综述：富含镁的化合物及LPSO相在氢储存中的应用：综述 Sude Akin, Esra Gul Unluer, Ya?l Maurinier, Akram Younes Riad Mecabih, Jean-Louis Bobet

《Metals》：Magnesium-Rich Compounds and LPSO Phases for Hydrogen Storage: A Review Sude Akin, Esra Gul Unluer, Ya?l Maurinier, Akram Younes Riad Mecabih and Jean-Louis Bobet

　　摘要：本综述概述了富含镁的化合物和长周期堆叠有序（LPSO）相在氢储存方面的性能。由于金属氢化物具有高体积密度、安全性和优异的纯度，因此它们在氢储存领域具有巨大潜力。镁是一个很好的候选材料，因为它可以形成MgH2，其重量储氢能力为7.6 wt%。然而，由于镁在283°C时的稳定性较高（平衡压力为1巴，即大气压），且氢吸附动力学较慢，因此通常会与过渡金属（TM）和/或稀土元素（RE）合金化以克服这些缺点。一些同时含有TM和RE的合金（三元体系）会形成LPSO相，但这些相在氢化过程中会发生不可逆的分解。本综述主要讨论了14H型和18R型LPSO相，尽管偶尔也能观察到其他类型的LPSO相。根据所使用的RE和TM的不同，这些相可能表现出良好的氢吸附性能。本文重点关注了关于富含镁的二元Mg-TM和Mg-RE合金以及三元（TMx-REy-Mgz）体系及其氢储存性能的最新研究，特别关注LPSO相。

1. 引言
当前能源需求的很大一部分依赖于化石燃料，这些燃料带来的负面影响不容忽视。随着需求的不断增长，研究正在朝着更加绿色、可持续且高效的新能源方向发展。在太阳能、风能、水能等多种能源中，氢因其高能量密度（120 MJ/kg）而显得尤为有前景[1]。此外，氢资源丰富、可再生且燃烧时不释放二氧化碳。如图1所示，氢燃烧时仅产生水，这使其成为未来的理想能源载体。目前，氢储存方法可分为两类：化学储存（基于材料）和物理储存。在物理储存中，氢以H2分子的形式储存，其化学性质保持不变。常见的物理储存技术包括压缩氢、低温液态氢和冷冻压缩氢。高压储存需要机械强度高的储罐，并伴随压缩气体的相关风险（及安全要求）。低温液态氢储存需要大量能量，因为氢的液化温度非常低（-253°C）[2]。冷冻压缩氢储存则是高压下的液态氢储存技术，结合了压缩和液态氢的优点，从而实现更高的体积密度（见表1）。不过，这种技术成本较高，因为它消耗更多能量，并且需要能在低温下保持高机械强度的材料[3]。

2. 富含镁的化合物
2.1. 富含镁的二元体系
镁可以与多种金属元素形成二元化合物。本节讨论了与各种过渡金属（TM）和稀土元素（RE）组成的富含镁的二元体系。这些体系因其结构和氢储存性能而受到关注。
2.1.1. Mg-TM合金
将TM与镁合金化可以提高氢的吸附性能。此外，纳米化处理、复合材料制备或改变合成路线（从而影响微观结构）等方法也可进一步改善氢储存的热力学和动力学性能。以下是几个例子：
- **Mg-Fe体系**：Mg2FeH6于20世纪70年代被发现，具有最高的已知体积储氢能力（150 kg/m3）[8]。Didisheim等人[8]通过烧结技术（500°C和2–12 MPa）合成了这种化合物，其晶体结构类似于K2PtCl6。Fe原子位于八面体环境中，周围环绕着六个氢原子，而镁占据十二面体位点。该化合物的氢储存能力为4.6 wt%。
- **Mg-Co体系**：Mg2CoH5是Mg-Co体系的代表化合物之一，在417–447°C、H2压力下加热纯Mg和Co粉末可得到该化合物，其氢储存能力为4.5 wt%[13,14]。该化合物在室温下呈四方结构（类似于CaF2），属于P4/nmm空间群。Co原子以四面体几何形态位于2c位点，而镁位于2a和2b Wyckoff位点[2]。
- **Mg-Ni体系**：Mg2NiH4在常压下267°C时会发生解吸。该化合物在低温下为单斜结构（C2/c空间群），高温下转变为四方结构（CaF2型）[17,18,19]。多项研究表明，Mg和Ni粉末的机械合金化可提高氢储存能力，例如通过反应（3）制备的Mg2NiH4在100°C、6 MPa压力下氢储存能力为2.1 wt%[20]。进一步升温至140°C、4 MPa压力下，化合物结构转变为立方结构，同时生成Mg2CoH5，其氢储存能力提高到2.5 wt%[21]。

3. 长周期堆叠有序（LPSO）相
LPSO相源于镁的六方密排（hcp）结构，其中溶质元素在密排原子层内形成有序排列[5,6,7]。虽然这些相最初是为结构研究而开发的，但它们在氢储存中的应用也引起了关注。LPSO相的新原子排列和性质可能影响含这些相的镁合金的氢吸附行为和热力学性能。本手稿旨在全面介绍一些常见的富含镁的体系（Mg-TM、Mg-RE和Mg-TM-RE），包括它们的结构和氢化性能，重点讨论LPSO相在镁合金氢储存领域的重要性。晶格参数变为 a = 4.60 ?, b = 4.68 ?, 和 c = 8.83 ?。该化合物的重量容量没有改善（例如，为 2.23 wt.%）。

• Mg-Cu 系统
Koufi 等人 [23] 最近的一篇文章通过基于密度泛函理论（DFT）的理论计算预测了 MgCuH3 氢化物的存在。该化合物被描述为具有 Pmm 空间群的钙钛矿结构，晶格参数 a = 3.4817 ?。研究还指出，价带和导带重叠，表现出有利于氢吸附过程中有效电荷转移的金属行为。在类似的理论研究中，Rehman 等人 [24] 估计这种三元氢化物的形成焓为 -63.27 kJ/mol H2，其储存容量为 3.32 wt.%。到目前为止，尚未有成功的 Mg-Cu 三元氢化物合成报道。
另一种方法是通过合金的纳米结构化使 Mg2Cu 的氢吸附可逆，从而生成氢化镁 MgH2 和另一种铜类似物 MgCu2，如下方程式 (7) 所示：
2Mg2Cu + 3H2 ? 3MgH2 + MgCu2

• Mg-Ti 系统
镁-钛氢化物的氢储存容量不如氢化镁，且其热力学稳定性更高，因为 TiH2 的形成焓更负（TiH2 为 -140 kJ/mol H2，MgH2 为 -74.5 kJ/mol H2）。
由于两种元素的熔点差异较大（例如，Ti 为 1668 °C，Mg 为 650 °C，但沸点为 1091 °C），相均匀性是一个大问题。使用机械合金化技术结合高压氢气可以克服这一挑战。Asano 等人 [26] 通过球磨法成功合成了单相镁-钛氢化物，所得化合物的组成为 Mg0.25Ti0.75H1.62，储存容量为 3.9 wt.%。然而，合成过程中产生了大量的堆垛缺陷，导致三元氢化物的晶粒尺寸减小。
根据 Calizzi 等人 [27] 的研究，在较低的钛原子百分比（9% 至 15%）下，三元氢化物循环会导致相分离。他们使用惰性气体冷凝（IGC）后通过氮气冷却的方法合成了 Mg-Ti 二元合金，该合金含有 BCC 结构的 Mg0.78Ti0.22 相。在 150 °C 和 0.0133 MPa H 的条件下氢化 3 小时后，得到了具有 FCC 晶格的亚稳态氢化物。在较低的钛含量下，氢化会生成 MgH2 和 TiH2 相。

起始材料和合成方法也会影响储存容量。Asano 等人 [28] 报告了 MgH2 和 Ti 的球磨过程，得到了 Mg40Ti60H113（a = 4.45 ?）和 Mg29Ti71H57（a = 4.45 ?），这两种化合物均属于 Fmm 空间群，其氢储存容量分别为 2.9 wt.% 和 1.4 wt.%。
从 Mg50Ti50 二元金属间化合物开始，通过一步球磨过程后，在 150 °C 和 8 MPa H2 压力下加热，得到了 Mg36Ti50H152，其储存容量比前一种方法提高了 4.7 wt.% [29]。
另一种 MgTi-H 系统 [30] 是使用千帕高压技术合成的。在 80 GPa 和 600 °C 的条件下，从 MgH2 和 Ti 粉末制备了三元氢化物 Mg7Ti-Hx，其属于 Fmm 空间群的 Ca7Ge 类型结构，初始氢含量约为 5.5 wt.%。然而，脱氢过程中氢化物在 332 °C 时分解为 MgH2 和 TiH1.92，释放了初始储存氢量的 4.7 wt%。

Moser 等人 [31] 也报道了 Mg7TiH16 化合物，该化合物是在 327 °C 和超过 4 GPa 的高压下通过高压砧型装置合成的。解吸过程发生在 100 °C 至 150 °C 的温度范围内，其重量容量为 5.8 wt%。

• 合金化稀土元素（RE）
与稀土元素（REs = Y, La, Nd, Pr）的合金化不会显著改变 MgH2 形成的热力学稳定性。尽管有多个报告指出 Mg-RE 二元合金在氢化过程中会发生 disproportionation（不成比例反应），但在形成三元 RE-Mg-H 氢化物的情况下，由于稀土元素较大的金属半径（约 180 pm，而 Mg 为 160 pm），可以改善吸收动力学并稳定 RE-Mg-H 系统。本节重点讨论了含有稀土元素的 Mg 二元系统（REs = Y, La, Nd, Pr），主要关注以下组合物：RE2Mg17, Mg3RE, 和 MgRE2（尽管后者不含丰富的镁）。

• Mg-Y 系统
Goto 等人 [32] 报告了使用砧型装置合成的单相 MgY2H2.82。研究了其结构、热力学性质和氢储存容量。该氢化物具有 FCC 结构，氢储存容量约为 1.4 wt.%。该值是通过在 327 °C 下加热系统得到的，此时 H/M 比值较小（约为 0.94），而大多数氢化物的 H/M 比值约为 2。这一温度是化合物部分脱氢但仍保持 FCC 结构的临界点。解吸过程在几分钟内完成，但反应仅在高温高压（800 °C, 5 GPa, 持续 2 小时）下可逆。
相比之下，Mg3Y 合金的氢化会导致 disproportionation，生成 γ-MgH2 和 β-MgH2，分别在高压和常压下获得，同时还会生成其他相，如 FCC 和 HCP YH3（见图 3b,c）。图 3 显示了 Mg3Y 在氢化前（a）、氢化后（b，200 °C 和 6 MPa H2）、氢化后（c，200 °C 和 8 MPa H2）以及脱氢后的 XRD 图谱（d，来自参考文献 [33]）。这可能是由于间隙位点的尺寸过小（小于 0.04 nm）而无法插入氢原子。此外，第二次循环过程中还形成了 YH2 相以及氧化物，这些氧化物是由于样品制备过程中的污染所致 [33]。

• Mg-La 系统
Kamegawa 等人 [34] 通过高压（3–6 GPa）和 800 °C 的温度制备了 Mg-RE-H 系统。三种 Mg3REH9（REs = La, Ce, Pr）系统分别具有四方结构，其氢储存容量分别为 4.1 wt.%、3.7 wt.% 和 3.9 wt.%。同样地，Mg3La [35] 也是通过相同的路线合成的，具有 Fmm 空间群（文章中报告为 D03）。氢化后，FCC 晶格保持不变，但晶胞参数 “a” 从 5.607 ? 变为 7.498 ?，储存容量为 2.89 wt.%。然而，该系统的空间群归属在文献中尚未完全统一。XRD 测量证明氢化过程中没有发生 disproportionation 反应，但 Mg3LaH9 的存在仅基于先前类似系统的研究 [34] 推测。作者指出其 90% 的储存容量在约 4 分钟内即可达到。
氢化反应可表示为：
Mg3La + 9/2H2 ? Mg3LaH9

• Mg-RE 合金化
Gingl 等人 [36] 报告了 Mg2LaH7 的组成为 P422，晶胞参数为 a = 6.4054 ?, c = 9.5994 ?。同一文章还讨论了 Mg2CeH7，其具有相似的结构，也是通过相同路线合成的。这两种化合物在 100 °C 和 200 °C 下氢化后的储存容量约为 3.4 wt.%（La 类似物为 116 g/L，Ce 类似物为 118 g/L）。尽管具有这些有趣的储存容量，但由于化合物在高于 300 °C（P = 1 bar）时开始分解，因此氢化的可逆性不可行。

• Mg-Nd 系统
NdMg2H7 的空间群为 P41212，晶胞参数为 a = 6.30354 ?, c = 9.43018 ?，是通过将细小的 NdMg2 颗粒在 14 MPa 的氢压下加热至 120 °C 并持续 48 小时后获得的 [39]。作者提到，NdMg2H7 和 PrMg2H7 具有 MgCu2 类型结构，但 REs = La, Ce, Sm 的情况并非如此。尽管 NdMg2H7 具有较高的重量容量（约 3.5 wt.%），但由于需要高压条件，其不适合用于氢储存。

• Mg-Pr 系统
Chen 等人 [40] 研究了不同稀土元素（包括镨）与镁的氢化反应，发现通过真空熔炼合成的 Mg-RE 系统（如 RE5Mg41 和其他次要相）在氢化过程中会产生二元 RE-H 氢化物系统和 MgH2 作为主要相。这与 Yang 等人 [41,42] 的发现一致，他们指出 MgRE 合金在最初的几次氢化循环中会产生两个独立的相。

2.2. 富镁的三元系统（TMx-REy-Mgz）
当过渡金属（TM）与镁（Mg）结合时，会形成 Mg-TM-RE 合金，这些合金主要由二元金属间化合物组成（Mg-RE 或 Mg-TM）。然而，对于某些组合物和系统，这种组合可能导致三元相的形成，从而改变氢吸附机制。以下部分将探讨由 Mg-TM-RE 合金形成的三元化合物（排除 LPSO 相）及其潜在的氢化特性。

2.2.1. RE = Gd
Mg、Gd 和过渡金属（如 Ni 和 Cu）的三元系统被合成。在 Mg-TM-RE 合金中引入 Ni 作为过渡金属是一种创新的方法，无论是在结构还是动力学方面。Bu 等人 [44] 研究了不同 Ni 含量（x = 5%、10%、15%）对 Gd20?xMg80Nix 的影响。XRD 图谱和 SEM 结果显示，所有合金的主要相为 GdMg5，次要相为 Mg2Ni、Mg 和 GdMg3，且随着 Ni 含量的增加，Mg2Ni 的衍射峰强度增强。氢化后，这些相主要转化为 MgH2，次要相为 GdH3 和 Mg2NiH4。此外，Ni 含量的增加提高了氢化和脱氢的动力学性能，但降低了总重量容量。Couillaud 等人 [45] 合成了 Gd13Ni9Mg78，这是一种新的三元相。该材料具有FCC结构，晶格参数为a = 4.55 ?。在氢化处理后，它分解为MgH2、GdH2和Mg2NiH4。邱等人[46]研究了四种不同的合金，分别是Mg90Ni2.2Gd7.8、Mg90Ni7.8Gd2.2、Mg90Gd10和Mg90Ni10。XRD和SEM结果显示，含有Ni的铸态合金包含α-Mg相和Mg2Ni相，这证明了较高的Ni含量会导致Mg2Ni相的形成。此外，Mg90Ni2.2Gd7.8还表现出LPSO相，这将在文章的最后部分进行讨论。另外，Legrée等人[47]研究了用Cu替代Ni与Mg和Gd的合金化。合成了GdCuMg15、NdCuMg15和NdNiMg15合金，这些合金的空间群为P4/nmm，SEM结果显示除了α-Mg相外，还成功形成了RETMMg15相，如图4所示。这可能是因为过量的Cu在固化过程中没有掺入到三元相中。氢化后，GdCuMg15分解为MgH2、GdH2+x和Mg-Cu氢化物，与Mg-Gd-Ni合金类似。图4显示了(A) GdCuMg15、(B) NdCuMg15和(C) NdNiMg15的SEM结果，改编自参考文献[47]。

2.2.2. La（稀土元素）的研究表明，La和Ni都能提高氢化反应的速率，而Mg则能增加材料的重量氢储存能力。这类合金由Mg、Mg2Ni和La-Mg金属间化合物组成[42,48,49]。在氢化过程中，这些化合物会转化为MgH2、Mg2NiHx和LaHx，而在脱氢过程中又会重新转化为Mg、Mg2Ni和LaHx。Mg和Mg-Ni金属间化合物在脱氢过程中会完全释放氢并恢复到原始相。然而，LaHx则表现出部分脱氢或完全不脱氢的现象[50,51,52,53]。例如，丁等人[54]合成了Mg98Ni1.67La0.33合金，其中包含Mg、La2Mg17和共晶Mg-Mg2Ni。氢化后，La2Mg17金属间化合物转化为LaH3和MgH2，而Mg和Mg2Ni转化为MgH2和Mg2NiH4；但LaH3在脱氢后转化为LaH2.49，表明LaH3仅部分脱氢。郭等人[55]在Mg10Ni10La合金中也观察到了类似的现象。XRD结果显示，该合金包含Mg2Ni、Mg和Mg12La，氢化后转化为MgH2、Mg2NiH4、LaH3和Mg2NiH0.3相，脱氢后又重新转化为Mg、Mg2Ni和LaH3。此外，吕等人[56]研究了MgxNi3La（x = 5, 10, 15, 20 at.%）中Mg含量的影响。结果表明，随着Mg含量的增加，微观结构会变粗，表现为Mg2Ni晶粒的生长和Mg2Ni-LaMgx-Mg共晶区域的扩大。Mg含量从x = 5增加到x = 20时，重量氢储存能力从5.50 wt.%下降到4.51 wt.%，如图5所示。还有一些研究指出，不完全的合金化会导致残留的Ni相[57]。邹等人[57]研究了Mg85Ni10La5合金，发现其中存在残留的Ni相，这种游离的Ni在氢化过程中会与吸收的氢和Mg反应生成Mg2NiH4。他们还合成了Mg85Ti10La5和Mg70Fe20La5合金，XRD和TEM结果显示Ti完全溶解在Mg基体中，而在Mg70Fe20La5中检测到了孤立的α-Fe相。李等人[58]的研究中还发现，Mg80Ni16La4、Mg70Ni24La6和Mg60Ni32La8合金具有典型的相结构：La2Mg17、LaMg12、Mg2Ni和Mg相。尽管Mg70Ni24La6和Mg60Ni32La8也含有典型的金属间化合物（分别为LaMg2Ni和Mg2Ni），但还包含额外的La-Mg-Ni金属间化合物，如LaMg2Ni（正交晶系，Cmcm）和LaMgNi4（立方晶系，F3m，源自Laves相）。

2.2.3. 镍（Ni）富集的Mg-Nd-TM三元系统通常使用Ni和Zn作为过渡金属制备。关于Zn的理论研究较多，而Ni的实验数据也更为丰富。黄等人[59]的研究指出，由于Mg-Zn二元系的共晶温度较低，其在高温下的性能较差。他们引用了Drits等人[60]的研究，该研究表明在297°C时仅鉴定出少数几种Mg富集的三元化合物（Mg6NdZn3、Mg4NdZn5），但未对其进行充分表征。他们还在400°C时鉴定出另一种三元化合物(Mg,Zn)3Nd，其具有FCC结构，晶格参数为a = 6.8 ?；而(Mg,Zn)11.5Nd具有正交晶系的C中心结构。随着Mg/Zn比例的变化，晶格参数也在相同结构类型内变化（a = 9.65–9.84 ?, b = 11.18–11.35 ?, c = 9.46–9.63 ?）。对Mg-Nd-Zn系统进行了CALPHAD计算，齐等人[61]发现了四种新的稳定三元化合物Mg7Nd2Zn11、Mg7NdZn12、Mg6NdZn3、Mg6Nd3Zn11，但这些化合物并不属于Ni富集型（见图6）。图6显示了400°C时Mg-Nd-Zn三元系的Gibbs三角图，其中T2相指的是(Mg,Zn)11.5Nd。Mg4ZnNd[62]也被报道，但未提供结构数据和氢化性质信息。Al Asmar等人[63]的研究表明，NdNiMg15具有P4/nmm空间群，晶格参数为a = 10.0602 ?, c = 7.7612 ?，在300°C和1 MPa压力下具有3.2 wt.%的氢储存能力，接近理论值3.6 wt.%。后续研究表明，Mg富集的Mg-Nd-Ni三元系统的大多数相会生成二元产物或氢化后的三元产物，如NdNiMg15。NdNiMg15的晶体结构见图7。罗等人[64]指出，在NdMg8Ni和NdMg5Ni2的三元相中，Nd4Ni8Mg80相具有最佳的氢储存能力，其具有四方晶系（空间群：I41/amd），晶胞参数为a = 11.2743 ?, c = 15.9170 ?。在350°C和2 MPa压力下氢化后，其氢储存能力为3.74 wt.%，同样生成了二元产物和氢化物三元产物。Nd16Ni12Mg96是唯一在氢化过程中首先生成三元Mg-Nd-Ni产物的相。李等人[65]报告称，该相具有正交晶系（空间群：Cmc21），晶胞参数为a = 15.34197 ?, b = 21.67494 ?, c = 9.48686 ?。该化合物的氢化过程分为两个步骤：第一步生成Nd4Ni8Mg80三元产物；第二步生成Mg、Mg2Ni和NdH2。氢储存能力为3.9 wt%。Lin等人[66]和刘等人[67]的研究表明，在Mg95-xNi5Ndx（x = 0, 1, 3, 5）和Nd5Mg41Nix（x = 0–4）中，这些结构在氢化过程中会分解为二元化合物，特别是Nd2H5，后者作为吸收/释放反应的催化剂。Xie等人[68]指出，Ni含量的增加对氢的扩散和反应速率有积极影响。在同一研究范围内，Ourane等人[69]还研究了NdMg5Ni金属间化合物的性质，发现该化合物在300°C和1 MPa压力下的吸收反应开始于300°C。他们还报告称，这种材料在微观硬度和压痕测量方面的性能与当时市场上最好的合金非常接近。

2.2.4. 钕（Pr）富集的结构：关于Mg-Pr-Ni三元系统的研究较少。在报道的Pr5NixMg95?x（x = 5, 10, 15）[70]和PrNiMg11[71]结构中，没有一种形成稳定的三元相。裴等人[72]在2012年报告称PrMg2Ni具有单相结构。根据OQMD（开放量子材料数据库）[73]，PrMg2Ni具有Cmcm空间群。Mg-Pr-Ni三元系统中的Mg富集合金通常采用真空感应、惰性气氛下的感应熔炼以及两步球磨-烧结方法制备。多篇论文指出，氢化过程主要生成二元产物或氢化后的三元产物，其路径与之前讨论的三元系统类似[70,71]。作者们建立了氢化过程的反应机理：PrMg12 + 27/2 H2 → 12 MgH2 + PrH~3[16]；Mg2Ni + 2H2 → Mg2NiH4[17]。系统中Ni含量的增加显著影响了氢的吸收/释放动力学。张等人[71]指出，含Ni的化合物在氢储存方面的动力学明显优于不含Ni的化合物。随后，Bu等人[70]发现Ni含量的增加提高了氢的扩散能力，因为Mg2Ni和PrMg12相的形成增加了材料中的晶界和缺陷。同样，夏等人[74]也强调了微观结构对系统动力学的影响，并指出使用不同比例的NbF5进行球磨可以促进纳米晶化（甚至非晶化），从而改善动力学和氢储存性能。

2.2.5. 非Mg富集系统：本文主要关注Mg富集体系，但由于Mg-Pr-TM三元系统中特定组合（及其氢储存性能）的研究相对有限，因此也介绍了一些非Mg富集体系。早期的研究（2004年）报道了在500°C和900°C下的Mg-Ni-Pr三元体系[75]。在500°C下观察到了两种非Mg富集的三元相PrMg2Ni9和PrMgNi4。对于Ni富集体系，所有化合物的氢化物形成焓变化较小，范围为?37至?42.4 kJ/mol H2[76,77]。Terashita等人[76]报道了一种Ni富集的Mg-Pr-Ni三元体系，其组成为Mg2?xPrxNi4（0.6 ≤ x ≤ 1.4），属于Laves相，空间群为F3m（立方晶系），氢化前的晶格参数为a = 7.0101 ?。随着Pr含量的增加，晶格参数可增加到7.1726 ?。氢化后，低Pr含量的相（x = 0.6, 0.8）保持F3m结构，而高Pr含量的相（x = 1.2, 1.4）变为非晶态。有趣的是，当x = 1时，该相会转变为正交晶系的MgPrNi4H~4。Iwase等人[77]报道了另一种Ni富集体系Pr2MgNi9，具有Rm（PuNi3型）空间群，晶格参数为a = 4.9928 ?, c = 24.238 ?（见图9a）。Pr2MgNi9-H2体系在25°C下的最大氢储存能力为1.04 H/M（约1.6 wt.%）。Iwase等人[78]还报道了另一种Ni富集体系Pr4MgNi19，包含两种相：52.9%的Ce5Co19型（空间群Rm，晶格参数未给出）和47.0%的Gd2Co7型（空间群Rm，晶格参数为a = 4.979 ?, c = 48.09 ?）。在25°C和2 MPa压力下，第一循环的最大氢储存能力为1.14 H/M。

2.2.5. 钇（Y）：在Y-TM-Mg体系中，主要的过渡金属元素包括Al、Zn、Ni、Cu和Co。这五种元素与Mg和Y结合时可以形成三元化合物。值得注意的是，随着镁含量的增加，镱的存在有利于LPSO相的形成。同时，当镁含量降至75原子百分比时，我们主要得到的是二元化合物的混合物。尽管如此，仍然可以获得三种明确的富镁三元化合物：Y5Cu5Mg16（含61.6原子百分比的镁）、Y9Co2Mg30（含73.2原子百分比的镁）和Y2Ni2Mg11（含73.4原子百分比的镁）。Y5Cu5Mg16化合物结晶于正交晶系，空间群为Cmcm，晶格参数为a = 4.143 ?、b = 19.24 ?和c = 29.09 ?。如图10a所示，该结构在单位晶胞中有15个独立位置和104个原子。Y原子被相邻原子形成的极性和赤道五棱柱所包围（最近邻原子数（CNs）为17）。三个赤道三棱柱包围Cu原子（CNs = 12）。在这种结构中，Mg原子的特征多面体是八个畸变的立方八面体（CNs = 12）和一个畸变的菱形十二面体（CNs = 14）[79]。图10：(a) Y5Cu5Mg16结构在z–y平面上的单位晶胞投影，其中x = 0处用实线表示三成员环、四成员环和五成员环网络，x = 1/2处用虚线表示。(b) Y9Mg30Co2结构在x–z平面上的单位晶胞投影。(c) Y2Ni2Mg11结构在z–x平面上的单位晶胞投影。中心原子的对称性用括号表示。

Y9Co2Mg30化合物结晶于六方晶系，空间群为P63/mmc，晶格参数为a = 10.2 ?、c = 22.4 ?。它可以描述为嵌入Mg基体中的Co2Y9团簇（见图10b）。在Co2Y9团簇中，Y原子通过面共享形成双八面体，每个Y6八面体中心包含一个Co原子。Mg以Mg4四面体的形式排列，Mg-Mg之间的距离几乎与纯金属镁相同。该结构非常接近18R型LPSO，其中Co2Y9团簇类似于TM6RE8团簇[80,81,82]。Y2Ni2Mg11化合物结晶于单斜晶系，空间群为C2/m，晶格参数为a = 18.969 ?、b = 3.6582 ?、c = 11.845 ?，β = 125.07°。原子位于八个独立位置（见图10c）。Y原子被17个原子包围，形成七棱柱形配位多面体。三个三棱柱形多面体由九个原子组成，包围Ni原子。每个Mg原子被14个原子包围，形成菱形十二面体[83]。

关于Y-TM-Mg系统氢化的研究大多集中在含有LPSO相的合金上，具体内容将在下一节中介绍。

3. LPSO相 结构描述
长周期堆叠有序相，也称为LPSO相，由于其优异的机械性能（无论是在室温还是高温下），已经得到了广泛的研究。Mi和Jin[84]指出，LPSO相可能显著增强Mg合金的断裂强度。在LPSO结构中，菱形（R）和六方（H）布拉维晶格的交替序列出现在六方密排（hcp）Mg晶体旁边[85]。Kim等人[86]认为，LPSO相的形成可以由GP（Guinier–Preston）区内基面中的缺陷解释，这些区域富含过渡金属（TM）和稀土元素（RE）原子。值得注意的是，在这种情况下，Guinier–Preston（GP）区是纳米级的溶质富集团簇，在沉淀初期形成于固溶体中。它们通常与宿主晶格相干，并代表更稳定沉淀物形成之前的亚稳态前体。基面内的缺陷可以促进这类团簇的形成，从而影响微观结构及相关性能。当这些GP区足够富集时，会发生堆叠层错位，从而允许LPSO相的形成。

对于Mg-TM-RE系统，常见的LPSO相类型有：10H、12R、14H、18R和24R，其中字母前的数字表示每个重复周期中的层数[85,87]。在所有提到的相中，10H、14H和18R对于富镁的Mg-TM-RE系统特别重要[84,87]。2010年，Zhu等人[88]报告称，通过热处理可以使18R型相转变为14H型相。Abe等人[85]使用字母A-B-C表示LPSO相的序列（见图11）。AB’C’A堆叠单元在整个结构中连续重复，其中B’和C’分别代表富Zn和Y的层。C表示堆叠错位层。图11展示了Mg-Zn-Y系统中2H型、10H型、14H型、18R型和24R型LPSO相的例子，其中蓝点代表Mg，红点代表Zn/Y占据的位置。转载自参考文献[85]。众所周知，对于LPSO相来说，TM/RE的化学计量比非常重要。对于给定的MgxTMyREz合金，y/z比应为4/3，以稳定这些相[89,90]。图12描述了Mg–Zn–Y三元相图的示意性准等温截面。实验确定的组成（即Mg–Zn–Y LPSO相[5,7,11,16,18,30]）与当前LPSO模型的理想化学计量比（蓝色）一起绘制，温度范围为573至793 K。Egusa和Abe[6]提到了4/3比的原因。在局部区域，FCC型层倾向于形成TM6RE8团簇，这构成了LPSO相的构建块。在理想的LPSO相中，这种比例使得堆叠层中的团簇密度最大化。这种现象使得相局限于4/3比区域，因为在此比例以上TM或RE的插入不受青睐。如图12所示，也存在不完全遵循4/3规则的LPSO相。Xu等人[91]指出，LPSO相可以在TM和RE位点上承受无序状态，其有序性取决于占据条件。

LPSO结构的热力学稳定性可以用参数Hstab来描述，该参数定义为LPSO相相对于凸包的能量。当Hstab等于或低于零时，结构被认为是热力学稳定的。这里使用的公式遵循Saal和Wolverton[92]的方法。2001年，Kawamura等人[93]在研究Mg97Y2Zn合金时首次提到了LPSO相，该合金显示出610 MPa的显著屈服强度，而纯Mg的屈服强度仅为27.5 MPa[94]。在他们的工作之后，发现了许多其他LPSO相，特别是对于含有Zn、Al、Co、Ni和Cu作为TM，以及Y、Ce、La、Sm、Pr、Nd、Ho、Dy、Gd、Er和Tm作为RE的Mg-TM-RE系统[95]。由于LPSO相的层状微观结构，含有LPSO相的合金（或具有单一LPSO相）的耐腐蚀性更强，尤其是与天然低耐腐蚀性的Mg相比[96]。将RE和TM元素与Mg合金化以形成LPSO相可以显著改善合金的机械性能。通过对LPSO相背后机械性能原因的研究，发现加载方向会影响变形模式。根据方向的不同，不同的变形方式（如平行于基面的滑移或非基面滑移）可以提高塑性。此外，据报道，与非LPSO相相比，杨氏模量也较高（但未给出具体数值）[7]。

4. 化学系统
4.1. Mg-TM-Y系统
Mg-TM-Y系统是研究最广泛的LPSO相系统之一。它表现出多种不同组成的LPSO相。已鉴定出的18R型和/或14H型LPSO相的TM包括Cu、Co、Al、Ni和Zn[85,,97,98,,99]。镱在氢化过程中起着重要作用。氢化物YH2非常稳定，甚至在纯镱前体中就经常存在。它在650°C开始脱氢，并在790°C达到峰值（在所有REH2氢化物中最为稳定）[100]。由于使用的脱氢温度范围通常在约290至400°C之间，YH3 ? YH2的转化会在每次氢吸附循环中发生。这种原位形成的纳米级YH2/YH3颗粒为沿丰富的相界增强氢扩散提供了大量活性位点[101]。此外，YH3 ? YH2的转化会对相邻的Mg/MgH2晶粒产生晶格应变，从而触发Mg/MgH2的氢化和脱氢[102]。这种催化效应有助于改善氢吸附动力学，这得益于LPSO结构在相界周期性分布RE和TM的特性。许多研究旨在通过分散均匀的催化剂（如YH2）或减小晶粒尺寸来创造更多的晶界来提高氢吸附动力学。

4.1.1. Mg-Zn-Y
在Mg-Zn-Y合金中可以找到许多LPSO相。图12中的橙色区域表示许多非理想化学计量的14H型和18R型LPSO相。已经报道了许多合成方法来制备这种系统中的LPSO相。Zhang等人[103]通过电电阻炉在Ar气氛保护下熔化高纯度的Mg、Y和Zn，制备出了含有18R型LPSO相的Mg96Y2Zn2合金（Mg86Y7Zn7）。Zhang等人[104,105]在CO2和SF6保护气体下，通过半连续铸造纯Mg（99.9 wt.%）、纯Zn（99.9 wt.%）和Mg-30 wt.%Y中间合金，制备出了含有18R型LPSO相的Mg98.5Y1Zn0.5合金。Ishikawa等人[106]使用石墨坩埚在Ar气氛下通过高频感应熔炼方法制备出了含有18R型LPSO相的Mg85Zn6Y9合金锭。在这些情况下，LPSO相总是伴随着一种或多种次要相，主要的是由过量镁形成的α-Mg相。镱以YH2的形式存在，或者形成二元相Mg24Y5。一些贫镁的三元相，如Mg3Y2Zn3（BCC结构），也可能在这些合金中出现[103,104,105,106,107]。关于氢化，LPSO相会发生不可逆分解。第一次转变是Mg12YZn，在300°C以上转变为Mg和Mg3Y2Zn3[108]。整个氢吸收反应最终会产生一种二元金属间化合物和两种二元氢化物。这种转变发生的温度取决于Mg转化为MgH2的过程[104,106,109]。Mg12YZn + 13H2 → xMg(Zn) + YH2 + 12H2 → YH3 + 1/2MgZn2 + 23/2MgH2 （18）需要注意的是，Mg(Zn)表示Zn在Mg中的固溶体（方程式（18）中的x值）。锌并不直接参与H2的储存。MgH2和YH3会发生脱附，而MgZn2在吸附循环中保持不变。这种系统，特别是Mg97Zn1Y2（按原子百分比计）合金，因其机械性能而受到欢迎，而不是因其氢化性能[91,110]。

4.1.2. Mg-Ni-Y
在Mg-Ni-Y合金中也报道了许多LPSO相。许多研究表明，通过在惰性气氛中于700°C简单熔化不同元素，很容易形成LPSO相[101,111,112,113,114]。已经确认14H型LPSO相在Mg-Ni-Y系统中在较宽的温度范围内稳定，并与α-Mg相处于热力学平衡状态。在300°C至500°C的温度范围内，平衡态的14H相含有3.7至4.4原子百分比的Ni和4.3至6.4原子百分比的Y。18R型LPSO相可以在铸造的Mg-Ni-Y合金中找到，但已被证明是热力学亚稳态的[97,112,114]。这些合金的微观结构通常与Mg-Zn-Y系统相似，LPSO相被α-Mg和一些二元金属间化合物（如Mg2Ni、Mg24Y5或NiY3）所包围。也观察到一些罕见的贫镁三元相，如MgNi4Y。14H型LPSO Mg15NiY的氢化现象已被广泛讨论。再次强调，LPSO相通过以下反应步骤不可逆地分解[112,114]：Mg15NiY + 28.3/2H2 → 13MgH2 + Mg2NiH0.3 + YH2 + 4.7/2H2 → 13MgH2 + Mg2NiH4 + YH3 (19)。张等人[115]观察到在300°C下，粒径为200至300纳米的18R型LPSO也发生了类似的分解。他们的Mg12NiY合金在300°C下6分钟内脱附了4.6 wt.%的氢，在250°C下25分钟内脱附了4.2 wt.%的氢。这个系统的一个优点是能够生成三元氢化物Mg2NiH4。这种化合物在本文前面已经讨论过，它在每次吸氢循环中都参与氢的储存。在氢的脱附过程中，Mg2NiH4首先脱附氢生成Mg2NiH0.3，并伴随显著的体积收缩，从而对周围的MgH2产生收缩应力，这有助于MgH2的脱附[111,114]。正是Mg2NiH4/Mg2Ni与YH2的这种协同作用使得该系统在氢储存方面具有吸引力。

4.1.3 Mg-TM-Y（TM = Co、Cu和Al）：在Mg-TM-Y系统中，Co、Cu和Al这三种过渡金属（TMs）的研究不如Ni和Zn那么多。不同的研究已经证实了18R型LPSO相Mg29Co3Y4的存在[80]。研究表明，在Y含量为10.75–12.01 at.%、Al含量为7.21–8.37 at.%的组成范围内也会出现18R型LPSO相[99]。在Mg–Cu–Y系统中，当Cu含量为3.8至4.4 at.%、Y含量为3.8至5.8 at.%时，14H型LPSO结构被证实为α-Mg基体中的强化相[98,116]。LPSO相在吸氢过程中会发生分解。Al和Cu不会形成氢化物。虽然使用Co、Cu或Al作为TM的氢储存性能没有得到太多关注，但据报道其性能低于使用Ni作为TM的情况[101]。

4.2 稀土元素：4.2.1 Mg-TM-DyMg-Zn-Dy是一个因其生物相容性和机械性能[117,118]而受到关注的系统，这使其成为骨植入物的良好候选材料。刘等人[119]的研究表明，与Zn合金化可以增加LPSO相的体积分数。与Mg-TM-Y系统不同，Dy类合金的相关研究较少。川村和山崎[120]描述了Mg97Zn1Dy2合金在凝固后形成了18R型LPSO相。将合金在500°C下浸泡10小时后，18R型相会转变为14H型相。由于Ni的熔点高且在Mg基体中的溶解度低，与其他TM元素合金化相比，LPSO的沉淀效果更好。通过熔化和铸造制备了Mg86.9Dy12Ni1.1合金，为了确保Dy和Ni在Mg基体中的均匀分布，将合金在480°C下保持12小时。随后在同一温度下进行挤压处理，然后将材料在250°C下老化150小时。挤压后的合金沿挤压方向含有长条状的Mg12DyNi相，微观结构分析显示18R型LPSO相与少量14H型相共存。经过老化后，14H型相的体积分数增加并形成了更细的条纹状区域（针状），而18R型相则转变为较小的块状颗粒（几微米大小）[122]。袁等人[122]研究了冷却和热处理对Mg?2Dy?0.5Ni合金（即97.5% Mg、2.0% Dy、0.5% Ni）微观结构的影响。首先，铸态合金呈现18R型LPSO相Mg12DyNi，在565°C下处理12小时后出现了两种LPSO形态：点状和块状。进一步的冷却促进了新的层状14H型LPSO在α-Mg基体中的形成，而块状LPSO则变得粗糙。较慢的冷却速率（使用炉内冷却惯性）使层状相的体积分数增加到11%，而空气冷却（较高冷却速率）时仅为5%[122]。间歇性冷却（先在炉内冷却至265°C，然后空气冷却）将点状14H型LPSO转变为棒状[122]。

4.2.2 Mg-Ho-TM：含有Mg-Ho-Zn合金[123]的制备方法与Mg?2Dy?0.5Ni[122]类似，研究了不同的Ho/Zn比例。其中Mg?7.68Ho?2.16Zn（在文章中标记为HZ82）合金具有最高的Ho含量。在首次凝固过程中，主要相为18R型LPSO（Mg12HoZn），同时存在α-Mg基体和Mg3Ho2Zn3化合物作为次要相。在较低的Ho/Zn比例下，这些次要相占主导地位，此时没有LPSO相。根据作者的说法，Mg12HoZn的形成需要Ho/Zn的比例接近7.68Ho/2.16Zn（RE/TM ≈ 3.55）。在400°C下均匀化12小时后，将合金制成90毫米的圆棒进行挤压，刘等人的TEM图像显示LPSO相发生了塑性变形[123]。另一项研究[124]仅研究了Ho含量对LPSO形成的影响，同时固定Zn含量为2%。结果证实，当Ho含量接近8时才会触发LPSO相的形成。据我们所知，这个特定的Mg-Ho-TM系统的氢吸收性能尚未被研究[125]。关等人[125]报道了一种Mg-Ho-Cu-Zr四元合金，该合金通过电炉熔化并在保护气氛（SF6和CO2）中铸造制备。根据表2[125]，不同组成的合金表现出不同的LPSO相。作者指出，短程有序簇是影响LPSO形成的关键参数之一，特别是Cu6Ho8（标记为LI1型）。这些簇作为基本构建单元，降低了总吉布斯自由能，从而提高了LPSO相的稳定性。这些簇在三种变体（18R、14H和24H）中的RE/TM比例接近4/3时形成。溶质富集堆垛故障（SESF）的化学组成在所有LPSO变体中几乎相同，具有9M的平面有序性[125]。

4.2.3 Mg-Er-TM：张等人[126]通过常规冶金方法研究了Mg96Er3TM1合金（其中TM = Zn、Cu和Ni）中LPSO相的存在。当与所有三种元素（Cu、Zn和Ni）合金化时，都观察到了18R型LPSO相的存在，每种TM元素的合金化方式都会对LPSO相的性质产生一定影响。Ni类合金显示出最高的LPSO相体积分数（28.7%），因为Ni在Mg溶液中的溶解度较低；相应的合金具有最高的热稳定性，LPSO相的熔点为594°C[127]。这可以解释为Ni类合金具有更高的热力学稳定性（?10.8 kJ/mol），而Cu和Zn的热力学稳定性分别为?7.5 kJ/mol和?8.3 kJ/mol[127]。Mg96Er3Cu1的LPSO相体积分数最低（12%），部分初始使用的Cu被用于形成次要的Mg2Cu相[128]。这一结果解释了为什么尽管Cu在Mg溶液中的溶解度低于Zn，但Zn的LPSO体积分数更高（19.1%）；同时值得注意的是，Zn的晶粒尺寸也是三种合金中最小的。Zn和Cu类合金的LPSO相熔点分别为551°C和477°C[128]。用Ni替代Cu后，Mg2Cu相被抑制，从而导致LPSO相体积分数增加[128]。戴等人[129]还报告称，在Mg溶液中加入Er可以与Ni一起形成层状14H型LPSO和位于晶粒内的18R型LPSO。增加溶液中Er和Ni的含量可以促进18R型相的体积分数，从而使层状相的条纹间距从Mg-7.0704Er-1.6839Ni（按重量计）的200纳米减小到Mg-14.1691Er-4.1627Ni的40纳米（Mg含量约为91.2 wt.%）。这两种相之间的协同作用有助于控制合金的机械性能。14H型LPSO相的更多存在阻碍了晶界迁移（在热挤压过程中发生），从而影响了拉伸强度和屈服强度。另一种促进LPSO相形成的策略是使用添加剂。杜等人[130]报告了在Mg-Er-Cu系统中添加微量元素X（X = V、Zr和Sr）的效果。作者指出，这些元素与Mg-Er-Cu合金成分之间存在相斥趋势；换句话说，这些元素（Mg、Er和Cu）与添加剂元素X在二元系统中具有不相容性。这种条件有助于添加剂元素的聚集，从而在Mg晶格中形成异质性，进而促进LPSO的成核[130]。

4.2.4 Mg-Tm-TM：很少有论文讨论Mg-Tm-TM系统。川村和山崎[120]在他们的综述中提到了Mg97Zn1Tm2合金在凝固过程中形成了18R型LPSO（类型I）。据热力学建模[131]推测，其组成为TmMg12Zn。尽管没有该系统的相图或详细的热力学数据，但浸泡后LPSO类型得以保持[131]。4.2.5 Mg-Zn-Gd：Gd是Mg-Zn-Gd系统中形成LPSO的重要过渡金属，它可以帮助形成不同类型的LPSO相。江田等人[132]合成了Mg97Zn1Gd2合金，该合金中形成了14H型LPSO相，该相被(Mg, Zn)3Gd化合物包围[132]。 Ninomiya等人[133]研究了这种合金的老化时间效应，发现经过热处理后合金由α-Mg和Mg3Gd相组成；然而，老化3小时后Mg3Gd几乎消失。另一方面，LPSO相在1小时后开始形成。Mg3Gd的溶解导致L12簇的形成，随着老化时间的延长，这些簇转化为14H型LPSO相[133]。此外，川村等人[120]还研究了Mg97Zn1Gd2和Mg97Zn1Tb2合金，并将14H型LPSO相进行了分类。这些合金在铸态下不存在LPSO相，但在500°C下浸泡后会沉淀出LPSO相[120]。何等人[134]合成了Mg98.5Gd1Zn0.5合金，该合金含有18R型LPSO相，但在氢化后LPSO分解为GdH2和GdH3纳米氢化物。这种合金的氢储存能力为7.1 wt.%，与纯Mg的储存能力非常接近[125]。根据以下反应可以解释这一点：Mg98.5Gd1Zn0.5 + 98.5/2H2 → 98.5Mg98.5H2 + GdZn0.5 (20)；Gd + x/2H2 → GdHx (x = 2,3) (21)。

4.2.5 Mg-TM（Al、Ni）-Gd：Mg-TM（Al、Ni）-Gd合金通常含有18R型LPSO相。例如，横林等人[135]合成了Mg–3.5 at.% Al–5.0 at.% Gd合金，得到了18R型LPSO相。另一方面，岸田等人[136]合成了相同的合金，但在HAASD-STEM图像中观察到α-Mg的主要部分呈现14H型堆垛序列，而边缘部分主要为18R型堆垛序列[136]。尹等人[137]合成了Mg98?xGd2Nix（x = 0、0.25、0.5和1 at.%）合金，这些合金也形成了18R型LPSO相。这种LPSO相在热处理后会发生从18R型相到14H型相的结构转变，因为18R型相在500°C时热力学上不稳定。LPSO的体积分数取决于镍（Ni）的含量，随着Ni含量的增加（从0%增加到40%），其体积分数也会增加。此外，正如前面提到的，邱等人[46]合成了Mg90Ni2.2Gd7.8，该合金也表现出LPSO相。值得注意的是，LPSO相不仅在球磨后消失，而且在氢化处理后也会消失。LPSO相会分解成Mg、Mg2Ni和GdH2相，这意味着由于分解作用，这种合金不包含稳定或纯净的LPSO相。

在含有Ce和Sm的合金中，预计不会出现Mg-Ni-Ce/SmLPSO相，因为这些元素在镁中的溶解度很低。Ce的溶解度几乎为0，而Sm的溶解度约为1 at.%，如图14所示。尽管如此，仍有几项研究在含有这些稀土元素的合金中发现了LPSO相。Mg-Ni-Ce合金中的LPSO相是18R型，它是Mg12Ce的一种变体。谢等人[138,139]制备了Mg80Ni10Ce10和Mg80Ni5Ce15合金，这两种合金都含有18R型LPSO相。然而，在球磨2小时后，LPSO相消失了。这些混合物能够吸收高达6 wt.%的氢。曹等人[140]对Mg80Ni10Ce5合金进行了研究，也证实了它含有18R型LPSO相，这种相形成于Mg12Ce的共晶区域。这种相在氢化处理后会不可逆地分解，生成MgH2、Mg2NiH4、Mg2NiH0.3和CeH2.73。这种合金的最大氢吸收能力为5.4 wt.%。陈等人[141]发现Mg91Ni4Sm5合金含有LPSO相，这种相是14H型和24R型相的混合物。研究表明，在合成的Mg91Ni4Y5合金中，Sm比Y更有效，因为它具有更强的各向异性应力，有助于Ni在镁基体中的分布，并稳定14H型和24R型混合相，从而提高氢的吸收效率。

由于本文报告了大量数据，下表3总结了所有相关数据。还需要指出的是，许多这些数据也可以在其他最近的综述[90,142,143,144]中找到。表3列出了本文中提到的所有现有体系及其相关的化学组成，同时展示了它们的结构和氢吸附性能（包括最大氢吸收量和可逆氢含量）。

基于镁的合金因其存储容量、良好的稳定性和可逆性以及优异的循环性能而在氢储存领域受到了广泛关注。本文简要概述了一些常见的富镁体系（Mg-TM、Mg-RE和Mg-TM-RE），包括它们的结构和氢化性能，重点讨论了LPSO相对未来镁基合金氢储存发展的重要性。MgH2的主要问题是其在热力学上过于稳定，平衡温度为283°C，而且其吸收动力学非常缓慢，这使得其在氢储存中的应用不便。通过与其他金属（TM）或稀土元素（RE）合金化可以改善这些性能。Mg-TM合金化提高了循环稳定性，例如Mg2FeH6在600次循环后仍能保持其存储容量，而MgH2仅在100次循环后容量下降。另一方面，Mg-RE合金化改善了吸收动力学，例如Mg3La在室温下4分钟内就能吸收90%的氢，而在300°C下则需要12分钟。更进一步地，镁可以与稀土和过渡金属合金化，形成Mg-TM-RE三元体系。在不同的研究体系中已经识别出几种三元结构，但只有少数被研究了其氢化行为。这些三元化合物会分解成二元或三元氢化物。由于结构原因，这些化合物并不表现出特定的性质，但其中一些含有能够改善氢化动力学的元素，如镍（Ni）。

LPSO相尤其在具有独特结构和机械性能的三元化合物中出现。18R型和14H型LPSO相是报道和研究最多的两种类型。大多数这类相出现在非理想化学计量比（4/3比例）下。需要注意的是，LPSO相在氢化过程中会发生不可逆的分解。尽管在吸附循环过程中结构会发生变化，但适当的元素组合仍能产生有趣的性质。一些催化剂效应，如在Mg2Ni、YH2或其他REH2中观察到的，通过在氢吸附过程中对镁晶格施加应变来提高吸附动力学。这种效应得益于LPSO结构，该结构使稀土和过渡金属在相中周期性分布。未来的研究中应进一步探索含有Tm的LPSO相，因为Tm在镁中的溶解度较好。对于其他溶解度较低的镧系元素（La、Yb、Eu、Pr和Nd），尽管它们在镁中的溶解度较低，但在与Ni合金化后仍可能表现出有趣的性质，如Sm和Ce的情况。另一个已经被广泛研究的方向是通过采用不同的策略来改善氢储存的各种性能，如热力学、动力学或循环性能，这些策略包括纳米结构化、催化作用和多种合成方法。