其制备方法
WO2024110557A1 (de) * 2022-11-22 2024-05-30 Zapp Precision Metals Gmbh Chromstahlfolie zur herstellung bipolarer platten für brennstoffzellen

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5218612B1 (ja) 1970-01-16 1977-05-23
JPH08180883A (ja) 1994-12-26 1996-07-12 Fuji Electric Co Ltd 固体高分子電解質型燃料電池
JP2005183338A (ja) * 2003-12-24 2005-07-07 Honda Motor Co Ltd 燃料電池
JP2005302713A (ja) * 2004-03-18 2005-10-27 Jfe Steel Kk 通電部材用金属材料，それを用いた燃料電池用セパレータおよびその燃料電池
JP2011149041A (ja) * 2010-01-20 2011-08-04 Jfe Steel Corp 接触電気抵抗の低い通電部品用ステンレス鋼およびその製造方法
JP2013093299A (ja) 2011-01-17 2013-05-16 Jfe Steel Corp 燃料電池セパレータ用ステンレス鋼の製造方法、燃料電池セパレータ用ステンレス鋼、燃料電池セパレータ、ならびに燃料電池
WO2013080533A1 (ja) 2011-11-30 2013-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 燃料電池セパレータ用ステンレス鋼
JP5768641B2 (ja) 2010-10-08 2015-08-26 Ｊｆｅスチール株式会社 耐食性および電気伝導性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法、ならびに固体高分子型燃料電池セパレータおよび固体高分子型燃料電池
WO2017110656A1 (ja) * 2015-12-24 2017-06-29 Ｊｆｅスチール株式会社 燃料電池のセパレータ用ステンレス鋼板およびその製造方法
WO2018198685A1 (ja) * 2017-04-25 2018-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 燃料電池のセパレータ用のステンレス鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5768641U (ja) 1980-10-10 1982-04-24
JP2001064797A (ja) 1999-08-26 2001-03-13 Fuji Photo Film Co Ltd 金属板電解処理装置
ATE283552T1 (de) * 2000-08-05 2004-12-15 Ineos Chlor Entpr Ltd Behandlung eines substrates aus nichtrostendem stahl
JP2003297380A (ja) 2002-04-03 2003-10-17 Nisshin Steel Co Ltd 燃料電池用ステンレス鋼製セパレータ
US20050142416A1 (en) 2003-12-24 2005-06-30 Honda Motor Co., Ltd. Fuel cell
KR100851687B1 (ko) 2004-03-18 2008-08-11 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 통전부재용 금속재료, 그것을 사용한 연료전지용 세퍼레이터 및 그 연료전지
JP2008071738A (ja) * 2006-08-18 2008-03-27 Nissan Motor Co Ltd 遷移金属窒化物、燃料電池用セパレータ、遷移金属窒化物の製造方法、燃料電池用セパレータの製造方法、燃料電池スタック、及び燃料電池車両
US20130108945A1 (en) 2008-07-02 2013-05-02 Jfe Steel Corporation Stainless steel for conductive members with low contact electric resistance and method for producing the same
US9068271B2 (en) * 2010-03-03 2015-06-30 Alliance For Sustainable Energy, Llc Electrochemical nitridation of metal surfaces
KR20130121930A (ko) 2011-01-17 2013-11-06 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 연료 전지 세퍼레이터용 스테인리스강의 제조 방법, 연료 전지 세퍼레이터용 스테인리스강, 연료 전지 세퍼레이터, 그리고 연료 전지
JP2012201950A (ja) 2011-03-25 2012-10-22 Nisshin Steel Co Ltd 微細粗面化ステンレス鋼板および薄膜Ｓｉ太陽電池の製造法
JP5218612B2 (ja) 2011-07-29 2013-06-26 Ｊｆｅスチール株式会社 燃料電池セパレータ用ステンレス鋼
KR101588093B1 (ko) 2013-12-24 2016-01-22 주식회사 포스코 연료전지용 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
CN106165169A (zh) 2014-04-03 2016-11-23 新日铁住金株式会社 燃料电池分隔件用复合金属箔、燃料电池分隔件、燃料电池、及、燃料电池分隔件用复合金属箔的制造方法
KR20160082632A (ko) 2014-12-26 2016-07-08 주식회사 포스코 고분자 연료전지용 분리판 및 그 제조방법
CN112575282B (zh) 2015-04-15 2023-12-19 踏石科技有限公司 一种用于处理金属部件表面以达到较低的接触电阻的方法
KR101798406B1 (ko) * 2015-09-22 2017-11-17 주식회사 포스코 연료전지 분리판용 스테인리스강 및 이의 제조 방법
US10763517B2 (en) 2016-06-10 2020-09-01 Jfe Steel Corporation Stainless steel sheet for fuel cell separators, and production method therefor
CN107783805A (zh) 2016-08-23 2018-03-09 中兴通讯股份有限公司 一种信息处理方法和装置
CN111263996B (zh) 2017-10-25 2023-03-31 杰富意钢铁株式会社 燃料电池的隔板用不锈钢板的制造方法
KR102601896B1 (ko) 2019-01-21 2023-11-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 연료 전지의 세퍼레이터용의 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5218612B1 (ja) 1970-01-16 1977-05-23
JPH08180883A (ja) 1994-12-26 1996-07-12 Fuji Electric Co Ltd 固体高分子電解質型燃料電池
JP2005183338A (ja) * 2003-12-24 2005-07-07 Honda Motor Co Ltd 燃料電池
JP2005302713A (ja) * 2004-03-18 2005-10-27 Jfe Steel Kk 通電部材用金属材料，それを用いた燃料電池用セパレータおよびその燃料電池
JP2011149041A (ja) * 2010-01-20 2011-08-04 Jfe Steel Corp 接触電気抵抗の低い通電部品用ステンレス鋼およびその製造方法
JP5768641B2 (ja) 2010-10-08 2015-08-26 Ｊｆｅスチール株式会社 耐食性および電気伝導性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法、ならびに固体高分子型燃料電池セパレータおよび固体高分子型燃料電池
JP2013093299A (ja) 2011-01-17 2013-05-16 Jfe Steel Corp 燃料電池セパレータ用ステンレス鋼の製造方法、燃料電池セパレータ用ステンレス鋼、燃料電池セパレータ、ならびに燃料電池
WO2013080533A1 (ja) 2011-11-30 2013-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 燃料電池セパレータ用ステンレス鋼
WO2017110656A1 (ja) * 2015-12-24 2017-06-29 Ｊｆｅスチール株式会社 燃料電池のセパレータ用ステンレス鋼板およびその製造方法
WO2018198685A1 (ja) * 2017-04-25 2018-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 燃料電池のセパレータ用のステンレス鋼板およびその製造方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2022131204A1 (ja) * 2020-12-15 2022-06-23
WO2022131204A1 (ja) * 2020-12-15 2022-06-23 Ｊｆｅスチール株式会社 燃料電池のセパレータ用のステンレス鋼板
JP7226648B2 (ja) 2020-12-15 2023-02-21 Ｊｆｅスチール株式会社 燃料電池のセパレータ用のステンレス鋼板

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CN113348273B (zh) 2024-09-17
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