新型钛钒系贮氢电极合金

研究了新型钛钒系贮氢电极合金Ti0.8Zr0.2V2.665Mn0.535Cr0.8Ni的相结构、微观组织及电化学性能。XRD及EDS分析表明：铸态合金主要由C14 Laves相母体和树枝晶的钒基固溶体相组成，同时由于成分偏析的缘故，合金中还存在少量的TiNi基的第三相。热处理使得合金中C14 Laves相及钒基固溶体相的晶胞参数和晶胞体积增大，促进合金成分的均匀化，同时极大地改善了合金电极的综合电化学性能。     

元素Ti对贮氢合金ZrMn0．7V0．2CO0．1Ni1．2相结构和电化学性能的影响

研究了元素Ti对贮氢电极合金ZrMn0.7V0.2Co0.1Ni1.2的相结构、相组成以及电化学性能的影响。结果表明，对于合金Zr1-xTix(Mn0.7V0.2Co0.1Ni1.2)，其母体合金的主相为C15型Laves相，并含有少量的非Laves相Zr7M10；但随着掺Ti量的增加，合金中出现C14型Laves相，而且其含量逐渐增加；在x=0．1～0．2时，合金中还出现少量的TiNi相，而在x=0．4～0．5时，非Laves相Zr7M10和TiNi相全部消失，说明元素Ti大量的掺杂抑制了第二相的产生：而且随着Ti含量的增加，合金中的C15型和C14型Laves相的晶格常数逐渐减小。电化学测试结果发现，当含Ti量x=0．2时，合金有最大放电容量Cmax为354mAh／g，在放电电流为300mAh／g条件下，高倍率放电性能比母体合金提高了15％。     

（V30Ti35Cr25Fe10）97．5Si2．5合金的结构与吸放氢性能

采用XRD，SEM和PCT测试研究了（V30Ti35Cr25Fe10）97.5Si2.5（at％）合金的组织结构与吸放氢性能。结果表明：合金由BCC相和C14 Laves相组成，BCC相含量为75％，晶胞参数为α=0．3021nm，Laves相含量为25％，晶胞参数为α=0．4920nm和c=0．7996nm。由于含有大量的Laves相，合金具有良好的活化性能，室温下不需孕育期就可以快速吸氢，5min内达到吸氢饱和状态，饱和吸氢量达到2．98％（质量分数，下同）。在一定氢压下，合金的容量可由合金中BCC相和Laves相的容量按组分的含量进行线性组合而成。     

Ti_（0.10）Zr_（0.15）V_（0.35）Cr_（0.10）Ni_（0.30）-10% LaNi_3复合物的电化学储氢特性及协同效应

为了改善钛钒基固溶体合金的电催化活性和动力学性能,采用两步电弧熔炼法制备储氢复合合金Ti0.10Zr0.15V0.35Cr0.10Ni0.30–10%LaNi3,利用X-射线衍射、场发射扫描电镜-能谱、电化学阻抗谱和恒流充放电测试技术系统研究该储氢复合合金电极的电化学性能与协同效应。结果表明：该复合合金的主相是BCC结构的钒基固溶体相和六方结构的C14Laves相,在复合过程中生成了第二相;复合合金电极的综合电化学性能较母体合金有显著改善;复合合金电极的活化周期为5周,最大放电容量为362.5mA·h/g,在233K时放电能力为65.84%;在活化、复合、任意循环及高、低温和高倍率放电过程中,该储氢复合合金电极的放电容量均存在协同效应;该复合合金电极的电荷转移电阻和交换电流密度均存在协同效应。     

超化学计量比Ti-Zr-V-Mn-Cr-Ni贮氢电极合金相结构及电化学性能研究

研究了超化学计量比对钛基贮氢合金相结构及电化学性能的影响。XRD及EDS分析表明，超化学计量比贮氢合金（Ti0.8Zr0.2)(V0.533Mn0.107Cr0.16Ni0.2)x(x=2,3,4,5,6)均主要由六方结构的C14型Laves相和体心立方结构的钒基固溶体相构成。随着x值的增大，两相的晶胞参数及晶胞体积均减小。电化学性能测试表明，当x的值在2－5范围内时，随着x值的增大，合金的最大放电容量、放电电位、高倍率放电性能（HRD）、循环稳定性、交换电流密度I0以及极限电流密度IL均提高。但继续增大x值后，除放电电位、高倍率放电性能和循环稳定性继续有所提高外，最大放电容量、交换电流密度I0以及极限电流密度IL均减小。此外，随着化学计量比的增大，合金电极的活化渐趋困难。     

Zr替代Ti对Ti19．5V40Mn16．2Cr9．8Ni14．5合金的影响结构及储氢性能

为改善Ti—V基固溶体型储氢合金的电化学性能，使用少量的Zr部分取代Ti19.5V40Mn16.2Cr9.8Ni14.5合金中的Ti，并采用XRD，SEM以及PCT等测试手段研究替代前后合金微观结构和储氢性能的变化情况。通过XRD和SEM分析表明，（Ti1-xZrx）19.5V40Mn16.2Cr9.8Ni14.5（x=0，0．1，0．15，0．2，0．25，0．3）合金均是由Ti-V基BCC相和C14 Laves相组成。但Zr的部分替代明显增加了C14 Laves相的含量，并使Ti-V基BCC相在减少的同时由树枝状变成了被C14 Laves相包围的岛状。PCT曲线显示：随着Zr替代量的增加。合金的吸放氢平台不断下降，而合金的吸放氢量先有所增加后又逐渐减小。这说明适量提高C14 Laves相的含量对增加Ti—V基固溶体型储氢合金的吸放氢能力有一定的促进作用。     

铬替代锰对Ti0．8Zr0．2V1．6Mn0．8Ni0．6多相贮氢电极合金结构和电化学放电性能的影响

采用电化学测试技术、X射线衍射等技术研究了Ti0．8Zr0．2V1．6Mn0．8Ni0．6(0≤x≤0．64)贮氢电极合金的结构和电化学放电特性。研究表明：合金由C14 Laves相和BCC相构成;铬替代锰的量越多,枝晶组织越粗大。X射线衍射发现替代影响合金的晶格参数。合金的最大电化学放电容量为545mAh／g,电化学活化容易,但循环性能比较差。随着替代量增大,由于铬抑制了钛、锆和钒元素的表面迁移和氧化使合金的循环性能退化明显减轻,但同时因为替代使晶胞过大导致最大电化学放电容量有所降低。     

Ti基贮氢合金Ti0．3Zr0．225V0．25Mn0．3-xNi0．45＋x（x=0-0．25）的显微组织及电化学性能

为了改善Ti基贮氢合金的电化学性能，采用XRD，SEM及EDS分析了Ti0．3Zr0．225V0．25Mn0．3-xNi0．45＋x（x=，0．05，0．10，0．15，0．20，0．25）贮氢合金的相结构及相成分，并研究了合金的电化学性能。结果表明，合金均由六方结构的C14型Laves主相和立方结构的C15型Laves第二相构成；随着Ni替代量x的增大，合金的活化性能降低，而循环稳定性得到一定程度的改善。当Ni替代量x=0．05时，合金的放电容量达到最大，为426mAh／g，显示出很大的应用潜力.     

Ti—Ⅴ基多相贮氢电极合金的电化学吸放氢机理研究

采用XRD的Rietveld全谱拟合技术以及利用储氢合金吸氢量与其体积膨胀成线形关系的原理，研究了Ti—Ⅴ基贮氢电极合金的电化学吸放氢机理．结果表明，铸态合金Ti0.8Zr0.2V1.867Mn0．373Cr0．56Ni0.7由C14型Laves相和Ⅴ基固溶体相构成在充电过程中，充电时间由3．33增至120min时，Laves相的晶胞体积膨胀率△Ⅴ／Ⅴ分别由0．301％增加到2．719％，而Ⅴ基固溶体相的△Ⅴ／Ⅴ由0．011％增至1．685％．在放电过程中，放电时间从0min增加到165min时，Laves相的△Ⅴ／Ⅴ从14．542％降到8．119％；而Ⅴ基固溶体相的△Ⅴ／Ⅴ从8．117％减小到6．248％．说明电化学吸氢时，氢首先被Laves相吸收，然后再扩散进入Ⅴ基固溶体；电化学放氢时，Ⅴ基固溶体中的氢首先扩散进入Laves相然旨再释放．因此，该合金中，Laves相既是吸氢相又是催化相，提高合金中Ⅴ基固溶体相的利用率，从而使Ti—Ⅴ基贮氢合金具有较好的综合电化学性能。     

快速凝固制备La2Mg0．9Ni7．5Co1．5Al0.1贮氢合金的相结构及电化学性能

采用感应熔铸＋退火处理及快速凝固方法制备了La2Mg0．9Ni7．5Co1．5Al0.1贮氢合金。系统研究了快速凝固对合金的相结构、微观组织及电化学性能的影响。XRD分析表明，随着冷却速率的增加，La2Mg0．9Ni7．5Co1．5Al0.1合金的相组成发生了明显变化。退火合金由αLa2Ni7主相（Ce2Ni7型结构）和少量LaNi3相（PuNi3型结构）组成。随着冷却速率的增加，合金中出现LaNi5相（CaCu5型结构）和LaMgNi4（MgCu4Sn型结构）相，且新相的相丰度增加，aLa2Ni7相和LaNi3相的丰度减少。EPMA分析表明，快速凝固方法制备的La2Mg0．9Ni7．5Co1．5Al0.1贮氢合金为柱状晶组织且晶粒细小。合金电极的电化学测试表明，冷却速率对合金的活化性能影响不大。随冷却速率的增加，合金的最大放电容量减少、高倍率放电性能下降。在较低的冷却速率下（5m／s），合金电极的循环稳定性改善不明显，而随着凝固速度的进一步增加（20m／s），合金电极表现出较好的循环稳定性。     

快凝合金Zr（Ni0.55Mn0.3V0.1Cr0.05）2.1的相结构与储氢性能

在快冷（冷却速度１０＾５－１０＾６Ｋ／ｓ）Ｚｒ（Ｎｉ０．５５Ｍｎ０．３Ｖ０．１Ｃｒ０．０５）２．１合金中观察到一种高温条件下丰碑 纳米晶Ｃ１４Ｌａｖｅｓ相,其丰度随冷凝速度下降明显减少。     

Microstructural Evolution in Multiphase NiAl-2.5Ta-7.5Cr Alloy during Annealing at Different Temperatures

研究了NiAl-2.5Ta-7.5Cr合金在不同的退火温度下的组织演变过程,结果表明该合金的铸态组织是由NiAl基底中包含Ta(CrNiAl)2的大晶粒Laves相和一些富含Cr的尺寸在400-500nm的小颗粒组成,其中大晶粒Laves相晶界处存在C14结构相。NiAl中Ta和Cr的浓度分别在~0.6at%和~2.5at%之间。将合金置于1000°C度下退火,有细小的棒状C15结构的Laves相在NiAl中开始弥散析出。而合金经过1200°C度退火2h后,这种颗粒的体积分数增加,同时NiAl基底中Ta的浓度减少到~0.2at%。当退火温度增加到1400°C,NiAl基底中的Laves析出相完全消失。因此,1000-1300°C温度范围内这种Laves相在NiAl基底中的析出,可归因于Ti元素在NiAl固溶后的过度饱和后发生扩散的缘故。     

Properties of Zr-Ti-V-Mn-Ni hydride alloy

1　ＩＮＴＲＯＤＵＣＴＩＯＮＷｉｔｈｔｈｅｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｏｆｅｃｏｎｏｍｉｃｓａｎｄｃｉｔｙｔｒａｆｆｉｃｓ ,ｍｏｒｅａｎｄｍｏｒｅｏｉｌ ｐｏｗｅｒｅｄｖｅｈｉｃｌｅｓａｐｐｅａｒ,ｒｅｓｕｌｔｉｎｇｍｏｒｅｓｅｒｉｏｕｓｐｏｌｌｕｔｉｏｎｔｏｔｈ     

Effect of rapid solidification on the structural and electrochemical properties of the Ti–V-based hydrogen storage electrode alloy

The structural and electrochemical properties of the as-cast and rapidly solidified Ti_0.8Zr_0.2V_2.4Mn_0.48Cr_0.72Ni_0.9 alloys were studied. Both the as-cast and the rapidly solidified alloys were mainly composed of a C14 Laves phase matrix with hexagonal structure and a V-based solid solution phase with body centered cubic (BCC) structure. The V-based solid solution phase showed very fine dendrites in the rapidly solidified alloy instead of the large dendrites as observed in the as-cast alloy. In addition, the content of the C14 Laves phase in the alloy decreased greatly after rapid solidification. Electrochemical measurements indicated that the rapidly solidified alloy had a lower discharge capacity, a slower activation rate, a worse high rate dischargeability, a smaller exchange current density and limiting current density, but an improved cycle life compared with that of the as-cast alloy.     

快淬对Ti-V基BCC相合金相结构和储氢性能的影响

研究了快淬作用对Ti-28V-15Mn-10Cr合金的相结构和储氢性能的影响。XRD实验结果表明，快淬处理使得合金由BCC和C14Laves两相结构转变为单一的BCC相结构，同时合金的晶格常数随着快淬冷速的增加而增大。快淬作用能显著改善Ti-28V-15Mn-10Cr合金的吸放氢平台特性，从而导致合金放氢量的增加。然而，快淬处理也使得合金的放氢平台压下降以及活化性能变差。     

Electrochemical properties of TiV-based hydrogen storage alloys

The electrochemical properties of the super-stoichiometric TiV-based hydrogen storage electrode alloys(Ti0.8Zr0.2)(V0.533Mn0.107Cr0.16Ni0.2)x(x=2,3,4,5,6)were studied.It is found by XRD analysis that all the alloys mainly consist of a C14 Laves phase with hexagonal structure and a V-based solid solution phase with BCC structure.The lattice parameters and the unit cell volumes of the two phases decrease with increasing x.The cycle life.the linear polarization.the anode polarization and the electrochemical impedance spectra of the alloy electrodes were investigated systematically.The overall electrochemical properties of the alloy electrode are found improved greatly as the result of super-stoicfhiometry and get to the best when x=5.     

Pulverization mechanism of the multiphase Ti–V-based hydrogen storage electrode alloy during charge/discharge cycling

Pulverization is an important key factor for the electrochemical cycle stability of many hydrogen storage alloys. In this paper, the pulverization mechanism of the multiphase Ti–V-based hydrogen storage alloy which mainly consists of a V-based solid solution phase with the BCC structure and a C14 Laves phase is studied based on a sample material of the Ti_0.8Zr_0.2V_2.7Mn_0.5Cr_0.6Ni_1.25Fe_0.2 alloy. The microstructure of the alloy and the morphology change of the alloy electrode during the charge/discharge process were observed by transmission electron microscope, scanning electron microscope and atomic force microscope, etc. The effect of mechanical properties of the V-based phase and the C14 Laves phase on the pulverization behavior of the Ti–V-based alloy is discussed. The results show that microcracks initially occur at the phase boundary of the V-based phase and the C14 Laves phase and then extend to the C14 Laves phase in the charge/discharge process. The phase boundary is composed of a Ti segregated amorphous layer with a thickness of about 90 nm, mismatching with the crystallized V-base phase and C14 Laves phase. The toughness of the C14 Laves phase is much lower and the hardness is higher than that of the V-based phase. The weak bonding strength of the phase boundary, the lower toughness of the C14 Laves phase and the large volume expansion/contraction of the C14 Laves phase during charge/discharge cycling are the main factors that cause the pulverization of the Ti–V-based alloy.