JP2009527890A - 燃料電池用電極触媒として使用されるプラチナおよびプラチナベース合金ナノチューブ - Google Patents

Abstract

近年、電極触媒の耐久性はプロトン交換膜燃料電池（ＰＥＭＦＣ）の商業化に際してとりまれるべき最重要課題の一つとされている。本発明は、非担持のプラチナナノチューブ（ＰｔＮＴ）やプラチナ・パラジウムナノチューブ（ＰｔＰｄＮＴ）などのプラチナ合金ナノチューブを基材とする、耐久性と触媒活性にすぐれた新規なカソード極触媒に関する。多様な長さスケールでの寸法の独特な組み合わせにより、本発明のプラチナナノチューブはそのナノメートルサイズの肉厚により広いプラチナ表面積を提供でき、市販の炭素担持プラチナ触媒（Ｐｔ／Ｃ）や非担持の白金黒（ＰｔＢ）のマイクロメートルサイズの長さによって生じる分解経路の大部分を除去または緩和する能力を有する。本発明のプラチナナノチューブ触媒は、耐久性試験におけるプラチナ表面積損失が、市販のＰｔＢおよびＰｔ／Ｃ触媒の場合はそれぞれ初期表面積のうち約５１パーセントおよび９０パーセントであるのに対し、最大でも約２０パーセントに漸近する。さらに、本発明のＰｔＮＴおよびＰｔＰｄＮＴ触媒は、市販のＰｔ／Ｃおよび ＰｔＢ触媒よりも高い質量活性と、大幅に高い比活性とを示す。

Description

関連出願の相互参照
本出願は、２００６年２月２４日に出願された米国仮出願第６０／７７６，３０１号の有効性を主張するものであり、当該仮出願の内容は参照により本明細書に組み込まれている。

本発明は、プロトン交換膜燃料電池（ＰＥＭＦＣ）と直接メタノール燃料電池（ＤＭＦＣ）に用いられる膜電極接合体（ＭＥＡ）の電極の改善に関し、より詳細にはプラチナ（Ｐｔ）や例えばプラチナ・パラジウム（ＰｔＰｂ）などのプラチナ合金からナノチューブを製造する方法に関する。本発明は、白金ナノチューブ（ＰｔＮＴｓ）とパラジウム白金ナノチューブ（ＰｔＰｄＮＴｓ）で構成されたカソード触媒の改善を含むが、それに限られない。

燃料電池は、燃料と酸化剤との化学エネルギーを燃焼させずに直接電気に変換する装置である。燃料電池の主要なコンポーネントには燃料用に触媒的に活性化した電極（アノード極）、酸化剤（カソード極）、および前記二つの電極の間でイオンを伝導するための電解質が含まれ、それらによって発電する。燃料は一般に水素あるいはメタノールで、酸化剤は一般に酸素あるいは空気である。

燃料電池は化学エネルギーを直接電気エネルギーに変換する電気化学装置である。内燃機関に比べ、燃料電池はカルノー・サイクルに限定されず、原理上は高い効率性を有しうる。純粋な水素を燃料とする燃料電池は、非常に環境親和的である。高効率、環境への低影響、そして高電力密度の組み合わせは、輸送機関や住宅発電、携帯用電子機器といった広範囲にわたる分野での応用を狙った活発な研究活動の原動力となっており、今後も同じ状況が予想される。携帯用電子機器応用にとって重要な機能としては、高電力密度（すなわち、長いバッテリ寿命）およびコンパクト性などが挙げられる。

シリコン・ベースの微細加工技術は、コンパクトなマイクロ燃料電池を製造するうえで有望なアプローチの一つである。しかしながら、現在の燃料電池の電極の製造方法は、一般に炭素粉末上に担持された（付着された）プラチナのスプレーまたはブラッシングを含むために微細加工技術にはなじまない。したがって、プロトン交換膜燃料電池（ＰＥＭＦＣ）や直接メタノール燃料電池（ＤＭＦＣ）に用いる電極の改善、およびかかる電極の製造方法が求められている。

直接メタノール燃料電池（ＤＭＦＣ）は携帯用電子機器用途（例えばノートパソコンや携帯電話）における有望な電源として大きな注目を集めている。燃料電池の単純なシステム設計、高エネルギー密度、さらにメタノールの運搬と保存が水素に比べて比較的容易であること、といった理由が、ＤＭＦＣの商品化への関心を引き起こす要因の一部となっている。最先端のＤＭＦＣでは、炭素基質上に担持されたプラチナは、酸素還元反応（ＯＲＲ）を活性化する触媒としてカソード極に構成される。白金−ルテニウム合金は通常はアノード電極触媒として用いられ、炭素基質上に担持される。電解質としてはたいていパーフルオロスルホン酸エステル膜が使用され、これについては、ＮＡＦＩＯＮ（デュポン社から入手可能）が市販されている製品として広く利用されている。ＤＭＦＣの抱える主要な問題の１つは、アノード極からカソード極へのメタノールのクロスオーバーである。メタノールの透過はカソード極白金触媒の「被毒」の原因となり、酸素還元と白金触媒のメタノール酸化とが同時に起こることによる脱分極損失を引き起こす。

ここで、後述する本発明の試験に使用される周知の回転円盤電極（図２８）について述べる。当業者が理解するように、回転円盤電極（ＲＤＥ）は制御された角速度で回転する絶縁シャフトの先端に取り付けられた円盤から成る。流れの供給は円盤全体にわたる層流で、この流れを数学的に表すと驚くほど単純であり、溶液が円盤に向かう速度は表面からの距離の関数であるが、ラジアル位置とは無関係である。回転円盤電極は、電気化学的電子移動プロセスが拡散プロセスでなく制限的段階である場合、本発明の試験のような条件下での電気化学的動力学を調査するのに利用される。

高分子電解質ベースの低温燃料電池としてプロトン交換膜燃料電池（ＰＥＭＦＣ）と直接メタノール燃料電池（ＤＭＦＣ）は最も知られており、これらは自動車用、家庭用、携帯用の電子機器の電源として有望視されている。しかしながら、これらの商用化の成功は、これらの電極触媒の活性や耐久性に依存するところが非常に大きい。現在のところ、商用化の前段階にある低温燃料電池は全て、担持Ｐｔや担持Ｐｔ合金を電極触媒としている。電極触媒担体を選択する際に考慮される重要な特性としては、担体の電気伝導率、表面積、マクロ形態、ミクロ構造、耐食性、コストなどが挙げられる。例えば、バルカンＸＣ−７２などのカーボンブラック（ＣＢ）は電気伝導率、表面積、コストのバランスが適度に取れていることから、電極触媒担体として最も広く使用されている。近年、黒鉛構造を有する多数のナノ構造炭素材料、例えばナノチューブ（ＣＮＴ）、ナノファイバー（ＣＮＦ）、ナノコイル、ナノアレイ、ナノ多孔性中空球などの研究が進められている。これらのうち、ＣＮＴはその独特な電気特性、ミクロおよびマクロ構造上の特徴から、特に関心を集めている。また、ＣＮＴは燃料電池のシミュレーション作動条件下においてＣＢより耐食性に優れることも示されている。

上記二種の低温燃料電池のうち、ＤＭＦＣはエネルギー密度が高く、液体燃料の取り扱いが容易であり、作動温度が低いことから、ノートパソコン、携帯電話、携帯情報端末などの小型デバイスの電源用として大きな注目を集めている。しかしながら、アノード極反応（メタノール酸化反応）の界面動電が遅いことが、ＤＭＦＣの商品化において依然として重要な問題である。通常、適度な燃料電池性能（例えば、セル温度９０℃、２気圧のＯ₂圧力状態で８０ｍＷ／ｃｍ²）を得るために、高価な貴金属合金、通常はＰｔ−Ｒｕが高い電極金属ローディング量（例えば、２．０ｍｇ／ｃｍ²以上）で使用される。電極金属ローディング量の軽減、それによるＤＭＦＣのコスト削減の実現のために、高性能なアノード極触媒の開発が長年にわたり望まれてきた。

初期の一部の調査において、従来のインク・ペースト型の電極製造法で単にＣＢをＣＮＴと置換することにより、より優れたＤＭＦＣ性能が得られることが判明している。例えば、ＤＭＦＣの単一セルにカップ積層型ＣＮＴに担持されたＰｔ−Ｒｕアノード極触媒を使用すると、ＣＢ（バルカン ＸＣ−７２）担持Ｐｔ−Ｒｕアノード極触媒を使用したＤＭＦＣに比べて３倍近い最大電力密度を示し、より優れた電荷と物質移動とがＣＮＴによって得られることが示唆された。

低温燃料電池用の電極触媒担体として使用することができるカーボンナノチューブとしては、例えば、シングル・ウォール・カーボン・ナノチューブ（ＳＷＮＴ）、マルチウォール・カーボン・ナノチューブ（ＭＷＮＴ）、ダブル・ウォール・カーボン・ナノチューブ（ＤＷＮＴ）などいくつかのタイプが挙げられる。ＳＷＮＴは直径が小さい（例：１ｎｍ）ために大きな表面積が得られ（例えば、５００〜１０００ｍ²／ｇ）、これは触媒担体として好ましい特性である。しかしながら、ＳＷＮＴは通常、電子伝導性に乏しい半導体チューブを多量に含有する（例えば、３分の２）ため、電極触媒担体には適さないと見られる。ＭＷＮＴは伝導性が高いが、直径が大きい（例えば、４０ｎｍ）ために表面積の大きさが限られる（例えば、１００〜２００ｍ²／ｇ）。ＤＷＮＴは、その多くが導体チューブである一方で、表面積が大きい（例えば、５００〜１０００ｍ²／ｇ）ことが近年明らかにされている。したがって、電極触媒担体としてＤＷＮＴを選択することは、自然かつ合理的であるといえる。

高分子電解質膜燃料電池（ＰＥＭＦＣ）における酸素還元反応（ＯＲＲ）速度の遅さは、自動車への用途を制限している主要因である。Ｐｔ₃Ｎｉ（１１１）のＯＲＲに対する活性は、対応するＰｔ（１１１）表面のそれより１０倍も高く、また現段階の最新技術であるＰＥＭＦＣ用Ｐｔ／Ｃ触媒より９０倍も高いことが示されている。Ｐｔ₃Ｎｉ（１１１）の表面は特異な電子構造（ｄバンドの中心位置）と、表面付近域の表面原子配列を持つ。燃料電池に関連する作動条件下において、その表面付近の層は、最も外側の層と三番目の層とがＰｔを多く含有し、二番目の原子層はＮｉを多く含有するという、高度に構造化された成分振幅を示す。Ｐｔ表面原子と非反応性の含酸素種との相互作用が弱いため、Ｏ₂を吸着する活性点の数が多くなる。

自動車などの要求の厳しい用途にＰＥＭ燃料電池を利用するためには、酸化還元反応（ＯＲＲ）に対する動学的制約を克服しなければならないことから、以下の３つの根本的問題がある。第一に、酸化還元反応に対する著しい過電位は、実用的な作動電流密度では、熱力学的限度をはるかに下回る水準にまで熱効率を低減させ、通常はＯＲＲに対する可逆電位（１．２３Ｖ）での理論熱効率が８３％であるに対し、０．７Ｖで約４３％にもなる。次に、自動車のような大規模な用途のコスト上の要求を満たすため、現在の燃料電池スタックにおけるＰｔの量（プラチナローディング）を約５分の１にまで減量する必要がある。最後に、カソード極でのＰｔ表面積の溶解および／または損失が大幅に低減されなければならない。

これらの制約は、最新式のＰｔ／Ｃ触媒に対する比活性を大幅に増大させた安定性のあるカソード極触媒が開発されれば取り除くことができると考えられる。異なる金属を組み合わせることにより、純粋な金属に比べて触媒活性や安定性が改善されるであろうとの期待のもとに、多数の二金属（または多金属）合金に関するＯＲＲの研究が行われてきた。これらの研究によって触媒性能は大幅に改善されるに至ったが、活性の大幅な増大はいまだ実現されていない。

Ｐｔ₃Ｎｉ（１１１）スキンの表面が、これまで検出された中では最も高い触媒活性を示すという点を考慮すると、解決すべき課題は、Ｐｔ₃Ｎｉ（１１１）の表面に類する電子的および形態論的特性を持つナノ触媒を作り出すことにあろう。したがって、将来的には、最大電力密度（Ｗ／ｃｍ²）を維持しつつ、セル電圧を損なわずに燃料電池の現在の特定の電力密度（０．７ｇ_Pt／ｋＷ）を低減させる方法が、Ｐｔ₃Ｎｉ（１１１）スキン類似のナノ触媒の工学技術となるであろう。

燃料電池は、燃料の化学エネルギーを電気化学反応により電気に直接変換する装置として、水素をベースとした経済への移行を可能にする重要な技術のうちのひとつに数えられている。現在開発中の種々の燃料電池の中でも、高分子電解質膜燃料電池（ＰＥＭＦＣ）は、ゼロ・エミッション車両向けの将来の動力源として可能性があると見られている。しかしながら、ＰＥＦＣが商業的に利用可能となるには、燃料電池の電極に専らプラチナやプラチナベースの触媒が使用されることによる、高額な触媒コストという障壁が克服されなければならない。そこで我々は、高い酸素還元活性と優れた性能耐久性とを併せ持つことのできる、新規な低コストのＰＥＦＣカソード極向け（非貴金属）／（ヘテロ原子高分子）ナノ複合材料触媒を明示する。

図１および図２は、燃料電池の作動原理の略図である。ＰＥＦＣは、燃料（水素）と酸化剤（空気または酸素）を分離する高分子電解質膜により作動する。主にプラチナ（Ｐｔ）が炭素上に担持された貴金属触媒は、通常は８０〜１００℃の温度範囲で燃料の酸化と酸素の還元との両方に使用される。触媒やその他の燃料電池システム構成要素（高分子電解質膜、バイポーラ板、他の電力系統など）の高コスト問題の他には、主にカソード極触媒の酸化、触媒の移動、電極の活性表面積の損失、炭素担体の腐食に起因する不十分な性能耐久性がＰＥＦＣの難点となっている。直接メタノール燃料電池（ＤＭＦＣ）の場合は、Ｐｔカソードは、電池のアノード側からの膜を通じたメタノール拡散に対する耐性の不足に起因する性能損失という問題も抱える。したがって、水素またはメタノールのどちらを燃料として使用するかに関わらず、ＰｔおよびＰｔ基の材料に代わるものとして、効率的かつ耐久性のある、さらに最も重要な点として廉価である触媒が、ＰＥＦＣに求められている。Ｐｔ触媒が燃料電池の両方の電極において代替されるのが理想的ではあるが、カソード触媒におけるＰｔを非貴金属材で代替することによってＰＥＦＣに必要なＰｔが大幅に低減される結果になると思われる。これは、カソード極での遅い酸化還元反応（ＯＲＲ）が、アノード極での非常に速い水素酸化に比べ、はるかに多量のＰｔ触媒を必要とするからである。

希少（地球の地殻に３７ｐ．ｐ．ｂ．しか存在しない）かつ高価な（２５年間の最高価格はグラムあたり４５ＵＳドル）Ｐｔを代替するため、現在２通りのアプローチが主流となりつつある。一方のアプローチでは非Ｐｔ触媒を使用するが、それでもなお存在量および／または世界的分布が限られた貴金属を含有する。これらの触媒は、一般に、パラジウム（Ｐｄ）かルテニウム（Ｒｕ）をベースとしている。これによりＰｔの使用は回避されるものの、結果としてある貴金属を全体としてＰｔより活性の低い別の貴金属によって代替することになる。もう一方のアプローチは、高需要の状況下でも物価高の影響を受けにくい、存在量の多い非貴金属材料によってＰｔを代替するものである。これまで、全く新規の（非貴金属）／（複素環高分子）複合材料を原料とし、熱分解を必要としないプロセスを介して合成された、新しい非貴金属複合触媒が紹介されている。Ｃｏ−ＰＰＹ−Ｃ複合材料と併せて示されているように、これらの触媒は、長時間の燃料電池作動でも目立った性能損失を伴わずに、高いＯＲＲ活性をもたらすことが期待されている。従って、ＰＥＦＣのカソード用触媒として、この種の複合材料から他にも様々な非貴金属複合材料が作り出される可能性を開くものである。

燃料電池は、輸送分野での用途において特に重要な、クリーンエネルギーの主要な供給源となることが期待されている。近年の大幅な進歩にも関わらず、既存の燃料電池技術は、例えばカソード極でのＯＲＲに対するプラチナ電極触媒の不安定性などのような短所をいまだ有している。近年の研究によれは、電気自動車のノロノロ運転の間に、プロトン交換膜燃料電池（ＰＥＭＦＣ）におけるＰｔ表面積が時とともに大幅に損失することが記録された。この減耗は、一定の電位を長時間にわたり保持した状態で観察されたＰｔの溶解速度をも上回るものであった。この研究報告は、この障害の解決や、改善されたＯＲＲのＰｔ基金属の合成、ならびに酸化条件下でのＰｔおよびその他のＰｔ基金属の安定化に向けた可能性を示唆するものである。

上記のように、これまでは存在していない、耐久性が高められコストが抑制されたプラチナやプラチナベース合金材からなる電極触媒が組み込まれた、改善された膜電極接合体が求められている。本発明はこれらおよびその他の必要性を満たすものである。

本発明は、プロトン交換膜燃料電池（ＰＥＭＦＣ−図１）および直接メタノール燃料電池（ＤＭＦＣ−図２）での使用に適する触媒、電極および膜電極接合体に関する。燃料電池は、高効率でクリーンな電気エネルギー生成の展望をもたらす。比較的低温（一般に−２０〜１４０℃）で水素（プロトン交換膜燃料電池、ＰＥＭＦＣ）や液体メタノール（直接メタノール燃料電池、ＤＭＦＣ）を使用して作動する高分子電解質燃料電池は、携帯用電源、バックアップ電源、動力源、定置型発電用として特に有望視されている。かなりの技術的課題が依然として残されている。これらの課題のうち最も重要なのは、アノード触媒およびカソード触媒における低い活性、芳しくない利用度および耐久性である。現在最も知られている触媒は、炭素材料（メソ多孔性カーボン、カーボン・ナノチューブ、黒鉛状カーボン・ナノファイバー）上に担持されたプラチナ（Ｐｔ）およびプラチナベース合金のナノ粒子である。

本発明は、ナノ構造を有する構成要素、特に電極を備えたプロトン交換膜燃料電池を提供する。ナノ構造を有する燃料電池は、電極における貴金属利用率が高く、電力密度（容積当たりｋＷ、および質量当たりｋＷ）が高く、低コストである。ナノ構造を有する燃料電池は定置型や移動型の用途のみならず、ノートパソコン、携帯電話、その他の電子器具など、超小型電子機器用の小型電源としての用途にとっても魅力である。本発明の一つの実施例では、整列（配向）したプラチナおよびプラチナ合金製のナノチューブが電極触媒の形成に用いられる。

近年、電極触媒の耐久性はプロトン交換膜燃料電池（ＰＥＭＦＣ）の商品化に際して対処が求められる最重要課題の一つとされている。プロトン交換膜燃料電池に使用される一般的な触媒は、カーボンブラックを担持構造体として組み入れている（図３）。しかし、カーボンブラックはガス、プロトン、電子の同時アクセスを十分に提供しない。加えて、カーボンブラックを使用する膜電極接合体（ＭＥＡ）ではプラチナ利用率が低く（２０〜３０％）、触媒層の密度が高く、触媒活性が低く、また物質移行が困難である。

本発明は、卓越した耐久性と高い触媒活性とを有する、非担持のプラチナ・ナノチューブ（ＰｔＮＴ）やプラチナ・パラジウム・ナノチューブ（ＰｔＰｄＮＴ）などのプラチナ合金ナノチューブを基材とする新たなカソード触媒に関する。多様な長さの寸法の独特な組み合わせにより、本発明のプラチナ・ナノチューブはナノメートル・サイズの肉厚により高プラチナの表面積を提供でき、また市販の炭素担持プラチナ触媒（Ｐｔ／Ｃ）や非担持の白金黒（ＰｔＢ）のマイクロメートル・サイズの長さの結果である分解経路の大部分を除去または緩和する潜在能力を有する。本発明のプラチナ・ナノチューブ触媒は、市販のＰｔＢおよびＰｔ／Ｃ触媒がそれぞれ初期表面積のうち約５１パーセントおよび９０パーセントを失うのに対し、耐久性試験におけるプラチナ表面積損失が最大でも約２０パーセントに漸近的に近付く。さらに、本発明のＰｔＮＴおよびＰｔＰｄＮＴ触媒は、市販のＰｔ／Ｃおよび ＰｔＢ触媒よりも高い質量活性と、かなりの程度高い比活性とを示す。

本発明は、従来型の触媒と比べて下記の利点を有する、ＰＥＭＦＣおよびＤＭＦＣ用触媒としてのプラチナおよびプラチナベース合金ナノチューブ（直径５〜１００ｎｍ、長さ０．１〜１００μｍ、肉厚１〜１０ｎｍ）の生産を含む。
（１）ＰｔおよびＰｔ基合金ナノチューブは担体がなくても直接、燃料電池用触媒として使用可能であるため、高電位、作動・停止時、燃料欠乏時における担体酸化の問題がない。
（２）膜電極接合体（ＭＥＡ）の触媒層がかなり薄い（例えば、５００ｎｍ未満）ため、高電流密度時における物質移動の過電位がごく少ない。
（３）マクロサイズのチューブ長による、高電圧、作動・停止時などにおけるＰｔの溶解／凝集に対するより高い安定性。
（４）より高い質量活性。
（５）より高い電極での利用率（例：１００％）−あらゆる電流密度位において。
（６）広い電気化学的表面積。
（７）ＰｔおよびＰｔ基合金ナノチューブの管状形態による、電極での電荷および物質移動の強化。

プラチナおよびプラチナベース合金ナノチューブの合成は、銀ナノワイヤを使用することにより実現できる。本発明のプロセスは、プラチナ前駆体を含有する溶液が銀ナノワイヤと接触する際に生じるガルバニック置換反応を含む。プラチナ元素は主としてテンプレート表面付近に閉じ込められることとなる。プラチナ原子の濃度が臨界値に達すると、核となって小クラスタへと成長し、最終的にテンプレート（銀ナノワイヤ）を取り巻くシェル状の構造体となる。この反応は、表面エネルギーが最も高い面で開始し、次いでエネルギーがより低い面へ進むと考えられている。結果として、初期段階で形成される薄いシェルは不完全であるため、テンプレートが完全に消費されるまで、Ｐｔ（ＩＩ）とＡｇ（Ｉ）イオンがこの層全体に拡散することが可能である。注意点として、プラチナの析出（ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）が進むにつれ銀が酸化され、プラチナは２：１の比率で生成され、これによりプラチナチューブと収縮する銀ワイヤとの間に空隙が生じる。従って、チューブ側からの物質移動も起こり得る。最終的に、プラチナシェルの壁の開口が閉じられることにより、継ぎ目のないプラチナシェルが形成される。

同様に、プラチナおよびプラチナベース合金ナノチューブの合成は、セレンナノワイヤを使用して実現可能である。本発明のプロセスは、プラチナによるセレンテンプレートの絶縁保護被覆を含み、また２種類の異なる還元反応を介して起こり得る：（ｉ）Ｐｔ−Ｓｅ界面でのセレンテンプレートによるＰｔ（ＩＩ）塩の初期還元、および（ｉｉ）アルコール溶媒によるＰｔ（ＩＩ）塩の還元。

プラチナおよびプラチナベース合金ナノチューブの合成は、本発明の界面活性剤方式でも実現可能である。このメカニズムでは、水媒体中のＣ₁₂ＥＯ₉分子の棒状ミセルが、それよりもかなりサイズの大きいソルビタンベースの非イオン界面活性剤分子と結合することにより、混合界面活性剤の円筒状ミセルの水溶液が形成される。混合ミセル溶液を冷却することにより、六角形のＬＣに変換することができる。最終段階では、分子集合体の水性域に閉じ込められたプラチナ種がプラチナ原子へ還元されて、ナノチューブを形成する。

本発明の他の特徴および利点は、下記の詳細な説明を、本発明の特徴を例示する添付図面と併せて解釈することにより明白となる。

近年、電極触媒の耐久性はプロトン交換膜燃料電池（ＰＥＭＦＣ）を商品化するに際して対処されなければならない最重要課題の一つとされている。耐久性の問題は、酸化還元反応（ＯＲＲ）が起こるカソード極において特に重大である。現在、最も広く使用されているカソード極触媒システムは、２〜５ナノメートル（ｎｍ）の小さいナノ粒子の形態のプラチナ（Ｐｔ）を、無定形炭素粒子凝集体上に担持させたもの（Ｐｔ／Ｃ）である。Ｐｔ／Ｃ触媒の乏しい耐久性は、燃料電池作動中における経時的な、プラチナの電気化学的表面積（ＥＣＳＡ）の急速かつ著しい損失に表れている。カソード極でのプラチナのＥＣＳＡの損失のメカニズムについてはすでに述べた通りであるが、次のように要約することができる：（ｉ）炭素担体の腐食に起因する電気接触によるプラチナナノ粒子の損失、（ｉｉ）プラチナの溶解および再析出、あるいはプラチナナノ粒子のオストワルド熟成、（ｉｉｉ）表面エネルギーの最小化により推進されるプラチナナノ粒子の凝集、（ｉｖ）Ｐｔナノ粒子の凝集に続く、高分子電解質内での溶解性Ｐｔ²⁺種の移動、および最終的なクロスオーバー水素による化学的還元。

炭素腐食の問題は、より耐食性の高い触媒担体、例えば黒鉛化炭素やカーボンナノチューブを用いることにより軽減することができる。しかしながら、他の三つのメカニズムに対処するための効果的な解決策はない。本発明は、非担持のプラチナ・ナノチューブ（ＰｔＮＴ）やプラチナ・パラジウム・ナノチューブ（ＰｔＮＴ）その他のプラチナ合金ナノチューブをカソード電極として開発することにより、耐久性のある電極触媒を提供する。多様な長さの寸法の独特な組み合わせにより、ＰｔＮＴやＰｔＰｄＮＴは、表面積の広い担体（カーボンブラックなど）を要することなく、そのナノメートルサイズの肉厚（図５および図６参照）によって、広いプラチナ表面積を得ることができる。加えて、ＰｔＮＴやＰｔＰｄＮＴは、マイクロメートルサイズの長さの結果として生じる上記した四つの分解経路を全て除去または大幅に低減する可能性を持ち得る。第一に、ＰｔＮＴは担体を必要としないため、担体腐食の問題は除かれる。第二に、ＰｔＮＴ（１−Ｄナノ構造）のマイクロメートルサイズ（μｍ）の長さのために、ＰｔＮＴは燃料電池作動中の溶解、オストワルド熟成、凝集に対しＰｔナノ粒子（０−Ｄナノ構造）ほど脆弱でなくなる。さらに、ＰｔＮＴやＰｔＰｄＮＴは、カーボン・ナノチューブ（ＣＮＴ）同様、異方性の形態を持つことで、物質移動や触媒利用を改善し得る。また、触媒層内で適切に接合されれば（例えば、ナフィオン膜上における垂直な立方体または六角形の最密充填配列）、薄い触媒層（例えば、肉厚２ナノメートルおよびプラチナローディング量０．２ｍｇ／ｃｍ²のＰｔＮＴにおいて０．５μｍ）（図７）も実現可能となり、触媒層内での物質移動特性がさらに改善される。

本発明は、直径約５０ナノメートル、長さ約５〜２０μｍ、肉厚約５〜８ナノメートルの合成されたプラチナナノチューブ（ＰｔＮＴ）およびプラチナ・パラジウム合金ナノチューブ（ＰｔＰｄＮＴ）を含む。合成ナノチューブは、ＰＥＭＦＣにおけるＯＲＲに対する触媒としての適切性について試験を行った。ＰｔＮＴは、既知の方法で開発された銀（Ａｇ）ナノワイヤ（ＡｇＮＷ）のガルバニック置換反応によって合成された。ＡｇＮＷはポリオール法を用いて合成され、次いでＰｔ（ＣＨ₃ＣＯＯ）₂と共に水溶液中で還流された。酸および熱処理の後、プラチナナノチューブ生成物は遠心分離により回収された。

ここで図面（同じ参照番号はその図の類似または相当する要素を表す）、特に図１では、ＰＥＭＦＣ １００はアノード極１１０、カソード極１２０、およびプロトン交換膜（ＰＥＭ）１４０で構成される。これら三つの構成要素の集合体が一般的に膜電極接合体（ＭＥＡ）と呼ばれる。水素（Ｈ₂）１５２が燃料として使用される場合、水素はアノード極で酸化され、酸素（Ｏ₂）１５６がカソード極で還元される。アノード極で生産されるプロトン１５８と電子１５４は、それぞれプロトン交換膜と負荷（ｌｏａｄ）１５０を持つ外部伝導回路を通じて、カソード極へと運ばれる。プロトンと酸素とが結合した結果、水（Ｈ₂Ｏ）がカソード極で生産される。反応ガスが触媒に接触できるようにするため、炭素粒子とポリテトラフルオロエチレン（ＰＴＦＥ）から成る疎水性拡散層が通常、触媒層周囲の含水量の管理に使用される。

図２に示すように、本発明における直接メタノール燃料電池２００はアノード極２１０、カソード極２２０、およびアノード極とカソード極の間に位置する高分子電解質膜（ＰＥＭ）２４０を含む。水（Ｈ₂Ｏ）溶液中のメタノール（ＣＨ₃ＯＨ）はアノード極に取り込まれ、これがアノード極に含有されるプラチナ（または別の物質）によるメタノール酸化触媒作用の間に二酸化炭素（ＣＯ₂）を放出する。空気または酸素（Ｏ₂）はカソード極に取り込まれ、プロトン（Ｈ⁺）が膜を横断する際の酸化還元（プラチナまたは別の物質による触媒作用）の間に水が生成される。アノード極とカソード極とにまたがって接続される負荷２５０は、メタノール酸化の間に放出される電子（ｅ^-）によって形成される電気回路を完成する。

図３に示すように、燃料電池分極曲線（Ｉ−Ｖ）３１０の最上部には、一定の効率性の損失を伴う理論上の水平曲線３１０がある。例えば、著しいカソード極速度損失３２０や、多少小さいアノード極速度損失３５０がある。加えて、内部抵抗損失３３０や物質移動損失３４０もある。ＤＭＦＣが著しいアノード極過電位損失を示す一方、ＰＥＭＦＣも著しいカソード極過電位損失を示す。

図４に示すように、最も一般的に使用される電極触媒４００は、プラチナ４２０、４２５を炭素繊維４１０上に担持させたものである。ＰＥＭＦＣやＤＭＦＣの商用化における課題の一つが、触媒として使用される貴金属（プラチナやその合金など）の高コストである。プラチナの利用効率の向上を通じて、燃料電池の電極に使用されるプラチナやその合金の量を減らすことは、ここ十年間の主要な懸案事項の一つであった。プラチナ触媒を効果的に利用するには、プラチナがガス、電子伝導媒体、プロトン伝導媒体に同時にアクセスできなければならない。インクプロセスにより調製される、プラチナベースの従来型燃料電池の触媒層では、電子伝導媒体およびプロトン伝導媒体によるプラチナ粒子４２０の同時アクセスは、プラチナを担持するカーボンブラック粒子４３０と可溶化パーフルオロスルホン酸イオノマー（ＮＡＦＩＯＮなど）４５０とをうまく混合することで実現される。炭素粒子は電子を伝導し、パーフルオロスルホン酸イオノマー（ＮＡＦＩＯＮなど）はプロトンを伝導する。

最新式の従来型電極をもってしても、プラチナ４２５のかなりの部分が外部回路および／またはプロトン交換膜（ＰＥＭ）４４０から分離されたており、結果としてプラチナ利用率は低い。例えば、研究所の装置では比較的高い利用率を実現しているが、現在市販されている試作品の燃料電池でのプラチナ利用率は依然として非常に低い（２０〜３０％）。プラチナ触媒の利用効率改善を目指す取り組みでは、プラチナローディング量を最小限に抑え、ガスのアクセス、プロトンのアクセス、電子的連続性の要件を満たしつつ、最適な材料構成を見出すことに焦点を当てている。従来のインクプロセスにおける共通の問題は、プロトンの移動に必要な可溶化パーフルオロスルホン酸イオノマー（イオン・パワー社製のＮＡＦＩＯＮなど）が触媒層の炭素粒子を分離してしまう結果、電子伝達がうまくいかないという点である。

独特の構造的、機械的、電気的特性を持つことから、カーボンナノチューブはＰＥＭＦＣにおける従来の炭素粉末の代替に利用でき、このことは従来のインクプロセスを通じてカーボンナノチューブ粉末を使用して膜電極接合体（ＭＥＡ）を作製することで実証されている。カーボンナノチューブの使用と、その結果として確保される電子経路により、前述のプロトン伝導媒体（ＮＡＦＩＯＮなど）が電極層の炭素粒子を分離してしまうという従来のＰＥＭＦＣの方針に伴う問題は解消される。電極層を担持する炭素粒子の分離を除去することにより、プラチナの利用率が改善される。

図８に示すように、プラチナおよびプラチナベース合金ナノチューブの合成は、銀ナノワイヤを使用して実現できる。実施例において詳述されるように、本発明のプロセスは、プラチナ前駆体を含有する溶液が銀ナノワイヤと接触する際に生じるガルバニック置換反応を含む。プラチナ元素は主としてテンプレート表面付近に閉じ込められる。プラチナ原子の濃度が臨界値に達すると、それらは核となり小クラスタへ成長し、最終的にテンプレート（銀ナノワイヤ）の周囲を取り巻くシェル状の構造体となる。この反応は、表面エネルギーが最も高い面で始まり、次いでエネルギーがより低い面へ進むと考えられている。その結果、初期段階で形成される薄いシェルは不完全であるため、テンプレートが完全に消費されるまで、Ｐｔ（ＩＩ）とＡｇ（Ｉ）イオンとがこの層全体に拡散することが可能である。ここで、プラチナの析出が進むにつれ銀が酸化し、プラチナの生産は２：１の比率となり、これによりプラチナチューブと収縮する銀ワイヤとの間に空隙が生じる。したがって、チューブ側からの物質移動も起こり得る。最終的に、プラチナシェルの壁の開口が閉じられて、継ぎ目のないプラチナシェルが形成される。

図９に示すように、プラチナおよびプラチナベース合金ナノチューブの合成は、セレンナノワイヤを使用して実現可能である。実施例において詳述されるように、本発明のプロセスはプラチナによるセレンテンプレートの等角の絶縁保護被覆を含み、以下の２種の異なった還元反応を介して起こり得る：（ｉ）Ｐｔ−Ｓｅ界面でのセレンテンプレートによるＰｔ（ＩＩ）塩の初期還元、および（ｉｉ）アルコール溶媒によるＰｔ（ＩＩ）塩の還元。

図１０に示すように、プラチナおよびプラチナベース合金ナノチューブの合成は、本発明の界面活性剤方式でも実現できる。このメカニズムでは、実施例において詳述されるように、水媒体中のＣ₁₂ＥＯ₉分子の棒状ミセルが、それよりもかなりサイズの大きいソルビタンベースの非イオン界面活性剤分子と結合することにより、混合界面活性剤の円筒ミセルの水溶液が形成される。混合ミセル溶液を冷却することにより、六角形のＬＣに変換される場合がある。最終段階で、分子集合体の水性域に閉じ込められたプラチナ種は、プラチナ原子に還元されてナノチューブを形成する。

図１１に示すように、プラチナまたはプラチナベース合金ナノチューブは基材上に垂直に配列可能であることは、当業者にとって周知である。ＡｇＮＷの直径（図１２、図１３）および長さ（図１４）はそれぞれ約４０ナノメートルおよび１０μｍである。電子回折パターン（図１３の挿入図）は、ＡｇＮＷが複合双晶構造を持つことを示す。ＰｔＮＴの直径、肉厚（図１５および１６）、長さ（図１７）は、それぞれ約４０ナノメートル、６ナノメートル、１０μｍである。ＰｔＮＴの電子回折パターン（図１６の挿入図）は、チューブの壁がＰｔナノ微結晶でできていることを意味する。Ｘ線回折パターン（ＸＲＤ）（図１８）は、ＰｔＮＴとＰｔＰｄＮＴが上手く形成されていることを示す。Ｐｔ／Ｃ、ＰｔＢ、ＰｔＮＴ、ＰｔＰｄＮＴの面心立方（ｆｃｃ）格子定数はそれぞれ０．３９２７、０．３９２６、０．３９２４、０．３８９７である。セレンナノワイヤの長さと直径を示すＳＥＭとＴＥＭは、それぞれ図１９と図２０に示されている。セレンナノワイヤから形成されたプラチナナノチューブの直径を示すＴＥＭは、図２１に示されている。

電極触媒の分解は、酸溶液中での電位の下限と上限が適正な、サイクリック・ボルタンメトリー（ＣＶ）サイクルの繰り返しにより評価できる。耐久性試験は、６０℃のＮ₂浄化された０．５Ｍの Ｈ₂ＳＯ₄溶液中で、５０ｍＶ／ｓの走査速度にて、ＲＨＥに対し０〜１．３Ｖの範囲で電極電位を循環させることにより実施された。Ｐｔ／Ｃ（ＥＴＥＫ社製バルカン ＸＣ−７２、プラチナ重量２０％）、白金黒（ＥＴＥＫ社製ＰｔＢ）およびＰｔＮＴのサイクリック・ボルタンメトリー（図２２）は、サイクル数の増加に伴い、ＰｔのＥＣＳＡがＰｔ／Ｃでは著しく減少しており、ＰｔＮＴではほとんど減少していないことを示す。Ｐｔ／ＣおよびＰｔＮＴについて取得されたＣＶサイクル数の関数としての正規化ＥＣＳＡは、図２３に要約されている。ＰｔＮＴのＰｔのＥＣＳＡは１０００サイクル後でも約２０％しか減少しない一方、ＰｔＢおよびＰｔ／Ｃ触媒はそれぞれＰｔのＥＣＳＡの約５１％および９０％を失っている。

Ｐｔ／Ｃ、ＰｔＢおよびＰｔＮＴ触媒は、ＣＶ循環後のＴＥＭにより検証された。Ｐｔ／Ｃ触媒のプラチナナノ粒子サイズは２〜５ｎｍからＣＶ循環後に１０〜２０ｎｍに増加し（約５倍増）（図２４のＡおよびＢ）、Ｐｔ／ＣのプラチナのＥＣＳＡ損失の主な原因がプラチナナノ粒子の熟成、また場合によっては炭素腐食による凝集であることが証明された。同時に、ＰｔＢの粒子サイズは５〜１０ナノメートルからＣＶ循環後には１０〜２５ナノメートルへと増加し（図２４のＣおよびＤ）、これはプラチナナノ粒子の成長が表面エネルギーの最小化とオストワルド熟成により推進されることを示している。一方、ＣＶ循環後のＰｔＮＴでは目立った形態の変化は認められない（図２４のＥおよびＦ）。プラチナのＥＣＳＡにおける若干の減少は、他の三つのメカニズム、すなわちオストワルド熟成、凝縮および炭素腐食がマイクロメートルサイズの長さと炭素担体の不存在とにより除かれていると思われることから、プラチナナノ粒子の緩やかな溶解に起因すると考えられる。

図２５は、回転円盤電極（ＲＤＥ）を１６００ｒｐｍで使用し、Ｏ₂で飽和した常温の０．５ＭのＨ₂ＳＯ₄中で取得されたＰｔ／ＣおよびＰｔＮＴの典型的なＯＲＲ分極曲線を示している。ＰｔＮＴ、ＰｔＢ、Ｐｔ／Ｃの半波長電位はそれぞれ８３７、８１７、８２８ｍＶで、ＰｔＮＴの活性が市販のＰｔＢおよびＰｔ／Ｃ触媒の活性より高いことを示している。図２５の挿入図はそれらの質量活性と比活性とを示し、これらは電極触媒の品質に関するより優れた指標である。ＰｔＮＴは０．８５Ｖの状態でのＰｔ／Ｃに比べ、質量活性がわずかに高く、比活性は大幅に高い（３．８倍）。また、ＰｔＮＴの質量活性および比活性ともにＰｔＢのそれよりも高い（それぞれ１．４倍および１．８倍）。ＰｔＮＴの活性の改善は、ＰｔＮＴの一定の結晶面の選択的露出によるものと考えられる。ＰｔＮＴの質量活性は、ＰｔＮＴの肉厚の低減およびＰｔ合金ナノチューブの使用により、さらに改善することができる。

より高い質量活性を実現し、また文献に示されるような特定のＰｔ合金により得られるより高い活性を活用するために、ＰｔＰｄＮＴを合成した。ＳＥＭおよびＴＥＭ画像（図２６および２７）は、ＰｔＰｄＮＴの均一な直径（４５ｎｍ）、肉厚（７ｎｍ）および長さ（１０μｍ）を示す。図２７の挿入図はＰｔＰｄＮＴの電子回折パターンを示す。ＯＲＲ曲線（図２７）は、ＰｔＰｄＮＴの半波長電位が８５１ｍＶで、これはＰｔＮＴ、ＰｔＢ、Ｐｔ／Ｃの値よりも高い。ＰｔＰｄＮＴの質量活性はＰｔ／ＣおよびＰｔＢの値よりもそれぞれ１．４倍および２．１倍高く、さらにはＰｔＰｄＮＴの比活性は０．８５Ｖの状態でＰｔ／ＣおよびＰｔＢ電極触媒の値よりもそれぞれ５．８倍および２．７倍高い。ＰｔＮＴに比べ改善されたＰｔＰｄＮＴのＯＲＲ動態は、ＸＲＤの結果によりｆｃｃ格子定数変化で示された結合距離の変化に起因するものと考えられ、この点はまた、文献においても示唆されている。

近年のナノテクノロジーの進歩を活用することで、ＰｔＮＴやＰｔＰｄＮＴを基材とする次世代の非担持電極触媒が示されている。特に、それらは独特な寸法の組み合わせによって、広い表面積、高い利用率、高い活性および高い耐久性を兼ね備える、といった可能性を有している。

実験手順
１．１ 銀ナノワイヤの前処理手順
銀（Ａｇ）ナノワイヤは、Ｐｔ種およびポリ（ビニルピロリドン）（アルドリッチ社製、Ｍｗ 約４０，０００）ＰＶＰの存在下でＡｇＮＯ₃（アルドリッチ社製、９９％以上）をエチレングリコール（ＥＧ）（無水、９９．８％、フィッシャー社製）を使用して還元することにより合成した。定法により、５０ｍｌのエチレングリコール（ＥＧ）を三つ口丸底フラスコ（凝縮装置、温度制御装置、磁気攪拌棒を装備）内で１６５℃にて１時間還流させた後、５ｍＬのＨ₂ＰｔＣｌ₆溶液（アルドリッチ社製、９９．９％）（ＥＧ中で２×１０^-4Ｍ）を加えた。５分後、２５ｍＬのＡｇＮＯ₃溶液（ＥＧ中で０．１２Ｍ）と５０ｍＬのＰＶＰ溶液（ＥＧ中で０．３６Ｍ）を、６分間かけて高温溶液に（同時に）滴下した。硝酸銀およびＰＶＰ ＥＧ溶液の最初の数滴が加えられると、混合物はただちに黄色に変色した。注入を続けると、溶液は徐々に不透明になった。注入後、溶液は約１５分間で灰色に混濁してＡｇナノワイヤの出現を示し、この反応は１６５℃で５０分間続いた。プロセス全体にわたり勢いよく攪拌が続けられた。生成物は遠心分離によって精製可能であった。この場合、反応混合物をアセトンで希釈し、３０００ｒｐｍで１５分間遠心分離した。銀粒子を含有する上澄みはピペットで容易に除去できた。この遠心分離手順は、上澄みが無色になるまで数回繰り返すことができた。

１．２ Ｐｔナノチューブ（ＰｔＮＴ）の前処理手順
通常のＰｔＮＴ合成において、合成された銀ナノワイヤのアリコート５ｍＬを１００ｍＬの水で希釈した後、三つ口丸底フラスコ内で沸騰温度にて１０分間還流させた。１ｍＭのＰｔ（ＣＨ₃ＣＯＯＨ）₂（９８％、シティ・ケミカルＬＬＣ社製）水溶液５０ｍＬを、１５分間かけて還流している溶液へゆっくり滴下した。この混合物を、色が安定するまで引き続き還流させた。合成全体にわたり勢いよく攪拌が続けられた。ＰｔＮＴが触媒として使用される前は、酸処理とアニール処理が必要であった。酸処理は０．５ＭのＨＮＯ₃溶液中で攪拌しながら２時間にわたり行われた。ＰｔＮＴは、蒸留脱イオン水洗浄およびエタノールとともに遠心分離機によって分離された。熱処理は、アルゴン流の下、２５０℃のオーブンの中で１時間にわたり行われた。

１．３ ＰｔＰｄナノチューブ（ＰｔＰｄＮＴ）の前処理手順
通常の置換反応において、合成された銀ナノ粒子または銀ナノワイヤのアリコート５ｍＬを１００ｍＬの水で希釈した後、三つ口丸底フラスコ内で沸騰温度にて１０分間還流させた。１ｍＭのＰｔ（ＣＨ₃ＣＯＯ）₂水溶液４０ｍＬと、１ｍＭのＰｄ（ＮＯ₃）₂（９９．９％、アルドリッチ社製）１０ｍＬを、１５分間かけて還流している溶液へゆっくり滴下し（Ｐｔ：Ｐｄ＝４：１）、色が安定するまで還流を継続させた。ＰｔＰｄＮＴは、蒸留脱イオン水洗浄とともに遠心分離機によって分離された。

ＰｔＰｄＮＴが触媒として使用される前に、酸処理とアニール処理が必要であった。酸処理は０．５ＭのＨＮＯ₃溶液中で攪拌させながら２時間にわたり行われた。ＰｔＰｄＮＴは、蒸留脱イオン水洗浄およびエタノールとともに遠心分離機によって分離された。熱処理は、アルゴン流の下、２５０℃のオーブンの中で１時間にわたり行われた。

１．４ 電極の前処理手順
自動調温型の標準的な電気化学セル内で、多チャンネル定電位電解装置（ＶＭＰ、プリンストン・アプライド・リサーチ社製）および回転制御装置（ＭＳＲ、パイン・インストゥルメンツ社製）を備えたガラス状炭素（ＧＣ）回線円盤電極（ＲＤＥ）設備を使用して、電気化学的計測を実施した。電位は、閉鎖電解質ブリッジにより作用電極コンパートメントから分離させた飽和Ａｇ／ＡｇＣｌ電極を使用して判定された。ただし、本研究における電位は全て、可逆水素電極（ＲＨＥ）の電位を指す。図２８は、作用電極の作製方法を示す。手短に言うと、２ｍｇ_catalystｍｌ^-1の水性懸濁液は約１５分間にわたる超音波混合によって得られた。担持触媒の基材の役割を果たすＧＣ円盤電極（直径５ｍｍ、０．１９８ｃｍ²、ＡＦＥ３Ｔ０５０ＧＣ、パイン・リサーチ・インストゥルメンテーション社製）は、鏡面仕上げとなるよう研磨された（Ｎｏ．４０−７２１８、ミクロクロス、ビューラー社製）。触媒懸濁液のアリコート２０ｍＬをピペットで炭素基材上へ移したところ、Ｐｔ／Ｃ、ＰｔＢ、ＰｔＮＴ、ＰｔＰｄＮＴに対し４０μｇ_metalｃｍ^-2の金属ローディングが得られた。大気中で水分を蒸発させた後、触媒粒子をガラス状炭素ＲＤＥに付着させるために０．０５重量パーセントのＮＡＦＩＯＮ溶液（イオン・パワー社製の５重量パーセントのＮＡＦＩＯＮを希釈したもの）１０μｌを電極表面にピペットで移したところ、厚さ約０．１μｍのＮＡＦＩＯＮフィルムが得られた。最後に、ＧＣ上のＮａｆｉｏｎで被覆された触媒層を、１２０℃で１時間加熱した。

１．５ 電気化学的計測
加速耐久性試験のためのサイクリック・ボルタンメトリー（ＣＶ）試験は、Ａｒ浄化された０．５ＭのＨ₂ＳＯ₄溶液中で、６０℃でＲＨＥに対し０Ｖ〜１．３Ｖの範囲で電圧を循環させることにより、作用電極上で実施する。用いられた走査速度は５０ｍＶ／ｓであった。電気化学的表面積は、ＣＶサイクルのＨ₂放出ピークから算出された。合計１０００サイクルのＣＶが、各ケースについて実施される。

サイクリック・ボルタモグラムの曲線における水素原子の吸着または放出を示す領域は、触媒の表面積の推定に頻繁に用いられる。カソード極のピークとアノード極のピークは、酸性媒体中の水素吸着および水素放出に由来するＲＨＥに対し０〜０．３５Ｖの範囲で現れる。水素放出のために渡される電荷Ｑ_Hを用いることにより、プラチナの電気化学的活性表面積（ＥＣＳＡ）を以下のように推定できる：

式中、Ｑ_Hは水素放出のための電荷（ｍＣ／ｃｍ²）を表し、ｍは電極内のＰｔローディング量（ｍｇ／ｃｍ²）を表し、ｃはＰｔ上の水素の単分子層を酸化するのに必要とされる電荷（０．２１ｍＣ／ｃｍ²）を表す。

酸素還元実験のため、電解質は酸素で飽和された。クリーンな電極表面を形成するため、電極電位は０〜１．３Ｖの範囲で数回循環された。電流密度は、ガラス状炭素基材の幾何学的面積（０．１９８ｃｍ²）またはＰｔ表面積のいずれかに対し正規化される。用いた走査速度は５ ｍＶ／ｓであった。
計測された電流密度ｊは、以下の関係式で表わされる：

式中、ｊｋおよびｊｄは、それぞれ速度論的限界電流密度および拡散限界電流密度を表す。

次いで、速度論的電流は以下の式（３）をもとに算出された：

１．６ 物理的特性評価
透過型電子顕微鏡検査（ＴＥＭ）は、フィリップス社製ＣＭ３００を用いて３００ｋＶで実施した。走査型電子顕微鏡検査（ＳＥＭ）は、フィリップス社製ＸＬ−３０−ＦＥＧを用いて１０ｋＶで実施した。Ｘ線回折（ＸＲＤ）パターンは、ＣｕＫα放射線を用いて、ブルカー社製Ｄ８Ａｄｖａｎｃｅ Ｄｉｆｆｒａｃｔｏｍｅｔｅｒ（ブルカー社製ＡＸＳ）上で取得された。

２．その他の方法
２．１ 銀ナノワイヤ方式
銀ナノワイヤは、Ｐｔ（またはＡｇ）種およびＰＶＰの存在下で、ＡｇＮＯ₃をエチレングリコール（ＥＧ）を使用して還元することにより合成した。定法により、５ｍＬのＨ₂ＰｔＣｌ₆溶液（ＥＧ中で２×１０^-4Ｍ）を、丸底フラスコ（凝縮装置、温度制御装置、磁気攪拌棒を装備）内で１６５℃に加熱した５０ｍｌのＥＧに加えた。５分後、２５ｍＬのＡｇＮＯ溶液（ＥＧ中で０．１２Ｍ）と５０ｍＬのＰＶＰ溶液（ＥＧ中で０．３６Ｍ）とを、６分間かけて高温溶液に（同時に）滴下した。反応混合物は３０分〜６０分の間、継続して１６５℃に加熱された。プロセス全体にわたり勢いよく攪拌を継続した。生成物は、遠心分離によって精製可能であった。一例を挙げると、反応混合物はアセトンで希釈され、３０００ｒｐｍで１５分間遠心分離された。銀粒子を含有する上澄みは、ピペットで容易に除去できた。この遠心分離手順は、上澄みが無色になるまで数回繰り返すことができた。

通常の置換反応において、合成された銀ナノ粒子または銀ナノワイヤのアリコート２．５ｍＬを５０ｍＬの水で希釈した後、沸騰温度にて１０分間還流させた。１ｍＭのＰｔＣｌ₂（９９．９％、アルドリッチ社製）水溶液のアリコートを、還流溶液に滴下した。この混合物は色が安定するまで還流が続けられた。全ての合成全体を通じて、勢いよく攪拌が続けられた。同様の手順は、Ａｕ³⁺、Ｐｔ²⁺、Ｐｄ²⁺、Ｉｒ³⁺、Ｒｕ³⁺、Ｒｈ³⁺およびその他の金属塩溶液を前駆体として使用したプラチナベース合金ナノチューブの形成にも応用可能である。

ＰｔおよびＰｔベース合金ナノチューブを触媒として使用される前は、アニール処理および酸処理を行うことが望ましい。熱処理は、アルゴン流の下、３５０℃のオーブン内で一定時間（例：１時間から１０時間）かけて行われる。酸処理は、２〜６ＭのＨＮＯ₃溶液中で、一晩攪拌しながら行われる。ナノチューブは蒸留脱イオン水洗浄とともに遠心分離機によって分離可能である。

２．２ セレンナノワイヤ方式
固体セレンは、１００ｍＬの亜セレン酸（０．０５Ｍ）を異なる温度（例：８０℃、９０℃または１００℃）にて、過剰量のヒドラジン（例えば、０．６Ｍのものを１０ｍＬ）を丸底フラスコ内で１５分間還流させ、その場で球状コロイドとして形成した。赤れんが色がただちに溶液中に現れ、３００ｎｍほどのサイズの球状コロイドの形体で存在するアモルファスＳｅまたはａ−Ｓｅが形成されたことを示した。次いで、溶液を３００ｍｌの蒸留脱イオン水で希釈した。溶液は室温で３０分間冷却された。この溶液が室温で冷却される際に、溶液中に溶解した少量のセレンまたはｔ−Ｓｅがナノ微結晶として析出した。このコロイド分散液は、次に暗所で室温にて７日〜１０日間エージングされた。得られた生成物に対し、３０００ｒｐｍで１５分間の遠心分離が数回実施された。

セレンナノワイヤ（約１ｍｍｏｌ）を１０ｍＬのエタノールとともに２０ｍＬのシンチレーション・バイアルに入れ、振動により分散させた。塩化プラチナ（ＩＩ）（２〜１０ｍｍｏｌ）を加えた。バイアルに蓋をし、磁気攪拌しながら所望の厚さのＰｔ被覆が得られるまで４０℃〜７０℃の範囲で加熱した。Ｓｅ−Ｐｔナノ構造体をトラックエッチングされたポリカーボネート膜で濾過することにより分離し、５ｍＬの希塩酸で２回、そして５ｍＬの熱水（９０℃）で２回、洗浄した。Ｓｅ−Ｐｔナノ構造体をヒドラジンに３時間〜５時間浸漬し、ＴＥＦＬＯＮ（ポリテトラフルオロエチレン、ＰＴＦＥ）フィルター上に回収した後、５ｍＬのエタノールで２回洗浄することにより、純粋なＰｔナノチューブを得た。また、乾燥させた試料を２００℃〜２５０℃のホットプレート上で１分〜５分間加熱することにより、Ｓｅコアを除去することも可能であった。同様の手順は、Ａｕ³⁺、Ｐｔ²⁺、Ｐｄ²⁺、Ｉｒ³⁺、Ｒｕ³⁺、Ｒｈ³⁺およびその他の金属塩溶液を前駆体として使用したプラチナベース合金ナノチューブの形成にも応用可能である。

２．３ 界面活性剤方式
通常の製造プロセスにより、ヘキサクロロ白金酸（Ｈ₂ＰｔＣ１₆）、ノナエチレングリコールモノデシルエーテル（Ｃ₁₂ＥＯ₉）、ポリオキシエチレン（２０）ソルビタンモノステアレート（ＴＷＥＥＮ６０）およびＨ₂Ｏを、１：１：１：６０のモル比で混合したものを６０℃で振動させ、次いで１５℃〜２５℃の範囲で冷却し、その温度で３０分間放置した。冷却されたペースト状の物質（２５℃）に過剰な量のヒドラジンを加えた後、その温度で２４時間放置した。得られた固体を分離し、水で洗浄した後、空気中で乾燥させる前にエタノールで繰り返し洗浄した。同様のプラチナベース合金ナノチューブの合成は、Ａｕ³⁺、Ｐｔ²⁺、Ｐｄ²⁺、Ｉｒ³⁺、Ｒｕ³⁺、Ｒｈ³⁺およびその他の金属塩溶液を使用した形成によっても可能である。

触媒の電気化学的特性評価は、ソーラートロン社製の電気化学的インターフェース（ＳＩ１２８７）を使用し、自動調温型（２５℃）の３コンパートメント式ガラスセル内で実施された。電極電位は、作用電極付近に配置されたＡｇ／ＡｇＣｌ電極に対し、ルギン細管を介して計測・報告された。プラチナ・ワイヤを対極として使用した。作用電極（回転円盤電極）は、触媒インクをガラス状炭素円盤（パイン・インストゥルメント社製、直径５ｍｍ）に塗布して作製した。触媒インクは、４．０ｍｇの触媒を１ｍＬのエタノール中で３０分間超音波分散させることで作製した。各実験の前には、ガラス状炭素円盤を０．０５μｍのシリカ懸濁液で鏡面仕上げになるまで研磨し、続いてアセトンおよび脱イオン化水中で超音波処理した。触媒懸濁液のアリコート１０μＬをピペットで円盤上に移したところ、４０μｇ／ｃｍ²のプラチナローディングが得られた。懸濁液を８０℃で乾燥させた後、触媒粒子をガラス状炭素基材に付着させるために、０．０５重量パーセントのＮＡＦＩＯＮ溶液（イオン・パワー社製の５重量パーセントのＮＡＦＩＯＮを希釈したもの）を１０μｌ、ピペットで電極表面に移した。

以上、本発明の特定の形態を例示・説明したが、発明の概念を逸脱することなく、さまざまな修正が可能であることも当業者にとって明らかになるであろう。本発明の膜電極接合体および燃料電池の使用に関する言及はほんの一例にすぎず、また記載の実施形態は、あらゆる点において例示にすぎず、限定的なものではない。本発明は、その主旨または本質的特性を逸脱することなく、他の具体的な形態での実現も可能である。よって、添付の請求項による場合を除き、本発明が限定されることを意図するものではない。

プロトン交換膜燃料電池用膜電極接合体の略図である。 直接メタノール燃料電池用膜電極接合体の略図である。 典型的な燃料電池（Ｈ₂）の分極曲線である。 カーボンブラック上にプラチナを析出させた触媒およびＮＡＦＩＯＮ高分子電解質の略図である。 プラチナナノチューブの略図である。 理論上のプラチナナノチューブの表面積とプラチナナノチューブの肉厚の対比グラフを示す図である。 最密充填プラチナナノチューブを想定した、理論上の触媒層の厚さとプラチナナノチューブの外径の対比グラフを示す図である。 本発明の銀ナノワイヤからプラチナナノチューブを形成する方法の略図である。 本発明のセレンナノワイヤからプラチナナノチューブを形成する方法の略図である。 本発明の界面活性剤方式を用いてプラチナナノチューブを形成する方法の略図である。 基材上に垂直に配列されたプラチナまたはプラチナベース合金材の移動系統の略図である。 銀ナノワイヤの直径を示すＳＥＭ画像である。 銀ナノワイヤ（ＡｇＮＷ）の直径を示すＴＥＭ画像および電子回折パターン（挿入図）である。 銀ナノワイヤの長さを示すＳＥＭ画像である。 本発明により銀ナノワイヤから作られたプラチナナノチューブの直径を示すＳＥＭ画像である。 本発明により銀ナノワイヤから作られたプラチナナノチューブの直径を示すＴＥＭ画像および電子回折パターン（挿入図）である。 本発明により銀ナノワイヤから作られたプラチナナノチューブの長さを示すＳＥＭ画像である。 Ｐｔ／Ｃ、ＰｔＢ、ＰｔＮＴおよびＰｔＰｄＮＴのＸ線回折（ＸＲＤ）パターンのグラフ表示である。 セレンナノワイヤの長さを示すＳＥＭ画像である。 セレンナノワイヤの直径を示すＴＥＭ画像である 本発明によりセレンナノワイヤから作られたプラチナナノチューブの直径を示すＳＥＭ画像である。 サイクリック・ボルタンメトリー（ＣＶ）に対する（Ａ）Ｐｔ／Ｃ、（Ｂ）ＰｔＢおよび（Ｃ）ＰｔＮＴのサイクル数のグラフ表示である。 炭素担持プラチナ（Ｐｔ／Ｃ）、市販の白金黒および本発明によるプラチナナノチューブ（ＰｔＮＴ）について取得されたサイクリック・ボルタンメトリー（ＣＶ）サイクル数の関数としての、正規化された電気化学的表面積（ＥＣＳＡ）の略図である。 （Ａ）加速ＣＶ試験前のＰｔ／Ｃ、（Ｂ）加速ＣＶ試験後のＰｔ／Ｃ、並びに（Ｃ） 加速ＣＶ試験前のＰｔＢ、（Ｄ）加速ＣＶ試験後のＰｔＢ、並びに（Ｅ） 加速ＣＶ試験前のＰｔＮＴ、（Ｆ）加速ＣＶ試験後のＰｔＮＴ、それぞれのＴＥＭ画像である。 炭素担持プラチナ（Ｐｔ／Ｃ）、市販の白金黒および本発明によるプラチナナノチューブ（ＰｔＮＴ）とプラチナ・パラジウムナノチューブ（ＰｔＰｄＮＴ）に関する酸化還元反応（ＯＲＲ）の分極曲線を示す図である。 本発明により銀ナノワイヤから作られたプラチナ・パラジウムナノチューブ（ＰｔＰｄＮＴ）のＳＥＭ画像である。 本発明により銀ナノワイヤから作られたプラチナ・パラジウムナノチューブ（ＰｔＰｄＮＴ）のＴＥＭ画像および電子回折パターン（挿入図）である。 触媒分散ＧＣ円盤電極の作製手順のフローチャートである。

Claims (11)

1. プラチナナノチューブを含む電極触媒。
2. プラチナベース合金ナノチューブを含む電極触媒。
3. プラチナ・パラジウムナノチューブを含む電極触媒。
4. 銀ナノワイヤ上にプラチナを析出させることによってプラチナナノチューブおよびプラチナベース合金ナノチューブを作製する方法。
5. セレンナノワイヤ上にプラチナを析出させることによってプラチナナノチューブおよびプラチナベース合金ナノチューブを作製する方法。
6. 界面活性剤方式を用いて、プラチナナノチューブおよびプラチナベース合金ナノチューブを作製する方法。
7. プラチナナノチューブを作製して触媒を形成することと、前記プラチナナノチューブ触媒を基材上に配置することと、前記プラチナナノチューブ触媒および前記基材を膜の上に転写することと、を含む電極の製造方法。
8. 前記プラチナナノチューブの材料が、プラチナナノチューブ、プラチナ・パラジウムナノチューブ、および他のプラチナベース合金から形成されるナノチューブから成る群から選択される、請求項１０に記載の方法。
9. 請求項１〜８に記載の方法により形成される、燃料電池用膜電極接合体。
10. 本明細書および図面において説明および開示されるように、プラチナナノチューブまたはプラチナベース合金ナノチューブを使用して膜電極接合体を形成するためのシステム、装置および方法。
11. 本明細書および図面において説明および開示されるように、プラチナナノチューブまたはプラチナベース合金ナノチューブから形成される電極を有する燃料電池を形成するためのシステム、装置および方法。