JPH04328256A - ニッケル・水素電池用水素吸蔵合金およびその製造法 - Google Patents
ニッケル・水素電池用水素吸蔵合金およびその製造法Info
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- JPH04328256A JPH04328256A JP3096865A JP9686591A JPH04328256A JP H04328256 A JPH04328256 A JP H04328256A JP 3096865 A JP3096865 A JP 3096865A JP 9686591 A JP9686591 A JP 9686591A JP H04328256 A JPH04328256 A JP H04328256A
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Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
- Y02E60/00—Enabling technologies; Technologies with a potential or indirect contribution to GHG emissions mitigation
- Y02E60/10—Energy storage using batteries
Landscapes
- Battery Electrode And Active Subsutance (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明はニッケル・水素電池用水
素吸蔵合金の特性改善特に充放電サイクル寿命特性の改
良に関する。
素吸蔵合金の特性改善特に充放電サイクル寿命特性の改
良に関する。
【0002】
【従来の技術】ニッケル・水素電池は電池の高エネルギ
ー密度化、公害問題等の要求から精力的に研究が進めら
れている。当初、ニッケル水素電池用水素吸蔵合金とし
て、LaNi5が検討されたが、この合金は充放電サイ
クルに伴なう微細化および耐食性の問題から、実用には
全く耐えなかった。そこで、充放電サイクル寿命改良の
ためにランタンサイトへのミッシュメタルの置換え、ニ
ッケルサイトへのコバルト等の添加(たとえば、特開昭
61−292855号公報)あるいはジルコニウム等の
添加について検討され、かなり改良されつつある。しか
し、現在、実用化されている既存の電池、たとえば、ニ
ッケル・カドミウム電池等と比べるとまだ劣っている。
ー密度化、公害問題等の要求から精力的に研究が進めら
れている。当初、ニッケル水素電池用水素吸蔵合金とし
て、LaNi5が検討されたが、この合金は充放電サイ
クルに伴なう微細化および耐食性の問題から、実用には
全く耐えなかった。そこで、充放電サイクル寿命改良の
ためにランタンサイトへのミッシュメタルの置換え、ニ
ッケルサイトへのコバルト等の添加(たとえば、特開昭
61−292855号公報)あるいはジルコニウム等の
添加について検討され、かなり改良されつつある。しか
し、現在、実用化されている既存の電池、たとえば、ニ
ッケル・カドミウム電池等と比べるとまだ劣っている。
【0003】
【発明が解決しようとする課題】ニッケル・水素電池の
充放電サイクル特性のより一層の向上にある。
充放電サイクル特性のより一層の向上にある。
【0004】
【課題を解決するための手段】図1に示すように、水素
吸蔵合金中に水素を吸蔵しない網目状の相(1)あるい
は水素を吸蔵しても微細化しない網目状の相(1)を生
成させる方法と、水素合金中にマトリックス相2よりも
固さが小さい網目状の金属あるいは合金からなる相1を
生成させる方法がある。特に、網目状の相の網目の大き
さを10μm以上30μm 以下とすることにより、効
果は大きくなる具体的には水素吸蔵合金中に網目状のニ
ッケルを主成分とし、他にジルコニウム、コバルト、ア
ルミニウム、マンガン、クロム、銅を含む相を形成させ
ればよい。ニッケル・ジルコニウム相の生成はLaNi
5へのジルコニウムの添加量を制御することにより得ら
れる。また、ニッケル、コバルト相などの生成は組成式
ABxにおいて、xの範囲を5.5以上6.5以下とし
、Bの組成をニッケルおよびコバルトにすることにより
得られる。
吸蔵合金中に水素を吸蔵しない網目状の相(1)あるい
は水素を吸蔵しても微細化しない網目状の相(1)を生
成させる方法と、水素合金中にマトリックス相2よりも
固さが小さい網目状の金属あるいは合金からなる相1を
生成させる方法がある。特に、網目状の相の網目の大き
さを10μm以上30μm 以下とすることにより、効
果は大きくなる具体的には水素吸蔵合金中に網目状のニ
ッケルを主成分とし、他にジルコニウム、コバルト、ア
ルミニウム、マンガン、クロム、銅を含む相を形成させ
ればよい。ニッケル・ジルコニウム相の生成はLaNi
5へのジルコニウムの添加量を制御することにより得ら
れる。また、ニッケル、コバルト相などの生成は組成式
ABxにおいて、xの範囲を5.5以上6.5以下とし
、Bの組成をニッケルおよびコバルトにすることにより
得られる。
【0005】さらに効果を上げるためには900℃以上
1100℃以下で1時間以上熱処理することである。
1100℃以下で1時間以上熱処理することである。
【0006】
【作用】水素吸蔵合金は水素を吸蔵すると体積が増加し
、合金中にクラックが入り、細かくなる。充放電の繰返
しはこの体積増加、減少のくり返しであるため、微細化
が進行する。合金の微細化は、合金間の導電性の低下、
集電体からのはく離等、電池性能を低下させる大きな要
因を内在している。ところが、図1に示すように水素吸
蔵合金中に網目状の相が存在し、その相が、水素をすわ
ない相であるか、あるいは水素をすっても微細化しない
ような相であれば、マトリックスが水素の吸蔵、放出に
より微細化しても、網目状の相の存在により保持してお
くことができる。また、水素吸蔵合金中に固さの小さい
網目状の相を存在させると、吸蔵放出に伴なう水素吸蔵
合金の体積が増減しても、この応力を吸収できるので、
全体的な微細化は起こりにくい。特に網目状の相の網目
の大きさを30μm以下にコントロールすることにより
、合金の水素化による膨張、収縮や、電極での充放電を
長期間くり返しても、微細化に伴なう劣化はほとんど起
こらない。網目状の相の生成方法のひとつとして、La
Ni5への適量のジルコニウムの添加がある。これは冷
却中にジルコニウムはLaNi5へ一部固溶するものの
その多くは、ニッケル、ジルコニウム相として析出する
。この相は、ほとんど水素を吸蔵しない。特に、この析
出相は組成式La1−xZrxNiにおいて、xの量が
0.2〜0.3のときに網目状の相として析出する。ビ
ッカース硬さはマトリックス相1であるジルコニウムを
固溶したLaNi5より、網目状の析出相2であるニッ
ケル、ジルコニウム相の方が硬さが小さい。この合金を
水素化粉砕すると図2のように、マトリックス相2にク
ラック3が入るが、このクラックの拡大は網目状の析出
相1でくい止められる。
、合金中にクラックが入り、細かくなる。充放電の繰返
しはこの体積増加、減少のくり返しであるため、微細化
が進行する。合金の微細化は、合金間の導電性の低下、
集電体からのはく離等、電池性能を低下させる大きな要
因を内在している。ところが、図1に示すように水素吸
蔵合金中に網目状の相が存在し、その相が、水素をすわ
ない相であるか、あるいは水素をすっても微細化しない
ような相であれば、マトリックスが水素の吸蔵、放出に
より微細化しても、網目状の相の存在により保持してお
くことができる。また、水素吸蔵合金中に固さの小さい
網目状の相を存在させると、吸蔵放出に伴なう水素吸蔵
合金の体積が増減しても、この応力を吸収できるので、
全体的な微細化は起こりにくい。特に網目状の相の網目
の大きさを30μm以下にコントロールすることにより
、合金の水素化による膨張、収縮や、電極での充放電を
長期間くり返しても、微細化に伴なう劣化はほとんど起
こらない。網目状の相の生成方法のひとつとして、La
Ni5への適量のジルコニウムの添加がある。これは冷
却中にジルコニウムはLaNi5へ一部固溶するものの
その多くは、ニッケル、ジルコニウム相として析出する
。この相は、ほとんど水素を吸蔵しない。特に、この析
出相は組成式La1−xZrxNiにおいて、xの量が
0.2〜0.3のときに網目状の相として析出する。ビ
ッカース硬さはマトリックス相1であるジルコニウムを
固溶したLaNi5より、網目状の析出相2であるニッ
ケル、ジルコニウム相の方が硬さが小さい。この合金を
水素化粉砕すると図2のように、マトリックス相2にク
ラック3が入るが、このクラックの拡大は網目状の析出
相1でくい止められる。
【0007】網目状の相1を生成させるもうひとつの手
段として、組成式ABxにおいて、xの範囲を5.5≦
x≦6.5とする方法がある。この組成式にすることに
より、図1のような網目状の相1が生成し、微細化を抑
制することができる。この理由としては、xの範囲を5
.5以上にすることにより、組成式AB5+y(但し、
x=5+y)のyが0.5以上になり、マトリックス相
2である合金AB5のまわりに組成Bからなる網目状の
相1が析出する。組成Bが単独の場合金属元素が、多元
系の場合は合金が析出する。一般にBを構成する元素は
遷移金属あるいは、それら数種類からなり、これらの金
属あるいは合金は、マトリックス相2(AB5)よりも
硬さが小さい。
段として、組成式ABxにおいて、xの範囲を5.5≦
x≦6.5とする方法がある。この組成式にすることに
より、図1のような網目状の相1が生成し、微細化を抑
制することができる。この理由としては、xの範囲を5
.5以上にすることにより、組成式AB5+y(但し、
x=5+y)のyが0.5以上になり、マトリックス相
2である合金AB5のまわりに組成Bからなる網目状の
相1が析出する。組成Bが単独の場合金属元素が、多元
系の場合は合金が析出する。一般にBを構成する元素は
遷移金属あるいは、それら数種類からなり、これらの金
属あるいは合金は、マトリックス相2(AB5)よりも
硬さが小さい。
【0008】このため、充放電のくり返しによる微細化
を抑制できる。xの範囲を5.5以上とするのはAB5
のマトリックス相にBが固溶し、AB5+0.1〜0.
2となるためである。また、xの範囲が6.5以下であ
るのは析出相(1)が水素を吸蔵する能力がないので、
必要以上に存在すると単位あたりの容量が低下するため
である。 特に、組成式においてBを構成する元素が、ニッケル、
コバルト、アルミニウム、マンガン、クロム、銅、ジル
コニウムのうちから選ばれた、単独あるいは、それら複
数の元素であることが、前述の微細化防止に有効である
。さらに、組成式においてBを構成する元素のニッケル
量を50〜80%とすることにより、酸素ガスを電気化
学的に消費する反応を起こしやすくなる。これは、網目
状の析出相1中の構成元素の一部が電解液であるアルカ
リ溶液に溶解することによって、一種のラネーニッケル
を形成するためであると考えられる。また、上記のよう
にして得られた網目状の析出相1を有する合金を、熱処
理すると、マトリックス相2の原子配列が規則正しくな
り、耐食性が増加する。同時に、網目状の相1が焼きな
まされ、より硬さが小さくなるため、微細化は極度に抑
制される。
を抑制できる。xの範囲を5.5以上とするのはAB5
のマトリックス相にBが固溶し、AB5+0.1〜0.
2となるためである。また、xの範囲が6.5以下であ
るのは析出相(1)が水素を吸蔵する能力がないので、
必要以上に存在すると単位あたりの容量が低下するため
である。 特に、組成式においてBを構成する元素が、ニッケル、
コバルト、アルミニウム、マンガン、クロム、銅、ジル
コニウムのうちから選ばれた、単独あるいは、それら複
数の元素であることが、前述の微細化防止に有効である
。さらに、組成式においてBを構成する元素のニッケル
量を50〜80%とすることにより、酸素ガスを電気化
学的に消費する反応を起こしやすくなる。これは、網目
状の析出相1中の構成元素の一部が電解液であるアルカ
リ溶液に溶解することによって、一種のラネーニッケル
を形成するためであると考えられる。また、上記のよう
にして得られた網目状の析出相1を有する合金を、熱処
理すると、マトリックス相2の原子配列が規則正しくな
り、耐食性が増加する。同時に、網目状の相1が焼きな
まされ、より硬さが小さくなるため、微細化は極度に抑
制される。
【0009】このように、微細化抑制、耐食性にすぐれ
、かつ、ニッケル量を選ぶことによって酸素ガス吸収性
能をも優れた、水素吸蔵合金を提供することができる。
、かつ、ニッケル量を選ぶことによって酸素ガス吸収性
能をも優れた、水素吸蔵合金を提供することができる。
【0010】
【実施例】実施例1
水素吸蔵合金Mm1−xZrxNi3.0Co1.0A
l0.5Mn0.5を高周波溶解炉にて作製した。xの
値は0、0.05、0.1、0.2、0.3の5種類で
ある。ジルコニウム添加量0のときの合金を合金A、0
.05のときの合金を合金B、0.1のときの合金を合
金C、0.2のときの合金を合金D、0.3のときの合
金を合金Eとする。 図3にそれら合金をバフ研磨後、硝酸・エタノール溶液
で腐食させた場合の金属組織図を示す。合金Aは単相で
マトリックス相2しかみられない。合金Bはわずかに析
出相2がみられ、合金C、合金D、合金Eになるにした
がい、析出相2が増えていく。この析出相2を分析した
結果、大部分がニッケルとジルコニウムから成る相であ
った。また、合金Bで析出相2がひじょうにわずかしか
みられないのは、マトリックス相にジルコニウムがxの
値で、0.04程度固溶しているためであることがわか
った。
l0.5Mn0.5を高周波溶解炉にて作製した。xの
値は0、0.05、0.1、0.2、0.3の5種類で
ある。ジルコニウム添加量0のときの合金を合金A、0
.05のときの合金を合金B、0.1のときの合金を合
金C、0.2のときの合金を合金D、0.3のときの合
金を合金Eとする。 図3にそれら合金をバフ研磨後、硝酸・エタノール溶液
で腐食させた場合の金属組織図を示す。合金Aは単相で
マトリックス相2しかみられない。合金Bはわずかに析
出相2がみられ、合金C、合金D、合金Eになるにした
がい、析出相2が増えていく。この析出相2を分析した
結果、大部分がニッケルとジルコニウムから成る相であ
った。また、合金Bで析出相2がひじょうにわずかしか
みられないのは、マトリックス相にジルコニウムがxの
値で、0.04程度固溶しているためであることがわか
った。
【0011】実施例2
組成式Mm0.8Zr0.2Ni3.0Co1.0Al
0.5Mn0.8の水素吸蔵合金を冷却速度を変えて作
製した。冷却速度は約0.5℃/min(合金F)、約
5℃/min(合金G)、約20℃/min(合金H)
、約40℃/min(合金I)、約80℃/min(合
金J)である。合金Fは赤外線イメージ炉で、合金G、
合金D、合金Hは高周波溶解炉で溶解した後、形状の異
なる容器に鋳込み、冷却速度をコントロールしたもので
ある。また、合金Jはアーク炉により作製したものであ
る。それぞれの合金の金属組織を実施例1と同様な方法
で観察し、網目の大きさを測定した。冷却速度とその網
目の大きさの関係を図4に示した。その結果、冷却速度
を大きくすると、網目の大きさが小さくなり、逆に冷却
速度を小さくすると、網目の大きさが大きくなるという
傾向があった。 実施例3 合金Dのマトリックス相と網目状の相の元素分析(EP
MA)を行なった。その結果、マトリックス相2の成分
は Mm0.96Zr0.04Ni2.9Co0.9
Al0.5Mn0.5であり、網目状の相1の成分はZ
r0.17Ni0.50Co0.18Al0.1Mn0
.1であった。これらの相と同じものを別途作製し、ビ
ッカース硬さを測定した。マトリックス相2の硬さHm
v≒700であるのに対し、網目状の相2の硬さHmv
≒250で約1/3の硬さであった。これは、網目状の
相1がより延性に富んでいることを示すものである。 実施例4 実施例3で作製した網目状の相1のZr0.17Ni0
.50Co0.18Al0.1Mn0.1の水素吸蔵量
を温度40℃、水素圧力2MPaで測定した。その結果
、わずか0.02wt%しか、水素を吸蔵しなかった。 なお、マトリックス相2のMm0.96Zr0.04N
i2.9Co0.9Al0.5Mn0.5の吸蔵量は1
.27wt%であった。 実施例5 図5に合金A、合金B、合金C、合金D、合金Eを水素
化を10サイクルくり返したときの合金粉末の粒子径の
分布を示した。合金B、合金Cは合金Aとほとんど同じ
粒子径の分布を示した。これは前述したようにニッケル
、ジルコニウム相は析出するけれども、その相が網目状
にはまだなっておらず、ジルコニウムを添加することに
よる効果はみられない。合金D、合金Eは最も多い粒子
径が約80μmで合金A等の約35μmに比べて大きい
。これは網目状のニッケル、ジルコニウム相(1)が、
合金の微細化抑制に効果のあることを示唆している。 実施例6 図6に合金Dをそれぞれの温度で1時間熱処理したとき
のX線回折結果の(002)面の積分幅の変化を示す。 900℃以上で積分幅の減少がみられた。これは熱処理
により各元素がより規則正しい配列になったことを示唆
する。図7に合金Dの熱処理による網目状のニッケル・
ジルコニウム相(1)の変化を示す。熱処理を1100
℃で行なっても、網目状構造はこわれないが、1200
℃での熱処理では、その形状は大きく変化し、粒状に近
ずく。 実施例7 図8に合金Dの熱処理(1100℃)を行なったものと
、なしのものを水素化し、その粉末の断面を観察した。 観察方法は実施例1と同様である。熱処理なしのものは
網目状のニッケル、ジルコニウム相1とマトリックス相
2の間にすきま4が発生していた。一方、熱処理したも
のはそのすきまがほとんどなかった。これは熱処理によ
り、ニッケル、ジルコニウム相が焼きなされ、硬さが低
下したものと思われる。 実施例8 水素化粉砕したそれぞれの合金に2%PVA水溶液を加
え、スラリー状とした後、鉄にニッケルメッキしたパン
チングメタルに塗着した。これを乾燥、切断して水素極
とした。一方、ニッケル極は公知の焼結式ニッケル極で
ある。水素極の両側にナイロンセパレータを介して上記
ニッケル極を配置し、アクリル板で加圧し、評価用セル
とした。図9に合金A、B、C、D、E、および合金D
を1100℃で熱処理したものを用いた水素極の充放電
サイクル特性を示した。なお、合金Aを用いた水素極を
電極A、以下、電極B、電極C、電極D、電極E、熱処
理した合金Dの電極を電極D(1100℃)と呼ぶ。 電極A、Bは充放電くり返しによる容量劣化が大きい。 電極D、Eは充放電くり返しによる容量劣化は少ない。 さらに電極D(1100℃)においては、容量劣化はほ
とんどない。しかし、ニッケル・ジルコニウム相1は充
放電には関与しないため、この相が多量に存在すると、
容量が低下することになる。このため、ジルコニウムの
量は0.2程度が望ましい。 実施例9 水素化粉砕した合金F、G、H、I、Jを用い実施例7
と同様に水素極を作製し、かつ同様な評価用セルを用い
て充放電サイクル特性を評価した。合金Fを用いた電極
を電極F、以下、電極G、電極H、電極I、電極Jとす
る。充放電サイクル特性の結果を図10に示す。電極F
、電極Gは、網目状の相が形成された合金であるが、電
極H、電極I、電極Jにくらべサイクルによる容量劣化
がやや大きい。寿命試験終了後の合金の微細化の様子を
観察すると、合金の大きさがおよそ10〜30μmであ
り、50μm以上の網目の大きさでは、効果が少ないた
めであると考えられる。また、網目状の大きさが10μ
mでは、初期からやや容量が小さい。このようなことか
ら網目の大きさは10〜30μmにコントロールするこ
とがより望ましい。 実施例10 LaNi5、LaNi5.3、LaNi5.5、LaN
i6.5の各合金をランタンとニッケルを所定の量を混
合し、高周波溶解炉にて溶解し、冷却速度20℃/mi
nで作製したそれらの合金に対し、水素の吸蔵・脱離を
10回くり返した。その結果を図11に示した。合金K
がLaNi5、合金LがLaNi5.3、合金MがLa
Ni5.5、合金NがLaNi6.5である。合金Kと
合金Lは水素化による微細化が進んでいるが、合金Mと
合金Nは微細化の程度が少ない。合金Lと合金Mで差が
大きいのは合金Lでは図1に示すような網目状の析出相
1が完全に形成されないためであろう。また、合金Nの
ようにニッケル量を多くしても、微細化の状況は変わら
なかった。
0.5Mn0.8の水素吸蔵合金を冷却速度を変えて作
製した。冷却速度は約0.5℃/min(合金F)、約
5℃/min(合金G)、約20℃/min(合金H)
、約40℃/min(合金I)、約80℃/min(合
金J)である。合金Fは赤外線イメージ炉で、合金G、
合金D、合金Hは高周波溶解炉で溶解した後、形状の異
なる容器に鋳込み、冷却速度をコントロールしたもので
ある。また、合金Jはアーク炉により作製したものであ
る。それぞれの合金の金属組織を実施例1と同様な方法
で観察し、網目の大きさを測定した。冷却速度とその網
目の大きさの関係を図4に示した。その結果、冷却速度
を大きくすると、網目の大きさが小さくなり、逆に冷却
速度を小さくすると、網目の大きさが大きくなるという
傾向があった。 実施例3 合金Dのマトリックス相と網目状の相の元素分析(EP
MA)を行なった。その結果、マトリックス相2の成分
は Mm0.96Zr0.04Ni2.9Co0.9
Al0.5Mn0.5であり、網目状の相1の成分はZ
r0.17Ni0.50Co0.18Al0.1Mn0
.1であった。これらの相と同じものを別途作製し、ビ
ッカース硬さを測定した。マトリックス相2の硬さHm
v≒700であるのに対し、網目状の相2の硬さHmv
≒250で約1/3の硬さであった。これは、網目状の
相1がより延性に富んでいることを示すものである。 実施例4 実施例3で作製した網目状の相1のZr0.17Ni0
.50Co0.18Al0.1Mn0.1の水素吸蔵量
を温度40℃、水素圧力2MPaで測定した。その結果
、わずか0.02wt%しか、水素を吸蔵しなかった。 なお、マトリックス相2のMm0.96Zr0.04N
i2.9Co0.9Al0.5Mn0.5の吸蔵量は1
.27wt%であった。 実施例5 図5に合金A、合金B、合金C、合金D、合金Eを水素
化を10サイクルくり返したときの合金粉末の粒子径の
分布を示した。合金B、合金Cは合金Aとほとんど同じ
粒子径の分布を示した。これは前述したようにニッケル
、ジルコニウム相は析出するけれども、その相が網目状
にはまだなっておらず、ジルコニウムを添加することに
よる効果はみられない。合金D、合金Eは最も多い粒子
径が約80μmで合金A等の約35μmに比べて大きい
。これは網目状のニッケル、ジルコニウム相(1)が、
合金の微細化抑制に効果のあることを示唆している。 実施例6 図6に合金Dをそれぞれの温度で1時間熱処理したとき
のX線回折結果の(002)面の積分幅の変化を示す。 900℃以上で積分幅の減少がみられた。これは熱処理
により各元素がより規則正しい配列になったことを示唆
する。図7に合金Dの熱処理による網目状のニッケル・
ジルコニウム相(1)の変化を示す。熱処理を1100
℃で行なっても、網目状構造はこわれないが、1200
℃での熱処理では、その形状は大きく変化し、粒状に近
ずく。 実施例7 図8に合金Dの熱処理(1100℃)を行なったものと
、なしのものを水素化し、その粉末の断面を観察した。 観察方法は実施例1と同様である。熱処理なしのものは
網目状のニッケル、ジルコニウム相1とマトリックス相
2の間にすきま4が発生していた。一方、熱処理したも
のはそのすきまがほとんどなかった。これは熱処理によ
り、ニッケル、ジルコニウム相が焼きなされ、硬さが低
下したものと思われる。 実施例8 水素化粉砕したそれぞれの合金に2%PVA水溶液を加
え、スラリー状とした後、鉄にニッケルメッキしたパン
チングメタルに塗着した。これを乾燥、切断して水素極
とした。一方、ニッケル極は公知の焼結式ニッケル極で
ある。水素極の両側にナイロンセパレータを介して上記
ニッケル極を配置し、アクリル板で加圧し、評価用セル
とした。図9に合金A、B、C、D、E、および合金D
を1100℃で熱処理したものを用いた水素極の充放電
サイクル特性を示した。なお、合金Aを用いた水素極を
電極A、以下、電極B、電極C、電極D、電極E、熱処
理した合金Dの電極を電極D(1100℃)と呼ぶ。 電極A、Bは充放電くり返しによる容量劣化が大きい。 電極D、Eは充放電くり返しによる容量劣化は少ない。 さらに電極D(1100℃)においては、容量劣化はほ
とんどない。しかし、ニッケル・ジルコニウム相1は充
放電には関与しないため、この相が多量に存在すると、
容量が低下することになる。このため、ジルコニウムの
量は0.2程度が望ましい。 実施例9 水素化粉砕した合金F、G、H、I、Jを用い実施例7
と同様に水素極を作製し、かつ同様な評価用セルを用い
て充放電サイクル特性を評価した。合金Fを用いた電極
を電極F、以下、電極G、電極H、電極I、電極Jとす
る。充放電サイクル特性の結果を図10に示す。電極F
、電極Gは、網目状の相が形成された合金であるが、電
極H、電極I、電極Jにくらべサイクルによる容量劣化
がやや大きい。寿命試験終了後の合金の微細化の様子を
観察すると、合金の大きさがおよそ10〜30μmであ
り、50μm以上の網目の大きさでは、効果が少ないた
めであると考えられる。また、網目状の大きさが10μ
mでは、初期からやや容量が小さい。このようなことか
ら網目の大きさは10〜30μmにコントロールするこ
とがより望ましい。 実施例10 LaNi5、LaNi5.3、LaNi5.5、LaN
i6.5の各合金をランタンとニッケルを所定の量を混
合し、高周波溶解炉にて溶解し、冷却速度20℃/mi
nで作製したそれらの合金に対し、水素の吸蔵・脱離を
10回くり返した。その結果を図11に示した。合金K
がLaNi5、合金LがLaNi5.3、合金MがLa
Ni5.5、合金NがLaNi6.5である。合金Kと
合金Lは水素化による微細化が進んでいるが、合金Mと
合金Nは微細化の程度が少ない。合金Lと合金Mで差が
大きいのは合金Lでは図1に示すような網目状の析出相
1が完全に形成されないためであろう。また、合金Nの
ようにニッケル量を多くしても、微細化の状況は変わら
なかった。
【0012】実施例11
合金は実施例8と同様に、それぞれの合金を所定量混合
し、高周波溶解炉にて作製した。この合金は、大気中で
機械紛砕し、200メッシュから、250メッシュにし
た後、発泡ニッケルに充填した。合金の充填量は約2g
とした。開放形セルを用い充放電した。対極は公知の方
法で作製した焼結式ニッケル極、電解液は30%水酸化
カリウム水溶液とした。充放電条件は100mA/gで
3時間充電し、50mA/gで1V(ニッケル極に対し
て)まで放電した。その結果を表1に示した。
し、高周波溶解炉にて作製した。この合金は、大気中で
機械紛砕し、200メッシュから、250メッシュにし
た後、発泡ニッケルに充填した。合金の充填量は約2g
とした。開放形セルを用い充放電した。対極は公知の方
法で作製した焼結式ニッケル極、電解液は30%水酸化
カリウム水溶液とした。充放電条件は100mA/gで
3時間充電し、50mA/gで1V(ニッケル極に対し
て)まで放電した。その結果を表1に示した。
【0013】
【表1】
【0014】初期容量は5サイクル以内で得られた最大
容量である。サイクル寿命の終了時点は、初期容量の5
0%とした。LaNi5の初期容量が180mAh/g
で、一般に言われている容量約250mAh/gからす
ると少ないが、これは大気中の紛砕によるためと思われ
る。その他の合金AB6タイプ、AB5.5タイプ、A
B6.5タイプの容量はほぼ220〜270mAh/g
であった。また、AB7タイプは190mAh/gであ
り、AB5.5〜AB6.5に比べて容量が低下する傾
向にあった。サイクル寿命は、LaNi5がわずか25
回であった。のに対し、他の電極では200〜300回
で、AB5.5〜AB6.5タイプの合金が充放電寿命
に対して非常に有効であることがわかった。 実施例12 実施例9と同様に水素吸蔵合金電極を作製した。組成は
LaNi6(合金O)、LaNi4Al2(合金P)、
LaNi3Al3(合金Q)、LaNi2Al4(合金
R)、LaNi5Al(合金S)である。Ni極は公知
の方法で作製した焼結式ニッケル極(700mAh)、
セパレータはナイロン不織布、電解液は30%水酸化カ
リウム水溶液、水素吸蔵合金電極の容量は、ニッケル極
容量の1.8倍(約1260mAh)である。上記のニ
ッケル極と水素吸蔵合金電極をセパレータを介して捲回
し、電解液を1.7ml注液し、AA形の密閉電池とし
た。この電池を0.3cmAで充電したときの電池内圧
を図12に示した。 電池OはLaNi6を用いた電池、電池PはLaNi2
Al4を用いた電極、電池QはLaNi3Al3を用い
た電極、電池RはLaNi4Al4を用いた電極、電池
SはLaNi5Alを用いた電極である。電池Oはアル
ミニウムがはいっていないため、平衡圧が高いので初期
から電池内圧が高い。充電終了時には1M・Paを越え
てしまう。電池Sはアルミニウムがはいっているため、
平衡圧が低いので、充電開始後4時間までは、電池P.
Q.Rと同様であったが、その後も、内圧は上昇しつづ
け充電終了時には0.8M・Paになった。一方、電池
P.Q.Rは4時間目以降の内圧上昇はほとんどみられ
ず、これらの合金が発生した酸素ガスを何らかの形で消
費しているものと思われる。
容量である。サイクル寿命の終了時点は、初期容量の5
0%とした。LaNi5の初期容量が180mAh/g
で、一般に言われている容量約250mAh/gからす
ると少ないが、これは大気中の紛砕によるためと思われ
る。その他の合金AB6タイプ、AB5.5タイプ、A
B6.5タイプの容量はほぼ220〜270mAh/g
であった。また、AB7タイプは190mAh/gであ
り、AB5.5〜AB6.5に比べて容量が低下する傾
向にあった。サイクル寿命は、LaNi5がわずか25
回であった。のに対し、他の電極では200〜300回
で、AB5.5〜AB6.5タイプの合金が充放電寿命
に対して非常に有効であることがわかった。 実施例12 実施例9と同様に水素吸蔵合金電極を作製した。組成は
LaNi6(合金O)、LaNi4Al2(合金P)、
LaNi3Al3(合金Q)、LaNi2Al4(合金
R)、LaNi5Al(合金S)である。Ni極は公知
の方法で作製した焼結式ニッケル極(700mAh)、
セパレータはナイロン不織布、電解液は30%水酸化カ
リウム水溶液、水素吸蔵合金電極の容量は、ニッケル極
容量の1.8倍(約1260mAh)である。上記のニ
ッケル極と水素吸蔵合金電極をセパレータを介して捲回
し、電解液を1.7ml注液し、AA形の密閉電池とし
た。この電池を0.3cmAで充電したときの電池内圧
を図12に示した。 電池OはLaNi6を用いた電池、電池PはLaNi2
Al4を用いた電極、電池QはLaNi3Al3を用い
た電極、電池RはLaNi4Al4を用いた電極、電池
SはLaNi5Alを用いた電極である。電池Oはアル
ミニウムがはいっていないため、平衡圧が高いので初期
から電池内圧が高い。充電終了時には1M・Paを越え
てしまう。電池Sはアルミニウムがはいっているため、
平衡圧が低いので、充電開始後4時間までは、電池P.
Q.Rと同様であったが、その後も、内圧は上昇しつづ
け充電終了時には0.8M・Paになった。一方、電池
P.Q.Rは4時間目以降の内圧上昇はほとんどみられ
ず、これらの合金が発生した酸素ガスを何らかの形で消
費しているものと思われる。
【0015】
【発明の効果】以上のように本発明によれば、充放電サ
イクルに伴なう水素吸蔵合金の微細化を抑制でき、充放
電サイクル特性を大幅に向上させることができるという
効果が得られる。
イクルに伴なう水素吸蔵合金の微細化を抑制でき、充放
電サイクル特性を大幅に向上させることができるという
効果が得られる。
【図1】網目状の析出相を有する水素吸蔵合金の組織の
模式図である。
模式図である。
【図2】網目状の析出相を有する水素吸蔵合金を水素化
粉砕したときの合金の組織の模式図である。
粉砕したときの合金の組織の模式図である。
【図3】ジルコニウムを添加したときの水素吸蔵合金の
組織の模式図である。
組織の模式図である。
【図4】冷却速度と水素吸蔵合金の網目状の相の網目の
大きさの関係図である。
大きさの関係図である。
【図5】水素吸蔵合金の水素化を10回くり返したとき
に得られた粉末の粒径分布図である。
に得られた粉末の粒径分布図である。
【図6】Mm0.8Zr0.2Ni3.0Co1.0A
l0.5Mn0.5(合金D)の熱処理温度とX線回折
結果から得られる積分幅との関係図である。
l0.5Mn0.5(合金D)の熱処理温度とX線回折
結果から得られる積分幅との関係図である。
【図7】Mm0.8Zr0.2Ni3.0Co1.0A
l0.5Mn0.5(合金D)の熱処理(1100℃、
1200℃)のときの金属組織の模式図である。
l0.5Mn0.5(合金D)の熱処理(1100℃、
1200℃)のときの金属組織の模式図である。
【図8】Mm0.8Zr0.2Ni3.0Co1.0A
l0.5Mn0.5(合金D)を熱処理有・無の水素化
粉砕したときのクラックの込り方の模式図である。
l0.5Mn0.5(合金D)を熱処理有・無の水素化
粉砕したときのクラックの込り方の模式図である。
【図9】単極での充放電サイクル試験結果(組成の影響
)図である。
)図である。
【図10】単極での充放電サイクル試験結果(冷却速度
の影響)図である。
の影響)図である。
【図11】水素の吸蔵・放出を10回くり返した後の水
素吸蔵合金の粒度分布図である。
素吸蔵合金の粒度分布図である。
【図12】0.3cmAで充電したときの電池の内部圧
力図である。
力図である。
1は析出相、2はマトリックス相、3はクラック、4は
析出相とマトリックス相の間に発生したすきま。
析出相とマトリックス相の間に発生したすきま。
Claims (9)
- 【請求項1】マトリックス中に水素を吸蔵しない網目状
の相あるいは水素を吸蔵しても微粉化しない網目状の相
が存在することを特徴とするニッケル・水素電池用水素
吸蔵合金。 - 【請求項2】水素吸蔵合金中に網目状の金属あるいは合
金からなる相が存在し、その相がマトリックス相よりも
固さが小さいことを特徴とする請求項1記載のニッケル
・水素電池用水素吸蔵合金。 - 【請求項3】網目状の相の網目の大きさが10μm以上
30μm以下であることを特徴とする請求項1又は2記
載のニッケル・水素電池用水素吸蔵合金。 - 【請求項4】網目状の相が水素を透過することを特徴と
する請求項2記載のニッケル・水素電池用水素吸蔵合金
。 - 【請求項5】相の第1成分がともにニッケルでかつ、マ
トリックス相の第2成分がランタン、網目状の第2成分
がジルコニウムであることを特徴とする請求項1または
2記載のニッケル、水素電池用水素吸蔵合金。 - 【請求項6】網目状の相の第1成分がニッケルで、他に
コバルト、マンガン、アルミニウム、クロム、銅、ジル
コニウムのうち少なくとも1種以上含むことを特徴とす
る請求項1または2記載のニッケル・水素電池用水素吸
蔵合金。 - 【請求項7】組成式ABxにおいて、xの範囲が5.5
≦x≦6.5でかつ、Aの組成がランタンあるいはミッ
シュメタル、Bの組成がニッケル、コバルト・マンガン
、アルミニウム、クロム、銅、ジルコニウムのうち少な
くとも1種以上を含むことを特徴とする請求項1または
2記載のニッケル・水素電池用水素吸蔵合金。 - 【請求項8】網目状の相の第1成分のニッケル量が50
〜80%であることを特徴とする請求項1または2記載
のニッケル・水素電池用水素吸蔵合金。 - 【請求項9】900℃以上1100℃以下で熱処理する
ことを特徴とする請求項1または2記載のニッケル・水
素電池用水素吸蔵合金の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP03096865A JP3123106B2 (ja) | 1991-04-26 | 1991-04-26 | ニッケル・水素電池用水素吸蔵合金およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP03096865A JP3123106B2 (ja) | 1991-04-26 | 1991-04-26 | ニッケル・水素電池用水素吸蔵合金およびその製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04328256A true JPH04328256A (ja) | 1992-11-17 |
JP3123106B2 JP3123106B2 (ja) | 2001-01-09 |
Family
ID=14176340
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Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP03096865A Expired - Fee Related JP3123106B2 (ja) | 1991-04-26 | 1991-04-26 | ニッケル・水素電池用水素吸蔵合金およびその製造法 |
Country Status (1)
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---|---|
JP (1) | JP3123106B2 (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5810981A (en) * | 1995-03-09 | 1998-09-22 | Mitsubishi Materials Corporation | Three phase hydrogen occluding alloy and electrode made of the alloy |
US5885378A (en) * | 1995-07-12 | 1999-03-23 | Mitsubishi Materials Corporation | Hydrogen occluding alloy and electrode made of the alloy |
WO1999034025A1 (fr) * | 1997-12-26 | 1999-07-08 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Alliages absorbant l'hydrogene, procedes de production de ces alliages, electrode realisee a l'aide de cet alliage et procede de fabrication et accumulateur |
US5932369A (en) * | 1996-04-25 | 1999-08-03 | Mitsubishi Materials Corporation | Hydrogen occluding alloy and electrode made of the alloy |
US5951945A (en) * | 1995-06-13 | 1999-09-14 | Mitsubishi Materials Corporation | Hydrogen occluding alloy and electrode made of the alloy |
-
1991
- 1991-04-26 JP JP03096865A patent/JP3123106B2/ja not_active Expired - Fee Related
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