TWI303898B - Nickel foam and felt-based anode for solid oxide fuel cells - Google Patents

Nickel foam and felt-based anode for solid oxide fuel cells Download PDF

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TWI303898B TW094110736A TW94110736A TWI303898B TW I303898 B TWI303898 B TW I303898B TW 094110736 A TW094110736 A TW 094110736A TW 94110736 A TW94110736 A TW 94110736A TW I303898 B TWI303898 B TW I303898B
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Henry Huan Huang
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Description

1303898 九、發明說明： 【發明所屬之技術領域】 本發明大體而言係關於用於固態氧化物燃料電池 (SOFC )之電極’且更特定言之，本發明係關於用於固態 氧化物燃料電池之以鎳發泡體及氈為基礎之陽極。 【先前技術】 所有的燃料電池均藉由氧化劑氣體與燃料氣體之間的電 離產生反應來將化學能直接轉換為電能。由於燃料電池被 認為比當前習知電源更為環境友善，燃料電池已成為具有 增加的前途、研究性及爭論性之主題。 固態氧化物燃料電池為主要由氧化物陶£製造之高溫 (75(rC-1〇〇(rc)電化學裝置。S0FC可用氫或經重整之煙（一 氧化奴與氫）及氧來操作。相反，低溫燃料電池， (60 C-85 C)(^子父換膜燃料電池：”pEMFC，，）僅限於氫或曱 醇及氧。 SOFC係由透氣式固態陶变陽極、透氣式固態陶变陰極及 安置於陽極與陰極之間的固態電解質組成。 電解質為充當電子絕緣體、氧離子導體及燃料與氧氣交 越障壁（fuel and oxygen gas cr0SS0Ver “⑺以）之緻密陶瓷 層’其通常為氧化紀穩定之氧化錯（” γ Z I，j。 陰極通常是為高電導率而加以摻雜之氧化物。其通常由 燒結LaSrMnO3粉末及YSZ粉末來製成以形成固態透氣複合 物。 陽極是通常由燒結鎳粉末或氧化鎳粉末與YSZ粉末來製 99764.doc 1303898 ，之金屬H SI结及還原u，最終形態為經燒結之 多孔結構，其具有以體積計約65%之固體，且其約35%為 鎳。鎳及YSZ形成分別用於電子及離子傳遞之連續、導電 網狀結構。 、 由於鎳賦予陽極良好之電導率、耐蝕性及強度，所以鎳 為需要的。然而，儘管鎳為相對低成本之鹼金屬，但是鎳 之成本可為某些SOFC設計中之因素。 。視叹4而定’ SOFC可為陽極支撐、電解f支撐紐極支 撐。此等組件可提供對電池總成之機械支撐。 i在陰極或電解質支撐之s〇FC中，此等個別組件往往相對 車又厚，從而降低了 S0FC之效率且提高了其成本。 相反，陽極支撐之S0FC具有近似為〇5麵」麵厚之陽 極、近似為5 μιη -ίο _厚之電解質層及近似為5〇㈣厚之 ^極。因為陽極支撐之卿⑼供更好之效能、更堅固之構 ▲更同之導電率（更低之歐姆損失）且經濟，所以其常常為 較佳之電池選擇。 高效率之陽極需要若干參數，某些參數用於交又之目的： U為了增加傳導率，需要額外之鎳。 )為了匹配電解質中YSZ之熱膨服係數（"Cm”），需要較 马了達成高的氣體滲透率，需要高的孔隙率。 )為了達成增加之陽極活性（即，最小化之極化損失），高 的孔隙率為較佳。 高傳導率需要同等提高之鎳含量及低孔隙率。不” 99764.doc 1303898 疋，鎳之CTE高於大部分其它電池材料。因此，提高之錄 合量將隨著潛在裂化及^連續性而増加cte失配。另—方 面，低孔隙率減少了對極化損失具有主要影響之氣體滲透 率。 / 當前市售之陽極包含與YSZ粉末燒結之多種形態之錄粉 末或氧化錄粉末以形成金屬陶究。金屬陶竟之傳導率為直 之錦含量及金屬陶£中鎳之幾何形狀或形態之函數。研究 表明諸如Ine_ Type 255(Ine。為加拿大多倫多 ^司之商標）之絲狀錄粉末會導致優於習知球形錦粉末或 虱化鎳粉末之陽極效能。^^]^、‘^^^…。） 陽極之技術現狀具有35%之孔隙率，其中以固體（錄加°上 YSZ)之體積百分比計具有35%之鎳。 ' 挑戰在於開發鎳支樓陽極結構及用於製造該陽極之製 程’該陽極以大大減少之鎳含量來提供等於或大於告前技 術之傳導率的傳導率而同時在電極中提供所要高^。 【發明内容】 本發明提供-種SOFC陽極，其包括作為多孔金屬基板之 錄發泡體祕及用於氧離子傳導之夾帶的n網狀 經由载劑將YSZ或類似作用組件導人鎮發泡體或⑽ 從而導致所要之高電導率及適當 土 含有錄之量。 E而同時降低其中所 【實施方式】 如先前所說明’當前S0FC陽極技術使用多種形能之犯 粉末或NK)粉末來與似粉末燒結以形成金屬陶兗電極。金 99764.doc 1303898 屬^究之傳導率由其錄含量及金屬陶究中錄之幾何形狀或 开〜來判疋。絲狀鎳粉末及塗錄石'墨（nickel coated graphite) 會提供優於習知燒結設計中之球形见粉末或励粉末之改 良的陽極效能。 在3鎳複口物中’鎳形成傳導網狀結構以使該複合物傳 導存在滲透臨限值體積分率。在滲透臨限值以上，根據由
D. McLachlan、M· Blaszkiewic^R· Newnham開發之模型 (J· Am. Ceram· Soc· 73 (199G)，第 2187 頁，⑼簡”模型》， 由複合物中之鎳所弓丨起之傳導率可由下式計算，： 其中： = 複合物傳導率 σΝί = Ni傳導率 VNi = Νι體積分率（包括孔隙率）
Vc == Ni滲透體積分率 t = 微觀結構參數 為了什异傳導率之上級（上界模型："UBM")，可假定\ = 0且鎳具有類似於鎳導線之_維結構且該等導線平行於傳 導率里測中電流方向從而自MBN模型獲得此值。 σC ~ 典型電池型鎳發泡體具有均勻之三維電池結構且不可應 99764.doc 1303898 用以上模型。不在電流流動方向上之鎳股線對該方向上之 傳V率有很小的幫助。若將低密度鎳發泡體簡化為由個別 立方單元組成之二維正方網袼（mesh grid)，則全部鎳股線 中之僅二分之一在電流流動方向上且有助於該方向上之量 測到之傳導率。在高孔隙率或低鎳密度之狀況下，提出用 -於高孔隙率鎳發泡體之修正的上界模型（”MUBM”）來反映 .以上考量： _ 匕"3χσΜ 可認為由此模型推算之傳導率是在高孔隙率端由三維多 孔結構達成之最高傳導率。 圖1繪製了在室溫下上界模型及用於具有Ysz粉末之高 孔隙率結構之修正的上界模型之計算到的理論傳導率值對 鎳之體積百分比總數。出於比較目的，展示若干習知燒結 陽極設計：塗鎳石墨（”NiGr")及鎳粉末加上石墨粉末（"Ni + • Gr，，）。 根據圖1 ’與修正之上界限制相比，對傳導率之改良存在 •顯著潛力。吾人已知鎳發泡體具有良好之傳導率且作為傳 ‘ 導性集電器廣泛用於電池工業中。 如以下實驗資料所證明，藉由在S0FC之陽極中使用鎳發 泡體，會產生更好之傳導率及/或為了特定之傳導率而需要 減少之鎳含量。 鎳發泡體係以開放單元聚合物發泡體之結構為基礎之高 度多孔、開放單元之金屬機構。為了生產錄發泡體，將錄 99764.doc -10· 1303898 金屬塗覆至諸如聚胺基曱酸酯發泡體之開放單元聚合物基 板上且然後將其燒結以在高溫下之受控氣氛中移除該聚合 物基板。一般而言，可藉由多種方法來塗覆鎳塗層，諸如 濺鍍、電鍍及化學氣相沉積（CVD)。對於連續發泡體之大量 生產，電鍍及CVD是工業中之主要方法。化⑺有限公司（受 • 讓人）之生產方法係以四羰鎳（Ni(c〇)4)2CVD或藉由將鎳 • 電鍍至開放單元聚胺基甲酸酯基板上為基礎。 馨 除非另有說明，在一系列值之前的術語，，約，，可理解為適 用於該系列中之每一值。 表1列出了 Inco有限公司使用其專有之羰基鎳氣體沉積 技術（Babjak等人的u.S· 4,957,543)生產之鎳發泡體之傳導 率。在表中亦展示並比較了以修正之上界模型為基礎之計 算值。明顯可見鎳發泡體之傳導率與推算值對應得很好， 此表明鎳發泡體結構提供較優之傳導率。此係由於其自其 上鍍有鎳之原始聚胺基甲酸酯發泡體繼承之獨特的單元或 φ 孔結構且此與自粉末材料開始之任何其它當前燒結之多孔 結構不相符。 > 在當前技術中，若Ni粉末或NiO粉末（不管其形態如何）， 例如球形之Inco⑧丁ype 123 Ni粉末及綠色Ni〇粉末或絲狀 之 InC〇® TyPe 255 粉末（Jenson等人的 U.S· 4, 971,830、Ruka 等人的U· S. 6, 248, 468 B1)或其它合金粉末（Visc〇等人的 s. 2〇〇3/0〇59668 A1)，用於與Ysz燒結以製造s〇fc之陽 極，則一些鎳在將在YSZ中分離且燒結結構中將存在一些 死鈿。此等分離之鎳粒子或死端將不會對陽極之傳導率有 99764.doc 1303898 幫助。在形成傳導網狀結構之前’意即在到達所謂的渗透 臨限值vc之前，陽極中之全部鎳粒子對傳導率有很小的幫 助° 係對多少錄對陽極傳導率沒有幫助的良好指示。表i 中錄發泡體之傳導率亦使用將Ve設定為零之MBN模型來計 算。可見實驗資料與推算值相符。此展示實f上錄發泡體 中之王4鎳均對傳導率有幫助。圖2中展示在室溫下量測之 實驗資料及_泡體之推算值。鎳發泡體之值較理論曲線 更為有利且優於圖丨中先前技術燒結之陽極曲線。 表1:藉由Inco之羰基鎳氣體沉積方法生產之…發泡體之 TL _
圖2可見：以鎳含量之一部分可在鎳發泡體中達成與使 ::粉末或塗鎳石墨(NiGr)之當前SOFC燒結技術中獲得之 L導率類似之傳導率。此係任何S〇FC開發者使用任何其它 技術從未達成之顯著改良。 人鎳發泡體類似，鎳亶毛可提供類似之傳導率且亦可用作 陽極之多孔金屬基板。 99764.doc -12- 1303898 鎳氈係以聚合物氈結構為基礎之高度多孔、絲狀金屬結 構。為了生產鎳氈，將鎳金屬塗覆至諸如聚酯氈之氈合聚 合物（felted polymer)基板上且然後將其燒結以在高溫下於 受控氣氣中移除5亥聚合物基板。一般而言，可藉由多種方 法來塗覆鎳塗料，諸如濺鍍、電鍍及化學氣相沉積。 以下討論係關於使用鎳發泡體或鎳氈作為基板來製造 SOFC陽極之較佳方法。儘管Ysz是標準電解質，但是其它 陶瓷電解質亦為適當的。 可將諸如含有YSZ粉末、發泡劑、有機黏会劑或其它添 加劑的漿料之載劑黏貼並夾帶至鎳發泡體或鎳魅之孔中且 然後將其乾燥。可藉由漿料中之固體含量且亦藉由在黏貼 之鈾调整鎳發泡體或鎳蘇之厚度來良好地控制Ni/Ysz比 率。在黏貼及乾燥之後，可將試樣（coupon)壓縮為任何目標 孔隙率。 可藉由多種步驟將由鎳發泡體或鎳氈及Ysz及其它添加 劑組成之乾燥生試樣製成最終陽極。若使用有機物、石黑 或其它成孔劑，則需要一燒盡步驟。燒盡步驟之後，需要 在適當溫度下進行燒結以形成連續之YSZ網狀結構。燒結 可以如同由Ni/NiO粉末及YSZ粉末在高溫下製成（諸如於空 氣中在1475°C下）之習知陽極的傳統燒結方法進行。一還原 步驟可在燒結之後且在還原氣氛中於低於鎳之熔點之溫度 下完成。本發明之另一特質為燒結步驟與還原步驟可結合 於一個步驟中。燒結及還原均可在還原氣氛中於低於鎳之 熔點之溫度下完成。在此狀況下，不需要獨立之燒結步驟， 99764.doc -13- 1303898 且將可維持鎳發泡體或鎳氈之結構且因此可維持傳導率。 可控制漿料之配方及黏度以在最終陽極中產生所要之孔隙 率。 使用鎳發泡體或_魅作為陽極之基板且使用黏貼方法來 製造SOFC之最終陽極電極之潛在益處如下： (1) 可藉由使用鎳發泡體或鎳氈替代陽極中之習知燒結之 鎳結構來大大減少必要傳導率之所需鎳含量。 (2) 由於電池組件間之更好的CTE匹配，鎳含量之此物理 減少（physical reduction)將延長s〇FC之操作及熱循環壽 命。 (3) 另外，因為電極容量由發泡體或氈孔隙率所預定，所 以將易於由Y S Z粉末之漿料中之固體分率來控制電極之孔 隙率。可藉由將其擠壓成多種所要密度來達成對最終孔隙 率之進一步控制。此避免了使用如同石墨之成孔劑而產生 大孔。 (4) 另一方面，黏貼至發泡體或氈中之漿料亦可含有成孔 劑及/或鎳粉末及/或鎳粒子。此允許陽極結構具有廣泛靈活 f生，導致左觀及及微觀孔隙率及一範圍内之不同鎳形態以 增強或選擇性地精調電化學效能。 (5) 所遥之黏貼程序可改變在陽極厚度上之裝載。可 將與電解質側接觸之側黏貼兩次以增加裝載。 (6) 另外’錄發泡體或鎳耗製造及黏貼方法均為電池工業 中之既存技術且提供用於S0FC陽極之低成本大量生產方 法’其係陽極支撐SOFC之商業化中之關鍵因素。 99764.doc 1303898 (7)鎳發泡體或鎳氈具有陽極之约1%至30%或30%以上的 錄體積分率，其較佳在約3%至15%之範圍内，且更佳在約 5%至10%之範圍内。 、 ⑻鎳發泡體或鎳氈之單元或孔大小係在約ι〇 _至2咖 之範圍内，且較佳在約50 μιη至0.5 mm之範圍内。
(9)可使用鎳及其它粉末之塗覆及結合技術來修正錄發 體或鎳氈之特定表面面積。 X
—(1〇)儘官鎳發泡體或鎳隸佳由m基技術製成，但其亦可 猎由對具有既存孔結構及孔隙率之聚合物材料或其它材料 之化予乱相/儿積、電鍍、濺鍍、直接氣相沉積、燒結或任 何其它方法來生產。 ⑴)由於諸如所選機械特性、耐蝕性或放大之表面面積之 原因’可藉由其它金屬於鎳發泡體或㈣之表面處或於整 體對其進行修正。 (12)黏貼漿料除了含有諸如顶之主要電解質組份之外 亦可含有Ni粉末、Ni〇粉末或其它金屬添加劑、成孔 合劑材料。 h 若干實例可證明本發明之功效。 實例1 ··黏貼、乾燥及壓縮方法·· 用於此Λ例中之錄係由IneG有限公司在位於英國威爾士 之其Clydach鎳精煉廠使用金屬幾基技術所生產。此發泡體 之密度具有量測為之標稱值。該錄發泡體之標稱厚 度為Umm。將發泡體切割為5咖乘^之試樣。將第一 口式樣預壓^為〇·98 mm，且將第二及第三試樣分別稍微壓縮 99764.doc 1303898 為1·80 mm及1_74 mm。在原始發泡體中之標稱鎳體積分率 為3.5%。在預壓縮試樣中，1 8〇 mni、1.74 mm及0.98 mm 厚之試樣之鎳體積分率分別為3·7%、3·9%及。可藉由 羰基技術來製造鎳發泡體，其初始鎳體積分率約為15%至 30%或更高且其亦可藉由如上所述之任何壓縮方法來容易 地調整。 陽極#1〜6之製備： 藉由將YSZ粉末添加至PVA溶液中且用螺旋槳式混合器 混合5分鐘來製備含有3〇g Ysz粉末、15 g 1173重量％之聚 乙烯醇（"PVA”）水溶液及乙醇（1:1重量比）之漿料。使用刮刀 將該漿料黏貼至以上鎳發泡體試樣中。在清洗表面以移除 過ΐ漿料之後，在強制通風烘箱中在6〇。〇下乾燥試樣45分 鐘。藉由稱重經乾燥之試樣並減去鎳發泡體重量來判定 YSZ及PVA之重量。使用密度為61 g/cc之YSZ及密度為“ g/cc之Νι ’可根據所要之最終孔隙率來判定試樣之目標厚 度。經由具有預設為不同大小之間隙的滾壓機來壓縮該等 Λ樣表2展示了在燒結之前之初始發泡體之特性及最終陽 極特性。 在表2及以下實例中，以下術語係關於鎳密度。術語"總 體積％"係指Ni(或YSZ)所佔據之整個陽極體積之百分比，而 術語，'固體體積％，，係指Ni(或YSZ)所佔據之由固體（意即 YSZ加上Νι)表不之總體積之百分比。因此"總體積％"量測 包括樣本之孔隙率而”固體體積％，，量測不包括樣本之孔隙 率。 99764.doc -16- 1303898 了見 了藉由使用不同厚度之鎳發泡體來調整
Ni/YSZ比率。陽極妁〜3係藉由使用〇·98 mm厚之發泡體製成 且具有23〇/〇/77% = 0·30之Ni/Ysz比率，而陽極㈣係由玉·⑼ mm厚之發泡體製成且具有^^之麟^比率。藉由將經黏 貼之試樣麵至不同目標厚度來達成其各種特性，如陽極 #1〜6所證明。 陽極#7〜9之製備：
除了將I_® Type 255絲狀職末添加至槊料中以外，使 用相同程序來製備陽㈣〜9。在此等陽極中，録以兩種形 式分佈’ t即鎳發泡體及錄粉末。亦可將諸如錄薄片、錄 纖維、塗鎳石墨等等之苴它链、、天 寻寺之/、匕鎳添加劑及成孔劑添加至漿料 中以調整鎳分佈並形成不同孔結構。 比較陽極#7〜9與陽極#1〜3,可見，儘管其具有不同鋅分 似類似的Ni/YSZ比率，但是類似的孔隙率可藉由在黏貼 之刖控制初始鎳發泡體厚度而達到。
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44龕 IN+VAd+ZSA OOP.寸9卜 66 99764.doc -18 - 1303898 實例2 :使用鎳發泡體之SOFC陽極之傳導率： 用於此實例中之鎳係由Inco有限公司在位於英國威爾士 之其Clydach鎳精煉廠使用金屬羰基技術所生產。此發泡體 之密度具有量測為1360 g/m2之標稱值。自大片鎳發泡體切 割大小為20 mm乘10 mm、平均厚度為2.46 mm之樣本並對 其稱重。使用此等樣本來製備以發泡體為基礎之Ni/YSZ複 合物並量測電導率。一些經切割之發泡體片未與YSZ黏 貼，以使得可進行比較傳導率量測。將該等經切割之發泡 體片的精選品（selection)置放於小容器中，其含有醇類懸浮 液中的8莫耳％ Y2〇3穩定Zr02(YSZ)陶瓷粉末。將發泡體浸 泡於此濃稠之粉末懸浮液中1至2分鐘，將其移除並允許空 氣乾燥1至2分鐘。在乾燥以後，移除發泡體之表面上之過 量YSZ粉末且對樣本稱重。 將經黏貼之發泡體中之四個發泡體置放於尺寸接近2 〇 mm X 10 mm之鋼模内並使用手動控制之液壓機（hydraulic press)在15,000 lbf(66,720 N)之壓力下將其擠壓到一起。出 於比較之目的，亦對四個未經黏貼之鎳發泡體執行此擠壓 操作，但使用5,000 1bf(22,240 N)之較低壓力。表3給出了在 擠壓之前及之後經黏貼之發泡體之一些實例尺寸。由於樣 本朝著稍大於切割樣本尺寸之模壁穴變形，該等樣本之長 度及寬度稍微增加。在擠壓期間樣本厚度顯著減少，此係 該等樣本之密度增加的大部分原因。表4及5給出了在擠壓 之前及之後自樣本獲得之重要物理量測。術語，，總體積％，， 及’’固體體積％ ”具有與實例1之意義相同之意義。表4指示： 99764.doc -19- 1303898 擠壓操作使Ni(或YSZ)之總體積增加了因子2而使孔隙率減 少了相同因子。 然後在未經擠壓及已擠壓條件下將經黏貼及未經黏貼之 發泡體之樣本在空氣氣氛中加熱至高達l475〇c，在此溫度 下保持2小時，且然後冷卻至室溫。此步驟之目的是在複合 物陽極内將Y S Z粉末燒結為緻密之連續網狀結構。 在執行傳導率測試之前，在95。/。h2之氣體氣氛中 將燒結之樣本加熱至高達95(TC，在此溫度下保持4小時且 然後冷卻至室溫。此步驟之目的是將在空氣中高溫燒結期 間形成之Ni〇轉換回元素鎳。 樣本之電導率由標準兩點探針技術來量測。使丨安培之恆 定電流通過已知橫截面之樣本且量測得兩點之間的電壓 降。然後使用下式計算傳導率··
~A^V
其為以1/(〇hmscm)計之樣本電導率，〗為以安培計之 電流，L為以0111計之長度（在該長度上量測到電壓降 以伏特計之電壓且A為以cm2計之樣本橫截面面積。 為了判定每一處理步驟對傳導率 - 置凋ί原切割 (一)發泡體、經擠壓但未經黏貼之發泡體、經黏貼之發 泡體及經㈣且經擠壓之發泡體之電傳導率。另外亦量測 了在燒結/還原之前及之後的所有此等樣本之 此等實驗之結果在圖3中。 圖3說明了該等結果 其中傳導率被繪製為總鎳體積％之 99764.doc -20- 1303898 函數。將說明之第一點為·· YSZ黏貼過程本身並未改變材 料之傳導率。因此黏貼產生了 Ni/YSZ多孔複合物，其具有 與用作基板之鎳發泡體相等之傳導率。第二，擠壓增加了 樣本之傳導率，此主要歸因於孔隙率之降低及總鎳體積之 增加。漿料内YSZ之存在於擠壓期間抵抗變形，以使得鎳 之總體積增加至約15%。在沒有YSZ之狀況下，鎳發泡體緻 密化至約45%且此又導致高得多的傳導率。 圖3中之空心符號及實心符號分別指示在燒結/還原之前 及之後的傳導率值。 圖3中亦包括來自藉由習知陽極方法由塗犯之石墨（NiG〇 製成之陽極之先前結果及來自習知陽極材料之文獻之公開 ^料’泫習知陽極方法以獨立之Ni粉末及YSZ粉末為基 礎。與所有此等先前陽極材料相比，經YSZ黏貼之鎳發泡 體明顯具有較優之傳導率資料。圖3中亦包括以混合規則 ("ROM”）為基礎之計算。此已知為上界推算，從而對於給定 之總鎳含量，其表示可在複合物樣本中獲得之最高可能傳 導率。鎳發泡體樣本明顯達到最接近此上界。 圖3中亦包括發泡體材料在燒結/還原之後的傳 導率資料。來自此資料之最重要觀察結果為：在燒結及還 原之後”經黏貼且經擠壓”之樣本之傳導率實際上增加，。此 係歸因於在燒結期間發生之體積之小的減少（及因此產生 之鎳總體積之增加）。在未經擠壓之已黏貼之發泡體及純鎳 發泡體之狀況下，傳導率稍有減少。此係歸因於此等樣本 之不完全還原。未經擠壓材料之更開放結構導致在燒結期 99764.doc 21 1303898 間鎳之更廣泛氧化。此意謂利用所使用之還原步驟未將此 等樣本完全還原回鎳。在經擠壓之材料中，由於YSZ之較 低孔隙率及保護作用，因而鎳之氧化為較不廣泛。在此狀 況下，隨後之還原步驟能夠完成NiO至其元素形式之轉換。 表3 :經黏貼之Ni發泡體在擠壓之前及之後的尺寸之一實例 樣本 長度(mm) 寬度(mm) 厚度(mm) 未經擠壓(4層） 20.08 10.53 9.83 已擠壓(4層） 22.41 13.49 3.41 表4 :由浸泡黏貼方法生產並用於傳導率量測之陽極複合 物之量測 樣本 層之# 固體Ni體積 %* 固體YSZ體 積 孔隙率％ 總YSZ 體積％* 總Ni體積 % 1 單一/未經擠壓 23.0 77.0 70 22.8 6.8 2 單一 /未經擠壓 24.9 75.1 71.2 21.6 7.2 3 單一 /未經擠壓 24.8 75.2 71.3 21.6 7.1 4 單一/未經擠壓 24.9 75.1 71.6 21.3 7.1 5 單一/未經擠壓 23.5 76.5 70.3 22.7 7.0 6 單一/未經擠壓 22.4 77.6 68.8 24.2 7.0 7 單一/未經擠壓 22.7 77.3 69.7 23.4 6.9 8 4/經擠壓 23.4 76.6 39.8 46.1 14.1 9 4/經擠壓 23.7 76.3 36.8 48.2 14.9 *此等值係以黏貼YSZ漿料之後發泡體之重量增益為基礎 來估算。 表5:在擠壓之前及之後並用於量測傳導率之Ni發泡體之 量測。 樣本 層之# 固體>«體積％ 固體YSZ體 積％ 孔隙率％ 總YSZ 體積％ 總Ni體 積％ 1 單一 /未經擠壓 100 0 92.9 0 7.1 2 單一/未經擠壓 100 0 92.9 0 7.1 3 單一/未經擠壓 100 0 92.9 0 7.1 4 4 /經擠壓 100 0 54.7 0 45.3 實例3 :利用鎳發泡體製造之SOFC陽極之熱膨脹係數： 99764.doc -22- 1303898 用於此實例中之鎳由係inco有限公司在位於英國威爾士 的其Clydach鎳精煉廠使用金屬羰基技術所生產。此發泡體 之密度具有量測為1360 g/m2之標稱值。自大片鎳發泡體切 割大小為8 mm乘6 mm 、平均厚度為2.46mm之樣本並對其 稱重。使用此等樣本來製備以發泡體為基礎之Ni/YSZ複合 物並ϊ測熱膨脹係數。將該等經切割之發泡體片的精選品 置放於小容器中，且將8莫耳％Υ2〇3穩定Zr〇2(YSZ)陶瓷粉 末置放於改發泡體之上。然後利用醇類將此粉末沖進内部 發泡體結構中。一旦足夠量之YSZ被沖進發泡體（以固體計 近似65體積％)，則將樣本自容器移除且空氣乾燥1至2分 鐘。在乾燥之後，對該等樣本稱重。 將此等經黏貼發泡體中之四個發泡體置放於具有接近8 mm X 6 mm之尺寸之鋼模内並使用手動控制之液壓機在 5,000 lbf(22,240 N)之壓力下將其擠壓到一起。表6給出了在 擠壓之前及之後自樣本獲得之重要物理量測。術語，，總體積 /〇及固體體積。/〇’’具有與實例i及2之意義相同之意義。表6 才曰示·擠壓操作以同樣因子增加Ni(或YSZ)之總體積及減少 孔隙率至實例2中所觀測之值。 然後將經黏貼且經擠壓之發泡體之樣本在空氣氣氛中加 熱至高達1475°C，在此溫度下保持2小時且然後冷卻至室 /JnL在執行CTE測试之前，在還原性95% n2/5% H2氣體氣 氛中將燒結之樣本加熱至高達95(rc，在此溫度下保持4小 時且然後冷卻至室溫。 將此等經還原樣本置放於膨脹計中且在其8 mm尺寸方向 99764.doc -23- 1303898 上監視高達950°C時其尺寸變化。在5% & /95% Η〗氣氛中進 行此等實驗。需要一個以上之加熱循環來達成穩定之樣本 尺寸及精確之CTE量測。此歸因於具有樣本夾具（sampie fixture)之樣本座。然而，樣本尺寸之永久長度改變（尤其在 第一遍之後）表明：在還原步驟之後保留在樣本中的氧化鎳 會發生一些燒結及或進一步還原。對於經擠壓之樣本，重 複加熱循環直至膨脹計跡線沒有明顯的滯後現象（或永久 的大小減少）。自最後之加熱曲線進行CTE量測。然而在未 經擠壓樣本之狀況下，呈滯後現象形式之收縮保留在樣本 中。在此狀況下，重複加熱循環直至在加熱期間達成恆定 之尺寸改變。自最後之加熱曲線再一次進行Cte量測。 圖4指示了來自用於表6之四個經擠壓及未經擠壓之樣本 的最後加熱循J展之膨脹計跡線。此等曲線之斜率明顯指 示：經擠壓之樣本具有低於未經擠壓之樣本的CtE。圖4中 亦指示用於每一樣本之加熱循環之數目。未經擠壓且未燒 結之樣本1號（簡單虛線）在尺寸上及其不穩定且甚至在14個 循環之後仍繼續收縮。然而在此等數目之循環之後，加熱 曲線之斜率會變得可重複，以便可進行精確之CTE量測。 亦應注意，引起滯後循環之收縮僅在9〇〇°C以上開始。未經 擠壓但經燒結且還原之樣本2號（重實線）在僅7個循環時達 到穩定斜率，儘管在900°C以上仍發生一些收縮。因此燒結 不會增強未經擠壓狀態中之尺寸穩定性。 相反地，如圖4中所示之經擠壓之樣本3號及4號（分別為 連續虛線及厚實線）在尺寸上變得更加穩定，沒有滞後現象 99764.doc -24- 1303898 且沒有表明由於高達95(TC之燒結引起之永久收、缩。因此擠 壓樣本之較低CTE及較穩定尺寸均表明擠壓操作達成了良 好燒結之YSZ之連續網狀結構。 圖5指示用於30。(：至100(rc之多個溫度之技術a(aipha)(或 CTE)。出於比較之目的亦包括了用於純川及丫以之文獻 值。在沒有擠壓（且不管有無燒結）之狀況下，經沖洗或黏貼 之發泡體複合物之CTE類似於純鎳樣本之期望CTE。比較而 5 經沖洗且經擠壓之’’發泡體複合物具有顯著較低之 CTE。希望此係歸因於由擠壓所產生之γ8ζ之較高總體積 (意即，約31。/。）。此產生YSZ之連續網狀結構，其在高溫燃 燒期間得以良好燒結。此導致對發泡體所產生之連續鎳結 構之較大約束效應及因此減少之Cte。 圖6繪製用於表6之擠壓材料之3〇cc _9〇〇〇c之技術CTE 值，以及用於由塗Ni石墨（NiGr)及最新技術狀態之陽極之 文獻 > 料製成之複合物之先前公開結果。經擠壓之資料與 ROM推算符合良好且類似於為了由塗鎳石墨粒子製成之複 3物而達成之負料。最重要地是經擠壓複合物之C Τ£低於 對習知陽極材料報告之CTE。 圖7及8分別指示在燒結及還原之前表6之經沖洗之及，，經 沖洗且經擠壓之’’樣本之微觀結構。在未經擠壓樣本中清晰 可見YSZ之聚結塊（agglomerate)，該等聚結塊間具有相當大 之玉隙空間。ysz良好分散於鎳發泡體之單元内。然而ysz 與Ni之間的直接接觸受到限制。擠壓使鎳孔破裂於Ysz上 且亦使YSZ聚結塊合併成單一連續γ§2；狀態。在垂直於擠壓 99764.doc -25· 1303898 方向上存在狹長之空隙。擠壓顯著地增加Ni與YSZ之間的 接觸，需要其作為燃料電池效能之三相點邊界（triple point boundary)之部分。 表6 :由，，沖洗”黏貼及”沖洗及黏貼，，方法生產並用於CTE 量測之Ni及YSZ之體稜比率、孔隙率及總體積。 -, 涵夕办 孔隙率總YSZ體總Ni體積 固體Ni艚穑％*固艚YSZ體籍o/n* % 接〇/
3 4/經擠壓 4 4/已經擠壓 *此等值係以黏貼γ S z漿料之後發泡體之重量增益為基礎 來估算。 在習知燒結陽極中，陽極巾之連續多關結構係藉由燒 結Ni或Ni0粉末與YSZ粉末所形成。在該過程中，藉由 鍍敷於具有既定且所要之孔結構的多孔聚合物或其它材料 基板上來在與YSZ之燒結㈣之前形錢續多孔騎構（意
即，鎳發泡體或鎳氈）。 所得陽極由陶竟網狀結構組成，其可為具有陶究细份及 金屬組份之複合物。金屬組份可 杏今$八入 鏢銅或任何其它適 田孟屬或β孟，而陶瓷組份可選自 钮ϋ〜e 、目YSZ、摻釓之氧化鈽或 {何其匕傳V氧離子之陶瓷材料。 鎳發泡體或鎳氈由於其獨特之單 右畀古扁增、右 （孔）、、，口構而天生地且 最π傳導率，且其滲透體積為零。其 ：、 於金屬粉末材料（Μ論带能七打 、可與起源 UU、順形悲如何，例如，球形 已知燒結結構相匹配。圖9中展 —、、，糸狀）之任何 ’，、务泡體之表面顯微照片 99764.doc -26 - 1303898 且圖10中展示雜之表面顯微照片。 與基本上由燒結之鎳粒子之隨意鍵合組成之習知燒結陽 極相對，當前多孔金屬基板形成陽極之物理平臺或骨架， 其尤其為陽極且-般為燃料電池提供界定之物理完整:。 而且’ 均值㈣eapita value)低於f知設計而同時提供極 好之傳導率、低CTE特性及高孔隙率。
【圖式簡單說明】 本文中根據條例之規定來說明及描述了本發明之特定實 把例。#習此項技術者將瞭解，可以申_專利範圍所涵蓋 之本發明之形式對本發明進行修改，且有時可有利地使用 本發明之某些特徵而不需對應於其它特徵的使用。 圖1為繪製傳導率對鎳之體積之圖表。 圖2為繪製傳導率對鎳之體積之圖表。 圖3為繪製在燒結、還原及壓縮之前及之後傳導率對整體 (bulk)鎳體積之比較圖表。 圖4為繪製尺寸變化對溫度之圖表。 圖5為繪製熱膨脹係數對溫度之圖表。 圖6為繪製熱膨脹係數對鎳體積百分比之圖表。 圖7為本發明之一實施例之顯微照片。 圖8為本發明之一實施例之顯微照片。 圖9為本發明之一實施例之顯微照片。 圖10為本發明之一實施例之顯微照片。 99764.doc -27-

Claims (1)

  1. 月傷正替換
    ^^9^10736號專利申請案 中文申請專利範圍替換本(97年9月） 十、申請專利範圍： -種用於-固態氧化燃料電池之陽極，該陽極包含一用 於電傳導之多孔金屬基板及—用於氧離子傳導之陶究網 狀結構，其中該多孔金屬基板係選自由錦發泡體及錄童毛 組成之群。 2. 如=求項i之陽極，其中該陶竟網狀結構係選自由氧化記 穩定之氧化锆及摻釓之氧化鈽組成之群。 3. 如請求項丨之陽極，其中該陶瓷網狀結構係一包括一陶瓷 組份及一金屬組份之複合物。 4. 如請求項3之陽極，其中該陶瓷組份係選自由氧化釔穩定 之氧化鍅及摻釓之氧化鈽組成之群，且該金屬組份係選 自由鎳及銅組成之群。 5 · 一種固態氧化物燃料電池，該固態氧化物燃料電池包含 陰極 ％極及一在一者之間處於電連通之電解質， 該陽極包括一具有複數個互連孔之多孔金屬基板及一安 置於該多孔金屬基板内之可傳導氧離子之陶瓷材料，其 中该多孔金屬基板係選自由鎳發泡體及鎳氈組成之群。 6·如請求項5之固態氧化物燃料電池，其中該多孔金屬基板 具有該陽極之約1%至30%之鎳的體積分率。 7.如請求項5之固態氧化物燃料電池，其中該多孔金屬基板 具有該陽極之約3 %至1 5 %之鎳的體積分率。 8-如請求項5之固態氧化物燃料電池，其中該多孔金屬基板 具有該陽極之約5%至10%之鎳的體積分率。 9.如請求項5之固態氧化物燃料電池，其中該孔大小為約1〇 99764-970905.doc 1303898 μηι至 2 _ 0 士月长項5之固悲氧化物燃料電池，其中該孔大小為約5〇 μιη至 0.5 mm。 Π·如請求項5之固態氧化物燃料電池，其中該多孔金屬基板 包括4自由鎳粉末、鎳粒子及塗鎳石墨組成之群的鎳。 12· —種用於製造用於固態氧化物燃料電池之陽極之方法， 遠方法包括： ^提供一具有複數個互連孔之多孔金屬基板， b) 將一含有至少一陶瓷材料之載劑導入該基板中，及 c) 加熱該基板以形成該陽極， 其中該多孔金屬基板係選自由錄發泡體及缝組成之 群0 月长項12之方法’其巾該金屬係選自由鎳及銅組成之 "·如明求項12之方法，其中該載劑包括鎳。 1 士 ：求項丨2之方法，其中該載劑包括成孔劑。 士明求項12之方法，其中該基板係藉由電鍍金屬魏基而 形成。 17 Iri们2之方法’其中該金屬多孔基板係藉由一選自 匕學氣相沉積、電鍍、賤鍍、直接氣相沉積及燒結組 成之群的方法而形成。 12之方法，其中將該陽極安置於-固態氧化物 燃枓電池中。 19·如請求項12之方法，豆 /、干為基板之孔大小介於約10 ^茁至 99764-970905.doc 1303898 2 mm之間。 20·如請求項12之方法，其中該基板具有該陽極之約i〇/〇至 30%之該金屬之體積分率。 21·如請求項12之方法，其中該陽極之熱膨脹係數至少類似 於一安置於該燃料電池内之固態電解質之熱膨脹係數。 22.如請求項12之方法，其中還原該基板。 23·如請求項12之方法，其中將該載劑作為一漿料之部分導 入该基板中。 24. 如請求項12之方法，其中該陶究金屬係選自由氧化紀穩 定之氧化锆及摻釓之氧化鈽組成之群。 25. 如請求項12之方法，其中該載劑包括選自由鎳粉末、鎳 薄片、鎳纖維及塗鎳石墨組成之群的鎳。 26. 如請求項12之方法，其包括在該陽極中形成—具有一陶 兗組份及一金屬組份之陶究網狀結構。
    99764-970905.doc
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Families Citing this family (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100699074B1 (ko) * 2006-04-10 2007-03-28 한국과학기술연구원 벌집형 고체산화물연료전지 및 그 제조방법
DE102007009556A1 (de) * 2007-02-27 2008-10-23 Mtu Cfc Solutions Gmbh Reformierungskatalysator für Schmelzcarbonatbrennstoffzellen
CA2684377A1 (en) * 2007-04-02 2008-10-09 Staxera Gmbh Contact arrangement and method for assembling a fuel cell stack from at least one contact arrangement
ES2367885T3 (es) * 2007-08-31 2011-11-10 Technical University Of Denmark Electrodos que se basan en óxido de cerio y un acero inoxidable.
US8920612B2 (en) * 2007-12-27 2014-12-30 Institute Of Nuclear Energy Research Process for fabrication of a sputter deposited fully dense electrolyte layer embedded in a high performance membrane electrolyte assembly of solid oxide fuel cell
US20090166908A1 (en) * 2008-01-02 2009-07-02 Maw-Chwain Lee Innovation control process for specific porosity/gas permeability of electrode layers of SOFC-MEA through combination of sintering and pore former scheme and technology
DE112008004117T5 (de) * 2008-11-21 2012-09-13 Utc Power Corp. Festoxid-Brennstoffzelle mit gefestigtem Träger aufweisend eine Legierung auf Nickelbasis
JP5543257B2 (ja) * 2010-04-07 2014-07-09 日本特殊陶業株式会社 固体酸化物形燃料電池複合体及びその製造方法
KR101298622B1 (ko) * 2010-05-06 2013-08-26 두산중공업 주식회사 연료전지용 전극체
US9083048B2 (en) * 2010-08-12 2015-07-14 Cardiac Pacemakers, Inc. Carbon monofluoride impregnated current collector including a 3D framework
WO2012077550A1 (ja) * 2010-12-08 2012-06-14 住友電気工業株式会社 高耐食性を有する金属多孔体及びその製造方法
KR101220739B1 (ko) 2010-12-28 2013-01-09 주식회사 포스코 평판형 고체 산화물 연료 전지 분리판 및 이를 포함하는 연료 전지
JP6080088B2 (ja) * 2011-10-27 2017-02-15 住友電気工業株式会社 多孔質集電体及びこれを用いた燃料電池
US20130108802A1 (en) * 2011-11-01 2013-05-02 Isaiah O. Oladeji Composite electrodes for lithium ion battery and method of making
US20130108920A1 (en) 2011-11-01 2013-05-02 Isalah O. Oladeji Composite electrodes for lithium ion battery and method of making
JP2013239321A (ja) 2012-05-15 2013-11-28 Sumitomo Electric Ind Ltd 固体電解質積層体、固体電解質積層体の製造方法及び燃料電池
JP5858430B2 (ja) * 2012-09-24 2016-02-10 国立大学法人九州大学 固体酸化物形燃料電池用アノード支持体、アノード支持型ハーフセル及びアノード支持型固体酸化物形燃料電池単セル並びにアノード支持型ハーフセルの製造方法
CN103367766B (zh) * 2013-07-31 2016-01-20 华南理工大学 微生物燃料电池用石墨烯/导电聚合物阳极的制备方法
WO2017197406A1 (en) 2016-05-13 2017-11-16 Quantumscape Corporation Solid electrolyte separator bonding agent
US11512012B2 (en) 2016-09-12 2022-11-29 Aecom Use of electrochemical oxidation for treatment of per-and polyfluoroalkyl substances (PFAS) in waste generated from sorbent and resin regeneration processes
DE102017203900A1 (de) * 2017-03-09 2018-09-13 Siemens Aktiengesellschaft Elektroden umfassend in Festkörperelektrolyten eingebrachtes Metall
US10586982B2 (en) * 2017-08-01 2020-03-10 Global Graphene Group, Inc. Alkali metal-sulfur secondary battery containing a hybrid anode
US10734648B2 (en) * 2017-08-01 2020-08-04 Global Graphene Group, Inc. Hybrid lithium anode electrode layer and lithium-ion battery containing same
JP6721763B2 (ja) * 2018-06-15 2020-07-15 日本碍子株式会社 電気化学セル
WO2020041712A1 (en) * 2018-08-23 2020-02-27 Evoqua Water Technologies Llc System and method for electrochemical oxidation of polyfluoroalkyl substances in water
JP7261562B2 (ja) * 2018-11-01 2023-04-20 太陽誘電株式会社 燃料電池、燃料電池スタック、およびそれらの製造方法
CN110048139B (zh) * 2019-05-20 2020-10-16 哈尔滨工业大学（深圳） 一种金属支撑型固体氧化物燃料电池支撑体的制备方法

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59173238A (ja) * 1982-12-30 1984-10-01 アルカン・インタ−ナシヨナル・リミテツド セラミツク相連続網目構造による補強金属材料
US4582766A (en) * 1985-03-28 1986-04-15 Westinghouse Electric Corp. High performance cermet electrodes
JPH01189866A (ja) * 1988-01-25 1989-07-31 Hitachi Ltd 溶融塩型燃料電池用アノードとその製造方法
JPH01274361A (ja) * 1988-04-25 1989-11-02 Mitsubishi Electric Corp 溶融炭酸塩型燃料電池用電極の製造方法
US4957543A (en) * 1989-06-16 1990-09-18 Inco Limited Method of forming nickel foam
US4971830A (en) * 1990-02-01 1990-11-20 Westinghouse Electric Corp. Method of electrode fabrication for solid oxide electrochemical cells
FR2670609B1 (fr) * 1990-12-13 1995-07-07 Sorapec Electrode positive de nickel.
US5141825A (en) * 1991-07-26 1992-08-25 Westinghouse Electric Corp. Method of making a cermet fuel electrode containing an inert additive
NL9200350A (nl) * 1992-02-26 1993-09-16 Stork Screens Bv Werkwijze voor het vervaardigen van een metaalschuim en verkregen metaalschuim.
JP3342610B2 (ja) * 1995-08-31 2002-11-11 京セラ株式会社 固体電解質型燃料電池セル
US6051330A (en) * 1998-01-15 2000-04-18 International Business Machines Corporation Solid oxide fuel cell having vias and a composite interconnect
US6248468B1 (en) * 1998-12-31 2001-06-19 Siemens Westinghouse Power Corporation Fuel electrode containing pre-sintered nickel/zirconia for a solid oxide fuel cell
US6420063B1 (en) * 1999-09-13 2002-07-16 Mobil Oil Corporation Mesoporous oxide compositions and solid oxide fuel cells
KR100344936B1 (ko) * 1999-10-01 2002-07-19 한국에너지기술연구원 연료극 지지체식 원통형 고체산화물 연료전지 및 그 제조방법
DE10064462A1 (de) * 2000-12-22 2002-07-18 Mtu Friedrichshafen Gmbh Verfahren zur Herstellung von Elektroden, Komponenten, Halbzellen und Zellen für elektrochemische Energiewandler
JP3915500B2 (ja) * 2001-12-11 2007-05-16 株式会社豊田中央研究所 薄膜積層体、その製造方法およびそれを用いた固体酸化物型燃料電池
US7067208B2 (en) * 2002-02-20 2006-06-27 Ion America Corporation Load matched power generation system including a solid oxide fuel cell and a heat pump and an optional turbine

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