La-Mg-Ni基储氢合金因其在较温和条件下具有良好的可逆储氢性能,成为最具发展潜力的储氢材料之一。然而,由于具有较高吸/放氢温度和较差的吸/放动力学性能等缺点,限制了其实际应用范围。研究发现,La-Mg-Ni储氢合金在首次吸氢时初始相会发生分解,分解后的各相对合金吸/放氢性能起着决定性作用。本文根据La-Mg-Ni三元合金相图,采用真空感应熔炼技术、铜模铸造技术(快冷)和超高压处理技术制备了LaMg4Ni和高镁La0.1Mg9.4Ni0.5合金。通过ICP、XRD、DSC、SEM-EDS以及吸/放氢性能测试等手段,对合金的相结构和储氢性能进行了系统地研究,深入探讨了La-Mg-Ni基多相合金初始相组成、丰度和分布(各相的尺寸、均匀性等)对储氢性能的影响。对铜模铸造LaMg4Ni合金的研究表明,常规铸态LaMg4Ni合金的初始放氢温度和峰值温度均比铜模铸造LaMg4Ni合金高。相比于铸态合金,铜模铸造合金显示出更好的吸/放氢动力学性能;这两种合金的可逆储氢容量和平台压是相近的,表明铜模铸造几乎没有影响LaMg4Ni合金的热力学性能;这两种合金相似的热力学性能应该归因于具有相同的储氢相(Mg和Mg2Ni相);相比于铸态合金,铜模铸造合金较好的吸/放氢动力学性能归因于具有更均匀的相分布。对超高压LaMg4Ni合金的研究表明,常规铸态LaMg4Ni合金由La2Mg17、LaMg2Ni和Mg2Ni相组成,超高压LaMg4Ni合金包含LaMg3、LaMg2Ni和Mg2Ni相。而且,超高压合金具有比铸态合金更为均匀的显微组织。在973 K时,超高压合金比在823 K时的显微组织更加细小;超高压LaMg4Ni合金和铸态合金可逆储氢容量和平台压是相近的,说明该超高压处理几乎不影响LaMg4Ni合金的热力学性质;超高压处理的LaMg4Ni合金初始放氢温度和放氢峰值温度比铸态合金低。此外,超高压合金与铸态合金相比具有更快的吸氢速率和放氢动力学。吸/放氢动力学性能的改善主要归因于La氢化物、Mg2NiH4和Mg2Ni的催化作用和La氢化物、Mg2NiH4和MgH2相均匀的相分布所产生的相界为氢的扩散提供了更多通道。这些性能的改善与超高压处理后,合金中均匀的相分布和细小的显微组织密切相关。对超高压La0.1Mg9.4Ni0.5合金的研究表明,常规铸态La0.1Mg9.4Ni0.5合金的初始放氢温度和放氢峰值温度高于超高压La0.1Mg9.4Ni0.5合金。此外,在加热过程中,超高压合金具有比铸态合金更高的放氢速率;铸态La0.1Mg9.4Ni0.5合金由Mg、Mg2Ni和La2Mg17相组成,而超高压La0.1Mg9.4Ni0.5合金由Mg、Mg6Ni和La2Mg17相组成。超高压处理使Mg2Ni相和Mg相转变成Mg6Ni相,从而降低了Mg相的含量;吸/放氢动力学的提高主要归因于Mg2NiH4较好的催化效果和更多的相界,Mg2NiH4相均匀分布产生的相界为氢的扩散提供了更多通道,这些与超高压处理后Mg6Ni相的形成相关。