中国有色金属学报 2003,(04),864-870 DOI:10.19476/j.ysxb.1004.0609.2003.04.010
银和铝对Mg2 Ni合金储氢性能的影响
李谦 蒋利军 林勤 周国治 詹锋 郑强 尉秀英
北京有色金属研究总院能源材料及技术研究中心,北京有色金属研究总院能源材料及技术研究中心,北京科技大学理化系,北京科技大学理化系,北京有色金属研究总院能源材料及技术研究中心,北京有色金属研究总院能源材料及技术研究中心,北京有色金属研究总院能源材料及技术研究中心 北京100088,北京科技大学理化系,北京100083 ,北京100088 ,北京100083 ,北京100083 ,北京100088 ,北京100088 ,北京100088
摘 要:
用氢化燃烧法合成Mg2-xAgxNi(x=0.05,0.1,0.2,0.5)和Mg2-xAlxNi(x=0,0.1,0.2,0.5)。PCT结果说明合成的Mg Ni Ag和Mg Ni Al储氢合金材料具有很高的活性和理想的储氢性能。对两个体系的PCT结果分别进行计算,得出温度和氢平衡压的关系式。在423K时Mg1.8Ag0.2Ni在5min之内的放氢量为2.14%/min(质量分数);Mg1.5Al0.5Ni在α+β相区的吸氢速率为4.88%/min(质量分数),放氢速率为1.26%/min(质量分数)。用XRD方法进行物相分析表明:添加少量银没有改变Mg2Ni的结构;添加铝却改变了Mg2Ni的结构,使储氢合金材料的储放氢动力学性能均得到改善。
关键词:
氢化燃烧合成 ;储氢合金 ;Mg-Ag-Ni ;Mg-Al-Ni ;储氢性能 ;
中图分类号: TG139.7
作者简介: 李谦(1975),男,博士研究生.电话:01062332652;Email:lq75@263.net;
收稿日期: 2002-09-15
基金: 国家重点基础研究发展规划资助项目(G2000026405);
Influence of Ag and Al on hydrogen storage properties of Mg2 Ni alloy
Abstract:
Mg2-xAgxNi (x=0.05, 0.1, 0.2, 0.5) and Mg2-xAlxNi (x=0, 0.1, 0.2, 0.5) ternary alloys were synthesized by hydriding combustion. All the alloys were examined by means of pressurecomposition isotherms(PCT) and Xray diffraction (XRD). The relationships between the equilibrium plateau pressure and the temperature were calculated. The alloy Mg1.8Ag0.2Ni desorbs 2.14%H in less than 5 min at 423 K and under the same condition the kinetic rates of Mg1.5Al0.5Ni in α+β phase are 4.88%/min H for absorption and 1.26%/min H for desorption. The results of XRD show that the kinetics of the materials are improved due to the change of structure of Mg2Ni and chemical homogeneity on surface of particles.
Keyword:
hydriding combustion synthesis; hydrogen storage alloys; Mg-Ag-Ni; Mg-Al-Ni; property of hydrogen storage;
Received: 2002-09-15
在目前所有的储氢合金材料中, 镁和镁基储氢合金最具优势, 这是由于镁具有密度小、 储氢量高(7.6 %, 质量分数)、 成本低、 原材料丰富、 对环境污染小等优点。 但是该储氢合金的动力学性能差, 吸放氢温度高
[1 ]
。 对于储氢合金材料而言, 储氢量和动力学都是很重要的性质。 迄今为止, 为了提高镁基储氢材料储氢性能所进行的研究工作主要有: 1)添加其它元素, 诸如锆、 铝、 钴、 锰、 铜、 硅、 钙等
[2 ,3 ,4 ,5 ]
; 2)对合金材料进行表面处理, 常见的镀层元素有镍和铜等
[6 ,7 ]
; 3)使用新方法和新工艺, 采用机械合金化制备非晶态和纳米材料
[8 ,9 ]
。 以上方法都不同程度地改善了镁基储氢合金的动力学性能, 但同时也存在工作温度过高, 循环稳定性差或难于活化等缺点。
本文作者采用氢化燃烧法制备了Mg-Ag-Ni和Mg-Al-Ni三元系新型储氢材料, 将材料的制备和氢化一次完成。 同时研究了它们的氢化特性、 动力学性能和物相结构。
1 实验
将金属镁粉(>99.9%, <74 μm), 镍粉(>99.9%, 2~3 μm), 银粉(>99.98%, 2~3 μm), 铝粉(>99.98%, <74 μm), 分别按Mg2-x Agx Ni(x =0.05, 0.1, 0.2, 0.5)和Mg2-x Alx Ni (x =0, 0.1, 0.2, 0.5)配比后混合并置于乙醇中, 用超声波清洗器(CX-500型)震荡分散使之充分混合均匀, 在真空干燥箱(Z79-1型)中干燥, 在油压机上以500 MPa压力将上述样品制成为d 20 mm×2 mm的试样, 再采用机械法将试样破碎成小于3 mm的碎块。 将试样置于自制的高压釜中, 经过真空除气后(6.00×10-3 Pa), 通入氢气(99.999%), 用温度控制仪(KSY-4)设定所需温度程序, 缓慢加热, 保持氢压6 MPa。 然后用直接体积法测量所制得的产物在不同温度下的吸放氢性能。 用X射线衍射仪(MXP21VAHF)进行材料相结构分析, 测试条件为: CuKα 靶(λ =1.56 nm), 40 kV, 300 mA; 狭缝宽度1°(θ ), 接受缝隙0.15 mm; 扫描参数0.04(°)/步, 2(°)/min; 扫描范围10°~90°(2 θ )。
2 结果与讨论
2.1Mg-Ag-Ni三元系
图1所示是Mg2-x Agx Ni(x =0.05, 0.1, 0.2, 0.5)在不同温度时的PCT曲线。 从图中可知Mg1.95 Ag0.05 Ni和Mg1.9 Ag0.1 Ni吸放氢PCT曲线的平台宽而平坦, 放氢彻底。 随着银添加量增加, 储氢材料的吸放氢平台压增高, 吸氢量减少, 放氢不彻底, 此结论在图1中的Mg1.5 Ag0.5 Ni和
Mg1.8 Ag0.2 Ni得到明显体现。 表1总结了不同温度下各种储氢材料的吸放氢情况, 从表中得知该体系中合成的Mg1.95 Ag0.05 Ni和Mg1.9 Ag0.1 Ni的储氢量较理想, 接近于Mg2 Ni储氢量的理论值3.6%(质量分数)
[10 ]
, 而且这一数值是不活化直接获得的, 但是通常Mg2 Ni合金需要7次循环活化后才达到其最大吸氢量
[11 ]
。
根据图1中的数据, 可以绘制出lgp eq -1/T 的关系曲线(图2), 由直线的斜率和截距, 运用范特霍夫公式可计算出Mg1.9 Ag0.1 Ni和Mg1.95 Ag0.05 Ni的ΔH 和ΔS 。 对于Mg1.9 Ag0.1 Ni: 吸氢时, ΔH =-53.98 kJ/mol, ΔS =-105.25 J/(mol·K); 放氢时, ΔH =69.12 kJ/mol, ΔS =129.70 J/(mol·K); 并推导出吸放氢时平衡压与温度的关系, 吸氢时, lgp eq =-2 819/T +5.497(523 K≤T ≤573 K); 放氢时, lgp eq =-3 610/T +6.774(523 K≤T ≤573 K)。 对于Mg1.95 Ag0.05 Ni: 吸氢时, ΔH =-51.49 kJ/mol, ΔS =-102.42 J/(mol·K); 放氢时, ΔH =65.48 kJ/mol, ΔS =123.79 J/(mol·K); 并推导出吸放氢时平衡压与温度的关系, 吸氢时, lgp eq =-2 689/T +5.349 (523 K≤T ≤573 K); 放氢时, lgp eq =-3 420/T +6.465(523 K≤T ≤573 K)。
图3所示分别为在523 K和553 K, 0.5 MPa氢压条件下, Mg1.9 Ag0.1 Ni和Mg1.95 Ag0.05 Ni在α +β 相区吸放氢的动力学曲线。 从图3可知, 553 K时吸氢反应在5 min之内达到91.56%, 523 K时在相同的时间内也可以达到80%以上。 材料的放氢反应在4 min之内即可达到80%以上, 这说明材料的吸放氢速率随着温度的升高而提高。 随着添加银量
增多, 动力学性能得到一定的改善, 该三元系储氢合金的吸放氢速率明显优于Mg2 Ni
[12 ]
, 也优于其它一些镁基储氢材料
[13 ,14 ]
。 储氢材料的低温吸放氢性能对于实际应用非常重要, 因此在423 K时对Mg1.8 Ag0.2 Ni作了放氢动力学实验, 结果表明, 5 min之内的放氢量为2.14%(质量分数)。 为了更清楚地说明问题, 进行了动力学数据处理, 表2给出了α +β 相区吸放氢的速率。
图4所示为经过5次循环吸放氢后产物脱尽氢气后的XRD谱, 对其作PDF分析可知: 对于Mg1.9 Ag0.1 Ni和Mg1.95 Ag0.05 Ni储氢合金, 其物相主要是Mg2 Ni和少量的Ni和Ag。 对衍射谱进行标定, 再用软件(treor)处理, 得出如下结论: Mg1.9 Ag0.1 Ni的晶胞参数为a =(0.520 7±0.0010)nm, b =(0.520 7±0.001 0)nm, c =(1.321 0±0.003 0)nm, v =0.310 0 nm3 ; Mg1.95 Ag0.05 Ni的则为a =(0.520 0±0.001 0)nm, b =(0.520 0±0.001 0)nm, c =(1.321 0±0.001 0)nm, v =0.309 0 nm。 这些数值与 Mg2 Ni的晶胞参数很接近(a =0.521 1 nm, c =1.324 4 nm, v =0.311 0 nm3 ), 说明在Mg2 Ni中掺杂少量的银没有使Mg2 Ni的晶胞结构发生变化, 仍为六方晶系。 可是当银添加量超过0.2(摩尔分数)后, Mg1.8 -Ag0.2 Ni和Mg1.5 Ag0.5 Ni的晶胞结构不同于
Mg2 Ni, 使得材料微观结构发生变化, 这可能是材料动力学性能提高的原因之一。
2.2 Mg-Al-Ni三元体系
图5所示为不同Mg2-x Alx Ni (x =0.5, 0.2, 0.1)合金的PCT曲线。 表3总结了不同温度下各试样的吸放氢情况。 从图5可以得知Mg1.9 Al0.1 Ni和Mg1.8 Al0.2 Ni吸放氢PCT曲线的平台宽而平坦,
吸放氢平台压随着铝添加量的增大而增高, 尤其是Mg1.5 Al0.5 Ni最为明显, 同时吸氢量也随之减少, 但是材料的吸放氢速率明显改善。 可以通过调整组分获得平台压适中、 吸放氢速度理想的储氢材料。 从表3可以计算出Mg-Ni-Al体系的放氢率均在90%以上, 说明放氢彻底。 需要指出的是合成得到的储氢材料不需要任何活化过程, 吸氢时即可达到最大值。 根据图5中的数据, 可以绘制出lgp eq -1/T 的关系曲线(图6), 由直线的斜率和截距, 运用范特霍夫公式可计算出ΔH 和ΔS 。 然后推导出吸放氢时平衡压与温度的关系。 对于Mg1.9 Al0.1 Ni: 吸氢时, lgp eq =-2 832/T +5.557(553 K≤T ≤623 K), ΔH =-54.22 kJ/mol, ΔS =-106.40 J/(mol·K); 放氢时, lgp eq =-3 453/T +6.454(553 K≤T ≤623 K), ΔH =66.12 kJ/mol, ΔS =123.58 J/(mol·K)。 对于Mg1.8 Al0.2 Ni: 吸氢时, lgp eq =-3 209/T +6.228 (553 K≤T ≤623 K), ΔH =-61.44 kJ/mol, ΔS =-119.25 J/(mol·K); 放氢时, lgp eq =-3 581/T +6.642 (553 K≤T ≤623 K), ΔH =68.57 kJ/mol, ΔS =127.18 J/(mol· K)。 通过与Mg2 Ni相比较, 发现添加铝后, 体系的
焓变和熵变都不同程度地减小(除Mg1.8 Al0.2 Ni放氢时), 有利于储氢材料在更低的温度下实现吸放氢。
实际应用中, 希望得到平台平坦、 宽阔, 且具有理想吸放氢速率的储氢材料。 实验中在不同条件下对Mg-Al-Ni三元系储氢合金的α +β 相区吸放氢的动力学性能进行测试, 并与用同样方法制备得到的Mg2 Ni合金进行比较, 结果如图7所示。 从图7(a)可看出随着温度升高, 材料吸放氢速率增加, 对于Mg1.9 Al0.1 Ni合金而言, 在523~553 K温度区间, 5 min之内其吸放氢反应分数均在90%左右。 从图7(b)可以看出, 在553 K、 0.50 MPa的条件下比较添加铝对吸氢动力学的影响, 在反应前7min的反应分数变化很好地说明了随着铝添加量的
增加, 吸氢速度得到改善, 材料放氢速率呈现相同的趋势, 同时可知, 同一种储氢合金材料在相同的温度下, 其放氢速率大于吸氢速率。 图7(c)比较了Mg2 Ni和Mg1.9 Al0.1 Ni合金的吸放氢性能, Mg1.9 Al0.1 Ni合金在523 K时的吸氢反应分数5 min之内就可以达90%, 而Mg2 Ni合金达到相同数值则需要15min, 放氢过程中, Mg2 Ni合金的放氢速率明显慢于Mg1.9 Al0.1 Ni合金。 在423 K时对Mg1.5 Al0.5 Ni合金作吸放氢动力学实验得知: α +β 相区吸氢速率为4.88%/min, 放氢速率为1.26%/min。 显然, 添加铝能够改善镁基储氢材料的动力学性能。
为了进一步研究材料的相组成, 对材料经过10次循环吸放氢后进行X射线衍射, 其结果如图8所示。 对其作PDF分析可知, 添加少量铝(x =0.1, 0.2)之后, Mg2 Ni合金的晶胞结构有所改变, 脱氢以后的主相为Mg2 Ni, Mg17 Al12 , Mg2 NiH0.26 。 同时出现少量的 AlNi, Mg48 Al50 Ni2 , 后者都是非储氢合金, 这也是降低材料储氢量的原因。 当加入的铝较多时(x =0.5), 合成的材料中已经出现较多的AlNi和未知相, 同时还有铝。 新相的出现对该种材料的储氢性能有所改善, 尤其是动力学性能, 此方面的问题仍需详细深入地研究。
图9所示为Mg1.9 Al0.1 Ni(a)和Mg1.8 Al0.2 Ni(b)合金经过循环吸放氢后的SEM形貌。 可以发现, 氢化后材料表面不规则, 成分分布均匀, 颗粒尺寸在4~10 μm之间。 从SEM形貌中观察到颗粒尺寸随着铝添加量的增加而变大, 这可能是由于铝的加入使得Mg-Ni原子之间的距离增大。 对比图9
(a), (b)还可看出, 随着铝添加量的增大, 材料颗粒外部形貌变得更加不规则, 孔隙增多。
储氢材料的吸氢速率由以下因素控制
[15 ]
: 氢分子在表面的离解速率; 氢原子渗透穿过表面的能力; 氢原子扩散通过已形成氢化物层并进入金属内部的速率。 在氢化过程中, 氢分子较容易地在材料表面离解, 并通过氢化物层进入镁基体。 相界处的新鲜镁表面首先氢化。 随着氢化物层的增厚, 氢原子的扩散速率将显著降低。 氢原子能否快速通过氢化层对于宏观动力学性能至关重要。 氢化反应时, 一些合金颗粒粉末包裹在镁颗粒中, 它们将为氢原子提供快速扩散通道。 另一种可能的机制是氢化循环造成镁晶格膨胀与收缩
[16 ]
, 并最终导致沿相界面开裂、 沿着网状裂纹扩散, 氢原子的扩散激活能大幅度降低, 扩散速率显著提高。
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