Ti0.9Zr0.2Mn（1.8—x）MxV0.2（M=Ni,Cr;x=0,0.2）合金的贮氢性能

研究了Ti0.9Zr0.2Mn(1.8-x)MxV0.2(M=Ni,Cr;x=0,0.2)合金的晶体结构与贮氢性能。结果表明,Ti0.9Zr0.2Mn1.6Ni0.2V0.2和Ti0.9Zr0.2Mn1.6Cr0.2V0.2的贮氢量达到240mL/g。合金的主相均为C14 Laves相,镍,铬的取代使点阵常数和晶胞体积增大,P－C－T曲线的滞后降低,压力平台的倾斜度增加。     

Ti-Zr-Cr-Mn Laves相合金热力学性能

AB_2型TiMn_2基合金是一种很有前途的储氢材料，因为它活化容易，吸氢-放氢热力学性能好，储氢能力强，生产成本较低。但是，在各种应用中，尤其是在金属氢化物热泵中，这种材料存在两个至关重要的问题：一是室温平衡压达2.02MPa以上，氢气压强与储氢浓度的变化倾斜率低；毫无疑问，解决这两个问题是非常重要的。 诸如Ti0.9Zr0.1Mn1.4Cr0.4V0.2之类的TiMn2基伪二元合金具有良好的储氢性能，但是滞后大，吸氢压力仍然高达2.02MPa。最近，B. H. Liu及其同事报道，Ti0.85Zr0.15MnCr0.8V0.1Cu0.1合金显示出较小的滞后和倾斜率性能；但…     

Ti-Cr基合金的储氢性能及晶体结构

研究了Ti1＋xCr1.2Mn0.8（x=0．0,0．1,0．2,0．3）系和Ti1＋xCr1.2Mn0.8-6My（M=Fe,Ni,Cu,V,VFe;x=0．0,0．1;y=0．1,0．3）系AB2型合金的储氢性能和晶体结构．XRD结果表明,合金主相为C14（MgZn2）型Laves相,可以保证较高的吸、放氢量．通过A侧过化学计量以及B侧用Fe,Ni,Cu,V,VFe分别替代部分Mn,增加了点阵常数和晶胞体积,降低了P—C—T曲线的滞后．由相应数据寻找出适合于金属氢化物氢压缩机的高压端储氢合金．结果表明,合金TiCr1．2Mn0．5Fe0．3与Ti1.1Cr1.2Mn0.5Cu0.3具有良好的储氢性能和压缩特性,可以作为性能优良的高压端储氢合金．     

Ti—Zr—Cr—V合金的储氢性能及其改进方法

目前,人们正在致力于改善一些合金的储氢能力,储氢合金“Laves相体心立方晶格固溶合金”比传统的金属间化合物能吸收更多的氢。韩国与日本的科研人员发现Ti-V基合金,其吸氢量很大。通过研究Ti0.33Cr0.47V0.20、Ti0.27Cr0.36V0.37和Ti0.20Cr0.25V0.55 三种合金,发现以锆部分代钛的良好效果,分别添加数量为5at%、10at%和15at%的锆,产生下列9种合金：样品成 分B-1B-2B-3B-4B-5B-6B-7B-8B-9Ti0.28Zr0.05Cr0.47V0.20Ti0.23Zr0.10Cr0.47V0.20Ti0.18Zr0.15Cr0.47V0.20Ti0.22Zr0.05Cr0.36V0.37Ti0.17Zr0.10Cr0.36V0.37Ti0.12…     

钛系多元储氢合金的研究

本文对钛系多组元储氢合金进行了开发研究,发现Ti-Zr-Mn-V-Cr系具有满意的性能。该合金容易活化,吸放氢速度快,储氢量大,释氢量可达195ml/g以上。P-C-T曲线表明,该合金的平台特性好,平台压力适中,工作性能稳定,比现有Ti系典型合金TiFe优越。     

添加Nb和C的Fe—Mn—Si基合金的形状记忆性能

近年来发现Ｆｅ Ｍｎ Ｓｉ基合金通过添加少量Ｎｂ和Ｃ可以大大改进其形状记忆效应。这种合金不需要采取预先“训练”处理 ,通过时效析出ＮｂＣ析出物即可获得良好的形状回复性能。经过 4 %初始变形的Ｆｅ 2 8Ｍｎ 6Ｓｉ 5Ｃｒ 0 5ＮｂＣ合金 ,可达到 80 %的形状回复率 ,而未经“训练”处理的不含ＮｂＣ的类似成分Ｆｅ Ｍｎ Ｓｉ合金的形状回复率只有 5 0 %。采取“训练”处理也能有效地改善Ｆｅ Ｍｎ Ｓｉ合金的形状记忆效应 ,这种“训练”处理包括数次热循环 ,每次循环都要采取在室温下引起马氏体相变的小量变形加工 ,随后加热到逆相变温…     

TiV1．35Cr1．35-x．Mnx（x=0～0．45）合金的相结构及储氢特性

系统研究了TiV1．35Cr1．35-x．Mnx（x=0,0．15,0．25,0.35,0．45)合金的相结构及储氢性能。XRD分析表明,所有合金均为体心立方(b.c.c．)结构的单一固溶体相,其晶胞常数随Mn含量的增加而逐渐减小。储氢性能测试表明,用Mn部分取代Cr后,合金的活化性能变差,25℃最大吸氢量有所下降,但合金的吸放氢压力滞后减小,放氢压力平台变得平坦,100℃有效放氢量和放氢率也随着Mn含量的增加先升后降,并在x=0.35时达到最大值。     

Ti-Al基合金中的Hall-Petch关系及影响因素分析

研究了全层片状组织Ti-Al基合金的室温拉伸性能与品团尺寸的关系。Ti-Al基合金的室温拉伸屈服强度和断裂强度与晶团尺寸成Hall-Petch关系。当合金中添加替代元素Cr和Nb时，其Hall-Petch斜率不变；而添加间隙元素C和B时，其Hall-Petch斜率增加。Ti-Al基合金的室温延伸率与晶团尺寸不满足Hall-Petch关系。     

Ti—Cr—V—Mn合金的吸氢性能

近年来具有大贮氢容量材料的开发日益受到重视 ,吸氢容量可达 3% (质量 )以上的Ｔｉ3Ａｌ便是其中之一。但是Ｔｉ3ＡｌＨｘ 过分稳定 ,也就是说为其实用化的放氢温度太高。因此 ,降低这类合金的放氢温度就显得非常重要 ,近年来许多研究者研究了一些替代元素对于Ｔｉ75-ｘＡｌ2     

La1．8Ca0．2Mg14Ni3＋x% Ti合金的微结构和储氢性能

研究了机械球磨La1.8Ca0.2Mg14Ni3＋x％Ti（质量分数，下同）（x=0，5，10）合金的微结构和储氢性能。气态吸放氢研究表明。加入钛粉球磨能有效提高合金的活化性能、储氢容量和吸放氢速率。铸态合金经过6次活化后，在613K时放氢量为4．12％（质量分数，下同）。加Ti球磨改性10h后，随着X增加，合金经过2次～3次循环基本完全活化。吸放氢性能也相应提高。Ti含量在x=0，5，10时合金在613K的放氢量分别为4．69％，4．80％，4．83％：当x=10时合金在373K的吸氢量达到3％以上，在600K经过2min就能达到4．81%（为最大吸氢量的97％）。微结构分析表明。具有表面催化活性的Ti粉与合金基体表面进行复合，并使合金发生部分非晶转变，能有效改善La1.8Ca0.2Mg14Ni3合金的储氢性能。     

La1＋xMg2-xNi9（x=0，0．5，1．0，1．5）合金的储氢性能及电化学性能研究

利用高频熔炼方法制备了La1＋xMg2-xNi9（x=0，0．5，1．0，1．5）系列合金，并对其进行了XRD分析和储氢容量及电化学性能测定。结果表明：随着La含量增大，合金中LaNi5和（La，Mg）Ni3相转变为LaNi3相，且Mg2Ni相出现，晶胞体积也增大，合金的储氢容量和电化学性能提高；当x=1．5时，Mg2Ni相消失，合金的储氢性能有所下降。当x=1．0时，即La2MgNi9合金具有较好的储氢容量及电化学容量。     

Fe_(0.85)Mn_(0.15)Ti_(0.9)M_(0.1)(M=Zr,V,Ca)合金的贮氢性能

系统地研究了 Fe0 .85 Mn0 .1 5 Ti0 .9M0 .1 (M=Zr,V,Ca)合金的贮氢性能。研究结果表明 :Fe0 .85 Mn0 .1 5 Ti0 .9Zr0 .1 合金在室温下经几分钟的孕育期就可吸氢 ,但合金在氢化过程中形成了氢含量很高的α相 ,导致合金的贮氢量降低 ,同时还使 p- c- T曲线的平台特性变差 ;Fe0 .85 Mn0 .1 5 Ti0 .9V0 .1 合金的活化性能进一步得到改善 ,在室温下几乎不需要孕育期就可以吸氢 ,但同时要降低合金的贮氢量 ,而对合金的 p- c- T曲线平台特性影响不明显 ;用 Ca取代 Fe0 .85 Mn0 .1 5 Ti合金中的部分 Ti则对合金的贮氢性能影响不明显。通过 XRD分析认为 ,上述性能的变化主要与合金中出现第二相有关     

纳米晶和非晶Mg20-xLaxNi10(x=0-6)贮氢合金的贮氢行为

用快淬技术制备了Mg2Ni型贮氢合金,合金的名义成分为Mg20-xLaxNi10 (x = 0, 2, 4, 6)。用XRD、SEM、HRTEM分析了合金的微观结构。发现不含La的快淬合金中没有非晶相,但含La快淬合金中显示以非晶相为主。当La含量x≤2时,铸态合金的主相为Mg2Ni相,但随着La含量的进一步增加,铸态合金的主相改变为(La,Mg)Ni3+LaMg3相。应用Sieverts设备研究了铸态及快淬态合金的吸放氢量及动力学,结果表明,x=2的合金吸放氢量及动力学随淬速的增加而增加,但对于x=6的合金,结果是相反的。电化学测试结果表明,x=2合金的放电容量随淬速的增加而增加,而对于x=6合金,结果也是相反的。快淬显著地提高了x=2, 6合金的循环稳定性     

Zr—Mn—Ni系Laves相贮氢合金中的Zr—Ni相及其晶体结构研究

采用Ｘ射线粉末衍射和Ｒｉｅｔｖｅｌｄ全谱拟事分析,详细地研究了Ｚｒ（Ｍｎ１－ｘＮｉｘ）２（ｘ＝０．４０～０．７５）三元Ｌａｖｅｓ相贮氢合金中形成Ｚｒ－Ｎｉ相的类型及其晶体结构。实验结果表明：Ｚｒ－Ｍｎ－Ｎｉ合金中出现的Ｚ４－Ｍｎ－Ｎｉ合金中出现的Ｚｒ－Ｎｉ相包括ＺｒＮｉ、Ｚｒ９Ｎｉ１１和Ｚｒ７Ｎｉ１０３类,ｒ－Ｎｉ相类型与合金中的Ｎｉ含量有关。其中,ＺｒＮｉ相在ｘ＝０．４０～０．５０范围内出现,Ｚ     

Influence of Oxygen Content on Microstructure and Electrochemical Properties of V2-xTi0.5Cr0.5NiOx (x=0~0.35) Hydrogen Storage Alloys

为了提高V基固溶体贮氢合金的充放电循环稳定性能,研究了O含量对V2-xTi0.5Cr0.5NiOx (x=0~0.35)合金的组织结构和电化学性能的影响。组织结构分析表明,当没有添加O时,合金主要由bcc结构的V基固溶体相和TiNi相组成,随着O含量的增加,合金中出现了Ti4Ni2O新相。电化学测试表明,随着O含量的增加合金电极的最大放电容量有所降低,从x=0时的366.8 mAh/g降低到 x=0.35时的225.3 mAh/g,而较少氧含量时,合金电极的循环稳定性能明显得到了改善,从x=0时的69.9%增大到 x=0.2时的83.7%,而后又降低到76.9%（x=0.35）。电化学动力学分析结果表明,合金的高倍率放电性能,交换电流密度和氢的扩散系数均随着O含量的增加先增加而后减小。     

VFe合金取代TiCr1.8合金中部分Cr对其结构和储氢性能的影响

采用XRD、PCT和TG-DSC方法研究了VFe合金取代TiCr1.8合金中部分Cr对其结构与吸放氢性能的影响.结果表明:随VFe取代Cr的量的增加,合金的相组成逐步由Laves相转变为BCC相,而且BCC相的晶胞参数随合金中VFe含量的增加而增大;合金的最大储氢量随VFe含量的增加而升高,合金的最大储氢量可达到5.2/结构单元,质量比约3.4%;但合金的可逆储氢量却随合金中VFe含量的增加先升高后降低;氢在BCC相的TiCr1.2(VFe)0.6合金中有两种具有不同结合能的储存位置.     

储氢合金吸氢量测试方法

综述了储氢合金P-T-C曲线的主要测试方法一放电法,容量法和重量法。分别介绍了它们的测试机理,实验过程和操作步骤,阐明了它们在测试合金储氢量方面的优缺点。最后提出了今后储氢合金吸氢量测试的发展方向。     

Hydrogen Storage Properties of Ti_(1.2)Fe xCa Hydrogen Storage Alloys

Intermetallic compound TiFe has been apromising candidate fOr hydrogen storage sinceReilly and Wiswa1l fOund its hydrogen absorp-tion capacity[l ]. However, due to its poor acti-vation characteristics, its large-scaIe commer-cia1 use is very hard. For binary TFe, high-temperature heat treatment is required to acti-vate TiFe specimens to absorb hydrogen atroom temperature. In this case, it may take aday or more and high pressure (5.0 MPa ormore) fOr complete activation[2].In the past year…     

A2B7型La0.75Mg0.25Ni3．5-xAlx（x=0-0．3）合金相结构及电化学性能

采用感应熔炼方法制备了A2B7型La0.75Mg0.25Ni3．5-xAlx（x=0，0．02，0．06 0.1，0．3）四元贮氢合金，系统研究了Al元素部分替代Ni对A2B7型La0.75Mg0.25Ni3．5合金相结构及电化学性能的影响。X射线衍射（XRD）分析表明：La0.75Mg0.25Ni3．5由单一La2Ni7相组成：Al元素加入后，开始出现CaCu5型LaNi5相，当x=0．3时，LaNis相成为合金的主相。Rietveld分析表明：随着Al含量的增加，LaNi5相逐渐增多，Al的加入利于CaCu5型LaNi5相的形成。电化学测试表明：Al替代Ni对A2B7型合金La0.75Mg0.25Ni3．5电极活化性能影响不大：而最大放电容量随Al在La0.75Mg0.25Ni3．5-xAlx，合金中替代量的增加而减小。当放电电流密度为1600mA／g时，合金的倍率放电性能由68.8％（x=0）增加到81．16％（x=0．1）然后减小到65．67％（x=0.3）。此外，La0.75Mg0.25Ni3．5-xAlx合金电极循环稳定性先增加而后下降。x=0．06时合金电极容量保持率最大（S100=85.21．％）。