一、快速凝固AB_5型贮氢合金显微组织、吸氢及电化学性能（论文文献综述）
周吉[1]（2019）在《La0.75Mg0.25（Ni,Co）x储氢合金相结构与电化学性能的研究》文中研究表明镍氢电池具有无污染,功率大,稳定性好,能量密度高等优点,已成功应用于新能源领域。储氢合金作为镍氢电池的负极材料,对提升我国在新能源领域的竞争力尤为重要。目前,人们所关注的储氢合金中,新型La-Mg-Ni系储氢合金综合性能优秀,应用前景广阔,但是合金循环稳定性仍无法满足实际应用。研究表明,改变A、B侧化学计量比,可以改善合金综合性能,但目前针对化学计量比的研究多集中在（B/A=33.5）,对计量比为（B/A=3.64.0）的研究较少。鉴于上述问题,本文研究不同化学计量比以及后续元素替换对La-Mg-Ni系储氢合金性能的影响。研究了铸态La0.75Mg0.25(Ni0.83Co0.17)x（x=3.6,3.7,3.8,3.9,4.0）合金,发现合金均由多相构成,包括LaNi5,A5B19和CeNi2相。随着化学计量比增大,A5B19相丰度先上升后降低,在x=3.9时最高,达到64.51wt%,合金电极最大放电容量Cmax与A5B19相丰度变化一致。合金电极循环稳定性随化学计量比增大,逐渐降低,100次循环容量保持率S100从68.92%（x=3.6）降低到65.43%（x=4.0）。实验表明,合金电极高倍率放电性能由电极表面交换电流密度控制,适当增大计量比可提升高倍率放电性能。在所研究的合金中,x=3.9时综合性能最佳,此时Cmax为372.2 mAh/g,S100为65.54%,在900mA/g下的高倍率放电性能HRD900为83.33%。对铸态La0.75Mg0.25(Ni0.83Co0.17)x（x=3.6,3.7,3.8,3.9,4.0）合金进行退火处理（1123K,6h）,退火后合金电极最大放电容量相比铸态有了明显提升,Cmax同样在x=3.9时取最大值,为386.6mAh/g。合金电极循环稳定性在x=3.7时最高,S100达到82.76%。实验表明,退火态合金电极高倍率放电性能主要受氢原子在合金电极内部的扩散速率控制。在退火态合金中,x=3.8时综合性能最佳,此时合金Cmax为383.1mAh/g,S100为75.98%,HRD900为92.8%。研究了铸态及退火态La0.75Mg0.25（Ni,Co）3.9（Ni/Co=1,2,5,9,19）合金,发现合金电极最大放电容量随着Ni/Co比值增大先升后降,两种状态合金Cmax均在Ni/Co=5时取得最大值。适当降低Ni/Co比值,可以提升合金电极循环稳定性但不利于合金电极活化,如Ni/Co=1时,退火态合金电极S100达到87.76%,但活化需要5次充放电循环。两种状态合金电极高倍率放电性能均由交换电流密度控制,随Ni/Co值上升呈先上升后降低的趋势。实验表明,Ni/Co=59时合金电极综合性能较优,如退火态合金在Ni/Co=9时,Cmax为363.9mAh/g,S100为74.58%,HRD900为90.46%研究了铸态及退火态La0.75-xCexMg0.25Ni3.25Co0.65（x=0,0.05,0.10,0.15,0.20）合金,发现添加Ce元素可促进合金中LaNi5相的生成,同时合金晶胞体积及各项参数出现明显降低。最大放电容量随Ce替换量增加,逐渐降低,铸态及退火态合金Cmax均在x=0时取最大值。实验表明,添加Ce元素可以显着提升合金电极的循环稳定性,如:铸态合金S100随Ce含量上升从65.54%（x=0）逐渐增大到81.19%（x=0.2）。合金电极高倍率放电性能随着Ce替换量上升先升后降,铸态及退火态合金均在x=0.05时HRD900达到最高,分别为90.07%,90.16%。
陈晓宇[2]（2019）在《多元Ti-V-Mn系储氢合金的显微组织与吸放氢性能》文中研究说明V基固溶体型储氢合金具有理论储氢量高、室温下快速吸放氢、电化学容量大等优点,成为移动储能装置和镍氢电池负极方面最具潜能的材料之一。具有BCC相和C14 Laves相的Ti-V-Mn系合金的活化性能优异,但储氢量较低,且活化机理和吸放氢机制还缺乏系统深入地研究。本文通过调控晶格参数、相比例和热力学参数,系统地研究了三元Ti-V-Mn合金的储氢性能,建立了成分、显微组织与储氢性能之间的关系;通过微量元素替代优化合金成分,获得活化性能和吸放氢性能俱佳的Ti19Hf4V40Mn35Cr2合金;对铸态合金进行热处理,在保持较快的吸氢动力学基础上,进一步提高合金的吸放氢量,并揭示了微结构对储氢性能的作用机制。改变三元合金Ti-V-Mn的成分,对其显微组织和储氢性能进行研究,结果表明:固定V含量,增加Ti/Mn比例能够增大BCC相晶胞体积,合金的有效储氢量占吸氢量的最大比例出现在电子原子比为5.45左右或晶格常数在3.020?时;随着V含量增加,BCC相增加,储氢量先增加后降低。这是由于BCC相是吸氢相,C14 Laves相是氢原子进入基体内形成氢化物的通道;BCC相增加使得晶格间隙增多,形成大量的氢化物,但是相应的氢原子通道减少,进入基体内部困难,吸氢量会降低。储氢性能最佳的三元合金是Ti23V40Mn37,在293 K下的最大储氢量为3.61 wt.%,303 K下有效储氢量为1.41 wt.%。元素Zr/Hf（放热型）分别微量替代三元合金Ti23V40Mn37中的元素Ti,得到四元合金系Ti23-xZrxV40Mn37（x=0,2,4,6,8,10 at.%）和Ti23-xHfxV40Mn37（x=2,4,6at.%）以提高合金的有效储氢量。结果表明,这两种元素都有利于促进第二相C14Laves相的形成,且使C14相由部分小平面和非小平面界面转变为完全的非小平面界面,BCC相呈枝晶形貌。当Zr的替代量超过6 at.%时,四元合金的等温放氢曲线出现高压平台和低压平台,这是因为合金中同时出现柱状树枝晶结构的BCC相和等轴树枝晶结构的BCC相,等轴树枝晶中氢化物的氢原子易扩散形成高压平台;柱状树枝晶结构的BCC相中氢化物的氢原子扩散慢形成低压平台。元素Hf替代Ti后金属氢化物稳定性增强,合金Ti19Hf4V40Mn37的短期储氢循环稳定性最优:二十次吸放氢循环过程后,合金的有效储氢量（1.82 wt.%）是初始有效储氢量的93.3%。其原因是多次循环后,合金的单氢化物残余量少且晶格畸变程度小。采用元素Cr（吸热型）部分替代四元合金Ti19Hf4V40Mn37中的元素Mn,合金中元素Ti含量分布趋于均匀,且富Cr的四面体间隙的种类增加导致有效储氢量增加,平台滞后效应得到明显改善。在293 K下,铸态合金的最优成分是Ti19Hf4V40Mn35Cr2,其有效放氢量高达2.09 wt.%。BCC相与C14 Laves相两相共存最佳的三元合金成分为Ti23V40Mn37、四元合金成分Ti19Hf4V40Mn37和五元合金成分Ti19Hf4V40Mn35Cr2,对以上合金的活化行为和吸放氢行为进行研究,结果表明元素添加降低合金的表观活化能;合金的吸氢过程由形核长大机制转变为扩散机制,吸氢速率由前期氢化物的形核率控制变为氢原子的扩散速率控制;放氢过程为形核长大机制。元素Hf替代后的多元合金具有大的晶格间隙且对氢原子更大的吸引力的特点。在吸氢过程前期氢原子被金属原子迅速吸引,形成氢化物。相互缠结的位错为氢化物形成后的氢原子扩散提供通道,氢原子扩散系数增大,导致铸态合金Ti19Hf4V40Mn37和Ti19Hf4V40Mn35Cr2的吸放氢速率快。对储氢性能优异的铸态合金Ti19Hf4V40Mn35Cr2进行低温长时淬火热处理,显微组织发生明显变化:BCC相由柱状树枝晶转变为等轴树枝晶,球磨后的BCC相晶粒变小甚至存在纳米晶,增加晶界数量。热处理工艺引起合金的显微组织变化,导致合金的二氢化物比例增加,且纳米晶的出现增加晶界扩散能,有利于氢原子扩散。经Kissinger方程计算得到铸态和热处理保温72h合金的单氢化物（β相）的反应活化能依次是83.30 kJ/mol和66.26 kJ/mol,表明热处理降低单氢化物的稳定性。研究其吸放氢性能并发现,淬火态合金在室温下首次吸氢量达2.02wt.%,相比铸态合金的1.4 wt.%,提高了接近44%;由于BCC相比例的增加,热处理合金室温最大吸氢量增长为3.57 wt.%;室温有效储氢量高达2.34 wt.%,较铸态合金提高了12%。升高温度后,饱和吸氢合金的放氢相转变依次为:FCC→BCT,BCT→BCC,HfV2H3.97→HfV2,HfH2→Hf。
韩晓强[3]（2016）在《稀土系AB5型低钴及无钴储氢合金研究》文中指出稀土系AB5型储氢合金因为其良好的综合性能成为MH/Ni电池中广泛使用的负极材料,但是因其动力性较差并且价格较高,所以稀土系AB5型储氢合金不能满足作为动力电源的需要。针对稀土系AB5储氢合金存在的缺点,为降低成本并提高合金的动力学性能,本文从Cu替代Co、Be替代Co、Be-Cu替代Co三个部分研究了储氢合金的相结构和循环过程中的动力学性能。首先研究了冷却速度对MlNi3.55Co0.45Mn0.4A10.3Cu0.3合金相结构和电化学性能的影响,研究发现:（1）以103K/s冷却的合金为单相结构,为LaNi5相、以10K/s冷却的合金具有双相结构,主相为LaNi5相,第二相中的成分RE:（NiCoMnAlCu）以1:3.19,接近A2B7型结构。冷却速度103K/s合金电极的最大放电容量为315.9mAh/g,高于冷却速度1OK/s合金电极的最大容量306.1mAh/g。（2）以103K/s冷却的合金,在100个循环过程中,交换电流I0从313.81mA/g（10 Cycle）随着循环次数的的增加而增大到1471.18mA/g（100Cycle）、10K/s冷却的合金交换电流I0从262.03mA/g（10 Cycle）随着循环次数的的增加而增大到1304.49mA/g（100 Cycle）,103K/s冷却的合金传荷电阻Rct从16.64mΩ·g（10 Cycle）减小到3.5mΩ·g（100 Cycle）、10K/s冷却的合金传荷电阻Rct从19.92mΩ·g（10Cycle）减小到4.0mΩ·g（100 Cycle）,103K/s冷却的合金氢扩散系数D从3.14×10-6cm2/s（10 Cycle）增大到2.47×10-5cm2/s（100 Cycle）、10K/s 冷却的合金氢扩散系数 D从 1.3×10-6cm2/s（10 Cycle）增大到 2.04×1 0-5cm2/s（100 Cycle）。其次对 MlNi3.55Co0.75-xMn0.4Al0.3Bex（x=0.00,0.15,0.30,0.45,0.60,0.75）合金研究发现:（1）合金中加入Be后,会出现多种相结构,基体相中RE:（NiCoMnAl）以1:5的比例存在,灰色相中RE:（NiCoMnAl）为2:7,富La、富Ni偏析相出现在相界处,随着Be含量的增加偏析相逐渐增多,面积逐渐增大。（2）随着Be含量的增加提高了合金的活化性,如x=0.45时合金第一个活化周期便到了 283.9mAh/g;Be含量对合金的衰减速率有影响,如:从1.25mAh/g·cycle（x=0.00）逐渐减小到 0.9mAh/g·cycle（x=0.45）,然后逐渐增大到 1.21mAh/g·cycle（x=0.75）;合金的高倍率性能随着Be含量的增加而提高,在以1625mA/g放电时从26.%（x=0.00）逐渐增加到42%（x=0.60）然后下降到39%（x=0.75）。（3）采用交流阻抗法、循环伏安法、恒电流间歇滴定法、线性极化曲线法、塔菲尔极化曲线法研究了储氢合金的动力学性能,其结果基本一致,其中交流阻抗法研究得出的结果为:交换电流I0从131.97mA/g（x=0.00）随着Be含量的增加逐渐增大到519.81mA/g（x=0.75）;传荷电阻Rct从39.56mΩ·g（x=0.00）随着Be含量的增加逐渐减小到 10.04mΩ·g（x=0.75）;氢扩散系数D 从 3.08×10-11cm2/s（x=0.00）随着 Be 含量的增加而逐渐增大到8.85×10-11cm2/s（x=0.75）。再次对MlNi3.55Co0.75-xMn0.4Al0.3（Cu0.96Be0.04）x（x=0.00,0.15,0.30,0.45,0.60,0.75）研究发现:（1）合金中加入Be-Cu后,合金中出现多种相结构,富La、富Ni偏析相出现在相界处,随着Be-Cu含量的增加偏析相逐渐增多,晶胞体积从89.43A3（x=0.00）增加到89.72A3（x=0.45）,而后随着Be-Cu含量的增加减小到89.38A3（x=0.75）。（2）添加Be-Cu比未添加的储氢合金更容易活化,且在（x=0.45）时电化学容量和衰减率分别达到了 321.9mAh/g和1.06mAh/g·cycle;高倍率放电性能随着Be-Cu含量的增加而提高,以 1625mA/g 放电时,HRD1625 从 64.95%（x=0.00）增大到 79.08%（x=0.60）然后减小到78.15%（x=0.75）。（3）采用交流阻抗法研究了添加Be-Cu储氢合金的动力学性能,其结果是随着Be-Cu含量的增加交换电流呈增大趋势,如:x=0.00时I0=98.66mA/g、x=0.45时I0=214.83mA/g、x=0.75 时 I0=112.68mA/g;传荷电阻R 呈先减少后增加趋势,如:x=0.00时Rct=52.92mΩ·g、x=0.45 时 Rct=24.3mΩ·g、x=0.75 时 Rct=46.34mΩ·g;氢扩散系数 D 呈先增加后减少趋势,如:x=0.00 时 D=1.46×10-11cm2/s、x=0.45 时 D=7.41×10-11cm2/s、x=0.75时D=4.51×10-11cm2/s。最后研究了不同热处理条件下对MINi3.55 Co0.3Mn0.4Al0.3（Cu0.96Be0.04）0.45合金的相结构和电化学性能的影响,合金在923K、1023K、1123K,三种温度下热处理4h。随热处理温度由923K（4h）升至1023K（4h）和1123K（4h）时合金中的富La相明显减少,富镍相增多;电化学容量改变从321.9mAh/g（未热处理）下降到305.43mAh/g（923K）、314.58mAh/g（1023K）、301.32mAh/g（1123K）;衰减率从 1.03mAh/g·cycle（923K）下降为 0.95mAh/g·cycle（1023K）和 0.98mAh/g·cycle（1123K）;合金的 HRD1625值增加幅度不明显;然后又研究了合金在1023K下2h、4h、6h下的性能,随热处理时间由2h（1023K）升至4h（1023K）和6h（1023K）富La白色相明显减少,富Ni相和A2B7结构灰色相增加;电化学容量从321.9mAh/g（未热处理）下降到308.4mAh/g（2h）、314.58mAh/g（4h）、310.54mAh/g（6h）;衰减率和 HRD1625 值无明显变化。
同艳维[4]（2014）在《钒基固溶体贮氢合金电极的制备及性能研究》文中认为V基贮氢合金电极具有较高的放电容量，是作为Ni-MH电池负极的核心材料。然而，较高的成本和较低的循环稳定性能限制了其产业化发展。本文是在全面综述V基贮氢合金电极研究进展的基础上，从降低成本和改善合金电极循环稳定性能出发，选择较低V含量的VTiCrNi四元合金为基础合金，以添加或取代的方式加入Mo、Mn、Sn元素以及V2O5金属氧化物。采用XRD、SEM等研究了合金电极的微观结构；采用高倍率放电、电化学阻抗、线性极化以及恒电位放电对合金电极的电化学性能进行表征；采用ICP分析了合金电极充放电后在电解液中的腐蚀成分。最后，通过在电解液中添加ZnO，研究其对合金电极性能的影响。对V2Ti1-xNiCrx（x=0.1-0.7）合金电极的组织结构及电化学性能进行了研究。结果表明，合金均由BCC结构的V基固溶体主相和TiNi二次相组成，BCC结构的V基固溶体呈树枝状均匀分布，而TiNi二次相则以三维网状结构分布在V基固溶体主相的周围。合金电极的活化性能以及最大放电容量均随着Cr替代Ti含量的增加有所减低；而合金电极经过30次充放电后的容量保持率C30/Cmax先升高而后降低，在x=0.5时达到最大值，为91.3%；高倍率放电性能先增大而后减小，适量的Cr替代Ti有利于降低合金电极表面阻抗，提高氢的扩散系数。因此，合金电极的性能和Ti、Cr比例有关，当Cr替代Ti含量x=0.5时，合金电极具有最佳的电化学性能。通过对V2Ti0.5Cr0.5Ni1-xMx（M=Mo、Sn、Mn）体系合金电极组织结构和电化学性能研究发现，所有合金均具有两相结构，即BCC结构的V基固溶体主相和TiNi二次相，V基固溶体主相呈树枝状分布，TiNi二次相以三维网络状分布在V基固溶体相的周围。Mo和Sn替代Ni对合金电极的最大放电容量Cmax影响不是很大，而Mn替代Ni后，合金电极的最大放电容量明显增大，在x=0.2时，最大放电容量达到429.3mAh/g。所有合金电极的容量保持率随着充放电循环过程的进行均有所降低，尤其是含Mn合金电极的容量衰退最为严重，这主要是由于含过多的Mn的合金在充放电循环过程中，易造成Mn的偏析，合金严重粉化，导致合金电极的循环稳定性能变差。电化学动力学研究表明，含Mo的合金电极电化学动力学性能随Mo替代Ni含量的增加先得到改善，而后降低，在x=0.04时，合金电极的高倍率放电性能，交换电流密度和氢扩散系数均得到最佳值。而Sn和Mn替代Ni之后，合金电极的交换电流密度和高倍率放电性能都降低，不利于合金电极的电化学动力学性能。对V2-xTi0.5Cr0.5NiOx（x=0-0.35）合金电极的组织结构和电化学性能研究，结果表明，当x=0时，合金由BCC结构的V基固溶体相和呈三维网状结构分布在主相周围的TiNi相组成，随着x值增加，合金中出现了Ti4Ni2O新相。电化学测试结果表明，随着合金电极中V2O5替代V含量的增加，合金电极的最大放电容量降低，由x=0时的366.8mAh/g减小到x=0.35时的225.3mAh/g。而合金电极的循环稳定性能得到了改善，经过100次充放电循环后，合金电极的容量保持率由x=0时的69.9%增大到x=0.2时的83.7%。电化学测试结果表明，随着合金电极中V2O5替代V含量的增加，合金电极的高倍率放电性能、交换电流密度和氢的扩散系数先增大后减小，合金电极在x=0.05时综合电化学性能较好，其最大放电容量Cmax为352mAh/g，合金电极经过100次充放电循环后的容量保持率为73.7%，放电电流密度为400mA/g时的倍率放电性能（C400/C60）为70.3%，氢的扩散系数D为6.51×10-11cm2/s。通过分析V2Ti0.5Cr0.5Ni0.9Mn0.1和V2Ti0.5Cr0.5Ni0.8Mn0.2合金电极在充放电循环过程中的电极表面形貌、电化学性能以及合金元素在电解中的腐蚀溶解量得出：随着充放电过程的进行，合金电极表面裂纹明显加宽、加深，这既增加了合金电极内阻，又阻碍了氢在合金体内的扩散，从而导致电荷转移电阻增大，交换电流密度减小，这些因素使得合金电极的放电容量降低，而合金电极中V和Ti元素的腐蚀溶解严重。结果表明，贮氢合金的容量衰退主要是由于合金电极在充放电过程中，活性吸氢元素在电解液中的腐蚀溶解、合金颗粒的粉化、合金电极表面元素的氧化腐蚀以及不可逆氢化物的形成。通过在电解液中添加不同含量的ZnO，分析了在添加不同含量ZnO的电解液中合金电极的表面形貌及电化学性能，发现电解液中添加ZnO明显改善了合金电极的循环稳定性能，当50mL KOH电解液中ZnO添加量为1.2g时，合金电极经30次充放电循环后的容量保持率最大，为97.8%。而随着电解液中ZnO含量的增加，合金电极的放电平台变窄，而且倾斜，表明电解液中添加过量的ZnO对合金电极的放电性能产生不利作用。合金电极的交流阻抗值随着电解液中ZnO含量的增加先减小而后增大，而相应的交换电流密度先增大后减小，在50mL KOH电解液中添加0.8g ZnO时，合金电极的动力学性能相对较好。
周增林,惠志林,崔舜,林晨光[5]（2012）在《低成本AB5型贮氢合金的研究进展》文中进行了进一步梳理综述了低成本稀土镍基AB5型贮氢合金的研究进展。分别从合金B侧元素、A侧元素、非化学计量比、制备方法等4个方面进行总结。综合考虑合金成本、成分和性能,可将低成本AB5型贮氢合金分为3类:低钴无钴低成本型、无钴低镍超低成本型、低钴含微量镁低成本高性能即高性价比型。开发低成本AB5型贮氢合金是贮氢合金研究的重要和可持续发展方向之一,相应低成本合金产品占有重要的市场份额。
许剑轶,张胤,阎汝煦,罗永春,王瑞芬,张云松[6]（2009）在《Ni/MH电池用AB5型贮氢合金电极研究进展》文中研究说明综述AB5型贮氢合金电极的研究现状,总结了目前改善AB5型稀土系贮氢合金综合性能的方法。详细介绍了合金成分优化,控制合金组织结构,形成第二相和表面处理等方面的研究进展。通过这些途径,可以对AB5型贮氢合金进行深入研究,从而进一步提高合金的性能。
刘刚[7]（2009）在《快速凝固La1-xCex（NiMnFeAl）5.6无钴储氢合金的电化学性能研究》文中进行了进一步梳理在商用AB5型计量比储氢电极合金中,Co元素在保持合金电极循环稳定性方面起着十分关键的作用,同时昂贵的Co占合金成本的40-50%,因此研究和开发低钴和无钴的储氢合金电极材料成为近年来AB5型贮氢合金研究的重点。但迄今已研究的实际低钴或无钴AB5型合金在电化学性能方面特别是循环稳定性的改善上仍未得到较好的解决。本文以快速凝固无钴非化学计量比稀土系储氢合金LaNi4.17Mn0.93Al0.1Fe0.4（淬速为5m/s,10m/s,15m/s,20m/s,30m/s）、La1-xCexNi4.17Mn0.93Al0.1Fe0.4（x=0-0.5）和LaNi4.27Mn0.93AlxFe0.4-x（x=O.1-0.3）为研究对象,采用XRD、P-C-T以及电化学测试等手段,比较系统地研究了快凝速度、元素替代对相结构和电化学性能的影响,改善和提高合金的储氢量和电化学容量。快凝过化学计量比稀土贮氢合金LaNi4.17Mn0.93Al0.1Fe0.4（淬速为5m/s,10m/s,15m/s,20m/s,30m/s）的相组织均为过饱和CaCu5型结构单相,随快凝速度的增加,合金的晶胞常数a变小,c增大,晶胞体积v先增大后减小,合金晶胞产生了各向异性变形;随淬速的增加,合金电极最大放电容量先增大后降低,但电极循环寿命得到明显提高。当x=5 m/s和10 m/s时合金电极的最大放电容量为325和337mAh/g;经100次循环后,合金电极容量的保持率S100从淬速为5m/s时的73%提高到淬速为30m/s时的92%;合金电极的高倍率放电性能（HRD）随快凝速度的增加呈现递减的趋势。快凝过化学计量比稀土贮氢合金La1-xCexNi4.17Mn0.93Al0.1Fe0.4（x=0-0.5）的相组织均为过饱和CaCu5型结构单相,合金晶胞体积与Ce含量x基本呈线性关系,其中合金的储氢量随Ce含量的增加而减小,而吸放氢平台压力增高。电化学测试和分析结果表明,随Ce含量x的增加,合金电极的活化性能和放电容量有所降低,但电极循环寿命得到明显提高。当x=0和0.5时,合金电极的最大放电容量为328.9和305.4mAh/g;经100次循环后,合金电极容量保持率S100由x=0时的80%提高至x=0.5时的96%;合金电极的高倍率放电性能（HRD）随Ce含量的增加呈先减小后增加的趋势。快凝过化学计量比稀土贮氢合金LaNi4.27Mn0.93AlxFe0.4-x（x=0.1-0.3）的相组织均为过饱和CaCu5型结构单相,随Al含量的增加,快淬合金CaCu5相的晶胞参数a、c值及晶胞体积V均增大;合金的储氢量随Al含量增加而依次减小,吸放氢平台压力也减小。电化学测试和分析结果表明,随Al含量的增加,合金电极的放电容量有所降低,但当x=0.1和x=0.2时,比LaNi4.17Mn0.93Al0.1Fe0.4（15m/s）合金的放电容量有所增高;当x=0.1和0.3时,合金电极的最大放电容量为340和326mAh/g;电极循环寿命得到明显提高,经100次循环后,合金电极容量保持率S100由x=0.1时的65%提高至x=0.3时的78%;合金电极的高倍率放电性能（HRD）随Al含量的增加呈呈现减小的趋势;通过系统研究,较好地解决了无钴AB5型储氢电极合金的循环寿命问题,所研制的过计量比快凝合金具有电极容量较高、循环稳定性良好和较好的综合电化学性。
苗鹤[8]（2008）在《Ti-V-Fe基贮氢合金结构、电化学性能及循环稳定性改善机制研究》文中研究说明钛钒基贮氢电极合金由于其较高的放电容量而广受关注。然而,较高的价格、较低的循环寿命与较差的高倍率放电能力限制了其产业化发展。本文全面综述了钛基C14型Laves相贮氢电极合金、钒基固溶体型贮氢电极合金以及两者相结合而形成的钛钒基贮氢电极合金的研究进展与各种贮氢合金电极容量衰退机理的研究进展。针对钛钒基贮氢电极合金的上述缺点及其研发现状,本文设计了一系列含铁Ti-V基贮氢电极合金,并采用了XRD/Rietveld、SEM、EDS、TEM、XPS、AES与AFM等材料分析方法以及恒电流充放电、电化学阻抗谱、线性极化、阳极极化和恒电位阶跃等电化学测试技术,对所设计的Ti-V-Fe基贮氢电极合金的成分、微结构、电化学性能以及三者之间的联系进行了较为系统的研究,以期开发出价格低、电化学性能优良的钛钒基贮氢电极合金。此外,本文较系统地研究了影响该系列合金循环稳定性的关键因素及合金颗粒在循环过程中的粉化机制,揭示了Ti-V-Fe基合金电极循环稳定性的改善机制,为进一步改善该系列合金电极的循环稳定性提供了重要的理论和实验依据。论文以Ti0.8Zr0.2V2.7Mn0.5Cr0.6Ni1.25Fe0.2为基础合金,系统研究了采用不同量的Fe对Cr的替代对Ti0.8Zr0.2V2.7Mn0.5Cro0.8-xNi1.25Fex（x=0.0～0.8）合金的微结构及电化学性能的影响。结果表明,所有合金均由空间网络结构的C14型Laves相（六方结构,空间群为P63/mmc）和树枝形的钒基固溶体相（体心立方结构,空间群为Im3m）两相组成。随着Fe替代含量的增加,合金两相的晶胞参数与晶胞体积均逐渐减小,C14型Laves相的丰度不断增加,相应地,钒基固溶体相的含量不断减少,钒基固溶体相的晶粒尺寸先减小后增大。适量Fe替代Cr能有效改善合金电极的活化性能（Na）、最大放电容量(Cmax)、循环稳定性能(C200/Cmax)与高倍率放电能力（HRD）。在该系列合金中,当钒基相含量略高于C14相时,合金电极具有较好的循环稳定性与高倍率放电能力。当x=0.2时,合金电极具有较佳的综合电化学性能,其Cmax似为339.1 mAh/g,C200/Cmax为75.1%,HRD600为63.8%。论文选择了具有较好综合电化学性能的Ti0.8Zr0.2V2.7Mn0.5Cr0.6Ni1.25Fe0.2为基础合金,研究退火处理（1173K×8h）过程中不同冷却速度对该合金微结构与电化学性能的影响。结果表明,退火处理后,合金具有与铸态相似的微观形貌特征,均由三维网络结构的C14型Laves相和树枝形的钒基固溶体相两相组成。相对于铸态合金,所有退火态合金两相的晶胞体积均略有增大。较慢的冷却方式（空冷与炉冷）能提高合金中钒基相的相对丰度。采用炉冷处理后,钒基相的晶粒尺寸有所增加,而水冷处理则略有利于钒基相晶粒的细化。退火处理明显提高了合金电极的循环稳定性(C200/Cmax)与高倍率放电能力（HRD）。其中水冷合金电极的C200/Cmax最高,达到了84.2%,而炉冷合金电极的HRD800最大,达到了62.1%,分别比铸态合金电极高约11%与16%。但退火处理降低了该合金电极的活化性能（Na）与最大放电容量(Cmax)。较快的退火处理冷却速度有利于提高合金电极的循环稳定性,而采用较慢的冷却速度则能显着提高合金电极的高倍率放电能力。采用Co部分替代Ti-V-Fe基合金B侧Ni,对Ti0.8Zr0.2V2.7Mn0.5Cr0.6Ni1.25-xCoxFe0.2（x=0.00～0.25）合金的微结构与电化学性能的研究结果表明,所有合金均由三维网络结构的C14型Laves相和树枝形的钒基固溶体相两相组成。随着Co替代含量的增加,C14相和钒基相的晶胞体积略有增加,钒基相的晶粒尺寸逐渐减小,而合金两相的相对丰度没有显着改变。适量Co替代该Ti-V-Fe基合金中的Ni能一定程度上改善合金电极的循环稳定性能,当x值为0.10时,C200/Cmax取得最大值,为79.8%,比初始合金高出6.3%。继续增加x至0.25时,合金电极的循环稳定性略有降低。适量Co替代Ni能有效抑制合金颗粒的粉化和V与Ti在碱液中的溶出,并使合金电极在充放电循环过程中较好地保持其相应的电化学反应速率。但Co替代Ni降低了合金电极的最大放电容量与高倍率放电能力,因而在Ti-V-Fe基合金中Co的含量不能过高。论文研究了稀土元素（Y、La、Ce、Pr与Nd）部分替代Ti0.8Zr0.2V2.7Mn0.5Cr0.6Ni1.25Fe0.2合金A侧Ti（替代量为0.1化学计量比）及不同量Y替代合金中的Ti（替代化学计量比为0.00～0.25）对其微结构与电化学性能的影响。结果显示,替代后合金主相形貌特征没有明显改变。采用（La、Ce、Pr、Nd）替代Ti后,合金中两相的晶胞体积没有明显变化,而以Y替代则导致两相的晶胞体积略有增加。上述所有稀土元素的替代对合金的两相丰度都没有显着影响,但明显细化了钒基相的晶粒。以La、Ce、Pr与Nd替代后,C14型Laves相中出现了弥散分布的M2Ni3（M=La,Ce,Pr与Nd）相,该相的出现显着改善了合金电极的活化性能。采用上述所有稀土元素替代Ti后,合金电极的最大放电容量(Cmax)与高倍率放电能力(HRD600)均有所增加,而合金电极的循环稳定性却有不同程度的降低。其中,Y对提高合金电极的放电容量最为有益,当x=0.10时,其最大放电容量达到352.3mAh/g,比初始合金高出近20 mAh/g。综合比较发现,采用少量Y（0.05 mol的替代量）替代Ti后,合金电极的综合电化学性能较为理想,其Cmax为346.5 mAh/g,C200/Cmax为76.1%,HRD600为73.2%。以三种循环性能较好的Ti-V-Fe基贮氢电极合金,即退火炉冷合金Ti0.8Zr0.2V2.7Mn0.5Cr0.6Ni1.25Fe0.2,铸态合金Ti0.8Zr0.2V2.7Mn0.5Cr0.6Ni1.15Co0.10Fe0.2与Ti0.8Zr0.2V2.7Mn0.5Cr0.4Ni1.25Fe0.4以及循环性能较差的铸态合金Ti0.8Zr0.2V2.7Mn0.5Ni1.25Fe0.8为研究对象,研究了Ti-V-Fe基贮氢电极合金循环稳定性的改善机制。结果表明,抑制合金两相晶胞体积在充放电循环后的膨胀,提高合金中有效吸氢元素（V与Ti）在碱液中的耐腐蚀性能,增强合金颗粒在充放电循环过程中的抗粉化能力以及合金电极表面在空气和碱液中的抗氧化能力,防止合金电极表面在充放电循环过程中的快速恶化都有利于提高Ti-V-Fe基贮氢电极合金的循环稳定性。此外,循环稳定性较好的合金电极能在充放电循环过程中较好的保持其相应的电化学动力学性能。对Ti0.8Zr0.2V2.7Mn0.5Cr0.6Ni1.25Fe0.2合金在充放电过程中的粉化行为的研究结果显示,对于不同颗粒尺寸的合金,V与Ti在碱液中的腐蚀速率指数相差很小,而腐蚀速率常数则相差较大,颗粒尺寸小于700目的合金的腐蚀速率常数是颗粒尺寸为300～400目合金的3倍左右。颗粒尺寸较大的合金电极的最大放电容量较低,而循环寿命较高。当充放电循环次数在10～20次之间时,具有较小颗粒尺寸的合金电极显示出较好的电化学动力学性能,而循环次数增加到50次后,由于颗粒粉化较快,颗粒尺寸较大的合金电极反而显示出较好的动力学性能。对合金两相界面的TEM观察分析和充放电循环过程中微裂纹在合金中的萌生与扩展的SEM观察结果显示,合金中两相相界属于非共格界面,具有较高的界面能,这也正是微裂纹首先在两相界面中产生,发生沿晶断裂的主要原因。随着充放电时间延长,微裂纹逐渐向C14型Laves相中扩展,发生C14相的穿晶断裂,然后,微裂纹在C14型Laves相中逐渐宽化,最终导致C14相的断裂与塌陷,这与C14相的硬度较高、断裂韧性较低有关。此外,C14型Laves相在充放电过程中的剥落程度较钒基固溶体相严重。可以推断,减轻合金的相界偏析,增强合金相界的结合强度能抑制合金颗粒在充放电过程中的粉化行为。另外,由于C14相为相对于钒基相的更脆性相,在充放电循环过程中更容易断裂与塌陷,因而适当降低C14相的含量也可抑制合金颗粒在充放电过程中的粉化,提高合金电极的循环稳定性,这与我们在第四章的研究结果相一致。
吴彦军[9]（2007）在《La2MgNi7.5Co1.5贮氢电极合金的相结构与电化学性能研究》文中研究表明本文在对国内外La-Mg-Ni系AB3.0～3.8型贮氢合金的研究进展进行全面综述的基础上，确定以改善La2MgNi7.5Co1.5合金电极的综合电化学性能作为研究对象，采用XRD、EPMA、WDS、粒度分析等材料分析方法及恒电流充放电、线性极化及恒电位阶跃放电等电化学测试技术，首先系统地研究了B端元素Al替代A端元素Mg对La2MgNi7.5Co1.5贮氢合金相结构和电化学性能的影响规律。在此基础上，研究了La2Mg1-xAlxNi7.5Co1.5（x=0.0，0.1）合金电极循环容量衰减机理，力求阐明La2Mg0.9Al0.1Ni7.5Co1.5合金比La2MgNi7.5Co1.5合金具有更佳电化学循环稳定性的内在原因。在上述基础上，通过B端组元Ni的替代，研究了Mn元素对La2Mg0.9Al0.1Ni7.5-xCo1.5Mnx（x=0.0～0.9）合金的相结构和电化学性能的影响机制。此外，又进一步研究了快凝冷却速度对La2Mg0.9Al0.1Ni7.5Co1.5合金相结构和电化学性能的影响。对于La2MgNi7.5Co1.5合金，本文系统研究了Al元素替代Mg元素对合金相结构和电化学性能的影响。结果表明，在x=0时，合金主要由主相LaNi3相（PuNi3型结构）和αLa2Ni7相（Ce2Ni7型结构）两相组成。当Al加入后（x=0.1），合金中LaNi3相减少，αLa2Ni7成为合金的主相。进一步增加Al在合金中的替代量，合金中LaNi3相消失，αLa2Ni7相减少，LaNi5相出现并逐渐成为合金的主相。随着Al替代量的增加，合金的贮氢量H／M逐渐降低，合金的活化性能和最大放电容量下降。合金电极的循环稳定性随Al替代量的增加而逐渐改善，经100次充放电循环后，合金电极的放电容量保持率S100由x=0时的45.8％逐渐增加到x=0.5的85.4％。合金电极的高倍率放电性能(HRD900)随着Al替代量的增加得到提高。当Al含量x≤0.3时，合金表面电荷迁移速率是合金电极反应动力学的控制步骤；而当Al含量x=0.5时，合金电极反应动力学受合金表面电荷迁移速率和氢在合金体相中的扩散速率共同控制。对La2Mg1-xAlxNi7.5Co1.5（x=0.0，0.1）合金电极循环容量的衰减机理研究表明，合金充氢后，合金中LaNi3相和αLa2Ni7相的a轴、c轴和晶胞体积v均增加，轴比c／a增加，合金中两相吸氢后均呈各向异性膨胀，合金中LaNi3相的晶胞体积膨胀率要大于αLa2Ni7相的晶胞体积膨胀率。Al元素加入后，合金氢化物中LaNi3相和αLa2Ni7的晶胞体积膨胀率均减小。电化学充放电循环后，合金中出现新的物相La（OH）3、Mg（OH）2和单质Ni，这表明合金中的两个组成元素La、Mg在电化学充放电循环过程中被氧化形成氢氧化物。粒度分析表明，经过充放电循环后，La2MgNi7.5Co1.5合金的平均粒径要明显小于La2Mg0.9Al0.1Ni7.5Co1.5合金，Al替代Mg后提高了合金的抗粉化能力。La2MgNi7.5Co1.5合金的腐蚀产物要明显多于La2Mg0.9Al0.1Ni7.5Co1.5合金。La2Mg0.9Al0.1Ni7.5Co1.5合金具有较好电化学循环稳定性的最主要原因是Al元素加入后，合金的主相由LaNi3相转变为αLa2Ni7相，而αLa2Ni7相与LaNi3相相比具有较小的晶胞体积膨胀；同时Al元素对合金中LaNi3相和αLa2Ni7相的晶胞体积膨胀均起到了抑制作用，合金的粉化程度减弱，从而合金的腐蚀程度降低，循环稳定性提高。对La2Mg0.9Al0.1Ni7.5-xCo1.5Mnx（x=0.0～0.9）合金的相结构与电化学性能研究表明，Mn替代Ni导致合金中LaNi3相消失，αLa2Ni7相的相丰度下降，出现新的物相La5Ni19相和LaMgNi4相，且随合金中Mn含量的增加，新相的丰度有所增加。随合金中Mn含量的增加，αLa2Ni7相、LaMgNi4相和La5Ni19相的a轴、c轴及晶胞体积v均增加。此外，随合金中Mn含量的增加，合金的放氢平台压力逐渐降低，合金的贮氢量则随之减少，合金的活化性能和最大放电容量降低。当Mn含量为0.3时，合金电极的循环稳定性最好，进一步增加合金中的Mn含量，合金电极的循环稳定性不如La2Mg0.9Al0.1Ni7.5Co1.5Mn0.3合金。合金电极的高倍率放电性能（HRD）随x值的增加而降低。对快凝冷却速度对La2Mg0.9Al0.1Ni7.5Co1.5贮氢合金相结构和电化学性能的影响的研究表明，La2Mg0.9Ni7.5Co1.5Al0.1退火合金由αLa2Ni7主相（Ce2Ni7型结构）和少量LaNi3相（PuNi3型结构）组成；快速凝固制备的合金中出现LaNi5相及少量βLa2Ni7和LaMgNi4相，并且随凝固速度的增加，合金中LaNi5相和LaMgNi4相的含量不断增多。快速凝固方法制备的合金组织为细小的柱状晶组织，合金各相均匀分布难以分辨，并且随冷却速率的增加，柱状晶组织变得更加细小。电化学测试表明，随凝固速度的增加，合金电极的最大放电容量逐渐减少，高倍率放电性能下降。快速凝固提高了合金电极的循环稳定性，其中20m／s时合金电极的循环寿命S100可达88.1.％。
李锐[10]（2007）在《钛钒基贮氢电极合金结构、性能及其衰退机理研究》文中认为本文全面综述了钛钒基贮氢电极合金的研究进展以及各种贮氢合金电极衰退机理的研究进展。在此基础上，确定以钛钒基贮氢电极合金为研究对象，采用XRD／Rietveld、SEM、TEM和AES等材料分析方法以及恒电流充放电、电化学阻抗谱、线性极化、阳极极化和恒电位阶跃等电化学测试技术，对钛钒基合金的成分、相结构与电化学性能三者之间的关系进行了系统的研究，提出贮氢电极合金的“本征／非本征衰退机理”，并以钛钒基合金为实例对该机理进行了验证。对Ti0.8Zr0.2V2.7Mn0.5Cr0.8Nix（x=0～2.0）贮氢电极合金的结构及电化学性能进行了研究。结果表明：当x在0到1.50之间时，合金由C14型Laves相和钒基固溶体相两相组成。C14型Laves相的丰度随着Ni含量的增加而先增加后减少，在x=0.50时取得极大值（52.9、wt.％），钒基固溶体相的丰度则相应地先减少后增加。当x增加到1.75之后，合金中出现了少量的杂相。所有的合金中，C14型Laves相均形成连续的三维网络结构，而钒基固溶体相则以等轴晶或树枝晶的形态嵌入于C14型Laves相基体中。随着Ni含量的增加，钒基固溶体相逐渐由等轴晶向树枝晶过渡。此外，当合金中不含Ni元素时，由于缺乏必要的电催化活性，合金电极几乎没有电化学容量。随着合金中Ni元素含量的逐渐增加，合金电极的电催化活性得到了提高。在上述相结构及电催化活性两方面因素的综合作用下，合金电极的电化学性能随着Ni含量的增加而显着变化：最大放电容量先增大后减小，当x=0.75时达到最大值373.7 mAh／g；循环稳定性不断提高，x=2.00时，合金电极经200次循环后的容量保持率达96.2％；高倍率放电性能先大幅提高而后略有降低，适中的Ni元素含量有利于降低合金电极的表面反应阻抗和氢扩散阻抗，从而提高合金电极的高倍率放电性能。研究了Cr元素含量对Ti0.8Zr0.2V2.7Mn0.5CrxNi1.75（x=0.0～0.7）贮氢电极合金的结构及电化学性能的影响规律。所有合金均由C14型Laves相和钒基固溶体相组成，随着Cr含量的增加，合金中钒基固溶体相不断增加，而C14型Laves相则相应地逐渐减少。钒基固溶体相均以树枝晶的形态分布于C14型Laves相基体中。随着合金中Cr含量的增加，合金电极的最大放电容量和高倍率放电性能均先增加而后下降。而循环稳定性则随着合金中Cr含量的增加而得到大幅度的提高，180次循环后合金电极的容量保持率C180／Cmax由x=0时的25.4％提高到了x=0.7时的93.8％。对Mn替代Ni时Ti0.8Zr0.2V2.7Mn0.5+xCr0.8Ni1.5-x（x=0.0～0.4）贮氢电极合金的相结构及电化学性能进行了研究。结果表明：所有合金均由C14型Laves相和钒基固溶体相两相组成。随着Mn替代量的增加，合金中钒基固溶体相逐渐减少，而C14型Laves相的丰度则相应地逐渐增加。适中的Mn替代量可提高合金电极的放电容量，但同时会导致合金电极循环稳定性的降低。电化学阻抗谱、线性极化、阳极极化以及恒电位阶跃放电的研究结果表明，少量地用Mn替代Ni可提高合金电极表面的电化学反应速率和氢在合金中的扩散速率，从而改善合金电极的高倍率放电性能。选用Ti0.8Zr0.2V2.7Mn0.5Cr0.8Nix（x=0.75，1.25，1.75）三种成分的合金（分别记为样品A，B，C）作为研究对象。对其本征衰退行为进行了系统的分析。采用ICP对不同循环次数时合金电极系统中的电解液进行成分分析。结果表明，以V为代表的几种主要吸氢元素的溶出量在前数十次循环内迅速增加，而后渐趋饱和。对照各合金电极的循环寿命曲线得知，活性吸氢元素的溶出不是造成各合金电极循环寿命之间差异的原因，也不是造成合金电极容量持续衰退的决定性因素。对不同循环次数后的合金进行SEM形貌分析和表面AES分析。发现覆盖在样品A合金表面的是以Ti、Ni的氧化物为主体的氧化层；而样品C合金的表层则是Ni含量70％以上的富Ni层。对合金电极经不同循环次数后的XRD图谱进行分析，发现各个样品中均不同程度地出现了氢化物的衍射峰，不可逆氢化物的产生和不断增多，是造成电极放电容量下降的另一个重要原因。综合分析认为，活性吸氢物质的腐蚀溶出、形成氧化层、不可逆氢化物的产生等几种典型的本征衰退行为对Ti0.8Zr0.2V2.7Mn0.5Cr0.8Nix（x=0.75，1.25，1.75）合金的容量衰退有着较大的影响，但并非决定性因素。尤其是在循环的后期，合金电极的容量衰退另有原因。以Ti0.8Zr0.2V2.7Mn0.5Cr0.8Nix（x=0.75，1.25，1.75）合金为研究对象，对贮氢电极合金的非本征衰退机理进行了分析探讨。发现颗粒尺寸对贮氢合金电极的最大放电容量和循环稳定性有着显着的影响，但对于不同成分的合金而言，其影响规律有所差异。吸放氢循环后的形貌观测显示，样品A合金会随着吸放氢循环的进行而严重粉化；而样品C合金多次循环后的粉化非常轻微。抗粉化性能的显着差异，是造成两种合金电极循环稳定性悬殊的另一个重要原因。对经120次充放电循环后的电极合金进行TEM分析，结果显示，样品A合金和样品C合金的表面腐蚀情况具有显着的不同，前者被一层疏松絮状的氧化物所包覆，而后者被一层形态致密的富Ni层所包覆。对不同循环次数后的合金电极进行电化学阻抗谱分析，发现经多次循环后，样品A的电化学反应阻抗显着大于样品C。这主要归因于两种合金表层性质的不同，样品C表面富Ni层的导电性和催化活性均要远远高于样品A表面的氧化物层。对Ti0.8Zr0.2V2.7Mn0.5Cr0.8Ni0.75合金电极不同循环次数时的放电曲线进行了分析，发现由非本征因素导致的电化学极化增大、活性物质利用率下降是该合金电极放电容量迅速衰退的关键原因。本征衰退主要是活性物质减少导致的衰退，非本征衰退是活性物质的利用率下降导致的衰退，综合两者的影响，可以得到对合金电极在循环过程中容量衰退的圆满解释，这就是我们提出的“贮氢电极合金本征／非本征衰退机理”。
二、快速凝固AB_5型贮氢合金显微组织、吸氢及电化学性能（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、快速凝固AB_5型贮氢合金显微组织、吸氢及电化学性能（论文提纲范文）
（1）La0.75Mg0.25（Ni,Co）x储氢合金相结构与电化学性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 储氢合金介绍 |
| 1.2.1 AB型储氢合金 |
| 1.2.2 AB_2 型储氢合金 |
| 1.2.3 A_2B型储氢合金 |
| 1.2.4 AB_5 型储氢合金 |
| 1.2.5 新型La-Mg-Ni系储氢合金 |
| 1.3 储氢合金的制备方法 |
| 1.3.1 熔炼法 |
| 1.3.2 溶体快淬法 |
| 1.3.3 机械合金化法 |
| 1.3.4 氢化燃烧法 |
| 1.4 储氢合金的优化 |
| 1.4.1 元素替换对储氢合金性能的影响 |
| 1.4.2 化学计量比对储氢合金性能的影响 |
| 1.4.3 热处理工艺对储氢合金性能的影响 |
| 1.5 课题研究的主要内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 合金样品成分设计及制备 |
| 2.1.1 样品成分设计 |
| 2.1.2 样品的制备过程 |
| 2.2 合金的电化学性能测试 |
| 2.2.1 三电极测试系统 |
| 2.2.2 电化学性能测试方法 |
| 2.3 合金相结构及微观组织分析 |
| 2.3.1 XRD测试及分析 |
| 2.3.2 SEM分析及金相组织形貌分析 |
| 第3章 化学计量比B/A对La_(0.75)Mg_(0.25)(Ni,Co)_x储氢合金性能的影响 |
| 3.1 铸态合金相结构及其性能 |
| 3.1.1 铸态合金的微观组织与相结构 |
| 3.1.2 铸态合金的电化学性能 |
| 3.1.3 铸态合金的动力学性能 |
| 3.2 退火态合金相结构及其性能 |
| 3.2.1 退火态合金的相结构 |
| 3.2.2 退火态合金的电化学性能 |
| 3.2.3 退火态合金的动力学性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 B侧Ni/Co比对La_(0.75)Mg_(0.25)(Ni,Co)_(3.9) 储氢合金性能的影响 |
| 4.1 铸态合金相结构及其性能 |
| 4.1.1 铸态合金的相结构 |
| 4.1.2 铸态合金的储氢性能 |
| 4.1.3 铸态合金的电化学性能 |
| 4.1.4 铸态合金的动力学性能 |
| 4.2 退火态合金相结构及其性能 |
| 4.2.1 退火态合金的相结构 |
| 4.2.2 退火态合金的储氢性能 |
| 4.2.3 退火态合金的电化学性能 |
| 4.2.4 退火态合金的动力学性能 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 Ce替换La对La_(0.75-x)Ce_xMg_(0.25)Ni_(3.25)Co_(0.65)储氢合金性能的影响 |
| 5.1 铸态合金相结构及其性能 |
| 5.1.1 铸态合金的相结构 |
| 5.1.2 铸态合金的电化学性能 |
| 5.1.3 铸态合金的动力学性能 |
| 5.2 退火态合金相结构及其性能 |
| 5.2.1 退火态合金的相结构 |
| 5.2.2 退火态合金的电化学性能 |
| 5.2.3 退火态合金的动力学性能 |
| 5.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（2）多元Ti-V-Mn系储氢合金的显微组织与吸放氢性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 储氢合金 |
| 1.2.1 储氢合金原理 |
| 1.2.2 合金的储氢性能表征 |
| 1.2.3 几种典型的储氢合金 |
| 1.3 V基固溶体型储氢合金 |
| 1.3.1 V基固溶体型储氢合金的结构特征 |
| 1.3.2 V基固溶体型储氢合金的理论计算 |
| 1.3.3 V基固溶体型储氢合金的制备工艺 |
| 1.4 V基固溶体型储氢合金的研究现状 |
| 1.4.1 合金化元素对储氢性能影响 |
| 1.4.2 后处理工艺对储氢性能影响 |
| 1.5 课题拟解决的关键问题及主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验技术路线 |
| 2.3 实验材料及制备工艺 |
| 2.3.1 合金成分 |
| 2.3.2 铸态合金的制备 |
| 2.3.3 热处理 |
| 2.4 实验研究方法 |
| 2.4.1 组织分析方法 |
| 2.4.2 室温压缩性能测试 |
| 2.4.3 储氢性能测试 |
| 第3章 三元合金Ti-V-Mn的显微组织与吸氢行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 晶格参数设计 |
| 3.2.1 铸态合金V35TixMn65-x的相组成及显微组织 |
| 3.2.2 铸态合金V35TixMn65-x的吸氢行为 |
| 3.2.3 晶格常数对合金储氢性能的影响 |
| 3.3 相比例设计 |
| 3.3.1 铸态合金TiMn(Ti:Mn=5:8)-Vx(x=25,30,35,40,45,50)的显微组织 |
| 3.3.2 铸态合金TiMn(Ti:Mn=5:8)-Vx(x=25,30,35,40,45,50)的吸氢行为 |
| 3.4 热力学研究 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Ti(Zr/Hf)-V-Mn(Cr)合金的组织与放氢热力学 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铸态合金Ti(Zr)-V-Mn的显微结构及储氢性能 |
| 4.2.1 铸态合金Ti_(23-x)Zr_xV_(40)Mn_(37)的相组成及显微组织 |
| 4.2.2 铸态合金Ti_(23-x)Zr_xV_(40)Mn_(37)的吸氢动力学性能 |
| 4.2.3 铸态合金Ti_(23-x)Zr_xV_(40)Mn_(37)的放氢热力学性能 |
| 4.3 铸态合金Ti(Hf)-V-Mn的显微结构及放氢循环稳定性 |
| 4.3.1 铸态合金Ti_(23-x)Hf_xV_(40)Mn_(37)的相组成及显微组织 |
| 4.3.2 铸态合金Ti_(23-x)Hf_xV_(40)Mn_(37)的放氢热力学 |
| 4.3.3 铸态合金Ti_(23-x)Hf_xV_(40)Mn_(37)的放氢循环稳定性 |
| 4.4 铸态合金Ti-Hf-V-Mn(Cr)的显微结构及放氢热力学性能 |
| 4.4.1 铸态合金Ti19Hf4V40Mn37-xCrx的相组成及显微组织 |
| 4.4.2 铸态合金Ti19Hf4V40Mn37-xCrx的放氢热力学性能 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 Ti(Hf)-V-Mn(Cr)合金的活化与吸放氢动力学 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Ti(Hf)-V-Mn(Cr)合金的表面状态 |
| 5.2.1 铸态合金表面化学成分及化学态 |
| 5.2.2 铸态合金一次吸放氢循环后的表面化学成分及化学态 |
| 5.3 Ti(Hf)-V-Mn(Cr)合金的微观结构 |
| 5.4 Ti(Hf)-V-Mn(Cr)合金的吸放氢动力学 |
| 5.4.1 铸态合金的活化预处理条件 |
| 5.4.2 铸态合金的吸氢动力学 |
| 5.4.3 铸态合金的放氢动力学 |
| 5.5 小结 |
| 第6章 热处理对合金Ti_(19)Hf_4V_(40)Mn_(35)Cr_2显微组织与吸放氢行为的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 热处理合金Ti_(19)Hf_4V_(40)Mn_(35)Cr_2的相组成和显微组织 |
| 6.2.1 热处理合金Ti_(19)Hf_4V_(40)Mn_(35)Cr_2的相组成变化 |
| 6.2.2 热处理合金Ti_(19)Hf_4V_(40)Mn_(35)Cr_2的显微组织 |
| 6.3 热处理合金Ti_(19)Hf_4V_(40)Mn_(35)Cr_2的吸氢行为 |
| 6.3.1 热处理后合金Ti_(19)Hf_4V_(40)Mn_(35)Cr_2的活化 |
| 6.3.2 合金Ti_(19)Hf_4V_(40)Mn_(35)Cr_2的不同温度吸氢动力学 |
| 6.4 合金Ti_(19)Hf_4V_(40)Mn_(35)Cr_2的放氢行为 |
| 6.4.1 饱和吸氢后合金Ti_(19)Hf_4V_(40)Mn_(35)Cr_2的相组成和显微组织 |
| 6.4.2 合金Ti_(19)Hf_4V_(40)Mn_(35)Cr_2的放氢热力学 |
| 6.4.3 合金Ti_(19)Hf_4V_(40)Mn_(35)Cr_2的放氢相转变 |
| 6.4.4 合金Ti_(19)Hf_4V_(40)Mn_(35)Cr_2的放氢活化能 |
| 6.5 小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（3）稀土系AB5型低钴及无钴储氢合金研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镍氢电池工作原理 |
| 1.1.1 镍氢电池的结构 |
| 1.1.2 MH/Ni电池的电极反应 |
| 1.1.3 储氢合金电极吸放氢过程 |
| 1.2 镍氢电池的发展 |
| 1.2.1 国外镍氢电池的发展 |
| 1.2.2 我国镍氢电池的发展 |
| 1.2.3 我国镍氢电池与国外的差距 |
| 1.3 储氢合金的分类与性能 |
| 1.3.1 稀土系AB_5型储氢合金 |
| 1.3.2 Laves相AB_2型储氢合金 |
| 1.3.3 钛系AB型储氢合金 |
| 1.3.4 镁系A_2B型储氢合金 |
| 1.3.5 V基固溶体型储氢合金 |
| 1.3.6 储氢合金的热力学特性 |
| 1.3.7 储氢合金的吸氢机理 |
| 1.3.8 储氢合金的吸放氢特性 |
| 1.3.9 储氢合金容量衰退机理 |
| 1.4 稀土系AB_5型储氢合金研究现状 |
| 1.4.1 稀土系AB_5型储氢合金结构 |
| 1.4.2 稀土系AB_5型储氢合金性能的影响因素 |
| 1.4.3 A侧元素对AB_5型储氢合金性能的影响 |
| 1.4.4 B侧元素对AB_5型储氢合金性能的影响 |
| 1.4.5 非化学计量比对AB_5型储氢合金性能的影响 |
| 1.4.6 铸造方式与冷却速度对储氢合金性能的影响 |
| 1.4.7 热处理对储氢合金性能的影响 |
| 1.5 课题研究的意义及研究内容 |
| 第2章 实验研究方法 |
| 2.1 实验原料及试剂 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 储氢合金显微结构分析 |
| 2.3.1 储氢合金的晶体结构 |
| 2.3.2 储氢合金点阵常数计算 |
| 2.3.3 储氢合金的显微组织分析与元素分析 |
| 2.4 储氢合金电化学性能的测试 |
| 2.4.1 模拟电池的制作 |
| 2.4.2 开口电池性能指标的测试 |
| 2.4.3 电化学测试装置 |
| 2.4.4 开口电池动力学性能指标测试 |
| 第3章 Cu替代Co对AB_5型储氢合金性能的影响 |
| 3.1 合金的晶体结构 |
| 3.1.1 合金的成分与表面形态分析 |
| 3.1.2 合金的相结构 |
| 3.2 合金的电化学性能 |
| 3.2.1 合金的活化性能与最大容量 |
| 3.2.2 合金的高倍率性能 |
| 3.3 合金的动力学性能 |
| 3.4 本章小论 |
| 第4章 Be替代Co对AB_5型储氢合金性能的影响 |
| 4.1 Be含量对合金晶体结构的影响 |
| 4.1.1 合金成分与表面形貌分析 |
| 4.1.2 合金的相结构 |
| 4.2 Be含量对合金电化学性能的影响 |
| 4.2.1 合金的活化性能和最大容量 |
| 4.2.2 合金的循环稳定性 |
| 4.2.3 合金的倍率性能 |
| 4.3 Be含量对合金动力学性能的影响 |
| 4.3.1 合金的电化学阻抗谱 |
| 4.3.2 合金的循环伏安曲线 |
| 4.3.3 合金的GITT曲线 |
| 4.3.4 合金的线性极化曲线 |
| 4.3.5 合金的塔菲尔极化曲线 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Be-Cu替代Co对AB_5型储氢合金性能的影响 |
| 5.1 Be-Cu含量对合金晶体结构的影响 |
| 5.1.1 合金成分与表面形貌分析 |
| 5.1.2 合金的相结构 |
| 5.2 Be-Cu含量对合金电化学性能的影响 |
| 5.2.1 合金的活化性能与最大容量 |
| 5.2.2 合金的循环稳定性 |
| 5.2.3 合金的高倍率性能 |
| 5.3 Be-Cu含量对合金动力学性能的影响 |
| 5.3.1 合金的电化学阻抗谱 |
| 5.3.2 合金的循环伏安曲线 |
| 5.3.3 合金的GITT曲线 |
| 5.3.4 合金的线性极化曲线 |
| 5.3.5 合金的塔菲尔极化曲线 |
| 5.3.6 Be-Cu与储氢合金中氢扩散过程 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 热处理对AB_5型储氢合金性能的影响 |
| 6.1 热处理温度对合金晶体结构的影响 |
| 6.2 热处理温度对合金电化学性能的影响 |
| 6.2.1 合金的活化性能和最大容量 |
| 6.2.2 合金的循环性能 |
| 6.2.3 合金的倍率性能 |
| 6.3 热处理温度对合金动力学性能的影响 |
| 6.3.1 合金的电化学阻抗谱 |
| 6.3.2 合金的GITT曲线 |
| 6.3.3 合金的线性极化曲线 |
| 6.4 热处理时间对合金晶体结构的影响 |
| 6.5 热处理时间对合金电化学性能的影响 |
| 6.5.1 合金的活化性能和最大容量 |
| 6.5.2 合金的循环性能 |
| 6.5.3 合金的倍率性能 |
| 6.6 热处理时间对合金动力学性能的影响 |
| 6.6.1 合金的电化学阻抗谱 |
| 6.6.2 合金的GITT曲线 |
| 6.6.3 合金的线性极化曲线 |
| 6.7 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
（4）钒基固溶体贮氢合金电极的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镍氢电池概述 |
| 1.2.1 镍氢电池发展历史 |
| 1.2.2 镍氢电池电极材料组成和工作原理 |
| 1.3 镍氢电池负极材料的研究概况 |
| 1.3.1 AB_5型稀土系贮氢合金 |
| 1.3.2 AB_2型 Laves 相贮氢合金 |
| 1.3.3 AB_3型贮氢合金 |
| 1.3.4 AB 型贮氢合金 |
| 1.3.5 A_2B 型贮氢合金 |
| 1.3.6 V 基固溶体型贮氢合金 |
| 1.4 贮氢合金负极材料的容量衰退机理 |
| 1.5 V 基固溶体贮氢电极合金的研究现状 |
| 1.5.1 V 基固溶体合金的结构特点 |
| 1.5.2 V 基固溶体合金的氢化特点 |
| 1.5.3 V 基固溶体合金的性能研究 |
| 1.6 电解液的改性研究 |
| 1.7 研究的目的和意义 |
| 1.8 研究内容 |
| 2 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料与试剂 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验流程 |
| 2.4 合金样品成分设计及贮氢合金的制备 |
| 2.4.1 样品成分设计 |
| 2.4.2 贮氢合金制备 |
| 2.4.3 贮氢合金粉的制备 |
| 2.5 合金的结构表征 |
| 2.5.1 XRD |
| 2.5.2 扫描电镜 |
| 2.5.3 电解液中元素成分分析 |
| 2.6 合金电极的制备和电化学测试装置及测试方法 |
| 2.6.1 电极的制备 |
| 2.6.2 最大放电容量及循环稳定性 |
| 2.6.3 高倍率放电性能 |
| 2.6.4 交流阻抗 |
| 2.6.5 线性极化和交换电流密度 |
| 2.6.6 恒电位阶跃与氢的扩散系数 |
| 3 Cr 替代 Ti 对 V-Ti-Ni 合金电极结构和电化学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 V_2Ti_(1-x)NiCr_x（x=0.1-0.7）合金体系 |
| 3.2.1 合金的结构 |
| 3.2.2 合金电极的放电容量与循环稳定性 |
| 3.2.3 合金电极的放电性能 |
| 3.2.4 合金电极的高倍率放电性能 |
| 3.2.5 合金电极的电化学阻抗谱 |
| 3.2.6 合金电极的线性极化曲线与交换电流密度 |
| 3.2.7 合金电极的恒电位阶跃放电曲线与氢的扩散系数 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 V_2Ti_(0.5)Cr_(0.5)Ni_(1-x)M_x（M= Mo、Sn、Mn）合金电极的性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 V_2Ti_(0.5)Cr_(0.5)Ni_(1-x)Mo_x（0.02-0.08）合金体系 |
| 4.2.1 合金的相结构 |
| 4.2.2 合金的显微组织 |
| 4.2.3 合金的放电容量与循环稳定性 |
| 4.2.4 合金的放电性能曲线 |
| 4.2.5 合金电极高倍率放电性能 |
| 4.2.6 合金电极的电化学交流阻抗 |
| 4.2.7 合金电极的线性极化曲线与交换电流密度 |
| 4.2.8 合金电极的恒电位阶跃放电曲线与氢的扩散系数 |
| 4.3 V_2Ti_(0.5)Cr_(0.5）Ni_(1-x)Sn_x（0.02-0.08）合金体系 |
| 4.3.1 合金的相结构 |
| 4.3.2 合金的显微组织 |
| 4.3.3 合金的放电容量与循环稳定性 |
| 4.3.4 合金的放电性能曲线 |
| 4.3.5 高倍率放电和电化学动力学性能 |
| 4.4 V_2Ti_(0.5)Cr_(0.5)Ni_(1-x)Mn_x（0.05-0.2）合金体系 |
| 4.4.1 合金的相结构 |
| 4.4.2 合金的显微组织 |
| 4.4.3 合金的放电容量与循环稳定性 |
| 4.4.4 高倍率放电性能 |
| 4.4.5 线性极化曲线与交换电流密度 |
| 4.4.6 恒电位阶跃放电曲线与氢的扩散系数 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 V2O5代替 V 对 V_2Ti_(0.5)Cr_(0.5)Ni 合金电极性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 V_(2-x)Ti_(0.5)Cr_(0.5)NiO_x（x =0-0.35）合金体系 |
| 5.2.1 V_(2-x)Ti_(0.5)Cr_(0.5)NiO_x（x =0-0.35）合金结构 |
| 5.2.2 V_(2-x)Ti_(0.5)Cr_(0.5)NiO_x（x =0-0.35）合金电极的放电容量与循环稳定性 |
| 5.2.3 V_(2-x)Ti_(0.5)Cr_(0.5)NiO_x（x =0-0.35）合金电极的放电性能 |
| 5.2.4 V_(2-x)Ti_(0.5)Cr_(0.5)NiO_x（x =0-0.35）高倍率放电性能 |
| 5.2.5 V_(2-x)Ti_(0.5)Cr_(0.5)NiO_x（x =0-0.35）线性极化曲线与交换电流密度 |
| 5.2.6 V_(2-x)Ti_(0.5)Cr_(0.5)NiO_x（x =0-0.35）恒电位阶跃放电曲线与氢的扩散系数 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 V-Ti-Cr-Ni-Mn 贮氢合金的循环衰退机理研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 合金电极循环稳定性分析 |
| 6.3 合金电极经过不同充放电次数的表面 SEM 分析 |
| 6.4 合金元素在电解液中的腐蚀溶解 |
| 6.5 合金电极循环过程的不可逆氢化 |
| 6.6 合金电极的电化学阻抗谱 |
| 6.7 本章小结 |
| 7 电解液中添加 ZnO 对 V_2Ti_(0.5)Cr_(0.5)Ni 合金电化学性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 合金电极与添加 ZnO 的晶体结构分析 |
| 7.3 添加 ZnO 对合金电极的电化学性能的影响 |
| 7.3.1 合金电极的最大放电容量及循环稳定性能 |
| 7.3.2 合金电极放电性能曲线 |
| 7.3.3 合金电极的电化学动力学性能分析 |
| 7.4 合金电极在添加 ZnO 电解液中循环后的形貌分析 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 论文结论与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 论文创新点 |
| 8.3 研究展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A. 攻读博士学位期间发表的论文目录 |
| B. 攻读博士学位期间申请专利目录 |
| C. 博士期间参与科研项目 |
（5）低成本AB5型贮氢合金的研究进展（论文提纲范文）
| 1 B侧元素 |
| 1.1 Cu的影响 |
| 1.2 Fe的影响 |
| 1.3 Sn的影响 |
| 1.4 Si的影响 |
| 1.5 Cr的影响 |
| 1.6 联合替代的影响 |
| 2 A侧元素 |
| 2.1 Mg的影响 |
| 2.2 Li的影响 |
| 2.3 Ti、Zr的影响 |
| 3 非化学计量比的影响 |
| 3.1 混合稀土系多元合金 |
| 3.2 La (Ni, M) x (M=Cu, Sn, Mn;x=4.6~6.0) 三元合金 |
| 4 制备方法的影响 |
| 4.1 退火处理 |
| 4.2 快淬制备 |
| 5 分析讨论 |
| 6 结语 |
（6）Ni/MH电池用AB5型贮氢合金电极研究进展（论文提纲范文）
| 1 合金成分优化设计 |
| 1.1 A侧取代 |
| 1.2 B侧优化 |
| 2 低成本的低Co或无Co合金的研究 |
| 3 控制合金的组织结构 |
| 4 产生有利于合金电极性能的第二相 |
| 5 合金表面处理 |
| 6 加入添加剂制成混合合金电极 |
| 7 结语 |
（7）快速凝固La1-xCex（NiMnFeAl）5.6无钴储氢合金的电化学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 储氢合金概述 |
| 1.1.1 金属氢化物储氢原理 |
| 1.1.2 储氢合金的热力学性质 |
| 1.1.3 储氢合金吸放氢动力学 |
| 1.1.4 储氢合金电极研究现状 |
| 1.2 镍的化合物 |
| 1.2.1 Ni-MH电池的发展概况 |
| 1.2.2 Ni-MH电池工作原理 |
| 1.2.3 储氢电极合金放电动力学 |
| 1.2.4 Ni-MH电极合金的失效 |
| 1.3 AB_5型储氢电极合金的化学成分对合金性能的影响 |
| 1.3.1 A端稀土元素的影响 |
| 1.3.2 B端元素的影响 |
| 1.4 低钻和无钴化AB_5型贮氢合金的研究 |
| 1.5 本文的研究思路及研究内容 |
| 第2章 实验部分 |
| 2.1 储氢合金样品的制备 |
| 2.1.1 合金成分设计 |
| 2.1.2 合金的熔炼 |
| 2.1.3 快速凝固合金样品的制备 |
| 2.2 储氢合金相结构分析 |
| 2.3 电化学性能测试 |
| 2.3.1 电化学性能表征 |
| 2.3.2 储氢合金电极的制备 |
| 2.3.3 电化学测试装置 |
| 2.3.4 电化学性能测试方法 |
| 2.5 贮氢电极合金P-C-T曲线测定 |
| 第3章 快凝速度对LaNi_(4.17)Mn_(0.93)Al_(0.1)Fe_(0.4)合金贮氢和电化学性能的影响 |
| 3.1 LaNi_(4.17)Mn_(0.93)Al_(0.1)Fe_(0.4)合金相结构分析 |
| 3.2 储氢性能和P-C-T曲线 |
| 3.3 合金电化学性能 |
| 3.3.1 活化性能和循环稳定性 |
| 3.3.2 合金电极动力学性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Ce元素对La_(1-x)Ce_xNi_(4.17)Mn_(0.93)Al_(0.1)Fe_(0.4)合金贮氢和电化学性能的影响 |
| 4.1 La_(1-x)Ce_xNi_(4.17)Mn_(0.93)Al_(0.1)Fe_(0.4)合金相结构分析 |
| 4.2 储氢性能和P-C-T曲线 |
| 4.3 合金电化学性能 |
| 4.3.1 活化性能和循环稳定性 |
| 4.3.2 合金电极动力学性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Al元素LaNi_(4.27)Mn_(0.93)Al_xFe_(0.4-x)合金贮氢和电化学性能的影响 |
| 5.1 LaNi_(4.27)Mn_(0.93)Al_xFe_(0.4-x)合金相结构分析 |
| 5.2 储氢性能和P-C-T曲线 |
| 5.3 合金电化学性能 |
| 5.3.1 活化性能和循环稳定性 |
| 5.3.2 合金电极动力学性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A(攻读学位期间所发表的学术论文目录) |
（8）Ti-V-Fe基贮氢合金结构、电化学性能及循环稳定性改善机制研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 目次 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 MH/Ni电池的发展概况 |
| 1.2 MH/Ni电池的工作原理 |
| 1.3 贮氢电极合金的研究概况 |
| 1.3.1 AB_5型稀土系贮氢电极合金 |
| 1.3.2 非AB_5型稀土系贮氢电极合金 |
| 1.3.3 AB/A_2B型贮氢电极合金的研究 |
| 1.3.4 AB_2型Laves相贮氢电极合金 |
| 1.3.5 钒基固溶体型贮氢电极合金 |
| 第2章 文献综述及问题的提出 |
| 2.1 钛基C14型Laves相贮氢电极合金 |
| 2.1.1 合金的结构特性 |
| 2.1.2 合金的性能研究 |
| 2.2 钒基固溶体型贮氢电极合金 |
| 2.2.1 合金的结构特性 |
| 2.2.2 合金的性能研究 |
| 2.3 钛钒基贮氢电极合金 |
| 2.3.1 合金的结构特性 |
| 2.3.2 合金的性能研究 |
| 2.4 贮氢电极合金的容量衰退机理研究 |
| 2.4.1 本征衰退机制 |
| 2.4.2 非本征衰退机制 |
| 2.4.3 本征/非本征衰退的交互作用 |
| 2.5 问题的提出与本文的研究内容 |
| 第3章 实验方法 |
| 3.1 合金的成分设计及样品制备 |
| 3.1.1 合金成分设计 |
| 3.1.2 合金样品制备 |
| 3.2 合金的电化学性能测试 |
| 3.2.1 合金电极的制备 |
| 3.2.2 电化学测试装置 |
| 3.2.3 电化学性能测试方法 |
| 3.3 合金微观结构测试 |
| 3.3.1 合金结构测试分析 |
| 3.3.2 合金的形貌观察与成分分析 |
| 3.4 合金粉末的平均粒径测量 |
| 3.5 碱液成份分析 |
| 3.6 合金硬度与韧性分析 |
| 第4章 Fe替代Cr对Ti_(0.8)Zr_(0.2)V_(2.7)Mn_(0.5)Cr_(0.8)Ni_(1.25)贮氢电极合金结构及电化学性能的影响 |
| 4.1 合金的相结构 |
| 4.2 合金的显微组织 |
| 4.3 活化性能、放电容量与循环稳定性 |
| 4.4 合金电极的动力学性能 |
| 4.4.1 高倍率放电性能 |
| 4.4.2 电化学阻抗谱 |
| 4.4.3 线性极化与交换电流密度 |
| 4.4.4 阳极极化与极限电流密度 |
| 4.4.5 恒电位阶跃放电曲线与氢的扩散系数 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 热处理对Ti_(0.8)Zr_(0.2)V_(2.7)Mn_(0.5)Cr_(0.6)Ni_(1.25)Fe_(0.2)贮氢电极合金的微结构及电化学性能的影响 |
| 5.1 合金的相结构 |
| 5.2 合金的显微组织 |
| 5.3 合金电极的放电容量与循环稳定性 |
| 5.4 合金电极的动力学性能 |
| 5.4.1 高倍率放电性能 |
| 5.4.2 电化学阻抗谱 |
| 5.4.3 线性极化与交换电流密度 |
| 5.4.4 阳极极化与极限电流密度 |
| 5.4.5 恒电位阶跃放电曲线与氢的扩散系数 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 Co替代Ni对Ti_(0.8)Zr_(0.2)V_(2.7)Mn_(0.5)Cr_(0.6)Ni_(1.25)Fe_(0.2)贮氢电极合金的微结构及电化学性能的影响 |
| 6.1 合金的相结构 |
| 6.2 合金的显微组织 |
| 6.3 合金电极的放电容量与循环稳定性 |
| 6.4 合金电极的动力学性能 |
| 6.4.1 高倍率放电性能 |
| 6.4.2 电化学阻抗谱 |
| 6.4.3 线性极化与交换电流密度 |
| 6.4.4 阳极极化与极限电流密度 |
| 6.4.5 恒电位阶跃放电曲线与氢的扩散系数 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 稀土元素替代Ti对Ti_(0.8)Zr_(0.2)V_(2.7)Mn_(0.5)Cr_(0.6)Ni_(1.25)Fe_(0.2)贮氢电极合金微结构及电化学性能的影响 |
| 7.1 稀土元素种类对合金结构与电化学性能的影响 |
| 7.1.1 合金的相结构 |
| 7.1.2 合金的显微组织 |
| 7.1.3 活化性能、放电容量与循环稳定性 |
| 7.1.4 合金电极的电化学动力学性能 |
| 7.2 Y含量对合金结构与电化学性能的影响 |
| 7.2.1 合金的相结构 |
| 7.2.2 合金的显微组织 |
| 7.2.3 活化、放电容量与循环稳定性 |
| 7.2.4 合金电极的动力学性能 |
| 7.3 本章小结 |
| 第8章 Ti-V-Fe基贮氢电极合金的循环稳定性改善机制研究 |
| 8.1 合金的循环稳定性 |
| 8.2 抑制晶胞体积膨胀 |
| 8.3 提高合金的抗腐蚀能力 |
| 8.4 提高合金的抗粉化能力 |
| 8.5 提高合金的抗氧化能力 |
| 8.6 抑制电化学动力学性能恶化 |
| 8.7 本章小结 |
| 第9章 Ti-V-Fe基贮氢电极合金在充放电循环过程中的粉化行为 |
| 9.1 颗粒尺寸对合金组元溶出速率的影响 |
| 9.2 颗粒尺寸对合金电极电化学性能的影响 |
| 9.2.1 颗粒尺寸对放电容量的影响 |
| 9.2.2 颗粒尺寸对循环稳定性的影响 |
| 9.2.3 颗粒尺寸对动力学性能的影响 |
| 9.3 合金颗粒的粉化机制 |
| 9.3.1 裂纹的萌生与扩展 |
| 9.3.2 合金表面的剥落 |
| 9.4 本章小结 |
| 第10章 总结与展望 |
| 10.1 研究结果总结 |
| 10.2 对将来研究工作的建议与展望 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在学期间所取得的科研成果 |
（9）La2MgNi7.5Co1.5贮氢电极合金的相结构与电化学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.1.1 MH-Ni电池的工作原理 |
| 1.1.2 贮氢合金的化学和热力学原理 |
| 1.1.3 贮氢合金中氢的位置 |
| 1.1.4 贮氢合金电极的失效机理 |
| 1.1.5 贮氢电极合金的研究开发现状 |
| 1.2 La-Mg-Ni系贮氢合金的研究进展 |
| 1.2.1 La-Ni二元合金的相图和结构特征 |
| 1.2.2 La-Mg-Ni系AB_3型贮氢合金 |
| 1.2.2.1 AB_3型贮氢合金的结构特征 |
| 1.2.2.2 AB_3型合金的贮氢及电化学性能 |
| 1.2.3 La-Mg-Ni系A_2B_7型贮氢合金 |
| 1.2.3.1 A_2B_7型贮氢合金的结构特征 |
| 1.2.3.2 A_2B_7型合金的贮氢及电化学性能 |
| 1.2.4 La-Mg-Ni系A_5B_(19)型贮氢合金 |
| 1.2.5 La-Mg-Ni系AB_3及A_2B_7型贮氢合金的容量衰减机制 |
| 1.3 本文问题的提出及主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 贮氢合金的样品制备 |
| 2.1.1 合金的熔炼 |
| 2.1.2 合金热处理工艺制定 |
| 2.2 贮氢合金的相结构分析 |
| 2.2.1 X射线粉末衍射分析 |
| 2.2.2 Rietveld结构精修 |
| 2.2.3 合金微观组织及成份分析 |
| 2.3 合金的电化学性能测试 |
| 2.3.1 合金氢化物电极的制备 |
| 2.3.2 电化学测试装置 |
| 2.3.3 电化学性能测试方法 |
| 2.3.4 电化学P-C-T曲线的测定 |
| 第3章 La_2Mg_(1-x)Al_xNi_(7.5)Co_(1.5)(x=0,0.1,0.3,0.5)贮氢合金的相结构和电化学性能研究 |
| 3.1 合金的相结构 |
| 3.2 合金的显微组织 |
| 3.3 合金的电化学放氢P-C-T曲线 |
| 3.4 合金的电化学性能 |
| 3.4.1 活化性能及最大放电容量 |
| 3.4.2 循环稳定性 |
| 3.5 合金电极的动力学性能 |
| 3.5.1 高倍率放电性能 |
| 3.5.2 交换电流密度 |
| 3.5.3 氢的扩散系数 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 La_2Mg_(1-x)Al_xNi_(7.5)Co_(1.5)(x=0.0,0.1)合金电极循环容量衰减机理研究 |
| 4.1 合金氢化物结构 |
| 4.2 循环过程中合金的相结构 |
| 4.3 合金的粉化特征及SEM形貌分析 |
| 4.3.1 合金的粒度分析 |
| 4.3.2 合金的SEM形貌分析 |
| 4.4 合金电极容量衰退规律的讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 La_2Mg_(0.9)Al_(0.1)Ni_(7.5-x)Co_(1.5)Mn_x(x=0.0～0.9)贮氢合金的相结构与电化学性能研究 |
| 5.1 合金的相结构 |
| 5.2 合金的电化学放氢P-C-T曲线 |
| 5.3 合金的电化学性能 |
| 5.3.1 活化性能及最大放电容量 |
| 5.3.2 循环稳定性 |
| 5.4 合金电极的动力学性能 |
| 5.4.1 高倍率放电性能 |
| 5.4.2 交换电流密度 |
| 5.4.3 氢的扩散系数 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 快凝冷却速度对La_2Mg_(0.9)Al_(0.1)Ni_(7.5)Co_(1.5)贮氢合金相结构和电化学性能的影响 |
| 6.1 合金的相结构 |
| 6.2 合金的微观组织结构 |
| 6.3 合金的电化学性能 |
| 7.3.1 活化性能及最大放电容量 |
| 6.3.2 循环稳定性 |
| 6.3.3 高倍率放电性能 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 1.本文结论 |
| 2.对今后研究工作的建议和展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（10）钛钒基贮氢电极合金结构、性能及其衰退机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 Ni/MH电池的发展概况 |
| 1.2 Ni/MH电池的工作原理 |
| 1.3 贮氢电极合金的研究概况 |
| 1.3.1 AB_5型稀土系贮氢电极合金 |
| 1.3.2 非AB_5型稀土系贮氢电极合金 |
| 1.3.3 AB_2型Laves相贮氢电极合金 |
| 1.3.4 Mg基贮氢电极合金 |
| 1.3.5 V基固溶体型贮氢电极合金 |
| 第二章 文献综述及问题的提出 |
| 2.1 钛基C14型Laves相贮氢电极合金研究 |
| 2.1.1 合金的结构特性 |
| 2.1.2 合金的电化学性能 |
| 2.2 钒基固溶体型贮氢电极合金 |
| 2.2.1 合金的结构特性 |
| 2.2.2 合金的电化学性能 |
| 2.3 钛钒基贮氢电极合金研究 |
| 2.3.1 合金的结构特性 |
| 2.3.2 合金的电化学性能 |
| 2.4 问题的提出与本文的研究内容 |
| 第三章 实验方法 |
| 3.1 合金的成分设计及样品制备 |
| 3.1.1 合金成分设计 |
| 3.1.2 合金样品制备 |
| 3.2 合金的电化学性能测试 |
| 3.2.1 合金电极的制备 |
| 3.2.2 电化学测试装置 |
| 3.2.3 电化学性能测试方法 |
| 3.3 仪器分析 |
| 3.3.1 XRD分析及Rietveld法结构精修 |
| 3.3.2 SEM/EDS分析 |
| 3.3.3 TEM/EDS分析 |
| 3.3.4 合金粉末的平均粒径分析 |
| 3.3.5 XPS分析 |
| 3.3.6 AES分析 |
| 3.3.7 碱液成份分析 |
| 第四章 Ni元素含量对Ti_(0.8)Zr_(0.2)V_(2.7)Mn_(0.5)Cr_(0.8)Ni_x(x=0.0～2.0)贮氢电极合金的结构及电化学性能的影响 |
| 4.1 合金的相结构 |
| 4.2 合金的显微组织 |
| 4.3 合金电极的电化学性能 |
| 4.4 合金电极的动力学性能 |
| 4.4.1 高倍率放电性能 |
| 4.4.2 电化学阻抗谱 |
| 4.4.3 线性极化曲线与交换电流密度 |
| 4.4.4 阳极极化曲线与极限电流密度 |
| 4.4.5 恒电位阶跃放电曲线与氢的扩散系数 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 Cr元素含量对Ti_(0.8)Zr_(0.2)V_(2.7)Mn_(0.5)Cr_xNi_(1.75)(x=0.0～0.7)贮氢电极合金的结构及电化学性能的影响 |
| 5.1 合金的相结构 |
| 5.2 合金的显微组织 |
| 5.3 合金电极的电化学性能 |
| 5.4 合金电极的动力学性能 |
| 5.4.1 高倍率放电性能 |
| 5.4.2 电化学阻抗谱 |
| 5.4.3 线性极化曲线与交换电流密度 |
| 5.4.4 阳极极化曲线与极限电流密度 |
| 5.4.5 恒电位阶跃放电曲线与氢的扩散系数 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 Mn替代Ni对Ti_(0.8)Zr_(0.2)V_(2.7)Mn_(0.5+x)Cr_(0.8)Ni_(1.5-x)(x=0.0～0.4)贮氢电极合金的结构及电化学性能的影响 |
| 6.1 合金的相结构 |
| 6.2 合金的显微组织 |
| 6.3 合金电极的电化学性能 |
| 6.4 合金电极的动力学性能 |
| 6.4.1 高倍率放电性能 |
| 6.4.2 电化学阻抗谱 |
| 6.4.3 线性极化曲线与交换电流密度 |
| 6.4.4 阳极极化曲线与极限电流密度 |
| 6.4.5 恒电位阶跃放电曲线与氢的扩散系数 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 贮氢电极合金的本征/非本征衰退机理 |
| 7.1 贮氢合金电极充放电循环过程中涉及到的几个基本问题 |
| 7.1.1 电化学反应 |
| 7.1.2 氧化腐蚀反应 |
| 7.1.3 合金颗粒吸放氢过程 |
| 7.2 贮氢电极合金本征衰退、非本征衰退及其交互作用机理 |
| 7.2.1 定义 |
| 7.2.2 本征衰退 |
| 7.2.3 非本征衰退 |
| 7.2.4 本征/非本征衰退交互作用 |
| 第八章 钛钒基贮氢电极合金的本征衰退 |
| 8.1 样品的选择 |
| 8.2 合金组元在电化学循环过程中的腐蚀溶出 |
| 8.3 合金循环过程中的SEM形貌分析 |
| 8.4 合金循环过程中的表面AES分析 |
| 8.5 合金在循环过程中的不可逆氢化 |
| 8.6 本章小结 |
| 第九章 钛钒基贮氢电极合金的非本征衰退 |
| 9.1 颗粒尺寸对合金电极电化学性能的影响 |
| 9.2 合金在吸放氢循环过程中的粉化 |
| 9.3 合金颗粒的TEM形貌分析 |
| 9.4 合金电极循环过程中的电化学阻抗谱分析 |
| 9.5 合金电极不同循环次数时的放电曲线 |
| 9.6 本章小结 |
| 第十章 总结与展望 |
| 10.1 研究结果总结 |
| 10.2 对将来研究工作的建议和展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文 |
| 致谢 |
四、快速凝固AB_5型贮氢合金显微组织、吸氢及电化学性能（论文参考文献）
- [1]La0.75Mg0.25（Ni,Co）x储氢合金相结构与电化学性能的研究[D]. 周吉. 江苏科技大学, 2019(03)
- [2]多元Ti-V-Mn系储氢合金的显微组织与吸放氢性能[D]. 陈晓宇. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [3]稀土系AB5型低钴及无钴储氢合金研究[D]. 韩晓强. 东北大学, 2016(12)
- [4]钒基固溶体贮氢合金电极的制备及性能研究[D]. 同艳维. 重庆大学, 2014(11)
- [5]低成本AB5型贮氢合金的研究进展[J]. 周增林,惠志林,崔舜,林晨光. 稀有金属材料与工程, 2012(07)
- [6]Ni/MH电池用AB5型贮氢合金电极研究进展[J]. 许剑轶,张胤,阎汝煦,罗永春,王瑞芬,张云松. 稀土, 2009(06)
- [7]快速凝固La1-xCex（NiMnFeAl）5.6无钴储氢合金的电化学性能研究[D]. 刘刚. 兰州理工大学, 2009(12)
- [8]Ti-V-Fe基贮氢合金结构、电化学性能及循环稳定性改善机制研究[D]. 苗鹤. 浙江大学, 2008(03)
- [9]La2MgNi7.5Co1.5贮氢电极合金的相结构与电化学性能研究[D]. 吴彦军. 兰州理工大学, 2007(03)
- [10]钛钒基贮氢电极合金结构、性能及其衰退机理研究[D]. 李锐. 浙江大学, 2007(02)