【摘 要】
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镍氢电池（Ni-MH）的快速发展亟需提供性能优越的储氢合金作为负极材料。稀土-镁-镍基合金由于吸/放氢性能好,在储氢合金中备受关注。本论文以稀土-镁-镍基合金中La-Mg-Ni合金(LaMg2Ni体系、La3-xMgxNi9体系)为对象,通过Materials Studio软件CASTEP模块的密度泛函理论第一性原理计算,研究影响合金储氢性能的微观机理。首先,通过建立LaMg2Ni及其氢化物LaM
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镍氢电池（Ni-MH）的快速发展亟需提供性能优越的储氢合金作为负极材料。稀土-镁-镍基合金由于吸/放氢性能好,在储氢合金中备受关注。本论文以稀土-镁-镍基合金中La-Mg-Ni合金(LaMg2Ni体系、La3-xMgxNi9体系)为对象,通过Materials Studio软件CASTEP模块的密度泛函理论第一性原理计算,研究影响合金储氢性能的微观机理。首先,通过建立LaMg2Ni及其氢化物LaMg2Ni H4.5（氢化中间相）和LaMg2Ni H7（完全氢化相）,以及相应Co(LaMg2Ni-Co、LaMg2Ni H4.5-Co、LaMg2Ni H7-Co)、Pd掺杂体系(LaMg2Ni-Pd、LaMg2Ni H4.5-Pd、LaMg2Ni H7-Pd)的胞体模型,分析它们的电子结构特征,讨论影响LaMg2Ni吸氢的微观机制。研究结果表明,（1）具有金属性特征以及Ni-H共价作用的氢化中间相LaMg2Ni H4.5,可作为从本体LaMg2Ni完全氢化至LaMg2Ni H7的前驱态,从而降低LaMg2Ni的氢化反应能垒。（2）LaMg2Ni、LaMg2Ni-Co以及LaMg2Ni-Pd,从本体合金到氢化中间相、完全氢化相,Mg-Ni作用逐渐减小,而Ni-H作用不断增大,但Ni-H作用的增大幅度与实验报道的合金氢化时间变化相一致,由此可认为,LaMg2Ni合金吸氢过程,Mg-Ni作用降低以及Ni-H作用抑制均有利于提升合金氢化能力。（3）La-H键在氢化中间相LaMg2Ni H4.5、LaMg2Ni H4.5-Co和LaMg2Ni H4.5-Pd出现,且La-H距离与La H3氢化物中La-H距离非常相近,这成为推动LaMg2Ni吸氢的另一个重要因素。其次,为进一步证实H键作用（La-H、Ni-H）对LaMg2Ni吸氢能力的影响,建立LaMg2Ni（100）表面模型,研究H在表面（La顶位、Ni顶位、La-Ni桥位）的吸附行为,结果表明:（1）H在三种不同位置吸附,以La-Ni桥位的氢吸附能最低,由此说明,相对La顶位、Ni顶位,H更容易在La-Ni桥位吸附。（2）具有最低氢吸附能的LaMg2Ni-H体系,其H原子可与周围的La、Ni原子作用分别生成La-H和Ni-H键,而且,La-H键长接近La H3氢化物中La-H键长,Ni-H作用弱于其它LaMg2Ni-H体系的Ni-H作用,由此证实,La-H作用形成以及Ni-H作用抑制,有利于促进LaMg2Ni合金氢化反应,该结果与LaMg2Ni胞体研究结论一致。此外,通过构建La3-xMgxNi9（x=0,0.5,1.0,1.5,2.0）合金的胞体模型（1×2×1超胞,Mg Zn2层6c位的La、Mg原子单独占位）,并计算它们的电子结构,探讨Mg含量对La3-xMgxNi9（x=0,0.5,1.0,1.5,2.0）合金储氢性能的影响。研究结果表明,（1）随Mg取代La,La3-xMgxNi9（x=0,0.5,1.0,1.5,2.0）合金的晶胞体积逐渐减小,这一规律与实验测试结果相符,也是导致富Mg合金（如LaMg2Ni9合金）相对贫Mg合金（如La2Mg Ni9合金）储氢容量较低的原因。（2）La3-xMgxNi9（x=0,0.5,1.0,1.5,2.0）合金主要由La-Ni、Ni-Ni和/或Mg-Ni作用构成,其中,La-Ni作用是影响合金结构稳定性的主要因素。（3）随Mg含量增加,La-Ni作用逐渐增大,Ni-Ni、Mg-Ni作用逐渐减小,这成为La3-xMgxNi9合金在富Mg条件（如LaMg2Ni9合金）获得较好充/放电循环稳定性的主要原因。
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