V3TiNi0．56Alx贮氢合金充放电性能和吸放氢性能研究

用自蔓延高温合成法制备了钒基贮氢合金V3TiNi0．56Alx（x=0．1、0．3），用EDXRF、XRD等方法分析了合金的组织成分，并对合金进行了充放电性能和吸放氢性能测试。结果表明：随Al含量增加，合金的最大放电容量和吸氢量均减小，但循环稳定性提高；合金的放氢平台均在0．5MPa附近，随Al含量增加，平台宽度变窄、平台倾斜度增加。     

贮氢合金V3TiNi0.56Crx的充放电性能和吸放氢性能研究

以V2O5、TiO2等原料,用自蔓延高温合成法制备了钒基贮氢合金V3TiNi0.56Crx(x=0.1、0.3),用EDXRF、XRD等方法分析了合金的组织成分,用LK98BⅡ微机电化学分析系统、PCT测试仪分别测试了合金的充放电性能和吸放氢性能.结果表明:随Cr含量的增加,合金放电容量和吸氢量均降低;气态放氢平台的宽度变窄、倾斜度增加;电化学放电平台电压和气态放氢平台压力均增加;循环稳定性提高.     

高温退火对V30Ti33Cr27Fe10贮氢合金性能与结构的影响

研究了高温退火处理对V30Ti33Cr27Fe10贮氢合金性能与结构的影响。结果表明高温退火使放氢平台变平，平台压降低，减小了合金吸放氢后的体胀，改变了合金晶粒的形态，改善了合金基体的组织均匀性。随保温时间延长，合金晶粒长大，晶胞体积减小，吸放氢量降低，BCC主相中析出越来越多的富Ti相，富Ti相中Fe含量随保温时间延长而减少。1523K保温30min的合金具有最大的室温吸放氢量，分别为3．679，5和2．14%（质量分数）；保温3h的合金具有最好的室温吸氢动力学性能，5min内就能达到其饱和吸氢量的80％。     

Al对V-Fe-Ti三元贮氢合金电化学性能的影响

研究了V2.46TiFe0.54Alx(x=0～0.4)贮氢合金的相结构及其电化学性能.XRD分析表明,所有合金均由单一的BCC相结构组成;随Al含量的增加,BCC相的晶格常数逐渐增大.电化学测试结果显示,所有合金电极的放电容量随循环次数的增加均显著降低.由线性极化曲线可以看出,Al基本上对交换电流密度没有影响.经恒电位放电曲线分析表明,氢在合金电极中的扩散系数随Al含量的增加而增大.Al加入后,合金的高倍率放电性能也得到了一定改善.     

LaxMm1—x（NiCoMnAl）5合金的贮氢性能

研究了ＬａｘＭｍ１－ｘ（ＮｉＣｏＭｎＡｌ）５合金的放氢ＰＣＴ曲张和ＭＨ电极的电化学性能。随Ｌａ含量增加,该合金平台压Ｐ和平台斜率ｆｓ降低,平台斜率随温度的变化率ｋ和氢在合金和氢化物中的活度系数γ增加。氢化物形成焓ΔＨ随Ｌａ含量增加而增加,电化学容量随之增加,同时,大电流放电性能提高。     

机械合金化Mg—20wt%Ni的贮氢性能

采用机械合金化方法合成Ｍｇ－２０ｗｔ％Ｎｉ贮氢材料，并测度了该材料在不同球磨时间下的贮氢性能。试验结果表明，随球磨时间的增加，Ｍｇ／２０ｗｔ％Ｎｉ的贮氢量增大 ，吸放氢速度增加，但吸放氢平台压变化不大，而平台斜率增加。     

铝对TiFe0.9Mn0.1合金贮氢性能的影响

研究了Al对TiFe0.9Mn0.1合金贮氢性能的影响.添加铝后,合金的饱和吸氢量降低,当铝添加量为0.3%、0.6%和1.0%(原子分数)时,饱和吸氢量分别达到TiFe0.9Mn0.1合金的97.6%、95.1%和82.9%.同时铝添加后,合金的平台压力升高,平台斜度增加.XRD衍射发现,随着铝的加入,合金晶格常数即晶胞体积下降.SEM扫描及EDAX能谱分析发现合金晶界上存在高钛相.铝的添加造成合金吸氢量的下降与合金晶胞体积的减小有关.     

用工业V2O5直接制备钒基固溶体贮氢合金

研究了五氧化二钒直接制备钒基固溶体贮氢合金的方法.分析测试了合金的化学成分、组织结构和贮氢性能.结果表明,用工业五氧化二钒可以合成钒基固溶体贮氢合金V3TiN0.56Al0.2;PCT曲线表明该合金已具备平衡吸放氢的性能,吸放氢容量为1.8×10-4m3/g;合金中含有少量的氧化物夹杂,但通过真空感应精炼,可使夹杂含量降低.     

稀土系非化学计量比La(NiMMn)5.6合金的储氢性能

借助X-ray及吸放氢性能测试装置研究了不同处理条件及元素替代对非化学计量比La(NiMMn)5.6合金(M=Sn,Al,Cu)的结构、活化性能、吸氢容量和平台压力等性能的影响,测试了不同温度下合金的PCT曲线.结果表明,无论退火处理、快速凝固、以及Sn,Cu,Al元素取代,合金都出现点阵常数a缩短,c伸长,单胞体积增大.与常规熔铸相比,退火处理和快速凝固均提高了合金的活化性能,且都大大提高了合金的贮氢性能和降低平台压,但快速凝固吸氢量有所降低;快速凝固+低温退火合金的吸氢量最大.分别以Sn,Cu,Al取代Ni,元素替代的La(NiMMn)5.6合金都降低了合金的平台压,平台压降低的顺序按Sn＞Al＞Cu而减少,且都大大减小了滞后.     

用工业V205直接制备钒基固溶体贮氢合金

研究了五氧化二钒直接制备钒基固溶体贮氢合金的方法.分析测试了合金的化学成分、组织结构和贮氢性能.结果表明,用工业五氧化二钒可以合成钒基固溶体贮氢合金V3TiN0.56Al0.2;PCT曲线表明该合金已具备平衡吸放氢的性能,吸放氢容量为1.8×10-4m3/g;合金中含有少量的氧化物夹杂,但通过真空感应精炼,可使夹杂含量降低.     

新型氨基储氢材料CaCl2的性能研究

研究了工作温度、起始氨压和球磨处理对无水CaCl₂的吸放氨性能的影响. 结果发现, 球磨2h样品在温度20℃和氨压0.55MPa的条件下, 15min内即可完全氨化, 形成CaCl₂(NH₃)₈, 其吸氨量可达55.1wt%, 相当于储氢量9.72wt%. CaCl₂(NH₃)₈在20～300℃的范围内可通过三步反应实现完全脱氨, 脱氨反应受温度和压力控制, 其中6个NH₃分子在常温、常压下即可脱附. 如果与NH₃分解催化剂联用, 可能是一种较好的以NH₃为介质的高容量储氢材料. 进一步研究表明, 较高的工作温度和起始氨压可以提高CaCl₂的吸氨动力学性能, 而球磨时间的增加可以显著降低其放氨工作温度, 提高其放氨动力学性能.     

新型氨基储氢材料CaCl2的性能研究

研究了工作温度、起始氨压和球磨处理对无水CaCl₂的吸放氨性能的影响. 结果发现, 球磨2h样品在温度20℃和氨压0.55MPa的条件下, 15min内即可完全氨化, 形成CaCl₂(NH₃)₈, 其吸氨量可达55.1wt%, 相当于储氢量9.72wt%. CaCl₂(NH₃)₈在20～300℃的范围内可通过三步反应实现完全脱氨, 脱氨反应受温度和压力控制, 其中6个NH₃分子在常温、常压下即可脱附. 如果与NH₃分解催化剂联用, 可能是一种较好的以NH₃为介质的高容量储氢材料. 进一步研究表明, 较高的工作温度和起始氨压可以提高CaCl₂的吸氨动力学性能, 而球磨时间的增加可以显著降低其放氨工作温度, 提高其放氨动力学性能.     

包装衬垫的缓冲性能

分析几种包装衬垫模型的缓冲性能。在衬垫动态压缩和静态压缩试验的基础上,提出泡沫塑料包装衬垫缓冲性能的基本特征,对两种国产泡沫塑料衬垫材料建立了便于反映其缓冲性能而又符合其静态压缩应力应变关系的非线性弹性模型,拟合了模型参数。     

PEMFC备用氢能发电站的储氢问题探讨

在介绍目前国内外各种成熟的工业储氢方法,并指出储氢技术研究热点和发展方向的基础上,针对人防工程备用氢能发电站的技术要求,对各种适用的储氢方式进行了比较,探讨了人防工程备用氢能发电站的氢气储存方法,以及氢气安全储存、运输与监控、反应热处理等问题。     

多维复合增强汽车摩擦材料

以玻璃纤维、 铜纤维、 矿物纤维、 芳纶纤维、 纳米钛酸钾晶须和片状蛭石等制备多维复合增强非石棉有机汽车摩擦材料, 构成具有“微米和纳米”尺度、 “一维（纤维）和二维（片状）”形态、 “无机和有机”材质的多维复合增强体系。基于材料的力学和摩擦磨损性能测试结果, 通过回归模型分析对复合体系配方进行了优化。通过材料的内部结构和摩擦面的形貌观察, 分析了多维复合增强体系提高材料力学和摩擦磨损性能的内在机制。结果表明, 通过优化配方, 各增强相之间表现出良好的混合和协同效应, 优化多维复合增强汽车摩擦材料的冲击强度为0.54J/cm2、 总磨损率为1.35×10-7cm3/(N·m)、 摩擦系数的变异系数为5.86%。      

纯CsI晶体发光特性

测量了用Stockbager方法生长的纯CsI晶体的光学透射、X射线激发的发射谱、能谱特性和衰减时间特性．该晶体有二个闪烁分量,峰值位于310nm的发光分量是快分量（＜40ns）,450um处的发光分量是慢分量（～2．4μs）．慢分量的发光强度不稳定,并受晶体中缺陷I-空位的影响较大．文中还给出快、慢发光强度比值91．8％．     

新型漂促剂的冲洗性能研究

将新型漂促剂应用于Ｃ－４１彩色胶卷冲洗套药中，使用柯达标准试条测量了各项感光参数，并研究了其感光冲洗加工性能，探索了新型漂促剂的用量，ＥＤＴＡ铁铵盐用量，漂促剂与ＰＤＴＡ铁铵盐混合使用的效果，以及酸度、温度和时间等因素对漂白冲洗性能的影响。     

氢敏材料与器件的研究进展

氢气的检测具有重要的学术意义和广阔的应用前景.氢敏传感器发展的关键在于高品质氢敏材料的研制.本文根据氢敏材料工作原理的不同,分别介绍了电化学型、半导体型、热导型和光学型四类氢敏传感器及相应氢敏材料的国内外研究最新进展,着重描述了各类氢敏材料的作用机制和改性途径,并展望了氢敏材料及氢敏传感器的发展方向.     

Metallic Hydrogen

One of the great challenges in condensed matter physics has been to produce metallic hydrogen (MH) in the laboratory. There are two approaches: solid molecular hydrogen can be compressed to high density at extreme pressures of order 5–6 megabars. The transition to MH should take place at low temperatures and is expected to occur as a structural first-order phase transition with dissociation of molecules into atoms, rather than the closing of a gap. A second approach is to produce dense molecular hydrogen at pressures of order 1–2 megabars and heat the sample. With increasing temperature, it was predicted that molecular hydrogen first melts and then dissociates to atomic metallic liquid hydrogen as a first-order phase transition. We have observed this liquid–liquid phase transition to metallic hydrogen, also called the plasma phase transition. In low-temperature studies, we have pressurized HD to over 3 megabars and observed two new phases. Molecular hydrogen has been pressurized to 4.2 megabars. A new phase transition has been observed at 3.55 megabars, but it is not yet metallic.