(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌが１０原子％、Ｓｉが２原子％、Ｃｕが１７．５原子％、Ｚｒが７０．５原子％であるＺｒ基非晶質合金組成物。
【請求項２】
Ａｌが１０原子％、Ｃｏが１．５原子％、Ｍｏが０．５原子％、Ｃｕが１７．３原子％、Ｚｒが７０．７原子％であるＺｒ基非晶質合金組成物。
【請求項３】
請求項１または２に記載の合金組成物と同じ組成の非晶質リボンを用いて製造された燃料電池用バイポーラプレート。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高耐蝕特性を有する非晶質合金組成物に係り、より詳細には、０．５ｍｍ以上の非晶質形成能を有するＺｒ基非晶質合金組成物に関する。
【背景技術】
【０００２】
非晶質合金は、２ＧＰａ以上の高強度特性を有し、優れた耐摩耗特性、耐腐蝕性、破壊靭性のような既存の結晶質金属素材と比較して、格段に優れた特性を有している。
【０００３】
一方、半導体製造工程分野、ＭＥＭＳのような微細素子の製造はもとより、各種工具、金型、自動車用部品の耐摩耗向上などのためのコーティング形成分野で反応性ガスである窒素と反応して、高軽度のチッ化物を形成することができるジルコニウムをベースとする非晶質合金を利用した多成分系スパッタリングターゲットの開発が要求されている。また、電気自動車の需要が増加するにつれて、高分子電解質型燃料電池に使われる金属バイポーラプレートの耐蝕性向上のために、非晶質材料が注目されている。バイポーラプレートは、初期にはグラファイトを適用していたが、経済性、強度、電気伝導性の改善のために、最近では、金属系バイポーラプレートの開発が進められている。しかしながら、金属系バイポーラプレートの場合、燃料電池の作動環境に対して耐腐蝕特性が低いことが問題点として指摘されている。したがって、最近では、非晶質合金リボンを用いてバイポーラプレートを製造したり、金属系プレート上に非晶質膜をコーティングすることによって、バイポーラプレートの耐腐蝕性を向上させようとする試みがなされている。Ｚｒ基非晶質合金の場合、高い形成能を有する合金系として知られており、代表的に、Ｚｒ−Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｕ基合金の場合、１０ｍｍ以上の非晶質形成能を有すると報告されている。しかし、報告されたＺｒ基非晶質合金の場合、ほとんどがＺｒの含量６５原子％以下であって、添加されたＮｉ及びＣｕ元素の含量が相対的に高い組成範囲で非晶質形成能を有することが知られている。これにより、耐摩耗特性の向上及び耐腐蝕性の向上のために、非晶質合金を構成しているＺｒの含量が高く、ＮｉまたはＣｕの含量が少ない合金系の開発が要求されている。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明は、前記問題点を含んだ多様な問題点を解決するためのものであって、従来の合金よりもＺｒ含量が高く、常用金属元素のみからなり、工業的、経済的活用性に優れ、実用化が容易な高耐蝕特性のＺｒ基非晶質合金組成物の提供を目的とする。しかし、このような課題は、例示的なものであって、これにより、本発明の範囲が限定されるものではない。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明の一観点によれば、Ｚｒが６７原子％〜７８原子％、Ａｌ及びＣｏのうちから選択された何れか１つ以上が４原子％〜１３原子％、Ｃｕ及びＮｉのうちから選択された何れか１つ以上が１５原子％〜２４原子％からなり、非晶質形成能が０．５ｍｍ以上であるＺｒ基非晶質合金組成物が提供される。
【０００６】
前記Ｚｒ基非晶質合金組成物は、Ｚｒが６７原子％〜７８原子％、Ｃｏが４原子％〜１２原子％、Ｃｕ及びＮｉのうちから選択された何れか１つ以上が１５原子％〜２４原子％からなりうる。
【０００７】
前記Ｚｒ基非晶質合金組成物は、Ｚｒが６７原子％〜７８原子％、Ａｌが３原子％〜１０原子％、Ｃｏが２原子％〜９原子％、Ｃｕが１７原子％〜２３原子％からなりうる。
【０００８】
前記Ｚｒ基非晶質合金組成物は、前記合金組成物の溶湯を１０４Ｋ／ｓｅｃ〜１０６Ｋ／ｓｅｃの範囲の冷却速度で鋳造するとき、２０μｍ〜１００μｍの範囲の鋳造厚さに非晶質リボンが得られる合金組成物であり得る。
【０００９】
前記Ｚｒ基非晶質合金組成物は、非晶質合金粉末またはナノ結晶質合金粉末であり得る。前記Ｚｒ基非晶質合金組成物は、フォイル状の非晶質合金リボンまたはナノ結晶質合金リボンであり得る。前記Ｚｒ基非晶質合金組成物は、非晶質合金鋳造材またはナノ結晶質合金鋳造材であり得る。
【００１０】
本発明の他の観点によれば、前述した前記合金組成物と同じ組成の非晶質リボンを用いて製造された燃料電池用バイポーラプレートを提供する。
【発明の効果】
【００１１】
本発明の実施例によれば、非晶質形成能を有し、広い過冷却液相領域を有するＺｒ基非晶質合金組成物を具現することができる。さらに、前記Ｚｒ基非晶質合金組成物を所定の温度範囲で加熱して具現した結晶質合金からなるスパッタリングターゲットは、熱的／機械的安定性が大きく向上して、スパッタリング過程中にターゲットが急に破壊される現象が起こらず、安定してスパッタリング工程を行うことができる。また、非常に均一な微細組織を有するので、ターゲットを構成する多成分のスパッタリング率（ｓｐｕｔｔｅｒｉｎｇ  ｙｉｅｌｄ）の差に起因したターゲット組成と薄膜組成との偏差を小さくする効果があり、薄膜の厚さによる組成均一性を確保することができる。
【００１２】
また、前記非晶質合金組成物からなる非晶質リボンの場合、高分子電解質型燃料電池スタックのバイポーラプレートに適用する場合、金属系プレートに比べて、格段に優れた耐蝕特性を有するバイポーラプレートの製造が可能である。もちろん、このような効果によって、本発明の範囲が限定されるものではない。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１Ａ】本発明による合金組成物で０．５ｍｍ以上のバルク非晶質形成が確認された領域を示すＺｒ−Ｃｏ−（Ｎｉ，Ｃｕ）系の三元状態図である。
【図１Ｂ】本発明によるＺｒ−（Ａｌ，Ｃｏ）−Ｃｕ系の三元状態図である。
【図２】本発明の一部参考例に対する非晶質形成能をＸ線回折を用いて照射した結果である。
【図３】本発明の参考例の結晶化特性を示すＤＳＣ分析結果が示されている。
【図４】本発明の参考例２による組成を有する合金組成物を用いて製作されたスパッタリングターゲットの外観である。
【図５】図５（ａ）ないし図５（ｄ）は、本発明の参考例によるＺｒ基非晶質合金組成物をアニーリングした後でクラック発生テストを進行した時に表われる圧子跡周辺を電子顕微鏡で観察した結果である。
【図６】図６（ａ）ないし図６（ｄ）は、本発明の参考例によるＺｒ基非晶質合金組成物から製造した結晶質合金ターゲットの微細組織を電子顕微鏡で観察した結果である。
【図７】本発明の参考例１５の組成を用いて製造された７０μｍ厚さの非晶質合金リボン写真である。
【図８】本発明の参考例によるＺｒ基非晶質合金組成物を用いて製造された非晶質リボンの燃料電池スタック雰囲気下で行われた動電位分極試験の結果である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下、添付図面を参照して、本発明の実施例を詳しく説明すれば、次の通りである。しかし、本発明は、以下で開示される実施例に限定されるものではなく、互いに異なる多様な形態として具現可能なものであって、以下の実施例は、本発明の開示を完全にし、当業者に発明の範疇を完全に知らせるために提供されるものである。また、説明の便宜上、図面では、構成要素がそのサイズが誇張または縮小されうる。
【００１５】
本発明で、非晶質とは、全体的に非晶質構造が主をなして、Ｘ線回折パターンがハロー（ｈａｌｏ）状を成すなどの当業者に通常知られた非晶質相の特性を有する場合を意味する。例えば、非晶質とは、組成物の構造が１００％の非晶質で場合だけではなく、結晶質が非晶質構造よりも多く存在して、非晶質の特性を失う程度に含まれるものではない限り、非晶質構造内に一部が結晶質（または、ナノ結晶質）で存在する場合も含みうる。前記ナノ結晶質合金は、結晶粒の平均サイズが１００ｎｍ未満である金属合金体を意味する。
【００１６】
本発明で、非晶質形成能（ｇｌａｓｓ  ｆｏｒｍｉｎｇ  ａｂｉｌｉｔｙ）とは、特定組成の合金がある程度の冷却速度まで容易に非晶質化するか否かを示す相対的な尺度を意味する。一般的に、鋳造を通じて非晶質合金を形成するためには、一定レベル以上の高い冷却速度を必要とし、凝固速度が相対的に遅い鋳造方法（例えば、銅金型鋳造法）で使う場合、非晶質形成組成範囲が減る。一方、回転する銅ロールに溶融合金を落として、リボンや線材に凝固させるメルトスピニング（ｍｅｌｔ  ｓｐｉｎｎｉｎｇ）のような急速凝固法は、１０４Ｋ／ｓｅｃ〜１０６Ｋ／ｓｅｃ以上の極大化された冷却速度が得られて、非晶質を形成することができる組成範囲が拡大される。したがって、特定組成がどれくらいの非晶質形成能を有しているかについての評価は、一般的に与えられた冷却工程の冷却速度によって相対的な値を示す特徴を有する。
【００１７】
このような非晶質形成能は、合金組成と冷却速度とに依存的であり、一般的に、冷却速度は、鋳造厚さに逆比例（［冷却速度］∝［鋳造厚さ］−２）するために、鋳造時に非晶質が得られる鋳造材の臨界厚さを評価することによって、非晶質形成能を相対的に定量化できる。例えば、銅金型鋳造法によれば、非晶質構造が得られる鋳造材の臨界鋳造厚さ（棒状である場合には、直径）で表示することができる。他の例として、メルトスピニングによってリボンを形成する場合、非晶質が形成されるリボンの臨界厚さで表示することができる。
【００１８】
本発明において、非晶質形成能を有する合金の意味は、前記合金の溶湯を１０４Ｋ／ｓｅｃ〜１０６Ｋ／ｓｅｃの範囲の冷却速度で鋳造するとき、２０μｍ〜１００μｍの範囲の鋳造厚さに非晶質リボンが得られる合金を意味する。
【００１９】
本発明による非晶質形成能を有する合金組成物は、３元素以上の多成分で構成され、主元素間の原子半径の差が１２％以上大きく、主元素間の混合熱（ｈｅａｔ  ｏｆ  ｍｉｘｉｎｇ）が負の値を有する特徴を有する。
【００２０】
本発明の一実施例によるＺｒ基非晶質合金組成物は、Ｚｒが６７原子％〜７８原子％、Ａｌ及びＣｏのうちから選択された何れか１つ以上が４原子％〜１３原子％、Ｃｕ及びＮｉのうちから選択された何れか１つ以上が１５原子％〜２４原子％からなり、非晶質形成能が０．５ｍｍ以上である。例えば、本発明の一実施例によるＺｒ基非晶質合金組成物は、Ｚｒが６７原子％〜７８原子％、Ｃｏが４原子％〜１２原子％、Ｃｕ及びＮｉのうちから選択された何れか１つ以上が１５原子％〜２４原子％からなり、非晶質形成能が０．５ｍｍ以上であり得る。他の例を挙げれば、本発明の一実施例によるＺｒ基非晶質合金組成物は、Ｚｒが６７原子％〜７８原子％、Ａｌが３原子％〜１０原子％、Ｃｏが２原子％〜９原子％、Ｃｕが１７原子％〜２３原子％からなり、非晶質形成能が０．５ｍｍ以上であり得る。
【００２１】
一方、本発明の実施例によるＺｒ基非晶質合金組成物は、Ｚｒが６７原子％〜７８原子％の範囲、厳格には、６７原子％〜７６原子％の範囲、より厳格には、６７．４原子％〜７５．７原子％の範囲、さらに厳格には、６９．８６原子％〜７５．７原子％の範囲、さらに厳格には、７０．２原子％〜７５．７原子％の範囲を有するように制御される。
【００２２】
本明細書で言及する原子％の単位は、全体合金組成物のうちから占める当該原子の比率を意味する。
【００２３】
以下、本発明の理解を助けるために、実施例を提供する。但し、下記の実施例は、本発明の理解を助けるためのものであり、本発明が、下記の実施例によって限定されるものではない。
【００２４】
表１には、本発明の例によるＺｒ基非晶質合金組成物の合金組成、非晶質形成能（ＧＦＡ）、非晶質合金のガラス遷移温度（Ｔｇ）、結晶化開始温度（Ｔｘ）、過冷却液相領域（△Ｔ＝Ｔｘ−Ｔｇ）、固相線温度（ＴＳ）、液相線温度（ＴＬ）などが示されている。例えば、参考例１の非晶質合金組成は、Ｚｒが６７．４原子％、Ａｌが７原子％、Ｃｏが３原子％、Ｃｕが２２．６原子％であり、それをＺｒ６７．４Ａｌ７Ｃｏ３Ｃｕ２２．６で表示する（以後、合金の組成をこのような方式で表示する）。
【００２５】
本発明者は、表１に開示されたＺｒ基非晶質合金組成物を非晶質合金鋳造材（非晶質合金棒）、非晶質合金粉末、フォイル状の非晶質合金リボンなどとして具現した。それを具現するための例示的な方法としては、急速凝固法、金型キャスティング法、高圧キャスティング法、アトマイジング法、及び／またはメルトスピニング法などを活用することができる。
【００２６】
前記非晶質合金鋳造材は、例えば、表１に開示された組成を有する合金ボタン（ａｌｌｏｙ  ｂｕｔｔｏｎ）をアークメルティングによって溶解した後、銅金型吸引鋳造法で製造した。一般的に、銅金型吸引鋳造法のような金型鋳造法の冷却速度は、メルトスピニング法に比べて、低い冷却速度を有し、前記組成の合金は、本発明で定義する非晶質形成能を有する。
【００２７】
前記非晶質合金粉末は、アトマイジング法で製造可能であるが、例えば、表１に開示された組成を有する合金をアークメルティング法で溶解した後、合金ボタンを製造し、粉末製造装置を用いて合金ボタンを高周波によって再溶解後、溶融合金をアルゴンガスで噴霧して製造した。
【００２８】
前記フォイル状の非晶質合金リボンは、メルトスピニング法によって製造され、具体的には、表１に開示された組成比に合わせてアークメルティング法で合金溶湯を製造した後、７００ｒｐｍの高速で回転する直径６００ｍｍの銅ロール表面に前記合金溶湯をノズルを通じて投入して急速凝固させることで製造した。
【００２９】
【表１】
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【００３０】
表１に開示された組成を有するＺｒ基非晶質合金組成物は、０．５ｍｍ以上の非晶質形成能と１１．８５℃〜４８．５５℃の範囲の過冷却液相領域（△Ｔ）を具現した。すなわち、本発明者は、高いＺｒの含量を有しながらも、すなわち、Ｚｒが６７原子％〜７８原子％の範囲、厳格には、６７原子％〜７６原子％の範囲、より厳格には、６７．４原子％〜７５．７原子％の範囲、さらに厳格には、６９．８６原子％〜７５．７原子％の範囲、さらに厳格には、７０．２原子％〜７５．７原子％の範囲を有しながらも、優れた非晶質形成能と広い範囲の過冷却液相領域を確保することができるＺｒ基非晶質合金組成物を具現した。
【００３１】
そのために、表１に開示された参考例１ないし参考例３、参考例５ないし参考例８、参考例１０ないし参考例１５を参照すれば、本発明の一実施例によるＺｒ基非晶質合金組成物は、Ｚｒが６７原子％〜７８原子％、Ａｌ及びＣｏのうちから選択された何れか１つ以上が４原子％〜１３原子％、Ｃｕ及びＮｉのうちから選択された何れか１つ以上が１５原子％〜２４原子％からなる。厳格には、Ｚｒ基非晶質合金組成物は、Ｚｒが６７．４原子％〜７５．７原子％、Ａｌ及びＣｏのうちから選択された何れか１つ以上が４．８原子％〜１３原子％、Ｃｕ及びＮｉのうちから選択された何れか１つ以上が１５．７原子％〜２３．６原子％からなりうる。この場合、非晶質形成能は、０．５ｍｍ〜４ｍｍの範囲を有する。
【００３２】
図１Ａは、本発明のＡｌが添加されていないＺｒ基非晶質合金領域を図示した状態図である。Ａｌを添加しない場合、十分な非晶質形成能と広い範囲の過冷却液相領域を確保しにくいことが知られている。表１に開示された参考例１２ないし参考例１５を参照すれば、本発明の一実施例によるＺｒ基非晶質合金組成物は、Ａｌを含まず、Ｚｒが６７原子％〜７８原子％、Ｃｏが４原子％〜１２原子％、Ｃｕ及びＮｉのうちから選択された何れか１つ以上が１５原子％〜２４原子％からなり、さらに厳格には、Ａｌを含まず、Ｚｒが６９．８６原子％〜７５．７原子％、Ｃｏが４．８原子％〜１２原子％、Ｃｕ及びＮｉのうちから選択された何れか１つ以上が１５．７原子％〜２３．６原子％からなるが、０．５ｍｍ〜１ｍｍの範囲の非晶質形成能と１３．３３℃〜３３．８６℃の範囲の広い過冷却液相領域を確保することができるということを確認した。
【００３３】
図１Ｂは、本発明のＺｒ−（Ａｌ，Ｃｏ）−Ｃｕ基非晶質合金範囲を図示した合金状態図である。Ｎｉを添加しない場合、十分な非晶質形成能と広い範囲の過冷却液相領域を確保しにくいと知られているが、表１に開示された参考例１、参考例３、参考例５ないし参考例８、参考例１０を参照すれば、本発明の一実施例によるＺｒ基非晶質合金組成物は、Ｎｉを含まず、Ｚｒが６７原子％〜７８原子％、Ａｌが３原子％〜１０原子％、Ｃｏが２原子％〜９原子％、Ｃｕが１７原子％〜２３原子％からなり、さらに厳格には、Ｎｉを含まず、Ｚｒが６７．４原子％〜７０．９原子％、Ａｌが３原子％〜１０原子％、Ｃｏが２原子％〜９原子％、Ｃｕが１７．１原子％〜２２．６原子％からなるが、１ｍｍ〜４ｍｍの範囲の非晶質形成能と１５．３７℃〜４８．５５℃の範囲の広い過冷却液相領域を確保することができるということを確認した。
【００３４】
図２は、表１に開示された本発明の一部参考例に対する非晶質形成能をＸ線回折を用いて照射した結果である。
【００３５】
図２を参照すれば、表１に開示された参考例２、参考例７、参考例１２、及び参考例１５によるＺｒ基非晶質合金組成物は、非晶質相で典型的に表われるブロードピーク（ｂｒｏａｄ  ｐｅａｋ）が観察され、シャープピーク（ｓｈａｒｐ  ｐｅａｋ）は表われないことを確認することができる。発明者は、表１に開示されたあらゆる例で、このような典型的なブロードピークが観察されることを確認した。
【００３６】
図３の（ａ）ないし図３の（ｄ）は、それぞれ表１に開示された参考例２、参考例７、参考例１３、及び参考例１５による結晶化特性を示すＤＳＣ（示差走査熱量計）分析結果が順次に示されている。
【００３７】
図３の（ａ）ないし図３の（ｄ）を参照すれば、表１に開示された参考例２、参考例７、参考例１３、及び参考例１５の合金では、昇温時に結晶化挙動による発熱ピークが観察されることを確認した。これにより、本発明の実施例の合金は、合金内の少なくとも一部に非晶質相が存在していることを確認することができる。
【００３８】
本発明の実施例によるＺｒ基非晶質合金組成物は、半導体製造工程分野、ＭＥＭＳのような微細素子の製造はもとより、各種工具、金型、自動車用部品の耐摩耗向上などのためのコーティング形成分野で活用されうる。以下、具体的な一例として、スパッタリングターゲットに適用される場合を説明する。
【００３９】
スパッタリング工程は、負の電圧が印加されたターゲットにアルゴンイオンなどを高速で衝突させて、ターゲット原子を離脱させて母材に供給することによって、母材の表面に薄膜を形成する技術を言う。スパッタリングを用いて非晶質相薄膜あるいは非晶質相を含むナノ複合薄膜を製造する場合、非晶質からなるターゲットを利用できる。このような非晶質ターゲットは、非晶質形成能が高い多元系金属合金からなり、このような非晶質ターゲットから離脱された異種の金属元素は、母材表面上に非晶質相を有する合金薄膜を形成しうる。
【００４０】
しかし、このような非晶質ターゲットは、スパッタリング過程でイオンの衝突によって温度が増加し、このような温度増加によってターゲットの表面付近の組織が変化されうる。すなわち、熱的に不安定な非晶質相の特性上、ターゲットの温度が増加する場合、ターゲット表面で局部的な結晶化が進行しうる。このような局部的な結晶化は、ターゲットの体積変化及び構造緩和を起こし、これにより、ターゲットの脆性が増加して、スパッタリング工程中にターゲットが容易に破壊される結果をもたらしうる。工程中にターゲットが破壊される場合、製品生産に致命的な問題となり、したがって、スパッタリング工程中に、このような破壊が生じない安定したターゲットを確保することが非常に重要である。
【００４１】
本発明者は、前述したＺｒ基非晶質合金（または、ナノ結晶質合金）を複数個準備する段階と、前記複数個の非晶質合金（または、ナノ結晶質合金）を前記非晶質合金（または、ナノ結晶質合金）の結晶化開始温度以上、溶融温度未満の温度範囲で熱加圧して、結晶粒の平均サイズが０．１μｍ〜５μｍの範囲（厳格には、０．１μｍ〜１μｍの範囲、より厳格には、０．１μｍ〜０．５μｍの範囲、さらに厳格には、０．３μｍ〜０．５μｍの範囲）を有する結晶質合金を製造する段階と、を行うことで具現される結晶質合金からなるスパッタリング用合金ターゲットが熱的／機械的安定性が大きく向上して、スパッタリング過程中にターゲットが急に破壊される現象が起こらず、安定してスパッタリング工程を行うことができることを確認した。また、非常に均一な微細組織を有するので、ターゲットを構成する多成分のスパッタリング率の差に起因したターゲット組成と薄膜組成との偏差を小さくする効果があり、薄膜の厚さによる組成均一性を確保することができる効果があることを確認した。これについてのより詳細な内容は、本願の発明者が既に出願した特許出願番号第１０−２０１１−０１２９８８８号及び第１０−２０１３−００６５２４４号を参照することができる。
【００４２】
図４は、本発明の表１に開示された参考例２の非晶質合金組成を用いて製造されたターゲットのスパッタリング後の外観写真である。図４を参照すれば、製造されたスパッタリングターゲットは、スパッタリング工程中に破壊が観察されず、スパッタリング後の表面は、構成成分間のスパッタリングイールド（ｙｉｅｌｄ）の差による不均一性が観察されていない。
【００４３】
図５は、本発明の表１に開示された参考例２、参考例７、参考例１２、及び参考例１５の組成によるＺｒ基非晶質合金組成物をアニーリングした後でクラック発生テストを進行した時に表われる圧子跡周辺を電子顕微鏡で観察した結果であり、図６は、本発明の表１に開示された参考例２、参考例７、参考例１２、及び参考例１５の組成によるＺｒ基非晶質合金組成物から製造した結晶質合金ターゲットの微細組織を電子顕微鏡で観察した結果である。
【００４４】
図５及び図６を参照すれば、本発明の表１に開示された例によるＺｒ基非晶質合金組成物を非晶質合金の結晶化開始温度以上、溶融温度未満の温度範囲でアニーリングして形成したスパッタリング合金ターゲットは、０．１μｍ〜約５μｍの範囲のサイズを有する結晶粒が均一に分布する結晶質組織を有し、クラックが発生しないことを確認することができる。
【００４５】
また、本発明の実施例によるＺｒ基非晶質合金組成物は、非晶質合金リボン状に製造されて、高分子電解質型燃料電池に使われる金属バイポーラプレートとして使われる。以下、具体的な一例として、非晶質合金リボンを用いてバイポーラプレートに適用される場合を説明する。金属系バイポーラプレートの場合、燃料電池の作動環境に対する低い耐腐蝕特性によって、燃料電池の特性低下現象が発生している。したがって、最近、非晶質合金リボンを用いてバイポーラプレートを製造したり、金属系プレート上に非晶質膜をコーティングすることによって、バイポーラプレートの耐腐蝕性を向上させようとする試みがなされている。前述したように、本発明の非晶質合金ターゲットを用いて金属系バイポーラプレート表面に非晶質膜をコーティングする方法を使い、さらに他の例として、現在使われているステンレス鋼を代替するための材料であって、本発明の非晶質合金を用いて製造された非晶質リボンを使うことができる。
【００４６】
図７は、本発明の参考例１５による非晶質合金組成を用いて製造された非晶質合金リボンの写真である。また、図８は、本発明の参考例２、参考例７、参考例１２、及び参考例１５の組成の非晶質合金リボンを用いて高分子電解質型燃料電池スタック環境と同じ条件で実験した動電位分極試験の結果である。動電位分極試験は、１Ｍ  Ｈ２ＳＯ４＋２ｐｐｍ  ＨＦ溶液を利用し、−０．６Ｖ〜１．２Ｖのポテンシャル（Ｐｏｔｅｎｔｉａｌ）範囲で測定した。表２に、各合金組成による非晶質リボンの動電位分極実験の結果を整理した。
【００４７】
【表２】
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【００４８】
表２によれば、現在金属系バイポーラプレート材質として使われているステンレス鋼板の場合、腐蝕電流密度が５．６０×１０−５Ａ／ｃｍ２で測定されるが、一方、本発明のＺｒ基非晶質合金リボンの場合、１．７８×１０−８Ａ／ｃｍ２の腐蝕電流密度が得られることを確認した。これは、本発明の非晶質合金リボンの腐蝕特性がステンレス鋼板に比べて、非常に優れていることを証明するものである。
【００４９】
図８は、本発明の参考例２、参考例７、参考例１２、及び参考例１５の組成の非晶質合金リボンを用いて測定された動電位分極試験の結果を図解するグラフである。ステンレス鋼板の場合、燃料電池スタックの作動環境である１．０Ｖの腐蝕電位で過不動態反応による腐蝕現象が発生することが確認されたが、本発明の実施例による非晶質合金リボンの場合、燃料電池スタックの作動環境である０．６〜１．２Ｖの範囲の腐蝕電位で不動態反応後、これ以上の腐蝕が発生しないことを確認することができる。したがって、本発明の非晶質合金組成を利用した非晶質リボンの場合、燃料電池スタック使用環境で優れた耐腐蝕性を有するということが分かる。
【００５０】
本発明は、図面に示された実施例を参考にして説明されたが、これは例示的なものに過ぎず、当業者ならば、これにより多様な変形及び均等な他実施例が可能であるという点を理解できるであろう。したがって、本発明の真の技術的保護範囲は、特許請求の範囲の技術的思想によって決定されるべきである。
【産業上の利用可能性】
【００５１】
本発明は、Ｚｒ基非晶質合金組成物関連の技術分野に適用可能である。
【図１Ａ】
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【図１Ｂ】
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【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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