JPH10195580A - 初期活性の良好な水素貯蔵合金 - Google Patents
初期活性の良好な水素貯蔵合金Info
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- JPH10195580A JPH10195580A JP9003362A JP336297A JPH10195580A JP H10195580 A JPH10195580 A JP H10195580A JP 9003362 A JP9003362 A JP 9003362A JP 336297 A JP336297 A JP 336297A JP H10195580 A JPH10195580 A JP H10195580A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 水素吸収放出速度が速く、かつ実用に際して
すぐれた初期活性の良好な水素貯蔵合金を提供する。 【解決手段】 本発明水素貯蔵合金が、原子％で、Ｔ
ｉ：１７〜２９％、Ｚｒ：０．５〜１０％、Ｍｎ：３２
〜４５％、Ｃｒ：３〜１３％、Ｖ：１０〜２２％、Ｎ
ｉ：２〜１０％、 Ｌａおよび／またはＣｅ：０．１〜
３％、水素：０．２〜１０％、酸素：１〜１５％、Ｔｉ
（％）＋Ｚｒ（％）＋Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋Ｖ
（％）＋Ｎｉ（％）＋Ｌａおよび／またはＣｅ（％）＋
水素（％）＋酸素（％）＋不可避不純物（％）＝１００
％なる組成を有し、 かつＴｉ−Ｍｎ系合金の素地相に
水素化酸化処理生成物相が分散分布し、前記素化酸化処
理生成物相の主体が、Ｌａおよび／またはＣｅの水酸化
物と、Ｌａおよび／またはＣｅ−Ｎｉ系合金で構成され
た組織を有し、 さらに水素化処理時に発生した無数の
亀裂が存在すると共に、前記亀裂内面には前記水素化酸
化処理生成物相が露出した構造を有する。
すぐれた初期活性の良好な水素貯蔵合金を提供する。 【解決手段】 本発明水素貯蔵合金が、原子％で、Ｔ
ｉ：１７〜２９％、Ｚｒ：０．５〜１０％、Ｍｎ：３２
〜４５％、Ｃｒ：３〜１３％、Ｖ：１０〜２２％、Ｎ
ｉ：２〜１０％、 Ｌａおよび／またはＣｅ：０．１〜
３％、水素：０．２〜１０％、酸素：１〜１５％、Ｔｉ
（％）＋Ｚｒ（％）＋Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋Ｖ
（％）＋Ｎｉ（％）＋Ｌａおよび／またはＣｅ（％）＋
水素（％）＋酸素（％）＋不可避不純物（％）＝１００
％なる組成を有し、 かつＴｉ−Ｍｎ系合金の素地相に
水素化酸化処理生成物相が分散分布し、前記素化酸化処
理生成物相の主体が、Ｌａおよび／またはＣｅの水酸化
物と、Ｌａおよび／またはＣｅ−Ｎｉ系合金で構成され
た組織を有し、 さらに水素化処理時に発生した無数の
亀裂が存在すると共に、前記亀裂内面には前記水素化酸
化処理生成物相が露出した構造を有する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、例えばヒ−トポ
ンプの吸発熱源として組み込み、或いは、水素貯蔵、輸
送用、電池の電極などとして実用に供するに際しては、
水素吸収および放出速度がきわめて速く、優れた初期活
性化を発揮する水素貯蔵合金に関するものである。
ンプの吸発熱源として組み込み、或いは、水素貯蔵、輸
送用、電池の電極などとして実用に供するに際しては、
水素吸収および放出速度がきわめて速く、優れた初期活
性化を発揮する水素貯蔵合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、ヒ−トポンプの吸発熱源として組
み込むことを目的とした下記の組成範囲を有するＴｉ−
Ｍｎ系水素貯蔵合金が知られている。原子％で、 Ｔｉ：２７．５〜３１．５％、 Ｚｒ：１〜５％、 Ｍｎ：３８．５〜４４．５％、 Ｃｒ：７〜１３％、 Ｖ：１０〜１６％、 Ｎｉ：１〜５％、 不可避不純物：残、 結晶構造当量比：［Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋Ｖ（％）
＋Ｎｉ（％）］／［Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）］＝２．０
５〜２．２０、 を満足する組成を有する水素貯蔵合金。
み込むことを目的とした下記の組成範囲を有するＴｉ−
Ｍｎ系水素貯蔵合金が知られている。原子％で、 Ｔｉ：２７．５〜３１．５％、 Ｚｒ：１〜５％、 Ｍｎ：３８．５〜４４．５％、 Ｃｒ：７〜１３％、 Ｖ：１０〜１６％、 Ｎｉ：１〜５％、 不可避不純物：残、 結晶構造当量比：［Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋Ｖ（％）
＋Ｎｉ（％）］／［Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）］＝２．０
５〜２．２０、 を満足する組成を有する水素貯蔵合金。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】近年、水素貯蔵合金
が、多く適用されているヒートポンプなどの高出力化お
よび高性能化、また、電池の電極などとしての実用化に
際して、さらに省エネルギ−化に対する要求は強く、こ
れに伴ない、水素貯蔵合金に対し、大きな有効水素吸蔵
量と、更により一段と速い水素吸収放出速度と共に、よ
り短時間での初期活性化が可能であることが強く望まれ
ている。しかし上記従来の技術では、これら要求を十分
に満足させることは困難であるとの問題点があった。
が、多く適用されているヒートポンプなどの高出力化お
よび高性能化、また、電池の電極などとしての実用化に
際して、さらに省エネルギ−化に対する要求は強く、こ
れに伴ない、水素貯蔵合金に対し、大きな有効水素吸蔵
量と、更により一段と速い水素吸収放出速度と共に、よ
り短時間での初期活性化が可能であることが強く望まれ
ている。しかし上記従来の技術では、これら要求を十分
に満足させることは困難であるとの問題点があった。
【０００４】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者等は、
上述のような観点から、水素貯蔵合金の有効水素吸蔵量
と水素吸収放出速度および初期活性化の向上をはかるべ
く研究を行なった結果、 （a） まず、原子％で、 Ｔｉ：１７〜２９％、 Ｚｒ：０．５〜１０％、 Ｍｎ：２７〜４２％、 Ｃｒ：４〜１３％、 Ｖ：７〜１７％、 Ｎｉ：２〜９％、 Ｌａおよび／またはＣｅ［以下、Ｌａ（Ｃｅ）で示す］：０．１〜３％、 水素：０．２〜１０％、 酸素：１〜１５％、 不可避不純物：残、なる組成を有するＴｉ−Ｍｎ系合金
を溶製し、鋳造した後、この合金のインゴットに、所定
の均質化熱処理を施すと、Ｔｉ−Ｍｎ系合金の素地相の
結晶粒界にそってＬａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金の分散相が
存在した組織を有するようになるが、さらに前記均質化
熱処理に引き続いて水素雰囲気中、４００〜７００℃の
範囲内の所定温度に所定時間保持後冷却の条件で水素化
処理を施すと、前記均質化熱処理で形成されたＬａ（Ｃ
ｅ）−Ｎｉ系合金の分散相が雰囲気の水素と優先的に反
応して、主体がＬａ（Ｃｅ）の水素化物（以下、Ｌａ
（Ｃｅ）水素化物という）と、Ｌａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合
金からなる水素化処理生成物相となると共に、前記水素
化処理生成物相はＴｉ−Ｍｎ系合金の素地相に比して大
きな熱膨脹を示すことから、前記素地相には前記水素化
処理生成物相を起点として無数の亀裂が発生し、この亀
裂内面には前記水素化処理生成物相が露出した状態とな
り、さらに引続いて、例えばＫＯＨ水溶液やＮａＯＨ水
溶液などのアルカリ水溶液中に浸漬の酸化処理を施す
と、上記Ｌａ（Ｃｅ）水素化物がＬａ（Ｃｅ）水酸化物
となり、この結果Ｔi−Ｍｎ系合金は、図１に代表組織
を例示する概略組織拡大模写図で示される通りＴｉ−Ｍ
ｎ系合金の素地相に水素化酸化処理生成物相が分散分布
し、前記水素化酸化処理生成物相の主体がＬａ（Ｃｅ）
−Ｎｉ系合金とＬａ（Ｃｅ）水酸化物からなり、さらに
無数の亀裂が存在し、かつ前記亀裂内面には前記水素化
酸化処理生成物相が露出した組織をもつようになるこ
と。
上述のような観点から、水素貯蔵合金の有効水素吸蔵量
と水素吸収放出速度および初期活性化の向上をはかるべ
く研究を行なった結果、 （a） まず、原子％で、 Ｔｉ：１７〜２９％、 Ｚｒ：０．５〜１０％、 Ｍｎ：２７〜４２％、 Ｃｒ：４〜１３％、 Ｖ：７〜１７％、 Ｎｉ：２〜９％、 Ｌａおよび／またはＣｅ［以下、Ｌａ（Ｃｅ）で示す］：０．１〜３％、 水素：０．２〜１０％、 酸素：１〜１５％、 不可避不純物：残、なる組成を有するＴｉ−Ｍｎ系合金
を溶製し、鋳造した後、この合金のインゴットに、所定
の均質化熱処理を施すと、Ｔｉ−Ｍｎ系合金の素地相の
結晶粒界にそってＬａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金の分散相が
存在した組織を有するようになるが、さらに前記均質化
熱処理に引き続いて水素雰囲気中、４００〜７００℃の
範囲内の所定温度に所定時間保持後冷却の条件で水素化
処理を施すと、前記均質化熱処理で形成されたＬａ（Ｃ
ｅ）−Ｎｉ系合金の分散相が雰囲気の水素と優先的に反
応して、主体がＬａ（Ｃｅ）の水素化物（以下、Ｌａ
（Ｃｅ）水素化物という）と、Ｌａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合
金からなる水素化処理生成物相となると共に、前記水素
化処理生成物相はＴｉ−Ｍｎ系合金の素地相に比して大
きな熱膨脹を示すことから、前記素地相には前記水素化
処理生成物相を起点として無数の亀裂が発生し、この亀
裂内面には前記水素化処理生成物相が露出した状態とな
り、さらに引続いて、例えばＫＯＨ水溶液やＮａＯＨ水
溶液などのアルカリ水溶液中に浸漬の酸化処理を施す
と、上記Ｌａ（Ｃｅ）水素化物がＬａ（Ｃｅ）水酸化物
となり、この結果Ｔi−Ｍｎ系合金は、図１に代表組織
を例示する概略組織拡大模写図で示される通りＴｉ−Ｍ
ｎ系合金の素地相に水素化酸化処理生成物相が分散分布
し、前記水素化酸化処理生成物相の主体がＬａ（Ｃｅ）
−Ｎｉ系合金とＬａ（Ｃｅ）水酸化物からなり、さらに
無数の亀裂が存在し、かつ前記亀裂内面には前記水素化
酸化処理生成物相が露出した組織をもつようになるこ
と。
【０００５】（ｂ）上記（ａ）のＴi−Ｍｎ系合金にお
いては、これを構成する水素化酸化処理生成物相におけ
るＬａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金およびＬａ（Ｃｅ）水酸化
物が、これのもつ触媒作用で雰囲気中の水素分子
（Ｈ2 ）を水素原子（Ｈ）に解離すると共に、解離した
水素原子をＴｉ−Ｍｎ系の素地相に比して一段と速い速
度で吸収し、また放出はこの逆の機構による作用を示す
が、前記水素反応生成物相は無数の亀裂内面に多くが露
出した状態になっており、この結果作用面積の拡大がな
されることから、上記従来水素吸蔵合金における水素吸
収および放出速度に比して一段と速い速度での水素吸収
および放出となり、さらに初期活性時における上記素地
相の水素原子の吸収割合も広い作用面積で行なわれるた
め著しく増大することから、初期活性化の著しい促進が
はかられるようになること。以上（ａ）および（ｂ）に
示される研究結果を得たのである。
いては、これを構成する水素化酸化処理生成物相におけ
るＬａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金およびＬａ（Ｃｅ）水酸化
物が、これのもつ触媒作用で雰囲気中の水素分子
（Ｈ2 ）を水素原子（Ｈ）に解離すると共に、解離した
水素原子をＴｉ−Ｍｎ系の素地相に比して一段と速い速
度で吸収し、また放出はこの逆の機構による作用を示す
が、前記水素反応生成物相は無数の亀裂内面に多くが露
出した状態になっており、この結果作用面積の拡大がな
されることから、上記従来水素吸蔵合金における水素吸
収および放出速度に比して一段と速い速度での水素吸収
および放出となり、さらに初期活性時における上記素地
相の水素原子の吸収割合も広い作用面積で行なわれるた
め著しく増大することから、初期活性化の著しい促進が
はかられるようになること。以上（ａ）および（ｂ）に
示される研究結果を得たのである。
【０００６】この発明は、上記の研究結果にも基づいて
なされたものであって、原子％で、 Ｔｉ：１７〜２９％、 Ｚｒ：０．５〜１０％、 Ｍｎ：２７〜４２％、 Ｃｒ：４〜１３％、 Ｖ：７〜１７％、 Ｎｉ：２〜９％、 Ｌａ（Ｃｅ）：０．１〜３％、 水素：０．２〜１０％、 酸素：１〜１５％、 不可避不純物：残、 なる組成、およびＴｉ−Ｍｎ系合金の素地相に水素化酸
化処理生成物相が分散分布し、前記水素化酸化処理生成
物相の主体が、Ｌａ（Ｃｅ）水酸化物とＬａ（Ｃｅ）−
Ｎｉ系合金からなる組織、さらに水素化処理時に発生し
た無数の亀裂が存在すると共に、前記亀裂内面には前記
水素化酸化処理生成物相が露出した構造を有する、水素
吸収放出速度が速く、かつ初期活性化のすぐれた水素貯
蔵合金、に特徴を有するるものである。
なされたものであって、原子％で、 Ｔｉ：１７〜２９％、 Ｚｒ：０．５〜１０％、 Ｍｎ：２７〜４２％、 Ｃｒ：４〜１３％、 Ｖ：７〜１７％、 Ｎｉ：２〜９％、 Ｌａ（Ｃｅ）：０．１〜３％、 水素：０．２〜１０％、 酸素：１〜１５％、 不可避不純物：残、 なる組成、およびＴｉ−Ｍｎ系合金の素地相に水素化酸
化処理生成物相が分散分布し、前記水素化酸化処理生成
物相の主体が、Ｌａ（Ｃｅ）水酸化物とＬａ（Ｃｅ）−
Ｎｉ系合金からなる組織、さらに水素化処理時に発生し
た無数の亀裂が存在すると共に、前記亀裂内面には前記
水素化酸化処理生成物相が露出した構造を有する、水素
吸収放出速度が速く、かつ初期活性化のすぐれた水素貯
蔵合金、に特徴を有するるものである。
【０００７】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態につい
て、説明する。通常の高周波誘導溶解炉にて、原料とし
てそれぞれ９９．９％以上の純度をもったＮｉ，Ｚｒ，
Ｔｉ，Ｍｎ，Ｖ，ＬａおよびＣｅ、さらにミッシュメタ
ルを用い、Ａｒ雰囲気中で溶解して、それぞれ表１に示
される組成をもった合金溶湯を調製し、水冷銅鋳型に鋳
造してインゴットとし、このインゴットに、真空雰囲気
中、９５０〜１０５０℃の範囲内の所定温度に２０時間
保持の条件で均質化熱処理を施し、ついで１〜１．２気
圧の範囲内の所定の圧力の水素雰囲気中、まず室温で１
時間保持した後、昇温を開始して４００〜７００℃の範
囲内の所定温度に加熱し、この温度に１時間保持してか
ら、Ａｒガスによる強制空冷を行なう条件で水素化処理
を施し、さらに３５％ＫＯＨ水溶液中に１０分間保持
後、乾燥の酸化処理を施すと、その結果の合金は、図１
に代表組織を例示する概略組織拡大模写図で示される通
りＴｉ−Ｍｎ系合金の素地相に水素化酸化処理生成物相
が分散分布し、前記水素化酸化処理生成物相の主体がＬ
ａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金とＬａ（Ｃｅ）水酸化物からな
り、さらに無数の亀裂が存在し、かつ前記亀裂内面には
前記水素化酸化処理生成物相が露出した組織をもつよう
になり、この合金を例えばヒ−トポンプの吸発熱源とし
て組み込み、或いは、水素貯蔵、輸送用、電池の電極な
どとして実用に供するに際しては、大きい有効水素吸蔵
量を有すると共に、水素吸収および放出速度がきわめて
速く、優れた初期活性を有する水素貯蔵合金になるので
ある。一般に、水素貯蔵合金を、例えばヒ−トポンプの
吸発熱源として適用する場合には、水素貯蔵合金が組込
まれた前記ヒ−トポンプに対して、数回の水素吸収放出
を繰り返すと、水素吸蔵量が徐々に上昇し何れ一定の値
となる初期活性化が行なわれ、この初期活性化が行なわ
れた状態で実用に供されるものである。活性化に必要な
繰り返し数、水素圧等は合金組成によって異なる。
て、説明する。通常の高周波誘導溶解炉にて、原料とし
てそれぞれ９９．９％以上の純度をもったＮｉ，Ｚｒ，
Ｔｉ，Ｍｎ，Ｖ，ＬａおよびＣｅ、さらにミッシュメタ
ルを用い、Ａｒ雰囲気中で溶解して、それぞれ表１に示
される組成をもった合金溶湯を調製し、水冷銅鋳型に鋳
造してインゴットとし、このインゴットに、真空雰囲気
中、９５０〜１０５０℃の範囲内の所定温度に２０時間
保持の条件で均質化熱処理を施し、ついで１〜１．２気
圧の範囲内の所定の圧力の水素雰囲気中、まず室温で１
時間保持した後、昇温を開始して４００〜７００℃の範
囲内の所定温度に加熱し、この温度に１時間保持してか
ら、Ａｒガスによる強制空冷を行なう条件で水素化処理
を施し、さらに３５％ＫＯＨ水溶液中に１０分間保持
後、乾燥の酸化処理を施すと、その結果の合金は、図１
に代表組織を例示する概略組織拡大模写図で示される通
りＴｉ−Ｍｎ系合金の素地相に水素化酸化処理生成物相
が分散分布し、前記水素化酸化処理生成物相の主体がＬ
ａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金とＬａ（Ｃｅ）水酸化物からな
り、さらに無数の亀裂が存在し、かつ前記亀裂内面には
前記水素化酸化処理生成物相が露出した組織をもつよう
になり、この合金を例えばヒ−トポンプの吸発熱源とし
て組み込み、或いは、水素貯蔵、輸送用、電池の電極な
どとして実用に供するに際しては、大きい有効水素吸蔵
量を有すると共に、水素吸収および放出速度がきわめて
速く、優れた初期活性を有する水素貯蔵合金になるので
ある。一般に、水素貯蔵合金を、例えばヒ−トポンプの
吸発熱源として適用する場合には、水素貯蔵合金が組込
まれた前記ヒ−トポンプに対して、数回の水素吸収放出
を繰り返すと、水素吸蔵量が徐々に上昇し何れ一定の値
となる初期活性化が行なわれ、この初期活性化が行なわ
れた状態で実用に供されるものである。活性化に必要な
繰り返し数、水素圧等は合金組成によって異なる。
【０００８】なお、本発明の水素貯蔵合金では、ＪＩＳ
規格による有効水素吸蔵量の測定は、すなわち（５０℃
での吸蔵平衡圧：１１気圧時の水素吸蔵量）−（−５℃
での放出平衡圧：１気圧時の水素吸蔵量）の条件により
測定された(図４参照）。
規格による有効水素吸蔵量の測定は、すなわち（５０℃
での吸蔵平衡圧：１１気圧時の水素吸蔵量）−（−５℃
での放出平衡圧：１気圧時の水素吸蔵量）の条件により
測定された(図４参照）。
【０００９】つぎに、この発明の水素貯蔵合金におい
て、これを構成するＴｉ−Ｍｎ系合金の組成を上記の通
りに限定した理由を説明する。 （ａ） ＴｉおよびＺｒ 有効水素吸蔵量を増大させるには、Ｔｉの一部をＺｒで
置換する必要があるが、その置換割合が、合金全体（１
００％）に占める割合で（以下、同じ）、０．５％未満
またはＴｉの含有割合が２９％を越えて多くなった場合
では、圧力組成等温線における低温側曲線および高温側
曲線のプラト−圧が高くなり過ぎて、所望の有効水素吸
蔵量の増大が計れず、一方その置換割合が１０％を越え
るか、またはＴｉの含有割合が１７％未満となった場合
は逆に圧力組成等温線における低温側曲線および高温側
曲線のプラト−圧が著しく低下し、所望の大きな有効水
素吸蔵量を確保することが出来ないことから、その含有
割合を、それぞれＴｉ：１７〜２９％、Ｚｒ：０．５〜
１０％と定め、望ましくは、Ｔｉ：２１〜２７％、Ｚ
ｒ：１〜５％とした。
て、これを構成するＴｉ−Ｍｎ系合金の組成を上記の通
りに限定した理由を説明する。 （ａ） ＴｉおよびＺｒ 有効水素吸蔵量を増大させるには、Ｔｉの一部をＺｒで
置換する必要があるが、その置換割合が、合金全体（１
００％）に占める割合で（以下、同じ）、０．５％未満
またはＴｉの含有割合が２９％を越えて多くなった場合
では、圧力組成等温線における低温側曲線および高温側
曲線のプラト−圧が高くなり過ぎて、所望の有効水素吸
蔵量の増大が計れず、一方その置換割合が１０％を越え
るか、またはＴｉの含有割合が１７％未満となった場合
は逆に圧力組成等温線における低温側曲線および高温側
曲線のプラト−圧が著しく低下し、所望の大きな有効水
素吸蔵量を確保することが出来ないことから、その含有
割合を、それぞれＴｉ：１７〜２９％、Ｚｒ：０．５〜
１０％と定め、望ましくは、Ｔｉ：２１〜２７％、Ｚ
ｒ：１〜５％とした。
【００１０】（ｂ） Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、およびＮｉ さらに、有効水素吸蔵量の増大には、上記の通りＴｉの
Ｚｒによる一部置換に加えて 、ＭｎのＣｒ、Ｖおよび
Ｎｉによる一部置換が不可欠であり、更に言い換えれ
ば、Ｔｉの所定量のＺｒによる一部置換が行なわれない
場合や、置換元素であるＣｒ、ＶおよびＮｉのうちの少
なくともいずれかの元素が含有しない場合は勿論のこ
と、Ｍｎのそれぞれ所定量のＣｒ、ＶおよびＮｉによる
一部置換が行われない場合には、所望の大きな有効水素
吸蔵量を確保することが出来ないものであり、その理由
は、Ｍｎ：２７％、Ｃｒ：４％、Ｖ：７％およびＮｉ：
２％未満であったり、またＭｎ：４２％、Ｃｒ：１３
％、Ｖ：１７％およびＮｉ：９％を、それぞれ越える
と、圧力組成等温線におけるプラト−の傾きやヒステリ
シスが大きくなることによる。したがって、その含有割
合を、それぞれＭｎ：２７〜４２％、Ｃｒ：４〜１３
％、Ｖ：７〜１７％およびＮｉ：２〜９％と定め、望ま
しくは、Ｍｎ：３０〜３７％、Ｃｒ：６〜１１％、Ｖ：
８〜１４％およびＮｉ：３〜７％とした。
Ｚｒによる一部置換に加えて 、ＭｎのＣｒ、Ｖおよび
Ｎｉによる一部置換が不可欠であり、更に言い換えれ
ば、Ｔｉの所定量のＺｒによる一部置換が行なわれない
場合や、置換元素であるＣｒ、ＶおよびＮｉのうちの少
なくともいずれかの元素が含有しない場合は勿論のこ
と、Ｍｎのそれぞれ所定量のＣｒ、ＶおよびＮｉによる
一部置換が行われない場合には、所望の大きな有効水素
吸蔵量を確保することが出来ないものであり、その理由
は、Ｍｎ：２７％、Ｃｒ：４％、Ｖ：７％およびＮｉ：
２％未満であったり、またＭｎ：４２％、Ｃｒ：１３
％、Ｖ：１７％およびＮｉ：９％を、それぞれ越える
と、圧力組成等温線におけるプラト−の傾きやヒステリ
シスが大きくなることによる。したがって、その含有割
合を、それぞれＭｎ：２７〜４２％、Ｃｒ：４〜１３
％、Ｖ：７〜１７％およびＮｉ：２〜９％と定め、望ま
しくは、Ｍｎ：３０〜３７％、Ｃｒ：６〜１１％、Ｖ：
８〜１４％およびＮｉ：３〜７％とした。
【００１１】（ｃ） Ｌａ（Ｃｅ） これらの成分は、上記の通り雰囲気中の水素を主体相よ
り一段と速い速度で解離吸収し、かつ再結合させて雰囲
気中に放出する作用を有するＬａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金
相を形成するのに不可欠な成分であり、したがってその
割合が０．１％未満では、前記Ｌａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合
金相の生成割合が少なすぎて、これのもつ上記作用を十
分に発揮させることが出来ず、一方その割合が３．５％
を越えると、水素吸蔵能の小さい前記Ｌａ（Ｃｅ）−Ｎ
ｉ系合金相の割合が多くなりすぎ、合金全体の水素吸蔵
量が低下するようになることから、その割合を０．１〜
３．５％、望ましくは０．５〜３．０％と定めた。
り一段と速い速度で解離吸収し、かつ再結合させて雰囲
気中に放出する作用を有するＬａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金
相を形成するのに不可欠な成分であり、したがってその
割合が０．１％未満では、前記Ｌａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合
金相の生成割合が少なすぎて、これのもつ上記作用を十
分に発揮させることが出来ず、一方その割合が３．５％
を越えると、水素吸蔵能の小さい前記Ｌａ（Ｃｅ）−Ｎ
ｉ系合金相の割合が多くなりすぎ、合金全体の水素吸蔵
量が低下するようになることから、その割合を０．１〜
３．５％、望ましくは０．５〜３．０％と定めた。
【００１２】（ｄ） 水素および酸素 これらの成分は、主に水素化酸化処理生成物相を構成す
るＬａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金と共に、雰囲気中の水素分
子（Ｈ2 ）を素地相より速い速度で水素原子（Ｈに解離
して吸収し、吸収した水素原子を素地相中に拡散させ、
一方水素放出にあたっては素地相からの拡散水素原子を
いち速く水素分子に再結合させる作用を有するＬａ（Ｃ
ｅ）水酸化物の形成に不可欠な成分であるが、その割合
が水素：０．２未満、および酸素：１％未満では、Ｌａ
（Ｃｅ）水酸化物の形成が少なすぎて上記の作用効果を
十分に発揮させることができず、また亀裂の形成も不十
分となり、一方その割合が水素：１０％および酸素：１
５％を越えると、相対的にＬａ（Ｃｅ）水酸化物の割合
が多くなりすぎて強度が低下し、微粉化傾向促進される
ようになることから、その割合を、それぞれ水素：０．
２〜１０％、望ましくは３〜８％、酸素：３〜１５％、
望ましくは３〜１０％と定めた。
るＬａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金と共に、雰囲気中の水素分
子（Ｈ2 ）を素地相より速い速度で水素原子（Ｈに解離
して吸収し、吸収した水素原子を素地相中に拡散させ、
一方水素放出にあたっては素地相からの拡散水素原子を
いち速く水素分子に再結合させる作用を有するＬａ（Ｃ
ｅ）水酸化物の形成に不可欠な成分であるが、その割合
が水素：０．２未満、および酸素：１％未満では、Ｌａ
（Ｃｅ）水酸化物の形成が少なすぎて上記の作用効果を
十分に発揮させることができず、また亀裂の形成も不十
分となり、一方その割合が水素：１０％および酸素：１
５％を越えると、相対的にＬａ（Ｃｅ）水酸化物の割合
が多くなりすぎて強度が低下し、微粉化傾向促進される
ようになることから、その割合を、それぞれ水素：０．
２〜１０％、望ましくは３〜８％、酸素：３〜１５％、
望ましくは３〜１０％と定めた。
【００１３】なお、この発明の水素貯蔵合金は、通常の
機械的粉砕により所定粒度の粉末とすることができるほ
か、加圧水素雰囲気中、１０〜２００℃の範囲内の所定
温度に加熱の水素吸収と、真空排気による水素放出の水
素化粉砕によっても粉末とすることができる。
機械的粉砕により所定粒度の粉末とすることができるほ
か、加圧水素雰囲気中、１０〜２００℃の範囲内の所定
温度に加熱の水素吸収と、真空排気による水素放出の水
素化粉砕によっても粉末とすることができる。
【００１４】
【実施例】次に、本発明の水素貯蔵合金を実施例により
具体的に説明する。通常の高周波誘導溶解炉にて、原料
としていずれも９９．９％以上の純度をもったＴｉ，Ｚ
ｒ，Ｍｎ，Ｃｒ、Ｖ，Ｎｉ、Ｌａ、およびＣｅを用い、
Ａｒ雰囲気中で溶解して、それぞれ表１に示される組成
をもったＴｉ−Ｍｎ系合金溶湯を調製し、水冷銅鋳型に
鋳造してインゴットとし、このインゴットに、真空雰囲
気中、それぞれ表２に示した所定温度に２０時間保持の
条件で均質化熱処理を施し、ついでそれぞれ同じく表２
に示した所定の圧力の水素雰囲気中、まず室温で１時間
保持した後、昇温を開始して同じく表２に示した所定温
度に加熱し、この温度に１時間保持してから、Ａｒガス
による強制空冷を行なう条件で水素化処理を施し、さら
に３５％ＫＯＨ水溶液中に１０分間保持後、乾燥の酸化
処理を施すことにより本発明水素貯蔵合金１〜１６（以
下、本発明合金１〜１６という）をそれぞれ製造した。
具体的に説明する。通常の高周波誘導溶解炉にて、原料
としていずれも９９．９％以上の純度をもったＴｉ，Ｚ
ｒ，Ｍｎ，Ｃｒ、Ｖ，Ｎｉ、Ｌａ、およびＣｅを用い、
Ａｒ雰囲気中で溶解して、それぞれ表１に示される組成
をもったＴｉ−Ｍｎ系合金溶湯を調製し、水冷銅鋳型に
鋳造してインゴットとし、このインゴットに、真空雰囲
気中、それぞれ表２に示した所定温度に２０時間保持の
条件で均質化熱処理を施し、ついでそれぞれ同じく表２
に示した所定の圧力の水素雰囲気中、まず室温で１時間
保持した後、昇温を開始して同じく表２に示した所定温
度に加熱し、この温度に１時間保持してから、Ａｒガス
による強制空冷を行なう条件で水素化処理を施し、さら
に３５％ＫＯＨ水溶液中に１０分間保持後、乾燥の酸化
処理を施すことにより本発明水素貯蔵合金１〜１６（以
下、本発明合金１〜１６という）をそれぞれ製造した。
【００１５】また、比較の目的で、Ｔｉ−Ｍｎ系合金溶
湯の組成を表１に示される通りとし、かつ均質化熱処理
後の水素化処理および酸化処理を行なわない以外は同一
の条件で従来水素貯蔵合金（以下、従来合金という）を
製造した。この結果得られた水素貯蔵合金について、そ
の組織を走査型電子顕微鏡で観察したところ、本発明合
金１〜１６は、いずれも図１に示される通り無数の亀裂
が存在し、この亀裂の内面には、Ｌａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系
合金とＬａ（Ｃｅ）水酸化物で構成された水素化酸化処
理生成物相が露出し、この水素化酸化処理生成物相がＴ
ｉ−Ｍｎ系合金の素地相中に分散分布した組織を示し、
従来合金は、図３に示される通りＴｉ−Ｍｎ系合金の素
地相からなる組織を示した。
湯の組成を表１に示される通りとし、かつ均質化熱処理
後の水素化処理および酸化処理を行なわない以外は同一
の条件で従来水素貯蔵合金（以下、従来合金という）を
製造した。この結果得られた水素貯蔵合金について、そ
の組織を走査型電子顕微鏡で観察したところ、本発明合
金１〜１６は、いずれも図１に示される通り無数の亀裂
が存在し、この亀裂の内面には、Ｌａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系
合金とＬａ（Ｃｅ）水酸化物で構成された水素化酸化処
理生成物相が露出し、この水素化酸化処理生成物相がＴ
ｉ−Ｍｎ系合金の素地相中に分散分布した組織を示し、
従来合金は、図３に示される通りＴｉ−Ｍｎ系合金の素
地相からなる組織を示した。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】つぎに、上記の本発明合金１〜１６および
従来合金について、それぞれ水素吸収速度と水素放出速
度をＪＩＳ・Ｈ７２０２の「水素吸蔵合金の水素化速度
試験測定法」にもとづいて測定した。
従来合金について、それぞれ水素吸収速度と水素放出速
度をＪＩＳ・Ｈ７２０２の「水素吸蔵合金の水素化速度
試験測定法」にもとづいて測定した。
【００１９】まず、水素吸収速度の測定装置について
は、図５の概略説明図で示される通りで、測定に先だっ
て、本発明合金１〜１６および従来合金を、圧力容器に
封入し、水素雰囲気圧力：８気圧、加熱温度：２００
℃、保持時間：１時間の条件での水素吸収と、真空排気
による水素放出からなる水素化粉砕を行なって２００ｍ
ｅｓｈ以下の粒度をもった粉末とし、この粉末を用いて
以下に示す条件で測定を行なった。 （ａ）粉末を浴（油または水）に浸漬した容器内に封入
し、前記浴の温度を２００℃に保持した状態で、弁Ｖ
ｂ：閉、弁ＶａおよびＶｃ：開として水素ボンベから加
圧水素を系内に導入し、系内を３０気圧とした時点で弁
Ｖａ：閉とし、系内の圧力が一定圧力に降下する（粉末
による水素吸収完了）まで放置して粉末の初期活性化を
行ない、 （ｂ）系内の圧力が一定圧力（約２０気圧程度）に降下
した時点で弁Ｖｂ：開とし、真空ポンプで系内を１０-2
トルの真空雰囲気とした後、浴温を２０℃とし、弁Ｖｂ
およびＶｃ：閉、弁Ｖａ：開にして容器を除く系内に水
素を導入し、その圧力が３０気圧となった時点で弁Ｖ
ａ：閉、弁Ｖｃ：開とし、この状態で系内の時間に対す
る圧力降下を測定し、この結果の圧力降下曲線から粉末
の水素吸蔵量が８０％になった時点の水素吸蔵量とそれ
までに要した時間を求め、（８０％吸蔵時の水素吸蔵
量）÷（８０％水素吸蔵量に要した時間）を算出し、こ
の値を水素吸収速度とした。
は、図５の概略説明図で示される通りで、測定に先だっ
て、本発明合金１〜１６および従来合金を、圧力容器に
封入し、水素雰囲気圧力：８気圧、加熱温度：２００
℃、保持時間：１時間の条件での水素吸収と、真空排気
による水素放出からなる水素化粉砕を行なって２００ｍ
ｅｓｈ以下の粒度をもった粉末とし、この粉末を用いて
以下に示す条件で測定を行なった。 （ａ）粉末を浴（油または水）に浸漬した容器内に封入
し、前記浴の温度を２００℃に保持した状態で、弁Ｖ
ｂ：閉、弁ＶａおよびＶｃ：開として水素ボンベから加
圧水素を系内に導入し、系内を３０気圧とした時点で弁
Ｖａ：閉とし、系内の圧力が一定圧力に降下する（粉末
による水素吸収完了）まで放置して粉末の初期活性化を
行ない、 （ｂ）系内の圧力が一定圧力（約２０気圧程度）に降下
した時点で弁Ｖｂ：開とし、真空ポンプで系内を１０-2
トルの真空雰囲気とした後、浴温を２０℃とし、弁Ｖｂ
およびＶｃ：閉、弁Ｖａ：開にして容器を除く系内に水
素を導入し、その圧力が３０気圧となった時点で弁Ｖ
ａ：閉、弁Ｖｃ：開とし、この状態で系内の時間に対す
る圧力降下を測定し、この結果の圧力降下曲線から粉末
の水素吸蔵量が８０％になった時点の水素吸蔵量とそれ
までに要した時間を求め、（８０％吸蔵時の水素吸蔵
量）÷（８０％水素吸蔵量に要した時間）を算出し、こ
の値を水素吸収速度とした。
【００２０】また、水素放出速度については、上記の水
素吸収速度測定後の状態、すなわち弁ＶａおよびＶｂ：
閉、弁Ｖｃ：開であって系内の圧力が一定圧（通常２０
気圧前後）となった状態で、浴温を１００〜３００℃の
範囲内の粉末の水素放出適正温度、例えば１２０℃とし
た後、弁Ｖｂ：開、弁Ｖｃ：閉として容器を除く系内を
１０-2Ｔｏｒｒに排気し、ついで弁Ｖｂ：閉、弁Ｖｃ：
開とした状態で、系内の時間に対する圧力上昇を測定
し、この結果の圧力上昇曲線から粉末の水素放出量が８
０％になった時点の水素放出量とそれまでに要した時間
を求め、（８０％放出時の水素放出量）÷（８０％水素
放出に要した時間）を算出し、この値を水素放出速度と
した。これらの結果を表３に示した。
素吸収速度測定後の状態、すなわち弁ＶａおよびＶｂ：
閉、弁Ｖｃ：開であって系内の圧力が一定圧（通常２０
気圧前後）となった状態で、浴温を１００〜３００℃の
範囲内の粉末の水素放出適正温度、例えば１２０℃とし
た後、弁Ｖｂ：開、弁Ｖｃ：閉として容器を除く系内を
１０-2Ｔｏｒｒに排気し、ついで弁Ｖｂ：閉、弁Ｖｃ：
開とした状態で、系内の時間に対する圧力上昇を測定
し、この結果の圧力上昇曲線から粉末の水素放出量が８
０％になった時点の水素放出量とそれまでに要した時間
を求め、（８０％放出時の水素放出量）÷（８０％水素
放出に要した時間）を算出し、この値を水素放出速度と
した。これらの結果を表３に示した。
【００２１】次いで、上記本発明合金１〜１６および従
来合金について、これをジョークラッシャにて粗粉砕し
て直径：２ｍｍ以下の粗粒とし、さらにこれをボ−ルミ
ルで微粉砕して粒度：３５０メッシュ以下の微粉末とし
た状態で、ＪＩＳ規格にもとづいて、（５０℃での吸蔵
平衡圧：１１気圧時の水素吸蔵量）−（−５℃での放出
平衡圧：１気圧時の水素吸蔵量）を測定し、算出して有
効水素吸蔵量を求めた。この結果を表３に示した。
来合金について、これをジョークラッシャにて粗粉砕し
て直径：２ｍｍ以下の粗粒とし、さらにこれをボ−ルミ
ルで微粉砕して粒度：３５０メッシュ以下の微粉末とし
た状態で、ＪＩＳ規格にもとづいて、（５０℃での吸蔵
平衡圧：１１気圧時の水素吸蔵量）−（−５℃での放出
平衡圧：１気圧時の水素吸蔵量）を測定し、算出して有
効水素吸蔵量を求めた。この結果を表３に示した。
【００２２】さらに、上記の発明合金１〜１６および従
来合金について、初期活性化を評価する目的で、まず、
本発明合金１〜１６と従来合金をジョークラッシャを用
いて粗粉砕して直径：２mm以下の粗粒とし、引続いて本
発明合金１〜１６および前記粗粒の従来合金をボールミ
ルを用いて微粉砕して２００メッシュ以下の粒度とし、
これに結着剤としてのポリテトラフルオロエチレン（Ｐ
ＴＦＥ）と増粘剤としてのカルボキシルメチルセルロー
ス（ＣＭＣ）を加えてペースト状とした後、９５％の気
孔率を有する市販の発泡Ｎｉ板に充填し、乾燥し、加圧
して、平面寸法：３０mm×４０mm、厚さ：０．４０〜
０．４３mmの形状（前記活物質粉末充填量：約１．８
ｇ）とし、これの一辺にリードとなるＮｉ薄板を溶接に
より取り付けて負極を形成し、一方正極は、活物質とし
てＮｉ（ＯＨ）2 を用い、これに結着剤としてのポリテ
トラフルオロエチレン（ＰＴＦＥ）と増粘剤としてのカ
ルボキシルメチルセルロース（ＣＭＣ）を加えてペース
ト状とし、これを上記発泡Ｎｉ板に充填し、乾燥し、加
圧して、平面寸法：３０mm×４０mm、厚さ：０．７１〜
０．７３mmの形状とし、同じくこれの一辺にＮｉ薄板を
取り付けることにより形成し、ついで、上記負極の両側
に、それぞれポリプロピレンポリエチレン共重合体のセ
パレータ板を介して上記正極を配置し、さらに前記正極
のそれぞれの外面から活物質の脱落を防止する目的で塩
化ビニール製の保護板ではさんで一体化し、これを塩化
ビニール製のセルに装入し、前記セルに電解液として３
５％ＫＯＨ水溶液を装入することにより電池を製造し
た。ついで、上記電池に、充電速度：０．２０Ｃ、放電
速度：０．２０Ｃ、充電電気量：負極容量の１３５％の
条件で充放電を行ない、前記充電と放電を充放電１回と
数え、前記電池が最大放電容量を示すに至るまで前記充
放電を繰り返し行なった。表３に、前記最大放電容量の
９５％の放電容量を示すに要した充放電回数を示し、こ
れによって初期活性化を評価した。
来合金について、初期活性化を評価する目的で、まず、
本発明合金１〜１６と従来合金をジョークラッシャを用
いて粗粉砕して直径：２mm以下の粗粒とし、引続いて本
発明合金１〜１６および前記粗粒の従来合金をボールミ
ルを用いて微粉砕して２００メッシュ以下の粒度とし、
これに結着剤としてのポリテトラフルオロエチレン（Ｐ
ＴＦＥ）と増粘剤としてのカルボキシルメチルセルロー
ス（ＣＭＣ）を加えてペースト状とした後、９５％の気
孔率を有する市販の発泡Ｎｉ板に充填し、乾燥し、加圧
して、平面寸法：３０mm×４０mm、厚さ：０．４０〜
０．４３mmの形状（前記活物質粉末充填量：約１．８
ｇ）とし、これの一辺にリードとなるＮｉ薄板を溶接に
より取り付けて負極を形成し、一方正極は、活物質とし
てＮｉ（ＯＨ）2 を用い、これに結着剤としてのポリテ
トラフルオロエチレン（ＰＴＦＥ）と増粘剤としてのカ
ルボキシルメチルセルロース（ＣＭＣ）を加えてペース
ト状とし、これを上記発泡Ｎｉ板に充填し、乾燥し、加
圧して、平面寸法：３０mm×４０mm、厚さ：０．７１〜
０．７３mmの形状とし、同じくこれの一辺にＮｉ薄板を
取り付けることにより形成し、ついで、上記負極の両側
に、それぞれポリプロピレンポリエチレン共重合体のセ
パレータ板を介して上記正極を配置し、さらに前記正極
のそれぞれの外面から活物質の脱落を防止する目的で塩
化ビニール製の保護板ではさんで一体化し、これを塩化
ビニール製のセルに装入し、前記セルに電解液として３
５％ＫＯＨ水溶液を装入することにより電池を製造し
た。ついで、上記電池に、充電速度：０．２０Ｃ、放電
速度：０．２０Ｃ、充電電気量：負極容量の１３５％の
条件で充放電を行ない、前記充電と放電を充放電１回と
数え、前記電池が最大放電容量を示すに至るまで前記充
放電を繰り返し行なった。表３に、前記最大放電容量の
９５％の放電容量を示すに要した充放電回数を示し、こ
れによって初期活性化を評価した。
【００２３】
【表３】
【００２４】
【発明の効果】表３に示された結果から、本発明合金１
〜１６においては、表面および無数の亀裂内面に露出
し、これによって全体的に広い表面積で雰囲気中に露出
した状態にある水素化酸化処理生成物相のＬａ（Ｃｅ）
−Ｎｉ系合金およびＬａ（Ｃｅ）水酸化物を通して、雰
囲気中の水素が水素原子に解離されて吸収され、この吸
収水素がＴｉ−Ｍｎ系合金の素地相に拡散して水素吸蔵
が行なわれるが、上記の通りきわめて速い水素吸収能を
有するＬａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金およびＬａ（Ｃｅ）水
酸化物が全体的に広い表面積で分布するので、水素吸収
速度は相対的にきわめて速いものとなり、かつ初期活性
化も著しく促進されるようになり、また水素放出もこの
逆の機構によるものであるため速い速度での水素放出が
行なわれるのに対して従来合金においては、この分散相
の水素雰囲気に対する露出面積は、水素化処による積極
的亀裂形成が行なわれない分だけ相対的に小さく、この
結果水素吸収および放出速度は遅くならざるを得ず、か
つ初期活性化も遅いものとなることが明らかである。上
述のように、この発明の水素貯蔵合金においては、大き
い有効水素吸蔵量を持つと共に、水素吸収および放出速
度がきわめて速く、かつ実用に際してはすぐれた初期活
性化を示すので、水素貯蔵合金が適用されている各種機
械装置の高出力化および高性能化、さらに省エネ化に大
いに寄与するものである。
〜１６においては、表面および無数の亀裂内面に露出
し、これによって全体的に広い表面積で雰囲気中に露出
した状態にある水素化酸化処理生成物相のＬａ（Ｃｅ）
−Ｎｉ系合金およびＬａ（Ｃｅ）水酸化物を通して、雰
囲気中の水素が水素原子に解離されて吸収され、この吸
収水素がＴｉ−Ｍｎ系合金の素地相に拡散して水素吸蔵
が行なわれるが、上記の通りきわめて速い水素吸収能を
有するＬａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金およびＬａ（Ｃｅ）水
酸化物が全体的に広い表面積で分布するので、水素吸収
速度は相対的にきわめて速いものとなり、かつ初期活性
化も著しく促進されるようになり、また水素放出もこの
逆の機構によるものであるため速い速度での水素放出が
行なわれるのに対して従来合金においては、この分散相
の水素雰囲気に対する露出面積は、水素化処による積極
的亀裂形成が行なわれない分だけ相対的に小さく、この
結果水素吸収および放出速度は遅くならざるを得ず、か
つ初期活性化も遅いものとなることが明らかである。上
述のように、この発明の水素貯蔵合金においては、大き
い有効水素吸蔵量を持つと共に、水素吸収および放出速
度がきわめて速く、かつ実用に際してはすぐれた初期活
性化を示すので、水素貯蔵合金が適用されている各種機
械装置の高出力化および高性能化、さらに省エネ化に大
いに寄与するものである。
【図１】 本発明の水素貯蔵合金の代表組織を例示する
概略組織拡大模写図である。
概略組織拡大模写図である。
【図２】 本発明の水素貯蔵合金粉砕粉末の代表組織を
例示する概略組織拡大模写図である。
例示する概略組織拡大模写図である。
【図３】 従来水素貯蔵合金の代表組織を例示する概略
組織拡大模写図である。
組織拡大模写図である。
【図４】 本発明の水素貯蔵合金の圧力組成等温線を示
す図である。
す図である。
【図５】 水素吸蔵合金の水素吸収放出速度を測定する
のに用いた装置の概略説明図である。
のに用いた装置の概略説明図である。
Claims (1)
- 【請求項１】 原子％で、 Ｔｉ：１７〜２９％、 Ｚｒ：０．５〜１０％、 Ｍｎ：２７〜４２％、 Ｃｒ：４〜１３％、 Ｖ：７〜１７％、 Ｎｉ：２〜９％、 Ｌａおよび／またはＣｅ：０．１〜３％、 水素：０．２〜１０％ 酸素：１〜１５％、 不可避不純物：残、 なる組成を有し、 かつＴｉ−Ｍｎ系合金の素地相に水素化酸化処理生成物
相が分散分布し、前記水素化酸化処理生成物相の主体
が、Ｌａおよび／またはＣｅの水酸化物と、Ｌａおよび
／またはＣｅ−Ｎｉ系合金で構成された組織を有し、 さらに水素化処理時に発生した無数の亀裂が存在すると
共に、前記亀裂内面には前記水素化酸化処理生成物相が
露出した構造を有することを特徴とする水素貯蔵合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9003362A JPH10195580A (ja) | 1997-01-10 | 1997-01-10 | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9003362A JPH10195580A (ja) | 1997-01-10 | 1997-01-10 | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10195580A true JPH10195580A (ja) | 1998-07-28 |
Family
ID=11555247
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9003362A Withdrawn JPH10195580A (ja) | 1997-01-10 | 1997-01-10 | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10195580A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6471795B2 (en) * | 2000-02-22 | 2002-10-29 | The Japan Steel Works Ltd. | Method of producing hydrogen storage alloys |
-
1997
- 1997-01-10 JP JP9003362A patent/JPH10195580A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6471795B2 (en) * | 2000-02-22 | 2002-10-29 | The Japan Steel Works Ltd. | Method of producing hydrogen storage alloys |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20040406 |