Mg+x% Mm(NiCoMnAl)5复合储氢材料吸放氢性能研究

采用高能球磨法制备了Mg x%Mm(NiCoMnAl)_5(x=10、20、30和40)纳米晶和非晶混合结构的复合储氢材料,并对其结构和吸放氢性能进行了研究．XRD结果表明,Mg与Mm(NiCoMnAl)_5球磨200h后有Mg_2Ni和La_2Mg_(17)相生成．吸氢动力学研究发现,在423K和3．4 MPa下,随着x增大,吸氢速率和最大吸氢量都出现了先增大后减小的趋势．当x=20时,复合材料的吸氢性能达到最佳,其最大吸氢速率达到0．45%/s,50s内即可吸氢3．6%．热重分析结果表明,Mg的氢化物相放氢温度降低到259℃(x=40)．     

放电等离子烧结制备Mg2-xNdxNi（x=0～0.3）储氢合金

采用放电等离子烧结(SPS)工艺制备了Mg2-xNdxNi(x=0,0.1,0.2,0.3)储氢合金.通过X射线衍射(XRD)和扫描电镜(SEM)研究了合金的相结构和表面形貌,利用等容压差法分析测试了合金的压力--组成--温度(PCT)曲线和吸放氢动力学性能,研究了烧结温度、稀土元素Nd对储氢合金微观组织结构和储氢性能的影响,比较了SPS技术与真空感应熔炼法制备的Mg基合金组织结构和储氢性能的异同.结果表明:SPS制备的Mg2-xNdxNi(x=0～0.3)系列储氢合金具有多相结构,储氢合金的吸放氢动力学性能良好;Nd元素有利于Mg合金化,不利于储氢量;烧结温度对储氢量、PCT曲线平台性能有明显影响;当Mg2-xNdxNi系合金中含有Mg和NdMg12相,PCT曲线出现双平台现象;与铸态合金相比,SPS制备的Mg1.7Nd0.3Ni储氢合金的吸放氢动力学性能较好,但储氢容量、放氢率和PCT曲线平台性能更差.     

Mo部分替代Ti对V_(40)Ti_(50)Fe_(10)合金储氢性能的影响

为了考察Mo部分替代Ti对高容量V_(40)Ti_(50)Fe_(10)合金储氢性能的影响,采用电弧熔炼制备了V_(40)Ti_(50-x)Mo_xFe_(10)(x=0～30)合金,系统地研究了该系列合金的结构和储氢性能随Mo替代Ti含量的变化规律,并探讨合金储氢容量的衰退机制。研究表明:该系列合金均由主相体心立方(BCC)固溶体和少量的C14型Laves第2相组成;Mo取代Ti并未改变合金的主相结构,但Laves第2相的含量明显降低,合金整体均匀性增加;随着Mo含量的增加,BCC相的晶胞体积逐渐减小,合金的放氢量总体呈现下降趋势但中间出现波动状态,而放氢平台压则持续上升;在这一系列合金中,V_(40)Ti_(40)Mo_(10)Fe_(10)合金的储氢性能较优,具有相对宽泛且平坦的放氢压力平台,可逆储氢量较高,且室温下吸放氢过程均可在5 min内完成。循环测试表明,合金氢化物在吸放氢过程中会形成难以活化的TiFe相,导致合金出现成分分离,影响合金的稳定性,从而造成储氢容量衰退。     

新型储氢复合材料Mg/MWNTs的氢化性能

采用催化反应球磨方法,研制成复合材料Mg-MWNTs(w=5%,20%).利用储放氢实验装置,测试了Mg/MWNTs吸放氢动力学性能.研究发现,复合材料Mg-MWNTs(w=5%,20%)在298 K和2.0 MPa氢压时最大储氢量都很低;在373 K、473 K和553 K温度时,Mg-5%(w)MWNTs的最大储氢量分别为5.34%、5.89% 和6.08%;而Mg-20%(w) MWNTs只有2.11%、2.68% 和2.75%.与其它储氢复合材料相比,复合材料Mg-5%(w)MWNTs在保持较好的最大储氢量基础上,具有很好的吸放氢动力学性能.     

高能球磨制备MgxTi100-x合金的微观组织及储氢性能

应用振动高能球磨机械合金化方法制备MgxTi100-x(x=35,50,65,80)系列合金,采用XRD、SEM、TEM以及吸放氢测试等手段分析研究Mg含量与球磨时间对MgxTi100-x球磨产物微观组织演化规律、相结构和吸氢行为的影响.结果表明:在相同球磨时间(20 h)下,球磨合金MgxTi100-x微观组织的相组...     

新型储氢复合材料Mg／MWNTs的氢化性能

采用催化反应球磨方法，研制成复合材料Mg-MWNTs(ω=5％，20％)。利用储放氢实验装置，测试了Mg／MWNTs吸放氢动力学性能。研究发现，复合材料Mg-MWNTs(ω=5％，20%)在298K和2．0MPa氢压时最大储氢量都很低；在373K、473K和553K温度时，Mg-5％(ω)MWNTs的最大储氢量分别为5．34％、5．89％和6．08％；而Mg-20％(ω)MWNTs只有2．11％、2．68％和2．75％。与其它储氢复合材料相比，复合材料Mg-5％(ω)MWNTs在保持较好的最大储氢量基础上，具有很好的吸放氢动力学性能。     

Mg2Ni+x0.5 wt% V2O5+y0.5 wt Ni(x,y=0,1)复合体系的贮氢和电化学性能研究

用球磨方法制备Mg2Ni x0.5 wt%V2O5 y0.5 wt Ni(x,y=0,1)复合贮氢合金,并进行气态吸放氢变温动力学与电化学充放电实验.结果表明,x,y=1时体系的气态吸放氢和放电容量效果最好,多元复合的放电容量超过单一化合物的放电容量的总和.     

金属催化剂对储氢材料(90-x)Mg5C5NCxM(M=Al,Mo或Ni,x=0～10)性能的影响

添加金属催化剂是改善镁基储氢材料储氢性能的有效方式。为研究金属Al,Mo,Ni对镁碳材料的储氢性能的催化作用,用氢气反应球磨法制备了镁碳储氢材料(90-x)Mg5C5NCxM(C=无烟煤基微晶碳,NC=针状焦,M=Al,Mo或Ni,x=0～10),并用排水法放氢测试装置和差示扫描量热分析仪对材料的放氢性能进行了测试。结果表明,添加适量的金属催化剂均能够提高材料的储氢密度,其中添加0.5%的Al可使储氢密度提高11.9%,达4.7%,但Al添加量≥2%时,物料在球磨时容易发生焊接,导致储氢密度降低;Ni具有催化储氢材料放氢的作用,材料89Mg5C5NC1Ni的初始放氢温度仅206.4℃,比不添加Ni时降低了119.2℃。     

含铬的钛锰基合金的吸氢

测定了含铬的钛锰合金吸放氢量和压力组成等温线。少量铬的加入有效地提高了不加均匀化高温热处理的钛锰合金的吸氢活性,显著地增大了吸放氢量,其吸放氢性能最优的组成为TiNn_(1.20)Cr_(0.15)—TiMn_(0.12)Cr_(0.25)。     

低温球磨制备Mg-4%Ni-1%NiO储氢材料及其性能

采用低温球磨技术制备了Mg-4%Ni-1%NiO储氢材料,主要研究低温球磨时间对材料形貌结构以及储氢性能的影响.采用扫描电子显微镜(SEM)和X射线衍射(XRD)分析材料的形貌和相组成,采用压力-组成-温度(P-C-T)设备研究材料的储氢性能.结果表明:分别经过2、4和7 h球磨后,材料的相组成没有发生明显改变,只有极少量的Mg2Ni合金相生成.随着球磨时间的延长,材料的平均粒度逐渐下降,作为催化剂的Ni、NiO相逐渐揉进基体内部.伴随着上述变化,材料的活化性能、吸氢性能逐渐提高,球磨到7 h后材料仅需活化1次即可达到最大吸放氢速率,初始吸氢温度降为60℃,在4.0 MPa初始氢压和200℃下吸氢量为6.4%(质量分数),60s即可完成饱和吸氢量的80%,10min内完成饱和吸氢量的90%;材料的放氢性能则在球磨4 h后已经基本保持不变,0.1MPa下初始放氢温度为310℃,在350℃、0.1MPa下材料可在500s内释放饱和储氢量的80%.     

添加Ti0.9Zr0.1Mn1.5复合球磨对Ti9.6V86.4Fe4 合金储氢性能的影响

系统研究了Ti9.6V86.4Fe4储氢合金中掺入10%（质量分数）的Ti0.9Zr0.1Mn1.5进行复合球磨对其相结构及储氢性能的影响.X射线衍射分析表明,Ti9.6V86.4Fe4铸态合金具有单一的体心立方（BCC）结构固溶体相,当添加10%的Ti0.9Zr0.1Mn1.5复合球磨后,复合物由BCC主相和C14型Laves第2相组成.扫描电子显微镜及X射线能量色散谱仪分析表明,Ti9.6V86.4Fe4合金粉颗粒表面包覆了一层Ti0.9Zr0.1Mn1.5微粒.储氢性能测试表明,Ti9.6V86.4Fe4中掺入10%的Ti0.9Zr0.1Mn1.5复合球磨后,虽然室温最大吸氢量（质量分数）从3.86%略微降低至3.61%,但其有效储氢量（质量分数）由2.01%提高到2.11%,活化性能和P-C-T曲线平台特性都得到了明显改善.     

Mg-50wt.%Ti_(1-x)C(x=0.1,0.2,0.3,0.4)合金的贮氢性能研究

采用机械合金化方法制备Mg-50wt.%Ti1-xCx(x=0.1,0.2,0.3,0.4)贮氢合金.x-射线衍射(XRD)分析结果表明,合金主要由Mg、Ti、c以及二元合金相Ti2C0.06和Mg2C3组成,随着球磨时间增加,合金的非晶化程度提高.压强-成分-温度(Pcr)测试结果显示,Mg-50wt.%Ti1-xC(x=0.1,0.2,0.3,0.4)合金的贮氢量分别为2.96、2.95、2.76、2.6wt.%;随着碳含量的增加,样品吸氢量逐渐减少,放氢温度和平台压也随之下降;适当增加球磨时间可降低吸放氢温度.     

第一性原理研究Mg(16-x)Tix(x=1-16)合金的晶体结构和力学性质

设计力学性能良好的新型镁钛合金对于促进汽车工业、固态储氢材料以及生物复合材料具有重要的意义. 本文基于第一性原理计算, 以能量为判据, 筛选出了Mg(16-x)Tix(x=1~16)每个组分下最稳定的晶体结构, 同时通过形成能、声子谱以及弹性常数对相对稳定的Mg15Ti1, Mg2Ti2, Mg1Ti15晶体结构进行了详细的研究. 研究结果表明镁钛合金是不相溶的, 形成的结构均为亚稳态结构且是热力学稳定的, 此外钛含量的增加有利于增加镁钛合金的硬度以及延展性, 这与实验结果一致, 但是会降低共价键的强度.     

锆基纳米复合储氢材料HTQAB_(2.1)/Mg的微结构与电化学性能

采用球磨复合+烧结处理(BMS)及机械复合+烧结处理(MMS)两种方法制备了Zr0.9Ti0.1(Ni0.57V0.10Mn0.28Co0.05)2.1 X%Mg(X=10,20)锆基纳米复合储氢材料·经XRD、TEM SAED分析表明,BMS和MMS的复合储氢材料皆由MgCu2型立方结构的单一C15 Laves相Zr基合金和密排六方结构的Mg金属构成,未发现两者之间的合金化效应·电化学测试表明,在60mA/g电流密度下,复合材料(MMS、BMS)活化性能好·MMS电极的最大放电容量为410mAh/g(X=20),而BMS的放电容量为360mAh/g(X=20)·在大电流密度下(≥3000mA...     

球磨改性处理对Ti9.6Cr11V75.4Fe4合金储氢性能的影响

系统研究了机械球磨改性处理时间(t=0,1,2,4,8 h)对Ti9.6Cr11V75.4Fe4合金相结构和储氢性能的影响.XRD及扫描电镜分析表明,Ti9.6Cr11V75.4Fe4合金在球磨前后均为体心立方结构的固溶体单相,随着球磨时间的增加,合金的晶胞体积略微减小,合金颗粒逐渐细化并发生团聚.储氢性能测试表明,球磨改性处理能有效地改善合金的活化性能,随着球磨时间的增加,合金的室温可逆有效储氢量先增加后降低.其中,当球磨时间为2 h时,合金具有最佳的综合储氢性能,其室温最大吸氢量(质量分数)为3.7%,可逆有效储氢量(质量分数)为2.23%.     

含镍磁黄铁矿硝酸浸出液中硝酸镁与硫酸镁的分离

硝酸催化浸出是处理金属硫化物的有效方法。用这种方法在较低温度和氧压下成功地处理了含镍磁黄铁,但矿石中的氧化镁与硫酸和硝酸反应生成硫酸镁和硝酸镁,后者消耗了大量硝酸;因而需要分离硫酸镁,返回使用硝酸镁才能保证浸出过程经济地进行。本研究测定了Mg(NO_3)_2-MgSO_4-H_2O系在343K,308K,以及Mg(NO_3)_2-MgSO_4-C_2H_5OH-H_2O系在298K的平衡相图。结果表明,蒸发结晶法及乙醇结晶法均能有效地分离出硫酸镁,但后者更为节能。加10％乙醇即可使硫酸镁与硝酸镁较好分离。     

La0.7Mg0.3Ni3.4-x(Al0.3Co0.4)0.2+x(x=0~0.3)合金电极电化学性能研究

在氩气保护下,采用悬浮熔炼法制备La0.7Mg0.3Ni3.4（Al0.3Co0.7）x（x=0,0.2,0.4,0.6）储氢合金,用X射线衍射仪测试相组成,并用MDI Jade 5.0软件分析相组成和晶胞参数,用开口三电极法测试电极电化学性能。结果表明,合金相主要由LaNi5、LaMg2Ni9、La2Ni7和LaNi2.28相组成,随着合金中Al和Co含量的增加,合金放氢平台压下降,最大吸氢量为1.43%（x=0）,合金电极最大放电容量Cmax为381mA.h.g-1（x=0）,合金电极100个充放循环后的容量保持率S100从53.0%（x=0）增加到57.1%（x=0.3）,循环稳定性增强。当x=0.1时,合金电极的电化学动力学性能较好。     

Effect of CeH_(2.29) on the microstructures and hydrogen properties of LiBH_4-Mg_2NiH_4 composites

A composite of LiBH4-Mg2NiH4 doped with 10wt% CeH2.29 was prepared by ball milling followed by dynamic interspace vacuum treatment at 573 K. The introduction of CeH2.29 caused a transformation in the morphology of Mg from complex spongy and lamellar to uniformly spongy, resulting in refined particle size and abundant H diffusion pathways. This LiBH4-Mg2NiH4 + 10wt% CeH2.29 composite exhibited excellent hydrogen storage properties. The starting temperature of rapid H absorption decreased to 375 K in the doped composite from 452 K for the unmodified material, and the onset decomposition temperature of its hydride was reduced from 536 K to 517 K. In addition, the time required for a hydrogen release of 1.5wt%(at 598 K) was 87s less than that of the un-doped composite.     

Hydrogen storage properties of MgH_2 co-catalyzed by LaH_3 and NbH

To improve the hydrogen storage properties of Mg-based alloys, a composite material of MgH_2 + 10wt%LaH_3 + 10wt%NbH was prepared by a mechanical milling method. The composite exhibited favorable hydrogen desorption properties, releasing 0.67wt% H2 within 20 min at 548 K, which was ascribed to the co-catalytic effect of LaH_3 and NbH upon dehydriding of MgH_2. By contrast, pure MgH_2, an MgH_2 + 20wt%LaH_3 composite, and an MgH_2 + 20wt%NbH composite only released 0.1wt%, 0.28wt%, and 0.57wt% H2, respectively, under the same conditions. Analyses by X-ray diffraction and scanning electron microscopy showed that the composite particle size was small. Energy-dispersive X-ray spectroscopic mapping demonstrated that La and Nb were distributed homogeneously in the matrix. Differential thermal analysis revealed that the dehydriding peak temperature of the MgH_2 + 10wt%LaH_3 + 10wt%NbH composite was 595.03 K, which was 94.26 K lower than that of pure MgH_2. The introduction of LaH_3 and NbH was beneficial to the hydrogen storage performance of MgH_2.