JPH06302326A - 固体電解質型燃料電池セル材料 - Google Patents
固体電解質型燃料電池セル材料Info
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- JPH06302326A JPH06302326A JP5091244A JP9124493A JPH06302326A JP H06302326 A JPH06302326 A JP H06302326A JP 5091244 A JP5091244 A JP 5091244A JP 9124493 A JP9124493 A JP 9124493A JP H06302326 A JPH06302326 A JP H06302326A
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- fuel cell
- cell
- solid electrolyte
- cell material
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
- Y02E60/00—Enabling technologies; Technologies with a potential or indirect contribution to GHG emissions mitigation
- Y02E60/30—Hydrogen technology
- Y02E60/50—Fuel cells
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- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
- Inorganic Compounds Of Heavy Metals (AREA)
- Fuel Cell (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】低温で安価に作製することができるＬａＣｒＯ
3 系材料の固体電解質型燃料電池セル材料を提供する。 【構成】（Ｌａ1-x-y Ａx Ｃａy+z ）k ＣｒＯ3 で表さ
れる組成において、ＡはＳｒ，ＢａおよびＣａのうち少
なくとも一種から選ばれるとともに、ｘ，ｙ，ｚ，ｋ
が、０．０５＜ｘ＋ｙ≦０．３０、０＜ｚ≦０．０５、
０．９≦ｋ≦１．０を満足する導電性セラミックからな
るか、あるいは、（Ｌａ1-m Ｃａm+i ）p（Ｃｒ1-n Ｂ
n ）Ｏ3 で表される組成において、ＢはＭｇ，Ｚｒ，Ａ
ｌ，Ｍｎ，Ｆｅ，ＮｉおよびＣｏのうち少なくとも一種
から選ばれるとともに、ｍ，ｎ，ｉ，ｐが、０．１０＜
ｍ＋ｎ≦０．３０、０＜ｉ≦０．０５、０．９≦ｐ≦
１．０を満足する導電性セラミックからなる固体電解質
型燃料電池セル材料。
3 系材料の固体電解質型燃料電池セル材料を提供する。 【構成】（Ｌａ1-x-y Ａx Ｃａy+z ）k ＣｒＯ3 で表さ
れる組成において、ＡはＳｒ，ＢａおよびＣａのうち少
なくとも一種から選ばれるとともに、ｘ，ｙ，ｚ，ｋ
が、０．０５＜ｘ＋ｙ≦０．３０、０＜ｚ≦０．０５、
０．９≦ｋ≦１．０を満足する導電性セラミックからな
るか、あるいは、（Ｌａ1-m Ｃａm+i ）p（Ｃｒ1-n Ｂ
n ）Ｏ3 で表される組成において、ＢはＭｇ，Ｚｒ，Ａ
ｌ，Ｍｎ，Ｆｅ，ＮｉおよびＣｏのうち少なくとも一種
から選ばれるとともに、ｍ，ｎ，ｉ，ｐが、０．１０＜
ｍ＋ｎ≦０．３０、０＜ｉ≦０．０５、０．９≦ｐ≦
１．０を満足する導電性セラミックからなる固体電解質
型燃料電池セル材料。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、固体電解質型燃料電池
セル材料に関するもので、特に導電性のセパレータ，ガ
スディフーザー，およびインターコネクタの材料に関す
るものである。
セル材料に関するもので、特に導電性のセパレータ，ガ
スディフーザー，およびインターコネクタの材料に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】従来から、ランタンクロマイト系酸化物
は高温における化学的安定性に優れ、電子伝導性が大き
いことから、固体電解質型燃料電池セルのセパレータ，
ガスディフーザー，およびインターコネクタとして利用
されている。
は高温における化学的安定性に優れ、電子伝導性が大き
いことから、固体電解質型燃料電池セルのセパレータ，
ガスディフーザー，およびインターコネクタとして利用
されている。
【０００３】図１は平板形状の固体電解質型燃料電池セ
ルを示すもので、このような平板型燃料電池セルでは、
例えば、Ｙ2 Ｏ3 安定化ＺｒＯ2 （ＹＳＺ）からなる固
体電解質１の一方にＬａＭｎＯ系の空気極２、他方にＮ
ｉ−ＺｒＯ2 （Ｙ2 Ｏ3 含有）等の燃料極３が設けら
れ、このセル間の接続はＬａＣｒＯ3 系よりなるセパレ
−タ４により行われている。
ルを示すもので、このような平板型燃料電池セルでは、
例えば、Ｙ2 Ｏ3 安定化ＺｒＯ2 （ＹＳＺ）からなる固
体電解質１の一方にＬａＭｎＯ系の空気極２、他方にＮ
ｉ−ＺｒＯ2 （Ｙ2 Ｏ3 含有）等の燃料極３が設けら
れ、このセル間の接続はＬａＣｒＯ3 系よりなるセパレ
−タ４により行われている。
【０００４】このような燃料電池セルにおいては、空気
極２側に酸素を含有するガス、例えば空気を流し、燃料
極３側に燃料、例えば水素ガスを流しながら、１０００
〜１０５０℃の温度で発電する。
極２側に酸素を含有するガス、例えば空気を流し、燃料
極３側に燃料、例えば水素ガスを流しながら、１０００
〜１０５０℃の温度で発電する。
【０００５】そして、上述のセパレ−タ材料としては、
ＣａＯあるいはＳｒＯを固溶したＬａＣｒＯ3 系材料が
利用される。
ＣａＯあるいはＳｒＯを固溶したＬａＣｒＯ3 系材料が
利用される。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】ＬａＣｒＯ3 系材料は
陽イオンの拡散速度が遅いことに加えて、焼結過程にお
いて材料中からＣｒ成分が揮発し、粒子の接触部（ネッ
ク部）にＣｒ2 Ｏ3 として凝縮堆積して焼結を阻害す
る。このため、大気中では２０００℃以上の高温で焼結
させるか、あるいは還元性雰囲気でこのＣｒ2 Ｏ3 の蒸
発凝縮を抑制しながら焼結させる。雰囲気制御による焼
結においても１８００〜１９００℃の高温度が必要であ
る。しかしながら、このような高温での材料の作製は、
経済的な観点から燃料電池セルの量産を著しく困難にさ
せるという問題があった。
陽イオンの拡散速度が遅いことに加えて、焼結過程にお
いて材料中からＣｒ成分が揮発し、粒子の接触部（ネッ
ク部）にＣｒ2 Ｏ3 として凝縮堆積して焼結を阻害す
る。このため、大気中では２０００℃以上の高温で焼結
させるか、あるいは還元性雰囲気でこのＣｒ2 Ｏ3 の蒸
発凝縮を抑制しながら焼結させる。雰囲気制御による焼
結においても１８００〜１９００℃の高温度が必要であ
る。しかしながら、このような高温での材料の作製は、
経済的な観点から燃料電池セルの量産を著しく困難にさ
せるという問題があった。
【０００７】また、低温でＬａＣｒＯ3 系材料を得るた
めの方法として、円筒型燃料電池セルの作製においては
電気化学的気相合成（ＥＶＤ）法が適用されている。こ
の方法は１３００〜１４００℃と比較的低温でＬａＣｒ
Ｏ3 系材料が作製されるが、ＬａＣｒＯ3 の析出速度が
遅いため量産性に欠ける欠点がある。これに加えて、こ
の方法では出発原料として極めて高価な金属塩化物を使
用する必要があるため経済的にも問題がある。
めの方法として、円筒型燃料電池セルの作製においては
電気化学的気相合成（ＥＶＤ）法が適用されている。こ
の方法は１３００〜１４００℃と比較的低温でＬａＣｒ
Ｏ3 系材料が作製されるが、ＬａＣｒＯ3 の析出速度が
遅いため量産性に欠ける欠点がある。これに加えて、こ
の方法では出発原料として極めて高価な金属塩化物を使
用する必要があるため経済的にも問題がある。
【０００８】本発明は、低温で安価に量産できるととも
に、長期安定性のあるＬａＣｒＯ3系材料の固体電解質
型燃料電池セル材料を提供することを目的とする。
に、長期安定性のあるＬａＣｒＯ3系材料の固体電解質
型燃料電池セル材料を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明の固体電解質型燃
料電池セル材料は、（Ｌａ1-x-y Ａx Ｃａy+z ）k Ｃｒ
Ｏ3 で表される組成において、ＡはＳｒ，ＢａおよびＣ
ａのうち少なくとも一種から選ばれるとともに、ｘ，
ｙ，ｚ，ｋが、０．０５＜ｘ＋ｙ≦０．３０、０＜ｚ≦
０．０５、０．９≦ｋ≦１．０を満足する導電性セラミ
ックからなるものである。
料電池セル材料は、（Ｌａ1-x-y Ａx Ｃａy+z ）k Ｃｒ
Ｏ3 で表される組成において、ＡはＳｒ，ＢａおよびＣ
ａのうち少なくとも一種から選ばれるとともに、ｘ，
ｙ，ｚ，ｋが、０．０５＜ｘ＋ｙ≦０．３０、０＜ｚ≦
０．０５、０．９≦ｋ≦１．０を満足する導電性セラミ
ックからなるものである。
【００１０】また、本発明の固体電解質型燃料電池セル
材料は、（Ｌａ1-m Ｃａm+i ）p （Ｃｒ1-n Ｂn ）Ｏ3
で表される組成において、ＢはＭｇ，Ｚｒ，Ａｌ，Ｍ
ｎ，Ｆｅ，ＮｉおよびＣｏのうち少なくとも一種から選
ばれるとともに、ｍ，ｎ，ｉ，ｐが、０．１０＜ｍ＋ｎ
≦０．３０、０＜ｉ≦０．０５、０．９≦ｐ≦１．０を
満足する導電性セラミックからなるものである。
材料は、（Ｌａ1-m Ｃａm+i ）p （Ｃｒ1-n Ｂn ）Ｏ3
で表される組成において、ＢはＭｇ，Ｚｒ，Ａｌ，Ｍ
ｎ，Ｆｅ，ＮｉおよびＣｏのうち少なくとも一種から選
ばれるとともに、ｍ，ｎ，ｉ，ｐが、０．１０＜ｍ＋ｎ
≦０．３０、０＜ｉ≦０．０５、０．９≦ｐ≦１．０を
満足する導電性セラミックからなるものである。
【００１１】本発明の材料は図１に示した平板形状の固
体電解質型燃料電池セルのセパレ−タ，ガスディフ−ザ
−としても使用されるが、図２に示す円筒形状の燃料電
池セルのインタ−コネクタとしても利用される。尚、図
２において、符号５は円筒状支持管、６は空気極、７は
固体電解質、８は燃料極、９はインターコネクタを示
す。
体電解質型燃料電池セルのセパレ−タ，ガスディフ−ザ
−としても使用されるが、図２に示す円筒形状の燃料電
池セルのインタ−コネクタとしても利用される。尚、図
２において、符号５は円筒状支持管、６は空気極、７は
固体電解質、８は燃料極、９はインターコネクタを示
す。
【００１２】そして、上記の組成においてｘ，ｙ，ｚ，
ｋやｍ，ｎ，ｉ，ｐを上記範囲に限定した理由は、ｘ＋
ｙが０．０５以下、また、０．３より大きくなると、本
材料の熱膨張係数が９．０×１０-6/ ℃よりも小さく、
あるいは１１．０×１０-6/℃よりも大きくなり、固体
電解質との熱膨張係数の差が１０％を越える。このた
め、セル構造を組んだ場合、発電における昇温冷却によ
り熱応力が発生してセルが破壊する。即ち、Ｙ2 Ｏ3 安
定化ＺｒＯ2 （ＹＳＺ）からなる固体電解質の熱膨張係
数は１０×１０-6/ ℃程度であり、本材料の熱膨張係数
が９．０×１０-6/ ℃より小さいか、あるいは１１．０
×１０-6/ ℃よりも大きくなると熱膨張係数の差が大き
くなるからである。また、ｍ＋ｎが０．１以下か、また
は０．３より大きいと、本材料の熱膨張係数が９．０×
１０-6/ ℃よりも小さく、あるいは１１．０×１０-6/
℃よりも大きくなり、固体電解質との熱膨張係数の差が
１０％を越える。ｉ，ｚが０では、低温度で材料が焼結
できないか、あるいはボイドの多い焼結体となる。ま
た、ｉ，ｚが０．０５を越えると発電において１０００
℃で長期間使用すると相分離をおこし、Ｃａ濃度の高い
相（Ｃａe （ＣｒＯ2 ）f 相と思われる。ここでｅ，ｆ
は整数）が析出し発電特性が劣化する。ｋ，ｐが０．９
より小さいとＣｒ2 Ｏ3 が析出し、電気伝導度が低下す
る。ｋ，ｐが１．０を越えるとＬａ2 Ｏ3 が析出し空気
中の水分を吸収して材料が分解する。
ｋやｍ，ｎ，ｉ，ｐを上記範囲に限定した理由は、ｘ＋
ｙが０．０５以下、また、０．３より大きくなると、本
材料の熱膨張係数が９．０×１０-6/ ℃よりも小さく、
あるいは１１．０×１０-6/℃よりも大きくなり、固体
電解質との熱膨張係数の差が１０％を越える。このた
め、セル構造を組んだ場合、発電における昇温冷却によ
り熱応力が発生してセルが破壊する。即ち、Ｙ2 Ｏ3 安
定化ＺｒＯ2 （ＹＳＺ）からなる固体電解質の熱膨張係
数は１０×１０-6/ ℃程度であり、本材料の熱膨張係数
が９．０×１０-6/ ℃より小さいか、あるいは１１．０
×１０-6/ ℃よりも大きくなると熱膨張係数の差が大き
くなるからである。また、ｍ＋ｎが０．１以下か、また
は０．３より大きいと、本材料の熱膨張係数が９．０×
１０-6/ ℃よりも小さく、あるいは１１．０×１０-6/
℃よりも大きくなり、固体電解質との熱膨張係数の差が
１０％を越える。ｉ，ｚが０では、低温度で材料が焼結
できないか、あるいはボイドの多い焼結体となる。ま
た、ｉ，ｚが０．０５を越えると発電において１０００
℃で長期間使用すると相分離をおこし、Ｃａ濃度の高い
相（Ｃａe （ＣｒＯ2 ）f 相と思われる。ここでｅ，ｆ
は整数）が析出し発電特性が劣化する。ｋ，ｐが０．９
より小さいとＣｒ2 Ｏ3 が析出し、電気伝導度が低下す
る。ｋ，ｐが１．０を越えるとＬａ2 Ｏ3 が析出し空気
中の水分を吸収して材料が分解する。
【００１３】また、本材料は不定比系であるため、焼成
後はペロブスカイト構造を有する単相ではあるが、１０
００℃で長時間焼鈍すると相分離を起こす。電気伝導性
の低い相の出現は発電特性を低下させるため、Ｃａの過
剰量としては０．０５までがよいと考えられる。
後はペロブスカイト構造を有する単相ではあるが、１０
００℃で長時間焼鈍すると相分離を起こす。電気伝導性
の低い相の出現は発電特性を低下させるため、Ｃａの過
剰量としては０．０５までがよいと考えられる。
【００１４】（Ｌａ1-x-y Ａx Ｃａy+z ）k ＣｒＯ3 で
表される組成において、特に好ましい組成範囲は、０．
１０＜ｘ＋ｙ≦０．２０、０＜ｚ≦０．０２、０．９５
≦ｋ≦１．０であり、（Ｌａ1-m Ｃａm+i ）p （Ｃｒ
1-n Ｂn ）Ｏ3 で表される組成においては、０．１０＜
ｍ＋ｎ≦０．２０、０＜ｉ≦０．０２、０．９５≦ｐ≦
１．０である。
表される組成において、特に好ましい組成範囲は、０．
１０＜ｘ＋ｙ≦０．２０、０＜ｚ≦０．０２、０．９５
≦ｋ≦１．０であり、（Ｌａ1-m Ｃａm+i ）p （Ｃｒ
1-n Ｂn ）Ｏ3 で表される組成においては、０．１０＜
ｍ＋ｎ≦０．２０、０＜ｉ≦０．０２、０．９５≦ｐ≦
１．０である。
【００１５】また、ＬａＣｒＯ3 材料は通常のＡｌ2 Ｏ
3 等のセラミック材料に比較して、強度が低いため、必
要以上に強度を下げるとセルの昇温あるいは降温時にサ
−マルショックによりセルが破壊するなどの問題が発生
する。このため、本発明では実用化の観点から、強度を
向上させるため材料の平均結晶粒子径は３０μｍ以下で
あることが望ましい。この平均結晶粒子径は特に２０μ
ｍ以下が望ましい。
3 等のセラミック材料に比較して、強度が低いため、必
要以上に強度を下げるとセルの昇温あるいは降温時にサ
−マルショックによりセルが破壊するなどの問題が発生
する。このため、本発明では実用化の観点から、強度を
向上させるため材料の平均結晶粒子径は３０μｍ以下で
あることが望ましい。この平均結晶粒子径は特に２０μ
ｍ以下が望ましい。
【００１６】
【作用】ＬａＣｒＯ3 系材料は、結晶内の陽イオンの拡
散速度が遅いことに加えて、Ｃｒ成分が優先的に蒸発し
やすく、大気中ではこれが焼結の際粒子の接触部に凝縮
してＣｒ2 Ｏ3 として堆積し、陽イオンの拡散を阻害し
焼結性を悪くする、いわゆるＬａＣｒＯ3 系材料の焼結
は蒸発凝縮機構が支配的である。それに対して、本発明
の材料では、Ｃｒに対する他の陽イオンの量を多くし、
この過剰の成分は１２００℃付近でＣａを主成分とする
液相を生成する。そのため、本材料では粒界相における
陽イオンの拡散速度が大きくなり、焼結性が大きく向上
する。また、粒界が液相で覆われているため、Ｃｒ成分
の蒸発も抑制される。
散速度が遅いことに加えて、Ｃｒ成分が優先的に蒸発し
やすく、大気中ではこれが焼結の際粒子の接触部に凝縮
してＣｒ2 Ｏ3 として堆積し、陽イオンの拡散を阻害し
焼結性を悪くする、いわゆるＬａＣｒＯ3 系材料の焼結
は蒸発凝縮機構が支配的である。それに対して、本発明
の材料では、Ｃｒに対する他の陽イオンの量を多くし、
この過剰の成分は１２００℃付近でＣａを主成分とする
液相を生成する。そのため、本材料では粒界相における
陽イオンの拡散速度が大きくなり、焼結性が大きく向上
する。また、粒界が液相で覆われているため、Ｃｒ成分
の蒸発も抑制される。
【００１７】次に、本発明を実施例に基づき説明する。
【００１８】
実施例１ 市販の純度９９．９％のＬａ2 Ｏ3 、ＳｒＣＯ3 、Ｃａ
ＣＯ3 、Ｃｒ2 Ｏ3 粉末を表１の組成になるように調合
して、１３００℃で２４時間焼鈍して固相反応を行わせ
た後、ジルコニアボ−ルを用いて１０〜２４時間粉砕し
た。これを、一片が５ｍｍ×５ｍｍ，長さ４５ｍｍの四
角柱に成形し、大気中１４５０〜１５００℃の温度で焼
成した。その後、アルキメデス法により試料の開気孔率
の測定を行い、焼結性を判断した。また、ＳＥＭ観察に
より試料の平均結晶粒子径を測定した。一方、この焼結
体を用いて大きさ３ｍｍ×４ｍｍ，長さ４０ｍｍの試料
片と大きさ１．５ｍｍ×１．５ｍｍ、長さ１０ｍｍの試
料片を作製し、前者の試料片については３点曲強度の測
定を、後者の試料片については熱膨張係数の測定を行っ
た。３点曲強度はＪＩＳＲ１６０１に基づき、また、熱
膨張係数は室温から１０００℃までの範囲で測定した。
ＣＯ3 、Ｃｒ2 Ｏ3 粉末を表１の組成になるように調合
して、１３００℃で２４時間焼鈍して固相反応を行わせ
た後、ジルコニアボ−ルを用いて１０〜２４時間粉砕し
た。これを、一片が５ｍｍ×５ｍｍ，長さ４５ｍｍの四
角柱に成形し、大気中１４５０〜１５００℃の温度で焼
成した。その後、アルキメデス法により試料の開気孔率
の測定を行い、焼結性を判断した。また、ＳＥＭ観察に
より試料の平均結晶粒子径を測定した。一方、この焼結
体を用いて大きさ３ｍｍ×４ｍｍ，長さ４０ｍｍの試料
片と大きさ１．５ｍｍ×１．５ｍｍ、長さ１０ｍｍの試
料片を作製し、前者の試料片については３点曲強度の測
定を、後者の試料片については熱膨張係数の測定を行っ
た。３点曲強度はＪＩＳＲ１６０１に基づき、また、熱
膨張係数は室温から１０００℃までの範囲で測定した。
【００１９】また、上記の焼結体を大気中１０００℃で
５００時間焼鈍した後、Ｘ線回折とＥＰＭＡ分析を行い
結晶相の安定性を調べ、この結果を併せて表１に示し
た。
５００時間焼鈍した後、Ｘ線回折とＥＰＭＡ分析を行い
結晶相の安定性を調べ、この結果を併せて表１に示し
た。
【００２０】
【表１】
【００２１】表１より、ｘ＋ｙが０．０５以下、または
０．３０より大きいと焼結体の熱膨張係数が９．０×１
０-6/ ℃りも小さいか、あるいは１１×１０-6/ ℃より
も大きくなり、固体電解質（ＹＳＺ）との熱膨張係数の
差が１０％より大きくなることが判る。また、ｚが０で
は開気孔率が大きいことから、焼結がほとんど生じず、
また強度が低かった。ｚが０．０５より多くなると、長
時間の焼鈍で相分離が生じＥＰＭＡ分析においてＣａが
濃縮した相が観察された。不定比量ｋが０．９０より小
さいとＣｒ2 Ｏ3 が析出した。逆に、ｋが１．０より多
いとＬａ2 Ｏ3が析出し試料が短時間に分解した。平均
結晶径に関して、その値が３０μｍを越えると強度が極
端に小さくなった。
０．３０より大きいと焼結体の熱膨張係数が９．０×１
０-6/ ℃りも小さいか、あるいは１１×１０-6/ ℃より
も大きくなり、固体電解質（ＹＳＺ）との熱膨張係数の
差が１０％より大きくなることが判る。また、ｚが０で
は開気孔率が大きいことから、焼結がほとんど生じず、
また強度が低かった。ｚが０．０５より多くなると、長
時間の焼鈍で相分離が生じＥＰＭＡ分析においてＣａが
濃縮した相が観察された。不定比量ｋが０．９０より小
さいとＣｒ2 Ｏ3 が析出した。逆に、ｋが１．０より多
いとＬａ2 Ｏ3が析出し試料が短時間に分解した。平均
結晶径に関して、その値が３０μｍを越えると強度が極
端に小さくなった。
【００２２】実施例２ 市販の純度９９．９％のＬａ2 Ｏ3 、ＣａＣＯ3 、Ｃｒ
2 Ｏ3 、ＭｇＯ、Ａｌ2 Ｏ3 、ＭｎＯ、ＦｅＯ、Ｃｏ
Ｏ，Ｎｉ粉末を表２の組成になるように調合して、１３
００℃で２４時間焼鈍して固相反応を行わせた後、ジル
コニアボ−ルを用いて１０〜２４時間粉砕した。これ
を、一片が５ｍｍ×５ｍｍ，長さ４５ｍｍの四角柱に成
形し、大気中１４５０〜１５００℃の温度で焼成した。
その後、これらについて上記と同様な実験を行い開気孔
率、結晶粒子径、３点曲強度、結晶相について調べた。
結果を表２に示した。
2 Ｏ3 、ＭｇＯ、Ａｌ2 Ｏ3 、ＭｎＯ、ＦｅＯ、Ｃｏ
Ｏ，Ｎｉ粉末を表２の組成になるように調合して、１３
００℃で２４時間焼鈍して固相反応を行わせた後、ジル
コニアボ−ルを用いて１０〜２４時間粉砕した。これ
を、一片が５ｍｍ×５ｍｍ，長さ４５ｍｍの四角柱に成
形し、大気中１４５０〜１５００℃の温度で焼成した。
その後、これらについて上記と同様な実験を行い開気孔
率、結晶粒子径、３点曲強度、結晶相について調べた。
結果を表２に示した。
【００２３】
【表２】
【００２４】これよりｍ＋ｎが０．１以下、または０．
３より大きいと焼結体の熱膨張係数が９．０×１０-6/
℃より小さいかあるいは１１×１０-6/ ℃よりも大きく
なり、固体電解質との熱膨張係数の差が１０％より大き
くなることがわかる。ｉが０では焼結がほとんど起こら
ず、また強度が低かった。ｉが０．０５より多くなる
と、長時間の焼鈍で相分離が生じＣａが濃縮した相が観
察された。不定比量ｐが０．９０より小さいとＣｒ2 Ｏ
3 が析出した。逆に、ｐが１．０より多いとＬａ2 Ｏ3
が析出し試料が短時間に分解した。平均結晶径に関し
て、その値が３０μｍを越えると強度が極端に小さくな
った。
３より大きいと焼結体の熱膨張係数が９．０×１０-6/
℃より小さいかあるいは１１×１０-6/ ℃よりも大きく
なり、固体電解質との熱膨張係数の差が１０％より大き
くなることがわかる。ｉが０では焼結がほとんど起こら
ず、また強度が低かった。ｉが０．０５より多くなる
と、長時間の焼鈍で相分離が生じＣａが濃縮した相が観
察された。不定比量ｐが０．９０より小さいとＣｒ2 Ｏ
3 が析出した。逆に、ｐが１．０より多いとＬａ2 Ｏ3
が析出し試料が短時間に分解した。平均結晶径に関し
て、その値が３０μｍを越えると強度が極端に小さくな
った。
【００２５】実施例３ 上記実施例中のＮｏ．４，６，１５，２３，３３の組成
を用いて、大きさ５０ｍｍ×５０ｍｍ、厚さ４ｍｍのセ
パレ−タを作製した。このセパレ−タの結晶粒子径は５
〜８μｍであった。また、市販の純度９９．９％の８ｍ
ｏｌ％Ｙ2 Ｏ3−９２ｍｏｌ％ＺｒＯ2 粉末を用い、１
４５０℃で３時間焼成して理論密度比９８．３％の緻密
な厚み０．３５ｍｍの固体電解質板を作製した。この一
方の面に３０μｍの厚みに７０重量％ＮｉＯ−３０重量
％ジルコニア（８ｍｏｌ％Ｙ2 Ｏ3 を含有）の混合粉末
を塗布し１４００Ｃで２時間焼き付け燃料極とした。そ
の後、他方の面に１５ｍｏｌ％ＳｒＯを固溶したＬａＭ
ｎＯ３粉末を３０μｍの厚みに塗布し、１２００℃で２
時間焼き付け空気極とした。これを上記のセパレ−タで
挟み空気極側に酸素ガスを燃料極側に水素ガスを流し１
０００℃で３００時間連続発電し、発電時の出力密度を
測定した。その結果を図３に示した。これより本発明以
外のＮｏ．６，１５は時間と共に出力密度は減少した
が、本発明のＮｏ．４，２３，３３は安定した発電特性
を示すことが分かる。これより、本発明が優れたもので
あることが分かる。
を用いて、大きさ５０ｍｍ×５０ｍｍ、厚さ４ｍｍのセ
パレ−タを作製した。このセパレ−タの結晶粒子径は５
〜８μｍであった。また、市販の純度９９．９％の８ｍ
ｏｌ％Ｙ2 Ｏ3−９２ｍｏｌ％ＺｒＯ2 粉末を用い、１
４５０℃で３時間焼成して理論密度比９８．３％の緻密
な厚み０．３５ｍｍの固体電解質板を作製した。この一
方の面に３０μｍの厚みに７０重量％ＮｉＯ−３０重量
％ジルコニア（８ｍｏｌ％Ｙ2 Ｏ3 を含有）の混合粉末
を塗布し１４００Ｃで２時間焼き付け燃料極とした。そ
の後、他方の面に１５ｍｏｌ％ＳｒＯを固溶したＬａＭ
ｎＯ３粉末を３０μｍの厚みに塗布し、１２００℃で２
時間焼き付け空気極とした。これを上記のセパレ−タで
挟み空気極側に酸素ガスを燃料極側に水素ガスを流し１
０００℃で３００時間連続発電し、発電時の出力密度を
測定した。その結果を図３に示した。これより本発明以
外のＮｏ．６，１５は時間と共に出力密度は減少した
が、本発明のＮｏ．４，２３，３３は安定した発電特性
を示すことが分かる。これより、本発明が優れたもので
あることが分かる。
【００２６】
【発明の効果】以上の説明で明らかなように、本発明の
ＬａＣｒＯ3 系材料は従来の材料に比較して、低温焼成
が可能であるためセル作製の製造プロセスにおいて経済
的にメリットが大きい。また、加えて、長期安定性が高
いため、セパレ−タ等に使用した場合発電特性の安定し
たセルを提供できる。
ＬａＣｒＯ3 系材料は従来の材料に比較して、低温焼成
が可能であるためセル作製の製造プロセスにおいて経済
的にメリットが大きい。また、加えて、長期安定性が高
いため、セパレ−タ等に使用した場合発電特性の安定し
たセルを提供できる。
【図１】平板状の固体電解質型燃料電池セルを示す斜視
図である。
図である。
【図２】円筒状の固体電解質型燃料電池セルを示す斜視
図である。
図である。
【図３】発電時の出力密度と時間との関係を示すグラフ
である。
である。
１，７ 固体電解質 ２，６ 空気極 ３，８ 燃料極 ４ セパレータ ９ インターコネクタ
Claims (2)
- 【請求項１】（Ｌａ1-x-y Ａx Ｃａy+z ）k ＣｒＯ3 で
表される組成において、ＡはＳｒ，ＢａおよびＣａのう
ち少なくとも一種から選ばれるとともに、ｘ，ｙ，ｚ，
ｋが、０．０５＜ｘ＋ｙ≦０．３０、０＜ｚ≦０．０
５、０．９≦ｋ≦１．０を満足する導電性セラミックか
らなることを特徴とする固体電解質型燃料電池セル材
料。 - 【請求項２】（Ｌａ1-m Ｃａm+i ）p （Ｃｒ1-n Ｂn ）
Ｏ3 で表される組成において、ＢはＭｇ，Ｚｒ，Ａｌ，
Ｍｎ，Ｆｅ，ＮｉおよびＣｏのうち少なくとも一種から
選ばれるとともに、ｍ，ｎ，ｉ，ｐが、０．１０＜ｍ＋
ｎ≦０．３０、０＜ｉ≦０．０５、０．９≦ｐ≦１．０
を満足する導電性セラミックからなることを特徴とする
固体電解質型燃料電池セル材料。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09124493A JP3350137B2 (ja) | 1993-04-19 | 1993-04-19 | 固体電解質型燃料電池セル材料 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09124493A JP3350137B2 (ja) | 1993-04-19 | 1993-04-19 | 固体電解質型燃料電池セル材料 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06302326A true JPH06302326A (ja) | 1994-10-28 |
| JP3350137B2 JP3350137B2 (ja) | 2002-11-25 |
Family
ID=14021015
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09124493A Expired - Fee Related JP3350137B2 (ja) | 1993-04-19 | 1993-04-19 | 固体電解質型燃料電池セル材料 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3350137B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0696824A1 (en) * | 1994-08-12 | 1996-02-14 | Mitsubishi Jukogyo Kabushiki Kaisha | Interconnector material for electrochemical cells |
| EP0738019A1 (de) * | 1995-04-15 | 1996-10-16 | DORNIER GmbH | Verbindungselement auf Lanthanchromitbasis für Hochtemperaturbrennstoffzellen und Hochtemperaturelektrolysezellen |
| JP2006310090A (ja) * | 2005-04-28 | 2006-11-09 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 固体電解質型燃料電池及び固体電解質型燃料電池の製造方法 |
-
1993
- 1993-04-19 JP JP09124493A patent/JP3350137B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0696824A1 (en) * | 1994-08-12 | 1996-02-14 | Mitsubishi Jukogyo Kabushiki Kaisha | Interconnector material for electrochemical cells |
| US5639572A (en) * | 1994-08-12 | 1997-06-17 | Mitsubishi Jukogyo Kabushiki Kaisha | Interconnector material for electrochemical cells |
| EP0738019A1 (de) * | 1995-04-15 | 1996-10-16 | DORNIER GmbH | Verbindungselement auf Lanthanchromitbasis für Hochtemperaturbrennstoffzellen und Hochtemperaturelektrolysezellen |
| US5747184A (en) * | 1995-04-15 | 1998-05-05 | Dornier Gmbh | Joining element on a lanthanum chromite base for high-temperature fuel cells and high-temperature electrolysis cells |
| JP2006310090A (ja) * | 2005-04-28 | 2006-11-09 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 固体電解質型燃料電池及び固体電解質型燃料電池の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3350137B2 (ja) | 2002-11-25 |
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| JPH07249413A (ja) | 固体電解質型燃料電池セル |
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