セパレータ、それを用いた固体高分子型燃料電池およびそのセパレータの製造方法
【課題】優れた導電性と耐食性とを兼ね備えた固体高分子型燃料電池用のセパレータを提供する。
【解決手段】セパレータ４は、ステンレス鋼４１と、非晶質炭素膜４２とを備える。ステンレス鋼４１は、硫酸に対して耐腐食性を有し、凹凸面４１１が一主面に形成されている。非晶質炭素膜４２は、ラマン散乱スペクトルのＧバンドの半値幅として５０〜２００ｃｍ−１の範囲の半値幅を有し、比抵抗値が約１．０×１０−３Ωｃｍである。そして、非晶質炭素膜４２は、ステンレス鋼４１の凹凸面４１１を覆うようにＥＣＲスパッタリング法により形成される。この場合、非晶質炭素膜４２の膜厚は、０．１〜１．０μｍの範囲である。
【解決手段】セパレータ４は、ステンレス鋼４１と、非晶質炭素膜４２とを備える。ステンレス鋼４１は、硫酸に対して耐腐食性を有し、凹凸面４１１が一主面に形成されている。非晶質炭素膜４２は、ラマン散乱スペクトルのＧバンドの半値幅として５０〜２００ｃｍ−１の範囲の半値幅を有し、比抵抗値が約１．０×１０−３Ωｃｍである。そして、非晶質炭素膜４２は、ステンレス鋼４１の凹凸面４１１を覆うようにＥＣＲスパッタリング法により形成される。この場合、非晶質炭素膜４２の膜厚は、０．１〜１．０μｍの範囲である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、固体高分子型燃料電池に用いるセパレータ、それを用いた固体高分子型燃料電池およびそのセパレータの製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
水素と酸素とを電気化学的に反応させることにより、電気を取り出す燃料電池は、二酸化炭素（ＣＯ２）の排出を大きく低減することが可能な技術であると共に、従来の内燃機関に比べて効率が高く、静粛性に優れ、さらに、大気汚染の原因となるＮＯｘ、ＳＯｘおよびＰＭ等の排出量が少ないという特徴を有している。
【０００３】
このため、燃料電池は、クリーンなエネルギー変換装置として国際的にも研究開発が精力的に進められており、これまでに、リン酸型燃料電池、溶融炭酸塩型燃料電池、固体酸化物型燃料電池等が開発されている。
【０００４】
このような状況の下、近年、自動車用および家庭用等の小型の発電に適した燃料電池として、固体高分子型燃料電池が注目されている。この固体高分子型燃料電池が注目されるようになったのは、性能が一段と向上した固体高分子電解質膜を用いることによって電池の出力密度が飛躍的に向上し、高効率という従来からの燃料電池の特性に加え、小型化および低温作動が可能になったからである。
【０００５】
固体高分子型燃料電池は、数十〜数百個の単位電池を直列に接続して所要電力を得る。そして、単位電池は、固体高分子電解質膜と、アノード側ガス拡散電極と、カソード側ガス拡散電極と、アノード側セパレータと、カソード側セパレータとを備える。アノード側ガス拡散電極およびカソード側ガス拡散電極は、固体高分子電解質膜の両側に配置される。アノード側セパレータは、アノード側ガス拡散電極に接して配置され、カソード側セパレータは、カソード側ガス拡散電極に接して配置される。
【０００６】
このような、アノード側セパレータおよびカソード側セパレータは、隣り合う単位電池間を電気的に接続する集電体としての役目だけでなく、単位電池の外壁構造部材としても機能し、さらに、水素および空気をアノード側ガス拡散電極またはカソード側ガス拡散電極へ供給する通路としても機能する。
【０００７】
したがって、アノード側セパレータおよびカソード側セパレータには、機械強度、導電性、および固体高分子型燃料電池の置かれる腐食環境に対する耐食性が要求される。
【０００８】
従来の一般的なセパレータは、黒鉛材にフェノール樹脂を含浸させた材料からなる。しかし、その製造工程には、高温で長時間を要する焼結工程および黒鉛材料の表面に水素または酸素を供給するための通路を切削加工する切削工程が必要であるため、その製造工程が煩雑になって生産性が劣り、その結果として、製造コストが高くなるという欠点があった。このようなセパレータを数百枚も重ね合わせると、燃料電池の本体価格が非常に高くなるため、燃料電池を実用化するためには、セパレータのコスト低減が必須である。
【０００９】
また、燃料電池のセパレータに要求される特性としては、水素ガスが漏れないこと、すなわち、水素ガス不透過性であること、エネルギーの変換効率を高くする上で導電性が優れていること、さらに、燃料電池に組み込む際に破損しないように機械的強度が高いこと等がある。従来のセパレータは、導電性が優れているが、水素不透過性および特に機械的強度が劣るという欠点があった。
【００１０】
そこで、ごく最近になって、フェノール樹脂などの熱硬化性樹脂に種々の導電材を混合した材料を成形加工したセパレータが開発されつつある。しかし、これらの成形品は、従来品と比べ、導電性が１／３以下に低下してしまうという欠点がある。
【００１１】
これに対し、金属は、気密性および導電性が高く、薄板にしてプレス加工することも可能であるということで、ステンレス鋼およびアルミニウム等の金属セパレータが検討されている。
【００１２】
しかし、ステンレス鋼およびアルミニウムは、燃料電池の作動条件で腐食が起き、腐食した金属イオンが固体高分子電解質膜と反応すると、固体高分子電解質膜がイオン伝導性の低下を引き起こす。
【００１３】
また、ステンレス鋼およびアルミニウムの表面に金メッキを施した研究例もあるが、金メッキにピンホールが発生した場合、却って腐食を速める危険性があり、コストも高くなる。
【００１４】
その他、導電性を確保しながらステンレス鋼およびアルミニウムにコーティングすることが試されているが、満足のいく結果は得られていない。
【００１５】
金属セパレータを燃料電池に用いた場合の問題に対して、固体高分子型燃料電池において、カーボンペーパーおよびカーボンクロス等で構成されたガス拡散電極間に挟持され、アルミニウム、鉄およびステンレス等の金属によって構成されたガスセパレータの表面の少なくともガス拡散電極との接触面に主金属である鉛（Ｐｂ）の中にカーボンとしてのグラファイトを混入した付着膜を付着させた固体高分子型燃料電池が提案されている（特許文献１）。
【００１６】
また、アルミニウムからなる低電気抵抗性金属板を水素含有量が１原子％以上２０原子％以下である非晶質炭素膜によって被覆した燃料電池用のセパレータが提案されている（特許文献２）。
【００１７】
さらに、固体高分子電解質膜と、その両側に配置された触媒電極層と、触媒電極層の両側に配置されたガス拡散電極と、ガス拡散電極の両側に配置されたセパレータとからなる単位電池を積層した燃料電池において、セパレータのうちガス拡散電極と接触する部位を導電性硬質炭素膜を含む被覆層で少なくとも被覆した固体高分子型燃料電池のセパレータが提案されている（特許文献３）。
【００１８】
さらに、高耐食性ステンレス鋼の表面を、金属窒化物および金属分散ダイヤモンドライクカーボン等の導電性化合物によって被覆したセパレータが提案されている（特許文献４）。
【特許文献１】特開平１０−３０８２２６号公報
【特許文献２】特開２０００−６７８８１号公報
【特許文献３】国際公開第ＷＯ０１／００６５８５号パンフレット
【特許文献４】特開２００３−１２３７８１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１９】
しかし、特許文献１に開示されたセパレータでは、付着膜または被覆層の電気抵抗が大きいため、十分な発電特性を得ることが困難である。また、特許文献２および特許文献３に開示されたセパレータでは、被覆層の緻密性が不十分であるため、固体高分子型燃料電池の置かれる酸化性酸の腐食環境では、強固な不働態被膜が形成され、セパレータの接触抵抗の低減が不十分である。さらに、特許文献４に開示されたセパレータでは、ダイヤモンドライクカーボンが絶縁性を有し、高硬度であるため、微小な割れ等が発生し易く、高耐食性ステンレス鋼を使用し、ダイヤモンドライクカーボンに金属を分散させる必要がある。
【００２０】
そこで、この発明は、かかる問題を解決するためになされたものであり、その目的は、優れた導電性と耐食性とを兼ね備えた固体高分子型燃料電池用のセパレータを提供することである。
【００２１】
また、この発明の別の目的は、優れた導電性と耐食性とを兼ね備えた固体高分子型燃料電池用のセパレータを備えた固体高分子型燃料電池を提供することである。
【００２２】
さらに、この発明の別の目的は、優れた導電性と耐食性とを兼ね備えた固体高分子型燃料電池用のセパレータ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】
【００２３】
この発明によれば、セパレータは、固体高分子型燃料電池に用いられるセパレータであって、金属板と、非晶質炭素膜とを備える。金属板は、硫酸に対して耐腐食性を有する。非晶質炭素膜は、金属板のうち固体高分子型燃料電池のガス拡散電極側の一主面に少なくとも形成され、導電性を有する。そして、非晶質炭素膜は、ラマン散乱スペクトルのＧバンドの半値幅として５０〜２００ｃｍ−１の範囲の半値幅を有する。
【００２４】
また、この発明によれば、セパレータは、固体高分子型燃料電池に用いられるセパレータであって、金属板と、被膜と、非晶質炭素膜とを備える。金属板は、硫酸に対して耐腐食性を有する。被膜は、金属板のうち固体高分子型燃料電池のガス拡散電極側の一主面に少なくとも形成される。非晶質炭素膜は、被膜に接して形成され、導電性を有する。そして、被膜は、非晶質炭素膜よりも低い導電率を有する。
【００２５】
好ましくは、被膜は、金属板の一主面に形成された酸化被膜である。
【００２６】
好ましくは、金属板は、ステンレス鋼、チタン、チタン合金、アルミニウムおよびアルミニウム合金のいずれかからなる。
【００２７】
好ましくは、ステンレス鋼は、質量パーセントが１０．５％〜４０．０％の範囲であるＮｉと、質量パーセントが２０．０％〜３０．０％の範囲であるＣｒとを含む。
【００２８】
好ましくは、ステンレス鋼は、質量パーセントが１．００％〜８．００％の範囲であるＭｏをさらに含む。
【００２９】
好ましくは、Ｃｒの質量パーセントは、１３．０％〜２５．０％の範囲である。
【００３０】
好ましくは、Ｎｉの質量パーセントは、２．０％〜８．０％の範囲である。
【００３１】
好ましくは、ステンレス鋼は、質量パーセントが０．５０％〜５．００％の範囲であるＣｕをさらに含む。
【００３２】
好ましくは、ステンレス鋼は、質量パーセントが０．０５％〜０．３０％の範囲であるＮをさらに含む。
【００３３】
好ましくは、ステンレス鋼は、質量パーセントが１．００％以下であるＮｂをさらに含む。
【００３４】
好ましくは、ステンレス鋼は、質量パーセントが０．０８％以下であるＣと、質量パーセントが２．００％以下であるＳｉと、質量パーセントが２．００％以下であるＭｎと、質量パーセントが０．０４５％以下であるＰと、質量パーセントが０．０３０％以下であるＳとをさらに含む。
【００３５】
また、この発明によれば、固体高分子型燃料電池は、請求項１から請求項１２のいずれか１項に記載のセパレータを備える。
【００３６】
さらに、この発明によれば、製造方法は、固体高分子型燃料電池に用いるセパレータの製造方法である。セパレータは、請求項１から請求項１２のいずれか１項に記載のセパレータからなる。そして、製造方法は、物理蒸着法を用いて、非晶質炭素膜を金属板の一主面に少なくとも形成する工程を備える。
【００３７】
好ましくは、物理蒸着法における基板温度は、３００℃以下である。
【発明の効果】
【００３８】
この発明においては、セパレータは、硫酸に対して耐腐食性を有する金属板の一主面に、ラマン散乱スペクトルのＧバンドの半値幅が５０〜２００ｃｍ−１の範囲である非晶質炭素膜を形成した構造からなる。そして、Ｇバンドの半値幅が５０〜２００ｃｍ−１の範囲である非晶質炭素膜は、適当な硬さおよび低い電気抵抗を有する。
【００３９】
したがって、この発明によれば、セパレータの導電性および耐食性を向上できる。
【００４０】
また、この発明においては、固体高分子型燃料電池は、導電性および耐食性に優れたセパレータを備える。
【００４１】
したがって、この発明によれば、安定して高い発電効率で発電できる。
【００４２】
さらに、この発明によれば、物理蒸着法を用いて、硫酸に対して耐腐食性を有する金属板の一主面に、ラマン散乱スペクトルのＧバンドの半値幅が５０〜２００ｃｍ−１の範囲である非晶質炭素膜を形成する。
【００４３】
したがって、この発明によれば、導電性および耐食性に優れたセパレータを容易に作製できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００４４】
本発明の実施の形態について図面を参照しながら詳細に説明する。なお、図中同一または相当部分には同一符号を付してその説明は繰返さない。
【００４５】
図１は、この発明の実施の形態によるセパレータを備えた固体高分子型燃料電池の断面概略図である。図１を参照して、この発明の実施の形態によるセパレータを備えた固体高分子型燃料電池１０は、固体高分子電解質膜１と、ガス拡散電極２，３と、セパレータ４，５と、ガスシール６，７とを備える。
【００４６】
ガス拡散電極２は、その一主面に触媒２１を担持し、触媒２１が固体高分子電解質膜１の一方面に接するように固体高分子電解質膜１の一方側に配置される。また、ガス拡散電極３は、その一主面に触媒３１を担持し、触媒３１が固体高分子電解質膜１の他方面に接するように固体高分子電解質膜１の他方側に配置される。
【００４７】
セパレータ４は、ガス拡散電極２の一主面（触媒２１が担持された一主面と反対側の一主面）に接するように配置される。セパレータ５は、ガス拡散電極３の一主面（触媒３１が担持された一主面と反対側の一主面）に接するように配置される。
【００４８】
ガスシール６は、固体高分子電解質膜１の外周部とセパレータ４の外周部との間に設けられ、気密性を保持してセパレータ４の外周部を固体高分子電解質膜１の外周部に連結する。ガスシール７は、固体高分子電解質膜１の外周部とセパレータ５の外周部との間に設けられ、気密性を保持してセパレータ５の外周部を固体高分子電解質膜１の外周部に連結する。
【００４９】
固体高分子電解質膜１は、たとえば、フッ素系のイオン交換膜からなる。ガス拡散電極２，３の各々は、ガス透過性および導電性を有する多孔体からなる。触媒２１，３１の各々は、白金（Ｐｔ）または白金合金（Ｐｔ−Ｒｕ）からなる。セパレータ４，５の各々は、後に詳述するように、硫酸に対して耐腐食性を有するステンレス鋼と、ステンレス鋼の表面に形成された非晶質炭素膜とからなる。ガスシール６，７の各々は、フッ素樹脂、バイトンゴム、およびシリコンゴムのいずれかからなる。そして、フッ素樹脂は、より具体的には、ポリテトラフルオロエチレン（ＰＴＦＥ）、テトラフルオロエチレン−ヘキサフルオロプロピレン共重合体（ＦＥＰ）、およびテトラフルオロエチレン−パーフルオロアルキルビニルエーテル共重合体（ＰＦＡ）等である。
【００５０】
固体高分子電解質膜１は、触媒２１によって分離された電子ｅ−と水素イオンＨ＋とのうち、水素イオンＨ＋のみを触媒３１側へ通過させる。ガス拡散電極２は、セパレータ４から供給された水素ガスを触媒２１へ拡散させる。触媒２１は、ガス拡散電極２に供給された水素ガスを電子ｅ−と水素イオンＨ＋とに分離する。
【００５１】
ガス拡散電極３は、セパレータ５から供給された空気（または酸素）を触媒３１へ拡散させる。触媒３１は、固体高分子電解質膜１から供給された水素イオンＨ＋と、ガス拡散電極３から供給された電子ｅ−と空気（または酸素）とを反応させ、水を生成する。
【００５２】
セパレータ４は、ガス拡散電極２に接する一主面に凹凸構造からなるガス供給溝４Ａを有する。そして、ガス供給溝４Ａは、水素ガスの供給口および排出口に繋がっている。したがって、セパレータ４は、ガス供給溝４Ａを介して水素ガスをガス拡散電極２に供給する。
【００５３】
セパレータ５は、ガス拡散電極３に接する一主面に凹凸構造からなるガス供給溝５Ａを有する。そして、ガス供給溝５Ａは、空気（または酸素）の供給口および排出口に繋がっている。したがって、セパレータ５は、ガス供給溝５Ａを介して空気（または酸素）をガス拡散電極３に供給する。
【００５４】
図２は、図１に示すセパレータ４の概略断面図である。図２を参照して、セパレータ４は、ステンレス鋼４１と、非晶質炭素膜４２とを含む。ステンレス鋼４１は、ガス拡散電極２に接する一主面に凹凸面４１１を有する。凹凸面４１１は、その幅Ｗおよび深さＤが０．２ｍｍ〜１ｍｍの範囲である。
【００５５】
非晶質炭素膜４２は、凹凸面４１１を覆うように形成される。その結果、ガス供給溝４Ａがセパレータ４の表面のうち、ガス拡散電極２に接する一主面に形成される。非晶質炭素膜４２は、ＥＣＲ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｙｃｌｏｔｒｏｎ Ｒｅｓｏｎａｎｃｅ）スパッタリング法により形成され、０．１〜１μｍの範囲の膜厚を有する。
【００５６】
そして、非晶質炭素膜４２は、約１×１０−３Ωｃｍの比抵抗を有する。この比抵抗値は、絶縁物上に形成された非晶質炭素膜４２の比抵抗値であり、４探針法により測定された。したがって、非晶質炭素膜４２は、導電性を有する非晶質炭素膜である。
【００５７】
なお、図１に示すセパレータ５も、図２に示すセパレータ４と同じ構成からなる。
【００５８】
図３は、図２に示す非晶質炭素膜４２のラマン散乱スペクトルである。図３において、縦軸は、ラマン強度を表し、横軸は、ラマンシフトを表す。
【００５９】
ラマン散乱スペクトルは、日本分光株式会社製のＮＲＳ−２１００型レーザーラマン分光光度計を用いて測定された。このＮＲＳ−２１００型レーザーラマン分光光度計は、励起光として波長５１４．５ｎｍのアルゴンイオンレーザーを用いている。そして、ラマン散乱スペクトルの測定は、波長５１４．５ｎｍのアルゴンイオンレーザーを非晶質炭素膜４２に照射し、後方散乱されたラマン散乱光をトリプルモノクロメーター光学系により分光し、その分光したラマン散乱光をＣＣＤ（Ｃｈａｒｇｅ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｄｅｖｉｃｅ）検出器により検出することによって行なわれた。
【００６０】
図３を参照して、ラマン散乱スペクトルｋ１は、ＤバンドＤＢと、ＧバンドＧＢとからなる。ＤバンドＤＢは、約１３００ｃｍ−１に中心を有し、ＧバンドＧＢは、約１５００ｃｍ−１に中心を有する。ＤバンドＤＢおよびＧバンドＧＢは、６００〜２２００ｃｍ−１の範囲で得られるラマン散乱スペクトルｋ１のバックグラウンドを除去し、ガウス波形を用いて約１３００ｃｍ−１付近に中心を有する成分と、約１５００ｃｍ−１付近に中心を有する成分とに分離することにより得られる。
【００６１】
そして、この発明においては、ＤバンドＤＢの強度Ｉ（Ｄ）とＧバンドＧＢの強度Ｉ（Ｇ）との強度比（＝Ｉ（Ｄ）／Ｉ（Ｇ））が演算された。また、ＧバンドＧＢの半値幅ＦＷＨＭ（Ｆｕｌｌ Ｗｉｄｔｈ ａｔ Ｈａｌｆ−Ｍａｘｉｍｕｍ）が測定された。なお、強度Ｉ（Ｄ），Ｉ（Ｇ）は、それぞれ、ＤバンドＤＢおよびＧバンドＧＢのスペクトルの面積を演算することにより得られた。
【００６２】
非晶質炭素膜４２における強度比（＝Ｉ（Ｄ）／Ｉ（Ｇ））および半値幅ＦＷＨＭの概念について説明する。アモルファス炭素薄膜は、ｓｐ２混成炭素とｓｐ３混成炭素とが混在している。励起光として可視光線を用いたラマン散乱スペクトルの場合、ｓｐ２混成炭素に関する情報が主となる。これは、可視光を励起光とした場合、ｓｐ２混成炭素の感度がｓｐ３混成炭素の感度に比べ、５０〜２３０倍程度敏感であるからである。
【００６３】
アモルファス炭素薄膜のラマン散乱スペクトルは、上述したように、ＤバンドＤＢとＧバンドＧＢとを有する。ＤバンドＤＢおよびＧバンドＧＢは、それぞれ、ｓｐ２サイトのペアーの芳香環の呼吸振動と結合伸縮振動に帰属される散乱バンドである。
【００６４】
ＤバンドＤＢとＧバンドＧＢとの強度比（＝Ｉ（Ｄ）／Ｉ（Ｇ））は、ｓｐ２混成炭素ドメイン（グラファイトドメイン）の構造に敏感であり、一般に、グラファイト構造が未発達なアモルファス炭素薄膜中のグラファイトドメインのサイズおよび数の増加と共に、増加する。
【００６５】
また、ＧバンドＧＢの半値幅ＦＷＨＭも、アモルファス炭素薄膜中のグラファイトドメインのサイズに敏感であり、グラファイト構造の発達とともに、ＧバンドＧＢの半値幅ＦＷＨＭは、減少する。
【００６６】
したがって、この発明においては、優れた導電性と耐食性とを兼ね備えたセパレータ４を形成するための非晶質炭素膜４２を評価するために、強度比（＝Ｉ（Ｄ）／Ｉ（Ｇ））および半値幅ＦＷＨＭを用いた。
【００６７】
その結果、優れた導電性と耐食性とを兼ね備えたセパレータ４を形成するためには、強度比（＝Ｉ（Ｄ）／Ｉ（Ｇ））は、２．０〜５．０の範囲が好適であり、半値幅ＦＷＨＭは、５０〜２００ｃｍ−１の範囲が好適であることが解った。
【００６８】
強度比（＝Ｉ（Ｄ）／Ｉ（Ｇ））が２．０未満では、アモルファス炭素薄膜のｓｐ３混成炭素が多くなり、非晶質炭素膜４２の電気抵抗が大きくなる。一方、強度比（＝Ｉ（Ｄ）／Ｉ（Ｇ））が５．０よりも大きくなると、アモルファス炭素膜のｓｐ２混成炭素が多くなり、非晶質炭素膜４２の硬さが低下する。その結果、非晶質炭素膜４２に傷等がつき易くなり、ステンレス鋼４１の被覆性が低下する。
【００６９】
また、ＧバンドＧＢの半値幅ＦＷＨＭが５０ｃｍ−１よりも小さくなると、アモルファス炭素膜のｓｐ２混成炭素が多くなり、非晶質炭素膜４２の硬さが低下する。その結果、非晶質炭素膜４２に傷等がつき易くなり、ステンレス鋼４１の被覆性が低下する。一方、ＧバンドＧＢの半値幅ＦＷＨＭが２００ｃｍ−１よりも大きくなると、アモルファス炭素薄膜のｓｐ３混成炭素が多くなり、非晶質炭素膜４２の電気抵抗が大きくなる。
【００７０】
したがって、強度比（＝Ｉ（Ｄ）／Ｉ（Ｇ））は、２．０〜５．０の範囲が好適であり、半値幅ＦＷＨＭは、５０〜２００ｃｍ−１の範囲が好適である。
【００７１】
図４は、図１，２に示すセパレータ４，５を作製する工程図である。図４を参照して、ステンレス鋼板を所定の大きさに加工し、ステンレス鋼２０を作製する（図４の（ａ）参照）。そして、ステンレス鋼２０の一主面２０Ａを切削加工あるいはエッチング加工あるいはプレス加工し、一主面２０Ａに凹凸面４１１を形成し、ステンレス鋼４１を作製する（図４の（ｂ）参照）。
【００７２】
その後、ＥＣＲスパッタリング法により凹凸面４１１を覆うように非晶質炭素膜４２をステンレス鋼４１の一主面に形成する。ＥＣＲスパッタリング法による非晶質炭素膜４２の形成は、ＥＣＲスパッタリング装置を用いて行なう。このＥＣＲスパッタリング装置は、ステンレス製のプラズマ室と、成膜室とからなる。プラズマ室は、２．４５ＧＨｚの電磁波を上部からコイルに印加し、８７５ガウスの磁場を中央部付近に発生させる。
【００７３】
そうすると、プラズマ室で発生したプラズマは、磁場勾配により成膜室内に運ばれ、基板表面に照射される。また、プラズマ室で発生したプラズマは、プラズマ室に設置された円筒状のターゲットにスパッタイオンとして照射され、ターゲットに４００Ｗの電力を印加する。
【００７４】
円筒状のターゲットは、グラファイト（Ｃ）からなり、６ｃｍの内径および６ｃｍの高さを有する。したがって、ターゲットの表面積は、（６×３．１４）×６＝１１３．０４ｃｍ２であり、ターゲットに印加されるパワー密度は、４００Ｗ／１１３．０４ｃｍ２≒３．５Ｗ／ｃｍ２である。
【００７５】
非晶質炭素膜４２を形成する場合、ＥＣＲスパッタリング装置のプラズマ室および成膜室を拡散ポンプにより１．０×１０−５Ｐａまで真空排気し、その後、プラズマ室内に高純度アルゴン（Ａｒ）を供給してプラズマ室内の圧力を９×１０−４Ｐａに設定する。また、基板であるステンレス鋼４１に２０Ｖのバイアス電圧を印加する。この場合、基板温度は雰囲気温度である。
【００７６】
そして、上述したパワー密度をターゲットに印加してスパッタリングする。成膜時間は、２時間である。そうすると、スパッタリングされたターゲット材料（Ｃ）は、プラズマ室から成膜室へ移動し、基板であるステンレス鋼４１の凹凸面４１１上に堆積される。
【００７７】
これにより、ステンレス鋼４１の凹凸面４１１上に非晶質炭素膜４２が形成され（図４の（ｃ）参照）、セパレータ４，５が作製される。
【００７８】
なお、２時間の成膜後における基板温度は、約１２０℃である。
【００７９】
次に、図２に示すステンレス鋼４１について詳細に説明する。この発明においては、ＪＩＳ（Ｊａｐａｎ Ｉｎｄｕｓｔｒｙ Ｓｔａｎｄａｒｄ）規格で決められたステンレス鋼のうち、硫酸に対して耐腐食性を有するステンレス鋼がステンレス鋼４１として用いられる。
【００８０】
表１は、ステンレス鋼および接触抵抗値を示す。
【００８１】
【表１】
【００８２】
表１において、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２は、それぞれ、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３１０Ｓ，ＳＵＳ３１６Ｌ，ＳＵＳ３１６Ｊ１Ｌ，ＳＵＳ３１７Ｌ，ＳＵＳ３２１，ＳＵＳ３２９Ｊ１，ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ，ＳＵＳ４３０，ＳＵＳ４４４，Ｃａｒｐｅｎｔｅｒ２０，ＩＮＣＯＬＯＹ２５−６Ｍｏを示す。また、表１において、“＊”が付された試料は、比較例である。さらに、表１において、“−”は、未添加を示す。
【００８３】
表１に示す試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２のステンレス鋼のサイズは、直径が２０ｍｍであり、厚さが２ｍｍである。そして、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２の各ステンレス鋼の一主面に、上述したＥＣＲスパッタリング法により非晶質炭素膜４２を堆積した。
【００８４】
そして、表１に示す試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２のステンレス鋼および非晶質炭素膜４２を形成した試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２のステンレス鋼について、接触抵抗値を測定した。なお、非晶質炭素膜４２を形成した試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２のステンレス鋼については、硫酸浸漬後の接触抵抗値も測定した。
【００８５】
接触抵抗値の測定は、各試料の両面から同じ大きさのカーボンペーパーを挟み、１０ｋｇ／ｃｍ２の圧力を印加し、１Ａ／ｃｍ２の電流を流し、４端子法により、各試料とカーボンペーパーとの間の接触抵抗値を測定することにより行なわれた。
【００８６】
また、硫酸への浸漬実験は、各試料を８０℃、０．５ｍｏｌ／Ｌの硫酸に１時間浸漬した後に、上記の方法により接触抵抗値を測定することにより行なわれた。
【００８７】
試料Ｎｏ．１，２，９の各ステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）およびクロム（Ｃｒ）をそれぞれ表１に示す質量パーセントだけ含み、試料Ｎｏ．３，５，７の各ステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）をそれぞれ表１に示す質量パーセントだけ含み、試料Ｎｏ．４のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）および銅（Ｃｕ）をそれぞれ表１に示す質量パーセントだけ含む。
【００８８】
また、試料Ｎｏ．６のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）およびチタン（Ｔｉ）をそれぞれ表１に示す質量パーセントだけ含み、試料Ｎｏ．８のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）および窒素（Ｎ）をそれぞれ表１に示す質量パーセントだけ含む。
【００８９】
さらに、試料Ｎｏ．１０のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）および窒素（Ｎ）をそれぞれ表１に示す質量パーセントだけ含み、試料Ｎｏ．１１のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、銅（Ｃｕ）、ニオブ（Ｎｂ）およびタンタル（Ｔａ）をそれぞれ表１に示す質量パーセントだけ含み、試料Ｎｏ．１２のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、銅（Ｃｕ）および窒素（Ｎ）をそれぞれ表１に示す質量パーセントだけ含む。
【００９０】
なお、試料Ｎｏ．１１については、ニオブ（Ｎｂ）とタンタル（Ｔａ）との合計の質量パーセントを示す。
【００９１】
試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２の各試料は、非晶質炭素膜４２によって被覆しない場合、３１．７〜１３４．８ｍΩｃｍ２の範囲の接触抵抗値を有する。そして、非晶質炭素膜４２によって被覆した試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２の各試料は、０．２１〜０．３４ｍΩｃｍ２の範囲の接触抵抗値を有する。
【００９２】
このように、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２の各試料は、非晶質炭素膜４２によって被覆することにより、その接触抵抗値が約２桁低下する。上述したように、非晶質炭素膜４２は、１×１０−３Ωｃｍ程度の比抵抗値を有するため、非晶質炭素膜４２によって被覆することによって試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２の各試料は、その接触抵抗値が大きく低下する。
【００９３】
また、非晶質炭素膜４２によって被覆された試料Ｎｏ．１，Ｎｏ．６，Ｎｏ．９，Ｎｏ．１０の各試料は、硫酸へ浸漬すると、その接触抵抗値が９８０〜１３４０ｍΩｃｍ２の範囲へ大きくなる。すなわち、非晶質炭素膜４２によって被覆された試料Ｎｏ．１，Ｎｏ．６，Ｎｏ．９，Ｎｏ．１０の各試料は、硫酸へ浸漬すると、その接触抵抗値が約３桁〜４桁大きくなる。
【００９４】
一方、非晶質炭素膜４２によって被覆された試料Ｎｏ．２〜Ｎｏ．５，Ｎｏ．７，Ｎｏ．８，Ｎｏ．１１，Ｎｏ．１２の各試料は、硫酸へ浸漬しても、その接触抵抗値が殆ど変化しない。
【００９５】
表２は、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２の各ステンレス鋼自体の硫酸浸漬試験の結果を示す。
【００９６】
【表２】
【００９７】
ステンレス鋼自体の硫酸浸漬試験は、ステンレス鋼を８０℃、０．５ｍｏｌ／Ｌの硫酸に５００時間浸漬し、質量減耗率を求めることにより行なわれた。
【００９８】
試料Ｎｏ．１，Ｎｏ．６，Ｎｏ．９，Ｎｏ．１０の各ステンレス鋼は、硫酸へ浸漬した場合、質量減耗率が４．７３％〜３９．０％の範囲である。一方、試料Ｎｏ．２〜Ｎｏ．５，Ｎｏ．７，Ｎｏ．８，Ｎｏ．１１，Ｎｏ．１２の各ステンレス鋼は、硫酸へ浸漬した場合、質量減耗率が１．３７％以下であり、特に、試料Ｎｏ．２，Ｎｏ．５，Ｎｏ．７，Ｎｏ．８，Ｎｏ．１１，Ｎｏ．１２の各ステンレス鋼は、硫酸への浸漬によって質量が変化しない。
【００９９】
したがって、表１および表２に示す結果から、硫酸への浸漬により接触抵抗値が約３桁〜４桁大きくなる試料Ｎｏ．１，Ｎｏ．６，Ｎｏ．９，Ｎｏ．１０のステンレス鋼は、それ自体が硫酸に対して耐腐食性がないステンレス鋼であり、硫酸へ浸漬しても接触抵抗値が殆ど変化しない試料Ｎｏ．２〜Ｎｏ．５，Ｎｏ．７，Ｎｏ．８，Ｎｏ．１１，Ｎｏ．１２のステンレス鋼は、それ自体が硫酸に対して耐腐食性を有するステンレス鋼である。
【０１００】
このように、この発明においては、硫酸に対して耐腐食性を有するステンレス鋼（試料Ｎｏ．２〜Ｎｏ．５，Ｎｏ．７，Ｎｏ．８，Ｎｏ．１１，Ｎｏ．１２のステンレス鋼）を用いてセパレータ４，５を作製することを特徴とする。
【０１０１】
この発明においては、硫酸に対して耐腐食性を有するステンレス鋼は、表１示す質量パーセントを有するカーボン（Ｃ）等を含むステンレス鋼に限らず、表３に示す試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５のステンレス鋼であってもよい。
【０１０２】
【表３】
【０１０３】
試料Ｎｏ．１３のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）およびクロム（Ｃｒ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含み、試料Ｎｏ．１４のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含み、試料Ｎｏ．１５のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）および銅（Ｃｕ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含む。
【０１０４】
また、試料Ｎｏ．１６のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）および銅（Ｃｕ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含み、試料Ｎｏ．１７のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）および窒素（Ｎ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含み、試料Ｎｏ．１８のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）および窒素（Ｎ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含む。
【０１０５】
さらに、試料Ｎｏ．１９のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、銅（Ｃｕ）および窒素（Ｎ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含み、試料Ｎｏ．２０のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）およびニオブ（Ｎｂ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含み、試料Ｎｏ．２１のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）およびニオブ（Ｎｂ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含む。
【０１０６】
さらに、試料Ｎｏ．２２のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、銅（Ｃｕ）およびニオブ（Ｎｂ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含み、試料Ｎｏ．２３のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、窒素（Ｎ）およびニオブ（Ｎｂ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含み、試料Ｎｏ．２４のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、窒素（Ｎ）およびニオブ（Ｎｂ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含み、試料Ｎｏ．２５のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、銅（Ｃｕ）、窒素（Ｎ）およびニオブ（Ｎｂ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含む。
【０１０７】
試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが０．０８％以下であるカーボン（Ｃ）を含むが、ステンレス鋼中のカーボンの質量パーセントが０．０８％以下に設定されるのは、次の理由による。
【０１０８】
カーボン（Ｃ）は、オーステナイト生成元素であり、かつ、強度の向上に効果があるが、含有量が０．０８％（質量パーセント）よりも多くなると、クロム炭化物の形成に伴いステンレス鋼にクロム（Ｃｒ）欠乏領域が発生し、ステンレス鋼の耐食性を劣化させる。そこで、ステンレス鋼中のカーボン（Ｃ）の質量パーセントを０．０８％以下とした。好ましくは、ステンレス鋼中のカーボン（Ｃ）の質量パーセントは、０．０３％以下である。
【０１０９】
また、試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが２．００％以下であるシリコン（Ｓｉ）を含むが、ステンレス鋼中のシリコンの質量パーセントが２．００％以下に設定されるのは、次の理由による。
【０１１０】
シリコン（Ｓｉ）は、溶鋼の脱酸、溶鋼の鋳造性確保およびステンレス鋼の耐食性に有効な元素である。しかし、含有量が２．００％（質量パーセント）よりも多くなると、靭性を悪化させるので、ステンレス鋼中のシリコン（Ｓｉ）の質量パーセントを２．００％以下とした。好ましくは、ステンレス鋼中のシリコン（Ｓｉ）の質量パーセントは、１．５０％以下である。
【０１１１】
さらに、試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが２．００％以下であるマンガン（Ｍｎ）を含むが、ステンレス鋼中のマンガンの質量パーセントが２．００％以下に設定されるのは、次の理由による。
【０１１２】
マンガン（Ｍｎ）は、脱酸、脱硫を目的として添加され、またオーステナイト相安定化元素として作用する。このような作用効果を有効に発揮させるためには、０．１０％以上のマンガン（Ｍｎ）を添加させることが好ましいが、質量パーセントが２．００％を超えてマンガン（Ｍｎ）を添加すると、ステンレス鋼の耐食性が劣化する。そこで、ステンレス鋼中のマンガン（Ｍｎ）の質量パーセントを２．００％以下とした。好ましくは、ステンレス鋼中のマンガン（Ｍｎ）の質量パーセントは、１．５０％以下である。
【０１１３】
さらに、試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが０．０４５％以下であるリン（Ｐ）を含むが、ステンレス鋼中のリンの質量パーセントが０．０４５％以下に設定されるのは、次の理由による。
【０１１４】
リン（Ｐ）は、ステンレス鋼中へ不可避的に混入する不純物元素であるが、質量パーセントが０．０４５％を超えると、靭性が劣化する。そこで、ステンレス鋼中のリン（Ｐ）の質量パーセントを０．０４５％以下とした。
【０１１５】
さらに、試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが０．０３０％以下であるイオウ（Ｓ）を含むが、ステンレス鋼中のイオウの質量パーセントが０．０３０％以下に設定されるのは、次の理由による。
【０１１６】
イオウ（Ｓ）も、ステンレス鋼中へ不可避的に混入する不純物元素であるが、質量パーセントが０．０３０％を超えると、ステンレス鋼の熱間加工性が劣化する。そこで、ステンレス鋼中のイオウ（Ｓ）の質量パーセントを０．０３０％以下とした。
【０１１７】
さらに、試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが１０．５％〜４０．０％の範囲であるニッケル（Ｎｉ）を含むが、ステンレス鋼中のニッケルの質量パーセントが１０．５％〜４０．０％の範囲に設定されるのは、次の理由による。
【０１１８】
ニッケル（Ｎｉ）は、ステンレス鋼の耐食性を向上させるとともに、組織をオーステナイト系に制御するために添加される。ニッケル（Ｎｉ）の質量パーセントが１０．５％未満では、硫酸に対する耐食性が不十分である。一方、ニッケル（Ｎｉ）の質量パーセントが４０．０％を超えると、ステンレス鋼の耐食性を向上させる効果が飽和し、材料の高コスト化を招来する。そこで、ステンレス鋼中のニッケル（Ｎｉ）の質量パーセントを１０．５％〜４０．０％の範囲とした。好ましくは、ステンレス鋼中のニッケル（Ｎｉ）の質量パーセントは、１２．０％〜３５．０％の範囲である。
【０１１９】
さらに、試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが２０．０％〜３０．０％の範囲であるクロム（Ｃｒ）を含むが、ステンレス鋼中のクロムの質量パーセントが２０．０％〜３０．０％の範囲に設定されるのは、次の理由による。
【０１２０】
クロム（Ｃｒ）は、ステンレス鋼の耐食性を支配する重要な成分であり、モリブデン（Ｍｏ）を含まないオーステナイト系ステンレス鋼においては、クロム（Ｃｒ）の質量パーセントが２０．０％未満では硫酸に対するオーステナイト系ステンレス鋼の耐食性が不十分である。一方、クロム（Ｃｒ）の質量パーセントが３０．０％を超えると、ステンレス鋼の耐食性を向上させる効果が飽和し、材料の高コスト化を招来する。そこで、ステンレス鋼中のクロム（Ｃｒ）の質量パーセントを２０．０％〜３０．０％の範囲とした。好ましくは、ステンレス鋼中のクロム（Ｃｒ）の質量パーセントは、２８．０％以下である。
【０１２１】
さらに、試料Ｎｏ．１４，Ｎｏ．１６，Ｎｏ．１８，Ｎｏ．１９，Ｎｏ．２１，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２４，Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが１．００％〜８．００％の範囲であるモリブデン（Ｍｏ）を含むが、ステンレス鋼中のモリブデンの質量パーセントが１．００％〜８．００％の範囲に設定されるのは、次の理由による。
【０１２２】
モリブデン（Ｍｏ）は、ステンレス鋼への少量の添加によりステンレス鋼の耐食性の向上に極めて有効な元素であるが、含有量が１．００％（質量パーセント）未満では、所望の耐食性を得ることができない。モリブデン（Ｍｏ）の増加に伴い、ステンレス鋼の耐食性は、向上するが、質量パーセントが８．００％を超えると、ステンレス鋼の耐食性を向上させる効果が飽和し、靭性が劣化すると共に、不経済である。そこで、ステンレス鋼中のモリブデン（Ｍｏ）の質量パーセントを１．００％〜８．００％の範囲とした。
【０１２３】
さらに、試料Ｎｏ．１５，Ｎｏ．１６，Ｎｏ．１９，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが０．５０％〜５．００％の範囲の銅（Ｃｕ）を含むが、ステンレス鋼中の銅の質量パーセントが０．５０％〜５．００％の範囲に設定されるのは、次の理由による。
【０１２４】
銅（Ｃｕ）は、硫酸に対する耐食性を改善させる作用を有する元素であり、必要に応じてステンレス鋼へ添加されるが、含有量が０．５０％（質量パーセント）未満では、所望の耐食性を得ることができない。一方、銅（Ｃｕ）の質量パーセントが５．００％を超えると、ステンレス鋼の熱間加工性が低下する。そこで、ステンレス鋼中の銅（Ｃｕ）の質量パーセントを０．５０％〜５．００％の範囲とした。
【０１２５】
さらに、試料Ｎｏ．１７〜Ｎｏ．１９，Ｎｏ．２３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが０．０５％〜０．３０％の範囲の窒素（Ｎ）を含むが、ステンレス鋼中の窒素の質量パーセントが０．０５％〜０．３０％の範囲に設定されるのは、次の理由による。
【０１２６】
窒素（Ｎ）は、オーステナイト組織の安定化およびステンレス鋼の耐食性に有効であり、その効果を発揮するためには、少なくとも０．０５％の質量パーセントが必要である。しかし、窒素（Ｎ）の質量パーセントが０．３０％を超えると、ステンレス鋼の熱間強度が著しく高くなり、加工性が劣化する。そこで、ステンレス鋼中の窒素（Ｎ）の質量パーセントを０．０５％〜０．３０％の範囲とした。
【０１２７】
さらに、試料Ｎｏ．２０〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが１．００％以下であるニオブ（Ｎｂ）を含むが、ステンレス鋼中のニオブの質量パーセントが１．００％以下に設定されるのは、次の理由による。
【０１２８】
ニオブ（Ｎｂ）は、ステンレス鋼中でカーボン（Ｃ）を固定し、ステンレス鋼の耐食性を向上させるために、環境に応じて１．００％（質量パーセント）以下でステンレス鋼へ添加される。そして、ニオブ（Ｎｂ）の質量パーセントが１．００％を超えると、ステンレス鋼の熱間加工性が劣化する。そこで、ステンレス鋼中のニオブ（Ｎｂ）の質量パーセントを１．００％以下とした。
【０１２９】
この発明においては、表３に示す試料Ｎｏ．１４，Ｎｏ．１６，Ｎｏ．１８，Ｎｏ．１９，Ｎｏ．２１，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２４，Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼において、クロム（Ｃｒ）の質量パーセントを１３．０〜２５．０％の範囲に設定したステンレス鋼を硫酸に対して耐腐食性を有するステンレス鋼として用いてもよい。
【０１３０】
試料Ｎｏ．１４，Ｎｏ．１６，Ｎｏ．１８，Ｎｏ．１９，Ｎｏ．２１，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２４，Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが１．００％〜８．００％の範囲であるモリブデン（Ｍｏ）を含むステンレス鋼であり、モリブデン（Ｍｏ）を含むステンレス鋼において質量パーセントで１３．０％以上のクロム（Ｃｒ）を含有させると、固体高分子型燃料電池の作動環境において良好な耐食性を確保できる。一方、モリブデン（Ｍｏ）を含むステンレス鋼においては、クロム（Ｃｒ）の質量パーセントが２５．０％を超えると、ステンレス鋼の熱間加工性が著しく劣化する。そこで、モリブデン（Ｍｏ）を含むステンレス鋼においては、クロム（Ｃｒ）の質量パーセントを１３．０％〜２５．０％の範囲とした。好ましくは、モリブデン（Ｍｏ）を含むステンレス鋼においては、クロム（Ｃｒ）の質量パーセントは、１５．０％〜２５．０％の範囲である。
【０１３１】
また、この発明においては、表３に示す試料Ｎｏ．１４，Ｎｏ．１６，Ｎｏ．１８，Ｎｏ．１９，Ｎｏ．２１，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２４，Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼において、ニッケル（Ｎｉ）の質量パーセントを２．０〜８．０％の範囲に設定した二相ステンレス鋼を硫酸に対して耐腐食性を有するステンレス鋼として用いてもよい。
【０１３２】
ニッケル（Ｎｉ）は、二相ステンレス鋼の耐食性および二相組織形成の観点から不可欠な元素であるが、ニッケル（Ｎｉ）の含有量が２．０％（質量パーセント）未満では、その効果が不十分である。一方、ニッケル（Ｎｉ）の質量パーセントが８．００％を超えると、二相ステンレス鋼の耐食性および二相組織化を改善する効果が飽和し、また、不経済である。そこで、二相ステンレス鋼においては、ニッケル（Ｎｉ）の質量パーセントを２．０％〜８．０％の範囲とした。
【０１３３】
このように、この発明においては、上述した各種のステンレス鋼が硫酸に対して耐腐食性を有するステンレス鋼として用いられる。そして、上述した各種のステンレス鋼の一主面に凹凸面４１１を形成し、その形成した凹凸面４１１を覆うように非晶質炭素膜４２を形成すると、接触抵抗値が１ｍΩｃｍ２以下と小さく、硫酸への浸漬に対しても、接触抵抗値が殆ど変化しないセパレータ４，５を作製できる。
【０１３４】
なお、表３に示す試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが０．０８％以下であるカーボン（Ｃ）と、質量パーセントが２．００％以下であるシリコン（Ｓｉ）と、質量パーセントが２．００％以下であるマンガン（Ｍｎ）と、質量パーセントが０．０４５％以下であるリン（Ｐ）と、質量パーセントが０．０３０％以下であるイオウ（Ｓ）とを含む。
【０１３５】
したがって、試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）およびイオウ（Ｓ）の質量パーセントが０％であるステンレス鋼も含む。
【０１３６】
そうすると、試料Ｎｏ．１３のステンレス鋼は、質量パーセントが１０．５％〜４０．０％であるニッケル（Ｎｉ）、および質量パーセントが２０．０〜３０．０％であるクロム（Ｃｒ）のみを含むステンレス鋼であってもよい。
【０１３７】
上述したように、ニッケル（Ｎｉ）およびクロム（Ｃｒ）は、耐食性を向上させるために重要な元素であるので、質量パーセントが１０．５％〜４０．０％であるニッケル（Ｎｉ）と質量パーセントが２０．０％〜３０．０％であるクロム（Ｃｒ）とを含んでいれば、ステンレス鋼は、硫酸に対して耐腐食性を有するからである。
【０１３８】
なお、この発明においては、ステンレス鋼に含まれるニッケル（Ｎｉ）およびクロム（Ｃｒ）の質量パーセントを固体高分子型燃料電池１０の使用環境に応じてそれぞれ１０．５％〜４０．０％の範囲および２０．０％〜３０．０％の範囲から変えてもよい。
【０１３９】
再び、図１を参照して、固体高分子型燃料電池が発電する動作について説明する。セパレータ４のガス供給溝４Ａを介して水素がガス拡散電極２へ供給されると、ガス拡散電極２は、水素ガスを触媒２１へ拡散し、触媒２１は、水素を水素イオンＨ＋と電子ｅ−とに分離する。
【０１４０】
そうすると、固体高分子電解質膜１は、触媒２１によって分離された水素イオンＨ＋および電子ｅ−のうち、水素イオンＨ＋のみを透過して触媒３１へ供給する。一方、電子ｅ−は、触媒２１からガス拡散電極２を介してセパレータ４へ移動し、セパレータ４から外部の負荷（図示せず）を介してセパレータ５へ流れる。そして、セパレータ５は、電子ｅ−をガス拡散電極３へ供給する。
【０１４１】
また、セパレータ５のガス供給溝５Ａを介して空気（または酸素）がガス拡散電極３へ供給される。そして、ガス拡散電極３は、空気（または酸素）を触媒３１へ拡散し、電子ｅ−を触媒３１へ供給する。
【０１４２】
そうすると、水素イオンＨ＋、空気（または酸素）および電子ｅ−は、触媒３１の助けを借りて反応し、水になる。
【０１４３】
このようにして、固体高分子型燃料電池１０は発電する。そして、固体高分子型燃料電池１０のセパレータ４，５は、上述したように、低い接触抵抗値を有し、この低い接触抵抗値は、硫酸に浸漬しても殆ど変化しないので、優れた導電性と耐食性とを兼ね備えている。その結果、固体高分子型燃料電池１０は、安定して高い発電効率で発電できる。
【０１４４】
図５は、図１に示すセパレータ４，５の他の概略断面図である。この発明においては、セパレータ４，５は、図５に示すセパレータ４０であってもよい。図５を参照して、セパレータ４０は、図２に示すセパレータ４に酸化被膜４３を追加したものであり、その他は、セパレータ４と同じである。
【０１４５】
酸化被膜４３は、ステンレス鋼４１と非晶質炭素膜４２との間に挿入される。その結果、酸化被膜４３は、ステンレス鋼４１の凹凸面４１１に接して形成され、非晶質炭素膜４２は、酸化被膜４３に接して形成される。そして、酸化被膜４３および非晶質炭素膜４２が凹凸面４１１に順次形成されたセパレータ４０においても、ガス供給溝４Ａがセパレータ４０の表面のうち、ガス拡散電極２または３に接する一主面に形成される。
【０１４６】
図６は、固体高分子型燃料電池の発電特性を示す図である。図６の（ａ）は、セパレータを構成するステンレス鋼４１の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆した場合の発電特性を示し、図６の（ｂ）は、セパレータを構成するステンレス鋼４１の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆しない場合の発電特性を示す。
【０１４７】
図６の（ａ）および（ｂ）において、横軸は、電流密度を表し、縦軸は、セル電圧を表す。また、図６の（ａ）において、曲線ｋ１は、セパレータをカーボンによって作製した場合の発電特性を示し、曲線ｋ２は、ＳＵＳ３０４の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆してセパレータを作製した場合の発電特性を示し、曲線ｋ３は、ＳＵＳ３１６Ｌの表面を非晶質炭素膜４２によって被覆してセパレータを作製した場合の発電特性を示し、曲線ｋ４は、ＳＵＳ３２９Ｊ１の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆してセパレータを作製した場合の発電特性を示す。
【０１４８】
更に、図６の（ｂ）において、曲線ｋ５は、ＳＵＳ３０４の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆せずにセパレータを作製した場合の発電特性を示し、曲線ｋ６は、ＳＵＳ３１６Ｌの表面を非晶質炭素膜４２によって被覆せずにセパレータを作製した場合の発電特性を示し、曲線ｋ７は、ＳＵＳ３２９Ｊ１の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆せずにセパレータを作製した場合の発電特性を示す。
【０１４９】
図６の（ａ）を参照して、ＳＵＳ３０４を用いてセパレータを作製した場合、発電特性は、セパレータがカーボンからなる場合の発電特性よりも低い（曲線ｋ１，ｋ２参照）。
【０１５０】
一方、ＳＵＳ３１６Ｌを用いてセパレータを作製した場合、発電特性は、セパレータがカーボンからなる場合の発電特性と同等であり（曲線ｋ１，ｋ３参照）、ＳＵＳ３２９Ｊ１を用いてセパレータを作製した場合、発電特性は、セパレータがカーボンからなる場合の発電特性よりも改善される（曲線ｋ１，ｋ４参照）。
【０１５１】
図６の（ｂ）を参照して、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３１６ＬおよびＳＵＳ３２９Ｊ１の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆せずにセパレータを作製した場合、発電特性は、セパレータがカーボンからなる場合の発電特性よりも低下し、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３１６ＬおよびＳＵＳ３２９Ｊ１の順で悪くなる（曲線ｋ１，ｋ５〜ｋ７参照）。
【０１５２】
図６の（ａ）および図６の（ｂ）を比較すると、ＳＵＳ３０４を用いてセパレータを作製する場合、ＳＵＳ３０４の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆しても、発電特性は、改善されない（曲線ｋ２，ｋ５参照）。
【０１５３】
一方、ＳＵＳ３１６ＬまたはＳＵＳ３２９Ｊ１を用いてセパレータを作製する場合、ＳＵＳ３１６ＬまたはＳＵＳ３２９Ｊ１の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆すると、発電特性は、大きく改善される。特に、ＳＵＳ３２９Ｊ１を用いてセパレータを作製した場合の発電特性の改善が著しい（曲線ｋ３，ｋ４，ｋ６，ｋ７参照）。
【０１５４】
ＳＵＳ３０４，ＳＵＳ３１６Ｌ，ＳＵＳ３２９Ｊ１においては、ＳＵＳ３０４＜ＳＵＳ３１６Ｌ＜ＳＵＳ３２９Ｊ１の順で耐食性が向上する。そして、ＳＵＳ３０４，ＳＵＳ３１６Ｌ，ＳＵＳ３２９Ｊ１の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆しない場合、発電特性は、ＳＵＳ３２９Ｊ１＜ＳＵＳ３１６Ｌ＜ＳＵＳ３０４の順で向上する。また、ＳＵＳ３０４，ＳＵＳ３１６Ｌ，ＳＵＳ３２９Ｊ１の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆した場合、発電特性は、ＳＵＳ３０４＜ＳＵＳ３１６Ｌ＜ＳＵＳ３２９Ｊ１の順で向上する。
【０１５５】
したがって、ステンレス鋼の耐食性が高くなる程、表面を非晶質炭素膜４２によって被覆すれば、発電特性が向上する。
【０１５６】
図７は、非晶質炭素膜４２の有無によるステンレス鋼の接触抵抗の違いを説明するための概念図である。図７を参照して、酸化被膜５１がステンレス鋼５０の表面に形成される。ステンレス鋼５０の接触抵抗を測定する場合、カーボンペーパー６０が酸化被膜５１に接触される。そして、非晶質炭素膜４２が形成されない場合、カーボンペーパー６０が酸化被膜５１に点接触する（図７の（ａ）参照）。
【０１５７】
一方、非晶質炭素膜４２が形成される場合、導電性の非晶質炭素膜４２が酸化被膜５１と面接触になり、カーボンペーパー６０は、非晶質炭素膜４２に点接触する（図７の（ｂ）参照）。
【０１５８】
ステンレス鋼５０の耐食性が優れている場合、酸化被膜５１は、相対的に大きい電気抵抗を有する。そうすると、非晶質炭素膜４２が形成されない場合、カーボンペーパー６０は、酸化被膜５１に点接触するため、接触抵抗が相対的に大きくなる。ステンレス鋼５０／酸化被膜５１がセパレータとして用いられる場合、酸化被膜５１は、ガス拡散電極２，３側に配置され、ガス拡散電極２，３に点接触する。そうすると、酸化被膜５１を介してガス拡散電極２，３からステンレス鋼５０へ流れる電流の経路が少なくなり、セパレータとガス拡散電極２，３との間の接触抵抗が大きくなる。その結果、ステンレス鋼５０／酸化被膜５１を用いた固体高分子型燃料電池の発電特性が低下する。
【０１５９】
一方、非晶質炭素膜４２が形成されている場合、カーボンペーパー６０は、非晶質炭素膜４２と点接触するが、非晶質炭素膜４２は、酸化被膜５１と面接触するので、酸化被膜５１を介して非晶質炭素膜４２からステンレス鋼５０へ流れる電流の経路が多くなり、接触抵抗が相対的に低くなる。そして、表面を非晶質炭素膜４２によって被覆したステンレス鋼５０をセパレータとして用いる場合、非晶質炭素膜４２は、ガス拡散電極２，３に点接触するが、接触抵抗は低いので、表面を非晶質炭素膜４２によって被覆したステンレス鋼５０を用いた固体高分子型燃料電池の発電特性は、向上する。
【０１６０】
したがって、この発明においては、耐食性に優れたステンレス鋼（ＳＵＳ３１６Ｌ，ＳＵＳ３２９Ｊ１等）４１の表面に相対的に大きい電気抵抗を有する酸化被膜４３を形成し、酸化被膜４３に面接触するように非晶質炭素膜４２を形成してセパレータ４０を作製することを特徴とする。
【０１６１】
これによって、耐食性に優れたステンレス鋼を用いても、ガス拡散電極２，３との接触抵抗を低くして発電特性の良好な固体高分子型燃料電池１０を作製できる。
【０１６２】
耐食性に優れたステンレス鋼の表面に酸化被膜を形成すると、その形成された酸化被膜は、相対的に大きい電気抵抗を有するが、厚さが相対的に薄く、かつ、金属との密着性が良好である。すなわち、耐食性に優れたステンレス鋼の表面に形成された酸化被膜は、相対的に小さい貫通抵抗率を有する。
【０１６３】
このように、ＳＵＳ３１６Ｌ，ＳＵＳ３２９Ｊ１等のステンレス鋼は、金属との密着性が良好な酸化被膜が表面に形成されるために耐食性に優れる。そして、この耐食性に優れたステンレス鋼をそのままセパレータとして用いると、上述したようにガス拡散電極２，３との接触抵抗が大きくなるが、酸化被膜に面接触するように非晶質炭素膜４２を形成することによってガス拡散電極２，３との接触抵抗が小さくなるので、ステンレス鋼４１の表面に相対的に大きい電気抵抗を有する酸化被膜４３を形成し、酸化被膜に面接触するように非晶質炭素膜４２を形成してセパレータ４０を作製することにしたものである。
【０１６４】
酸化被膜４３は、ＳＵＳ３１６Ｌ，ＳＵＳ３２９Ｊ１の表面に自然に形成される自然酸化膜であってもよいし、ＳＵＳ３１６Ｌ，ＳＵＳ３２９Ｊ１の表面を積極的に酸化することによって形成される酸化膜であってもよい。
【０１６５】
前者の場合、セパレータ４０は、図４に示す工程（ａ）〜（ｃ）に従って作製される。また、後者の場合、セパレータ４０は、図４に示す工程（ｂ）と工程（ｃ）との間に凹凸面４１１を酸化する工程を挿入した工程に従って作製される。
【０１６６】
この発明においては、セパレータ４０は、酸化被膜４３に限らず、他の材料からなる被膜を備えていてもよい。すなわち、セパレータ４０は、一般に、厚さが相対的に薄く、かつ、相対的に大きい電気抵抗を有し、さらに、金属との密着性が良好な被膜を備えていればよい。この場合、被膜は、非晶質炭素膜４２よりも低い導電率を有する。
【０１６７】
また、この発明においては、ステンレス鋼に代えて、チタン、チタン合金、アルミニウムおよびアルミニウム合金のいずれかを用いてセパレータ４，５，４０を作製してもよい。
【０１６８】
表４は、セパレータ４，５がアルミニウムまたはアルミニウム合金からなる場合の固体高分子型燃料電池１０の発電試験の結果を示す。
【０１６９】
【表４】
【０１７０】
なお、表４における「−」は、検出限界以下であることを表す。
【０１７１】
表５に示すアルミニウム（Ａｌ０５０）は、質量パーセントが０．０７％であるＳｉと、質量パーセントが０．２７％であるＦｅと、質量パーセントが０．０１％であるＣｕと、質量パーセントが０．０１％よりも少ないＭｎと、質量パーセントが０．０１％であるＭｇと、質量パーセントが０．０１％よりも少ないＺｎと、質量パーセントが０．０１％であるＴｉとを含む。なお、Ｃｒの質量パーセントは、検出限界以下である。
【０１７２】
また、アルミニウム合金としては、Ａｌ−Ｃｕ合金（Ａ２０１７）、Ａｌ−Ｍｇ合金（Ａ５０５２）、Ａｌ−Ｍｇ合金（Ａ５０８３）およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金（Ａ６０６１）が用いられた。
【０１７３】
そして、Ａｌ−Ｃｕ合金（Ａ２０１７）は、質量パーセントが０．７０％であるＳｉと、質量パーセントが０．５２％であるＦｅと、質量パーセントが３．９％であるＣｕと、質量パーセントが０．５３％であるＭｎと、質量パーセントが０．５７％であるＭｇと、質量パーセントが０．０２％であるＣｒと、質量パーセントが０．０２％であるＺｎと、質量パーセントが０．０４％であるＴｉとを含む。また、Ａｌ−Ｍｇ合金（Ａ５０５２）は、質量パーセントが０．０７％であるＳｉと、質量パーセントが０．２５％であるＦｅと、質量パーセントが０．０１％であるＣｕと、質量パーセントが０．０１％よりも少ないＭｎと、質量パーセントが２．６１％であるＭｇと、質量パーセントが０．１７％であるＣｒと、質量パーセントが０．０１％よりも少ないＺｎとを含む。なお、Ｔｉの質量パーセントは、検出限界以下である。さらに、Ａｌ−Ｍｇ合金（Ａ５０８３）は、質量パーセントが０．０６％であるＳｉと、質量パーセントが０．２２％であるＦｅと、質量パーセントが０．０２％であるＣｕと、質量パーセントが０．６５％であるＭｎと、質量パーセントが４．７％であるＭｇと、質量パーセントが０．０５％であるＣｒと、質量パーセントが０．０１％であるＺｎと、質量パーセントが０．０１％であるＴｉとを含む。さらに、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金（Ａ６０６１）は、質量パーセントが０．６２％であるＳｉと、質量パーセントが０．４２％であるＦｅと、質量パーセントが０．２８％であるＣｕと、質量パーセントが０．０２％であるＭｎと、質量パーセントが０．９８％であるＭｇと、質量パーセントが０．１１％であるＣｒと、質量パーセントが０．０１％であるＺｎと、質量パーセントが０．０３％であるＴｉとを含む。なお、表４に示すアルミニウムおよびアルミニウム合金は、ＥＣＲスパッタリング法によって形成された導電性炭素膜によって被覆されている。
【０１７４】
また、発電試験は、ガス流路がサーペンタインフロー式であり、電極面積が５ｃｍ２であり、空気極ガス流量が２００ｍＬ／ｍｉｎであり、燃料極ガス流量が５０ｍＬ／ｍｉｎであり、ガス露点が６０℃であり、運転温度が７０℃である条件で行なわれた。表４に、電流密度が０．５Ａ／ｃｍ２であるときの固体高分子型燃料電池１０のセル電圧を示す。
【０１７５】
表４に示す結果から、アルミニウムまたはアルミニウム合金からなるセパレータ４，５を用いることにより、セル電圧が０．６３Ｖ以上である固体高分子型燃料電池１０を作製できる。そして、アルミニウム合金からなるセパレータ４，５を用いることにより、固体高分子型燃料電池１０のセル電圧は、０．６５Ｖ以上になり、アルミニウム合金からなるセパレータは、純アルミニウムからなるセパレータに比べ、好適なセパレータである。
【０１７６】
なお、この発明においては、純アルミニウムは、０．２５％以下のＳｉ、０．４０％以下のＦｅ、０．０５％以下のＣｕ、０．０５％以下のＭｎ、０．０５％以下のＭｏ、０．０５％以下のＺｎ、および０．０３％以下のＴｉを含むものを言うものとする。また、アルミニウム合金は、表４に示すアルミニウム合金に限らず、次の３種類のアルミニウム合金であればよい。第１の種類のアルミニウム合金は、質量パーセントが０．２０％〜０．８０％の範囲であるＳｉと、質量パーセントが０．７０％よりも少ないＦｅと、質量パーセントが３．５％〜４．５％の範囲であるＣｕと、質量パーセントが０．４０％〜１．０％の範囲であるＭｎと、質量パーセントが０．４０％〜０．８０％の範囲であるＭｇと、質量パーセントが０．１０％よりも少ないＣｒと、質量パーセントが０．２５％よりも少ないＺｎと、質量パーセントが０．１５％よりも少ないＴｉとを含むアルミニウム合金である。
【０１７７】
また、第２の種類のアルミニウム合金は、質量パーセントが０．４０％よりも少ないＳｉと、質量パーセントが０．４０％よりも少ないＦｅと、質量パーセントが０．１０％よりも少ないＣｕと、質量パーセントが１．０％よりも少ないＭｎと、質量パーセントが２．０％〜５．０％の範囲であるＭｇと、質量パーセントが０．０５％〜０．３５％の範囲であるＣｒと、質量パーセントが０．２５％よりも少ないＺｎと、質量パーセントが０．１５％よりも少ないＴｉとを含むアルミニウム合金である。
【０１７８】
さらに、第３の種類のアルミニウム合金は、質量パーセントが０．４０％〜０．８０％の範囲であるＳｉと、質量パーセントが０．７０％よりも少ないＦｅと、質量パーセントが０．１５％〜０．４０％の範囲であるＣｕと、質量パーセントが０．１５％よりも少ないＭｎと、質量パーセントが０．８０％〜１．２％の範囲であるＭｇと、質量パーセントが０．０４〜０．３５％の範囲であるＣｒと、質量パーセントが０．２５％よりも少ないＺｎと、質量パーセントが０．１５％よりも少ないるＴｉとを含むアルミニウム合金である。
【０１７９】
さらに、この発明においては、セパレータ４，５の各々を構成する非晶質炭素膜４２は、グラファイト（Ｃ）をスパッタリングして形成されるため、ドーパントを含まないが、この発明においては、非晶質炭素膜４２は、ホウ素（Ｂ）、窒素（Ｎ）、フッ素（Ｆ）、シリコン（Ｓｉ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、スズ（Ｓｎ）、タンタル（Ｔａ）、タングステン（Ｗ）、チタン（Ｔｉ）およびニオブ（Ｎｂ）のいずれかをドーパントとして含んでいてもよい。
【０１８０】
この場合、ホウ素（Ｂ）、窒素（Ｎ）、フッ素（Ｆ）、シリコン（Ｓｉ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、スズ（Ｓｎ）、タンタル（Ｔａ）、タングステン（Ｗ）、チタン（Ｔｉ）およびニオブ（Ｎｂ）のいずれかを含むグラファイト（Ｃ）をターゲットとして用いてＥＣＲスパッタリングを行なうことにより、ドーパントを含む非晶質炭素膜４２を形成する。
【０１８１】
さらに、上記においては、非晶質炭素膜４２は、ＥＣＲスパッタリングにより形成されると説明したが、この発明においては、これに限らず、非晶質炭素膜４２は、プラズマＣＶＤ（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｕｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法により形成されてもよく、一般的には、物理蒸着法により形成される。
【０１８２】
非晶質炭素膜４２がプラズマＣＶＤ法により形成される場合、非晶質炭素膜４２は、反応室に供給されたメタン（ＣＨ４）ガスに１３．５６ＭＨｚの高周波電力を印加してメタンガスを分解し、カーボン（Ｃ）を基板上に堆積することにより形成される。
【０１８３】
非晶質炭素膜４２を物理蒸着法により形成する場合、その基板温度は、３００℃以下である。ステンレス鋼試料（２０ｍｍφ×２ｍｍｔ）にフッ素系電解質膜を密着させ、８０℃において純水中に５００時間保持した後、純水中に溶出した金属イオンを分析した。その結果を表４に示す。
【０１８４】
【表５】
【０１８５】
なお、表５において、「−」は、ステンレス鋼の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆していないことを示す。すなわち、「−」は、ステンレス鋼生材であることを表す。また、溶出金属イオン量が多いほど耐食性が悪いことを表す。
【０１８６】
溶出金属イオンの解析においては、非晶質炭素膜４２は、熱ＣＶＤ法、イオン化蒸着法およびＥＣＲスパッタリング法によってＳＵＳ３０４およびＳＵＳ３１６Ｌの表面に形成された。そして、熱ＣＶＤ法における基板温度は、８００℃であり、イオン化蒸着法における基板温度は、３００℃であり、ＥＣＲスパッタリング法における基板温度は、２００℃である。また、熱ＣＶＤ法およびイオン化蒸着法においては、それぞれ、メタン（ＣＨ４）ガスおよびベンゼン（Ｃ６Ｈ６）ガスが導入ガスとして用いられた。そして、ＣＨ４ガスおよびＣ６Ｈ６ガスの流量は、１０〜１００ｓｃｃｍの範囲である。
【０１８７】
表５に示す結果から、Ｆｅイオン、Ｃｒイオン、ＮｉイオンおよびＭｏイオン等の溶出イオンが多い順に並べると、熱ＣＶＤ法＞ステンレス鋼生材＞イオン化蒸着法＝ＥＣＲスパッタリング法の順になる。
【０１８８】
そして、イオン化蒸着法およびＥＣＲスパッタリング法によって非晶質炭素膜４２を形成した場合、熱ＣＶＤ法によって非晶質炭素膜４２を形成した場合およびステンレス鋼を非晶質炭素膜４２によって被覆しない場合よりも、溶出金属イオン量が大幅に低下する。
【０１８９】
そして、熱ＣＶＤ法によってＳＵＳ３０４およびＳＵＳ３１６Ｌの表面に非晶質炭素膜４２を形成した場合、溶出金属イオン量が最も多くなる。これは、熱ＣＶＤ法においては、基板温度が８００℃と高いため、導入ガスの分解によって精製された水素ガスがＳＵＳ３０４およびＳＵＳ３１６Ｌの表面に形成された酸化膜を還元するために、耐食性が劣化したものと考えられる。
【０１９０】
したがって、この発明においては、基板温度が３００℃以下、好ましくは、２００℃以下である物理蒸着法を用いて非晶質炭素膜４２を形成する。
【０１９１】
さらに、上記においては、非晶質炭素膜４２は、ステンレス鋼４１の一主面（凹凸面４１１）に形成されると説明したが、この発明においては、これに限らず、非晶質炭素膜４２は、ステンレス鋼４１の周囲を覆うように形成されてもよい。
【０１９２】
さらに、上記においては、セパレータ４，５の各々は、硫酸に対して耐腐食性を有するステンレス鋼４１と、ラマン散乱スペクトルのＧバンドＧＢの半値幅ＦＷＨＭが５０〜２００ｃｍ−１であり、かつ、導電性を有する非晶質炭素膜４２とからなると説明したが、この発明においては、これに限らず、セパレータ４，５の各々は、硫酸に対して耐腐食性を有する金属板であれば、どのような金属板を備えていてもよい。
【０１９３】
上述した各種のステンレス鋼に限らず、硫酸に対して耐腐食性を有する金属板を用いれば、導電性を有する非晶質炭素膜４２によって金属板の一主面を少なくとも被覆することによって導電性および耐食性に優れたセパレータを作製することが可能であるからである。
【０１９４】
さらに、この発明による固体高分子型燃料電池１０は、自動車およびパーソナルコンピュータの電源として用いられる。
【０１９５】
今回開示された実施の形態はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は、上記した実施の形態の説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
【産業上の利用可能性】
【０１９６】
この発明は、優れた導電性と耐食性とを兼ね備えた固体高分子型燃料電池用のセパレータに適用される。また、この発明は、優れた導電性と耐食性とを兼ね備えた固体高分子型燃料電池用のセパレータを備えた固体高分子型燃料電池に適用される。さらに、この発明は、優れた導電性と耐食性とを兼ね備えた固体高分子型燃料電池用のセパレータの製造方法に適用される。
【図面の簡単な説明】
【０１９７】
【図１】この発明の実施の形態によるセパレータを備えた固体高分子型燃料電池の断面概略図である。
【図２】図１に示すセパレータの概略断面図である。
【図３】図２に示す非晶質炭素膜のラマン散乱スペクトルである。
【図４】図１，２に示すセパレータを作製する工程図である。
【図５】図１に示すセパレータの他の概略断面図である。
【図６】固体高分子型燃料電池の発電特性を示す図である。
【図７】非晶質炭素膜の有無によるステンレス鋼の接触抵抗の違いを説明するための概念図である。
【符号の説明】
【０１９８】
１ 固体高分子電解質膜、２，３ ガス拡散電極、４，５，４０ セパレータ、４Ａ，５Ａ ガス供給溝、６，７ ガスシール、１０ 固体高分子型燃料電池、２０，４１，５０ ステンレス鋼、２０Ａ 一主面、２１，３１ 触媒、４２ 非晶質炭素膜、５１ 酸化被膜、６０ カーボンペーパー、４１１ 凹凸面。
【技術分野】
【０００１】
この発明は、固体高分子型燃料電池に用いるセパレータ、それを用いた固体高分子型燃料電池およびそのセパレータの製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
水素と酸素とを電気化学的に反応させることにより、電気を取り出す燃料電池は、二酸化炭素（ＣＯ２）の排出を大きく低減することが可能な技術であると共に、従来の内燃機関に比べて効率が高く、静粛性に優れ、さらに、大気汚染の原因となるＮＯｘ、ＳＯｘおよびＰＭ等の排出量が少ないという特徴を有している。
【０００３】
このため、燃料電池は、クリーンなエネルギー変換装置として国際的にも研究開発が精力的に進められており、これまでに、リン酸型燃料電池、溶融炭酸塩型燃料電池、固体酸化物型燃料電池等が開発されている。
【０００４】
このような状況の下、近年、自動車用および家庭用等の小型の発電に適した燃料電池として、固体高分子型燃料電池が注目されている。この固体高分子型燃料電池が注目されるようになったのは、性能が一段と向上した固体高分子電解質膜を用いることによって電池の出力密度が飛躍的に向上し、高効率という従来からの燃料電池の特性に加え、小型化および低温作動が可能になったからである。
【０００５】
固体高分子型燃料電池は、数十〜数百個の単位電池を直列に接続して所要電力を得る。そして、単位電池は、固体高分子電解質膜と、アノード側ガス拡散電極と、カソード側ガス拡散電極と、アノード側セパレータと、カソード側セパレータとを備える。アノード側ガス拡散電極およびカソード側ガス拡散電極は、固体高分子電解質膜の両側に配置される。アノード側セパレータは、アノード側ガス拡散電極に接して配置され、カソード側セパレータは、カソード側ガス拡散電極に接して配置される。
【０００６】
このような、アノード側セパレータおよびカソード側セパレータは、隣り合う単位電池間を電気的に接続する集電体としての役目だけでなく、単位電池の外壁構造部材としても機能し、さらに、水素および空気をアノード側ガス拡散電極またはカソード側ガス拡散電極へ供給する通路としても機能する。
【０００７】
したがって、アノード側セパレータおよびカソード側セパレータには、機械強度、導電性、および固体高分子型燃料電池の置かれる腐食環境に対する耐食性が要求される。
【０００８】
従来の一般的なセパレータは、黒鉛材にフェノール樹脂を含浸させた材料からなる。しかし、その製造工程には、高温で長時間を要する焼結工程および黒鉛材料の表面に水素または酸素を供給するための通路を切削加工する切削工程が必要であるため、その製造工程が煩雑になって生産性が劣り、その結果として、製造コストが高くなるという欠点があった。このようなセパレータを数百枚も重ね合わせると、燃料電池の本体価格が非常に高くなるため、燃料電池を実用化するためには、セパレータのコスト低減が必須である。
【０００９】
また、燃料電池のセパレータに要求される特性としては、水素ガスが漏れないこと、すなわち、水素ガス不透過性であること、エネルギーの変換効率を高くする上で導電性が優れていること、さらに、燃料電池に組み込む際に破損しないように機械的強度が高いこと等がある。従来のセパレータは、導電性が優れているが、水素不透過性および特に機械的強度が劣るという欠点があった。
【００１０】
そこで、ごく最近になって、フェノール樹脂などの熱硬化性樹脂に種々の導電材を混合した材料を成形加工したセパレータが開発されつつある。しかし、これらの成形品は、従来品と比べ、導電性が１／３以下に低下してしまうという欠点がある。
【００１１】
これに対し、金属は、気密性および導電性が高く、薄板にしてプレス加工することも可能であるということで、ステンレス鋼およびアルミニウム等の金属セパレータが検討されている。
【００１２】
しかし、ステンレス鋼およびアルミニウムは、燃料電池の作動条件で腐食が起き、腐食した金属イオンが固体高分子電解質膜と反応すると、固体高分子電解質膜がイオン伝導性の低下を引き起こす。
【００１３】
また、ステンレス鋼およびアルミニウムの表面に金メッキを施した研究例もあるが、金メッキにピンホールが発生した場合、却って腐食を速める危険性があり、コストも高くなる。
【００１４】
その他、導電性を確保しながらステンレス鋼およびアルミニウムにコーティングすることが試されているが、満足のいく結果は得られていない。
【００１５】
金属セパレータを燃料電池に用いた場合の問題に対して、固体高分子型燃料電池において、カーボンペーパーおよびカーボンクロス等で構成されたガス拡散電極間に挟持され、アルミニウム、鉄およびステンレス等の金属によって構成されたガスセパレータの表面の少なくともガス拡散電極との接触面に主金属である鉛（Ｐｂ）の中にカーボンとしてのグラファイトを混入した付着膜を付着させた固体高分子型燃料電池が提案されている（特許文献１）。
【００１６】
また、アルミニウムからなる低電気抵抗性金属板を水素含有量が１原子％以上２０原子％以下である非晶質炭素膜によって被覆した燃料電池用のセパレータが提案されている（特許文献２）。
【００１７】
さらに、固体高分子電解質膜と、その両側に配置された触媒電極層と、触媒電極層の両側に配置されたガス拡散電極と、ガス拡散電極の両側に配置されたセパレータとからなる単位電池を積層した燃料電池において、セパレータのうちガス拡散電極と接触する部位を導電性硬質炭素膜を含む被覆層で少なくとも被覆した固体高分子型燃料電池のセパレータが提案されている（特許文献３）。
【００１８】
さらに、高耐食性ステンレス鋼の表面を、金属窒化物および金属分散ダイヤモンドライクカーボン等の導電性化合物によって被覆したセパレータが提案されている（特許文献４）。
【特許文献１】特開平１０−３０８２２６号公報
【特許文献２】特開２０００−６７８８１号公報
【特許文献３】国際公開第ＷＯ０１／００６５８５号パンフレット
【特許文献４】特開２００３−１２３７８１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１９】
しかし、特許文献１に開示されたセパレータでは、付着膜または被覆層の電気抵抗が大きいため、十分な発電特性を得ることが困難である。また、特許文献２および特許文献３に開示されたセパレータでは、被覆層の緻密性が不十分であるため、固体高分子型燃料電池の置かれる酸化性酸の腐食環境では、強固な不働態被膜が形成され、セパレータの接触抵抗の低減が不十分である。さらに、特許文献４に開示されたセパレータでは、ダイヤモンドライクカーボンが絶縁性を有し、高硬度であるため、微小な割れ等が発生し易く、高耐食性ステンレス鋼を使用し、ダイヤモンドライクカーボンに金属を分散させる必要がある。
【００２０】
そこで、この発明は、かかる問題を解決するためになされたものであり、その目的は、優れた導電性と耐食性とを兼ね備えた固体高分子型燃料電池用のセパレータを提供することである。
【００２１】
また、この発明の別の目的は、優れた導電性と耐食性とを兼ね備えた固体高分子型燃料電池用のセパレータを備えた固体高分子型燃料電池を提供することである。
【００２２】
さらに、この発明の別の目的は、優れた導電性と耐食性とを兼ね備えた固体高分子型燃料電池用のセパレータ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】
【００２３】
この発明によれば、セパレータは、固体高分子型燃料電池に用いられるセパレータであって、金属板と、非晶質炭素膜とを備える。金属板は、硫酸に対して耐腐食性を有する。非晶質炭素膜は、金属板のうち固体高分子型燃料電池のガス拡散電極側の一主面に少なくとも形成され、導電性を有する。そして、非晶質炭素膜は、ラマン散乱スペクトルのＧバンドの半値幅として５０〜２００ｃｍ−１の範囲の半値幅を有する。
【００２４】
また、この発明によれば、セパレータは、固体高分子型燃料電池に用いられるセパレータであって、金属板と、被膜と、非晶質炭素膜とを備える。金属板は、硫酸に対して耐腐食性を有する。被膜は、金属板のうち固体高分子型燃料電池のガス拡散電極側の一主面に少なくとも形成される。非晶質炭素膜は、被膜に接して形成され、導電性を有する。そして、被膜は、非晶質炭素膜よりも低い導電率を有する。
【００２５】
好ましくは、被膜は、金属板の一主面に形成された酸化被膜である。
【００２６】
好ましくは、金属板は、ステンレス鋼、チタン、チタン合金、アルミニウムおよびアルミニウム合金のいずれかからなる。
【００２７】
好ましくは、ステンレス鋼は、質量パーセントが１０．５％〜４０．０％の範囲であるＮｉと、質量パーセントが２０．０％〜３０．０％の範囲であるＣｒとを含む。
【００２８】
好ましくは、ステンレス鋼は、質量パーセントが１．００％〜８．００％の範囲であるＭｏをさらに含む。
【００２９】
好ましくは、Ｃｒの質量パーセントは、１３．０％〜２５．０％の範囲である。
【００３０】
好ましくは、Ｎｉの質量パーセントは、２．０％〜８．０％の範囲である。
【００３１】
好ましくは、ステンレス鋼は、質量パーセントが０．５０％〜５．００％の範囲であるＣｕをさらに含む。
【００３２】
好ましくは、ステンレス鋼は、質量パーセントが０．０５％〜０．３０％の範囲であるＮをさらに含む。
【００３３】
好ましくは、ステンレス鋼は、質量パーセントが１．００％以下であるＮｂをさらに含む。
【００３４】
好ましくは、ステンレス鋼は、質量パーセントが０．０８％以下であるＣと、質量パーセントが２．００％以下であるＳｉと、質量パーセントが２．００％以下であるＭｎと、質量パーセントが０．０４５％以下であるＰと、質量パーセントが０．０３０％以下であるＳとをさらに含む。
【００３５】
また、この発明によれば、固体高分子型燃料電池は、請求項１から請求項１２のいずれか１項に記載のセパレータを備える。
【００３６】
さらに、この発明によれば、製造方法は、固体高分子型燃料電池に用いるセパレータの製造方法である。セパレータは、請求項１から請求項１２のいずれか１項に記載のセパレータからなる。そして、製造方法は、物理蒸着法を用いて、非晶質炭素膜を金属板の一主面に少なくとも形成する工程を備える。
【００３７】
好ましくは、物理蒸着法における基板温度は、３００℃以下である。
【発明の効果】
【００３８】
この発明においては、セパレータは、硫酸に対して耐腐食性を有する金属板の一主面に、ラマン散乱スペクトルのＧバンドの半値幅が５０〜２００ｃｍ−１の範囲である非晶質炭素膜を形成した構造からなる。そして、Ｇバンドの半値幅が５０〜２００ｃｍ−１の範囲である非晶質炭素膜は、適当な硬さおよび低い電気抵抗を有する。
【００３９】
したがって、この発明によれば、セパレータの導電性および耐食性を向上できる。
【００４０】
また、この発明においては、固体高分子型燃料電池は、導電性および耐食性に優れたセパレータを備える。
【００４１】
したがって、この発明によれば、安定して高い発電効率で発電できる。
【００４２】
さらに、この発明によれば、物理蒸着法を用いて、硫酸に対して耐腐食性を有する金属板の一主面に、ラマン散乱スペクトルのＧバンドの半値幅が５０〜２００ｃｍ−１の範囲である非晶質炭素膜を形成する。
【００４３】
したがって、この発明によれば、導電性および耐食性に優れたセパレータを容易に作製できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００４４】
本発明の実施の形態について図面を参照しながら詳細に説明する。なお、図中同一または相当部分には同一符号を付してその説明は繰返さない。
【００４５】
図１は、この発明の実施の形態によるセパレータを備えた固体高分子型燃料電池の断面概略図である。図１を参照して、この発明の実施の形態によるセパレータを備えた固体高分子型燃料電池１０は、固体高分子電解質膜１と、ガス拡散電極２，３と、セパレータ４，５と、ガスシール６，７とを備える。
【００４６】
ガス拡散電極２は、その一主面に触媒２１を担持し、触媒２１が固体高分子電解質膜１の一方面に接するように固体高分子電解質膜１の一方側に配置される。また、ガス拡散電極３は、その一主面に触媒３１を担持し、触媒３１が固体高分子電解質膜１の他方面に接するように固体高分子電解質膜１の他方側に配置される。
【００４７】
セパレータ４は、ガス拡散電極２の一主面（触媒２１が担持された一主面と反対側の一主面）に接するように配置される。セパレータ５は、ガス拡散電極３の一主面（触媒３１が担持された一主面と反対側の一主面）に接するように配置される。
【００４８】
ガスシール６は、固体高分子電解質膜１の外周部とセパレータ４の外周部との間に設けられ、気密性を保持してセパレータ４の外周部を固体高分子電解質膜１の外周部に連結する。ガスシール７は、固体高分子電解質膜１の外周部とセパレータ５の外周部との間に設けられ、気密性を保持してセパレータ５の外周部を固体高分子電解質膜１の外周部に連結する。
【００４９】
固体高分子電解質膜１は、たとえば、フッ素系のイオン交換膜からなる。ガス拡散電極２，３の各々は、ガス透過性および導電性を有する多孔体からなる。触媒２１，３１の各々は、白金（Ｐｔ）または白金合金（Ｐｔ−Ｒｕ）からなる。セパレータ４，５の各々は、後に詳述するように、硫酸に対して耐腐食性を有するステンレス鋼と、ステンレス鋼の表面に形成された非晶質炭素膜とからなる。ガスシール６，７の各々は、フッ素樹脂、バイトンゴム、およびシリコンゴムのいずれかからなる。そして、フッ素樹脂は、より具体的には、ポリテトラフルオロエチレン（ＰＴＦＥ）、テトラフルオロエチレン−ヘキサフルオロプロピレン共重合体（ＦＥＰ）、およびテトラフルオロエチレン−パーフルオロアルキルビニルエーテル共重合体（ＰＦＡ）等である。
【００５０】
固体高分子電解質膜１は、触媒２１によって分離された電子ｅ−と水素イオンＨ＋とのうち、水素イオンＨ＋のみを触媒３１側へ通過させる。ガス拡散電極２は、セパレータ４から供給された水素ガスを触媒２１へ拡散させる。触媒２１は、ガス拡散電極２に供給された水素ガスを電子ｅ−と水素イオンＨ＋とに分離する。
【００５１】
ガス拡散電極３は、セパレータ５から供給された空気（または酸素）を触媒３１へ拡散させる。触媒３１は、固体高分子電解質膜１から供給された水素イオンＨ＋と、ガス拡散電極３から供給された電子ｅ−と空気（または酸素）とを反応させ、水を生成する。
【００５２】
セパレータ４は、ガス拡散電極２に接する一主面に凹凸構造からなるガス供給溝４Ａを有する。そして、ガス供給溝４Ａは、水素ガスの供給口および排出口に繋がっている。したがって、セパレータ４は、ガス供給溝４Ａを介して水素ガスをガス拡散電極２に供給する。
【００５３】
セパレータ５は、ガス拡散電極３に接する一主面に凹凸構造からなるガス供給溝５Ａを有する。そして、ガス供給溝５Ａは、空気（または酸素）の供給口および排出口に繋がっている。したがって、セパレータ５は、ガス供給溝５Ａを介して空気（または酸素）をガス拡散電極３に供給する。
【００５４】
図２は、図１に示すセパレータ４の概略断面図である。図２を参照して、セパレータ４は、ステンレス鋼４１と、非晶質炭素膜４２とを含む。ステンレス鋼４１は、ガス拡散電極２に接する一主面に凹凸面４１１を有する。凹凸面４１１は、その幅Ｗおよび深さＤが０．２ｍｍ〜１ｍｍの範囲である。
【００５５】
非晶質炭素膜４２は、凹凸面４１１を覆うように形成される。その結果、ガス供給溝４Ａがセパレータ４の表面のうち、ガス拡散電極２に接する一主面に形成される。非晶質炭素膜４２は、ＥＣＲ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｙｃｌｏｔｒｏｎ Ｒｅｓｏｎａｎｃｅ）スパッタリング法により形成され、０．１〜１μｍの範囲の膜厚を有する。
【００５６】
そして、非晶質炭素膜４２は、約１×１０−３Ωｃｍの比抵抗を有する。この比抵抗値は、絶縁物上に形成された非晶質炭素膜４２の比抵抗値であり、４探針法により測定された。したがって、非晶質炭素膜４２は、導電性を有する非晶質炭素膜である。
【００５７】
なお、図１に示すセパレータ５も、図２に示すセパレータ４と同じ構成からなる。
【００５８】
図３は、図２に示す非晶質炭素膜４２のラマン散乱スペクトルである。図３において、縦軸は、ラマン強度を表し、横軸は、ラマンシフトを表す。
【００５９】
ラマン散乱スペクトルは、日本分光株式会社製のＮＲＳ−２１００型レーザーラマン分光光度計を用いて測定された。このＮＲＳ−２１００型レーザーラマン分光光度計は、励起光として波長５１４．５ｎｍのアルゴンイオンレーザーを用いている。そして、ラマン散乱スペクトルの測定は、波長５１４．５ｎｍのアルゴンイオンレーザーを非晶質炭素膜４２に照射し、後方散乱されたラマン散乱光をトリプルモノクロメーター光学系により分光し、その分光したラマン散乱光をＣＣＤ（Ｃｈａｒｇｅ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｄｅｖｉｃｅ）検出器により検出することによって行なわれた。
【００６０】
図３を参照して、ラマン散乱スペクトルｋ１は、ＤバンドＤＢと、ＧバンドＧＢとからなる。ＤバンドＤＢは、約１３００ｃｍ−１に中心を有し、ＧバンドＧＢは、約１５００ｃｍ−１に中心を有する。ＤバンドＤＢおよびＧバンドＧＢは、６００〜２２００ｃｍ−１の範囲で得られるラマン散乱スペクトルｋ１のバックグラウンドを除去し、ガウス波形を用いて約１３００ｃｍ−１付近に中心を有する成分と、約１５００ｃｍ−１付近に中心を有する成分とに分離することにより得られる。
【００６１】
そして、この発明においては、ＤバンドＤＢの強度Ｉ（Ｄ）とＧバンドＧＢの強度Ｉ（Ｇ）との強度比（＝Ｉ（Ｄ）／Ｉ（Ｇ））が演算された。また、ＧバンドＧＢの半値幅ＦＷＨＭ（Ｆｕｌｌ Ｗｉｄｔｈ ａｔ Ｈａｌｆ−Ｍａｘｉｍｕｍ）が測定された。なお、強度Ｉ（Ｄ），Ｉ（Ｇ）は、それぞれ、ＤバンドＤＢおよびＧバンドＧＢのスペクトルの面積を演算することにより得られた。
【００６２】
非晶質炭素膜４２における強度比（＝Ｉ（Ｄ）／Ｉ（Ｇ））および半値幅ＦＷＨＭの概念について説明する。アモルファス炭素薄膜は、ｓｐ２混成炭素とｓｐ３混成炭素とが混在している。励起光として可視光線を用いたラマン散乱スペクトルの場合、ｓｐ２混成炭素に関する情報が主となる。これは、可視光を励起光とした場合、ｓｐ２混成炭素の感度がｓｐ３混成炭素の感度に比べ、５０〜２３０倍程度敏感であるからである。
【００６３】
アモルファス炭素薄膜のラマン散乱スペクトルは、上述したように、ＤバンドＤＢとＧバンドＧＢとを有する。ＤバンドＤＢおよびＧバンドＧＢは、それぞれ、ｓｐ２サイトのペアーの芳香環の呼吸振動と結合伸縮振動に帰属される散乱バンドである。
【００６４】
ＤバンドＤＢとＧバンドＧＢとの強度比（＝Ｉ（Ｄ）／Ｉ（Ｇ））は、ｓｐ２混成炭素ドメイン（グラファイトドメイン）の構造に敏感であり、一般に、グラファイト構造が未発達なアモルファス炭素薄膜中のグラファイトドメインのサイズおよび数の増加と共に、増加する。
【００６５】
また、ＧバンドＧＢの半値幅ＦＷＨＭも、アモルファス炭素薄膜中のグラファイトドメインのサイズに敏感であり、グラファイト構造の発達とともに、ＧバンドＧＢの半値幅ＦＷＨＭは、減少する。
【００６６】
したがって、この発明においては、優れた導電性と耐食性とを兼ね備えたセパレータ４を形成するための非晶質炭素膜４２を評価するために、強度比（＝Ｉ（Ｄ）／Ｉ（Ｇ））および半値幅ＦＷＨＭを用いた。
【００６７】
その結果、優れた導電性と耐食性とを兼ね備えたセパレータ４を形成するためには、強度比（＝Ｉ（Ｄ）／Ｉ（Ｇ））は、２．０〜５．０の範囲が好適であり、半値幅ＦＷＨＭは、５０〜２００ｃｍ−１の範囲が好適であることが解った。
【００６８】
強度比（＝Ｉ（Ｄ）／Ｉ（Ｇ））が２．０未満では、アモルファス炭素薄膜のｓｐ３混成炭素が多くなり、非晶質炭素膜４２の電気抵抗が大きくなる。一方、強度比（＝Ｉ（Ｄ）／Ｉ（Ｇ））が５．０よりも大きくなると、アモルファス炭素膜のｓｐ２混成炭素が多くなり、非晶質炭素膜４２の硬さが低下する。その結果、非晶質炭素膜４２に傷等がつき易くなり、ステンレス鋼４１の被覆性が低下する。
【００６９】
また、ＧバンドＧＢの半値幅ＦＷＨＭが５０ｃｍ−１よりも小さくなると、アモルファス炭素膜のｓｐ２混成炭素が多くなり、非晶質炭素膜４２の硬さが低下する。その結果、非晶質炭素膜４２に傷等がつき易くなり、ステンレス鋼４１の被覆性が低下する。一方、ＧバンドＧＢの半値幅ＦＷＨＭが２００ｃｍ−１よりも大きくなると、アモルファス炭素薄膜のｓｐ３混成炭素が多くなり、非晶質炭素膜４２の電気抵抗が大きくなる。
【００７０】
したがって、強度比（＝Ｉ（Ｄ）／Ｉ（Ｇ））は、２．０〜５．０の範囲が好適であり、半値幅ＦＷＨＭは、５０〜２００ｃｍ−１の範囲が好適である。
【００７１】
図４は、図１，２に示すセパレータ４，５を作製する工程図である。図４を参照して、ステンレス鋼板を所定の大きさに加工し、ステンレス鋼２０を作製する（図４の（ａ）参照）。そして、ステンレス鋼２０の一主面２０Ａを切削加工あるいはエッチング加工あるいはプレス加工し、一主面２０Ａに凹凸面４１１を形成し、ステンレス鋼４１を作製する（図４の（ｂ）参照）。
【００７２】
その後、ＥＣＲスパッタリング法により凹凸面４１１を覆うように非晶質炭素膜４２をステンレス鋼４１の一主面に形成する。ＥＣＲスパッタリング法による非晶質炭素膜４２の形成は、ＥＣＲスパッタリング装置を用いて行なう。このＥＣＲスパッタリング装置は、ステンレス製のプラズマ室と、成膜室とからなる。プラズマ室は、２．４５ＧＨｚの電磁波を上部からコイルに印加し、８７５ガウスの磁場を中央部付近に発生させる。
【００７３】
そうすると、プラズマ室で発生したプラズマは、磁場勾配により成膜室内に運ばれ、基板表面に照射される。また、プラズマ室で発生したプラズマは、プラズマ室に設置された円筒状のターゲットにスパッタイオンとして照射され、ターゲットに４００Ｗの電力を印加する。
【００７４】
円筒状のターゲットは、グラファイト（Ｃ）からなり、６ｃｍの内径および６ｃｍの高さを有する。したがって、ターゲットの表面積は、（６×３．１４）×６＝１１３．０４ｃｍ２であり、ターゲットに印加されるパワー密度は、４００Ｗ／１１３．０４ｃｍ２≒３．５Ｗ／ｃｍ２である。
【００７５】
非晶質炭素膜４２を形成する場合、ＥＣＲスパッタリング装置のプラズマ室および成膜室を拡散ポンプにより１．０×１０−５Ｐａまで真空排気し、その後、プラズマ室内に高純度アルゴン（Ａｒ）を供給してプラズマ室内の圧力を９×１０−４Ｐａに設定する。また、基板であるステンレス鋼４１に２０Ｖのバイアス電圧を印加する。この場合、基板温度は雰囲気温度である。
【００７６】
そして、上述したパワー密度をターゲットに印加してスパッタリングする。成膜時間は、２時間である。そうすると、スパッタリングされたターゲット材料（Ｃ）は、プラズマ室から成膜室へ移動し、基板であるステンレス鋼４１の凹凸面４１１上に堆積される。
【００７７】
これにより、ステンレス鋼４１の凹凸面４１１上に非晶質炭素膜４２が形成され（図４の（ｃ）参照）、セパレータ４，５が作製される。
【００７８】
なお、２時間の成膜後における基板温度は、約１２０℃である。
【００７９】
次に、図２に示すステンレス鋼４１について詳細に説明する。この発明においては、ＪＩＳ（Ｊａｐａｎ Ｉｎｄｕｓｔｒｙ Ｓｔａｎｄａｒｄ）規格で決められたステンレス鋼のうち、硫酸に対して耐腐食性を有するステンレス鋼がステンレス鋼４１として用いられる。
【００８０】
表１は、ステンレス鋼および接触抵抗値を示す。
【００８１】
【表１】
【００８２】
表１において、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２は、それぞれ、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３１０Ｓ，ＳＵＳ３１６Ｌ，ＳＵＳ３１６Ｊ１Ｌ，ＳＵＳ３１７Ｌ，ＳＵＳ３２１，ＳＵＳ３２９Ｊ１，ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ，ＳＵＳ４３０，ＳＵＳ４４４，Ｃａｒｐｅｎｔｅｒ２０，ＩＮＣＯＬＯＹ２５−６Ｍｏを示す。また、表１において、“＊”が付された試料は、比較例である。さらに、表１において、“−”は、未添加を示す。
【００８３】
表１に示す試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２のステンレス鋼のサイズは、直径が２０ｍｍであり、厚さが２ｍｍである。そして、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２の各ステンレス鋼の一主面に、上述したＥＣＲスパッタリング法により非晶質炭素膜４２を堆積した。
【００８４】
そして、表１に示す試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２のステンレス鋼および非晶質炭素膜４２を形成した試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２のステンレス鋼について、接触抵抗値を測定した。なお、非晶質炭素膜４２を形成した試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２のステンレス鋼については、硫酸浸漬後の接触抵抗値も測定した。
【００８５】
接触抵抗値の測定は、各試料の両面から同じ大きさのカーボンペーパーを挟み、１０ｋｇ／ｃｍ２の圧力を印加し、１Ａ／ｃｍ２の電流を流し、４端子法により、各試料とカーボンペーパーとの間の接触抵抗値を測定することにより行なわれた。
【００８６】
また、硫酸への浸漬実験は、各試料を８０℃、０．５ｍｏｌ／Ｌの硫酸に１時間浸漬した後に、上記の方法により接触抵抗値を測定することにより行なわれた。
【００８７】
試料Ｎｏ．１，２，９の各ステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）およびクロム（Ｃｒ）をそれぞれ表１に示す質量パーセントだけ含み、試料Ｎｏ．３，５，７の各ステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）をそれぞれ表１に示す質量パーセントだけ含み、試料Ｎｏ．４のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）および銅（Ｃｕ）をそれぞれ表１に示す質量パーセントだけ含む。
【００８８】
また、試料Ｎｏ．６のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）およびチタン（Ｔｉ）をそれぞれ表１に示す質量パーセントだけ含み、試料Ｎｏ．８のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）および窒素（Ｎ）をそれぞれ表１に示す質量パーセントだけ含む。
【００８９】
さらに、試料Ｎｏ．１０のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）および窒素（Ｎ）をそれぞれ表１に示す質量パーセントだけ含み、試料Ｎｏ．１１のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、銅（Ｃｕ）、ニオブ（Ｎｂ）およびタンタル（Ｔａ）をそれぞれ表１に示す質量パーセントだけ含み、試料Ｎｏ．１２のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、銅（Ｃｕ）および窒素（Ｎ）をそれぞれ表１に示す質量パーセントだけ含む。
【００９０】
なお、試料Ｎｏ．１１については、ニオブ（Ｎｂ）とタンタル（Ｔａ）との合計の質量パーセントを示す。
【００９１】
試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２の各試料は、非晶質炭素膜４２によって被覆しない場合、３１．７〜１３４．８ｍΩｃｍ２の範囲の接触抵抗値を有する。そして、非晶質炭素膜４２によって被覆した試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２の各試料は、０．２１〜０．３４ｍΩｃｍ２の範囲の接触抵抗値を有する。
【００９２】
このように、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２の各試料は、非晶質炭素膜４２によって被覆することにより、その接触抵抗値が約２桁低下する。上述したように、非晶質炭素膜４２は、１×１０−３Ωｃｍ程度の比抵抗値を有するため、非晶質炭素膜４２によって被覆することによって試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２の各試料は、その接触抵抗値が大きく低下する。
【００９３】
また、非晶質炭素膜４２によって被覆された試料Ｎｏ．１，Ｎｏ．６，Ｎｏ．９，Ｎｏ．１０の各試料は、硫酸へ浸漬すると、その接触抵抗値が９８０〜１３４０ｍΩｃｍ２の範囲へ大きくなる。すなわち、非晶質炭素膜４２によって被覆された試料Ｎｏ．１，Ｎｏ．６，Ｎｏ．９，Ｎｏ．１０の各試料は、硫酸へ浸漬すると、その接触抵抗値が約３桁〜４桁大きくなる。
【００９４】
一方、非晶質炭素膜４２によって被覆された試料Ｎｏ．２〜Ｎｏ．５，Ｎｏ．７，Ｎｏ．８，Ｎｏ．１１，Ｎｏ．１２の各試料は、硫酸へ浸漬しても、その接触抵抗値が殆ど変化しない。
【００９５】
表２は、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２の各ステンレス鋼自体の硫酸浸漬試験の結果を示す。
【００９６】
【表２】
【００９７】
ステンレス鋼自体の硫酸浸漬試験は、ステンレス鋼を８０℃、０．５ｍｏｌ／Ｌの硫酸に５００時間浸漬し、質量減耗率を求めることにより行なわれた。
【００９８】
試料Ｎｏ．１，Ｎｏ．６，Ｎｏ．９，Ｎｏ．１０の各ステンレス鋼は、硫酸へ浸漬した場合、質量減耗率が４．７３％〜３９．０％の範囲である。一方、試料Ｎｏ．２〜Ｎｏ．５，Ｎｏ．７，Ｎｏ．８，Ｎｏ．１１，Ｎｏ．１２の各ステンレス鋼は、硫酸へ浸漬した場合、質量減耗率が１．３７％以下であり、特に、試料Ｎｏ．２，Ｎｏ．５，Ｎｏ．７，Ｎｏ．８，Ｎｏ．１１，Ｎｏ．１２の各ステンレス鋼は、硫酸への浸漬によって質量が変化しない。
【００９９】
したがって、表１および表２に示す結果から、硫酸への浸漬により接触抵抗値が約３桁〜４桁大きくなる試料Ｎｏ．１，Ｎｏ．６，Ｎｏ．９，Ｎｏ．１０のステンレス鋼は、それ自体が硫酸に対して耐腐食性がないステンレス鋼であり、硫酸へ浸漬しても接触抵抗値が殆ど変化しない試料Ｎｏ．２〜Ｎｏ．５，Ｎｏ．７，Ｎｏ．８，Ｎｏ．１１，Ｎｏ．１２のステンレス鋼は、それ自体が硫酸に対して耐腐食性を有するステンレス鋼である。
【０１００】
このように、この発明においては、硫酸に対して耐腐食性を有するステンレス鋼（試料Ｎｏ．２〜Ｎｏ．５，Ｎｏ．７，Ｎｏ．８，Ｎｏ．１１，Ｎｏ．１２のステンレス鋼）を用いてセパレータ４，５を作製することを特徴とする。
【０１０１】
この発明においては、硫酸に対して耐腐食性を有するステンレス鋼は、表１示す質量パーセントを有するカーボン（Ｃ）等を含むステンレス鋼に限らず、表３に示す試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５のステンレス鋼であってもよい。
【０１０２】
【表３】
【０１０３】
試料Ｎｏ．１３のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）およびクロム（Ｃｒ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含み、試料Ｎｏ．１４のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）およびモリブデン（Ｍｏ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含み、試料Ｎｏ．１５のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）および銅（Ｃｕ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含む。
【０１０４】
また、試料Ｎｏ．１６のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）および銅（Ｃｕ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含み、試料Ｎｏ．１７のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）および窒素（Ｎ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含み、試料Ｎｏ．１８のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）および窒素（Ｎ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含む。
【０１０５】
さらに、試料Ｎｏ．１９のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、銅（Ｃｕ）および窒素（Ｎ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含み、試料Ｎｏ．２０のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）およびニオブ（Ｎｂ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含み、試料Ｎｏ．２１のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）およびニオブ（Ｎｂ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含む。
【０１０６】
さらに、試料Ｎｏ．２２のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、銅（Ｃｕ）およびニオブ（Ｎｂ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含み、試料Ｎｏ．２３のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、窒素（Ｎ）およびニオブ（Ｎｂ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含み、試料Ｎｏ．２４のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、窒素（Ｎ）およびニオブ（Ｎｂ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含み、試料Ｎｏ．２５のステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）、イオウ（Ｓ）、ニッケル（Ｎｉ）、クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、銅（Ｃｕ）、窒素（Ｎ）およびニオブ（Ｎｂ）をそれぞれ表３に示す質量パーセントの範囲だけ含む。
【０１０７】
試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが０．０８％以下であるカーボン（Ｃ）を含むが、ステンレス鋼中のカーボンの質量パーセントが０．０８％以下に設定されるのは、次の理由による。
【０１０８】
カーボン（Ｃ）は、オーステナイト生成元素であり、かつ、強度の向上に効果があるが、含有量が０．０８％（質量パーセント）よりも多くなると、クロム炭化物の形成に伴いステンレス鋼にクロム（Ｃｒ）欠乏領域が発生し、ステンレス鋼の耐食性を劣化させる。そこで、ステンレス鋼中のカーボン（Ｃ）の質量パーセントを０．０８％以下とした。好ましくは、ステンレス鋼中のカーボン（Ｃ）の質量パーセントは、０．０３％以下である。
【０１０９】
また、試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが２．００％以下であるシリコン（Ｓｉ）を含むが、ステンレス鋼中のシリコンの質量パーセントが２．００％以下に設定されるのは、次の理由による。
【０１１０】
シリコン（Ｓｉ）は、溶鋼の脱酸、溶鋼の鋳造性確保およびステンレス鋼の耐食性に有効な元素である。しかし、含有量が２．００％（質量パーセント）よりも多くなると、靭性を悪化させるので、ステンレス鋼中のシリコン（Ｓｉ）の質量パーセントを２．００％以下とした。好ましくは、ステンレス鋼中のシリコン（Ｓｉ）の質量パーセントは、１．５０％以下である。
【０１１１】
さらに、試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが２．００％以下であるマンガン（Ｍｎ）を含むが、ステンレス鋼中のマンガンの質量パーセントが２．００％以下に設定されるのは、次の理由による。
【０１１２】
マンガン（Ｍｎ）は、脱酸、脱硫を目的として添加され、またオーステナイト相安定化元素として作用する。このような作用効果を有効に発揮させるためには、０．１０％以上のマンガン（Ｍｎ）を添加させることが好ましいが、質量パーセントが２．００％を超えてマンガン（Ｍｎ）を添加すると、ステンレス鋼の耐食性が劣化する。そこで、ステンレス鋼中のマンガン（Ｍｎ）の質量パーセントを２．００％以下とした。好ましくは、ステンレス鋼中のマンガン（Ｍｎ）の質量パーセントは、１．５０％以下である。
【０１１３】
さらに、試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが０．０４５％以下であるリン（Ｐ）を含むが、ステンレス鋼中のリンの質量パーセントが０．０４５％以下に設定されるのは、次の理由による。
【０１１４】
リン（Ｐ）は、ステンレス鋼中へ不可避的に混入する不純物元素であるが、質量パーセントが０．０４５％を超えると、靭性が劣化する。そこで、ステンレス鋼中のリン（Ｐ）の質量パーセントを０．０４５％以下とした。
【０１１５】
さらに、試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが０．０３０％以下であるイオウ（Ｓ）を含むが、ステンレス鋼中のイオウの質量パーセントが０．０３０％以下に設定されるのは、次の理由による。
【０１１６】
イオウ（Ｓ）も、ステンレス鋼中へ不可避的に混入する不純物元素であるが、質量パーセントが０．０３０％を超えると、ステンレス鋼の熱間加工性が劣化する。そこで、ステンレス鋼中のイオウ（Ｓ）の質量パーセントを０．０３０％以下とした。
【０１１７】
さらに、試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが１０．５％〜４０．０％の範囲であるニッケル（Ｎｉ）を含むが、ステンレス鋼中のニッケルの質量パーセントが１０．５％〜４０．０％の範囲に設定されるのは、次の理由による。
【０１１８】
ニッケル（Ｎｉ）は、ステンレス鋼の耐食性を向上させるとともに、組織をオーステナイト系に制御するために添加される。ニッケル（Ｎｉ）の質量パーセントが１０．５％未満では、硫酸に対する耐食性が不十分である。一方、ニッケル（Ｎｉ）の質量パーセントが４０．０％を超えると、ステンレス鋼の耐食性を向上させる効果が飽和し、材料の高コスト化を招来する。そこで、ステンレス鋼中のニッケル（Ｎｉ）の質量パーセントを１０．５％〜４０．０％の範囲とした。好ましくは、ステンレス鋼中のニッケル（Ｎｉ）の質量パーセントは、１２．０％〜３５．０％の範囲である。
【０１１９】
さらに、試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが２０．０％〜３０．０％の範囲であるクロム（Ｃｒ）を含むが、ステンレス鋼中のクロムの質量パーセントが２０．０％〜３０．０％の範囲に設定されるのは、次の理由による。
【０１２０】
クロム（Ｃｒ）は、ステンレス鋼の耐食性を支配する重要な成分であり、モリブデン（Ｍｏ）を含まないオーステナイト系ステンレス鋼においては、クロム（Ｃｒ）の質量パーセントが２０．０％未満では硫酸に対するオーステナイト系ステンレス鋼の耐食性が不十分である。一方、クロム（Ｃｒ）の質量パーセントが３０．０％を超えると、ステンレス鋼の耐食性を向上させる効果が飽和し、材料の高コスト化を招来する。そこで、ステンレス鋼中のクロム（Ｃｒ）の質量パーセントを２０．０％〜３０．０％の範囲とした。好ましくは、ステンレス鋼中のクロム（Ｃｒ）の質量パーセントは、２８．０％以下である。
【０１２１】
さらに、試料Ｎｏ．１４，Ｎｏ．１６，Ｎｏ．１８，Ｎｏ．１９，Ｎｏ．２１，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２４，Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが１．００％〜８．００％の範囲であるモリブデン（Ｍｏ）を含むが、ステンレス鋼中のモリブデンの質量パーセントが１．００％〜８．００％の範囲に設定されるのは、次の理由による。
【０１２２】
モリブデン（Ｍｏ）は、ステンレス鋼への少量の添加によりステンレス鋼の耐食性の向上に極めて有効な元素であるが、含有量が１．００％（質量パーセント）未満では、所望の耐食性を得ることができない。モリブデン（Ｍｏ）の増加に伴い、ステンレス鋼の耐食性は、向上するが、質量パーセントが８．００％を超えると、ステンレス鋼の耐食性を向上させる効果が飽和し、靭性が劣化すると共に、不経済である。そこで、ステンレス鋼中のモリブデン（Ｍｏ）の質量パーセントを１．００％〜８．００％の範囲とした。
【０１２３】
さらに、試料Ｎｏ．１５，Ｎｏ．１６，Ｎｏ．１９，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが０．５０％〜５．００％の範囲の銅（Ｃｕ）を含むが、ステンレス鋼中の銅の質量パーセントが０．５０％〜５．００％の範囲に設定されるのは、次の理由による。
【０１２４】
銅（Ｃｕ）は、硫酸に対する耐食性を改善させる作用を有する元素であり、必要に応じてステンレス鋼へ添加されるが、含有量が０．５０％（質量パーセント）未満では、所望の耐食性を得ることができない。一方、銅（Ｃｕ）の質量パーセントが５．００％を超えると、ステンレス鋼の熱間加工性が低下する。そこで、ステンレス鋼中の銅（Ｃｕ）の質量パーセントを０．５０％〜５．００％の範囲とした。
【０１２５】
さらに、試料Ｎｏ．１７〜Ｎｏ．１９，Ｎｏ．２３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが０．０５％〜０．３０％の範囲の窒素（Ｎ）を含むが、ステンレス鋼中の窒素の質量パーセントが０．０５％〜０．３０％の範囲に設定されるのは、次の理由による。
【０１２６】
窒素（Ｎ）は、オーステナイト組織の安定化およびステンレス鋼の耐食性に有効であり、その効果を発揮するためには、少なくとも０．０５％の質量パーセントが必要である。しかし、窒素（Ｎ）の質量パーセントが０．３０％を超えると、ステンレス鋼の熱間強度が著しく高くなり、加工性が劣化する。そこで、ステンレス鋼中の窒素（Ｎ）の質量パーセントを０．０５％〜０．３０％の範囲とした。
【０１２７】
さらに、試料Ｎｏ．２０〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが１．００％以下であるニオブ（Ｎｂ）を含むが、ステンレス鋼中のニオブの質量パーセントが１．００％以下に設定されるのは、次の理由による。
【０１２８】
ニオブ（Ｎｂ）は、ステンレス鋼中でカーボン（Ｃ）を固定し、ステンレス鋼の耐食性を向上させるために、環境に応じて１．００％（質量パーセント）以下でステンレス鋼へ添加される。そして、ニオブ（Ｎｂ）の質量パーセントが１．００％を超えると、ステンレス鋼の熱間加工性が劣化する。そこで、ステンレス鋼中のニオブ（Ｎｂ）の質量パーセントを１．００％以下とした。
【０１２９】
この発明においては、表３に示す試料Ｎｏ．１４，Ｎｏ．１６，Ｎｏ．１８，Ｎｏ．１９，Ｎｏ．２１，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２４，Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼において、クロム（Ｃｒ）の質量パーセントを１３．０〜２５．０％の範囲に設定したステンレス鋼を硫酸に対して耐腐食性を有するステンレス鋼として用いてもよい。
【０１３０】
試料Ｎｏ．１４，Ｎｏ．１６，Ｎｏ．１８，Ｎｏ．１９，Ｎｏ．２１，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２４，Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが１．００％〜８．００％の範囲であるモリブデン（Ｍｏ）を含むステンレス鋼であり、モリブデン（Ｍｏ）を含むステンレス鋼において質量パーセントで１３．０％以上のクロム（Ｃｒ）を含有させると、固体高分子型燃料電池の作動環境において良好な耐食性を確保できる。一方、モリブデン（Ｍｏ）を含むステンレス鋼においては、クロム（Ｃｒ）の質量パーセントが２５．０％を超えると、ステンレス鋼の熱間加工性が著しく劣化する。そこで、モリブデン（Ｍｏ）を含むステンレス鋼においては、クロム（Ｃｒ）の質量パーセントを１３．０％〜２５．０％の範囲とした。好ましくは、モリブデン（Ｍｏ）を含むステンレス鋼においては、クロム（Ｃｒ）の質量パーセントは、１５．０％〜２５．０％の範囲である。
【０１３１】
また、この発明においては、表３に示す試料Ｎｏ．１４，Ｎｏ．１６，Ｎｏ．１８，Ｎｏ．１９，Ｎｏ．２１，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２４，Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼において、ニッケル（Ｎｉ）の質量パーセントを２．０〜８．０％の範囲に設定した二相ステンレス鋼を硫酸に対して耐腐食性を有するステンレス鋼として用いてもよい。
【０１３２】
ニッケル（Ｎｉ）は、二相ステンレス鋼の耐食性および二相組織形成の観点から不可欠な元素であるが、ニッケル（Ｎｉ）の含有量が２．０％（質量パーセント）未満では、その効果が不十分である。一方、ニッケル（Ｎｉ）の質量パーセントが８．００％を超えると、二相ステンレス鋼の耐食性および二相組織化を改善する効果が飽和し、また、不経済である。そこで、二相ステンレス鋼においては、ニッケル（Ｎｉ）の質量パーセントを２．０％〜８．０％の範囲とした。
【０１３３】
このように、この発明においては、上述した各種のステンレス鋼が硫酸に対して耐腐食性を有するステンレス鋼として用いられる。そして、上述した各種のステンレス鋼の一主面に凹凸面４１１を形成し、その形成した凹凸面４１１を覆うように非晶質炭素膜４２を形成すると、接触抵抗値が１ｍΩｃｍ２以下と小さく、硫酸への浸漬に対しても、接触抵抗値が殆ど変化しないセパレータ４，５を作製できる。
【０１３４】
なお、表３に示す試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、質量パーセントが０．０８％以下であるカーボン（Ｃ）と、質量パーセントが２．００％以下であるシリコン（Ｓｉ）と、質量パーセントが２．００％以下であるマンガン（Ｍｎ）と、質量パーセントが０．０４５％以下であるリン（Ｐ）と、質量パーセントが０．０３０％以下であるイオウ（Ｓ）とを含む。
【０１３５】
したがって、試料Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２５の各ステンレス鋼は、カーボン（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、リン（Ｐ）およびイオウ（Ｓ）の質量パーセントが０％であるステンレス鋼も含む。
【０１３６】
そうすると、試料Ｎｏ．１３のステンレス鋼は、質量パーセントが１０．５％〜４０．０％であるニッケル（Ｎｉ）、および質量パーセントが２０．０〜３０．０％であるクロム（Ｃｒ）のみを含むステンレス鋼であってもよい。
【０１３７】
上述したように、ニッケル（Ｎｉ）およびクロム（Ｃｒ）は、耐食性を向上させるために重要な元素であるので、質量パーセントが１０．５％〜４０．０％であるニッケル（Ｎｉ）と質量パーセントが２０．０％〜３０．０％であるクロム（Ｃｒ）とを含んでいれば、ステンレス鋼は、硫酸に対して耐腐食性を有するからである。
【０１３８】
なお、この発明においては、ステンレス鋼に含まれるニッケル（Ｎｉ）およびクロム（Ｃｒ）の質量パーセントを固体高分子型燃料電池１０の使用環境に応じてそれぞれ１０．５％〜４０．０％の範囲および２０．０％〜３０．０％の範囲から変えてもよい。
【０１３９】
再び、図１を参照して、固体高分子型燃料電池が発電する動作について説明する。セパレータ４のガス供給溝４Ａを介して水素がガス拡散電極２へ供給されると、ガス拡散電極２は、水素ガスを触媒２１へ拡散し、触媒２１は、水素を水素イオンＨ＋と電子ｅ−とに分離する。
【０１４０】
そうすると、固体高分子電解質膜１は、触媒２１によって分離された水素イオンＨ＋および電子ｅ−のうち、水素イオンＨ＋のみを透過して触媒３１へ供給する。一方、電子ｅ−は、触媒２１からガス拡散電極２を介してセパレータ４へ移動し、セパレータ４から外部の負荷（図示せず）を介してセパレータ５へ流れる。そして、セパレータ５は、電子ｅ−をガス拡散電極３へ供給する。
【０１４１】
また、セパレータ５のガス供給溝５Ａを介して空気（または酸素）がガス拡散電極３へ供給される。そして、ガス拡散電極３は、空気（または酸素）を触媒３１へ拡散し、電子ｅ−を触媒３１へ供給する。
【０１４２】
そうすると、水素イオンＨ＋、空気（または酸素）および電子ｅ−は、触媒３１の助けを借りて反応し、水になる。
【０１４３】
このようにして、固体高分子型燃料電池１０は発電する。そして、固体高分子型燃料電池１０のセパレータ４，５は、上述したように、低い接触抵抗値を有し、この低い接触抵抗値は、硫酸に浸漬しても殆ど変化しないので、優れた導電性と耐食性とを兼ね備えている。その結果、固体高分子型燃料電池１０は、安定して高い発電効率で発電できる。
【０１４４】
図５は、図１に示すセパレータ４，５の他の概略断面図である。この発明においては、セパレータ４，５は、図５に示すセパレータ４０であってもよい。図５を参照して、セパレータ４０は、図２に示すセパレータ４に酸化被膜４３を追加したものであり、その他は、セパレータ４と同じである。
【０１４５】
酸化被膜４３は、ステンレス鋼４１と非晶質炭素膜４２との間に挿入される。その結果、酸化被膜４３は、ステンレス鋼４１の凹凸面４１１に接して形成され、非晶質炭素膜４２は、酸化被膜４３に接して形成される。そして、酸化被膜４３および非晶質炭素膜４２が凹凸面４１１に順次形成されたセパレータ４０においても、ガス供給溝４Ａがセパレータ４０の表面のうち、ガス拡散電極２または３に接する一主面に形成される。
【０１４６】
図６は、固体高分子型燃料電池の発電特性を示す図である。図６の（ａ）は、セパレータを構成するステンレス鋼４１の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆した場合の発電特性を示し、図６の（ｂ）は、セパレータを構成するステンレス鋼４１の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆しない場合の発電特性を示す。
【０１４７】
図６の（ａ）および（ｂ）において、横軸は、電流密度を表し、縦軸は、セル電圧を表す。また、図６の（ａ）において、曲線ｋ１は、セパレータをカーボンによって作製した場合の発電特性を示し、曲線ｋ２は、ＳＵＳ３０４の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆してセパレータを作製した場合の発電特性を示し、曲線ｋ３は、ＳＵＳ３１６Ｌの表面を非晶質炭素膜４２によって被覆してセパレータを作製した場合の発電特性を示し、曲線ｋ４は、ＳＵＳ３２９Ｊ１の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆してセパレータを作製した場合の発電特性を示す。
【０１４８】
更に、図６の（ｂ）において、曲線ｋ５は、ＳＵＳ３０４の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆せずにセパレータを作製した場合の発電特性を示し、曲線ｋ６は、ＳＵＳ３１６Ｌの表面を非晶質炭素膜４２によって被覆せずにセパレータを作製した場合の発電特性を示し、曲線ｋ７は、ＳＵＳ３２９Ｊ１の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆せずにセパレータを作製した場合の発電特性を示す。
【０１４９】
図６の（ａ）を参照して、ＳＵＳ３０４を用いてセパレータを作製した場合、発電特性は、セパレータがカーボンからなる場合の発電特性よりも低い（曲線ｋ１，ｋ２参照）。
【０１５０】
一方、ＳＵＳ３１６Ｌを用いてセパレータを作製した場合、発電特性は、セパレータがカーボンからなる場合の発電特性と同等であり（曲線ｋ１，ｋ３参照）、ＳＵＳ３２９Ｊ１を用いてセパレータを作製した場合、発電特性は、セパレータがカーボンからなる場合の発電特性よりも改善される（曲線ｋ１，ｋ４参照）。
【０１５１】
図６の（ｂ）を参照して、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３１６ＬおよびＳＵＳ３２９Ｊ１の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆せずにセパレータを作製した場合、発電特性は、セパレータがカーボンからなる場合の発電特性よりも低下し、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３１６ＬおよびＳＵＳ３２９Ｊ１の順で悪くなる（曲線ｋ１，ｋ５〜ｋ７参照）。
【０１５２】
図６の（ａ）および図６の（ｂ）を比較すると、ＳＵＳ３０４を用いてセパレータを作製する場合、ＳＵＳ３０４の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆しても、発電特性は、改善されない（曲線ｋ２，ｋ５参照）。
【０１５３】
一方、ＳＵＳ３１６ＬまたはＳＵＳ３２９Ｊ１を用いてセパレータを作製する場合、ＳＵＳ３１６ＬまたはＳＵＳ３２９Ｊ１の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆すると、発電特性は、大きく改善される。特に、ＳＵＳ３２９Ｊ１を用いてセパレータを作製した場合の発電特性の改善が著しい（曲線ｋ３，ｋ４，ｋ６，ｋ７参照）。
【０１５４】
ＳＵＳ３０４，ＳＵＳ３１６Ｌ，ＳＵＳ３２９Ｊ１においては、ＳＵＳ３０４＜ＳＵＳ３１６Ｌ＜ＳＵＳ３２９Ｊ１の順で耐食性が向上する。そして、ＳＵＳ３０４，ＳＵＳ３１６Ｌ，ＳＵＳ３２９Ｊ１の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆しない場合、発電特性は、ＳＵＳ３２９Ｊ１＜ＳＵＳ３１６Ｌ＜ＳＵＳ３０４の順で向上する。また、ＳＵＳ３０４，ＳＵＳ３１６Ｌ，ＳＵＳ３２９Ｊ１の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆した場合、発電特性は、ＳＵＳ３０４＜ＳＵＳ３１６Ｌ＜ＳＵＳ３２９Ｊ１の順で向上する。
【０１５５】
したがって、ステンレス鋼の耐食性が高くなる程、表面を非晶質炭素膜４２によって被覆すれば、発電特性が向上する。
【０１５６】
図７は、非晶質炭素膜４２の有無によるステンレス鋼の接触抵抗の違いを説明するための概念図である。図７を参照して、酸化被膜５１がステンレス鋼５０の表面に形成される。ステンレス鋼５０の接触抵抗を測定する場合、カーボンペーパー６０が酸化被膜５１に接触される。そして、非晶質炭素膜４２が形成されない場合、カーボンペーパー６０が酸化被膜５１に点接触する（図７の（ａ）参照）。
【０１５７】
一方、非晶質炭素膜４２が形成される場合、導電性の非晶質炭素膜４２が酸化被膜５１と面接触になり、カーボンペーパー６０は、非晶質炭素膜４２に点接触する（図７の（ｂ）参照）。
【０１５８】
ステンレス鋼５０の耐食性が優れている場合、酸化被膜５１は、相対的に大きい電気抵抗を有する。そうすると、非晶質炭素膜４２が形成されない場合、カーボンペーパー６０は、酸化被膜５１に点接触するため、接触抵抗が相対的に大きくなる。ステンレス鋼５０／酸化被膜５１がセパレータとして用いられる場合、酸化被膜５１は、ガス拡散電極２，３側に配置され、ガス拡散電極２，３に点接触する。そうすると、酸化被膜５１を介してガス拡散電極２，３からステンレス鋼５０へ流れる電流の経路が少なくなり、セパレータとガス拡散電極２，３との間の接触抵抗が大きくなる。その結果、ステンレス鋼５０／酸化被膜５１を用いた固体高分子型燃料電池の発電特性が低下する。
【０１５９】
一方、非晶質炭素膜４２が形成されている場合、カーボンペーパー６０は、非晶質炭素膜４２と点接触するが、非晶質炭素膜４２は、酸化被膜５１と面接触するので、酸化被膜５１を介して非晶質炭素膜４２からステンレス鋼５０へ流れる電流の経路が多くなり、接触抵抗が相対的に低くなる。そして、表面を非晶質炭素膜４２によって被覆したステンレス鋼５０をセパレータとして用いる場合、非晶質炭素膜４２は、ガス拡散電極２，３に点接触するが、接触抵抗は低いので、表面を非晶質炭素膜４２によって被覆したステンレス鋼５０を用いた固体高分子型燃料電池の発電特性は、向上する。
【０１６０】
したがって、この発明においては、耐食性に優れたステンレス鋼（ＳＵＳ３１６Ｌ，ＳＵＳ３２９Ｊ１等）４１の表面に相対的に大きい電気抵抗を有する酸化被膜４３を形成し、酸化被膜４３に面接触するように非晶質炭素膜４２を形成してセパレータ４０を作製することを特徴とする。
【０１６１】
これによって、耐食性に優れたステンレス鋼を用いても、ガス拡散電極２，３との接触抵抗を低くして発電特性の良好な固体高分子型燃料電池１０を作製できる。
【０１６２】
耐食性に優れたステンレス鋼の表面に酸化被膜を形成すると、その形成された酸化被膜は、相対的に大きい電気抵抗を有するが、厚さが相対的に薄く、かつ、金属との密着性が良好である。すなわち、耐食性に優れたステンレス鋼の表面に形成された酸化被膜は、相対的に小さい貫通抵抗率を有する。
【０１６３】
このように、ＳＵＳ３１６Ｌ，ＳＵＳ３２９Ｊ１等のステンレス鋼は、金属との密着性が良好な酸化被膜が表面に形成されるために耐食性に優れる。そして、この耐食性に優れたステンレス鋼をそのままセパレータとして用いると、上述したようにガス拡散電極２，３との接触抵抗が大きくなるが、酸化被膜に面接触するように非晶質炭素膜４２を形成することによってガス拡散電極２，３との接触抵抗が小さくなるので、ステンレス鋼４１の表面に相対的に大きい電気抵抗を有する酸化被膜４３を形成し、酸化被膜に面接触するように非晶質炭素膜４２を形成してセパレータ４０を作製することにしたものである。
【０１６４】
酸化被膜４３は、ＳＵＳ３１６Ｌ，ＳＵＳ３２９Ｊ１の表面に自然に形成される自然酸化膜であってもよいし、ＳＵＳ３１６Ｌ，ＳＵＳ３２９Ｊ１の表面を積極的に酸化することによって形成される酸化膜であってもよい。
【０１６５】
前者の場合、セパレータ４０は、図４に示す工程（ａ）〜（ｃ）に従って作製される。また、後者の場合、セパレータ４０は、図４に示す工程（ｂ）と工程（ｃ）との間に凹凸面４１１を酸化する工程を挿入した工程に従って作製される。
【０１６６】
この発明においては、セパレータ４０は、酸化被膜４３に限らず、他の材料からなる被膜を備えていてもよい。すなわち、セパレータ４０は、一般に、厚さが相対的に薄く、かつ、相対的に大きい電気抵抗を有し、さらに、金属との密着性が良好な被膜を備えていればよい。この場合、被膜は、非晶質炭素膜４２よりも低い導電率を有する。
【０１６７】
また、この発明においては、ステンレス鋼に代えて、チタン、チタン合金、アルミニウムおよびアルミニウム合金のいずれかを用いてセパレータ４，５，４０を作製してもよい。
【０１６８】
表４は、セパレータ４，５がアルミニウムまたはアルミニウム合金からなる場合の固体高分子型燃料電池１０の発電試験の結果を示す。
【０１６９】
【表４】
【０１７０】
なお、表４における「−」は、検出限界以下であることを表す。
【０１７１】
表５に示すアルミニウム（Ａｌ０５０）は、質量パーセントが０．０７％であるＳｉと、質量パーセントが０．２７％であるＦｅと、質量パーセントが０．０１％であるＣｕと、質量パーセントが０．０１％よりも少ないＭｎと、質量パーセントが０．０１％であるＭｇと、質量パーセントが０．０１％よりも少ないＺｎと、質量パーセントが０．０１％であるＴｉとを含む。なお、Ｃｒの質量パーセントは、検出限界以下である。
【０１７２】
また、アルミニウム合金としては、Ａｌ−Ｃｕ合金（Ａ２０１７）、Ａｌ−Ｍｇ合金（Ａ５０５２）、Ａｌ−Ｍｇ合金（Ａ５０８３）およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金（Ａ６０６１）が用いられた。
【０１７３】
そして、Ａｌ−Ｃｕ合金（Ａ２０１７）は、質量パーセントが０．７０％であるＳｉと、質量パーセントが０．５２％であるＦｅと、質量パーセントが３．９％であるＣｕと、質量パーセントが０．５３％であるＭｎと、質量パーセントが０．５７％であるＭｇと、質量パーセントが０．０２％であるＣｒと、質量パーセントが０．０２％であるＺｎと、質量パーセントが０．０４％であるＴｉとを含む。また、Ａｌ−Ｍｇ合金（Ａ５０５２）は、質量パーセントが０．０７％であるＳｉと、質量パーセントが０．２５％であるＦｅと、質量パーセントが０．０１％であるＣｕと、質量パーセントが０．０１％よりも少ないＭｎと、質量パーセントが２．６１％であるＭｇと、質量パーセントが０．１７％であるＣｒと、質量パーセントが０．０１％よりも少ないＺｎとを含む。なお、Ｔｉの質量パーセントは、検出限界以下である。さらに、Ａｌ−Ｍｇ合金（Ａ５０８３）は、質量パーセントが０．０６％であるＳｉと、質量パーセントが０．２２％であるＦｅと、質量パーセントが０．０２％であるＣｕと、質量パーセントが０．６５％であるＭｎと、質量パーセントが４．７％であるＭｇと、質量パーセントが０．０５％であるＣｒと、質量パーセントが０．０１％であるＺｎと、質量パーセントが０．０１％であるＴｉとを含む。さらに、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金（Ａ６０６１）は、質量パーセントが０．６２％であるＳｉと、質量パーセントが０．４２％であるＦｅと、質量パーセントが０．２８％であるＣｕと、質量パーセントが０．０２％であるＭｎと、質量パーセントが０．９８％であるＭｇと、質量パーセントが０．１１％であるＣｒと、質量パーセントが０．０１％であるＺｎと、質量パーセントが０．０３％であるＴｉとを含む。なお、表４に示すアルミニウムおよびアルミニウム合金は、ＥＣＲスパッタリング法によって形成された導電性炭素膜によって被覆されている。
【０１７４】
また、発電試験は、ガス流路がサーペンタインフロー式であり、電極面積が５ｃｍ２であり、空気極ガス流量が２００ｍＬ／ｍｉｎであり、燃料極ガス流量が５０ｍＬ／ｍｉｎであり、ガス露点が６０℃であり、運転温度が７０℃である条件で行なわれた。表４に、電流密度が０．５Ａ／ｃｍ２であるときの固体高分子型燃料電池１０のセル電圧を示す。
【０１７５】
表４に示す結果から、アルミニウムまたはアルミニウム合金からなるセパレータ４，５を用いることにより、セル電圧が０．６３Ｖ以上である固体高分子型燃料電池１０を作製できる。そして、アルミニウム合金からなるセパレータ４，５を用いることにより、固体高分子型燃料電池１０のセル電圧は、０．６５Ｖ以上になり、アルミニウム合金からなるセパレータは、純アルミニウムからなるセパレータに比べ、好適なセパレータである。
【０１７６】
なお、この発明においては、純アルミニウムは、０．２５％以下のＳｉ、０．４０％以下のＦｅ、０．０５％以下のＣｕ、０．０５％以下のＭｎ、０．０５％以下のＭｏ、０．０５％以下のＺｎ、および０．０３％以下のＴｉを含むものを言うものとする。また、アルミニウム合金は、表４に示すアルミニウム合金に限らず、次の３種類のアルミニウム合金であればよい。第１の種類のアルミニウム合金は、質量パーセントが０．２０％〜０．８０％の範囲であるＳｉと、質量パーセントが０．７０％よりも少ないＦｅと、質量パーセントが３．５％〜４．５％の範囲であるＣｕと、質量パーセントが０．４０％〜１．０％の範囲であるＭｎと、質量パーセントが０．４０％〜０．８０％の範囲であるＭｇと、質量パーセントが０．１０％よりも少ないＣｒと、質量パーセントが０．２５％よりも少ないＺｎと、質量パーセントが０．１５％よりも少ないＴｉとを含むアルミニウム合金である。
【０１７７】
また、第２の種類のアルミニウム合金は、質量パーセントが０．４０％よりも少ないＳｉと、質量パーセントが０．４０％よりも少ないＦｅと、質量パーセントが０．１０％よりも少ないＣｕと、質量パーセントが１．０％よりも少ないＭｎと、質量パーセントが２．０％〜５．０％の範囲であるＭｇと、質量パーセントが０．０５％〜０．３５％の範囲であるＣｒと、質量パーセントが０．２５％よりも少ないＺｎと、質量パーセントが０．１５％よりも少ないＴｉとを含むアルミニウム合金である。
【０１７８】
さらに、第３の種類のアルミニウム合金は、質量パーセントが０．４０％〜０．８０％の範囲であるＳｉと、質量パーセントが０．７０％よりも少ないＦｅと、質量パーセントが０．１５％〜０．４０％の範囲であるＣｕと、質量パーセントが０．１５％よりも少ないＭｎと、質量パーセントが０．８０％〜１．２％の範囲であるＭｇと、質量パーセントが０．０４〜０．３５％の範囲であるＣｒと、質量パーセントが０．２５％よりも少ないＺｎと、質量パーセントが０．１５％よりも少ないるＴｉとを含むアルミニウム合金である。
【０１７９】
さらに、この発明においては、セパレータ４，５の各々を構成する非晶質炭素膜４２は、グラファイト（Ｃ）をスパッタリングして形成されるため、ドーパントを含まないが、この発明においては、非晶質炭素膜４２は、ホウ素（Ｂ）、窒素（Ｎ）、フッ素（Ｆ）、シリコン（Ｓｉ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、スズ（Ｓｎ）、タンタル（Ｔａ）、タングステン（Ｗ）、チタン（Ｔｉ）およびニオブ（Ｎｂ）のいずれかをドーパントとして含んでいてもよい。
【０１８０】
この場合、ホウ素（Ｂ）、窒素（Ｎ）、フッ素（Ｆ）、シリコン（Ｓｉ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、スズ（Ｓｎ）、タンタル（Ｔａ）、タングステン（Ｗ）、チタン（Ｔｉ）およびニオブ（Ｎｂ）のいずれかを含むグラファイト（Ｃ）をターゲットとして用いてＥＣＲスパッタリングを行なうことにより、ドーパントを含む非晶質炭素膜４２を形成する。
【０１８１】
さらに、上記においては、非晶質炭素膜４２は、ＥＣＲスパッタリングにより形成されると説明したが、この発明においては、これに限らず、非晶質炭素膜４２は、プラズマＣＶＤ（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｕｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法により形成されてもよく、一般的には、物理蒸着法により形成される。
【０１８２】
非晶質炭素膜４２がプラズマＣＶＤ法により形成される場合、非晶質炭素膜４２は、反応室に供給されたメタン（ＣＨ４）ガスに１３．５６ＭＨｚの高周波電力を印加してメタンガスを分解し、カーボン（Ｃ）を基板上に堆積することにより形成される。
【０１８３】
非晶質炭素膜４２を物理蒸着法により形成する場合、その基板温度は、３００℃以下である。ステンレス鋼試料（２０ｍｍφ×２ｍｍｔ）にフッ素系電解質膜を密着させ、８０℃において純水中に５００時間保持した後、純水中に溶出した金属イオンを分析した。その結果を表４に示す。
【０１８４】
【表５】
【０１８５】
なお、表５において、「−」は、ステンレス鋼の表面を非晶質炭素膜４２によって被覆していないことを示す。すなわち、「−」は、ステンレス鋼生材であることを表す。また、溶出金属イオン量が多いほど耐食性が悪いことを表す。
【０１８６】
溶出金属イオンの解析においては、非晶質炭素膜４２は、熱ＣＶＤ法、イオン化蒸着法およびＥＣＲスパッタリング法によってＳＵＳ３０４およびＳＵＳ３１６Ｌの表面に形成された。そして、熱ＣＶＤ法における基板温度は、８００℃であり、イオン化蒸着法における基板温度は、３００℃であり、ＥＣＲスパッタリング法における基板温度は、２００℃である。また、熱ＣＶＤ法およびイオン化蒸着法においては、それぞれ、メタン（ＣＨ４）ガスおよびベンゼン（Ｃ６Ｈ６）ガスが導入ガスとして用いられた。そして、ＣＨ４ガスおよびＣ６Ｈ６ガスの流量は、１０〜１００ｓｃｃｍの範囲である。
【０１８７】
表５に示す結果から、Ｆｅイオン、Ｃｒイオン、ＮｉイオンおよびＭｏイオン等の溶出イオンが多い順に並べると、熱ＣＶＤ法＞ステンレス鋼生材＞イオン化蒸着法＝ＥＣＲスパッタリング法の順になる。
【０１８８】
そして、イオン化蒸着法およびＥＣＲスパッタリング法によって非晶質炭素膜４２を形成した場合、熱ＣＶＤ法によって非晶質炭素膜４２を形成した場合およびステンレス鋼を非晶質炭素膜４２によって被覆しない場合よりも、溶出金属イオン量が大幅に低下する。
【０１８９】
そして、熱ＣＶＤ法によってＳＵＳ３０４およびＳＵＳ３１６Ｌの表面に非晶質炭素膜４２を形成した場合、溶出金属イオン量が最も多くなる。これは、熱ＣＶＤ法においては、基板温度が８００℃と高いため、導入ガスの分解によって精製された水素ガスがＳＵＳ３０４およびＳＵＳ３１６Ｌの表面に形成された酸化膜を還元するために、耐食性が劣化したものと考えられる。
【０１９０】
したがって、この発明においては、基板温度が３００℃以下、好ましくは、２００℃以下である物理蒸着法を用いて非晶質炭素膜４２を形成する。
【０１９１】
さらに、上記においては、非晶質炭素膜４２は、ステンレス鋼４１の一主面（凹凸面４１１）に形成されると説明したが、この発明においては、これに限らず、非晶質炭素膜４２は、ステンレス鋼４１の周囲を覆うように形成されてもよい。
【０１９２】
さらに、上記においては、セパレータ４，５の各々は、硫酸に対して耐腐食性を有するステンレス鋼４１と、ラマン散乱スペクトルのＧバンドＧＢの半値幅ＦＷＨＭが５０〜２００ｃｍ−１であり、かつ、導電性を有する非晶質炭素膜４２とからなると説明したが、この発明においては、これに限らず、セパレータ４，５の各々は、硫酸に対して耐腐食性を有する金属板であれば、どのような金属板を備えていてもよい。
【０１９３】
上述した各種のステンレス鋼に限らず、硫酸に対して耐腐食性を有する金属板を用いれば、導電性を有する非晶質炭素膜４２によって金属板の一主面を少なくとも被覆することによって導電性および耐食性に優れたセパレータを作製することが可能であるからである。
【０１９４】
さらに、この発明による固体高分子型燃料電池１０は、自動車およびパーソナルコンピュータの電源として用いられる。
【０１９５】
今回開示された実施の形態はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は、上記した実施の形態の説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
【産業上の利用可能性】
【０１９６】
この発明は、優れた導電性と耐食性とを兼ね備えた固体高分子型燃料電池用のセパレータに適用される。また、この発明は、優れた導電性と耐食性とを兼ね備えた固体高分子型燃料電池用のセパレータを備えた固体高分子型燃料電池に適用される。さらに、この発明は、優れた導電性と耐食性とを兼ね備えた固体高分子型燃料電池用のセパレータの製造方法に適用される。
【図面の簡単な説明】
【０１９７】
【図１】この発明の実施の形態によるセパレータを備えた固体高分子型燃料電池の断面概略図である。
【図２】図１に示すセパレータの概略断面図である。
【図３】図２に示す非晶質炭素膜のラマン散乱スペクトルである。
【図４】図１，２に示すセパレータを作製する工程図である。
【図５】図１に示すセパレータの他の概略断面図である。
【図６】固体高分子型燃料電池の発電特性を示す図である。
【図７】非晶質炭素膜の有無によるステンレス鋼の接触抵抗の違いを説明するための概念図である。
【符号の説明】
【０１９８】
１ 固体高分子電解質膜、２，３ ガス拡散電極、４，５，４０ セパレータ、４Ａ，５Ａ ガス供給溝、６，７ ガスシール、１０ 固体高分子型燃料電池、２０，４１，５０ ステンレス鋼、２０Ａ 一主面、２１，３１ 触媒、４２ 非晶質炭素膜、５１ 酸化被膜、６０ カーボンペーパー、４１１ 凹凸面。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
固体高分子型燃料電池に用いられるセパレータであって、
硫酸に対して耐腐食性を有する金属板と、
前記金属板のうち前記固体高分子型燃料電池のガス拡散電極側の一主面に少なくとも形成され、導電性を有する非晶質炭素膜とを備え、
前記非晶質炭素膜は、ラマン散乱スペクトルのＧバンドの半値幅として５０〜２００ｃｍ−１の範囲の半値幅を有する、セパレータ。
【請求項２】
固体高分子型燃料電池に用いられるセパレータであって、
硫酸に対して耐腐食性を有する金属板と、
前記金属板のうち前記固体高分子型燃料電池のガス拡散電極側の一主面に少なくとも形成された被膜と、
前記被膜に接して形成され、導電性を有する非晶質炭素膜とを備え、
前記被膜は、前記非晶質炭素膜よりも低い導電率を有する、セパレータ。
【請求項３】
前記被膜は、前記金属板の前記一主面に形成された酸化被膜である、請求項２に記載のセパレータ。
【請求項４】
前記金属板は、ステンレス鋼、チタン、チタン合金、アルミニウムおよびアルミニウム合金のいずれかからなる、請求項１から請求項３のいずれか１項に記載のセパレータ。
【請求項５】
前記ステンレス鋼は、
質量パーセントが１０．５％〜４０．０％の範囲であるＮｉと、
質量パーセントが２０．０％〜３０．０％の範囲であるＣｒとを含む、請求項４に記載のセパレータ。
【請求項６】
前記ステンレス鋼は、
質量パーセントが１．００％〜８．００％の範囲であるＭｏをさらに含む、請求項５に記載のセパレータ。
【請求項７】
前記Ｃｒの質量パーセントは、１３．０％〜２５．０％の範囲である、請求項６に記載のセパレータ。
【請求項８】
前記Ｎｉの質量パーセントは、２．０％〜８．０％の範囲である、請求項６に記載のセパレータ。
【請求項９】
前記ステンレス鋼は、
質量パーセントが０．５０％〜５．００％の範囲であるＣｕをさらに含む、請求項５から請求項８のいずれか１項に記載のセパレータ。
【請求項１０】
前記ステンレス鋼は、
質量パーセントが０．０５％〜０．３０％の範囲であるＮをさらに含む、請求項５から請求項９のいずれか１項に記載のセパレータ。
【請求項１１】
前記ステンレス鋼は、
質量パーセントが１．００％以下であるＮｂをさらに含む、請求項５から請求項１０のいずれか１項に記載のセパレータ。
【請求項１２】
前記ステンレス鋼は、
質量パーセントが０．０８％以下であるＣと、
質量パーセントが２．００％以下であるＳｉと、
質量パーセントが２．００％以下であるＭｎと、
質量パーセントが０．０４５％以下であるＰと、
質量パーセントが０．０３０％以下であるＳとをさらに含む、請求項５から請求項１１のいずれか１項に記載のセパレータ。
【請求項１３】
請求項１から請求項１２のいずれか１項に記載のセパレータを備える固体高分子型燃料電池。
【請求項１４】
固体高分子型燃料電池に用いるセパレータの製造方法であって、
前記セパレータは、請求項１から請求項１２のいずれか１項に記載のセパレータからなり、
前記製造方法は、物理蒸着法を用いて、前記非晶質炭素膜を前記金属板の前記一主面に少なくとも形成する工程を備える製造方法。
【請求項１５】
前記物理蒸着法における基板温度は、３００℃以下である、請求項１４に記載の製造方法。
【請求項１】
固体高分子型燃料電池に用いられるセパレータであって、
硫酸に対して耐腐食性を有する金属板と、
前記金属板のうち前記固体高分子型燃料電池のガス拡散電極側の一主面に少なくとも形成され、導電性を有する非晶質炭素膜とを備え、
前記非晶質炭素膜は、ラマン散乱スペクトルのＧバンドの半値幅として５０〜２００ｃｍ−１の範囲の半値幅を有する、セパレータ。
【請求項２】
固体高分子型燃料電池に用いられるセパレータであって、
硫酸に対して耐腐食性を有する金属板と、
前記金属板のうち前記固体高分子型燃料電池のガス拡散電極側の一主面に少なくとも形成された被膜と、
前記被膜に接して形成され、導電性を有する非晶質炭素膜とを備え、
前記被膜は、前記非晶質炭素膜よりも低い導電率を有する、セパレータ。
【請求項３】
前記被膜は、前記金属板の前記一主面に形成された酸化被膜である、請求項２に記載のセパレータ。
【請求項４】
前記金属板は、ステンレス鋼、チタン、チタン合金、アルミニウムおよびアルミニウム合金のいずれかからなる、請求項１から請求項３のいずれか１項に記載のセパレータ。
【請求項５】
前記ステンレス鋼は、
質量パーセントが１０．５％〜４０．０％の範囲であるＮｉと、
質量パーセントが２０．０％〜３０．０％の範囲であるＣｒとを含む、請求項４に記載のセパレータ。
【請求項６】
前記ステンレス鋼は、
質量パーセントが１．００％〜８．００％の範囲であるＭｏをさらに含む、請求項５に記載のセパレータ。
【請求項７】
前記Ｃｒの質量パーセントは、１３．０％〜２５．０％の範囲である、請求項６に記載のセパレータ。
【請求項８】
前記Ｎｉの質量パーセントは、２．０％〜８．０％の範囲である、請求項６に記載のセパレータ。
【請求項９】
前記ステンレス鋼は、
質量パーセントが０．５０％〜５．００％の範囲であるＣｕをさらに含む、請求項５から請求項８のいずれか１項に記載のセパレータ。
【請求項１０】
前記ステンレス鋼は、
質量パーセントが０．０５％〜０．３０％の範囲であるＮをさらに含む、請求項５から請求項９のいずれか１項に記載のセパレータ。
【請求項１１】
前記ステンレス鋼は、
質量パーセントが１．００％以下であるＮｂをさらに含む、請求項５から請求項１０のいずれか１項に記載のセパレータ。
【請求項１２】
前記ステンレス鋼は、
質量パーセントが０．０８％以下であるＣと、
質量パーセントが２．００％以下であるＳｉと、
質量パーセントが２．００％以下であるＭｎと、
質量パーセントが０．０４５％以下であるＰと、
質量パーセントが０．０３０％以下であるＳとをさらに含む、請求項５から請求項１１のいずれか１項に記載のセパレータ。
【請求項１３】
請求項１から請求項１２のいずれか１項に記載のセパレータを備える固体高分子型燃料電池。
【請求項１４】
固体高分子型燃料電池に用いるセパレータの製造方法であって、
前記セパレータは、請求項１から請求項１２のいずれか１項に記載のセパレータからなり、
前記製造方法は、物理蒸着法を用いて、前記非晶質炭素膜を前記金属板の前記一主面に少なくとも形成する工程を備える製造方法。
【請求項１５】
前記物理蒸着法における基板温度は、３００℃以下である、請求項１４に記載の製造方法。
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図１】
【図７】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図１】
【図７】
【公開番号】特開２００７−１６５２７５（Ｐ２００７−１６５２７５Ａ）
【公開日】平成１９年６月２８日（２００７．６．２８）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００６−１２３１３４（Ｐ２００６−１２３１３４）
【出願日】平成１８年４月２７日（２００６．４．２７）
【出願人】（０００１４２５９５）株式会社栗本鐵工所 (566)
【出願人】（５９７０６５３２９）学校法人 龍谷大学 (120)
【出願人】（３０１０２１５３３）独立行政法人産業技術総合研究所 (6,529)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成１９年６月２８日（２００７．６．２８）
【国際特許分類】
【出願日】平成１８年４月２７日（２００６．４．２７）
【出願人】（０００１４２５９５）株式会社栗本鐵工所 (566)
【出願人】（５９７０６５３２９）学校法人 龍谷大学 (120)
【出願人】（３０１０２１５３３）独立行政法人産業技術総合研究所 (6,529)
【Ｆターム（参考）】
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