JP4972468B2 - Solid oxide fuel cell - Google Patents

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Description

本発明は、SOFC(Solide Oxide Fuel Cell;固体酸化物燃料電池)に関する。   The present invention relates to a SOFC (Solid Oxide Fuel Cell).

近年、酸素イオン伝導体を用いたSOFCに関心が高まりつつある。特にエネルギーの有効利用という観点から、固体燃料電池はカルノー効率の制約を受けないため本質的に高いエネルギー変換効率を有し、さらに良好な環境保全が期待されるなどの優れた特長を持っている(非特許文献1参照)。   In recent years, interest in SOFCs using oxygen ion conductors is increasing. In particular, from the viewpoint of effective use of energy, solid fuel cells are not subject to the restrictions of Carnot efficiency, so they have inherently high energy conversion efficiency and have excellent features such as better environmental conservation. (Refer nonpatent literature 1).

このSOFC(固体電解質型燃料電池とも言う)は、当初、動作温度が900℃〜1000℃と高く、全ての部材がセラミックで構成されていた。そのため、セルスタックの製造コストの低減が難しかった。ここで、動作温度を800℃以下まで低減することができれば、インターコネクタに耐熱合金材料を用いることが可能となり、製造コストの低減が可能となる。しかしながら、動作温度の低減に伴い空気極における電気化学的な抵抗、即ち過電圧が、急激に増大し出力電圧の低下を招いてしまう。   This SOFC (also referred to as a solid oxide fuel cell) initially had a high operating temperature of 900 ° C. to 1000 ° C., and all members were made of ceramic. Therefore, it is difficult to reduce the manufacturing cost of the cell stack. Here, if the operating temperature can be reduced to 800 ° C. or lower, a heat-resistant alloy material can be used for the interconnector, and the manufacturing cost can be reduced. However, as the operating temperature decreases, the electrochemical resistance at the air electrode, that is, the overvoltage, increases rapidly, leading to a decrease in output voltage.

SOFCの空気極に使用されているペロブスカイト系酸化物は、ABO3の組成をとり、Aサイトはランタノイド系の金属元素、Bサイトは、Aサイトに比べイオン半径が小さい希土類金属元素が入る。La0.8Sr0.2Fe0.8Co0.23など鉄とコバルトをBサイトに含むペロブスカイト酸化物は、高い電極活性のために低温動作用空気極に適していることが知られている(非特許文献2参照)。しかし、鉄とコバルトをBサイトに含むペロブスカイト酸化物は、ジルコニア系固体電解質との反応劣化を起こし易く、空気極の焼成時にLa2Zr27や、SrZrO3などの不導体層をジルコニア系固体電解質との界面に形成する。そのため、希土類添加セリアの中間層を設けたり、希土類添加セリアとの混合体とした活性層を電解質に隣接して設けたりすることで、上記の不導体層の生成を抑制している。しかし、長期の運転を行うと、Aサイトに添加されているSrが徐々にセリアと反応して、SrCeO3を生成し、空気極特性の低下を引き起こす。ところが、AサイトにSrを添加しない場合には、電気伝導度が著しく低く、電極特性は低くなってしまう。 The perovskite oxide used in the SOFC air electrode has a composition of ABO 3. The A site contains a lanthanoid metal element, and the B site contains a rare earth metal element having a smaller ionic radius than the A site. Perovskite oxides containing iron and cobalt at the B site, such as La 0.8 Sr 0.2 Fe 0.8 Co 0.2 O 3, are known to be suitable for air electrodes for low-temperature operation because of high electrode activity (Non-patent Document 2). reference). However, perovskite oxide containing iron and cobalt at the B site is liable to cause reaction deterioration with the zirconia solid electrolyte, and a non-conductive layer such as La 2 Zr 2 O 7 or SrZrO 3 is formed in the zirconia system during firing of the air electrode. It forms at the interface with the solid electrolyte. Therefore, by providing an intermediate layer of rare earth-added ceria or by providing an active layer in a mixture with rare earth-added ceria adjacent to the electrolyte, the formation of the above-described non-conductive layer is suppressed. However, when a long-term operation is performed, Sr added to the A site gradually reacts with ceria to generate SrCeO 3 , causing a decrease in air electrode characteristics. However, when Sr is not added to the A site, the electrical conductivity is remarkably low and the electrode characteristics are lowered.

ところで、La0.8Sr0.2CoO3などコバルトをBサイトに含むペロブスカイト酸化物は、鉄−コバルト系よりも活性が高いが、上記の材料よりも熱膨張係数が著しく高いため、ジルコニア系固体電解質との膨張差が大きく、空気極の剥離を生じやすい。そして、Srなどの添加をしない場合、電気伝導度はさほど低下しないが、熱膨張係数がさらに増加する。このため、信頼性がさらに低い。
N.Q.Minh,J.Am.Ceram.Soc.,76,563(1993) 田川博明、「固体酸化物燃料電池と地球環境」、アグネ承風社、1998年
By the way, a perovskite oxide containing cobalt at the B site, such as La 0.8 Sr 0.2 CoO 3, has higher activity than the iron-cobalt system, but has a significantly higher coefficient of thermal expansion than the above materials. The difference in expansion is large, and the air electrode is easily peeled off. When Sr or the like is not added, the electrical conductivity does not decrease so much, but the thermal expansion coefficient further increases. For this reason, reliability is still lower.
N. Q. Minh, J .; Am. Ceram. Soc. , 76, 563 (1993) Hiroaki Tagawa, “Solid Oxide Fuel Cell and Global Environment”, Agne Jofusha, 1998

本発明は、Aサイトにランタノイド系元素、Bサイトにコバルト元素を有するペロブスカイト型酸化物を空気極に用いた場合の反応劣化の問題を解決し、さらに熱膨張係数をある程度低減することで、SOFC用空気極の低温特性を向上させることを目的とする。   The present invention solves the problem of reaction deterioration when a perovskite oxide having a lanthanoid element at the A site and a cobalt element at the B site is used for the air electrode, and further reduces the thermal expansion coefficient to some extent, The purpose is to improve the low temperature characteristics of the air electrode.

本発明は、燃料極と、固体電解質と、希土類添加セリアからなる中間層と、空気極とがこの順に積層されてなる固体電解質型燃料電池セルであって、
前記空気極が、Aサイトにランタノイド系元素、Bサイトにコバルト元素を有し、さらにBサイトにのみ2価の金属元素を有するペロブスカイト型酸化物(ABO3)を含有することを特徴とする固体電解質型燃料電池セルである。
The present invention is a solid oxide fuel cell in which a fuel electrode, a solid electrolyte, an intermediate layer made of rare earth-added ceria, and an air electrode are laminated in this order,
The air electrode contains a perovskite oxide (ABO 3 ) having a lanthanoid element at the A site, a cobalt element at the B site, and a divalent metal element only at the B site. It is an electrolyte fuel cell.

発明において、前記ペロブスカイト型酸化物は、LaFe 1-Y-X Co Y Ni X 3 (0.05≦X≦0.22、0.10≦Y≦0.30)で表されるものであるか、LaFe 1-Y-X Co Y Cu X 3 (0.05≦X≦0.20、0.15≦Y≦0.30)で表されるものであるか、LaFe 1-Y-X Co Y Mg X 3 (0.05≦X≦0.10、0.15≦Y.≦0.30)で表されるものであるか、LaCo 1-x Ni X 3 (0.05≦X≦0.25)で表されるものである。 In the present invention , is the perovskite oxide represented by LaFe 1 -YX Co Y Ni X O 3 (0.05 ≦ X ≦ 0.22, 0.10 ≦ Y ≦ 0.30)? LaFe 1-YX Co Y Cu X O 3 (0.05 ≦ X ≦ 0.20, 0.15 ≦ Y ≦ 0.30) or LaFe 1-YX Co Y Mg X O 3 (0.05 ≦ X ≦ 0.10, 0.15 ≦ Y. ≦ 0.30) or LaCo 1-x Ni X O 3 (0.05 ≦ X ≦ 0.25) ).

本発明によれば、Aサイトにランタノイド系元素、Bサイトにコバルト元素を有するペロブスカイト型酸化物を空気極に用いた場合の反応劣化の問題を解決し、さらに熱膨張係数をある程度低減できるため、SOFC用空気極の低温特性を向上させることができる。   According to the present invention, it is possible to solve the problem of reaction deterioration when a perovskite oxide having a lanthanoid element at the A site and a cobalt element at the B site is used for the air electrode, and further to reduce the thermal expansion coefficient to some extent. The low temperature characteristics of the SOFC air electrode can be improved.

Aサイトにランタノイド系元素、Bサイトにコバルト元素を有するペロブスカイト型酸化物を用いた空気極において、ランタノイド系元素の一例であるLaは3価の状態をとるため、セリアなどに固溶はするものの特定の化合物を作ることはなく、またLaのセリアへの拡散は非常に遅い。これに対し、電気伝導度の観点からAサイトに添加されているSrは2価の状態をとり、4価のセリアと反応してペロブスカイト系酸化物であるSrCeO3を生成する。そして、この反応によりAサイトが欠損しBサイトが過剰になるため、Bサイトの遷移金属がセリアへ拡散し、さらにSrがセリアと反応しやすくなる。以上の反応は、運転温度である800℃において進行する。 In an air electrode using a perovskite oxide having a lanthanoid element at the A site and a cobalt element at the B site, La, which is an example of a lanthanoid element, takes a trivalent state, but is dissolved in ceria and the like. It does not make a specific compound and the diffusion of La into ceria is very slow. In contrast, Sr added to the A site from the viewpoint of electrical conductivity takes a divalent state and reacts with tetravalent ceria to produce SrCeO 3 which is a perovskite oxide. This reaction results in loss of the A site and excess of the B site, so that the transition metal at the B site diffuses into ceria, and Sr easily reacts with ceria. The above reaction proceeds at an operating temperature of 800 ° C.

そこで、本発明では、Aサイトにランタノイド系元素、Bサイトにコバルト元素を有し、さらにBサイトにのみ2価の金属元素を有するペロブスカイト型酸化物(ABO3)により空気極を形成する。AサイトにSrを添加する代わりにBサイトに2価の金属元素を添加することで、電気伝導度の観点から同様の効果が期待できる。また、これらの金属元素はセリアへある程度拡散していくが、特定の化合物を作ることはない。さらに、Bサイトの濃度が減少してもABO3のAサイトには変化がないので、Bサイトが過剰になることはない。したがって、Bサイトの元素が減少する反応は起きにくくなり、セリアとBサイト元素との反応の進行は妨げられる。以上のことから、セリアとBサイトの遷移金属との反応はほとんど進行しない。 Therefore, in the present invention, an air electrode is formed of a perovskite oxide (ABO 3 ) having a lanthanoid element at the A site, a cobalt element at the B site, and a divalent metal element only at the B site. By adding a divalent metal element to the B site instead of adding Sr to the A site, the same effect can be expected from the viewpoint of electrical conductivity. In addition, these metal elements diffuse to some extent in ceria, but do not make specific compounds. Furthermore, even if the concentration of the B site is decreased, the A site of ABO 3 does not change, so the B site does not become excessive. Therefore, the reaction in which the element at the B site decreases is less likely to occur, and the progress of the reaction between ceria and the B site element is hindered. From the above, the reaction between ceria and the transition metal at the B site hardly proceeds.

Aサイトのランタノイド系元素としては、通常はLaを用いる。Bサイトは、主としてコバルト元素、または鉄元素およびコバルト元素を用いる。そして、Bサイトに添加される2価の金属元素としては、イオン半径の小さい金属元素が好ましく、例えば、Ni、Cu、Mgが好適である。   As the lanthanoid element at the A site, La is usually used. The B site mainly uses cobalt element, or iron element and cobalt element. And as a bivalent metal element added to B site, a metal element with a small ionic radius is preferable, for example, Ni, Cu, and Mg are suitable.

このようなペロブスカイト型酸化物としては、BサイトにNiを添加したLaFe1-Y-XCoYNiX3(0.05≦X≦0.22、0.10≦Y≦0.30)で表される鉄−コバルト−ニッケル系ペロブスカイト型酸化物、BサイトにCuを添加したLaFe1-Y-XCoYCuX3(0.05≦X≦0.20、0.15≦Y≦0.30)で表される鉄−コバルト−銅系ペロブスカイト型酸化物、BサイトにMgを添加したLaFe1-Y-XCoYMgX3(0.05≦X≦0.10、0.15≦Y≦0.30)で表される鉄−コバルト−マグネシウム系ペロブスカイト型酸化物、LaCo1-xNiX3(0.05≦X≦0.25)で表されるニッケル−コバルト系ペロブスカイト型酸化物が挙げられる。 Such a perovskite oxide is represented by LaFe 1 -YX Co Y Ni X O 3 (0.05 ≦ X ≦ 0.22, 0.10 ≦ Y ≦ 0.30) in which Ni is added to the B site. Iron-cobalt-nickel-based perovskite oxide, LaFe 1 -YX Co Y Cu X O 3 (0.05 ≦ X ≦ 0.20, 0.15 ≦ Y ≦ 0.30) with Cu added to the B site ) -Iron - cobalt-copper perovskite oxide, LaFe 1 -YX Co Y Mg X O 3 (0.05 ≦ X ≦ 0.10, 0.15 ≦ Y ≦) with Mg added to the B site iron represented by 0.30) - cobalt - magnesium-based perovskite-type oxide, LaCo 1-x Ni X O 3 (0.05 ≦ X ≦ 0.25) nickel represented - cobalt perovskite oxide Is mentioned.

空気極は、上記ペロブスカイト型酸化物のみを用いて形成してもよいが、上記ペロブスカイト型酸化物とCe0.9Gd0.12(GDC)のような希土類添加セリアとの混合体で形成してもよい。固体電解質材料の一つでもある希土類添加セリアは上記ペロブスカイト型酸化物と反応しにくいことが知られており、焼成時に高温に曝されても不都合な生成物が形成されない。これは、Laがセリア中に拡散しても不導体となる化合物を形成しないためである。そこで、熱膨張係数が1.2×10-5(1/K)とあまり大きくない希土類添加セリアを上記ペロブスカイト型酸化物と混合することで、その混合量に応じて混合層の熱膨張係数を低減できる。混合量と熱膨張係数差はほぼ直線的な関係を示し、また両酸化物の比重はほぼ7g/cm3と等しいので、混合量を50wt%とした場合、熱膨張係数は希土類添加セリアと上記ペロブスカイト型酸化物との中間の値となる。希土類添加セリアと固体電解質との密着性は良好であるため、この混合層とすることで固体電解質との密着性も向上し、熱サイクルによる剥がれの抑制効果が期待できる。 The air electrode may be formed using only the perovskite oxide, but may be formed of a mixture of the perovskite oxide and a rare earth-added ceria such as Ce 0.9 Gd 0.1 O 2 (GDC). Good. It is known that rare earth-added ceria, which is also one of solid electrolyte materials, does not easily react with the perovskite oxide, and an inconvenient product is not formed even when exposed to high temperatures during firing. This is because even if La diffuses into ceria, a compound that becomes a nonconductor is not formed. Therefore, by mixing rare earth-doped ceria with a thermal expansion coefficient of 1.2 × 10 −5 (1 / K) that is not so large with the perovskite oxide, the thermal expansion coefficient of the mixed layer can be increased according to the amount of the mixture. Can be reduced. The mixing amount and the difference in thermal expansion coefficient show a substantially linear relationship, and the specific gravity of both oxides is almost equal to 7 g / cm 3 , so when the mixing amount is 50 wt%, the thermal expansion coefficient is the same as that of the rare earth added ceria and the above It is an intermediate value with the perovskite oxide. Since the adhesion between the rare earth-added ceria and the solid electrolyte is good, the use of this mixed layer improves the adhesion with the solid electrolyte, and can be expected to suppress peeling due to thermal cycling.

希土類添加セリアの混合量は、多い方が熱膨張係数の観点からは有利である。ただし、電気伝導性の観点から、希土類添加セリアの混合量は60wt%以下が好ましい。60wt%を超えると、上記ペロブスカイト型酸化物が希土類添加セリアに分断され孤立し、電気伝導度が低下する傾向がみられる。電気伝導性と熱膨張係数との兼ね合いから、希土類添加セリアと上記ペロブスカイト型酸化物との混合割合は、10wt%:90wt%〜60wt%:40wt%が好ましく、30wt%:70wt%〜50wt%:50wt%がより好ましい。   A larger amount of rare earth-added ceria is advantageous from the viewpoint of thermal expansion coefficient. However, from the viewpoint of electrical conductivity, the mixing amount of the rare earth-added ceria is preferably 60 wt% or less. When it exceeds 60 wt%, the perovskite oxide is divided and isolated by rare earth-doped ceria, and the electric conductivity tends to decrease. From the balance between electrical conductivity and thermal expansion coefficient, the mixing ratio of the rare earth-added ceria and the perovskite oxide is preferably 10 wt%: 90 wt% to 60 wt%: 40 wt%, 30 wt%: 70 wt% to 50 wt%: 50 wt% is more preferable.

このとき、空気極は、希土類添加セリアと上記ペロブスカイト型酸化物とを所望の割合で含有する活性層と、その活性層上に形成された集電層とを有することが好ましい。すなわち、上記ペロブスカイト型酸化物を含む層を活性層として固体電解質に近い部分にのみ配置し、その上に熱膨張係数が固体電解質と大きく異ならない集電層を設けることで、熱膨張係数の不一致から生じる応力を最小限に抑え、集電に伴うオーミック損を抑制することが可能である。   At this time, the air electrode preferably has an active layer containing rare earth-doped ceria and the perovskite oxide in a desired ratio, and a current collecting layer formed on the active layer. That is, by disposing the layer containing the perovskite oxide as an active layer only in a portion close to the solid electrolyte and providing a current collecting layer on which the thermal expansion coefficient is not significantly different from that of the solid electrolyte, there is a mismatch in thermal expansion coefficient. It is possible to minimize the stress generated from the current and suppress the ohmic loss associated with current collection.

したがって、活性層の厚さは薄い方が好ましく、例えば1〜15μmとすることが好ましい。活性層を形成する材料の粒径が通常0.5〜1.5μmであるため、活性層の厚さの下限は通常1μm程度となる。また、スクリーンプリント法などで塗布できる厚さも通常1μm以上である。活性層の厚さが、15μmを超えるとTECの差によって生じる応力により、固体電解質との界面における剥離が生じやすくなる。活性層の厚さは、1〜10μmがより好ましく、2〜5μmがさらに好ましい。   Therefore, the thickness of the active layer is preferably thinner, for example, 1 to 15 μm. Since the particle size of the material forming the active layer is usually 0.5 to 1.5 μm, the lower limit of the thickness of the active layer is usually about 1 μm. Moreover, the thickness which can be apply | coated by the screen printing method etc. is 1 micrometer or more normally. When the thickness of the active layer exceeds 15 μm, peeling at the interface with the solid electrolyte tends to occur due to the stress generated by the difference in TEC. The thickness of the active layer is more preferably 1 to 10 μm, and further preferably 2 to 5 μm.

集電層は、熱膨張係数が固体電解質と大きく異ならない材料で形成することが好ましい。固体電解質としてはジルコニア系固体電解質が好適に使用されることから、集電層の熱膨張係数は1.0〜1.3×10-5(1/K)であることが好ましい。例えば、LNF、(LaSr)MnO3(LSM)で集電層を形成することで、上記条件を満たすことができる。活性層に含まれる上記ペロブスカイト型酸化物で形成することもできる。集電層の厚さは、20〜100μmとすることが好ましく、30〜80μmがより好ましい。 The current collecting layer is preferably formed of a material whose thermal expansion coefficient is not significantly different from that of the solid electrolyte. Since a zirconia-based solid electrolyte is suitably used as the solid electrolyte, the current expansion coefficient of the current collecting layer is preferably 1.0 to 1.3 × 10 −5 (1 / K). For example, the above conditions can be satisfied by forming the current collecting layer with LNF, (LaSr) MnO 3 (LSM). It can also be formed of the perovskite oxide contained in the active layer. The thickness of the current collecting layer is preferably 20 to 100 μm, and more preferably 30 to 80 μm.

なお、ここで言う熱膨張係数とは、温度1Kの上昇により物体の体積が膨張する割合を言い、例えばディラトメータ(リガク電機製)により測定できる。   Note that the coefficient of thermal expansion referred to here is the rate at which the volume of an object expands with an increase in temperature of 1K, and can be measured, for example, with a dilatometer (manufactured by Rigaku Electric Co., Ltd.).

以上のような構成の空気極は、固体電解質燃料電池セルにおいて、燃料極、固体電解質、中間層、空気極の順に積層される。すなわち、Bサイトに2価の金属元素を添加すると、ペロブスカイト系酸化物の安定性は低下する傾向にあり、ジルコニア系固体電解質と直接接触した場合、焼成時にLa2Zr27などの不導体層を形成してしまうため、固体電解質と空気極との間に中間層を設ける。中間層は、例えばGDCのような希土類添加セリアで形成することができる。 The air electrode having the above-described configuration is laminated in the order of the fuel electrode, the solid electrolyte, the intermediate layer, and the air electrode in the solid electrolyte fuel cell. That is, when a divalent metal element is added to the B site, the stability of the perovskite-based oxide tends to be reduced. When in direct contact with a zirconia-based solid electrolyte, a non-conductor such as La 2 Zr 2 O 7 is used during firing. In order to form a layer, an intermediate layer is provided between the solid electrolyte and the air electrode. The intermediate layer can be formed of rare earth-doped ceria such as GDC.

中間層の厚さは1〜20μmが好ましい。中間層が1μm未満の場合、ジルコニア系固体電解質からのジルコニア原子の拡散を完全に防止することは難しい。また、中間層を厚くし過ぎると、オーミック損が大きくなる傾向がある。   The thickness of the intermediate layer is preferably 1 to 20 μm. When the intermediate layer is less than 1 μm, it is difficult to completely prevent the diffusion of zirconia atoms from the zirconia solid electrolyte. If the intermediate layer is too thick, ohmic loss tends to increase.

なお、前述した、上記ペロブスカイト型酸化物と希土類添加セリアとを含有する活性層と集電層とを有する構成の空気極を用いる方法でも、ほぼ同じ効果が期待できる。これは、希土類添加セリアがジルコニア系固体電解質と上記ペロブスカイト型酸化物との間に入り、中間層と同じ働きをするためである。したがって、この場合に中間層は不要であり、燃料極と、固体電解質と、この空気極とがこの順に積層され、前記活性層が前記集電層と前記固体電解質との間に配置される。   The above-described method using the air electrode having the active layer containing the perovskite oxide and the rare earth-added ceria and the current collecting layer can be expected to have substantially the same effect. This is because the rare earth-added ceria enters between the zirconia-based solid electrolyte and the perovskite oxide and functions in the same manner as the intermediate layer. Therefore, in this case, the intermediate layer is unnecessary, the fuel electrode, the solid electrolyte, and the air electrode are laminated in this order, and the active layer is disposed between the current collecting layer and the solid electrolyte.

燃料極および固体電解質は、通常の固体電解質型燃料電池セルで用いられるものを使用できる。固体電解質として、希土類添加ジルコニア系固体電解質またはランタンガレート系固体電解質を用いた固体電解質型燃料電池セルに、上記のような空気極は好適である。   As the fuel electrode and the solid electrolyte, those used in ordinary solid oxide fuel cells can be used. The air electrode as described above is suitable for a solid oxide fuel cell using a rare earth-doped zirconia solid electrolyte or a lanthanum gallate solid electrolyte as the solid electrolyte.

そして、この固体電解質型燃料電池セルの複数を、インターコネクタにより電気的に接続することで、固体電解質型燃料電池を構成することができる。   A solid oxide fuel cell can be configured by electrically connecting a plurality of the solid oxide fuel cells by an interconnector.

以下に本発明の実施例を説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。なお、以下の実験1〜6で作製した燃料電池セルのうち、セル#1−0−1〜#1−0−9、セル#2−0−1〜#2−0−5、セル#3−0−1〜#3−0−4、セル#4−0−1〜#4−0−5、セル#5−0−1〜#5−0−5および、セル#6−0−1〜#6−0−5が本発明の比較例であり、他のセルが本発明の実施例である。用いた粉末の平均粒径は、レーザー回折法または走査型電子顕微鏡により測定した。   Examples of the present invention will be described below, but the present invention is not limited to the following examples. Of the fuel cells produced in the following experiments 1 to 6, cells # 1-0-1 to # 1-0-9, cells # 2-0-1 to # 2-0-5, cell # 3 -0-1 to # 3-0-4, cells # 4-0-1 to # 4-0-5, cells # 5-0-1 to # 5-0-5, and cell # 6-0-1 # 6-0-5 are comparative examples of the present invention, and other cells are examples of the present invention. The average particle size of the powder used was measured by a laser diffraction method or a scanning electron microscope.

<実験1>
まず、ドクターブレード法で焼成したSc23、Al23添加ジルコニアSASZ(0.89ZrO2−0.10Sc23−0.01Al23)からなる厚さ0.2mmの固体電解質基板の片面に、NiO−8YSZ(0.92ZrO2−0.08Y23)のスラリ(平均粒径が約0.3μmの8mol%Y23添加ジルコニア粉末が40wt%、平均粒径が約0.8μmのNiO粉末が60wt%)をスクリーンプリント法で塗布し、さらにその上に白金メッシュ集電体を乗せて、1400℃、8時間空気中の条件で焼成することで、燃料極(焼成後の厚さ60μm)を形成した。次に、上記固体電解質基板の裏面に、中間層となる平均粒径0.1μmのCe0.9Gd0.12(GDC)粉末をスクリーンプリント法で塗布した。次に、中間層上に、平均粒径1.0μmのLa1-XSrXFe0.80Co0.203(X=0.05、0.10、0.15、0.20、0.22)(LSFC)粉末のスラリをスクリーンプリント法で塗布し、1100℃、2時間空気中の条件で焼成することで、中間層(焼成後の厚さが3μm)および空気極(焼成後の厚さが60μm)を形成した。最後に、鉄クロム系耐熱合金(ZMG232)製のメッシュの集電体に白金ペーストを付けて空気極上に乗せて、800℃、2時間空気中で焼成して、燃料電池セル(セル#1−0−1〜#1−0−5)を作製した。なお、燃料極、空気極ともに10mm径とした。
<Experiment 1>
First, a 0.2 mm-thick solid electrolyte made of Sc 2 O 3 and Al 2 O 3 -added zirconia SASZ (0.89ZrO 2 -0.10Sc 2 O 3 -0.01Al 2 O 3 ) fired by a doctor blade method On one side of the substrate, NiO-8YSZ (0.92ZrO 2 -0.08Y 2 O 3 ) slurry (8 mol% Y 2 O 3 -added zirconia powder having an average particle diameter of about 0.3 μm is 40 wt%, and the average particle diameter is (Approx. 0.8 μm NiO powder is 60 wt%) is applied by screen printing, and a platinum mesh current collector is placed thereon and fired at 1400 ° C. for 8 hours in air, thereby producing a fuel electrode ( A thickness after firing of 60 μm) was formed. Next, Ce 0.9 Gd 0.1 O 2 (GDC) powder having an average particle size of 0.1 μm serving as an intermediate layer was applied to the back surface of the solid electrolyte substrate by a screen printing method. Next, on the intermediate layer, La 1-X Sr X Fe 0.80 Co 0.20 O 3 (X = 0.05, 0.10, 0.15, 0.20, 0.22) having an average particle diameter of 1.0 μm. (LSFC) A slurry of powder is applied by a screen printing method and fired at 1100 ° C. for 2 hours in air, so that an intermediate layer (thickness after firing is 3 μm) and an air electrode (thickness after firing) 60 μm) was formed. Finally, a platinum paste is attached to a mesh current collector made of an iron-chromium heat-resistant alloy (ZMG232), placed on the air electrode, fired in air at 800 ° C. for 2 hours, and then fuel cell (cell # 1- 0-1 to # 1-0-5) were prepared. The fuel electrode and the air electrode have a diameter of 10 mm.

得られた燃料電池セルにより発電する際の構造を図1に示し、固体電解質およびその上に形成された電極の状態を図2に示す。すなわち、固体電解質1の各面の中央部には燃料極2および空気極3が形成されている。燃料極2上には白金メッシュ集電体4が、空気極3上には鉄クロム系耐熱合金メッシュ集電体5が配置され、それぞれ白金端子6が接続されている。また、後述するように空気極の界面抵抗値を分離して測定するため、固体電解質1の外周には参照極7が形成されており、同様に白金端子が接続されている。そして、ガスシール8を介してアルミナ製のマニホールド9を配置して、燃料極2および空気極3にそれぞれガスを導入することで、発電することができる。   FIG. 1 shows the structure when power is generated by the obtained fuel cell, and FIG. 2 shows the state of the solid electrolyte and the electrode formed thereon. That is, the fuel electrode 2 and the air electrode 3 are formed at the center of each surface of the solid electrolyte 1. A platinum mesh current collector 4 is disposed on the fuel electrode 2, and an iron-chromium heat-resistant alloy mesh current collector 5 is disposed on the air electrode 3, and a platinum terminal 6 is connected to each. Moreover, in order to isolate | separate and measure the interface resistance value of an air electrode so that it may mention later, the reference electrode 7 is formed in the outer periphery of the solid electrolyte 1, and the platinum terminal is connected similarly. Electric power can be generated by disposing a manifold 9 made of alumina via a gas seal 8 and introducing gas into the fuel electrode 2 and the air electrode 3 respectively.

次に、LSFCに代えて、LaFe0.80-XCo0.20NiX3(X=0.05、0.10、0.15、0.20、0.22)(LFCN)を空気極に用いたセル#1−1−1〜#1−1−5を作製した。なお、セル#1−1−1〜#1−1−5では、セル#1−0−1〜#1−0−5でAサイトに添加されているSrの代わりに、同じモル濃度のNiをBサイトに添加している。 Next, instead of LSFC, LaFe 0.80-X Co 0.20 Ni x O 3 (X = 0.05, 0.10, 0.15, 0.20, 0.22) (LFCN) was used for the air electrode. Cells # 1-1-1 to # 1-1-5 were produced. In cells # 1-1-1 to # 1-1-5, instead of Sr added to the A site in cells # 1-0-1 to # 1-0-5, Ni of the same molar concentration was used. Is added to the B site.

得られたセルを用いて発電試験を行った。この試験では、燃料極側ガスには室温加湿水素ガスを用い、空気極側ガスには酸素を用いた。いずれのセルにおいても開放起電力としては、800℃で1.13V以上の値が得られた。また、電極性能の指標である界面抵抗を交流インピーダンス法で測定した。ここでは、参照極を図1および2に示すように取ることで、空気極の界面抵抗値を分離して測定した。すなわち、5mV程度の電圧がかかるように、微少交流電流を燃料極と空気極間にかけ、空気極と参照極間に現れる電圧の応答をインピーダンス測定器に入力し、その周波数応答性から空気極の界面抵抗値を求めた。ここで、参照極の雰囲気は空気極側ガスと同じ酸素とした。なお、電流値を一定(200mA/cm2)として、24時間通電後および1000時間通電後の開放起電力条件における空気極の界面抵抗値をインピーダンス測定器によって計測した。そして、その界面抵抗値を比較して、空気極の経時変化を評価した。結果を表1に示す。セル#1−1−1〜#1−1−5は、セル#1−0−1〜#1−0−5に比べて、初期特性は同等であり、経時安定性が優れていた。 A power generation test was performed using the obtained cell. In this test, room temperature humidified hydrogen gas was used as the fuel electrode side gas, and oxygen was used as the air electrode side gas. In any cell, an open electromotive force of 1.13 V or higher was obtained at 800 ° C. In addition, the interfacial resistance, which is an index of electrode performance, was measured by the AC impedance method. Here, by taking the reference electrode as shown in FIGS. 1 and 2, the interface resistance value of the air electrode was separated and measured. That is, a minute alternating current is applied between the fuel electrode and the air electrode so that a voltage of about 5 mV is applied, and the voltage response appearing between the air electrode and the reference electrode is input to the impedance measuring instrument. The interface resistance value was determined. Here, the atmosphere of the reference electrode was the same oxygen as the air electrode side gas. Note that the interface electrode resistance value at the open electromotive force condition after energization for 24 hours and after energization for 1000 hours was measured with an impedance measuring instrument with a constant current value (200 mA / cm 2 ). And the interfacial resistance value was compared and the time-dependent change of the air electrode was evaluated. The results are shown in Table 1. The cells # 1-1-1 to # 1-1-5 had the same initial characteristics and excellent temporal stability compared to the cells # 1-0-1 to # 1-0-5.

次に、空気極の組成をLa0.80Sr0.20Fe1-XCoX3(X=0.10、0.15、0.25、0.30)に変更した燃料電池セル(セル#1−0−6〜#1−0−9)、およびLaFe0.80-XCoXNi0.203(X=0.10、0.15、0.25、0.30)に変更した燃料電池セル(セル#1−1−6〜#1−1−9)を作製した。そして、同様の方法で発電試験を行った。結果を表1に示す。セル#1−1−6〜#1−1−9は、セル#1−0−6〜#1−0−9に比べて、初期特性は同等であり、経時安定性が優れていた。 Next, the fuel cell (cell # 1-) in which the composition of the air electrode was changed to La 0.80 Sr 0.20 Fe 1-X Co X O 3 (X = 0.10, 0.15, 0.25, 0.30). 0-6 to # 1-0-9), and LaFe 0.80-X Co X Ni 0.20 O 3 (X = 0.10, 0.15, 0.25, 0.30) # 1-1-6 to # 1-1-9) were produced. Then, a power generation test was performed in the same manner. The results are shown in Table 1. Cells # 1-1-6 to # 1-1-9 had the same initial characteristics and superior temporal stability as compared to cells # 1-0-6 to # 1-0-9.

次に、空気極の組成をLaFe0.80-XCo0.20CuX3(X=0.05、0.10、0.20)に変更した燃料電池セル(セル#1−2−1〜#1−2−3)、およびLaFe0.90-XCoXCu0.103(X=0.15、0.25、0.30)に変更した燃料電池セル(セル#1−2−4〜#1−2−6)を作製した。そして、同様の方法で発電試験を行った。結果を表1に示す。いずれも、セル#1−0−1〜#1−0−9に比べて、初期特性は同等であり、経時安定性が優れていた。 Next, the fuel cell (cell # 1-2-1 to # 1) in which the composition of the air electrode was changed to LaFe 0.80-X Co 0.20 Cu X O 3 (X = 0.05, 0.10, 0.20 ). -2-3), and fuel cells (cells # 1-2-4 to # 1-) changed to LaFe 0.90-X Co X Cu 0.10 O 3 (X = 0.15, 0.25, 0.30) 2-6) was produced. Then, a power generation test was performed in the same manner. The results are shown in Table 1. In all cases, the initial characteristics were the same as those of the cells # 1-0-1 to # 1-0-9, and the stability over time was excellent.

次に、空気極の組成をLaFe0.80-XCo0.20MgX3(X=0.05、0.08、0.10)に変更した燃料電池セル(セル#1−3−1〜#1−3−3)、およびLaFe0.92-XCoXMg0.083(X=0.15、0.25、0.30)に変更した燃料電池セル(セル#1−2−4〜#1−2−6)を作製した。そして、同様の方法で発電試験を行った。結果を表1に示す。いずれも、セル#1−0−1〜#1−0−9に比べて、初期特性は同等であり、経時安定性が優れていた。 Next, the composition of the air electrode LaFe 0.80-X Co 0.20 Mg X O 3 (X = 0.05,0.08,0.10) to change fuel cell (cell # 1-3-1~ # 1 3-3), and fuel cells (cells # 1-2-4 to # 1-) changed to LaFe 0.92-X Co X Mg 0.08 O 3 (X = 0.15, 0.25, 0.30 ) 2-6) was produced. Then, a power generation test was performed in the same manner. The results are shown in Table 1. In all cases, the initial characteristics were the same as those of the cells # 1-0-1 to # 1-0-9, and the stability over time was excellent.

<実験2>
実験1におけるGDCからなる中間層を設けず、代わりに空気極材料とGDCとを50wt%ずつ混合したスラリをスクリーンプリント法で塗布し、さらにその上に空気極材料からなるスラリをスクリーンプリント法で厚く塗布した。空気極材料としては、表2に示す組成のものを用いた。そして、1100℃、2時間空気中の条件で焼成することで、活性層(焼成後の厚さが3μm)および集電層(焼成後の厚さが30μm)を形成した燃料電池セル(セル#2−0−1〜#2−0−5、セル#2−1−1〜#2−1−5、セル#2−2−1〜#2−2−3、セル#2−3−1〜#2−3−3)を作製した。なお、セル#2−0−1〜#2−0−5は、AサイトにSrを含む組成の活性層を形成したセルであり、GDCを除いた部分については、セル#1−0−1〜#1−0−5の空気極と同じ組成である。
<Experiment 2>
The intermediate layer made of GDC in Experiment 1 was not provided, but instead a slurry in which air electrode material and GDC were mixed by 50 wt% was applied by screen printing, and further, the slurry made of air electrode material was applied thereon by screen printing. Thickly applied. As the air electrode material, one having the composition shown in Table 2 was used. The fuel cell (cell #) in which the active layer (thickness after firing is 3 μm) and the current collecting layer (thickness after firing is 30 μm) is formed by firing at 1100 ° C. for 2 hours in air. 2-0-1 to # 2-0-5, cells # 2-1-1 to # 2-1-5, cells # 2-2-1 to # 2-2-3, cell # 2-3-1 To # 2-3-3). Note that cells # 2-0-1 to # 2-0-5 are cells in which an active layer having a composition containing Sr is formed at the A site, and for the portion excluding GDC, cells # 1-0-1 It is the same composition as the air electrode of # 1-0-5.

得られたセルを用いて実験1と同様の方法で発電試験を行った。結果を表2に示す。セル#2−1−1〜#2−1−5、セル#2−2−1〜#2−2−3およびセル#2−3−1〜#2−3−3は、セル#2−0−1〜#2−0−5に比べて、初期特性は同等であり、経時安定性が優れていた。   A power generation test was performed in the same manner as in Experiment 1 using the obtained cell. The results are shown in Table 2. Cells # 2-1-1 to # 2-1-5, cells # 2-2-1 to # 2-2-3, and cells # 2-3-1 to # 2-3-3 are connected to cell # 2- Compared with 0-1 to # 2-0-5, the initial characteristics were equivalent and the stability over time was excellent.

<実験3>
実験2のセル#2−0−4および#2−1−4における活性層へのGDCの混合割合を、10wt%、20wt%、30wt%、60wt%に変更し、活性層とSASZ固体電解質基板の間に実験1におけるGDCからなる中間層を設けた燃料電池セル(セル#3−0−1〜#3−0−4、セル#3−1−1〜#3−1−4)を作製した。なお、セル#3−1−1〜#3−1−4は、セル#3−0−1〜#3−0−4でAサイトに添加されているSrの代わりに、同じモル濃度のNiをBサイトに添加している。
<Experiment 3>
The mixing ratio of GDC to the active layer in cells # 2-0-4 and # 2-1-4 of Experiment 2 was changed to 10 wt%, 20 wt%, 30 wt%, and 60 wt%, and the active layer and the SASZ solid electrolyte substrate The fuel cells (cells # 3-0-1 to # 3-0-4, cells # 3-1-1 to # 3-1-4) provided with the intermediate layer made of GDC in Experiment 1 are manufactured. did. Note that cells # 3-1-1 to # 3-1-4 have the same molar concentration of Ni instead of Sr added to the A site in cells # 3-0-1 to # 3-0-4. Is added to the B site.

得られたセルを用いて実験1と同様の方法で発電試験を行った。結果を表3に示す。セル#3−1−1〜#2−1−4は、セル#3−0−1〜#2−0−4に比べて、初期特性は同等であり、経時安定性が優れていた。   A power generation test was performed in the same manner as in Experiment 1 using the obtained cell. The results are shown in Table 3. Cells # 3-1-1 to # 2-1-4 had the same initial characteristics and superior temporal stability compared to cells # 3-0-1 to # 2-0-4.

<実験4>
実験2における活性層へのGDCの混合割合を30wt%に変更し、活性層とSASZ固体電解質基板の間に実験1におけるGDCからなる中間層を設け、空気極材料としては表4に示す組成のものを用いた燃料電池セル(セル#4−0−1〜#4−0−5、セル#4−1−1〜#4−1−5、セル#4−2−1〜#4−2−3、セル#4−3−1〜#4−3−3)を作製した。
<Experiment 4>
The mixing ratio of GDC into the active layer in Experiment 2 was changed to 30 wt%, an intermediate layer made of GDC in Experiment 1 was provided between the active layer and the SASZ solid electrolyte substrate, and the air electrode material had the composition shown in Table 4 Fuel cells (cells # 4-0-1 to # 4-0-5, cells # 4-1-1 to # 4-1-5, cells # 4-2-1 to # 4-2) -3, cells # 4-3-1 to # 4-3-3) were produced.

得られたセルを用いて実験1と同様の方法で発電試験を行った。結果を表4に示す。セル#4−1−1〜#4−1−5、セル#4−2−1〜#4−2−3およびセル#4−3−1〜#4−3−3は、セル#4−0−1〜#4−0−5に比べて、初期特性は同等であり、経時安定性が優れていた。   A power generation test was performed in the same manner as in Experiment 1 using the obtained cell. The results are shown in Table 4. Cells # 4-1-1 to # 4-1-5, cells # 4-2-1 to # 4-2-3, and cells # 4-3-1 to # 4-3-3 are connected to cell # 4- Compared with 0-1 to # 4-0-5, the initial characteristics were equivalent and the stability over time was excellent.

<実験5>
実験4の#4−0−1〜#4−0−5およびセル#4−1−1〜#4−1−5におけるSASZ固体電解質基板を厚さ0.5mmのランタンガレート系(La0.8Sr0.2Ga0.8Mg0.23)固体電解質基板に変更し、燃料極の焼成温度を1250℃に変更した燃料電池セル(セル#5−0−1〜#5−0−5、セル#5−1−1〜#5−1−5を作製した。
<Experiment 5>
The SASZ solid electrolyte substrates in # 4-0-1 to # 4-0-5 and cells # 4-1-1 to # 4-1-5 in Experiment 4 are lanthanum gallate type (La 0.8 Sr 0.2 Ga 0.8 Mg 0.2 O 3 ) Fuel cell (cell # 5-0-1 to # 5-0-5, cell # 5-1) in which the solid electrolyte substrate was changed and the firing temperature of the fuel electrode was changed to 1250 ° C. -1 to # 5-1-5 were produced.

得られたセルを用いて実験1と同様の方法で発電試験を行った。結果を表5に示す。セル#5−1−1〜#5−1−5は、セル#5−0−1〜#5−0−5に比べて、1000時間後の特性が良好であり、経時安定性が優れていた。   A power generation test was performed in the same manner as in Experiment 1 using the obtained cell. The results are shown in Table 5. Cells # 5-1-1 to # 5-1-5 have better characteristics after 1000 hours and are more stable over time than cells # 5-0-1 to # 5-0-5. It was.

<実験6>
実験4における空気極材料を表6に示す組成のものに変更し、集電層をLiNi0.60Fe0.403粉末を含むペーストを使用して形成した燃料電池セル(セル#6−0−1〜#6−0−5およびセル#6−1−1〜#6−1−5)を作製した。
<Experiment 6>
The fuel cell (cell # 6-0-1 to cell # 6-0-1) formed by changing the air electrode material in Experiment 4 to one having the composition shown in Table 6 and forming the current collecting layer using a paste containing LiNi 0.60 Fe 0.40 O 3 powder. # 6-0-5 and cells # 6-1-1 to # 6-1-5) were prepared.

得られたセルを用いて実験1と同様の方法で発電試験を行った。結果を表6に示す。セル#6−1−1〜#6−1−5は、セル#6−0−1〜#6−0−5に比べて、初期特性および経時安定性が優れていた。   A power generation test was performed in the same manner as in Experiment 1 using the obtained cell. The results are shown in Table 6. Cells # 6-1-1 to # 6-1-5 were superior in initial characteristics and stability over time as compared to cells # 6-0-1 to # 6-0-5.

Figure 0004972468
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以上説明したように、Aサイトにランタノイド系元素、Bサイトにコバルト元素を有するペロブスカイト型酸化物において、AサイトにSrなどイオン半径の大きな2価の金属元素を添加する代わりに、BサイトにNi、Cu、Mgなどのイオン半径の小さい2価の金属元素を添加し、それを空気極に用いることで、電気伝導性を高め、且つ希土類添加セリアとの反応劣化を低減することに成功した。本発明はSOFCの高信頼性、高効率化に大きな貢献をなすものである。   As described above, in a perovskite oxide having a lanthanoid element at the A site and a cobalt element at the B site, Ni is added to the B site instead of adding a divalent metal element having a large ion radius such as Sr to the A site. By adding a divalent metal element having a small ionic radius, such as Cu, Mg, etc., and using it for the air electrode, we succeeded in improving electrical conductivity and reducing reaction deterioration with rare earth-added ceria. The present invention greatly contributes to high reliability and high efficiency of SOFC.

実施例で作製した固体電解質型燃料電池セルにより発電する際の構造を示す模式的断面図である。It is typical sectional drawing which shows the structure at the time of generating electric power with the solid oxide fuel cell produced in the Example. 図1の固体電解質型燃料電池セルにおける固体電解質およびその上に形成された電極の状態を示す模式的斜視図である。It is a typical perspective view which shows the state of the solid electrolyte in the solid oxide fuel cell of FIG. 1, and the electrode formed on it.

符号の説明Explanation of symbols

1 固体電解質
2 燃料極
3 空気極
4 鉄クロム系耐熱合金メッシュ集電体
5 白金メッシュ集電体
6 白金端子
7 参照極
8 ガスシール
9 マニホールド
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Solid electrolyte 2 Fuel electrode 3 Air electrode 4 Iron-chromium heat-resistant alloy mesh current collector 5 Platinum mesh current collector 6 Platinum terminal 7 Reference electrode 8 Gas seal 9 Manifold

Claims (5)

燃料極と、固体電解質と、希土類添加セリアからなる中間層と、空気極とがこの順に積層されてなる固体電解質型燃料電池セルであって、
前記空気極が、Aサイトにランタノイド系元素、Bサイトにコバルト元素を有し、さらにBサイトにのみ2価の金属元素を有するペロブスカイト型酸化物(ABO3)を含有し、
前記ペロブスカイト型酸化物が、LaFe 1-Y-X Co Y Ni X 3 (0.05≦X≦0.22、0.10≦Y≦0.30)で表されることを特徴とする固体電解質型燃料電池セル。
A solid oxide fuel cell in which a fuel electrode, a solid electrolyte, an intermediate layer made of rare earth-added ceria, and an air electrode are laminated in this order,
The air electrode contains a perovskite oxide (ABO 3 ) having a lanthanoid element at the A site, a cobalt element at the B site, and a divalent metal element only at the B site ,
The perovskite type oxide is represented by LaFe 1 -YX Co Y Ni X O 3 (0.05 ≦ X ≦ 0.22, 0.10 ≦ Y ≦ 0.30) Fuel cell.
燃料極と、固体電解質と、希土類添加セリアからなる中間層と、空気極とがこの順に積層されてなる固体電解質型燃料電池セルであって、
前記空気極が、Aサイトにランタノイド系元素、Bサイトにコバルト元素を有し、さらにBサイトにのみ2価の金属元素を有するペロブスカイト型酸化物(ABO 3 )を含有し、
前記ペロブスカイト型酸化物が、LaFe1-Y-XCoYCuX3(0.05≦X≦0.20、0.15≦Y≦0.30)で表されることを特徴とする固体電解質型燃料電池セル。
A solid oxide fuel cell in which a fuel electrode, a solid electrolyte, an intermediate layer made of rare earth-added ceria, and an air electrode are laminated in this order,
The air electrode contains a perovskite oxide (ABO 3 ) having a lanthanoid element at the A site, a cobalt element at the B site, and a divalent metal element only at the B site ,
The perovskite oxide, LaFe 1-YX Co Y Cu X O 3 (0.05 ≦ X ≦ 0.20,0.15 ≦ Y ≦ 0.30) represented that by you, wherein the solid body Electrolytic fuel cell.
燃料極と、固体電解質と、希土類添加セリアからなる中間層と、空気極とがこの順に積層されてなる固体電解質型燃料電池セルであって、
前記空気極が、Aサイトにランタノイド系元素、Bサイトにコバルト元素を有し、さらにBサイトにのみ2価の金属元素を有するペロブスカイト型酸化物(ABO 3 )を含有し、
前記ペロブスカイト型酸化物が、LaFe1-Y-XCoYMgX3(0.05≦X≦0.10、0.15≦Y.≦0.30)で表されることを特徴とする固体電解質型燃料電池セル。
A solid oxide fuel cell in which a fuel electrode, a solid electrolyte, an intermediate layer made of rare earth-added ceria, and an air electrode are laminated in this order,
The air electrode contains a perovskite oxide (ABO 3 ) having a lanthanoid element at the A site, a cobalt element at the B site, and a divalent metal element only at the B site ,
Said perovskite oxide is a solid you characterized by being represented by LaFe 1-YX Co Y Mg X O 3 (0.05 ≦ X ≦ 0.10,0.15 ≦ Y. ≦ 0.30) Body electrolyte fuel cell.
燃料極と、固体電解質と、希土類添加セリアからなる中間層と、空気極とがこの順に積層されてなる固体電解質型燃料電池セルであって、
前記空気極が、Aサイトにランタノイド系元素、Bサイトにコバルト元素を有し、さらにBサイトにのみ2価の金属元素を有するペロブスカイト型酸化物(ABO 3 )を含有し、
前記ペロブスカイト型酸化物が、LaCo1-xNiX3(0.05≦X≦0.25)で表されることを特徴とする固体電解質型燃料電池セル。
A solid oxide fuel cell in which a fuel electrode, a solid electrolyte, an intermediate layer made of rare earth-added ceria, and an air electrode are laminated in this order,
The air electrode contains a perovskite oxide (ABO 3 ) having a lanthanoid element at the A site, a cobalt element at the B site, and a divalent metal element only at the B site ,
The perovskite oxide, LaCo 1-x Ni X O 3 (0.05 ≦ X ≦ 0.25) solid body electrolyte fuel cell you characterized by being represented by.
前記固体電解質が、希土類添加ジルコニア系固体電解質またはランタンガレート系固体電解質であることを特徴とする請求項1乃至4のいずれか1項に記載の固体電解質型燃料電池セル。 The solid electrolyte fuel cell according to any one of claims 1 to 4 , wherein the solid electrolyte is a rare earth-added zirconia solid electrolyte or a lanthanum gallate solid electrolyte.
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