JPH04137464A - 燃料電池用電極の製造方法 - Google Patents
燃料電池用電極の製造方法Info
- Publication number
- JPH04137464A JPH04137464A JP2259995A JP25999590A JPH04137464A JP H04137464 A JPH04137464 A JP H04137464A JP 2259995 A JP2259995 A JP 2259995A JP 25999590 A JP25999590 A JP 25999590A JP H04137464 A JPH04137464 A JP H04137464A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- electrode
- intermetallic compound
- fuel cell
- porous
- gas
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
- Y02E60/00—Enabling technologies; Technologies with a potential or indirect contribution to GHG emissions mitigation
- Y02E60/30—Hydrogen technology
- Y02E60/50—Fuel cells
Landscapes
- Inert Electrodes (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、溶融炭酸塩型燃料電池に係り、特に電極のク
リープ変形及びシンタリングと電極材料の溶出を防止し
、長期的に安定した燃料電池及びその製造方法並びに燃
料電池用電極及びその製造方法を提供することにある。
リープ変形及びシンタリングと電極材料の溶出を防止し
、長期的に安定した燃料電池及びその製造方法並びに燃
料電池用電極及びその製造方法を提供することにある。
燃料電池における電極は、運転中に高温圧縮によるクリ
ープ変形や電極粒子のシンタリングが起り、電極細孔容
積の減少に伴うガス拡散性の低下や、電極比表面積の減
少による触媒活性の低下により電池性能が経時的に低下
する問題があった。
ープ変形や電極粒子のシンタリングが起り、電極細孔容
積の減少に伴うガス拡散性の低下や、電極比表面積の減
少による触媒活性の低下により電池性能が経時的に低下
する問題があった。
また、電極材料が炭酸塩電解質（例えば、Ｋ２ＣＯ□＋
Ｌｉ２Ｃｏ３混合塩）の中に溶出して電池性能が低下す
る問題があった。
Ｌｉ２Ｃｏ３混合塩）の中に溶出して電池性能が低下す
る問題があった。
この様な問題を解決するために、従来においてもＮｉ多
孔質電極にセラミックス材料を混在させる方法（特開昭
６１−２７１７４９号公報及び特開昭６１．−２６７２
６７号公報）やセラミックス粉末を電極材料でコーティ
ングする方法（特開昭５９−１０７５４３号公報）及び
電極原料粉末をセラミックスでコーティングする方法（
特開昭６３−６６８５７１号公報）等が開示されている
。
孔質電極にセラミックス材料を混在させる方法（特開昭
６１−２７１７４９号公報及び特開昭６１．−２６７２
６７号公報）やセラミックス粉末を電極材料でコーティ
ングする方法（特開昭５９−１０７５４３号公報）及び
電極原料粉末をセラミックスでコーティングする方法（
特開昭６３−６６８５７１号公報）等が開示されている
。
しかし、セラミックス材料を添加した電極では、接触抵
抗が増大する一方、不活性物質の共存により電極の触媒
活性が低下する。また、熱サイクルによる電極の亀裂発
生の原因ともなる。セラミックス材料を電極材料でコー
ティングして成る電極は高温圧縮によるクリープ変形を
抑制できるが、十分な電池性能が得られない。
抗が増大する一方、不活性物質の共存により電極の触媒
活性が低下する。また、熱サイクルによる電極の亀裂発
生の原因ともなる。セラミックス材料を電極材料でコー
ティングして成る電極は高温圧縮によるクリープ変形を
抑制できるが、十分な電池性能が得られない。
一方、多孔質電極の表面層にＣｒ、Ａｌ、Ｚｒ等を含有
して電極のシンタリングやクリープ変形を抑制する方法
（特開昭５５−７４０６５号公報）が開示されている。
して電極のシンタリングやクリープ変形を抑制する方法
（特開昭５５−７４０６５号公報）が開示されている。
しかし、これらの方法は電極原料のシンタリング抑制に
は一応の効果を発揮するが、高温圧縮によるクリープ変
形を抑制する効果は少ない。またこれらの添加物は経時
的に炭酸塩電解質と反応して９次第にその効果が低下す
る一方、電解質を消耗してしまう問題がある。
は一応の効果を発揮するが、高温圧縮によるクリープ変
形を抑制する効果は少ない。またこれらの添加物は経時
的に炭酸塩電解質と反応して９次第にその効果が低下す
る一方、電解質を消耗してしまう問題がある。
また、多孔質金属焼結体に、Ｃｒ ｖ Ａ Ｑ ＋ Ｇ
。
。
並びにＹ、Ｃｅ、Ｚｒ等を含む塩類を水溶液にとかして
含浸し、乾燥、焼結して電極表面に酸化物等を析出させ
る方法（特開昭６２−５５６６号公報）が開示されてい
る。この方法によれば、金属粒子間に酸化物が析出し、
電極粒子の移動を抑制してシンタリングを防止する効果
はあるが、電極の活性点を被覆し性能が低下する一方、
電極と集電体との接触抵抗が増大するなどの問題がある
。
含浸し、乾燥、焼結して電極表面に酸化物等を析出させ
る方法（特開昭６２−５５６６号公報）が開示されてい
る。この方法によれば、金属粒子間に酸化物が析出し、
電極粒子の移動を抑制してシンタリングを防止する効果
はあるが、電極の活性点を被覆し性能が低下する一方、
電極と集電体との接触抵抗が増大するなどの問題がある
。
また、特開平１−２０４３６５号公報によれば、Ｔ ｉ
ｔ Ａ Ｑ ｔ Ｎ ｉの３成分から成る金属間化合物
を原料として多孔質電極を作る方法が開示されている。
ｔ Ａ Ｑ ｔ Ｎ ｉの３成分から成る金属間化合物
を原料として多孔質電極を作る方法が開示されている。
しかし、Ｔｉはクリープ変形を抑制する効果は少なく、
電極触媒としての活性には必ずしも有効でない。また提
案の方法によれば、Ｎｉ −Ａｌ−Ｔｉから成る金属間
化合物は粉末をアトマイズ法により製作している。しか
し、アトマイズ法によって形成される粉末粒子は比表面
積が小さく、電極触媒としては好適でない。
電極触媒としての活性には必ずしも有効でない。また提
案の方法によれば、Ｎｉ −Ａｌ−Ｔｉから成る金属間
化合物は粉末をアトマイズ法により製作している。しか
し、アトマイズ法によって形成される粉末粒子は比表面
積が小さく、電極触媒としては好適でない。
また特開昭５１−４５７４２号公報によれば、多孔質体
と金属成分並びに塩化物をアルミナ緩衝剤との混合体と
して加熱し、多孔質体に金属成分を反応せしめた後、こ
の金属成分を、水、ｒａ、アルカリで溶出させるラネー
ニッケル型電極が開示されている。この方式の電極は電
極表面が活性化され、初期には優れた性能を発揮するが
、金属成分の溶出処理を行うために、電極のシンタリン
グやクリープ変形を防止する点で全く効果がなく、長期
的には従来の多孔質電極と同程度の性能に戻ってしまう
ことが判明している。
と金属成分並びに塩化物をアルミナ緩衝剤との混合体と
して加熱し、多孔質体に金属成分を反応せしめた後、こ
の金属成分を、水、ｒａ、アルカリで溶出させるラネー
ニッケル型電極が開示されている。この方式の電極は電
極表面が活性化され、初期には優れた性能を発揮するが
、金属成分の溶出処理を行うために、電極のシンタリン
グやクリープ変形を防止する点で全く効果がなく、長期
的には従来の多孔質電極と同程度の性能に戻ってしまう
ことが判明している。
本発明の目的は、電池運転における電極のクリープ変形
及びシンタリングを防止すると共に、電極活性並びに電
子伝導性に優れ、長期にわたって安定した電池性能を発
揮できる燃料電池用電極及びその製造方法並びに、その
電極を用いた燃料電池及びその製造方法を提供すること
にある。
及びシンタリングを防止すると共に、電極活性並びに電
子伝導性に優れ、長期にわたって安定した電池性能を発
揮できる燃料電池用電極及びその製造方法並びに、その
電極を用いた燃料電池及びその製造方法を提供すること
にある。
上記目的を達成するために、本発明に係る燃料電池用電
極は、Ｎｉ多孔質板とハロゲン化アルミニウムガスを接
触反応させて金属間化合物を形成する気相拡散強化型電
極より成る。
極は、Ｎｉ多孔質板とハロゲン化アルミニウムガスを接
触反応させて金属間化合物を形成する気相拡散強化型電
極より成る。
すなわち、本発明は、アノード及びカソードと、これら
の電極に挾持された電解質板を備えた燃料電池において
、前記電極は表面から内部までＮｉとＡｌの金属間化合
物より成ることを特徴とする燃料電池である。
の電極に挾持された電解質板を備えた燃料電池において
、前記電極は表面から内部までＮｉとＡｌの金属間化合
物より成ることを特徴とする燃料電池である。
また、本発明は、アノード及びカソードと、これらの電
極に挾持された電解質板を備えた燃料電池において、前
記電極は表面から内部までＮｉとＡｌの金属間化合物よ
り成る多孔質電極であることを特徴とする燃料電池であ
る。ここで、金属間化合物はＡ Ｑ Ｎ ｉ ３． Ａ
Ｑ Ｎ ｉ及びＡｌ３ＮＬのうちの一種又は二種以上
より成るものがよい。
極に挾持された電解質板を備えた燃料電池において、前
記電極は表面から内部までＮｉとＡｌの金属間化合物よ
り成る多孔質電極であることを特徴とする燃料電池であ
る。ここで、金属間化合物はＡ Ｑ Ｎ ｉ ３． Ａ
Ｑ Ｎ ｉ及びＡｌ３ＮＬのうちの一種又は二種以上
より成るものがよい。
また、本発明は、表面から内部までＮｉとＡｌの金属間
化合物より成る多孔質部材で形成したことを特徴とする
燃料電池用電極である。
化合物より成る多孔質部材で形成したことを特徴とする
燃料電池用電極である。
また、本発明は、Ｎｉ多孔質板を製造する工程と、この
Ｎｉ多孔質板とハロゲン化アルミニウムガスを加熱接触
させてＮｉ基体内にＡｌを拡散浸透させて表面から内部
までＮｉとＡｌの金属間化合物から成る多孔質電極を製
造する工程を含む燃料電池用電極の製造方法である。
Ｎｉ多孔質板とハロゲン化アルミニウムガスを加熱接触
させてＮｉ基体内にＡｌを拡散浸透させて表面から内部
までＮｉとＡｌの金属間化合物から成る多孔質電極を製
造する工程を含む燃料電池用電極の製造方法である。
また、本発明は、Ｎｉ粉末とハロゲン化アルミニウムガ
スを加熱接触させてＮｉとＡｌの金属間化合物粉末を製
造する工程と、この金属間化合物粉末より多孔質電極を
製造する工程を含む燃料電池用電極の製造方法である。
スを加熱接触させてＮｉとＡｌの金属間化合物粉末を製
造する工程と、この金属間化合物粉末より多孔質電極を
製造する工程を含む燃料電池用電極の製造方法である。
また１本発明は、Ｎｉ粉末をハロゲン化アルミニウムガ
スとＨ２ガスの混合ガス中で加熱してＮｉとＡｌの金属
間化合物を形成しつつ同時に焼結することを特徴とする
燃料電池用電極の製造方法である。ここで、ハロゲン化
アルミニウムガスはＡｌＣＱ、及び／又はＡｌＣΩであ
るものがよい。
スとＨ２ガスの混合ガス中で加熱してＮｉとＡｌの金属
間化合物を形成しつつ同時に焼結することを特徴とする
燃料電池用電極の製造方法である。ここで、ハロゲン化
アルミニウムガスはＡｌＣＱ、及び／又はＡｌＣΩであ
るものがよい。
また１本発明は、Ｎｉ多孔質板によりアノード及び／又
はカソードを形成して電池を組み立てる工程と、この電
池内部にハロゲン化アルミニウムガスを供給して電池内
部にてＮｉ多孔質板を表面から内部までＮｉとＡｆｌの
金属間化合物の多孔質電極にする工程を含む燃料電池の
製造方法である。
はカソードを形成して電池を組み立てる工程と、この電
池内部にハロゲン化アルミニウムガスを供給して電池内
部にてＮｉ多孔質板を表面から内部までＮｉとＡｆｌの
金属間化合物の多孔質電極にする工程を含む燃料電池の
製造方法である。
本発明によれば、ＮｉとＡｌの反応はハロゲン化物の存
在において、またはハロゲン化アルミニウムの形態にお
いて低温域で進行し、Ｎｉ基体内部に拡散浸透してＮｉ
とＡｌの金属間化合物を生成する。
在において、またはハロゲン化アルミニウムの形態にお
いて低温域で進行し、Ｎｉ基体内部に拡散浸透してＮｉ
とＡｌの金属間化合物を生成する。
金属間化合物としては、ＡｌＮｉ、、ＡｌＮｉ、Ａｌ、
Ｎｉ２の形態が好ましく、これらの物質は耐クリープ性
、耐シンタリング性、耐溶融塩性に優れる。また、電極
触媒としての性能に優れ、高い電子伝導性を示す。
Ｎｉ２の形態が好ましく、これらの物質は耐クリープ性
、耐シンタリング性、耐溶融塩性に優れる。また、電極
触媒としての性能に優れ、高い電子伝導性を示す。
ここで、ハロゲン化アルミニウムは２００’Ｃ以下で気
相となるＡｌＣＱ、及び下記（１）式の反応によって生
成するＡｌＣＱガスが特に有効である。
相となるＡｌＣＱ、及び下記（１）式の反応によって生
成するＡｌＣＱガスが特に有効である。
２Ａｌ（ｓ）＋ＡｌＣＱ３（ｇ）＝３ＡｌＣＱ（ｇ）・
・・（１） ここで、（Ｓ）は固体、（ｇ）は気体を示す。
・・（１） ここで、（Ｓ）は固体、（ｇ）は気体を示す。
また、ＡｌＩ、及びＡｌＢｒ、等も有効であるが、Ａｇ
Ｆ２はガス化が困難であり、Ｎｉとの反応が進行し難い
。
Ｆ２はガス化が困難であり、Ｎｉとの反応が進行し難い
。
一方、Ａｌと塩化物を同時に加熱接触させて下記（２）
式及び（３）式のごとく、間接的にＡｌＣＱ。
式及び（３）式のごとく、間接的にＡｌＣＱ。
ガスを生成させて、Ｎｉと反応させ金属間化合物を形成
しても良い。
しても良い。
Ａｌ（ｓ）＋３ＮＨ４ＣＱ（ｓ）＝
ＡｕＣｌｌ、（ｇ）＋３ＮＨ，（ｇ）＋３／２Ｈ２（ｇ
）・・・（２） Ｎ ｘ （ｓ ） ＋ Ａ （ｌ Ｃ１２３（ｇ ）
＋ ３ ／ ２ Ｈ２（ｇ ） ＝ＮｉＡｌ（ｓ）＋３
Ｈ（、Ｑ −・−（３）Ｎｉ多孔質板又はＮｉ
粉末とハロゲン化アルミニウムを反応させ、Ｎｉ基体内
部にＡｌ１を拡散浸透させるための温度は、４５０℃〜
７５０℃が好ましい。４５０℃以下ではＮｉ基体内部へ
のＡＲ拡散浸透が充分でなく、耐クリープ性、及び耐シ
ンタリング性が不足する。一方、７５０’Ｃ以上で処理
するともろくなる一方、電極又はＮｉ粒子の比表面積が
著しく低下し、充分な電極性能を発揮しない。
）・・・（２） Ｎ ｘ （ｓ ） ＋ Ａ （ｌ Ｃ１２３（ｇ ）
＋ ３ ／ ２ Ｈ２（ｇ ） ＝ＮｉＡｌ（ｓ）＋３
Ｈ（、Ｑ −・−（３）Ｎｉ多孔質板又はＮｉ
粉末とハロゲン化アルミニウムを反応させ、Ｎｉ基体内
部にＡｌ１を拡散浸透させるための温度は、４５０℃〜
７５０℃が好ましい。４５０℃以下ではＮｉ基体内部へ
のＡＲ拡散浸透が充分でなく、耐クリープ性、及び耐シ
ンタリング性が不足する。一方、７５０’Ｃ以上で処理
するともろくなる一方、電極又はＮｉ粒子の比表面積が
著しく低下し、充分な電極性能を発揮しない。
また、Ｎｉ基体内部にＡρ拡散浸透させるときの雰囲気
ガスとしては、Ｎ２ガスやＡｒガスなどの不活性ガス雰
囲気又はＮ２ガスやＮＨ，ガスなどの還元性ガス雰囲気
が好ましい。０２ガスや空気雰囲気中では、ＡｆｆがＮ
ｉ基体内部に拡散浸透せず金属間化合物が形成できない
。
ガスとしては、Ｎ２ガスやＡｒガスなどの不活性ガス雰
囲気又はＮ２ガスやＮＨ，ガスなどの還元性ガス雰囲気
が好ましい。０２ガスや空気雰囲気中では、ＡｆｆがＮ
ｉ基体内部に拡散浸透せず金属間化合物が形成できない
。
先ず、第１＠に基いてＮ１−Ａｌ金属間化合物の製造に
ついて説明する。第１図は、Ｎｉ基体へのＡｌ拡散浸透
モデルを示す。塩化アンモニウム（ＮＨ，Ｃβ）は、３
３８℃以上で塩化水素（ＨＣＱ ）とアンモニアガス（
Ｎ Ｈ３）とに解離し、発生したＨＣＮはＡｌと反応し
て塩化アルミニウムガス（ＡｌＣＱｘ）と水素（Ｎ２）
とを生成する。ＡｌＣＱ ｘはＮｉ粒子表面に吸着した
あと、塩化物（（ｌｌｘ）がＮ２及び／又はＮＨ３によ
って引抜かれ、Ｎｉ粒子表面に活性なΔΩ層が形成され
る。ＡＭ層は不活性又は還元雰囲気で４５０℃以上の温
度にて加熱処理することによりＮｉ粒子基体内部に拡散
浸透してＮ１−Ａｌｉｌｔ属間化合属音化合物る。
ついて説明する。第１図は、Ｎｉ基体へのＡｌ拡散浸透
モデルを示す。塩化アンモニウム（ＮＨ，Ｃβ）は、３
３８℃以上で塩化水素（ＨＣＱ ）とアンモニアガス（
Ｎ Ｈ３）とに解離し、発生したＨＣＮはＡｌと反応し
て塩化アルミニウムガス（ＡｌＣＱｘ）と水素（Ｎ２）
とを生成する。ＡｌＣＱ ｘはＮｉ粒子表面に吸着した
あと、塩化物（（ｌｌｘ）がＮ２及び／又はＮＨ３によ
って引抜かれ、Ｎｉ粒子表面に活性なΔΩ層が形成され
る。ＡＭ層は不活性又は還元雰囲気で４５０℃以上の温
度にて加熱処理することによりＮｉ粒子基体内部に拡散
浸透してＮ１−Ａｌｉｌｔ属間化合属音化合物る。
実施例Ｉ
Ｎｉ基体内部へのＡｌ拡散浸透深さを調べた。
第２図に示す気相Ａｌ拡散反応装置を用いて、厚さ２０
０μｍの純Ｎｉ板（１００ｍ角）をＮ２雰囲気中で６５
０℃に加熱し、その中にＡ Ｑ ＣＱ。
０μｍの純Ｎｉ板（１００ｍ角）をＮ２雰囲気中で６５
０℃に加熱し、その中にＡ Ｑ ＣＱ。
＋Ａｌ（ｌｌ＋Ｈ，混合ガスを２００ｍＱ／ｗｉｎの供
給速度で供給して２時間保持した。放冷後、供試Ｎｉ板
を取り出して、その断面をＳＥＭ （走査型電子Ｍ微ｊ
１り観察とＷＤＸ （波長分散型Ｘ線分析装置）による
Ａｌの分布状態を調べた。その結果を第３図のＸ線写真
で示す、ＡｒはＮｉ板の両側から４０μｍの深さまで拡
散浸透した。
給速度で供給して２時間保持した。放冷後、供試Ｎｉ板
を取り出して、その断面をＳＥＭ （走査型電子Ｍ微ｊ
１り観察とＷＤＸ （波長分散型Ｘ線分析装置）による
Ａｌの分布状態を調べた。その結果を第３図のＸ線写真
で示す、ＡｒはＮｉ板の両側から４０μｍの深さまで拡
散浸透した。
実施例２
Ｎｉ粉末Ｃ粒径４〜６μｍ）を２００Ｘ２００薦角、深
さ１．Ｏｎｇｍのグラファイト鋳型に入れＮ２雰囲気中
で焼結してＮｉ多孔質板を製作した。
さ１．Ｏｎｇｍのグラファイト鋳型に入れＮ２雰囲気中
で焼結してＮｉ多孔質板を製作した。
このＮｉ多孔質板（気孔率６０ｖｏ１％、厚み０．８ｍ
）を１００ｍｍ角に切り出して実施例１と同様にしてＮ
２雰囲気中で６５０℃に加熱し、その中にＡＩＩＩＣＱ
、＋ＡｌＣＱ＋Ｈ，混合ガスを２００ｍＱ／耐ｎで供給
し、２時間保持した。放冷後、供試Ｎｉ多孔質板を取り
出して、その断面のＮｉ粒子をＳＥＭ−ＷＤＸによりＡ
ｌの分布状況を調べた。その結果を第４図（ａ）（ｂ）
に示す。Ａｌを拡散処理した電極の粒子断面のＳＥＭ（
第４図（ａ））と電極の粒子断面に分布するＡｌをＷＤ
Ｘ （波長分散型Ｘ線分析）により分析した結果を示す
（第４図（ｂ））。Ａｒ拡散処理をした電極はＮｉ粒子
内部全体にＡｌが分布していることが確認された。多孔
質板のＮｉ粒子径は約６〜８μｍであり、ＡｌはＮｉ粒
子内部全面に分布していた。
）を１００ｍｍ角に切り出して実施例１と同様にしてＮ
２雰囲気中で６５０℃に加熱し、その中にＡＩＩＩＣＱ
、＋ＡｌＣＱ＋Ｈ，混合ガスを２００ｍＱ／耐ｎで供給
し、２時間保持した。放冷後、供試Ｎｉ多孔質板を取り
出して、その断面のＮｉ粒子をＳＥＭ−ＷＤＸによりＡ
ｌの分布状況を調べた。その結果を第４図（ａ）（ｂ）
に示す。Ａｌを拡散処理した電極の粒子断面のＳＥＭ（
第４図（ａ））と電極の粒子断面に分布するＡｌをＷＤ
Ｘ （波長分散型Ｘ線分析）により分析した結果を示す
（第４図（ｂ））。Ａｒ拡散処理をした電極はＮｉ粒子
内部全体にＡｌが分布していることが確認された。多孔
質板のＮｉ粒子径は約６〜８μｍであり、ＡｌはＮｉ粒
子内部全面に分布していた。
実施例３
Ｎｉ粉末（粒径２〜４μｍ）を実施例２と同様に焼結し
て作製したＮｉ多孔質板（気孔率６７％、厚み０．６５
ｍ）を１００■角にして、Ａｌ拡散剤（金属Ａｌｎ粉末
２５ｗｔ％基塩化アンモニウム、５ｗｔ％＋アルミナ粉
末７２．５ｗｔ％）の中に充填し、Ａｒ雰囲気中で１０
０℃／ｍｉｎで昇温した。４５０℃、５５０℃、６５０
℃、７５０℃で各２時間保持してＡＩ２拡散処理をした
。その処理温度と結晶形態をＸＲＤ （Ｘ線回折袋Ｎ）
で測定した。Ｘ線回折結果を第５図（ａ）〜（ｄ）に示
す。４５０℃ではわずかにＡｌＮｉ、が検出されており
、５５０℃ではＡｌ２Ｎｉ、、６５０℃ではＡｆｌＮｉ
、７５０℃ではＡｌ、Ｎｉｚとなりそれぞれ金属間化合
物が形成された。
て作製したＮｉ多孔質板（気孔率６７％、厚み０．６５
ｍ）を１００■角にして、Ａｌ拡散剤（金属Ａｌｎ粉末
２５ｗｔ％基塩化アンモニウム、５ｗｔ％＋アルミナ粉
末７２．５ｗｔ％）の中に充填し、Ａｒ雰囲気中で１０
０℃／ｍｉｎで昇温した。４５０℃、５５０℃、６５０
℃、７５０℃で各２時間保持してＡＩ２拡散処理をした
。その処理温度と結晶形態をＸＲＤ （Ｘ線回折袋Ｎ）
で測定した。Ｘ線回折結果を第５図（ａ）〜（ｄ）に示
す。４５０℃ではわずかにＡｌＮｉ、が検出されており
、５５０℃ではＡｌ２Ｎｉ、、６５０℃ではＡｆｌＮｉ
、７５０℃ではＡｌ、Ｎｉｚとなりそれぞれ金属間化合
物が形成された。
実施例４
実施例３で作製したＮｉ多孔質板を１００ｍ＋角に切り
出し、第２図に示すＡｌ拡散反応装置を用いてＮ３雰囲
気中で６５０℃及び７５０℃で加熱し、 Ａ Ｑ ＣＱ
３＋Ａ Ｑ ＣＱ、＋Ｈ２混合ガスを２００ｍＱ／ｗｉ
ｎで供給し、２時間保持した。放冷後、供試Ｎｉ多孔質
板を取り出して、ＸＲＤにより結晶形態を調べた。その
結果、６５０℃ではＡｌＮｉ、７５０℃ではＡ Ｑ、Ｎ
ｉ、となり実施例３と同様に金属間化合物が形成され
た。
出し、第２図に示すＡｌ拡散反応装置を用いてＮ３雰囲
気中で６５０℃及び７５０℃で加熱し、 Ａ Ｑ ＣＱ
３＋Ａ Ｑ ＣＱ、＋Ｈ２混合ガスを２００ｍＱ／ｗｉ
ｎで供給し、２時間保持した。放冷後、供試Ｎｉ多孔質
板を取り出して、ＸＲＤにより結晶形態を調べた。その
結果、６５０℃ではＡｌＮｉ、７５０℃ではＡ Ｑ、Ｎ
ｉ、となり実施例３と同様に金属間化合物が形成され
た。
比較例１
実施例３で作製したＮｉ多孔質板を１．２ｍ ｏ Ｑ
／ Ｑの硝酸アルミニウム溶液の中に浸漬して乾燥し、
次に、Ｎ２ガス雰囲気で６５０℃、２時間焼成したあと
Ｎ２ガス雰囲気で８５０℃、１時間還元処理をした。放
冷後、供試電極中のＡｌを分析した結果アルミニウムが
３．８ｗｔ％含有していた。ＸＲＤにより結晶形態を調
べたところＮｉとＡｌ２０３が検出された。
／ Ｑの硝酸アルミニウム溶液の中に浸漬して乾燥し、
次に、Ｎ２ガス雰囲気で６５０℃、２時間焼成したあと
Ｎ２ガス雰囲気で８５０℃、１時間還元処理をした。放
冷後、供試電極中のＡｌを分析した結果アルミニウムが
３．８ｗｔ％含有していた。ＸＲＤにより結晶形態を調
べたところＮｉとＡｌ２０３が検出された。
実施例５
比較例１で作製した電極と実施例３で作製した電極につ
いて耐クリープ性試験をした。耐クリープ性試験は、供
試電極を１００−角に切り出し、電極の細孔容積に対し
て２０ｖｏ ０％相当量の炭酸塩電解質を含浸し、５Ｕ
Ｓ３″１０穿孔板（厚さ０．３ｍ＋ａ、空隙率４３％）
に挾持して上下端板で挾み電極に荷重を７ｋｇｆ／ａＪ
かけた。端板を介して６８％Ｈ２−１７％Ｃｏ２−１５
％Ｈ２０混合ガスを１．ＯｍＱ／ｗｉｎで供給し、６５
０℃で５０．０時間保持した。冷却後、供試電極を取り
出して電極厚みを測定し、試験前の厚みとの差からクリ
ープ変形量を求めた。測定結果を第１表に示す。
いて耐クリープ性試験をした。耐クリープ性試験は、供
試電極を１００−角に切り出し、電極の細孔容積に対し
て２０ｖｏ ０％相当量の炭酸塩電解質を含浸し、５Ｕ
Ｓ３″１０穿孔板（厚さ０．３ｍ＋ａ、空隙率４３％）
に挾持して上下端板で挾み電極に荷重を７ｋｇｆ／ａＪ
かけた。端板を介して６８％Ｈ２−１７％Ｃｏ２−１５
％Ｈ２０混合ガスを１．ＯｍＱ／ｗｉｎで供給し、６５
０℃で５０．０時間保持した。冷却後、供試電極を取り
出して電極厚みを測定し、試験前の厚みとの差からクリ
ープ変形量を求めた。測定結果を第１表に示す。
第
表
高温でＡΩ拡散処理をした電極はど耐クリープ性に優れ
ている。
ている。
実施例６
電極のシンタリング特性を電極比表面積の変化を測定し
て評価した。実施例５で実験した電極について実験前と
実験後の比表面積をＮ２吸着法で測定して変化率を求め
た。その結果を第２表に示す。Ａｌ拡散処理をしてＮ１
−Ａｌ金属間化合物を形成した電極は比表面積の変化が
少なく、特に高温で処理した電極はど優れていた。
て評価した。実施例５で実験した電極について実験前と
実験後の比表面積をＮ２吸着法で測定して変化率を求め
た。その結果を第２表に示す。Ａｌ拡散処理をしてＮ１
−Ａｌ金属間化合物を形成した電極は比表面積の変化が
少なく、特に高温で処理した電極はど優れていた。
実施例７
電極の性能評価をするために、アノード単極性能試験を
行なった。供試電極として、比較例１で作製した電極、
並びに実施例３で作製したＮｉ多孔質板と４５０’Ｃ〜
７５０℃でＡｌ拡散処理をして金属間化合物を形成した
電極を用いた。
行なった。供試電極として、比較例１で作製した電極、
並びに実施例３で作製したＮｉ多孔質板と４５０’Ｃ〜
７５０℃でＡｌ拡散処理をして金属間化合物を形成した
電極を用いた。
実験は、供試電極を３０■φの円盤状に切り出して使用
し、参照極に金電極を用いて、０２＋ＣＯ２（１： ２
ｖｏ ｎ比）の混合ガスを１００ｍＱ／ａｋｉｎで通気
した。供試電極には、Ｈ２＋Ｃ０２（４：１ｖｏＩｌ比
）の混合ガスを３００ｍＱ／＋ａｉｎで供給した。電解
質にはに２ＣＯ，＋Ｌ ｘ ｚ Ｃ０３（３８： ６２
モル比）を用いて６５０℃でｉ−Ｖ特性を測定した。電
流密度１５０ｍＡ／ｄにおける電位（ＩＲフリー）を測
定しアノード分極を求めた。実験結果を第３表に示す。
し、参照極に金電極を用いて、０２＋ＣＯ２（１： ２
ｖｏ ｎ比）の混合ガスを１００ｍＱ／ａｋｉｎで通気
した。供試電極には、Ｈ２＋Ｃ０２（４：１ｖｏＩｌ比
）の混合ガスを３００ｍＱ／＋ａｉｎで供給した。電解
質にはに２ＣＯ，＋Ｌ ｘ ｚ Ｃ０３（３８： ６２
モル比）を用いて６５０℃でｉ−Ｖ特性を測定した。電
流密度１５０ｍＡ／ｄにおける電位（ＩＲフリー）を測
定しアノード分極を求めた。実験結果を第３表に示す。
アノード分極値は未処理のＮｉ多孔質板が最も小さく、
Ａｌ拡散処理温度が高くなるにつれて若干増大する傾向
にあった。７５０℃以上でＡｆｌ拡散処理をすると分極
が大きくアノードとして好ましくない。
Ａｌ拡散処理温度が高くなるにつれて若干増大する傾向
にあった。７５０℃以上でＡｆｌ拡散処理をすると分極
が大きくアノードとして好ましくない。
実施例８
溶融炭酸塩型燃料電池としての特性を評価するため、単
セルによる電池性能試験をした。アノード用供試電極と
して、比較例１に作製した電極及び実施例３で作製した
Ｎｉ多孔質板並びに５５０℃と６５０℃でＡｌ拡散処理
をして得た金属間化合物電極を用いた。カソードにはす
べてＮｉＯ−Ａｇ電極（気孔率６７％、厚み０．８１ｍ
ｍ）を用いた。電解質板は、リチウムアルミネートを保
持材としたマトリックス型電解質板（炭酸塩電解質５８
ｖｏＱ％）を適用した。アノード側に６８％Ｈ，−１７
％Ｃ○２−１５％Ｈ２０混合ガスを供給し、カソード側
には３０％０２−１５％ＣＯ２５５％Ｎ２混合ガスを供
給した。電極面積はいずれも１００ａＪであり、ガス利
用率はアノード、カソード共６０％一定とした。負荷電
流密度１５０ｍ Ａ ／ ｄにおけるセル電圧（Ｖ）の
経時変化を測定した。連続５０００時間の発電試験を第
６図に示す。１９は比較例１のアノードセルの電池特性
２ｏはＮｉ多孔質アノードセルの電池特性、２１は５５
０’ＣＡｌ拡散処理アノードセルの電池特性２２は６５
０’ＣＡＭ拡散処理アノードセルの電池特性を示す。ま
た、発電試験後に電池を解体してＷｌ極（アノード）厚
みを測定しクリープ変形率を求めた。その結果は第４表
に示す。Ａｆｆ拡散処理をして、金属間化合物を形成し
た電極をアノードに用いたセルは長時間にわたって安定
した性能を発揮した。また、実験終了後に測定したアノ
ードのクリープ変形率もきわめて小さかった。
セルによる電池性能試験をした。アノード用供試電極と
して、比較例１に作製した電極及び実施例３で作製した
Ｎｉ多孔質板並びに５５０℃と６５０℃でＡｌ拡散処理
をして得た金属間化合物電極を用いた。カソードにはす
べてＮｉＯ−Ａｇ電極（気孔率６７％、厚み０．８１ｍ
ｍ）を用いた。電解質板は、リチウムアルミネートを保
持材としたマトリックス型電解質板（炭酸塩電解質５８
ｖｏＱ％）を適用した。アノード側に６８％Ｈ，−１７
％Ｃ○２−１５％Ｈ２０混合ガスを供給し、カソード側
には３０％０２−１５％ＣＯ２５５％Ｎ２混合ガスを供
給した。電極面積はいずれも１００ａＪであり、ガス利
用率はアノード、カソード共６０％一定とした。負荷電
流密度１５０ｍ Ａ ／ ｄにおけるセル電圧（Ｖ）の
経時変化を測定した。連続５０００時間の発電試験を第
６図に示す。１９は比較例１のアノードセルの電池特性
２ｏはＮｉ多孔質アノードセルの電池特性、２１は５５
０’ＣＡｌ拡散処理アノードセルの電池特性２２は６５
０’ＣＡＭ拡散処理アノードセルの電池特性を示す。ま
た、発電試験後に電池を解体してＷｌ極（アノード）厚
みを測定しクリープ変形率を求めた。その結果は第４表
に示す。Ａｆｆ拡散処理をして、金属間化合物を形成し
た電極をアノードに用いたセルは長時間にわたって安定
した性能を発揮した。また、実験終了後に測定したアノ
ードのクリープ変形率もきわめて小さかった。
実施例９
本実施例では改良された電極製造方法について説明する
。
。
電極製造フローを第７図に示す。Ｎｉ粉末（敦子径３〜
５μｍ）に２％カルボキシメチルセルロース（ＣＭＣ）
溶液を添加して混練し、粘度３００±２０ボイスの原料
スラリーを調製した。このスラリーをドクターブレード
装置で厚さ約０．８０閣、幅４００−に成形したあと５
０〜８０℃で乾燥し、次にトンネル炉に導入してＨ２雰
囲気で８００℃、０．５時間焼結したあと、Ａｌ拡散炉
に導き、Ｈ２−塩化アルミガス雰囲気で６５０℃、０．
５時間Ａｌ拡散処理をしてＮ１−Ａｌ金属間化合物電極
を作成した。この電極は気孔率６７％平均細孔径６．５
μｍ、厚さ０．６５ｍであった。
５μｍ）に２％カルボキシメチルセルロース（ＣＭＣ）
溶液を添加して混練し、粘度３００±２０ボイスの原料
スラリーを調製した。このスラリーをドクターブレード
装置で厚さ約０．８０閣、幅４００−に成形したあと５
０〜８０℃で乾燥し、次にトンネル炉に導入してＨ２雰
囲気で８００℃、０．５時間焼結したあと、Ａｌ拡散炉
に導き、Ｈ２−塩化アルミガス雰囲気で６５０℃、０．
５時間Ａｌ拡散処理をしてＮ１−Ａｌ金属間化合物電極
を作成した。この電極は気孔率６７％平均細孔径６．５
μｍ、厚さ０．６５ｍであった。
ＸＲＤにより結晶形態を調べたところ第８図に示すごと
くＡｇＮｉ、とＡｇＮｉのピークが検出された。
くＡｇＮｉ、とＡｇＮｉのピークが検出された。
この電極をアノード及びカソードに適用して単セルを組
立て実施例８に準じて発電試験をした。
立て実施例８に準じて発電試験をした。
負荷電流密度１５０ｍＡ／ａｔにおけるセル電圧の経時
変化を調べた。その実験結果を第５表に示す。
変化を調べた。その実験結果を第５表に示す。
第 ５ 表
初期に若干低い電圧であったが、１０００ｈ以後、３０
００ｈまで非常に安定した性能を発揮した。実験終了後
電池を解体して、電解質板中に溶出したニッケル量を原
子吸光分析法で調べた。その結果電解質中のニッケルは
検出限界以下であり、金属間化合物を形成した電極はニ
ッケルの溶出を抑制することを確認した。
００ｈまで非常に安定した性能を発揮した。実験終了後
電池を解体して、電解質板中に溶出したニッケル量を原
子吸光分析法で調べた。その結果電解質中のニッケルは
検出限界以下であり、金属間化合物を形成した電極はニ
ッケルの溶出を抑制することを確認した。
比較例２
Ｎｉ多孔質板（気孔率６７％。平均細孔径７゜２μｍ、
厚さ０．７■）をアノード及びカソードに適用して単セ
ルを組立て、実施例８に準じて発電試験をした。負荷電
流密度１５０ｍＡ／ｃｄにおける電池電圧の経時変化を
調べた。実験結果を第９図に示す。２３は、この比較例
２のセルの電池特性を示す。
厚さ０．７■）をアノード及びカソードに適用して単セ
ルを組立て、実施例８に準じて発電試験をした。負荷電
流密度１５０ｍＡ／ｃｄにおける電池電圧の経時変化を
調べた。実験結果を第９図に示す。２３は、この比較例
２のセルの電池特性を示す。
実施例１０
比較例２で用いたＮｉ多孔質板をアノード及びカソード
に適用して単セルを組立てた。電池温度を６５０’Ｃに
昇温してから、アノード側に１０％ＡｌＣＱ３−９０％
Ｈ２混合ガスを２００ｍＱ／ｗｉｎで２時間通気して電
池内部でＡｌ拡散処理をして金属間化合物を形成した。
に適用して単セルを組立てた。電池温度を６５０’Ｃに
昇温してから、アノード側に１０％ＡｌＣＱ３−９０％
Ｈ２混合ガスを２００ｍＱ／ｗｉｎで２時間通気して電
池内部でＡｌ拡散処理をして金属間化合物を形成した。
つづいてアノード側に６８％Ｈ，−１７％Ｃｏ２−１５
％Ｈ２０混合ガスを、カソード側に３０％０２−１５Ｃ
○２５５Ｎ２ガスを供給して実施例８に準じて発電試験
を行った。負電流密度１５０ｍＡ／ａ＃における電池電
圧の経時変化を調べた。実験結果を比較例２と合わせて
第９図に示す。２４は、この実施例１０のセルの電池特
性を示す。比較例２のセルは電池電圧が時間経過と共に
低下したが、実施例１０のセルは初期性能において若干
低いが、しだいに上昇し安定したセル性能を発揮した。
％Ｈ２０混合ガスを、カソード側に３０％０２−１５Ｃ
○２５５Ｎ２ガスを供給して実施例８に準じて発電試験
を行った。負電流密度１５０ｍＡ／ａ＃における電池電
圧の経時変化を調べた。実験結果を比較例２と合わせて
第９図に示す。２４は、この実施例１０のセルの電池特
性を示す。比較例２のセルは電池電圧が時間経過と共に
低下したが、実施例１０のセルは初期性能において若干
低いが、しだいに上昇し安定したセル性能を発揮した。
実施例１１
従来、電極は、原料Ｎｉ粉末を成形したあと、還元雰囲
気で加熱焼結して製造される。この場合、還元焼結過程
においてＮｉのシンタリングが進み、第１０図に示すご
とく、電極の比表面積が低下する一方、電極細孔容積も
小さくなる問題があった。
気で加熱焼結して製造される。この場合、還元焼結過程
においてＮｉのシンタリングが進み、第１０図に示すご
とく、電極の比表面積が低下する一方、電極細孔容積も
小さくなる問題があった。
図において、２５は焼結前のＮｉ粒子、２６は還元焼結
後のＮｉ粒子を示す。
後のＮｉ粒子を示す。
この様な問題点を解決するため、本発明者らは、第１１
図のごとく、原料Ｎｉ粉末を成形したあと、塩化アルミ
ニウムガス（ＡＩ２ＣＱｘ）とＨ２ガスの混合ガス雰囲
気中で加熱して、Ｎｉ−Ａｌ２金属間化合物を形成しな
がら焼結をするＡｆｆ拡散−焼結同時処理方法について
試みた。２７はＡｌ拡散−焼結同時処理電極の粒子を示
す。電極の比表面積の測定結果を第６表に、電極の細孔
特性を第１２図に示す。２８は還元焼結電極の細孔特性
、２９はＡＭ拡散−焼結同時処理電極の細孔特性を示す
。同時処理によって得られた電極は従来の還元焼結電極
に比べて、比表面積並びに細孔容積とも大幅に改善され
ることが解る。
図のごとく、原料Ｎｉ粉末を成形したあと、塩化アルミ
ニウムガス（ＡＩ２ＣＱｘ）とＨ２ガスの混合ガス雰囲
気中で加熱して、Ｎｉ−Ａｌ２金属間化合物を形成しな
がら焼結をするＡｆｆ拡散−焼結同時処理方法について
試みた。２７はＡｌ拡散−焼結同時処理電極の粒子を示
す。電極の比表面積の測定結果を第６表に、電極の細孔
特性を第１２図に示す。２８は還元焼結電極の細孔特性
、２９はＡＭ拡散−焼結同時処理電極の細孔特性を示す
。同時処理によって得られた電極は従来の還元焼結電極
に比べて、比表面積並びに細孔容積とも大幅に改善され
ることが解る。
第６表
〔発明の効果〕
本発明に係る電極を適用した燃料電池によれば、電池運
転中における電極のクリープ変形及びシンタリングを抑
制し、長期間にわたり高い性能が維持できる。またＮｉ
の溶出防止に優れた効果を発揮する。
転中における電極のクリープ変形及びシンタリングを抑
制し、長期間にわたり高い性能が維持できる。またＮｉ
の溶出防止に優れた効果を発揮する。
また、本発明に係る製造方法によれば、上記特性の電極
及びそれを用いた燃料電池を容易に製造することができ
る。
及びそれを用いた燃料電池を容易に製造することができ
る。
第１図はＮｉ基体へのへ〇拡散浸透モデルを示す説明図
、第２図は気相Ａｌ拡散反応装置を示す構成図、第３図
はＮｉ基体へのＡｌ拡散状況を示すＳＥＭ−ＷＤＸ分析
結果を示すＸ線写真、第４図（ａ）（ｂ）はＡＭ拡散電
極断面のＳＥＭ−ＷＤＸ分析結果を示す粒子構造写真、
第５図（ａ）〜（ｄ）はＡｌ拡散処理温度を変えた電極
ＸＲＤ分析結果を示すグラフ、第６図は単セル性能試験
結果を示すグラフ、第７図はＮ１−Ａｌ金属間化合物電
極製造フローの例を示す図、第８図はＮ１−Ａｌ金属間
化合物電極のＸＲＤ分析結果を示すグラフ、第９図は単
セル性能試験結果を示すグラフ、第１０図は還元焼結電
極の粒子形状を示す断面図、第１１図はＡｌ拡散−焼結
同時処理電極の粒子形状の断面図、第１２図は電極の細
孔分布特性を示すグラフである。 １９・・・比較例１アノードセルの電池特性、２０・・
・Ｎｉ多孔質板アノードセルの電池特性、２１・・・５
５０℃Ａ１１ｌ拡散処理アノードセルの電池特性、２２
・・・６５０℃Ａｌ拡散処理アノードセルの電池特性、
２３・・・比較例２セルの電池特性、 ２４・・・実施例１０セルの電池特性、２５・・・焼結
前のＮｉ粒子、 ２６・・・還元焼結後のＮｉ粒子、 ２７・・・Ａｌ拡散−焼結同時処理電極の粒子、２８・
・・還元焼結電極の細孔特性、 ２９・・・Ａｌｌ拡散−焼結同時処理電極の細孔特性。
、第２図は気相Ａｌ拡散反応装置を示す構成図、第３図
はＮｉ基体へのＡｌ拡散状況を示すＳＥＭ−ＷＤＸ分析
結果を示すＸ線写真、第４図（ａ）（ｂ）はＡＭ拡散電
極断面のＳＥＭ−ＷＤＸ分析結果を示す粒子構造写真、
第５図（ａ）〜（ｄ）はＡｌ拡散処理温度を変えた電極
ＸＲＤ分析結果を示すグラフ、第６図は単セル性能試験
結果を示すグラフ、第７図はＮ１−Ａｌ金属間化合物電
極製造フローの例を示す図、第８図はＮ１−Ａｌ金属間
化合物電極のＸＲＤ分析結果を示すグラフ、第９図は単
セル性能試験結果を示すグラフ、第１０図は還元焼結電
極の粒子形状を示す断面図、第１１図はＡｌ拡散−焼結
同時処理電極の粒子形状の断面図、第１２図は電極の細
孔分布特性を示すグラフである。 １９・・・比較例１アノードセルの電池特性、２０・・
・Ｎｉ多孔質板アノードセルの電池特性、２１・・・５
５０℃Ａ１１ｌ拡散処理アノードセルの電池特性、２２
・・・６５０℃Ａｌ拡散処理アノードセルの電池特性、
２３・・・比較例２セルの電池特性、 ２４・・・実施例１０セルの電池特性、２５・・・焼結
前のＮｉ粒子、 ２６・・・還元焼結後のＮｉ粒子、 ２７・・・Ａｌ拡散−焼結同時処理電極の粒子、２８・
・・還元焼結電極の細孔特性、 ２９・・・Ａｌｌ拡散−焼結同時処理電極の細孔特性。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、アノード及びカソードと、これらの電極に挾持され
た電解質板を備えた燃料電池において、前記電極はＮｉ
とＡｌの金属間化合物より成ることを特徴とする燃料電
池。 ２、アノード及びカソードと、これらの電極に挾持され
た電解質板を備えた燃料電池において、前記電極はＮｉ
とＡｌの金属間化合物より成る多孔質電極であることを
特徴とする燃料電池。 ３、請求項１又は２において、金属間化合物はＡｌＮｉ
＿３、ＡｌＮｉ及びＡｌ＿３Ｎｉ＿２のうちの一種又は
二種以上より成る燃料電池。 ４、ＮｉとＡｌの金属間化合物より成る多孔質部材で形
成したことを特徴とする燃料電池用電極。 ５、Ｎｉ多孔質板を製造する工程と、このＮｉ多孔質板
とハロゲン化アルミニウムガスを加熱接触させてＮｉ基
体内にＡｌを拡散浸透させて表面から内部までＮｉとＡ
ｌの金属間化合物から成る多孔質電極を製造する工程を
含む燃料電池用電極の製造方法。 ６、Ｎｉ粉末とハロゲン化アルミニウムガスを加熱接触
させてＮｉとＡｌの金属間化合物粉末を製造する工程と
、この金属間化合物粉末より多孔質電極を製造する工程
を含む燃料電池用電極の製造方法。 ７、Ｎｉ粉末をハロゲン化アルミニウムガスとＨ＿２ガ
スの混合ガス中で加熱してＮｉとＡｌの金属間化合物を
形成しつつ焼結することを特徴とする燃料電池用電極の
製造方法。８、請求項５〜７のいずれかにおいて、ハロ
ゲン化アルミニウムガスはＡｌＣｌ＿３及び／又はＡｌ
Ｃｌである燃料電池用電極の製造方法。 ９、Ｎｉ多孔質板によりアノード及び／又はカソードを
形成して電池を組み立てる工程と、この電池内部にハロ
ゲン化アルミニウムガスを供給して電池内部にてＮｉ多
孔質板を表面から内部までＮｉとＡｌの金属間化合物の
多孔質電極にする工程を含む燃料電池の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2259995A JPH0750610B2 (ja) | 1990-09-28 | 1990-09-28 | 燃料電池用電極の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2259995A JPH0750610B2 (ja) | 1990-09-28 | 1990-09-28 | 燃料電池用電極の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04137464A true JPH04137464A (ja) | 1992-05-12 |
| JPH0750610B2 JPH0750610B2 (ja) | 1995-05-31 |
Family
ID=17341833
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2259995A Expired - Fee Related JPH0750610B2 (ja) | 1990-09-28 | 1990-09-28 | 燃料電池用電極の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0750610B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008166195A (ja) * | 2006-12-28 | 2008-07-17 | Doosan Heavy Industries & Construction Co Ltd | 溶融炭酸塩燃料電池の電解質含浸空気極製造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6362154A (ja) * | 1986-09-01 | 1988-03-18 | Mitsubishi Metal Corp | 燃料電池のアノード電極製造用アトマイズドＮｉ合金粉末およびその製造法 |
| JPH01204365A (ja) * | 1988-02-08 | 1989-08-16 | Fuji Electric Co Ltd | 溶融炭酸塩型燃料電池のアノード電極 |
-
1990
- 1990-09-28 JP JP2259995A patent/JPH0750610B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6362154A (ja) * | 1986-09-01 | 1988-03-18 | Mitsubishi Metal Corp | 燃料電池のアノード電極製造用アトマイズドＮｉ合金粉末およびその製造法 |
| JPH01204365A (ja) * | 1988-02-08 | 1989-08-16 | Fuji Electric Co Ltd | 溶融炭酸塩型燃料電池のアノード電極 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008166195A (ja) * | 2006-12-28 | 2008-07-17 | Doosan Heavy Industries & Construction Co Ltd | 溶融炭酸塩燃料電池の電解質含浸空気極製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0750610B2 (ja) | 1995-05-31 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN110034306B (zh) | 氮掺杂多孔碳包覆钴纳米颗粒的复合材料的制备方法及应用 | |
| JPH0584032B2 (ja) | ||
| CN116072835B (zh) | 硅氧负极材料及其制备方法、二次电池用负极 | |
| CN104894595B (zh) | 一种高催化活性的非晶金属氧化物析氢电极及其制备方法 | |
| JP2004523086A (ja) | ゾル−ゲルコーティングの施された炭酸塩形燃料電池用のカソード側ハードウエア | |
| JP2023512395A (ja) | 表面接触抵抗及び反応活性を向上させた構成要素及びその製造方法 | |
| JPH0258744B2 (ja) | ||
| US20090196782A1 (en) | Porous liquid absorbing-and-holding member, process for production thereof, and alcohol absorbing-and-holding member | |
| JP5677427B2 (ja) | 熱障壁を製造する方法 | |
| JPH04137464A (ja) | 燃料電池用電極の製造方法 | |
| Gao et al. | Novel combustion-carbonization preparation of mesoporous tungsten carbide as a highly active catalyst for oxygen reduction | |
| US3634144A (en) | Process for preparing lithium-filled foraminous metal bodies | |
| CA1321108C (en) | Process for producing stabilized molten carbonate fuel cell porous anodes | |
| JPH01186561A (ja) | 燃料電池 | |
| CN104659391B (zh) | 一种固体氧化物燃料电池连接体涂层原位合成制备方法 | |
| KR100187461B1 (ko) | 니켈-알루미늄 금속간 화합물 분말의 제조방법 및 이를 채용한 용융탄산염 연료전지의 연료적극 제조방법 | |
| CN115810766A (zh) | 金属催化剂的制备方法及金属催化剂与燃料电池 | |
| CN117107103B (zh) | 一种泡沫镍铂合金及其制备方法 | |
| JPS6141984B2 (ja) | ||
| JPS62222566A (ja) | アルカリ電池用ニッケル極の製造法 | |
| JPS60150558A (ja) | 溶融炭酸塩型燃料電池の燃料極の製造方法 | |
| KR102721951B1 (ko) | 카본튜브 세라믹 복합체 제조방법 및 이에 의해 제조된 카본튜브 세라믹 복합체 | |
| JPS6042586B2 (ja) | 蓄電池電極用焼結基板の製造方法 | |
| JP2548859B2 (ja) | 燃料電池用電極およびその製造方法 | |
| JPS625566A (ja) | 溶融炭酸塩型燃料電池の燃料極の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |