JPH10245663A - 水素吸蔵合金の製造方法 - Google Patents
水素吸蔵合金の製造方法Info
- Publication number
- JPH10245663A JPH10245663A JP9063990A JP6399097A JPH10245663A JP H10245663 A JPH10245663 A JP H10245663A JP 9063990 A JP9063990 A JP 9063990A JP 6399097 A JP6399097 A JP 6399097A JP H10245663 A JPH10245663 A JP H10245663A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hydrogen storage
- alloy
- heat treatment
- treatment
- present
- 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.)
- Pending
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
- Y02E60/10—Energy storage using batteries
Landscapes
- Battery Electrode And Active Subsutance (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、水素吸蔵合金の製造に関し、特に
均質化処理によって平坦になったプラト領域が、引き続
きの時効処理によって、再び傾斜を有するようにして、
この時効処理を適切に選択し、用途に応じた水素吸蔵特
性に制御できる水素吸蔵合金の製造方法を提供する。 【解決手段】 溶解・鋳造後、第一段の熱処理として、
８５０℃以上１４００℃以下で１０分から３０時間加熱
する均質化処理を行い、その後さらに、第二段の熱処理
として、４００〜８００℃で１０分〜１００時間加熱す
る時効処理を行うことを特徴とし、前記水素吸蔵特性を
有する合金がＢＣＣ相を主体とし、さらに前記時効処理
が、ＢＣＣ相内部の微細な２相分離により同一結晶構造
で整合な粒子を析出させることを特徴とする。
均質化処理によって平坦になったプラト領域が、引き続
きの時効処理によって、再び傾斜を有するようにして、
この時効処理を適切に選択し、用途に応じた水素吸蔵特
性に制御できる水素吸蔵合金の製造方法を提供する。 【解決手段】 溶解・鋳造後、第一段の熱処理として、
８５０℃以上１４００℃以下で１０分から３０時間加熱
する均質化処理を行い、その後さらに、第二段の熱処理
として、４００〜８００℃で１０分〜１００時間加熱す
る時効処理を行うことを特徴とし、前記水素吸蔵特性を
有する合金がＢＣＣ相を主体とし、さらに前記時効処理
が、ＢＣＣ相内部の微細な２相分離により同一結晶構造
で整合な粒子を析出させることを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、水素吸蔵合金の製
造に関し、特に均質化処理によって平坦になったプラト
領域が、引き続きの時効処理によって、再び傾斜を有す
るようにして、この時効処理を適切に選択し、用途に応
じた水素吸蔵特性に制御できる水素吸蔵合金の製造方法
に関する。
造に関し、特に均質化処理によって平坦になったプラト
領域が、引き続きの時効処理によって、再び傾斜を有す
るようにして、この時効処理を適切に選択し、用途に応
じた水素吸蔵特性に制御できる水素吸蔵合金の製造方法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】水素吸蔵合金は水素の吸蔵・放出を可逆
的に行うことができることから、エネルギー貯蔵タンク
やニッケル水素電池をはじめ、水素放出時の吸熱反応を
利用したヒートポンプなどの用途に用いられる。従来技
術として、例えば、特開昭５７−６３６６９号公報に
は、５００〜１０００℃に加熱してプラト域が平坦であ
るミッシュメタル−ニッケル系三元合金の水素吸蔵用合
金の製造方法が開示され、また、特開平７−６５８３４
号公報には、均質化として７００℃以上融点以下の温度
で熱処理して、加圧水素雰囲気で水素吸蔵させ粉砕する
方法が開示されている。これらのＡＢ5 型合金やＡＢ2
型合金の水素吸蔵合金においては、高温の熱処理で圧力
−組成等温線のプラト領域の傾きを平坦化できることが
知られていた。元々、圧力−組成等温線のプラト領域
は、単相の合金では、原理的には水平になるが、製造時
の偏析や組成のバラツキおよび第２相の析出などによ
り、鋳造したままでは傾きをもっていることが多い。こ
れを高温で熱処理することにより単相化することにより
平坦化できる。このような熱処理プロセスは一般的に均
質化と称される。
的に行うことができることから、エネルギー貯蔵タンク
やニッケル水素電池をはじめ、水素放出時の吸熱反応を
利用したヒートポンプなどの用途に用いられる。従来技
術として、例えば、特開昭５７−６３６６９号公報に
は、５００〜１０００℃に加熱してプラト域が平坦であ
るミッシュメタル−ニッケル系三元合金の水素吸蔵用合
金の製造方法が開示され、また、特開平７−６５８３４
号公報には、均質化として７００℃以上融点以下の温度
で熱処理して、加圧水素雰囲気で水素吸蔵させ粉砕する
方法が開示されている。これらのＡＢ5 型合金やＡＢ2
型合金の水素吸蔵合金においては、高温の熱処理で圧力
−組成等温線のプラト領域の傾きを平坦化できることが
知られていた。元々、圧力−組成等温線のプラト領域
は、単相の合金では、原理的には水平になるが、製造時
の偏析や組成のバラツキおよび第２相の析出などによ
り、鋳造したままでは傾きをもっていることが多い。こ
れを高温で熱処理することにより単相化することにより
平坦化できる。このような熱処理プロセスは一般的に均
質化と称される。
【０００３】一方、水素貯蔵タンクを設計する場合、完
全に平坦なプラト領域をもつ合金においては、温度の制
御で吸放出が制御し易い反面、小さな温度変化や圧力変
化で、急激に水素が移動する可能性がある。そのため適
当な傾きにプラト圧を制御する手法が必要となってい
る。また、貯蔵タンクにおいては、放出した流量でタン
クの残量を計算する方法が考えられるが、プラトが実用
運転範囲内で一定の傾きをもっていれば、タンクの内圧
から残量を求めることができる等の利便があり、このプ
ラト域の傾斜をコントロールする技術開発が望まれる。
全に平坦なプラト領域をもつ合金においては、温度の制
御で吸放出が制御し易い反面、小さな温度変化や圧力変
化で、急激に水素が移動する可能性がある。そのため適
当な傾きにプラト圧を制御する手法が必要となってい
る。また、貯蔵タンクにおいては、放出した流量でタン
クの残量を計算する方法が考えられるが、プラトが実用
運転範囲内で一定の傾きをもっていれば、タンクの内圧
から残量を求めることができる等の利便があり、このプ
ラト域の傾斜をコントロールする技術開発が望まれる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、ＢＣ
Ｃ固溶体型の合金における連続的な濃度バラツキを均質
化する熱処理を検討し、さらに適当な傾きにプラト平衡
圧を制御できる水素吸蔵合金の製造方法を提供すること
にある。また、本発明の他の目的は、プラト平衡圧の平
坦化を得るための熱処理を検討し、前記合金組成および
合金組織の最適化を実現できる水素吸蔵合金の製造方法
を提供することにある。さらに、本発明の別の目的は、
平坦なプラト平衡圧状態からこれに比較的簡便な熱処理
を付加することによって、再度、実用運転範囲内で一定
の傾きを有するようにし、これをコントロール可能とす
る水素吸蔵合金の製造方法を提供することにある。
Ｃ固溶体型の合金における連続的な濃度バラツキを均質
化する熱処理を検討し、さらに適当な傾きにプラト平衡
圧を制御できる水素吸蔵合金の製造方法を提供すること
にある。また、本発明の他の目的は、プラト平衡圧の平
坦化を得るための熱処理を検討し、前記合金組成および
合金組織の最適化を実現できる水素吸蔵合金の製造方法
を提供することにある。さらに、本発明の別の目的は、
平坦なプラト平衡圧状態からこれに比較的簡便な熱処理
を付加することによって、再度、実用運転範囲内で一定
の傾きを有するようにし、これをコントロール可能とす
る水素吸蔵合金の製造方法を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記の目的は、溶解・鋳
造後、第一段の熱処理として、８５０℃以上１４００℃
以下で１０分から３０時間加熱する均質化処理を行い、
その後さらに、第二段の熱処理として、４００〜８００
℃で１０分〜１００時間加熱する時効処理を行うことを
特徴とする水素吸蔵合金の製造方法によって達成され
る。また、上記の目的は、前記水素吸蔵特性を有する合
金がＢＣＣ相を主体とするものである水素吸蔵合金の製
造方法によっても達成される。さらに、上記の目的は、
前記時効処理が、ＢＣＣ相内部の微細な２相分離により
同一結晶構造で整合な粒子を析出させる水素吸蔵合金の
製造方法によっても達成される。
造後、第一段の熱処理として、８５０℃以上１４００℃
以下で１０分から３０時間加熱する均質化処理を行い、
その後さらに、第二段の熱処理として、４００〜８００
℃で１０分〜１００時間加熱する時効処理を行うことを
特徴とする水素吸蔵合金の製造方法によって達成され
る。また、上記の目的は、前記水素吸蔵特性を有する合
金がＢＣＣ相を主体とするものである水素吸蔵合金の製
造方法によっても達成される。さらに、上記の目的は、
前記時効処理が、ＢＣＣ相内部の微細な２相分離により
同一結晶構造で整合な粒子を析出させる水素吸蔵合金の
製造方法によっても達成される。
【０００６】
【発明の実施の形態】本発明では、均質化焼鈍で濃度バ
ラツキがなくなることにより、プラト領域が平坦化す
る。さらに時効処理を行うことで、濃度バラツキのなく
なったＢＣＣ相から２相分離で微細な粒子が析出し、そ
れによってプラト領域が再び傾きを持つようにできる。
さらに、時効処理条件を適切に選択することで、用途に
応じた傾きに制御することができる。この用途の例とし
ては、例えば、水素タンクがあり、この場合小さな温度
変化、圧力変動で急激に水素の移動が起こることは好ま
しくないので、本発明をこれに適用できる。
ラツキがなくなることにより、プラト領域が平坦化す
る。さらに時効処理を行うことで、濃度バラツキのなく
なったＢＣＣ相から２相分離で微細な粒子が析出し、そ
れによってプラト領域が再び傾きを持つようにできる。
さらに、時効処理条件を適切に選択することで、用途に
応じた傾きに制御することができる。この用途の例とし
ては、例えば、水素タンクがあり、この場合小さな温度
変化、圧力変動で急激に水素の移動が起こることは好ま
しくないので、本発明をこれに適用できる。
【０００７】本発明は、本発明者等の次の知見によって
達成されたものである。ＢＣＣ固溶体型の合金に対して
行う均質化の後に時効処理を行うと、組成の連続的な変
化によるバラツキが起こりやすい。さらに、ナノオーダ
ーの濃度ゆらぎに起因する微細なβ→β1 ＋β2 の２相
分離も確認されている。このようなＢＣＣ型合金のプラ
ト領域の平坦性を制御する方法として、前記本発明の特
徴である次の組み合わせが最適である。 まず連続的な濃度バラツキを均質化することを目的と
して、８５０℃以上１４００℃以下で、１０min 〜３０
ｈの熱処理で行う。次に、の熱処理後、均質化した
合金に対して、さらに４００℃〜８００℃の一定温度で
１０min 〜１００ｈの時効熱処理を行う。この熱処理に
おいては、ＢＣＣ相内部の微細な２相分離を成長させる
ことを目的としている。このような成長によりプラト領
域の傾きは、再度大きくできる。なお、第一段の熱処理
において、８５０℃未満の均質化温度では、前記濃度の
均一化効果を期待できない。また、１４００℃超の温度
は工業的熱処理を逸脱し、設備等の問題が大きくなる。
均質化時間については、均質化温度と関連するが、１０
min 未満では、均一化には不十分であって、３０ｈ超で
はその効果が飽和する傾向にあり、前記の請求範囲に限
定した。
達成されたものである。ＢＣＣ固溶体型の合金に対して
行う均質化の後に時効処理を行うと、組成の連続的な変
化によるバラツキが起こりやすい。さらに、ナノオーダ
ーの濃度ゆらぎに起因する微細なβ→β1 ＋β2 の２相
分離も確認されている。このようなＢＣＣ型合金のプラ
ト領域の平坦性を制御する方法として、前記本発明の特
徴である次の組み合わせが最適である。 まず連続的な濃度バラツキを均質化することを目的と
して、８５０℃以上１４００℃以下で、１０min 〜３０
ｈの熱処理で行う。次に、の熱処理後、均質化した
合金に対して、さらに４００℃〜８００℃の一定温度で
１０min 〜１００ｈの時効熱処理を行う。この熱処理に
おいては、ＢＣＣ相内部の微細な２相分離を成長させる
ことを目的としている。このような成長によりプラト領
域の傾きは、再度大きくできる。なお、第一段の熱処理
において、８５０℃未満の均質化温度では、前記濃度の
均一化効果を期待できない。また、１４００℃超の温度
は工業的熱処理を逸脱し、設備等の問題が大きくなる。
均質化時間については、均質化温度と関連するが、１０
min 未満では、均一化には不十分であって、３０ｈ超で
はその効果が飽和する傾向にあり、前記の請求範囲に限
定した。
【０００８】第二段の熱処理として、時効処理が４００
℃未満の時効温度では、前記析出効果を期待できない。
また、８００℃超の温度はその効果が飽和する。時効時
間については、時効温度と関連するが、１０min 未満で
は、析出が不十分であって、１００ｈ超ではその効果が
飽和する傾向にあり、前記の請求範囲に限定した。以下
に、本発明について実施例に添付の図面に基づいてさら
に詳述する。
℃未満の時効温度では、前記析出効果を期待できない。
また、８００℃超の温度はその効果が飽和する。時効時
間については、時効温度と関連するが、１０min 未満で
は、析出が不十分であって、１００ｈ超ではその効果が
飽和する傾向にあり、前記の請求範囲に限定した。以下
に、本発明について実施例に添付の図面に基づいてさら
に詳述する。
【０００９】
【実施例】本実施例における合金組成の設定理由につい
て説明する。合金系としてＴｉ−Ｃｒ−Ｖ系において
は、図１の三元状態図に示すように、Ｔｉ−Ｍｎ−Ｖ系
と同様に、ラーベス（Ｃ１４）相とＢＣＣ相とが共存す
る領域がある。そこで、本実施例ではナノオーダの微細
組織による効果を検討するために、図２のＶ−ＴｉＣr2
線の擬二元状態図を参考にして、合金組成を低温で熱処
理してもＣ１４相の出現しないＴｉ25Ｃｒ35Ｖ40に組成
を設定した。
て説明する。合金系としてＴｉ−Ｃｒ−Ｖ系において
は、図１の三元状態図に示すように、Ｔｉ−Ｍｎ−Ｖ系
と同様に、ラーベス（Ｃ１４）相とＢＣＣ相とが共存す
る領域がある。そこで、本実施例ではナノオーダの微細
組織による効果を検討するために、図２のＶ−ＴｉＣr2
線の擬二元状態図を参考にして、合金組成を低温で熱処
理してもＣ１４相の出現しないＴｉ25Ｃｒ35Ｖ40に組成
を設定した。
【００１０】図３に、Ｔｉ25Ｃｒ35Ｖ40合金の鋳造した
ままと各熱処理後の圧力−組成等温線を示す。アーク溶
解で鋳造したままの合金では、圧力−組成等温線の平衡
圧は大きく傾いている。これを平坦化するために４００
℃から１２００℃までの温度で均質化熱処理を施した。
１０００℃までの温度では、プラトの平坦性にほとんど
変化は認められなかったが、１２００℃の熱処理では、
プラトは大きく平坦化した。このような平坦化効果に関
する検討として、Ｔｉ25Ｃｒ35Ｖ40合金の鋳造したまま
と、１２００℃の熱処理品とで各合金元素の濃度分布を
ＥＰＭＡで組成分析した結果を図４に、ここで図４
（ａ）鋳造したまま、図４（ｂ）１２００℃×２ｈ熱処
理を示す。またＴＥＭに付属のＥＤＸで分析した結果を
表１に示す。
ままと各熱処理後の圧力−組成等温線を示す。アーク溶
解で鋳造したままの合金では、圧力−組成等温線の平衡
圧は大きく傾いている。これを平坦化するために４００
℃から１２００℃までの温度で均質化熱処理を施した。
１０００℃までの温度では、プラトの平坦性にほとんど
変化は認められなかったが、１２００℃の熱処理では、
プラトは大きく平坦化した。このような平坦化効果に関
する検討として、Ｔｉ25Ｃｒ35Ｖ40合金の鋳造したまま
と、１２００℃の熱処理品とで各合金元素の濃度分布を
ＥＰＭＡで組成分析した結果を図４に、ここで図４
（ａ）鋳造したまま、図４（ｂ）１２００℃×２ｈ熱処
理を示す。またＴＥＭに付属のＥＤＸで分析した結果を
表１に示す。
【００１１】
【表１】
【００１２】鋳造したままのものでは、α−Ｔｉのデン
ドライトが晶出しており、これに向かってＴｉの正の濃
度勾配がある。ＢＣＣ相のマトリックスのＴｉ富化およ
び欠乏部分では７at％程度の濃度差があり、これがプラ
トの傾きを大きくしていると考えられる。これに対して
熱処理品では、α−Ｔｉのデンドライトは島状に残って
いるが、ＢＣＣ相のマトリックスは十分均質化されてお
り、濃度差は１at％以内である、ことから、圧力−組成
等温線の平衡圧プラトの傾きがＴｉとＣｒの濃度分布に
よるものであると考えられる。
ドライトが晶出しており、これに向かってＴｉの正の濃
度勾配がある。ＢＣＣ相のマトリックスのＴｉ富化およ
び欠乏部分では７at％程度の濃度差があり、これがプラ
トの傾きを大きくしていると考えられる。これに対して
熱処理品では、α−Ｔｉのデンドライトは島状に残って
いるが、ＢＣＣ相のマトリックスは十分均質化されてお
り、濃度差は１at％以内である、ことから、圧力−組成
等温線の平衡圧プラトの傾きがＴｉとＣｒの濃度分布に
よるものであると考えられる。
【００１３】次に、本実施例の熱処理による組織変化と
して、二段熱処理の効果を確認した結果について説明す
る。図５にＴｉ25Ｃｒ35Ｖ40合金の鋳造したまま（図５
（ａ））、１２００℃×５ｈの熱処理で均質化した（図
５（ｂ））試料についての透過電子顕微鏡組織を示す。
これらの試料のＢＣＣ相内部には、Ｚｒ−Ｔｉ−Ｖ−Ｍ
ｎ系やＴｉ−Ｃｒ−Ｖ合金において通常認められる微細
な層状組織はみられない。この状態をベースに、さらに
低温での時効処理を行いＢＣＣ相の内部組織を成長させ
た。図６に、時効の温度を変えて熱処理した合金の圧力
−組成等温線測定の結果を示す。時効熱処理により明確
にプラトの傾きが大きくなっている。さらに、図７に
は、７００℃で時間を変えて熱処理した合金の圧力−組
成等温線測定の結果を示す。やはり時効時間の増大とと
もにプラトの傾きが大きくなっていることが確認でき
た。
して、二段熱処理の効果を確認した結果について説明す
る。図５にＴｉ25Ｃｒ35Ｖ40合金の鋳造したまま（図５
（ａ））、１２００℃×５ｈの熱処理で均質化した（図
５（ｂ））試料についての透過電子顕微鏡組織を示す。
これらの試料のＢＣＣ相内部には、Ｚｒ−Ｔｉ−Ｖ−Ｍ
ｎ系やＴｉ−Ｃｒ−Ｖ合金において通常認められる微細
な層状組織はみられない。この状態をベースに、さらに
低温での時効処理を行いＢＣＣ相の内部組織を成長させ
た。図６に、時効の温度を変えて熱処理した合金の圧力
−組成等温線測定の結果を示す。時効熱処理により明確
にプラトの傾きが大きくなっている。さらに、図７に
は、７００℃で時間を変えて熱処理した合金の圧力−組
成等温線測定の結果を示す。やはり時効時間の増大とと
もにプラトの傾きが大きくなっていることが確認でき
た。
【００１４】因みに、図１０（ａ）のように、プラト圧
が完全に平坦な場合は、吸蔵量がＸ1 からＸ2 に増加し
たり、Ｘ2 からＸ1 に減少した場合にも常に圧力はＰ0
で一定である。これに対して、図１０（ｂ）のように、
適当な傾きを持つ場合は、吸蔵量に応じて平衡圧が増減
するため、圧力から吸蔵量を知ることができる。水素タ
ンク等の応用の場合、プラト領域を外れて吸蔵させた
り、放出させたりすることは好ましくないが、プラトの
限界点を検知するシステムの設計が可能となる。さら
に、プラト圧は温度変化により増減するが、図１１
（ａ）のように、完全に平坦な場合、全量の水素が移動
してしまうが、図１１（ｂ）のように、適度の傾きがあ
る場合、あるいは傾きが制御できる場合には、このよう
な温度変化による吸蔵・放出量を合金自体の特性で制御
することが可能となる。
が完全に平坦な場合は、吸蔵量がＸ1 からＸ2 に増加し
たり、Ｘ2 からＸ1 に減少した場合にも常に圧力はＰ0
で一定である。これに対して、図１０（ｂ）のように、
適当な傾きを持つ場合は、吸蔵量に応じて平衡圧が増減
するため、圧力から吸蔵量を知ることができる。水素タ
ンク等の応用の場合、プラト領域を外れて吸蔵させた
り、放出させたりすることは好ましくないが、プラトの
限界点を検知するシステムの設計が可能となる。さら
に、プラト圧は温度変化により増減するが、図１１
（ａ）のように、完全に平坦な場合、全量の水素が移動
してしまうが、図１１（ｂ）のように、適度の傾きがあ
る場合、あるいは傾きが制御できる場合には、このよう
な温度変化による吸蔵・放出量を合金自体の特性で制御
することが可能となる。
【００１５】このようなプラトの傾きは、変調構造の成
長によるものと考えられ、プラトの傾きの増大のみられ
た７００℃×２０ｈと１００ｈの熱処理試料について、
透過電子顕微鏡観察を行った結果を、図８（ａ）７００
℃×２０ｈ、図８（ｂ）７００℃×１００ｈのそれぞれ
を示す。７００℃×２０ｈの熱処理試料の明視野像に
は、縞状の変調構造とは別の粒状の析出物が観察されて
いる。さらに時効の進んだ１００ｈの試料においては、
この析出物は粗大化していることが確認された。この析
出物は、構造はマトリックスと同じＢＣＣ構造で、ＥＤ
Ｘによる組成分析もマトリックスとほとんど同じであっ
た。この結果から、粒状の析出物は、マトリックスの変
調構造が成長した結果であると考えられる。本来、スピ
ノーダル分解により形成された変調構造の成長は、その
濃度波長を増大させ、次第に整合性がなくなって界面転
位がみられるようになる成長過程が知られている。これ
に対して、本実施例では、第一段熱処理時に１２００℃
×５ｈで、変調構造が一旦溶体化されるが、冷却過程の
任意の温度で形成した変調構造が７００℃での時効析出
の核となって、このような不均質な組織となったと考え
られる。
長によるものと考えられ、プラトの傾きの増大のみられ
た７００℃×２０ｈと１００ｈの熱処理試料について、
透過電子顕微鏡観察を行った結果を、図８（ａ）７００
℃×２０ｈ、図８（ｂ）７００℃×１００ｈのそれぞれ
を示す。７００℃×２０ｈの熱処理試料の明視野像に
は、縞状の変調構造とは別の粒状の析出物が観察されて
いる。さらに時効の進んだ１００ｈの試料においては、
この析出物は粗大化していることが確認された。この析
出物は、構造はマトリックスと同じＢＣＣ構造で、ＥＤ
Ｘによる組成分析もマトリックスとほとんど同じであっ
た。この結果から、粒状の析出物は、マトリックスの変
調構造が成長した結果であると考えられる。本来、スピ
ノーダル分解により形成された変調構造の成長は、その
濃度波長を増大させ、次第に整合性がなくなって界面転
位がみられるようになる成長過程が知られている。これ
に対して、本実施例では、第一段熱処理時に１２００℃
×５ｈで、変調構造が一旦溶体化されるが、冷却過程の
任意の温度で形成した変調構造が７００℃での時効析出
の核となって、このような不均質な組織となったと考え
られる。
【００１６】前記のことから、第一段熱処理後の冷却が
析出物に何らかの影響を及ぼすことも考えられる。図９
は、この検討のために、種々の溶体化条件を検討した結
果であるが、いずれの場合もさらなるプラト平坦化効果
は得られなかった。このことから、第一段熱処理と第二
段熱処理との間の冷却速度の影響は小さく、適宜冷却を
選択することが可能であることがわかる。場合によって
は、第一段熱処理温度から直接第二段熱処理温度へ降下
させることも可能である。
析出物に何らかの影響を及ぼすことも考えられる。図９
は、この検討のために、種々の溶体化条件を検討した結
果であるが、いずれの場合もさらなるプラト平坦化効果
は得られなかった。このことから、第一段熱処理と第二
段熱処理との間の冷却速度の影響は小さく、適宜冷却を
選択することが可能であることがわかる。場合によって
は、第一段熱処理温度から直接第二段熱処理温度へ降下
させることも可能である。
【００１７】
【発明の効果】本発明によって、二段熱処理により、ミ
クロンオーダーで存在する溶質元素の濃度勾配が均質化
され、これによりプラト平坦性が大きく改善でき、均質
化後の時効処理により、変調構造が成長し、再びプラト
平坦性の傾斜を大きくできる。さらに、この熱処理を調
整することによってプラト域の傾斜を適宜コントロール
することが可能となる。
クロンオーダーで存在する溶質元素の濃度勾配が均質化
され、これによりプラト平坦性が大きく改善でき、均質
化後の時効処理により、変調構造が成長し、再びプラト
平坦性の傾斜を大きくできる。さらに、この熱処理を調
整することによってプラト域の傾斜を適宜コントロール
することが可能となる。
【図１】本発明に係るＴｉＣｒＶ系三元合金状態図に実
施例の組成および格子定数を示す図である。
施例の組成および格子定数を示す図である。
【図２】本発明に係るＴｉＣｒ2 −Ｖ擬二元合金状態図
を示す図である。
を示す図である。
【図３】本発明の実施例に係る鋳造ままおよび均質化処
理後の圧力組成等温線を示す図である。
理後の圧力組成等温線を示す図である。
【図４】本発明の実施例に係る（ａ）鋳造ままおよび
（ｂ）均質化処理後の合金元素の濃度分布を分析した結
果の図である。
（ｂ）均質化処理後の合金元素の濃度分布を分析した結
果の図である。
【図５】本発明の実施例に係るＴｉ25Ｃｒ35Ｖ40合金の
均質化処理後の金属組織の透過電子顕微鏡写真で、
（ａ）鋳造まま、（ｂ）１２００℃×２ｈを示す。
均質化処理後の金属組織の透過電子顕微鏡写真で、
（ａ）鋳造まま、（ｂ）１２００℃×２ｈを示す。
【図６】本発明の実施例に係るＴｉ25Ｃｒ35Ｖ40合金の
時効処理後の圧力組成等温線を示す図である。
時効処理後の圧力組成等温線を示す図である。
【図７】本発明の実施例に係るＴｉ25Ｃｒ35Ｖ40合金の
時効処理時間による圧力組成等温線を示す図である。
時効処理時間による圧力組成等温線を示す図である。
【図８】本発明の実施例に係るＴｉ25Ｃｒ35Ｖ40合金の
時効処理後の金属組織の透過電子顕微鏡写真で、（ａ）
７００℃×２０ｈ、（ｂ）７００℃×１００ｈを示す。
時効処理後の金属組織の透過電子顕微鏡写真で、（ａ）
７００℃×２０ｈ、（ｂ）７００℃×１００ｈを示す。
【図９】本発明の実施例に係るＴｉ25Ｃｒ35Ｖ40合金の
均質化処理後の冷却速度による圧力組成等温線を示す図
である。
均質化処理後の冷却速度による圧力組成等温線を示す図
である。
【図１０】本発明に係るプラト平坦性を示し、（ａ）平
坦なもの、（ｂ）傾斜を有するものを示す説明図であ
る。
坦なもの、（ｂ）傾斜を有するものを示す説明図であ
る。
【図１１】本発明に係るプラト平坦性を示し、（ａ）完
全に水素が移動するもの、（ｂ）一部の水素の移動を示
す説明図である。
全に水素が移動するもの、（ｂ）一部の水素の移動を示
す説明図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１Ｂ ６９１Ｃ
Claims (3)
- 【請求項１】 溶解・鋳造後、第一段の熱処理として、
８５０℃以上１４００℃以下で１０分から３０時間加熱
する均質化処理を行い、その後さらに、第二段の熱処理
として、４００〜８００℃で１０分〜１００時間加熱す
る時効処理を行うことを特徴とする水素吸蔵合金の製造
方法。 - 【請求項２】 前記水素吸蔵特性を有する合金がＢＣＣ
相を主体とするものである請求項１に記載の水素吸蔵合
金の製造方法。 - 【請求項３】 前記時効処理が、ＢＣＣ相内部の微細な
２相分離により同一結晶構造で整合な粒子を析出させる
請求項２に記載の水素吸蔵合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9063990A JPH10245663A (ja) | 1997-03-04 | 1997-03-04 | 水素吸蔵合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9063990A JPH10245663A (ja) | 1997-03-04 | 1997-03-04 | 水素吸蔵合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10245663A true JPH10245663A (ja) | 1998-09-14 |
Family
ID=13245238
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9063990A Pending JPH10245663A (ja) | 1997-03-04 | 1997-03-04 | 水素吸蔵合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10245663A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1249507A4 (en) * | 1999-12-17 | 2003-04-02 | Tohoku Techno Arch Co Ltd | METHOD FOR PRODUCING HYDROGEN STORAGE ALLOY |
| JP2006177535A (ja) * | 2004-12-24 | 2006-07-06 | Toyota Industries Corp | 水素貯蔵タンクの水素吸蔵材劣化検知装置及び水素貯蔵タンクの水素吸蔵材劣化検知方法並びに水素貯蔵供給システム |
| US7413589B2 (en) | 2002-03-22 | 2008-08-19 | The Japan Steel Works, Ltd. | Method of producing hydrogen storage alloy |
| JP2011157569A (ja) * | 2010-01-29 | 2011-08-18 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 水素吸蔵金属または水素吸蔵合金の製造方法 |
-
1997
- 1997-03-04 JP JP9063990A patent/JPH10245663A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1249507A4 (en) * | 1999-12-17 | 2003-04-02 | Tohoku Techno Arch Co Ltd | METHOD FOR PRODUCING HYDROGEN STORAGE ALLOY |
| US7413589B2 (en) | 2002-03-22 | 2008-08-19 | The Japan Steel Works, Ltd. | Method of producing hydrogen storage alloy |
| US7691216B2 (en) * | 2002-03-22 | 2010-04-06 | The Japan Steel Works, Ltd. | Method of producing hydrogen storage alloy |
| JP2006177535A (ja) * | 2004-12-24 | 2006-07-06 | Toyota Industries Corp | 水素貯蔵タンクの水素吸蔵材劣化検知装置及び水素貯蔵タンクの水素吸蔵材劣化検知方法並びに水素貯蔵供給システム |
| WO2006075501A1 (ja) * | 2004-12-24 | 2006-07-20 | Kabushiki Kaisha Toyota Jidoshokki | 水素貯蔵タンクにおける水素吸蔵材の劣化検知装置及び劣化検知方法並びに水素貯蔵供給システム |
| JP2011157569A (ja) * | 2010-01-29 | 2011-08-18 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 水素吸蔵金属または水素吸蔵合金の製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Anderson et al. | High-performance dispersion-strengthened Cu-8 Cr-4 Nb alloy | |
| EP1158060B1 (en) | Method for preparing a hydrogen storage alloy | |
| JP3626298B2 (ja) | 水素吸蔵合金およびその製造方法 | |
| Zhang et al. | Ti/Cr regulated and strategic Ce doped V-Ti-Cr-Mn-Fe high-entropy alloys with extraordinary reversible hydrogen storage properties at ambient temperature | |
| JP5449989B2 (ja) | 水素吸蔵合金及びその製造方法、並びに、水素貯蔵装置 | |
| Fan et al. | Microstructural evolution in rapidly solidified Ti-7.5 Mn-0.5 B alloy | |
| JP4103252B2 (ja) | 水素吸蔵合金 | |
| Srivastava et al. | On the synthesis and characterization of some new AB5 type MmNi4. 3Al0. 3Mn0. 4, LaNi5-xSix (x= 0.1, 0.3, 0.5) and Mg− x wt% CFMmNi5− y wt% Si hydrogen storage materials | |
| US7413589B2 (en) | Method of producing hydrogen storage alloy | |
| JP3845057B2 (ja) | 水素吸蔵合金および水素吸蔵合金の熱処理方法 | |
| WO2002042507A1 (fr) | Alliage a occlusion d'hydrogene et son procede de production | |
| JP3775639B2 (ja) | 水素吸蔵合金の製造方法 | |
| JP2006028621A (ja) | 水素吸蔵合金の熱処理方法 | |
| Jurczyk | Hydrogen storage properties of amorphous and nanocrystalline MmNi4. 2Al0. 8 alloys | |
| Liu et al. | Oxygen-stabilised partial amorphisation in a Zr50Cu50 alloy | |
| JP4062819B2 (ja) | 水素吸蔵合金およびその製造方法 | |
| JP2001247927A (ja) | Ｖ基固溶体型水素吸蔵合金 | |
| JP2002146446A (ja) | 水素吸蔵合金の回復方法及び水素燃料タンク | |
| JP2009155682A (ja) | 水素吸蔵合金及びその製造方法 | |
| JPH0819500B2 (ja) | 水素吸蔵合金薄膜体およびその製造方法 | |
| SOARE et al. | PHYSICAL–STRUCTURAL CHARACTERISTICS OF Ti 0, 8 Zr 0, 2 Cr Mn 0, 8 HYDROGEN STORAGE ALLOY | |
| JPS61270362A (ja) | 水素吸蔵合金の製造法 | |
| JPH10245648A (ja) | 水素吸蔵合金 | |
| JPH07238332A (ja) | 超多空孔金属とその製造法 | |
| JPS60135538A (ja) | 水素貯蔵合金 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20040316 |