(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：２５〜３２％、Ｍｏ：０．１〜５％、Ｃｕ：０．１〜２％、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、残部Ｆｅ及び不回避的元素からなるステンレス鋼の第１の不動態皮膜層を硫酸水溶液で除去し、
前記ステンレス鋼を水洗し、
前記ステンレス鋼を硝酸とフッ酸との混合溶液に浸漬して、前記第１の不動態皮膜層よりも低い接触抵抗を有する第２の不動態皮膜層を形成することを含むことを特徴とする、
高分子電解質膜燃料電池のバイポーラ板用ステンレス鋼の表面特性改善方法。
【請求項２】
前記浸漬後のステンレス鋼をプラズマ窒化処理して、前記ステンレス鋼の表面に窒化物層を形成することをさらに含む、請求項１に記載の表面特性改善方法。
【請求項３】
前記ステンレス鋼は、Ｖ：０〜１％、Ｗ：０〜４％、Ｌａ：０〜１％、Ｚｒ：０〜１％及びＢ：０〜０．１％からなる群より選択される１種または２種以上の元素をさらに含む、請求項１または２に記載の表面特性改善方法。
【請求項４】
前記硫酸水溶液において硫酸の濃度は、重量％で５％ないし２０％であり、前記硫酸水溶液での前記酸洗浄は、５０℃ないし７５℃で２０秒ないし５分間行われる、請求項１から３のいずれか１項に記載の表面特性改善方法。
【請求項５】
前記混合溶液において、前記硝酸の濃度は重量％で１０％ないし２０％であり、前記フッ酸の濃度は重量％で１％ないし１０％であり、前記混合溶液への前記浸漬処理は、４０℃ないし６０℃で３０秒ないし１０分間行われる、請求項１から４のいずれか１項に記載の表面特性改善方法。
【請求項６】
前記窒化物層は、ＣｒＮ及び／またはＣｒ２Ｎを含み、前記窒化物層の厚さは、０．０１ｎｍないし１００ｎｍである、請求項２に記載の表面特性改善方法。
【請求項７】
前記プラズマ窒化処理は、２００℃ないし５００℃で１分ないし５時間行われる、請求項２に記載の表面特性改善方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、界面接触抵抗が低く、耐食性に優れた高分子電解質膜燃料電池のバイポーラ板（分離板）用ステンレス鋼の表面特性改善方法に関し、より具体的には、低い界面接触抵抗と優れた耐食性を同時に確保するステンレス鋼の表面特性改善方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、エネルギーの枯渇や環境汚染などが全世界的な問題になるにつれ、化石燃料の代替として水素エネルギー及びこれを用いる燃料電池の利用がますます高まっている。燃料電池技術は、水素の化学エネルギーを電気エネルギーに転換するものであり、様々な燃料を利用することができ、汚染物質をほとんど排出しない。さらに、発電効率が高い（４０％以上）ため、エネルギー節減効果が大きい。
【０００３】
このような燃料電池は、その応用分野が多様であり、自動車、船舶、航空機などの輸送部門や、発電所、家庭用などの電力部門、携帯用家電製品などと、幅広い部門への活用が可能である。
【０００４】
高分子燃料電池は、電解質としてイオン伝導性を有する固体高分子膜を用いるため、常温及び大気圧での作動が可能である。また、高分子燃料電池は、運転温度が低く（約８０℃）、稼働時間が短く、出力密度が高いため、輸送及び携帯用、家庭用などの電力源として脚光を浴びている。
【０００５】
一般に、固体高分子燃料電池は、流路が形成されている複数のバイポーラ板（分離板）を備えて構成される。このバイポーラ板は、一般に、黒煙、カーボン、Ｔｉ合金、ステンレス鋼及び導電性プラスチックからなる群より選択されるいずれか１つで形成される。
【０００６】
しかし、ステンレス鋼で形成されたバイポーラ板は、バイポーラ板の表面に形成される不動態皮膜層の半導体的な特性により、バイポーラ板の表面と膜電極アセンブリ層との界面接触抵抗が増加し得るという問題がある。
【０００７】
また、高分子燃料電池は、酸性雰囲気下で作動されるが、ステンレスバイポーラ板の耐食性が確保されない場合には、金属イオンの溶出に起因して電解質膜のイオン伝導度が減少し、電極触媒が汚染されて燃料電池の性能が低下するという問題がある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
そこで、本発明の目的は、上記従来技術の問題点を解決し、低い界面接触抵抗と優れた耐食性を同時に確保することのできる、高分子電解質膜燃料電池のバイポーラ板用ステンレス鋼の表面特性改善方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明は、界面接触抵抗が低く、耐食性に優れた高分子電解質膜燃料電池のバイポーラ板用ステンレス鋼の表面特性改善方法に関し、重量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：２５〜３２％、Ｍｏ：０．１〜５％、Ｃｕ：０．１〜２％、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、残部Ｆｅ及び不回避的元素からなるステンレス鋼を硫酸水溶液で酸洗浄し、次いで前記ステンレス鋼を水洗し、続いて前記ステンレス鋼を硝酸とフッ酸との混合溶液に浸漬して不動態皮膜層を形成することを含む。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
添付の図面は、明細書と共に、本発明の典型的な実施形態を示し、発明の説明とともに本発明の理念を説明する。
【図１】本発明の一実施形態による表面改質方法により表面特性が改善されたステンレス鋼で形成されたバイポーラ板を備える燃料電池の斜視図である。
【図２】７０℃、１５重量％硫酸溶液中において、飽和カロメル電極を基準電極として測定した発明鋼１の電位を概略的に示す図である。
【図３】１５重量％硝酸と５重量％フッ酸との混合溶液中において、飽和カロメル電極を基準電極として測定した発明鋼１の電位を概略的に示す図である。
【図４】ステンレスバイポーラ板の界面接触抵抗を測定する装置の断面図である。
【図５】表１の発明鋼１に対する化学的表面改質前後のＸＰＳ分析結果を示す図である。
【図６】表１の各々の鋼に対して化学的表面改質処理を行った後に測定された界面接触抵抗を概略的に示す図である。
【図７】表１の発明鋼１に対して測定された電気化学的分極実験後の電流密度を概略的に示す図である。
【図８】本発明の一実施形態に従って化学的改善とプラズマ窒化プロセスにより表面特性が改善されたステンレス鋼の表面に対するＸＰＳ分析結果を概略的に示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
以下、本発明に従った好ましい実施形態を、添付の図面を参照して説明する。ここで、関連しない構成要素は明確化のため省く。さらに、全体を通じて同種の参照符号は同種の構成要素を示す。
【００１２】
図１は、本発明の一実施形態により表面特性が改善されたステンレス鋼で形成されたバイポーラ板を備える燃料電池の斜視図である。
【００１３】
図１に示すように、固体高分子燃料電池１００は、電解質、電極（アノードおよびカソード）及びガス封止用ガスケットを備えた膜電極アセンブリ１１０と、流路が形成された複数のバイポーラ板１２０と、空気の入口／出口１３０及び１４０と、水素ガスの入口／出口１５０及び１６０を備えたエンドプレートと、から構成される。
【００１４】
バイポーラ板１２０は、一般に、黒煙、カーボン、Ｔｉ合金、ステンレス鋼及び導電性プラスチックからなる群より選択されるいずれか１つで形成され、好ましくは、ステンレス鋼で形成され得る。
【００１５】
ステンレス鋼は、延性に優れるため薄板の製造が可能である。したがって、プレス成形及びハイドロフォーミングなどの安価な製造方法により、流路を備えた分離板１２０を形成することができる。このようなステンレス鋼は、耐衝撃性、ガス不透過性及び耐食性などの特性に優れる。
【００１６】
本発明の一実施形態による表面特性改善方法により、低い界面接触抵抗と優れた耐食性を共に備えたステンレス鋼でバイポーラ板１２０を形成し得る。
【００１７】
以下、本発明に従ったステンレス鋼の成分と組成について詳細に説明する。以下に説明する％は、それ以外であることが示されない限り、すべて重量％である。
【００１８】
Ｃ及びＮは、鋼中においてＣｒ炭窒化物を形成し、その結果、Ｃｒ欠乏層の耐食性が低下するため、両元素の含量は低いほど好ましい。本発明では、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下にそれぞれその含量を制限する。
【００１９】
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であるが、鋼の靭性及び成形性を低下させるため、本発明では、Ｓｉ含量を０．４％以下に制限する。
【００２０】
Ｍｎは、鋼の脱酸を増加させる元素であるが、介在物のＭｎＳは耐食性を減少させる。本発明では、Ｍｎの含量を０．２％以下に制限する。
【００２１】
Ｐは、鋼の耐食性のみならず、靭性を減少させるため、本発明では、Ｐの含量を０．０４％以下に制限する。
【００２２】
Ｓは、ＭｎＳを形成し、このＭｎＳは、腐食の起点になって鋼の耐食性を減少させる。本発明では、これを考慮してＳの含量を０．０２％以下に制限する。
【００２３】
Ｃｒは、燃料電池が作動する酸性雰囲気下での鋼の耐食性を増加させるが、靭性を減少させるため、本発明では、Ｃｒの含量を２５％ないし３２％に制限する。
【００２４】
Ｍｏは、燃料電池が作動する酸性雰囲気下での鋼の耐食性を増加させるが、靭性を減少させるため、本発明では、Ｍｏの含量を０．１％ないし５％の範囲に制限する。
【００２５】
Ｃｕは、燃料電池が作動する酸性雰囲気下での鋼の耐食性を増加させるが、過量に添加すると、Ｃｕの溶出により燃料電池の性能が低下し得る。本発明では、これを考慮してＣｕの含量を０．１％ないし２％に制限する。
【００２６】
Ｔｉ及びＮｂは、鋼中のＣ、Ｎを炭窒化物として形成するのに有効な元素であるが、鋼の靭性を低下させる。本発明では、これを考慮してＴｉ及びＮｂの各元素の組成比を０．５％以下に制限する。
【００２７】
このほか、１種または２種以上のＶ、Ｗ、Ｌａ、Ｚｒ及びＢが添加されてもよく、これらの組成比は、次のとおりである。
【００２８】
Ｖは、燃料電池が作動する酸性雰囲気下での鋼の耐食性を増加させるが、過剰に添加すると、Ｖイオンが溶出して電池の性能が低下し得る。本発明では、これを考慮してＶの含量を１％以下に制限する。
【００２９】
Ｗは、燃料電池が作動する酸性雰囲気下での鋼の耐食性を増加させ、界面接触抵抗を低くする効果があるが、過剰に添加すると、靭性を低下させる。本発明では、これを考慮してＷの含量を４％以下に制限する。
【００３０】
Ｌａは、鋼中において硫化物系介在物の微細分散を誘発し、不動態皮膜の緻密化を誘発することができるが、過剰に添加すると、ノズル詰まりなどの問題が発生し得る。本発明では、これを考慮してＬａの含量を１％以下に制限する。
【００３１】
Ｚｒは、燃料電池が作動する酸性雰囲気下での鋼の耐食性を増加させるが、過剰に添加すると、表面欠陥を誘発し得るため、Ｚｒの含量を１％以下に制限する。
【００３２】
Ｂは、鋼中において窒化物を形成し、その耐食性を改善するが、過剰に添加すると、表面欠陥を誘発し得るため、本発明では、Ｂの含量を０．１％以下に制限する。
【００３３】
以下、本発明の一実施形態による、高分子電解質膜燃料電池のバイポーラ板用ステンレス鋼の表面特性改善方法について、より具体的に説明する。
【００３４】
まず、重量％で、Ｃ：０．０２以下、Ｎ：０．０２以下、Ｓｉ：０．４以下、Ｍｎ：０．２以下、Ｐ：０．０４以下、Ｓ：０．０２以下、Ｃｒ：２５〜３２％、Ｍｏ：０．１〜５％、Ｃｕ：０．１〜２％、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、残部Ｆｅ及び不回避的元素からなるフェライト系ステンレス鋼材を用いて、連続鋳造または鋼塊鋳造により、鋳片（ｃａｓｔ  ｓｌｕｂ）を製造する。このような鋳片に対して熱間圧延、焼鈍、酸洗、冷間圧延などの工程を行うことにより、０．０５〜２ｍｍの厚さを有する冷延焼鈍板を製造する。
【００３５】
このステンレス鋼には、Ｖ：０〜１％、Ｗ：０〜４％、Ｌａ：０〜１％、Ｚｒ：０〜１％及びＢ：０〜０．１％からなる群より選択される１種または２種以上の元素がさらに含まれてもよい。
【００３６】
製造された冷延焼鈍板は、プレス成形及びハイドロフォーミング工程により、高分子燃料電池用バイポーラ板に形成される。
【００３７】
この後、ショットブラスト（Ｓｈｏｔ  ｂｌａｓｔ）及びワイヤブラシ（ｗｉｒｅ  ｂｒｕｓｈ）などを用いて焼鈍板の表面粗度を０．０１〜５μｍに制御した後、脱脂工程を行う。
【００３８】
次に焼鈍板を、重量％で５％ないし２０％の硫酸水溶液に、５０℃ないし７５℃で２０秒ないし５分間浸漬して、バイポーラ板の表面に形成された不動態皮膜を除去する酸洗浄工程を行った後、これを洗浄する工程を行う。
【００３９】
また、１０％ないし２０％の硝酸と１％ないし１０％のフッ酸（フッ化水素酸）との混合溶液に、上記洗浄後の板を４０℃ないし６０℃で３０秒ないし１０分間浸漬して、不動態化処理した後、これを洗浄する工程を行う。
【００４０】
上述した化学的表面改質処理が完了した後、板に対し、２００℃ないし５００℃の温度で１分ないし５時間のプラズマ窒化処理を行う。プラズマ窒化処理により、バイポーラ板の表面にＣｒＮ及びＣｒ２Ｎが生成され、その結果、鋼の耐食性が向上し、界面接触抵抗が減少する。
【００４１】
以下、本発明者らが行った実験結果に基づいて、本発明の好ましい実施形態をより詳細に説明する。
【００４２】
表１は、実験に用いられたステンレス鋼の成分及び組成比（重量％）を示す表である。
【００４３】
【表１】
0005412291.tif 000002
【００４４】
本発明者らは、表１の各々の発明鋼と比較鋼に対して、１４０Ｎ／ｃｍ２の接触圧力で、表面改質前の初期界面接触抵抗と、化学的表面改質を完了した後の界面接触抵抗を測定した。界面接触抵抗の測定に関しては、後述する図４を参照して詳しく説明する。
【００４５】
また、本発明者らは、燃料電池のカソード雰囲気条件と類似の条件下、次のような電気化学的分極実験を行った。
【００４６】
すなわち、表１の各々の鋼に対して、７０℃、１Ｍの硫酸と２ｐｐｍのフッ酸とを混合した溶液中において、飽和カロメル電極（Ｓａｔｕｒａｔｅｄ  Ｃａｌｏｍｅｌ  Ｅｌｅｃｔｒｏｄｅ、ＳＣＥ）を基準電極として０．６Ｖを９時間印加した。その後、鋼の腐食電流密度及び界面接触抵抗を測定し、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ  Ｃｏｕｐｌｅｄ  Ｐｌａｓｍａ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）により腐食溶液中のＦｅ、Ｃｒ及びＮｉの溶出イオンを測定した。
【００４７】
表２は、上述した実験の結果を示す表である。
【００４８】
【表２】
0005412291.tif 000003
【００４９】
図２は、７０℃、１５重量％硫酸溶液中において飽和カロメル電極を基準電極として測定した、発明鋼１の電位を概略的に示す図である。
【００５０】
ステンレス鋼の表面には、一般的に保護酸化物膜が形成される。この酸化物膜は、鉄−クロム系酸化物からなり、鉄の含有量が高いため、本発明には適合しないことから除去しなければならない。
【００５１】
図２に示すように、酸化物膜が形成された状態では、発明鋼１の電位は、表面に酸化物膜が存在しない状態より高く、この酸化物膜を除去すると、電位が低下するようになる。
【００５２】
すなわち、硫酸水溶液にステンレス鋼を浸漬すると、ステンレス鋼の表面に形成された酸化物膜が除去されはじめ、その結果、発明鋼１の電位が次第に低くなる。一定時間経過後、浸漬されたステンレス鋼の表面に形成された酸化物膜が完全に除去されると、これ以上発明鋼１の電位が低下せずに飽和する。
【００５３】
したがって、飽和電位においてステンレス鋼を硫酸水溶液に浸漬させると、ステンレス鋼の表面に形成された酸化物膜を除去することができる。
【００５４】
本発明の一実施形態では、５０℃ないし７５℃、重量％で５％ないし２０％の硫酸水溶液中にステンレス鋼が浸漬され、その処理時間は２０秒ないし５分である。
【００５５】
硫酸水溶液の温度と濃度が低すぎると、表面の酸化膜の除去が容易でなく、逆にこの温度と濃度が高すぎると、母材部の損傷を誘発し得る。したがって、温度は５０℃ないし７５℃に制限され、濃度は重量％で５％ないし２０％に制限される。
【００５６】
図３は、１５重量％硝酸と５重量％フッ酸との混合溶液中において、飽和カロメル電極を基準電極として測定した発明鋼１の電位を概略的に示す図である。
【００５７】
硝酸とフッ酸との混合溶液のような酸化性酸にステンレス鋼が浸漬される場合、その表面に不動態皮膜が形成される。このように表面に不動態皮膜が形成されるにつれ、ステンレス鋼の電位は高くなる。
【００５８】
したがって、飽和電位においてステンレス鋼を硝酸とフッ酸との混合溶液に浸漬させると、ステンレス鋼の表面に完全に不動態皮膜が形成されるようになる。
【００５９】
図３に示すように、硝酸とフッ酸との混合溶液に浸漬する前に硫酸で洗浄した場合（Ａ）と硫酸で洗浄しない場合（Ｂ）とを比較すると、硫酸で洗浄したときに不動態皮膜がより早く形成される。このような結果は、接触抵抗の低い不動態皮膜を形成するのに硫酸酸洗浄が効果的であることを意味する。
【００６０】
本発明者らは、混合溶液中に３０秒ないし１０分間ステンレス鋼を浸漬することにより、効果的にステンレス鋼の表面に不動態皮膜を形成できることを見出した。この処理時間は、鋼の表面粗度によって差があり、表面粗さが大きいほど混合溶液とステンレス鋼表面との接触面積が大きくなるため、表面粗さが大きいほど、工程に要する時間が短くなる。
【００６１】
不動態化処理温度が低いほど、処理に長い時間が必要となり、逆に不動態化処理温度が高すぎると、表面損傷を誘発して接触抵抗及び耐食性にはむしろ有害となり得ることから、本発明では、不動態化処理温度を４０℃ないし６０℃の温度に制限した。
【００６２】
また、硝酸の濃度が１０重量％未満ではステンレス鋼の不動態化が難しく、逆に硝酸の濃度が高すぎると、接触抵抗の低減が困難になることから、本発明では、硝酸の濃度を１０重量％ないし２０重量％に制限した。
【００６３】
フッ酸の濃度が１重量％未満の場合、不動態皮膜が不安定になり得るが、逆に過剰添加すると、表面損傷を誘発して接触抵抗及び耐食性にむしろ有害であり得ることから、本発明では、フッ酸の濃度を１重量％ないし１０重量％に制限した。
【００６４】
図４は、ステンレス分離板（バイポーラ板）の界面接触抵抗を測定する装置の断面図である。
【００６５】
図４を参照すると、この装置は、分離板１２０の界面接触抵抗を測定するためのものであって、分離板１２０は、直流４端子法により測定される。より具体的には、分離板１２０の界面接触抵抗を測定するために、複数の分離板１２０をカーボン紙２７０と共に銅エンドプレート２８０に取り付ける。そして、電流印加端子２９０を分離板１２０に接続させ、電圧端子３００を銅エンドプレート２８０に接続させて、分離板１２０の界面接触抵抗を圧力に応じて測定する。
【００６６】
本発明の一実施形態では、１４０Ｎ／ｃｍ２の接触圧力で化学的表面改質（化学的表面特性改善）処理前後のバイポーラ板１２０の界面接触抵抗を測定し、その結果は、表２に示されている。
【００６７】
表２から明らかなように、Ｃｒ及びＭｏ含有量が少なく、Ｃｕ及びＷがさらに添加された鋼であるほど、低い初期界面接触抵抗を有する。
【００６８】
また、本発明の一実施形態に従って化学的表面改質処理が施された鋼は、１４０Ｎ／ｃｍ２の接触圧力で３ｍΩｃｍ２ないし６ｍΩｃｍ２の界面接触抵抗を有する。上記電気化学的分極実験を行った後に測定した界面接触抵抗においても、４ｍΩｃｍ２ないし６ｍΩｃｍ２の範囲内であり、優れた特性を示す。電気化学的分極実験後の電流密度も０．５μＡ／ｃｍ２以下の低い値を有し、電気化学的分極実験後の腐食液のＦｅ、Ｃｒ、Ｎｉ溶出イオンを測定した結果、燃料電池の性能の低下を誘発しない程度である０．０３５ｍｇ／Ｌ以下のＦｅ溶出イオンのみが検出された。
【００６９】
本発明の一実施形態に従って化学的表面改質処理されたステンレス鋼に対して、ＸＰＳ（Ｘ−ｒａｙ  Ｐｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）及びＴＥＭ分析により表面改質前後の不動態皮膜の厚さを観察した。
【００７０】
図５は、表１の発明鋼１に対する化学的表面改質前後のＸＰＳ分析結果を示す図である。
【００７１】
化学的表面改質前（図５ａ）と化学的表面改質後（図５ｂ）の不動態皮膜の厚さを比較すると、次のとおりである。
【００７２】
化学的表面改質後の不動態皮膜の厚さは、２ｎｍないし５ｎｍであり、厚さ１ｎｍの最外郭表層領域において、化学的表面改質（硫酸酸洗浄及び混合溶液の不動態化工程）を経た後のＣｒ酸化物層の濃度分布は、Ｆｅ酸化物層の濃度分布に比べて高い。また、表層部には、Ｃｒ（ＯＨ）３及び一部のＣｒ（６＋）酸化物が現れるが、Ｃｒ（ＯＨ）３が主相として存在する。すなわち、化学的表面改質後、ステンレス鋼の表面に良好な不動態皮膜が形成されたことを確認することができる。
【００７３】
図６は、表１の各発明鋼および比較鋼に対して化学的表面改質処理を行った後に測定された界面接触抵抗を概略的に示す図である。
【００７４】
図６に示すように、本発明の一実施形態による化学的表面改質後における各々の鋼に対して界面接触抵抗を測定した結果、１４０Ｎ／ｃｍ２の接触圧力で、いずれも９ｍΩｃｍ２以下の良好な界面接触抵抗を有することを確認することができる。
【００７５】
図７は、表１の発明鋼１に対して電気化学的分極実験を行なった後に測定した電流密度を概略的に示す図である。
【００７６】
本発明の一実施形態において、上述した化学的表面改質処理後にプラズマ窒化処理が行われる。プラズマ窒化処理について詳細に説明すると、次のとおりである。
【００７７】
窒素または窒素と水素との混合ガス雰囲気中において、アノードとカソード（本発明では分離板１２０がカソードに相当する）との間に高い直流電圧を印加してグロー放電を発生させる。このとき、窒素ガスは、イオン化して、ステンレス鋼の表面全体を覆うようになる。
【００７８】
ステンレス鋼の表面を覆っているプラズマ窒化層は、高いエネルギーを有するガスイオンの電離層であって、ガスイオンは、放電効果によりカソードの表面に向かって移動する。その後、ガスイオンは高速に加速されてステンレス鋼と衝突する。このようにしてステンレス鋼の内部に侵入した窒素イオンは、Ｃｒと結合して、Ｃｒ２Ｎ及びＣｒＮの窒化物を形成する。
【００７９】
このようなクロム窒化物が多く生成されると、界面接触抵抗が低下し得るが、クロム欠乏層が形成されて耐食性を阻害する要因になり得る。
【００８０】
本発明では、プラズマ窒化処理温度を２００℃ないし５００℃に制限し、１分ないし５時間プラズマ窒化処理を行う。
【００８１】
図７では、表面改質処理前の発明鋼１に対して分極実験を行った場合（Ｃ）、元の表面粗度が０．４μｍないし１μｍの発明鋼１に対して化学的表面改質処理及びプラズマ窒化処理後に分極実験を行った場合（Ｄ）、及び元の表面粗度が０．４μｍ以下の発明鋼１に対して化学的表面改質処理及びプラズマ窒化処理後に分極実験を行った場合（Ｅ）において、各々の電流密度が示されている。
【００８２】
図７に示すように、同じ電位において、電流密度は、表面改質処理前の発明鋼１（Ｃ）が最も大きく、元々の表面粗度が０．４μｍ以下の発明鋼１に対して表面改質処理とプラズマ窒化処理を行なった場合（Ｅ）が最も小さい。
【００８３】
ステンレス鋼に対して表面改質処理が施されると、良好な耐食性が付与されることを、図７から確認することができる。
【００８４】
図８は、本発明の一実施実施形態により表面改質処理されたステンレス鋼の表面に対するＸＰＳ分析結果を概略的に示す図である。
【００８５】
図８（ａ）及び図８（ｂ）に示すように、窒化物層の１００ｎｍ以内の領域において、表面から１．５ｎｍ以下の領域では、ＣｒＮ窒化物が主に観察され、表面から５．８ｎｍ以上の領域では、Ｃｒ２Ｎ窒化物がクロム酸化物層及び鉄酸化物層と混在していることが分かる。
【００８６】
このように窒化物が適切に分布することにより、ステンレス鋼の界面接触抵抗が減少し、その耐食性が顕著に増加する。
【００８７】
本発明について、いくつかの典型的な実施形態とともに説明してきたが、本発明は上述した実施形態に限定されることはなく、反対に、添付のクレームに示された技術的思想およびその均等物の範囲から外れることなく様々な変更や相応する配置が含まれることが意図されていることを理解すべきである。
【図１】
0005412291.tif 000004
【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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