(57)【要約】【課題】低コストで、耐食性及び導電性に優れ、しかも、加工性に優れた燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼を提供すること。【解決手段】Ｃ≦０．０８０ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｓｉ≦３．００ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｍｎ≦１０．００ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｃｕ≦３．００ｍａｓｓ％、１５．０≦Ｎｉ≦４０．０ｍａｓｓ％、２０．０≦Ｃｒ≦３５．０ｍａｓｓ％、０．０１≦Ｍｏ≦４．００ｍａｓｓ％、及び、０．００５≦Ｎ≦０．３００ｍａｓｓ％を含み、さらに０．１≦Ｎｂ≦１．２０ｍａｓｓ％、０．１≦Ｔｉ≦１．２０ｍａｓｓ％、及び０．１≦Ｖ≦１．２０ｍａｓｓ％のいずれか１種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、その表面に第１の層及び第２の層からなる窒化物層を備え、第２の層の表面に突起状析出物を有する燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼。【選択図】図１
2010003417.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
以下の構成を備えた燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼。
（ａ）  前記燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼は、
Ｃ≦０．０８０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦３．００ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｍｎ≦１０．００ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｃｕ≦３．００ｍａｓｓ％、
１５．０≦Ｎｉ≦４０．０ｍａｓｓ％、
２０．０≦Ｃｒ≦３５．０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｍｏ≦４．００ｍａｓｓ％、及び、
０．００５≦Ｎ≦０．３００ｍａｓｓ％
を含み、さらに
０．１≦Ｎｂ≦１．２０ｍａｓｓ％、
０．１≦Ｔｉ≦１．２０ｍａｓｓ％、及び
０．１≦Ｖ≦１．２０ｍａｓｓ％
のいずれか１種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（ｂ）  前記燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼は、その表面に窒化物層を備え、
前記窒化物層は、
前記燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼からなる基材の上に連続して形成された、立方晶のＭ4Ｎ型窒化物と六方晶のＭ2-3Ｎ型窒化物とを含むナノレベルの積層結晶構造を有する第１の層と、
前記第１の層の上に連続して形成され、かつ、前記基材の表面から深さ方向に連続して形成された、六方晶のＣｒ2Ｎ、六方晶のＣｒＮ、六方晶のＭ2-3Ｎ型窒化物、及び、立方晶のＭ4Ｎ型窒化物から選ばれるいずれか１種以上を含む第２の層と
を備えている。
（ｃ）  前記窒化物層は、前記第２の層の表面に突起状析出物を有する。
【請求項２】
次の（１）式で定義するＱ値が、Ｑ≦−１１０を満たす請求項１に記載の燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼。
Ｑ＝−4.2[Ｃｒ]−13.5[Ｍｏ]−250.1[Ｎｂ]−226.1[Ｖ]−198.5[Ｔｉ]  ・・・（１）
但し、[]は、各元素のｍａｓｓ％を示す。
【請求項３】
冷間圧延後、窒化処理前に、次の（２）式で定義するＸ値以上の温度で固溶化熱処理することにより得られる請求項１又は２に記載の燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼。
Ｘ＝８３０−０．８Ｑ    ・・・（２）
但し、
Ｑ＝−4.2[Ｃｒ]−13.5[Ｍｏ]−250.1[Ｎｂ]−226.1[Ｖ]−198.5[Ｔｉ]
[]は、各元素のｍａｓｓ％を示す。
【請求項４】
前記固溶化熱処理の温度は、次の（３）式で表されるＹ値以上である請求項３に記載の燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼。
Ｙ＝９８０−０．８Ｑ    ・・・（３）
【請求項５】
Ｓ≦０．０５０ｍａｓｓ％、
Ｐ≦０．０６０ｍａｓｓ％、及び、
Ｏ≦０．０６０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項１から４までのいずれかに記載の燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項６】
円相当径で１００μｍ以上の炭窒化物を含まない請求項１から５までのいずれかに記載の燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
固体高分子型燃料電池は、固体高分子電解質膜の両面に電極が接合された膜電極接合体（ＭＥＡ）の両面を、ガス流路を備えたセパレータで挟持した単セルを基本単位とする。この単セルを積層して直列接続し、高電圧が得られるようにしたものは、セルスタックと呼ばれている。
セパレータは、各単セル間を電気的に接続する機能を有するため、電気伝導性が良いことが求められている。また、固体高分子電解質膜は、スルホン酸基を多数有する高分子からなり、湿潤状態では強酸性を示す。そのため、セパレータには、高い耐食性も求められる。従来、燃料電池用セパレータには、良好な電気伝導性と耐食性とを併せ持つカーボンを用いるのが一般的であったが、カーボンセパレータは、高価である。そのため、近年では、ステンレス鋼、Ｔｉ等の金属セパレータの使用も検討されている。しかしながら、金属セパレータは、一般に、カーボンセパレータに比べて耐食性が劣るという問題がある。
【０００３】
そこでこの問題を解決するために、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、ステンレス鋼板の表面に金の被覆層が形成され、ステンレス鋼板の表面には粒界腐食により空隙が形成され、この空隙に埋め込まれる状態で金の被覆層が形成されている燃料電池用セパレータが開示されている。
同文献には、
（１）  金の被覆層により耐食性が向上する点、及び、
（２）  金の被覆層がステンレス鋼板表面の空隙に埋め込まれた状態になっているため、プレス加工時において、屈曲部における金の被覆層の剥離や割れが防止される点、
が記載されている。
【０００４】
また、特許文献２〜４には、オーステナイト系ステンレス鋼、インコネル（登録商標）６００、又は工業用純チタンの両面をプラズマ窒化処理することにより得られる燃料電池用セパレータが開示されている。
特許文献２には、
（１）  ステンレス鋼の表面を５９０℃以下の温度で窒化処理すると、Ｍ4Ｎ型結晶構造を持つ窒化層を形成することができる点、
（２）  Ｍ4Ｎ型窒化層は、ＣｒＮが主成分とならないため、耐食性に有効なＣｒが減少せず、窒化後も耐食性が保たれる点、
が記載されている。
【０００５】
【特許文献１】特開２００３−９２１１７号公報
【特許文献２】特開２００６−１３４８５５号公報
【特許文献３】特開２００７−３９７８６号公報
【特許文献４】特開２００７−７３４４０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
金属セパレータの表面を金でコーティングすると、耐食性が向上するだけでなく、電極との接触抵抗が小さくなるという利点がある。しかしながら、金コーティングは、高コストである。
一方、Ｍ4Ｎ型窒化物は、面心立方構造を持つオーステナイト系ステンレス鋼を窒化させることにより形成することができるので、低コストである。また、Ｍ4Ｎ型窒化物は、Ｃｒ以外の元素を構成元素とすることができるので、ステンレス鋼の表面にＭ4Ｎ型窒化物層を形成しても、窒化物層の直下にＣｒの欠乏層が生成しない（すなわち、基地の耐食性が低下しない）。さらに、Ｍ4Ｎ型窒化物は、酸化性環境下における化学的安定性が高い上に、電極との接触抵抗を低く維持することもできる。しかしながら、燃料電池の性能を向上させるためには、電極との接触抵抗をさらに低下させることが望まれる。
【０００７】
また、このような窒化物層を備えたオーステナイト系ステンレス鋼の耐食性をさらに向上させるためには、窒化物層のＣｒ量を増加させることが好ましく、そのためには、基地中のＣｒ含有量を増加させることが有効である。しかしながら、Ｃｒは、フェライト相生成元素であるため、高Ｃｒ組成でオーステナイト単相を維持することは難しい。また、通常、Ｃｒの過剰な添加は、鋼の硬さを増し、遷移温度を上昇させ、衝撃抵抗値も上げてしまう。さらに、製造工程中にσ相が析出すると、成形性は著しく悪化するため、高Ｃｒ鋼は、熱間、冷間を問わず成形性が著しく悪い。
【０００８】
本発明が解決しようとする課題は、電極との接触抵抗が小さい燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、低コストで、耐食性及び導電性に優れ、しかも、加工性に優れた燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼を提供することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、基材ステンレス鋼中のＣｒ、Ｍｏなどのレアメタル添加量を減量しても、Ｃｒ、Ｍｏなどのレアメタルを増量添加した場合と同等の化学的安定性及び耐食性を兼ね備え、材料コストの低い燃料電池セパレータを提供することが可能な燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼を提供することにある。
さらに、本発明が解決しようとする他の課題は、基材ステンレス鋼中のＣｒを増量添加する必要が無く、プレス成形性を損なうことが無く、導電性と耐食性に優れた燃料電池セパレータを製造することが可能な燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を解決するために本発明に係る燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼は、以下の構成を備えていることを要旨とする。
（ａ）  前記燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼は、
Ｃ≦０．０８０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｓｉ≦３．００ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｍｎ≦１０．００ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｃｕ≦３．００ｍａｓｓ％、
１５．０≦Ｎｉ≦４０．０ｍａｓｓ％、
２０．０≦Ｃｒ≦３５．０ｍａｓｓ％、
０．０１≦Ｍｏ≦４．００ｍａｓｓ％、及び、
０．００５≦Ｎ≦０．３００ｍａｓｓ％
を含み、さらに
０．１≦Ｎｂ≦１．２０ｍａｓｓ％、
０．１≦Ｔｉ≦１．２０ｍａｓｓ％、及び
０．１≦Ｖ≦１．２０ｍａｓｓ％
のいずれか１種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
（ｂ）  前記燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼は、その表面に窒化物層を備え、
前記窒化物層は、
前記燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼からなる基材の上に連続して形成された、立方晶のＭ4Ｎ型窒化物と六方晶のＭ2-3Ｎ型窒化物とを含むナノレベルの積層結晶構造を有する第１の層と、
前記第１の層の上に連続して形成され、かつ、前記基材の表面から深さ方向に連続して形成された、六方晶のＣｒ2Ｎ、六方晶のＣｒＮ、六方晶のＭ2-3Ｎ型窒化物、及び、立方晶のＭ4Ｎ型窒化物から選ばれるいずれか１種以上を含む第２の層と
を備えている。
（ｃ）  前記窒化物層は、前記第２の層の表面に突起状析出物を有する。
【発明の効果】
【００１０】
高Ｃｒ組成において、Ｎｉ、Ｃ、Ｍｏ等の添加量を最適化すると、高Ｃｒでありながらオーステナイト相単相を維持することができる。また、オーステナイト単相であるため、熱間及び冷間での加工性にも優れている。さらに、このようなオーステナイト系ステンレス鋼を所定の条件下で窒化処理すると、表面に導電性と耐食性に優れた窒化物層を形成することができる。得られた窒化物層は、Ｃｒ含有量が高いので、優れた導電性及び酸性雰囲気下での耐食性を示す。
さらに、基地中にＮｂ、Ｔｉ及びＶから選ばれるいずれか１種以上が含まれている場合には、ＣｒやＭｏを減量しても窒化物層の最表面に多数の微細な突起状析出物が安定して生成する。そのため、これを燃料電池用セパレータとして用いると、電極との接触面積が大きくなり、接触抵抗をさらに低減することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１．  燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼］
［１．１  組成］
本発明に係る燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼は、以下の元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。
【００１２】
［１．１．１  主元素］
（１）  Ｃ≦０．０８０ｍａｓｓ％。
Ｃは、侵入型元素であるため、強度の向上に寄与する。さらに、製鋼段階では脱酸元素として働き、鋼の清浄度向上に寄与する。
一方、Ｃ含有量が過剰になると、Ｃｒ炭化物の形成により、母相の固溶Ｃｒ濃度が低下したＣｒ欠乏相を生じ、ステンレス鋼そのものの耐食性を劣化させる。また、窒化時に不均一な窒化層が生成する原因となる。また、Ｃｒ炭化物は、プレス成形時に亀裂発生の起点となりやすい。さらに、強度が大きく向上したステンレス鋼は、プレス成形時の成形抵抗も大きく、成形性が劣化する。従って、Ｃ含有量は、０．０８ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃ含有量は、さらに好ましくは、０．０４ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以下である。
【００１３】
（２）  ０．０１≦Ｓｉ≦３．００ｍａｓｓ％。
Ｓｉは、脱酸元素であり、鋼の清浄度向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｓｉは、金属間化合物であるσ相の析出を促進させ、加工性を劣化させるので、プレス成形加工の際には、欠陥等の原因になることがある。従って、Ｓｉ含有量は、３．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｓｉ含有量は、さらに好ましくは、２．００ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．００ｍａｓｓ％以下である。
【００１４】
（３）  ０．０１≦Ｍｎ≦１０．００ｍａｓｓ％。
Ｍｎは、ＭｎＳを形成することでステンレス鋼の熱間加工性及び耐食性向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｎ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｍｎの過剰添加は、ステンレス鋼の酸性雰囲気下での耐食性を著しく劣化させることがある。さらに、過剰に添加したＭｎは、固溶強化元素として働き、ステンレス鋼のプレス成形時の成形抵抗を大きくし、成形性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は、１０．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｍｎ含有量は、さらに好ましくは、５．００ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、３．００ｍａｓｓ％以下である。
【００１５】
（４）  ０．０１≦Ｃｕ≦３．００ｍａｓｓ％。
Ｃｕは、酸性雰囲気下での耐食性を向上させる効果がある。また、Ｃｕは、ステンレス鋼の加工硬化を抑制し、冷間プレス成形加工を容易化する効果がある。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｆｅより酸化しづらいＣｕは、熱間加工時に酸化スケール界面で濃化する。基材固溶限を超えたＣｕは液体として現れ、著しく熱間加工性を劣化させる。従って、Ｃｕ含有量は、３．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｕ含有量は、さらに好ましくは、２．００ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１．００ｍａｓｓ％以下である。
【００１６】
（５）  １５．０≦Ｎｉ≦４０．０ｍａｓｓ％。
Ｎｉは、酸性雰囲気下での耐食性向上に有効である。また、ステンレス鋼の加工硬化を抑制し、プレス成形加工を行い易くする効果もある。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、１５．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、２０．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｉの過剰添加は、コストの上昇を招く。従って、Ｎｉ含有量は、４０．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、３５．０ｍａｓｓ％以下である。
【００１７】
（６）  ２０．０≦Ｃｒ≦３５．０ｍａｓｓ％。
Ｃｒは、耐食性、強度の向上に寄与する重要な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、２０．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは、２５．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、２６．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒの過剰添加は、固溶化熱処理時の未固溶Ｃｒ炭窒化物の残存量を増大させ、ステンレス鋼そのものの耐食性を著しく低下させる。また、未固溶Ｃｒ炭窒化物は、窒化時に不均一な窒化層を生成させる原因となる。さらに、Ｃｒは固溶強化元素であるので、過剰な添加は鋼の硬さを増し、弾性限を高め、衝撃抵抗値も上げる。そのため、高Ｃｒ鋼は、熱間、冷間を問わず、成形性が著しく悪く、製造コスト上昇の一因となる。従って、Ｃｒ含有量は、３５．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは、３３．０ｍａｓｓ％以下である。
【００１８】
（７）  ０．０１≦Ｍｏ≦４．００ｍａｓｓ％。
Ｍｏは、耐食性の向上に大きく寄与する元素である。また、Ｍｏは、窒化物層表面に多数の突起状析出物を生成させる効果、並びに、Ｃｒなどの合金元素の粒界偏析を減らし、合金元素を結晶粒界及び粒内に均一に分散させる効果がある。
Ｍｏ添加により多数の突起状析出物が生成しやすくなるのは、
（ａ）Ｍｏを添加したステンレス鋼を窒化させると、窒化時により大きな格子歪が発生し、発生した格子歪がＦｅやＣｒの蒸発を助長し、蒸発したＦｅやＣｒが雰囲気中の窒素と結合し、層状の窒化物層表面に突起状の窒化物として再析出するため、又は、
（ｂ）電気陰性度が１．６であるＣｒを含むステンレス鋼中に電気陰性度が１．６より大きいＭｏを添加することによって、窒化時に電気陰性度の大きいＭｏが電気陰性度の小さいＣｒから電子を引き抜き、Ｃｒが優先的にスパッタされやすくなるため、
と考えられる。
また、Ｍｏ添加によってＣｒ等の粒界偏析が抑制されるのは、ＭｏがＣｒの拡散阻止に効いているためと考えられる。
このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｍｏ含有量は、さらに好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、突起状窒化物の成長が過剰に促進され、突起状窒化物が粗大化する。粗大な突起状窒化物は、ガス拡散層（ＧＤＬ）を構成するカーボン繊維の隙間に入りづらくなり、ＧＤＬとの接触面積をかえって低下させる。その結果、セパレータとＧＤＬとの接触抵抗が増加する。さらに、Ｍｏは、σ相の析出を促進させ、加工性を劣化させるので、プレス成形加工の際には欠陥等の原因になることがある。加えて、Ｍｏは高価な元素であるため、原材料価格の上昇を招く。従って、Ｍｏ含有量は、４．００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｍｏ含有量は、さらに好ましくは３．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以下である。
【００１９】
（８）  ０．００５≦Ｎ≦０．３００ｍａｓｓ％。
Ｎは、耐食性、強度の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｎ含有量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｎの過剰添加は、固溶化熱処理時の未固溶Ｃｒ窒化物の残存量を増大させ、母相の固溶Ｃｒ濃度が低下した欠乏相を生じ、ステンレス鋼そのものの耐食性を著しく低下させる。また、未固溶Ｃｒ窒化物は、窒化時に不均一な窒化層を生成する原因ともなる。さらに、未固溶Ｃｒ窒化物は、プレス成形時に亀裂発生の起点となり易い。また、強度が大きく向上したステンレス鋼は、プレス成形時の成形抵抗も大きく、成形性が劣化する。従って、Ｎ含有量は、０．３００ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｎ含有量は、さらに好ましくは、０．２５０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．２００ｍａｓｓ％以下である。
【００２０】
（９）  ０．１≦Ｎｂ≦１．２０ｍａｓｓ％。
（１０）  ０．１≦Ｔｉ≦１．２０ｍａｓｓ％。
（１１）  ０．１≦Ｖ≦１．２０ｍａｓｓ％。
本発明に係る燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼は、上述した元素に加えて、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶから選ばれるいずれか１種以上の元素をさらに含む。
Ｎｂ、Ｔｉ及びＶは、いずれも、窒化物層表面に多数の突起状析出物を生成させる効果、並びに、Ｃｒなどの合金元素の粒界偏析を減らし、合金元素を結晶粒界及び粒内に均一に分散させる効果がある。すなわち、相対的に微量なＮｂ、Ｔｉ及び／又はＶを添加することによって、相対的に多量のＣｒやＭｏを添加したのとほぼ同等の効果が得られる。
Ｎｂ、Ｔｉ及び／又はＶの添加により多数の突起状析出物が生成しやすくなるのは、
（ａ）Ｎｂ等を添加したステンレス鋼を窒化させると、窒化時により大きな格子歪が発生し、発生した格子歪がＦｅやＣｒの蒸発を助長し、蒸発したＦｅやＣｒが雰囲気中の窒素と結合し、層状の窒化層表面に突起状の窒化物として再析出するため、又は、
（ｂ）電気陰性度が１．６であるＣｒを含むステンレス鋼中に電気陰性度が１．６より大きいＮｂ及び／又はＶを添加することによって、窒化時に電気陰性度の大きいＮｂ及び／又はＶが電気陰性度の小さいＣｒから電子を引き抜き、Ｃｒが優先的にスパッタされやすくなるため、
と考えられる。
また、Ｎｂ等の添加によってＣｒ等の粒界偏析が抑制されるのは、Ｎｂ等の元素がＣｒの拡散阻止に効いているためと考えられる。
このような効果を得るためには、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの含有量は、それぞれ、０．１ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｎｂ等の含有量が過剰になると、突起状窒化物の成長が過剰に促進され、突起状窒化物が粗大化する。粗大な突起状窒化物は、ガス拡散層（ＧＤＬ）を構成するカーボン繊維の隙間に入りづらくなり、ＧＤＬとの接触面積をかえって低下させる。その結果、セパレータとＧＤＬとの接触抵抗が増加する。
さらに、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの過剰添加は、それぞれ、Ｎｂ炭化物、Ｔｉ窒化物、及び、Ｖ炭窒化物を晶出させ、いずれもプレス成形時の成形性を劣化させる原因となる。また、Ｔｉの過剰添加は、素材を脆化させる。
従って、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの含有量は、それぞれ、１．２ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの含有量は、それぞれ、さらに好ましくは、０．８ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．６ｍａｓｓ％以下である。
【００２１】
［１．１．２    副元素］
本発明に係る燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼は、上述の元素に加えて、さらに以下の元素が含まれていても良い。
【００２２】
（１２）  Ｓ≦０．０５０ｍａｓｓ％。
（１３）  Ｐ≦０．０６０ｍａｓｓ％。
（１４）  Ｏ≦０．０６０ｍａｓｓ％。
これらの元素は、窒化処理を施した際に、窒化層の導電性や耐食性に影響を与える。窒化層の導電性や耐食性の低下を抑制するためには、これらの元素は、少ないほど良い。
Ｓ含有量は、具体的には、０．０５０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｓ含有量は、さらに好ましくは、０．０３０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０２０ｍａｓｓ％以下である。
また、Ｐ含有量は、具体的には、０．０６０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｐ含有量は、さらに好ましくは、０．０４０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０３０ｍａｓｓ％以下である。
さらに、Ｏ含有量は、具体的には、０．０６０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｏ含有量は、さらに好ましくは、０．０４０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０３０ｍａｓｓ％以下である。
【００２３】
［１．２  窒化物層］
［１．２．１  第１の層と第２の層］
燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼は、その表面に窒化物層を備えている。窒化物層は、燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼からなる基材の上に形成された第１の層と、第１の層の上に形成された第２の層とを備えている。
【００２４】
第１の層は、立方晶のＭ4Ｎ型窒化物と六方晶のＭ2-3Ｎ型窒化物とを含むナノレベルの積層結晶構造を有する。第１の層は、燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼からなる基材の上に連続して形成されている。「基材の上に連続して形成されている」とは、基材の面内方向にＣｒ及びＮの濃化層が途切れることなく形成されていることをいう。
第２の層は、六方晶のＣｒ2Ｎ、六方晶のＣｒＮ、六方晶のＭ2-3Ｎ型窒化物、及び、立方晶のＭ4Ｎ型窒化物から選ばれるいずれか１種以上を含む。第２の層は、第１の層の上に連続して形成され、かつ、基材の表面から深さ方向に連続して形成されている。「第１の層の上に連続して形成されている」とは、第１の層の面内方向にＣｒ及びＮの濃化層が途切れることなく形成されていることをいう。また、「基材の表面から深さ方向に連続して形成されている」とは、基材の深さ方向に向かってＣｒ及びＮの濃化層が途切れることなく形成されていることをいう。
【００２５】
オーステナイト（γ）相を窒化処理すると、表面にＭ4Ｎ型窒化物が生成する。ここで、「Ｍ4Ｎ型窒化物」とは、遷移金属元素（Ｍ）からなる面心立方格子の単位胞中心の八面体空隙に窒素が配置された構造を持つ。Ｍ4Ｎ型窒化物を構成する遷移金属元素（Ｍ）としては、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏなどがある。Ｍ4Ｎ型窒化物は、窒素が過飽和に固溶したｆｃｃ又はｆｃｔ構造の窒化物と考えられており、高密度の転位や双晶を伴い、硬さも高い。また、Ｃｒ窒化物が主成分とならないため、表面に窒化層を形成しても、窒化層直下の基地中において、耐食性に有効なＣｒが減少せず、基地の耐食性が保たれる。また、Ｍ4Ｎ型窒化物は、遷移金属元素間の金属結合を保ったまま、遷移金属元素と窒素元素の間で強い共有結合が生ずるので、高い導電性を保ったまま、遷移金属元素の酸化に対する反応性が低下する。さらに、Ｍ4Ｎ型窒化物は、基地（γ相）と同じ面心立方構造をとるので、基地との整合性が良く、基地との間の電子の移動も容易となる。
【００２６】
γ相の窒化をさらに進行させると、Ｍ4Ｎ型窒化物の固溶窒素が過飽和状態になり、Ｍ4Ｎ型窒化物よりも高窒素なＭ2-3Ｎ型窒化物がＭ4Ｎ型窒化物の積層欠陥上に析出する。すなわち、Ｍ4Ｎ型窒化物とＭ2-3Ｎ型窒化物のナノレベルの積層結晶構造を持つ窒化物が得られる。ここで、「Ｍ2-3Ｎ型窒化物」とは、遷移金属元素（Ｍ）からなる最密六方格子の格子間に窒素原子が配置された構造を持つものをいう。Ｍ2-3Ｎ型窒化物を構成する遷移金属元素（Ｍ）としては、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏなどがある。
γ相の窒化をさらに進行させると、ナノレベルの積層結晶構造を持つ窒化物層（第１の層）の上に、六方晶のＣｒ2Ｎ、ＣｒＮ及びＭ2-3Ｎ型窒化物、並びに、立方晶のＭ4Ｎ型窒化物の少なくとも１種を含む窒化物層（第２の層）が形成される。
【００２７】
Ｍ4Ｎ型窒化物及びＭ2-3Ｎ型窒化物は、いずれも、Ｃｒ以外の遷移金属元素を構成元素とすることができる。また、γ相の表面にＭ4Ｎ型窒化物及びＭ2-3Ｎ型窒化物からなる窒化層が形成されても、窒化層の直下にＣｒ欠乏層が生じない。すなわち、Ｍ4Ｎ型窒化物及びＭ2-3Ｎ型窒化物は、いずれも、基地の組成にほぼ対応した組成を持つ。従って、基地中のＣｒ濃度が高くなるほど、窒化層中のＣｒ濃度も高くなる。
高い導電性と耐食性を両立させる遷移金属窒化物の窒化物層を形成するには、基材中のＣｒ濃度が高いことが好ましい。そのためには、オーステナイト系ステンレス鋼中のＣｒ含有量は、２０ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは、２５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、２６ｍａｓｓ％以上である。
【００２８】
なお、本発明に係る燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼は、オーステナイト単相からなる。本発明において、「オーステナイト単相」とは、外部磁力２００（Ｏｅ）の条件下で測定された透磁率が１．００５以下であることを言う。
通常、Ｃｒはフェライト生成元素であるため、Ｃｒのみの過剰添加はフェライト相を形成してしまう。しかしながら、オーステナイト単相を維持すると、窒化が均一に行われ、より耐食性に優れる導電性を有する均一な窒化物層を形成することができる。
【００２９】
窒化物層に含まれる窒素量は、窒化条件を最適化することにより制御することができる。導電性と耐食性とを両立させるためには、第１の層の窒素含有量は、２０．０〜３３．３ａｔ％が好ましい。また、第２の層の窒素含有量は、２５．０〜５０．０ａｔ％が好ましい。
【００３０】
第１の層の厚さは、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適な厚さを選択することができる。
第２の層の厚さは、ステンレス鋼の耐食性に影響を与える。一般に、第２の層の厚さが薄くなりすぎると、部分的にＣｒ及びＮの濃化層が途切れ、耐食性が低下する。従って、第２の層の厚さは、３ｎｍ以上が好ましい。一方、第２の層の厚さが厚くなりすぎると、Ｃｒ及びＮの濃化層に隣接してＣｒ欠乏相が生成しやすくなる。従って、第２の層の厚さは、３０ｎｍ以下が好ましい。
【００３１】
［１．２．２  突起状析出物］
窒化物層は、第２の層の表面に突起状析出物を有する。
突起状析出物は、上述したように、窒化時にＦｅ、Ｃｒ等がスパッタリングされ、雰囲気中の窒素と結合して、窒化物層表面に突起状の窒化物として再析出することにより生成すると考えられる。そのため、突起状析出物は、ＣｒＮ及びＦｅ主体のＭ4Ｎ型窒化物からなる。
ステンレス鋼中に所定量のＮｂ、Ｔｉ及び／又はＶを添加すると、多量のＣｒやＭｏを添加しなくても突起状析出物が生成しやすくなる。また、第２の層が、主として六方晶のＣｒＮ又は立方晶のＭ4Ｎ型窒化物を含んでいる場合、突起状析出物が生成しやすくなる。
【００３２】
上述した組成を有するステンレス鋼を窒化する場合において、窒化条件を最適化すると、突起状析出物の大きさ、数等を制御することができる。
突起状析出物の高さが低すぎる場合、ガス拡散層とセパレータの接触面積が少なくなり抵抗が増大する。従って、突起状析出物の高さは、１０ｎｍ以上が好ましい。
一方、突起状析出物の高さが高すぎる場合、ガス拡散層を構成するカーボン繊維のすき間に析出物が入りにくくなり、抵抗が増大する。従って、突起状析出物の高さは、９０ｎｍ以下が好ましい。
【００３３】
突起状析出物の析出面積が大きくなるほど、ガス拡散層との接触面積が増えるので、導電性が向上する。高い導電性を得るためには、突起状析出物の析出面積は、測定視野の５％以上が好ましい。析出面積は、さらに好ましくは、１０％以上、さらに好ましくは、２０％以上である。
【００３４】
突起状析出物の等価円直径が小さくなりすぎると、ガス拡散層とセパレータとの間の接触面積が少なくなり、導電性が低下する。高い導電性を得るためには、突起状析出物の等価円直径は、４０ｎｍ以上が好ましい。また、ガス拡散層とセパレータとの間の接触面積を増大させ、高い導電性を得るためには、等価円直径が４０ｎｍ以上である突起状析出物が、１００μｍ2当たり８００個以上あることが好ましい。
【００３５】
［１．３  成分バランス］
本発明に係る燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼は、次の（１）式で定義するＱ値が、Ｑ≦−１１０を満たすものが好ましい。
Ｑ＝−4.2[Ｃｒ]−13.5[Ｍｏ]−250.1[Ｎｂ]−226.1[Ｖ]−198.5[Ｔｉ]  ・・・（１）
但し、[]は、各元素のｍａｓｓ％を示す。
上述したように、Ｃｒ及びＭｏを多量に含むステンレス鋼を窒化処理すると、ＣｒＮ及びＦｅを主体とするＭ4Ｎ型窒化物からなる突起状析出物が生成する。このような効果は、Ｃｒを多量に含むオーステナイト系ステンレス鋼に対してＭｏのみを多量に添加することによっても得られる。しかしながら、突起状析出物を生成させる作用は、ＣｒやＭｏよりもＮｂ、Ｔｉ及びＶの方が大きい。そのため、Ｃｒを含むオーステナイト系ステンレス鋼にＮｂ、Ｔｉ及び／又はＶを添加すると、Ｃｒ、Ｍｏ含有量が相対的に少量であっても、突起状析出物を形成することができる。
【００３６】
具体的には、（１）式で表されるＱ値がＱ≦−１１０となるように、各成分を最適化すると、突起状析出物の生成が容易化する。Ｑ値は、さらに好ましくは、Ｑ≦−２００、さらに好ましくは、Ｑ≦−２５０である。
一方、Ｑ値が小さくなりすぎると、突起状析出物の成長が過剰に促進され、突起状析出物が粗大化する。突起状析出物が粗大化すると、カーボン繊維のすき間に突起状析出物が入りづらくなり、かえってガス拡散層とセパレータとの接触面積が低下する。従って、Ｑ値は、Ｑ≧−８００が好ましい。Ｑ値は、さらに好ましくは、Ｑ≧−６５０、さらに好ましくは、Ｑ≧−５００である。
【００３７】
［１．４  固溶化熱処理］
本発明に係る燃料電池用オーステナイト系ステンレス鋼は、成分バランスが（１）式を満たすことに加えて又はこれに代えて、冷間圧延後、窒化処理前に、次の（２）式で定義するＸ値以上の温度で固溶化熱処理することにより得られるものが好ましい。
Ｘ＝８３０−０．８Ｑ    ・・・（２）
但し、
Ｑ＝−4.2[Ｃｒ]−13.5[Ｍｏ]−250.1[Ｎｂ]−226.1[Ｖ]−198.5[Ｔｉ]
[]は、各元素のｍａｓｓ％を示す。
固溶化熱処理の温度は、特に、次の（３）式で表されるＹ値以上が好ましい。
Ｙ＝９８０−０．８Ｑ    ・・・（３）
【００３８】
金属セパレータは、一般に、鋼板を約０．１ｍｍ厚まで冷間圧延し、圧延された鋼板を固溶化熱処理し、鋼板をプレス成形することにより製造される。窒化処理は、通常、プレス成形後に行われる。
Ｎｂ、Ｖ及びＴｉは、炭窒化物形成傾向の非常に強い元素でもある。そのため、これらの元素を含むステンレス鋼は、溶解凝固過程で粗大な炭窒化物を晶出しやすい。基材中に炭窒化物の形で存在するＮｂ、Ｖ及びＴｉは、いずれも、微細な突起状析出物の形成には寄与しない。窒化処理時に基材表面に、より均一・安定に微細な突起状析出物を形成するためには、Ｎｂ、Ｖ及びＴｉは、固溶した状態で存在していることがより望ましい。さらに、プレス成形時に硬質で粗大な炭窒化物が存在すると、著しく成形性が悪化する。
【００３９】
これに対し、Ｎｂ、Ｖ及び／又はＴｉを含むオーステナイト系ステンレス鋼を（２）式で定義するＸ値以上の温度で固溶化熱処理すると、粗大な炭窒化物を固溶させることができる。そのため、微細な突起状析出物を容易に形成することができ、成形性も向上する。
また、（３）式で定義するＹ値以上の温度で固溶化熱処理すると、Ｎｂ、Ｖ及び／又はＴｉの固溶がさらに進行し、導電性及び成形性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼が得られる。
【００４０】
微細な突起状析出物の形成能及び成形性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を得るためには、炭窒化物の大きさは、小さい程よい。具体的には、燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼は、固溶化熱処理後の状態で、円相当径で１００μｍ以上の炭窒化物を含まないものが好ましい。粗大な炭窒化物の少ないオーステナイト系ステンレス鋼は、上述したＸ値以上、あるいは、Ｙ値以上の温度で固溶化熱処理することにより得られる。
【００４１】
［２．  燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法］
表面に窒化物層が形成された燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼は、所定量の元素を含むオーステナイト系ステンレス鋼を所定の形状に加工し、表面を窒化処理することにより製造することができる。
窒化方法は、特に限定されるものではなく、種々の方法を用いることができる。窒化方法としては、具体的には、
（１）  被処理物を陰極とし、直流電圧を印加してグロー放電（すなわち、低温非平衡プラズマ）を発生させ、ガス成分の一部をイオン化し、非平衡プラズマ中のイオン化したガス成分を被処理物の表面に高速衝突させて窒化させるプラズマ窒化法、
（２）  大気圧で、かつ平衡反応により窒化を進行させるガス窒化法、
などがある。
特に、プラズマ窒化法は、
（１）  被処理物表面に形成される不動態被膜の除去が容易である、
（２）  窒化層の形成と同時に、被処理物表面に形成された酸化膜の除去が容易である、
（３）  被処理物表面から深さ方向に、導電性と耐食性に富んだ、高窒素濃度のＭ4Ｎ型窒化物を含む窒化層が迅速に得られる、
という利点がある。
【００４２】
オーステナイト系ステンレス鋼のプラズマ窒化は、具体的には、以下のような手順により行う。すなわち、まず、オーステナイト系ステンレス鋼からなる被処理物を窒化炉内に配置し、真空排気する。次いで、炉内に水素ガスとアルゴンガスの混合ガスを導入し、数〜十数Ｔｏｒｒ（６６５〜２１２８Ｐａ）の真空度で、被処理物を陰極、炉壁を陽極として、電圧を印加する。電圧を印加すると、陰極である被処理物上にグロー放電が発生し、グロー放電によりイオン化した窒素は、被処理物の表面に衝突、浸入、及び拡散する。その結果、被処理物が加熱されると同時に、被処理物の表面に窒化層が形成される。
【００４３】
［４．  本発明に係る燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼の作用］
γ相を窒化処理すると、表面に立方晶のＭ4Ｎ型窒化物が形成される。γ相は、面心立方構造を持つので、窒化処理により窒素原子が遷移金属元素から構成される面心立方格子の単位胞中心の八面体空隙に侵入し、Ｍ4Ｎ型窒化物を形成しやすい。γ相の窒化をさらに進行させると、Ｍ4Ｎ型窒化物の積層欠陥上にＭ2-3Ｎ型窒化物が析出し、ナノレベルの積層構造を持つ窒化物となる。Ｍ4Ｎ型窒化物及びＭ4Ｎ型＋Ｍ2-3Ｎ型窒化物は、いずれもＣｒ以外の元素を構成元素とすることができるので、基地中のＣｒを消費することがなく、基地の耐食性を低下させることがない。
【００４４】
また、高い導電性と耐食性を両立させるためには、窒化物層中のＣｒ濃度は高いことが好ましく、そのためには、基地中のＣｒ濃度は、高いことが好ましい。しかしながら、一般に、Ｃｒの過剰添加は、オーステナイト単相を維持するのが困難であり、成形性も著しく低下させるという問題がある。
これに対し、高Ｃｒ組成において、Ｎｉ、Ｃ、Ｍｏ等の添加量を最適化すると、高Ｃｒでありながらオーステナイト相単相を維持することができる。また、オーステナイト単相であるため、熱間及び冷間での加工性にも優れている。
また、このようなオーステナイト系ステンレス鋼を所定の条件下で窒化処理すると、表面に立方晶のＭ4Ｎ型窒化物又はＭ4Ｎ型＋Ｍ2-3Ｎ型窒化物（第１の層）を形成することができる。窒化をさらに進行させると、第１の層の上に、Ｃｒ2Ｎ、ＣｒＮ、Ｍ2-3Ｎ、及び、Ｍ4Ｎから選ばれるいずれか１種以上を含む窒化物層（第２の層）を形成することができる。得られた窒化物層は、Ｃｒ含有量が高いので、優れた導電性及び酸性雰囲気下での耐食性を示す。
【００４５】
さらに、高Ｃｒ組成のオーステナイト系ステンレス鋼に対してＮｂ、Ｖ及びＴｉから選ばれる１種以上を添加し、所定の条件下で窒化処理すると、高耐食性と高電気伝導性とを兼ね備えた燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼が得られる。特に、（１）式を満たすように添加元素を最適化すると、オーステナイト単相を維持しながら、高い成形性を維持することができ、接触抵抗も低減することができる。これは、Ｎｂ、Ｖ及び／又はＴｉを添加することによって、ＣｒやＭｏを減量しても窒化物層の最表面に多数の微細な突起状析出物が多数形成されるためと考えられる。
【実施例】
【００４６】
（実施例１〜１２、比較例１〜１１）
［１．  試料の作製］
高周波誘導炉により、表１の化学成分の合金を溶解・鋳造し、５０ｋｇの鋼塊を得た。次に、この鋼塊を均質加熱後、熱間鍛造で６０角の板材とした。板材を冷間圧延により、０．１ｍｍ厚の薄板とした。得られた薄板について、還元性雰囲気下で固溶化熱処理を行った。熱処理温度は１１５０℃とし、熱処理時間は６０ｓとした。表１に、合金組成を示す。
さらに、プラズマ窒化法を用いて、薄板表面を窒化処理した。プラズマ窒化は、以下の手順により行った。すなわち、プレス成形により得られたセパレータを酸洗した後、熱処理材の両面にマイクロパルス直流電流グロー放電によるプラズマ窒化処理を施した。
プラズマ窒化の条件は、窒化温度：４２５℃、窒化時間：６０分、窒化時のガス混合比：Ｎ2：Ｈ2＝７：３、処理圧力：３Ｔｏｒｒ（３００Ｐａ）とした。
【００４７】
【表１】
2010003417.tif 000003
【００４８】
［２．  試験方法］
［２．１．  接触抵抗値］
耐食試験前後の接触抵抗値は、アルバック理工製、圧力負荷接触電気抵抗測定装置ＴＲＳ−２０００ＳＳ型を用いて行った。３０ｍｍ×３０ｍｍ×に切り出した試料と電極の間にカーボンペーパーを介在させ、電極／カーボンペーパー／試料／カーボンペーパー／電極の順に重ね合わせた。測定面圧１．０ＭＰａにて、１Ａ／ｃｍ2の電流を流した際の電気抵抗を２回測定し、各電気抵抗の平均値を求めて接触抵抗値とした。
カーボンペーパーには、白金触媒を担持したカーボンブラックを塗布したカーボンペーパー（東レ（株）製カーボンペーパーＴＧＰ−Ｈ−０９０、厚さ０．２６[ｍｍ]、かさ密度０．４９[ｇ／ｃｍ3]、空隙率７３[％]、厚さ方向体積抵抗率０．０７[ｏ・ｃｍ2]）を用いた。電極は、直径ｆ２０のＣｕ製電極を用いた。また、接触抵抗値測定用試料には、１１５０℃×６０ｓの熱処理を行ったものを用いた。
【００４９】
［２．２．  イオン溶出量］
燃料電池では、水素極側に比較して酸素極側に自然電位から最大で１[Ｖ vs ＳＨＥ]程度の電位がかかる。また、固体高分子電解質膜は、分子中にスルホン酸基等のプロトン交換基を有し、含水状態で使用されるため、強酸性を示す。このため、耐食性の評価は、電気化学的な手法である浸漬試験法を用いて、燃料電池スタック内で燃料電池用セパレータが曝される環境を模擬した酸環境下で行った。
具体的には、まず、薄板の中央部から大きさ３０ｍｍ×３０ｍｍの試料を切り出し、これをｐＨ４、温度８０℃の硫酸水溶液中に１００時間浸漬した。その際の雰囲気は、アノード極環境を模擬したＮ2ガス脱気、又はカソード環境を模擬した大気開放状態とした。耐食試験終了後、硫酸水溶液中に溶け出したＦｅ、Ｃｒ及びＮｉのイオン溶出量を蛍光Ｘ線分析により測定した。また、イオン溶出量測定用試料には、１１５０℃×６０ｓの熱処理を行ったものを用いた。
【００５０】
［２．３  突起状析出物の面積率及び等価円直径４０ｎｍ以上の個数］
ＳＥＭ観察により、突起状析出物の面積率、及び、等価円直径が４０ｎｍ以上である突起状析出物の１００μｍ2当たりの個数を測定した。解析には、市販の画像解析ソフトを用いた。
【００５１】
［３．  試験結果］
表２に、試験結果を示す。
比較例１〜４、６は、Ｃ量、Ｍｎ量、Ｃｒ量又はＮ量が適切でないために、耐食性が悪い。比較例５は、Ｍｏが過剰であるために、耐食試験後の接触抵抗値が増加した。さらに、比較例７〜１１は、Ｎｂ量、Ｖ量、Ｔｉ量又はＱ値が適切でないために、耐食試験後の接触抵抗値が増加した。
これに対し、実施例１〜１２は、いずれも耐食試験後の接触抵抗値の増加が僅かであり、イオン溶出量も少ない。
【００５２】
【表２】
2010003417.tif 000004
【００５３】
（実施例１３）
［１．  試料の作製］
実施例１、２、５、８の組成物について、冷間圧延後に、種々の温度で固溶化熱処理を行った。以下、実施例１〜１２と同様の手順に従い、試料を作製した。
【００５４】
［２．  試験方法］
［２．１  接触抵抗値及びイオン溶出量］
実施例１〜１２と同一条件下で、接触抵抗値及びイオン溶出量を測定した。
［２．２  介在物］
介在物は、０．１ｍｍ厚薄板の縦断面（０．３９ｍｍ2）を、光学顕微鏡を用いて画像解析により調査した。すなわち、画像解析処理で円相当径１００μｍ以上の介在物が認められる場合を「×」、認められない場合を「○」とした。
［２．３  冷延性及びプレス加工性］
熱間鍛造後、表４中の各熱処理を実施した。この素材から、１５φ×２２．５Ｌの円柱試験片を切り出し、長さ方向に６００ｔプレスによる７５％圧縮（端面拘束圧縮試験（室温））を行った。圧縮試験を５回行い、圧縮試験時の変形抵抗値、及び、試験片側面における割れの発生の有無を調べた。
冷延性は、変形抵抗値の平均値で評価した。また、プレス加工性は、５回の圧縮試験で割れが１個以上発生したものを「×」、割れが全く発生しない場合を「○」とした。
【００５５】
［３．  結果］
表３に、接触抵抗値及びイオン溶出量を示す。また、表４に、介在物、冷延性及びプレス成形性を示す。なお、表３及び表４には、固溶化熱処理温度、（２）式から算出されるＸ値、及び、（３）式から算出されるＹ値も併せて示した。
表３及び表４より、固溶化熱処理温度を変えても、接触抵抗値及びイオン溶出量はほとんど変化しないが、固溶化熱処理温度をＸ値以上とすると、介在物がなく、冷延性及びプレス加工性に優れた材料が得られることがわかる。また、固溶化熱処理温度をＹ値以上とすると、冷延性がさらに向上することがわかる。
【００５６】
【表３】
2010003417.tif 000005
【００５７】
【表４】
2010003417.tif 000006
【００５８】
(実施例１４、比較例１２〜１３)
［１．  試料の作製］
突起状析出物及び窒化物層の解析のため、実施例２、３、６の試料を用いた。また、突起状析出物及び窒化物層を解析する際の比較として、実施例１〜１２と同様の手順に従い、２５Ｃｒ−１．５Ｍｏ鋼（比較例１２）、２８Ｃｒ−２．５Ｍｏ鋼（比較例１３）からなる試料も作製した。
【００５９】
［２．  試験方法］
試料表面及び断面を、それぞれ、ＳＥＭ及びＴＥＭにて観察した。
また、オージェ電子分光分析のデプスプロファイル計測により窒化層の深さ方向の元素分布を測定した。測定には、走査型オージェ電子分光分析装置（ＰＨＩ社製ＭＯＤＥＬ４３００）を用い、電子線加速電圧：５ｋＶ、測定領域：２０μｍ×１６μｍ、イオン銃加速電圧：３ｋＶ、スパッタリングレート：１０ｎｍ／ｍｉｎ（ＳｉＯ2換算値）の条件で行った。
【００６０】
［３．  結果］
図１に、実施例２の試料の表面に形成された突起状析出物の断面のＴＥＭ写真を示す。成分分析の結果、突起状析出物は、主としてＣｒＮとＦｅを主体とするＭ4Ｎ型窒化物からなることがわかった。
図２に、窒化物層表面のＳＥＭ写真を示す。図２より、Ｎｂ、Ｖ又はＴｉを添加した試料（実施例２、３、６）の表面の突起状析出物の析出面積は、比較例１２より大きく、かつ、Ｃｒ及びＭｏを増量した試料（比較例１３）とほぼ同等になることがわかる。
【００６１】
図３に、実施例２の試料の深さ方向の元素プロファイルを示す。図３より、窒素が表層から高い濃度で存在していることがわかる。極表層では、酸素の濃化も認められる。しかしながら、深さ１０ｎｍ以下で窒素及びＣｒの濃化層が存在しているので、酸化による絶縁を抑制していると考えられる。
【００６２】
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
【産業上の利用可能性】
【００６３】
本発明に係る燃料電池セパレータ用オーステナイト系ステンレス鋼は、燃料電池用セパレータの材料として用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【００６４】
【図１】実施例２の試料の表面に形成された突起状析出物の断面のＴＥＭ写真を示す。
【図２】窒化処理後の試料（実施例２、３、６、及び比較例１２、１３）の表面のＳＥＭ写真である。
【図３】実施例２の試料の深さ方向の元素プロファイルである。
【図１】
2010003417.tif 000007
【図２】
2010003417.tif 000008
【図３】
2010003417.tif 000009