Mg基非晶態儲氫合金的研究進展

林懷俊，黃亮君，黃建靈

(1.暨南大學 先進耐磨蝕及功能材料研究院，廣東 廣州 510632)(2.華南理工大學材料科學與工程學院，廣東 廣州 510632)(3.廣西科技大學機械與汽車工程學院，廣西 柳州 545616)

1 前 言

構建清潔低碳、安全高效的能源體系是我國能源生產和消費革命的戰略目標。氫能作為高效潔凈的二次能源，是極具潛質的新能源替代方案，既可以作為能源使用，也可以進行儲能和能源轉換，在實現碳中和的過程中將起到越來越重要的作用[1]。氫的儲存是氫能規模化利用必須解決的關鍵技術問題之一，現階段，以豐田Mirai、本田Clarity等為代表的氫燃料電池汽車采用高壓儲氫罐進行儲氫[2]。但是，從長遠來看，通過物理吸附或化學反應將氫氣儲存于固態材料，是安全、高效且極具應用前景的儲氫方式。

在固態儲氫材料家族中，儲氫合金是一類具備可逆吸/放氫性能的材料，一般是由親氫元素A和斥氫元素B組成(AxBy合金)，如AB型TiFe合金、AB2型TiCr2合金、AB3型LaNi3合金、AB5型LaNi5合金等[3]。對于儲氫溫度和壓力溫和的合金，它們的儲氫密度通常較低，如AB、AB2、AB3和AB5合金的可逆儲氫密度低于2.5%(質量分數，下同)，嚴重限制了它們在車載等儲氫系統中的應用。Mg基儲氫合金是一類高儲氫密度的新材料，MgH2的理論儲氫量高達7.6%，具備優異的儲氫循環可逆性，并且Mg的礦產資源豐富，因此Mg基儲氫合金被認為是一類有廣闊應用前景的儲氫材料[4]。然而，Mg基儲氫合金需要較高溫度才能可逆儲氫，嚴重限制了其實際應用。

非晶態合金也稱為金屬玻璃，是一類新型的非平衡態材料，具有豐富的高能量狀態，并表現出多種亞穩特性，這些特性讓非晶態合金在儲氫領域扮演著越來越重要的角色[5, 6]。近年來，國內外研究人員報道了一系列新型Mg基非晶態儲氫合金，與傳統晶態儲氫合金相比，非晶態儲氫合金的原子結構均勻且化學成分范圍廣，因此具有更大的儲氫性能調控空間。由于長程無序的原子結構，某些Mg基非晶態儲氫合金還顯示了更高的儲氫量，以及更快的儲氫動力學性能[7]。本文對Mg基非晶態儲氫合金的研究進展進行評述，首先討論了非晶態合金在儲氫方面的優勢和不足，進而概括了Mg基非晶態儲氫合金的常用制備方法，對Mg基非晶態儲氫合金的研究和應用進展進行評述，并介紹調控Mg基非晶態儲氫合金儲氫性能的新策略，最后總結并展望有關Mg基非晶態儲氫合金的研究、應用和挑戰。

2 非晶態儲氫合金的性質

2.1 非晶態合金的氫占位與儲氫量

在以往的報道中，非晶態合金的儲氫量通常和同化學成分的晶態合金相比有差異，一些報道認為，非晶態合金的儲氫量高于晶態合金，但也有報道相反。除了原子結構的顯著差異之外，非晶態與晶態合金儲氫量存在差異的一個重要原因是非晶結構的不確定性(或不唯一性)，即非晶結構在一定的范圍內可轉變，如升/降溫、應力應變、熱循環等手段都可以誘導非晶態合金的玻璃態-玻璃態轉變[8, 9]，甚至還存在非晶-晶體-非晶的多級轉變[10]。這也意味著，對于某特定成分的非晶態合金，其儲氫量可能不是一個確定值。

Kirchheim[11]和Harris等[12]提出了合金中氫原子占位分布和含量的計算模型，并在成分簡單的非晶態合金中得到了部分驗證，但受限于非晶結構長程無序以及氫原子的小尺寸，目前依然難以獲得完全準確的非晶合金及其氫化物的結構信息。為分析氫原子占位結構，可以使用同位素氘全部或者部分替代氫，并對氘化物進行中子散射實驗，這是因為氘的中子相干長度達到0.6674×10-14m，且非相干散射很弱。因此，可對材料進行吸氘處理，再通過中子散射的方法測定氘原子占位。除此之外，同步輻射和擴展X射線吸收精細結構也是研究非晶儲氫合金微觀結構的有效途徑。

非晶態合金中氫原子占位間隙有以下特點：① 占位間隙主要由各類四面體間隙組成，同時也存在著相當數量的其他多面體間隙；② 除卻平均意義上的相似，非晶態合金中的占位間隙較之于晶態氫化物，尺寸分布更廣、類型更多、間隙近鄰環境更加復雜；③ 氫占位的構型與分布比例在不同非晶成分體系中存在明顯差別，可通過添加不同元素進行有效調控；④ 氫原子并不總傾向于占據氫親和元素原子數量多的間隙。

2.2 氫在非晶態合金中的擴散動力學

氫在晶態合金中的擴散相對簡單，其擴散速率D與溫度的關系遵循Arrhenius方程：

(1)

式中，D0為常數，Ea為擴散激活能，R是理想氣體常數，T為擴散溫度。然而已有的許多報道表明，非晶態合金中的氫原子擴散行為并不遵循上述方程。盡管研究人員提出了多種解釋模型，但該偏離的具體機理依然不清楚，不同的非晶體系似乎存在各異的原因。另外，這種偏離現象更加傾向于出現在較大的溫度范圍內。也有研究者認為，氫在非晶態合金中的擴散依然符合Arrhenius方程[13]，因此這個問題在業界仍然存在爭議。由于氫在非晶態合金中的擴散速率快，有研究表明，非晶態合金薄膜的吸/放氫響應時間僅為晶態合金薄膜的約十分之一，因此可以利用金屬薄膜的氫致變色效應制備高精度的光敏傳感器件[14]。

2.3 非晶態合金的儲氫熱力學

壓力-成分等溫(pressure-composition isothermal，PCI)曲線是表征儲氫材料性質的重要數據，根據在不同溫度下測定的一組PCI曲線能夠確定材料的吸/脫氫熱力學焓變、熵變、儲氫容量和相轉變特征等關鍵性質。晶態儲氫合金的PCI曲線通常包含3個階段，分別對應生成間隙固溶體α相、金屬氫化物β相，以及α相與β相共存區，其中生成兩相共存區在PCI曲線上顯示為一個平臺。而非晶態合金的PCI曲線通常不存在平臺，而是表現為陡斜坡，基于此，一般認為非晶態合金的吸/放氫過程類似于金屬-氫固溶體的形成與分解。此外，非晶態合金中吸氫容量與壓力的關系也并不符合Sievert定律：

(2)

式中，c是吸氫容量，K0是固溶常數，Ek是固溶行為激活能，R是理想氣體常數，T是固溶體所在溫度，p是對應的氫氣壓。如前所述，部分非晶態合金氫化物能夠被視為原始非晶態合金的氫固溶體。但必須指出，即使是在固溶體類型的非晶態合金氫化物中，非晶態合金中的氫含量與吸氫壓強的關系也會明顯偏離Sievert定律，這是由于隨著氫含量的不斷增加，非晶態合金中的氫原子逐漸進入了能態更高(低氫結合能)的占位間隙。

3 Mg基非晶態儲氫合金的制備

非晶態合金是一類典型的非平衡態材料，通常需要通過極端、非平衡的工藝來制備。研究人員主要通過氣相沉積法、快速凝固法、機械球磨法等手段獲得Mg基非晶態儲氫合金，本章將對上述制備方法進行簡要介紹。

3.1 氣相沉積法

氣相沉積法是科研人員最早嘗試制備非平衡合金采用的手段，早在1930年代，哥廷根大學的Krammer把金屬蒸汽冷凝到低溫襯墊上，制得非晶態合金薄膜[15]。1954年，哥廷根大學的Buckel和Hilsch[16]用氣相沉積法將純金屬Bi，Ga和Sn以及Sn-Cu合金的混合蒸汽快速冷凝到溫度僅為4 K的石英冷板上，獲得了非晶態合金薄膜。磁控濺射法是制備非晶態合金的常見方法，特別地，磁控濺射法可以高效制備Mg基儲氫合金薄膜，因而受到大量關注[17-21]。通過控制濺射靶材、功率、時間、氣氛、沉底溫度等參數可以有效調控Mg基非晶態合金薄膜的微觀結構，進而改善其儲氫動力學和熱力學等性能。

3.2 快速凝固法

快速凝固法也是實驗室制備非晶態合金最常見的一種方法，美國加州理工大學的Duwez團隊[22]首次使用熔體快速凝固的方法制備了非晶態合金，將熔融的金屬小液滴噴射到銅基板上，熔融金屬的冷卻速率可達105～6K/s，利用快速凝固技術，他們偶然得到了大約20 μm厚的Au-Si非晶態合金。日本東北大學Inoue等[23]從合金成分設計的角度出發，改進快速凝固工藝，開發了一系列富Mg的Mg基非晶態合金，豐富了Mg基非晶態合金家族，為后續研究人員開發新型Mg基非晶態儲氫合金奠定了重要的基礎。

3.3 機械球磨法

機械球磨法，也被稱為機械合金化法，是制備非晶態合金的常見手段[24]。機械球磨法對非晶態合金粉末的制備具有顯著的優勢，這主要是因為球磨機占地小、操作簡單，并且粉末化學成分的配比可操控性強，可以精準合成特定化學成分的非晶態儲氫合金。浙江大學王啟東課題組通過機械球磨法制備了一系列Mg基非晶儲氫合金，并對其儲氫性能和機理進行深入研究[25]，華南理工大學朱敏課題組也開展了許多有關機械合金化Mg基非晶、納米晶儲氫合金的研究工作[26]。

3.4 其他方法

除了以上所述的常見方法，近年來研究人員還發明了化學還原法、超聲化學反應方法、電沉積法等手段[27]，豐富了Mg基非晶態合金的制備技術。

4 Mg基非晶態合金的儲氫研究

4.1 概 述

1990年代前，Mg基非晶態合金的成分范圍很少，僅發現少量二元成分,如Mg-Ni、Mg-Cu和Mg-Pd非晶態合金體系。隨著快速凝固法和機械球磨法等制備方法的進步，越來越多的三元和多元Mg基非晶態合金被開發出來，特別是Mg-RE-TM(RE為稀土元素，TM為過渡金屬元素)非晶態合金體系Mg含量的可調范圍達到50%～95%(原子百分數)，并且具有優異的儲氫性能[28, 29]，使得Mg基非晶態儲氫合金的研究受到國內外研究人員的廣泛關注，發展迅猛。

4.2 Mg基二元非晶態儲氫合金

Mg基二元非晶態儲氫合金有Mg-Ni合金、Mg-Cu合金、Mg-Al合金等，其中Mg-Ni非晶態合金可由甩帶或者球磨工藝制備，但這2種工藝下合金的非晶形成成分范圍不同，前者適用于Ni含量為10%～25%(原子百分數)的成分，后者適用于Mg與Ni的原子比1∶1附近的成分。這2種工藝制備獲得的Mg-Ni非晶態合金的表面活性和儲氫性能也存在明顯差異。Orimo等在氫氣氛下對Mg50Ni50非晶進行球磨，獲得了儲氫量為2.2%(質量分數，下同)的非晶氫化物[30, 31]。該氫化物的起始脫氫溫度僅為373 K，相較于晶態Mg2NiH4降低了150 K。Iwakura等發現球磨的Mg-Ni非晶態合金在3 MPa的氫氣背壓、303 K下可以吸氫H/M(氫與合金的物質的量比，下同)達1.02，而同條件下的晶態Mg2Ni吸氫量H/M只有0.4[32]。熔融快淬制備的二元Mg-Ni非晶態合金的儲氫性能研究報道較少，這主要是因為熔融快淬工藝難以制備該體系非晶樣品，且所得樣品的儲氫性能較差。Friedlmeier等通過熔融快淬工藝制備了Mg0.87Ni0.13與Mg0.84Ni0.16非晶態合金，但二者并不能在其晶化溫度以下吸氫。通過在663 K下活化，上述合金吸氫量可達6%，但是非晶態合金結構已完全晶化[33]。

4.3 Mg基三元非晶態儲氫合金

Mg基三元非晶態儲氫合金大多是在Mg-Ni二元合金的基礎上開發出來的，許多元素都能夠改善Mg-Ni非晶合金的吸氫性能，比如Ca能夠明顯改善Mg基非晶態合金的吸氫容量與吸氫動力學。Yamaura等發現Mg57Ni33Ca10非晶態合金在5 MPa和373 K的條件下吸氫量接近3.0%[34]。Terashita等獲得的Mg2Ni1.9Ca0.1非晶合金在323 K和1 MPa背壓的條件下能夠吸氫2.2%，而晶態的Mg2Ni1.9僅儲氫約1.8%[35]。上述工作中，Mg基非晶態合金的儲氫性能明顯優于晶態合金，但Mg-Ni-Ca非晶態合金的脫氫溫度在其晶化溫度之上，因此儲氫的可逆性很低。過渡金屬元素TM不僅能夠改善Mg-Ni非晶態合金的吸氫性能，在脫氫方面也可帶來不同影響。Tsushio等通過機械合金化制備了一系列MgNi0.86TM0.03(TM為Cr，Fe，Co，Mn)非晶態合金，添加了Co和Mn的樣品吸氫量可達2.0%，添加了Cr，Co，Mn的非晶態合金氫化后在423 K下能夠脫氫約0.4%，添加了Fe的樣品脫氫量增加至0.6%[36]。

除了氣態儲氫，Mg-Ni非晶態合金由于具有較高的電化學儲氫容量，被認為是有應用前景的鎳氫電池負極材料。Huang等[37]研究了Mg-Ni-Ti三元非晶態合金的電化學儲氫性能，證明了Ti的添加使得Mg0.50Ni0.50合金具有更高的抗吸氫誘導結晶能力(圖1a和1b)，圖1c和1d進一步顯示了合金的非晶態和少量納米晶的結構，通過Ti添加使其儲氫循環性能得到明顯的改善(圖1e)。此外，Ti的添加能誘導形成TiNi相，使合金表現出更好的電化學儲氫反應動力學，其高倍率放電性能(high rate discharge ability, HRD)也得到顯著提高(圖1f)。另一方面，Huang等[38]以高濃度四甲基氫氧化銨(TMAH)為電解質，發現該電解質能使Mg-Ti-Ni合金負極顯示出出色的循環穩定性和高儲氫容量。在該電解液中，Mg0.4Ti0.1Ni0.5合金負極的最大放電容量為466 mAh·g-1，循環100次后仍保持210 mAh·g-1，遠優于常用的6 mol·L-1的KOH電解液的425 mAh·g-1和 69 mAh·g-1。研究人員還發現，In和Al的添加也可以大大提高非晶相的結晶溫度，并在充電/放電循環期間阻止結晶氫化物的形成，因此使得Mg-Ni基非晶態合金電極的循環性能顯著提高[39]。

圖1 Mg-Ni(-Ti)非晶態合金微觀結構與儲氫性能[37]：(a)XRD圖譜，(b)DSC曲線，(c，d)Mg0.50Ni0.50合金和Mg0.40Ti0.10Ni0.50合金的HRTEM照片和選區電子衍射花樣，(e)電化學儲氫循環，(f)高倍率性能Fig.1 Microstructures and hydrogen storage properties of Mg-Ni(-Ti) amorphous alloys[37]: (a) XRD patterns, (b) DSC curves, (c, d) HRTEM images and electron diffraction patterns of Mg0.50Ni0.50 and Mg0.40Ti0.10Ni0.50 alloys, (e) electrochemical hydrogen storage cycling, (f) high rate performance

1990年代，日本和美國的研究人員發現添加稀土元素能夠大幅提升Mg基合金的玻璃形成能力[23]，隨后開發的許多Mg基非晶態合金都是以Mg-RE為基礎。Mg-RE基合金具有良好的非晶形成能力，使得大量添加其他元素成為可能，為探索Mg基儲氫非晶態合金創造了廣闊的成分范圍，特別地，Mg-RE-Ni非晶態儲氫合金受到多國科學家的廣泛研究。Spassov等[40, 41]通過甩帶法制備了Mg-RE-Ni(RE為Y，La或混合稀土Mm等)非晶態合金，并研究其電化學吸氫特性，發現Mg75Ni20Mm5非晶態合金吸氫量可達到～4%，10 min內可快速吸氫達到3%。Wu等[42]比較研究了球磨法和甩帶法制備的Mg-10Ni-2Mm合金的儲氫性能，甩帶法制備的非晶態合金在140 min內吸氫達到4.2%，優于球磨法制備的合金在210 min內吸氫3.2%，說明非晶態結構在氫擴散方面比晶態結構有明顯優勢。Lin等[7]報道了一系列Mg-Ce-Ni非晶態合金在5 MPa和393 K條件下可以吸氫高達5%，并且高于同成分的晶態合金，然而，這些合金的脫氫溫度均在其玻璃轉變溫度以上，因此其儲氫可逆性還存在明顯不足。

4.4 Mg基多元非晶態儲氫合金

在二元、三元Mg基非晶態合金的基礎上，研究人員又進一步添加更多的合金化元素，設計了四元、五元甚至更多元的Mg基非晶態儲氫合金，希望以此來進一步提升其儲氫性能。Révész等[43]報道了Mg54Cu28Ag7Y11非晶態合金的儲氫性能，在高壓氫氣差示掃描量熱法(differential scanning calorimetry, DSC)測試下，晶態樣品完全不吸氫，而非晶態樣品在430 K開始吸氫，此外，非晶態樣品的吸氫量也明顯高于納米晶/非晶混合結構的樣品。Huang等[44]通過甩帶法制備了 Mg60RExNi30-xCu10(RE=La和Ce；x=5，7.5，10和15)非晶態合金，并對其吸氫動力學進行了研究。觀察到所有非晶態合金在403 K和4.5 MPa條件下都能吸收超過 3.0%的H，其中Mg60RE10Ni20Cu10合金在吸氫后形成以富Ce和富Ni-Cu團簇組成的雙非晶相結構，吸氫速率遠快于其他合金，說明Mg基非晶態合金的氫致非晶相分離是調控其儲氫性能的新途徑(圖2a)。Lin等[45]設計實驗對比研究了Mg60Ce10Ni20Cu5X5(X=Co，Zn)非晶態合金的吸氫性能，2種合金的徑向分布函數和雙體分布函數非常接近(圖2b)，意味著其原子結構具有很高的相似性，然而二者卻展示了完全不同的吸氫動力學性能(圖2c)，Co摻雜的合金明顯優于Zn摻雜的合金，說明氫占位的尺寸效應對其吸氫動力學性能的影響很小，儲氫性能主要取決于合金元素與氫的化學親和力。

圖2 Mg-RE-Ni-X多元非晶合金的儲氫性能： (a) Mg60RExNi30-xCu10非晶態合金的吸氫動力學性能與氫致相轉變的關系[43]；(b，c) Mg60Ce10Ni20Cu5X5(X=Co，Zn)非晶態合金的徑向分布函數與吸氫動力學性能[45]Fig.2 Hydrogen storage properties of Mg-RE-Ni-X amorphous alloys: (a) hydrogen absorption kinetics of Mg60RExNi30-xCu10 amorphous alloy as a function of hydrogen-induced phase transformation[43]; (b, c) radial distribution function of Mg60Ce10Ni20Cu5X5 (X=Co, Zn) amorphous alloy and hydrogen absorption kinetics[45]

5 調控Mg基非晶態合金儲氫性能的新策略

5.1 基于元素混合焓的微合金化降低儲氫溫度

傳統儲氫合金的設計主要是基于A側吸氫合金元素和B側斥氫合金元素的含量調控，該過程通常采用試錯法，缺乏清晰的理論支持。華南理工大學朱敏課題組[7, 46]提出了基于元素混合焓的微合金化來調控Mg基非晶態合金儲氫性能的新策略，并依此發展出了儲氫溫度低至150 K、儲氫量超過5%，且儲氫性能易調控的Mg基非晶態儲氫合金。圖3a和3b分別為Mg基非晶態合金和氫化物的HRTEM照片，可見吸氫之后發生玻璃態金屬到玻璃態氫化物的轉變。通過摻雜5%(原子百分數)的Ti，Ni，Co，Ag，Zn，Cu等元素，圖1c顯示其脫氫溫度顯著下降，其中Mg65Ce10Ni20Cu5氫化物的脫氫溫度降低了約200 K。圖1d為合金化元素與氫的混合焓，證明了通過微量元素與氫混合焓的合理設計可以有效調控Mg基非晶態合金的儲氫溫度。類似地，向Mg65Cu25Y10非晶中添加1%(原子百分數)的Ag即可使最大吸氫量從2.1%增加至3.2%，并且獲得較低的儲氫溫度[47]。

圖3 微合金化調控Mg-Ce-Ni非晶合金的脫氫性能[7]：(a，b) Mg80Ce10Ni10非晶態合金和氫化物的HRTEM照片，(c)Mg65Ce10Ni20X5非晶態合金氫化物的脫氫曲線，(d)合金化元素與氫的混合焓與脫氫溫度之間的關系Fig.3 Tuning hydrogen desorption properties of Mg-Ce-Ni amorphous alloys by micro-alloying[7]: (a, b) HRTEM images of Mg80Ce10Ni10 amorphous alloy and hydride, (c) dehydrogenation curve of Mg65Ce10Ni20X5 amorphous alloy hydride, (d) mixing enthalpy of alloying element and hydrogen and dehydrogenation temperature relationship

5.2 構筑納米非晶態合金結構提升儲氫動力學和循環性能

已有研究表明，非晶態合金納米化是縮短氫擴散路徑、提升儲氫動力學性能，甚至對熱力學性能去穩化的有效途徑，對非晶態合金納米化，有望進一步提升其儲氫性能。Xu等[48]通過高壓扭轉的劇烈塑性變形工藝在非晶態合金基體中引入納米尺寸界面，形成新型的Mg基納米非晶結構(圖4a和4b)。獲得的合金具有超快的吸氫性能，不需要經過任何活化處理，在3 MPa、393 K的條件下就可以吸氫超過1.5%，而同等條件下的大塊非晶態合金和晶態合金并不能吸氫(圖4c)。為了進一步研究納米尺寸效應如何影響非晶態合金的儲氫性能，Han等[21]通過多靶磁控共濺射方法制備了一系列Mg基非晶態合金薄膜，厚度從300 nm至50 nm(圖4d)，結果表明，隨著納米薄膜厚度的降低，氫原子的擴散距離縮短，吸/放氫動力學顯著提升。而且，在納米尺寸下，Mg基非晶態合金在低至393 K的溫度下即可完全可逆吸/放氫，展示了與塊體非晶態合金完全不同的儲氫性能(圖4e)。納米化非晶態合金的原子結構在儲氫循環中可以完全恢復，證明了納米化非晶態合金是一類新型的、完全可逆的儲氫材料。

圖4 納米化調控Mg基非晶合金的儲氫性能：(a) 高壓扭轉(HPT)甩帶Mg65Ce10Ni20Cu5 非晶態合金的XRD圖譜，(b) Mg65Ce10Ni20Cu5納米非晶的TEM照片[47]；(c)HPT處理前后的甩帶Mg65Ce10Ni20Cu5非晶態合金的吸氫動力學曲線，(d，e) 300～50 nm的Mg-Ce-Ni非晶態合金薄膜的截面SEM照片和循環脫氫動力學曲線[21]Fig.4 Hydrogen storage properties of nano Mg-based amorphous alloy: (a) XRD patterns of Mg65Ce10Ni20Cu5 amorphous alloy processed by HPT, (b) TEM image of Mg65Ce10Ni20Cu5 nanoamorphous alloy[47]; (c) hydrogen uptake kinetic curves of the Mg65Ce10Ni20Cu5 amorphous alloy before and after HPT treatments, (d, e) cross-sectional SEM images and cyclic dehydrogenation kinetics curves of Mg-Ce-Ni amorphous alloy films of 50～300 nm thickness [21]

6 結 論

本文對Mg基非晶態儲氫合金的研究進展進行評述。與晶態合金結構相比，非晶態合金結構在儲氫方面展示出一些特別的優勢，比如高儲氫量、快速動力學、高電化學循環穩定性和倍率性能、可調控成分范圍大等。但是亞穩態結構也帶來了一些不足，其中最主要的一點就是結晶化，這顯著降低了合金吸/放氫可逆性。通過合金元素摻雜調控，可以提高合金熱穩定性，一定程度上緩解納米結晶。基于元素混合焓的微合金化是改善Mg基非晶合金儲氫性能的新策略，對于進一步設計、調控新型非晶態儲氫合金具有借鑒價值。由于納米化帶來的反應路徑縮短、表面/體積自由能增加等優勢，Mg基納米非晶合金展示了非常優異的循環穩定性，證明了其作為高容量、溫和條件下儲氫材料的巨大潛能。在未來的工作中，如何實現Mg基納米非晶合金的規模化制備將是本領域的一個重要探索方向。