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Hintergrund
der Erfindung
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Die
vorliegende Erfindung betrifft eine neue Wasserstoffspeicherlegierung
für die
Verwendung in einer Vorrichtung zum Speichern und Transportieren
von Wasserstoff und in Sekundärbatterien
mit Hydriden und auch ein Verfahren für die Herstellung davon.
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Wasserstoffspeicherlegierungen
sind Materialien für
das reversible Absorbieren und Desorbieren einer großen Menge
an Wasserstoff, und es waren binäre
intermetallische Verbindungen und Mischkristallegierungen der V-Reihe
bekannt, welche den AB5-Typ, wie LaNi5, den AB2-Typ, wie
ZrMn2, den AB-Typ, wie TiFe, und den A2B-Typ, wie Ti2Ni,
umfassen. Da Wasserstoff in der Form des Atoms (H) in die Zwischenräume im Kristallgitter
solcher Wasserstoffspeicherlegierungen unter Ausbildung von Metallhydrid
in einem instabilen Bindungszustand eindringt, können die Legierungen Wasserstoff
wiederholt unter einer relativ milden Bedingung in Bezug auf die
Temperatur und den Wasserstoffdruck absorbieren und desorbieren.
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Weiterhin
können
die wasserstoffabsorbierenden Eigenschaften der Legierungen durch
Ersetzen wenigstens eines Teils der Elemente A und/oder B gegen
andere Elemente verändert
werden. Zum Beispiel werden in Legierungen der LaNi5-Reihen,
die praktische Anwendung finden, wie als Wasserstoffspeichermedien oder
Nickel-Metallhydrid-Batterien, metallographische Strukturen und
Wasserstoffspeichereigenschaften gesteuert, um bestimmte Anforderungen
in bestimmten Anwendungen zu erfüllen,
indem man La gegen ein Mischmetall (Mm), welches ein Gemisch aus
Seltenerdelementen ist, an den A-Stellen und einen Teil von Ni gegen
Co, Al, Mn etc. an den B-Stellen ersetzt, wobei man es zu mehrfachen
Komponenten macht.
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Jedoch
ist in den angewandten Wasserstoffspeicherlegierungen die wiederaufladbare
Wasserstoffspeicherkapazität
nur etwa H/M = 1 im Atomverhältnis
zwischen Wasserstoff (H) und Metall (M) gering, d. h. 1 bis 2% im
Gewichtsverhältnis.
Solch eine geringe wiederaufladbare Wasserstoffspeicherkapazität pro Gewichtseinheit
stellt einen signifikanten Nachteil als Wasserstoffspeichermedium
dar.
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Mg2Ni war als eine leichtgewichtige Wasserstoffspeicherlegierung
bekannt. Die Legierung ist gegenüber
der oben genannten Wasserstoffspeicherlegierung dahingehend besser,
daß die
Wasserstoffspeicherkapazität
bis zu 3,6 Massen-% hoch ist. Jedoch ist eine hohe Temperatur erforderlich,
um die Mg2Ni-Legierungen zum Desorbieren
von Wasserstoff zu bringen, da ihr Wasserstoffdissoziationsdruck
1 Atm bei etwa 250°C
beträgt.
Dies liegt daran, daß stark
basisches Mg dazu neigt, leicht Elektronen unter Erhalt von Anionen
(H–)
abzugeben und ein Hydrid in einem festen Bindungszustand auszubilden.
Daher ändert
sich der Wasserstoffdissoziationsdruck kaum, auch wenn Mg und/oder
Ni teilweise gegen andere Elemente ersetzt werden, was anders ist
als bei Legierungen der LaNi5-Reihen, in
welchen Wasserstoff atomar als H absorbiert wird. Schließlich wurde
es als unmöglich
angesehen, die Wasserstoffdesorptionstemperatur der Legierungen
der Mg2Ni-Reihen erheblich zu erniedrigen.
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Zusätzlich zu
Mg2Ni gibt es mehrere binäre Legierungen,
die aus leichtgewichtigem Mg oder Ca als einem Hauptbestandteil
bestehen und die Hydride bilden. Jedoch wechselt jede der oben genannten
Legierungen in einen amorphen Zustand oder zerfällt disproportional in ein
stabiles Hydrid, wie MgH2 oder CaH2. Zum Beispiel, wie es in der Abhandlung
(Journal of Alloys and Compounds, Band 253–254 (1997), S. 313) berichtet
wird, absorbiert LaMg2 Wasserstoff unter
Ausbildung von LaMg2H7,
welches eine sehr große
Wasserstoffspeicherkapazität
in den Laves-Phase-Legierungen
von H/M ≥ 2
im Atomverhältnis,
d. h. etwa 3,5% im Gewichtsverhältnis,
zeigt. Jedoch zerfällt
dieses während
des Wasserstoffdesorptionsprozesses zu La und MgH2,
d. h. Wasserstoffabsorption und -desorption laufen nicht reversibel
ab.
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Legierungshydride
befinden sich im allgemeinen in einem metastabilen Zustand. Dementsprechend wechseln
die Hydride der intermetallischen Verbindungen in einen amorphen
Zustand, um thermodynamisch stabiler zu sein, oder zerfallen disproportional
zu Hydriden von elementaren Metallen, während Wasserstoffabsorption
und -desorption bei einer hohen Temperatur ablaufen. LaNi5 ist besonders, weil es Wasserstoff reversibel
nahe Raumtemperatur absorbiert und desorbiert, und Mg2Ni
ist die einzige Legierung, die Wasserstoff bei einer hohen Temperatur
von 250°C
stabil absorbiert und desorbiert. Dementsprechend sind zwei Eigenschaften
erforderlich für
neue Wasserstoffspeicherlegierungen, die in der Zukunft zu entwickeln
sind: 1) Es findet beim Absorbieren oder Desorbieren von Wasserstoff
keine Denaturierung oder Zerfall statt, und 2) Wasserstoffdesorption
ist bei Raumtemperatur möglich,
mit anderen Worten, 1) hohe Stabilität gegen Hydrierung der Legierung
und 2) Instabilität
von gebildeten Hydriden.
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In
Legierungen, die eine hohe Desorptionstemperatur zeigen, nämlich niedrigen
Wasserstoffdissoziationsdruck, bilden Wasserstoffatome an speziellen
Zwischenräumen
in Kristallgittern starke Bindungen mit Metallatomen unter Ausbildung
eines stabilen Hydrids aus. Dementsprechend erniedrigt sich die
Wasserstoffdesorptionstemperatur nicht so stark durch die "Teilsubstitutionsmethode", bei der man einen
Teil der vorhandenen Atome gegen andere Atome ersetzt, nämlich durch
Ausbildung einer pseudobinären
Legierung, indem man sie lediglich so herstellt, daß sie mehrere
Bestandteile aufweist. Weiterhin, obwohl ein Verfahren zur Störung der
metallographischen Struktur durch eine mechanische Behandlung in
jüngeren
Jahren ebenfalls häufig versucht
wurde, ist dies im wesentlichen nicht wirksam, z. B. weil dies die
wiederaufladbare Wasserstoffspeicherkapazität erniedrigt. Dementsprechend
ist es zur Erhöhung
der Stabilität
gegen Hydrierung und Instabilität von
Hydriden notwendig, Bindungen zwischen Metallatomen zu festigen
und die chemische Bindungsstärke zwischen
Metall- und Wasserstoffatomen durch drastische Veränderung
der Zusammensetzung und der Kristallstruktur stark zu erniedrigen.
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Zusammenfassung der Erfindung
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In
Anbetracht des Standes der Technik und der Anforderungen, die in
der Zukunft gefordert werden, wie es oben erwähnt ist, ist es eine primäre Aufgabe
der vorliegenden Erfindung, neue Wasserstoffspeicherlegierungen
bereitzustellen, die eine große
Menge an wiederaufladbarer Wasserstoffspeicherkapazität pro Gewichtseinheit
haben und die bezüglich
der Reversibilität
von Was serstoffabsorption und -desorption überragend sind, durch Verbesserung
der Stabilität
eines Legierungshydrids, welches ein leichtes Metallelement als Hauptbestandteil
umfaßt,
und gleichzeitig durch Erhöhung
des Wasserstoffdissoziationsdrucks des Hydrids.
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Im
Hinblick auf den Stand der Technik und die Anforderungen, die in
der Zukunft gefordert werden, wie es oben beschrieben ist, haben
die Erfinder ernsthafte Untersuchungen an der metallographischen
und kristallographischen Struktur von Wasserstoffspeicherlegierungen
durchgeführt
und diese hinsichtlich ihrer Reaktivität mit Wasserstoff untersucht.
Als ein Ergebnis davon fanden sie, daß eine neue ternäre Legierung
mit einer spezifischen Phase eine ausgezeichnete Leistung als ein
Wasserstoffspeichermaterial liefert, um die vorliegende Erfindung
zu erreichen.
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Die
vorgenannte Aufgabe kann erfindungsgemäß gelöst werden durch eine ternäre Wasserstoffspeicherlegierung
vom AB2C2-Typ, welche
als Hauptbestandteil eine ABxCy-Phase
enthält,
worin A wenigstens eines aus einem Seltenerdelement und Ca umfaßt, B hauptsächlich Mg
umfaßt
und C wenigstens eines der Übergangselemente
Cu, Ni, Co, Fe, Cr, Mn, Ti, V und Zn umfaßt und wobei x und y Werte
in den Bereichen von 1,5 ≤ x ≤ 2,5 bzw.
1,5 ≤ y ≤ 3,5 darstellen.
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In
den ternären
AB2C2-Wasserstoffspeicherlegierungen
können
x und y für
ABxCy in der Kristallstruktur jeweils
2 sein, wobei A, B und C wie oben beschrieben sind.
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Wie
es oben angegeben ist, hat die ternäre Wasserstoffspeicherlegierung
der Erfindung eine Struktur, die drei Arten von Elementen enthält und ein
pseudoternäres
Kristallsystem umfaßt,
worin die Elemente teilweise oder vollständig gemäß der oben beschriebenen Definition
ersetzt sind.
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In
der ternären
AB2C2-Wasserstoffspeicherlegierung
kann das Element, welches jede der Phasen oder einen Teil davon
darstellt, durch jedes der unten definierten Elemente ersetzt sein.
Und zwar kann eine bevorzugte Ausführungsform der Erfindung die
AB2C2-Phase mit
einer hexagonalen Kristallstruktur umfassen, in welcher die A-Stelle
mit wenigstens einem aus einem Seltenerdelement und Ca besetzt ist,
die B-Stelle hauptsächlich
mit Mg besetzt ist und die C-Stelle mit wenigstens einem der Übergangselemente
Cu, Ni, Co, Fe, Cr, Mn, Ti, V und Zn besetzt ist.
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Eine
bevorzugte Ausführungsform
der Erfindung kann die AB2C2-Phase
mit einer tetragonalen Kristallstruktur vom ThCr2Si2-Typ umfassen, in welcher die Th-Stelle
mit wenigstens einem aus einem Seltenerdelement und Ca besetzt ist,
die Cr-Stelle hauptsächlich
mit Mg besetzt ist und die Si-Stelle mit wenigstens einem der Übergangselemente
Cu, Ni, Co, Fe, Cr, Mn, Ti, V und Zn besetzt ist.
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In
den oben beschriebenen AB2C2-Phasen
kann Mg an der B-Stelle teilweise durch Al und/oder Si ersetzt sein,
und das Übergangsmetallelement
kann an der C-Stelle durch Al und/oder Si ersetzt sein.
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Die
ternäre
Wasserstoffspeicherlegierung vom AB2C2-Typ kann durch Reaktionssintern eines Legierungsausgangsmaterials,
welches durch die Summenformel ABxCy repräsentiert
wird, bei einer Temperatur von 400–1000°C hergestellt werden, wobei
A wenigstens eines aus einem Seltenerdelement und Ca umfaßt, B hauptsächlich Mg
umfaßt
und C wenigstens eines der Übergangsmetallelemente
Cu, Ni, Co, Fe, Cr, Mn, Ti, V und Zn umfaßt und wobei x und y Werte
innerhalb der Bereiche 1,5 ≤ x ≤ 2,5 bzw.
1,5 ≤ y ≤ 3,5 darstellen.
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In
einer bevorzugten Ausführungsform
kann die ternäre
Wasserstoffspeicherlegierung vom AB2C2-Typ durch Kombination aus zwei oder drei
Arten von Bestandteilen A, B und C als ein Teil des Legierungsausgangsmaterials
hergestellt werden, wobei A wenigstens eines aus einem Seltenerdelement
und Ca umfaßt,
B hauptsächlich
Mg umfaßt
und C wenigstens eines der Übergangselemente
Cu, Ni, Co, Fe, Cr, Mn, Ti, V und Zn umfaßt.
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Weiterhin
liefert die Erfindung eine ternäre
Wasserstoffspeicherlegierung vom AB2C3-Typ, welche als Hauptbestandteil eine ABxCy-Phase enthält, worin
A wenigstens eines aus einem Seltenerdelement und Ca umfaßt, B hauptsächlich Mg
umfaßt
und C wenigstens eines der Übergangselemente
Cu, Ni, Co, Fe, Cr, Mn, Ti, V und Zn umfaßt und wobei x und y Werte
innerhalb der Bereiche von 1,5 ≤ x ≤ 2,5 bzw.
2,5 ≤ y ≤ 3,5 darstellen.
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In
der ternären
AB2C3-Wasserstoffspeicherlegierung
kann das Element, welches jede der Phasen oder einen Teil davon
darstellt, gegen jedes der unten definierten Elemente ersetzt sein.
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Und
zwar umfaßt
in einer bevorzugten Ausführungsform
der ternären
Wasserstoffspeicherlegierung vom AB2C3-Typ der vorliegenden Erfindung eine Zusammensetzung,
bei der die gesamte Legierung durch AB2C3 wiedergegeben ist, in welcher A wenigstens
eines aus einem Seltenerdelement und Ca umfaßt, B hauptsächlich Mg
umfaßt
und C wenigstens eines der Übergangsmetallelemente
Cu, Ni, Co, Fe, Cr, Mn, Ti, V und Zn umfaßt.
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Eine
bevorzugte Ausführungsform
der Erfindung kann die AB2C3-Phase
mit einer hexagonalen Kristallstruktur umfassen, in welcher die
A-Stelle mit wenigstens einem aus einem Seltenerdelement und Ca
besetzt ist, die B-Stelle hauptsächlich
mit Mg besetzt ist und die C-Stelle mit wenigstens einem der Übergangsmetallelemente
Cu, Ni, Co, Fe, Cr, Mn, Ti, V und Zn besetzt ist.
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In
den oben beschriebenen AB2C3-Phasen
kann Mg an der B-Stelle teilweise durch Al und/oder Si ersetzt sein,
und das Übergangsmetallelement
kann an der C-Stelle teilweise durch Al und/oder Si ersetzt sein.
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Die
ternäre
Wasserstoffspeicherlegierung vom AB2C3-Typ kann durch Reaktionssintern eines Legierungsausgangsmaterials,
das durch die Summenformel ABxCy repräsentiert
wird, bei einer Temperatur von 400–1000°C hergestellt werden, wobei
A wenigstens eines aus einem Seltenerdelement und Ca umfaßt, B hauptsächlich Mg
umfaßt
und C wenigstens eines der Übergangsmetallelemente
Cu, Ni, Co, Fe, Cr, Mn, Ti, V und Zn umfaßt und wobei x und y Werte
innerhalb der Bereiche 1,5 ≤ x ≤ 2,5 bzw.
2,5 ≤ y ≤ 3,5 darstellen.
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Das
oben beschriebene Herstellungsverfahren kann auch unter Verwendung
eines Verbundstoffes durchgeführt
werden, welcher vorher mit zwei oder drei Arten von Elementen A,
B und C als ein Teil des Legierungsausgangsmaterials gemischt wird,
wobei A wenigstens eines aus einem Seltenerdelement und Ca umfaßt, B hauptsächlich Mg
umfaßt
und C wenigstens eines der Übergangsmetallelemente
Cu, Ni, Co, Fe, Cr, Mn, Ti, V und Zn umfaßt.
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Kurze Beschreibung der
Figuren
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1 ist
ein Diagramm, welches die Wasserstoffdruck-Zusammensetzung-Isotherme
(Absorptionskurve) einer LaMg2Cu2-Legierung bei 250°C in Beispiel 1 zeigt;
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2 ist
ein Diagramm, welches eine Wasserstoffdruck-Zusammensetzung-Isotherme
(Desorptionskurve) einer LaMg2Cu2-Legierung bei 270°C in Beispiel 1 zeigt;
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3 ist
ein Diagramm, welches eine Wasserstoffdruck-Zusammensetzung-Isotherme
(Desorptionskurve) einer LaMg2Cu2-Legierung bei 190°C in Beispiel 1 zeigt;
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4 ist
ein Diagramm, welches Daten einer Differentialthermoanalyse (DTA)
aus Beispiel 2 zeigt;
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5 ist
ein Diagramm, welches eine Kristallstruktur von LaMg1,7Al0,3CuTi mit einer tetragonalen Struktur vom
ThCr2Si2-Typ aus
Beispiel 5 zeigt;
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6 ist
ein Diagramm, welches die Wasserstoffdruck-Zusammensetzung-Isotherme
einer LaMg1,7Al0,3CuTi-Legierung
bei 190°C
aus Beispiel 5 zeigt.
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Ausführliche Beschreibung der bevorzugten
Ausführungsformen
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Die
vorliegende Erfindung betrifft eine neue ternäre Wasserstoffspeicherlegierung
mit erhöhter
Stabilität
in der Hydrierung und wiederaufladbarer Wasserstoffspeicherfähigkeit
pro Gewichtseinheit, welche durch Ausbildung eines instabilen Hydrids
deutlich verbessert ist. Erfindungsgemäß wird diese neue Legierung
durch Hinzufügen
eines speziellen Übergangsmetallelements
zu einem Seltenerd-Mg oder den Legierungen des Ca-Mg-Systems, deren
Wasserstoffdesorptionstemperatur relativ hoch ist, während sie
grundsätzliche
hohe Wasserstoffspeicherfähigkeit
besitzt, und welche dazu neigt, ein stabiles Hydrid in dem Wasserstoffdesorptionsprozeß auszubilden,
bereitgestellt.
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Die
vorliegende Erfindung umfaßt
eine ternäre
Wasserstoffspeicherlegierung, die wenigstens drei Grundarten von
Metallelementen A, B und C umfaßt
und aus einer AB2C2-
und/oder AB2C3-Phase als ein Hauptbestandteil
besteht.
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Weiterhin
können
in der vorliegenden Erfindung quaternäre oder höhere Multikomponentenlegierungen
durch teilweisen Ersatz von wenigstens einem der Elemente A, B und
C in der oben genannten ternären Legierungszusammensetzung
ausgebildet werden. In diesem Fall ist es möglich, die Kristallstruktur
der Legierung zu verändern
und deren Wasserstoffspeichereigenschaften zu steuern.
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Das
Element A umfaßt
wenigstens ein Element, ausgewählt
unter Seltenerdelementen und Ca. Als die Seltenerdelemente sind
La, Ce, Pr, Nd, Sm und Gd vorzugsweise geeignet. Als das Element
A kann ein Mischmetall (Mm) als ein Gemisch von Seltenerdelementen
verwendet werden.
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Als
das Element B ist Mg wichtig. Die Gegenwart von Mg ist nicht nur
für die
Ausbildung der AB2C2- und/oder
AB2C3-Phase wichtig,
sondern auch für
die Erhöhung
der Wasserstoffspeicherfähigkeit.
Das Element B kann vollständig
von Mg dargestellt werden, oder ein Teil des Mg (ein Bereich von
weniger als 25%) kann durch wenigstens eines unter Al, Si und ähnliche
ersetzt sein. "Das
Element B umfaßt
hauptsächlich
Mg" umfaßt in dieser
Beschreibung sowohl die Fälle,
in denen das Element B vollständig
von Mg dargestellt wird, und einen Fall, bei dem Mg teilweise durch
ein anderes Element, wie es oben beschrieben ist, ersetzt ist.
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Das
Element C umfaßt
wenigstens eines der Übergangsmetallelemente
Cu, Ni, Co, Fe, Cr, Mn, Ti, V und Zn. Das Element C kann nur eines,
zwei oder mehrere dieser Elemente umfassen. Weiterhin kann das Element
C teilweise durch Al und/oder Si ersetzt sein. Bei dieser Ersetzung
kann die Art und die Menge an Substituenten in geeigneter Weise
gemäß den erforderlichen
Hydrierungseigenschaften ausgewählt
sein.
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In
der Erfindung haben die Legierungen, welche die AB2C2-Phase als den Hauptbestandteil umfassen, verschiedene
Zusammensetzungen und Kristallstrukturen durch geeignetes Kombinieren
jeder Gruppe von Elementen A, B und C, wie oben definiert ist.
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In
dem Wasserstoffspeicherlegierungsmaterial, welches die AB2C2-Phase als die
Hauptphase gemäß der Erfindung
umfaßt,
hat die Legierung vorzugsweise eine Gesamtzusammensetzung, die durch
ABxCy repräsentiert
wird, worin A wenigstens eines aus einem Seltenerdelement und Ca
umfaßt,
B hauptsächlich
Mg umfaßt
und C wenigstens eines der Übergangsmetallelementen
Cu, Ni, Co, Fe, Cr, Mn, Ti, V und Zn umfaßt und wobei x und y vorzugsweise
Werte in den Bereichen von 1,5 ≤ x ≤ 2,5 bzw.
1,5 ≤ y ≤ 3,5 darstellen.
Das Wasserstoffspeicherlegierungsmaterial, welches die AB2C2-Phase als die
Hauptphase umfaßt,
kann durch Auswählen
des Zusammensetzungsbereichs zuverlässiger ausgebildet werden.
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Die
Legierung, welche die AB2C3-Phase
als die Hauptphase in der Erfindung umfaßt, hat ebenfalls verschiedene
Zusammensetzungen und Kristallstrukturen durch geeignetes Kombinieren
jeder Gruppe von Elementen A, B und C, wie es oben definiert ist,
in der gleichen Art und Weise, wie die Legierung, welche die AB2C2-Phase als den
Hauptbestandteil umfaßt,
ausgenommen der Erhöhung
des Zugabeverhältnisses
(x in ABxCy) des
Elements C von 2 bis 3.
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In
dem Wasserstoffspeicherlegierungsmaterial, welches die AB2C3-Phase als die
Hauptphase gemäß der Erfindung
umfaßt,
ist es bevorzugt, daß die
Zusammensetzung für
die gesamte Legierung durch ABxCy repräsentiert
wird, worin A wenigstens eines aus einem Seltenerdelement und Ca
umfaßt,
B hauptsächlich
Mg umfaßt
und C wenigstens eines der Übergangsmetallelemente
Cu, Ni, Co, Fe, Cr, Mn, Ti, V und Zn umfaßt und wobei x und y Werte
in den Bereichen von 1,5 ≤ x ≤ 2,5 bzw.
2,5 ≤ y ≤ 3,5 darstellen.
Ein Wasserstoffspeicherlegierungsmaterial, welches die AB2C3-Phase als die Hauptphase
umfaßt,
kann durch Auswählen
des Zusammensetzungsbereichs zuverlässig ausgebildet werden.
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Die
Wasserstoffspeicherlegierung der Erfindung kann andere Phasen von
intermetallischen Verbindungen als die AB2C2- und/oder die AB2C3-Phase als die Hauptphase (die üblicherweise
mit 50% oder mehr enthalten ist) enthalten, soweit die gewünschten
Wirkungen gemäß der vorliegenden
Erfindung erreicht werden können.
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Während die
Wasserstoffspeicherlegierung gemäß der vorliegenden
Erfindung üblicherweise
eine hexagonale Kristallstruktur hat, können nicht nur die Kristallstruktur,
sondern auch die Gitterparameter in Abhängigkeit von der Art der am
Aufbau beteiligten Bestandteile und dem Ausmaß der Teilsubstitution gesteuert
werden. Während
die Kristallstruktur einer LaMg2Cu2-Legierung hexagonal ist, ändert sich
z. B. diejenige einer LaMg1,7Al0,3CuTi-Legierung,
in welcher die enthaltenen Elemente in großem Maße ersetzt sind, zu einem tetragonalen
ThCr2Si2-Typ. Eine
Veränderung
der Kristallstruktur und die Steuerung der Gitterparameter durch Teilsubstitution
sind für
die Erhöhung
der Stabilität
in der Hydrierung und/oder Verbesserung der Wasserstoffspeichereigenschaften
wirksam.
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In
der vorliegenden Erfindung kann auch ein Gemisch, in dem die Bestandteile
der Elemente A, B und C gemischt sind, als das Ausgangsmaterial
verwendet werden. Zum Beispiel kann, wenn eine LaMg2Cu2-Legierung der Erfindung hergestellt wird,
ein Gemisch aus pulverförmigen
Metallen von La, Mg und Cu als das Ausgangsmaterial verwendet werden.
Da die pulverförmigen
elementaren Metalle im allgemeinen leicht oxidiert werden und sie
nicht einfach als feine Pulver erhältlich sind, ist es manchmal
schwierig, durch Reaktionssintern auf einmal eine homogene Legierung
zu erhalten. In solch einem Fall ist es bevorzugt, eine gewünschte Legierung
durch mehrmaliges Wiederholen der Stufe des Sinterns (oder Schmelzens)
und Pulverisierens zu erhalten.
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Alternativ
kann in der Erfindung ein Legierungsgemisch, welches mehrere vorläufige Legierungspulver umfaßt, die
zwei oder mehrere der Elemente A, B bzw. C enthalten, als das Legierungsausgangsmaterial
verwendet werden. Zum Beispiel können,
entsprechend der Zusammensetzung des gewünschten Wasserstoffspeicherlegierungsmaterials,
zwei, drei oder mehr pulverförmige
Legierungen A-B, B-C, A-C, A-B-C und ähnliche in einem vorbestimmten
Verhältnis
gemischt und als das Legierungsausgangsmaterial verwendet werden.
Solche Legierungspulver sind vorteilhafter als pulverförmige Metalle,
weil sie ausgezeichnete Oxidationsbeständigkeit besitzen und einfach
als feine Pulver erhältlich
sind. Insbesondere ist es bevorzugt, die Legierungen, wie Seltenerdelement-Cu, Seltenerdelement-Ni,
Ca-Cu, Ca-Ni, Mg-Cu, Ca-Mg-Cu, Ca-Mg und Seltenerdelement-Mg, zu
verwenden. Solche Legierungen können
z. B. LaCu2, LaNi2,
CaNi2, MgNi2, Mg2Ni, MmNi2, CaCu2, CaMg2 und LaMg2 umfassen. Weiterhin können quaternäre oder
höhere
Mehrkomponentenlegierungen und Legierungen, die Verbundstoffphasen
umfassen, als das Legierungsausgangsmaterial verwendet werden.
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Die
Wasserstoffspeicherlegierung gemäß dieser
Erfindung kann manchmal nicht durch ein Schmelzverfahren hergestellt
werden. In solch einem Fall kann eine gewünschte Wasserstoffspeicherlegierung
auch zuverlässig
durch Reaktionssintern des Materials, welches eine ABxCy-Zusammensetzung,
wie sie oben beschrieben ist, umfaßt, hergestellt werden. Weiterhin
ist die Synthese von Einkristallen in verschiedenen Zusammensetzungen
möglich.
Das Ausgangsmaterial sollte vorzugsweise in einem pulverförmigen oder
körnigen
Zustand bereitgestellt werden. Ein Teilchen des Ausgangsmaterials
ist vorzugsweise fein, aber es ist aus einem praktischen Gesichtspunkt
erwünscht,
die mittlere Korngröße auf etwa
1–10 μm einzustellen.
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Die
Ausgangsmaterialien können
unter Verwendung einer bekannten Vorrichtung, wie einer Kugelmühle, gemischt
werden. Wenn wenigstens ein Teil eines atmosphärischen Gases beim Mischen
durch Wasserstoff ersetzt wird, weil Pulverisierung und Homogenisierung
der Ausgangsmaterialien einfach durchgeführt werden können, während eine
Oxidation unterdrückt
wird, kann eine gewünschte
Legierung durch ein Sinterverfahren bei einer niedrigeren Temperatur
und in einer kürzeren
Zeit erhalten werden.
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Die
Temperatur bei dem Reaktionssintern kann in Abhängigkeit von der Legierungszusammensetzung in
geeigneter Weise ausgewählt
werden und beträgt üblicherweise
etwa 400–1000°C und vorzugsweise
etwa 450–750°C. Sintern
wird üblicherweise
in einer Inertgasatmosphäre
(He und Ar oder N2) oder unter Vakuum durchgeführt. Weiterhin
kann, wenn Wasserstoff in der Sinteratmosphäre vorhanden ist, zuvor hydrierte
Legierung direkt hergestellt werden.
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Nach
dem Reaktionssintern kann das gesinterte Produkt, wenn es erforderlich
ist, pulverisiert und erneut gesintert werden, wie es oben beschrieben
ist. Das Sinterpulverisierungsverfahren kann zwei- oder mehrmals
in Abhängigkeit
von der Zusammensetzung der verwendeten Legierung wiederholt werden.
Eine Pulverisierung nach dem Sintern kann auch unter Verwendung
einer bekannten Vorrichtung, wie einer Kugelmühle, durchgeführt werden.
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Weiterhin
kann nach dem Sintern ein Tempern durchgeführt werden, wenn es erforderlich
ist. Die Tempertemperatur kann z. B. in der Abhängigkeit von der Legierungszusammensetzung
in geeigneter Weise eingestellt werden.
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Durch
eine geeignete Kombination von Elementspezies A und B, die ein stabiles
Hydrid bilden, und einer Elementspezies C, die nicht einfach das
Hydrid bildet, können
die Legierungen vom AB2C2-
und AB2C3-Typ der
Erfindung eine Verbesserung in oder in Bezug auf entweder die Stabilität in der
Hydrierung der Legierung oder der Bildung von instabilem Hydrid
erfahren.
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Da
die ternären
Legierungen vom AB2C2-
und AB2C3-Typ der
Erfindung relativ leichtgewichtiges Element Mg oder Ca und ein 3d-Übergangsmetallelement
enthalten, kann dies eine Wirkung hinsichtlich einer Erhöhung der
Wasserstoffspeicherkapazität
pro Gewichtseinheit liefern.
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Da
die Zwischengitterstellen, die mit dem Element an der A- und der
B-Stelle besetzt sind, teilweise durch andere Elementarbestandteile
ersetzt sein können,
können
die Wasserstoffspeichereigenschaften darüber hinaus wahlweise verändert und
eine Wasserstoffspeicherlegierung entsprechend der beabsichtigten Verwendung
hergestellt werden. Das heißt,
daß durch
Einbringen eines Übergangsmetallelements
in das Kristallgitter, welches Mg, Seltenerdelement oder Ca enthält, die
für die
Ausbildung eines Hydrids verantwortlich sind, eine Elektronenabgabe
von Mg auf Wasserstoff verlangsamt wird, und eine Wirkung der Erhöhung der Stabilität der Legierung
kann erzielt werden. Infolgedessen können bessere Wasserstoffspeichereigenschaften
erreicht werden, die der Reversibilität der Wasserstoffabsorption
und -desorption zuzuschreiben sind.
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Die
ternären
Wasserstoffspeicherlegierungen vom AB2C2- und AB2C3-Typ der Erfindung sind als ein Wasserstoffspeichermedium
in einem festen oder transportierbaren Wasserstoffspeichergefäß und einem Wasserstofftreibstofftank
in einem Wasserstoffautomobil oder in einem von einer Brennstoffzelle
angetriebenen elektrischen Automobil geeignet.
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Nun
werden Merkmale der Erfindung unter Bezugnahme auf Beispiele deutlicher
gemacht werden. Die Herstellung von Legierungsproben in den Beispielen
und die Analyse der Kristallstruktur und die Messung der Hydrierungs-Dehydrierungseigenschaften
wurden wie folgt durchgeführt.
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(1) Herstellung einer
Legierungsprobe
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Nach
homogenem Mischen von pulverförmigen
Metallen oder pulverförmigem
Legierungsmaterial (Teilchengröße: 1–10 μm) unter
Erhalt einer vorherbestimmten Legierungszusammensetzung in einer
Kugelmühle
und Preßformen
des Gemischs zu Pellets wurden die erhaltenen Pellets in einem röhrenförmigen Edelstahlreaktor
plaziert und auf 500–650°C für etwa 2
Stunden in einer Ar- Atmosphäre bei etwa
0,6 MPa erhitzt, um sie zu einer festen Phase zu legieren. Dann
wurden die erhaltenen gesinterten Produkte pulverisiert, und die
erhaltene pulverförmige
Probe wurde erneut gesintert. Die oben genannten Verfahren wurden
für weitere fünf Male
wiederholt, um eine Legierungsprobe zu erhalten.
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Lagerung
von Ausgangsmaterial und der Legierungsprobe und Verarbeitung, wie
Herstellung von Pellets und Pulverisierung der gesinterten Produkte,
wurden in einer Manipulationskammer in einer Ar-Atmosphäre durchgeführt.
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Die
Reinheit jedes Metalls als Ausgangsmaterial betrug nicht weniger
als 99%.
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(2) Betrachtung und Kristallstrukturanalyse
davon
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Die
metallographische Struktur der Legierungsprobe wurde mittels eines
Rasterelektronenmikroskops betrachtet. Weiterhin wurde die Kristallstruktur
mittels Pulverröntgendiffraktometrie
unter Verwendung einer Guinier-Hägg-Kamera
analysiert. Das Verfahren war folgendes: 1) Aufnahme von Röntgenbeugungsphotographien
mit hoher Genauigkeit, 2) numerisches Ausdrücken der Röntgenbeugungsdaten mittels
eines computergesteuerten, monochromatischen Mikrodensitometers,
das für
die Photographie ausgelegt war, 3) optimales Analysieren der Kristallstruktur
unter Verwendung einer Software, die speziell dafür entwickelt
war, und schließlich
4) wurde die Kristallstruktur nach dem Rietveld-Analyseverfahren
aufgelöst
und die damit erhaltenen Kristallparameter wurden bestätigt.
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(3) Hydrierungs-Dehydrierungseigenschaften
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Das
Auftreten von Absorption und Desorption von Wasserstoff, die Temperatur
dafür und
die Hydrierungsstabilität
der Legierung wurden mittels Hochdruckdifferentialthermoanalyse
(DTA) in einer Wasserstoffatmosphäre untersucht. Der Wasserstoffdruck
wurde auf 2 MPa eingestellt. Die Wasserstoffspeicherkapazität sowie
die Wasserstoffdruck-Zusammensetzung-Isothermen (P-C-T-Eigenschaften) wurden
unter Verwendung eines automatischen P-C-T-Meßsystems vom Sievert-Typ ausgewertet.
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Beispiel 1
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Nach
dem Preßformen
von zwei Arten von gemischtem Pulver, (1) La : Mg : Cu = 1 : 2 :
2 in einem molaren Verhältnis
und (2) LaMg2 : Cu = 1 : 2 in einem molaren
Verhältnis,
als die Legierungsausgangsmaterialien und dem Erhalten von Pellets
wurden die Pellets gemäß dem oben
beschriebenen Verfahren unter Erhalt der gewünschten Legierungen gesintert.
Aus jedem der oben beschriebenen (1) oder (2) wurde eine Legierung
erhalten, welche die intermetallische Verbindung LaMg2Cu2 als Hauptphase enthielt.
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Gemäß der Kristallstrukturanalyse
wurde verifiziert, daß die
gebildete LaMg2Cu2 zu
dem hexagonalen System gehört
und Einheitszellenparameter von a = 0,51862 nm und c = 1,9799 nm
(c/a = 3,82) hat.
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Als
ein Ergebnis der DTA-Messung unter einer Hochdruckwasserstoffatmosphäre wurde
gefunden, daß die
Legierungen, welche die oben beschriebene Zusammensetzung und Kristallstruktur
haben, eine Wasserstoffspeicherfähigkeit
besitzen.
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1 zeigt
eine Wasserstoffspeicherkapazität,
bestimmt unter Verwendung einer Meßvorrichtung für P-C-T-Eigenschaften.
Genauer gesagt betrug die Wasserstoffspeicherkapazität H/M =
1,5 oder mehr in dem atomaren molaren Verhältnis zwischen Wasserstoffatomen
H und Metallatomen M, d. h. etwa 2,4% im Gewichtsverhältnis bei
250°C und
unter einem Wasserstoffdruck von 3,3 MPa. Wie es in 2 und 3 gezeigt ist,
zeigten sie bei 270°C
und 190°C
Wasserstoffdissoziationsdrücke
von etwa 1 MPa bzw. 0,1 MPa, und etwa die Hälfte (1,2 Gew.-%) des absorbierten
Wasserstoffs wurde desorbiert.
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Zum
Vergleich, die Wasserstoffspeicherkapazität H/M beträgt bei dem bekannten Mg2Ni etwa 1, und die Wasserstoffdesorptionstemperatur
bei 0,1 MPa ist etwa 250°C.
Somit wird deutlich, daß LaMg2Cu2 der Erfindung
mehr Wasserstoff absorbiert und eine um etwa 60°C niedrigere Wasserstoffdesorptionstemperatur
hat als das Mg2Ni.
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Beispiel 2
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LnMg2Cu2-Legierungen,
in welchen La in LaMg2Cu2 durch
ein anderes Seltenerdelement Ln (Ln = Ce, Pr, Nd, Sm und Gd) ersetzt
war, wurden nach dem gleichen Reaktionssinterverfahren wie in Beispiel
1 hergestellt. Jede der erhaltenen Legierungen hatte eine hexagonale
Kristallstruktur, ähnlich
derjenigen von LaMg2Cu2.
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Als
ein Ergebnis von DTA-Messungen der Legierungen bei einem Wasserstoffdruck
von 2 MPa wurde ein exothermer Peak bei etwa 280°C beobachtet, und ein endothermer
Peak wurde bei etwa 375°C
beobachtet, im wesentlichen in der gleichen Art und Weise wie bei
der LaMg2Cu2-Legierung (siehe 4).
Die Peaks zeigen Reaktionswärme
aufgrund von Absorption bzw. Desorption von Wasserstoff. Dementsprechend
wird erwartet, daß LnMg2Cu2-Legierungen
Kristallstrukturen und Hydrierungseigenschaften haben, die nicht
so stark von den Arten der Seltenerdelemente Ln abhängen.
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Beispiel 3
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CaMg2Cu2-Legierungen,
worin La in LaMg2Cu2 durch
Ca ersetzt war, wurden nach dem gleichen Reaktionssinterverfahren
wie in Beispiel 1 hergestellt. Da La und Ca einen Radius von Metallatomen
haben, der im wesentlichen identisch zueinander ist, und da eine Ähnlichkeit
der Kristallstruktur und der Hydrierungseigenschaft in einer Reihe
von intermetallischen Verbindungen von La und Ca vorliegt, wobei
LaNi5 und CaNi5 Vertreter
hiervon sind, wird vorhergesagt, daß CaMg2Cu2-Legierungen
eine Kristallstruktur und Hydrierungseigenschaften haben, die denjenigen
der LaMg2Cu2-Legierungen ähnlich sind.
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Beispiel 4
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LaMg2Cu2–yCy-Legierungen,
worin Cu in LaMg2Cu2 teilweise
durch andere Elemente C (Ni, Co, Fe, Cr, Mn, Ti, V, Al und/oder
Si) ersetzt war, wurden nach dem gleichen Reaktionssinterverfahren
wie in Beispiel 1 hergestellt.
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In
der LaMg2Cu2–yCy-Legierungszusammensetzung kann, wenn das
Element C ein anderes ist als Ti und V, die Obergrenze der Substitutionsmenge
y üblicherweise
bis zu etwa 0,2 betragen, und die Legierungen hatten eine zu LaMg2Cu2 ähnliche
hexagonale Kristallstruktur. Andererseits, wenn das Element C Ti
und/oder V ist, beträgt
die Obergrenze der Menge an Substitution etwa 1,5 für jedes
von ihnen (die bevorzugte Menge an Substitution beträgt etwa
1,0). Dann wechselte mit einer Zunahme des Ausmaßes an Substitution das Kristallsystem
von den hexagonalen zu den tetragonalen Kristallen. Als ein Ergebnis
dieses Beispiels kann bestätigt
werden, daß die
Stabilität
hinsichtlich wiederholter Absorption und Desorption von Wasserstoff
durch teilweises Ersetzen von Cu in der LaMg2Cu2-Legierung in geeigneter Weise mit anderen
Elementen C verbessert werden kann.
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Beispiel 5
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Wenn
Mg bzw. Cu in der LaMg2Cu2-Legierung
teilweise durch Al und Ti zur Verbesserung der Stabilität der Legierung
ersetzt wurden, wechselte die Kristallstruktur der Legierung von
dem hexagonalen zu dem tetragonalen System als ein Ergebnis der
Analyse. Zum Beispiel wurde analysiert, daß eine Legierung, die eine Zusammensetzung
von LaMg1,7Al0,3CuTi
aufweist, eine tetragonale Struktur vom ThCr2Si2-Typ hat (siehe 5). Die
Struktur vom ThCr2Si2-Typ
ist charakteristischerweise eine stöchiometrische intermetallische
Verbindung AB2C2,
die A als elementare Spezies eines Seltenerdelements, eines Erdalkalimetalls
oder eines Alkalimetalls, B als elementare Spezies von Übergangsmetall
oder Erdalkalimetall und C als elementare Spezies, die zu der Gruppe
IIIa, IVa oder Va des Periodensystems gehört, umfaßt, und diese Verbindungen
mit der Struktur sind für
die abnormalen physikalischen Eigenschaften davon festgehalten worden.
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Die
Legierung der Zusammensetzung von LaMg1,7Al0,3CuTi der Erfindung könnte durch Reaktionssintern
von diesen bei einer Temperatur von 500–700°C und anschließendes schnelles
Kühlen
derselben hergestellt werden. Die Legierung ist äußerst stabil hinsichtlich wiederholter
Absorption und Desorption von Wasserstoff und zeigt P-C-T-Eigenschaften
bei 100°C,
wie sie in 6 gezeigt sind. Die wiederaufladbare
Wasserstoffspeicherkapazität
beträgt
nur etwa 0,55 bezogen auf das Atomverhältnis H/M (etwa 0,9 Gew.-%),
aber der Wasserstoffdissoziationsdruck beträgt etwa 0,1 MPa, was im Vergleich
zu Mg2Ni etwa 60°C niedriger ist. Die Ergebnisse
stimmen qualitativ mit dem Miedema-Modell überein, d. h. je stabiler die
Legierung ist, desto instabiler ist das Hydrid davon".
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Beispiel 6
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Wenn
eine Legierung mit einem erhöhten
Cu-Zusammensetzungsverhältnis
in der LaMg2Cu2-Legierung
nach dem Reaktionssinterverfahren gemäß dem Verfahren in Beispiel
1 her gestellt wurde, wurde eine LaMg2Cu3-Legierungsphase vom AB2C3-Typ präzipitiert.
Die Legierung hatte auch eine hexagonale Kristallstruktur, und die
Stabilität
hinsichtlich Hydrierung erhöhte
sich.
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Weiterhin
war es mit der LaMg2Cu2,84Al0,16-Legierung, in welcher Cu in der LaMg2Cu2-Legierung teilweise
durch Al ersetzt war, möglich,
Einkristalle davon zu züchten.
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Weiterhin
wurden auch in Legierungen, in denen La in der LaMg2Cu3-Legierung durch andere Seltenerdelemente
Ln (Pr, Nb und Sm) ersetzt war, die Legierungen mit einer stöchiometrischen
Zusammensetzung vom AB2C3-Typ
und einer hexagonalen Kristallstruktur ausgebildet. Tabelle 1 zeigt
Kristallparameter im Vergleich.
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Die
a- und c-Achseneinheitslängen
nehmen ab, und die Kristallgittervolumina werden geringer, wenn der
Atomradius des Seltenerdelements kleiner wird.