CN103154286B - 储氢合金、负极和镍氢二次电池 - Google Patents

储氢合金、负极和镍氢二次电池 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种储氢合金，其中抑制了Co、Mn、Al等元素向碱性电解液中的溶析，所述储氢合金具有优异的耐腐蚀性，并且由于降低了Co含量而在工业上具有低成本，以及一种采用该合金的用于镍氢可充电电池的负极和一种具有该负极的镍氢可充电电池。该储氢合金具有CaCu5型晶相作为主相，具有由式RNiaCobAlcMndSneMf表示的组成，其中R代表选自包括Y的镧系元素的至少一种元素，并且R必须包括La；M代表如Ti、Zr、Fe、Cu、Nb的至少一种元素；3.70≤a≤5.10，0<b≤0.55，0.00≤c≤0.45，0.00≤d<0.20，0.05≤e≤0.25，0.00≤f≤0.25，4.90≤a+b+c+d+e+f≤5.50，并且如在通过采用EPMA进行的合金横截面结构的面分析所获得的800×放大倍率下的Sn和La映射图像中所观察到的，其具有不含晶粒直径不小于5.0μm的析出相的结构。

Description

储氢合金、负极和镍氢二次电池
技术领域
本发明涉及镍氢可充电电池，以及用于其的储氢合金和负极。
背景技术
与镍镉可充电电池相比，具有含有储氢合金的负极的镍氢可充电电池提供更高的能量密度，并且由于不存在有毒的Cd而对环境造成较小的负担。镍氢可充电电池已用于便携式器具如数码相机和电动工具，以及电动汽车和混合型电动汽车，并要求根据其用途来提供各种电池特性。
作为用于镍氢可充电电池的传统负极材料，有公知的具有CaCu5型晶体作为主相的LaNi5储氢合金，并且也在使用其中LaNi5储氢合金中的Ni被如Co、Mn或Al的金属部分取代的储氢合金。这样的Co对Ni的部分取代抑制了合金的爆裂，并且提高了电池的循环特性。Mn或Al对Ni的部分取代降低了合金在氢吸附/解吸后的平衡压力，并且提高了电池容量。
另一方面，Co、Mn、Al等元素的加入可能导致Co、Mn和Al溶析至碱性电解液中，这些溶析的元素可能沉淀在隔膜或阴极上，引起微短路或阴极的还原，导致电池自放电或工作电压下降。特别地，与其它金属相比具有更高的蒸汽压的Mn，在合金生产的熔融步骤过程中蒸发并在合金表面附近发生偏析。因此，Mn特别容易溶析至碱性电解液中。
如上所述，Co的加入抑制了合金的爆裂。然而，为了达到足够的效果，需要加入大量Co，另一方面这会导致Co溶析量的增大。
顺便提一下，Co金属为稀有金属，其价格最近一直在升高，因此相关的合金成本也在升高。
鉴于上述情况，专利公开1公开了在CaCu5型晶体结构的储氢合金中降低Co含量和加入Sn以降低合金成本并抑制合金在吸附/解吸后的爆裂。
专利公开1：JP-2001-279355-A
专利公开1中公开的储氢合金在吸附/解吸后的爆裂会被抑制，但是合金的耐腐蚀性不能提高，并且不能防止Co、Mn、Al等元素溶析至碱性电解液中。特别地，高的Mn含量导致大量的Mn溶析至碱性电解液中，使得当合金用于电池中时，耐腐蚀性、自放电特性和工作电压下降。
发明概述
本发明的一个目的是提供储氢合金，其中降低Co的含量以降低成本，提高爆裂特性和抗氧化性以具有足够的耐腐蚀性，并且实现了对Co、Mn、Al等元素向碱性电解液中的溶析的显著抑制，以及由该储氢合金制备的用于镍氢可充电电池的负极。
本发明的另一个目的是提供一种镍氢可充电电池，其中显著地抑制了Co、Mn、Al等元素从负极到碱性电解液中的溶析，可以抑制自放电特性和工作电压的下降，并且可以实现优异的容量比（循环特性）。
为了实现上述目的，本发明人进行了深入的研究，结果发现通过对LaNi5储氢合金中特别是Co、Mn和Sn的含量进行调节以落入特定的合金组成，并且通过给予合金如在通过采用EPMA（电子探针显微分析仪）进行的合金横截面结构的面分析所获得的800×放大倍率下的La映射图像中所观察到的、不含晶粒直径不小于5.0μm的析出相的合金结构，可以获得一种储氢合金，该储氢合金成本低廉，具有足够的耐腐蚀性，具有优异的爆裂特性和抗氧化性，并且允许更少的Co、Mn、Al等元素向碱性电解液中的溶析。本发明人还发现，通过将该合金用作镍氢可充电电池的负极活性材料，可以获得成本低廉，循环特性、耐腐蚀性（合金的抗氧化性）、自放电特性等优异的电池，从而实现本发明。
本发明人已经发现，如以下比较例10至13所证明的，在LaNi5储氢合金中，特别是在具有不含Sn的组成的合金中，在通过采用EPMA进行的合金面分析所获得的800×的La映射图像中，即使在高Mn含量下也未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相，而在具有包含Sn的组成的合金中，在通过采用EPMA进行的合金面分析所获得的800×的La映射图像中，即使在低Mn含量下也可以观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。总而言之，发现，本发明中必须含有Sn的LaNi5储氢合金易于具有析出相，因此需要与不含Sn的组成的控制不同的控制。
根据本发明，提供了储氢合金，其包含CaCu5型晶相作为主相，具有由式RNiaCobAlcMndSneMf表示的组成，其中，R代表选自包括Y的镧系元素的至少一种元素，并且R必须包括La；M代表选自Ti、Zr、Hf、Ag、Ge、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Fe、Cu、Zn、B、Ga、Sb、In、Si、P和C的至少一种元素；a满足3.70≤a≤5.10，b满足0<b≤0.55，c满足0.00≤c≤0.45，d满足0.00≤d<0.20，e满足0.05≤e≤0.25，且f满足0.00≤f≤0.25；并且4.90≤a+b+c+d+e+f≤5.50，并且如在通过采用EPMA进行的所述合金的横截面结构的面分析所获得的800×放大倍率下的La映射图像中所观察到的，其具有不含晶粒直径不小于5.0μm的析出相的结构。
根据本发明，还提供了一种用于镍氢可充电电池的负极，所述负极包含作为活性材料的上述储氢合金。
根据本发明，还提供了一种镍氢可充电电池，所述电池包含上述用于镍氢可充电电池的负极。
具有如上所述的组成和结构的本发明的储氢合金成本低廉，具有足够的耐腐蚀性，具有优异的爆裂特性和抗氧化性，能够抑制Co、Mn、Al等元素向碱性电解液中的溶析，并且可用作镍氢可充电电池的负极活性材料。具有含有上述负极活性材料的负极的本发明的镍氢可充电电池成本低廉，具有优异的循环特性、由于抑制氧化而产生的耐腐蚀性、和自放电特性。
附图的简要说明
图1显示了采用EPMA对实施例10中制备的合金进行面分析所获得的Sn和La映射图像。
图2显示了采用EPMA对实施例11中制备的合金进行面分析所获得的Sn和La映射图像。
图3显示了采用EPMA对实施例12中制备的合金进行面分析所获得的Sn和La映射图像。
图4显示了采用EPMA对比较例8中制备的合金进行面分析所获得的Sn和La映射图像。
发明的优选实施方案
现在将详细说明本发明。
根据本发明的储氢合金含有CaCu5型晶相作为主相，并且具有由式RNiaCobAlcMndSneMf表示的组成。
例如，可以使用以Cu-Κα辐射作为X射线源的X射线衍射仪（XRD）证实合金含有CaCu5型晶相作为主相的事实。
表示组成的式中的R代表选自包括Y的镧系元素的至少一种元素，并且R必须包括La。也就是说，R包括La作为必要元素，并且可以任选地包括选自除La外的包括Y的镧系元素的至少一种元素作为可选元素。例如，Mm（混合稀土金属（misch metal））可以用作R。Mm含有La和通常选自La、Ce、Pr、Nd、Sm等的两种或多种元素。La倾向于降低合金在氢吸附/解吸后的平衡压力，而Pr、Nd、Sm等倾向于升高平衡压力。
R中的La含量通常不低于30质量%，优选不低于30质量%且不高于85质量%，以具有由于抑制氧化而产生的良好的耐腐蚀性。Ce含量优选不低于5质量%且不高于55质量%，以具有良好的循环特性和电池容量。Pr含量优选不低于0.1质量%且不高于10质量%，以具有良好的循环特性。Nd含量优选不低于0.1质量%且不高于15质量%，以具有良好的循环特性。根据本发明，优选使用上述稀土元素的混合物或上述组成范围的Mm。
上述式中的M不总是必要的，当根据电池的用途而需要对特性细微调节时，可以含有M。M为选自Ti、Zr、Hf、Ag、Ge、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Fe、Cu、Zn、B、Ga、Sb、In、Si、P和C的至少一种元素。借助Fe、Cu、Zr、Ti、Nb、Mo、W和B中的至少一种，可提高初始活性并且抑制爆裂，或抑制Co、Mn、Al向碱性电解液中的溶析。
在式中，a表示当R的摩尔数为1时，Ni的含量。Ni的含量主要影响爆裂特性。量a满足3.70≤a≤5.10，优选4.05≤a≤5.00。当a小于3.70时，不能抑制爆裂，而当a大于5.10时，储氢容量会变小。
在式中，b表示当R的摩尔数为1时，Co的含量。Co的含量主要有助于爆裂特性的改善。量b满足0<b≤0.55，优选0<b≤0.50，更优选0.10≤b≤0.30。当b大于0.55时，不能达到足够的初始活性。如将在后文讨论的，伴随着Sn的加入，改善了爆裂特性和抗氧化性，提高了耐腐蚀性。伴随着Sn的加入，也抑制了Co、Al和Mn向碱性电解液中的溶析，其作用是由Co和Sn的协同作用来实现的。因此，当不包含Co时，成本低廉但不能达到本发明的效果。
在式中，c表示当R的摩尔数为1时，Al的含量。Al的含量主要有助于氢吸附/解吸后的平衡压力的调节，以及电池容量的提高。量c满足0≤c≤0.45。当c大于0.45时，通过热处理不能将铸态合金充分均质化，并且在合金结构中可以形成具有比基体更高的Al浓度的析出相。当存在时，这样的析出相可以充当裂缝的起点，导致合金的爆裂和循环特性的下降。此外，Al可以从这样的析出相中溶析至碱性电解液中，从而降低电池的自放电特性和工作电压。
在式中，d表示当R的摩尔数为1时，Mn的含量。Mn的含量主要有助于氢吸附/解吸后的平衡压力的调节，以及电池容量的提高。量d满足0≤d<0.20。当d大于0.20时，和Al的情况一样，Mn会溶析至碱性电解液中，从而降低电池的自放电特性和工作电压。如上所述，Mn特别易于溶析，但本发明通过控制与其它元素的平衡而使得Mn含量显著地小于传统合金。
在式中，e表示当R的摩尔数为1时，Sn的含量。Sn的含量主要有助于爆裂特性和抗氧化性的改善，所述抗氧化性影响耐腐蚀性，并且有助于抑制Co、Al和Mn向碱性电解液中的溶析，从而改善电池的循环特性、耐腐蚀性和自放电特性。量e满足0.05≤e≤0.25，优选0.05≤e≤0.15。当e大于0.25时，Sn溶析至碱性电解液中，而当e小于0.05时，不能实现合金的耐腐蚀性的充分改善和对Co、Mn和Al向碱性电解液中溶析的充分抑制。
在式中，f表示当R的摩尔数为1时，M的含量。量f满足0≤f≤0.25。当f大于0.25时，不能获得根据本发明的储氢合金所需的各种特性。
在式中，a+b+c+d+e+f表示当R的摩尔数为1时，除了R以外的元素的总含量。除了R以外的元素的总含量主要影响爆裂。量a+b+c+d+e+f满足4.90≤a+b+c+d+e+f≤5.50，如果小于4.90，不能抑制爆裂，而如果大于5.50，储氢容量会变小。
在式中，b+e表示Co和Sn含量的总和。量b+e优选为0.10≤b+e≤0.65，更优选为0.15≤b+e≤0.45。含量降低的Co的爆裂抑制作用通过加入Sn来补充。当b+e大于0.65时，初始活性低。当b+e小于0.10时，成本低廉，但是损害爆裂特性，并且不能实现耐腐蚀性的改善和对Co、Mn和Al向碱性电解液中溶析的抑制。
在式中，d+e表示Mn和Sn含量的总和。量d+e优选为0.05≤d+e≤0.30，更优选为0.05≤d+e≤0.25。在该范围内，当Sn含量大时，可以抑制Co、Mn和Al向碱性电解液中的溶析，而当Mn含量大时，可以实现大容量。
根据本发明的储氢合金具有上述组成，并且如在通过采用EPMA进行的合金横截面结构的面分析所获得的800×放大倍率下的La映射图像中所观察到的，其具有不含晶粒直径不小于5.0μm的析出相的结构。采用EPMA的测定是在800×放大倍率、15kV的加速电压、1×10-7A的电流和1μm的光束直径下进行的。如本文所使用，析出相的晶粒直径是指长轴的长度。
在上述条件下，通过采用EPMA进行的面分析所获得的映射图像来测定晶粒直径不小于5.0μm的析出相的存在/不存在。析出相通常在高Sn浓度的区域中形成。
当观察到析出相时，充电/放电时的基体和析出相之间的膨胀率是不同的，这促进了合金中裂缝的形成，从而降低了电池寿命。另外，在高Sn浓度的区域中，促进了Sn自身向碱性电解液中的溶析，并且根据Sn浓度分布，难以获得本来期望的Sn对其它元素（Mn、Co和Al）碱性溶析的抑制作用。
用于制备本发明的储氢合金的方法未做特别限定，可以是传统方法，例如，采用单辊、双辊或盘状物的带铸，或金属模铸。
在带铸中，首先通过将R、Ni、Co、Mn、Al、Sn和M共混成特定组成来制备原料。接着，在高于熔点100°C以上的温度下，在惰性气氛中将共混的原料加热熔融成为合金熔融物。然后，将合金熔融物倾倒在水冷的铜辊（water-cooled copper roll）上，快速冷却并固化成合金铸片。
在金属模铸中，将与上述相同的方式获得的合金熔融物倾倒在水冷的铜模中，冷却并固化成铸块。带铸和金属模铸提供不同的冷却速率，并且带铸因其便利地获得具有较少偏析和均匀的组成分布的合金而是优选的。
在上述制备方法中，接下来，对冷却并固化的合金进行热处理。热处理是于900至1200°C下在惰性气体气氛中进行的。特别地，通过金属模铸获得的合金的热处理优选在不低于1050°C下进行，以使合金具有在高Sn浓度的区域中不具有低La浓度且晶粒直径不小于5.0μm的析出相的结构。热处理的持续时间为约30分钟至10小时，优选为约30分钟至8小时。通过这样的热处理，获得具有一种结构的合金，其中多数Sn溶于基体中并且La均匀分布。因此，当合金用于电池中时，抑制了Sn向碱性电解液中的溶析，并且抑制了电池的自放电特性和工作电压的下降。
根据本发明的用于镍氢可充电电池的负极含有本发明的储氢合金作为负极活性材料。在这里，优选地含有粉碎的粉末形式的本发明的储氢合金。粉碎可以借助于已知的粉碎装置进行，从而得到平均粒径（D50）优选为10至100μm，更优选为20至80μm的粉末。
在使用前，根据所需的特性，可以对储氢合金的粉碎的粉末进行已知处理，例如电镀、使用高聚物表面涂覆、或使用酸性或碱性溶液处理表面。
在根据本发明的用于镍氢可充电电池的负极中，储氢合金的含量优选为不低于构成负极的除集电极外包括导电剂和粘合剂的材料总量的80质量%，更优选不低于95质量%。
导电剂可以是已知的，如包括石墨和炭黑（乙炔黑、炉法炭黑等）的碳质材料、铜、镍和钴。
粘合剂可以是已知的，如羧甲基纤维素、聚乙烯醇、聚乙烯缩丁醛、聚乙烯吡咯烷酮、聚氧化乙烯、聚四氟乙烯（PTFE）、和四氟乙烯-六氟丙烯共聚物（FEP）。
集电极可以是例如穿孔金属或泡沫金属。通常，用于镍氢可充电电池的负极通过所谓的糊膏挤压成型法（paste process）来制备，所以使用穿孔金属。糊膏挤压成型法负极可以通过以下步骤来制造：将本发明的储氢合金（以粉碎的粉末形式）、上述粘合剂、任选的导电剂、抗氧化剂、表面活性剂、增稠剂等与作为溶剂的水混合成糊状物，将糊状物涂覆在集电体和充填在集电体中，干燥并辊压。
根据本发明所述的用于镍氢可充电电池的负极可以根据需要在其表面上形成拒水层或导电层。这些层可以通过已知方法形成。例如，前者可以通过涂覆氟树脂分散体等然后干燥来形成，后者可以通过电镀等形成。
根据本发明的镍氢可充电电池具有本发明所述的用于镍氢可充电电池的负极。其余的组件可以是已知的。
可以将镍氢可充电电池制备成各种形状，包括圆柱形、层叠型、硬币形等。无论为何种形状，镍氢可充电电池具有一组由负极、隔膜和阴极的层叠制成的电极，所述电极被放置在由不锈钢等制成的容器中。当容器是圆柱形罐时，该罐通常用作负极端子，以便于将电极组卷成负极在外部的卷状物，并将其插入到罐中以使负极与负极端子连接。通常使用导线将阴极与阴极端子连接。
隔膜可以是聚合纤维如尼龙、聚丙烯或聚乙烯的无纺纤织物，或多孔聚合物膜如聚乙烯或聚丙烯的多孔聚合物膜。
阴极可以含有氧化镍，例如，可以使用非烧结镍电极。非烧结镍电极可以通过以下步骤制成：将氢氧化镍和粘合剂、以及任选的氢氧化钴、一氧化钴、钴金属与作为溶剂的水混合成糊状物，将糊状物填充至集电极如泡沫金属的集电极中，干燥和辊压。
放置电极组的容器充满例如6N到8N的氢氧化钾溶液作为碱性电解液。碱性电解液可以是含有氢氧化锂或氢氧化钠的碱性电解液。
容器通常配备有密封电池的垫圈和安全阀，当电池的内部压力升高时，所述安全阀被激活。
实施例
现在将参照实施例和比较例对本发明进行详细说明，这些并不是为了限制本发明。
实施例1
称量出合适的原料以获得表1所示的合金组成，并使原料在高频感应炉中在氩气气氛下熔融成合金熔融物。将熔融物的浇铸温度设置为1450°C，使用水冷铜模制备厚度为20mm的合金铸块。在1100°C下在氩气气氛中热处理铸块7小时，然后在捣碎机中粉碎以获得平均粒径（D50）为约50μm的合金粉末。使用Cu-Κα辐射作为X射线源，对合金粉末进行X射线衍射以证实主相为CaCu5型晶相。通过荧光X射线分析和ICP也证实了所获得的合金具有所需的组成。采用EPMA在800×放大倍率、15kV的加速电压、1×10-7A的电流和1μm的光束直径下对合金截面的表面进行面分析，在La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。
[特性评价测试]
通过以下方法对所获得的储氢合金的特性（抗氧化性、爆裂残留率、总溶析和容量比）进行了测定。
<充电/放电循环测试>
在捣碎机中粉碎所获得的储氢合金以获得平均粒径（D50）为约50μm的合金粉末。在研钵中将0.15g的合金粉末和0.45g的羰基镍粉末充分混合，并在2000kgf/cm2下将得到的混合物压成直径为10mm的小球。将小球固定在镍网片之间，并对网片的外周进行点焊以压触网片。将镍导线点焊在网片上以制备负极。将获得的负极和烧结的镍电极作为反电极浸入8N的KOH水溶液中，并在25°C下进行充电/放电循环测试。
使用充电/放电装置（由KEISOKUKI CENTER Co.,LTD.制造，商品名BS2500-05R1），通过重复以每1g储氢合金150mA的电流充电170分钟、中断10分钟和以每1g储氢合金150mA的电流向氧化汞电极放电至-0.7V的循环进行充电/放电。
<抗氧化性的评价>
在上述充电/放电循环测试进行100个循环后，取出负极合金小球，以纯水充分洗涤，在60°C下真空干燥，并测量氧量。使用氧氮分析仪TCH600（商品名，由LECO JAPAN CORPORATION制造）测定氧量。将获得的氧量定义为耐腐蚀性的指标。结果显示于表2中。
<爆裂残留率的评价>
在捣碎机中粉碎合金，然后通过20μm和53μm筛对所得的粉碎的粉末进行筛分，以获得具有相应粒径分布的粉末。将获得的粉末置于自动化的Sieverts型PCT测量装置（由TOYOBO ENGINEERING CO.,LTD.制造）中，然后在80°C下排空空气1小时。通过两个循环的氢吸附至高达3MPa并接着在80°C下排空30分钟来活化合金粉末。然后对合金粉末进行十个循环的氢吸附使氢压力高达1.3MPa，然后解吸使其降至0.02MPa，使用粒径分布分析仪（由NIKKISO CO.,LTD.制造，商品名“Microtrac MT3000”）测定所得合金的平均粒径。以百分比形式测定活化后的十个吸附/解吸循环之后测定的合金粒径相对于以相同方式测量的活化前的初始合金粒径的比例，作为爆裂残留率。结果显示于表2中。
<碱性溶析的评价>
在捣碎机中粉碎合金以获得平均粒径（D50）为50μm的粉末。将5g粉末置于50ml的7N KOH水溶液中，保持在80°C下并放置7天，以使合金粉末的组成元素溶析至KOH水溶液中。然后使用多重式ICP原子发射光谱仪（由THERMO FISHER SCIENTIFIC K.K.制造，商品名“IRISAdvantage”），通过ICP分析（电感耦合等离子体光谱）分析KOH水溶液以测定所检测元素的浓度。将构成合金粉末的Co、Al、Mn、Sn和M元素的溶析量的总和看作总溶析。结果显示于表2中。
<容量维持率的评价>
1）负极板的制备
向100质量份的以上制备的合金粉末中加入0.4质量份的聚丙烯酸钠、0.1质量份的羧甲基纤维素、和2.5质量份的聚四氟乙烯分散体（分散介质：水；固体含量：60质量份）并捏合，以获得负极材料混合物的浆体。
将浆体均匀地，即以均一厚度地，涂覆在厚度为60μm的镀Ni的Fe穿孔金属片的两侧，并使浆体干燥。然后向穿孔金属加压以将其切割成用于AA号镍氢可充电电池的负极板。
2）阴极板的制备
制备硫酸镍、硫酸锌和硫酸钴的混合水溶液以使Zn和Co相对于Ni金属的比例分别为3质量%和1质量%，搅拌下将氢氧化钠水溶液慢慢地加入该混合溶液中。此处，反应过程中的pH保持在13至14以使氢氧化镍颗粒溶析，然后用十倍量的纯水洗涤所述氢氧化镍颗粒三次，脱水并干燥。
将所获得的氢氧化镍颗粒与40质量%的HPC分散体混合以制备阴极材料混合物的浆体。将该浆体充填至多孔镍基底中并干燥，碾压（rolled）基底并切割成用于AA号镍氢可充电电池的阴极板。
3）镍氢可充电电池的制造
将以上获得的具有插入其中的聚丙烯或尼龙无纺纤织物制成的隔膜的负极板和阴极板卷成卷状物以形成一组电极，然后将其置于外部罐中。将含有锂和钠的浓度为30质量%的氢氧化钾水溶液倾倒至该罐中，以制造容量为2500mAh的AA号镍氢可充电电池。
4）容量维持率的测定
通过重复100个循环的在0.1C的电流下充电16小时和在1.0C的电流下放电至0.5V的终电压，对所制造的电池进行电池容量测量。以百分比形式测定第100个循环的放电容量与第一个循环的放电容量的比例，作为容量比。结果显示在表2中。
实施例2
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1150°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例3
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1075°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例4
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1050°C下进行5小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例5
称量出原料以获得如表1所示的组成的合金，并使原料在高频感应炉中在氩气气氛下熔融成合金熔融物。熔融物的浇铸温度设置为1500°C，通过在具有水冷铜辊的单辊铸造装置中进行的带铸铸造熔融物。在铸片从冷却辊上分离后到将铸片收集在钢制容器中的过程中，通过喷射氩气冷却所得的铸片。铸片厚度为约0.3mm。在1100°C下在氩气气氛中热处理所获得的铸片5小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸片进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例6
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1125°C下进行8小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例7
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1075°C下进行8小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例8
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1075°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例9
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1075°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例10
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1400°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1050°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像显示于图1中。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例11
除了称量出原料外，以与实施例5相同的方式制备铸片，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1400°C，并且进行热处理。铸片的热处理在氩气气氛中在1050°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸片进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像显示于图2中。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例12
以与实施例11相同的方式制备铸片，并且在氩气气氛中在1000°C下热处理7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸片进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像显示于图3中。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例13
除了称量出原料外，以与实施例5相同的方式制备铸片，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1550°C，并且进行热处理。铸片的热处理在氩气气氛中在1150°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸片进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例14
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1075°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例15
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1075°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例16
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1100°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例17
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1050°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例18
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1100°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例19
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1075°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例20
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1100°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例21
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1550°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1125°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例22
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1550°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1125°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例23
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1400°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1075°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例24
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1400°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1075°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例25
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1400°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1075°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例26
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1400°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1075°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例27
除了称量出原料外，以与实施例5相同的方式制备铸片，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1400°C，并且进行热处理。铸片的热处理在氩气气氛中在1075°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸片进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例28
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1400°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1075°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
实施例29
除了称量出原料外，以与实施例5相同的方式制备铸片，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1400°C，并且进行热处理。铸片的热处理在氩气气氛中在1075°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸片进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
比较例1
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1050°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
比较例2
除了称量出原料外，以与实施例5相同的方式制备铸片，以便于获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1550°C，并且进行热处理。铸片的热处理在氩气气氛中在1075°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸片进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
比较例3
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1100°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
比较例4
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1050°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
比较例5
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸块的热处理在氩气气氛中在1100°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
比较例6
除了称量出原料外，以与实施例5相同的方式制备铸片，以获得如表1所示的组成的合金，浇铸温度设置为1450°C，并且进行热处理。铸片的热处理在氩气气氛中在1025°C下进行7小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸片进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
比较例7
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，并且浇铸温度设置为1450°C。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
比较例8
除了所获得的铸块的热处理在1000°C下进行7小时外，以与实施例1相同的方式制备铸块。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。通过采用EPMA进行的面分析所获得的Sn和La的映射图像显示于图4中。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
比较例9
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金，并且浇铸温度设置为1450°C。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
比较例10
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
比较例11
除了称量出原料外，以与实施例5相同的方式制备铸片，以获得如表1所示的组成的合金。在氩气气氛中在1050°C下热处理铸片6小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸片进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中未观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
比较例12
除了称量出原料外，以与实施例1相同的方式制备铸块，以获得如表1所示的组成的合金。以与实施例1相同的方式对所获得的铸块进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
比较例13
除了称量出原料外，以与实施例5相同的方式制备铸片，以获得如表1所示的组成的合金。在氩气气氛中在1050°C下热处理铸片6小时。以与实施例1相同的方式对所获得的铸片进行分析以证实主相为CaCu5型晶相。也证实了所获得的合金具有所需的组成，并且在通过采用EPMA进行的面分析所获得的La映射图像中观察到晶粒直径不小于5.0μm的析出相。此外，以与实施例1相同的方式进行特性评价测试。结果显示在表2中。
表2
总溶析(ppm) 爆裂残留率(%) 抗氧化性(ppm) 容量比(%)
实施例1 930 88 4700 99
实施例2 1050 86 5500 98
实施例3 695 86 5450 98
实施例4 850 87 4800 99
实施例5 1040 91 4450 100
实施例6 740 90 4500 100
实施例7 785 84 5500 97
实施例8 615 84 5650 97
实施例9 695 86 6900 99
实施例10 730 85 5750 98
实施例11 690 87 5450 99
实施例12 700 83 5900 97
实施例13 950 93 4350 100
实施例14 730 82 5550 96
实施例15 570 84 5500 97
实施例16 985 88 4850 99
实施例17 940 87 4950 99
实施例18 915 89 4600 100
实施例19 980 89 4650 99
实施例20 680 87 5200 98
实施例21 690 86 5500 98
实施例22 915 89 4650 99
实施例23 730 86 7000 94
实施例24 880 80 6100 95
实施例25 850 81 6000 96
实施例26 890 82 5500 97
实施例27 860 81 5800 96
实施例28 950 78 6600 94
实施例29 930 80 6450 95
比较例1 1430 60 7200 91
比较例2 1380 84 5550 97
比较例3 1350 83 5600 97
比较例4 460 51 11000 83
比较例5 1500 93 4250 100
比较例6 1020 47 12100 82
比较例7 650 49 11500 84
比较例8 800 52 11200 81
比较例9 1320 62 7350 88
比较例10 1522 55 10200 86
比较例11 1564 68 7210 93
比较例12 1090 84 6670 94
比较例13 1100 88 4890 99

Claims (9)

1.一种储氢合金，其包含CaCu5型晶相作为主相，具有由式RNiaCobAlcMndSneMf表示的组成，其中，R代表选自包括Y的镧系元素的至少一种元素，并且R必须包括La；M代表选自Ti、Zr、Hf、Ag、Ge、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Fe、Cu、Zn、B、Ga、Sb、In、Si、P和C的至少一种元素；a满足3.70≤a≤5.10，b满足0<b≤0.55，c满足0.00≤c≤0.45，d满足0.00≤d<0.20，e满足0.05≤e≤0.25，且f满足0.00≤f≤0.25；并且0.05≤d+e≤0.30和4.90≤a+b+c+d+e+f≤5.50，并且如在通过采用EPMA进行的所述合金的横截面结构的面分析所获得的800×放大倍率下的Sn和La映射图像中所观察到的，其具有不含晶粒直径不小于5.0μm的析出相的结构。
2.根据权利要求1所述的储氢合金，其中所述R至少包括La、Ce、Pr和Nd，其中La的含量不低于30质量％且不高于85质量％，Ce的含量不低于5质量％且不高于55质量％，Pr的含量不低于0.1质量％且不高于10质量％，并且Nd的含量不低于0.1质量％且不高于20质量％。
3.根据权利要求1所述的储氢合金，其中b满足0<b≤0.50。
4.根据权利要求3所述的储氢合金，其中b满足0.10≤b≤0.30。
5.根据权利要求1所述的储氢合金，其中e满足0.05≤e≤0.15。
6.根据权利要求1所述的储氢合金，其中b+e满足0.10≤b+e≤0.65。
7.根据权利要求6所述的储氢合金，其中b+e满足0.15≤b+e≤0.45。
8.一种用于镍氢可充电电池的负极，所述负极包括权利要求1至7中任一项所述的储氢合金作为负极活性材料。
9.一种镍氢可充电电池，所述电池包括权利要求8所述的用于镍氢可充电电池的负极。
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