JP2018527459A - 水素貯蔵のためのMgベース合金 - Google Patents
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Abstract
水素貯蔵用途向けに特に好適である様々なMg、ならびにCu、Si、NiおよびNa合金の少なくとも1つの合金。本発明の合金は、二元系および三元系に形成される。本合金は、CuおよびNi元素の1つまたは両方が存在する場合には、それらのCuおよびNi含有量に関して本質的に亜共晶であるが、Si元素がまた存在する場合には、それらのSi含有量に関して亜共晶から超共晶に及ぶ。亜共晶および超共晶という用語は、Naが合金に添加されている場合、Naには適用されない。開示される合金組成物は、それらの水素貯蔵および動態的特性に関して高性能合金を提供する。それらはまた、さらに多くの費用がかかり、かつ、複雑である代わりのボールミリングおよび急速凝固技術よりもはるかに安く、かつ、商業的利用に適している従来の鋳造技術を用いて形成することができる。個々の二元Mg−E系(ここで、E=Cu、NiまたはSiである)のそれぞれは、Mg金属相と、相当するMgxEy金属間相とからなる共晶を形成する。
Description
本発明は、従来の溶融および鋳造技術によって形成することができ、固体状態での水素の貯蔵および運送に好適である軟金属水素化物ベース材料としての使用に好適であるMgベース合金に関する。開示されるMgベース合金は、次の元素:Cu、Na、Ni、およびSiの1つもしくは複数の添加を制御している。各元素によって演じられる役割の徹底的な理解に基づき、性能属性の有利な組み合わせを達成するために合金を調整して、他の費用が匹敵するおよび重量が匹敵する水素貯蔵材料と比較して魅力的な水素貯蔵特性を提供することが可能である。
様々な工業処理用途において使用される重要な工業ガスであると同様に、水素はまた、炭素ベース化石燃料の重要な代替エネルギー源と見られている。水素用の安全で、好適な貯蔵および輸送デバイスの必要性が、それ故増加しつつある。水素を貯蔵する、および輸送するための既存技術は、水素をガスとして貯蔵するための高い圧縮圧力および重いスチールガスボンベか、水素を液体として貯蔵するための極低温度および費用のかかる断熱容器かのどちらかを必要とする。これらの両方とも、暗黙の安全性問題を有する。ガスが固体中へ効果的に吸蔵され、著しくより安全にされるような好適な固体との化学反応による水素ガス貯蔵のコンセプトは、極めて魅力的であり、多くの努力が好適な貯蔵材料を見いだすために費やされてきた。
Mgが水素を7.6質量%で水素化マグネシウム(MgH2)として貯蔵できることはよく知られている。しかし、純Mgについての吸収および脱着反応の動態は、それが、ソリッドステート水素貯蔵材料として実用性があるためには余りにも遅い。様々な方法が、Mgの吸着/脱着動態、それ故に貯蔵材料としての使用のためのその実用的適用性を改善するために用いられてきた。これらには、次のアプローチ:触媒的便益を提供するための特異的な元素(例えば、Ni)の添加;有益な二次相を提供するための特異的な元素(例えば、Zr)の添加;機械的手段による(例えば、ボールミリングによる)微細構造の精密化;熱的手段による(例えば、溶融−紡糸のような急速凝固技術による)微細構造の精密化;および、組成制御と熱的手段との組み合わせによる(例えば、急冷速度と組み合わせられた高レベルの合金化添加剤による)非晶質ガラス相の生成の1つもしくは複数が含まれる。
水素貯蔵および輸送システムのための実用的応用は、多種多様であり、時間とともに現れ、進化し続けるであろう。異なる用途が、水素貯蔵性能特性、例えば、より長いまたはより短い活性化時間、より速いまたはより遅い吸収速度、より速いまたはより遅い脱着速度の異なる組み合わせを必要とするか、または組み合わせから少なくとも恩恵を受けることができそうである。これは、潜在的応用を実行可能な実用化へ変換するための相対重量(例えば、貯蔵されるH2の質量/貯蔵合金および装置の質量)ならびに相対費用(貯蔵されるH2の質量/貯蔵合金および装置の費用)の考慮とさらに結び付けられてもよい。合金の性能、重量および費用を制御するための方法の1つは、合金組成のよく考えた調整による。これを行うために、好ましい合金調合物での、エキゾチックな、費用のかかる元素の、および重い、高密度の元素の使用を回避することが重要である。
先行技術において頻繁に提案されている、ボールミリングまたは蒸着などの、費用のかかる、かつ、複雑な形成技術よりもむしろ、従来の商業的鋳造技術によって代わりの合金組成物が経済的に製造できることもまた非常に望ましい。
そのような簡単に製造される合金が、チップまたは顆粒などの、ルーズな梱包可能な材料へそれを変形するために、凝固した鋳造合金の機械的破砕は別として、さらなるポスト加工行動をまったく必要としないこともまた望ましい。
一般に、元素は、別の元素種に対して「共晶形成する」、「包晶形成する」または「偏晶形成する」のどれかであると分類することができる。この特許出願では、我々の主な関心は、Mgと「共晶を形成する」ある種の元素の添加とともにある(このコンセプトは下に記載される)。Mgと「二元」共晶を形成することが知られている元素は、Al、Ag、Au、Ba、Bi、Ca、Ce、Cu、Eu、Ga、Gd、Ge、Hg、La、Ni、Pb、Sb、Si、Sm、Sn、Sr、Th、Tl、Y、YbおよびZnである。これらのうち、我々は、これらのうちの3つ:Cu、NiおよびSiのみに焦点を合わせた。(注:Naは、Mgと偏晶を形成し、共晶を形成しない)。
別の元素(我々のケースではMgなどの)に添加される元素Eが後者の元素と共晶を形成する場合、それは共晶形成元素と称される。共晶は、はっきりと異なる割合でのおよびはっきりと異なる構造での2つ(もしくはそれ以上)のはっきりと異なる構成相の混合物である。共晶がたった2つの元素および2つの構成相からなる場合、それは二元共晶と呼ばれる。共晶は常に、共晶を作り上げる2つ(もしくはそれ以上)の個々の構成相よりも低い融点を有する。共晶点は、温度および合金組成の一意的に定義される状態である。
共晶形成元素Eが、当該合金系の共晶組成を達成するために必要とされる量に満たない量で別の元素に添加される場合、それは、亜共晶組成の合金であると言われる。共晶組成は、ほとんどすべての2元素合金系について一般文献で十分に立証されている。元素Eが亜共晶量で融解Mgに添加されるケースでは、これは、冷却すると、二重相共晶(MgとMgxEy金属間化合物との混合物、ここで、x、yは、個々の相の原子および結晶特性によって決定される値である)の形成前に最初にMg固溶体相(すなわち、一次Mg)の形成をもたらすであろう。
共晶形成元素Eが、共晶組成を達成するために必要とされるものよりも高い組成で添加される場合、それは、超共晶組成の合金であると言われ、元素EがMgに添加されるケースでは、これは、二重相共晶(上で述べられたような)の形成前に最初にMgxEy金属間化合物(すなわち、一次MgxEy金属間化合物)の形成をもたらすであろう。
亜共晶および超共晶合金組成物間の区別は、生じる一次相として重要であり、合金の主構造骨格(すなわち、結晶、結晶粒または粒子)を決定し、共晶がその後この一次構造間のギャップを埋める。一次Mg固溶体の骨格からなる合金構造はそれ故、骨格一次MgxEy金属間化合物からなる構造とは実質的に冶金学上異なる。
本明細書におけるいかなる先行技術についての言及も、この先行技術がオーストラリア国もしくは任意の他の管轄区域において一般常識の一部を形成するという、またはこの先行技術が当業者によって関連性があると解明されている、理解されている、および見なされていると合理的に予期され得るという承認または任意の形態の示唆ではなく、それらと見なされるべきではない。
本発明者らは、水素貯蔵用途向けに特に好適であるMgと、Cu、Si、NiおよびNa合金の少なくとも1つとの様々な合金を発見した。本合金は、これらの元素の1つまたは両方が存在する場合には、それらのCuおよびNi含有量に関して本質的に亜共晶であるが、Si元素がまた存在する場合には、それらのSi含有量に関して亜共晶から超共晶に及ぶ。亜共晶および超共晶という用語は、Naが合金に添加されている場合、Naには適用されない。
開示される合金組成物は、それらの水素貯蔵および動態的特性に関して高性能合金を提供する。それらはまた、さらに多くの費用がかかり、かつ、複雑である、代わりのボールミリングおよび急速凝固技術よりもはるかに安く、かつ、商業的利用に適している従来の鋳造技術を用いて形成することができる。
個々の二元Mg−E系(ここで、E=Cu、NiまたはSiである)のそれぞれは、Mg金属相と、相当するMgxEy金属間相とからなる共晶を形成する(図1〜3)。水素を吸収して水素化物MgH2を形成するMg金属の能力に加えて、MgxEy金属間相のそれぞれはまた、水素を様々な程度に吸収して形態MgaEbHc、または類似形態の相当する水素化物を形成することができる。
対象の他の元素、NaはMgと共晶を形成せず、代わりにそれは偏晶を形成し、本質的に純粋な元素NaがMgと混じり合うことを意味する、混和性ギャップを示し、その中にほんの少量のNaが溶解することができることに留意されたい。これは、後ほど詳細に記載される幾つかの可能な、興味深いやり方で遊離のNaを合金と相互作用させる。
本発明の第1態様では、商業的鋳造法によって形成することができるMg−Cuベース合金であって、水素貯蔵用途向けに好適であり、かつ
i. ゼロよりも大きく、32質量%Cu未満である;より好ましくは0.1質量%〜9質量%のCu含有量;最も好ましくは0.1質量%〜5.5質量%のCuの、合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCu;および任意選択的に、ゼロ以上であり、23.5質量%Ni未満である、合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi;
ii. ゼロから2質量%Na(20,000ppm、すなわち、百万当たりの部)以下、より好ましくは200〜4,000ppmのレベル;最も好ましくは800〜2,000ppmのレベルでの量のNa;
iii. 合計して0.5質量%未満の付随的不純物;ならびに
iv. 合金質量の残りであるMg
から本質的になり、
合金が、一次(最初に形成された)結晶化Mg相およびその後結晶化したMg−Cuベース共晶を有する
合金が提供される。
i. ゼロよりも大きく、32質量%Cu未満である;より好ましくは0.1質量%〜9質量%のCu含有量;最も好ましくは0.1質量%〜5.5質量%のCuの、合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCu;および任意選択的に、ゼロ以上であり、23.5質量%Ni未満である、合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi;
ii. ゼロから2質量%Na(20,000ppm、すなわち、百万当たりの部)以下、より好ましくは200〜4,000ppmのレベル;最も好ましくは800〜2,000ppmのレベルでの量のNa;
iii. 合計して0.5質量%未満の付随的不純物;ならびに
iv. 合金質量の残りであるMg
から本質的になり、
合金が、一次(最初に形成された)結晶化Mg相およびその後結晶化したMg−Cuベース共晶を有する
合金が提供される。
本発明の第2態様では、商業的鋳造法によって形成することができるMg−Siベース合金であって、水素貯蔵用途向けに好適であり、かつ
i. (a)ゼロよりも大きく、1.34質量%Si未満である、Mg−Si合金がSi含有量に関して亜共晶であるような量のSi;または
(b)1.34質量%よりも大きく、36.6質量%Si未満である、合金がSi含有量に関して超共晶であるような量のSi;
ii. 任意選択的に、ゼロであり、ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である、合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi;およびゼロであり、ゼロよりも大きく、32質量%Cu未満である、合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCuの少なくとも1つ;
iii. ゼロから2質量%Na(20,000ppm)以下の、より好ましくは200〜4,000ppmのレベル;最も好ましくは800〜2,000ppmのレベルでの量のNa;
iv. 合計して0.5質量%未満の付随的不純物;ならびに
v. 質量の残りであるMg
から本質的になり、
合金が、一次結晶化Mg相およびその後結晶化したMg−Siベース共晶を有する
合金が提供される。
i. (a)ゼロよりも大きく、1.34質量%Si未満である、Mg−Si合金がSi含有量に関して亜共晶であるような量のSi;または
(b)1.34質量%よりも大きく、36.6質量%Si未満である、合金がSi含有量に関して超共晶であるような量のSi;
ii. 任意選択的に、ゼロであり、ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である、合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi;およびゼロであり、ゼロよりも大きく、32質量%Cu未満である、合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCuの少なくとも1つ;
iii. ゼロから2質量%Na(20,000ppm)以下の、より好ましくは200〜4,000ppmのレベル;最も好ましくは800〜2,000ppmのレベルでの量のNa;
iv. 合計して0.5質量%未満の付随的不純物;ならびに
v. 質量の残りであるMg
から本質的になり、
合金が、一次結晶化Mg相およびその後結晶化したMg−Siベース共晶を有する
合金が提供される。
本発明の第3態様は、第2態様の上記Mg−Siベース合金であって、
Siの量が、合金がSi含有量に関して超共晶であるようなものであり;
任意選択的に、ゼロ以上であり、23.5質量%Ni未満である、合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi;およびゼロ以上であり、32質量%Cu未満である、合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCuの少なくとも1つからなり;
合金が、一次結晶化Mg2Si金属間相およびその後結晶化したMg−Siベース共晶を有する
合金を提供する。
Siの量が、合金がSi含有量に関して超共晶であるようなものであり;
任意選択的に、ゼロ以上であり、23.5質量%Ni未満である、合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi;およびゼロ以上であり、32質量%Cu未満である、合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCuの少なくとも1つからなり;
合金が、一次結晶化Mg2Si金属間相およびその後結晶化したMg−Siベース共晶を有する
合金を提供する。
本発明の第4態様は、第2態様の上記Mg−Si合金であって、
Siの量が、ゼロよりも大きく、1.34質量%Si未満である、より好ましくは0.1質量%〜1.34質量%のSi含有量;最も好ましくは0.2質量%〜1.34質量%のSiの、合金がSi含有量に関して亜共晶であるようなものであり;
任意選択的に、ゼロ以上であり、23.5質量%Ni未満である、合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi;およびゼロ以上であり、32質量%Cu未満である、合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCuの少なくとも1つ
合金を提供する。
Siの量が、ゼロよりも大きく、1.34質量%Si未満である、より好ましくは0.1質量%〜1.34質量%のSi含有量;最も好ましくは0.2質量%〜1.34質量%のSiの、合金がSi含有量に関して亜共晶であるようなものであり;
任意選択的に、ゼロ以上であり、23.5質量%Ni未満である、合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi;およびゼロ以上であり、32質量%Cu未満である、合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCuの少なくとも1つ
合金を提供する。
第5態様は、第3態様のMg−Cu合金から本質的になるMg−Cu−Niベース合金であって、
ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満であり、より好ましくは0.1質量%〜9質量%のNi含有量、最も好ましくは0.1質量%〜5.5質量%のNiの、合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi
を有し、
合金が、一次結晶化Mg相ならびにその後結晶化した、Mg−Cuベース共晶、Mg−Niベース共晶およびMg−Cu−Niベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金を提供する。
ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満であり、より好ましくは0.1質量%〜9質量%のNi含有量、最も好ましくは0.1質量%〜5.5質量%のNiの、合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi
を有し、
合金が、一次結晶化Mg相ならびにその後結晶化した、Mg−Cuベース共晶、Mg−Niベース共晶およびMg−Cu−Niベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金を提供する。
本発明の第6態様では、第4態様のMg−Si合金から本質的になるMg−Cu−Siベース合金であって、
Cuの量が、ゼロよりも大きく、32質量%Cu未満である;より好ましくは0.1質量%〜7質量%のCu含有量;最も好ましくは0.1質量%〜4.5質量%のCuの、
合金がCu含有量に関して亜共晶であるようなものであり、
ゼロから2質量%Na(20,000ppm)以下;より好ましくは200〜4,000ppmのレベル;最も好ましくは800〜2,000ppmのレベルでの量のNa
を有し;
合金が、一次結晶化Mg相ならびにその後結晶化した、Mg−Cuベース共晶、Mg−Siベース共晶およびMg−Cu−Siベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金が提供される。
Cuの量が、ゼロよりも大きく、32質量%Cu未満である;より好ましくは0.1質量%〜7質量%のCu含有量;最も好ましくは0.1質量%〜4.5質量%のCuの、
合金がCu含有量に関して亜共晶であるようなものであり、
ゼロから2質量%Na(20,000ppm)以下;より好ましくは200〜4,000ppmのレベル;最も好ましくは800〜2,000ppmのレベルでの量のNa
を有し;
合金が、一次結晶化Mg相ならびにその後結晶化した、Mg−Cuベース共晶、Mg−Siベース共晶およびMg−Cu−Siベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金が提供される。
本発明の第7態様では、第3態様のMg−Si合金から本質的になるMg−Cu−Siベース合金であって、
ゼロよりも大きく、32質量%Cu未満である;より好ましくは0.1質量%〜7質量%のCu含有量、最も好ましくは0.1質量%〜4.5質量%のCuの、合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCu、
ゼロから2質量%Na(20,000ppm)以下の;より好ましくは200〜4,000ppmのレベル;最も好ましくは800〜2,000ppmのレベルでの量のNa;
任意選択的に、ゼロであり、ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である、合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi
合金が、一次結晶化Mg2Si金属間相ならびにその後結晶化した、Mg−Cuベース共晶、Mg−Siベース共晶およびMg−Cu−Siベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金が提供される。
ゼロよりも大きく、32質量%Cu未満である;より好ましくは0.1質量%〜7質量%のCu含有量、最も好ましくは0.1質量%〜4.5質量%のCuの、合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCu、
ゼロから2質量%Na(20,000ppm)以下の;より好ましくは200〜4,000ppmのレベル;最も好ましくは800〜2,000ppmのレベルでの量のNa;
任意選択的に、ゼロであり、ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である、合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi
合金が、一次結晶化Mg2Si金属間相ならびにその後結晶化した、Mg−Cuベース共晶、Mg−Siベース共晶およびMg−Cu−Siベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金が提供される。
本発明の第8態様では、第4態様のMg−Si合金から本質的になるMg−Ni−Siベース合金であって、
Niの量が、ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である、合金がNi含有量に関して亜共晶であるようなものであり;
ゼロよりも大きく、1.34質量%Si未満である、Mg−Ni−Si合金がSi含有量に関して亜共晶であるような量のSi;
ゼロから2質量%Na(20,000ppm)以下の;より好ましくは200〜4,000ppmのレベル;最も好ましくは800〜2,000ppmのレベルでの量のNa;および
任意選択的に、ゼロ以上であり、32質量%Cu未満である、合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCu
合金が、一次結晶化Mg相ならびにその後結晶化した、Mg−Niベース共晶、Mg−Siベース共晶およびMg−Ni−Siベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金が提供される。
Niの量が、ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である、合金がNi含有量に関して亜共晶であるようなものであり;
ゼロよりも大きく、1.34質量%Si未満である、Mg−Ni−Si合金がSi含有量に関して亜共晶であるような量のSi;
ゼロから2質量%Na(20,000ppm)以下の;より好ましくは200〜4,000ppmのレベル;最も好ましくは800〜2,000ppmのレベルでの量のNa;および
任意選択的に、ゼロ以上であり、32質量%Cu未満である、合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCu
合金が、一次結晶化Mg相ならびにその後結晶化した、Mg−Niベース共晶、Mg−Siベース共晶およびMg−Ni−Siベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金が提供される。
本発明の第9態様では、第3態様のMg−Si合金から本質的になるMg−Ni−Siベース合金であって、
Niの量が、ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である;より好ましくは0.1質量%〜7質量%のNi含有量、最も好ましくは0.1質量%〜3.5質量%のNiの、合金がNi含有量に関して亜共晶であるようなものであり;
合金が、一次結晶化Mg2Si金属間相ならびにその後結晶化した、Mg−Niベース共晶、Mg−Siベース共晶およびMg−Ni−Siベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金が提供される。
Niの量が、ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である;より好ましくは0.1質量%〜7質量%のNi含有量、最も好ましくは0.1質量%〜3.5質量%のNiの、合金がNi含有量に関して亜共晶であるようなものであり;
合金が、一次結晶化Mg2Si金属間相ならびにその後結晶化した、Mg−Niベース共晶、Mg−Siベース共晶およびMg−Ni−Siベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金が提供される。
本発明の第10態様では、第9態様のMg−Ni−Si合金から本質的になるMg−Cu−Ni−Siベース合金であって、
Cuの量が、ゼロよりも大きく、32質量%Cu未満である;より好ましくは0.1質量%〜7質量%のCu含有量;最も好ましくは0.1質量%〜4.5質量%のCuの、合金がCu含有量に関して亜共晶であるようなものであり;
Niの量が、ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である;より好ましくは0.1質量%〜7質量%のNi含有量;最も好ましくは0.1質量%〜4.5質量%のNiの、Mg−Cu−Ni−Si合金がNi含有量に関して亜共晶であるようなものであり;
合金が、一次結晶化Mg相ならびにその後結晶化した、Mg−Cuベース共晶、Mg−Niベース共晶、Mg−Siベース共晶、Mg−Cu−Siベース共晶、Mg−Cu−Niベース共晶、Mg−Ni−Siベース共晶およびMg−Cu−Ni−Siベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金が提供される。
Cuの量が、ゼロよりも大きく、32質量%Cu未満である;より好ましくは0.1質量%〜7質量%のCu含有量;最も好ましくは0.1質量%〜4.5質量%のCuの、合金がCu含有量に関して亜共晶であるようなものであり;
Niの量が、ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である;より好ましくは0.1質量%〜7質量%のNi含有量;最も好ましくは0.1質量%〜4.5質量%のNiの、Mg−Cu−Ni−Si合金がNi含有量に関して亜共晶であるようなものであり;
合金が、一次結晶化Mg相ならびにその後結晶化した、Mg−Cuベース共晶、Mg−Niベース共晶、Mg−Siベース共晶、Mg−Cu−Siベース共晶、Mg−Cu−Niベース共晶、Mg−Ni−Siベース共晶およびMg−Cu−Ni−Siベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金が提供される。
本発明の第11態様では、第7態様のMg−Cu−Si合金から本質的になるMg−Cu−Ni−Siベース合金であって、
Niの量が、ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である;より好ましくは0.1質量%〜7質量%のNi含有量;最も好ましくは0.1質量%〜4.5質量%のNiの、Mg−Cu−Ni−Si合金がNi含有量に関して亜共晶であるようなものであり;
合金が、一次結晶化Mg2Si相ならびにその後結晶化した、Mg−Cuベース共晶、Mg−Niベース共晶、Mg−Siベース共晶、Mg−Cu−Siベース共晶、Mg−Cu−Niベース共晶、Mg−Ni−Siベース共晶およびMg−Cu−Ni−Siベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金が提供される。
Niの量が、ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である;より好ましくは0.1質量%〜7質量%のNi含有量;最も好ましくは0.1質量%〜4.5質量%のNiの、Mg−Cu−Ni−Si合金がNi含有量に関して亜共晶であるようなものであり;
合金が、一次結晶化Mg2Si相ならびにその後結晶化した、Mg−Cuベース共晶、Mg−Niベース共晶、Mg−Siベース共晶、Mg−Cu−Siベース共晶、Mg−Cu−Niベース共晶、Mg−Ni−Siベース共晶およびMg−Cu−Ni−Siベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金が提供される。
表1は、個々のMg−Cu、Mg−NiおよびMg−Si二元共晶系に関連する重要な合金系データの表を提供する。このデータから、当業者は、任意の所与の組成物について、合金の凝固中に生じるであろう一次Mg、一次金属間相および二次共晶相(Mgおよび相当する金属間構成要素の両方)のタイプ、組成および量を決定することができる。したがって、組成の選択によって、具体的な量(質量%か容積%かのどちらかによる)のMgおよび各タイプの二元金属間化合物を含有するように合金組成を(互いに多かれ少なかれ独立した二元共晶形態、および三元共晶形成が合金系で優勢ではないことを仮定して)設計することが可能である。
上で述べられた元素のそれぞれは、それらの独自の異なる効果を、Mgおよびその合金誘導体の水素貯蔵特性に及ぼす。さらに、各元素は、添加される元素のパーセント点当たりその独自の重量便益またはペナルティ(それらがそれぞれ、合金密度に影響を及ぼすので)、その独自の費用便益またはペナルティを持っている。これらの効果についての知識は、具体的な用途の要件に適合するように合金組成を調整することを可能にする。水素貯蔵特性への発見された元素の効果のいくつかは、次の通りである:
Mg中のNiの存在は、水素が吸収され始める前に、すなわち、合金が活性化するために必要とされる活性化時間を短縮する。それはまた、繰り返しサイクリング中の水素吸収および脱着速度を増加させる。しかし、Niは、価格変動を受ける比較的費用のかかる元素であることが指摘される。
Mg中のNiの存在は、水素が吸収され始める前に、すなわち、合金が活性化するために必要とされる活性化時間を短縮する。それはまた、繰り返しサイクリング中の水素吸収および脱着速度を増加させる。しかし、Niは、価格変動を受ける比較的費用のかかる元素であることが指摘される。
Mg中のCuの存在は、当量添加量のNiと比べて、各繰り返し吸収/脱着サイクルの最初の1時間中の全体水素吸収速度を改善すること(図4)、しかし水素脱着速度を損なうこと(図5)が発見された。脱着速度が重要ではない用途向けに、Cuは、Niよりも安価な金属として、Niと比べて低下した合金費用の可能性、したがって、具体的な用途の経済性が改善され、そしてより商業的に実現可能にされるように貯蔵材料組成を調整する機会を提供する。
Mg中のSiの存在は、活性化時間のいくらかの改善を提供するが、二元合金系では、水素貯蔵容量は、Naもまた添加されない限り、CuおよびNiの添加と比べて低いままであり、Naが添加されるケースでは、活性化時間および貯蔵容量が両方とも、要求がより少ない性能用途向けに許容できるレベルまで改善される。さらに、Siは、CuまたはNiのどちらよりもはるかに軽く、かつ、安価であるので、そしてそれは、低い、例えば、1.34質量%(共晶組成、表1を参照されたい)よりも下の添加レベルでさえも大量の有益な共晶相を形成することができるので、Mg−Si合金は、重量および費用低減が最重要である用途に潜在的に役立つ。
Mg−Ni合金(Naありまたはなし)中のSiの存在は、1.34質量%よりも下のレベルでさえも、低いNi含有量合金において水素貯蔵容量を改善することがさらに見いだされた。この効果は、微細構造(図6)、Mg結晶粒内の水素原子のための拡散通路を増加させる大量のMg2Si金属間化合物へのその影響によると思われる。我々はまた、様々なCu含有量のMg−Cu合金中のSiの存在が、1.34質量%よりも下のレベルでさえも、水素貯蔵容量を改善することを発見した。
上で特許請求される(および表2に示される)合金構造および組成物は、特に、経済的観点から考慮される場合に、ボールミリングされたMg合金材料を使用して得られるものに匹敵するかまたはそれらよりも良好である水素貯蔵特性を合金に提供することができる。
共晶形成元素、Cu、NiおよびSiの1つもしくは複数を含有する上で特許請求される合金のそれぞれは、水素貯蔵合金として働くことができるが、我々は、それぞれの水素貯蔵性能が、幾つかの機能の1つもしくは複数を果たすように思われるNa添加の存在によってさらに高められ得ることをさらに発見した。例えば、Naは、活性化性能および合金加工特性を改善する。理論に制約されることなく、それは、これらの感情を、
・ 共晶の微細構造を精密化すること;
・ 合金上に成長する酸化物表面の性質を変え、それによって合金−ガス界面の至る所で水素移動速度に影響を及ぼすこと;
・ 他の元素のいずれかによって提供されるものとは独立して、高められる水素動態の観点からその独自の触媒機能を提供すること;
・ 合金を通しての水素の輸送を高めるNaに富む層を結晶粒の周りにおよび樹枝状晶間空間に提供すること;または
・ 合金に脆さを引き起こす層(上記のような)であって、順繰りに細かいスケールへの合金の機械的破砕を高める層を提供し、こうして異なる手段によって合金を通しての水素の輸送を改善すること
によって達成し得る。
・ 共晶の微細構造を精密化すること;
・ 合金上に成長する酸化物表面の性質を変え、それによって合金−ガス界面の至る所で水素移動速度に影響を及ぼすこと;
・ 他の元素のいずれかによって提供されるものとは独立して、高められる水素動態の観点からその独自の触媒機能を提供すること;
・ 合金を通しての水素の輸送を高めるNaに富む層を結晶粒の周りにおよび樹枝状晶間空間に提供すること;または
・ 合金に脆さを引き起こす層(上記のような)であって、順繰りに細かいスケールへの合金の機械的破砕を高める層を提供し、こうして異なる手段によって合金を通しての水素の輸送を改善すること
によって達成し得る。
本合金発明は、後続セクションでより詳細に説明される。
開示される合金組成物は、それらの水素貯蔵および動態的特性に関して高性能合金を提供する。それらはまた、さらに多くの費用がかかり、かつ、複雑である、代わりのボールミリングおよび急速凝固技術よりもはるかに安く、かつ、商業的利用に適している従来の鋳造技術を用いて形成することができる。
個々の二元Mg−E系(ここで、E=Cu、NiまたはSiである)のそれぞれは、Mg金属相と、相当するMgxEy金属間相とからなる共晶を形成する(図1〜3)。水素を吸収して水素化物MgH2を形成するMg金属の能力に加えて、MgxEy金属間相のそれぞれはまた、水素を様々な程度に吸収して形態MgaEbHc、または類似形態の相当する水素化物を形成することができる。
上に記載された(および表2に例示される)合金構造および組成物は、ボールミリングされたMg合金材料を使用して得られるものに匹敵するかまたはそれらよりも良好である水素貯蔵特性を合金に提供することができる。特に、質量%H2単位で表される、有効ピーク水素(EPH)などの具体的な試験値の観点から。この値は、それぞれ、おおよそ350℃/10〜15バールおよび350℃/1〜2バールで実施される、繰り返し吸収および脱着サイクル、典型的には4サイクル後に測定される。(注:他の重要な試験値には、初期活性化時間、すなわち、第1試験サイクル中に水素吸収が起こり始める前の遅延または潜伏期間、および最初の20時間後に達成される飽和水素レベルが含まれる。)これらの優れた水素貯蔵特性は、Pdなどの費用のかかる、エキゾチック元素の添加の使用なしで、超共晶範囲へのNiおよびCuの非常に高い添加レベルの必要なしに、および複雑な、かつ、費用のかかる合金形成法の必要なしに達成される。むしろ、特許請求される合金組成物のそれぞれは、従来の鋳造技術を用いて製造することができる。
記載される、そして特許請求される合金組成物はまた、Mg−Ni−Na合金のそれらとは異なる水素吸収および脱着速度を提供し、こうして合金の組成物が具体的な用途向けに好適な性能レベルに調整されることを可能にすることができ、それらは、重量対重量基準(weight−for−weight basis)で、または費用対費用基準(cost−for−cost basis)費用で、またはいくつかの他の類似の顧客ベースもしくは生産ベース比較パラメータに至るまで優れている。
Niなどの、共晶形成元素を含有するある種のMg合金は、純Mg金属と比べてはるかに優れた水素貯蔵特性を有する。その結果として、それは、Mgにおける水素貯蔵のための触媒として働く、代わりの水素化物化相を提供する、および/または水素原子の輸送のための容易な物理的通路を提供することによってこの便益を提供する、共晶金属間相、例えばMg2Niの存在であることが見いだされた。
この理解を前提として、当業者が、共晶形成元素(すなわち、Al、Ag、Au、Ba、Bi、Ca、Ce、Cu、Eu、Ga、Gd、Ge、Hg、La、Ni、Pb、Sb、Si、Sm、Sn、Sr、Th、Tl、Y、YbおよびZn)のいずれかまたはそれらの組み合わせがMgの水素貯蔵特性を実質的に改善するはずであると予測し得ることは意外ではない。
しかし、下に示されるMg−Al−Ca合金の例によって実証されるように、これは当てはまらない。AlおよびCaは両方ともMgと共晶を形成し、これらの共晶を、それぞれ、33質量%および16.2質量%の元素で形成することが指摘される。これらの値は、これら2つの中間にある、Niについての23.5質量%の共晶値と比較されるべきである。
下に提示される実施例すべてにおいて、合金組成物およびEPH値は、特に明記しない限り、質量%値で表されることに留意されたい。実施例に記載されるデータはまた、比較の容易さのために表3に示されている。
実施例1
Mg−5質量%Al−3質量%Ca合金(Naなしおよび質量で百万当たり2000部[すなわち、2000ppmまたは0.2質量%]のNaの名目添加あり)を溶融させ、金属金型中へ流し込み、次に水素貯蔵特性について試験した。この合金は、市販Mg−Ni合金に匹敵する総質量%(このケースでは、8質量%)の共晶元素を含有し、共晶組成に基づき、市販Mg−Ni合金と類似の量の共晶および金属間化合物をまた形成するはずである。
Mg−5質量%Al−3質量%Ca合金(Naなしおよび質量で百万当たり2000部[すなわち、2000ppmまたは0.2質量%]のNaの名目添加あり)を溶融させ、金属金型中へ流し込み、次に水素貯蔵特性について試験した。この合金は、市販Mg−Ni合金に匹敵する総質量%(このケースでは、8質量%)の共晶元素を含有し、共晶組成に基づき、市販Mg−Ni合金と類似の量の共晶および金属間化合物をまた形成するはずである。
Na添加なしの合金は、15時間の活性化時間および1.1質量%H2のサイクルEPH値で極めて不十分に機能した。これは、2000ppm Naの名目添加で改善され、8時間の短縮された活性化時間および3.7質量%の増加したサイクルEPH値をもたらした。これは、さもなければ不十分な合金へのNa添加について明らかなプラス便益を実証するが、改善された値は依然として、ゼロ活性化時間およびおおよそ6.5質量%H2のEPH値を持った高性能合金にずいぶん及ばない。
この実施例から、それが単に、共晶元素、または共晶元素の組み合わせを任意に入念に選び、次にMgベース合金の改善された水素貯蔵特性を得るために添加量をランダムに選ぶという問題ではないことは明らかである。むしろ、かなりの程度の発明性が、優れた合金組成物を特定し、最適化するために必要とされる。この発明性は、個々の元素および特定の元素の組み合わせが水素貯蔵性能と、他のプロセス関連および用途関連パラメータとに寄与する特徴を決定するおよび理解することから出てくる。
この特許出願は、時折、性能向上元素として添加されるNaと併せて、選択された量の前述の共晶形成元素のサブセットを使用して注意深く調製されるMgベース水素貯蔵合金の改善されたセットを開示する。これらの合金は、下により詳細に実施例において記載され、例示される。
Mgに添加されるCu
前項セクションにおいて述べられたように、Mg中のCuの主な効果は、純Mgのそれよりも水素活性化、水素吸収速度および水素脱着速度の動態を改善することである。Cuは、水素原子への水素ガスの分解を容易にし、かつ、それらがそこで反応し、固体水素化物、例えば、MgH2として生じるMg中へのそれらの原子の輸送を容易にする触媒として働くことによってこれを行うと考えられる。さらに、Cuは、一次Mg結晶粒を取り囲み、一次Mg結晶粒に浸透するMgおよびMg2Cu金属間化合物の層状共晶構造を提供し、それは水素原子がそれらの反応部位に達するための容易な輸送経路を提供し、それは一次Mg結晶粒と一緒に、または共晶中のMg2Cu金属間構成要素と一緒にあってもよい。
前項セクションにおいて述べられたように、Mg中のCuの主な効果は、純Mgのそれよりも水素活性化、水素吸収速度および水素脱着速度の動態を改善することである。Cuは、水素原子への水素ガスの分解を容易にし、かつ、それらがそこで反応し、固体水素化物、例えば、MgH2として生じるMg中へのそれらの原子の輸送を容易にする触媒として働くことによってこれを行うと考えられる。さらに、Cuは、一次Mg結晶粒を取り囲み、一次Mg結晶粒に浸透するMgおよびMg2Cu金属間化合物の層状共晶構造を提供し、それは水素原子がそれらの反応部位に達するための容易な輸送経路を提供し、それは一次Mg結晶粒と一緒に、または共晶中のMg2Cu金属間構成要素と一緒にあってもよい。
我々は、CuがNi(水素貯蔵目的のためのMgへのよく知られている添加)に事実上似ていること、しかし、その性能がNiに関して不釣り合いであることを観察した。特に、Niは吸収のより加速された初期段階を示すけれども、Cuは、Niの類似質量%添加と比べて最初の1時間後の水素吸収の改善された全体速度を提供する(図1)。しかし、Cuは、Niの類似の質量%添加と比べてより遅い速度の水素脱着を示すが、それは、EPH貯蔵容量のまったく損失なしでこれを行う。CuはNiよりも低費用元素であるため、脱着速度が吸収速度よりもあまり重要ではない用途向けにNiよりもむしろ有益に使用され得ることは明らかである。
我々は、Mg−Cu合金(Mg−5.2%Cu、Mg−14%Cu、Mg−20%Cu)へのNaの添加が、水素貯蔵特性を高め、特に、有効ピーク水素レベルの着実な改善(6.3%ほどに高い値までの)を提供することをさらに見いだした。それはまた、サイクリング動態を改善し、一般に水素吸収が始まるための活性化時間を減らす。Naは、Na添加が代わりに水素吸着速度を改善する傾向があるMg−Ni合金と比べて、サイクリング中の水素脱着速度を実質的に改善する(したがって二元Mg−Cu合金について上で述べられたより遅い脱着速度を改善する)ことが特に分かる。
実施例2
Mg−5.2%Cu合金が試験され、前に述べられた条件下で4.3%のEPH値を有することが分かった。合金への2000ppmのNaの名目添加は、合金のEPHを6.4%、大いに許容できる、かつ、商業的に有用なレベルまで著しく上げる。
Mg−5.2%Cu合金が試験され、前に述べられた条件下で4.3%のEPH値を有することが分かった。合金への2000ppmのNaの名目添加は、合金のEPHを6.4%、大いに許容できる、かつ、商業的に有用なレベルまで著しく上げる。
Mgに添加されるSi
Cu、NiおよびSiはそれぞれ、Mgと共晶を形成する元素であるが、ケイ素は、それが軽量および安価の両方であり、そしてまた非常に低い添加レベル、1.3%Siでその共晶点をまた示すという点においてCuおよびNiとは異なる。これは、高い割合の共晶構造が、ケイ素の比較的小さい添加によって達成できることを意味する。そのような微細構造は、それによって水素輸送を容易に行うことができる大量の界面面積を相間に有する。
Cu、NiおよびSiはそれぞれ、Mgと共晶を形成する元素であるが、ケイ素は、それが軽量および安価の両方であり、そしてまた非常に低い添加レベル、1.3%Siでその共晶点をまた示すという点においてCuおよびNiとは異なる。これは、高い割合の共晶構造が、ケイ素の比較的小さい添加によって達成できることを意味する。そのような微細構造は、それによって水素輸送を容易に行うことができる大量の界面面積を相間に有する。
さらに、1.3%Siを超えることによって、一次Mg2Si金属間相粒子の形成は、これが水素輸送通路の選択肢をさらに増加させるための望ましい構造上の特徴と考えられる場合容易にすることができる。この後者デバイスは、著しく大量(それぞれ、32%超および2.35%超)のこれらの重い元素を添加することなしにMg−CuまたはMg−Ni合金では不可能である。我々は、合金への比較的少ない量さえの、例えば、おおよそ0.2%のSiの添加がまた、合金の機械加工中に達成されるチップ形成プロセスをまた改善し、それは重要な加工便益であることを見いだした。
唯一の添加として、Siは、活性化時間の短縮にまたは吸収もしくは脱着速度の増加にCuまたはNiほど有効ではない。しかし、Mg−Si二元合金へのNaの添加は、以下の実施例に示されるように、ある種の性能態様に著しいプラスの影響を及ぼす。
実施例3
亜共晶Mg−0.5%Si合金において、2000ppmの名目Na添加は、(5時間にとどまった)活性化時間を変化させなかったが、水素サイクリング動態を改善し、4.0(Naなし)と比べて5.2%H2(Naあり)の改善された多重サイクルEPH値をもたらした。この改善は、Na添加が共晶へのいかなる有意の微細構造精密化も提供しないにもかかわらず達成された。これは、微細構造精密化が共晶ベース合金の改善される性能の背後の重要なメカニズムとして一般に認められていることから考えると意外な発見である。明らかに、Naは、この1つよりも多いメカニズムによって水素貯蔵に便益を提供することができる。
亜共晶Mg−0.5%Si合金において、2000ppmの名目Na添加は、(5時間にとどまった)活性化時間を変化させなかったが、水素サイクリング動態を改善し、4.0(Naなし)と比べて5.2%H2(Naあり)の改善された多重サイクルEPH値をもたらした。この改善は、Na添加が共晶へのいかなる有意の微細構造精密化も提供しないにもかかわらず達成された。これは、微細構造精密化が共晶ベース合金の改善される性能の背後の重要なメカニズムとして一般に認められていることから考えると意外な発見である。明らかに、Naは、この1つよりも多いメカニズムによって水素貯蔵に便益を提供することができる。
実施例4
超共晶Siレベルの、すなわち、1.34%Siよりも上のMg合金にNaを添加することの測定可能な便益がまた存在する。例えば、Mg−1.6%Si合金について、活性化時間は、名目2000ppm Na添加で依然として長かった(Naなしの20時間超と比べて18時間)が、多重サイクルEPH値は、Naの添加で0から5.1%H2に劇的に増加した。
超共晶Siレベルの、すなわち、1.34%Siよりも上のMg合金にNaを添加することの測定可能な便益がまた存在する。例えば、Mg−1.6%Si合金について、活性化時間は、名目2000ppm Na添加で依然として長かった(Naなしの20時間超と比べて18時間)が、多重サイクルEPH値は、Naの添加で0から5.1%H2に劇的に増加した。
実施例5
さらに、我々は、合金のSi含有量を2.1%に増やすと、Naの添加なしでさえ、6時間の減少した活性化時間および2.6%の増加したサイクルEPHをもたらすことを見いだした。NaをMg−2.1%Si合金に名目2000ppmレベルで添加する場合に、活性化時間は3時間に減少し、サイクルEPHは5.5%に上がった。
さらに、我々は、合金のSi含有量を2.1%に増やすと、Naの添加なしでさえ、6時間の減少した活性化時間および2.6%の増加したサイクルEPHをもたらすことを見いだした。NaをMg−2.1%Si合金に名目2000ppmレベルで添加する場合に、活性化時間は3時間に減少し、サイクルEPHは5.5%に上がった。
Mgに添加されるCuおよびNi
我々は既に、Mg−Cu合金をMg−Ni合金と比較しており、CuおよびNiがそれらの水素吸収および脱着動態に異なる反応を示すことを明らかにしている。この意外な観察は、脱着速度が決定的に重要であるわけではないが、費用がより重要な推進力である用途においてMg−Niの代替品としてのMg−Cuの有益な使用を我々に示唆した。
我々は既に、Mg−Cu合金をMg−Ni合金と比較しており、CuおよびNiがそれらの水素吸収および脱着動態に異なる反応を示すことを明らかにしている。この意外な観察は、脱着速度が決定的に重要であるわけではないが、費用がより重要な推進力である用途においてMg−Niの代替品としてのMg−Cuの有益な使用を我々に示唆した。
この洞察から、我々は、元素の特定の質量%組み合わせで、反対効果が相殺されるのみならず、サイクリング中の改善された水素貯蔵容量もまた達成され得るように、NiをMg−Cu合金に添加できる(または逆もまた同様)ことを仮定し、研究し、測定した。我々の特許請求される好ましい組成範囲は、これらの研究結果を反映している。実際に、最良の水素容量は、比較的低い全体合金添加レベル(例えば、商業的に使用されているNiの既存のより高いレベルと比較して、Mg−4%Cu−1%Ni)で達成される。我々はそれ故、Mg−Cu−Ni合金組成物を調整して改善された特性を、潜在的に減少した合金重量および合金費用で提供することができる。
我々は、Na添加が水素吸着速度を改善する傾向があるMg−Ni合金と比較して、推定上とりわけ、Cuによって引き起こされる低下した水素脱着速度を改善する(したがって、上で述べられた速度損失を改善する)ように働くNaによって、NaがMg−Cu−Ni合金の全体性能を改善することをさらに見いだした。我々は、Naの便益がCuおよびNi添加の特定の質量%組み合わせでとりわけ与えられることを見いだした。
実施例6
Mg−5.2%Cu合金(Naなし)が4.3%H2の多重サイクルEPH値を有することが測定されている。Mg−4%Cu−1%Ni合金(Naなし)におけるように、CuのいくらかがNiで置き換えられる場合、EPH値は、5.1%に改善される。合金への2000ppm Naのさらなる名目添加は、名目Mg−4%Cu−1%Ni合金のEPHを6.5%に上げ、それは、それぞれ、6.4%および6.3%において測定された、Na添加したMg−5.2%Cu合金またはNaありのMg−4.7%Ni合金のいずれについて達成されたEPH値よりも高い。
Mg−5.2%Cu合金(Naなし)が4.3%H2の多重サイクルEPH値を有することが測定されている。Mg−4%Cu−1%Ni合金(Naなし)におけるように、CuのいくらかがNiで置き換えられる場合、EPH値は、5.1%に改善される。合金への2000ppm Naのさらなる名目添加は、名目Mg−4%Cu−1%Ni合金のEPHを6.5%に上げ、それは、それぞれ、6.4%および6.3%において測定された、Na添加したMg−5.2%Cu合金またはNaありのMg−4.7%Ni合金のいずれについて達成されたEPH値よりも高い。
実施例7
意外にも、名目Mg−4%Cu−1%Ni合金(おおよそ5%総合金成分含有量)への2000ppm Naの名目添加は、EPHが5.1%から6.0%まで改善される名目Mg−3.5%Cu−3.5%Ni合金(おおよそ7%総合金成分含有量)への同じNa添加がもたらすよりも大きいEPH値の改善(5.1から6.5%への)をもたらす。これは、低含有率組成合金が高含有率組成合金と同じくらい良好な水素容量を持ち得ることのみならず、Naが、構造中に存在するMg−CuおよびMg−Niベース共晶にそれが及ぼすいかなる有益な効果からも独立しているEPHへの他のプラス効果を明らかに及ぼすこともまた実証する。
意外にも、名目Mg−4%Cu−1%Ni合金(おおよそ5%総合金成分含有量)への2000ppm Naの名目添加は、EPHが5.1%から6.0%まで改善される名目Mg−3.5%Cu−3.5%Ni合金(おおよそ7%総合金成分含有量)への同じNa添加がもたらすよりも大きいEPH値の改善(5.1から6.5%への)をもたらす。これは、低含有率組成合金が高含有率組成合金と同じくらい良好な水素容量を持ち得ることのみならず、Naが、構造中に存在するMg−CuおよびMg−Niベース共晶にそれが及ぼすいかなる有益な効果からも独立しているEPHへの他のプラス効果を明らかに及ぼすこともまた実証する。
Mgに添加されるCuおよびSi
MgへのCuおよびSi一緒の添加は、シンプルな二元Mg−CuまたはMg−Si合金で達成されるものと比べて水素貯蔵容量のいかなる実質的な改善をも提供するように思われない。しかし、CuおよびSiを一緒にMgに添加するという組み合わせは、Na添加への合金の反応性を改善し、三元合金での最高EPH値を達成し得えないけれども、シンプルな二元合金のいずれに添加されるNaの効果と比べてもEPH値のより大きい増加を達成する。これは、事前に予測できなかった意外な結果である。
MgへのCuおよびSi一緒の添加は、シンプルな二元Mg−CuまたはMg−Si合金で達成されるものと比べて水素貯蔵容量のいかなる実質的な改善をも提供するように思われない。しかし、CuおよびSiを一緒にMgに添加するという組み合わせは、Na添加への合金の反応性を改善し、三元合金での最高EPH値を達成し得えないけれども、シンプルな二元合金のいずれに添加されるNaの効果と比べてもEPH値のより大きい増加を達成する。これは、事前に予測できなかった意外な結果である。
それにもかかわらず、Mg−Cu合金へのSiの添加が(特に、添加されるSiの量がCu含有量のいくらかの直接代替である場合に)二元Mg−Cu合金に似ている水素貯蔵特性をもたらす場合、そのとき商業的に魅力的な合金が調合されている。これは、ケイ素がCuよりもはるかに安価で、かつ、密度が低く、そしてまたMgよりも安価であり、要求がより少ない水素貯蔵用途向けに潜在的に費用効率の高い、かつ、重量効率の高い合金をもたらすからである。
これは、Siが、比較的小さい添加レベルでさえも、微細構造中に存在する共晶金属間粒子の量を劇的に増加させ、こうして水素原子の輸送のために利用可能な界面面積を増加させるので起こると考えられる。Naはこれらの界面に分離する傾向があると考えられ、そしてその存在は、反応性が低いMg−Si共晶よりもむしろ、一次Mg相およびMg−Cu共晶によって提供される重要な反応および吸収部位への水素の輸送を容易にすると考えられる。
実施例8
上で述べられたように、Mg−5.2%Cu合金(Naなし)は4.3%H2の多重サイクルEPH値を有することが測定されている。Mg−4%Cu−1%Si合金(Naなし)でのように、CuのいくらかがSiによって置換される場合、EPH値は2.6%に減少する。しかし、合金への2000ppm Naの名目添加は、名目Mg−4%Cu−1%Si合金のEPHを6.2%に上げ、それは、6.4%のEPHへの+2.1%増加を達成するにすぎない、Mg−5.2%Cu合金で達成されるものと比べて、EPH値の実質的により大きい増加(+3.6%)である。
上で述べられたように、Mg−5.2%Cu合金(Naなし)は4.3%H2の多重サイクルEPH値を有することが測定されている。Mg−4%Cu−1%Si合金(Naなし)でのように、CuのいくらかがSiによって置換される場合、EPH値は2.6%に減少する。しかし、合金への2000ppm Naの名目添加は、名目Mg−4%Cu−1%Si合金のEPHを6.2%に上げ、それは、6.4%のEPHへの+2.1%増加を達成するにすぎない、Mg−5.2%Cu合金で達成されるものと比べて、EPH値の実質的により大きい増加(+3.6%)である。
Mg−Cu−Si合金(Na−添加)についてのデータの再検討は、ケイ素含有量を減らす状態で銅に富む合金について、銅濃度が低下するにつれてEPHが著しく低下し、この低下はNiの添加でさえも阻止されないことを示す。意外にも、この実施例の合金(Na添加ありのMg−4%Cu−1%Si合金)を形成するためのケイ素の添加は、この傾向を覆して6.2重量%H2のEPHを示す合金を生成する。これは、ケイ素の砕けやくする効果または共晶相の容積を不釣り合いにも拡大するその能力のためであり得る。この合金は、それを商業的に魅力的にする、有利な費用で魅力的な性能を有する。
Mgに添加されるNiおよびSi
MgへのNiおよびSi一緒の添加は、上で述べられたCuおよびSi添加の組み合わせられた効果とは異なる。より高い範囲の、例えば、約5%のNi含有量の合金にSiを少量で添加することに利得がほとんどないように思われるが;Siが1%範囲のより低いNi含有量の合金にSiを添加する場合、はっきりと異なる利得がある。これは、Mg−Ni共晶が、Naの不在下でさえも、それらの触媒能力の観点からMg−Cu共晶よりも効能があり、それ故Ni含有量が高い場合にSiの添加が合金の水素貯蔵容量をほとんど増加させないという事実によると我々は考える。Mg−Ni共晶の量が低Ni含有量合金でのように減少する場合には、Si添加は、低いレベルでさえも、水素原子輸送のための通路をMg結晶粒構造(図6)内に開ける大量のMg−Si共晶を形成することによってその非常にプラスの影響を発揮することができると我々はさらに強く主張する。
MgへのNiおよびSi一緒の添加は、上で述べられたCuおよびSi添加の組み合わせられた効果とは異なる。より高い範囲の、例えば、約5%のNi含有量の合金にSiを少量で添加することに利得がほとんどないように思われるが;Siが1%範囲のより低いNi含有量の合金にSiを添加する場合、はっきりと異なる利得がある。これは、Mg−Ni共晶が、Naの不在下でさえも、それらの触媒能力の観点からMg−Cu共晶よりも効能があり、それ故Ni含有量が高い場合にSiの添加が合金の水素貯蔵容量をほとんど増加させないという事実によると我々は考える。Mg−Ni共晶の量が低Ni含有量合金でのように減少する場合には、Si添加は、低いレベルでさえも、水素原子輸送のための通路をMg結晶粒構造(図6)内に開ける大量のMg−Si共晶を形成することによってその非常にプラスの影響を発揮することができると我々はさらに強く主張する。
Niに代わるSiの直接置換は、水素貯蔵性能の実質的な損失なしにMg−Ni合金で可能であろうと、そしてまたある種の用途向けに適切な水素貯蔵特性を維持しながら、合計NiプラスSi合金成分含有量を同様にうまく減少させる機会があり得ると思われる。上記のように、Siは、Niよりもはるかに安価であり、軽く、そしてまたMgよりも安価であり;それ故上記の選択肢の両方が、さもなければより高いNi含有量合金には入手できないであろう特定の水素貯蔵または輸送用途に適合するより安価な、かつ、より軽い合金をもたらすであろう。これは、超共晶範囲にある、すなわち、1.3%よりも大きいSi添加についてさえも当てはまる。
上に記載されたMg−Cu−Si合金に関しては、Naの添加は、Mg−Ni−Si合金についての組成ウィンドウの特定の領域でより大きい有益な効果を発揮するように思われる。例えば、Naの添加は、より高いNi含有量合金によりも、より低いNi含有量合金に大きい改善をもたらすように思われる。これは、Siよりも本質的に大きいNiの触媒効果のためであり、こうしてNa添加の便益を部分的に無効にすると考えられる。
実施例9
2000ppm Naのさらなる名目添加を含有するMg−1.3%Ni合金へのおおよそ0.8%Si(亜共晶量)の添加は、サイクリング後の有効ピーク水素貯蔵レベルを3.5から5.3%、適度に有用なレベルまで高める。これは、Na含有Mg−5.3%Ni−0.4%Si合金についての5.9%のサイクルEPH値と比較されるべきである。
2000ppm Naのさらなる名目添加を含有するMg−1.3%Ni合金へのおおよそ0.8%Si(亜共晶量)の添加は、サイクリング後の有効ピーク水素貯蔵レベルを3.5から5.3%、適度に有用なレベルまで高める。これは、Na含有Mg−5.3%Ni−0.4%Si合金についての5.9%のサイクルEPH値と比較されるべきである。
実施例10
我々は、超共晶量のSiを含有する、名目Mg−1.6%Si−1%Ni合金が、6時間の活性化時間およびたったの1.6重量%、低レベルの多重サイクルEPH値を有することを見いだした。しかし、合金への2000ppm Naの名目添加は、活性化時間を3時間に減らし、多重サイクルEPH値を5.8重量%、ある種の用途向けに商業的に魅力的なレベルに上げる。比較すると、シンプルな二元超共晶Mg−1.6%Si合金は、Na添加前に0%のEPH、およびNa添加後に5.1%のEPHを、しかし、それぞれ、20時間超および18時間の非常に長い活性化時間で示す。
我々は、超共晶量のSiを含有する、名目Mg−1.6%Si−1%Ni合金が、6時間の活性化時間およびたったの1.6重量%、低レベルの多重サイクルEPH値を有することを見いだした。しかし、合金への2000ppm Naの名目添加は、活性化時間を3時間に減らし、多重サイクルEPH値を5.8重量%、ある種の用途向けに商業的に魅力的なレベルに上げる。比較すると、シンプルな二元超共晶Mg−1.6%Si合金は、Na添加前に0%のEPH、およびNa添加後に5.1%のEPHを、しかし、それぞれ、20時間超および18時間の非常に長い活性化時間で示す。
Mgに添加されるCu、NiおよびSi
MgへのCu,NiおよびSiの組み合わせ添加(四元合金)の効果は複雑であり、活性化動態への興味深い、かつ、有用な変化をもたらす。さらに、観察される活性化動態および全体貯蔵性能の両方の強い改善が観察される状態でNaを四元合金に添加することの明らかな便益がある。
MgへのCu,NiおよびSiの組み合わせ添加(四元合金)の効果は複雑であり、活性化動態への興味深い、かつ、有用な変化をもたらす。さらに、観察される活性化動態および全体貯蔵性能の両方の強い改善が観察される状態でNaを四元合金に添加することの明らかな便益がある。
実施例11
Na添加なしの名目Mg−2.5%Cu−1%Ni−0.4%Si合金は、10時間の活性化時間および2.1%H2のサイクルEPH値を示す。2000ppm Naの名目添加が行われる場合、合金は、3時間の改善された活性化時間および5.8%の改善されたEPHを示す。
Na添加なしの名目Mg−2.5%Cu−1%Ni−0.4%Si合金は、10時間の活性化時間および2.1%H2のサイクルEPH値を示す。2000ppm Naの名目添加が行われる場合、合金は、3時間の改善された活性化時間および5.8%の改善されたEPHを示す。
同じNa含有四元合金が、実施例9からのNa含有Mg−1.3%Ni−0.8%Si合金と比較される場合、5.3%と比べて5.8%である、三元合金と比べて四元合金でのサイクルEPH値の改善があることが理解できる。
同じNa含有四元合金が、Na含有Mg−2.5%Cu−1%Ni三元合金と比較される場合、Siを含まない三元元素(0時間活性化、5.0%の飽和水素値)と比べて増加した活性化期間にもかかわらず改善された活性化動態がある(3時間活性化、および5.4%の20時間での飽和水素値)。注:このデータは、表3には示されていない。したがって、NaありのMg−2.5%Cu−1%Ni合金は、その有利なEPH性能にとって魅力的であるが、0.4%Siの添加は、合金をより安価にし、活性化性能を改善する。
前に述べられたように、Siは、CuまたはNiのどちらよりもはるかに安価であり、かつ、軽く、そしてまたMgよりも安価である。Cuはまた、Niよりも安価である。それ故、可能であるNiに代わるSiまたはCuのいかなる直接置換も、または総合金成分含有量のいかなる減少も、より安価な、かつ、より軽い合金をもたらすであろう。
さらなる実施例
実施例12
Mg−Ni−Si合金(Na添加)についてのデータの再検討は、NaありでMgおよびSiのみからなる合金について、EPH値はSiを増加させるとともに減少することを示す。しかし、意外にも、増加は、Na添加ありのMg−4.5%Siで覆され;この合金は、5.8重量%H2を示す。一次Mg2Siの広範囲の網状構造と相まってケイ素の軽量は、この効果を生み出すための組み合わせであり得る。述べられたように、SiはMgよりも安価であり、だから合金の費用は、この比較的高い添加で実際に低下し、それを商業的に魅力的にする。
実施例12
Mg−Ni−Si合金(Na添加)についてのデータの再検討は、NaありでMgおよびSiのみからなる合金について、EPH値はSiを増加させるとともに減少することを示す。しかし、意外にも、増加は、Na添加ありのMg−4.5%Siで覆され;この合金は、5.8重量%H2を示す。一次Mg2Siの広範囲の網状構造と相まってケイ素の軽量は、この効果を生み出すための組み合わせであり得る。述べられたように、SiはMgよりも安価であり、だから合金の費用は、この比較的高い添加で実際に低下し、それを商業的に魅力的にする。
要約
本明細書に開示される、および定義される本発明が、述べられた、または本文もしくは図面から明らかな個々の特徴の2つもしくはそれ以上のすべての代わりの組み合わせにまで及ぶことは理解されるであろう。これらの異なる組み合わせのすべてが、本発明の様々な代わりの態様を構成する。
本明細書に開示される、および定義される本発明が、述べられた、または本文もしくは図面から明らかな個々の特徴の2つもしくはそれ以上のすべての代わりの組み合わせにまで及ぶことは理解されるであろう。これらの異なる組み合わせのすべてが、本発明の様々な代わりの態様を構成する。
Claims (69)
- 商業的鋳造法によって形成することができるMg−Cu合金であって、水素貯蔵用途向けに好適であり、かつ
i. ゼロよりも大きく、32質量%Cu未満である、前記合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCu;および任意選択的に、ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である、前記合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi;
ii. ゼロから2質量%Na(20,000ppm、すなわち、百万当たりの部)以下の量のNa;
iii. 合計して0.5質量%未満の付随的不純物;ならびに
iv. 合金質量の残りであるMg
から本質的になり、
前記合金が、一次(最初に形成された)結晶化Mg相およびその後結晶化したMg−Cuベース共晶を有する
合金。 - 前記Cu含有量が1質量%〜9質量%である請求項1に記載のMg−Cuベース合金。
- 前記Cu含有量が2質量%〜6質量%である請求項1に記載のMg−Cuベース合金。
- 前記Na含有量が200〜4,000ppmである請求項1〜3のいずれか一項に記載のMg−Cuベース合金。
- 前記Na含有量が800〜2,000ppmである請求項1〜3のいずれか一項に記載のMg−Cuベース合金。
- 商業的鋳造法によって形成することができるMg−Si合金であって、水素貯蔵用途向けに好適であり、かつ
i. (a)ゼロよりも大きく、1.34質量%Si未満である、前記Mg−Si合金がSi含有量に関して亜共晶であるような量のSi;または
(b)1.34質量%よりも大きく、36.6質量%Si未満である、前記合金がSi含有量に関して超共晶であるような量のSi;
ii. 任意選択的に、ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である、前記合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi;およびゼロよりも大きく、32質量%Cu未満である、前記合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCuの少なくとも1つ;
iii. ゼロから2質量%Na(20,000ppm)以下の量のNa;
iv. 合計して0.5質量%未満の付随的不純物;ならびに
v. 前記質量の残りであるMg
から本質的になり、
前記合金が、一次結晶化Mg相およびその後結晶化したMg−Siベース共晶を有する
合金。 - 前記Na含有量が200〜4,000ppmである請求項6に記載のMg−Siベース合金。
- 前記Na含有量が800〜2,000ppmである請求項6に記載のMg−Siベース合金。
- 請求項6に記載の合金であって、
前記合金がSi含有量に関して超共晶であるような量のSi;ならびに任意選択的に、ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である、前記合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi;およびゼロよりも大きく、32質量%Cu未満である、前記合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCuの少なくとも1つ;
から本質的になり、
前記合金が、一次結晶化Mg2Si金属間相およびその後結晶化したMg−Siベース共晶を有する
合金。 - 前記Si含有量が1.34質量%〜7質量%である請求項9に記載のMg−Siベース合金。
- 前記Si含有量が1.34質量%〜5質量%である請求項9に記載のMg−Siベース合金。
- 前記Na含有量が200〜4,000ppmである請求項9に記載のMg−Siベース合金。
- 前記Na含有量が800〜2,000ppmである請求項9に記載のMg−Siベース合金。
- 請求項6に記載の合金であって、
ゼロよりも大きく、1.34質量%Si未満である、前記合金がSi含有量に関して亜共晶であるような量のSi;ならびに
任意選択的に、ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である、前記合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi;およびゼロよりも大きく、32質量%Cu未満である、前記合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCuの少なくとも1つから本質的になる
合金。 - 前記Na含有量が200〜4,000ppmである請求項14に記載の合金。
- 前記Na含有量が800〜2,000ppmである請求項14に記載のMg−Siベース合金。
- 請求項1に記載の合金であって、
ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である、前記合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi
から本質的になり、
前記合金が、一次結晶化Mg相ならびにその後結晶化した、Mg−Cuベース共晶、Mg−Niベース共晶およびMg−Cu−Niベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金。 - 前記Cu含有量が0.1質量%〜9質量%である請求項17に記載のMg−Cu−Niベース合金。
- 前記Cu含有量が0.1質量%〜5.5質量%である請求項17に記載のMg−Cu−Niベース合金。
- 前記Ni含有量が0.1質量%〜9質量%である請求項17〜19のいずれか一項に記載のMg−Cu−Niベース合金。
- 前記Ni含有量が0.1質量%〜5.5質量%である請求項17〜19のいずれか一項に記載のMg−Cu−Niベース合金。
- 前記Na含有量が200〜4,000ppmである請求項17〜19のいずれか一項に記載のMg−Cu−Niベース合金。
- 前記Na含有量が800〜2,000ppmである請求項17〜19のいずれか一項に記載のMg−Cu−Niベース合金。
- 請求項14に記載の合金であって、
ゼロよりも大きく、32質量%Cu未満である、前記合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCu
から本質的になり、
前記合金が、一次結晶化Mg相ならびにその後結晶化した、Mg−Cuベース共晶、Mg−Siベース共晶およびMg−Cu−Siベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金。 - 前記Cu含有量が0.1質量%〜7質量%である請求項24に記載のMg−Cu−Siベース合金。
- 前記Cu含有量が0.1質量%〜4.5質量%である請求項24に記載のMg−Cu−Siベース合金。
- 前記Si含有量が0.1質量%〜1.34質量%である請求項24〜26のいずれか一項に記載のMg−Cu−Siベース合金。
- 前記Si含有量が0.2質量%〜1.34質量%である請求項24〜26のいずれか一項に記載のMg−Cu−Siベース合金。
- 前記Na含有量が200〜4,000ppmである請求項24〜26のいずれか一項に記載のMg−Cu−Siベース合金。
- 前記Na含有量が800〜2,000ppmである請求項24〜28のいずれか一項に記載のMg−Cu−Siベース合金。
- 請求項9に記載の合金であって、
ゼロよりも大きく、32質量%Cu未満である、前記合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCu、および
任意選択的に、ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である、前記合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi
から本質的になり、
前記合金が、一次結晶化Mg2Si金属間相ならびにその後結晶化した、Mg−Cuベース共晶、Mg−Siベース共晶およびMg−Cu−Siベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金。 - 前記Cu含有量が0.1質量%〜7質量%である請求項31に記載のMg−Cu−Siベース合金。
- 前記Cu含有量が0.1質量%〜4.5質量%である請求項31に記載のMg−Cu−Siベース合金。
- 前記Si含有量が1.34質量%〜7質量%である請求項31〜33のいずれか一項に記載のMg−Cu−Siベース合金。
- 前記Si含有量が1.34質量%〜5質量%である請求項31〜33のいずれか一項に記載のMg−Cu−Siベース合金。
- 前記Na含有量が200〜4,000ppmである請求項31〜35のいずれか一項に記載のMg−Cu−Siベース合金。
- 前記Na含有量が800〜2,000ppmである請求項31〜35のいずれか一項に記載のMg−Cu−Siベース合金。
- 請求項14に記載の合金であって、
ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である、前記合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi;およびゼロよりも大きく、1.34質量%Si未満である、Mg−Ni−Si合金がSi含有量に関して亜共晶であるような量のSi;ならびに任意選択的に、ゼロよりも大きく、32質量%Cu未満である、前記合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCu
から本質的になり、
前記合金が、一次結晶化Mg相ならびにその後結晶化した、Mg−Niベース共晶、Mg−Siベース共晶およびMg−Ni−Siベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金。 - 前記Ni含有量が0.1質量%〜7質量%である請求項38に記載のMg−Ni−Siベース合金。
- 前記Ni含有量が0.1質量%〜3.5質量%である請求項38に記載のMg−Ni−Siベース合金。
- 前記Si含有量が0.1質量%〜1.34質量%である請求項38〜40のいずれか一項に記載のMg−Ni−Siベース合金。
- 前記Si含有量が0.2質量%〜1.34質量%である請求項38〜40のいずれか一項に記載のMg−Ni−Siベース合金。
- 前記Na含有量が200〜4,000ppmである請求項38〜42のいずれか一項に記載のMg−Ni−Siベース合金。
- 前記Na含有量が800〜2,000ppmである請求項38〜42のいずれか一項に記載のMg−Ni−Siベース合金。
- 請求項9に記載の合金であって、
ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である、前記合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi
から本質的になり、
前記合金が、一次結晶化Mg2Si金属間相ならびにその後結晶化した、Mg−Niベース共晶、Mg−Siベース共晶およびMg−Ni−Siベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金。 - 前記Ni含有量が0.1質量%〜7質量%である請求項45に記載のMg−Ni−Siベース合金。
- 前記Niが0.1質量%〜3.5質量%である請求項45に記載のMg−Ni−Siベース合金。
- 前記Si含有量が1.34質量%〜7質量%である請求項45〜47のいずれか一項に記載のMg−Ni−Siベース合金。
- 前記Siが1.34質量%〜5質量%である請求項45〜47のいずれか一項に記載のMg−Ni−Siベース合金。
- 前記Na含有量が200〜4,000ppmである請求項45〜49のいずれか一項に記載のMg−Ni−Siベース合金。
- 前記Na含有量が800〜2,000ppmである請求項45〜49のいずれか一項に記載のMg−Ni−Siベース合金。
- 請求項38に記載の合金であって、
ゼロよりも大きく、32質量%Cu未満である、前記合金がCu含有量に関して亜共晶であるような量のCu;ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である、Mg−Cu−Ni−Si合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi
から本質的になり、
前記合金が、一次結晶化Mg相ならびにその後結晶化した、Mg−Cuベース共晶、Mg−Niベース共晶、Mg−Siベース共晶、Mg−Cu−Siベース共晶、Mg−Cu−Niベース共晶、Mg−Ni−Siベース共晶およびMg−Cu−Ni−Siベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金。 - 前記Cu含有量が0.1質量%〜7質量%である請求項52に記載のMg−Cu−Ni−Siベース合金。
- 前記Cu含有量が0.1質量%〜4.5質量%である請求項52に記載のMg−Cu−Ni−Siベース合金。
- 前記Ni含有量が0.1質量%〜7質量%である請求項52〜54のいずれか一項に記載のMg−Cu−Ni−Siベース合金。
- 前記Ni含有量が0.1質量%〜4.5質量%である請求項52〜54のいずれか一項に記載のMg−Cu−Ni−Siベース合金。
- 前記Si含有量が0.1質量%〜1.34質量%である請求項52〜56のいずれか一項に記載のMg−Cu−Ni−Siベース合金。
- 前記Si含有量が0.2質量%〜1.34質量%である請求項52〜56のいずれか一項に記載のMg−Cu−Ni−Siベース合金。
- 前記Na含有量が200〜4,000ppmである請求項52〜58のいずれか一項に記載のMg−Cu−Ni−Siベース合金。
- 前記Na含有量が800〜2,000ppmである請求項52〜58のいずれか一項に記載のMg−Cu−Ni−Siベース合金。
- 請求項31に記載の合金であって、
ゼロよりも大きく、23.5質量%Ni未満である、前記Mg−Cu−Ni−Si合金がNi含有量に関して亜共晶であるような量のNi
から本質的になり、
前記合金が、一次結晶化Mg2Si相ならびにその後結晶化した、Mg−Cuベース共晶、Mg−Niベース共晶、Mg−Siベース共晶、Mg−Cu−Siベース共晶、Mg−Cu−Niベース共晶、Mg−Ni−Siベース共晶およびMg−Cu−Ni−Siベース共晶の1つもしくは複数の混合物を有する
合金。 - 前記Cu含有量が0.1質量%〜7質量%である請求項61に記載のMg−Cu−Ni−Siベース合金。
- 前記Cu含有量が0.1質量%〜4.5質量%である請求項61に記載のMg−Cu−Ni−Siベース合金。
- 前記Ni含有量が0.1質量%〜7質量%である請求項61〜63のいずれか一項に記載のMg−Cu−Ni−Siベース合金。
- 前記Ni含有量が0.1質量%〜4.5質量%である請求項61〜63のいずれか一項に記載のMg−Cu−Ni−Siベース合金。
- 前記Si含有量が1.34質量%〜7質量%である請求項61〜65のいずれか一項に記載のMg−Cu−Ni−Siベース合金。
- 前記Si含有量が1.34質量%〜5質量%である請求項61〜65のいずれか一項に記載のMg−Cu−Ni−Siベース合金。
- 前記Na含有量が200〜4,000ppmである請求項61〜67のいずれか一項に記載のMg−Cu−Ni−Siベース合金。
- 前記Na含有量が800〜2,000ppmである請求項61〜67のいずれか一項に記載のMg−Cu−Ni−Siベース合金。
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Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN113789462A (zh) * | 2021-08-24 | 2021-12-14 | 上海交通大学 | 一种储氢镁合金及其制备方法 |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN108588521A (zh) * | 2018-06-05 | 2018-09-28 | 微山钢研稀土材料有限公司 | 一种高容量Mg-Cu-Ni三元贮氢合金及其制备方法 |
US11473179B2 (en) * | 2019-11-29 | 2022-10-18 | Fujian Meifu Technology Co., Ltd. | Method for preparing high-strength, dissolvable magnesium alloy material |
CN113695536B (zh) * | 2021-08-24 | 2022-05-27 | 上海交通大学 | 一种储氢镁合金的制备方法 |
CN115140706B (zh) * | 2022-05-16 | 2024-01-09 | 广东省国研科技研究中心有限公司 | 一种Mg-Ni-Si系储氢材料及其制备方法 |
Family Cites Families (126)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US1957934A (en) * | 1932-04-21 | 1934-05-08 | Dow Chemical Co | Magnesium base alloys |
US2124557A (en) * | 1937-08-02 | 1938-07-26 | Dow Chemical Co | Magnesium base alloy |
US3837527A (en) | 1973-03-16 | 1974-09-24 | L Kutik | Reinforced aerosol container |
US4016836A (en) | 1975-09-08 | 1977-04-12 | Billings Energy Research Corporation | Hydride fuel system |
US4358432A (en) | 1976-07-26 | 1982-11-09 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Material for hydrogen absorption and desorption |
FR2407170A1 (fr) | 1977-10-27 | 1979-05-25 | Raffinage Cie Francaise | Procede combine de stockage et de production d'hydrogene et applications de ce procede |
CA1177624A (en) | 1980-04-03 | 1984-11-13 | Hee M. Lee | Hydrogen storage |
DE3125276C2 (de) | 1981-06-25 | 1983-06-16 | Mannesmann AG, 4000 Düsseldorf | Metall-Hydridspeicher |
US4402187A (en) | 1982-05-12 | 1983-09-06 | Mpd Technology Corporation | Hydrogen compressor |
DE3337754C2 (de) | 1983-10-18 | 1986-05-28 | Daimler-Benz Ag, 7000 Stuttgart | Wasserstoffspeicher |
JPS63277875A (ja) | 1987-05-09 | 1988-11-15 | Aisin Seiki Co Ltd | 熱式ガス圧縮器 |
KR920010422B1 (ko) | 1987-05-15 | 1992-11-27 | 마쯔시다덴기산교 가부시기가이샤 | 수소흡수저장전극 및 그 제조법 |
US5006328A (en) | 1987-11-17 | 1991-04-09 | Kuochih Hong | Method for preparing materials for hydrogen storage and for hydride electrode applications |
DE3741625A1 (de) | 1987-12-04 | 1989-06-15 | Hydrid Wasserstofftech | Druckbehaelter fuer die speicherung von wasserstoff |
JPH02232332A (ja) * | 1989-03-07 | 1990-09-14 | Tech Res & Dev Inst Of Japan Def Agency | 高腐食性マグネシウム合金 |
US5229222A (en) | 1990-11-14 | 1993-07-20 | Sanyo Electric Co., Ltd. | Fuel cell system |
SE514327C2 (sv) | 1991-12-23 | 2001-02-12 | Ingemar Falk | Tryckbehållare |
US5863577A (en) | 1992-11-10 | 1999-01-26 | Guinness Brewing Worldwide Limited | Pressurized beverage package with an interior compartment for the production of foam on opening of the package, and a method of forming such a package |
JP3622989B2 (ja) * | 1993-03-30 | 2005-02-23 | 三井金属鉱業株式会社 | マグネシウム合金からなる成形部材及びその製造方法 |
US5506069A (en) | 1993-10-14 | 1996-04-09 | Ovonic Battery Company, Inc. | Electrochemical hydrogen storage alloys and batteries fabricated from Mg containing base alloys |
US5501917A (en) | 1994-01-28 | 1996-03-26 | Hong; Kuochih | Hydrogen storage material and nickel hydride batteries using same |
US5733680A (en) | 1994-01-28 | 1998-03-31 | Hong; Kuochih | Method for making hydride electrodes and hydride batteries suitable for various temperatures |
US5695530A (en) | 1994-03-14 | 1997-12-09 | Hong; Kuochih | Method for making high charging efficiency and fast oxygen recombination rechargeable hydride batteries |
US5766799A (en) | 1994-03-14 | 1998-06-16 | Hong; Kuochih | Method to reduce the internal pressure of a sealed rechargeable hydride battery |
US5554456A (en) | 1994-06-14 | 1996-09-10 | Ovonic Battery Company, Inc. | Electrochemical hydrogen storage alloys and batteries containing heterogeneous powder particles |
US6103024A (en) | 1994-12-22 | 2000-08-15 | Energy Conversion Devices, Inc. | Magnesium mechanical alloys for thermal hydrogen storage |
AU4469196A (en) | 1994-12-22 | 1996-07-10 | Energy Conversion Devices Inc. | Magnesium mechanical alloys for thermal hydrogen storage |
US5840440A (en) | 1995-11-20 | 1998-11-24 | Ovonic Battery Company, Inc. | Hydrogen storage materials having a high density of non-conventional useable hydrogen storing sites |
US5906792A (en) | 1996-01-19 | 1999-05-25 | Hydro-Quebec And Mcgill University | Nanocrystalline composite for hydrogen storage |
US5862937A (en) | 1996-07-24 | 1999-01-26 | Inventures, Inc. | Food and beverage chilling system |
EP0931612B1 (en) | 1996-09-26 | 2003-11-19 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Method of producing titanium-based hydrogen absorbing alloy powder |
JP3626298B2 (ja) | 1996-10-03 | 2005-03-02 | トヨタ自動車株式会社 | 水素吸蔵合金およびその製造方法 |
DE19758384C2 (de) | 1997-12-23 | 2002-08-01 | Geesthacht Gkss Forschung | Verfahren zur Herstellung nanokristalliner Metallhydride |
US6602639B1 (en) | 1997-12-26 | 2003-08-05 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Process for producing hydrogen storage alloy and process for producing hydrogen storage alloy electrode |
US6099811A (en) | 1998-02-13 | 2000-08-08 | Energy Conversion Devices, Inc. | Self-heating metal-hydride hydrogen storage system |
JPH11310844A (ja) | 1998-04-30 | 1999-11-09 | Toyota Motor Corp | 水素吸蔵合金および水素吸蔵合金電極 |
JP3528599B2 (ja) | 1998-05-21 | 2004-05-17 | トヨタ自動車株式会社 | 水素吸蔵合金 |
US6471935B2 (en) | 1998-08-06 | 2002-10-29 | University Of Hawaii | Hydrogen storage materials and method of making by dry homogenation |
JP2955662B1 (ja) | 1998-09-29 | 1999-10-04 | 工業技術院長 | 三元系水素吸蔵合金およびその製造方法 |
US6689193B1 (en) | 1999-06-24 | 2004-02-10 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Hydrogen storage alloy powder and method for producing the same |
US6305442B1 (en) | 1999-11-06 | 2001-10-23 | Energy Conversion Devices, Inc. | Hydrogen-based ecosystem |
US6193929B1 (en) * | 1999-11-06 | 2001-02-27 | Energy Conversion Devices, Inc. | High storage capacity alloys enabling a hydrogen-based ecosystem |
US6491866B1 (en) | 1999-11-06 | 2002-12-10 | Energy Conversion Devices, Inc. | High storage capacity, fast kinetics, long cycle-life, hydrogen storage alloys |
US6591616B2 (en) | 1999-11-06 | 2003-07-15 | Energy Conversion Devices, Inc. | Hydrogen infrastructure, a combined bulk hydrogen storage/single stage metal hydride hydrogen compressor therefor and alloys for use therein |
US6328821B1 (en) | 1999-11-22 | 2001-12-11 | Energy Conversion Devices, Inc. | Modified magnesium based hydrogen storage alloys |
US6478844B1 (en) | 1999-12-13 | 2002-11-12 | Energy Conversion Devices, Inc. | Method for making hydrogen storage alloy |
JP4384773B2 (ja) | 2000-01-28 | 2009-12-16 | 本田技研工業株式会社 | 水素を燃料とする機器への水素供給システム |
SE0001835D0 (sv) | 2000-05-17 | 2000-05-17 | Hoeganaes Ab | Method for improving the properties of alloy powders for NiMH batteries |
US6726783B1 (en) | 2000-05-18 | 2004-04-27 | Energy Conversion Devices, Inc. | High storage capacity alloys having excellent kinetics and a long cycle life |
EP1174385B1 (en) | 2000-05-31 | 2004-10-06 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Process for producing hydrogen absorbing alloy powder, hydrogen absorbing alloy powder, and hydrogen-storing tank for mounting in vehicle |
CN1170950C (zh) * | 2000-05-31 | 2004-10-13 | 南开大学 | 镁基储氢合金材料 |
US6500583B1 (en) | 2000-07-17 | 2002-12-31 | Energy Conversion Devices, Inc. | Electrochemical hydrogen storage alloys for nickel metal hydride batteries, fuel cells and methods of manufacturing same |
US6508866B1 (en) | 2000-07-19 | 2003-01-21 | Ergenics, Inc. | Passive purification in metal hydride storage apparatus |
WO2002043170A2 (en) | 2000-11-27 | 2002-05-30 | Koninklijke Philips Electronics N.V. | Metal hydride battery material with high storage capacity |
JP4846090B2 (ja) | 2000-12-14 | 2011-12-28 | 日本重化学工業株式会社 | Mg系高吸蔵量水素吸蔵合金 |
JP4705251B2 (ja) | 2001-01-26 | 2011-06-22 | 本田技研工業株式会社 | Mhタンク |
DE10105895A1 (de) | 2001-02-09 | 2002-08-29 | Bosch Gmbh Robert | Einrichtung zur Abgabe von Wasserstoff |
JP3731041B2 (ja) * | 2001-02-26 | 2006-01-05 | 独立行政法人産業技術総合研究所 | 高耐食性マグネシウム合金および高耐食性マグネシウム材料の作製方法 |
TW499777B (en) | 2001-04-16 | 2002-08-21 | Asia Pacific Fuel Cell Tech | Supply device for use with hydrogen source |
JP3677220B2 (ja) | 2001-04-26 | 2005-07-27 | 日本重化学工業株式会社 | マグネシウム系水素吸蔵合金 |
JP4181416B2 (ja) | 2001-04-27 | 2008-11-12 | 株式会社三徳 | Cr−Ti−V系水素吸蔵合金の製造法 |
US20030042008A1 (en) | 2001-06-29 | 2003-03-06 | Robert Schulz | Method for storing hydrogen in an hybrid form |
JP3867539B2 (ja) | 2001-10-02 | 2007-01-10 | トヨタ自動車株式会社 | 水素透過膜およびその製造方法 |
JP2003147472A (ja) | 2001-11-02 | 2003-05-21 | Toyota Central Res & Dev Lab Inc | マグネシウム系水素吸蔵合金 |
JP2003147471A (ja) | 2001-11-02 | 2003-05-21 | Toyota Central Res & Dev Lab Inc | マグネシウム系水素吸蔵合金 |
JP4183959B2 (ja) | 2002-03-22 | 2008-11-19 | 株式会社日本製鋼所 | 水素吸蔵合金の製造方法 |
US6709497B2 (en) | 2002-05-09 | 2004-03-23 | Texaco Ovonic Hydrogen Systems Llc | Honeycomb hydrogen storage structure |
CA2389939A1 (en) | 2002-06-25 | 2003-12-25 | Alicja Zaluska | New type of catalytic materials based on active metal-hydrogen-electronegative element complexes for reactions involving hydrogen transfer |
JP4147462B2 (ja) | 2002-08-07 | 2008-09-10 | トヨタ自動車株式会社 | 多層構造水素吸蔵体 |
US6918430B2 (en) | 2002-08-14 | 2005-07-19 | Texaco Ovonic Hydrogen Systems Llc | Onboard hydrogen storage unit with heat transfer system for use in a hydrogen powered vehicle |
GB0219112D0 (en) | 2002-08-16 | 2002-09-25 | Johnson Matthey Plc | Reactive milling process |
CN100361329C (zh) | 2002-10-21 | 2008-01-09 | 皇家飞利浦电子股份有限公司 | 高存储容量储氢材料 |
ATE496865T1 (de) | 2002-11-01 | 2011-02-15 | Savannah River Nuclear Solutions Llc | Komplexe hydride für die wasserstoffspeicherung |
US7314594B2 (en) | 2002-12-27 | 2008-01-01 | Mitsui Mining & Smelting Co., Ltd. | Hydrogen storage alloy |
WO2004065292A2 (en) | 2003-01-20 | 2004-08-05 | Vellore Institute Of Technology | A system for production of hydrogen with metal hydride and a method |
JP4678130B2 (ja) | 2003-01-20 | 2011-04-27 | 株式会社Gsユアサ | 密閉型ニッケル水素蓄電池とその製造法 |
JP4040525B2 (ja) | 2003-04-30 | 2008-01-30 | 本田技研工業株式会社 | 水素充填装置 |
US8673811B2 (en) | 2003-05-30 | 2014-03-18 | Peter J. Schubert | System, methods and materials for storing and retrieving hydrogen |
WO2005010427A1 (ja) | 2003-07-25 | 2005-02-03 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | ガス供給装置 |
US6955198B2 (en) | 2003-09-09 | 2005-10-18 | Advanced Technology Materials, Inc. | Auto-switching system for switch-over of gas storage and dispensing vessels in a multi-vessel array |
US7115247B2 (en) | 2003-09-30 | 2006-10-03 | General Electric Company | Hydrogen storage compositions and methods of manufacture thereof |
US7175826B2 (en) | 2003-12-29 | 2007-02-13 | General Electric Company | Compositions and methods for hydrogen storage and recovery |
US7128997B2 (en) | 2003-10-30 | 2006-10-31 | Hewlett-Packard Development Company, L.P. | Method and system for dispensing pelletized fuel for use with a fuel cell |
US7211541B2 (en) | 2003-12-11 | 2007-05-01 | Ovonic Hydrogen Systems Llc | Mg—Ni hydrogen storage composite having high storage capacity and excellent room temperature kinetics |
US20050126663A1 (en) | 2003-12-11 | 2005-06-16 | Fetcenko Michael A. | Catalyzed hydrogen desorption in Mg-based hydrogen storage material and methods for production thereof |
US7344676B2 (en) | 2003-12-19 | 2008-03-18 | Ovonic Hydrogen Systems Llc | Hydrogen storage materials having excellent kinetics, capacity, and cycle stability |
JP2005268386A (ja) | 2004-03-17 | 2005-09-29 | Mitsubishi Electric Corp | リング型焼結磁石およびその製造方法 |
EP1749896A4 (en) | 2004-04-08 | 2009-06-24 | Tohoku Techno Arch Co Ltd | PROCESS FOR ATOMIZING ALLOY CRYSTAL GRAIN BY HYDROGEN TREATMENT |
GB0408393D0 (en) | 2004-04-15 | 2004-05-19 | Johnson Matthey Plc | Particulate alloy comprising magnesium and nickel |
CN1256456C (zh) | 2004-05-12 | 2006-05-17 | 浙江大学 | 一种低温可逆储氢镁基复合材料 |
US20060027272A1 (en) | 2004-08-04 | 2006-02-09 | Tomlinson Jeremy J | Gas shut-off valve assembly |
US7781109B2 (en) | 2004-09-03 | 2010-08-24 | Gross Karl J | Hydrogen storage and integrated fuel cell assembly |
US20060057019A1 (en) | 2004-09-16 | 2006-03-16 | Kwo Young | Hydrogen storage alloys having reduced PCT hysteresis |
KR100904402B1 (ko) | 2004-09-23 | 2009-06-26 | 제너럴 모터즈 코오포레이션 | 수소 저장 시스템 및 조성물 |
CN1754972A (zh) | 2004-09-29 | 2006-04-05 | 内蒙古稀奥科镍氢动力电池有限公司 | 一种MH-Ni电池用高容量稀土-镁基多相贮氢合金及其制备方法 |
CN100352957C (zh) | 2004-11-02 | 2007-12-05 | 内蒙古稀奥科镍氢动力电池有限公司 | 一种MH-Ni电池用稀土-镁基复合贮氢合金的制备方法 |
BRPI0518400B1 (pt) * | 2004-12-07 | 2018-01-16 | Hydrexia Pty Limited | Método de produção de um material de armazenamento de hidrogênio, liga hipoeutética de magnésio-níquel e material de armazenamento de hidrogênio formado a partir de uma liga de magnésio-níquel fundida |
DE102004061286B4 (de) | 2004-12-14 | 2021-09-16 | Helmholtz-Zentrum Geesthacht Zentrum für Material- und Küstenforschung GmbH | Wasserstoff speicherndes Kompositmaterial sowie eine Vorrichtung zur reversiblen Speicherung von Wasserstoff |
CA2529433C (en) | 2004-12-17 | 2009-12-01 | University Of New Brunswick | Hydrogen storage materials |
JP2006177434A (ja) | 2004-12-22 | 2006-07-06 | Mitsubishi Electric Corp | 水素貯蔵・供給装置 |
JP4575140B2 (ja) | 2004-12-24 | 2010-11-04 | 株式会社豊田自動織機 | 水素貯蔵タンクの水素吸蔵材劣化検知装置及び水素貯蔵タンクの水素吸蔵材劣化検知方法並びに水素貯蔵供給システム |
JP5002126B2 (ja) | 2004-12-24 | 2012-08-15 | 株式会社豊田自動織機 | 燃料電池システム |
DE102005003623A1 (de) | 2005-01-26 | 2006-07-27 | Studiengesellschaft Kohle Mbh | Verfahren zur reversiblen Speicherung von Wasserstoff |
WO2006085542A1 (ja) | 2005-02-08 | 2006-08-17 | Mitsui Mining & Smelting Co., Ltd. | 低Co水素吸蔵合金 |
JP2006228536A (ja) | 2005-02-17 | 2006-08-31 | Sanyo Electric Co Ltd | アルカリ蓄電池用水素吸蔵合金及びアルカリ蓄電池 |
WO2006095339A1 (en) | 2005-03-07 | 2006-09-14 | C. En. Limited | Process for accumulating hydrogen |
WO2006114728A1 (en) | 2005-04-25 | 2006-11-02 | Koninklijke Philips Electronics N.V. | Hydrogen storage material and method for preparation of such a material |
JP5119578B2 (ja) | 2005-07-04 | 2013-01-16 | 株式会社Gsユアサ | ニッケル水素電池およびその製造方法 |
ES2265282B1 (es) | 2005-07-06 | 2008-02-01 | Consejo Superior Investigaciones Cientificas | Hidruro de magnesio nanoparticulado, procedimiento de preparacion y utilizacion. |
JP5092747B2 (ja) | 2005-08-11 | 2012-12-05 | 株式会社Gsユアサ | 水素吸蔵合金とその製造方法、水素吸蔵合金電極、及び二次電池 |
CN101238231B (zh) | 2005-08-11 | 2011-04-13 | 株式会社杰士汤浅国际 | 储氢合金、储氢合金电极、二次电池和储氢合金的制造方法 |
CN100537415C (zh) | 2005-08-12 | 2009-09-09 | 比亚迪股份有限公司 | 金属氢化合物水解制氢催化剂及其制备方法以及使用该催化剂的制氢方法 |
WO2007021055A1 (en) | 2005-08-17 | 2007-02-22 | Daum Energy Co., Ltd. | Hydrogen storage alloy and apparatus for storing hydrogen using the same |
CN100351413C (zh) | 2005-12-01 | 2007-11-28 | 广州有色金属研究院 | 一种高容量稀土镁基贮氢合金制备方法 |
CN100577836C (zh) * | 2006-07-26 | 2010-01-06 | 哈尔滨工业大学 | 高强韧高阻尼变形镁合金及其制备方法 |
EP2160539B1 (en) | 2007-03-02 | 2017-05-03 | Enersea Transport LLC | Apparatus and method for flowing compressed fluids into and out of containment |
DE202007009992U1 (de) | 2007-06-27 | 2008-07-31 | BLüCHER GMBH | Speicherbehälter für gasförmige Kraftstoffe |
JP4462301B2 (ja) * | 2007-07-27 | 2010-05-12 | トヨタ自動車株式会社 | 水素吸蔵材料の製造方法 |
DE102007058671B4 (de) | 2007-12-06 | 2016-04-28 | Basf Se | Verfahren zur Regelung der Gasentnahme und Vorrichtung zur Speicherung mindestens eines Gases |
US8628609B2 (en) | 2008-03-03 | 2014-01-14 | Fredy Ornath | Hydrogen storage tank |
KR101120574B1 (ko) | 2008-12-22 | 2012-03-09 | 한국전자통신연구원 | 가스 저장 구조체 및 이를 포함하는 가스 저장 장치 |
TW201128106A (en) | 2010-02-08 | 2011-08-16 | Chung Hsin Elec & Mach Mfg | Hydrogen storage device |
BR112012020937A2 (pt) | 2010-02-24 | 2017-01-31 | Hydrexia Pty Ltd | unidade de armazenamento de hidrogênio e dispositivo de armazenamento de hidrogênio |
SG183167A1 (en) | 2010-02-24 | 2012-09-27 | Hydrexia Pty Ltd | Hydrogen release system |
US8257473B2 (en) | 2010-07-08 | 2012-09-04 | Airsep Corporation | Sieve bed |
NO336503B1 (no) | 2013-12-23 | 2015-09-14 | Yara Int Asa | Fyllestasjon for flytende kryogent kjølemiddel |
-
2016
- 2016-07-25 WO PCT/AU2016/050659 patent/WO2017011881A1/en active Application Filing
- 2016-07-25 US US15/742,262 patent/US11141784B2/en active Active
- 2016-07-25 EP EP16826942.1A patent/EP3325190A4/en not_active Withdrawn
- 2016-07-25 JP JP2018503194A patent/JP2018527459A/ja not_active Withdrawn
- 2016-07-25 AU AU2016297691A patent/AU2016297691B2/en active Active
- 2016-07-25 CA CA2991310A patent/CA2991310C/en active Active
- 2016-07-25 CN CN201680038451.1A patent/CN107848027A/zh active Pending
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN113789462A (zh) * | 2021-08-24 | 2021-12-14 | 上海交通大学 | 一种储氢镁合金及其制备方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP3325190A4 (en) | 2019-08-14 |
AU2016297691B2 (en) | 2021-06-24 |
WO2017011881A1 (en) | 2017-01-26 |
US20180214940A1 (en) | 2018-08-02 |
CA2991310A1 (en) | 2017-01-26 |
CN107848027A (zh) | 2018-03-27 |
US11141784B2 (en) | 2021-10-12 |
AU2016297691A1 (en) | 2017-12-14 |
EP3325190A1 (en) | 2018-05-30 |
CA2991310C (en) | 2023-08-08 |
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