(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０超過０．０２％以下、Ｎ：０超過０．０２％以下、Ｓｉ：０超過０．４％以下、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：２５．０〜３２．０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０．８％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０１〜１．５％、残部Ｆｅ及び不可避に含有される元素からなり、下記式（１）を満足し、降伏点延伸が１．１％以下であるステンレス鋼であって、
（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物を含み、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物、Ｎｂ２Ｃ析出物及びラーベス相（Ｆｅ２Ｎｂ）析出物である全体析出物の単位面積当たりの面積分率（％）が３．５％以下であり、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物／全体析出物の面積分率（％）が６２％以上である、表面品質及び成形性に優れた燃料電池分離板用ステンレス鋼。
式（１）・・・９．１Ｃ−１．７６Ｖ＋５．３７（Ｃ＋Ｎ）／Ｔｉ−１．２２Ｎｂ≦０．７
（式（１）において、Ｃ、Ｖ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂは、各元素の含有重量％である。）
【請求項２】
前記ステンレス鋼は、重量％で、Ｍｏ：０〜４％、Ｗ：０〜１％からなる群より選ばれる１種または２種の元素がさらに含まれる、請求項１に記載の表面品質及び成形性に優れた燃料電池分離板用ステンレス鋼。
【請求項３】
前記ステンレス鋼の降伏点延伸は、０．２ｍｍ以下の冷延材で測定された、請求項１または２に記載の表面品質及び成形性に優れた燃料電池分離板用ステンレス鋼。
【請求項４】
前記ステンレス鋼は、重量％で、Ｎｉ：０超過０．３％以下を含有する、請求項１から３のいずれか１項に記載の表面品質及び成形性に優れた燃料電池分離板用ステンレス鋼。
【請求項５】
前記ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ＋Ｎは０．０３２％以下である、請求項１から４のいずれか１項に記載の表面品質及び成形性に優れた燃料電池分離板用ステンレス鋼。
【請求項６】
重量％で、Ｃ：０超過０．０２％以下、Ｎ：０超過０．０２％以下、Ｓｉ：０超過０．４％以下、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：２５．０〜３２．０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０．８％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０１〜１．５％、残部Ｆｅ及び不可避に含有される元素からなり、下記式（１）を満足する組成のステンレス鋼を、連続鋳造、熱間圧延及び冷間圧延工程後に、冷延焼鈍熱処理を実施し、降伏点延伸を１．１％以下に制御し、前記冷間圧延工程後の焼鈍温度を９００〜１１００℃の温度条件で制御し、
前記ステンレス鋼は、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物を含み、前記ステンレス鋼において、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物、Ｎｂ２Ｃ析出物及びラーベス相（Ｆｅ２Ｎｂ）析出物である全体析出物の単位面積当たりの面積分率（％）は３．５％以下であり、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物／全体析出物の面積分率（％）は６２％以上である、表面品質及び成形性に優れた燃料電池分離板用ステンレス鋼の製造方法。
式（１）・・・９．１Ｃ−１．７６Ｖ＋５．３７（Ｃ＋Ｎ）／Ｔｉ−１．２２Ｎｂ≦０．７
（式（１）において、Ｃ、Ｖ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂは、各元素の含有重量％である。）
【請求項７】
前記ステンレス鋼は、重量％で、Ｍｏ：０〜４％、Ｗ：０〜１％からなる群より選ばれる１種または２種の元素がさらに含まれる、請求項６に記載の表面品質及び成形性に優れた燃料電池分離板用ステンレス鋼の製造方法。
【請求項８】
前記ステンレス鋼を燃料電池分離板用として薄板成形する段階をさらに含む、請求項６または７に記載の表面品質及び成形性に優れた燃料電池分離板用ステンレス鋼の製造方法。
【請求項９】
前記ステンレス鋼は、重量％で、Ｎｉ：０超過０．３％以下であり、Ｃ＋Ｎは０．０３２％以下で含む、請求項６から８のいずれか１項に記載の表面品質及び成形性に優れた燃料電池分離板用ステンレス鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、燃料電池分離板用ステンレス鋼及びその製造方法に関し、より具体的には、合金成分による降伏点延伸を制御し、降伏点延伸によるスキン・パス・ロール及びレベリングなどの後工程が不要であり、燃料電池の薄板成形に適した表面品質及び成形性に優れた燃料電池分離板用ステンレス鋼及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
高分子電解質燃料電池は、動作温度が７０〜１００℃で低く、稼働時間が短くて出力密度が高いため、輸送用や携帯用、家庭用などの電力源として脚光を浴びており、燃料電池スタックは、電解質と電極（アノード、カソード）で構成された膜−電極集合体、流路のある分離板、空気の出入り口、水素ガスの出入り口が含まれているエンドプレートで構成される。
【０００３】
燃料電池分離板は、一般に、グラファイト、カーボン複合体、Ｔｉ合金、ステンレス鋼及び導電性プラスチックのうちいずれか一つで形成される。ステンレス鋼も同様に燃料電池分離板の主な素材のうち一つである。ステンレス鋼は、低い界面接触抵抗、優れた耐食性、熱伝導性、低い気体透過性及び大面積化が可能であり、かつ良好な製品の成形性、薄板化が可能であり、燃料電池スタックの体積低減、重量の減少を達成することができるという長所を有する。
【０００４】
ステンレス鋼を活用した金属分離板は、機械加工方法を使用するグラファイト分離板の流路設計の製作工程とは異なり、スタンピング、ハイドロフォーミング工程を用いて、通常、０．１ｍｍ厚さ前後の薄い厚さを有する素材で流路が形成されたチャネルを形成する工程を経る。
【０００５】
このような成形工程を経る薄板ステンレス鋼は、素材の成形性が悪いものはよくなく、さらに成形後の製品の表面欠陥があるものはよくない。また、多様な成形流路の深さ、チャネル幅の設計要件においても成形変形部のネッキング及び破断があることはよくない。
【０００６】
ステンレス鋼薄板製品の成形性は、素材が受ける塑性変形区間に応じて、素材の降伏点延伸によるストレッチャーストレイン等によって、素材の局部的応力集中による破断現象や、表面の不均一変形柄による表面欠陥、あるいは延伸率の低下による加工性の問題がある。
【０００７】
上記の因子のうち、金属の降伏点延伸により発生するストレッチャーストレインの欠陥は、素材の少量の侵入型固溶元素によって素材の不均一変形を引き起こし、表面に炎の形状の彫り込みの柄が現れて変形が継続されつつ、面全体が粗くなる現象である。この現象が発生する場合、燃料電池分離板の成形の際、分離板流路の成形チャネル部位での小じわの形成による欠陥、あるいは素材変形部位の局部的応力集中による破断の発生を誘発することがあり、根本的な解決が必要である。
【０００８】
したがって、降伏点延伸は除去されるのが燃料電池分離板の成形時の成形性を向上させる必須要素であるといえる。通常、これを除去するためには、最終圧延板材を０．５から２％程度に冷間圧延あるいはレベリングなどによって除去する方法が一般的に知られている。しかし、冷間圧延あるいはレベリングなどの追加工程により、素材の製造コストを増加させることがあり、一定の時間が経過した後、これらの降伏点延伸が再発生する可能性があ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】
【０００９】
以上のように、本発明は、上述した問題を解決するためになされたものであり、その目的としては、素材の降伏点延伸によるストレッチャーストレインを低減して、延伸率に優れており、薄板素材に対する分離板流路成形時の素材変形部位の局部的応力集中による破断を防ぐ成形性に優れた燃料電池分離板用ステンレス鋼を提供することである。
【００１０】
また、本発明は、成形性とともに表面品質に優れ、自動車、家庭用、携帯用燃料電池等の分離板用ステンレス鋼の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記目的を達成するために本発明の一側面によれば、重量％で、Ｃ：０超過０．０２％以下、Ｎ：０超過０．０２％以下、Ｓｉ：０超過０．４％以下、Ｍｎ：０超過０．２％以下、Ｐ：０超過０．０４％以下、Ｓ：０超過０．０２％以下、Ｃｒ：２５．０〜３２．０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０超過０．８％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．５％以下、Ｖ：０．０１〜１．５％以下、残部Ｆｅ及び不可避に含有される元素からなり、下記式（１）を満足し、降伏点延伸が１．１％以下である表面品質及び成形性に優れた燃料電池分離板用ステンレス鋼を提供する。
式（１）・・・９．１Ｃ−１．７６Ｖ＋５．３７（Ｃ＋Ｎ）／Ｔｉ−１．２２Ｎｂ≦０．７
【００１２】
また、前記ステンレス鋼は、重量％で、Ｎｉ：０超過０．３％以下を含有することができる。
【００１３】
さらに、本発明において、前記ステンレス鋼は、重量％で、Ｍｏ：０〜４％、Ｗ：０〜１％からなる群より選ばれる１種または２種の元素がさらに含まれることができる。
【００１４】
また、前記ステンレス鋼は、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物を含み、前記ステンレス鋼において単位面積当たりの全体析出物の面積分率（％）は、３．５％以下であり、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）／全体析出物の面積分率（％）は、６２％以上でありえる。
【００１５】
また、前記ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ＋Ｎは０．０３２％以下でありえる。
【００１６】
また、本発明の別の側面によれば、重量％で、Ｃ：０超過０．０２％以下、Ｎ：０超過０．０２％以下、Ｓｉ：０超過０．４％以下、ＭＮ：０超過０．２％以下、Ｐ：０超過０．０４％以下、Ｓ：０超過０．０２％以下、Ｃｒ：２５．０〜３２．０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０超過０．８％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．５％以下、Ｖ：０．０１〜１．５％以下、残部Ｆｅ及び不可避に含有される元素からなり、下記式（１）を満足する組成のステンレス鋼を、連続鋳造、熱間圧延及び冷間圧延工程後に、冷延焼鈍熱処理を実施し、降伏点延伸を１．１％以下に制御する、表面品質及び成形性に優れた燃料電池分離板用ステンレス鋼の製造方法を提供する。
式（１）・・・９．１Ｃ−１．７６Ｖ＋５．３７（Ｃ＋Ｎ）／Ｔｉ−１．２２Ｎｂ≦０．７
【００１７】
また、前記ステンレス鋼は、重量％で、Ｎｉ：０超過０．３％以下を含有し、Ｃ＋Ｎは０．０３２％以下でありえる。
【００１８】
また、前記ステンレス鋼は、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物を含み、前記ステンレス鋼において単位面積当たりの全体析出物の面積分率（％）は、３．５％以下であり、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）／全体析出物の面積分率（％）は、６２％以上でありえる。
【００１９】
本発明では、前記ステンレス鋼を連続鋳造工程、熱間圧延、熱間圧延焼鈍、冷間圧延及び冷間圧延焼鈍を繰り返して施すが、前記冷間圧延焼鈍温度は、９００〜１１００℃の温度条件で施すことが好ましい。
【発明の効果】
【００２０】
以上、説明したように、本発明によれば、鋼の侵入型合金元素（Ｃ、Ｎ）の量と、適正安定化元素（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ）の含有量を調節し、降伏点延伸を１．１％以内に低下させる最適の合金設計で構成された、燃料電池分離板用ステンレス鋼を得ることができる。
【００２１】
また、本発明は、上記成分範囲内でスキン・パス・ロール及びレベリングなどの後工程が不要で、かつ燃料電池の薄板成形に適した燃料電池分離板用ステンレス鋼を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】本発明による成分元素の含有量と、それによって測定された降伏点延伸との関係を示すグラフである。
【図２】比較鋼と発明鋼とで形成された燃料電池分離板成形品の表面形状を示す写真である。
【図３】降伏点延伸のない場合（上）と、降伏点延伸が４％である場合（下）とにおいて、Ｖ−ｂｅｎｄｉｎｇ  Ｔｅｓｔ時のパンチの同一ストロークで、試験片の長手方向の真変形率分布と、その最大値のコンピュータシミュレーション結果とを示すグラフである。
【図４】表１及び表２の比較鋼４（ａ）及び発明鋼５（ｂ）の透過電子顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
以下、本発明の実施形態を図示した図面を参照して具体的に説明する。ここで、使用される専門用語は、単に特定の実施形態を説明するためのものであり、本発明を限定する意味ではない。また、ここで使用される単数形態は、文句がこれと明白に反対の意味を示さない限り、複数の形態をも含む。
【００２４】
本明細書で使用される「含む」との意味は、特定の特性、領域、整数、ステップ、動作、要素及び／または成分を具体化し、他の特定の特性、領域、整数、ステップ、動作、要素、成分及び／または群の存在や付加を除外する意味ではない。
【００２５】
また、別に定義していないが、ここで使用される技術用語及び科学用語を含むすべての用語は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が一般に理解する意味と同じ意味を持つ。通常、使用される辞書に定義された用語らは、関連技術文献及び現在開示された内容に合致する意味を持つものと追加解釈され、定義されない限り、理想的または非常に正式な意味として解釈されない。
【００２６】
本発明による成形性に優れ、かつ表面品質に優れた燃料電池分離板用フェライト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０超過０．０２％以下、Ｎ：０超過０．０２％以下、Ｓｉ：０超過０．４％以下、Ｍｎ：０超過０．２％以下、Ｐ：０超過０．０４％以下、Ｓ：０超過０．０２％以下、Ｃｒ：２５．０〜３２．０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０超過０．８％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０１〜１．５％、及びＭｏ：０〜４％、Ｗ：０〜１％からなる群より選ばれる１種または２種の元素がさらに含まれ、残部Ｆｅ及び不可避に含有される元素の組成を有する。
【００２７】
本発明では、上記の組成を有する鋳片を熱間圧延、焼鈍、酸洗し得た熱延コイルを、冷間圧延、焼鈍、酸洗、または冷間圧延、光輝焼鈍を繰り返して、最終的な冷間圧延製品が製造される。
【００２８】
以下、本発明の組成範囲及びその限定理由についてより詳細に説明する。ちなみに、以下で説明される％は、すべて重量％である。
【００２９】
Ｃは、炭化物を形成させる元素であり、侵入型で存在することになるので、過度に含有されると、強度は上昇するが、延伸率が低下しえる。また、過度なＣの含有は、降伏点延伸率を大きくして成形性の低下をもたらす。したがって、その含有量は０．０２％以下にすることが望ましい。
【００３０】
Ｎは、窒化物を形成させる元素であり、侵入型で存在することになるので、過度に含有されると、強度は上昇するが、延伸率及び降伏点延伸の側面から不利である。したがって、その含有量は０．０２％以下にすることが望ましい。
【００３１】
Ｓｉは、脱酸に有効な元素であるが、靭性及び成形性を抑制するので、本発明では、Ｓｉの組成比を０．４％以下に制限する。
【００３２】
Ｍｎは、脱酸を増加させる元素であるが、介在物であるＭｎＳは耐食性を低下させるので、本発明では、Ｍｎの組成比を０．２％以下に制限する。
【００３３】
Ｐは、耐食性のみならず、靭性を低下させるので、本発明では、Ｐの組成比を０．０４％以下に制限する。
【００３４】
Ｓは、耐孔食性及び熱間加工性を低下させるので、本発明では、これを考慮してＳの組成比を０．０２％以下に制限する。
【００３５】
Ｃｒは、燃料電池が作動する酸性雰囲気で耐食性を増加させるが、延伸率を減少させて成形性を阻害するので、本発明では、Ｃｒの組成比を２５％ないし３２％に制限する。
【００３６】
Ｃｕは、燃料電池が作動する酸性雰囲気で耐食性を増加させるが、１％を超過すれば延伸率が低下して成形性が悪くなるので、１％以下に制限する。
【００３７】
Ｎｉは、０．８％を超過して添加される場合、燃料電池の動作中にＮｉ溶出及び延伸率の低下により、素材の成形性が低下することがある。したがって、上記Ｎｉは、０．８％以下で添加することが望ましい。また、上記Ｎｉは、０．３％以下で添加される場合には、素材の軟質化にさらに効果的に作用して成形性を向上させることができる。したがって、上記Ｎｉは０超過０．３％以下であることがより望ましい。
【００３８】
ＴｉとＮｂは、鋼中のＣ、Ｎを炭窒化物で形成するのに有効な元素であり、特に、素材の延伸率を増加させることができ、降伏点延伸を抑制するのに有効な元素である。しかし、過剰添加すると介在物による外観不良の発生及び靭性が低下することになる。本発明では、これを考慮してそれぞれの組成比を０．０１〜０．５％以下に制限する。
【００３９】
Ｖは、炭窒化物を形成させる元素であり、降伏点延伸を抑制し、成形性を改善するのに有効な元素である。過剰添加の場合に耐蝕性及び靭性の低下をもたらし、また高価であるため、Ｖの組成比を０．０１〜１．５％に制限する。
【００４０】
Ｍｏは、動作する環境雰囲気で耐食性を増加させる役目をするが、過剰添加の場合に素材の延伸率の低下、及び経済性が劣るので、本発明ではＭｏの組成比を０％〜５％以下の範囲に制限する。
【００４１】
Ｗは、燃料電池が作動する酸性雰囲気で耐食性を増加させ、界面接触抵抗を下げる効果があるが、過剰添加の場合に素材の延伸率の低下による成形性を低下させる。したがって、本発明ではこれを考慮してＷの組成比を０〜１．０％に制限する。
【００４２】
本発明において、上記Ｍｏ、Ｗは、１種以上添加することができる。
【００４３】
一方、本発明では、鋼を組成するに当たり、上記の組成範囲で、下記式（１）のＣ、Ｎ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂの含有量を調節して０．７以下に調節すると、素材の降伏点延伸は１．１％以内であり、成形性に優れた鋼材を製造することができる。ここで、式（１）は、それぞれの成分、例えば、Ｃ、Ｎ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂに対する重量％の値を入れた結果である。
式（１）・・・９．１Ｃ−１．７６Ｖ＋５．３７（Ｃ＋Ｎ）／Ｔｉ−１．２２Ｎｂ≦０．７
【００４４】
以下、上記の組成からなるステンレス鋼の製造工程を説明する。
【００４５】
本発明では、まず、上記のように合金設計された鋼組成で連続鋳造工程によってスラブが製作される。続いて、スラブは、熱間圧延、熱間圧延焼鈍後、冷間圧延を施され、冷間圧延後には、焼鈍熱処理を繰り返して施され、最終的に所望の厚さの冷間圧延板材として製造される。この製造工程において、上記冷間圧延焼鈍の温度は、９００〜１１００℃の温度条件で施すことが望ましい。冷延焼鈍温度が１１００℃超過では結晶粒が粗大化して降伏点延伸現象は改善されるが、延伸率が低下して成形性に不利なことがあり、焼鈍時のコイル張力による板の破断が懸念される。焼鈍温度が９００℃未満では再結晶集合組織が発達しないため、成形性に不利なことがある。
【実施例】
【００４６】
（実施例）
以下、実施例によって本発明についてより具体的に説明する。
【００４７】
表１は、本発明と比較例による降伏点延伸の関係を示す。下記表１に示した式（１）は、下記のとおりである。
式（１）・・・９．１Ｃ−１．７６Ｖ＋５．３７（Ｃ＋Ｎ）／Ｔｉ−１．２２Ｎｂ
【００４８】
また、降伏点延伸は、０．２ｍｍ冷延材について測定した。
【表１】
0005873572.tif 000002
【００４９】
表１に示す組成成分の合金を５０ｋｇ容量の真空誘導炉で溶解してインゴットを製造した。製造したインゴットを、熱間圧延後、熱間圧延焼鈍して、熱延鋼板を製造した。以後、熱延鋼板を最終の厚さ０．２ｍｍの厚さまで冷間圧延を施し、冷間圧延板材を製造した。製作した冷間圧延板材は、加熱温度１０００℃で焼鈍した後、急速冷却を施した。製造した冷間圧延板材は、酸洗後試験片規格（ＪＩＳ１３Ｂ）に圧延方向と平行な方向に試験片を加工し、クロスヘッド速度を２０ｍｍ／ｍｉｎで引っ張り試験した。引っ張り試験を通じて各素材成分に応じた降伏点延伸を測定した。
【００５０】
図１は、表１による０．２ｍｍ厚さの冷延焼鈍板材の降伏点延伸（％）、及び式（１）を比較した結果を示したものであり、図２は、本発明の比較鋼５（左）と発明鋼１（右）との冷間圧延（０．２ｍｍ  ｔ）及び１０００℃で焼鈍熱処理後急冷した素材を、電極の有効面積２００ｃｍ２で燃料電池分離板をスタンピング成形した後の表面形状を示す結果である。
【００５１】
比較鋼５の場合には、加工した後、表面に陰刻模様状のストレッチャーストレイン欠陥が示された反面、発明鋼１では、ストレッチャーストレイン欠陥のない良好な表面品質を得ることができる。また、変形部の厚さ減少率の観点から、発明鋼１において比較鋼５よりも良好な成形性を得ることができた。表１及び図２に示されたように、発明鋼１（降伏点延伸は１．１％及び式（１）は０．７）の場合は、比較鋼５（降伏点延伸は１．２％及び式（１）は１．１６）に比べて成形性が向上したことを確認することができた。
【００５２】
降伏点延伸は、成形性を確認することができる項目であり、上記降伏点延伸が１．１％を超過する場合には、燃料電池分離板用として使用するために鋼種を加工する際、加工変形部（図２の矢印）に局部的な応力の集中が深刻化して縞模様の形状が形成されるなどの問題が発生する。つまり、降伏点延伸が１．１％超過で、式（１）による値が０．７を超過する場合には、成形性が低下する。
【００５３】
表１に示すように、降伏点延伸は１．１％以下であることが望ましいが、上記の降伏点延伸は、侵入型合金元素（Ｃ、Ｎ）と炭・窒化物形成元素であるＶ、Ｔｉ、Ｎｂの含有量を適正に調節し、式（１）によって算定された値が０．７以下に調節されたとき、降伏点延伸が小さくなることが分かった。式（１）によって算定された値が０．７を超過するときには、降伏点延伸が１．１％を超過する。
【００５４】
図１は、本発明の成分含有量による０．２ｍｍ厚さの冷延焼鈍板材の降伏点延伸（％）を上記式（１）の値と対比して比較した結果を示したものである。したがって、図１及び表１を参照すると、式（１）が０．７以下の場合には、降伏点延伸はすべて１．１％以下であることを確認することができ、１．１％以下の降伏点では、燃料電池分離板用として適した成形性を有することを確認することができた。
【００５５】
また、本実施例によるステンレス鋼には、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物、Ｎｂ２Ｃ析出物及びラーベス相（Ｆｅ２Ｎｂ）析出物を含むことができる。上記ステンレス鋼の表面は、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物、Ｎｂ２Ｃ析出物及びラーベス相（Ｆｅ２Ｎｂ）析出物（全体析出物）によって覆われることがあるが、このとき、上記ステンレス鋼の単位面積当たりの全体析出物の面積分率は、３．５％以下であり、上記全体析出物に対する（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物の割合である（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）／全体析出物の面積分率（％）が６２％以上でありえる。ここで、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物は、一つの析出相として存在するものであり、上記（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物は、鋼材内のＮとＣを効果的に固定することにより、ステンレス鋼の降伏点延伸率を改善し、成形性を向上させることができる。
【００５６】
ステンレス鋼の表面に備えられる全体析出物に対し、単位面積当たり（１００ｎｍ２）の合金成分が式（１）によって算定された値が０．７以下に調節されるときが０．７を超過するときよりも、Ｖ及びＣｒが一部固容された（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物がＮｂ２Ｃ析出物及びラーベス相（Ｆｅ２Ｎｂ）析出物よりも、一部面積分率が増加する傾向があり、単位面積当たりの全体析出物の面積分率が小さくなることが分かった。ここで、全体析出物の面積分率は、試料として使用された鋼種（０．２ｍｍ冷延材の焼鈍後）の全域に対して上記全体析出物が覆った程度を意味する。
【００５７】
表２は、表１の鋼種に対し、全体析出物及び単位面積当たり（１００ｎｍ２）の全体析出物の面積分率を透過電子顕微鏡によって測定した全体析出物をイメージ分析装置により分析した結果である。この時、下記表２では、各々の鋼種に対して位置を変更しながら無作為に透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で各５回ずつ測定しており、表２に記載された値は、一つの試料（鋼種）に対して５回を測定した値に対する平均値である。
【表２】
0005873572.tif 000003
【００５８】
表２を参照すると、比較鋼１〜８の場合は、単位面積当たりの全体析出物の面積分率は、最小３．７％から最大５．６％の面積分率を有した反面、発明鋼１〜７では、単位面積当たりの全体析出物の面積分率が最大３．４％で、３．５％以下であることが確認できた。また、全体析出物に対する（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）の場合、比較鋼１〜８は、最大５７％である反面、発明鋼１〜７は最大８３％であり、最小は６５％で、上記の比較鋼１〜８に比べて高い値を有することを確認することができた。これによって、発明鋼１〜７のように単位面積当たりの全体析出物の面積分率が３．５％以下であり、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）／全体析出物の面積分率（％）が６２％以上になるとき、式（１）の値は０．７以下であり、降伏点延伸もまた、１．１％を超過することを確認することができた。
【００５９】
ステンレス鋼で析出物が増加する場合に、上記析出物は、鋼種の基質を硬化させることができる。したがって、上記析出物の増加は、降伏点延伸を増加させることができ、このとき、上記析出物の全体量（全体析出物）が単位面積当たりの面積分率で３．５％を超過する場合には、鋼種の成形性を低下させることができる。このとき、上記全体析出物に対する（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物の割合である（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）／全体析出物の面積分率（％）が６２％以上であることが望ましいが、上記（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）／全体析出物の面積分率（％）が６２％未満の場合には、Ｃ、Ｎが固容されず、降伏点延伸を増加させ、成形性を低下させる可能性がある。このように、ステンレス鋼の単位面積当たりの全体析出物の面積分率が３．５％以下であり、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）／全体析出物の面積分率（％）が６２％以上である場合には、ステンレス鋼の鋼材内に固容されたＣ、Ｎの含有量を顕著に下げることができ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂの含有量及び鋼中に侵入型元素（Ｃ、Ｎ）の適正含量をなして降伏点延伸がなく、過度な析出物の生成がないため、成形性を向上させることができる。したがって、ステンレス鋼の表面形状と燃料電池分離板成形時、変形部の局部的破断やネッキングを防止することにより、成形性に優れた鋼材を提供することができる。
【００６０】
表３は、本発明と比較例によるＣ＋Ｎに対する降伏点延伸の関係を示した結果である。表３の比較鋼及び発明鋼においても上記の表１のような０．２ｍｍ冷延材を使用し、同じ方法によって確認した。
【表３】
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【００６１】
本実施例によるステンレス鋼において、Ｃ＋Ｎは、重量％で、０．０３２％以下でありえる。上記ＣとＮが多量に含まれる場合には、固容Ｃ、Ｎの含有量を増加させ、多量の析出物を形成し、降伏点延伸を増加させ、成形性を低下させることがありえる。この時、Ｃ＋Ｎの値が０．０３２％を超過する場合に、降伏点延伸を増加させる固容Ｃ、Ｎの含有量を下げるために、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量を過度に添加しなければならないので、ステンレス鋼の生産原料費を不要に増加させたり、過度な炭窒化物形成による素材の軟質化効果を阻害して全体的な成形性を下げることがありえる。つまり、上記Ｃ＋Ｎを０．０３２％以下に管理することにより、上記鋼中の全体Ｃ及びＮの固容含量を下げて降伏点延伸を最小化することができ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等との炭窒化物の形成を最小化して全体的な成形性を向上させることができる。
【００６２】
上記の表３には、比較鋼９〜１１と発明鋼８〜１０に対する降伏点延伸を確認した結果である。比較鋼９〜１１に示されたように、Ｃ＋Ｎが０．０３７７、０．０３８及び０．０３４である場合には、降伏点延伸がそれぞれ２．５、２、及び１．５であり、成形性に不利であることを確認することができた。また、比較鋼９〜１１での式（１）による値もそれぞれ１．６７７、３．２０２及び２．６２２で、０．７を超過することを確認することができた。
【００６３】
反面、発明鋼８〜１０の場合は、Ｃ＋Ｎがそれぞれ０．０１２、０．０１８及び０．０３２であり、この時、降伏点延伸は０．５、０．４、及び０で、いずれも１．１％以下であることを確認することができた。また、上記発明鋼８〜１０は、式（１）による値も０．１、−０．０４１及び０．６９７で、いずれも０．７以下で、これらの発明鋼８〜１０は、表面品質と成形性に優れ、燃料電池分離板用として適合するように使用できることを確認した。すなわち、表３のように、Ｃ＋Ｎは、析出される元素で、その総量を管理することが望ましく、ステンレス鋼の成形性及び降伏点延伸と生産コストなどを考慮すると、Ｃ＋Ｎは０．０３２％以下に管理されることが望ましいことを確認することができた。
【００６４】
図４は、表１及び２の比較鋼４（ａ）と発明鋼５（ｂ）の透過電子顕微鏡写真である。図４を参照すると、比較鋼４である図４の（ａ）の場合は、ステンレス鋼の単位面積当たり（１００ｎｍ２当たり）全体析出物が占める割合は、面積分率（％）で５．６％であり、発明鋼５である図４の（ｂ）の場合は、ステンレス鋼の単位面積当たり（１００ｎｍ２当たり）全体析出物が占める割合は、面積分率（％）で３．２％であることを確認できた。
【００６５】
以上のような結果は、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：２５．０〜３２．０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０．８％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．５％以下、Ｖ：０．０１〜１．５％以下残部Ｆｅ及び不可避に含有される元素からなるフェライト系ステンレス鋼であり、鋼中のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃ、Ｎの含有量が重量％で、式（１）の０．７％の成分範囲に調節した合金成分系を使用して燃料電池分離板成形のための素材の降伏点延伸が１．１％以内であり、成形品の表面品質に優れ、変形部のネッキングのない優れた成形性が確保できる鋼材を製造することができる。
【００６６】
一方、図３は、降伏点延伸のない場合（左）と降伏点延伸が４％である場合（右）、Ｖ−Ｂｅｎｄｉｎｇ  Ｔｅｓｔ時のパンチの同じストロークで、試験片の長手方向の真変形率分布を、有限要素法を利用してコンピュータシミュレーションを実行した結果を示す。
【００６７】
降伏点延伸のある場合、ベンディング変形集中部位の最大０．０６１の長手方向の変形率を示しており、０．０４１である降伏点延伸のない素材を試験した場合に比べて０．０２の変形率（公称変形率で約２％）が増加した結果を示している。また、降伏点延伸のある場合は、試験片の変形形状が相対的に緩やかな曲線ではなく、多少折れた曲げられた形を見せるが、これは降伏点延伸現象が素材ベンディングの変形時に素材表面から増加する変形を試験片の長手方向に分散を誘導することができず、変形が集中して発生した現象であり、ベンディング抵抗性の弱化を意味する。
【００６８】
これは、結局ベンディング成形モードが主に存在する燃料電池分離板のスタンピング工程で変形過剰集中、及びひいては厚さの減少率を悪化させる結果をもたらすことがありえる。このため、降伏点延伸は除去されることが燃料電池分離板成形時の成形性を向上させる必須要素であるといえる。通常、これを除去するためには、最終圧延板材を０．５から２％程度に冷間圧延あるいはレベリングなどにより除去する方法が一般的に知られている。しかし、冷間圧延あるいはレベリングなどの追加工程により、素材の製造コストを増加させることがあり、一定の時間が経過した後、これらの降伏点延伸が再発生しえるという問題がある。
【００６９】
また、本発明は、上記の組成で合金設計されたステンレス鋼を燃料電池分離板用に薄板成形する段階をさらに含んで最終的に高分子燃料電池分離板用ステンレス鋼を得ることができる。
【００７０】
以上説明したように、本発明の最も好ましい実施例について説明したが、本発明は、上記記載に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載され、又は明細書に開示された発明の要旨に基づき、当業者において様々な変形や変更が可能なのはもちろんであり、斯かる変形や変更が、本発明の範囲に含まれることはいうまでもない。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４（ａ）】
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【図４（ｂ）】
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