JPH11217640A - マグネシウム系水素吸蔵合金 - Google Patents
マグネシウム系水素吸蔵合金Info
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- JPH11217640A JPH11217640A JP10016502A JP1650298A JPH11217640A JP H11217640 A JPH11217640 A JP H11217640A JP 10016502 A JP10016502 A JP 10016502A JP 1650298 A JP1650298 A JP 1650298A JP H11217640 A JPH11217640 A JP H11217640A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 より低温域での水素の吸蔵および放出を可能
にすることにより、実用性の高いＭｇ系水素吸蔵合金を
提供する。 【解決手段】 Ｍｇ系水素吸蔵合金において、ＭｇＮｉ
XＭ１Yで示される組成を有するとともに、ナノクリスタ
ル又は非晶質の少なくとも一方の構造を有することを特
徴とし、この場合において、上記組成式ＭｇＮｉXＭ１Y
におけるＭ１が遷移金属元素であること、特に、鉄（Ｆ
ｅ）又はクロム（Ｃｒ）であることを特徴とし、更に、
Ｍ１がクロム（Ｃｒ）であり、Ｙの値が０.２５以下
（但し、Ｙ＞０）であることを特徴とする。
にすることにより、実用性の高いＭｇ系水素吸蔵合金を
提供する。 【解決手段】 Ｍｇ系水素吸蔵合金において、ＭｇＮｉ
XＭ１Yで示される組成を有するとともに、ナノクリスタ
ル又は非晶質の少なくとも一方の構造を有することを特
徴とし、この場合において、上記組成式ＭｇＮｉXＭ１Y
におけるＭ１が遷移金属元素であること、特に、鉄（Ｆ
ｅ）又はクロム（Ｃｒ）であることを特徴とし、更に、
Ｍ１がクロム（Ｃｒ）であり、Ｙの値が０.２５以下
（但し、Ｙ＞０）であることを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、マグネシウム
（Ｍｇ）系水素吸蔵合金に関する。
（Ｍｇ）系水素吸蔵合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、環境問題やエネルギ問題に対する
関心の高まりを背景に、クリーンでかつ枯渇の心配のな
いエネルギとして水素エネルギが注目され始めている。
この水素エネルギの実用化を図るに際して、容易に水素
を貯蔵し輸送できる手段の一つとして水素吸蔵合金が考
えられている。この水素吸蔵合金に要求される重要な特
性としては、一般的に、水素吸蔵量が多いこと、並びに
使いやすい適度な温度で水素の吸蔵および放出が可能で
あることが挙げられる。
関心の高まりを背景に、クリーンでかつ枯渇の心配のな
いエネルギとして水素エネルギが注目され始めている。
この水素エネルギの実用化を図るに際して、容易に水素
を貯蔵し輸送できる手段の一つとして水素吸蔵合金が考
えられている。この水素吸蔵合金に要求される重要な特
性としては、一般的に、水素吸蔵量が多いこと、並びに
使いやすい適度な温度で水素の吸蔵および放出が可能で
あることが挙げられる。
【０００３】従来、開発されている水素吸蔵合金として
は、ＬａＮｉ５系合金やＴｉＶ系合金等が知られてお
り、水素を燃料源とした、所謂、水素自動車などに用い
られている。また、特に、前者の合金の場合は、Ｎｉ−
Ｈ二次電池の電極材料としても使用されている。しかし
ながら、上記従来の水素吸蔵合金では、水素吸蔵量が少
ないという致命的な欠点を有していた。そのため、水素
自動車のエネルギ源に用いた場合には、充填１回当たり
の航続距離が短すぎ、また電池に用いた場合には容量が
不足するという問題が生じる。
は、ＬａＮｉ５系合金やＴｉＶ系合金等が知られてお
り、水素を燃料源とした、所謂、水素自動車などに用い
られている。また、特に、前者の合金の場合は、Ｎｉ−
Ｈ二次電池の電極材料としても使用されている。しかし
ながら、上記従来の水素吸蔵合金では、水素吸蔵量が少
ないという致命的な欠点を有していた。そのため、水素
自動車のエネルギ源に用いた場合には、充填１回当たり
の航続距離が短すぎ、また電池に用いた場合には容量が
不足するという問題が生じる。
【０００４】かかる問題に対して、水素吸蔵量の多いマ
グネシウム（Ｍｇ）系の水素吸蔵合金を使用することが
考えられる。このＭｇ系水素吸蔵合金について、例えば
特開平６−８１０６０号公報には、六方晶構造とするこ
とにより、水素の吸蔵および放出の繰り返しに伴う微粉
化現象による水素吸蔵量の低下を抑制して耐久性の向上
を図ったものが開示されている。また、例えば特公平７
−８４６３６号公報では、Ｍｇ−Ｎｉ系合金において、
Ｎｉ超微粒子を混在させることにより、水素の吸蔵およ
び放出速度を高めるようにしたものが開示されている。
グネシウム（Ｍｇ）系の水素吸蔵合金を使用することが
考えられる。このＭｇ系水素吸蔵合金について、例えば
特開平６−８１０６０号公報には、六方晶構造とするこ
とにより、水素の吸蔵および放出の繰り返しに伴う微粉
化現象による水素吸蔵量の低下を抑制して耐久性の向上
を図ったものが開示されている。また、例えば特公平７
−８４６３６号公報では、Ｍｇ−Ｎｉ系合金において、
Ｎｉ超微粒子を混在させることにより、水素の吸蔵およ
び放出速度を高めるようにしたものが開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来の
Ｍｇ合金系の場合には、水素吸蔵量は多いが水素の吸蔵
および放出を行う温度が高く、この点において実用性に
欠けるという難点があった。この問題に関して、本願発
明者は、特願平８−６８６６１号において、水素放出圧
力を高める（換言すれば、水素の吸蔵および放出温度を
低下させる）ことができるように、水素放出特性の改善
を図ったＭｇ系（Ｍｇ2Ｎｉ）水素吸蔵合金を提案し
た。
Ｍｇ合金系の場合には、水素吸蔵量は多いが水素の吸蔵
および放出を行う温度が高く、この点において実用性に
欠けるという難点があった。この問題に関して、本願発
明者は、特願平８−６８６６１号において、水素放出圧
力を高める（換言すれば、水素の吸蔵および放出温度を
低下させる）ことができるように、水素放出特性の改善
を図ったＭｇ系（Ｍｇ2Ｎｉ）水素吸蔵合金を提案し
た。
【０００６】しかしながら、この従来例に係るＭｇ系水
素吸蔵合金の場合でも、２５０℃〜２２０℃程度以上の
温度でないと、水素を有効に吸蔵および放出しないの
で、使用可能な対象分野が限られるという難点がある。
すなわち、このＭｇ合金系水素吸蔵合金の場合でも、少
なくとも２２０℃程度以上の温度を安定して得られる高
温の熱源が必要であるので、例えば、自動車への適用は
大幅に制限され、また、電池への適用は事実上不可能で
ある。
素吸蔵合金の場合でも、２５０℃〜２２０℃程度以上の
温度でないと、水素を有効に吸蔵および放出しないの
で、使用可能な対象分野が限られるという難点がある。
すなわち、このＭｇ合金系水素吸蔵合金の場合でも、少
なくとも２２０℃程度以上の温度を安定して得られる高
温の熱源が必要であるので、例えば、自動車への適用は
大幅に制限され、また、電池への適用は事実上不可能で
ある。
【０００７】この発明は、かかる技術的課題に鑑みてな
されたもので、より低温域での水素の吸蔵および放出を
可能にすることにより、実用性の高いＭｇ系水素吸蔵合
金を提供することを目的とする。
されたもので、より低温域での水素の吸蔵および放出を
可能にすることにより、実用性の高いＭｇ系水素吸蔵合
金を提供することを目的とする。
【０００８】本願発明者は、上記目的を達成するため鋭
意研究を重ねた結果、水素吸蔵量は多いが水素の吸蔵お
よび放出温度が高いとされていたＭｇ系水素吸蔵合金に
おいても、その組成および構造を工夫することにより、
従来に比べてかなり低い温度領域でも、有効に水素の吸
蔵および放出を行わしめることが可能になることを見出
し、本願発明を完成するに至ったものである。
意研究を重ねた結果、水素吸蔵量は多いが水素の吸蔵お
よび放出温度が高いとされていたＭｇ系水素吸蔵合金に
おいても、その組成および構造を工夫することにより、
従来に比べてかなり低い温度領域でも、有効に水素の吸
蔵および放出を行わしめることが可能になることを見出
し、本願発明を完成するに至ったものである。
【０００９】より具体的に説明すると、ＭｇＮｉXＭ１Y
で示される組成を有するＭｇ系水素吸蔵合金について、
その組織をナノクリスタル又は非晶質の少なくとも一方
の構造を有することで、従来に比べてかなりの低温域で
も、有効に水素の吸蔵および放出を行わせることができ
た。また、この場合において、上記組成式ＭｇＮｉXＭ
１YのＭ１を遷移金属元素とすることにより、ナノクリ
スタル化またはアモルファス化を促進でき、特に、Ｍ１
を鉄（Ｆｅ）又はクロム（Ｃｒ）とすることによって、
より安定したナノクリスタルあるいは非晶質の少なくと
も一方を有する構造を得ることができ、更に、上記組成
式におけるＭ１をＣｒとし、Ｙの値を０.２５以下（但
し、Ｙ＞０）とすることによって、有効に低温域での水
素の吸蔵および放出を行わせることが確実にできること
を見出した。
で示される組成を有するＭｇ系水素吸蔵合金について、
その組織をナノクリスタル又は非晶質の少なくとも一方
の構造を有することで、従来に比べてかなりの低温域で
も、有効に水素の吸蔵および放出を行わせることができ
た。また、この場合において、上記組成式ＭｇＮｉXＭ
１YのＭ１を遷移金属元素とすることにより、ナノクリ
スタル化またはアモルファス化を促進でき、特に、Ｍ１
を鉄（Ｆｅ）又はクロム（Ｃｒ）とすることによって、
より安定したナノクリスタルあるいは非晶質の少なくと
も一方を有する構造を得ることができ、更に、上記組成
式におけるＭ１をＣｒとし、Ｙの値を０.２５以下（但
し、Ｙ＞０）とすることによって、有効に低温域での水
素の吸蔵および放出を行わせることが確実にできること
を見出した。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本願発明は、ＭｇＮｉX
Ｍ１Yで示される組成を有するとともに、ナノクリスタ
ル又は非晶質の少なくとも一方の構造を有することを特
徴としたものである。この場合において、上記組成式Ｍ
ｇＮｉXＭ１YにおけるＭ１が遷移金属元素であることが
好ましく、特に、鉄（Ｆｅ）又はクロム（Ｃｒ）である
ことが好ましい。更に、Ｍ１がクロム（Ｃｒ）であり、
Ｙの値が０.２５以下（但し、Ｙ＞０）であることが好
ましい。ここに、Ｙの値を０.２５以下に限定したの
は、Ｙの値が０.２５を越えると、低温域での水素の吸
蔵および放出を有効に行わせる上で、十分な効果が得ら
れにくくなるからである。
Ｍ１Yで示される組成を有するとともに、ナノクリスタ
ル又は非晶質の少なくとも一方の構造を有することを特
徴としたものである。この場合において、上記組成式Ｍ
ｇＮｉXＭ１YにおけるＭ１が遷移金属元素であることが
好ましく、特に、鉄（Ｆｅ）又はクロム（Ｃｒ）である
ことが好ましい。更に、Ｍ１がクロム（Ｃｒ）であり、
Ｙの値が０.２５以下（但し、Ｙ＞０）であることが好
ましい。ここに、Ｙの値を０.２５以下に限定したの
は、Ｙの値が０.２５を越えると、低温域での水素の吸
蔵および放出を有効に行わせる上で、十分な効果が得ら
れにくくなるからである。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態につい
て、添付図面を参照しながら説明する。本実施の形態で
は、本発明実施例として、その化学組成がＭｇＮｉXＭ
１Yで示され、かつ、ナノクリスタル又は非晶質の少な
くとも一方の構造を有し、しかも、上記組成式における
Ｍ１が遷移金属元素で、Ｙの値が所定範囲内にあるＭｇ
系水素吸蔵合金を用意し、その水素吸蔵特性を調べ、比
較例の合金の水素吸蔵特性と比較した。各合金の組成お
よび構造は、化学組成分析およびＸ線回折分析等を組み
合わせることによって調べた。なお、上記組成式におけ
るＭｇ１原子比に対するＮｉ量（Ｘの値）は、より好ま
しくは、０.８＜Ｘ＜１.２である。
て、添付図面を参照しながら説明する。本実施の形態で
は、本発明実施例として、その化学組成がＭｇＮｉXＭ
１Yで示され、かつ、ナノクリスタル又は非晶質の少な
くとも一方の構造を有し、しかも、上記組成式における
Ｍ１が遷移金属元素で、Ｙの値が所定範囲内にあるＭｇ
系水素吸蔵合金を用意し、その水素吸蔵特性を調べ、比
較例の合金の水素吸蔵特性と比較した。各合金の組成お
よび構造は、化学組成分析およびＸ線回折分析等を組み
合わせることによって調べた。なお、上記組成式におけ
るＭｇ１原子比に対するＮｉ量（Ｘの値）は、より好ま
しくは、０.８＜Ｘ＜１.２である。
【００１２】本発明実施例１ まず、本発明の実施例１について説明する。この実施例
１は、ＭｇＮｉXＭ１Yの化学組成式におけるＭ１を、遷
移金属元素の一種であるクロム（Ｃｒ）とし、Ｘ，Ｙの
値をそれぞれ次のように選択した合金の特性を調べたも
のである。 Ｘ＝０.８９，Ｙ＝０.０２ すなわち、本発明実施例１に係る水素吸蔵合金は、Ｍｇ
Ｎｉ0.89Ｃｒ0.02の化学組成式で表されるもので、組成
式Ｍｇ2Ｎｉ、組成式ＭｇＮｉ1.9Ｃｒ0.1でそれぞれ示
される合金を出発原料とし、これら合金をポットに挿入
し、アルゴン等の不活性雰囲気下において０.１ＭＰａ
の圧力で、遊星型ボールミルにて２４時間粉砕混合して
製造した。得られた合金の構造はＸ線回折より判定し
た。また、合金の水素吸蔵特性は、１５０℃，１７０
℃，１９０℃，２００℃，２１５℃，２３０℃，２５０
℃及び３００℃の各温度における圧力組成等温線図（Ｐ
ＣＴ（Pressure CompositionIsotherm）曲線）を測定す
ることにより評価した。
１は、ＭｇＮｉXＭ１Yの化学組成式におけるＭ１を、遷
移金属元素の一種であるクロム（Ｃｒ）とし、Ｘ，Ｙの
値をそれぞれ次のように選択した合金の特性を調べたも
のである。 Ｘ＝０.８９，Ｙ＝０.０２ すなわち、本発明実施例１に係る水素吸蔵合金は、Ｍｇ
Ｎｉ0.89Ｃｒ0.02の化学組成式で表されるもので、組成
式Ｍｇ2Ｎｉ、組成式ＭｇＮｉ1.9Ｃｒ0.1でそれぞれ示
される合金を出発原料とし、これら合金をポットに挿入
し、アルゴン等の不活性雰囲気下において０.１ＭＰａ
の圧力で、遊星型ボールミルにて２４時間粉砕混合して
製造した。得られた合金の構造はＸ線回折より判定し
た。また、合金の水素吸蔵特性は、１５０℃，１７０
℃，１９０℃，２００℃，２１５℃，２３０℃，２５０
℃及び３００℃の各温度における圧力組成等温線図（Ｐ
ＣＴ（Pressure CompositionIsotherm）曲線）を測定す
ることにより評価した。
【００１３】尚、本実施の形態では、試料合金のＰＣＴ
曲線は以下の手順で測定した。まず、上記のように２４
時間メカニカルグラインディング゛（ＭＧ）処理した後
の合金をＰＣＴ測定装置に挿入し、室温で３時間真空引
きを行なう。その後、これを、まず１５０℃に加熱し、
その後、２時間真空引きした後、３ＭＰａの圧力の水素
を印加して水素を吸蔵させる。そして、飽和吸蔵量に達
したら１５０℃での水素の放出曲線を測定する。測定後
そのままの状態で、温度を１７０℃に上昇させて２時間
真空引きした後、再び３ＭＰａの水素を印加し、水素を
吸蔵させる。その後、１７０℃での水素放出曲線を測定
する。以上の操作を、更に、１９０℃，２００℃，２１
５℃，２３０℃，２５０℃及び３００℃の各温度で繰り
返して行い、これら各温度での水素放出曲線を測定し
た。
曲線は以下の手順で測定した。まず、上記のように２４
時間メカニカルグラインディング゛（ＭＧ）処理した後
の合金をＰＣＴ測定装置に挿入し、室温で３時間真空引
きを行なう。その後、これを、まず１５０℃に加熱し、
その後、２時間真空引きした後、３ＭＰａの圧力の水素
を印加して水素を吸蔵させる。そして、飽和吸蔵量に達
したら１５０℃での水素の放出曲線を測定する。測定後
そのままの状態で、温度を１７０℃に上昇させて２時間
真空引きした後、再び３ＭＰａの水素を印加し、水素を
吸蔵させる。その後、１７０℃での水素放出曲線を測定
する。以上の操作を、更に、１９０℃，２００℃，２１
５℃，２３０℃，２５０℃及び３００℃の各温度で繰り
返して行い、これら各温度での水素放出曲線を測定し
た。
【００１４】図１は、Ｍｇ2ＮｉとＭｇＮｉ1.9Ｃｒ0.1
を上述のように２４時間メカニカルグラインディング゛
（ＭＧ）して得られた本発明実施例１に係る合金のＸ線
回折パターンを示すグラフである。また、図２は、３０
０℃の水素放出でのＰＣＴ曲線測定後における本発明実
施例１に係る合金のＸ線回折パターンを示すグラフであ
る。更に、本発明実施例１に係る合金の上記各温度での
水素放出特性を示すＰＣＴ曲線を図７に示す。
を上述のように２４時間メカニカルグラインディング゛
（ＭＧ）して得られた本発明実施例１に係る合金のＸ線
回折パターンを示すグラフである。また、図２は、３０
０℃の水素放出でのＰＣＴ曲線測定後における本発明実
施例１に係る合金のＸ線回折パターンを示すグラフであ
る。更に、本発明実施例１に係る合金の上記各温度での
水素放出特性を示すＰＣＴ曲線を図７に示す。
【００１５】図１のグラフから、２４時間にわたるＭＧ
処理により、Ｘ線回折パターンにおいて、結晶質として
の明確な結晶構造に起因するピークが消滅し、試料合金
の構造がナノクリスタルあるいは非晶質の少なくとも一
方を有する構造になっていることが分かった。また、図
２のグラフから、図１と比較すればＭｇＮｉ2系合金に
起因するピークも見られるが、ブロードな（幅の広い）
ピークが観察され、３００℃に加熱した後でも、構造の
大部分についてナノクリスタルあるいは非晶質の少なく
とも一方を有する構造が維持されていることが分かっ
た。更に、図７のグラフから、本発明実施例１に係る合
金の場合には、１５０℃の低温域でも、１ＭＰａから
０.０１ＭＰａに至る放出圧範囲で約０.５ｗｔ％の水素
を放出していることが分かった。また、この放出量は、
測定温度が上昇してもほとんど変化しないことも分かっ
た。
処理により、Ｘ線回折パターンにおいて、結晶質として
の明確な結晶構造に起因するピークが消滅し、試料合金
の構造がナノクリスタルあるいは非晶質の少なくとも一
方を有する構造になっていることが分かった。また、図
２のグラフから、図１と比較すればＭｇＮｉ2系合金に
起因するピークも見られるが、ブロードな（幅の広い）
ピークが観察され、３００℃に加熱した後でも、構造の
大部分についてナノクリスタルあるいは非晶質の少なく
とも一方を有する構造が維持されていることが分かっ
た。更に、図７のグラフから、本発明実施例１に係る合
金の場合には、１５０℃の低温域でも、１ＭＰａから
０.０１ＭＰａに至る放出圧範囲で約０.５ｗｔ％の水素
を放出していることが分かった。また、この放出量は、
測定温度が上昇してもほとんど変化しないことも分かっ
た。
【００１６】本発明実施例２ 次に、本発明の実施例２について説明する。この実施例
２は、ＭｇＮｉXＭ１Yの化学組成式におけるＭ１を遷移
金属元素の一種である鉄（Ｆｅ）とし、Ｘ，Ｙの値をそ
れぞれ次のように選択した合金の特性を調べたものであ
る。 Ｘ＝０.８９，Ｙ＝０.０３ すなわち、本発明実施例１に係る水素吸蔵合金は、Ｍｇ
Ｎｉ0.89Ｆｅ0.03の化学組成式で表されるもので、組成
式Ｍｇ2Ｎｉ、組成式ＭｇＮｉ1.9Ｆｅ0.1でそれぞれ示
される合金を出発原料とし、これら合金をポットに挿入
し、本発明実施例１の場合と同じく、アルゴン圧０.１
ＭＰａにおいて、遊星型ボールミルにて２４時間粉砕混
合して製造した。得られた合金の構造は、上記本発明実
施例１の場合と同じくＸ線回折パターンより判定した。
また、合金の水素吸蔵特性は、本発明実施例１の場合と
同様の各温度における圧力組成等温線図（ＰＣＴ曲線）
を上述の方法で測定することにより評価した。
２は、ＭｇＮｉXＭ１Yの化学組成式におけるＭ１を遷移
金属元素の一種である鉄（Ｆｅ）とし、Ｘ，Ｙの値をそ
れぞれ次のように選択した合金の特性を調べたものであ
る。 Ｘ＝０.８９，Ｙ＝０.０３ すなわち、本発明実施例１に係る水素吸蔵合金は、Ｍｇ
Ｎｉ0.89Ｆｅ0.03の化学組成式で表されるもので、組成
式Ｍｇ2Ｎｉ、組成式ＭｇＮｉ1.9Ｆｅ0.1でそれぞれ示
される合金を出発原料とし、これら合金をポットに挿入
し、本発明実施例１の場合と同じく、アルゴン圧０.１
ＭＰａにおいて、遊星型ボールミルにて２４時間粉砕混
合して製造した。得られた合金の構造は、上記本発明実
施例１の場合と同じくＸ線回折パターンより判定した。
また、合金の水素吸蔵特性は、本発明実施例１の場合と
同様の各温度における圧力組成等温線図（ＰＣＴ曲線）
を上述の方法で測定することにより評価した。
【００１７】図３は、Ｍｇ2ＮｉとＭｇＮｉ1.9Ｆｅ0.1
を上述のように２４時間メカニカルグラインディング゛
（ＭＧ）して得られた本発明実施例２に係る合金のＸ線
回折パターンを示すグラフである。また、図４は、３０
０℃での水素放出におけるＰＣＴ曲線測定後における本
発明実施例２に係る合金のＸ線回折パターンを示すグラ
フである。更に、本発明実施例２に係る合金の上記各温
度での水素放出特性を示すＰＣＴ曲線を図８に示す。
を上述のように２４時間メカニカルグラインディング゛
（ＭＧ）して得られた本発明実施例２に係る合金のＸ線
回折パターンを示すグラフである。また、図４は、３０
０℃での水素放出におけるＰＣＴ曲線測定後における本
発明実施例２に係る合金のＸ線回折パターンを示すグラ
フである。更に、本発明実施例２に係る合金の上記各温
度での水素放出特性を示すＰＣＴ曲線を図８に示す。
【００１８】図３のグラフから、２４時間にわたるＭＧ
処理により、Ｘ線回折パターンにおいて、結晶質として
の明確な結晶構造に起因するピークが消滅し、上記合金
の構造がナノクリスタルあるいは非晶質の少なくとも一
方を有する構造になっていることが分かる。また、図４
のグラフから、図３と比較すれば結晶質としての明確な
結晶構造を有するＭｇＮｉ2系合金に起因するピークも
見られるが、ブロードな（幅の広い）ピークが観察さ
れ、３００℃に加熱した後でも、構造の大部分がナノク
リスタルあるいは非晶質の少なくとも一方を有する構造
に維持されていることが分かった。更に、図８のグラフ
から、本発明実施例２に係る合金の場合には、３００℃
の測定で、Ｍｇに起因するプラトー域が観測されるが、
１ＭＰａから０.０１ＭＰａに至る放出圧範囲におい
て、１５０℃の温度で約０.２５ｗｔ％、１７０℃の温
度で約０.４ｗｔ％の水素を放出していることが分かっ
た。しかしながら、それ以上の温度では水素放出量は低
下し、次に述べる本発明実施例３における場合と余り差
はなかった。
処理により、Ｘ線回折パターンにおいて、結晶質として
の明確な結晶構造に起因するピークが消滅し、上記合金
の構造がナノクリスタルあるいは非晶質の少なくとも一
方を有する構造になっていることが分かる。また、図４
のグラフから、図３と比較すれば結晶質としての明確な
結晶構造を有するＭｇＮｉ2系合金に起因するピークも
見られるが、ブロードな（幅の広い）ピークが観察さ
れ、３００℃に加熱した後でも、構造の大部分がナノク
リスタルあるいは非晶質の少なくとも一方を有する構造
に維持されていることが分かった。更に、図８のグラフ
から、本発明実施例２に係る合金の場合には、３００℃
の測定で、Ｍｇに起因するプラトー域が観測されるが、
１ＭＰａから０.０１ＭＰａに至る放出圧範囲におい
て、１５０℃の温度で約０.２５ｗｔ％、１７０℃の温
度で約０.４ｗｔ％の水素を放出していることが分かっ
た。しかしながら、それ以上の温度では水素放出量は低
下し、次に述べる本発明実施例３における場合と余り差
はなかった。
【００１９】本発明実施例３ 次に、本発明実施例３について説明する。この実施例３
は、ＭｇＮｉXＭ１Yの化学組成におけるＭ１を遷移金属
元素の一種であるコバルト（Ｃｏ）とし、Ｘ，Ｙの値を
それぞれ次のように選択した合金の特性を調べたもので
ある。 Ｘ＝０.８９，Ｙ＝０.０３ すなわち、本発明実施例３に係る水素吸蔵合金は、Ｍｇ
Ｎｉ0.89Ｃｏ0.03の化学組成式で表されるもので、組成
式Ｍｇ2Ｎｉ、組成式ＭｇＮｉ1.9Ｃｏ0.1でそれぞれ示
される合金を出発原料とし、これら合金をポットに挿入
し、本発明実施例１及び２の場合と同様のＭＧ処理を行
って製造した。得られた合金の特性の調査方法および評
価方法は、上記本発明実施例１及び２の場合と同じであ
る。
は、ＭｇＮｉXＭ１Yの化学組成におけるＭ１を遷移金属
元素の一種であるコバルト（Ｃｏ）とし、Ｘ，Ｙの値を
それぞれ次のように選択した合金の特性を調べたもので
ある。 Ｘ＝０.８９，Ｙ＝０.０３ すなわち、本発明実施例３に係る水素吸蔵合金は、Ｍｇ
Ｎｉ0.89Ｃｏ0.03の化学組成式で表されるもので、組成
式Ｍｇ2Ｎｉ、組成式ＭｇＮｉ1.9Ｃｏ0.1でそれぞれ示
される合金を出発原料とし、これら合金をポットに挿入
し、本発明実施例１及び２の場合と同様のＭＧ処理を行
って製造した。得られた合金の特性の調査方法および評
価方法は、上記本発明実施例１及び２の場合と同じであ
る。
【００２０】図５は、Ｍｇ2ＮｉとＭｇＮｉ1.9Ｃｏ0.1
を上述のように２４時間メカニカルグラインディング゛
（ＭＧ）して得られた本発明実施例３に係る合金のＸ線
回折パターンを示すグラフである。また、図６は、３０
０℃での水素放出におけるＰＣＴ曲線測定後における本
発明実施例３に係る合金のＸ線回折パターンを示すグラ
フである。更に、本発明実施例３に係る合金の上記各温
度での水素放出特性を示すＰＣＴ曲線を図９に示す。
を上述のように２４時間メカニカルグラインディング゛
（ＭＧ）して得られた本発明実施例３に係る合金のＸ線
回折パターンを示すグラフである。また、図６は、３０
０℃での水素放出におけるＰＣＴ曲線測定後における本
発明実施例３に係る合金のＸ線回折パターンを示すグラ
フである。更に、本発明実施例３に係る合金の上記各温
度での水素放出特性を示すＰＣＴ曲線を図９に示す。
【００２１】図５のグラフから、２４時間にわたるＭＧ
処理により、Ｘ線回折パターンにおける結晶質としての
明確な結晶構造に起因するピークが消滅し、上記合金の
構造がナノクリスタルあるいは非晶質の少なくとも一方
を有する構造になっていることが分かる。しかし、図６
のグラフから分かるように、３００℃に加熱した後で
は、Ｘ線回折パターンにおけるピークは、結晶質として
の明確な結晶構造を有するＭｇＮｉ2系合金に対応して
おり、ナノクリスタルあるいは非晶質の少なくとも一方
を有する構造に起因するブロードな（幅の広い）ピーク
は、大幅に減少している。また、図９のグラフから分か
るように、本発明実施例３に係る合金の場合には、１５
０℃の温度において、１ＭＰａから０.０１ＭＰａに至
る放出圧範囲での水素放出量は約０.１５ｗｔ％であっ
た。更に、図９から、測定温度の上昇による、ナノクリ
スタルあるいは非晶質の少なくとも一方を有する構造か
ら結晶質としての明確な結晶構造を有する結晶質への変
態は、各温度の吸蔵量から推定し、約２３０℃において
起こっていると推定される。結晶化により生じるＭｇに
起因するプラトー域は、２３０℃では０.０１ＭＰａ以
下のため観察されなかったが、２５０℃及び３００℃で
はプラトー域が認められることが分かる。
処理により、Ｘ線回折パターンにおける結晶質としての
明確な結晶構造に起因するピークが消滅し、上記合金の
構造がナノクリスタルあるいは非晶質の少なくとも一方
を有する構造になっていることが分かる。しかし、図６
のグラフから分かるように、３００℃に加熱した後で
は、Ｘ線回折パターンにおけるピークは、結晶質として
の明確な結晶構造を有するＭｇＮｉ2系合金に対応して
おり、ナノクリスタルあるいは非晶質の少なくとも一方
を有する構造に起因するブロードな（幅の広い）ピーク
は、大幅に減少している。また、図９のグラフから分か
るように、本発明実施例３に係る合金の場合には、１５
０℃の温度において、１ＭＰａから０.０１ＭＰａに至
る放出圧範囲での水素放出量は約０.１５ｗｔ％であっ
た。更に、図９から、測定温度の上昇による、ナノクリ
スタルあるいは非晶質の少なくとも一方を有する構造か
ら結晶質としての明確な結晶構造を有する結晶質への変
態は、各温度の吸蔵量から推定し、約２３０℃において
起こっていると推定される。結晶化により生じるＭｇに
起因するプラトー域は、２３０℃では０.０１ＭＰａ以
下のため観察されなかったが、２５０℃及び３００℃で
はプラトー域が認められることが分かる。
【００２２】本発明実施例４ 次に、本発明実施例４について説明する。この実施例４
は、ＭｇＮｉXＭ１Yの化学組成におけるＭ１を遷移金属
元素の一種であるクロム（Ｃｒ）とし、Ｘ，Ｙの値をそ
れぞれ次のように選択した合金の特性を調べたものであ
る。 Ｘ＝０.８９，Ｙ＝０.２６ すなわち、本発明実施例４に係る水素吸蔵合金は、Ｍｇ
Ｎｉ0.89Ｃｒ0.26の化学組成式で表されるもので、上述
の各実施例における場合と同様のＭｇ処理を行って製造
した。この本発明実施例４に係る合金の１５０℃での水
素放出特性を図１０に示す。この図１０から分かるよう
に、本発明実施例４に係る水素吸蔵合金の場合には、１
５０℃の温度において、１ＭＰａから０.０１ＭＰａに
至る放出圧範囲での水素放出量は約０.１ｗｔ％であっ
た。
は、ＭｇＮｉXＭ１Yの化学組成におけるＭ１を遷移金属
元素の一種であるクロム（Ｃｒ）とし、Ｘ，Ｙの値をそ
れぞれ次のように選択した合金の特性を調べたものであ
る。 Ｘ＝０.８９，Ｙ＝０.２６ すなわち、本発明実施例４に係る水素吸蔵合金は、Ｍｇ
Ｎｉ0.89Ｃｒ0.26の化学組成式で表されるもので、上述
の各実施例における場合と同様のＭｇ処理を行って製造
した。この本発明実施例４に係る合金の１５０℃での水
素放出特性を図１０に示す。この図１０から分かるよう
に、本発明実施例４に係る水素吸蔵合金の場合には、１
５０℃の温度において、１ＭＰａから０.０１ＭＰａに
至る放出圧範囲での水素放出量は約０.１ｗｔ％であっ
た。
【００２３】比較例 次に、比較例について説明する。この比較例は、Ｍｇ2
Ｎｉの化学組成式で示される合金の特性を調べたもので
ある。本比較例に係るＭｇ系合金は、アルゴン雰囲気下
で溶解法によって製作したもので、結晶質としての明確
な結晶構造を有する結晶質を有している。この比較例に
係る合金の１５０℃での水素放出特性を図１１に示す。
この図１１から分かるように、本比較例に係る合金の場
合には、１５０℃の温度で水素の放出／吸蔵は全く進ん
でいなかった。
Ｎｉの化学組成式で示される合金の特性を調べたもので
ある。本比較例に係るＭｇ系合金は、アルゴン雰囲気下
で溶解法によって製作したもので、結晶質としての明確
な結晶構造を有する結晶質を有している。この比較例に
係る合金の１５０℃での水素放出特性を図１１に示す。
この図１１から分かるように、本比較例に係る合金の場
合には、１５０℃の温度で水素の放出／吸蔵は全く進ん
でいなかった。
【００２４】以上より、ＭｇＮｉXＭ１Yの化学組成式に
おけるＭ１を遷移金属元素の一種であるクロム（Ｃｒ）
とし、Ｘ，Ｙの値をＸ＝０.８９，Ｙ＝０.０２とした本
発明実施例１の場合には、１５０℃の低温域でも１ＭＰ
ａから０.０１ＭＰａに至る放出圧範囲で約０.５ｗｔ％
の水素を放出しており、また、３００℃に加熱した後で
も、構造の大部分がナノクリスタルあるいは非晶質の少
なくとも一方を有する構造であり、高温加熱後でも十分
に安定した上記構造が得られることが分かった。このよ
うに、Ｍｇ系水素吸蔵合金において、ＭｇＮｉXＭ１Yで
示される組成を有するとともに、ナノクリスタル又は非
晶質の少なくとも一方の構造を有することにより、１５
０℃の低温域でも十分な水素放出量（つまり水素吸蔵
量）を確保することができた。これは、合金が上記構造
を有するようになって不安定なサイトが導入されること
によるものと思われる。また、Ｍ１を遷移金属元素とし
たのは、ナノクリスタル化あるいは非晶質化を促進する
ためである。
おけるＭ１を遷移金属元素の一種であるクロム（Ｃｒ）
とし、Ｘ，Ｙの値をＸ＝０.８９，Ｙ＝０.０２とした本
発明実施例１の場合には、１５０℃の低温域でも１ＭＰ
ａから０.０１ＭＰａに至る放出圧範囲で約０.５ｗｔ％
の水素を放出しており、また、３００℃に加熱した後で
も、構造の大部分がナノクリスタルあるいは非晶質の少
なくとも一方を有する構造であり、高温加熱後でも十分
に安定した上記構造が得られることが分かった。このよ
うに、Ｍｇ系水素吸蔵合金において、ＭｇＮｉXＭ１Yで
示される組成を有するとともに、ナノクリスタル又は非
晶質の少なくとも一方の構造を有することにより、１５
０℃の低温域でも十分な水素放出量（つまり水素吸蔵
量）を確保することができた。これは、合金が上記構造
を有するようになって不安定なサイトが導入されること
によるものと思われる。また、Ｍ１を遷移金属元素とし
たのは、ナノクリスタル化あるいは非晶質化を促進する
ためである。
【００２５】これに対して、Ｍｇ2Ｎｉの化学組成式で
示された結晶質としての明確な結晶構造を呈する比較例
の場合には、上述のように、１５０℃の温度で水素の放
出／吸蔵は全く行わないことが確認された。
示された結晶質としての明確な結晶構造を呈する比較例
の場合には、上述のように、１５０℃の温度で水素の放
出／吸蔵は全く行わないことが確認された。
【００２６】また、上記組成式におけるＭ１を遷移金属
元素の一種である鉄（Ｆｅ）とし、Ｘ，Ｙの値をＸ＝
０.８９，Ｙ＝０.０３とした本発明実施例２の場合に
は、本発明実施例１よりも劣るものの、１５０℃の低温
域でも１ＭＰａから０.０１ＭＰａに至る放出圧範囲で
約０.２５ｗｔ％の水素を放出しており、また、３００
℃に加熱した後でも、構造の大部分がナノクリスタルあ
るいは非晶質の少なくとも一方を有する構造であり、本
発明実施例１よりも劣るものの、高温加熱後でもかなり
安定した上記構造が得られることが分かった。
元素の一種である鉄（Ｆｅ）とし、Ｘ，Ｙの値をＸ＝
０.８９，Ｙ＝０.０３とした本発明実施例２の場合に
は、本発明実施例１よりも劣るものの、１５０℃の低温
域でも１ＭＰａから０.０１ＭＰａに至る放出圧範囲で
約０.２５ｗｔ％の水素を放出しており、また、３００
℃に加熱した後でも、構造の大部分がナノクリスタルあ
るいは非晶質の少なくとも一方を有する構造であり、本
発明実施例１よりも劣るものの、高温加熱後でもかなり
安定した上記構造が得られることが分かった。
【００２７】更に、上記組成式におけるＭ１を遷移金属
元素の一種であるコバルト（Ｃｏ）とし、Ｘ，Ｙの値を
Ｘ＝０.８９，Ｙ＝０.０３とした本発明実施例３の場合
には、１５０℃の温度で１ＭＰａから０.０１ＭＰａに
至る放出圧範囲での水素放出量は約０.１５ｗｔ％であ
った。また、３００℃の高温に加熱した後においては構
造のかなりの部分が結晶化していた。この結晶質への変
態は、約２３０℃において起こっていると推定される。
以上より、合金が高温加熱後においてもナノクリスタル
又は非晶質の少なくとも一方の構造を安定して保つため
には、上記組成式におけるＭ１を鉄（Ｆｅ）又はクロム
（Ｃｒ）とすること、特に、Ｃｒとすることが有効であ
ることが推論できる。
元素の一種であるコバルト（Ｃｏ）とし、Ｘ，Ｙの値を
Ｘ＝０.８９，Ｙ＝０.０３とした本発明実施例３の場合
には、１５０℃の温度で１ＭＰａから０.０１ＭＰａに
至る放出圧範囲での水素放出量は約０.１５ｗｔ％であ
った。また、３００℃の高温に加熱した後においては構
造のかなりの部分が結晶化していた。この結晶質への変
態は、約２３０℃において起こっていると推定される。
以上より、合金が高温加熱後においてもナノクリスタル
又は非晶質の少なくとも一方の構造を安定して保つため
には、上記組成式におけるＭ１を鉄（Ｆｅ）又はクロム
（Ｃｒ）とすること、特に、Ｃｒとすることが有効であ
ることが推論できる。
【００２８】また更に、上記組成式におけるＭ１をクロ
ム（Ｃｒ）とし、Ｘ，Ｙの値をＸ＝０.８９，Ｙ＝０.２
６とした本発明実施例４の場合には、１５０℃の温度で
１ＭＰａから０.０１ＭＰａに至る放出圧範囲での水素
放出量は約０.１ｗｔ％であった。例えば、水素吸蔵合
金をＮｉ−Ｈ電池の電極材料として使用する場合には、
０.０１ＭＰａ〜１ＭＰａの圧力範囲において１５０℃
の温度で０.１ｗｔ％程度の水素放出があれば、その機
能を果たすことが知られており、本発明実施例４の場合
は、このような使用における実用上の上限を示すものと
考えられる。
ム（Ｃｒ）とし、Ｘ，Ｙの値をＸ＝０.８９，Ｙ＝０.２
６とした本発明実施例４の場合には、１５０℃の温度で
１ＭＰａから０.０１ＭＰａに至る放出圧範囲での水素
放出量は約０.１ｗｔ％であった。例えば、水素吸蔵合
金をＮｉ−Ｈ電池の電極材料として使用する場合には、
０.０１ＭＰａ〜１ＭＰａの圧力範囲において１５０℃
の温度で０.１ｗｔ％程度の水素放出があれば、その機
能を果たすことが知られており、本発明実施例４の場合
は、このような使用における実用上の上限を示すものと
考えられる。
【００２９】本発明実施例４では、上記本発明実施例１
と比較すると、ＭｇＮｉXＭ１Yの化学組成式におけるＭ
１をクロム（Ｃｒ）とした場合のＹの値が大きく（０.
０２から０.２６に）なっており、これに伴って、１Ｍ
Ｐａから０.０１ＭＰａに至る放出圧範囲における１５
０℃の温度での水素放出量は、約０.５ｗｔ％から約０.
１ｗｔ％に低下している。すなわち、ＭｇＮｉXＭ１Yの
化学組成式におけるＭ１を遷移金属元素の一種であるク
ロム（Ｃｒ）とした場合、Ｙの値が大きくなるほど低温
域での水素放出量が少なくなる傾向がある。以上より、
上記組成式におけるＭ１をクロム（Ｃｒ）とした場合、
低温域での実用上有効な水素放出量を確保するために
は、Ｙの値は０.２５以下とすることが望ましい。
と比較すると、ＭｇＮｉXＭ１Yの化学組成式におけるＭ
１をクロム（Ｃｒ）とした場合のＹの値が大きく（０.
０２から０.２６に）なっており、これに伴って、１Ｍ
Ｐａから０.０１ＭＰａに至る放出圧範囲における１５
０℃の温度での水素放出量は、約０.５ｗｔ％から約０.
１ｗｔ％に低下している。すなわち、ＭｇＮｉXＭ１Yの
化学組成式におけるＭ１を遷移金属元素の一種であるク
ロム（Ｃｒ）とした場合、Ｙの値が大きくなるほど低温
域での水素放出量が少なくなる傾向がある。以上より、
上記組成式におけるＭ１をクロム（Ｃｒ）とした場合、
低温域での実用上有効な水素放出量を確保するために
は、Ｙの値は０.２５以下とすることが望ましい。
【００３０】尚、本発明は、以上の実施態様に限定され
るものではなく、その要旨を逸脱しない範囲において、
種々の改良あるいは変更が可能であることは言うまでも
ない。例えば、上記実施の形態では、各実施例に係る水
素吸蔵合金は、Ｍｇ−Ｎｉ系等の化合物を出発原料とし
て、極めて長時間（２４時間）のメカニカルグラインデ
ィング（ＭＧ）処理を行うことにより、ナノクリスタル
あるいは非晶質の少なくとも一方を有する構造としたも
のであったが、出発原料は元素であっても良く、また、
長時間のＭＧ処理を行う代わりに、急冷凝固法によって
合金を製作することによって、上記と同様に、ナノクリ
スタルあるいは非晶質の少なくとも一方を有する構造の
合金を得ることができる。
るものではなく、その要旨を逸脱しない範囲において、
種々の改良あるいは変更が可能であることは言うまでも
ない。例えば、上記実施の形態では、各実施例に係る水
素吸蔵合金は、Ｍｇ−Ｎｉ系等の化合物を出発原料とし
て、極めて長時間（２４時間）のメカニカルグラインデ
ィング（ＭＧ）処理を行うことにより、ナノクリスタル
あるいは非晶質の少なくとも一方を有する構造としたも
のであったが、出発原料は元素であっても良く、また、
長時間のＭＧ処理を行う代わりに、急冷凝固法によって
合金を製作することによって、上記と同様に、ナノクリ
スタルあるいは非晶質の少なくとも一方を有する構造の
合金を得ることができる。
【００３１】
【発明の効果】以上、説明したように、本願発明によれ
ば、Ｍｇ系の水素吸蔵合金において、その化学組成をＭ
ｇＮｉXＭ１Yで示される組成とするとともに、ナノクリ
スタル又は非晶質の少なくとも一方の構造とすることに
より、水素吸蔵量は多いが水素の吸蔵および放出温度が
高いとされていたＭｇ系水素吸蔵合金において、従来に
比べてかなり低い温度領域でも、有効に水素の吸蔵およ
び放出を行わしめることが可能になり、実用性の高いＭ
ｇ系水素吸蔵合金を提供することができる。また、この
場合において、上記組成式ＭｇＮｉXＭ１YにおけるＭ１
を遷移金属元素としたことにより、合金のナノクリスタ
ル化あるいは非晶質化を促進することができ、更に、上
記Ｍ１を、特に、鉄（Ｆｅ）又はクロム（Ｃｒ）とする
ことにより、高温加熱後においてもナノクリスタル又は
非晶質の少なくとも一方の構造を安定して保つことがで
きる。また、更に、この場合において、上記Ｍ１をクロ
ム（Ｃｒ）とし、Ｙの値を０.２５以下（但し、Ｙ＞
０）とすることにより、低温域での水素の吸蔵および放
出を実用上有効な範囲で確実に行わせることができる。
ば、Ｍｇ系の水素吸蔵合金において、その化学組成をＭ
ｇＮｉXＭ１Yで示される組成とするとともに、ナノクリ
スタル又は非晶質の少なくとも一方の構造とすることに
より、水素吸蔵量は多いが水素の吸蔵および放出温度が
高いとされていたＭｇ系水素吸蔵合金において、従来に
比べてかなり低い温度領域でも、有効に水素の吸蔵およ
び放出を行わしめることが可能になり、実用性の高いＭ
ｇ系水素吸蔵合金を提供することができる。また、この
場合において、上記組成式ＭｇＮｉXＭ１YにおけるＭ１
を遷移金属元素としたことにより、合金のナノクリスタ
ル化あるいは非晶質化を促進することができ、更に、上
記Ｍ１を、特に、鉄（Ｆｅ）又はクロム（Ｃｒ）とする
ことにより、高温加熱後においてもナノクリスタル又は
非晶質の少なくとも一方の構造を安定して保つことがで
きる。また、更に、この場合において、上記Ｍ１をクロ
ム（Ｃｒ）とし、Ｙの値を０.２５以下（但し、Ｙ＞
０）とすることにより、低温域での水素の吸蔵および放
出を実用上有効な範囲で確実に行わせることができる。
【図１】 本発明実施例１に係る合金の２４時間ＭＧ処
理後におけるＸ線回折パターンを示す図である。
理後におけるＸ線回折パターンを示す図である。
【図２】 本発明実施例１に係る合金の３００℃加熱後
におけるＸ線回折パターンを示す図である。
におけるＸ線回折パターンを示す図である。
【図３】 本発明実施例２に係る合金の２４時間ＭＧ処
理後におけるＸ線回折パターンを示す図である。
理後におけるＸ線回折パターンを示す図である。
【図４】 本発明実施例２に係る合金の３００℃加熱後
におけるＸ線回折パターンを示す図である。
におけるＸ線回折パターンを示す図である。
【図５】 本発明実施例３に係る合金の２４時間ＭＧ処
理後におけるＸ線回折パターンを示す図である。
理後におけるＸ線回折パターンを示す図である。
【図６】 本発明実施例３に係る合金の３００℃加熱後
におけるＸ線回折パターンを示す図である。
におけるＸ線回折パターンを示す図である。
【図７】 本発明実施例１に係る合金の各測定温度での
水素放出特性を示す図である。
水素放出特性を示す図である。
【図８】 本発明実施例２に係る合金の各測定温度での
水素放出特性を示す図である。
水素放出特性を示す図である。
【図９】 本発明実施例３に係る合金の各測定温度での
水素放出特性を示す図である。
水素放出特性を示す図である。
【図１０】 本発明実施例４に係る合金の温度１５０℃
での水素放出特性を示す図である。
での水素放出特性を示す図である。
【図１１】 比較例に係る合金の温度１５０℃での水素
放出特性を示す図である。
放出特性を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 對尾 良則 広島県安芸郡府中町新地３番１号 マツダ 株式会社内
Claims (4)
- 【請求項１】 ＭｇＮｉXＭ１Yで示される組成を有する
とともに、ナノクリスタル又は非晶質の少なくとも一方
の構造を有することを特徴とするマグネシウム系水素吸
蔵合金。 - 【請求項２】 上記組成式ＭｇＮｉXＭ１YにおけるＭ１
が遷移金属元素であることを特徴とする請求項１記載の
マグネシウム系水素吸蔵合金。 - 【請求項３】 上記組成式ＭｇＮｉXＭ１YにおけるＭ１
が鉄（Ｆｅ）又はクロム（Ｃｒ）であることを特徴とす
る請求項１又は請求項２に記載のマグネシウム系水素吸
蔵合金。 - 【請求項４】 上記組成式ＭｇＮｉXＭ１YにおけるＭ１
がクロム（Ｃｒ）であり、Ｙの値が０.２５以下（但
し、Ｙ＞０）であることを特徴とする請求項３記載のマ
グネシウム系水素吸蔵合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10016502A JPH11217640A (ja) | 1998-01-29 | 1998-01-29 | マグネシウム系水素吸蔵合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10016502A JPH11217640A (ja) | 1998-01-29 | 1998-01-29 | マグネシウム系水素吸蔵合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11217640A true JPH11217640A (ja) | 1999-08-10 |
Family
ID=11918059
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10016502A Pending JPH11217640A (ja) | 1998-01-29 | 1998-01-29 | マグネシウム系水素吸蔵合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11217640A (ja) |
Citations (8)
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| WO1995034918A1 (en) * | 1994-06-14 | 1995-12-21 | Ovonic Battery Company, Inc. | ELECTROCHEMICAL HYDROGEN STORAGE ALLOYS AND BATTERIES FABRICATED FROM Mg CONTAINING BASE ALLOYS |
| WO1996023906A1 (en) * | 1995-02-02 | 1996-08-08 | Hydro-Quebec | NANOCRYSTALLINE Mg-BASED MATERIALS AND USE THEREOF FOR THE TRANSPORTATION AND STORAGE OF HYDROGEN |
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-
1998
- 1998-01-29 JP JP10016502A patent/JPH11217640A/ja active Pending
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