JP5681729B2

JP5681729B2 - 水素吸蔵合金粉末、負極及びニッケル水素二次電池

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Publication number: JP5681729B2
Application number: JP2012548864A
Authority: JP
Inventors: 大月　孝之; 孝之大月; 晶康太田; 年雄入江; 泰成柳
Original assignee: Santoku Corp
Current assignee: Santoku Corp
Priority date: 2010-12-17
Filing date: 2011-12-19
Publication date: 2015-03-11
Anticipated expiration: 2031-12-19
Also published as: EP2653576A4; EP2653576B1; US20130272918A1; EP2653576A1; CN103370431B; CN103370431A; US9343737B2; JPWO2012081724A1; KR101857055B1; KR20130130023A; WO2012081724A1

Description

本発明は、水素吸蔵合金粉末、ニッケル水素二次電池用負極およびニッケル水素二次電池に関する。

水素吸蔵合金を含有する負極を用いたニッケル水素二次電池は、ニッケルカドミウム二次電池に比べ高エネルギー密度で、有害なＣｄを使用しないことから環境への負荷も小さい。ニッケル水素二次電池は、デジタルカメラ等の携帯機器、電動工具、さらには電気自動車又はハイブリット型電気自動車にも使用されており、用途に合わせて様々な電池特性が求められている。

ニッケル水素二次電池の負極材料としては、ＣａＣｕ₅型結晶構造を主相とする希土類−Ｎｉ系金属間化合物であるＬａＮｉ₅系水素吸蔵合金や、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ及びＮｉを構成元素として含有するラーベス型結晶構造を主相とする水素吸蔵合金などが使用されている。
近年、希土類−Ｍｇ−Ｎｉ系水素吸蔵合金が実用化され、この合金を負極材料として使用したニッケル水素二次電池は高容量であることが知られている。

特許文献１には、希土類、ニッケル、マグネシウムおよびアルミニウムを含有する水素吸蔵合金の表面を酸処理することにより、希土類元素の総量に対するニッケル、マグネシウムおよびアルミニウムの各元素の表面における割合が合金の内部に比べて大きい組成を有する水素吸蔵合金が得られることが提案されている。このような水素吸蔵合金を負極に用いたニッケル水素二次電池は、低温での高率放電特性および充放電による合金の割れによる微粉化を抑制し、サイクル寿命の低下を防止しうることが開示されている。
特許文献２には、Ｌａ−Ｍｇ−Ｎｉ系の水素吸蔵合金粒子とＳｎを含む電極を用いて作製したニッケル水素電池をアルカリ性水溶液に浸漬しながら充放電反応させることによって、Ｓｎを含む化合物およびＭｇを含む化合物を合金粒子表面に析出させることができ、このニッケル水素電池の放電容量を大きくし、かつサイクル特性を向上させうることが開示されている。

特開２００７−６３５９７号公報特開２００９−６４６９８号公報

しかしながら、特許文献１及び２で開示された水素吸蔵合金を用いたニッケル水素二次電池は、初期活性、放電容量及びサイクル特性の全てを同時に満足し得るものには至っていない。

本発明の課題は、従来、ニッケル水素二次電池においてトレードオフの関係にある初期活性、放電容量及びサイクル特性を、同時に優れたものとすることができる水素吸蔵合金粉末を提供することにある。
本発明の別の課題は、初期活性、放電容量及びサイクル特性の全てに優れたニッケル水素二次電池及び該二次電池に用いる負極を提供することにある。

本発明によれば、式(1) Ｒ_1-aＭｇ_aＮｉ_bＡｌ_cＭ_d（式中ＲはＳｃ、Ｙを含む希土類元素、Ｚｒ、Ｈｆ及びＣａから選ばれる少なくとも１種、ＭはＲ、Ｍｇ、Ｎｉ及びＡｌ以外の元素から選ばれる少なくとも１種を示す。ａは０．００５≦ａ≦０．４０、ｂは３．００≦ｂ≦４．５０、ｃは０≦ｃ≦０．５０、ｄは０≦ｄ≦１．００、ｂ＋ｃ＋ｄは３．００≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦４．５０である。）で表される組成を有する水素吸蔵合金粉末であって、該合金粉末の最表面に、式(1)に示すＭｇのモル比(式(1)中のa)よりもＭｇのモル比が大きく、式(1)に示すＮｉのモル比(式(1)中のb)よりもＮｉのモル比が小さい組成のＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域を有し、合金粉末の内部に、該Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域のＭｇ及びＮｉのモル比よりもＭｇのモル比が小さく、Ｎｉのモル比が大きい組成のＭｇ−Ｎｉ含有領域とを有する水素吸蔵合金粉末が提供される。
また本発明によれば、上記水素吸蔵合金粉末を用いたニッケル水素二次電池用負極及び該負極を用いたニッケル水素二次電池が提供される。

本発明の水素吸蔵合金粉末（以下、合金粉末と略すことがある）は、特定の組成を有し、最表面に上記特定のＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域を有し、合金粉末の内部に、上記特定のＭｇ−Ｎｉ含有領域を有するので、これを用いた負極をニッケル水素二次電池に使用することで、該二次電池の初期活性、放電容量及びサイクル特性を同時に優れたものとすることができる。

実施例１の水素吸蔵合金粉末の断面組織におけるＣｏｍｐ像の写しである。実施例１の水素吸蔵合金粉末の断面組織におけるＭｇマッピング像の写しである。実施例１の水素吸蔵合金粉末の断面組織におけるＡｌマッピング像の写しである。実施例１の水素吸蔵合金粉末の断面組織におけるＭｇのライン分析の結果である。実施例１の水素吸蔵合金粉末の断面組織におけるＡｌのライン分析の結果である。実施例２の水素吸蔵合金粉末の断面組織におけるＣｏｍｐ像の写しである。実施例２の水素吸蔵合金粉末の断面組織におけるＭｇマッピング像の写しである。実施例２の水素吸蔵合金粉末の断面組織におけるＡｌマッピング像の写しである。比較例１の水素吸蔵合金粉末の断面組織におけるＣｏｍｐ像の写しである。比較例１の水素吸蔵合金粉末の断面組織におけるＭｇマッピング像の写しである。比較例１の水素吸蔵合金粉末の断面組織におけるＡｌマッピング像の写しである。比較例１の水素吸蔵合金粉末の断面組織におけるＭｇのライン分析の結果である。比較例１の水素吸蔵合金粉末の断面組織におけるＡｌのライン分析の結果である。実施例２２の水素吸蔵合金の断面組織におけるＭｇマッピング像の写しである。実施例４４の水素吸蔵合金の断面組織におけるＭｇマッピング像の写しである。

以下、本発明を更に詳細に説明する。
本発明の水素吸蔵合金粉末の合金組成は、式(1) Ｒ_1-aＭｇ_aＮｉ_bＡｌ_cＭ_dで示される。
式(1)中Ｒは、Ｓｃ、Ｙを含む希土類元素、Ｚｒ、ＨｆおよびＣａから選ばれる少なくとも１種の元素であり、特に、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｙ及びＺｒの１種又は２種以上を含むことが好ましい。Ｌａは合金の水素吸蔵放出時の平衡圧を低くする傾向にあり、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｙ、Ｚｒは高くする傾向にある。
式(1)中１−ａは、Ｒの含有量を表す。１−ａは、０．６０≦１−ａ≦０．９９５であり、好ましくは０．７５≦１−ａ≦０．９９、さらに好ましくは０．８５≦１−ａ≦０．９９である。

式(1)中ａは、Ｍｇの含有量を表す。ａは０．００５≦ａ≦０．４０であり、好ましくは０．０１≦ａ≦０．２５、さらに好ましくは０．０１≦ａ≦０．１５である。Ｍｇ量が少ないと十分な水素吸蔵量が得られず、二次電池に用いた場合に放電容量が低下する恐れがある。Ｍｇ量が多いと十分な耐食性が得られず、二次電池に用いた場合にサイクル特性が低下する恐れがある。Ｍｇは水素吸蔵量を増加させ、また合金粉末の水素吸蔵放出時の平衡圧を高くする傾向にある。

式(1)中ｂは、Ｎｉの含有量を表す。ｂは３．００≦ｂ≦４．５０、好ましくは３．００≦ｂ≦４．００、さらに好ましくは３．００≦ｂ≦３．８０である。Ｎｉ量が少ないと微粉化が進行しやすく、二次電池に用いた場合にサイクル特性が低下する恐れがある。Ｎｉ量が多いと十分な水素吸蔵量が得られず、二次電池に用いた場合に十分な放電容量が得られない恐れがある。

式(1)中ｃは、Ａｌの含有量を表す。ｃは０≦ｃ≦０．５０、好ましくは０．０５≦ｃ≦０．５０、さらに好ましくは０．０５≦ｃ≦０．３０である。Ａｌは必ずしも必要ではないが、Ａｌを含有することで耐食性が向上し、二次電池に用いた場合にサイクル特性の向上に寄与する。またＡｌは合金粉末の水素吸蔵放出時の平衡圧を低くする傾向にあり、二次電池とした場合に初期容量等の改善に寄与する。一方、Ａｌ量が多すぎると十分な水素吸蔵量が得られず、Ａｌの偏析により十分な耐食性も得られない恐れがある。

式(1)中Ｍは、Ｒ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ａｌ以外の元素から選ばれる少なくとも１種を示し、電池の用途によりその特性の微調整に寄与する元素を任意に選択することができる。Ｍ元素の具体例として、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｂ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｃ、Ｓｉ及びＰから選ばれる少なくとも１種が挙げられ、好ましくは、Ｍ元素はＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｂ及びＳｎから選ばれる少なくとも１種が挙げられる。例えば、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｓｎ及びＢから選ばれる少なくとも１種を含有させることにより微粉化を抑制し、もしくは電解液へのＡｌの溶出を抑制することができる。
式(1)中ｄは、Ｍ元素の含有量を表す。ｄは０≦ｄ≦１．００、好ましくは０≦ｄ≦０．５０であり、必ずしも必要ではないが、電池の用途により特性の微調整が必要な場合に含有させることができる。

式(1)においてｂ＋ｃ＋ｄは、ＲとＭｇ以外の成分の含有量を表す。これらの成分は主に微粉化に影響し、二次電池とした場合に特にサイクル特性等の向上に寄与する。ｂ＋ｃ＋ｄは、３．００≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦４．５０であり、好ましくは３．００≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦４．００、さらに好ましくは３．００≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦３．８０ある。
本発明において、前記合金粉末の組成は、ＩＣＰ(Inductively Coupled Plasma)で定量分析することにより確認した。

本発明の水素吸蔵合金粉末は、最表面に、式(1)に示すＭｇのモル比(式(1)中のa)よりもＭｇのモル比が大きく、式(1)に示すＮｉのモル比(式(1)中のb)よりもＮｉのモル比が小さい組成のＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域を有し、合金粉末の内部に、該Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域のＭｇ及びＮｉのモル比よりもＭｇのモル比が小さく、Ｎｉのモル比が大きい組成のＭｇ−Ｎｉ含有領域とを有する。
本発明の水素吸蔵合金粉末がＡｌを含む場合、前記Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域におけるＡｌの含有割合は任意であるが、式(1)に示すＡｌのモル比(式(1)中のc)より大きいモル比でＡｌを含む組成を有することが好ましい。また、前記Ｍｇ−Ｎｉ含有領域におけるＡｌの含有割合は任意であるが、Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域よりＡｌのモル比が小さい組成の領域を有することが好ましい。

Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域を合金粉末の最表面に存在させることにより、Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域と合金粉末内部の水素の移動がスムーズに行われることが推測される。結果として、二次電池に用いた場合に、初期活性、放電容量及びサイクル特性を同時に優れたものとすることができる。
前記Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域は、式(1)に示すＭｇおよびＮｉのモル比と比較してＭｇのモル比が、通常１．０５倍以上、１．９０倍以下、好ましくは１．０５倍以上、１．５０倍以下であり、Ｎｉのモル比が、通常０．４５倍以上、０．９５倍以下、好ましくは０．５０倍以上、０．９５倍以下の組成の領域である。

前記Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域は、通常、合金粉末の最表面の全体でなく一部に存在する。特にこのような構造の場合、最表面のＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域とそれ以外の領域との界面が作用して、Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域と合金粉末内部の水素の移動がスムーズに行われることが推測される。
前記Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域は、合金粉末の最表面から中心部に向かって、通常１μｍ以上、４０μｍ以下、好ましくは２μｍ以上、４０μｍ以下の厚みを有する領域として存在する。また、Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域の長径は、好ましくは５μｍ以上、６０μｍ以下である。更に、Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域が、合金粉末の周長に占める割合は、好ましくは１〜６０％、さらに好ましくは１〜３０％である。

前記Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域およびＭｇ−Ｎｉ含有領域は、水素吸蔵合金粉末の断面をFE（Field Emission）−ＥＰＭＡ(Electron Probe Micro Analyser)により３５０倍で観察して得たＭｇの元素マッピング像を用いて確認する。Mgの元素マッピング像は、コントラスト、レベル等の調整を行い、Mgの濃淡を明らかにする。合金粉末の最表面に内部よりＭｇ濃度の高い領域が存在する場合、その領域およびその領域より内部の領域について、加速電圧１５ｋV、試料電流５．０×１０^-8A、ビーム径Φ１μｍ以下、スキャンオフの設定で合金粉末に含有される元素について定量分析を行う。それぞれの領域のMgおよびNiのモル比が前記範囲にある場合、それらがＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域およびＭｇ−Ｎｉ含有領域であることが確認される。
Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域の最表面からの厚み、長径は、合金粉末の断面を前述と同様に観察し、Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域が存在する合金粉末をランダムに５つ選択した合金粉末の表面に存在する全てのＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域の厚みの最大値及び長径を測定し、それらの平均を求めることにより測定できる。Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域の最表面の周長に占める割合は、同じ５つの粉末について周長に占めるＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域の長さを積算し、５つの粉末の全周長で割って算出する。

前記Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域は、ＭｇＺｎ₂型結晶構造、ＭｇＣｕ₂型結晶構造（以下、２つの構造を区別なく、１−２相ということがある）、ＣｅＮｉ₃型結晶構造、ＰｕＮｉ₃型結晶構造（以下、2つの構造を区別なく、１−３相ということがある）、Ｃｅ₂Ｎｉ₇型結晶構造、Ｇｄ₂Ｃｏ₇型結晶構造（以下、2つの構造を区別なく、２−７相ということがある）およびこれらに類似する結晶構造のいずれかを主体とする相と推測される。また、Ｍｇ−Ｎｉ含有領域の結晶構造は、１−３相、２−７相、Ｃｅ₅Ｎｉ₁₉型結晶構造、Ｐｒ₅Ｃｏ₁₉型結晶構造（以下、２つの構造を区別なく、５−１９相ということがある）およびこれらに類似する結晶構造のいずれかを主体とすると推測される。これらの結晶構造は、ＣａＣｕ₅型結晶構造（以下、１−５相ということがある）の単位格子のＢサイトを占める原子が、一部Ａサイトを占める原子で置き換わり、結晶構造中に一種の積層欠陥である逆位相境界を生じることで形成されているものと思われる。本発明の水素吸蔵合金粉末は、最表面のＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域から合金粉末内部（Ｍｇ−Ｎｉ含有領域を含む）になるにつれて、Ｂサイトがリッチな結晶構造をとっていると推測される。例えば、Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域が、１−２相およびこれらに類似する結晶構造のいずれかを主体とする相である場合、合金粉末内部の結晶構造は、Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域の近傍から内部にかけて、１−３相、２−７相、５−１９相を主体とする相というように１−５相に近づく傾向にあると推測される。このように結晶構造が表面から中心部に向かって変化する場合、水素の吸蔵放出がスムーズに行われる１つの理由と推測される。また、合金粉末が水素の吸蔵放出により、膨張・収縮する際の歪を緩和するように作用していることが推測される。これらが結果として、合金粉末を二次電池に用いた場合に、初期活性、放電容量及びサイクル特性を同時に特に優れたものにしていると推測される。
前記の結晶構造は、前記FE-EPMAによるＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域および合金粉末内部の各元素の定量分析の結果から推測される。例えば、後述する実施例１８の結果によるとＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域のＡＢ比（式(1)に示すｂ、ｃ、ｄの和）が１．７１であり、合金粉末内部になるにつれ３．１３、３．５６となっている。これはＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域が１−２相に類似した相であり、合金内部になるにつれ、１−３相、２−７相、５−１９相に類似した相であることが推測される。また実施例５２は同様にＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域から合金粉末内部になるにつれ、ＡＢ比が３．１６、３．１７、３．３６、３．９０となっている。これはＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域が１−３相に類似した相であり、合金内部になるにつれ、１−３相、２−７相、５−１９相、１−５相に類似した相であることが推測される。つまり、測定値はＡＢ比が整数値はとらないものの、Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域から合金粉末内部になるにつれ、ＡＢ比が２近傍から５近傍までの間で変化することがわかる。ここでは、ＡＢ比が異なる１−２相から５−１９相の結晶構造を具体的に記載した。近年、５−１９相と１−５相の間のＡＢ比をとる結晶構造の報告もあるが、これも前記した１−５相の単位格子においてＢサイトを占める原子をＡサイトをしめる原子である一定の周期で置換した結晶構造を有するものであって、本発明においてはそのような結晶構造を有することを除外するものではない。

前記Ｍｇ−Ｎｉ含有領域は、通常、Ｍｇのモル比が異なる組成の少なくとも２種の領域が存在することが好ましい。
前記Ｍｇ−Ｎｉ含有領域の少なくとも２種の領域は、領域(a)及び領域(b)を含み、領域(a)は、式(1)に示すＭｇのモル比と比較してＭｇのモル比が０倍以上、０．５０倍以下の組成の領域であり、領域(b)は、式(1)に示すＭｇのモル比と比較してＭｇのモル比が０．５０倍を超え、０．９５倍以下の組成の領域である。このような少なくとも２種のＭｇ−Ｎｉ含有領域は、合金粉末の内部にどのように存在しても良い。

前記Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域及び前記少なくとも２種のＭｇ−Ｎｉ含有領域は、合金粉末の最表面から中心部に向かって、Ｍｇのモル比が小さく、Ｎｉのモル比が大きくなる濃度勾配を示すことが好ましい。このような濃度勾配を示す構造を有することにより、前記結晶構造が合金粉末の最表面から中心部に向かって、Ｂサイトがリッチな結晶構造をとり、水素の移動がスムーズになり、水素の吸蔵放出による膨張・収縮の歪を緩和するように作用していることが推測される。

本発明の水素吸蔵合金粉末がＡｌを含有する場合、前記Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域が、上述の式(1)に示すＡｌのモル比より大きいモル比でＡｌを含む組成を有する場合のＡｌのモル比は、式(1)に示すＡｌのモル比の１．０５倍以上、２．００倍以下であることが好ましい。
本発明の水素吸蔵合金粉末組成がＡｌを含有し、前記Ｍｇ−Ｎｉ含有領域が少なくとも２種存在する場合、領域(a')及び領域(b')を含み、該領域(a')は、式(1)に示すＡｌのモル比と比較してＡｌのモル比が１．２０倍以上、２．００倍以下の組成の領域であり、該領域(b')は、式(1)に示すＡｌのモル比と比較してＡｌのモル比が０．５０倍以上、１．００倍以下の組成の領域であることが好ましい。更に、前記領域(a')は、前記領域(b')に周囲を囲まれた状態で島状に存在していることが、合金粉末の微粉化抑制の点で好ましい。ここで、Ｍｇ−Ｎｉ含有領域としての前記領域(a)と前記領域(a')、又は前記領域(b)と前記領域(b')とは、同一であっても異なっていても良い。

本発明の水素吸蔵合金粉末は、体積平均径（ＭＶ値）が２０〜１００μｍであることが好ましく、さらに好ましくは４０〜８０μｍである。この合金粉末と導電剤、結着剤等を使用してニッケル水素二次電池用負極を作製すると合金粉末を高い密度に充填できる。

本発明の水素吸蔵合金粉末は、例えば、以下の方法により製造することができる。
まず、水素吸蔵合金粉末の組成において、少なくともＭｇを含有しない合金粉末を調製する。該合金粉末の製造方法は特に限定されず、公知の方法により行われる。例えば、単ロール法、双ロール法又はディスク法等のストリップキャスト法や金型鋳造法が挙げられる。
ストリップキャスト法では、Ｍｇを除く所定の合金組成となるように配合した原料を準備する。次いで不活性ガス雰囲気下、配合した原料を加熱溶解して合金溶融物とした後、該合金溶融物を銅製水冷ロールに注湯し、急冷却・凝固して合金鋳片を得る。一方、金型鋳造法では、前述の方法で得られた合金溶融物を水冷銅鋳型に注湯し、冷却・凝固して鋳塊を得る。ストリップキャスト法と金型鋳造法では冷却速度が異なり、偏析が少なく組成分布が均一な合金を得る場合にはストリップキャスト法が好ましい。また、偏析が少なく組成分布が均一な合金とするため、得られたＭｇを含有しない合金を熱処理することができる。
次に、鋳造して得られた合金を粉砕して合金粉末を得る。粉砕は公知の粉砕機を用いて行うことができる。このＭｇを含有しない合金粉末に対し、後述する熱処理工程においてＭｇの拡散・反応をスムーズに行うには、該合金粉末の粒径は、ＭＶ値で２０〜１０００μｍであるのが好ましく、さらに好ましくは２０〜４００μｍ、最も好ましくは２０〜１００μｍである。

上記合金粉末の製造とは別に、金属Ｍｇ又はＭｇ含有合金の粉末を調製する。金属Ｍｇの粉末は、Ｍｇ地金を公知の粉砕機を用いて粉砕して作製することができる。Ｍｇ含有合金の粉末は、前述のＭｇを含有しない合金粉末と同様に作製することができる。後述する熱処理工程においてＭｇの蒸発を防止するためＭｇ含有合金の融点は金属Ｍｇの沸点以下のなるべく低い温度であることが好ましい。例えば、金属Ｍｇと組み合わせる元素としては、Ａｌ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｓｎ及びＩｎから選択される少なくとも１種が挙げられる。特に好ましいのは、合金融点が金属Ｍｇの融点以下となるＭｇ−Ａｌ合金、Ｍｇ−Ｉｎ合金、Ｍｇ−Ｚｎ合金等である。また金属Ｍｇと組み合わせるＲは、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍおよびそれらを含むＭｍ（ミッシュメタル）、Ｅｕ、Ｙｂ等が挙げられる。前述のＭｇを含有しない合金粉末に対し、後述する熱処理工程においてＭｇの拡散・反応をスムーズに行うには、金属Ｍｇ又はＭｇ含有合金の粉末の粒径は、平均粒径（Ｄ５０）が２０〜２０００μｍであるのが好ましく、さらに好ましくは２０〜１５００μｍである。

次に、前述のＭｇを含有しない合金粉末と、金属Ｍｇ又はＭｇ含有合金の粉末とを所望する水素吸蔵合金粉末の組成となるように配合し、混合する。後述する熱処理工程においてＭｇの拡散・反応を効率よく行うため、なるべく均一な混合状態であることが好ましい。混合は公知の混合機を用いて行うことができる。例えば、ダブルコーン、Ｖ型等の回転型混合機、羽根型、スクリュー型等の攪拌型混合機等を使用して行うことができる。また、ボールミル、アトライターミル等の粉砕機を使用し、Ｍｇを含有しない合金粉末と、金属Ｍｇ又はＭｇ含有合金の粉末とを粉砕しながら混合することも可能である。
Ｍｇの拡散・反応は通常４００〜１０９０℃と比較的低い温度で行うため、Ｍｇ等の成分の蒸発は多くはないが、厳密には各成分の歩留りを考慮して、所望する組成の合金が得られるように、Ｍｇを含有しない合金粉末と、金属Ｍｇ又はＭｇ含有合金の粉末とを配合する。

得られた混合物を、好ましくは４００〜１０９０℃で、０．５〜２４０時間熱処理する。この熱処理工程は、雰囲気制御が可能な公知の熱処理炉で行うことができる。その際、混合物を混合しながら熱処理を行うことができる。例えば、ロータリーキルン炉のような回転炉を用いてもよい。このとき金属Ｍｇ又はＭｇ含有合金の粉末からＭｇが、Ｍｇを含有しない合金粉末の内部へ拡散・反応し、本発明の水素吸蔵合金粉末を得ることができる。このときの熱処理温度はＭｇの蒸発が抑制され、かつ拡散・反応が進行しやすい温度、時間で行うことが好ましい。したがって、熱処理温度は５００〜１０８０℃が好ましい。また、熱処理時間は１〜２４時間が好ましい。Ｍｇは酸化しやすいため、熱処理を行う雰囲気は真空又は不活性ガス雰囲気が好ましい。さらに好ましくは不活性ガス雰囲気で、かつ加圧した雰囲気で行う。この場合、Ｍｇの酸化を防ぐと同時に蒸発も防止できる。

前記熱処理は、４００〜１０９０℃の範囲で２段階以上に分けて行うことができる。例えば、金属Ｍｇ又はＭｇ含有合金の粉末の融点を少し超えた温度域で保持した後、昇温して、より高温域で保持して行うことができる。このように行うことで、より均一に上述の拡散・反応を行うことができる。例えば、６６０〜７５０℃で、０．１〜２．０時間保持した後、９００〜１０８０℃で、４〜２４時間保持して行うことができる。

上記熱処理により合金粉末の一部が固着する場合、またはニッケル水素二次電池の負極材料に適した粉末粒度より大きい場合、熱処理の後に、得られた水素吸蔵合金粉末を解砕もしくは粉砕する工程を行ってもよい。通常、解砕もしくは粉砕後の粒径は、ＭＶ値が２０〜１００μｍであることが好ましく、さらに好ましくは４０〜８０μｍである。解砕もしくは粉砕する方法は、例えば、フェザミル、ハンマーミル、ボールミル、アトライターミル等の公知の粉砕機を用いて行うことができる。

本発明のニッケル水素二次電池用負極は、上述のようにして作製した本発明の水素吸蔵合金粉末を含有する。本発明の水素吸蔵合金粉末は、例えば、所望する特性に応じ、メッキ、高分子ポリマー等で表面被覆や、あるいは酸、アルカリ等の溶液による表面処理等、公知の処理を施してから使用することもできる。

本発明のニッケル水素二次電池用負極において水素吸蔵合金粉末の含有量は、導電剤、結着剤等の集電体以外の負極を構成する材料の合計量に対して８０質量％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは９５質量％以上である。
導電剤としては、既知のものが使用でき、例えば、アセチレンブラック、ファーネスブラック等カーボンブラック、黒鉛等の炭素質材料や、銅、ニッケル、コバルトが挙げられる。
結着剤としては、既知のものが使用でき、例えば、カルボキシメチルセルロース、ポリビニルアルコール、ポリビニルブチラール、ポリビニルピロリドン、ポリエチレンオキサイド、ポリテトラフルオロエチレン（ＰＴＦＥ）、４−フッ化エチレン−６−フッ化プロピレン共重合体（ＦＥＰ）が挙げられる。

集電体としては、例えば、パンチングメタル、発泡メタルを用いることができる。通常、ニッケル水素二次電池用負極は、いわゆるペースト式で作製されるため、パンチングメタルを用いる。ペースト式負極は、本発明の水素吸蔵合金粉末と上述した結着剤と必要に応じて導電剤、酸化防止剤、界面活性剤、増粘剤等が添加され、水を溶媒として混合し、ペースト状とし、このペーストを集電体に塗布、充填、乾燥した後、ローラープレスなどを施すことにより作製される。

本発明のニッケル水素二次電池用負極は、必要に応じ、表面に撥水層や導電層等を形成することができる。これらは公知の方法で行われ、例えば、前者はフッ素樹脂ディスパーション等を塗布、乾燥して行われ、後者はメッキ等により行われる。

本発明のニッケル水素二次電池は、本発明のニッケル水素二次電池用負極を備える。それ以外の構成は、公知のものを用いることができる。
本発明のニッケル水素二次電池の形状は、円筒型、積層型、コイン型等、種々のものとすることができる。いずれの形状であっても、ニッケル水素二次電池は負極とセパレータと正極を積層した電極群をステンレス等からなる缶体に収納する。円筒形状の場合、通常、缶体を負極端子とするため、負極を外側にして電極群を渦巻き状に巻いて缶体に挿入することにより負極と負極端子は接続される。正極は通常、リードにより正極端子に接続される。

セパレータは、ナイロン、ポリプロピレン、ポリエチレン製等の高分子繊維不織布、ポリエチレン、ポリプロピレン等の多孔質高分子膜などを用いることができる。
正極は、通常、ニッケル酸化物を含み、例えば、非焼結式ニッケル電極などが用いられる。非焼結式ニッケル電極は、水酸化ニッケルと必要に応じて添加される水酸化コバルト、一酸化コバルト、金属コバルトなどを結着剤とともに、水を溶媒として混合し、ペースト状とし、このペーストを発泡メタル等の集電体に充填、乾燥した後、ローラープレスなどを施すことにより作製される。

電極群が収納された容器内には、６〜８規定の水酸化カリウム溶液がアルカリ電解液として注入される。アルカリ電解液には、水酸化リチウム、水酸化ナトリウムなどが添加されているものも用いることができる。容器内には電池を密閉するためのガスケットや電池内の圧力が上昇した際に作動する安全弁が通常設けられる。

以下、実施例および比較例により本発明を詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されない。
実施例１
表１に示す水素吸蔵粉末の合金組成においてＭｇを除く原料を秤量し、高周波溶解炉にてアルゴンガス雰囲気中で溶解し、合金溶融物とした。続いて、この溶融物の注湯温度を１４００℃として、銅製水冷ロールを用いた単ロール鋳造装置を用いたストリップキャスト法にて急冷・凝固し、平均の厚みが０．４ｍｍである鋳片を得た。得られた鋳片をボールミルにて、粉砕を行い、ＭＶ値が８５μｍの粒度の合金粉末を得た。得られた合金の組成をＩＣＰで分析したところ、Ｌａ_0.66Ｓｍ_0.13Ｚｒ_0.01Ｎｉ_3.42Ａｌ_0.20であった。

上記で得られた合金粉末と平均粒径（Ｄ５０）が１１０μｍの金属Ｍｇ粉末を乳鉢でよく混合し、アルゴンガス雰囲気中、７００℃、３０分間保持した後、昇温して９７０℃、１２時間保持した。得られた合金粉末の組成をＩＣＰで分析したところＬａ_0.66Ｓｍ_0.13Ｚｒ_0.01Ｍｇ_0.20Ｎｉ_3.42Ａｌ_0.20であった。熱処理後の合金粉末を乳鉢で解砕し、ＭＶ値が７０μｍの水素吸蔵合金粉末を得た。

熱処理後の水素吸蔵合金粉末の断面をＥＰＭＡ（日本電子製、商品名ＪＸＡ８８００）により倍率５００倍で観察した。Ｃｏｍｐ像の写しを図１に、Ｍｇの元素マッピング像の写しを図２に、Ａｌの元素マッピング像の写しを図３に、図２に示す線分に沿って測定したＭｇのライン分析の結果を図４に、図３に示す線分に沿って測定したＡｌのライン分析の結果を図５に示す。
また、同水素吸蔵合金粉末の断面をＦＥ−ＥＰＭＡ（日本電子製、商品名ＪＸＡ８５００Ｆ）により３５０倍で観察し、Ｍｇの元素マッピング像を得た。Ｍｇの元素マッピング像は、コントラスト、レベル調整を行い、Ｍｇの濃淡が明らかに確認できるように調整した。合金粉末の最表面に内部よりＭｇ濃度の高い領域が存在した。またその領域より内部のＭｇが希薄な領域には、周囲と比較し、さらにＭｇが希薄な領域が、島状に存在した。合金粉末の最表面の内部よりＭｇ濃度の高い領域、その領域より内部にある周囲と比較し、さらにＭｇが希薄で、かつ島状に存在する領域および合金粉末内部のそれ以外の領域について、前記条件で定量分析を行った。その結果、最表面にある内部よりＭｇ濃度の高い領域の組成は、Ｌａ_0.63Ｓｍ_0.12Ｚｒ_0.01Ｍｇ_0.24Ｎｉ_2.96Ａｌ_0.23、Ｍｇが希薄で、かつ島状に存在する領域の組成は、Ｌａ_0.75Ｓｍ_0.15Ｚｒ_0.01Ｍｇ_0.09Ｎｉ_3.60Ａｌ_0.34、合金粉末内部のそれ以外の領域の組成は、Ｌａ_0.68Ｓｍ_0.13Ｚｒ_0.01Ｍｇ_0.18Ｎｉ_3.11Ａｌ_0.17、Ｌａ_0.70Ｓｍ_0.14Ｚｒ_0.01Ｍｇ_0.15Ｎｉ_3.32Ａｌ_0.18であった。したがって、最表面にある内部よりＭｇ濃度の高い領域がＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域であり、その他の領域がＭｇ−Ｎｉ含有領域であることが確認された。また、Ｍｇが希薄で、かつ島状に存在する領域は、合金粉末の全体組成であるＬａ_0.66Ｓｍ_0.13Ｚｒ_0.01Ｍｇ_0.20Ｎｉ_3.42Ａｌ_0.20のＡｌのモル比（０．２０）と比較してＡｌのモル比が１．２０倍以上、２．００倍以下の組成の領域であり、該Ａｌのモル比が０．５０倍以上、１．００倍以下の組成の領域（前記その他の領域、Ｌａ_0.68Ｓｍ_0.13Ｚｒ_0.01Ｍｇ_0.18Ｎｉ_3.11Ａｌ_0.17、Ｌａ_0.70Ｓｍ_0.14Ｚｒ_0.01Ｍｇ_0.15Ｎｉ_3.32Ａｌ_0.18）に周囲を囲まれていることが確認された。これらの結果を表１に示す。また、以上の結果から計算した、式(1)に示すＭｇ、Ｎｉ及びＡｌのモル比と比較したＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域におけるＭｇのモル比、Ｎｉのモル比及びＡｌのモル比、並びに式(1)に示すＭｇ、Ｎｉ及びＡｌのモル比と比較したＭｇ−Ｎｉ含有領域におけるＭｇのモル比、Ｎｉのモル比及びＡｌのモル比をそれぞれ表４に示す。

Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域の厚み、長径、合金粉末の周長に対するＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域の割合を測定したところ、それぞれ６μｍ、３０μｍ、１８％であった。これらの結果を表７に示す。

−特性評価試験−
得られた水素吸蔵合金粉末の電池特性を下記の通り測定した。電池特性の評価結果を表７に示す。
（放電容量）
水素吸蔵合金粉末０．１５ｇとカルボニルニッケル粉末０．４５ｇを乳鉢でよく混合し、混合物を２０００ｋｇｆ／ｃｍ²で加圧プレスすることで直径１０ｍｍのペレットを作製した。次いで、ペレットをニッケル製金網の間に挟み込み、周辺をスポット溶接して圧接し、さらにニッケル製リードを前記金網にスポット溶接することで負極を作製した。得られた負極を対極の焼結式ニッケル電極と共に８Ｎ−ＫＯＨ水溶液に浸漬し、２５℃の温度下にて充放電サイクル試験を行った。
充放電は、充放電装置（計測器センター製、商品名ＢＳ２５００−０５Ｒ１）を使用し、水素吸蔵合金１ｇ当たり１５０ｍＡの電流で１７０分間充電し、１０分間休止した後、水素吸蔵合金１ｇ当たり１５０ｍＡの電流で酸化水銀電極に対して−０．７Ｖになるまで放電を行うサイクルを１００回繰り返した。
（サイクル特性）
サイクル特性として、上記充放電において最大放電容量、及び１００サイクル時の放電容量を基に、以下で定義した。
サイクル特性＝（１００サイクル時の放電容量／最大放電容量）×１００

実施例２、３、５、６、８〜１３、１６、１７、１９〜２７、２９、３１〜３４、３６、４１〜４３、参考例１〜８
原料の配合を変更し、表１〜３に示す組成の水素吸蔵合金粉末を得た以外は、実施例１と同様にして水素吸蔵合金粉末を作製した。実施例２の水素吸蔵合金粉末の断面をＥＰＭＡのＣｏｍｐ像の写しとして図６に、Ｍｇの元素マッピング像の写しを図７に、Ａｌの元素マッピング像の写しを図８に示す。
また、実施例１と同様に同水素吸蔵合金粉末の断面をＦＥ−ＥＰＭＡで測定した結果を表１〜３に示す。表１〜３のＭｇ−Ｎｉ含有領域の組成の欄には、Ｍｇ−Ｎｉ含有領域であって、合金粉末の全体組成を表す式(1)に示すＡｌのモル比と比較してＡｌのモル比が１．２０倍以上、２．００倍以下の組成の領域(a')と、式(1)に示すＡｌのモル比と比較してＡｌのモル比が０．５０倍以上、１．００倍以下の組成の領域(b')とを少なくとも含み、該領域(a')が、該領域(b')に周囲を囲まれた状態で島状に存在する場合については、組成式の後方に（Ａｌ濃化）と記載した。また、Ｍｇ−Ｎｉ含有領域の組成の欄に（Ａｌ濃化）と記載した組成式がない場合、Ｍｇのマッピング像から同島状の領域が確認されなかったことを意味する。（Ａｌ濃化）の記載のない組成式は、Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域より内部にあり、合金粉末の表面に近い部分から中心に近い部分について、順番に記載している。
実施例２２の水素吸蔵合金粉末の断面をＦＥ−ＥＰＭＡで観察したＭｇの元素マッピング像の写しを図１４に示す。図１４中の(1)〜(4)の矢印で示す部分について、含有する各元素の定量分析を行った。(1)がＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域、(2)〜(4)がＭｇ−Ｎｉ含有領域である。(4)は実施例２２の水素吸蔵合金粉末の全体組成（Ｌａ_0.45Ｇｄ_0.10Ｐｒ_0.06Ｎｄ_0.19Ｍｇ_0.20Ｎｉ_3.30Ａｌ_0.15）のＡｌのモル比（０．１５）と比較してＡｌのモル比が１．２０倍以上、２．００倍以下の組成の領域であり、該Ａｌのモル比が０．５０倍以上、１．００倍以下の組成の領域（(2)および(3)）に周囲を囲まれ、かつ島状に存在するＭｇ−Ｎｉ含有領域であった。

実施例１と同様に測定し算出した、式(1)に示すＭｇ、Ｎｉ及びＡｌのモル比と比較したＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域におけるＭｇのモル比、Ｎｉのモル比及びＡｌのモル比、並びに式(1)に示すＭｇ、Ｎｉ及びＡｌのモル比と比較したＭｇ−Ｎｉ領域におけるＭｇのモル比、Ｎｉのモル比及びＡｌのモル比をそれぞれ表４〜６に示す。
また、実施例１と同様にＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域の厚み、長径、合金粉末の周長に対するＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域の割合を測定した結果、並びに電池特性の結果を表７〜９に示す。

実施例３７、４０、参考例９、１０
原料の配合を変更し、Ｍｇを除く原料の鋳造を、２０ｍｍの鋳塊が得られるように銅製金型を用いて行い、表３に示す組成の水素吸蔵合金粉末を得た以外は、実施例１と同様にして水素吸蔵合金粉末を作製した。実施例１と同様に同水素吸蔵合金粉末の断面をＦＥ−ＥＰＭＡで測定した結果を表３に示す。
実施例１と同様に測定し算出した、式(1)に示すＭｇ、Ｎｉ及びＡｌのモル比と比較したＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域におけるＭｇのモル比、Ｎｉのモル比及びＡｌのモル比、並びに式(1)に示すＭｇ、Ｎｉ及びＡｌのモル比と比較したＭｇ−Ｎｉ領域におけるＭｇのモル比、Ｎｉのモル比及びＡｌのモル比をそれぞれ表６に示す。
また、実施例１と同様にＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域の厚み、長径、合金粉末の周長に対するＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域の割合を測定した結果、並びに電池特性の結果を表９に示す。

実施例４４〜５２
原料の配合を変更し、９７０℃、１２時間行った熱処理の熱処理時間を３時間（実施例４４、４７、５０）、６時間（実施例４５、４８、５１）、９時間（実施例４６、４９、５２）に変更し、表３に示す組成の水素吸蔵合金粉末を得た以外は、実施例１と同様にして水素吸蔵合金粉末を作製した。実施例１と同様に同水素吸蔵合金粉末の断面をＦＥ−ＥＰＭＡで測定した結果を表３に示す。
実施例４４の水素吸蔵合金粉末の断面のＦＥ−ＥＰＭＡのＭｇのマッピング像の写しを図１５に示す。この合金粉末には、合金粉末の内部に周囲よりＭｇが希薄で、かつ島状に存在するＭｇ−Ｎｉ含有領域は確認されなかった。図１５中の(1)〜(4)の矢印で示す部分について、含有する各元素の定量分析を行った。(1)がＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域、(2)〜(4)がＭｇ−Ｎｉ含有領域である。
実施例１と同様に測定し算出した、式(1)に示すＭｇ、Ｎｉ及びＡｌのモル比と比較したＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域におけるＭｇのモル比、Ｎｉのモル比及びＡｌのモル比、並びに式(1)に示すＭｇ、Ｎｉ及びＡｌのモル比と比較したＭｇ−Ｎｉ領域におけるＭｇのモル比、Ｎｉのモル比及びＡｌのモル比をそれぞれ表６に示す。
また、実施例１と同様にＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域の厚み、長径、合金粉末の周長に対するＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域の割合を測定した結果、並びに電池特性の結果を表９に示す。

比較例１
実施例１の水素吸蔵合金粉末と同じ組成の合金が得られるように、金属Ｍｇを含むすべての原料を同時に配合し、実施例１と同様にストリップキャスティング法にて鋳片を得た。得られた鋳片をアルゴンガス雰囲気中、９５０℃で６時間熱処理を行った。熱処理後の鋳片をボールミルにて粉砕し、ＭＶ値が７０μｍの水素吸蔵合金粉末を得た。得られた合金粉末の組成をＩＣＰで分析したところＬａ_0.66Ｓｍ_0.13Ｚｒ_0.01Ｍｇ_0.20Ｎｉ_3.42Ａｌ_0.20であった。得られた水素吸蔵合金粉末のＥＰＭＡのＣｏｍｐ像の写しを図９に、Ｍｇの元素マッピング像の写しを図１０に、Ａｌの元素マッピング像の写しを図１１に、図１０に示す線分に沿って測定したＭｇのライン分析の結果を図１２に、図１１に示す線分に沿って測定したＡｌのライン分析の結果を図１３に示す。
実施例１と同様に同水素吸蔵合金粉末の断面をＦＥ−ＥＰＭＡで測定した結果、合金粉末の最表面にＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域は確認されなかった。合金粉末の内部の２箇所について定量分析を行った結果、表面に近い部分の組成はＬａ_0.65Ｓｍ_0.12Ｚｒ_0.01Ｍｇ_0.20Ｎｉ_3.40Ａｌ_0.21、中心に近い部分の組成はＬａ_0.66Ｓｍ_0.12Ｚｒ_0.01Ｍｇ_0.20Ｎｉ_3.43Ａｌ_0.20であった。また実施例１と同様に測定した電池特性を測定した。結果を表９に示す。

比較例２
原料の配合を変更し、表３に示す組成の水素吸蔵合金粉末を得た以外は、比較例１と同様にして水素吸蔵合金粉末を作製した。実施例１と同様に同水素吸蔵合金粉末の断面をＦＥ−ＥＰＭＡで測定した結果、合金粉末の最表面にＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域は確認されなかった。比較例１と同様に合金粉末の内部の２箇所について定量分析を行った結果、表面に近い部分の組成はＬａ_0.15Ｐｒ_0.47Ｎｄ_0.24Ｍｇ_0.15Ｎｉ_3.31Ｃｏ_0.14Ａｌ_0.08、中心に近い部分の組成はＬａ_0.16Ｐｒ_0.46Ｎｄ_0.25Ｍｇ_0.15Ｎｉ_3.30Ｃｏ_0.16Ａｌ_0.07であった。また実施例１と同様に電池特性を測定した。結果を表９に示す。

比較例３
原料の配合を変更し、鋳造を２０ｍｍの鋳塊が得られるように銅製金型を用い、表３に示す組成の水素吸蔵合金粉末を得た以外は、比較例１と同様にして水素吸蔵合金粉末を作製した。実施例１と同様に同水素吸蔵合金粉末の断面をＦＥ−ＥＰＭＡで測定した結果、合金粉末の最表面にＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域は確認されなかった。比較例１と同様に合金粉末の内部の２箇所について定量分析を行った結果、表面に近い部分の組成はＬａ_0.62Ｓｍ_0.14Ｚｒ_0.01Ｍｇ_0.13Ｎｉ_3.44Ａｌ_0.10、中心に近い部分の組成はＬａ_0.69Ｓｍ_0.14Ｚｒ_0.01Ｍｇ_0.17Ｎｉ_3.37Ａｌ_0.15であった。また実施例１と同様に電池特性を測定した。結果を表９に示す。

Claims

式(1) Ｒ_1-aＭｇ_aＮｉ_bＡｌ_cＭ_d（式中ＲはＳｃ、Ｙを含む希土類元素、Ｚｒ、Ｈｆ及びＣａから選ばれる少なくとも１種、ＭはＲ、Ｍｇ、Ｎｉ及びＡｌ以外の元素から選ばれる少なくとも１種を示す。ａは０．００５≦ａ≦０．４０、ｂは３．００≦ｂ≦４．５０、ｃは０≦ｃ≦０．５０、ｄは０≦ｄ≦１．００、ｂ＋ｃ＋ｄは３．００≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦４．５０である。）で表される組成を有する水素吸蔵合金粉末であって、
該合金粉末の最表面に、式(1)に示すＭｇのモル比(式(1)中のa)よりもＭｇのモル比が大きく、式(1)に示すＮｉのモル比(式(1)中のb)よりもＮｉのモル比が小さい組成のＭｇ濃化−Ｎｉ希薄領域を有し、合金粉末の内部に、該Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域のＭｇ及びＮｉのモル比よりもＭｇのモル比が小さく、Ｎｉのモル比が大きい組成のＭｇ−Ｎｉ含有領域とを有し、
前記Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域は、式(1)に示すＡｌのモル比と比較してＡｌのモル比が１．０５倍以上、２．００倍以下の組成の領域である水素吸蔵合金粉末。
前記Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域は、式(1)に示すＭｇおよびＮｉのモル比と比較してＭｇのモル比が１．０５倍以上、１．５０倍以下、Ｎｉのモル比が０．５０倍以上、０．９５倍以下の組成の領域である請求項１記載の水素吸蔵合金粉末。
前記Ｍｇ−Ｎｉ含有領域として、Ｍｇのモル比が異なる組成の少なくとも２種の領域が存在する請求項１又は２記載の水素吸蔵合金粉末。
前記Ｍｇ−Ｎｉ含有領域の少なくとも２種の領域が、領域(a)及び領域(b)を含み、領域(a)は、式(1)に示すＭｇのモル比と比較してＭｇのモル比が０倍以上、０．５０倍以下の組成の領域であり、領域(b)は、０．５０倍を超え、０．９５倍以下の組成の領域である請求項３記載の水素吸蔵合金粉末。
前記Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域は、合金粉末の最表面から中心部に向かって、２μｍ以上、４０μｍ以下の厚みを有する領域として存在している請求項１〜４のいずれかに記載の水素吸蔵合金粉末。
前記Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域及び前記少なくとも２種のＭｇ−Ｎｉ含有領域は、合金粉末の最表面から中心部に向かって、Ｍｇのモル比が小さく、Ｎｉのモル比が大きくなる濃度勾配を示す請求項３〜５のいずれかに記載の水素吸蔵合金粉末。
前記Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域は、式(1)に示すＡｌのモル比(式(1)中のc)より大きいモル比でＡｌを含む組成を有し、前記Ｍｇ−Ｎｉ含有領域は、Ｍｇ濃化−Ｎｉ希薄領域よりＡｌのモル比が小さい組成の領域を有する請求項１〜６のいずれかに記載の水素吸蔵合金粉末。
前記Ｍｇ−Ｎｉ含有領域の少なくとも２種の領域が、領域(a')及び領域(b')を含み、領域(a')は、式(1)に示すＡｌのモル比と比較してＡｌのモル比が１．２０倍以上、２．００倍以下の組成の領域であり、領域(b')は、式(1)に示すＡｌのモル比と比較してＡｌのモル比が０．５０倍以上、１．００倍以下の組成の領域であり、該領域(a')は、該領域(b')に周囲を囲まれた状態で島状に存在する請求項３〜７のいずれかに記載の水素吸蔵合金粉末。
式(1)において、ａは０．０１≦ａ≦０．１５、ｂは３．００≦ｂ≦３．８０、ｃは０．０５≦ｃ≦０．５０、ｄは０≦ｄ≦１．００、ｂ＋ｃ＋ｄは３．００≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦３．８０である請求項１〜８のいずれかに記載の水素吸蔵合金粉末。
体積平均径（ＭＶ値）が、２０〜１００μｍである請求項１〜９のいずれかに記載の水素吸蔵合金粉末。
請求項１〜１０のいずれかに記載の水素吸蔵合金粉末からなるニッケル水素二次電池用負極活物質。
請求項１１に記載の負極活物質を含むニッケル水素二次電池用負極。
請求項１２に記載のニッケル水素二次電池用負極を備えたニッケル水素二次電池。