DE19839382A1 - Oxid-Ionenleiter und seine Verwendung - Google Patents
Oxid-Ionenleiter und seine VerwendungInfo
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Description
Die vorliegende Erfindung betrifft einen neuen
Oxid-Ionenleiter vom Typ eines Seltenerd-Gallats, der eine Perovs
kit-Struktur aufweist. Der Oxid-Ionenleiter der vorliegenden
Erfindung zeigt eine sehr hohe Oxid-Ionenleitfähigkeit oder
Oxid-Ionen-Mischleitfähigkeit, ohne daß diese wesentlich
durch den Sauerstoffpartialdruck beeinflußt wird, und er kann
effektiv im Elektrolyt einer Brennstoffzelle, in der Luft
elektrode einer Brennstoffzelle, in einem Gassensor, wie
einem Sauerstoffsensor, in einem Sauerstoff-Scheidefilm, wie
einer elektrochemischen Sauerstoffpumpe, in einer
Gas-Scheidemembran usw. enthalten sein.
Ein Oxid-Ionenleiter erhält seine elektrische Leit
fähigkeit hauptsächlich durch die Beweglichkeit der
Oxid-Ionen (O2-), ohne daß seine Leitfähigkeit wesentlich auf den
Elektronen beruht. Im allgemeinen wird ein solcher Oxid
ionenleiter hergestellt aus Metalloxiden, die mit anderen
Metallen dotiert sind, um so O2--Gitter-Leerstellen zu er
zeugen. Man hat Versuche unternommen, um solche Oxid-Ionen
leiter in verschiedenen Materialarten, wie Elektrolyten von
Festkörperoxid (Festkörper-Elektrolyt)-Brennstoffzellen
(SOFC), Gassensoren, z. B. Sauerstoffsensoren und
Sauerstoff-Scheidemembranen von elektrochemischen Sauerstoffpumpen zu
verwenden.
Ein typisches Beispiel eines solchen Oxid-Ionenleiters
sind die kubischen Flußspat-Festkörperlösungen, die als
"stabilisierte Zirkonerde" bezeichnet werden, die sich aus
Zirkoniumdioxid (ZrO2) zusammensetzen, in dem eine kleine
Menge eines bivalenten oder trivalenten Metalloxids wie CaO,
MgO, Y2O3, Gd2O3 oder ähnliches gelöst ist. Die stabilisierte
Zirkonerde zeichnet sich durch Wärmebeständigkeit aus und
besitzt eine Leitfähigkeit, die hauptsächlich durch Oxidionen
erreicht wird, über den gesamten Bereich des Sauerstoffpar
tialdrucks, d. h. von einer reinen Sauerstoffatmosphäre bis
hin zur Wasserstoffatmosphäre. Somit neigt die stabilisierte
Zirkonerde, selbst unter reduziertem Sauerstoffpartialdruck,
weniger dazu, eine Verringerung der Ionen-Übergangszahl (das
Verhältnis der Leitfähigkeit, die durch Oxid-Ionen erreicht
wird, zur Gesamtleitfähigkeit) zu zeigen.
Daher werden die Zirkonerde-Sauerstoffsensoren, die
aus stabilisierter Zirkonerde bestehen, für verschiedene
Zwecke eingesetzt, wie bei der Steuerung industrieller Pro
zesse, einschließlich der Stahlherstellung, bei der Luft-
Kraftstoff-Verhältnis-Steuerung von Automotoren usw. Die sta
bilisierte Zirkonerde wird auch als Material für die in der
Entwicklung befindlichen Festkörperoxid-Brennstoffzellen
(SOFC) verwendet, die bei Temperaturen von ungefähr 1000°C
arbeiten. Man stellt jedoch fest, daß die Oxid-Ionenleit
fähigkeit der stabilisierten Zirkonerde nicht sehr hoch ist
und die stabilisierte Zirkonerde die Neigung aufweist, bei
einer Verringerung der Temperatur eine unzureichende elektri
sche Leitfähigkeit zu besitzen. Z.B. weist eine Y2O3-
stabilisierte Zirkonerde eine Ionen-Leitfähigkeit auf, die
bei 10-1 S/cm bei 1000°C liegt, die sich jedoch auf 10-4 S/cm
verringert, wenn die Temperatur auf 500°C abgesenkt wird.
Diese stabilisierte Zirkonerde ist daher nur bei hohen Tempe
raturen von nicht weniger als 800°C anwendbar.
Flußspat-Typ-Verbindungen zeigen eine sehr hohe Oxid
ionenleitfähigkeit, die die von stabilisierter Zirkonerde
übertrifft. Ein Beispiel einer solchen Flußspat-Typ-Verbin
dung sind die Bi2O3-Typ-Oxide, die sich aus Bi2O3 zusammen
setzen, worin Y2O3 in der Form einer Festkörperlösung gelöst
vorliegt. Solche Flußspat-Verbindungen besitzen jedoch einen
sehr niedrigen Schmelzpunkt von 850°C oder weniger und weisen
somit eine geringe Wärmebeständigkeit auf, obwohl sie sehr
hohe Niveaus der Ionen-Leitfähigkeit ereichen. Zusätzlich
sind die Flußspat-Typ-Verbindungen unter reduzierenden Atmos
phären nicht beständig. Genauer setzt sich bei Verringerung
des Sauerstoffpartialdruckes die auf Elektronen basierende
elektrische n-Typ-Leitfähigkeit infolge des Übergangs von
Bi3+ zu Bi2+ durch. Eine weitere Verringerung des Sauerstoff
partialdruckes auf das Niveau einer annährend reinen Wasser
stoffatmosphäre führt zur Reduktion der Verbindung in das
Metall. Flußspat-Typ-Verbindungen können daher nicht als
Material für Brennstoffzellen verwendet werden.
Eine weitere Art bekannter Flußspat-Typ-Oxid-Ionen
leiter sind in die ThO2-Typ-Oxide. Diese Oxide zeigen eine
Oxid-Ionenleitfähigkeit, die sehr viel niedriger ist als die
der stabilisierten Zirkonerde. Zusätzlich wird die auf Elek
tronen basierende elektrische Leitfähigkeit insbesondere bei
einem niedrigem Sauerstoffpartialdruck dominieren, so daß
sich die Ionen-Übertragungsanzahl deutlich verringert. Ein
CeO2-Typ-Oxid, erlaubt, daß die elektrische Leitfähigkeit,
die auf n-Typ-Elektronen basiert, infolge eines Wechsels von
Ce4+ in Ce3+ Überhand gewinnt, wenn der Sauerstoffpartial
druck auf 10-12 Atm oder weniger verringert wird, obwohl es
eine Oxid-Ionenleitfähigkeit zeigt, die die der stabilisier
ten Zirkonerde übersteigt. Folglich ist eine Verringerung der
Ionen-Übertragungszahl auch bei dieser Art Verbindung unver
meidlich.
Es sind auch Oxid-Ionenleiter bekannt, die andere
Kristallstrukturen als Flußspat-Strukturen aufweisen. Bei
spiele solcher Oxid-Ionenleiter sind PbWO4, LaAlO3, CaTiO3
usw. Diese Leiter besitzen jedoch keine hohe Oxid-Ionenleit
fähigkeit, und bei niedrigem Sauerstoffpartialdruck kann
Halbleitung auftreten, so daß die auf Elektronen basierende
elektrische Leitfähigkeit Überhand gewinnt, was zu einer
niedrigen Ionen-Übertragungszahl führt.
Wie zuvor beschrieben, können, obwohl Oxid-Ionenleiter
mit höherer Oxid-Ionenleitfähigkeit als die der stabilisier
ten Zirkonerde bekannt sind, diese bekannten Leiter nicht ge
eignet als Elektrolyt-Material in Festkörper-Oxid-Brennstoff
zellen, Sauerstoffsensoren usw. verwendet werden, da sie eine
unzureichende Wärmebeständigkeit aufweisen und/oder einer
starken Verringerung der Ionen-Übertragungszahl infolge des
Überwiegens der elektrischen Leitfähigkeit, die durch Elek
tronen erzeugt wird, unterliegen.
Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung bestand daher
darin, einen Oxid-Ionenleiter bereitzustellen, der gegenüber
der stabilisierten Zirkonerde überlegene Eigenschaften be
sitzt, wie eine größere Oxid-Ionenleitfähigkeit, der eine
überlegene Wärmebeständigkeit besitzt und der nicht nur bei
hohen Temperaturen, sondern ebenso bei niedrigen Temperaturen
eine hohe Oxid-Ionenleitfähigkeit aufweist und bevorzugt eine
geringe Verringerung der Ionen-Übertragungszahl besitzt, d. h.
bei dem die elektrische Leitfähigkeit durch Oxid-Ionen über
den gesamten Bereich des Sauerstoffpartialdruckes von der
reinen Sauerstoffatmosphäre bis zur Wasserstoffatmosphäre,
selbst wenn der Sauerstoffpartialdruck verringert wird, über
wiegt. Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung be
stand daher darin einen Leiter bereitzustellen, der eine hohe
gemischte Leitfähigkeit besitzt.
Die Erfinder unternahmen intensive Untersuchungen, um
die oben beschriebenen Aufgaben zu lösen, und fanden, daß ein
Material, das eine hohe Oxid-Ionenleitfähigkeit besitzt, er
hältlich ist, das auf Seltenerd-Gallat-Oxiden mit Perovskit-
Typ-Struktur, ausgedrückt durch ABO3 (worin A ein, zwei oder
mehrere Lanthanoiden-Seltenerdmetalle ist, und B Ga ist),
durch Substitution eines Teils der Seltenerdmetalle auf den
"A"-Plätze mit Erdalkalimetallen und/oder Substitution eines
Teils der Ga-Atome auf den "B"-Plätzen mit Nicht-Übergangs
metallen wie Mg, In oder Al. Der Erfinder fanden, daß ein be
sonders hohes Niveau der Oxid-Ionenleitfähigkeit von einer
Verbindung ausgebildet wird, die durch die Formel
La0,8Sr0,2Ga0,8Mg0,2O3 dargestellt wird.
Fig. 1 ist ein Diagramm, das die elektrische Leit
fähigkeit dieser Verbindung im Vergleich zu derjenigen kon
ventioneller Oxid-Ionenleiter zeigt. Aus dieser Abbildung ist
ersichtlich, daß die Verbindung La0,8Sr0,2Ga0,8Mg0,2O3 eine
überlegene elektrische Leitfähigkeit verglichen mit denjeni
gen zeigt, die von Y2O3-stabilisierter Zirkonerde und
CaO-stabilisierter Zirkonerde gezeigt werden, bei denen es sich
um typische konventionelle Zirkonerden handelt. Bi2O3-Oxide
zeigen eine elektrische Leitfähigkeit, die höher ist als die
jenige der obigen Verbindung. Sie können jedoch nicht prak
tisch als Oxid-Ionenleiter verwendet werden, aufgrund der
zuvor beschriebenen Nachteile, wie einer unzureichenden
Wärmebeständigkeit und einer geringen Beständigkeit in einer
reduzierender Atmosphäre.
Die Erfinder unternahmen Untersuchungen, um Materia
lien aufzufinden, die eine noch höhere Oxid-Ionenleitfähig
keit zeigen. Als Ergebnis entdeckten sie, daß die Zugabe
einer kleinen Menge eines Übergangsmetalls zu den "B"-Plätzen
des zuvor beschriebenen Seltenerd-Gallat-Oxides zu einer wei
teren Verbesserung der Oxid-Ionenleitfähigkeit führt, wodurch
eine zufriedenstellend hohe Oxid-Ionenleitfähigkeit selbst
bei niedrigen Temperaturen erreicht wird.
Durch die vorliegende Erfindung wird somit ein
Oxid-Ionenleiter bereitgestellt, der eine durch die folgende
Formel (1) dargestellte Zusammensetzung aufweist:
Ln1-xAxGa1-y-zB1yB2zO3 (1)
worin
Ln ein, zwei oder mehrere Elemente ist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus La, Ce, Pr, Nd und Sm besteht;
A ein, zwei oder mehrere Elemente ist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Sr, Ca und Ba besteht;
B1 ein, zwei oder mehrere Elemente ist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Mg, Al und In besteht; und
B2 ein, zwei oder mehrere Elemente ist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Co, Fe, Ni und Cu besteht;
und worin die folgenden Bedingungen erfüllt sind:
Ln ein, zwei oder mehrere Elemente ist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus La, Ce, Pr, Nd und Sm besteht;
A ein, zwei oder mehrere Elemente ist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Sr, Ca und Ba besteht;
B1 ein, zwei oder mehrere Elemente ist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Mg, Al und In besteht; und
B2 ein, zwei oder mehrere Elemente ist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Co, Fe, Ni und Cu besteht;
und worin die folgenden Bedingungen erfüllt sind:
x ist 0,05 bis 0,3;
y ist 0 bis 0,29;
z ist 0,01 bis 0,3; und
y + z ist von 0,025 bis 0,3.
y ist 0 bis 0,29;
z ist 0,01 bis 0,3; und
y + z ist von 0,025 bis 0,3.
In der Beschreibung der vorliegenden Erfindung bedeu
tet der Ausdruck "Oxid-Ionenleiter" ein elektrisch leitfähi
ges Material, das im wesentlichen eine Oxid-Ionenleitfähig
keit aufweist. Somit schließt der Ausdruck "Oxid-Ionenleiter"
nicht nur Oxid-Ionenleiter im engeren Sinne, bei denen die
größte Anteil der elektrischen Leitfähigkeit auf der
Oxid-Ionenleitfähigkeit beruht, sondern auch Materialien in
weiterem Sinne ein, einschließlich solcher Materialien, die
als "gemischte Elektronen-Ionen-Leiter" bezeichnet werden
(auch als "gemischte Oxid-Ionenleiter" bezeichnet), bei denen
die Gesamt-Leitfähigkeit in wesentlichen Anteilen sowohl auf
der Elektronenleitung als auch auf der Oxid-Ionenleitung
beruht.
Im Falle der Oxid-Ionenleiter in engerem Sinne, bei
denen der größte Anteil der elektrischen Leitfähigkeit auf
der Oxid-Ionenleitfähigkeit beruht, ist die Ionen-Übertra
gungsanzahl (das Verhältnis der elektrischen Leitfähigkeit,
die durch die Ionen-Leitfähigkeit bereitgestellt wird, zur
gesamten Leitfähigkeit) bevorzugt 0,7 oder mehr und noch
bevorzugter 0,9 oder mehr. Im Falle des gemischten Elek
tronen-Ionenleiters ist die Ionen-Übertragungszahl bevorzugt
im Bereich von 0,1 bis 0,7, noch bevorzugter 0,2 bis 0,6.
Die vorliegende Erfindung stellt auch eine Festkörper-
Oxid-Brennstoffzelle bereit, bei der der oben erwähnte
Oxid-Ionenleiter als Elektrolyt oder als Luftelektrode verwendet
wird, einen Gassensor, der den oben erwähnten Oxid-Ionen
leiter verwendet, eine Sauerstoff-Scheidemembran oder eine
elektrochemische Sauerstoffpumpe unter Verwendung des oben
erwähnten Oxid-Ionenleiters und eine Gas-Scheidemembran, die
aus dem oben erwähnten Oxid-Ionenleiter hergestellt ist, die
aufgrund des Unterschieds von Gaskonzentration arbeitet.
Der Oxid-Ionenleiter der Erfindung, der die durch die
Formel (1) ausgedrückte Zusammensetzung aufweist, besitzt
eine Perovskit-Struktur mit einem Perovskit-Kristall-Gitter,
das durch ABO3 ausgedrückt wird, worin die "A"-Plätze durch
die Ln-Atome und die A-Atome der Formel (1) besetzt werden,
während die "B"-Plätze durch die restlichen Ga-Atome,
B1-Atome und B2-Atome besetzt werden. Es wird darauf hinge
wiesen, daß die B1-Atome nicht wesentlich sind und weggelas
sen werden können.
In der vorliegenden Erfindung werden ein Teil der
"A"-Plätze und ein Teil der "B"-Plätze, die inhärent mit dreiwer
tigen Metallen zu besetzen sind, durch divalente Metalle be
setzt (z. B. die A-Atome besetzen einen Teil der "A"-Plätze
und Mg als B1 die "B"-Plätze) oder mit Übergangsmetallen
(z. B. B2-Atome als Teil der "B"-Plätze), wodurch Sauerstoff-
Fehlstellen gebildet werden. Die Oxid-Ionenleitfähigkeit
scheint das Resultat der Bildung dieser Sauerstoff-Fehlstel
len zu sein. Anscheinend nimmt die Anzahl der Sauerstoffatome
in einer Menge ab, die der Anzahl der Sauerstoff-Fehlstellen
entspricht.
Genauer ist, obwohl die Formel (1) angibt, daß die
Anzahl der Sauerstoffatome drei beträgt, ihre Anzahl tat
sächlich drei oder weniger und kann folglich auch durch die
Formel (1') des Perovskit-Typs dargestellt werden:
Ln1-xAxGa1-y-zB1yB2zOw
worin w ≦ 3 ist.
Die Anzahl der Sauerstoff-Fehlstellen hängt jedoch
nicht nur von der Anzahl der zugegebenen Atome, z. B. A, B1,
B2, ab, sondern auch von anderen Faktoren wie der Temperatur,
dem Sauerstoffpartialdruck, dem Typ und der Menge der
B2-Atome usw. Es ist daher nicht möglich die Anzahl der Sauer
stoff-Fehlstellen exakt anzugeben. In der Formel, die die
Perovskit-Struktur des Materials der vorliegenden Erfindung
ausdrückt, wird daher der Wert des Atomverhältnisses des
Sauerstoffes aus Gründen der Bequemlichkeit als drei angege
ben.
In der Formel (1) ist Ln ein Lanthanoiden-Seltenerd
metall, A ist ein Erdalkalimetall, B1 ist ein Nicht-Über
gangsmetall, und B2 ist ein Übergangsmetall. Somit wird der
Oxid-Ionenleiter der vorliegenden Erfindung erhalten durch
Herstellung von Lanthanoiden-Gallaten (LnGaO3) als Basis
struktur und Dotierung der Lanthanoiden-Gallate mit drei
Arten von Elementen: dem Erdalkalimetall (A), dem Nicht-Über
gangsmetall (B1) und dem Übergangsmetall (B2) oder alternativ
mit zwei Arten von Elementen: dem Erdalkalimetall (A) und dem
Übergangsmetall (B2). Somit wird der Oxid-Ionenleiter der
vorliegenden Erfindung entweder in der Form eines
5-Elemente-Verbindungsoxids (Ln+A+Ga+B1+B2) oder eines 4-Elemente-Ver
bindungsoxids (Ln+A+Ga+B2) erhalten. Diese Verbindungsoxide
werden im folgenden gemeinsam als "5/4-Elemente-
Verbindungsoxide" bezeichnet.
Ein 4-Elemente-Verbindungsoxid von Ln+A+Ga+B1, dessen
typisches Beispiel das oben erwähnte La0,8Sr0,2Ga0,8Mg0,2O3
darstellt, ist ebenfalls ein ausgezeichneter Oxid-Ionen
leiter, der eine höhere Oxid-Ionenleitfähigkeit als stabili
sierte Zirkonerde zeigt, wie aus Fig. 1 ersichtlich ist.
Dieses 4-Elemente-Verbindungsoxid wird im folgenden als
"Referenz-4-Elemente-Verbindungsoxid" bezeichnet. In der vor
liegenden Erfindung führt die Substitution eines Teils oder
aller B1-Atome im Referenz-4-Elemente-Verbindungsoxid durch
eine Übergangsmetallverbindung (B2-Atom) zu einem Oxid-Ionen
leiter, der im allgemeinen eine höhere Oxid-Ionenleitfähig
keit zeigt, als das Referenz-4-Elemente-Verbindungsoxid.
Fig. 2 zeigt beispielhaft die elektrische Leitfähig
keit eines 5-Elemente-Ionen-Leiters (Ln ist La, A ist Sr, B1
ist Mg, und B2 ist M), der erhalten wird durch Substitution
eines Teils des Mg im Referenz-4-Elemente-Verbindungsoxid
La0,8Sr0,2Ga0,8Mg0,2O3 mit einem Übergangsmetall (dargestellt
durch "M" in Fig. (2)).
Wie aus dieser Figur ersichtlich ist, zeigt das
5-Elemente-Verbindungsoxid, das so erhalten wird, eine viel
höhere elektrische Leitfähigkeit als das Referenz-4-Elemente-Verbindungsoxid,
vorausgesetzt, daß das B2-Atom (M in der
allgemeinen Formel der Fig. 2) Co oder Fe ist. Insbesondere
zeigt das Referenz-4-Elemente-Verbindungsoxid eine drastische
Reduktion der Leitfähigkeit Drei niedrigen Temperaturen, d. h.
im Bereich von 630°C oder darunter von 1,1 oder größer des
Abszissenwertes. Im niedrigen Temperaturbereich ist daher der
Beitrag des Co der Fe bei der Verbesserung der Leitfähigkeit
deutlicher, denn das B2-Atom (N) Ni ist, übertrifft die Leit
fähigkeit des 5-Elemente-Verbindungsoxids diejenige des Re
ferenz-4-Elemente-Verbindungsoxids, wenn die Temperatur unge
fähr 840°C oder weniger ist (0,9 oder größer ausgedrückt als
Abszissenwert).
Wenn das B2-Atom (M) Cu ist, übersteigt die Leitfähig
keit des 5-Elemente-Verbindungsoxids diejenige des
Referenz-4-Elemente-Verbindungsoxids, wenn die Temperatur ungefähr
630°C oder weniger ist (1,1 oder größer, ausgedrückt als
Abszissenwert). Es ist darauf hinzuweisen, daß selbst wenn
die Temperatur unterhalb der oben erwähnten Schwellen liegt,
sich die Leitfähigkeit nicht weiter verringert, sondern im
wesentlichen konstant bleibt. Folglich wird die höchste Leit
fähigkeit erhalten, wenn der Abszissenwert 1,3 oder darüber
liegt, d. h. bei ungefähr 500°C oder weniger.
Wenn das B2-Atom Ni oder Cu ist, wird das 5-Elemente-Verbindungsoxid
bevorzugt als Oxid-Ionenleiter bei ver
gleichsweise niedrigen Temperaturen verwendet. Es ist jedoch
darauf hinzuweisen, daß das Referenz-4-Elemente-Verbindungs
oxid (La0,8Sr0,2Ga0,8Mg0,2O3) eine sehr hohe Leitfähigkeit im
Vergleich mit stabilisierter Zirkonerde aufweist, selbst bei
Temperaturen oberhalb von 1,0, ausgedrückt als Abszissenwert.
Es ist daher verständlich, daß das 5-Elemente-Verbindungs
oxid, worin das B2-Atom Ni oder Cu ist, eine ausreichend hohe
Leitfähigkeit, verglichen mit stabilisierter Zirkonerde,
nicht nur bei niedrigen Temperaturen, sondern auch bei hohen
Temperaturen aufweist.
Verwendet man Mn als Übergangsmetall für die B2-Atome,
ist die Leitfähigkeit niedriger als diejenige des
Referenz-4-Elemente-Verbindungsoxids bei hohen Temperaturen von 1,1 oder
weniger, ausgedrückt als Abszissenwert. In diesem Fall ist
die Leitfähigkeit annähernd gleich der des Referenz-4-Ele
mente-Verbindungsoxids, selbst bei niedrigen Temperaturen von
1,1 oder größer, ausgedrückt als Abszissenwert. Somit führt
die Substitution eines Teils des Mg mit dem Übergangsmetall
nicht zu einer wesentlichen Verbesserung in der Leitfähigkeit
ungeachtet der Temperatur. Das Übergangsmetall für die
B2-Atome ist daher ein, zwei oder mehrere Atomen, die aus der
Gruppe ausgewählt werden, die aus Co, Fe, Ni und Cu besteht,
die mindestens in einem Teil des Temperaturbereichs zu einer
Verbesserung der Leitfähigkeit gegenüber dem
Referenz-4-Elemente-Verbindungsoxid führen.
Die 5/4-Elemente-Verbindungsoxide der Erfindung zeigen
eine reduzierte elektrische Leitfähigkeit oder Ionen-Über
tragungszahl, wenn die Atomverhältnisse der Dotierungsatome,
d. h., das Atomverhältnis "x"der A-Atome auf den A-Plätzen
oder das Gesamtatomverhältnis "x + y" der B1- und B2-Atome
auf den B-Plätzen nicht innerhalb der oben beschriebenen Be
reiche liegen.
Fig. 3 zeigt die Änderung der Leitfähigkeit in Bezug
auf die Veränderung des Verhältnisses der A-Atome (Sr). Es
ist ersichtlich, daß die Leitfähigkeit verringert wird, wenn
das Atom-Verhältnis "x", nicht im Bereich von 0,05 bis 0,3
liegt, d. h. wenn das Atomverhältnis der Ln-Atome nicht im
Bereich von 0,7 bis 0,95 liegt.
Fig. 4A zeigt die Veränderung in der Leitfähigkeit,
die beobachtet wird, wenn das Gesamtatomverhältnis "y + z"
der B1-Atome und der B2-Atome verändert wird, während das
Verhältnis y : z bei 11,5 : 8,5 fixiert wird. Die Leitfähig
keit steigt mit dem Anstieg des Gesamtatomverhältnisses "y +
z" an. Der Anstieg im Wert "y + z" verursacht jedoch eine
Reduktion der Ionen-Übertragungsanzahl, wie aus Fig. 4B
ersichtlich ist. Genauer reduziert sich die Übertragungs
anzahl bis auf 0,7, wenn der Wert "y + z" 0,3 übersteigt,
d. h., wenn das Atomverhältnis von Ga unter 0,7 liegt.
Wendet man sich nun Fig. 5 zu, so ergibt sich im Hin
blick auf das B2-Atom, das eines der zwei Dotierungsatome auf
den B-Plätzen ist, daß die Leitfähigkeit ansteigt, wenn der
"z"-Wert, der das Atomverhältnis des B2-Atoms (Co) bezeich
net, ansteigt. Dies liegt daran, daß das Übergangsmetall als
B2-Atom dazu neigt, eine auf n- oder p-Typ-Elektronen
basierende Leitung als Ergebnis der Änderung in der Valenz zu
entwickeln. Folglich nimmt der Anteil der Oxid-Ionenleit
fähigkeit, d. h. der Ionen-Übertragungsanzahl entsprechend ab.
Wie aus Fig. 5 ersichtlich ist, besitzt ein 5-Elemen
te-Verbindungsoxid mit einem "z"-Wert von nicht größer als
0,15 eine Ionen-Übertragungsanzahl von 0,7 oder mehr. Insbe
sondere wird eine Ionen-Überführungsanzahl von 0,9 oder höher
erhalten, wenn der "z"-Wert 0,10 oder weniger beträgt. Folg
lich arbeitet das 5-Elemente-Verbindungsoxid mit einem sol
chen wert von "z" als zuvor beschriebener Oxid-Ionenleiter im
engeren Sinne.
In diesem Fall müssen die B-Plätze jedoch in einem ge
wissen Ausmaß Nicht-Übergangsmetalle als B1-Atome auf den
B-Plätzen aufweisen, um den Anteil der Elektronen-Leitung auf
0,3 oder weniger zu halten. Wie später beschrieben, kann
dieses Material geeignet als Material eines Elektrolyten
einer Festkörper-Oxid-Brennstoffzelle, als Gassensor, als
Sauerstoff-Scheidemembran einer elektrochemischen Sauerstoff
pumpe usw. angewendet werden.
Umgekehrt dient ein "z"-Wert, der 0,15 übersteigt, da
zu, die Ionen-Übergangszahl auf ein Niveau von unter 0,7 zu
reduzieren, so daß das Verbindungsoxid als ein Elektronen-
Ionen-Mischleiter arbeitet. Wie zuvor erwähnt, fällt ein
solcher Elektronen-Ionen-Mischleiter auch unter den Umfang
des Oxid-Ionenleiters der vorliegenden Erfindung. Es ist da
rauf hinzuweisen, daß die Ionen-Übergangszahl noch immer in
der Höhe von 0,3 liegt, selbst wenn der "z"-Wert 0,2 ("y"-
Wert ist 0) ist, d. h., selbst wenn in einem 4-Elemente-Ver
bindungsoxid, bei dem Mg als BI-Atom vollständig durch Co
(B2-Atome) ersetzt wurde. Ein solches 4-Elemente-Verbindungs
oxid kann daher zufriedenstellend als gemischter Elektronen-
Ionen-Leiter dienen und dient daher als Oxid-Ionenleiter der
vorliegenden Erfindung, während er die größte Leitfähigkeit,
wie zuvor beschrieben, aufweist. Wie später erläutert wird,
kann ein solcher gemischter Leiter vorteilhaft als Material
einer Luftelektrode einer Festkörper-Oxid-Brennstoffzelle
oder als Gas-Scheidemembran dienen.
Die folgenden Bedingungen sind bevorzugt in der
allgemeinen Formel (1) erfüllt:
Ln: La, Nd oder eine Mischung von La und Nd, bevorzugt
La.
A: Sr
B1: Mg
B2: Co
x = von 0,10 bis 0,25, bevorzugter von 0,17 bis 0,22
y = von 0 bis 0,17, bevorzugter von 0,09 bis 0,13
y + z = von 0,10 bis 0,25, noch bevorzugter von 0,15 bis 0,20.
A: Sr
B1: Mg
B2: Co
x = von 0,10 bis 0,25, bevorzugter von 0,17 bis 0,22
y = von 0 bis 0,17, bevorzugter von 0,09 bis 0,13
y + z = von 0,10 bis 0,25, noch bevorzugter von 0,15 bis 0,20.
Der "z"-Wert ist wie folgt:
Damit der Leiter der Erfindung als Oxid-Ionenleiter im engeren Sinne mit einer hohen Oxid-Ionenleitfähigkeit (0,7 oder höher, bevorzugt 0,9 oder höher, ausgedrückt als Ionen-Übergangszahl) arbeitet, ist es wünschenswert, daß der "z"-Wert im Bereich von 0,02 bis 0,15 liegt, bevorzugter von 0,07 bis 0,10 liegt. Umgekehrt erfüllt der "z"-Wert bevorzugt die Bedingung 0,15 < z ≦ 0,3, noch bevorzugter 0,15 < z ≦ 0,25, wenn es gewünscht wird, daß der Leiter der Erfindung als gemischter Elektronen-Ionen-Leiter dient.
Damit der Leiter der Erfindung als Oxid-Ionenleiter im engeren Sinne mit einer hohen Oxid-Ionenleitfähigkeit (0,7 oder höher, bevorzugt 0,9 oder höher, ausgedrückt als Ionen-Übergangszahl) arbeitet, ist es wünschenswert, daß der "z"-Wert im Bereich von 0,02 bis 0,15 liegt, bevorzugter von 0,07 bis 0,10 liegt. Umgekehrt erfüllt der "z"-Wert bevorzugt die Bedingung 0,15 < z ≦ 0,3, noch bevorzugter 0,15 < z ≦ 0,25, wenn es gewünscht wird, daß der Leiter der Erfindung als gemischter Elektronen-Ionen-Leiter dient.
In einer bevorzugten Form der vorliegenden Erfindung
sind die Bedingungen wie folgt: Ln = La, A = Sr, B1 = Mg, B2
= Fe, x = von 0,1 von 0,3, y = von 0,025 bis 0,29, z = von
0,01 bis 0,15 und y + z = von 0,035 bis 0,3. Somit wird die
bevorzugte Form des Oxid-Ionenleiters durch die folgende
Formel (2) ausgedrückt:
La1-xSrxGa1-y-zMgyFezO3 (2)
worin
x von 0,1 bis 0,3 ist;
y von 0,025 bis 0,29 ist;
z von 0,01 bis 0,15 ist; und
y + z von 0,035 bis 0,3 ist.
x von 0,1 bis 0,3 ist;
y von 0,025 bis 0,29 ist;
z von 0,01 bis 0,15 ist; und
y + z von 0,035 bis 0,3 ist.
Der durch die Formel (2) ausgedrückte Oxid-Ionenleiter
zeigt eine hohe Leitfähigkeit, ohne irgend eine Abhängigkeit
vom Sauerstoffpartialdruck zu zeigen. Obwohl die p-Typ-Halb
leitung einen schwachen Beitrag zur elektrischen Leitfähig
keit unter hohem Sauerstoffpartialdruck leistet, überwiegt
die Oxid-Ionenleitfähigkeit über einen weiten Bereich des
Sauerstoffpartialdruckes von 1 bis 10-21 atm, d. h. in einer
reduzierenden Atmosphäre bis zu einer oxidierenden Atmos
phäre. Zusätzlich liegt die Ionen-Übergangszahl der elek
trischen Leitfähigkeit bei 0,9 oder höher. Angesichts der
hohen Ionen-Übergangszahl, die sich ungeachtet des Sauer
stoffpartialdruckes zeigt, und angesichts der elektrischen
Leitfähigkeit ist ersichtlich, daß die Verbesserung der elek
trischen Leitfähigkeit, die durch den Oxid-Ionenleiter der
vorliegenden Erfindung erzielt wird, hauptsächlich auf einer
Verbesserung der Oxid-Ionenleitfähigkeit beruht.
Fig. 6 zeigt die elektrische Leitfähigkeit bei 950°C,
die sich unter einem Sauerstoffpartialdruck von 10-5 atm bei
einem S-Elemente-Verbindungsoxid (La0,8Sr0,2Ga0,8Mg0,2-zFezO3)
ausbildet, das erhalten wird durch Substitution des Fe gegen
einen Teil des Mg in dem Referenz-4-Elemente-Verbindungsoxid,
das durch die Formel La0,8Sr0,2Ga0,8Mg0,2O3 dargestellt wird.
Man erkennt aus dieser Abbildung, daß das 5-Elemente-Ver
bindungsoxid, das durch Substitution eines Teils des Mg durch
Fe erhalten wird, eine höhere elektrische Leitfähigkeit als
das Referenz-4-Elemente-Verbindungsoxid zeigt, bei dem der
Wert "z" 0 ist. Insbesondere ist die elektrische Leitfähig
keit hoch, wenn der Wert "z" im Bereich von 0,01 bis 0,05
liegt und wird maximal, wenn der Wert "z" ungefähr bei 0,03
liegt.
Fig. 7A zeigt die Änderung der elektrischen Leitfähig
keit mit der Temperatur (Arrhenius-Diagramm), die durch das
5-Elemente-Verbindungsoxid La0,8Sr0,2Ga0,8Mg0,2-zFezO3 (z =
0,03, 0,05, 0,1 und 0,15) der allgemeinen Formel (2) im
Vergleich mit der durch das 4-Elemente-Verbindungsoxid, bei
dem der Wert "z" 0 ist, erhalten wird, während Fig. 7B die
Abhängigkeit des Sauerstoffpartialdrucks der elektrischen
Leitfähigkeit zeigt, die durch ein 5-Elemente-Verbindungsoxid
der allgemeinen Formel (2) ausgebildet wird, wobei der
"z"-Wert auf 0,03 fixiert ist, ebenso wie durch andere verwandte
Verbindungen.
Wie aus diesen Abbildungen ersichtlich ist, zeigt das
5-Elemente-Verbindungsoxid eine hohe elektrische Leitfähig
keit über einen weiten Bereich der Temperatur und des Sauer
stoffpartialdrucks und zeigt praktisch keine Abhängigkeit der
elektrischen Leitfähigkeit vom Sauerstoffpartialdruck. Es ist
daher erkennbar, daß dieses 5-Elemente-Verbindungsoxid eine
Ionen-Übertragungszahl in der Höhe von 0,9 oder darüber auf
weist.
Dieses 5-Elemente-Verbindungsoxid kann daher geeignet
als Material eines Elektrolyten einer Festkörper-Sauerstoff-Brennstoffzelle,
eines Gassensors, einer Sauerstoff-Scheide
membran, einer elektrochemischen Sauerstoffpumpe usw. dienen.
Man erkennt, daß dieses Material Produkte bereitstellt, die
denjenigen, die auf stabilisierter Zirkonerde beruhen, über
legen sind, da die elektrische Leitfähigkeit, die durch
dieses Material ausgebildet wird, höher ist als diejenige der
stabilisierten Zirkonerde und auf Änderung in der Temperatur
und im Sauerstoffpartialdruck nur durch geringe Änderungen
reagiert.
Unter den durch die allgemeine Formel (2) ausgedrück
ten Zusammensetzungen sind die Zusammensetzungen, die die
folgenden Bedingungen erfüllen, besonders bevorzugt:
x = von 0,15 bis 0,25, insbesondere von 0,17 bis 0,22,
y = von 0,09 bis 0,24, insbesondere von 0,10 bis 0,20,
z = von 0,01 bis 0,05, insbesondere ungefähr 0,03,
y + z = von 0,10 bis 0,25, insbesondere von 0,15 bis 0,22.
y = von 0,09 bis 0,24, insbesondere von 0,10 bis 0,20,
z = von 0,01 bis 0,05, insbesondere ungefähr 0,03,
y + z = von 0,10 bis 0,25, insbesondere von 0,15 bis 0,22.
Der Oxid-Ionenleiter der vorliegenden Erfindung kann
erhalten werden durch Herstellung von Pulvern der Oxide der
Aufbauelemente, Mischen der Pulver in vorgegebenen Verhält
nissen, Formen der Mischung in die vorgegebene Form durch
geeignete Mittel und Sintern durch Wärmebehandlung der ge
formten Mischung. Die Pulvermaterialien müssen nicht immer
Oxide sein, es können auch Vorläufer wie Carbonate, Carboxy
late usw., die während der Wärmebehandlung durch thermische
Zersetzung Oxide bilden, gleichwertig verwendet werden. Die
Wärmebehandlungstemperatur für das Sintern liegt im allge
meinen bei 1200°C oder höher, bevorzugter bei 1300°C oder
höher. Die Wärmebehandlungszeit liegt im Bereich von mehreren
Stunden bis mehreren 10 Stunden. Um die Wärmebehandlungsdauer
zu reduzieren, kann die Rohmaterialmischung bei einer Tempe
ratur, die unterhalb der Wärmebehandlungstemperatur liegt,
vorbehandelt werden. Die Wärmevorbehandlung kann z. B. durch
geführt werden durch Erhitzen der Rohmaterialmischung für 1
bis 10 Stunden bei einer Temperatur zwischen 500 und 1300°C.
Die vorwärmebehandelte Mischung wird bei Bedarf zerkleinert
und dann geformt und schließlich wärmebehandelt. Das Formen
kann durch geeignete bekannte Techniken wie die uniaxiale
Kompression, durch isotaktischen Druck, durch Extrusion und
Bandgießen durchgeführt werden. Die Wärmebehandlung kann
ebenso wie die Wärme-Vorbehandlung bevorzugt in einer oxi
dierenden Atmosphäre wie unter Luft, oder in einer Inert
gasatmosphäre durchgeführt werden.
Unter den Oxid-Ionenleitern der vorliegenden Erfindung
arbeiten die 5-Elemente-Verbindungsoxide mit einem "y"-Wert
von 0,025 oder größer und einem "z"-Wert von 0,15 oder
weniger als Oxid-Ionenleiter im engeren Sinne, da die
Oxid-Ionenleitfähigkeit bei der elektrischen Leitfähigkeit über
wiegt (0,7 oder größer in Bezug auf die Ionen-Übergangszahl)
Dieser Materialtyp kann daher für verschiedene Oxid-Ionen
leiter anstelle der stabilisierten Zirkonerde verwendet wer
den, die konventionell verwendet wird, z. B. als Material
eines Elektrolyten einer Festkörper-Oxid-Brennstoffzelle, als
Gassensor usw. Dieser Typ des Oxid-Ionenleiters der vorlie
genden Erfindung zeigt eine höhere Oxid-Ionenleitfähigkeit,
als stabilisierte Zirkonerde und arbeitet daher selbst bei
niedrigen Temperaturen, und man erwartet folglich, daß damit
Produkte bereitgestellt werden können, die denjenigen, die
aus stabilisierter Zirkonerde hergestellt werden, überlegen
sind.
Die Oxid-Ionenleiter wie YSZ finden eine Anzahl von
Verwendungen. Eine der bedeutendsten Anwendungen ist die Ver
wendung als Material eines Elektrolyten einer Festkörper-
Oxid-Brennstoffzelle (SOFC). Die modernste SOFC besitzt eine
Zellstruktur mit einem Elektrolyten, der aus einem dünnen
Film von Y2O3-stabilisierter Zirkonerde (YSZ) zusammengesetzt
ist, einer Luftelektrode (Kathode), die aus einem Material
mit Perovskit-Struktur gebildet ist, der Elektronen-Leit
fähigkeit zeigt, wie Sr-dotiertes LaMnO3 und einer Brenn
stoff-Elektrode (Anode), die durch ein Metall wie Ni oder ein
Cermet gebildet wird, wie Ni-YSZ. Die SOFCs unter Verwendung
des YSZ als Elektrolyt werden gewöhnlich so gebaut, daß sie
bei hohen Temperaturen von ungefähr 1000°C arbeiten, da die
Leitfähigkeit des YSZ bei niedrigen Temperaturen gering ist,
und da ein höherer Energieerzeugungswirkungsgrad erhalten
wird durch eine kombinierte Erzeugung, die die Energie
erzeugung durch einen Turbinengenerator verwendet, der die
Abgaswärme der SOFC benutzt.
Im allgemeinen weisen die SOFC einen großen Spannungs
abfall infolge des Widerstands des Elektrolyten auf. Daher
ist die Ausgangsleistung umso größer, je dünner der Elektro
lyt ist. Aus diesem Grund wird YSZ, das den Elektrolyten bil
det, in der Form eines Films mit einer Dicke verwendet, die
bei 30 bis 50 µm liegt. Die Oxid-Ionenleitfähigkeit des YSZ
ist jedoch noch immer zu gering. Um die Leistungseigen
schaften auf ein in der Praxis befriedigendes Niveau zu
bringen, ist es daher erforderlich, daß die SOFC auf eine
Temperatur von ungefähr 1000°C erhitzt wird. Man hat berich
tet, daß, wenn ein Dünn-Film-YSZ von 30 µm Dicke verwendet
wird, die praktische Ausgangsdichte von ungefähr 0,35 W/cm2
erreicht werden kann bei Betriebstemperaturen von ungefähr
1000°C. Um eine höhere Ausgangsleistung zu erreichen, oder
zur Verringerung der Betriebstemperatur wurde über Ergebnisse
von Experimenten berichtet, die unter Verwendung von
YSZ-Filmen von mehreren um bis 10 µm. Solch extrem dünne
YSZ-Filme sind jedoch unter dem Gesichtspunkt der Zuverlässigkeit
nicht bevorzugt, da die Gasundurchlässigkeit, die ein wesent
liches Erfordernis des Films ist, mit solch extrem dünnen
Filmdicken nicht sichergestellt ist.
Der Oxid-Ionenleiter im engeren Sinne der Erfindung,
der durch das 5-Elemente-Perovskit-Typ-Oxid gebildet wird,
kann eine sehr viel höhere Oxid-Ionenleitfähigkeit als YSZ
bereitstellen und folglich eine höhere Ausgangsleistung
bereitstellen, als sie durch einen YSZ-Film erzeugt wird,
selbst wenn der Elektrolytfilm dieses Materials eine Dicke
von 0,5 mm (500 µm) besitzt, die durch die Sintertechnik zu
erreichen ist. Mit einem solchen Elektrolytfilm, übertrifft
die maximale Ausgangsleistungsdichte, obwohl sie abhängig von
der Art der B2-Atome oder dem Atomverhältnis variiert,
diejenige, die durch SOFC unter Verwendung von YSZ-Dünnfilmen
von 30 µm Dicke erzeugt wird, selbst bei Temperaturen von
ungefähr 1000°C. Bei verringerten Betriebstemperaturen von
800°C beträgt die maximale Ausgangsleistungsdichte das mehr
fache, d. h. das dreifache oder mehr derjenigen Ausgangsleis
tungsdiohte, die unter Verwendung eines YSZ-Dünnfilms erhal
ten wird. Alternativ stellt ein Elektrolytfilm, der durch
dieses 5-Element-Perovskit-Oxid gebildet wird, selbst wenn
die Dicke eine Größe von ungefähr 200 µm aufweist, eine Aus
gangsleistungsdichte bereit, die derjenigen, die bei 1000°C
durch einen konventionellen YSZ-Film von 30 µm Dicke erzeugt,
äquivalent ist, selbst bei einer niedrigen Temperatur von 600
bis 700°C.
Wenn der Oxid-Ionenleiter der vorliegenden Erfindung
als Elektrolyt einer Festkörper-Brennstoffzelle (SOFC) ver
wendet wird, wird die spezielle Zusammensetzung geeignet ent
sprechend der Betriebstemperatur der SOFC ausgewählt. Z.B.
ist es, wenn ein Co-Betrieb unter Verwendung der Energie
erzeugung durch einen Turbinengenerator, der Abgas verwendet,
durchgeführt wird, erforderlich, daß die Betriebstemperatur
in der Höhe von ungefähr 1000°C liegt. Für solche Zwecke wird
der Elektrolyt bevorzugt durch ein 5-Elemente-Verbindungsoxid
gebildet, worin Co oder Fe, insbesondere Co als B2-Atom ver
wendet wird, da ein solches Oxid eine hohe Oxid-Ionenleit
fähigkeit bei hohen Temperaturen besitzt. Wenn die Betriebs
temperatur jedoch niedriger ist, z. B. etwa 800°C, kann auch
ein 5-Elemente-Verbindungsoxid, das Ni als B2-Atom verwendet,
eingesetzt werden. Ein 5-Elemente-Verbindungsoxid, das Cu als
B2-Atom einsetzt, kann ebenfalls verwendet werden, wenn die
Temperatur so niedrig wie 600°C oder darunter liegt.
Der Energiegewinnungs-Wirkungsgrad der SOFC verringert
sich nicht signifikant, selbst wenn die Betriebstemperatur so
niedrig ist wie 600 bis 700°C, vorausgesetzt, daß die
Energieerzeugung unter Verwendung von Dampf oder Abgasen für
die Energiegewinnung oder sonst wie emmitierte Wärme effektiv
als Quelle der thermischen Energie verwendet wird. Solche
verringerten Betriebstemperaturen erlauben die Verwendung von
Materialien auf Eisenbasis, wie rostfreier Stahl als
Konstruktionsmaterial der SOFC. Die Verwendung eines solchen
auf Eisen basierenden Materials verringert deutlich die Ma
terialkosten verglichen mit dem Fall, bei dem Betriebs
temperaturen in der Höhe von ungefähr 1000°C erforderlich
sind, was die Verwendung von teuren Ni-Cr-Legierungen oder
Keramikmaterialien erfordert. Es war unmöglich ein SOFC her
zustellen, die bei solch niedrigen Temperaturen arbeitet,
unter Verwendung von YSZ. Entsprechend der vorliegenden Er
findung wird es jedoch möglich eine Anzahl von SOFC-Klassen
herzustellen, die mit verschiedenen Anforderungen oder Umge
bungen der Verwendung im Einklang stehen, einschließlich von
SOFCs, die bei relativ niedrigen Temperaturen betrieben wer
den können und SOFCs, die bei vergleichsweise hohen
Temperaturen betrieben werden können.
Insbesondere stellt der Oxid-Ionenleiter, der aus dem
5-Elemente-Verbindungsoxid, das durch die allgemeine Formel
(2) dargestellt wird, einen Elektrolyt für eine SOFC bereit,
der zufriedenstellend bei beliebigen Temperaturen innerhalb
eines weiten Temperaturbereichs, von vergleichsweise
niedrigen Temperaturen von 600 bis 700°C bis zu vergleichs
weise hohen Betriebstemperaturen von ungefähr 1000°C
arbeitet. Daher können, wenn dieser Typ eines Oxid-Ionen
leiter als Elektrolyt-Material ausgewählt wird, eine Anzahl
von SOFC-Klassen erhalten werden, die sich an einen weiten
Bereich der Betriebstemperaturen anpassen, ohne daß sie die
Verwendung anderer Leiter-Typen als Elektrolyt-Materialien
erfordern.
Wie zuvor beschrieben, besitzt das 5-Elemente-Verbin
dungsoxid der vorliegenden Erfindung eine sehr hohe
Oxid-Ionenleitfähigkeit verglichen mit YSZ. Der Elektrolyt-Film
aus diesem Material kann daher eine große Dicke von ungefähr
0,5 mm aufweisen, der durch Sintertechnik erhältlich ist.
Folglich werden die mechanische Festigkeit ebenso wie die
Beständigkeit deutlich verbessert. Zusätzlich kann durch
Einbau eines solchen Elektrolyten in eine SOFC eine höhere
Ausgangsleistungsdichte erreicht werden, als bei SOFCs, die
YSZ-Elektrolyt-Filme anwenden.
Es besteht keine Beschränkung hinsichtlich des Elek
troden-Typs einer SOFC, die einen Elektrolyten verwendet, der
aus den 5-Elemente-Verbindungsoxiden der vorliegenden Erfin
dung hergestellt wurde. Z.B. kann die Luftelektrode gebildet
werden aus Sm0,5-0,7Sr0,5-0,3CoO3, während die Brennstoff-Elektrode
aus Ni als Metall gebildet werden kann. Diese
Zellstruktur sorgt insbesondere bei niedrigen Temperaturen
für eine höhere Leistung. Z.B. wird selbst bei vergleichs
weise niedrigen Temperaturen von 800°C eine hohe Ausgangs
leistungsdichte von 1,5 W/cm2 erhalten. Die Ausgangsleis
tungsdichte ist noch immer groß genug, um den praktischen
Anforderungen zu genügen, selbst wenn die Temperatur weiter
auf 600°C verringert wird. Man erwartet daher, daß durch die
vorliegende Erfindung eine Feststoff-Oxid-Brennstoffzelle
erhalten werden kann, die fähig ist, bei niedrigen Temperatu
ren von 600°C oder darunter betrieben werden kann, die nach
dem Stand der Technik nicht zugänglich ist. Um die Elektro
denüberspannung zu verringern, kann die Brennstoff-Elektrode
durch ein Cermet-Material wie Ni-CeO2 gebildet werden.
Beim gegenwärtigen Entwicklungsstand besitzt die YSZ
die häufigste Anwendung bei Sauerstoffsensoren, die derzeit
eine große Anwendung bei der Steuerung des Kraftstoff-Luft-Verhältnisses
von Automotoren, der Steuerung verschiedener
industrieller Prozesse usw. finden. Dieser Typ des Sauer
stoffsensors wird auch als "Feststoff-Elektrolyt-Sauerstoff
sensor" bezeichnet und mißt die Sauerstoffkonzentration,
basierend auf dem Prinzip der Sauerstoff-Konzentrationszelle.
Wenn sich eine Differenz im Sauerstoffpartialdruck entlang
des Oxid-Ionenleiters entwickelt, tritt eine elektrochemische
bzw. elektromotorische Kraft als Ergebnis der Diffusion der
Oxid-Ionen in das Material unter Bildung einer
Sauerstoff-Konzentrationszelle auf. Es ist daher möglich, den Sauer
stoffpartialdruck durch Abtasten der elektromotorischen Kraft
zwischen Elektroden, die auf beiden Seiten des Oxid-Ionen
leiters angebracht sind, zu messen. Der Festkörper-Elek
trolyt-Sauerstoffsensor kann nicht nur in der Messung des
Sauerstoffgases, sondern auch für das Abtasten anderer Gase,
die Sauerstoff enthalten, wie SOx, NOx usw. verwendet werden.
Ein Sauerstoffsensor aus YSZ ist vergleichsweise
preiswert, zeigt jedoch unerwünscht eine Verringerung der
Leitfähigkeit bei niedrigen Temperaturen. Somit kann dieser
Typ des Sauerstoffsensors nur bei vergleichsweise hohen Tem
peraturen von nicht weniger als 600°C angewendet werden.
Somit ist dieser Festkörper-Elektrolyt-Sauerstoffsensor in
seiner Verwendung eingeschränkt. Im Gegensatz dazu kann der
5-Elemente-Oxid-Ionenleiter, der durch die vorliegenden Er
finder vorgeschlagen wurde (einschließlich derjenigen, die
die Bedingungen y ≧ 0,025 und z ≦ 0,15 in der Formel (1)
erfüllen, ebenso wie diejenigen, die durch die allgemeine
Formel (2) dargestellt werden), bei denen die Oxid-Ionen
leitfähigkeit überwiegt, und die eine höhere Oxid-Ionen
leitfähigkeit als YSZ zeigen, daher geeignet als Material von
Gassensoren, insbesondere Sauerstoffsensoren verwendet
werden. Die Gassensoren unter Verwendung dieses Materials
können selbst bei niedrigen Temperaturen von 600°C oder
darunter zufriedenstellend angewendet werden.
Der 5-Elemente-Oxid-Ionenleiter, der durch die vor
liegende Erfindung vorgeschlagen wird (einschließlich der
jenigen, die die Bedingungen y ≧ 0,025 und z ≦ 0,15 in der
Formel (1) erfüllen, ebenso wie diejenigen, die durch die
allgemeine Formel (2) dargestellt werden), bei denen die
Oxid-Ionenleitfähigkeit überwiegt, kann auch als Sauerstoff-Scheidemembran
einer elektrochemischen Sauerstoffpumpe ver
wendet werden. Wenn eine elektrische Potentialdifferenz ent
lang einer Scheidemembran aus einem Sauerstoff-Ionen-Leiter
vorliegt, fließt ein elektrischer Strom entlang der Membran
infolge der Bewegung der Oxid-Ionen, so daß sich Sauerstoff
in einer Richtung von der einen zur anderen Seite der Membran
bewegt. Dies ist das Prinzip einer Sauerstoffpumpe. Z.B.
wird, wenn Luft auf der einen Seite der Membran bereitge
stellt wird, Luft, die mit Sauerstoff angereichert ist, auf
der anderen Seite der Membran erhalten. Somit wird die Mem
bran als Sauerstoff-Scheidemembran verwendet.
Diese Sauerstoff-Scheidemembranen werden z. B. bei
Militär-Flugzeugen und -Hubschraubern verwendet, für den
Zweck der Bildung von Sauerstoff-angereicherter Luft aus
Umgebungsluft, die eine niedrige Sauerstoff-Konzentration
aufweist, und man erwartet, daß sie auch als Sauerstoffquelle
anstelle von Sauerstoffzylindern für medizinische Zwecke
Anwendung finden.
Die 5/4-Elemente-Perovskit-Oxid-Ionenleiter (z < 0,15)
der vorliegenden Erfindung, die eine gemischte Elektronen-
Ionen-Leitfähigkeit zeigen, d. h., deren Ionen-Übergangszahl
0,7 oder weniger beträgt, können als Ionisierungs-Katalysator
wirken, der Sauerstoff Elektronen verleiht. Dieses Material
zeigt sowohl eine hohe auf Elektronen basierende Leitfähig
keit, die erforderlich ist, damit das Material als Elektrizi
tätskollektor arbeitet und eine hohe Oxid-Ionenleitfähigkeit,
die erforderlich ist, damit das Material als Oxid-Ionenleiter
für die Injektion von Oxid-Ionen in einen Elektrolyten
arbeitet. Dieses Material kann daher geeignet als Material
von Luft-Elektroden der zuvor beschriebenen SOFC dienen. Es
ist bevorzugt, daß mindestens ein Teil der Luft-Elektrode aus
diesem Material besteht.
Insbesondere wenn der Elektrolyt einer SOFC durch
einen 5-Elemente-Oxid-Ionenleiter im engeren Sinne der vor
liegenden Erfindung (einschließlich derjenigen, die die
Bedingungen y ≧ 0,025 und z ≦ 0,15, insbesondere z ≦ 0,10 in
der Formel (1) erfüllen, ebenso wie diejenigen, die durch die
allgemeine Formel (2) dargestellt werden), worin die
Oxid-Ionenleitfähigkeit überwiegt, gebildet wird, ist es bevor
zugt, daß die Luft-Elektrode der SOFC aus einem der
5/4-Elemente-Materialien der Erfindung hergestellt wird, die eine
gemischte Elektronen-Ionen-Leitfähigkeit zeigen (einschließ
lich derjenigen, die die Bedingung z < 0,15 in der Formel (1)
erfüllen und worin der Wert "y" = 0 sein kann), da eine
solche Kombination des Elektrolyten und der Luft-Elektrode
dazu dient, die Leistung der SOFC dadurch zu verbessern, daß
sowohl der Elektrolyt als auch die Luft-Elektrode der SOFC
aus ähnlichen Materialien hergestellt sind.
Um dies in diesem Zusammenhang detaillierter zu erläu
tern, wird darauf hingewiesen, daß die konventionellen SOFCs
verschiedene Materialien als Bestandteile der Elektrolyten
und der Luft-Elektroden verwenden. Z.B. verwenden bekannte
SOFC einen Elektrolyt hergestellt aus YSZ und eine Luft-
Elektrode, die durch La(Sr)CoO3 gebildet werden. Im mikros
kopischen Maßstab auf Atomniveau bildet sich dazwischen eine
sehr dünne Grenzflächenschicht, worin die Materialien des
Elektrolyten und der Elektrode co-existieren, wodurch die
resultierende Grenzflächenspannung einen Spannungsabfall
verursacht, der die Ausgangsleistung vermindert. Wenn sowohl
der Elektrolyt als auch die Luft-Elektrode aus ähnlichen
Materialien hergestellt werden, wird die Bildung einer Zwi
schenschicht unterdrückt, so daß Widerstand, der eine Ver
ringerung der Ausgangsleistung verursachen würde reduziert
wird. Die Verwendung verschiedener Arten von Materialien für
den Elektrolyt und die Luft-Elektrode bringt ein weiteres
Problem mit sich, nämlich, einen Anstieg in der thermischen
Spannung infolge des Unterschieds zwischen den thermischen
Ausdehnungskoeffizienten während des Erwärmens und/oder Ab
kühlens. Eine solche thermische Spannung kann ebenfalls re
duziert werden, wenn der gleiche Materialtyp sowohl für den
Elektrolyt als auch die Luft-Elektrode verwendet wird.
Der Widerstand entlang der Grenzflächenschicht ebenso
wie die thermische Spannung kann weiter reduziert werden,
wenn ein oder zwei Zwischenschichten mit Zusammensetzungen,
die zwischen denjenigen des Elektrolyten und der Luft-Elek
trode liegen, dazwischen angeordnet werden, so daß sich die
Zusammensetzung schrittweise und im wesentlichen kontinu
ierlich von der des Elektrolyten zu derjenigen der
Luft-Elektrode verändert.
Wie zuvor beschrieben, kann die Brennstoff-Elektrode
aus verschiedenen Materialarten bestehen, die konventionell
verwendet werden. Gemäß der vorliegenden Erfindung wird die
Brennstoff-Elektrode jedoch bevorzugt aus einem Material her
gestellt, das sich zusammensetzt aus (1) Ni und (2) einer
Verbindung, die durch die allgemeine Formel Ce1-mCmO2 (C ist
ein, zwei oder mehrere, die aus der Gruppe ausgewählt werden,
die aus Sm, Gd, Y und Ca besteht, und "m" ist 0,05 bis 0,4).
Das Verhältnis von (1) zu (2) zwischen Ni und der Verbindung
liegt bevorzugt im Bereich von 95 : 5 bis 20 : 80, ausge
drückt als Volumenverhältnis. Bevorzugter beträgt der Wert
"m" von 0,1 bis 0,3, und das Volumenverhältnis (1) : (2)
liegt im Bereich zwischen 90 : 10 und 40 : 60.
Es besteht keine besondere Beschränkung im Hinblick
auf die Struktur der SOFC. Die SOFC kann zylindrisch oder
planar sein. Die planare SOFC kann eine stapelartige oder
monolithische Struktur aufweisen. In jedem Fall besitzt die
Basiszellstruktur drei Schichten, die sich aus der
Luft-Elektrode, der Brennstoff-Elektrode und dem Elektrolyten, der
in Form eines Sandwiches dazwischen angeordnet ist, zusammen
setzen. Somit steht der Elektrolyt auf der einen Seiten mit
der Luft-Elektrode und auf der anderen Seite mit der Brenn
stoff-Elektrode in Kontakt. Die Elektrolytschicht muß für
Gase undurchlässig sein, während die Luft-Elektrode und die
Brennstoff-Elektrode porös sind und folglich gasdurchlässig
sind. Im Falle einer zylindrischen SOFC werden das Brenn
stoffgas z. B. Wasserstoff und Luft (oder Sauerstoff) separat
in das Innere und das Äußere einer Mehrzahl von zylindrischen
Zellen, die miteinander durch Verbindungsstücke, die auf den
äußeren Oberflächen davon bereitgestellt sind, verbunden
sind, gefördert. Im Falle der planaren SOFC werden das Brenn
stoffgas und die Luft mit Hilfe von im allgemeinen planaren
Zwischenstücken, die Verbindungen bereitstellen, durch die
das Brennstoffgas und die Luft separat gefördert werden,
gefördert. Die Stapel-SOFC kann gebildet werden durch alter
nierendes Stapeln der Dreischicht-Basiszellstrukturen und der
planaren Zwischenverbindungen.
Eine der Reaktionen, die die Geschwindigkeit der Elek
tronenreaktion in einer SOFC steuert, ist die Ionisierung des
Sauerstoffs, die in der Luft-Elektrode auftritt und die durch
die folgende Formel ausgedrückt wird:
1/2 O2 + 2e⁻ → O2-
Diese Reaktion findet an der Dreiphasen-Grenzfläche
von Luft, der Luft-Elektrode und dem Elektrolyt statt. Eine
größere Fläche der Dreiphasen-Grenzfläche sorgt somit für
eine höhere Größenordnung der Reaktion. Aus diesem Grund
wurde versucht, gerippte Dreischicht-Basiszellstrukturen
anstelle der planaren Dreischicht-Basiszellstrukturen zu
verwenden.
In einer bevorzugten Form der Erfindung wird die
Zellkonfiguration verwendet, bei der wie in Fig. 8 gezeigt,
Konvexitäten und Konkavitäten auf beiden Oberflächen des
Elektrolytes gebildet sind, und Materialpartikel der
Luft-Elektrode und der Brennstoff-Elektrode auf den konvexen und
konkaven Oberflächen der Elektrode abgeschieden sind. Bei
einer solchen Zellstruktur können die Konvex- und
Konkav-Oberflächenanteile des Elektrolyten porös sein, obwohl der
Kernteil des Elektrolyten für Gase undurchlässig sein muß.
Bevorzugt wird der Konvex- und Konkav-Oberflächenanteil her
gestellt aus einem Material, das eine gemische Elektronen-
Ionen-Leitfähigkeit besitzt, obwohl der Oberflächenanteil aus
dem gleichen Material wie der Elektrolyt hergestellt sein
kann, d. h., einem Oxid-Ionenleiter im engeren Sinne. Z.B.
kann der Konvex- und Konkav-Oberflächenanteil, der im Kontakt
zur Luft-Elektrode steht, aus einem Material der Erfindung
gebildet sein, das eine gemischte Elektronen-Ionen-Leit
fähigkeit (z < 0,15) aufweist. In einem solchen Fall werden
die auf dem Konvex- und Konkav-Oberflächenanteil abgeschie
denen einzelnen Partikel bevorzugt aus einem Material her
gestellt, bei dem die auf Elektronen basierende Leitfähigkeit
überwiegt, d. h. einem konventionellen
Luft-Elektronen-Material.
Die beschriebene Struktur der SOFC kann erhalten
werden durch ein Verfahren, das die folgenden Schritte
aufweist: Auftragen von Partikeln eines gemischten
Oxid-Ionen-Leitungsmaterials auf der Oberfläche des Elektrolyten
durch Erwärmen, Abscheiden feiner Partikel eines auf Elek
tronen basierenden Leitungsmaterials auf den Oberflächen, die
die aufgebrachten Partikel tragen und Wärmebehandlung der
Oberflächen. Alternativ kann eine ähnliche Struktur einfach
aufgebaut werden durch Abscheidung einer Mischung der Par
tikel eines gemischten Oxid-Ionen-Leitungsmaterials und der
Partikel eines auf Elektronen-Leitung basierenden Materials
in einem vorgegebenen Mischungsverhältnis, gefolgt von der
Wärmebehandlung.
Konventionell werden auf Elektronen-Leitungen basie
rende Materialien, bei denen die Leitfähigkeit durch Elek
tronen überwiegt, die eine niedrige Ionen-Übergangszahl be
sitzen, wie La(Sr)CoO3, La(Sr)MnO3 oder ähnliche als Mate
rialien von Luft-Elektroden verwendet. Bei diesem Material-Typ
ist es unmöglich Oxid-Ionen in den Elektrolyt durch das
Material der Luft-Elektrode zu injizieren, obwohl Sauerstoff
in der Luft ausreichend in Oxid-Ionen ionisiert wird. Daher
wird bei konventionellen SOFCs der Konvex- und Konkav-Ober
flächenanteil des Elektrolyten, der neben der Luft-Elektrode
liegt, wie in Fig. 8 gezeigt, durch das Elektrolyt-Material
gebildet, und das Luft-Elektrode-Material wird in Form von
Partikeln auf diesem Konvex- und Konkav-Oberflächenanteil
abgeschieden. In einen solchen Fall findet die Ionisierung
des Sauerstoffs nur an der Grenzfläche der drei Phasen von
Elektrolyt-Schicht, Luft-Elektroden-Partikel und Luft statt,
d. h. nur eindimensional in dem Kreisumfang, in dem die ultra
feinen Partikel der Luft-Elektrode in Kontakt mit der Elek
trolyt-Schicht stehen, wie in Fig. 9A gezeigt. Folglich ist
die Polarisierung der Luft-Elektrode erhöht, wodurch die Aus
gangsleistung der SOFC verringert ist. Zusätzlich muß die
Elektrolyt-Schicht in Kontakt mit Luft gehalten werden, um
die Oxid-Ionen einzufangen, so daß es der Luft-Elektrode
nicht erlaubt ist, die Elektrolyt-Schicht vollständig zu
bedecken. Folglich ist die Abscheidungsmenge der Partikel be
schränkt. Dadurch wird die elektrische Verbindung zu den
äußeren Anschlüssen, die auf der auf Elektronen basierende
Leitfähigkeit der Luft-Elektrode beruht, instabil. Um eine
ausreichend stabile elektrische Verbindung zu erhalten, ist
alternativ eine Verbindungsstruktur eines leitfähigen Mate
rials, das reich an Poren oder Luftfließwegen ist, erforder
lich, um die Partikel des Luft-Elektroden-Material zu ver
brücken. In einem solchen Fall können die Hohlräume jedoch
eine Behinderung des Durchtritts des Gases verursachen.
Im Gegensatz dazu zeigt das Luft-Elektrode-Material
der vorliegenden Erfindung eine gemischte Oxid-Ionenleit
fähigkeit und folglich ist es selbst in der Lage den Sauer
stoff in der Luft zu Oxid-Ionen zu ionisieren. Es ist daher
möglich eine Struktur zu verwenden, bei der Konvex- und
Konkav-Oberflächenanteil der Luft-Elektroden-Seite (siehe
Fig. 8) aus diesem Luft-Elektrode-Material gebildet wird, das
die gemischte Oxid-Ionenleitfähigkeit besitzt, und bei der
die abgeschiedenen Partikel aus konventionellen Luft-Elektro
den-Materialien gebildet sind. In einer solchen Struktur
findet die Ionisierung des Sauerstoffs, wie in Fig. 9B
gezeigt, an der Grenzfläche zwischen zwei Phasen statt, d. h.
dem Konvex- und Konkav-Oberflächenanteil des gemischten
Leitungsmaterials und der Luft, d. h. an der zweidimensionalen
Fläche, die durch die gesamte äußere Oberfläche dieses
Materials dargestellt wird. Folglich ist der Ionisierungs
wirkungsgrad deutlich erhöht, und eine Polarisierung der
Luft-Elektrode wird verhindert, wodurch die Ausgangsleistung
des SOFC vergrößert wird. Die Oxid-Ionen, die als Ergebnis
der Ionisierung gebildet werden, fließen in den Elektrolyt
durch das Luft-Elektroden-Material mittels der Oxid-Ionen
leitfähigkeit, die durch das gemischte Leitungs-Luft-Elek
troden-Material bereitgestellt wird. Das gemischte Leitungs-
Luft-Elektroden-Material, das die Konvex- und Konkav-Ober
fläche bildet, ist auch fähig, eine Leitung durch Elektronen
zu erlauben und kann daher einen elektrischen Strom zu den
äußeren Elektroden liefern. Um diese Wirkung zu unterstützen,
werden Partikel eines auf Elektronen basierenden Leitungs-Materials
auf dem Konvex- und Konkav-Oberflächenanteil des
Elektrolyten, neben der Luft-Elektrode abgeschieden.
Wie zuvor erläutert, wird die Brennstoff-Elektrode be
vorzugt aus einem Material gebildet, das sich aus Ni und
einem Cer-Oxid-Typ-Material (Ce1-mCmO2) zusammensetzt. Auch
in diesem Fall bildet das Cer-Oxid-Typ-Material, bei dem es
sich um einen gemischten Oxid-Ionenleiter handelt, den
Konvex- und Konkav-Oberflächenanteil des Elektrolyten der
Brennstoff-Elektroden-Seite, und die darauf abgeschiedenen
Partikel bestehen aus Ni, bei dem es sich um einen Leiter auf
der Basis von Elektroden handelt. Durch diese Anordnung fin
det eine Förderung der Oxid-Ionen zum H2 in dem zweidimen
sionalen Bereich statt, wie im Falle der Luft-Elektrode, so
daß der Wirkungsgrad der H2O-Bildungsreaktion deutlich ver
bessert wird.
Der Oxid-Ionenleiter (z < 0,15) der vorliegenden Er
findung, der eine gemischte Elektronen-Ionen-Leitfähigkeit
zeigt, kann auch als Gasscheidungsmembran verwendet werden,
die Gase unter Verwendung des Unterschieds in der Gaskonzen
tration trennt. Die Gasscheidemembran erfordert keine externe
Bereitstellung einer elektrischen Potentialdifferenz entlang
der Membran. Die Antriebskraft für die Trennung leitet sich
nämlich von dem Unterschied der Sauerstoffkonzentration zwi
schen den Gasen auf beiden Seiten der Membran ab. Wenn eine
solche Sauerstoffkonzentrations-Differenz existiert, bewegen
sich die Oxid-Ionen von dem Gas mit der höheren Sauerstoff
konzentration zu dem Gas mit der niedrigen Sauerstoffkonzen
tration. Die Elektronen werden erzeugt, die sich in der
Gegenrichtung bewegen, um die Bewegung der Oxid-Ionen zu
kompensieren. Somit ist ein Material erforderlich, das in
einem gewissen Ausmaß eine auf Elektronen basierende
Leitfähigkeit besitzen muß, ebenso wie eine Oxid-Ionenleit
fähigkeit, damit die erwartete Funktion ausgeübt wird. Mit
anderen Worten muß eine Gasscheidemembran ein gemischter
Elektronen-Ionen-Leiter sein.
Diese Gasscheidemembran kann nicht nur für die Tren
nung von Sauerstoff, sondern auch für andere Zwecke, z. B. für
die Zersetzung von Wasser und NOx verwendet werden. Im Falle
von Wasser entwickelt sich, wenn die Zersetzung in Oxid-Ionen
und Wasserstoff auf der Membran stattfindet, ein Unterschied
in der Oxid-Ionen-Konzentration entlang der Membran. Dieser
Unterschied in der Oxid-Ionen-Konzentration dient dann als
Aktivierungsenergie, um einen Fluß von Oxid-Ionen zu erzeu
gen, während Wasserstoff auf der Oberfläche der Membran zu
rückbleibt. Es ist somit möglich, Wasserstoff aus Wasser zu
erzeugen. Ähnlich wird NOx unschädlich gemacht durch Zerset
zung in Stickstoff und Sauerstoff mit Hilfe der Gasscheide
membran.
Der Oxid-Ionenleiter der Erfindung findet weiterhin
ausgedehnte Verwendung in elektrochemischen Reaktoren,
Sauerstoff-Isotopen-Scheidemembran usw.
Pulver wurden hergestellt aus La2O3, SrCO3, Ga2O3, MgO
und ein oder mehr Übergangsmetall-Oxiden, ausgewählt aus CoO,
Fe2O3, Ni2O3, CuO und MnO2. Diese Pulver wurden vermischt, um
eine Zusammensetzung zu ergeben, die durch
La0,8Sr0,2Ga0,8Mg0,1M0,1O3 dargestellt wird ("M" ist das
Übergangsmetall). Nach ausreichendem Mischen wurde die
Mischung bei 1000°C für 6 Stunden vorbehandelt. Die wärmevor
behandelte Mischung wurde dann zerkleinert und in Scheiben
von 0,5 mm Dicke und 15 mm Durchmesser druckgeformt mit Hilfe
einer isostatischen Presse, und die so gebildeten Scheiben
wurden bei 1500°C für 6 Stunden durch Wärmebehandlung ge
sintert. Die kristallinen Strukturen der gesinterten Scheiben
wurden mit Hilfe der Röntgenbeugung untersucht und es be
stätigte sich die Perovskit-Struktur.
Die elektrische Leitfähigkeit der gesinterten Körper
wurde wie folgt untersucht. Rechteckige parallelflächige
Teststücke wurden aus den scheibenförmigen gesinterten
Körpern herausgeschnitten. Nach Anwendung einer Platinpaste
als Elektroden wurden Platindrähte mit jedem Teststück ver
bunden, gefolgt durch eine Wärmebehandlung bei Temperaturen,
die in einem Bereich von 950 bis 1200°C für eine Zeit von 10
bis 60 Minuten variierte. Dann wurde jedes Teststück in einer
Ausrüstung untersucht, die fähig war, beliebige gewünschte
Sauerstoff-Partialdrücke und Temperaturen bereit zustellen,
durch Messung des elektrischen Widerstands entsprechend der
Gleichstrom-4-Pol- oder Weohselstrom-2-Pol-Meßmethoden. Der
Sauerstoff-Partialdruck wurde variiert unter Verwendung
gemischter Gase von O2-N2, CO-CO2 und H2-H2O.
Die Ergebnisse der Messungen sind in den Fig. 2 und
10 gezeigt. Genauer zeigt die Fig. 2 die elektrische Leit
fähigkeit (Arrhenius-Darstellung der Leitfähigkeit), die be
obachtet wird, durch Variieren der Temperatur unter fixiertem
Sauerstoff-Partialdruck von 10-5 atm, während Fig. 10 die
elektrische Leitfähigkeit zeigt, die beobachtet wird unter
variierendem Sauerstoff-Partialdruck bei einer konstanten
Temperatur von 950°C. Wie zuvor erläutert erkennt man aus
Fig. 2, daß, wenn das Übergangsmetall Co, Fe, Ni oder Cu ist,
die Leitfähigkeit deutlich mindestens bei niedrigen Tempera
turen durch Substitution eines Teils des Mg verbessert ist.
Fig. 10 zeigt, daß die Leitfähigkeit, abhängig von dem
Sauerstoff-Partialdruck variiert, wenn das Übergangsmetall
Ni, Cu oder Mn ist, aber im wesentlichen konstant gehalten
wird bei hohen Niveaus, unabhängig von der Änderung des
Sauerstoff-Partialdruckes, wenn das Übergangsmetall Co oder
Fe ist.
Fig. 5 zeigt die Ergebnisse der Messung der Ionen-Übergangszahl
bei einer Verbindung, die Co als Über
gangsmetall verwendet, zusammen mit der elektrischen Leit
fähigkeit. Die Messung der Ionen-Übergangszahl wurde wie
folgt durchgeführt: Der Sauerstoff-Partialdruck auf beiden
Seiten der Probe wurde auf unterschiedliche bekannte Niveaus
eingestellt unter Verwendung einer Unterteilung, so daß sich
eine Sauerstoffkonzentrations-Zelle bildete, und die elek
tromotorische Kraft dieser Sauerstoffkonzentrations-Zelle
wurde gemessen. Zur selben Zeit wurde die theoretische elek
tromotorisohe Kraft unter den gleichen Bedingungen, basierend
auf der Nernst-Gleichung bestimmt. Dann wurde die Ionen-Übergangszahl
bestimmt als das Verhältnis aus der gemessenen
elektromotorischen Kraft und der theoretischen elektromotori
schen Kraft. Man fand Tendenzen, die ähnlich den in Fig. 5
gezeigten Tendenzen waren, auch mit Übergangsmetallen, die
von Co verschieden waren, und die elektrische Leitfähigkeit
stieg an, während die Ionen-Übergangszahl abnahm, wenn das
Verhältnis des Übergangsmetalls zu Mg erhöht wurde. Es ist
jedoch ersichtlich, daß der Anstieg der elektrischen Leit
fähigkeit logarithmisch ist, und folglich in ihrem absoluten
Wert sehr viel größer ist, als die Reduktion der Ionen-Über
gangszahl. Daher ist der absolute Wert der Oxid-Ionenleit
fähigkeit erhöht, ungeachtet der Verringerung der Ionen-Über
gangszahl.
Teststücke eines Oxid-Ionenleiters wurden aus einem
gesinterten Körper von La0,8Sr0,2Ga0,8Mg0,115Co0,085O3 in der
gleichen Weise wie in Beispiel 1 hergestellt und der Messung
der elektrischen Leitfähigkeit bei variierenden Temperaturen
bei einem fixierten Sauerstoff-Partialdruck von 10-5 atm
unterworfen. Die Ergebnisse der Messung (Arrhenius-Dar
stellung der Leitfähigkeit) sind in Fig. 11 gezeigt.
Teststücke eines Oxid-Ionenleiter wurden aus einem
gesinterten Körper von La1-xSrxGa0,8Mg0,115Co0,085O3 (x = 0,1,
0,15, 0,2, 0,25 oder 0,3) in der gleichen Weise wie in Bei
spiel 1 und wurden der Messung der elektrischen Leitfähigkeit
bei variierenden Temperaturen unter einem fixierten Sauer
stoff-Partialdruck oder bei einer fixierten Temperatur unter
variierendem Sauerstoff-Partialdruck unterworfen. Fig. 3
zeigt die Beziehung zwischen dem Wert "x" und der elektri
schen Leitfähigkeit, die bei 950°C beobachtet wird. Die
Arrhenius-Darstellung der Leitfähigkeit (Sauerstoff-Partial
druck 10-5 atm) und der Sauerstoff-Partialdruck-Abhängigkeit
der elektrischen Leitfähigkeit (bei 950°C) sind in den
Fig. 12A bzw. 12B gezeigt. Es ist ersichtlich, daß die
Sauerstoff-Partialdruck-Abhängigkeit der Leitfähigkeit
entsprechend der "x"-Werte variiert.
Teststücke eines Oxid-Ionenleiters wurden aus einem
gesinterten Körper von La0,8Sr0,2Ga1-y-zMgyCozO3 hergestellt
in der gleichen Weise wie in Beispiel 1 und wurden der
Messung der elektrischen Leitfähigkeit bei variierenden
Temperaturen unterworfen. Die Arrhenius-Darstellung der
Leitfähigkeit (Sauerstoff-Partialdruck 10-5 atm) ist in Fig.
4C gezeigt. Fig. 4A zeigt die Beziehung zwischen dem Wert (y
+ z) und der elektrischen Leitfähigkeit bei 950°C, während
Fig. 4B die Beziehung zwischen der Ionen-Übergangszahl und
der elektrischen Leitfähigkeit zeigt.
Teststücke eines Oxid-Ionenleiters wurden aus einem
gesinterten Körper von Ln0,9A0,1Ga0,8B10,1Co0,1O3 in der
gleichen Weise wie in Beispiel 1 hergestellt, während die
Metallatome von Ln, A und B1 variiert wurden, und der Messung
der elektrischen Leitfähigkeit unterworfen. Die
Leitfähigkeitswerte (σ/S cm-1) unter einem Sauerstoff-
Partialdruck von 10-5 atm und bei einer Temperatur von 950°C
waren wie folgt:
(1) Ln0,9Sr0,1Ga0,8Mg0,1Co0,1O3:
Ln = La: 0,53
Ln = Pr: 0,49
Ln = Nd: 0,36
Ln = Ce: 0,08
Ln = Sm: 0,05
Ln = Pr: 0,49
Ln = Nd: 0,36
Ln = Ce: 0,08
Ln = Sm: 0,05
(2) La0,9A0,1Ga0,8Mg0,1Co0,1O3:
A = Sr: 0,53
A = Ca: 0,24
A = Ba: 0,22
A = Ca: 0,24
A = Ba: 0,22
(3) La0,9Sr0,1Ga0,8B10,1Co0,1O3:
B1 = Al: 0,12
B1 = Mg: 0,53
B1 = In: 0,23.
B1 = Mg: 0,53
B1 = In: 0,23.
Teststücke des Oxid-Ionenleiters wurden hergestellt
aus einem gesinterten Körper von La0,8Sr0,2Ga0,8Mg0,2-zFezO3 (z
= 0∼0.2) in der gleichen Weise wie in Beispiel 1 und der
Röntgenbeugung zur Untersuchung der Kristallstruktur unter
worfen. Als Ergebnis bestätigte sich, daß diese Teststücke
die Perovskit-Kristallstruktur aufwiesen.
Fig. 6 zeigt die Ergebnisse der Messung der elek
trischen Leitfähigkeit, die der Oxid-Ionenleiter dieses
Beispiels bei 950°C unter einem Sauerstoff-Partialdruck von
10-5 atm aufwies. Aus dieser Abbildung ist ersichtlich, daß
besonders hohe Niveaus der elektrischen Leitfähigkeit
erhalten werden, wenn der "z"-Wert in einem Bereich von 0,01
bis 0,15 liegt. Die Abhängigkeiten der elektrischen Leit
fähigkeit von der Temperatur und vom Sauerstoff-Partialdruck
der oben erwähnten Zusammensetzung, die beobachtet werden,
während der "z"-Wert 0,03 ist, sind in den Fig. 7A bzw. 7B
gezeigt. Es ist ersichtlich, daß diese Oxid-Ionenleiter hohe
Niveaus der elektrischen Leitfähigkeit und der Ionen-Über
gangszahl über einen weiten Temperaturbereich und Sauerstoff-
Partialdruck-Bereich aufweisen.
Wie aus der obigen Beschreibung der vorliegenden Er
findung hervorgeht wird ein Oxid-Ionenleiter bereitgestellt,
der eine Oxid-Ionenleitfähigkeit besitzt, die höher als die
jenige der stabilisierten Zirkonerde, die der typische kon
ventionelle Oxid-Ionenleiter ist. Außerdem ist die
Oxid-Ionenleitfähigkeit, die der Oxid-Ionenleiter der Erfindung
zeigt, auch höher als diejenige des 4-Elemente-Verbindungs
oxid, das gebildet wird durch Dotierung der A-Plätze und der
B-Plätze mit Nicht-Übergangsmetallen allein und das eine
höhere Oxid-Ionenleitfähigkeit als stabilisierte Zirkonerde
zeigt. Weiterhin erlaubt der Oxid-Ionenleiter der Erfindung
die freie Steuerung des Verhältnisses zwischen der Leitfähig
keit, die durch Oxid-Ionen bereitgestellt wird und der Leit
fähigkeit, die durch Elektronen bereitgestellt wird, d. h. der
Ionen-Übergangszahl. Somit ist das Material der vorliegenden
Erfindung nicht nur als Material geeignet für die Verwendung
als Oxid-Ionenleiter im engeren Sinne, bei dem die
Ionen-Übergangszahl in der Höhe von 0,9 oder höher liegt, sondern
auch als Material, das effektiv als gemischter Elektronen-
Ionen-Leiter verwendet werden kann.
Der Oxid-Ionenleiter der Erfindung mit einer hohen
Ionen-Übergangszahl kann bei niedrigeren Temperaturen als die
Betriebstemperaturen der stabilisierten Zirkonerde arbeiten
und zeigt hohe Niveaus der Oxid-Ionenleitfähigkeit über den
gesamten Bereich des Sauerstoff-Partialdruckes ausgehend von
einer reinen Sauerstoffatmosphäre bishin zur Wasserstoff
atmosphäre. Dieser Leiter kann daher geeignet als Material
für den Elektrolyt einer Festkörper-Oxid-Brennstoffzelle, als
Gassensor wie Sauerstoffsensor, als Sauerstoffscheidemembran
oder als elektrochemische Sauerstoffpumpe usw. arbeiten und
man erwartet, daß er ausgezeichnete Ergebnisse in diesen Pro
dukten gegenüber denjenigen liefert, die aus konventionellen
Materialien hergestellt werden. Insbesondere ist der
Oxid-Ionenleiter, der durch die Formel (2) dargestellt wird, be
sonders vorteilhaft, da er hohe Niveaus der Oxid-Ionenleit
fähigkeit über weite Temperaturbereiche und Sauerstoff-
Partialdruck-Bereiche von der reinen Sauerstoffatmosphäre
bishin zur im wesentlichen reinen Sauerstoffatmosphäre zeigt.
Der gemischte Elektronen-Ionen-Leiter, der auch unter
den Umfang des Oxid-Ionenleiters der Erfindung fällt, und der
eine gemischte Elektronen-Ionen-Leitfähigkeit zeigt, kann
zweckmäßig als Material einer Luft-Elektrode, einer Fest
körper-Oxid-Brennstoffzelle oder einer Gasscheidemembran ver
wendet werden, die auf Unterschieden in Gaskonzentrationen
basiert. Die Festkörper-Oxid-Brennstoffzelle kann mit diesem
gemischten Elektronen-Ionen-Leiter als Luft-Elektrode und dem
oben erwähnten Oxid-Ionenleiter im engeren Sinne, der eine
hohe Ionen-Übergangszahl aufweist, als Elektrolyt gebildet
werden. Eine solche Festkörper-Oxid-Brennstoffzelle kann eine
hohe Ausgangsleistung erzeugen, da der elektrische Wider
stand, der sich an den Grenzflächen bildet, reduziert wird.
Fig. 1 ist eine Darstellung, die die elektrische Leit
fähigkeit eines typischen konventionellen Oxid-Ionenleiters
zeigt und diejenige eines 4-Elemente-Verbindungsoxids mit
einer Perovskit-Kristallstruktur, dargestellt durch
La0,8Sr0,2Ga0,8Mg0,2O3.
Fig. 2 ist eine Darstellung, die die elektrische
Leitfähigkeit eines 5-Elemente-Verbindungsoxids, die durch
Substitution eines Teils des Mg in dem 4-Elemente-Perovskit-Oxid-Ionenleiter
der Fig. 4 durch Übergangsmetalle erhalten
wird, im Vergleich mit der Leitfähigkeit, die das
4-Elemente-Perovskit-Verbindungsoxid zeigt.
Fig. 3 ist eine Darstellung, die die Beziehung zwi
schen der elektrischen Leitfähigkeit und dem Atomverhältnis
"x" der A-Atome als Dotierungsmittel für die A-Plätze in
einem Oxid-Ionenleiter eines 5-Elemente-Verbindungsoxids
entsprechend der vorliegenden Erfindung zeigt.
Fig. 4A ist eine Darstellung, die die Beziehung zwi
schen der elektrischen Leitfähigkeit und dem Gesamtatomver
hältnis (y + z) (y : z = 11.5 : 8.5) von B1- und B2-Atomen
als Dotierungsmittel für die B-Plätze in einem Oxid-Ionen
leiter eines 5-Element-Verbindungsoxids der vorliegenden
Erfindung zeigt.
Fig. 4B ist eine Darstellung, die die Beziehung zwi
schen der Ionen-Übergangszahl und dem (y + z)-Wert in dem
gleichen Oxid-Ionenleiter wie dem in Fig. 4A diskutierten
Leiter zeigt.
Fig. 4C ist eine Darstellung, die die Beziehung zwi
schen der elektrischen Leitfähigkeit und der Temperatur, die
der Oxid-Ionenleiter des 5-Elemente-Verbindungsoxids mit
verschiedenen Gesamtatomverhältnissen (y + z) zeigt.
Fig. 5 ist eine Darstellung, die die Abhängigkeiten
der elektrischen Leitfähigkeit und der Ionen-Übergangszahl
vom Atomverhältnis "z" der B2-Atome als Übergangsmetallatome,
die Teil des Dotierungsmittels für die B-Plätze eines Oxid-
Ionenleiters eines 5/4-Elemente-Verbindungsoxids entsprechend
der vorliegenden Erfindung sind, zeigt.
Fig. 6 ist eine Darstellung, die die elektrische Leit
fähigkeit (950°C), Sauerstoff-Partialdruck 10-5 atm) eines
Verbindungsoxids, dargestellt durch La0,8Sr0.2Ga0,8Mg0,2-zFezO3
als Ausführungsform des Oxid-Ionenleiters der vorliegenden
Erfindung für variierende Werte "z" zeigt.
Fig. 7A zeigt die Abhängigkeit von der Temperatur des
Oxid-Ionenleiters der Erfindung, dargestellt durch
La0,8Sr0.2Ga0,8Mg0,2-zFezO3 bei einem Sauerstoff-Partialdruck
von 10-5 atm.
Fig. 7B zeigt die Abhängigkeit des Sauerstoff-Partialdruckes
eines Oxid-Ionenleiters der Erfindung,
dargestellt durch La0,8Sr0.2Ga0,8Mg0,2-zFezO3 bei einer
Temperatur von 950°C.
Fig. 8 ist eine schematische Querschnittsansicht einer
Festkörper-Oxid-Brennstoffzelle mit Konvex- und Konkav-Ober
flächenanteilen.
Fig. 9 ist die Darstellung einer Grenzfläche zwischen
einer Elektrolyt-Schicht und einer Luft-Elektrode in der in
Fig. 8 gezeigten Zellstruktur.
Fig. 10 ist eine Darstellung, die die Abhängigkeit des
Sauerstoff-Partialdruckes von der elektrischen Leitfähigkeit
zeigt.
Claims (18)
1. Oxid-Ionenleiter, der die durch die folgende Formel
ausgedrückte Zusammensetzung besitzt:
Ln1-xAxGa1-y-zB1yB2zO3
worin
Ln ein, zwei oder mehrere Elemente ist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus La, Ce, Pr, Nd und Sm besteht;
A ein, zwei oder mehrere Elemente ist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Sr, Ca und Ba besteht;
B1 ein, zwei oder mehrere Elemente ist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Mg, Al und In besteht; und
B2 ein, zwei oder mehrere Elemente ist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Co, Fe, Ni und Cu besteht;
und worin die folgenden Bedingungen erfüllt sind:
x ist 0,05 bis 0,3;
y ist 0 bis 0,29;
z ist 0,01 bis 0,3; und
y + z ist von 0,025 bis 0,3.
Ln1-xAxGa1-y-zB1yB2zO3
worin
Ln ein, zwei oder mehrere Elemente ist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus La, Ce, Pr, Nd und Sm besteht;
A ein, zwei oder mehrere Elemente ist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Sr, Ca und Ba besteht;
B1 ein, zwei oder mehrere Elemente ist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Mg, Al und In besteht; und
B2 ein, zwei oder mehrere Elemente ist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Co, Fe, Ni und Cu besteht;
und worin die folgenden Bedingungen erfüllt sind:
x ist 0,05 bis 0,3;
y ist 0 bis 0,29;
z ist 0,01 bis 0,3; und
y + z ist von 0,025 bis 0,3.
2. Oxid-Ionenleiter nach Anspruch 1, worin die folgenden
Bedingungen erfüllt sind, um eine hohe spezifische
elektrische Oxidionen-Leitfähigkeit bereitzustellen:
y ≧ 0,025 und z ≦ 0,15.
y ≧ 0,025 und z ≦ 0,15.
3. Oxid-Ionenleiter nach Anspruch 1, worin die folgende
Bedingung erfüllt ist, um eine hohe spezifische
elektrische gemischte Elektronen-Ionen-Leitfähigkeit
zu erreichen:
z < 0,15.
z < 0,15.
4. Oxid-Ionenleiter nach Anspruch 1, worin: Ln ist La
und/oder Nd, A ist Sr, B1 ist Mg, B2 ist Co, x ist von
0,10 bis 0,25, y ist von 0 bis 0,17, z ist von 0,02
bis 0,15 und y + z ist von 0,01 bis 0,25.
5. Oxid-Ionenleiter nach Anspruch 2, worin: Ln ist La, A
ist Sr, B1 ist Mg, B2 ist Fe, x ist von 0,1 bis 0,3, y
ist von 0,025 bis 0,29, z ist von 0,01 bis 0,15 und y
+ z ist von 0,035 bis 0,3.
6. Oxid-Ionenleiter nach Anspruch 5, worin x von 0,15 bis
0,25 ist, y von 0,09 bis 0,24 ist, z von 0,01 bis 0,05
ist und y + z von 0,10 bis 0,25 ist.
7. Festkörper-Oxid-Brennstoffzelle, die einen Elektrolyt
umfaßt, der den Oxid-Ionenleiter nach den Ansprüchen
2, 4, 5 oder 6 enthält.
8. Festkörper-Oxid-Brennstoffzelle, die eine Luftelek
trode umfaßt, die den Oxid-Ionenleiter nach Anspruch 3
enthält.
9. Festkörper-Oxid-Brennstoffzelle, die umfaßt: ein
Elektrolyt, der den Oxid-Ionenleiter nach Anspruch 2,
4, 5 oder 6 enthält, und eine Luftelektrode, die den
Oxid-Ionenleiter nach Anspruch 3 enthält.
10. Festkörper-Oxid-Brennstoffzelle nach irgend einem der
Ansprüche 7 bis 9, die weiter umfaßt: eine Brennstoff
elektrode, die eine Zusammensetzung aus (1) Ni und (2)
einer Verbindung, die die Zusammensetzung aufweist,
die durch die folgende allgemeine Formel ausgedrückt
wird:
Ce1-mCmO2
worin C ein, zwei oder mehrere Elemente ist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Sm, Gd, Y und Ca besteht, und m ein Wert von 0,05 bis 0,4 ist.
Ce1-mCmO2
worin C ein, zwei oder mehrere Elemente ist, die aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Sm, Gd, Y und Ca besteht, und m ein Wert von 0,05 bis 0,4 ist.
11. Gassensor, der den Oxid-Ionenleiter nach den
Ansprüchen 2, 4, 5 oder 6 umfaßt.
12. Sauerstoff-Scheidemembran für eine elektrochemische
Sauerstoffpumpe, die den Oxid-Ionenleiter nach den
Ansprüchen 2, 4, 5 oder 6 umfaßt.
13. Gas-Scheidemembran, die den Oxid-Ionenleiter nach
Anspruch 3 umfaßt.
14. Verwendung des Oxid-Ionenleiters nach den Ansprüchen
2, 4, 5 oder 6 als Material eines Elektrolyten einer
Festkörper-Oxid-Brennstoffzelle.
15. Verwendung des Oxid-Ionenleiters nach Anspruch 3
als Material einer Luftelektrode einer Festkörper-
Oxid-Brennstoffzelle.
16. Verwendung des Oxid-Ionenleiters nach den Ansprüchen
2, 4, 5 oder 6 zur Herstellung eines Gassensors.
17. Verwendung des Oxid-Ionenleiters nach den Ansprüchen 2,
4, 5 oder 6 zur Herstellung einer Sauerstoff-Scheide
membran für eine elektrochemische Sauerstoffpumpe.
18. Verwendung des Oxid-Ionenleiters nach Anspruch 3 zur
Herstellung einer Gas-Scheidemembran.
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Publication Number | Publication Date |
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US (2) | US6844098B1 (de) |
DE (1) | DE19839382B4 (de) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6319429B1 (en) * | 1997-10-08 | 2001-11-20 | Daimlerchrysler Ag | Oxygen sensitive resistance material |
EP1183092A1 (de) * | 1999-04-06 | 2002-03-06 | Eltron Research, Inc. | Reaktormaterialien aus katalytischen membranen zur abtrennung von sauerstoff aus luft |
EP1482584A1 (de) * | 2002-03-04 | 2004-12-01 | Mitsubishi Materials Corporation | Elektrode für eine brennstoffzelle des festoxidtyps und brennstoffzelle des festoxidtyps |
US6872331B2 (en) * | 2000-03-15 | 2005-03-29 | Mitsubishi Materials Corporation | Oxide ion conductor, manufacturing method therefor, and fuel cell using the same |
US7153412B2 (en) | 2001-12-28 | 2006-12-26 | Kabushiki Kaisha Toyota Chuo Kenkyusho | Electrodes, electrochemical elements, gas sensors, and gas measurement methods |
RU2788361C1 (ru) * | 2022-03-03 | 2023-01-17 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки "Институт высокотемпературной электрохимии Уральского отделения Российской академии наук" (ИВТЭ УрО РАН) | Твердооксидный электролитный материал с протонной проводимостью на основе индата бария-лантана |
Families Citing this family (16)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6521202B1 (en) * | 1999-06-28 | 2003-02-18 | University Of Chicago | Oxygen ion conducting materials |
JP4158966B2 (ja) * | 2001-09-28 | 2008-10-01 | 日本碍子株式会社 | 複合酸化物、酸化物イオン伝導体、酸化物イオン伝導膜および電気化学セル |
EP1452507B1 (de) * | 2001-11-09 | 2008-08-06 | Noritake Co., Limited | Sauerstoffionenleitendes keramikmaterial und verwendung davon |
JP4132863B2 (ja) * | 2002-02-18 | 2008-08-13 | 株式会社ノリタケカンパニーリミテド | 酸素イオン伝導体成形用原料粉体及びその製造方法 |
WO2004016922A2 (en) * | 2002-08-14 | 2004-02-26 | Atmospheric Sensors, Llc | Exhaust gas oxygen sensor |
WO2005045962A1 (ja) * | 2003-11-10 | 2005-05-19 | Mitsubishi Materials Corporation | 固体電解質型燃料電池用発電セル |
GB2411043B (en) * | 2004-02-10 | 2007-09-19 | Ceres Power Ltd | A method and apparatus for operating an intermediate-temperature solid-oxide fuel cell stack |
GB0416311D0 (en) * | 2004-07-21 | 2004-08-25 | Imp College Innovations Ltd | Gas sensor |
US7641997B2 (en) * | 2004-09-23 | 2010-01-05 | Ut-Battelle Llc | Design and synthesis of guest-host nanostructures to enhance ionic conductivity across nanocomposite membranes |
KR100777685B1 (ko) | 2006-06-29 | 2007-11-29 | 한국에너지기술연구원 | 고체산화물연료전지용 페로프스카이트 구조 고체 전해질 및이를 포함하는 연료전지 |
DE102007014760A1 (de) * | 2007-03-28 | 2008-10-02 | Robert Bosch Gmbh | Vorrichutng und Verfahren zur Erzeugung elektrischer Energie |
JP6194698B2 (ja) | 2012-09-14 | 2017-09-13 | Toto株式会社 | 固体酸化物形燃料電池セル及びその製造方法 |
JP5553187B2 (ja) | 2012-09-14 | 2014-07-16 | Toto株式会社 | 固体酸化物形燃料電池セル及びその製造方法 |
JP6156778B2 (ja) | 2012-09-28 | 2017-07-05 | Toto株式会社 | 固体酸化物形燃料電池セル |
JP6332610B2 (ja) | 2013-03-28 | 2018-05-30 | Toto株式会社 | 固体酸化物形燃料電池セル及びその製造方法 |
EP2835171A1 (de) * | 2013-08-08 | 2015-02-11 | Technical University of Denmark | Verfahren und System zur Abgasreinigung mit einer elektrochemischen Zelle |
Family Cites Families (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4594297A (en) * | 1983-12-29 | 1986-06-10 | Uop Inc. | Fuel cell using novel electrolyte membrane |
US5143801A (en) * | 1990-10-22 | 1992-09-01 | Battelle Memorial Institute | Solid oxide fuel cells, and air electrode and electrical interconnection materials therefor |
DE4406276B4 (de) * | 1993-02-26 | 2007-10-11 | Kyocera Corp. | Elektrisch leitendes Keramikmaterial |
US5569633A (en) * | 1994-01-12 | 1996-10-29 | Air Products And Chemicals, Inc. | Ion transport membranes with catalyzed dense layer |
US5905000A (en) * | 1996-09-03 | 1999-05-18 | Nanomaterials Research Corporation | Nanostructured ion conducting solid electrolytes |
DE19839202B4 (de) | 1997-08-29 | 2009-09-10 | Mitsubishi Materials Corp. | Leitfähige Substanz aus Mischoxidionen und deren Verwendung |
-
1998
- 1998-08-31 DE DE19839382A patent/DE19839382B4/de not_active Expired - Fee Related
- 1998-08-31 US US09/144,217 patent/US6844098B1/en not_active Expired - Lifetime
-
2000
- 2000-11-27 US US09/721,640 patent/US6586127B1/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6319429B1 (en) * | 1997-10-08 | 2001-11-20 | Daimlerchrysler Ag | Oxygen sensitive resistance material |
EP1183092A1 (de) * | 1999-04-06 | 2002-03-06 | Eltron Research, Inc. | Reaktormaterialien aus katalytischen membranen zur abtrennung von sauerstoff aus luft |
EP1183092A4 (de) * | 1999-04-06 | 2004-11-03 | Eltron Research Inc | Reaktormaterialien aus katalytischen membranen zur abtrennung von sauerstoff aus luft |
US6872331B2 (en) * | 2000-03-15 | 2005-03-29 | Mitsubishi Materials Corporation | Oxide ion conductor, manufacturing method therefor, and fuel cell using the same |
US7153412B2 (en) | 2001-12-28 | 2006-12-26 | Kabushiki Kaisha Toyota Chuo Kenkyusho | Electrodes, electrochemical elements, gas sensors, and gas measurement methods |
DE10261299B4 (de) * | 2001-12-28 | 2013-10-24 | Kabushiki Kaisha Toyota Chuo Kenkyusho | Elektroden, elektrochemische Elemente, Gassensoren und Gasmessverfahren |
EP1482584A1 (de) * | 2002-03-04 | 2004-12-01 | Mitsubishi Materials Corporation | Elektrode für eine brennstoffzelle des festoxidtyps und brennstoffzelle des festoxidtyps |
EP1482584A4 (de) * | 2002-03-04 | 2007-10-10 | Mitsubishi Materials Corp | Elektrode für eine brennstoffzelle des festoxidtyps und brennstoffzelle des festoxidtyps |
RU2788361C1 (ru) * | 2022-03-03 | 2023-01-17 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки "Институт высокотемпературной электрохимии Уральского отделения Российской академии наук" (ИВТЭ УрО РАН) | Твердооксидный электролитный материал с протонной проводимостью на основе индата бария-лантана |
RU2800229C1 (ru) * | 2023-01-12 | 2023-07-19 | Федеральное государственное бюджетное учреждение науки Институт высокотемпературной электрохимии Уральского отделения Российской академии наук (ИВТЭ УрО РАН) | Твердооксидный электролитный материал с протонной проводимостью на основе празеодим-замещенного индата бария-лантана |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
DE19839382B4 (de) | 2012-04-19 |
US6844098B1 (en) | 2005-01-18 |
US6586127B1 (en) | 2003-07-01 |
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