一种Y-Fe基稀土储氢材料及其制备方法与流程

本发明涉及一种Y-Fe基稀土储氢材料及其制备方法。

背景技术：

氢能系统主要包括制氢、储氢、输氢和氢的利用技术等。实现氢能经济的关键技术除了开发廉价而高效的制氢技术，另一个问题是开发安全高效的储氢技术。到目前为止，储氢可采用物理方法和化学方法。物理方法有：液氢储存、高压氢气储存、活性炭吸附储存、碳纤维和碳纳米管储存、玻璃微球储存、地下岩洞储存等。化学方法有：金属氢化物储存、有机液态氢化物储存、无机物储存、铁磁性材料储存等。其中，金属氢化物储氢是目前研究较多、较有前途的一种储氢方法。自上世纪60年代储氢合金发现以来，已报导的储氢合金种类和数量繁多，但应用性能较好的主要有稀土系储氢合金、AB型钛基储氢合金、V基固溶体型储氢合金、Mg基储氢合金、AB2型Laves相Ti系储氢合金。

稀土系储氢合金的类型主要有AB5型、AB3、A2B7和A5B19型，这些合金主要为Ni基合金，由于今年Ni价格波动较大，使其在大规模储氢应用中受到限制。因此，开发非镍基稀土储氢合金有望减少Ni价格波动的影响，加大稀土储氢合金的应用。

另外，储氢合金还可用于氢气的提纯和回收，它可将氢气提纯到很高的纯度。例如，采用吸氢合金，可以以很低的成本获得纯度高于99.9999％的超纯氢。

技术实现要素：

本发明的目的在于提供一种Y-Fe基稀土储氢材料，该储氢材料可在较低的温度200～400℃下活化，储氢性能较好。

本发明的另一目的在于提供一种所述Y-Fe基稀土储氢材料的制备方法。

为实现上述目的，本发明采用以下技术方案：

一种Y-Fe基稀土储氢材料，该储氢材料的成分组成为Y1-xMxFe3-yNy，其中0≤x≤0.5，0≤y≤1.5，M为La、Ce、Pr、Nd、Sm、Gd、Zr、Ti、Mg中的一种或两种以上，N为Ni、Co、Al、Mn、Ca中的一种或两种以上。

其中，x优选为0≤x≤0.4。

一种所述Y-Fe基稀土储氢材料的制备方法，包括以下步骤：

(1)备料：按照化学组成成分分别称量纯金属或其合金，将上述原材料洁净处理后，进行烘烤除气；

(2)熔炼：采用真空中频感应熔炼炉或真空电弧炉熔炼；

(3)浇注：采用水冷模浇注或真空吸铸的方法，快速凝固得到铸锭；

(4)铸锭在氩气气氛保护下破碎，筛选得到小于30～400目的合金颗粒。

在所述步骤(2)中，熔炼温度为1600～1800℃，合金完全熔化后，再精炼10～30分钟。

在所述步骤(3)中，浇注温度为1550～1750℃。

所述步骤(4)中所得铸锭进一步进行退火热处理，合金置于真空或保护气体氛围的容器中，退火温度为700～1300℃，退火时间为12～72小时。

所述合金颗粒的相结构为AB2型、AB3型、A6B23型中的一种或两种以上。

所述储氢材料的使用方法是：在真空条件下加热至200～400℃，活化30至60分钟，之后冷却至工作温度进行吸氢，工作温度为室温至200℃。

本发明的优点在于：

本发明的稀土储氢材料活化温度低，吸氢速率快。该储氢材料经活化后在100s即可达到吸氢平衡，其稳定吸氢容量在1.4-2.0wt.％。该储氢材料适用于能量存储、氢气净化等多个领域。较La-Ni系储氢材料，Fe的价格波动比Ni小，材料成本更低。

附图说明

图1为实施例1中铸态YFe3合金XRD衍射图谱。

图2为实施例1中铸态YFe3合金吸氢动力学曲线。

图3为实施例2中铸态YFe3合金在1100℃退火72小时后的吸氢动力学曲线。

具体实施方式

以下通过实施例对本发明作进一步说明，但本发明的保护范围并不限于以下实施例。

首先，按照化学组成成分Y1-xMxFe3-yNy进行备料，其中0≤x≤0.5、0≤y≤1.5，M为La、Ce、Pr、Nd、Sm、Gd、Zr、Ti、Mg中的一种或两种以上，N为Ni、Co、Al、Mn、Ca中的一种或两种以上。然后将上述原材料除油、去脂、洗涤洁净后置于坩埚中烘烤除气半小时以上，采用真空中频感应熔炼炉或真空电弧炉中熔炼，采用水冷模浇注或真空吸铸的方法，快速凝固得到铸锭。铸锭在氩气气氛保护下破碎，筛选得到小于30～400目的颗粒，即为本发明的Y-Fe基稀土储氢合金。材料在使用时，需在真空条件下加热至200～400℃，活化30至60分钟，之后冷却至工作温度进行吸氢，工作温度为室温至200℃。

本发明的Y-Fe基稀土储氢材料，为得到均匀单一的相结构，将快速凝固所得铸锭进行退火热处理，铸锭在氩气气氛保护下退火，合金退火温度为700～1300℃，退火时间为12～72小时。

实施例1

原材料采用Y(纯度≥99.6％)，Fe(纯度≥99.5％)，化学组成成分为YFe3。合金采用中真空中频感应炉，当熔炼温度达到1600～1800℃时，合金完全熔化后，再精炼10～30分钟。采用水冷模浇注，快速凝固得到铸锭，浇注温度为1550～1750℃；铸锭在氩气气氛保护下破碎，筛选得到小于30～400目的合金颗粒；合金颗粒在真空条件下加热至300℃，活化60分钟，之后冷却至25℃进行吸氢。实验结果表明合金为多相结构，如图1所示。实验结果表明，合金为多相结构，含有AB2(MgCu2型)、AB3(PuNi3型)和A6B23(Th6Mn23型)结构，主相结构为A6B23，同时还含有AB3第二相，以及部分AB2相；合金吸氢动力学测试结果如图2所示。

实施例2

原材料采用Y(纯度≥99.6％)，Fe(纯度≥99.5％)，化学组成成分为YFe3。合金采用中真空中频感应炉，当熔炼温度达到1600～1800℃时，合金完全熔化后，再精炼10～30分钟。采用水冷模浇注，快速凝固得到铸锭，浇注温度为1550～1750℃；铸锭在氩气氛围保护下退火，退火温度为1100℃，退火时间为72小时；合金在氩气气氛保护下破碎，筛选得到小于30～400目的合金颗粒；合金颗粒在真空条件下加热至300℃，活化60分钟，之后冷却至25℃进行吸氢。合金吸氢动力学测试结果如图3所示。实验结果表明，合金为多相结构，含有AB2(MgCu2型)、AB3(PuNi3型)和A6B23(Th6Mn23型)结构，主相结构为AB3，同时还含有A6B23第二相，以及部分AB2相。

从图中可以看出，由于合金中AB3相含量更高，退火后的合金初始吸氢量更高，合金吸氢稳定性更好。

实施例3

原材料采用Y(纯度≥99.6％)，Sm(纯度≥99.0％)，Fe(纯度≥99.5％)，化学组成成分为Y0.65Ce0.35Fe3。合金采用中真空中频感应炉，当熔炼温度达到1600～1800℃时，合金完全熔化后，再精炼10～30分钟。采用水冷模浇注，快速凝固得到铸锭，浇注温度为1550～1750℃；铸锭在氩气氛围保护下退火，退火温度为1200℃，退火时间为108小时；铸锭在氩气气氛保护下破碎，筛选得到小于30～400目的合金颗粒；合金颗粒在真空条件下加热至250℃，活化60分钟，之后冷却至25℃进行吸氢。实验结果表明，合金为多相结构，含有AB2(MgCu2型)、AB3(PuNi3型)和A6B23(Th6Mn23型)结构，主相结构为AB3。合金初始吸氢量为1.6wt.％，100秒达到吸氢平衡，稳定吸氢容量为1.46wt.％。

实施例4

原材料采用Y(纯度≥99.6％)，Sm(纯度≥99.0％)，Fe(纯度≥99.5％)，Ni(纯度≥99.3％)，化学组成成分为Y0.65Sm0.35Fe2.85Ni0.15。合金采用中真空中频感应炉，当熔炼温度达到1600～1800℃时，合金完全熔化后，再精炼10～30分钟。采用水冷模浇注，快速凝固得到铸锭，浇注温度为1550～1750℃；铸锭在氩气氛围保护下退火，退火温度为1200℃，退火时间为108小时；铸锭在氩气气氛保护下破碎，筛选得到小于30～400目的合金颗粒；合金颗粒在真空条件下加热至250℃，活化60分钟，之后冷却至25℃进行吸氢。实验结果表明，合金为多相结构，含有AB2(MgCu2型)、AB3(PuNi3型)和A6B23(Th6Mn23型)结构，主相结构为AB3。合金初始吸氢量为1.67wt.％，80秒达到吸氢平衡，稳定吸氢容量为1.5wt.％。