JPH07249414A - 固体電解質型燃料電池セル - Google Patents
固体電解質型燃料電池セルInfo
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- JPH07249414A JPH07249414A JP6040826A JP4082694A JPH07249414A JP H07249414 A JPH07249414 A JP H07249414A JP 6040826 A JP6040826 A JP 6040826A JP 4082694 A JP4082694 A JP 4082694A JP H07249414 A JPH07249414 A JP H07249414A
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- H01M4/90—Selection of catalytic material
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- H01M4/9025—Oxides specially used in fuel cell operating at high temperature, e.g. SOFC
- H01M4/9033—Complex oxides, optionally doped, of the type M1MeO3, M1 being an alkaline earth metal or a rare earth, Me being a metal, e.g. perovskites
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- 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
- Y02E60/30—Hydrogen technology
- Y02E60/50—Fuel cells
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Abstract
(57)【要約】
【目的】空気極の焼結に伴う空気極の緻密化およびセル
の変形等によるセル間の接続不良を防ぎ、長期にわたり
出力が安定した信頼性の高い燃料電池セルを提供する。 【構成】固体電解質３の片面に空気極２が、他方の面に
燃料極４が被着形成されてなる固体電解質型燃料電池セ
ルにおいて、前記空気極が下記化１ 【化１】 で表され、化１中のＡはＹおよびＹｂ、Ｓｃ、Ｅｒなど
の希土類元素、ＢはＣａ、ＢａおよびＳｒのアルカリ土
類元素、ＣはＮｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｃｒ、ＣｅおよびＺｒ
の群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、化１中
のｍ、ｎおよびｚが、０．０２≦ｍ≦０．９８、０≦ｎ
≦０．５０、０．８０≦ｚ≦１．１０を満足する複合酸
化物からなり、さらにこれを主結晶とし、第２結晶相と
してＹおよびＹｂ、Ｓｃ、Ｅｒなどの希土類元素の酸化
物を全体量に対して０．０１〜１０重量％の割合で分散
含有することを特徴とする。
の変形等によるセル間の接続不良を防ぎ、長期にわたり
出力が安定した信頼性の高い燃料電池セルを提供する。 【構成】固体電解質３の片面に空気極２が、他方の面に
燃料極４が被着形成されてなる固体電解質型燃料電池セ
ルにおいて、前記空気極が下記化１ 【化１】 で表され、化１中のＡはＹおよびＹｂ、Ｓｃ、Ｅｒなど
の希土類元素、ＢはＣａ、ＢａおよびＳｒのアルカリ土
類元素、ＣはＮｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｃｒ、ＣｅおよびＺｒ
の群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、化１中
のｍ、ｎおよびｚが、０．０２≦ｍ≦０．９８、０≦ｎ
≦０．５０、０．８０≦ｚ≦１．１０を満足する複合酸
化物からなり、さらにこれを主結晶とし、第２結晶相と
してＹおよびＹｂ、Ｓｃ、Ｅｒなどの希土類元素の酸化
物を全体量に対して０．０１〜１０重量％の割合で分散
含有することを特徴とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、固体電解質型燃料電池
セルに用いられる導電性セラミックスからなる空気極の
改良に関するものである。
セルに用いられる導電性セラミックスからなる空気極の
改良に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】固体電解質型燃料電池としては、これま
で円筒型と平板型の２種類のタイプについて研究開発が
行われている。平板型燃料電池セルは、発電の単位体積
当り出力密度が高いという特長を有するが、実用化に関
してはガスシ−ル不完全性やセル内の温度分布の不均一
性などの問題がある。それに対して、円筒型燃料電池セ
ルでは、出力密度は低いものの、セルの機械的強度が高
く、またセル内の温度の均一性が保てるという特長があ
る。両形状の固体電解質燃料電池セルとも、それぞれの
特長を生かして積極的に研究開発が進められている。
で円筒型と平板型の２種類のタイプについて研究開発が
行われている。平板型燃料電池セルは、発電の単位体積
当り出力密度が高いという特長を有するが、実用化に関
してはガスシ−ル不完全性やセル内の温度分布の不均一
性などの問題がある。それに対して、円筒型燃料電池セ
ルでは、出力密度は低いものの、セルの機械的強度が高
く、またセル内の温度の均一性が保てるという特長があ
る。両形状の固体電解質燃料電池セルとも、それぞれの
特長を生かして積極的に研究開発が進められている。
【０００３】円筒型燃料電池の単セルは、図１に示すよ
うに開気孔率４０％程度のＣａＯ安定化ＺｒＯ2 を支持
管１とし、その上にスラリ−ディップ法により多孔性の
空気極としてＬａＭｎＯ3 系材料２を塗布し、その表面
に気相合成法（ＥＶＤ）や、あるいは溶射法により電解
質３であるＹ2 Ｏ3 安定化ＺｒＯ2 膜を被覆し、さらに
この表面に多孔性のＮｉ−ジルコニアの燃料極４が形成
されている。燃料電池のモジュールにおいては、各単セ
ルはＬａＣｒＯ3 系のインターコネクタ５を介して接続
される。発電は、支持管１内部に空気（酸素）を、セル
の外側に燃料（水素）を流し、１０００〜１０５０℃の
高温下で行われる。
うに開気孔率４０％程度のＣａＯ安定化ＺｒＯ2 を支持
管１とし、その上にスラリ−ディップ法により多孔性の
空気極としてＬａＭｎＯ3 系材料２を塗布し、その表面
に気相合成法（ＥＶＤ）や、あるいは溶射法により電解
質３であるＹ2 Ｏ3 安定化ＺｒＯ2 膜を被覆し、さらに
この表面に多孔性のＮｉ−ジルコニアの燃料極４が形成
されている。燃料電池のモジュールにおいては、各単セ
ルはＬａＣｒＯ3 系のインターコネクタ５を介して接続
される。発電は、支持管１内部に空気（酸素）を、セル
の外側に燃料（水素）を流し、１０００〜１０５０℃の
高温下で行われる。
【０００４】近年、このセル作製の工程においてプロセ
スを単純化するため、空気極材料であるＬａＭｎＯ3 系
材料を直接多孔性の支持管として使用する試みがなされ
ている。空気極としての機能を合せ持つ支持管材料とし
ては、Ｌａを１０〜２０原子％のＣａあるいはＳｒで置
換したＬａＭｎＯ3 固溶体材料が一般に用いられてい
る。
スを単純化するため、空気極材料であるＬａＭｎＯ3 系
材料を直接多孔性の支持管として使用する試みがなされ
ている。空気極としての機能を合せ持つ支持管材料とし
ては、Ｌａを１０〜２０原子％のＣａあるいはＳｒで置
換したＬａＭｎＯ3 固溶体材料が一般に用いられてい
る。
【０００５】一方、平板型燃料電池の単セルは、円筒型
と同じ材料系を用いて、図２に示すように電解質６の一
方に多孔性の空気極７を、他方に多孔性の燃料極８が設
けられ、単セル間の接続には、セパレータ９と呼ばれる
緻密質のＭｇＯやＣａＯを添加した緻密質のＬａＣｒＯ
3 固溶体材料が用いられる。発電はセルの空気極側に空
気（酸素）、燃料極側に燃料（水素）を供給して１００
０〜１０５０℃の高温下で行われる。
と同じ材料系を用いて、図２に示すように電解質６の一
方に多孔性の空気極７を、他方に多孔性の燃料極８が設
けられ、単セル間の接続には、セパレータ９と呼ばれる
緻密質のＭｇＯやＣａＯを添加した緻密質のＬａＣｒＯ
3 固溶体材料が用いられる。発電はセルの空気極側に空
気（酸素）、燃料極側に燃料（水素）を供給して１００
０〜１０５０℃の高温下で行われる。
【０００６】
【発明が解決しようとする問題点】しかしながら、前記
のＣａＯ安定化ＺｒＯ2 を支持管とし、これにＣａ、Ｓ
ｒを固溶したＬａＭｎＯ3 材料を空気極として設けた構
造のセル、および空気極を直接支持管として使用する構
造の円筒型燃料電池セルおよび平板型燃料電池セルにお
いて、長時間の発電を行うとセルが変形し出力が序々に
低下するという問題があった。
のＣａＯ安定化ＺｒＯ2 を支持管とし、これにＣａ、Ｓ
ｒを固溶したＬａＭｎＯ3 材料を空気極として設けた構
造のセル、および空気極を直接支持管として使用する構
造の円筒型燃料電池セルおよび平板型燃料電池セルにお
いて、長時間の発電を行うとセルが変形し出力が序々に
低下するという問題があった。
【０００７】本発明は、円筒型および平板型燃料電池に
おいて、燃料電池システムの長時間運転においてセルの
変形が小さく発電出力の安定した長寿命の燃料電池セル
を提供することを目的とする。
おいて、燃料電池システムの長時間運転においてセルの
変形が小さく発電出力の安定した長寿命の燃料電池セル
を提供することを目的とする。
【０００８】
【問題点を解決するための手段】本発明者らは上記の問
題に対して検討を重ねた結果、固体電解質の片面に空気
極を、他方の面に燃料極を形成してなる固体電解質型燃
料電池セルにおいて、前記空気極が下記化１、
題に対して検討を重ねた結果、固体電解質の片面に空気
極を、他方の面に燃料極を形成してなる固体電解質型燃
料電池セルにおいて、前記空気極が下記化１、
【０００９】
【化１】
【００１０】で表され、化１中のＡはＹ、Ｙｂ、Ｓｃ、
Ｅｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｓｍ、ＰｒおよびＣｅの希土
類元素の群から選ばれた少なくとも１種の元素、ＢはＣ
ａ、ＢａおよびＳｒのアルカリ土類元素から選ばれた少
なくとも１種の元素、ＣはＮｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｃ
ｅおよびＺｒの群から選ばれた少なくとも１種の元素で
あり、化１中のｍ、ｎおよびｚが、 ０．０２≦ ｍ ≦０．９８ ０≦ ｎ ≦０．５０ ０．８０≦ ｚ ≦１．１０ を満足する導電性セラミックスを空気極として用いるこ
とにより前記目的が達成されることを見出だした。
Ｅｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｓｍ、ＰｒおよびＣｅの希土
類元素の群から選ばれた少なくとも１種の元素、ＢはＣ
ａ、ＢａおよびＳｒのアルカリ土類元素から選ばれた少
なくとも１種の元素、ＣはＮｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｃ
ｅおよびＺｒの群から選ばれた少なくとも１種の元素で
あり、化１中のｍ、ｎおよびｚが、 ０．０２≦ ｍ ≦０．９８ ０≦ ｎ ≦０．５０ ０．８０≦ ｚ ≦１．１０ を満足する導電性セラミックスを空気極として用いるこ
とにより前記目的が達成されることを見出だした。
【００１１】また、本発明によれば、前記空気極におけ
る主結晶相が下記化１
る主結晶相が下記化１
【００１２】
【化１】
【００１３】で表され、式中のＡはＹ、Ｙｂ、Ｓｃ、Ｅ
ｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｓｍ、ＰｒおよびＣｅの希土類
元素の群から選ばれた少なくとも１種の元素、ＢはＣ
ａ、Ｂａ、Ｓｒのアルカリ土類元素から選ばれた少なく
とも１種の元素、ＣはＮｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｃｅお
よびＺｒの群から選ばれた少なくとも１種の元素であ
り、化１中のｍ、ｎおよびｚが、 ０．０２≦ ｍ ≦０．９８ ０≦ ｎ ≦０．５０ ０．８０≦ ｚ ≦１．１０ を満足する複合酸化物からなり、第２結晶相としてＹ、
Ｙｂ、Ｓｃ、Ｅｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｓｍ、Ｐｒおよ
びＣｅの希土類元素の群から選ばれた少なくとも１種の
元素の酸化物を全体量に対して０．０１〜１０重量％の
割合で分散含有することを特徴とするものである。
ｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｓｍ、ＰｒおよびＣｅの希土類
元素の群から選ばれた少なくとも１種の元素、ＢはＣ
ａ、Ｂａ、Ｓｒのアルカリ土類元素から選ばれた少なく
とも１種の元素、ＣはＮｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｃｅお
よびＺｒの群から選ばれた少なくとも１種の元素であ
り、化１中のｍ、ｎおよびｚが、 ０．０２≦ ｍ ≦０．９８ ０≦ ｎ ≦０．５０ ０．８０≦ ｚ ≦１．１０ を満足する複合酸化物からなり、第２結晶相としてＹ、
Ｙｂ、Ｓｃ、Ｅｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｓｍ、Ｐｒおよ
びＣｅの希土類元素の群から選ばれた少なくとも１種の
元素の酸化物を全体量に対して０．０１〜１０重量％の
割合で分散含有することを特徴とするものである。
【００１４】本発明の燃料電池セルにおける空気極は、
前述の化１で示されるような組成からなるもので、いわ
ゆるＡＢＯ3 型のペロブスカイト型結晶構造を主体とす
るものである。本発明において、化１中のｍ、ｎ、ｚを
上記の範囲に限定した理由は、Ｙおよび各種希土類元素
に対するアルカリ土類元素であるＣａ、Ｓｒ、Ｂａの置
換比率ｍが０．０２より小さいと電気伝導度が小さく空
気極としての機能を成さず、ｍが０．９８より大きいと
焼結性が高くなり、１０００℃での長時間発電において
空気極の焼結が進み空気極が変形し発電性能が悪くな
る。また、ペロブスカイト型結晶構造中のＡサイトとＢ
サイトの原子比ｚが０．８０までの不定比系においても
同様な結果が得られるが、これはその格子欠陥構造が定
比系に類似しているためである。このｚが０．８より小
さくなるとＭｎ2 Ｏ3 等の第２成分の析出が起こり焼結
が促進されて空気極の変形が生じ、また、Ｍｎに対して
Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｃｅ、Ｚｒなどの元素を置換
しても同様な特性が得られるが、この置換比率ｎが０．
５０を越えると焼結性が悪くなり１６５０℃以上の温度
でないと焼結が困難なため、不経済である。
前述の化１で示されるような組成からなるもので、いわ
ゆるＡＢＯ3 型のペロブスカイト型結晶構造を主体とす
るものである。本発明において、化１中のｍ、ｎ、ｚを
上記の範囲に限定した理由は、Ｙおよび各種希土類元素
に対するアルカリ土類元素であるＣａ、Ｓｒ、Ｂａの置
換比率ｍが０．０２より小さいと電気伝導度が小さく空
気極としての機能を成さず、ｍが０．９８より大きいと
焼結性が高くなり、１０００℃での長時間発電において
空気極の焼結が進み空気極が変形し発電性能が悪くな
る。また、ペロブスカイト型結晶構造中のＡサイトとＢ
サイトの原子比ｚが０．８０までの不定比系においても
同様な結果が得られるが、これはその格子欠陥構造が定
比系に類似しているためである。このｚが０．８より小
さくなるとＭｎ2 Ｏ3 等の第２成分の析出が起こり焼結
が促進されて空気極の変形が生じ、また、Ｍｎに対して
Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｃｅ、Ｚｒなどの元素を置換
しても同様な特性が得られるが、この置換比率ｎが０．
５０を越えると焼結性が悪くなり１６５０℃以上の温度
でないと焼結が困難なため、不経済である。
【００１５】本発明における化１中のｍ、ｎ、ｚの好ま
しい範囲は、０．１０≦ｍ≦０．４０、０≦ｎ≦０．２
０、０．９５≦ｚ≦１．０である。
しい範囲は、０．１０≦ｍ≦０．４０、０≦ｎ≦０．２
０、０．９５≦ｚ≦１．０である。
【００１６】また、燃料電池セルにおいては、空気極
は、セルの作動温度である１０００℃あるいはそれを越
えるような温度に保持されるが、発電出力を高めるため
には空気極を小さな結晶粒子からなるセラミックスで構
成することが行われるが、このような場合には空気極が
緻密化しガスの透過係数が小さくなったり電極が変形し
電極性能が低下し、その結果、発電出力が低下してしま
う。このような問題に対して、本発明によれば、前記化
１で表される組成物を主結晶相とし、さらに第２結晶相
を含むことを特徴とするものである。この第２結晶相の
析出効果はその第２結晶相の粒径が小さいほど、また第
２結晶相の量が多いほど緻密化抑制の効果が大きくなる
傾向にある。
は、セルの作動温度である１０００℃あるいはそれを越
えるような温度に保持されるが、発電出力を高めるため
には空気極を小さな結晶粒子からなるセラミックスで構
成することが行われるが、このような場合には空気極が
緻密化しガスの透過係数が小さくなったり電極が変形し
電極性能が低下し、その結果、発電出力が低下してしま
う。このような問題に対して、本発明によれば、前記化
１で表される組成物を主結晶相とし、さらに第２結晶相
を含むことを特徴とするものである。この第２結晶相の
析出効果はその第２結晶相の粒径が小さいほど、また第
２結晶相の量が多いほど緻密化抑制の効果が大きくなる
傾向にある。
【００１７】本発明者らは、これらの知見に基づき第２
結晶相の種類と量について検討したところ、第２結晶相
としてＹ、Ｙｂ、Ｓｃ、Ｅｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｓ
ｍ、ＰｒおよびＣｅの希土類元素の群から選ばれた少な
くとも１種の元素の酸化物を全体量に対して０．０１〜
１０重量％の割合で分散含有させることが最もよいこと
を知見したものである。即ち、上記第２結晶相の量が
０．０１重量％より少ないと緻密化抑制効果が顕著でな
く、１０重量％を越えると空気極の導電性が低下するた
めである。第２結晶相の量は１〜５重量％が望ましい。
結晶相の種類と量について検討したところ、第２結晶相
としてＹ、Ｙｂ、Ｓｃ、Ｅｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｓ
ｍ、ＰｒおよびＣｅの希土類元素の群から選ばれた少な
くとも１種の元素の酸化物を全体量に対して０．０１〜
１０重量％の割合で分散含有させることが最もよいこと
を知見したものである。即ち、上記第２結晶相の量が
０．０１重量％より少ないと緻密化抑制効果が顕著でな
く、１０重量％を越えると空気極の導電性が低下するた
めである。第２結晶相の量は１〜５重量％が望ましい。
【００１８】また、第２結晶相は２粒子界面に数１０〜
５００ｎｍの大きさで、また３重点のネックと呼ばれる
部分に平均粒子径が０．１〜５μｍの大きさで存在する
と効果的である。特に０．１〜３μｍの大きさが好まし
い。第２結晶相は、その量が増加すると３重点のネック
に析出しやすくなる。第２結晶相は主結晶相の成分を若
干固溶する場合があるが、結晶構造が変化しなければ特
に問題はない。また、第２結晶相の一部がＹＭｎＯ3 、
ＹｂＭｎＯ3 等の複合酸化物として析出する場合がある
が、主結晶相および第２結晶相が上述の範囲を満足すれ
ばこれも特に問題はない。
５００ｎｍの大きさで、また３重点のネックと呼ばれる
部分に平均粒子径が０．１〜５μｍの大きさで存在する
と効果的である。特に０．１〜３μｍの大きさが好まし
い。第２結晶相は、その量が増加すると３重点のネック
に析出しやすくなる。第２結晶相は主結晶相の成分を若
干固溶する場合があるが、結晶構造が変化しなければ特
に問題はない。また、第２結晶相の一部がＹＭｎＯ3 、
ＹｂＭｎＯ3 等の複合酸化物として析出する場合がある
が、主結晶相および第２結晶相が上述の範囲を満足すれ
ばこれも特に問題はない。
【００１９】本発明における空気極は、図１に示される
ような円筒型燃料電池セルにおいては、例えば１０〜１
５モル％ＣａＯあるいは８〜２０モル％Ｙ2 Ｏ3 、Ｙｂ
2 Ｏ3 を添加したＺｒＯ2 からなる多孔質で非電子伝導
性の支持管の表面に形成される空気極として、あるいは
空気極としての機能を付与した空気極支持管としても使
用される。また、平板型燃料電池セルにおいても空気極
およびガスディフューザとしても利用できる。
ような円筒型燃料電池セルにおいては、例えば１０〜１
５モル％ＣａＯあるいは８〜２０モル％Ｙ2 Ｏ3 、Ｙｂ
2 Ｏ3 を添加したＺｒＯ2 からなる多孔質で非電子伝導
性の支持管の表面に形成される空気極として、あるいは
空気極としての機能を付与した空気極支持管としても使
用される。また、平板型燃料電池セルにおいても空気極
およびガスディフューザとしても利用できる。
【００２０】また、空気極はそれ自体多孔質でガス透過
性を有することが必要である。ガス透過性を高めるため
には開気孔率が大きいことが良いが、開気孔率が大きい
と空気極自体の強度が低下する。特に、空気極を直接支
持管として用いる場合において、強度が低いと表面に電
解質を形成する際支持管の破損やその他の製造工程にお
ける取扱いにより破損するなどの問題が生じる。発明の
構成によれば、開気孔率と強度およびガス透過性の関係
から、開気孔率は２０〜４５％、特に３０〜４０％の範
囲であることが望ましい。また、ガス透過量と支持管強
度は空気極中の細孔径にも依存する。この細孔の大きさ
としては、平均細孔径が１．０〜５．０μｍの範囲がガ
ス透過性と強度に優れる。特に平均細孔径が１．０μｍ
より小さいと、強度は優れるもののガス透過性が充分で
なく、平均細孔径が５．０μｍより大きいと強度が小さ
くなり、製造工程における取扱いにより破損するなどの
問題が生じる。平均細孔径の特に好ましい範囲は１．５
〜３．０μｍである。
性を有することが必要である。ガス透過性を高めるため
には開気孔率が大きいことが良いが、開気孔率が大きい
と空気極自体の強度が低下する。特に、空気極を直接支
持管として用いる場合において、強度が低いと表面に電
解質を形成する際支持管の破損やその他の製造工程にお
ける取扱いにより破損するなどの問題が生じる。発明の
構成によれば、開気孔率と強度およびガス透過性の関係
から、開気孔率は２０〜４５％、特に３０〜４０％の範
囲であることが望ましい。また、ガス透過量と支持管強
度は空気極中の細孔径にも依存する。この細孔の大きさ
としては、平均細孔径が１．０〜５．０μｍの範囲がガ
ス透過性と強度に優れる。特に平均細孔径が１．０μｍ
より小さいと、強度は優れるもののガス透過性が充分で
なく、平均細孔径が５．０μｍより大きいと強度が小さ
くなり、製造工程における取扱いにより破損するなどの
問題が生じる。平均細孔径の特に好ましい範囲は１．５
〜３．０μｍである。
【００２１】本発明における空気極材料は、前記化１で
示された構成金属元素の酸化物、炭酸塩、硝酸塩等を用
い、周知の混合法で混合し、１３００〜１５００℃の温
度で２〜５時間仮焼し固溶体粉末を生成する。また、希
土類元素酸化物を第２結晶相として析出させる場合には
予めこれを過剰分として添加してもよいし、あるいは上
述の固溶体粉末に添加しても良い。
示された構成金属元素の酸化物、炭酸塩、硝酸塩等を用
い、周知の混合法で混合し、１３００〜１５００℃の温
度で２〜５時間仮焼し固溶体粉末を生成する。また、希
土類元素酸化物を第２結晶相として析出させる場合には
予めこれを過剰分として添加してもよいし、あるいは上
述の固溶体粉末に添加しても良い。
【００２２】空気極としての機能を併用したいわゆる自
己支持管の作製は、上述の固溶体粉末を所定の結晶粒子
径に粉砕し、押出成形法や冷間静水圧成形（ＣＩＰ）法
で所定の形状に成形し、１４００〜１５５０℃の温度で
大気中あるいはＡｒ等の不活性雰囲気中で２〜７時間焼
成して作製することができる。
己支持管の作製は、上述の固溶体粉末を所定の結晶粒子
径に粉砕し、押出成形法や冷間静水圧成形（ＣＩＰ）法
で所定の形状に成形し、１４００〜１５５０℃の温度で
大気中あるいはＡｒ等の不活性雰囲気中で２〜７時間焼
成して作製することができる。
【００２３】円筒型セルは、本発明の空気極を多孔質の
自己支持管ＣａＯ安定化ＺｒＯ2 の表面にスラリーディ
ップ法、溶射法で塗布しこの表面に気相合成法や溶射法
で電解質のＹ2 Ｏ3 あるいはＹｂ2 Ｏ3 安定化ＺｒＯ2
薄膜を被覆し、さらにＮｉ−ジルコニア（Ｙ2 Ｏ3 含
有）の燃料極を設けることにより作製する。また、Ｃａ
Ｏ安定化ＺｒＯ2 を用いず、本発明の空気極材料よりな
る自己支持管に上記と同様な方法により電解質および燃
料極を形成することによりセルを作製することもでき
る。
自己支持管ＣａＯ安定化ＺｒＯ2 の表面にスラリーディ
ップ法、溶射法で塗布しこの表面に気相合成法や溶射法
で電解質のＹ2 Ｏ3 あるいはＹｂ2 Ｏ3 安定化ＺｒＯ2
薄膜を被覆し、さらにＮｉ−ジルコニア（Ｙ2 Ｏ3 含
有）の燃料極を設けることにより作製する。また、Ｃａ
Ｏ安定化ＺｒＯ2 を用いず、本発明の空気極材料よりな
る自己支持管に上記と同様な方法により電解質および燃
料極を形成することによりセルを作製することもでき
る。
【００２４】一方、平板型セルは、押出成形や、プレス
成形、ドクターブレード法等により、Ｙ2 Ｏ3 あるいは
Ｙｂ2 Ｏ3 安定化ＺｒＯ2 で電解質を作製し、一方の面
に本発明の空気極材料を、また他方の面に燃料極をスク
リーン印刷等で塗布し乾燥した後に焼き付けることによ
り得られる。
成形、ドクターブレード法等により、Ｙ2 Ｏ3 あるいは
Ｙｂ2 Ｏ3 安定化ＺｒＯ2 で電解質を作製し、一方の面
に本発明の空気極材料を、また他方の面に燃料極をスク
リーン印刷等で塗布し乾燥した後に焼き付けることによ
り得られる。
【００２５】
【作用】従来用いられているＬａを１０〜２０原子％Ｓ
ｒあるいはＣａで置換したＬａＭｎＯ3 の格子欠陥構造
に着目して研究を進めた結果、固溶体中では大気中、高
温においては下記化２に示すように酸素を格子中に取り
込み、系の電気的中性を保持するためＬａとＭｎイオン
の空孔がそれぞれ生成することが分かった。
ｒあるいはＣａで置換したＬａＭｎＯ3 の格子欠陥構造
に着目して研究を進めた結果、固溶体中では大気中、高
温においては下記化２に示すように酸素を格子中に取り
込み、系の電気的中性を保持するためＬａとＭｎイオン
の空孔がそれぞれ生成することが分かった。
【００２６】
【化２】
【００２７】この格子欠陥構造から従来の空気極材料の
焼結は、ＬａＭｎＯ3 固溶体中ではＬａ、Ｍｎイオン空
孔濃度が高いため、陽イオンの拡散速度が速くなり、そ
の結果焼結が促進されるためと考えられる。燃料電池セ
ルにおいては、燃料同士の反応は一部は電力に、またそ
の他は熱として放出される。問題となっているセルの変
形は、燃料電池セルの温度分布の不均一性に起因して、
空気極の焼結促進が均一に起こるためと判断される。
焼結は、ＬａＭｎＯ3 固溶体中ではＬａ、Ｍｎイオン空
孔濃度が高いため、陽イオンの拡散速度が速くなり、そ
の結果焼結が促進されるためと考えられる。燃料電池セ
ルにおいては、燃料同士の反応は一部は電力に、またそ
の他は熱として放出される。問題となっているセルの変
形は、燃料電池セルの温度分布の不均一性に起因して、
空気極の焼結促進が均一に起こるためと判断される。
【００２８】これらの推論から本発明者らは結晶内の格
子欠陥構造を変化させ、Ｌａ、Ｍｎイオン空孔の生成を
抑制すれば空気極の緻密化とそれに付随するセルの変形
は抑制できると考えた。本発明ではこの格子欠陥構造に
着目し、ペロブスカイト型酸化物系材料について欠陥構
造をさらに詳細に検討した結果、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ等を
固溶したＹＭｎＯ3 、ＹｂＭｎＯ3 、ＧｄＭｎＯ3 等が
焼結に対する促進効果が小さく安定した発電性能を示す
ことを見出だした。
子欠陥構造を変化させ、Ｌａ、Ｍｎイオン空孔の生成を
抑制すれば空気極の緻密化とそれに付随するセルの変形
は抑制できると考えた。本発明ではこの格子欠陥構造に
着目し、ペロブスカイト型酸化物系材料について欠陥構
造をさらに詳細に検討した結果、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ等を
固溶したＹＭｎＯ3 、ＹｂＭｎＯ3 、ＧｄＭｎＯ3 等が
焼結に対する促進効果が小さく安定した発電性能を示す
ことを見出だした。
【００２９】例えば、Ｃａを固溶したＹＭｎＯ3 は大気
中、高温において、主として下記化３で示される格子欠
陥が生成する。
中、高温において、主として下記化３で示される格子欠
陥が生成する。
【００３０】
【化３】
【００３１】この格子欠陥を有する材料においては、Ｃ
ａはＹと置換固溶し、系の電気的中性を保持するためホ
−ルが生成し、生成したホ−ルは電気伝導に寄与する。
また、この系ではＬａ、Ｍｎイオン空孔濃度も小さいた
め、成分イオンの拡散速度が抑制され、その結果セルの
変形が防止される。本発明は、上記の（Ｙ、Ｃａ）Ｍｎ
Ｏ3 の他、Ｙｂ、Ｓｃ、Ｅｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｓ
ｍ、Ｐｒ、Ｃｅの希土類元素とＣａ、Ｓｒ、Ｂａのアル
カリ土類元素およびＭｎからなる複合ペロブスカイト酸
化物、（Ｙ、Ｂａ）ＭｎＯ3 、（Ｙｂ、Ｃａ）Ｍｎ
Ｏ3 ，（Ｙ、Ｓｒ）ＭｎＯ3 、（Ｇｄ、Ｓｒ）ＭｎＯ3
等も上記と同様な格子欠陥構造を有し、空気極として使
用した場合セル変形が防止される。また、本発明品に関
して構造中のＡサイトの原子が不足した不定比系におい
ても、その格子欠陥構造が定比系に類似しているため定
比系と同様な効果が得られる。また、Ｍｎの一部をＣ
ｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｃｅ、Ｚｒで置換した材料も同
様な格子欠陥を有しておりセル変形が極めて小さな空気
極として使用できる。
ａはＹと置換固溶し、系の電気的中性を保持するためホ
−ルが生成し、生成したホ−ルは電気伝導に寄与する。
また、この系ではＬａ、Ｍｎイオン空孔濃度も小さいた
め、成分イオンの拡散速度が抑制され、その結果セルの
変形が防止される。本発明は、上記の（Ｙ、Ｃａ）Ｍｎ
Ｏ3 の他、Ｙｂ、Ｓｃ、Ｅｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｓ
ｍ、Ｐｒ、Ｃｅの希土類元素とＣａ、Ｓｒ、Ｂａのアル
カリ土類元素およびＭｎからなる複合ペロブスカイト酸
化物、（Ｙ、Ｂａ）ＭｎＯ3 、（Ｙｂ、Ｃａ）Ｍｎ
Ｏ3 ，（Ｙ、Ｓｒ）ＭｎＯ3 、（Ｇｄ、Ｓｒ）ＭｎＯ3
等も上記と同様な格子欠陥構造を有し、空気極として使
用した場合セル変形が防止される。また、本発明品に関
して構造中のＡサイトの原子が不足した不定比系におい
ても、その格子欠陥構造が定比系に類似しているため定
比系と同様な効果が得られる。また、Ｍｎの一部をＣ
ｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｃｅ、Ｚｒで置換した材料も同
様な格子欠陥を有しておりセル変形が極めて小さな空気
極として使用できる。
【００３２】本発明においては、空気極材料を小さい結
晶粒子で構成し、燃料電池セルの性能を上げる形式のセ
ルにおいては、空気極材料が緻密化し電極性能が劣化す
るため、（Ｙ，Ｂａ）ＭｎＯ3 、（Ｙｂ，Ｃａ）ＭｎＯ
3 、（Ｙ，Ｓｒ）ＭｎＯ3 、（Ｇｄ，Ｓｒ）ＭｎＯ3 な
どの複合ペロブスカイト型酸化物材料中にさらに第２結
晶相を析出させることにより、この緻密化を抑制でき
る。粒界に析出物が存在する場合、経験的の移動に成長
できる粒子の限界の大きさ、Ｄは下記数１
晶粒子で構成し、燃料電池セルの性能を上げる形式のセ
ルにおいては、空気極材料が緻密化し電極性能が劣化す
るため、（Ｙ，Ｂａ）ＭｎＯ3 、（Ｙｂ，Ｃａ）ＭｎＯ
3 、（Ｙ，Ｓｒ）ＭｎＯ3 、（Ｇｄ，Ｓｒ）ＭｎＯ3 な
どの複合ペロブスカイト型酸化物材料中にさらに第２結
晶相を析出させることにより、この緻密化を抑制でき
る。粒界に析出物が存在する場合、経験的の移動に成長
できる粒子の限界の大きさ、Ｄは下記数１
【００３３】
【数１】
【００３４】で表される。これより、析出物の効果は析
出物が小さいほど、また析出物の量が多いほど大きいこ
とが分かる。本発明では、上記の経験式に基づき析出物
の種類とその量について検討した結果、Ｙ、Ｙｂ、Ｓ
ｃ、Ｅｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｓｍの希土類酸化物を第
２結晶相として含む（Ｙ，Ｃａ）ＭｎＯ3 、（Ｙｂ，Ｓ
ｒ）ＭｎＯ3 等の酸化物固溶体が緻密化抑制効果が大き
いことを見いだしたものである。
出物が小さいほど、また析出物の量が多いほど大きいこ
とが分かる。本発明では、上記の経験式に基づき析出物
の種類とその量について検討した結果、Ｙ、Ｙｂ、Ｓ
ｃ、Ｅｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｓｍの希土類酸化物を第
２結晶相として含む（Ｙ，Ｃａ）ＭｎＯ3 、（Ｙｂ，Ｓ
ｒ）ＭｎＯ3 等の酸化物固溶体が緻密化抑制効果が大き
いことを見いだしたものである。
【００３５】本発明の燃料電池セルは、空気極を前述し
たような特定のマンガナイト系導電性セラミックスによ
り構成することにより、空気極の焼結に伴う空気極やセ
ルの変形等によるセル間の接続不良を防ぎ、長期安定性
に優れたセルを提供できる。また、平板型燃料電池セル
においても、運転における電解質の剥離を防ぎ、長期的
に出力が安定性したセルを提供できる。なお、平板型燃
料電池では、空気極をガスディフュ−ザとして使用する
場合もありうるが、この場合もガスディフュ−ザの変形
が小さいために電解質との接続に優れ、その結果接続不
良による発電時の出力低下等も抑制することができる。
たような特定のマンガナイト系導電性セラミックスによ
り構成することにより、空気極の焼結に伴う空気極やセ
ルの変形等によるセル間の接続不良を防ぎ、長期安定性
に優れたセルを提供できる。また、平板型燃料電池セル
においても、運転における電解質の剥離を防ぎ、長期的
に出力が安定性したセルを提供できる。なお、平板型燃
料電池では、空気極をガスディフュ−ザとして使用する
場合もありうるが、この場合もガスディフュ−ザの変形
が小さいために電解質との接続に優れ、その結果接続不
良による発電時の出力低下等も抑制することができる。
【００３６】
【実施例】次に、本発明を実施例に基づき説明する。 実施例１ 市販の純度９９．９％以上の表１および表２に示す各種
の金属元素の酸化物粉末、アルカリ土類元素の炭酸塩を
出発原料として、これを表１および表２の組成になるよ
うに調合し、ジルコニアボ−ルを用いて１０時間混合し
た後、１４００℃で１０時間固相反応させて固溶体粉末
を得た。この粉末をジルコニアボ−ルを用いて、さらに
１０時間粉砕した。この粉末を用いて円筒状に成形し
て、大気中で１４７０〜１５５０℃にて焼成し、外径１
６ｍｍ、内径１２ｍｍ、長さ１００ｍｍの円筒状焼結体
を得た。
の金属元素の酸化物粉末、アルカリ土類元素の炭酸塩を
出発原料として、これを表１および表２の組成になるよ
うに調合し、ジルコニアボ−ルを用いて１０時間混合し
た後、１４００℃で１０時間固相反応させて固溶体粉末
を得た。この粉末をジルコニアボ−ルを用いて、さらに
１０時間粉砕した。この粉末を用いて円筒状に成形し
て、大気中で１４７０〜１５５０℃にて焼成し、外径１
６ｍｍ、内径１２ｍｍ、長さ１００ｍｍの円筒状焼結体
を得た。
【００３７】得られた焼結体に対して、アルキメデス法
により開気孔率を測定した結果、開気孔率は３０〜３５
％であった。また走査電子顕微鏡写真（ＳＥＭ）により
求めた平均結晶粒径は８〜１２μｍであった。その後、
この円筒状焼結体を電気炉を用いて、大気中、室温から
２００℃／ｈの速度で１０００℃まで昇温し、１０００
℃で２０００時間保持した後、室温まで２００℃／ｈの
速度で冷却した。そしてこの熱処理を行った後の円筒状
焼結体の外径の寸法測定を行い、熱処理前のそれと比較
して下記数２
により開気孔率を測定した結果、開気孔率は３０〜３５
％であった。また走査電子顕微鏡写真（ＳＥＭ）により
求めた平均結晶粒径は８〜１２μｍであった。その後、
この円筒状焼結体を電気炉を用いて、大気中、室温から
２００℃／ｈの速度で１０００℃まで昇温し、１０００
℃で２０００時間保持した後、室温まで２００℃／ｈの
速度で冷却した。そしてこの熱処理を行った後の円筒状
焼結体の外径の寸法測定を行い、熱処理前のそれと比較
して下記数２
【００３８】
【数２】
【００３９】の式に従い変形率を算出した。
【００４０】また、上記の円筒状焼結体を長さ５０ｍｍ
に切断し電圧端子間を４０ｍｍとなるようにＰｔの電極
を取り付け、大気中１０００℃で抵抗を測定し、下記数
２
に切断し電圧端子間を４０ｍｍとなるようにＰｔの電極
を取り付け、大気中１０００℃で抵抗を測定し、下記数
２
【００４１】
【数３】
【００４２】によりシート抵抗Ｒｓを測定した。測定の
結果は表１および表２に示した。
結果は表１および表２に示した。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】表１および表２によれば、周期律表第３ａ
族元素に対するＣａの置換量ｍが０．９８より大きい試
料Ｎo.１３，２８，３９では変形が大きく、シート抵抗
も大きかった。またｍが０．０２より小さい試料Ｎo.
２，４１でもシート抵抗が大きくなった。ＡサイトとＢ
サイトの比率ｚが０．８より小さい試料Ｎo.１４ではＭ
ｎ2 Ｏ3 が析出し変形が生じた。またｚが１．１より大
きい試料Ｎo.１９ではＬａ2 Ｏ3 が析出し焼結体が短時
間で風化した。さらにＭｎへの置換量ｎが０．５より大
きい試料Ｎo.２４，５３では、焼結性が低下し所定の気
孔率の焼結体を得ることができなかった。
族元素に対するＣａの置換量ｍが０．９８より大きい試
料Ｎo.１３，２８，３９では変形が大きく、シート抵抗
も大きかった。またｍが０．０２より小さい試料Ｎo.
２，４１でもシート抵抗が大きくなった。ＡサイトとＢ
サイトの比率ｚが０．８より小さい試料Ｎo.１４ではＭ
ｎ2 Ｏ3 が析出し変形が生じた。またｚが１．１より大
きい試料Ｎo.１９ではＬａ2 Ｏ3 が析出し焼結体が短時
間で風化した。さらにＭｎへの置換量ｎが０．５より大
きい試料Ｎo.２４，５３では、焼結性が低下し所定の気
孔率の焼結体を得ることができなかった。
【００４６】実施例２ 実施例１で作成した固溶体粉末に純度９９．９％以上で
平均粒子径が約１μｍのＹ2 Ｏ3 、Ｙｂ2 Ｏ3 、Ｓｃ2
Ｏ3 、Ｅｒ2 Ｏ3 、Ｎｄ2 Ｏ3 、Ｇｄ2 Ｏ3 、Ｄｙ2 Ｏ
3 、Ｓｍ2 Ｏ3 の各粉末を表３に示す割合で過剰に添加
し、ジルコニアボ−ルで２０時間混合粉砕を行った。こ
の粉末を円筒形状に成形して、１４００〜１５００℃で
３〜５時間焼成して外径１６ｍｍ、内径１２ｍｍ、長さ
１００ｍｍで開気孔率が３０〜３４％の円筒状焼結体を
作製した。またＳＥＭにより求めた平均結晶粒径は３〜
５μｍであった。さらに、実施例１と同様な方法で変形
率を測定した。また、試料の一部は実施例１に従い１０
００℃でのシ−ト抵抗を測定した。その結果を表３に示
した。
平均粒子径が約１μｍのＹ2 Ｏ3 、Ｙｂ2 Ｏ3 、Ｓｃ2
Ｏ3 、Ｅｒ2 Ｏ3 、Ｎｄ2 Ｏ3 、Ｇｄ2 Ｏ3 、Ｄｙ2 Ｏ
3 、Ｓｍ2 Ｏ3 の各粉末を表３に示す割合で過剰に添加
し、ジルコニアボ−ルで２０時間混合粉砕を行った。こ
の粉末を円筒形状に成形して、１４００〜１５００℃で
３〜５時間焼成して外径１６ｍｍ、内径１２ｍｍ、長さ
１００ｍｍで開気孔率が３０〜３４％の円筒状焼結体を
作製した。またＳＥＭにより求めた平均結晶粒径は３〜
５μｍであった。さらに、実施例１と同様な方法で変形
率を測定した。また、試料の一部は実施例１に従い１０
００℃でのシ−ト抵抗を測定した。その結果を表３に示
した。
【００４７】
【表３】
【００４８】表３の結果より第２結晶相（析出物）の量
が０．０１重量％以上で変形の発生をさらに抑制できる
が、この量が１０重量％を越える試料Ｎo.６２，７４で
はシ−ト抵抗が大きくなり空気極として機能しない。ま
た、ＳＥＭ観察によると、本発明品における空気極の２
つの結晶間および三重点のネック部における第２結晶相
の大きさはいずれも０．１〜５μｍであった。また、透
過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によると２つの結晶粒子の粒
界には数１０〜５００ｎｍの析出物が認められた。
が０．０１重量％以上で変形の発生をさらに抑制できる
が、この量が１０重量％を越える試料Ｎo.６２，７４で
はシ−ト抵抗が大きくなり空気極として機能しない。ま
た、ＳＥＭ観察によると、本発明品における空気極の２
つの結晶間および三重点のネック部における第２結晶相
の大きさはいずれも０．１〜５μｍであった。また、透
過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によると２つの結晶粒子の粒
界には数１０〜５００ｎｍの析出物が認められた。
【００４９】実施例３ 実施例１中の試料Ｎo.１，２，７，２０，５７の組成に
ついて、開気孔率が３０〜３４％、平均細孔径が２．０
３〜２．３５μｍで、長さ２００ｍｍ、外形１６ｍｍ、
内径１２ｍｍの一端が封じた円筒状焼結体を作製し、空
気極として機能するセルの支持管とした。
ついて、開気孔率が３０〜３４％、平均細孔径が２．０
３〜２．３５μｍで、長さ２００ｍｍ、外形１６ｍｍ、
内径１２ｍｍの一端が封じた円筒状焼結体を作製し、空
気極として機能するセルの支持管とした。
【００５０】この後、気相合成法により１１５０℃で円
筒状焼結体の表面に厚さ約５０μｍの固体電解質（１０
ｍｏｌ％Ｙ2 Ｏ3 −９０ｍｏｌ％ＺｒＯ2 ）を被覆し、
さらにこの上にスラリーディップ法により３０μｍの厚
みに７０重量％のＮｉを含有するＺｒＯ2 （８ｍｏｌ％
Ｙ2 Ｏ3 含有）の燃料極を被覆し単セルとした。
筒状焼結体の表面に厚さ約５０μｍの固体電解質（１０
ｍｏｌ％Ｙ2 Ｏ3 −９０ｍｏｌ％ＺｒＯ2 ）を被覆し、
さらにこの上にスラリーディップ法により３０μｍの厚
みに７０重量％のＮｉを含有するＺｒＯ2 （８ｍｏｌ％
Ｙ2 Ｏ3 含有）の燃料極を被覆し単セルとした。
【００５１】このセルを電気炉中に保持しセルの内側に
酸度ガスを、外側に水素ガスを流し、１０００℃で発電
を行った。そして、発電時間と出力密度の変化を図３に
示した。
酸度ガスを、外側に水素ガスを流し、１０００℃で発電
を行った。そして、発電時間と出力密度の変化を図３に
示した。
【００５２】図３から明らかなように、本発明の試料Ｎ
o.７，２０，５７については、出力密度はほとんど変化
せず、出力密度も高い。それに対して従来品であるＮo.
１，２は時間とともに出力が低下した。これにより、本
発明品が長期安定性に優れることが理解される。
o.７，２０，５７については、出力密度はほとんど変化
せず、出力密度も高い。それに対して従来品であるＮo.
１，２は時間とともに出力が低下した。これにより、本
発明品が長期安定性に優れることが理解される。
【００５３】
【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
の燃料電池セルは、空気極の焼結に伴う空気極およびセ
ルの変形等によるセル間の接続不良を防ぎ、長期にわた
り出力が安定した信頼性の高い燃料電池セルを提供する
ことができる。
の燃料電池セルは、空気極の焼結に伴う空気極およびセ
ルの変形等によるセル間の接続不良を防ぎ、長期にわた
り出力が安定した信頼性の高い燃料電池セルを提供する
ことができる。
【図１】円筒型燃料電池セルの構造を説明するための図
である。
である。
【図２】平板型燃料電池セルの構造を説明するための図
である。
である。
【図３】実施例３における発電時間に対する出力密度の
変化を示す図である。
変化を示す図である。
１ 支持管 ２ 空気極 ３ 固体電解質 ４ 燃料極 ５ インターコネクタ
Claims (2)
- 【請求項１】固体電解質の片面に空気極を、他方の面に
燃料極を形成してなる固体電解質型燃料電池セルにおい
て、前記空気極が下記化１、 【化１】 で表され、化１中のＡはＹ、Ｙｂ、Ｓｃ、Ｅｒ、Ｎｄ、
Ｇｄ、Ｄｙ、Ｓｍ、ＰｒおよびＣｅの希土類元素の群か
ら選ばれた少なくとも１種の元素、ＢはＣａ、Ｂａおよ
びＳｒのアルカリ土類元素から選ばれた少なくとも１種
の元素、ＣはＮｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｃｒ、ＣｅおよびＺｒ
の群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、化１中
のｍ、ｎおよびｚが、 ０．０２≦ ｍ ≦０．９８ ０≦ ｎ ≦０．５０ ０．８０≦ ｚ ≦１．１０ を満足する導電性セラミックスであることを特徴とする
固体電解質型燃料電池セル。 - 【請求項２】固体電解質の片面に空気極を、他方の面に
燃料極を形成してなる固体電解質型燃料電池セルにおい
て、前記空気極における主結晶相が下記化１ 【化１】 で表され、化１中のＡはＹ、Ｙｂ、Ｓｃ、Ｅｒ、Ｎｄ、
Ｇｄ、Ｄｙ、Ｓｍ、ＰｒおよびＣｅの希土類元素の群か
ら選ばれた少なくとも１種の元素、ＢはＣａ、Ｂａおよ
びＳｒのアルカリ土類元素から選ばれた少なくとも１種
の元素、ＣはＮｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｃｒ、ＣｅおよびＺｒ
の群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、化１中
のｍ、ｎおよびｚが、 ０．０２≦ ｍ ≦０．９８ ０≦ ｎ ≦０．５０ ０．８０≦ ｚ ≦１．１０ を満足する複合酸化物からなり、第２結晶相としてＹ、
Ｙｂ、Ｓｃ、Ｅｒ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｄｙ、Ｓｍ、Ｐｒおよ
びＣｅの希土類元素の群から選ばれた少なくとも１種の
元素の酸化物を全体量に対して０．０１〜１０重量％の
割合で分散含有することを特徴とする固体電解質型燃料
電池セル。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04082694A JP3359413B2 (ja) | 1994-03-11 | 1994-03-11 | 固体電解質型燃料電池セル |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04082694A JP3359413B2 (ja) | 1994-03-11 | 1994-03-11 | 固体電解質型燃料電池セル |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07249414A true JPH07249414A (ja) | 1995-09-26 |
| JP3359413B2 JP3359413B2 (ja) | 2002-12-24 |
Family
ID=12591473
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP04082694A Expired - Lifetime JP3359413B2 (ja) | 1994-03-11 | 1994-03-11 | 固体電解質型燃料電池セル |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3359413B2 (ja) |
Cited By (7)
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|---|---|---|---|---|
| EP0855754A3 (de) * | 1997-01-27 | 1998-08-05 | Forschungszentrum Jülich Gmbh | Kathodenwerkstoff für eine Hochtemperaturbrennstoffzelle |
| JP2003007309A (ja) * | 2001-06-26 | 2003-01-10 | Nissan Motor Co Ltd | 電極材料、固体電解質型燃料電池及びガスセンサ |
| WO2012144533A1 (ja) * | 2011-04-19 | 2012-10-26 | 本田技研工業株式会社 | リチウムイオン酸素電池 |
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| CN109786772A (zh) * | 2019-03-13 | 2019-05-21 | 深圳道童新能源有限公司 | 一种适用于燃料电池的催化剂的制备方法 |
| CN116375469A (zh) * | 2023-03-31 | 2023-07-04 | 中国矿业大学 | 一种固相合成质子导体电解质陶瓷粉体的方法 |
-
1994
- 1994-03-11 JP JP04082694A patent/JP3359413B2/ja not_active Expired - Lifetime
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