碱性蓄电池用贮氢合金及其制造方法

摘要

本发明提供高输出功率特性和输出稳定性优异的碱性蓄电池用贮氢合金及其制造方法。本发明的碱性蓄电池用贮氢合金，由ABn(A：LaxReyMg1-x-y，B：Nin-zTz，Re：从包括Y的稀土元素(除外La)中选出的至少一种元素，T：从Co、Mn、Zn、Al中选出的至少一种元素，z＞0)表示，化学计量比n为3.5～3.8，La相对于Re之比(x/y)为3.5以下，至少具有A5B19型结构，并且晶格的平均C轴长度α为

权利要求

1.一种碱性蓄电池用贮氢合金，其特征在于，

所述贮氢合金由ABn表示，化学计量比n为3.5～3.8，La相对于Sm之比即x/y为3.5以下，至少具有A5B19型结构，并且晶格的平均C轴长度α为在ABn中，A为LaxSmyMg1-x-y，B为Nin-zTz，T为从Co、Mn、Zn、Al中选出的至少一种元素，z＞0。

2.根据权利要求1所述的碱性蓄电池用贮氢合金，其特征在于，z为0.25以下，并且T不包括Co。

3.权利要求1所述的碱性蓄电池用贮氢合金的制造方法，其特征在于，具有：加热熔解作为贮氢合金的原材料的金属元素的工序；

使加热熔解的熔液凝固，成为由ABn表示、化学计量比n为3.5～3.8、La相对于Sm之比即x/y为3.5以下的贮氢合金的合金铸锭的工序；和以比贮氢合金的熔点低90～40℃的温度对合金铸锭进行10小时以上的热处理的工序；

在ABn中，A为LaxSmyMg1-x-y，B为Nin-zTz，T为从Co、Mn、Zn、Al中选出的至少一种元素，z＞0。

说明书

碱性蓄电池用贮氢合金及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及适合混合动力汽车(HEV：Hybrid Electric Vehicle)、电动汽车(PEV：Pure Electric Vehicle)等要求大电流放电的用途(高输出功率用途)的碱性蓄电池用贮氢合金及其制造方法。

背景技术

[0002] 将贮氢合金用于负极的碱性蓄电池，从安全性优异这一点出发而被用于HEV、PEV用等所谓的高输出功率用途。

[0003] 贮氢合金一般由AB2型结构或AB5型结构的单一相构成，但近年来，期望有远远超过现有的范围的高输出功率、高容量性能，从而提出如稀土类-Mg-Ni系合金这样，以组合了AB2型结构和AB5型结构的A2B7型结构、A5B19型结构为主相而含有的贮氢合金(专利文献1)。

[0004] 稀土类-Mg-Ni系贮氢合金，根据化学计量比导致结晶结构发生相变，随着化学计量比的增加，容易从A2B7型结构构成为A5B19型结构。

[0005] 其中，A5B19型结构包括以1层的AB2型结构和3层的AB5型结构为周期堆积重叠而成的结构，因此能够使每单位晶格的镍比率提高，使用了含有A5B19型结构为主相(比较大量地含有)的稀土类-Mg-Ni系贮氢合金的碱性蓄电池，显示出特别优异的高输出功率。

[0006] 专利文献1：国际公开第2007/018292号

[0007] 可是，在HEV的高输出功率用途中，例如一般会应用在SOC(State OfCharge：充电深度)为20～80％的范围内反复进行脉冲充放电的部分充放电控制方式。

[0008] 因此，在HEV的高输出功率用途中，要求所使用的碱性蓄电池具有出色的输出功率特性优异，并且随着SOC的变化，输出功率特性的变化小(输出功率稳定性优异)。

[0009] 一般来说，含有贮氢合金的碱性蓄电池的输出功率特性，与贮氢合金的平衡压力有密切关系，若贮氢合金的平衡压力高，则输出功率特性也变高，若贮氢合金的平衡压力低，则输出功率特性也降低。

[0010] 因此，贮氢合金的平衡压力随着SOC的变化而变化时，输出功率特性也变化。

[0011] 就输出功率特性伴随SOC的变化而变化这一点，由于在特定的SOC的范围内得不到规定的输出功率，所以在遍及低SOC～高SOC通常要求有固定的输出功率的HEV的高输出功率用途中不为优选。

[0012] 因此，为了减小随着SOC的变化而来的输出功率特性的变化，有必要按照减小随着SOC的变化而来的贮氢合金的平衡压力的变化的方式进行控制，有必要按照减小与实际使用区域对应的贮氢合金的PCT曲线的坪(plateau)区域(由于在SOC：20～80％的范围内所见的SCO的变化而贮氢合金的平衡压力并没有发生很大变化的区域)的平衡压力的变化的方式进行控制。

[0013] 特别是以获得高输出功率特性为目的而使用以A5B19型结构为主相的稀土类-Mg-Ni系贮氢合金时，因此该贮氢合金的结晶结构的稳定性差，所以容易生成A2B7型结构、AB5型结构或AB3型结构等副相，由于这些副相的存在导致贮氢合金的PCT曲线的坪区域的平坦性降低，有输出功率稳定性降低这样的问题。因此，使用该贮氢合金时，需要注意的是，以减小PCT曲线的坪区域的平衡压力的变化的方式来进行控制。

[0014] 不过，如上所述由于副相的存在导致所使用的贮氢合金的PCT曲线的坪区域的平坦性降低的理由，被认为如下所示。

[0015] 一般来说，在贮氢合金由多个结晶结构构成时，贮氢合金的PCT曲线是各结晶结构的PCT曲线(参照图2(a))混合而成的(参照图2(b))。

[0016] 但是，PCT曲线的混合并不是在全部的SOC区域均等地进行，其混合的方式在低SOC区域和中～高SOC区域有所不同，因此最终得到的PCT曲线成为坪区域倾斜的形状(参照图2(b))。

[0017] 认为这是由于，在低SOC区域，平衡压力低的结晶结构主体性地涉及氢的贮存、释放，另一方面，在中～高SOC区域，平衡压力高的结晶结构主体性地涉及氢的贮存、释放，因此在低SOC区域，混合贮氢合金的PCT曲线使得向平衡压力低的结晶结构侧移动，另一方面，混合贮氢合金的PCT曲线使得向平衡压力高的结晶结构侧移动。

[0018] 如上所述混合各结晶结构的PCT曲线，其结果，在贮氢合金的PCT曲线的坪区域发生倾斜，平坦性降低。

[0019] 因此认为，使用了上述这样的贮氢合金的电池，随着SOC的变化而输出功率特性的变化变大，输出功率特性的稳定性降低。

[0020] 实际上，在以A5B19型结构为主相的稀土类-Mg-Ni系贮氢合金的情况下，主相的A5B19型结构的平衡压力大，作为副相而生成的A2B7型结构等的平衡压力小，因此随着平衡压力小的副相的A2B7型结构等的构成比率的变大，贮氢合金的PCT曲线的低SOC区域的部分向副相的A2B7型结构侧移动而混合。

[0021] 如上所述，在以A5B19型结构为主相的稀土类-Mg-Ni系贮氢合金中，重要的是控制AB3型结构、AB5型结构和A2B7型结构等的副相的构成比率。

[0022] 但是，在至今为止的运用合金组成控制进行的副相的构成比率控制中，并不能充分抑制输出功率稳定性的降低。

发明内容

[0023] 本发明正是为了解决上述的问题而完成的发明，其目的在于，着眼于在合金组成控制中组合了基于制造工艺的控制的多相化技术，由此提供高输出功率特性和输出功率稳定性优异的碱性蓄电池用贮氢合金及其制造方法。

[0024] 本发明的碱性蓄电池用贮氢合金，其特征在于，由ABn(A：LaxReyMg1-x-y，B：Nin-zTz，Re：从包括Y的稀土元素(除外La)中选出的至少一种元素，T：从Co、Mn、Zn、Al中选出的至少一种元素，z＞0)表示，化学计量比n为3.5～3.8，La相对于Re之比(x/y)为3.5以下，至少具有A5B19型结构，并且晶格的平均C轴长度α为

[0025] 具有前述构成的碱性蓄电池用贮氢合金，成为PCT曲线的坪区域的平坦性降低的原因的副相的AB3型结构、AB5型结构和A2B7型结构的构成比率被限制在规定的范围，所以如图2(c)所示，贮氢合金的PCT曲线的坪区域的倾斜小，平坦性高，因此输出功率特性的稳定性优异。

[0026] 在此，作为主相的A5B19型结构和作为副相的AB3型结构、AB5型结构和A2B7型结构的结构比率是否收纳在规定的范围，能够以贮氢合金的晶格的平均C轴长度作为指标加以确认。其理由如下。

[0027] 即，作为主相的A5B19型结构和作为副相的AB3型结构、AB5型结构和A2B7型结构分别具有固有的晶格的C轴长度，例如，作为A2B7型结构的代表性结构的Gd2Ni7型结构(菱形晶)为 Ce2Ni7型结构(六方晶)为 作为A5B19型结构的代表性结构的Ce5Co19型结构(菱形晶)为 Pr5Co19型结构(六方晶)为 如此分别具有固有的晶格
的C轴长度。

[0028] 在此，若求得一个结晶结构的C轴长度乘以其结晶结构的结构比率的值，并针对全部的结晶结构求得该值并加以综合，将其定义为贮氢合金的晶格的平均C轴长度 则如果各型结构的结构比率确定，则贮氢合金的晶格的平均C轴长度α成为惟一确定的值。

[0029] 在本发明的碱性蓄电池用贮氢合金中，如后所述，通过使贮氢合金的晶格的平均C轴长度α为 可确认输出功率稳定性的降低得到抑制。

[0030] 另外，技术方案2的本发明的碱性蓄电池用贮氢合金，其特征在于，在前述通式中，z为0.25以下，且T不包括Co。

[0031] z超过0.25时，熔点低的Ni置换元素的量增加导致偏析相增大，耐腐蚀性降低，因此z优选为0.25以下。

[0032] 另外，作为Ni置换元素T而将Co用于置换元素时，Co在碱性蓄电池内洗脱并在隔片上再析出，从而使微小短路发生，因此，作为面向HEV等的高可靠性用途的合金构成元素是不合适。由此，作为Ni置换元素T，优选不包括Co。

[0033] 另外，本发明的碱性蓄电池用贮氢合金的制造方法，其特征在于，具有：加热熔解作为贮氢合金的原材料的金属元素的工序；使已加热熔解的熔液凝固而成为由ABn(A：LaxReyMg1-x-y，B：Nin-zTz，Re：从包括Y的稀土元素(除外La)中选出的至少一种元素，T：从Co、Mn、Zn、Al中选出的至少一种元素，z＞0)表示，化学计量比n为3.5～3.8、La相对于Re之比(x/y)为3.5以下的贮氢合金的合金铸锭的工序；和以比贮氢合金的熔点低90℃～
40℃的温度对合金铸锭进行10小时以上的热处理的工序。

[0034] 根据上述制造方法，在热处理过程中贮氢合金中的A2B7型结构发生结晶结构相变而成为A5B19型结构，能够进一步提高A5B19型结构的结构比率，因此能够制造贮氢合金的PCT曲线的坪区域的平坦性高、输出功率特性的稳定性优异的碱性蓄电池用贮氢合金。

[0035] 另一方面，若热处理时间低于10小时，或热处理温度低于合金熔点超过90℃，或仅仅低于合金熔点不足40℃，则向A5B19型结构发生的结晶结构相变不充分，输出功率稳定性降低。

[0036] 由以上可知，热处理需要在比贮氢合金的熔点降低90℃～40℃的温度下进行10小时以上。

[0037] 根据本发明，在以A5B19型结构为主相或较多地含有A5B19型结构的稀土类-Mg-Ni系贮氢合金中，通过控制AB3型结构、AB5型结构或A2B7型结构等副相的构成比率，能够提供高输出功率特性和输出功率稳定性优异的碱性蓄电池用贮氢合金及其制造方法。

附图说明

[0038] 图1是模式化地表示使用本发明的碱性蓄电池用贮氢合金的碱性蓄电池的剖面图。

[0039] 图2是说明贮氢合金的PCT曲线的概略图。

[0040] 图中：11…贮氢合金负极，11a…负极用导电性芯体，11b…活性物质层，11c…芯体露出部，12…镍正极，12c…芯体露出部，13…隔片，14…负极集电体，15…正极集电体，15a…正极用引线，16…外装罐，16a…环状槽部，16b…开口端缘，17…封口体，17a…封口板，17b…正极帽，17c…阀板，17d…弹簧，18…绝缘垫片。

具体实施方式

[0041] 接着，以下详细说明本发明的实施方式，但是本发明并不受其限定，在不改变其要旨的范围内能够适宜变更实施。

[0042] 1.贮氢合金

[0043] 混合合金元素使之达到规定的摩尔比后，将这些混合物投入氩气气氛的高频感应炉内使之熔解，将其注入模具中使其凝固，制作具有表1所示的组成的铸锭状态的贮氢合金A～K。

[0044] 接着，对于得到的贮氢合金A～K，使用DSC(差示扫描热量仪)测定熔点(Tm)。

[0045] 然后，对于各贮氢合金A～K，以比它们的熔点(Tm)低规定温度(Ta)的温度(Ta-Tm)进行规定时间的热处理。各贮氢合金A～K的热处理条件显示在表1中。

[0046] 其后，对这些各贮氢合金的块进行粗粉碎后，在惰性气体气氛中机械性地粉碎，制作体积累积频率50％的粒径(D50)为25μm的贮氢合金粉末A1～A7和B～K。

[0047] 接着，通过使用以Cu～Kα管为X射线源的X射线衍射测定装置的粉末X射线衍射法，进行贮氢合金粉末A～K的结晶结构的鉴定。这时，以扫描速度1°/min、管电压40kV、管电流300mA、扫描间隔(scan step)1°、测定角度20～50θ/deg进行X射线衍射测定。

[0048] 在结晶结构的各结构比率的计算中，A5B19型结构为Pr5Co19型结构和Ce5Co19型结构，A2B7型结构为Ce2Ni7型结构和Gd2Ni7型结构，AB5型结构为LaNi5型结构，AB3型结构为PuNi3型结构，以NIMS(National Institurefor Materials Science)数据库的各衍射强度峰值为基础，通过与所得到的分布曲线(profile)的42～44°的最强强度值的相对强度比，计算各结构比率。

[0049] 另外，由NISM的数据库记载的各结晶结构的C轴长，计算贮氢合金粉末A1～A7和B～K的晶格的平均C轴长度。

[0050] 关于贮氢合金粉末A1～A7和B～K的结晶结构的各结构比率及平均C轴长度，显示在表2中。

[0051]

[0052] 【表2】

[0053]

[0054] 2.贮氢合金负极

[0055] 贮氢合金负极11按照如下方式制作。

[0056] 首先，将上述的贮氢合金粉末A1～A7和B～K与水溶性粘结剂、热塑性弹性体和碳系导电剂加以混合混炼，制作贮氢合金浆料。

[0057] 作为水溶性粘结剂，使用由0.1质量％的CMC(羧甲基纤维素)和水(或纯水)构成的物质。作为热塑性弹性体，使用苯乙烯丁二烯胶乳(SBR)。作为碳系导电剂，使用科琴黑(Ketjen black)。

[0058] 接着，将以上述方式制作的合金浆料涂敷在负极用导电性芯体上并达到规定的填3
充密度(例如5.0g/cm)，使之干燥后，轧制成规定的厚度。之后，切割成规定的尺寸，分别制造贮氢合金负极11。

[0059] 作为负极用导电性芯体，使用实施了镀镍的软钢材制的多孔基板(冲孔金属板)。

[0060] 3.镍正极

[0061] 镍正极12按照如下方式制作。

[0062] 首先，将孔隙率约为85％的多孔性镍烧结基板浸渍在比重1.75的硝酸镍和硝酸钴的混合水溶液中，在多孔性镍烧结基板的细孔内保持镍盐和钴盐。之后，将该多孔性镍烧结基板浸渍在25质量％的氢氧化钠(NaOH)水溶液中，分别将镍盐和钴盐转化成氢氧化镍和氢氧化钴。

[0063] 接着，充分水洗除去碱溶液后进行干燥，向多孔性镍烧结基板的细孔内填充以氢氧化镍为主要成分的活性物质。使这样的活性物质填充操作反复进行规定次数(例如6次)，在多孔性烧结基板的细孔内填充以氢氧化镍为主体的活性物质，使其填充密度为
3
2.5g/cm。其后，在室温下使之干燥后，切割成规定的尺寸而制作镍正极12。

[0064] 4.镍—氢蓄电池

[0065] 镍—氢蓄电池10按照如下方式制作。

[0066] 首先，使用如上所述制作的贮氢合金负极11和镍正极12，使其之间有经磺化处理的含有聚丙烯纤维的无纺布所构成的隔片13存在并将其卷绕成涡卷状而制作涡卷状电极组。

[0067] 需要说明的是，在如此制作的涡卷状电极组的下部，有贮氢合金负极11的芯体露出部11c露出，在其上部有镍正极12的芯体露出部12c露出。接着，在所得到的涡卷状电极组的下端面露出的芯体露出部11c上焊接负极集电体14，并且在涡卷状电极组的上端面露出的镍正极12的芯体露出部12c上焊接正极集电体15，而成为电极体。

[0068] 接着，将所得到的电极体收容在对铁实施了镀镍的有底筒状的外装罐(底面的外面为负极外部端子)16内后，在外装罐16的内底面焊接负极集电体14。另一方面，在构成封口体17的底部的封口板17a上，焊接由正极集电体15延伸出的集电引线部15a，所述封口体17兼有正极端子并且在外周部装配有绝缘垫片18。还有，在封口体17上设有正极帽17b，在该正极帽17b内配置有压力阀，该压力阀由该正极帽17b内达到规定的压力时会发生变形的阀体17c和弹簧17d构成。

[0069] 接着，在外装罐16的上部外周部形成环状槽部16a后，注入电解液，在外装罐16的上部所形成的环状槽部16a上，载置装配于封口体17的外周部的绝缘垫片18。之后，对外装罐16的开口端缘进行敛缝，在外装罐16内注入由30质量％的氢氧化钾(KOH)水溶液构成的碱性电解液，达到单位电池容量为2.5g/Ah左右，制作实施例1～实施例10以及比较例1～比较例7的镍—氢蓄电池10。

[0070] 5.电池试验

[0071] (1)活化

[0072] 活化按照如下方式进行。

[0073] 首先，放置如上所述制作的实施例1～实施例10以及比较例1～比较例7的镍—氢蓄电池10，直至电池电压达到放置时峰值电压的60％后，在25℃的温度气氛下，以1It的充电电流进行充电至SOC(State Of Charge：充电深度)的120％，在25℃的温度气氛下停止1小时。接着，在70℃的温度气氛下放置24小时后，在45℃的温度气氛下，以1It的放电电流使之放电，直至电池电压达到0.3V，这一循环反复进行两个周期。

[0074] (2)输出功率特性评价

[0075] 为了调查输出功率稳定性，以如下方式进行输出功率特性评价。

[0076] 首先，在25℃的温度气氛下，以1It的充电电流对如上所述活化的实施例1～实施例10以及比较例1～比较例7的镍—氢蓄电池10进行充电，直至SOC(State OfCharge：充电深度)的50％后，在25℃的温度气氛下停止1小时。

[0077] 接着，在-10℃的温度气氛下，以任意的充电速率使之充电20秒后，在-10℃的温度气氛下停止30分钟。其后，在-10℃的温度气氛下，以任意的放电速率使之放电10秒后，在-10℃的温度气氛下停止30分钟。在这样的-10℃的温度气氛下，重复进行任意的充电速率下的20秒充电，30分钟的停止，任意的放电速率下的10秒放电，-10℃的温度气氛下的30分钟的停止。

[0078] 这时，任意的充电速率按0.8It→1.7It→2.5It→3.3It→4.2It的顺序使充电电流增加，任意的放电速率按1.7It→3.3It→5.0It→6.7It→8.3It的顺序使放电电流增加，在各放电速率下对各放电速率测定经过10秒钟的时刻下的各电池的电池电压(V)。

[0079] 接着，使所测定的经过10秒的时刻下的各电池的电池电压(V)相对于每个放电速率的放电电流值进行二维绘图，求得表示电池电压和放电电流值的关系的近似曲线，求得近似曲线中的0.9V时的放电电流值作为SOC50％输出功率特性。

[0080] 另外，在25℃的温度气氛下，以1It的充电电流对经活化的实施例1～实施例10以及比较例1～比较例7的镍—氢蓄电池10进行充电直至SOC20％，除此以外，与上述一样求得SOC20％输出功率特性。

[0081] 进而，求得SOC20％输出功率特性相对于SOC50％输出功率特性的比率，作为输出功率稳定性(SOC20％输出功率特性/SOC50％输出功率特性)。

[0082] 如上所述求得的SOC50％输出功率特性、SOC20％输出功率特性和输出功率稳定性显示在下述表3和表4中。需要说明的是，在各表中，以实施例1的电池为基准(100％)，以与其的相对比(％)表示。

[0083] (3)放电储备容量性能评价

[0084] 为了调查贮氢合金的耐腐蚀性，以如下方式进行放电储备容量蓄积率。

[0085] 首先，卸下如上所述活化的实施例1～实施例10以及比较例1～比较例7的镍—氢蓄电池10封口体17而处于开放状态，之后在该电池的正负极端子上安装导线，将其收容在烧杯中。

[0086] 接着，在该烧杯中注入KOH水溶液，使该电池浸渍在KOH水溶液中，并且在该容器中配置了参比电极(Hg/HgO)。接着，使该电池的导线与外部放电电路连接，使该电池强制放电。

[0087] 通过强制放电而使正极活性物质完全成为放电状态后，在25℃的温度气氛下，以1It的放电电流使之放电，直至负极电位相对于参比电极(Hg/HgO)达到0.3V，由这时的放电时间求得负极的1It放电时的容量。

[0088] 之后，停止放电10分钟后，以0.1It的放电电流使之放电，直至负极电位相对于参比电极(Hg/HgO)达到0.3V，由这时的放电时间求得负极的0.1It放电时的容量。求出所得到的1It放电时的容量和0.1It放电时的容量的和作为放电储备容量，若将求得的放电储备容量作为标称电池容量的比进行计算而作为放电储备容量蓄积率((放电储备容量/标称电池容量)×100％)加以表示，则为表3所示的结果。需要说明的是，在各表中，以实施例1的电池的放电储备容量蓄积率为基准(100％)，以与其的相对比(％)来表示。

[0089] 6.贮氢合金的组成的研究

[0090] 【表3】

[0091]

[0092] 由表3可知，La相对于Re之比x/y为4.0以上的贮氢合金粉末之中，就贮氢合金粉末G和H而言，AB5型结构的结构比率大，另外，就贮氢合金粉末I而言，A2B7型结构的结构比率大，所以晶格的平均C轴长度均小，为 。因此，可知使用了这些贮氢合金粉末的比较例1～3的电池，输出功率特性低，输出功率稳定性也低，为84～92％。

[0093] 另外，化学计量比n超过3.8的贮氢合金粉末J，A5B19型结构的结构比率大，晶格的平均C轴长度也比 大。因此可知，使用了该贮氢合金粉末的比较例4的电池，输出功率特性非常高，输出功率稳定性也良好，为106％。

[0094] 但是，比较例4的电池，表示贮氢合金的耐腐蚀性的储备容量蓄积率高，为130％，可知贮氢合金的耐腐蚀性降低。被认为这是由于A5B19结构比率增大，贮氢合金的微粉化被加速。

[0095] 相对于此，使用了贮氢合金粉末A1、B～F的实施例1～实施例6的电池，可知输出功率特性、输出功率稳定性和耐腐蚀性均良好。

[0096] 就这一点进一步进行调查，结果发现化学计量比n为3.5～3.8，La相对于Re之比(x/y)为3.5以下，并且平均晶格的C轴长度α为 时，输出功率特性、输出功率稳定性和耐腐蚀性均良好。

[0097] 另外，使用了置换元素(T)的z值比0.25大的贮氢合金粉末K的实施例7的电池，虽然未见输出功率特性和输出功率稳定性的降低，但与实施例1～实施例6的电池相比，可知耐腐蚀性稍有降低。

[0098] 被认为这是由于，z超过0.25时，熔点低的Ni置换元素的量增加，从而导致偏析相增大。

[0099] 就这一点进一步进行调查，结果可知只要置换元素(T)的z值为0.25以下，则此问题得到抑制。需要说明的是，为了维持贮氢合金的性能，优选z值为0.09以上。

[0100] 还有，虽表中未示出，但作为Ni置换元素T而将Co用于置换元素时，确认到Co在碱性蓄电池内洗脱并在隔片上再析出，在HEV等高可靠性用途中尤其会发生成为问题的微小短路，因此，作为Ni置换元素T，优选不含Co。

[0101] 7.贮氢合金的热处理条件的研究

[0102] 【表4】

[0103]

[0104] 由表4可知，使用了热处理时间低于10小时的贮氢合金粉末A5的比较例5的电池、使用了在比贮氢合金的熔点低100℃的温度下进行了处理的贮氢合金粉末A6的比较例6的电池、和使用了在比合金铸锭的熔点仅低30℃的温度下进行了热处理的贮氢合金粉末A7的比较例7的电池，由于贮氢合金中的A5B19型的构成比率低，因此可知晶格的平均C轴长度小，电池的输出功率稳定性降低。

[0105] 相对于此，在使用了贮氢合金粉末A1～A4的实施例1和实施例8～10的电池中，可知输出功率特性、输出功率稳定性和耐腐蚀性均良好。

[0106] 就这一点进一步进行调查，可知当在比贮氢合金的熔点低90～40℃的温度下进行10小时以上的热处理时，则A5B19型的构成比率有一定程度提高，晶格的平均C轴长度α处于 的范围内，输出功率特性、输出功率稳定性和耐腐蚀性均良好。

[0107] 工业上的可利用性

[0108] 需要说明的是，在上述的实施方式中，示出通过热处理温度和时间的控制，在含有A5B19型结构作为主相的稀土类-Mg-Ni系贮氢合金中，控制AB3型结构、AB5型结构或A2B7结构等副相的构成比率，但加热熔解作为贮氢合金的原材料的金属元素而得到熔液，通过控制使该熔液凝固时的冷却速度，也能够控制AB3型结构、AB5结构或A2B7结构等的副相的构成比率。