性优良的钢材的制造方法。表面品质及成型性优良的燃料电池分离板用不锈钢及其制造方法

摘要

本发明涉及一种表面品质及成型性优良的燃料电池分离板用不锈钢及其制造方法，其通过控制基于合金成分的屈服点延伸而在素材的燃料电池分离板成型时实现优良的表面品质和成型性。根据本发明的铁素体系不锈钢以重量％计由0.02％以下的C、0.02％以下的N、0.4％以下的Si、0.2％以下的Mn、0.04％以下的P、0.02％以下的S、25.0～32.0％的Cr、0～1.0％的Cu、0.8％以下的Ni、0.01～0.5％以下的Ti、0.01～0.5％以下的Nb、0.01～1.5％以下的V、其余的Fe以及不可避免地包含的元素所组成，使钢中的Ti、Nb、V、C、N含量以重量％计满足如下的式(1)：9.1C-1.76V+5.37(C+N)/Ti-1.22Nb≤0.7，从而使素材的屈服点延伸为1.1％以内，由此提供一种成型

权利要求

1.一种表面品质及成型性优良的燃料电池分离板用不锈钢，以重量％计，由超过0且

0.02％以下的C、超过0且0.02％以下的N、超过0且0.4％以下的Si、超过0且0.2％以下的Mn、超过0且0.04％以下的P、超过0且0.02％以下的S、25.0～32.0％的Cr、0～1.0％的Cu、超过0且0.8％以下的Ni、0.01～0.5％以下的Ti、0.01～0.5％以下的Nb、0.01～1.5％以下的V、其余的Fe以及不可避免地包含的元素所组成，且满足如下的式(1)，屈服点延伸为1.1％以下，(1)9.1C-1.76V+5.37(C+N)/Ti-1.22Nb≤0.7，其中，所述不锈钢包含(Ti,Nb)(C,N)析出物，在所述不锈钢中每单位面积的全部析出物的面积分率(％)为3.5％以下，且(Ti,Nb)(C,N)析出物/全部析出物面积分率(％)为62％以上。

2.如权利要求1所述的表面品质及成型性优良的燃料电池分离板用不锈钢，其中，所述不锈钢以重量％计还包括：从由0～4％的Mo、0～1％的W所构成的组中选择的一种或两种元素。

3.如权利要求1所述的表面品质及成型性优良的燃料电池分离板用不锈钢，其中，所述不锈钢的屈服点延伸是由0.2mm以下的冷轧材料获得。

4.如权利要求1所述的表面品质及成型性优良的燃料电池分离板用不锈钢，其中，所述不锈钢以重量％包含超过0且0.3％以下的Ni。

5.如权利要求1所述的表面品质及成型性优良的燃料电池分离板用不锈钢，其中，在所述不锈钢中C+N以重量％为0.032％以下。

6.一种表面品质及成型性优良的燃料电池分离板用不锈钢的制造方法，所述方法对不锈钢实施连铸、热轧以及冷轧工序之后实施冷轧退火热处理，且将屈服点延伸控制为1.1％以下，并将所述冷轧工序后的冷轧退火温度控制在900～1100℃的温度条件，所述不锈钢以重量％计由超过0且0.02％以下的C、超过0且0.02％以下的N、超过0且0.4％以下的Si、超过

0且0.2％以下的Mn、超过0且0.04％以下的P、超过0且0.02％以下的S、25.0～32.0％的Cr、0～1.0％的Cu、超过0且0.8％以下的Ni、0.01～0.5％以下的Ti、0.01～0.5％以下的Nb、0.01～1.5％以下的V、其余的Fe以及不可避免地包含的元素所组成，且组成满足如下的式(1)，(1)9.1C-1.76V+5.37(C+N)/Ti-1.22Nb≤0.7，其中，所述不锈钢包含(Ti,Nb)(C,N)析出物，在所述不锈钢中每单位面积的全部析出物的面积分率(％)为3.5％以下，且(Ti,Nb)(C,N)析出物/全部析出物面积分率(％)为62％以上。

7.如权利要求6所述的表面品质及成型性优良的燃料电池分离板用不锈钢的制造方法，其中，所述不锈钢以重量％计还包括：从由0～4％的Mo、0～1％的W所构成的组中选择的一种或两种元素。

8.如权利要求6所述的表面品质及成型性优良的燃料电池分离板用不锈钢的制造方法，其中，还包括将不锈钢作为燃料电池分离板用而进行薄板成型的步骤。

9.如权利要求6所述的表面品质及成型性优良的燃料电池分离板用不锈钢的制造方法，其中，所述不锈钢以重量％计包含超过0且0.3％以下的Ni、以及0.032％以下的C+N。

说明书

表面品质及成型性优良的燃料电池分离板用不锈钢及其制造

方法

技术领域

[0001] 本发明涉及一种燃料电池分离板用不锈钢及其制造方法，具体而言涉及一种对基于合金成分的屈服点延伸进行控制，从而无需进行基于屈服点延伸的平整轧制以及均化等后工序，并且适于燃料电池薄板成型的表面品质及成型性优良的燃料电池分离板用不锈钢及其制造方法。

背景技术

[0002] 高分子电解质燃料电池由于具有70～100℃的较低的工作温度且运行时间短、输出密度高，因此作为运输、携带以及家用等的电源而受到瞩目，且燃料电池堆由以下要素构成：由电解质与电极(Anode,Cathode)构成的膜-电极集合体、具有流路的分离板、包含有空气的出入口及氢气的出入口的端板。

[0003] 燃料电池分离板通常由石墨、碳复合体、Ti合金、不锈钢、以及导电性塑料中的一种形成。不锈钢也是燃料电池分离板的主要素材之一。不锈钢具有较低的界面接触阻抗、优良的耐蚀性和导热性、较低的透气性，并可以实现大面积化，且可以实现优良的产品成型性和薄型化，从而具有减小燃料电池堆的体积以及减轻重量的优点。

[0004] 应用不锈钢的金属分离板与使用机械加工方法的石墨分离板的流路设计制作工序不同，其将会经过通过冲压(Stamping)、液压成型(Hydroforming)工序而用普通的具有0.1mm左右厚度的较薄的素材成型出形成有流路的通道的工序。

[0005] 经过这样的成型工序的薄板不锈钢需要做到素材的成型性良好，且成型后应该没有产品的表面缺陷，而在多种多样的成型流路深度、通道宽度的设计要件下都要杜绝成型变形部的颈缩以及破断。

[0006] 所述不锈钢薄板产品的成型性存在如下问题：由于拉伸应变(由于根据材料所在的塑性变形区间而发生素材的屈服点延伸而引起)等所引起的素材的局部应力集中而导致的破断现象；或者由表面的不均匀变形图案引起的表面缺陷；或者基于延伸率低劣的加工性。所述因素当中由于金属的屈服点延伸而发生的拉伸应变缺陷，其在素材的少量的间隙型固溶元素的作用下引起素材的不均匀变形，从而使表面上出现火花形态的阴刻图案，由此使变形继续而使整个表面变得粗糙，当发生这种现象时，可能在燃料电池分离板成型时引起由分离板流路成型通道部位的微细皱纹的形成所致的缺陷，或者可能引发素材变形部位的局部应力集中所致的破断，因此需要根本上予以解决。

[0007] 因此，可以说消除屈服点延伸是在燃料电池分离板成型时用于提高成型性的必要的要素。通常，为了将其消除，普遍为人所知的方法是以0.5至2％的程度对最终轧制板材进行冷轧或均化等而除去。然而由于冷轧或均化等附加工序而可能会使素材的制造成本增加，且在经过一定时间之后这些屈服点延伸还可能再次发生。

发明内容

[0008] 技术问题

[0009] 本发明是出于解决上述技术问题的目的而提出的，其目的在于提供一种不存在由素材的屈服点延伸引起的拉伸应变且延伸率优良，且在成型针对薄板素材的分离板流路时不存在由素材变形部位的局部应力集中引起的破断的成型性优良的燃料电池分离板用不锈钢。

[0010] 而且，本发明的目的在于提供一种除了成型性以外表面品质也很良好而适用于汽车、家用、便携式燃料电池等的分离板用不锈钢的制造方法。

[0011] 技术方案

[0012] 本发明提供一种表面品质及成型性优良的燃料电池分离板用不锈钢，以重量％计，由超过0且0.02％以下的C、超过0且0.02％以下的N、超过0且0.4％以下的Si、超过0且0.2％以下的Mn、超过0且0.04％以下的P、超过0且0.02％以下的S、25.0～32.0％的Cr、0～
1.0％的Cu、超过0且0.8％以下的Ni、0.01～0.5％以下的Ti、0.01～0.5％以下的Nb、0.01～
1.5％以下的V、其余的Fe以及不可避免地包含的元素所组成，且满足如下的式(1)，且屈服点延伸为1.1％以下，

[0013] (1)9.1C-1.76V+5.37(C+N)/Ti-1.22Nb≤0.7。

[0014] 并且，可以使所述不锈钢以重量％包含超过0且0.3％以下的Ni。

[0015] 在本发明中，所述不锈钢以重量％计还包括：从由0～4％的Mo、0～1％的W所构成的组中选择的一种或两种元素。

[0016] 并且，所述不锈钢包含(Ti,Nb)(C,N)析出物，在所述不锈钢中每单位面积的全部析出物的面积分率(％)可以是3.5％以下，且(Ti,Nb)(C,N)析出物/全部析出物面积分率(％)可以是62％以上。

[0017] 并且，在所述不锈钢中C+N以重量％可以是0.032％以下。

[0018] 而且，根据本发明的另一实施例，提供一种表面品质及成型性优良的燃料电池分离板用不锈钢的制造方法，所述方法对不锈钢实施连铸、热轧以及冷轧工序之后实施冷轧退火热处理，且将屈服点延伸控制为1.1％以下，所述不锈钢以重量％计由超过0且0.02％以下的C、超过0且0.02％以下的N、超过0且0.4％以下的Si、超过0且0.2％以下的Mn、超过0且0.04％以下的P、超过0且0.02％以下的S、25.0～32.0％的Cr、0～1.0％的Cu、超过0且0.8％以下的Ni、0.01～0.5％以下的Ti、0.01～0.5％以下的Nb、0.01～1.5％以下的V、其余的Fe以及不可避免地包含的元素所组成，且组成满足如下的式(1)，

[0019] (1)9.1C-1.76V+5.37(C+N)/Ti-1.22Nb≤0.7。

[0020] 并且，所述不锈钢以重量％计可包含超过0且0.3％以下的Ni、以及0.032％以下的C+N。

[0021] 而且，所述不锈钢包含(Ti,Nb)(C,N)析出物，在所述不锈钢中每单位面积的全部析出物的面积分率(％)可以是3.5％以下，且(Ti,Nb)(C,N)析出物/全部析出物面积分率(％)可以是62％以上。

[0022] 在本发明中，对所述不锈钢反复实施连铸工序、热轧、热轧退火、冷轧、以及冷轧退火，且所述冷轧退火是在900～1100℃的温度条件下实施。

[0023] 有益效果

[0024] 如上所述，根据本发明可获得一种由最优的合金设计构成的燃料电池分离板用不锈钢，这种不锈钢通过调节钢的间隙型合金元素C、N的量与适当的稳定化元素Ti、Nb、V的含量而将屈服点延伸降低为1.1％以内。

[0025] 并且，本发明在所述的成分范围内无需进行平整轧制和均化等后工序，并可以制造出适于燃料电池薄板成型的燃料电池分离板用不锈钢。

附图说明

[0026] 图1为表示与根据基于本发明的成分元素含量而测定的屈服点延伸之间的关系的曲线图。

[0027] 图2为表示由比较钢和发明钢成型的燃料电池分离板成型物表面形状的图片。

[0028] 图3为表示针对没有屈服点延伸的情况(上)和屈服点延伸为4％的情况(下)而言，在V形弯曲测试(V-bending Test)时冲床的同一冲程中，试片长度方向的真应变分布及其最大值的计算机仿真结果的曲线图。

[0029] 图4为表1和表2的比较钢4(a)和发明钢5(b)的透射电子显微镜图片。

具体实施方式

[0030] 以下，参照附图详细说明本发明的实施例。

[0031] 在此使用的专用术语仅仅是为了说明特定实施例，并非旨在限定本发明。其中使用的单数形态的术语如果并不表示与之分明相反的含义则也包括复数形态。说明书中使用的“包括”的含义只是具体化特定特性、区域、要点、步骤、操作、要素和/或成分，其并不排除其他特定特性、区域、要点、步骤、要素、成分和/或组的存在或者附加。

[0032] 虽然没有另行定义，然而这里使用的包括技术用语和科学用语的所有术语都具有与本发明所属技术领域中具有普通知识的人员通常理解的含义相同的含义。通常使用的词典中定义的术语追加解释为符合于相关技术文献与当前公开的内容的含义，且只要没有定义就不会解释为理想化的含义或者非常公式化的含义。

[0033] 根据本发明的成型性优良且表面品质优良的燃料电池分离板用铁素体系不锈钢，以重量％包含：大于0且0.02％以下的C、大于0且0.02％以下的N、大于0且0.4％以下的Si、大于0且0.2％以下的Mn、大于0且0.04％以下的P、大于0且0.02％以下的S、25.0～32.0％的Cr、0～1.0％的Cu、大于0且0.8％以下的Ni、0.01～0.5％以下的Ti、0.01～0.5％以下的Nb、0.01～1.5％以下的V，并且还包含由0～4％的Mo、0～1％的W所构成的组中选择的一种或两种元素，其余具有Fe以及不可避免地包含的元素的组成。

[0034] 本发明对通过对具有所述组成的铸片实施热轧、退火、酸洗而制成的热轧钢卷重复执行冷轧、退火、酸洗或者冷轧、光亮退火，从而制造最终冷轧产品。

[0035] 以下，对本发明的组成范围及其限定原由进行更为详细的说明。并且，以下说明的百分比(％)均为重量百分比(％)。

[0036] C为用于形成碳化物的元素，其以间隙型存在，因此如果过多地含有就会使强度上升却可能使延伸率降低。并且，过多地含有C将使屈服点延伸率增大，从而导致成型性的降低。因此其含量优选为0.02％以下。

[0037] N为用于形成氮化物的元素，其以间隙型存在，因此如果过多地含有就会使强度上升却不利于延伸率以及屈服点延伸。因此其含量优选为0.02％以下。

[0038] Si是对脱酸有效的元素，然而由于抑制韧性和成型性，因此在本发明中将Si的组成比限制为0.4％以下。

[0039] Mn为增加脱酸的元素，然而由于作为夹杂物的MnS降低耐蚀性，因此在本发明中将Mn的组成比限制为0.2％以下。

[0040] P不仅降低耐蚀性而且还降低韧性，因此在本发明中将P的组成比限制为0.04％以下。

[0041] S降低耐空蚀性和热轧加工性，因此在本发明中考虑到此而将S的组成比限制为0.02％以下。

[0042] Cr在燃料电池工作的酸性氛围下增加耐蚀性，然而却降低延伸率而妨碍成型性，因此在本发明中将Cr的组成比限制为25％至32％。

[0043] Cu在燃料电池工作的酸性氛围下增加耐蚀性，但如果超过1％就会降低延伸率而使成型性变差，因此限制为1％以下。

[0044] 如果Ni的添加超过0.8％，则在燃料电池工作中可能会由于Ni溶出以及延伸率降低而导致素材的成型性降低。因此，所述Ni优选添加0.8％以下。而且，如果所述Ni添加为0.3％以下，则可能会更加有效地服务于素材的软化而使成型性提高。因此，所述Ni更优选为超过0且0.3％以下。

[0045] Ti和Nb是在将钢中的C、N形成为碳氮化物时有效的元素，尤其可以增加素材的延伸率，而且是对抑制屈服点延伸(Yield point elongation)方面有效的元素。但如果过量添加，则可能导致由夹杂物引起的外观不良以及韧性降低。在本发明中考虑到此而将各自的组成比限制为0.01～0.5％以下。

[0046] V为用于形成碳氮化物的元素，其抑制屈服点延伸，从而是对改善成型性方面有效的元素。当过量添加时会引起耐蚀性以及韧性的降低，并且成本高，因此将V的组成比限制为0.01～1.5％。

[0047] Mo在工作的环境氛围中起到提高耐蚀性的作用，然而在过量添加时会引起素材的延伸率降低，并且在经济性方面处于劣势，因此在本发明中将Mo的组成比限制为0％至5％以下的范围。

[0048] W具有在燃料电池工作的酸性氛围中提高耐蚀性并降低界面接触阻抗的效果，然而在过量添加时将会导致由素材的延伸率下降引起的成型性降低。因此在本发明中考虑到此而将W的组成比限制为0～1.0％。

[0049] 在本发明中所述Mo、W可添加一种以上。

[0050] 另外，在本发明中在组成钢时，如果在所述的组成范围中调整下述式(1)的C、N、V、Ti、Nb含量而调节到0.7以下，则可以制造出素材的屈服点延伸为1.1％以内且成型性优良的钢材。其中，式(1)是将针对各个成分(例如C、N、V、Ti、Nb)的重量％的值代入的结果。

[0051] 式(1)：9.1C-1.76V+5.37(C+N)/Ti-1.22Nb≤0.7

[0052] 以下对以上述的组成构成的不锈钢的制造工序进行说明。

[0053] 本发明首先用如上所述地进行合金设计的钢通过连铸工序而制作成钢坯(slab)。接着对钢坯执行热轧、热轧退火之后实施冷轧，而在冷轧之后重复实施退火热处理，并最终制造出所期望的厚度的冷轧板材。在本制造工序中，所述冷轧退火优选在900～1100℃的温度条件下实施。在冷轧退火温度为1100℃以上时晶粒将会粗大化，从而虽然可以改善屈服点延伸现象却使得延伸率下降而不利于成型性，且在退火时恐造成由钢卷张力引起的板破断。在退火温度为900℃以下时，重结晶集合组织欠发达而不利于成型性。

[0054] [实施例]

[0055] 以下通过实施例更为具体地说明本发明。

[0056] 表1表示基于本发明和比较例的屈服点延伸的关系。

[0057] 在下面的表1中表示的式(1)如下。

[0058] 式(1)：9.1C-1.76V+5.37(C+N)/Ti-1.22Nb

[0059] 并且，屈服点延伸是对0.2mm冷轧材料进行了测定。

[0060] [表1]

[0061]

[0062]

[0063]

[0064] 将如表1所示的组成成分的合金在50kg容量的真空感应炉中熔解而制造了铸块。对制造的铸块进行热轧之后进行热轧退火而制造了热轧钢板。然后对热轧钢板执行使最终厚度达到0.2mm为止的冷轧而制造了冷轧板材。对制作的冷轧板材在1000℃的加热温度下进行退火之后实施了急速冷却。对制造出的冷轧板材进行酸洗之后，以试验片规范JIS13B朝平行于轧制方向的方向加工试片，并以20mm/min的十字头速度(Crosshead speed)进行了拉伸试验。通过拉伸试验而测定了基于各素材成分的屈服点延伸率。

[0065] 图1表示将根据表1的0.2mm厚度的冷轧退火板材的屈服点延伸(％)与式(1)进行比较的结果，图2表示针对本发明的比较钢5(左侧)与发明钢1(右侧)的经过冷轧(0.2mm t)以及1000℃下退火热处理后进行急冷的素材，以200cm2的电极有效面积将燃料电池分离板冲压成型之后的表面形状的结果。对于比较钢5而言，在加工之后表面上出现阴刻图案形态的拉伸应变缺陷，而发明钢1却相反地可以获得没有拉伸应变缺陷的良好的表面品质。而且，从变形部的厚度减小率观点看，与比较钢5相比发明钢1可以获得良好的成型性。如表1和图2所示，确认到与比较钢5(屈服点延伸为1.2％且式(1)为1.16)相比，发明钢1(屈服点延伸为1.1％且式(1)为0.7)的成型性得到提高。

[0066] 屈服点延伸是可以确认成型性的项目，在所述屈服点延伸超过1.1％时，若要使用为燃料电池分离板用而对钢种加工时，在加工变形部(图2的箭头)上局部应力集中加剧而引起形成条纹形状等问题。即，在屈服点延伸超过1.1％且基于式(1)的值超过0.7时成型性降低。

[0067] 如表1所示，屈服点延伸优选为1.1％以下，在通过适当调节间隙型合金元素(C、N)和作为碳氮化物形成元素的V、Ti、Nb的含量而将由式(1)计算出的值调节为0.7以下时，屈服点延伸变小。在通过式(1)计算出的值超过0.7时屈服点延伸超过1.1％。图1是示出将基于本发明的成分含量的0.2mm厚度的冷轧退火板材的屈服点延伸(％)与所述式(1)的值进行对比并比较的结果。因此，参照图1和表1可以确认，当式(1)为0.7以下时屈服点延伸均为1.1％以下，并可以确认在1.1％以下的屈服点上可具有适合作为燃料电池分离板用的成型性。

[0068] 并且，根据本实施例的不锈钢中可包括(Ti,Nb)(C,N)析出物、Nb2C析出物以及莱夫斯相(laves phase)(Fe2Nb)析出物。所述不锈钢的表面可以被(Ti,Nb)(C,N)析出物、Nb2C析出物以及莱夫斯相(Fe2Nb)析出物(全部析出物)所覆盖，此时，所述不锈钢的每单位面积的全部析出物面积分率为3.5％以下，而相对于所述全部析出物的(Ti,Nb)(C,N)析出物的比率即(Ti,Nb)(C,N)/全部析出物面积分率(％)可以是62％以上。其中，(Ti,Nb)(C,N)析出物是以一个析出相存在，所述(Ti,Nb)(C,N)析出物有效地固定基材内的N和C，从而可以改善不锈钢的屈服点延伸而提高成型性。

[0069] 针对不锈钢的表面所具有的全部析出物，每单位面积(100nm2)的合金成分通过式(1)计算出的值被调节为0.7以下时比超过0.7时更具有如下趋势：即固溶有一部分V和Cr的(Ti,Nb)(C,N)析出物比Nb2C析出物及莱夫斯相(Fe2Nb)析出物增加一部分分率，并且可知每单位面积的全部析出物面积分率变小。在此，全部析出物面积分率表示针对使用为试料的钢种(0.2mm冷轧材料退火后)的全部面积，所述全部析出物覆盖的程度。

[0070] 在表2中，针对表1的钢种，通过透射电子显微镜而测定全部析出物以及每单位面积(100nm2)的全部析出物分率，并对所测定的全部析出物进行借助于图像分析仪的分析并示出结果。此时，在所述表2中，针对各个钢种在改变位置的同时随机地利用透射电子显微镜(TEM)而分别测定了5次，表2中记载的值为针对一个试料(钢种)而测定5次的值的平均值。

[0071] [表2]

[0072]

[0073]

[0074] 参照表2，对于比较钢1至8而言，每单位面积的全部析出物的面积分率最小为3.7％而最大为5.6％，相反，发明钢1至7中每单位面积的全部析出物的面积分率却最大为
3.4％，其为3.5％以下。而且，关于相对于全部析出物的(Ti,Nb)(C,N)，比较钢1至8中最大为57％，而发明钢1至7却最大为83％而最小为65％，可确认其具有高于所述比较例1至8的值。据此，如发明钢1至7一样地在每单位面积的全部析出物的面积分率为3.5％以下而(Ti,Nb)(C,N)/全部析出物面积分率(％)为62％以上时，可确认式(1)的值为0.7以下而屈服点延伸也超过1.1％。

[0075] 在不锈钢中析出物增加时，所述析出物可固化钢种的基质。因此，所述析出物的增加可能使屈服点延伸增加，此时，如果所述析出物的全部量(全部析出物)以每单位面积的面积分率计超过3.5％，则可能使钢种的成型性降低。此时，相对于所述全部析出物的(Ti,Nb)(C,N)析出物的比率即(Ti,Nb)(C,N)/全部析出物面积分率(％)优选为62％以上，如果所述(Ti,Nb)(C,N)/全部析出物面积分率(％)不足62％，则C、N得不到固溶而可能会增加屈服点延伸并降低成型性。似此，如果不锈钢的每单位面积的全部析出物的面积分率为3.5％以下且(Ti,Nb)(C,N)/全部析出物面积分率(％)为62％以上，则可以显著降低固溶于不锈钢基质内的C、N的含量，从而可以获得V、Ti、Nb以及钢中的间隙型元素C、N的适当含量，从而不会有屈服点延伸且不会生成过多的析出物，由此可以提高成型性。因此可以防止不锈钢的表面形状和燃料电池分离板成型时变形部的局部破断或颈缩(Necking)，从而可以提供成型性优良的钢材。

[0076] 表3表示基于本发明与比较例的针对C+N的屈服点延伸的关系。在表3的比较钢和发明钢中也是使用与所述表1一样的0.2mm冷轧材料而通过相同的方法进行了确认。

[0077] [表3]

[0078]

[0079]

[0080] 在根据本实施例的不锈钢中，C+N以重量％可以是0.032％以下。在大量含有所述C与N时，可能会使固溶C、N的含量增加，并形成大量的析出物而增加屈服点延伸，并使成型性降低。此时，在C+N的值超过0.032％时，为了降低使屈服点延伸增加的固溶C、N的含量，需要添加过量的Ti、Nb、V，因此可能会不必要地增加不锈钢生产原料成本，或者由于形成过多的碳氮化物而阻碍素材软化效果，从而使整体的成型性降低。即，将所述C+N管理为0.032％以下，从而可以降低所述钢中的全部C和N的固溶含量而将屈服点延伸最小化，并能够最小化与Ti、Nb、V等之间的碳氮化物形成，从而可以提高整体的成型性。

[0081] 所述表3是对关于比较钢9至11以及发明钢8至10的屈服点延伸进行确认的结果。如比较钢9至11所示，当C+N为0.0377、0.038以及0.034时，可确认屈服点延伸分别为2.5、2以及1.5，且不利于成型性。而且，还可以确认比较钢9至11中的根据式(1)的值分别为
1.677、3.202以及2.622，也都超过了0.7。

[0082] 相反，对于发明钢8至10而言，可确认C+N分别为0.012、0.018以及0.032，且此时屈服点延伸为0.5、0.4以及0，其均为1.1％以下。而且还可以确认所述发明钢8至10的根据式(1)的值为0.1、-0.041以及0.697，也均为0.7以下，且这些发明钢8至10的表面品质和成型性优良而可作为燃料电池分离板用途恰当地使用。即，如表3所示，C+N为优选以析出的元素去管理其总量，而在考虑不锈钢的成型性以及屈服点延伸和生产成本时，优选将C+N管理为0.032％以下。

[0083] 图4为表1和2的比较钢4(a)及发明钢5(b)的透射电子显微镜图片。

[0084] 参照图4，对于作为比较钢4的图4的(a)而言，不锈钢的每单位面积(每100nm2)的全部析出物所占比率以面积分率(％)计为5.6％，而对于作为发明钢5的图4的(b)而言，不2
锈钢的每单位面积(每100nm )的全部析出物所占比率以面积分率(％)计为3.2％。

[0085] 基于以上的结果，利用以重量％计由0.02％以下的C、0.02％以下的N、0.4％以下的Si、0.2％以下的Mn、0.04％以下的P、0.02％以下的S、25.0～32.0％以下的Cr、0～1.0％的Cu、0.8％以下的Ni、0.01～0.5％以下的Ti、0.01～0.5％以下的Nb、0.01～1.5％以下的V、其余的Fe以及不可避免地包含的元素组成的铁素体系不锈钢，使用将钢中的Ti、Nb、V、C、N含量以重量％调整到式(1)的0.7％成分范围的合金成分系，从而可以制造用于成型燃料电池分离板的素材的屈服点延伸为1.1％以内且成型品的表面品质优良且不存在变形部的颈缩的可确保优良的成型性的钢材。

[0086] 另外，图3表示针对不存在屈服点延伸的情况(左侧)与屈服点延伸为4％的情况(右侧)，在进行V形弯曲测试(V-bending Test)时在冲床的同一冲程中，利用有限元法对试片长度方向的真应变分布执行计算机仿真的结果。显示出当存在屈服点延伸时弯曲变形集中部位的最大为0.061的长度方向变形率，相比于0.041的对没有屈服点延伸的素材进行试验的情况，增加了0.02的变形率(公称变形率约为2％)。并且，当存在屈服点延伸时，试片的变形形状表现为多少有些弯折的形态而不是相对缓慢变化的曲线，这是由于屈服点延伸现象在素材弯曲变形时未能引导由素材表面增加的变形而向试片长度方向分散，从而使变形集中而导致的现象，其意味着弯曲阻抗性的减弱。其最终可能会在主要存在有弯曲成型模式的燃料电池分离板的冲压工序中导致变形的过度集中，并进而可能导致恶化厚度减小率的结果。因此，可以说消除屈服点延伸是在燃料电池分离板成型时用于提高成型性的必要的要素。通常，为了将其消除，普遍为人所知的有诸如对最终轧制板材实施0.5至2％程度的冷轧或者均化(leveling)之类的方法。然而由于冷轧或均化等附加工序而可能会增加素材的制造成本，且在经过一定的时间以后还存在可能会再次发生其屈服点延伸的问题。

[0087] 而且，本发明还包括将以所述组成合金设计的不锈钢作为燃料电池分离板用而实施薄板成型的步骤，从而最终可以获得高分子燃料电池分离板用不锈钢。

[0088] 已根据所述的优选实施例而对本发明的技术思想进行了具体的阐述，但是要注意所述的实施例只是为了进行说明，而并非旨在进行限制。并且，相信会理解只要是本发明所属技术领域中具有普通知识的人员就能够在本发明的技术思想的范围内进行多种多样的变形这一点。