(57)【要約】【課題】厚みを薄くしても優れた耐食性、低接触抵抗、及び優れたプレス加工性を有するステンレス鋼板を提供する。【解決手段】ステンレス鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃｒ：２０〜２６％、Ｎ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下等を含み、厚みが３０〜１１０μｍであり、オーステナイト相の占める割合が８０体積％以上であり、オーステナイト結晶粒の平均結晶粒径が、鋼板の厚みの２分の１以下であり、表層に析出したＣｒ窒化物を有し、グロー放電発光分光分析によって得られるＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量が下記の式（１）及び式（２）を満たし、深さ３／８ｔ〜５／８ｔの範囲の最大偏値ＣＮｐと、深さ１／８ｔ〜３／８ｔの範囲の平均値ＣＮａとが、下記の式（３）を満たす。    ０．１≦Ｃｒ／Ｆｅ≦０．５        （１）    Ｃｒ／Ｎ≦１．８                  （２）    ０．８≦ＣＮｐ／ＣＮａ≦１．６    （３）【選択図】図２
2020111806.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ステンレス鋼板であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：２０〜２６％、
Ｎ  ：０．６〜２．０％、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｃ  ：０．０４０％以下、
Ｐ  ：０．０３０％以下、
Ｓ  ：０．０３０％以下、
Ｍｎ：１．５％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．１０％以下、
Ｃａ：５０ｐｐｍ未満、
ｓｏｌ．Ａｌ：３００ｐｐｍ未満、
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
前記ステンレス鋼板は、３０〜１１０μｍの厚みを有し、
ミクロ組織が、オーステナイト相の占める割合が８０体積％以上の組織であり、
オーステナイト結晶粒の平均結晶粒径が、前記ステンレス鋼板の厚みの２分の１以下であり、
前記ステンレス鋼板の表面からのグロー放電発光分光分析によって得られるＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量が、スパッタ深さ０〜０．０５μｍの範囲の深さ方向分析において、下記の式（１）及び式（２）を満たし、
前記ステンレス鋼板の表面から深さ方向のグロー放電発光分光分析によって得られるＮ含有量のプロファイルにおいて、前記ステンレス鋼板の厚みをｔとして、深さ３／８ｔ〜５／８ｔの範囲の最大偏値ＣＮｐと、深さ１／８ｔ〜３／８ｔの範囲の平均値ＣＮａとが、下記の式（３）を満たす、ステンレス鋼板。
０．１≦Ｃｒ／Ｆｅ≦０．５        （１）
Ｃｒ／Ｎ≦１．８                  （２）
０．８≦ＣＮｐ／ＣＮａ≦１．６    （３）
式（１）及び式（２）のＣｒ、Ｆｅ、及びＮには、前記ステンレス鋼板の表面からのグロー放電発光分光分析によって得られるＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量が原子％で代入される。式（３）のＣＮｐ及びＣＮａの単位は、原子％である。最大偏値ＣＮｐは、深さ３／８ｔ〜５／８ｔの範囲の最大値ＣＮｐ１と、同じ範囲の最小値ＣＮｐ２とのうち、ＣＮａとの差が大きい方の値である。
【請求項２】
請求項１に記載のステンレス鋼板であって、
少なくとも一方の面に、導電性の炭素質材を含む導電層をさらに備える、ステンレス鋼板。
【請求項３】
請求項２に記載のステンレス鋼板であって、
前記導電層は、マトリックス樹脂中に前記炭素質材を分散して有する炭素−樹脂複合層である、ステンレス鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか一項に記載のステンレス鋼板を備える、燃料電池用セパレータ。
【請求項５】
請求項４に記載の燃料電池用セパレータを備える、燃料電池セル。
【請求項６】
請求項５に記載の燃料電池セルを複数備える、燃料電池スタック。
【請求項７】
請求項１に記載のステンレス鋼板の製造方法であって、
化学組成が、質量％で、Ｃｒ：２０〜２６％、Ｎ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｃ：０．０４０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｃａ：５０ｐｐｍ未満、ｓｏｌ．Ａｌ：３００ｐｐｍ未満、残部：Ｆｅ及び不純物であるスラブを準備する工程と、
前記スラブを熱間圧延及び冷間圧延することによって、厚み３０〜１１０μｍの圧延鋼板を得る工程と、
前記圧延鋼板を、窒素を含むガス雰囲気下で焼鈍して冷却する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後の圧延鋼板を、非酸化性酸を含む溶液で酸洗する工程とを備え、
前記焼鈍工程の保持時間ＨｏＴが、下記の式（４）を満たす、製造方法。
ｔ２／３１≦ＨｏＴ≦ｔ２／１５      （４）
式（４）において、ｔには前記圧延鋼板の厚みがμｍで代入される。ＨｏＴの単位は秒である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ステンレス鋼板及びその製造方法、燃料電池用セパレータ、燃料電池セル、並びに燃料電池スタックに関する。
【背景技術】
【０００２】
導電性を有する材料として、金属系材料は、様々な用途に使用されている。そのような用途のひとつとして、例えば、燃料電池のセパレータを挙げることができる。燃料電池は、水素と酸素との結合反応の際に発生するエネルギーを利用して発電する。そのため、省エネルギーと環境対策の両面から期待されている。燃料電池は、電解質の種類によって、固体酸化物形、溶融炭酸塩形、りん酸形、及び固体高分子形等に分類される。固体高分子形燃料電池は、出力密度が高く小型化が可能である。また他のタイプの燃料電池よりも低温で作動し、起動・停止が容易である。このことから、電気自動車や家庭用の小型コジェネレーションへの利用が期待されている。
【０００３】
例えば、固体高分子形燃料電池用セパレータ（以下、単に「セパレータ」という場合がある。）に求められる主な機能は、次のとおりである。
（１）燃料ガス、酸化性ガスを電極面内に均一に供給する”流路”としての機能、
（２）カソード側で生成した水を、反応後の空気、酸素といったキャリアガスとともに燃料電池から効率的に排出する”流路”としての機能、
（３）電極膜と接触して電気の通り道となり、さらに単セル間の電気的”コネクタ”となる機能、
（４）隣接するセル間で、一方のセルのアノード室と隣接する、他方のセルのカソード室との間の”隔壁”としての機能、及び
（５）水冷型燃料電池では、冷却水流路と隣接するセルとの”隔壁”としての機能。
【０００４】
このような機能が求められるセパレータの基材材料としては、大きく分けて金属系材料とカーボン系材料とがある。
【０００５】
金属系材料としては、ステンレス鋼、チタン、炭素鋼等が挙げられる。金属系材料によるセパレータ（以下「金属セパレータ」という。）は、プレス加工等により製造される。金属セパレータは、金属特有の優れた加工性を有するため、厚みを薄くすることができ、軽量化が計れる等の利点を有する。一方、腐食による金属イオンの溶出や金属表面の酸化によって電気伝導性が低下する懸念がある。このため、金属セパレータは、ガス拡散層との接触抵抗が上昇する可能性があることが問題となっている。
【０００６】
セパレータが曝される環境は非常に過酷である。電池の作動温度は常温から８０℃以上まで変動し、発電時にはセパレータに電位がかかる。その電位範囲はアノード、カソードのそれぞれで異なるが、約０〜約１Ｖ  ｖｓ  ＳＨＥに及ぶ。セパレータは加湿された環境で使用されるので、表面処理や合金設計により、有害な金属イオンの溶出を低減したり、孔食等の腐食発生を抑制したりすることが求められる。
【０００７】
上記の問題を解決する手段として、特開２００４−２９６３８１号公報では、金属セパレータの電極と接する表面に金めっきを施すことが提案されている。
【０００８】
特許第５１２０７９９号公報には、Ｎ含有量が１．００質量％を超え２．００質量％以下のオーステナイト系ステンレス鋼を基材としたセパレータが開示されている。
【０００９】
特許第３６６７６７９号公報には、燃料電池の燃料極に対向する表面にＴｉＮ等の導電性セラミック層が形成された燃料電池用ステンレス鋼製セパレータが開示されている。
【００１０】
特開２０１０−４９９８０号公報には、ステンレス鋼からなる基材の表面を窒化処理することにより得られ、基材の表面から深さ方向に連続して存在する窒化層を備える燃料電池用セパレータが開示されている。
【００１１】
特開２００６−３１６３３８号公報には、質量％で、Ｃｒ：１８〜２４％、Ｍｏ：０〜４％を含むフェライト系ステンレス鋼を、窒素ガスを含む不活性ガスと８００℃以上で接触させて窒素吸収処理を行う、ステンレス鋼製製品の製造方法が記載されている。
【００１２】
国際公開２０１３／０１８３２２号には、ステンレス鋼板に電解処理及び酸洗溶液に浸漬する酸処理を行い、表面に微細凹凸を付与することで、接触抵抗を安定化させることが記載されている。
【００１３】
特許第６３１５１５８号公報には、Ｎｉ含有量の少ないＦｅ−Ｃｒ系ステンレス鋼を鋼板にした後、窒素を吸収させて組織をオーステナイト相化することにより、Ｍｏ等の高価な原料を用いなくても、耐食性を向上させ、また良好なプレス加工性を確保できることが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１４】
【特許文献１】特開２００４−２９６３８１号公報
【特許文献２】特許第５１２０７９９号公報
【特許文献３】特許第３６６７６７９号公報
【特許文献４】特開２０１０−４９９８０号公報
【特許文献５】特開２００６−３１６３３８号公報
【特許文献６】国際公開２０１３／０１８３２２号
【特許文献７】特許第６３１５１５８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
特開２００４−２９６３８１号公報では、ステンレス表面に金めっきを施す。しかし、金は希少かつ高価な金属であるため、経済性や資源量制限の観点から問題がある。
【００１６】
特許第５１２０７９９号公報では、窒素１気圧以上に加圧する加圧ＥＳＲ（エレクトロ・スラグ・リメルティング）法を用いて鋼を溶製し、鋳塊（スラブ）の段階で高Ｎ含有ステンレス鋼にする。高Ｎ含有ステンレス鋼は、強度が高く強加工が必須のため、薄板化が困難である。特にセパレータ用鋼板として好ましいとされる１００μｍ前後の厚みの実現は非常に困難である。特許第５１２０７９９号公報では、５ｍｍ厚の板材を機械切削加工することによってセパレータ形状に加工をしている。
【００１７】
高強度・難加工の高強度ステンレス鋼のスラブ又は厚板から機械切削加工でセパレータを製造する方法は、量産性に乏しく、経済的な製造方法ではない。また、仮に冷間圧延によって薄肉の鋼板が得られた場合であっても、冷間圧延で生じた加工歪みを解放するための焼鈍過程で窒化物が析出して延性が低下する。そのため、得られた鋼板をプレス成形によってセパレータ形状へ加工することは困難である。
【００１８】
接触抵抗に関しては、特許第３６６７６７９号公報や特開２０１０−４９９８０号公報に記載の技術のように、ステンレス鋼板の表面に後工程で導電性の窒化物層を形成することが提案されている。しかし、高コストのプロセスである蒸着法やプラズマ窒化処理がなされており、生産性に課題がある。
【００１９】
さらに、燃料電池の運転状態（低出力負荷の状態）では、セパレータが、ステンレス鋼の過不動態腐食が起こる可能性のある高電位に曝されることがある。過不動態腐食は、不動態皮膜を構成するＣｒ２Ｏ３が、次式の反応によって溶解することで生じる。
Ｃｒ２Ｏ３＋５Ｈ２Ｏ→２ＨＣｒＯ４−＋８Ｈ＋＋６ｅ−
【００２０】
過不動態腐食を低減するには、ステンレス鋼にＳｉを含有させることが効果的である。一方、Ｓｉはステンレス鋼の加工性を劣化させることに加え、多量に含有させるとステンレス鋼をオーステナイト化させることが困難になる。そのため、精密加工が必要なセパレータや、組織をオーステナイト化させて高耐食化を図るセパレータでは、Ｓｉ含有量を高くして過不動態腐食を低減することは困難である。
【００２１】
特開２００６−３１６３３８号公報では、１８〜２４％Ｃｒを含有するフェライト系ステンレス鋼を、窒素を含有する高温のガス雰囲気で窒素吸収させる処理方法が記載されている。しかし、表面の接触抵抗を低減させる方法の開示がない。また、厚さを薄くしていくと加工性が悪くなるが、その対策も開示されていない。
【００２２】
特許第６３１５１５８号公報に記載されたステンレス鋼板は、２０〜２６％Ｃｒを含有するフェライト系ステンレス鋼に窒素を吸収させた後、表面を酸洗して導電性の窒化物を露出させることで、ガス拡散層との接触抵抗を低減させている。しかし、このステンレス鋼板を用いたセパレータは、繰り返し荷重を負荷することにより、ガス拡散層に使用されるカーボンペーパーとの接触抵抗が上昇する場合がある。
【００２３】
本発明の目的は、厚みを薄くしても優れた耐食性、低接触抵抗、及び優れたプレス加工性を有するステンレス鋼板及びその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００２４】
ここに開示するステンレス鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃｒ：２０〜２６％、Ｎ：０．６〜２．０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｃ：０．０４０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｃａ：５０ｐｐｍ未満、ｓｏｌ．Ａｌ：３００ｐｐｍ未満、残部：Ｆｅ及び不純物であり、前記ステンレス鋼板は、３０〜１１０μｍの厚みを有し、ミクロ組織が、オーステナイト相の占める割合が８０体積％以上の組織であり、オーステナイト結晶粒の平均結晶粒径が、前記ステンレス鋼板の厚みの２分の１以下であり、前記ステンレス鋼板は、表層に析出したＣｒ窒化物を有し、前記ステンレス鋼板の表面からのグロー放電発光分光分析によって得られるＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量が、スパッタ深さ０〜０．０５μｍの範囲の深さ方向分析において、下記の式（１）及び式（２）を満たし、前記ステンレス鋼板の表面から深さ方向のグロー放電発光分光分析によって得られるＮ含有量のプロファイルにおいて、前記ステンレス鋼板の厚みをｔとして、深さ３／８ｔ〜５／８ｔの範囲の最大偏値ＣＮｐと、深さ１／８ｔ〜３／８ｔの範囲の平均値ＣＮａとが、下記の式（３）を満たす。
０．１≦Ｃｒ／Ｆｅ≦０．５        （１）
Ｃｒ／Ｎ≦１．８                  （２）
０．８≦ＣＮｐ／ＣＮａ≦１．６    （３）
式（１）及び式（２）のＣｒ、Ｆｅ、及びＮには、前記ステンレス鋼板の表面からのグロー放電発光分光分析によって得られるＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量が原子％で代入される。式（３）のＣＮｐ及びＣＮａの単位は、原子％である。最大偏値ＣＮｐは、深さ３／８ｔ〜５／８ｔの範囲の最大値ＣＮｐ１と、同じ範囲の最小値ＣＮｐ２とのうち、ＣＮａとの差が大きい方の値である。
【００２５】
ここに開示するステンレス鋼板の製造方法は、上記のステンレス鋼板の製造方法であって、化学組成が、質量％で、Ｃｒ：２０〜２６％、Ｎ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｃ：０．０４０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｃａ：５０ｐｐｍ未満、ｓｏｌ．Ａｌ：３００ｐｐｍ未満、残部：Ｆｅ及び不純物であるスラブを準備する工程と、前記スラブを熱間圧延及び冷間圧延することによって、厚み３０〜１１０μｍの圧延鋼板を得る工程と、前記圧延鋼板を、窒素を含むガス雰囲気下で焼鈍して冷却する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の圧延鋼板を、非酸化性酸を含む溶液で酸洗する工程とを備え、前記焼鈍工程の保持時間ＨｏＴが、下記の式（４）を満たす。
ｔ２／３１≦ＨｏＴ≦ｔ２／１５      （４）
式（４）において、ｔには前記圧延鋼板の厚みがμｍで代入される。ＨｏＴの単位は秒である。
【発明の効果】
【００２６】
本発明によれば、厚みを薄くしても優れた耐食性、低接触抵抗、及び優れたプレス加工性を有するステンレス鋼板が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１】図１は、本発明の一実施形態によるステンレス鋼板の製造方法を示すフロー図である。
【図２】図２は、燃料電池セルの一例を示す分解斜視図である。
【図３】図３は、複数のセルの集合体である燃料電池の斜視図である。
【図４】図４は、接触抵抗の測定に用いた装置の模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
本発明者らは、種々の検討を行い、下記の知見を得た。
【００２９】
（１）特許第６３１５１５８号公報に記載されたステンレス鋼板は、２０〜２６％Ｃｒを含有するフェライト系ステンレス鋼に窒素を吸収させた後、表面を酸洗して導電性の窒化物を露出させることで、ガス拡散層との接触抵抗を低減させている。しかし、このステンレス鋼板を用いたセパレータは、繰り返し荷重を負荷することにより、ガス拡散層に使用されるカーボンペーパーとの接触抵抗が上昇する場合がある。
【００３０】
（２）繰り返し荷重による接触抵抗の上昇を抑制するには、ステンレス鋼板の表面に導電性の炭素質材を含む導電層を形成することが有効である。導電層を形成する場合、ステンレス鋼板を従来よりもさらに薄くする必要がある。
【００３１】
（３）上述したステンレス鋼板の厚みを１１０μｍ以下にすると、加工性が顕著に低下する。これは、鋼板内部での窒化物の生成が関連していると考えられる。原因は不明であるが、ステンレス鋼板を薄くすると、表裏の面から吸収される窒素が板厚中心付近で濃化する場合がある。窒素の濃化の影響は、ステンレス鋼板が比較的厚い場合には拡散によって緩和されるが、厚みが薄くなることで顕在化する。
【００３２】
本発明者らはさらに、ステンレス鋼板の製造条件について詳細に検討した。その結果、（４）ステンレス鋼板の厚みが１１０μｍ以下の場合、適正な組織とするためには、熱処理の条件を厳密に管理する必要があることが判明した。具体的には、窒素吸収のための焼鈍の時間を、板厚との関係で制御する必要があることが分かった。
【００３３】
以上の知見に基づいて、本発明は完成された。以下、本発明の一実施形態によるステンレス鋼板、燃料電池用セパレータ、燃料電池セル及び燃料電池スタックを詳述する。
【００３４】
［ステンレス鋼板］
［化学組成］
本発明の一実施形態によるステンレス鋼板は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、特に断りの無い限り、質量％を意味する。
【００３５】
Ｃｒ：２０〜２６％
クロム（Ｃｒ）は、ステンレス鋼の表面でＣｒ２Ｏ３不動態皮膜を形成して耐食性を向上させる作用を有する。Ｃｒ含有量の下限は２０％とする。２０％未満では、窒素吸収によりオーステナイト相化させた組織にマルテンサイト相が多く含まれる可能性がある。一方、Ｃｒ含有量の増加にしたがって、変形抵抗は高くなる。Ｃｒ含有量の上限を２６％とするのは、工業的な製造プロセスの冷間圧延等で３０μｍ程度までの薄い板厚の鋼板の安定製造性を担保するためである。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは２３％である。２３％未満では、強加工を行うと加工誘起マルテンサイト相が生成する可能性がある。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは２５％である。これは、より安定した製造性（特に板厚の薄い鋼板の平坦性）を担保するためである。
【００３６】
Ｎ：０．６〜２．０％
窒素（Ｎ）は、ステンレス鋼中で窒化物を生成しない範囲で添加することで、耐食性を向上させる作用を有する。また、ステンレス鋼のオーステナイト化を促進する元素でもある。Ｎ含有量の下限は、０．６％である。これは、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎ系でオーステナイト相を得るために必要な最低窒素量を確保するためである。Ｎ含有量の上限は２．０％である。これは、結晶粒内にＣｒ２ＮやＣｒＮのような窒化物の生成を抑制するためである。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．８％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは１．６％である。
【００３７】
Ｓｉ：２．０％以下
シリコン（Ｓｉ）は、添加しなくてもよい。Ｓｉは、ステンレス鋼の加工性を劣化させる元素であることから、通常は積極的に添加する元素ではない。一方、濃厚硝酸等のような強酸化性の環境で使用する場合には、添加することがある。Ｓｉは、ステンレス鋼が過不動態腐食環境に曝されると表面でＳｉＯ２を生成し、Ｃｒ２Ｏ３不動態皮膜を被覆して保護する作用を発揮する。そのため、過不動態腐食が特に懸念される環境に曝される可能性がある場合には添加してもよい。添加する場合であっても、Ｓｉ含有量の上限は２．０％とする。Ｓｉ含有量が２．０％を超えると、加工性の劣化や、製造中に脆いσ相が析出しやすくなり、鋼板への加工工程で割れが発生する場合や、平坦性が悪くプレス加工に適さない形状になる場合がある。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは１．５％である。
【００３８】
Ｃ：０．０４０％以下
炭素（Ｃ）は、添加しなくてもよい。Ｃは、固溶強化元素であり、ステンレス鋼の強度向上に寄与する。しかし、本実施形態のステンレス鋼板ではＮを一定量以上含有させるため、Ｎによる固溶強化が十分であり、強度のためにＣを添加する必要はない。Ｃ含有量が多くなると、製造過程で炭化物が多数生成され、これら炭化物が破壊の起点となって、鋼の成形性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．０４０％以下とする。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．０３０％である。
【００３９】
Ｐ：０．０３０％以下
リン（Ｐ）は、不純物である。Ｐは凝固時に粒界に偏析し、凝固割れ感受性を高める。したがって、Ｐ含有量はできるだけ低い方が好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。
【００４０】
Ｓ：０．０３０％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物である。Ｓは凝固時に粒界に偏析し、凝固割れ感受性を高める。したがって、Ｓ含有量はできるだけ低い方が好ましい。そのため、Ｓ含有量は０．０３０％以下とする。
【００４１】
Ｍｎ：１．５％以下
マンガン（Ｍｎ）は、添加しなくてもよい。Ｍｎは、Ｓによる熱間加工性の低下を抑制する。Ｍｎはさらに、ステンレス鋼を脱酸する。しかし、Ｍｎ含有量が多くなると、σ相等の金属間化合物相の析出が促進される。σ相の析出によって組織安定性が低下するとともに、ステンレス鋼の靱性及び延性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は１．５％以下とする。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは０．５％である。
【００４２】
Ｃｕ：０．５０％以下
銅（Ｃｕ）は、添加しなくてもよい。Ｃｕは粒界に偏析しやすく、また、オーステナイト安定化元素である。Ｃｕ含有量が多くなると、鋳造時の凝固中にフェライト生成が抑制され、凝固割れ感受性が高まる。また、Ｃｕ含有量が多いと、熱間加工性が低下する恐れがある。そのため、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。
【００４３】
Ｍｏ：０．５０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は、添加しなくてもよい。Ｍｏは、ステンレス鋼の耐食性を高める効果を有する。しかし、Ｍｏはレアメタルに分類される高価な元素であり、経済性に優れた材料を提供するうえでは好ましくない。また、Ｍｏ含有量が多くなると、オーステナイト相を主とする組織が得られない場合がある。そのため、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは０．３０％である。
【００４４】
Ｎｉ：０．１０％以下
ニッケル（Ｎｉ）は、添加しなくてもよい。Ｎｉは、ステンレス鋼のオーステナイト化を促進する元素である。しかし、Ｎｉはレアメタルに属する元素であり、経済性に優れた材料を提供するうえで好ましくない。また、Ｎｉイオンが溶出することによって、白金触媒と高分子電解質膜との界面での酸素還元反応速度を低下させる恐れがある。そのため、Ｎｉ含有量は０．１０％以下とする。
【００４５】
Ｃａ：５０ｐｐｍ未満
カルシウム（Ｃａ）は、不純物である。ステンレス鋼の腐食の起点になりうる非金属介在物としては、一般にＣａＳやＭｎＳが知られている。腐食起点となるＣａＳを多量に生成させないために、Ｃａ含有量は５０ｐｐｍ未満とする。
【００４６】
ｓｏｌ．Ａｌ：３００ｐｐｍ未満
アルミニウム（Ａｌ）は、添加しなくてもよい。Ａｌは、ステンレス鋼を脱酸する。しかし、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼の清浄度が低下し、ステンレス鋼の加工性及び延性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は、３００ｐｐｍ未満である。なお、本明細書において、Ａｌ含有量は酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
【００４７】
本実施形態によるステンレス鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入される元素、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。
【００４８】
［板厚］
本実施形態によるステンレス鋼板は、３０〜１１０μｍの厚みを有する。厚みは、平均厚みとする。
【００４９】
板厚の下限を３０μｍとするのは、板厚が３０μｍ未満であると、形状を良好に保ったまま経済的に圧延によって製造することが困難になることに加えて、介在物等により貫通ピット等の欠陥の生じる恐れが高くなるためである。セパレータは隔壁でもあるので、貫通ピットは許されない。板厚の下限は、好ましくは５０μｍである。
【００５０】
板厚の上限を１１０μｍとするのは、ステンレス鋼板の上に導電層を設けた場合に総厚が厚くなりすぎないようにするためである。板厚の上限は、好ましくは１００μｍである。
【００５１】
［組織及びオーステナイト結晶粒の平均粒径］
本実施形態によるステンレス鋼板の組織は、オーステナイト相を主とする。具体的には、フェライト相、マルテンサイト相等のオーステナイト相以外の鉄の相、及びＣｒ２ＮやＣｒＮ等の化合物相の割合が低く、Ｘ線回折（ＸＲＤ）で検出可能なすべての相に対するオーステナイト相の占める割合（以下「γ相分率」という。）が８０体積％以上である。γ相分率は、好ましくは９０体積％以上であり、理想的には１００体積％（組織がオーステナイト単相）である。γ相分率を高くすることによって、良好なプレス加工性（延性）が得られる。
【００５２】
本実施形態によるステンレス鋼板は、オーステナイト結晶粒の平均粒径（以下「γ粒径」という。）が、ステンレス鋼板の厚みの２分の１以下である。γ粒径が粗大になると、良好なプレス加工性が得られなくなる恐れがある。例えば、板厚方向に１つの結晶粒というような場合、プレス加工時の均一な変形が得られず、プレス加工性が不良となる。
【００５３】
γ粒径は、以下のように測定する。倍率が分かっているミクロ組織写真の上に所定長さの線を引く。線の上に乗っているオーステナイト結晶粒の数を数える。線の両端の結晶粒は１／２に数える。線長を線がまたぐ結晶粒の個数で除したものを、そのミクロ組織写真におけるオーステナイト結晶粒の粒径とする。倍率２００倍のミクロ組織写真をＬ断面５枚、Ｔ断面５枚撮影し、合計１０枚のミクロ組織写真について上述の方法でオーステナイト結晶粒の粒径を測定し、その平均値をγ粒径とする。
【００５４】
［表面近傍のＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量］
本実施形態によるステンレス鋼板は、表面からのグロー放電発光分光分析によって得られるＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量が、スパッタ深さ０〜０．０５μｍの範囲の深さ方向分析において、下記の式（１）及び式（２）を満たす。
０．１≦Ｃｒ／Ｆｅ≦０．５  （１）
Ｃｒ／Ｎ≦１．８            （２）
式（１）及び式（２）のＣｒ、Ｆｅ、及びＮには、ステンレス鋼板の表面からのグロー放電発光分光分析によって得られるＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量が原子％で代入される。
【００５５】
ここで、「スパッタ深さ０〜０．０５μｍの範囲の深さ方向分析において、下記の式（１）及び式（２）を満たす」とは、０〜０．０５μｍの範囲のすべての測定点において、式（１）及び式（２）が満たされることを意味する。０〜０．０５μｍは、セパレータの接触抵抗及び耐食性に直接影響する部分である。以下、表面から０〜０．０５μｍの領域を「表面近傍」と呼ぶ。
【００５６】
表面近傍のＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量の分布は、グロー放電発光分光分析（ＧＤ−ＯＥＳ；Ｇｌｏｗ  Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ−Ｏｐｔｉｃａｌ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて、表面から深さ方向にスパッタリングしながら分析して求める。グロー放電発光分光分析は例えば、堀場製作所製、マーカス型高周波グロー放電発光分析装置（ＧＤ−Ｐｒｏｆｉｌｅｒ２）を用いることができる。得られた深さ方向の各元素の分布を原子比に換算して、Ｃｒ／Ｆｅ及びＣｒ／Ｎをそれぞれ算出する。
【００５７】
式（１）のＣｒ／Ｆｅは、Ｃｒ濃化の指標である。表面近傍のＣｒ／Ｆｅがステンレス鋼板のバルクの組成における値（０．２６〜０．３９）よりも大きいことは、表面近傍がＣｒリッチであることを意味する。表面近傍のＣｒ／Ｆｅが大きすぎても小さすぎても、良好な耐食性が得られない。そのため、表面近傍のＣｒ／Ｆｅは、０．１〜０．５とする。表面近傍のＣｒ／Ｆｅの下限は、好ましくは０．２である。表面近傍のＣｒ／Ｆｅの上限は、好ましくは０．４である。
【００５８】
式（２）のＣｒ／Ｎは、ＣｒＮとＣｒ２Ｎとの比を示す指標である。表面近傍に存在するＣｒ２Ｎが多いほど、Ｃｒ／Ｎは大きくなる。ＣｒＮが耐食性に優れるのに対し、Ｃｒ２Ｎは耐食性が劣るため、Ｃｒ２Ｎは少ない方が好ましい。そのため、表面近傍のＣｒ／Ｎは、１．８以下とする。表面近傍のＣｒ／Ｎは、好ましくは１．５以下である。
【００５９】
［Ｎ含有量の板厚方向の分布］
本実施形態によるステンレス鋼板は、表面から深さ方向のグロー放電発光分光分析によって得られるＮ含有量プロファイルにおいて、ステンレス鋼板の厚みをｔとして、深さ３／８ｔ〜５／８ｔの範囲の最大偏値ＣＮｐと、深さ１／８ｔ〜３／８ｔの範囲の平均値ＣＮａとが、下記の式（３）を満たす。
０．８≦ＣＮｐ／ＣＮａ≦１．６      （３）
ここで、最大偏値ＣＮｐとは、深さ３／８ｔ〜５／８ｔの範囲の最大値ＣＮｐ１と、同じ範囲の最小値ＣＮｐ２のうち、ＣＮａとの差が大きい方の値を取る。すなわち、｜ＣＮｐ１−ＣＮａ｜−｜ＣＮａ−ＣＮｐ２｜が正ならばＣＮｐ＝ＣＮｐ１となり、負ならばＣＮｐ＝ＣＮｐ２となる。
【００６０】
本実施形態によるステンレス鋼板は、厚さが３０〜１１０μｍと薄く、かつＮ含有量が０．６〜２．０％と高い。このようなステンレス鋼板において、良好なプレス加工性を得るためには、Ｎ含有量の板厚方向の分布を平坦にする必要がある。特に、板厚方向の中心付近（１／２ｔ付近）のＮ含有量を、１／４ｔ付近のＮ含有量と同程度にすることが望ましい。
【００６１】
Ｎ含有量の板厚方向の分布を平坦にすることによって良好なプレス加工性が得られるメカニズムは必ずしも明らかではないが、以下のように推測される。板厚中心のＮ含有量が他の部分よりも多すぎる場合には、板厚中心に窒化物が生成しているか、窒化物が生成するギリギリの高濃度の組織となっているため加工時に窒化物を形成し、それらの窒化物が加工性に悪影響を与えている可能性がある。板厚中心のＮ含有量が他の部分よりも少なすぎる場合には、オーステナイトに変態しきれていないフェライトが残存するか、オーステナイトに変態していても、オーステナイトを保持するのにギリギリの濃度で、加工時にフェライトやマルテンサイトを生じ、これらのフェライトやマルテンサイトが加工性に悪影響を与えている可能性がある。また、窒素吸収ステンレス鋼はＮ含有量によって強度が左右されるため、Ｎ含有量の厚み方向の分布に変化が大きいと、厚み方向の強度分布に変化が大きいことになり、変形時に応力集中が起こって加工性が悪くなっている可能性もある。
【００６２】
ＣＮｐ／ＣＮａは、Ｎ含有量の板厚方向の分布の指標である。この値が１に近いほど、分布がより平坦であることを示す。本実施形態によるステンレス鋼板のＣＮｐ／ＣＮａは、０．８〜１．６とする。ＣＮｐ／ＣＮａの下限は、好ましくは０．８５であり、さらに好ましくは０．９である。ＣＮｐ／ＣＮａの上限は、好ましくは１．５であり、さらに好ましくは１．４である。
【００６３】
ＣＮｐ、その元となるＣＮｐ１、ＣＮｐ２、及びＣＮａは、以下の方法で測定、算出することができる。算出の基となるデータは表面近傍のＣｒ、Ｆｅ、Ｎ含有量の分布を測定する方法と同じであり、ＧＤ−ＯＥＳを用いる。深さ換算したときに０．０１μｍ以下の深さ間隔に１点測定データが得られるような測定間隔で、スパッタしながら測定する。表面から板厚ｔの半分を超え、５／８ｔまでを測定する。得られた生データを含有量データ（単位は原子％）に変換した後、０．０５〜０．１μｍに１点のデータとなるように平均をとる。これらのデータにより、深さ３／８ｔ〜５／８ｔの範囲のＮ含有量の最大値をＣＮｐ１とし、最小値をＣＮｐ２、深さ１／８ｔ〜３／８ｔの範囲のＮ含有量の平均値をＣＮａとする。深さ範囲の精度は、データの精度により、０．１μｍ程度は許容される。最大偏値ＣＮｐは、ＣＮｐ１とＣＮｐ２のうち、ＣＮａとの差が大きい方の値を取る。すなわち、｜ＣＮｐ１−ＣＮａ｜−｜ＣＮａ−ＣＮｐ２｜が正ならばＣＮｐ＝ＣＮｐ１となり、負ならばＣＮｐ＝ＣＮｐ２となる。ここで｜ｘ｜の｜は挟む内側の式の絶対値を示す記号であり、｜ｘ｜はｘの絶対値を示す。
【００６４】
［機械的特性］
本実施形態によるステンレス鋼板は、良好なプレス加工性を有する。本実施形態によるステンレス鋼板は、好ましくは、引張試験による伸び（破断伸び）が１５％以上であり、より好ましくは２０％以上である。ここで、引張試験は、ＡＳＴＭ  Ａ３７０に準拠し、１×１０−３／秒の歪速度で行う引張試験をいう。
【００６５】
［導電性の炭素質材を含む導電層］
本実施形態によるステンレス鋼板は、少なくとも一方の面に、導電性の炭素質材を含む導電層を備えることができる。これにより、ガス拡散層との接触抵抗がより低くなる。
【００６６】
導電性の炭素質材は、黒鉛（グラファイト）、並びにアセチレンブラック及びケッチェンブラック等のカーボンブラック等が挙げられる。ケッチェンブラックとしては、例えば、ライオン株式会社製ケッチェンブラックＥＣ、ケッチェンブラックＥＣ６００ＪＤ、カーボンＥＣＰ、カーボンＥＣＰ６００ＪＤ等の市販品を使用することができる。アセチレンブラックとしては電気化学工業社製デンカブラック（登録商標）が挙げられる。
【００６７】
導電層が黒鉛を含むことは、例えば、導電層のラマンスペクトルが黒鉛のピークを示すことにより確認できる。具体的には、導電層についてラマン分光法によって、Ｄバンド及びＧバンドのピークが得られ、かつＧバンドの半価幅が１００ｃｍ−１以下である場合に、導電層は黒鉛を十分に含むと判断することができる。Ｇバンドの半価幅が１００ｃｍ−１を超える場合には、導電層は黒鉛を十分位含まないと判断することができる。
【００６８】
導電層は、マトリックス樹脂中に炭素質材を分散して有する炭素−樹脂複合層であってもよい。
【００６９】
炭素−樹脂複合層は、炭素質材と熱可塑性樹脂又は熱硬化性樹脂からなるマトリックス樹脂とを含む。炭素−樹脂複合層は、炭素質材（Ｃ）とマトリックス樹脂（Ｒ）との体積比（Ｃ／Ｒ）が、６／４〜９／１であることが好ましい。体積比（Ｃ／Ｒ）が６／４よりも小さいと導電性が低下する場合があり、９／１よりも大きいと柔軟性、可撓性及び耐食性に劣る場合がある。
【００７０】
炭素−樹脂複合層の厚さは、好ましくは０．０２〜５．０ｍｍである。厚さが０．０２ｍｍよりも薄いと、炭素−樹脂複合層の僅かなクラックから腐食が始まる場合があり、５．０ｍｍよいも厚いと可撓性に悪影響を及ぼす場合がある。炭素−樹脂複合層の厚さは、より好ましくは０．０５〜２．０ｍｍである。
【００７１】
炭素−樹脂複合層を形成する炭素質材は、これに限定されないが、天然黒鉛、人造黒鉛、膨張黒鉛、膨張化黒鉛、鱗片状黒鉛、及び球状黒鉛等の粉末の１種又は２種以上の混合物を用いることができる。可撓性及び導電性の観点から、膨張黒鉛又は膨張化黒鉛の粉末を含むことが好ましい。
【００７２】
炭素−樹脂複合層を形成するマトリックス樹脂は、熱可塑性樹脂であってもよく、熱硬化性樹脂であってもよい。
【００７３】
熱可塑性樹脂としては、これに限定されないが、ポリプロピレン樹脂（ＰＰ）、ポリエチレン樹脂（ＰＥ）、ポリアミド樹脂（ＰＡ）、ポリフェニレンスルフィド樹脂（ＰＰＳ）、ポリメチルペンテン樹脂（ＰＭＰ）、ポリエーテルエーテルケトン樹脂（ＰＥＥＫ）、ポリフェニレンエーテル樹脂（ＰＰＥ）、液晶ポリマー樹脂（ＬＣＰ）、ポリアミドイミド樹脂（ＰＡＩ）、ポリスルホン樹脂（ＰＳＵ）、ポリエチレンテレフタレート樹脂（ＰＥＴ）及びポリブチレンテレフタレート樹脂（ＰＢＴ）の１種又は２種以上の混合物を用いることができる。
【００７４】
ＰＰ、ＰＥ、ＰＭＰ等のポリオレフィン樹脂については、当該ポリオレフィン樹脂の一部又は全部が不飽和カルボン酸又はその誘導体によってグラフト変性された変性ポリオレフィン樹脂を使用することが好ましい。このような変性ポリオレフィン樹脂を使用することにより、可撓性の向上や、ステンレス鋼板との密着性の向上が期待でき、それによって接触抵抗の低下も期待できる。
【００７５】
熱硬化性樹脂としては、これに限定されないが、フェノール樹脂及びエポキシ樹脂の１種又は２種の混合物を用いることができる。
【００７６】
［接着剤層］
本実施形態によるステンレス鋼板は、ステンレス鋼板の表面と導電層との間に、接着剤層をさらに備えていてもよい。
【００７７】
接着剤層を形成する接着剤組成物は、これに限定されないが、接着性ポリオレフィン樹脂を含む接着剤組成物（例えば、三井化学株式会社製アドマー（商品名））、不飽和カルボン酸によりグラフト変性された変性ポリオレフィン樹脂を含む接着剤組成物（例えば、三井化学株式会社製ユニストール（商品名））、ハロゲンによりグラフト変性された変性ポリオレフィン樹脂を含む接着剤組成物（例えば、東洋紡株式会社製トーヨータック（商品名））、フェノール樹脂接着剤組成物（例えば、リグナイト株式会社製ＡＨ−１１４８（商品名））、エポキシ樹脂接着剤組成物（例えば、新日鉄住金化学株式会社製ＹＳＬＶ−８０ＸＹ（商品名））を使用することができる。接着剤組成物は、ポリオレフィン樹脂の一部又は全部が不飽和カルボン酸又はその誘導体によってグラフト変性された変性ポリオレフィン樹脂を含むもの（例えば、特開２００５−１４６１７８号公報を参照）が好ましい。
【００７８】
接着剤層の厚さは、好ましくは０．１〜１０μｍである。接着剤層の厚さが０．１μｍ未満であると、接着強度が不足する場合がある。接着剤層の厚さが１０μｍを超えると、導電性が不足する場合がある。
【００７９】
［ステンレス鋼板の製造方法］
図１は、本発明の一実施形態によるステンレス鋼板の製造方法を示すフロー図である。この製造方法は、スラブを準備する工程（ステップＳ１）と、スラブを熱間圧延及び冷間圧延することによって、厚み３０〜１１０μｍの圧延鋼板を得る工程（ステップＳ２）と、圧延鋼板を窒素を含むガス雰囲気下で焼鈍して冷却する工程（ステップＳ３）と、非酸化性酸を含む溶液で酸洗する酸洗工程（ステップＳ４）とを備えている。以下、各工程を詳述する。
【００８０】
［スラブ準備工程］
化学組成が、質量％で、Ｃｒ：２０〜２６％、Ｎ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｃ：０．０４０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｃａ：５０ｐｐｍ未満、ｓｏｌ．Ａｌ：３００ｐｐｍ未満、残部：Ｆｅ及び不純物であるスラブを準備する（ステップＳ１）。
【００８１】
このスラブの化学組成は、Ｎ含有量を除き、上述したステンレス鋼板の化学組成と同じである。スラブのＮ含有量を０．１％以下とするのは、Ｎ含有量が０．１％を超えると、変形抵抗が高くなり、圧延によって鋼板にすることが困難になるためである。スラブのＮ含有量の上限は、好ましくは０．０５％である。
【００８２】
スラブを準備する工程は、これに限定されないが、例えば以下のようにすることができる。
【００８３】
原料を溶解する。原料としては、ステンレス鋼製造用のフェロクロム及びフェロシリコン、鋳鉄、並びにフェライト系ステンレス鋼のスクラップ等を用いることができる。溶解は、主に電気炉で行う。実験室レベルでは、真空誘導加熱炉で行うこともできる。炭素量、ガス成分、金属介在物を低減するために精錬を行う。精錬は、ＡＯＤ（Argon-Oxygen-Decarburization）法、ＶＯＤ（Vacuum-Oxygen-Decarburization）法、Ｖ−ＡＯＤ法等が適用可能である。その後、連続鋳造装置やケースへの鋳込みにより、圧延に適した形状のスラブにする。スラブの化学組成は、原料の配合や、精錬の条件によって調整することができる。
【００８４】
［圧延工程］
スラブを熱間圧延及び冷間圧延することによって、厚み３０〜１１０μｍの圧延鋼板を得る（ステップＳ２）。熱間圧延及び冷間圧延はそれぞれ繰り返し行ってもよく、必要に応じて焼鈍等の中間熱処理や、酸洗を行ってもよい。また、熱間圧延及び冷間圧延に加えて、必要に応じて熱間鍛造や切削加工をさらに行ってもよい。
【００８５】
圧延工程は、これに限定されないが、例えば以下のようにすることができる。
【００８６】
タンデムミルやステッケルミルによって熱間圧延してスラブを熱間コイルにする。この熱間コイルを焼鈍・酸洗する。さらに多段ロール冷間圧延機によって冷間圧延して、厚さ３０〜１１０μｍの圧延鋼板にする。
【００８７】
なお、焼鈍工程（ステップＳ３）の直前の冷間圧延の圧延率、より具体的には、冷間圧延工程中の最後の中間焼鈍から最終の冷間圧延後の板厚までの圧延率（冷間圧延工程中に中間焼鈍がない場合は、熱間圧延後から最終の冷間圧延後の板厚までの圧延率。以下「熱処理後冷延率」という。）によって、焼鈍工程（ステップＳ３）での窒素吸収のされやすさが異なる。具体的には、熱処理後冷延率が高い程、窒素が吸収されにくい（焼鈍後のＮ含有量が低くなりやすい）傾向がある。また、熱処理後冷延率が高い程、Ｎ含有量の分布が均一になる傾向がある。そのため、熱処理後冷延率は９５％以上にすることが好ましく、９７％以上にすることがさらに好ましい。ここで、圧延率は、（（元厚）−（仕上厚））÷（元厚）（％表示の場合は×１００）である。
【００８８】
例えば、熱間圧延により板厚５ｍｍの鋼板を製造し、これを研削して板厚４ｍｍとし、これを中間焼鈍せずに板厚０．０８ｍｍまで冷間圧延する場合、熱処理後冷延率は（４−０．０８）÷４（×１００）で９８％となる。また、同様に板厚４ｍｍまで研削した材料を冷間圧延するときに、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延した後に中間焼鈍を施し、続いて板厚０．０８ｍｍまで冷間圧延した場合、熱処理後冷延率は（０．５−０．０８）÷０．５（×１００）で８４％となる。
【００８９】
［焼鈍工程］
圧延鋼板を、窒素を含むガス雰囲気下で焼鈍して冷却する（ステップＳ３）。この工程によって、鋼板の表面から窒素を吸収させて、鋼板の組織をオーステナイト相化する。
【００９０】
処理ガス全圧に対する窒素の分圧の比は、好ましくは０．４〜０．８である。全圧に対する窒素の分圧の比が０．４未満では、表面から十分に窒素が供給されず、鋼板の厚みが厚い場合に厚み全体にわたってγ相分率を８０体積％以上にすることが困難になる。一方、処理ガス全圧に対する窒素の分圧の比が０．８よりも高いと、表面にＣｒ窒化物が過剰に生成し、加工時割れ発生の起点となる可能性がある。窒素と混合するガスは、鋼板を酸化させないために水素を用いるのが好ましい。水素に代えて、あるいは水素に加えて、アルゴンを用いてもよい。
【００９１】
焼鈍の温度は、好ましくは９５０〜１２００℃である。焼鈍の温度が９５０℃未満では、平衡状態でオーステナイト相のみならずＣｒ２Ｎ相が存在するため、γ相分率を８０体積％以上にできない可能性がある。一方、焼鈍の温度が１２００℃を超えると、特にＳｉを含有する場合、粒界近傍で液相が発生し、溶融して脆化が生じる可能性がある。焼鈍の温度は、Ｃｒ含有量によって異なるが、１０５０〜１１５０℃がより好ましい。
【００９２】
適切な焼鈍の保持時間ＨｏＴは、鋼板の厚みｔに依存する。板厚が３０〜１１０μｍと薄い鋼板において、板厚方向のＮ含有量の分布が上述した式（３）を満たすようにするためには、保持時間を厳密に管理する必要がある。保持時間が短すぎる場合には、厚み全体にわたってγ相分率を８０体積％以上にすることができない。一方、保持時間が長すぎる場合には、γ粒が粗大化するとともに、表面にＣｒ窒化物が過剰に析出する可能性があり、板厚中心でＮ含有量の過剰ピークが生じ、加工性が低下する。
【００９３】
板厚方向のＮ含有量の分布が上述した式（３）を満たすようにするためには、焼鈍の保持時間ＨｏＴが、下記の式（４）を満たす必要がある。
ｔ２／３１≦ＨｏＴ≦ｔ２／１５      （４）
ここで、ｔには、ステンレス鋼板の厚みがμｍで代入される。ＨｏＴの単位は秒である。
【００９４】
焼鈍の保持時間ＨｏＴの下限は、好ましくはｔ２／２８である。焼鈍の保持時間ＨｏＴの上限は、好ましくはｔ２／１９である。
【００９５】
焼鈍した鋼板を冷却する。焼鈍後の鋼板は、速やかに冷却することが好ましい。焼鈍後の鋼板を徐冷すると、中間の温度域で窒化物が過剰に析出する可能性がある。ただし、本実施形態の鋼板は厚みが３０〜１１０μｍであり、放熱面積に対する熱容量が小さいため、炉外で放冷すれば十分速やかに冷却される。水冷等をすると、急冷歪によって変形するため好ましくない。
【００９６】
焼鈍工程は、例えば、鋼板を連続光輝焼鈍ラインと呼ばれる焼鈍ラインに通すことで実施することができる。
【００９７】
この焼鈍工程によって、γ相分率が８０体積％以上である鋼板が得られる。焼鈍工程後の鋼板は、Ｎ含有量が０．６〜２．０質量％であり、γ相分率が８０体積％以上であり、γ粒径が、ステンレス鋼板の厚みの２分の１以下となるように調整される。
【００９８】
焼鈍工程後の鋼板のＮ含有量は、スラブのＮ含有量、焼鈍の条件によって調整することができる。具体的には、スラブのＮ含有量を高くする、焼鈍の際の窒素分圧を高くする、焼鈍の温度を高くする、又は焼鈍の保持時間を長くすることによって、焼鈍工程後の鋼板のＮ含有量を高くすることができる。
【００９９】
γ粒径は、焼鈍の条件によって調整することができる。具体的には、焼鈍の温度を低くする、又は保持時間を短くすれば、γ粒径を小さくすることができる。
【０１００】
焼鈍工程では、鋼板の表裏の面から同時に窒素吸収によるオーステナイト相化が進行する。表裏面から成長したγ粒が衝突することで、一旦粒成長が止まる。この時点のγ粒径は板厚のほぼ２分の１である。
【０１０１】
［酸洗工程］
焼鈍工程後の鋼板を、非酸化性酸を含む溶液で酸洗する（ステップＳ４）。酸洗には、鋼板の表面を酸化させないため、非酸化性の酸を使用する。使用できる酸は例えば、（１）フッ化水素酸、（２）硫酸、（３）塩酸、及びこれらの酸の混酸である。
【０１０２】
（１）フッ化水素酸
フッ化水素酸の濃度は、好ましくは１〜５質量％である。処理温度は、好ましくは３５〜７５℃である。３５℃未満では、処理が長時間になる可能性がある。また、夏季は酸洗時発熱による昇温を制御しきれず、外気温に左右されて安定な処理ができない可能性がある。一方、７５℃よりも高くすると、処理液から腐食性のヒュームが発生する場合がある。処理温度は、より好ましくは４０〜５５℃である。処理時間は、好ましくは２〜１０分である。
【０１０３】
（２）硫酸
硫酸の濃度は、好ましくは１０〜４０質量％である。処理温度は、好ましくは３５〜７５℃である。３５℃未満では、処理が長時間になる可能性がある。また、夏季は酸洗時発熱による昇温を制御しきれず、外気温に左右されて安定な処理ができない可能性がある。一方、７５℃よりも高くすると、処理液から有害なＳＯｘガスが発生する場合がある。濃度は、より好ましくは、１５〜３０質量％である。処理温度は、より好ましくは５０〜６０℃である。処理時間は、好ましくは２〜１０分である。
【０１０４】
（３）塩酸
塩酸の濃度は、好ましくは４〜１５質量％である。処理温度は、好ましくは３５〜７５℃である。３５℃未満では処理が長時間になる可能性がある。また、夏季は酸洗時発熱による昇温を制御しきれず、外気温に左右されて安定な処理ができない可能性がある。一方、７５℃よりも高くすると、処理液から腐食性のヒュームが発生する場合がある。濃度は、より好ましくは、４〜１２質量％である。処理温度は、より好ましくは４０〜５５℃である。処理時間は、好ましくは２〜１５分である。
【０１０５】
以上、本発明の一実施形態によるステンレス鋼板の製造方法を説明した。本実施形態では、Ｆｅ−Ｃｒ系ステンレス鋼を鋼板にした後、窒素を吸収させて組織をオーステナイト相化する。これによって、Ｍｏ等の高価な原料を用いなくても、ステンレス鋼板の耐食性を向上させることができる。また、γ相分率を８０体積％以上にし、さらに板厚方向のＮ含有量分布を均一にすることで、良好なプレス加工性を確保することができる。
【０１０６】
本実施形態では、スラブのＮ含有量が０．１％以下であるので、比較的容易に圧延鋼板を得ることができる。また、厚みが３０〜１１０μｍの鋼板にしてから窒素を吸収させるため、比較的短時間でオーステナイト相化することができる。
【０１０７】
本実施形態によればさらに、焼鈍工程後の鋼板を非酸化性の酸を含む溶液で酸洗することによって、導電性と耐食性とを兼ね備えたＣｒ窒化物層を表面に形成することができる。
【０１０８】
本実施形態では、組織の８０体積％以上がオーステナイト相であるが、最表面はＮ吸収の入り口であるので、Ｎ含有量が高く、Ｃｒ２ＮやＣｒＮが生成している。これらはラメラ状に析出し、地鉄よりも耐食性が高いため、酸洗により段丘状に露出する。
【０１０９】
表１に、ＣｒＮ、Ｃｒ２Ｎ、その他の物質の物性を示す。表１に示すように、Ｃｒ２Ｎ及びＣｒＮは、Ｃｒ２Ｏ３と比較して電気抵抗が圧倒的に小さい。また、最表面に存在するＣｒＮは、過不動態腐食に対して耐食的とされており、過不動態腐食の低減にも寄与する。
【０１１０】
【表１】
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【０１１１】
このようなＣｒ窒化物層を備えることによって、導電性と耐食性とを兼ね備えたステンレス鋼板が得られる。このようなＣｒ窒化物の形態は、加圧窒素雰囲気で鋳造を行って得られる材料では実現できないものである。
【０１１２】
式（１）及び式（２）におけるＣｒ／Ｆｅ及びＣｒ／Ｎは、このＣｒ窒化物層の形態の指標でもある。すなわち、Ｃｒ窒化物（Ｃｒ２Ｎ及びＣｒＮ）の量が多いほど、表面がＣｒリッチになり、表面近傍のＣｒ／Ｆｅの値が大きくなる。また、ＣｒＮに対するＣｒ２Ｎの量が少なくなるほど、Ｃｒ／Ｎの値が小さくなる。
【０１１３】
したがって、スラブのＮ含有量を高くする、焼鈍の際の窒素分圧を高くする、焼鈍の温度を高くする、又は焼鈍の保持時間を長くする等によって、Ｃｒ／Ｆｅの値を大きくすることができる。また例えば、酸洗の処理温度を高くする、酸洗の処理時間を長くする等によって、Ｃｒ／Ｎの値を小さくすることができる。
【０１１４】
［導電層の形成］
ステンレス鋼板に導電性の炭素質材を有する導電層を形成する場合は、以下の方法を用いることができる。
【０１１５】
塊状（ブロック状等）の導電性炭素質材を、ステンレス鋼板表面のＣｒ窒化物皮膜に対して摺動させる。導電性炭素質材は、黒鉛であることが好ましい。黒鉛は、炭素原子からなる六員環の面間の結合が弱い。このため、黒鉛をＣｒ窒化物皮膜に対して摺動させると、黒鉛は鱗状の粒子となってＣｒ窒化物皮膜の表面にほぼ平行に配向する。これによって、Ｃｒ窒化物皮膜の表面を黒鉛で効率的に覆うことができる。
【０１１６】
導電層として、マトリックス樹脂中に炭素質材を分散させた炭素−樹脂複合層を形成する場合は、以下の方法を用いることができる。
【０１１７】
炭素質材とマトリックス樹脂とを含む混合物を直接ステンレス鋼板の表面にホットプレスする。あるいは、炭素質材とマトリックス樹脂とを溶剤中に分散させたスラリーを、ドクターブレード等を用いてステンレス鋼板の表面に塗布し、乾燥後にホットプレスしてもよい。
【０１１８】
炭素−樹脂複合層を形成する場合、炭素質材の粉末とマトリクス樹脂の粉末とを含む粉末混合物をホットプレスして予め炭素−樹脂複合層を形成しておき、得られた炭素−樹脂複合層をステンレス鋼板の表面にホットプレスで積層させる方法が特に好ましい。この積層工程に先駆けて、ステンレス鋼板の表面した接着剤組成物を塗布してもよい。この場合、ステンレス鋼板と炭素−樹脂複合層とは、接着剤層を介して積層される。
【０１１９】
［燃料電池用セパレータ］
本発明の一実施形態による燃料電池用セパレータは、本実施形態によるステンレス鋼板を備える。本実施形態による燃料電池用セパレータは、より具体的には、本実施形態によるステンレス鋼板に、流路として機能する凹凸等が形成されたものである。本実施形態による燃料電池用セパレータは、本実施形態によるステンレス鋼板をプレス加工して製造することができる。
【０１２０】
［燃料電池セル及び燃料電池スタック］
本発明の一実施形態による燃料電池セルは、本実施形態による燃料電池用セパレータを備える。本発明の一実施形態による燃料電池スタックは、本実施形態による燃料電池セルを複数備える。
【０１２１】
図２は、固体高分子形燃料電池セルの一例であるセル１０の構成を示す分解斜視図である。図３は、複数のセル１０の集合体（スタック）である固体高分子形燃料電池１の斜視図である。図２のセル１０、及び図３の固体高分子形燃料電池１は、いずれも例示であり、本実施形態による燃料電池セル及び燃料電池スタックの構成は、これらに限定されない。
【０１２２】
セル１０は、図２に示すように、固体高分子電解質膜２の一面にアノード（アノード側ガス拡散電極層又は燃料電極膜）３が、他面にはカソード（カソード側ガス拡散電極層又は酸化剤電極膜）４がそれぞれ積層され、その積層体の両面にセパレータ５ａ、５ｂが重ねられた構造になっている。
【０１２３】
なお、本実施形態による燃料電池用セパレータには、冷却水の流路を有するセパレータ（水セパレータ）であってもよい。本実施形態による燃料電池スタックは、セルとセルとの間、又は数個のセルごとに水セパレータを配置した水冷型の燃料電池であってもよい。
【０１２４】
固体高分子電解質膜２としては、水素イオン交換基を有するフッ素系プロトン伝導膜を用いることができる。アノード３及びカソード４には、粒子状の白金触媒と黒鉛粉、及び必要に応じて水素イオン交換基を有するフッ素樹脂からなる触媒層が設けられている場合もある。この場合には、燃料ガス又は酸化性ガスとこの触媒層とが接触して反応が促進される。
【０１２５】
セパレータ５ａには、流路６ａが設けられている。流路６ａには、燃料ガス（水素又は水素含有ガス）Ａが流されてアノード３に水素が供給される。セパレータ５ｂには、流路６ｂが設けられている。流路６ｂには、空気等の酸化性ガスＢが流され、カソード４に酸素が供給される。こうして供給された水素及び酸素により電気化学反応が生じて直流電力が発生する。
【実施例】
【０１２６】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明は、これらの実施例に限定されない。
【０１２７】
［実施例１］（導電層なし）
［圧延鋼板の製造］
表２に示す８種の化学組成の鋼を、高周波誘導加熱方式の３０ｋｇ真空溶融炉で溶解し、直径Φ１２５〜１１５ｍｍ、高さが３２０ｍｍの略円錐台形状の鋳造インゴットを製造した。
【０１２８】
【表２】
2020111806.tif 000004
【０１２９】
これらの鋳造インゴットを、円錐台形状の側面の表面黒皮をグラインダーにより研削した。研削後、表３に示す製造条件にしたがって、熱間鍛造、切削、熱間圧延、研削（黒皮ムキ）及び冷間圧延を実施して、表６に示す厚みｔ１（３０〜１１０μｍ）の圧延鋼板を製造した。冷間圧延中、中間焼鈍は実施しなかった。いずれの材料も、冷間圧延でエッジ割れが生じず、良好な生産性を示した。
【０１３０】
【表３】
2020111806.tif 000005
【０１３１】
［焼鈍処理］
各圧延鋼板から幅７０ｍｍ×長さ２００ｍｍの素材を切り出し、連続焼鈍シミュレータ装置によって、光輝焼鈍処理を施すとともに固相状態での窒素吸収処理（以下「焼鈍処理」という。）を実施した。
【０１３２】
焼鈍処理は、表４に示す分圧比のガスを使用した。なお、全圧は１ａｔｍとした。
【０１３３】
【表４】
2020111806.tif 000006
【０１３４】
焼鈍処理のヒートパターンは、材料の厚みによって選択したので、後掲の表６に示す。表６の「保持温度」欄に記載の温度で「保持時間」欄に記載の時間保持した後、急冷する熱処理を行った。冷却速度は５００℃までの平均冷却速度で８〜１０℃／秒とした。
【０１３５】
［酸洗処理］
焼鈍後の素材を、表５に示す条件で酸洗した。
【０１３６】
【表５】
2020111806.tif 000007
【０１３７】
材料１〜８（表２及び表３を参照）の圧延鋼板に対して、表６に示す条件で焼鈍処理及び酸洗処理を実施し、ステンレス鋼板を製造した。
【０１３８】
【表６】
2020111806.tif 000008
【０１３９】
［組織等の調査］
各ステンレス鋼板の板厚中央部分から試料を採取し、Ｎ含有量を測定した。
【０１４０】
各ステンレス鋼板の断面顕微鏡写真から、実施形態で説明した方法によってγ粒径を測定した。
【０１４１】
各ステンレス鋼板の表面から、ＧＤ−ＯＥＳによって、スパッタ深さ０〜０．０５μｍの範囲のＣｒ、Ｆｅ、及びＮ含有量の分布、及びスパッタ深さ０〜５／８ｔまでの範囲のＮ含有量の分布を測定した。測定には、堀場製作所製、マーカス型高周波グロー放電発光分析装置（ＧＤ−Ｐｒｏｆｉｌｅｒ２）を用いた。
【０１４２】
各ステンレス鋼板の表面をＳＥＭで観察し、表面形態を調査した。
【０１４３】
各ステンレス鋼板の組織を、後述するＸ線回折法により求めた。
【０１４４】
これらの調査結果を表７に示す。
【０１４５】
【表７】
2020111806.tif 000009
【０１４６】
表７の「γ粒径」の欄には、各ステンレス鋼のオーステナイト結晶粒の平均粒径が記載されている。オーステナイト相とならなかった番号２８は、測定できないので「−」とした。
【０１４７】
表７の「ＧＤ−ＯＥＳ」の欄には、スパッタ深さ０〜０．０５μｍにおけるＣｒ／Ｆｅの範囲、Ｃｒ／Ｎの範囲、及び、スパッタ深さ１／８ｔ〜５／８ｔまでのデータから計算したＣＮｐ／ＣＮａが記載されている。
【０１４８】
表７の「Ｘ線回折」の欄には、θ−２θ法によるＸ線回折によって同定・計算されたγ相分率（γ％）が記載されている。
【０１４９】
Ｘ線回折測定は、表面と、ｔ／２まで研削、研磨した面とで測定し、γ相分率の計算については、それぞれの面からのγ相分率を計算して平均した。γ相分率は便宜上、「γ」、「α’あるいはα」及び「Ｃｒ２Ｎ」のそれぞれの、他の相とは独立して分離しやすく、比較的強度の高い２本ずつの回折線を選択して計算した。選択した回折線を表７に示す。各相は窒素吸収により標準物質の回折角から若干ずれるので、表８に示す角度範囲にピークのある回折線について計算に用いた。具体的には、それぞれの回折線強度について、バックグランドを差し引いた強度を各回折線の計算強度比で除した値を計算し、各相について合計した値を各相の強度とした。各相の強度の合計に対する、γ相の強度の比率をγ相分率とした。なお、ＣｒＮ相は薄膜法ではないθ−２θ法の測定では非常に微弱となるため、この計算では除外した。
【０１５０】
【表８】
2020111806.tif 000010
【０１５１】
各相の強度を求める方法を式で書くと、下記のようになる。
【０１５２】
【数１】
2020111806.tif 000011
Imeask：k番目の選択回折線の測定強度（バックグランド含む）
BGk：k番目の選択回折線のバックグランド強度
Icalck：ｋ番目の選択回折線の計算強度比
γ相分率は、
γ相分率＝[γ相強度]／（[γ相強度]＋[α’あるいはα相強度]＋[Ｃｒ２Ｎ相強度]）
【０１５３】
［伸びの測定］
各ステンレス鋼板から、原厚、長さ１００ｍｍのＡＳＴＭハーフサイズ試験片を切り出した。ＡＳＴＭ  Ａ３７０に準拠して、１×１０−３／秒の歪速度で引張試験を実施し、耐力、引張強度、伸び（破断時伸び）を測定した。伸びが１５％以上であれば、プレス加工性が良好と評価した。
【０１５４】
［接触抵抗の測定］
ステンレス鋼板の製造直後の抵抗値と、電池環境を模擬した耐久試験後の抵抗値とを測定した。耐久試験は具体的には、ステンレス鋼板を９０℃、ｐＨ２のＨ２ＳＯ４に９６時間浸漬させて行い、その後、十分に水洗し乾燥させた。ステンレス鋼板の耐食性が良好でない場合、表面の不動態皮膜が発達することによって接触抵抗が上昇する。耐久試験の前後で、接触抵抗が１０ｍΩ・ｃｍ２以下であれば、低接触抵抗と評価した。
【０１５５】
接触抵抗の測定は、鈴木順、外３名、「貴金属元素含有チタン合金の酸洗後熱処理による接触抵抗の低減」、日本チタン協会機関誌「チタン」Ｖｏｌ．５４（２００６）、Ｎｏ．４、ｐ．２５９で報告されている方法に準じて行った。具体的には、図４に模式的に示す装置を用いて実施した。ステンレス鋼板１１を、ガス拡散層に使用される面積１ｃｍ２のカーボンペーパー１２（東レ株式会社製、ＴＧＰ−Ｈ−９０）で挟持し、これをさらに金めっきした電極１３で挟持した。電極１３の両端に１０ｋｇｆ／ｃｍ２の荷重を加えながら電極間に一定の電流を流し、カーボンペーパー１２とステンレス鋼板１１との間の電圧降下を測定した。この結果に基づいて接触抵抗を求めた。なお、得られた接触抵抗の値は挟持した両面の接触抵抗を合算した値（貫通抵抗）となるため、これを２で除してガス拡散層片面あたりの接触抵抗とした。電流及び電圧降下の測定には、デジタルマルチメータ（株式会社東陽テクニカ製  ＫＥＩＴＨＬＥＹ  ２００１）を使用した。
【０１５６】
［孔食電位の測定］
孔食電位の測定は、ＪＩＳ  Ｇ０５７７に準拠して行った。試験浴液は３．５％ＮａＣｌ水溶液とした。脱気した試験浴液中にステンレス鋼板を完全に浸し、１０分間放置後、自然電位から電位掃引速度２０ｍＶ／分の動電位法で、アノード分極させた。電流密度１００μＡｃｍ−２に対応する電位を孔食電位とした。孔食電位が０．７５Ｖ  ｖｓ  ＳＣＥよりも高ければ、耐孔食性に優れると評価した。
【０１５７】
［耐過不動態腐食性の評価］
耐過不動態腐食性の評価は、電池環境を模擬した８０℃、ｐＨ３のＨ２ＳＯ４溶液にステンレス鋼板を浸漬し、Ａｒガスを吹き込み脱気状態にして、自然電位状態に１０分間保持後、２０ｍＶ／分の掃引速度で、自然電位から１．４Ｖ  ｖｓ  ＳＨＥまでアノード分極を行った。ステンレス鋼板では、約０．９Ｖ  ｖｓ  ＳＨＥから過不動態腐食による電流密度増加が観察される。過不動態域に入ったと考えられる０．９Ｖ以上での最大電流密度を、耐過不動態腐食性の指標とした。０．９Ｖ以上での最大電流密度が１００μＡ／ｃｍ２未満であれば、耐過不動態腐食性に優れると評価した。
【０１５８】
結果を表９に示す。
【０１５９】
【表９】
2020111806.tif 000012
【０１６０】
表７及び表９に示すように、番号２〜１４、１７〜１９、２１及び２３〜２６のステンレス鋼板は、γ相分率が８０体積％以上であり、γ粒径がそれぞれの板厚の半分以下であった。これらのステンレス鋼板は、伸びが１５％以上であり、良好なプレス加工性を示した。
【０１６１】
番号２〜１４、１７〜１９、２１及び２３〜２６のステンレス鋼板はさらに、表面近傍のＣｒ／Ｆｅが０．１〜０．５の範囲であり、かつ、表面近傍のＣｒ／Ｎが１．８以下であった。これらのステンレス鋼板は、テラス状構造の表面を有していた。
【０１６２】
番号２〜１４、１７〜１９、２１及び２３〜２６のステンレス鋼板は、接触抵抗、耐孔食性、耐過不動態腐食性のいずれの評価においても優れた結果を示した。特に、焼鈍処理の条件が好適範囲であった番号２〜１４、２３、２５及び２６のステンレス鋼板では、孔食が発生しなかった。
【０１６３】
番号１のステンレス鋼板は、材料１のＣｒ含有量が低すぎたため窒素吸収量が少なく、γ相分率が８０体積％未満であった。表面はテラス状構造を有さず、酸洗時に生じた腐食孔凹部が認められた。番号１のステンレス鋼板は、伸びが低く、加工用途に適さないとともに、耐久試験後の接触抵抗及び耐食性も不芳であった。
【０１６４】
番号１５のステンレス鋼板は、材料７のＣｒ含有量が高すぎたため、伸びが低かった。
【０１６５】
番号１６のステンレス鋼板は、材料８のＳｉ含有量が高すぎたため、組織にα’相が混入し、伸びが低く、耐食性も不芳であった。
【０１６６】
番号２０のステンレス鋼板は、焼鈍時間が短すぎたため、ＣＮｐ／ＣＮａの値が小さく、Ｎ含有量の深さ方向の分布のばらつきが大きいため、伸びが低かった。
【０１６７】
番号２２のステンレス鋼板は、焼鈍時間が長すぎたため、ＣＮｐ／ＣＮａの値が大きく、Ｎ含有量の深さ方向の分布のばらつきが大きいため、伸びが低かった。
【０１６８】
番号２６のステンレス鋼板は、酸化性酸を含む溶液で酸洗されたため、表面にテラス状構造を有していなかった。接触抵抗が高く、耐食性も不芳であった。
【０１６９】
番号２８のステンレス鋼板は、焼鈍処理が施されていないため、組織がオーステナイト相にならなかった。そのため、伸びが低く、耐食性も不芳であった。
【０１７０】
番号２９のステンレス鋼板は、酸洗処理が施されていないため、表面がテラス状構造を有していなかった。表層に不動態皮膜Ｃｒ２Ｏ３が残存するため、接触抵抗が高かった。
【０１７１】
［実施例２］（導電層あり）
表６で示した番号７〜９及び１１のステンレス鋼板を用いて、酸洗処理後に下記の方法で導電層を両面に付着させた。片面あたりの導電層厚さは、表１０に示すとおりとした。
【０１７２】
［接着剤層形成工程］
接着剤層を形成するための接着剤組成物として、変性ポリオレフィン樹脂接着剤（三井化学株式会社製、ユニストール（商品名））を用いた。酸洗後のステンレス鋼板の表面に、卓上コーターを用いて塗布厚５μｍとなるように変性ポリオレフィン樹脂接着剤を塗布し、室温で１０分乾燥させ、接着剤層を形成した。裏面にも同様にして接着剤層を形成した。
【０１７３】
［導電層の形成］
導電性の炭素質材として、球状黒鉛粉末（伊藤黒鉛工業株式会社製ＳＧ―ＢＨ（商品名）、平均粒子径：２０μｍ）及び膨張黒鉛粉末（伊藤黒鉛工業株式会社製、ＥＣ１００（商品名）、平均粒子径：１６０μｍ）を使用した。マトリックス樹脂として、ポリプロピレン樹脂（ＰＰ）粉末（住友精化株式会社製、フローブレンＨＰ−８５２２（商品名））を使用した。球状黒鉛粉末を６０体積％、膨張黒鉛粉末を１０体積％、及びポリプロピレン樹脂粉末を３０体積％となるように混合して粉末混合物とした。粉末混合物０．２ｇ又は０．０６ｇを、プレス装置（東洋精機製作所製卓上ホットプレスＭＰ−ＳＣＬ）の５０×５０×２０ｍｍの容積を持つ雌型金型に均等に投入し、前プレスとしてのホットプレス（圧力：２ＭＰａ、温度：１８０℃）を行い、シート状（厚さ：５０μｍ又は１５μｍ）とした。得られたシートを、前記で準備した接着剤層付きの基材の両面に重ね、加熱温度１８０℃及び圧力５ＭＰａで押圧した（本プレス、成型時間１０分）。
【０１７４】
［各種評価］
導電層形成後のステンレス鋼板についても、上記の接触抵抗、耐久試験、孔食電位測定、過不動態電流測定を実施した。結果を表１０に示す。
【０１７５】
【表１０】
2020111806.tif 000013
【０１７６】
表１０に示すように、導電層を設けることにより、設けていない場合よりも接触抵抗が下がった。さらに、番号５４以外は、耐久試験後に耐久試験前よりも接触抵抗が下がった。孔食電位はいずれも検出されず、過不動態電流は導電層によって大幅に抑制された。
【０１７７】
番号５４のみ耐久試験後に若干接触抵抗が上昇した。また、過不動態電流も、導電層がない場合よりも抑制されたが、導電層を形成した他のサンプルと比較すると最大電流値が高かった。このことから、導電層の厚さが薄すぎると導電層の効果が低下することが分かる。
【０１７８】
表６の番号１１の材料は圧延仕上げ厚が１１０μｍと少し厚めのため、例えば、導電層を形成した後の総厚で１５０μｍ以下といった厳しい条件が課せられると、導電層を薄くする必要がある。総厚の薄い材料を求められる場合があるため、表６の番号７や番号９等のように、ステンレス鋼板の厚みはより薄い方が好ましい。
【０１７９】
以上、本発明の実施の形態を説明した。上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
【符号の説明】
【０１８０】
１  固体高分子形燃料電池
１０  セル
２  固体高分子電解質膜
３  アノード
４  カソード
５ａ，５ｂ  セパレータ
６ａ，６ｂ  流路
【図１】
2020111806.tif 000014
【図２】
2020111806.tif 000015
【図３】
2020111806.tif 000016
【図４】
2020111806.tif 000017