專利名稱：稀土-鎂-鎳基貯氫合金的制造工藝的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及鎳氫充電電池、用于該電池的負極、稀土 -鎂-鎳基貯氫合金及其制造方法。
背景技術：
負極含有貯氫合金的鎳氫充電電池具有比鎳鎘充電電池更高的能量密度，并且由于其不含毒元素鎘，因此對環(huán)境造成的負擔也較小。鎳氫充電電池被用在便攜式裝置如數(shù)碼相機和電動工具以及電動車和混合動力車輛上。各種電池特性是根據(jù)應用所需確定的。已經(jīng)作為鎳氫充電電池的負極材料開發(fā)應用了貯氫合金，例如以AB5型晶體為主相的LaNi5系貯氫合金，以萊夫斯相為主相的貯氫合金，以及以BBC(體心立方晶格)相為主相的貯氫合金。稀土-鎂-鎳基貯氫合金近年來已被投入實用中，并且已經(jīng)知道了使用該合金的鎳氫充電電池具有高容量。專利公開文獻I與一種熔融生產(chǎn)稀土 -鎂-鎳基貯氫合金的方法相關地披露了通過調(diào)節(jié)稀土-鎂-鎳合金熔液溫度和熔爐內(nèi)壓力至預定值來抑制鎂的蒸發(fā)。專利公開文獻2披露了一種在含氦氣氛中熔化含有Mg、Ca、L1、Zn、Mn和Sr中的至少一種元素的合金的合金制造方法。而且，在實施例中披露了制造合金如MgNi2等的方法。專利公開文獻3披露了具有體心立方晶格結構的含鎂貯氫合金以及通過機械合金化法制造該合金的方法。專利公開文獻1:W02005/080617專利公開文獻2 :W02006/093334專利公開文獻3 JP2004-292838-A

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明要解決的課題但是，根據(jù)專利公開文獻I所述的制造方法，添加鎂原料時的稀土 -Ni合金熔液溫度是1250-1400°C，遠高于鎂的沸點1090°C，在這樣的溫度處理會引起鎂的蒸發(fā)。根據(jù)專利公開文獻2所述的制造方法，例如MgNi2的熔點是1147°C，會發(fā)生同樣的問題。為此，存在難以控制合金成分的難題。另一方面，熔爐內(nèi)處于充滿鎂蒸氣的狀態(tài)，變?yōu)殡y以控制爐內(nèi)狀況的十分危險的狀態(tài)。而且伴隨鎂蒸氣的產(chǎn)生，也產(chǎn)生粉塵，由此存在粉塵爆炸的危險性。因而在鎂沸點以上的溫度熔煉是伴隨有高危險的制造方法。鑒于這樣的問題，根據(jù)專利公開文獻3所示，討論了利用機械合金化法制造含鎂合金。但是，根據(jù)這種方法很難獲得均質(zhì)組成的合金，尤其很難以均質(zhì)組成制造出鎂含量低的合金。本發(fā)明的一個目的是提供一種安全的且可利于工業(yè)化生產(chǎn)的用于制造稀土-鎂-鎳基貯氫合金的制造方法，該稀土 -鎂-鎳基貯氫合金具有能得到出色的循環(huán)特性的耐蝕性，具有能得到良好的初活性和高容量的貯氫性，并且可以實現(xiàn)具有高電池特性的鎳氫充電電池。本發(fā)明的另一個目的是提供一種稀土 -鎂-鎳基貯氫合金、一種采用上述合金的鎳氫充電電池負極和一種具有該負極的鎳氫充電電池，其中，該貯氫合金中的各元素的均勻性出色，尤其是鎂的分布十分均勻，該合金具有能獲得出色的循環(huán)特性的耐蝕性，具有能獲得良好的初活性和高容量的貯氫性，并且可以實現(xiàn)具有高電池特性的鎳氫充電電池。根據(jù)本發(fā)明，提供一種制造稀土-鎂-鎳基貯氫合金的方法(以下有時簡稱為本發(fā)明方法)，該合金含有元素A、Mg和元素B，其中，元素A由從包含Sc、Y的稀土元素中選擇的至少一種元素R和作為可選元素從Zn、Hf和Ca中選擇的至少一種元素組成，元素B由Ni和作為可選元素從除元素A和Mg以外的其它元素中選擇的至少一種元素組成，所述方法包括將由元素A和元素B (以下有時簡稱為AB合金)組成的合金與金屬Mg和/或在金屬Mg的熔點以下的含鎂合金(以下有時簡稱為低熔點含鎂合金)混合的第一步驟，和將在第一步驟中獲得的混合物在比要獲得的稀土 -鎂-鎳基貯氫合金的熔點低5-250°C的溫度熱處理O. 5-240小時的第二步驟。另外，根據(jù)本發(fā)明，提供一種通過本發(fā)明方法制造的稀土-鎂-鎳基貯氫合金(以下有時簡稱為本發(fā)明合金)根據(jù)本發(fā)明，還提供一種包含本發(fā)明貯氫合金的鎳氫充電電池負極和一種具有該負極的鎳氫充電電池。本發(fā)明方法在采用上述構成的情況下能夠安全且利于工業(yè)化生產(chǎn)地制造稀土-鎂-鎳基貯氫合金，該稀土 -鎂-鎳基貯氫合金具有能得到出色的循環(huán)特性的耐蝕性，能得到良好的初活性和高容量的貯氫性。尤其是，本發(fā)明方法能夠制造出具有均質(zhì)組成的稀土-鎂-鎳基貯氫合金，消除與鎂蒸氣有關的合金成分控制困難以及鎂粉塵爆炸等危險。


圖1是利用實施例1制造的貯氫合金的截面組織中的鎂的映射圖。圖2是利用實施例2制造的貯氫合金的截面組織中的鎂的映射圖。圖3是利用比較例3制造的貯氫合金的截面組織中的鎂的映射圖。圖4是利用比較例3制造的貯氫合金的截面組織中的鎳的映射圖。
具體實施例方式以下將詳細說明本發(fā)明。本發(fā)明方法是一種制造包含元素A、Mg和元素B的稀土 -鎂-鎳基貯氫合金的方法。元素A由從包含Sc、Y的稀土元素中選擇的至少一種元素R和作為可選元素從Zn、Hf和Ca中選擇的至少一種元素組成。元素A中的元素R的含量優(yōu)選為70_100mol%，優(yōu)選是95_100mol%，更好的是99-100mol%。元素A中的上述可選元素的含量優(yōu)選為0_30mol %,更優(yōu)選是0_5mol %,最優(yōu)選是O-1mol %。元素R優(yōu)選含有從La、Ce、Nd、Pr、Sm、Gd、Y、Eu和Yb中選擇的至少一種元素?？蛇x元素優(yōu)選含有Zr，La傾向于降低所得合金在氫吸收釋放時的平衡壓力，而Nd、Pr、Sm或Zr傾向于增大平衡壓力。元素B由Ni和作為可選元素從除元素A和Mg以外的其它元素中選擇的至少一種元素組成。當元素B中的Ni含量低時,容易進行微粉化。相反，當Ni含量較高時,傾向于不能獲得足夠大的忙氫容量。元素B中的鎳Ni含量優(yōu)選是90-100mol%,更優(yōu)選是93-98mol%。元素B中的可選元素的含量優(yōu)選是O-1Omol %，更優(yōu)選是2-7mol %。當根據(jù)電池用途需要對電池特性進行微調(diào)時，可以任意地含有元素B中的可選元素。具體來說，可選元素例如是從 Al、T1、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W、Mn、Fe、Co、Cu、Zn、B、Ga、Sn、Sb、In、S1、C 和 P 中選擇的至少一種，優(yōu)選例如是從 Al、T1、Nb、Mo、W、Mn、Fe、Co、Cu、Zn、B和Sn中選擇的至少一種。鋁影響耐蝕性并且在含鋁時能提高耐蝕性，但在鋁含量高時不能獲得足夠高的貯氫容量，而鋁偏析恐怕會導致無法獲得足夠高的耐蝕性，所以最好按照上述可選元素的優(yōu)選含量來使用。而且鋁傾向于降低合金在氫吸收釋放時的平衡壓力。Fe、Cu、Sn、T1、Nb、Mo、W和B傾向于抑制微粉化或抑制從Al、Co和Mn中選擇的至少一種元素洗脫至電解液中。鎂對貯氫容量有重大影響，當鎂含量低時，貯氫容量也低，而當鎂含量高時，有無法獲得足夠高的耐蝕性的傾向。本發(fā)明方法可被用于制造具有各種組成的稀土 -鎂-鎳基貯氫合金，能夠制造出符合貯氫性和耐蝕性等期望的特性的本發(fā)明合金。元素B的摩爾量/(元素A的摩爾量+Mg的摩爾量)之比表示稀土 -鎂-鎳基C氫合金的成分比，其優(yōu)選范圍是2. 5-5. 5。為提高貯氫容量，優(yōu)選3. 0-4. 5。Mg的摩爾量/(元素A的摩爾量+Mg的摩爾量)之比優(yōu)選是0. 01-0. 30。當元素B的摩爾量/(元素A的摩爾量+Mg的摩爾量)之比為3. 0-4. 5時,Mg的摩爾量/(元素A的摩爾量+Mg的摩爾量)之比優(yōu)選為0. 05-0. 25，更優(yōu)選為0. 10-0. 20。當元素B的摩爾量/(元素A的摩爾量+Mg的摩爾量)之比為3. 0-4. 5并且Mg的摩爾量/(元素A的摩爾量+Mg的摩爾量)之比為
0.05-0. 25時，在要獲得的合金的晶體結構中，AB5型晶體結構的單位晶格的B位原子(本發(fā)明中的元素B)的一部分被A位原子(本發(fā)明中的元素A和/或Mg)取代，出現(xiàn)某種堆垛層錯，因而以CeNi3型晶體結構、PuNi3型晶體結構、Ce2Ni7型晶體結構、Gd2Co7型晶體結構、Ce5Ni19型晶體結構、Pr5Co19型晶體結構和與之類似的其它晶體結構中的任一種為主相，與以AB5型晶體結構為主相的合金相比，貯氫容量增大。本發(fā)明方法所針對的稀土 -鎂-鎳基貯氫合金的熔點為大約950-1090°C，在利用鑄造法的合金制造中，通常需要在比熔點高300°C以上的溫度進行熔化，因而也遠高于鎂的沸點1090°C，出現(xiàn)了大量鎂的蒸發(fā)。與之相反，本發(fā)明方法包括如下所述的第一步驟和第二步驟，因為可以在鎂的沸點以下完成，因而與過去相比能夠顯著減少鎂的蒸法。在本發(fā)明方法的第一步驟中，由元素A和元素B組成的合金與金屬Mg和/或在金屬Mg的熔點以下的含鎂合金相混合。此時所用的AB合金優(yōu)選呈粉末狀，以便在下述第二步驟的熱處理中鎂能順利擴散和反應。粉末的平均粒徑(D50)優(yōu)選是20-1000 iim，更優(yōu)選是20-400 μ m,還更優(yōu)選是20-100 μ m。對第一步驟所用的AB合金的制造方法沒有特別限制，可利用傳統(tǒng)方法進行。例如有以利用單輥、雙輥或圓盤等的薄帶連鑄法為代表的合金熔液急冷法，氣體噴霧法或冷卻速度比合金熔液急冷法低的金屬型鑄造法。具體來說，首先，提供將元素A和元素B混合而獲得預定組成的原料。該原料能夠使用構成元素A和元素B的元素單體金屬或含有這些元素單體金屬的合金。作為元素R,也能使用含有La、Ce、Nd、Pr、Sm等的Mm(混合金屬)。接著，配制得的原料在惰性氣體氛圍中被加熱熔解而形成合金熔液，隨后，在作為熔液急冷法的一種的薄帶連鑄法中，合金熔液被澆注在水冷銅輥上并迅速冷卻凝固，形成合金鑄片。另一方面，在金屬型鑄造中，將按上述同樣的方法獲得的合金熔液澆注于水冷銅鑄型中，冷卻凝固成合金鑄塊。優(yōu)選通過冷卻速度高的合金熔液急冷法獲得的AB合金，因為在偏析少且組成分布均勻的合金中，鎂的擴散和反應能均勻進行。表示AB合金成分的元素B的摩爾量/元素A的摩爾量之比優(yōu)選為3.00-6.00,更優(yōu)選是3.50-4.80,還更優(yōu)選是3.70-4.70。當元素B的摩爾量/元素A的摩爾量之比為
3.50-4.80時，由元素A和元素B組成的合金中有某種堆垛層錯，堆垛層錯是由AB5型晶體結構的單位晶格的B位原子(本發(fā)明中的元素B)的一部分被A位原子(本發(fā)明的元素A)取代而產(chǎn)生的。堆垛層錯的存在被認為使鎂容易擴散和反應。鑄造態(tài)的AB合金通常是含有大量AB5型結晶相,在元素B的摩爾量/元素A的摩爾量之比為3.50-4.80的情況下，使用這種合金時難以進行Mg的擴散和反應，所以有時希望對合金進行熱處理以減少AB5型結晶相。熱處理可采用傳統(tǒng)方法來進行，例如將在鑄造后被冷卻至室溫的AB合金重新加熱的方法，利用專利JP4224453所述的裝置等在鑄造后被冷卻至室溫之前加熱并保持的方法。為減少AB5型結晶相，最好將上述的合金熔液急冷法和熱處理組合實施。AB合金的熱處理通常是在900-1100°C處理0.5-24小時。AB合金中的AB5型結晶相的含量優(yōu)選在60%以下，更優(yōu)選是在30%以下。當元素B的摩爾量/元素A的摩爾量之比為3.50-4.80時，八85型結晶相的含量被設為IA/IBX100(% )的值，其中，IA/IB是在X射線衍射儀中在如下條件測試AB合金粉末時的、2 Θ表現(xiàn)為29.5° -31° (IA)的最大峰值強度與2 Θ表現(xiàn)為42° -43° (IB)的最大峰值強度之比:福射源=CuKa ;管電壓:40kV ;電流:300mA ;測試范圍2 Θ:20° -50。;掃描軸:2Θ/Θ ;掃描步長:0.02° ;掃描速度:2° /分鐘；發(fā)散狹縫:1/2° ;受光狹縫:0.15mm。第一步驟所用的金屬Mg和/或低熔點含鎂合金優(yōu)選呈粉末狀，以便其在下述第二步驟的熱處理中在AB合金中高效擴散反應。粉末平均粒徑(D50)優(yōu)選是20-2000 μ m，更優(yōu)選是20-1500 μ m,進一步優(yōu)選是20-200 μ m。低熔點含鎂合金優(yōu)選是由金屬Mg和兀素B和/或兀素R構成的含鎂合金，含鎂合金的熔點最好應該盡量低，以防止在下述第二步驟的熱處理中的鎂蒸發(fā)。要與金屬Mg結合的元素B可以是例如從Al、Cu、Zn、Ga、Sn和In中選擇的至少一種元素。特別優(yōu)選的是鎂-鋁合金、鎂-銦合金、鎂-鋅合金等。另外，要與金屬Mg結合的元素R例如是從La、Ce、Pr、Nd、Sm、Gd、Eu、Y和Yb中選擇的至少一種元素。關于低熔點含鎂合金的制造方法和合金形態(tài)，能夠與上述的AB合金相同地實現(xiàn)。
在本發(fā)明方法中，下述第二步驟的熱處理是在比要獲得的稀土 -鎂-鎳基貯氫合金的熔點低5-250°C的溫度和比較低的溫度進行的，所以Mg等成分的蒸發(fā)不多，但可以適當確定AB合金、金屬Mg和/或低熔點含鎂合金的用量、組成，以嚴格考慮各成分的有效利用，以得到具有所需組成的合金。如上所述，低熔點含鎂合金的使用是可行的。但鑒于低熔點含鎂合金中的鎂和除鎂以外的其它元素擴散到AB合金中的速度和反應速度不同，為獲得組成均勻的合金且還要避免包括鎂在內(nèi)的元素的蒸發(fā)，利用低熔點含鎂合金時存在反應復雜的情況。因此，特別優(yōu)選僅使用金屬Mg。在第一步驟中AB合金與金屬Mg和/或低熔點含鎂合金的混合最好產(chǎn)生均勻混合狀態(tài)，以便在接下來的第二步驟的熱處理中實現(xiàn)高效擴散和反應。如上所述，AB合金和金屬Mg和/或低熔點含鎂合金優(yōu)選呈粉末狀。對混合方式?jīng)]有特別限制，只要粉末能被混合成均勻混合物，例如可以使用雙錐型、V型等旋轉(zhuǎn)混合機或者葉片型、螺旋軸型等攪拌混合機。也可使用粉碎機如球磨機或粉碎磨碎機，邊粉碎邊混合AB金屬與金屬Mg和/或低熔點含鎂合金。為了改善AB金屬與金屬Mg和/或低熔點含鎂合金之間的接觸狀態(tài)，也可在混合時使用粘合劑并在混合后進行壓制成型。在本發(fā)明方法的第二步驟中，在第一步驟中獲得的混合物在比要獲得的稀土-鎂-鎳基貯氫合金的熔點低5-250°C的溫度被熱處理0. 5-240小時。熱處理是在氛圍可控的常規(guī)熱處理爐中進行的。此時，可以一邊混合該混合物，一邊進行熱處理。例如可以使用回轉(zhuǎn)爐如回轉(zhuǎn)窯。此時，金屬Mg和/或低熔點含鎂合金擴散進入AB合金并反應，從而能得到稀土-鎂-鎳基貯氫合金。熱處理優(yōu)選在抑制鎂蒸發(fā)且易于進行擴散和反應的溫度和時間條件下進行。具體來說，熱處理溫度優(yōu)選為比要獲得的稀土 -鎂-鎳基貯氫合金的熔點低20-120°C的溫度。熱處理時間優(yōu)選為1-24小時。如果熱處理在比要獲得的稀土 -鎂-鎳基貯氫合金的熔點低5°C的溫度更高的溫度下進行，則會引起AB合金的結晶相分解，不能獲得均質(zhì)組成的合金。而如果熱處理在比要獲得的稀土-鎂-鎳基貯氫合金的熔點低250°C的溫度更低的溫度下進行，則鎂無法充分擴散和反應，不能獲得均質(zhì)組成的合金。由于鎂易氧化，所以熱處理優(yōu)選在真空或惰性氣氛中進行，更優(yōu)選是在惰性氣氛中且在加壓條件下。在這種情況下，在防止鎂氧化的同時，也能防止鎂蒸發(fā)。第二步驟的熱處理也可分為至少兩個階段來進行。例如，可以進行在略高于金屬Mg和/或低熔點含鎂合金的熔點的溫度范圍內(nèi)保溫，隨后升溫，并在比要獲得的稀土-鎂-鎳基貯氫合金的熔點低5-250°C的溫度保溫。這樣一來，能更均勻地進行金屬Mg和/或低熔點含鎂合金與AB金屬的擴散和反應。如果在熱處理后合金的一部分是粘著的或大于適用于鎳氫充電電池負極的粉末粒度，則在第二步驟的熱處理后還有破碎或粉碎通過熱處理獲得的稀土-鎂-鎳基貯氫合金的第三步驟。通常，破碎或粉碎后的粒徑是平均粒徑(D50)為10-100 ym，優(yōu)選為30-80 u m。此時，破碎方法或粉碎方法例如能利用傳統(tǒng)粉碎機如粗碎機、錘磨機、球磨機或磨碎機進行。根據(jù)本發(fā)明方法，通過適當選擇第一步驟所用的AB合金、金屬Mg和/或低熔點含鎂合金的大小、形狀以及第二步驟的熱處理條件，可獲得鎂均勻分布于其中的合金。由于鎂均勻分布于合金整體中，所以能獲得與傳統(tǒng)稀土 -鎂-鎳基貯氫合金相同的貯氫容量高且耐蝕性出色的合金。而且與傳統(tǒng)的稀土 -鎂-鎳基貯氫合金相比，能夠得到初活性出色的
I=1-Wl O在同樣適當設定各種條件的情況下，能得到具有合金表層的鎂濃度較高而中心部分的鎂濃度較低的鎂濃度梯度的稀土-鎂-鎳基貯氫合金。具有這種鎂濃度梯度的稀土-鎂-鎳基貯氫合金具有高貯氫容量和優(yōu)良的耐蝕性，即使整個合金中的鎂含量相當?shù)?。這被認為是因為鎂濃度高的表層起到順利進行氫吸收/釋放的通路的作用而在鎂濃度低的中心部分鎂容易擴散。據(jù)信，鎂濃度高的表層具有Ce2Ni3型晶體結構、PuNi3型晶體結構、Ce2Ni7型晶體結構、Gd2Co7型晶體結構、Ce5Ni19型晶體結構、Pr5Co19型晶體結構和與之類似的晶體結構中的任一種，其是因為上述AB5型晶體結構的單位晶格的B位原子(本發(fā)明中的元素B)的一部分被A位原子(本發(fā)明中的元素A和/或Mg)取代而形成的。在制造具有鎂濃度梯度的這樣的合金時能夠減少Mg用量，因此容易進行合金成分控制，能夠更安全地制造合金，優(yōu)勢明顯。這樣，即使鎂濃度是有梯度的，通過本發(fā)明方法生產(chǎn)的合金的成分在各合金之間也是均勻一致的。本發(fā)明的鎳氫充電電池負極包含如上所述地制造的本發(fā)明合金。如上所述，本發(fā)明合金的粒徑且優(yōu)選是平均粒徑(D50)為10-100 μ m，更優(yōu)選是30-80 μ m。而且，本發(fā)明合金也能接受已知的處理，例如根據(jù)期望的特性接受借助電鍍或高分子聚合物的表面涂覆或利用酸或堿等溶液的表面處理。本發(fā)明的鎳氫充電電池負極也可包含本發(fā)明合金和其它的貯氫合金例如La-Ni5系貯氫合金的混合物。在本發(fā)明的鎳氫充電電池負極中，本發(fā)明合金的含量優(yōu)選在構成負極(但不包含集電極)的材料如導電劑、粘合劑的總量的80質(zhì)量％以上，更優(yōu)選在95質(zhì)量％以上。作為導電劑，可以采用已知材料，也可以是例如炭黑如乙炔炭黑和爐法炭黑、石墨等碳質(zhì)材料、銅、鎳或鈷。作為粘合劑，可以采用已知的粘合劑，也可以是例如羥甲基纖維素、聚乙烯醇、聚乙烯丁醛、聚乙烯吡咯烷酮、聚環(huán)氧乙烯、聚四氟乙烯(PTFE)和四氟乙烯-六氟丙烯共聚物(FEP)。集電極可由如穿孔金屬或泡沫金屬組成。鎳氫充電電池負極通常由所謂的膏糊方法制備，因此使用穿孔金屬。這種膏糊型負極可如此制成，將本發(fā)明合金和上述粘合劑以及根據(jù)需要還有導電劑、抗氧化劑、表面活性劑、增稠劑等在以水為溶劑的情況下混合制成膏糊物，在將膏糊物涂于集電極且填充、烘干后，進行輥壓等。本發(fā)明的鎳氫充電電池負極可根據(jù)需要在其表面形成撥水層或?qū)щ妼?。所述層可通過常規(guī)方法來形成。例如在撥水層的情況下，涂布氟樹脂彌散體等并進行烘干，在導電層的情況下，進行電鍍等。本發(fā)明的鎳氫充電電池具有本發(fā)明的鎳氫充電電池負極。其余的構成可以利用已知的結構。本發(fā)明的鎳氫充電電池的形狀可以是各種各樣的，例如圓柱形、疊片形或硬幣形。在任何形狀下，鎳氫充電電池都是將由負極、隔膜片和正極疊壓而成的電極組安置在由不銹鋼等構成的罐體中而組成的。在圓柱形的場合下，罐體通常充當負極端子，所以，通過負極在外地將電極組卷成渦卷狀并插入罐體中，負極和負極端子被連接起來的。正極通常通過導線連接至正極端子。隔膜能夠使用例如由尼龍、聚丙烯或聚乙烯制造的高分子纖維無紡布或者例如聚乙烯或聚丙烯等的多孔高分子薄膜等。正極是包含氧化鎳的極，例如也可使用非燒結鎳電極等。非燒結鎳電極是如此制造的，將氫氧化鎳和根據(jù)需要添加的氫氧化鈷、氧化鈷和/或金屬鈷等與粘合劑一起在以水為溶劑的情況下混合，制備出膏糊物，然后將膏糊物填充在例如泡沫金屬等的集電極上，在烘干后進行輥壓等。在容納電極組的容器中，6-8N規(guī)定的氫氧化鉀溶液作為堿性電解液被注入。也可使用在堿性電解液中添加有氫氧化鋰、氫氧化鈉等的溶液。容器內(nèi)通常裝有用于電池密封的墊圈和在電池內(nèi)壓力升高時作動的安全閥。示例 現(xiàn)在參照實施例和對照例來詳細說明本發(fā)明，然而這些實施例和對照例并不是對本發(fā)明的限制。實施例1將除鎂以外的原料稱量，在氬氣氛圍下在高頻熔爐中熔化成合金熔體。在澆注溫度1400°C下，合金熔體通過利用水冷銅輥型單輥鑄造系統(tǒng)的薄帶連鑄法被急冷和凝固，形成平均厚度為0.4_的鑄片。所得鑄片置于球磨機中進行初步粉碎，獲得平均粒徑(D50)為75 ii m的合金。所得合金的成分通過ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa6tlSma 16Zr0.04Ni3^5Al0.1(1。在X射線衍射儀中在上述條件下檢測所得合金的IA/IBX100的值為50%。將上述所得合金與平均粒徑(D50)為110 ii m的金屬Mg粉末在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在920°C保持24小時。所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa6ciSmai6Zraci4Mga2ciNii45Alaicitj鎂的利用率為99.6%。所得合金的熔點約為1000°C。通過EPMA (JEOL LTD制造，商品名JXA8800)觀察熱處理過的貯氫合金粉末。鎂元素的映射圖如圖1所示，觀察到鎂均勻分布在合金中。[特性評估測試]所得貯氫合金的電池特性測試如下，電池特性的評估結果如表I所示?！醋畲蠓烹娙萘俊邓觅A氫合金在球磨機中粉碎，獲得平均粒徑約為60 ii m的合金粉末。0.15g合金粉末和0.45g羰基鎳粉在研缽中充分混合，然后將所得混合物在2000kgf/cm2壓力下壓成直徑為IOmm的丸片。隨后，丸片夾在鎳制金屬網(wǎng)之間，周邊被點焊壓接，接著，鎳導絲也被點焊到所述金屬網(wǎng)上，從而制成負極。所得負極和對電極的燒結鎳電極一起被浸入8N的KOH水溶液中，在25°C溫度進行充電/放電循環(huán)測試。充電/放電是利用充電/放電裝置(KEISOKUKI CENTER有限公司制造，商品名為BS2500-05R1)進行的，做法是，在150mA電流/克貯氫合金條件下充電170分鐘，然后休息10分鐘，隨后在150mA電流/克貯氫合金條件下向氧化汞電極放電至電壓為-0.7V，重復此循環(huán)過程，最大放電容量作為該貯氫合金的最大放電容量。<初活性>
初活性是根據(jù)上述最大放電容量和第3次循環(huán)時的放電容量如下定義的:初活性=(第3次循環(huán)的放電容量/最大放電容量)X 100<循環(huán)特性>循環(huán)特性是根據(jù)上述最大放電容量和第100次循環(huán)時的放電容量如下定義的:循環(huán)特性=(第100次循環(huán)的放電容量/最大放電容量)X100實施例2除原料成分改變外，與實施例1做法相同地獲得一種不含鎂合金。所得合金的成分經(jīng) ICP 分析發(fā)現(xiàn)為 La0.72Nd0.10Sm0.06Ni3.38Al0.10O將上述所得合金與平均粒徑(D50) SllOym的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在940°C保持12小時，所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為La0.72Nd0.10Sm0.06Mg0.12Ni3.38Al0.10。鎂的利用率為99.5%.所得合金的熔點約為990°C。上述合金的Mg元素的映射圖如圖2所示。與中心部分相比，Mg更多地出現(xiàn)在合金表層。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。實施例3 除原料成分改變外，與實施例1做法相同地獲得一種不含鎂合金。所得合金的成分經(jīng) ICP 分析發(fā)現(xiàn)為 Laa55Ceaci5Sma2ciN^85Alai5t5將上述所得合金與平均粒徑(D50) SllOym的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在940°C保持12小時。所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Latl.^eaci5Sma2ciMga2tlNi2IAlai5t5鎂的利用率為100%。所得合金的熔點約為950°C。經(jīng)EPMA確認，Mg均勻分布在整個合金中。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。實施例4除原料成分改變外，與實施例1做法相同地獲得一種不含鎂合金。所得合金的成分經(jīng) ICP 分析發(fā)現(xiàn)為 Laa85Ni48tlAla2tlt5將上述所得合金與平均粒徑(D50) SllOym的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在900°C保持24小時。所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa85Mgai5Ni48tlAla2tlt5鎂的利用率為99.5%.所得合金的熔點約為 IOOO0Co經(jīng)EPMA確認，與中心部分相比，Mg更多地出現(xiàn)在合金表層。與實施例1 一樣進行的電池特性的評估結果列明在表I中。實施例5除原料成分改變外，與實施例1做法相同地獲得一種不含鎂合金。所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為La0.85Ni,60Al0.20O將上述所得合金與平均粒徑(D50)為110 μ m的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在920°C保持16小時。所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa85Mgai5Nii6tlAla2tlt5鎂的利用率為99.5%.所得合金的熔點約為 960。。。經(jīng)EPMA確認，Mg均勻分布在整個合金中。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。實施例6將與實施例5同樣的不含鎂合金與平均粒徑(D50)為110 ii m的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在910°C保持6小時。所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa85Mgai5Nii6ciAla2tlt5鎂的利用率為99.5%。所得合金的熔點約為960°C。經(jīng)EPMA確認，與中心部分相比，Mg更多地出現(xiàn)在合金表層。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。實施例7除原料成分改變外，與實施例1做法相同地獲得一種不含鎂合金。所得合金的成分經(jīng) ICP 分析發(fā)現(xiàn)為 La0.49Nd0.15Pr0.15Hf0.01Ni, 37Al0.18O將上述所得合金與平均粒徑(D50)為110 ii m的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在920°C保持12小時。所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa49Ndai5Prai5HfatllMgai6N^37Alai8t5鎂的利用率為99.7%.所得合金的熔點約為1020°C。經(jīng)EPM A確認，Mg均勻分布在整個合金中。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。實施例8除原料成分改變外，與實施例1做法相同地獲得一種不含鎂合金。所得合金的成分經(jīng) ICP 分析發(fā)現(xiàn)為 Laa78Yaci2Ni^5Ala2ciMnaci7t5將上述所得合金與平均粒徑(D50)為110 ii m的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在900°C保持16小時，所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa78Yaci2Mga2ciNk45Ala2ciMnaci7t5鎂的利用率為99.5%。所得合金的熔點約為945°C。經(jīng)EPMA確認，與中心部分相比，Mg更多地出現(xiàn)在合金表層中。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。實施例9除原料成分改變外，與實施例1做法相同地獲得一種不含鎂合金。所得合金的成分經(jīng) ICP 分析發(fā)現(xiàn)為 Laa55Pratl6Ndai9Ni3JAlai5t5將上述所得合金與平均粒徑(D50)為110 ii m的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在970°C保持12小時，所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa55Praci6Ndai9Mga2ciNDlai5t5鎂的利用率為99.2%.所得合金的熔點約為1010°C。經(jīng)EPMA確認，Mg均勻分布在整個合金中。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。實施例10將在實施例9中得到的不含鎂合金與平均粒徑(D50)為110 ii m的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在950°C保持12小時，所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa55Pr0.06Nd0.19Mg0.20Ni3.30Al0.15。鎂的利用率為99.5%。所得合金的熔點約為1010°C。經(jīng)EPMA確認，Mg均勻分布在整個合金中。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。實施例11除原料成分改變外，與實施例1做法相同地獲得一種不含鎂合金。所得合金的成分經(jīng) ICP 分析發(fā)現(xiàn)為 La0.60Pr0.25Ni3.50Al0.15O將上述所得合金與平均粒徑(D50)為110 μ m的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在930°C保持6小時，所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa6tlPra25Mgai5N^5tlAlai5t5鎂的利用率為99.4%。所得合金的熔點約為980°C。經(jīng)EPMA確認，與中心部分相比，Mg更多地出現(xiàn)在合金表層。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。實施例12
除原料成分改變外，與實施例1做法相同地獲得一種不含鎂合金。所得合金的成分經(jīng) ICP 分析發(fā)現(xiàn)為 La0.70Pr0.15Ni3.55Al0.15。將上述所得合金與平均粒徑(D50) SllOym的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在930°C保持16小時，所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa7tlPrai5Mgai5N^55Alai5t5鎂的利用率為99.6%。所得合金的熔點約為970°C。經(jīng)EPMA確認，Mg均勻分布在整個合金中。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。實施例13除原料成分改變外，與實施例1做法相同地獲得一種不含鎂合金。所得合金的成分經(jīng) ICP 分析發(fā)現(xiàn)為 La0.80Pr0.10Ni3.50Al0.17O將上述所得合金與平均粒徑(D50)為110 μ m的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在910°C保持12小時，所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa8ciPraiciMgaiciN^5tlAlai7t5鎂的利用率為99.8%。所得合金的熔點約為955°C。經(jīng)EPMA確認，與中心部分相比，Mg更多地出現(xiàn)在合金表層。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。實施例14除原料成分改變外，與實施例1做法相同地獲得一種不含鎂合金。所得合金的成分經(jīng) ICP 分析發(fā)現(xiàn)為 La0.85Pr0.10Ni3.50Al0.17。將上述所得合金與平均粒徑(D50) SllOym的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在890°C保持20小時，所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa85PraiciMgaci5Ni3JAlai7t5鎂的利用率為100%。所得合金的熔點約為950°C。經(jīng)EPMA確認，與中心部分相比，Mg更多地出現(xiàn)在合金表層。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。實施例15除原料成分改變外，與實施例1做法相同地獲得一種不含鎂合金。所得合金的成分經(jīng) ICP 分析發(fā)現(xiàn)為 La0.60Pr0.25Ni3.50Al0.15O將上述所得合金與平均粒徑(D50)為150 ii m的Mg9Al粉(熔點約為600°C )在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在930°C保持6小時，所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa6tlPra25Mgai5N^5tlAlai7t5鎂的利用率為99.2%。所得合金的熔點約為1005°C。經(jīng)EPMA確認，與中心部分相比，Mg更多地出現(xiàn)在合金表層。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。實施例16`
除原料成分改變外，與實施例1做法相同地獲得一種不含鎂合金。所得合金的成分經(jīng) ICP 分析發(fā)現(xiàn)為 Pr0.35Nd0.50Ni3.40Al0.15。將上述所得合金與平均粒徑(D50)為110 ii m的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在1030°C保持16小時，所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Pr0.35Nd0.50Mg0.15Ni3.40Al0.15。鎂的利用率為99.5%.所得合金的熔點約為1080°C。經(jīng)EPMA確認，Mg均勻分布在整個合金中。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。實施例17除原料成分改變外，與實施例1做法相同地獲得一種不含鎂合金。所得合金的成分經(jīng) ICP 分析發(fā)現(xiàn)為 La0.70Pr0.15Ni3.40Co0.15Al0.15。將上述所得合金與平均粒徑(D50)為110 ii m的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在920°C保持12小時，所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為La0.70Pr0.15Mg0.15Ni3.40Co0.15Al0.15O鎂的利用率為99.7%.所得合金的熔點約為965°C。經(jīng)EPMA確認，Mg均勻分布在整個合金中。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。實施例18將在實施例5中得到的不含鎂合金與平均粒徑(D50)為110 ii m的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在840°C保持12小時，所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa85Mgai5Nii6ciAla2tlt5鎂的利用率為99.6%。所得合金的熔點約為960°C。經(jīng)EPMA確認，與中心部分相比，Mg更多地出現(xiàn)在合金表層。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。實施例19對在實施例2中得到的不含鎂合金在900°C熱處理6小時。將上述所得合金與平均粒徑(D50)為110 ii m的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在960°C保持12小時，所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為La0.72Nd0.10Sm0.06Mg0.12Ni3.38Al0.10。鎂的利用率為99.5%.所得合金的熔點約為990°C。經(jīng)EPMA確認，Mg均勻分布在整個合金中。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。實施例20稱量除鎂以外的原料，在氬氣氛圍下在高頻熔爐中熔融形成合金熔體。隨后，在澆注溫度1400°C下，合金熔體通過利用水冷銅輥型單輥鑄造系統(tǒng)的薄帶連鑄法急冷并凝固，在氬氣氛圍中在加熱滾筒中在900°C連續(xù)進行10分鐘熱處理，獲得平均厚度為0.4mm的鑄片。所得鑄片在球磨機中被初步粉碎，獲得平均粒徑(D50)為75 的合金。所得合金的成分通過 ICP 分析發(fā)現(xiàn)是 Laa72Nd0.10Sm0.06Ni3.38A10.10。將上述所得合金與平均粒徑(D50)為110 ii m的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在940°C保持12小時，所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa72NdaiciSmaci6Mgai2Niu8Alaitlt5鎂的利用率為99.6%。所得合金的熔點約為990°C。經(jīng)EPMA確認，與中心部分相比，Mg更多地出現(xiàn)在合金表層。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。實施例21稱量除鎂以外的原料，在氬氣氛圍下在高頻熔爐中熔化形成合金熔體。接著，在澆注溫度1400°C下，合金熔體被注入厚度為40_的水冷銅鑄型中，得到鑄塊。所得鑄塊在球磨機中被初步粉碎，獲得平均粒徑(D50)為75 的合金。所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)疋 La。.7QPrQ.15Ni3.55A10.15。將上述所得合金與平均粒徑(D50)為110 ii m的金屬Mg粉在研缽中充分混合。所得混合物在700°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在930°C保持16小時，所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa7tlPrai5Mgai5N^55Alai5t5鎂的利用率為99.6%。所得合金的熔點約為970°C。經(jīng)EPMA確認，Mg均勻分布在整個合金中。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。對照實施例1為了得到具有與實施例1所述合金相同的組成的合金，將包括金屬Mg在內(nèi)的所有原料同時混合，與實施例1 一樣地通過薄帶連鑄法得到鑄片。所得鑄片在950°C在氬氣氛圍中經(jīng)受6小時熱處理。所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa6ciSmai6Zraci4Mga2ciNii45Alaicit5鎂的利用率為80%。經(jīng)EPMA確認，Mg均勻分布在整個合金中。與實施例1 一樣進行的電池特性的評估結果列明在表I中。對照實施例2為得到具有與實施例2所述合金相同的組成的合金，除原料成分改變外，采取與對照實施例1 一樣的做法。所 得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa72NdaiciSmatl6Mgai2Ni^38A1Q.1Q。鎂的利用率為72%。經(jīng)EPMA確認，Mg均勻分布在整個合金中。與實施例1 一樣進行的電池特性的評估結果列明在表I中。對照實施例3除原料成分改變外，與實施例1做法相同地獲得一種不含鎂合金。所得合金的成分經(jīng) ICP 分析發(fā)現(xiàn)為 Laa6ciSmai6Zraci4Ni^5Alaicitj隨后，用平均粒徑(D50)為IlOym的Mg2Ni粉(熔點約為820°C )代替金屬Mg粉地與上述所得合金在研缽中充分混合。所得混合物在870°C在氬氣氛圍中保持30分鐘，然后升溫，在970°C保持24小時，所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa6tlSmai6Zratl4Mga2tlNi3.45A10.10。該合金中的鎂元素的映射圖如圖3所示，鎳元素的映射圖如圖4所示。鎂和鎳幾乎無法擴散于合金內(nèi)部。因此，當采用比鎂的熔點650°C更高的含鎂合金時，不能獲得組成均勻的合金。而且，與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。對照實施例4
除了不含鎂合金與Mg2Ni粉的混合物的熱處理是在870°C保持30分鐘并且隨后升溫并在1000°C保持24小時外，采取與對照實施例3相同的做法，得到一種合金，所得合金的成分經(jīng) ICP 分析發(fā)現(xiàn)為 Laa6tlSma 16Zr0.04Mg0.20Ni3.45Al0.1o°相比于對照實施例3的合金，所得合金展現(xiàn)出更進一步的粉末間燒結。但經(jīng)EPMA確認，與對照實施例3 —樣，鎂和鎳幾乎無法擴散于合金內(nèi)部。于實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。對照實施例5除了不含鎂合金與金屬Mg粉的混合物的熱處理在700°C保持30分鐘并且隨后升溫并在945°C保持12小時外，與實施例8做法相同地獲得一種合金，所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為 La。.78YQ.20^13.45AI。.。7。經(jīng)EPMA確認，與中心部分相比，Mg更多地分布于合金表層。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。對照實施例6除了不含鎂合金與金屬Mg粉的混合物的熱處理是在700°C保持24小時外，與實施例9做法相同地獲得一種合金，所得合金的成分經(jīng)ICP分析發(fā)現(xiàn)為Laa55Pratl6Ndai9Mga2tlNi3.3(|A10.15°經(jīng)EPMA確認，與中心部分相比，Mg更多地分布于合金表層。與實施例1 一樣進行的不含鎂合金的IA/IBX100的值以及電池特性的評估結果均列明在表I中。表一
權利要求
1.一種制造包含元素A、Mg和元素B的稀土 -鎂-鎳基貯氫合金的方法，所述元素A由從包含Sc、Y的稀土元素中選擇的至少一種元素R和作為可選元素從Zn、Hf和Ca中選擇的至少一種元素組成，并且所述元素B由Ni和作為可選元素從除元素A和Mg以外的其它元素中選擇的至少一種元素組成，所述方法包括: 將由元素A和元素B組成的合金與金屬Mg和/或在金屬Mg的熔點以下的含鎂合金混合的第一步驟，和 對第一步驟中獲得的混合物在比要獲得的稀土 -鎂-鎳基貯氫合金的熔點低5-250°C的溫度熱處理0.5-240小時的第二步驟。
2.根據(jù)權利要求1所述的方法，其特征是，由元素A和元素B組成的合金的平均粒徑(D50)是 20-1000 μ m。
3.根據(jù)權利要求1或2所述的方法，其特征是，金屬Mg和/或在金屬Mg的熔點以下的含鎂合金的平均粒徑(D50)是20-1000 μ m。
4.根據(jù)權利要求1至3中任一項所述的方法，其特征是，在金屬Mg的熔點以下的含鎂合金由Mg和選自Al、Cu、Zn、Ga、Sn和In的至少一種元素組成。
5.根據(jù)權利要求1至3中任一項所述的方法，其特征是，由元素A和元素B組成的合金與金屬Mg在第一步驟中混合。
6.根據(jù)權利要求1至5中任一項所述的方法，其特征是，在第二步驟中，所述混合物在比要獲得的稀土 -鎂-鎳基貯氫合金的熔點低20-120°C的溫度被熱處理1-24小時。
7.根據(jù)權利要求1至6中任一項所述的方法，其特征是，在由元素A和元素B組成的合金中，元素B的摩爾量/元素A的摩爾量之比為3.50-4.80。
8.根據(jù)權利要求1至7中任一項所述的方法，其特征是，由元素A和元素B組成的合金通過液體急冷法制得。
9.根據(jù)權利要求1至8中任一項所述的方法，其特征是，供給到第一步驟的由元素A和元素B組成的合金是經(jīng)過熱處理的合金。
10.根據(jù)權利要求1至9中任一項所述的方法，其特征是，包括將在第二步驟中獲得的稀土-鎂-鎳基貯氫合金破碎或粉碎的第三步驟。
11.根據(jù)權利要求1至10中任一項所述的方法，其特征是，由元素A和元素B組成的合金中的AB5型結晶相的含量為60%以下。
12.一種根據(jù)權利要求1至11中任一項所述的方法制造的稀土 -鎂-鎳基貯氫合金。
13.根據(jù)權利要求12所述的貯氫合金，其特征是，元素B的摩爾量/(元素A的摩爾量+Mg的摩爾量)之比為3.0-4.5。
14.根據(jù)權利要求12或13所述的貯氫合金，其特征是，Mg的摩爾量/(元素A的摩爾量+Mg的摩爾量)之比為0.01-0.30。
15.一種用于鎳氫充電電池的負極，該負極包含根據(jù)權利要求12至14之一所述的貯氫I=1-Wl O
16.—種鎳氫充電電池,具有根據(jù)權利要求15所述的用于鎳氫充電電池的負極。
全文摘要
提供一種用于安全且利于工業(yè)化生產(chǎn)地制造稀土-鎂-鎳基貯氫合金的方法，該合金用于實現(xiàn)展現(xiàn)出色的循環(huán)特性和高容量的鎳氫充電電池。在制造包括元素A、Mg和元素B的稀土-鎂-鎳基貯氫合金的方法中，元素A由從包括Sc、Y的稀土元素中選擇的至少一種元素R和作為可選元素從Zn、Hf和Ca中選擇的至少一種元素組成，元素B由Ni和作為可選元素從除元素A和Mg外的其它元素中選擇的至少一種元素組成，該方法包括將由元素A和元素B組成的合金與金屬Mg和/或在金屬Mg的熔點以下的含鎂合金混合的第一步驟以及對在第一步驟中獲得的混合物在比要獲得的稀土-鎂-鎳基貯氫合金的熔點低5-250℃的溫度熱處理0.5-240小時的第二步驟。
文檔編號B22F1/00GK103079727SQ20118004055
公開日2013年5月1日 申請日期2011年6月24日 優(yōu)先權日2010年6月24日
發(fā)明者大月孝之, 入江年雄 申請人:株式會社三德