JP5636740B2 - アルカリ蓄電池用水素吸蔵合金およびその製造方法 - Google Patents
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Description
水素吸蔵合金は、AB2型構造あるいはAB5型構造の単一相から構成されているものが一般的であるが、近年、従来の範囲をはるかに超えた高出力や高容量性能が要望されており、希土類-Mg-Ni系合金のように、AB2型構造とAB5型構造を組み合わせたA2B7型構造やA5B19型構造を主相として含むものが提案されるようになった。(特許文献1)
希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金は、化学量論比によって結晶構造が変態し、化学量論比が増加するに従ってA2B7型構造からA5B19型構造が構成されやすくなる。
この内、A5B19型構造は、AB2型構造が1層とAB5型構造が3層を周期として積み重なり合った構造を含むので、単位結晶格子当たりのニッケル比率を向上させることができ、A5B19型構造を主相として含む(比較的多く含む)希土類-Mg-Ni系水素吸蔵合金を用いたアルカリ蓄電池は、特に優れた高出力を示す。
このため、HEVの高出力用途では、使用するアルカリ蓄電池が出力特性に優れていると共に、SOCの変化に伴う出力特性の変化が小さい(出力安定性に優れる)ことが求められている。
このため、SOCの変化に伴って水素吸蔵合金の平衡圧が変化する場合、出力特性も変化することになる。
このため、SOCの変化に伴う出力特性の変化を小さくするためには、SOCの変化に伴う水素吸蔵合金の平衡圧の変化を小さくなるように制御する必要があり、実使用領域に対応する水素吸蔵合金のPCT曲線のプラトー領域(SOC:20〜80%の範囲に見られるSOCの変化によって水素吸蔵合金の平衡圧が大きく変化しない領域)の平衡圧の変化を小さくするように制御する必要がある。
一般に、水素吸蔵合金が複数の結晶構造で構成される場合、水素吸蔵合金のPCT曲線は、各結晶構造のPCT曲線(図2(a)参照)が混成されたものとなる(図2(b)参照)。
これは、低SOC領域では、平衡圧の低い結晶構造が水素の吸蔵・放出に主体的に関与する一方、中〜高SOC領域では、平衡圧の高い結晶構造が水素の吸蔵・放出に主体的に関与するので、低SOC領域では平衡圧の低い結晶構造側にシフトするようにして水素吸蔵合金のPCT曲線が混成される一方、高SOC領域では平衡圧の高い結晶構造側にシフトするようにして水素吸蔵合金のPCT曲線が混成されるからであると考える。
このため、上記のような水素吸蔵合金を使用した電池は、SOCの変化に伴う出力特性の変化が大きくなり、出力特性の安定性が低下するものと考える。
しかしながら、これまでの合金組成制御による副相の構成比率制御では、出力安定性の低下は十分抑制できなかった。
)が3.5以下であって、少なくともA5B19型構造を有するとともに、結晶格子の平均C軸長さαが30〜41Åであることを特徴とする。
本発明のアルカリ蓄電池用水素吸蔵合金では、後述するように、水素吸蔵合金の結晶格子の平均C軸長さαを30〜41Åとすることで、出力安定性の低下が抑制されることを確認している。
zが0.25を超える場合、融点の低いNi置換元素の量が増えることによって偏析相が増大し、耐食性が低下するので、zは0.25以下であることが好ましい。
また、Ni置換元素TとしてCoを置換元素に用いた場合、Coがアルカリ蓄電池内で溶出してセパレータ上に再析出してマイクロショートを発生させるので、HEV等の高信頼性用途向けの合金構成元素としては適していない。
よって、Ni置換元素TとしてCoを含まないことが好ましい。
以上より、熱処理は、水素吸蔵合金の融点よりも90℃〜40℃下回る温度で10時間以上する必要があるといえる。
金属元素を所定のモル比となるように混合した後、これらの混合物をアルゴンガス雰囲気の高周波誘導炉に投入して溶解させ、これを金型に注入して凝固させ、表1に示す組成を有する鋳塊状態の水素吸蔵合金A〜Kを作製した。
その後、各水素吸蔵合金A〜Kについて、それらの融点(Tm)より所定温度(Ta)低い温度(Ta-Tm)で所定時間、熱処理を行った。各水素吸蔵合金A〜Kの熱処理条件を表1に示す。
この後、これらの各水素吸蔵合金の塊を粗粉砕した後、不活性ガス雰囲気中で機械的に粉砕して、体積累積頻度50%での粒径(D50)が25μmの水素吸蔵合金粉末A1〜A7及びB〜Kを作製した。
水素吸蔵合金粉末A1〜A7及びB〜Kの結晶構造の各構造比率及び平均C軸長さについては、表2に示す。
水素吸蔵合金負極11は、以下のようにして作製した。
まず、上述した水素吸蔵合金粉末A1〜A7及びB〜Kと水溶性結着剤、熱可塑性エラストマー及び炭素系導電剤を混合・混練して水素吸蔵合金スラリーを作製した。
水溶性結着剤としては、0.1質量%のCMC(カルボキシメチルセルロース)と水(あるいは純水)とからなるものを使用した。熱可塑性エラストマーとしては、スチレンブタジエンラテックス(SBR)を使用した。炭素系導電剤としては、ケッチェンブラック使用した。
ついで、上述のようにして作製した合金スラリーを負極用導電性芯体に所定の充填密度(例えば、5.0g/cm3)となるように塗着、乾燥させた後、所定の厚みになるように圧延した。この後、所定の寸法になるように切断して、水素吸蔵合金負極11をそれぞれ作製した。
負極用導電性芯体としては、ニッケルメッキを施した軟鋼材製の多孔性基板(パンチングメタル)を使用した。
ニッケル正極12は、以下のようにして作製した。
まず、多孔度が約85%の多孔性ニッケル焼結基板を比重が1.75の硝酸ニッケルと硝酸コバルトの混合水溶液に浸漬して、多孔性ニッケル焼結基板の細孔内にニッケル塩およびコバルト塩を保持させた。この後、この多孔性ニッケル焼結基板を25質量%の水酸化ナトリウム(NaOH)水溶液中に浸漬して、ニッケル塩およびコバルト塩をそれぞれ水酸化ニッケルおよび水酸化コバルトに転換させた。
ついで、充分に水洗してアルカリ溶液を除去した後、乾燥を行って、多孔性ニッケル焼結基板の細孔内に水酸化ニッケルを主成分とする活物質を充填した。このような活物質充填操作を所定回数(例えば6回)繰り返して、多孔性焼結基板の細孔内に水酸化ニッケルを主体とする活物質の充填密度が2.5g/cm3になるように充填した。この後、室温で乾燥させた後、所定の寸法に切断してニッケル正極12を作製した。
ニッケル−水素蓄電池10は、以下のようにして作製した。
まず、上述のように作製された水素吸蔵合金負極11とニッケル正極12とを用い、これらの間に、スルフォン化処理されたポリプロピレン繊維を含む不織布からなるセパレータ13を介在させて渦巻状に巻回して渦巻状電極群を作製した。
なお、このようにして作製された渦巻状電極群の下部には水素吸蔵合金負極11の芯体露出部11cが露出しており、その上部にはニッケル正極12の芯体露出部12cが露出している。ついで、得られた渦巻状電極群の下端面に露出する芯体露出部11cに負極集電体14を溶接するとともに、渦巻状電極群の上端面に露出するニッケル正極12の芯体露出部12cの上に正極集電体15を溶接して、電極体とした。
(1)活性化
活性化は、以下のようにして行った。
まず、上述のようにして作製した実施例1〜実施例3、参考例1、実施例5〜実施例10及び比較例1〜比較例7のニッケル−水素蓄電池10を電池電圧が放置時ピーク電圧の60%になるまで放置した後、25℃の温度雰囲気で、1Itの充電々流でSOC(State Of Charge:充電深度)の120%まで充電し、25℃の温度雰囲気で1時間休止する。ついで、70℃の温度雰囲気で24時間放置した後、45℃の温度雰囲気で、1Itの放電々流で電池電圧が0.3Vになるまで放電させるサイクルを2サイクル繰り返した。
出力安定性を調べるために、出力特性評価を以下のようにして行った。
まず、上述のようにして活性化した実施例1〜実施例3、参考例1、実施例5〜実施例10及び比較例1〜比較例7のニッケル−水素蓄電池10を25℃の温度雰囲気で1Itの充電電流でSOC(State Of Charge :充電深度)の50%まで充電した後、25℃の温度雰囲気で1時間休止させた。
ついで、−10℃の温度雰囲気で、任意の充電レートで20秒間充電させた後、−10℃の温度雰囲気で30分間休止させた。この後、−10℃の温度雰囲気で、任意の放電レートで10秒間放電させた後、−10℃の温度雰囲気で30分間休止させた。このような−10℃の温度雰囲気で、任意の充電レートでの20秒間充電、30分の休止、任意の放電レートで10秒間放電、−10℃の温度雰囲気での30分の休止を繰り返した。
ついで、測定した10秒間経過時点での各電池の電池電圧(V)を放電レート毎の放電電流値に対して2次元プロットし、電池電圧と放電電流値の関係を示す近似曲線を求め、近似曲線における0.9V時の放電電流値をSOC50%出力特性として求めた。
また、活性化した実施例1〜実施例3、参考例1、実施例5〜実施例10及び比較例1〜比較例7のニッケル−水素蓄電池10を25℃の温度雰囲気で1Itの充電電流でSOC20%まで充電した以外、上記と同様にしてSOC20%出力特性として求めた。
さらに、SOC20%出力特性に対するSOC50%出力特性の比率を求め、出力安定性(SOC20%出力特性/SOC50%出力特性)とした。
上述のようにして求めたSOC50%出力特性、SOC20%出力特性及び出力安定性を下記表3及び表4に示す。なお、各表においては、実施例1の電池を基準(100%)とし、これとの相対比(%)で示している。
水素吸蔵合金の耐食性を調べるために、放電リザーブ蓄積率を以下のようにして行った。
まず、上述のようにして活性化した実施例1〜実施例3、参考例1、実施例5〜実施例10及び比較例1〜比較例7のニッケル−水素蓄電池10の封口体17を外して開放状態とした後、同電池の正負極端子にリード線を取り付けて、これをビーカに収容した。
ついで、このビーカにKOH水溶液を注入して同電池がKOH水溶液に浸漬されるようにするとともに、この容器中に参照極(Hg/HgO)を配置した。ついで、同電池のリ
ード線を外部放電回路に接続し、同電池を強制放電する。
強制放電により正極活物質が完全に放電状態となった後、25℃の温度雰囲において、1Itの放電電流で負極電位が参照極(Hg/HgO)に対して0.3Vになるまで放電させ、このときの放電時間から負極の1It放電時の容量を求めた。
しかしながら、比較例4の電池は、水素吸蔵合金の耐食性を示すリザーブ蓄積率が130%と高く、水素吸蔵合金の耐食性が低下していることが分かる。これは、A5B19構造比率が増大して、水素吸蔵合金の微粉化が加速されたためであると考える。
この点について更に調査したところ、化学量論比nが3.5〜3.8で、Reに対するLaの比(x/y)が3.5以下でかつ、平均結晶格子のC軸長さαが30〜41Åである時に、出力特性、出力安定性及び耐食性のいずれも良好であることが分った。
参考例1、実施例5、実施例6の電池に比べて耐食性が若干低下していることが分かる。
これは、zが0.25を超える場合、融点の低いNi置換元素の量が増えることよって偏析相が増大したからであると考える。
この点についてさらに調査したところ、置換元素(T)のz値が0.25以下であれば、この問題が抑制されることが分かった。なお、水素吸蔵合金の特性を維持するためには、z値は0.09以上であることが好ましい。
尚、表には示していないが、Ni置換元素TとしてCoを置換元素に用いた場合、Coがアルカリ蓄電池内で溶出してセパレータ上に再析出してHEV等の高信頼性用途で特に問題となるマイクロショートを発生させることを確認している。 よって、Ni置換元素Tとしては、Coを含まないことが好ましい。
この点について調査したところ、水素吸蔵合金の融点よりも90℃〜40℃下回る温度で10時間以上熱処理した場合には、A5B19型の構成比率が有る程度高くなり、結晶格子の平均C軸長さαが30〜41Åの範囲内となり、出力特性、出力安定性及び耐食性のいずれも良好になることが分かった。
Claims (3)
- アルカリ蓄電池用水素吸蔵合金であって、
前記水素吸蔵合金はABn(A:Lax Sm yMg1−x−y、B:Nin−zTz 、T:Co、Mn、Zn、Alから選択される少なくとも1種の元素、z>0)で表され、化学量論比nが3.5〜3.8で、Smに対するLaの比(x/y)が3.5以下であって、
少なくともA5B19型構造を有するとともに、結晶格子の平均C軸長さαが30〜41Åであることを特徴とするアルカリ蓄電池用水素吸蔵合金。 - 前記アルカリ蓄電池用水素吸蔵合金は、zが0.25以下でかつ、TがCoを含まないことを特徴とする請求項1に記載のアルカリ蓄電池用水素吸蔵合金。
- アルカリ蓄電池用水素吸蔵合金の製造方法であって、
水素吸蔵合金の原材料となる金属元素を加熱溶解する工程、加熱溶解した溶湯を凝固させて、ABn(A:Lax Sm yMg1−x−y、B:Nin−zTz 、T:Co、Mn、Zn、Alから選択される少なくとも1種の元素、z>0)で表され、化学量論比nが3.5〜3.8で、Smに対するLaの比(x/y)が3.5以下である水素吸蔵合金の合金鋳塊とする工程、
合金鋳塊を水素吸蔵合金の融点よりも90℃〜40℃低い温度で10時間以上熱処理する工程を有することを特徴とするアルカリ蓄電池用水素吸蔵合金の製造方法。
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