第8期 李平等：放电等离子烧结制备Mg-.Nd,Ni(x=0-0.3)储氢合金 ·989 Ni,仅生成少量的MgNi,并含有未反应的NdNi 其中430℃和450℃时各相分布与含量变化不大， 相，450℃时，单质Mg几乎完全消失，还生成了少 480℃和500℃时微观组织发生较大变化，单质Ni 量的NdMg12相.480℃和500℃烧结样品合金化 和富Mg相大量减少，Mg2Ni的含量增加，并形成各 效果较好，合金主相为Mg2Ni和Nd,Ni,单质相的 种新的合金相. 衍射峰消失，并含有少量的Mg,Nd、MgNi2相和未 2.1.3PCT曲线 反应的NdNi相. 图4是不同烧结温度的Mg.,Nd:Ni合金在 ●Mg,NiMgNi 300℃、350℃时的PCT曲线.可以看出，该系列合 ◆Nd,Ni2 oNdNi ★Mg,d.NdMg, 金PCT曲线性质良好，平台宽阔平坦，吸放氢可逆 500℃ ■Ni Mg 性好，放氢率均可达到90%以上.在430℃和450℃ 480℃ 下烧结合金的PCT曲线存在两个平台，根据相结构 h iti t 和微观组织的分析结果可推断出，高压平台对应 450℃ Mg2Ni的吸放氢平台，430℃烧结合金的低压平台对 人 应Mg的吸放氢平台，450℃烧结合金除了Mg,还对 430℃ 应NdMg2的吸放氢平台，因为NdMg2相与H2会发 20 30 40 50 60 70 80 生不可逆的歧化反应生成MgH,和具有热稳定性的 20) Nd,H,同时在吸放氢过程中Nd,H,会与H2发生可 图2不同烧结温度制备的Mg1.,Ndo.3 Ni合金的XRD图谱 逆的氢化反应而形成低压平台).在480℃和 Fig.2 XRD patterns of the MgNdo 3 Ni alloy prepared at different 500℃时低压平台己不明显，说明Mg相逐渐消失， sintering temperatures 合金化的程度逐渐提高，Mg2Ni含量增加，最后 图3为不同烧结温度制备的Mg.,Nd:Ni合金 MgNi成为合金中最主要的吸氢相.比较不同烧结 的SEM像，结合EDS的分析结果表明：SPS制备合 温度合金的储氢量可知，430℃烧结合金的储氢量 金的微观组织均匀性差，各相区域存在严重偏析：图 (质量分数)最高(2.29%)，450℃烧结合金的储氢 中A、B、C和D各区域分别代表Mg2Ni相、NdNi相、 量最低(2.01%)，而480℃和500℃烧结合金的储 富Mg相和单质Ni相，而E和F区域是含Mg的 氢量为2.06%.这是因为随着烧结温度增加合金中 Nd,Ni,相，F中Mg含量更高.可以看出，随着烧结 储氢量大的单质Mg含量减少，在450℃烧结生成少 温度升高，合金的均匀化程度和致密程度有所提高， 量储氢量较大的Mg2Ni相和储氢量少的NdMg2相， (b) 30m 20m 山 20m 20m 图3不同烧结温度制备的Mg.,Nd.3Ni合金的SEM像.(a)430℃：(b)450℃：(c)480℃：(d)500℃ Fig.3 SEM images of the Mg.,Ndo.Ni alloy prepared at different sintering temperatures:(a）430℃：(b)450℃；(c）480℃；(d)500℃第 8 期 李 平等: 放电等离子烧结制备 Mg2 － xNdxNi( x = 0 ～ 0. 3) 储氢合金 Ni，仅 生 成 少 量 的 Mg2Ni，并含有未反应的 NdNi 相，450 ℃ 时，单质 Mg 几乎完全消失，还生成了少 量的 NdMg12相． 480 ℃ 和 500 ℃ 烧结样品合金化 效果较好，合金主相为 Mg2Ni 和 Nd2Ni7，单质相的 衍射峰消失，并含有少量的 Mg41Nd5、MgNi2 相和未 反应的 NdNi 相． 图 2 不同烧结温度制备的 Mg1. 7Nd0. 3Ni 合金的 XRD 图谱 Fig． 2 XRD patterns of the Mg1. 7Nd0. 3Ni alloy prepared at different sintering temperatures 图 3 不同烧结温度制备的 Mg1. 7Nd0. 3Ni 合金的 SEM 像． ( a) 430 ℃ ; ( b) 450 ℃ ; ( c) 480 ℃ ; ( d) 500 ℃ Fig． 3 SEM images of the Mg1. 7Nd0. 3Ni alloy prepared at different sintering temperatures: ( a) 430 ℃ ; ( b) 450 ℃ ; ( c) 480 ℃ ; ( d) 500 ℃ 图 3 为不同烧结温度制备的 Mg1. 7Nd0. 3Ni 合金 的 SEM 像，结合 EDS 的分析结果表明: SPS 制备合 金的微观组织均匀性差，各相区域存在严重偏析; 图 中 A、B、C 和 D 各区域分别代表 Mg2Ni 相、NdNi 相、 富 Mg 相和单质 Ni 相，而 E 和 F 区域是含 Mg 的 Nd2Ni7相，F 中 Mg 含量更高． 可以看出，随着烧结 温度升高，合金的均匀化程度和致密程度有所提高， 其中 430 ℃ 和 450 ℃ 时各相分布与含量变化不大， 480 ℃和 500 ℃ 时微观组织发生较大变化，单质 Ni 和富 Mg 相大量减少，Mg2Ni 的含量增加，并形成各 种新的合金相． 2. 1. 3 PCT 曲线 图 4 是不同烧结温度的 Mg1. 7 Nd0. 3 Ni 合金在 300 ℃、350 ℃时的 PCT 曲线． 可以看出，该系列合 金 PCT 曲线性质良好，平台宽阔平坦，吸放氢可逆 性好，放氢率均可达到 90% 以上． 在 430 ℃和450 ℃ 下烧结合金的 PCT 曲线存在两个平台，根据相结构 和微观组织的分析结果可推断出，高压平台对应 Mg2Ni 的吸放氢平台，430 ℃烧结合金的低压平台对 应 Mg 的吸放氢平台，450 ℃ 烧结合金除了 Mg，还对 应 NdMg12的吸放氢平台，因为 NdMg12相与 H2 会发 生不可逆的歧化反应生成 MgH2 和具有热稳定性的 Nd2H5，同时在吸放氢过程中 Nd2H5会与 H2 发生可 逆的氢化反应而形成低压平台［13］． 在 480 ℃ 和 500 ℃时低压平台已不明显，说明 Mg 相逐渐消失， 合金化 的 程 度 逐 渐 提 高，Mg2Ni 含 量 增 加，最 后 Mg2Ni 成为合金中最主要的吸氢相． 比较不同烧结 温度合金的储氢量可知，430 ℃ 烧结合金的储氢量 ( 质量分数) 最高( 2. 29% ) ，450 ℃ 烧结合金的储氢 量最低( 2. 01% ) ，而 480 ℃ 和 500 ℃ 烧结合金的储 氢量为 2. 06% ． 这是因为随着烧结温度增加合金中 储氢量大的单质 Mg 含量减少，在 450 ℃烧结生成少 量储氢量较大的 Mg2Ni 相和储氢量少的 NdMg12相， ·989·