稀土元素對R-Y-Ni系A2B7型無鎂儲氫合金微觀結構和電化學性能的影響

姜婉婷 羅永春＊,,2 趙 磊 鄧安強 張國慶

(1蘭州理工大學材料學院，蘭州 730050)

(2蘭州理工大學有色金屬先進加工與再利用省部共建國家重點實驗室，蘭州 730050)

超點陣結構La-Mg-Ni系AB3～3.8型稀土儲氫合金由于具有平坦適中的吸放氫平臺和較高的電化學放電容量(～400mAh·g-1)，迄今已被廣泛研究[1-5]。在La-Mg-Ni系合金中，Mg元素對減小氫致非晶化傾向、增強合金吸放氫過程中的結構穩定性以及改善和提高儲氫與電化學性能等方面具有重要作用[6-9]，因而是該類合金電極材料中不可或缺的關鍵合金化元素。然而，金屬Mg的熔點較低(648.8℃)，飽和蒸汽壓較高，使得冶金熔煉La-Mg-Ni系合金時極易揮發和產生粉塵與爆炸，不僅給制備合金帶來很大的安全隱患并增加了制備成本，同時對控制Mg含量與相組成以及電極與電池性能的一致性帶來較大困難。此外，Mg元素性質十分活潑，較負的氧化-還原電位(-2.363 V)使其在水系堿液中電化學反應時易產生腐蝕，進而不利于合金電極循環壽命。

2001年 Baddour-Hadjean等[10]報道的 PuNi3型LaY2Ni9合金的儲氫容量(1.515%(w/w))明顯高于LaMg2Ni9合金，但由于吸放氫平臺滯后較大且發生部分氫致非晶化現象使其電化學放電容量較低(260 mAh·g-1)。 Berezovets 等[11]研究了 PuNi3型 YNi3-xMnx(x=0～0.833)退火合金的儲氫和電化學性能，該合金最大放電容量達到305mAh·g-1，充放電200次后的容量保持率達90%，表現出良好的循環穩定性。近期Latroche和Charbonnier等[12-13]報道了具有Gd2Co7型的Y2Ni7合金氣態儲氫性能，并比較了A2Ni7型(A=Y，Gd，Sm)合金儲氫性能與其電化學行為的相關性。結果表明，Y2Ni7合金氣態儲氫時呈現多個吸放氫平臺壓，最大儲氫量為1.48%(w/w)，吸放氫循環后合金未發生氫致非晶化，而Gd2Ni7和Sm2Ni7合金吸放氫后易發生氫致非晶化。Yan等[14]最近報道了La0.33Y0.67(Ni，Mn，Al)3～3.8合金的儲氫和電化學性能，其中AB3.5型合金具有較高的電化學容量(385.7mAh·g-1)和良好的容量循環保持率(S300=76%)。上述研究初步表明，無Mg超點陣結構La-Y-Ni-Mn系A2B7型合金有望在高性能鎳氫電池負極材料上替代La-Mg-Ni系合金獲得應用，因此探索和開發該類合金電極材料具有重要的研究和應用價值。

合金化和微觀組織調控是提高和改善合金儲氫與電化學性能的有效途徑之一[5,15]。AB3.0～5.0型稀土儲氫合金主要由可吸氫的A端稀土元素與B端過渡族金屬組成，其中鑭系稀土元素由于化學性質基本相似以及其原子半徑一般隨原子序數的增加而減小(原子半徑收縮效應)，因而A端鑭系稀土元素的種類和原子尺寸對合金的微觀組織與結構、儲氫行為以及電化學性能影響顯著[16-20]。Gao等[21]研究了稀土R部分替代鑭后合金La0.63R0.2Mg0.17Ni3.1Co0.3Al0.1(R=La，Ce，Pr，Nd，Y，Sm，Gd，Tb，Dy，Ho，Er，Tm，Yb)的相結構和電化學性能變化規律，其中稀土Gd、Nd、Pr、Sm和Y能顯著改善合金電極的循環壽命，但各稀土元素影響的效果并不同。本課題組近期工作表明，對無鎂A2B7型La1-xYxNi3.25Mn0.15Al0.1合金，當0.5≤x＜0.85時，合金具有良好的儲氫性能和較高的電化學容量[22]。搞清A端稀土組成的影響規律，對進一步優化La-Y-Ni系合金的組成與性能以及發展高容量鎳氫電池具有重要的應用價值，但迄今有關鑭系稀土元素R對新型無鎂A2B7型R-Y-Ni系合金的微觀組織與相結構以及電化學性能影響的系統研究尚未開展。本文在前期工作基礎上，以A2B7型 R0.3Y0.7Ni3.25Mn0.15Al0.1(R=Y，La，Pr，Ce，Nd，Gd，Sm)型儲氫合金為對象，系統研究了稀土元素R對退火合金相結構和電化學性能的影響規律及作用。

1 實驗部分

實驗合金按化學式R0.3Y0.7Ni3.25Mn0.15Al0.1(R=Y，La，Pr，Ce，Nd，Gd，Sm)組成進行配制(金屬原材料純度＞99.9%(w/w))。用非自耗真空電弧爐在高純氬氣保護下對合金試樣翻轉熔煉3～4次，合金退火處理在0.4 MPa高純氬氣保護下加熱至900℃保溫24 h后隨爐冷卻。采用電感耦合等離子發射光譜ICP(KLIP-1200FR)分析退火合金的成分組成。合金微觀結構分析采用德國BrukerD8型X射線粉末衍射儀進行數據采集，采用Cu Kα輻射譜線(λ=0.154 06 nm)，工作電壓和電流分別為40 kV和40 mA，階梯掃描步長(2θ)為0.02°，每步計數時間為0.4 s，2θ掃描范圍為 15°～80°。 基于 Rietveld 全譜擬合分析[23]，用Jade6.0軟件并結合Maud軟件進行結構精修，以獲得各物相結構的晶胞參數和相豐度。將塊狀退火合金用聚甲基丙烯酸甲酯鑲嵌后進行機械研磨和拋光，得到表面平整、光亮及無劃痕的金相試樣；采用掃描電子顯微鏡SEM(Quanta FEG450)和EDS能譜儀對合金的物相組織及其化學成分進行分析，工作電壓為18 kV。

用Sieverts型測試裝置對合金氣體儲氫性能和PCT(Pressure-Composition-Temperature)曲線進行測定，測試氫壓范圍為10-3～8.0 MPa。取100～200目(50～75μm)退火合金粉2 g放入樣品罐中，在400 K下持續抽真空1 h，冷卻后向樣品罐中通入8.0MPa高純氫氣(純度為99.999%)對合金充氫2 h進行活化，隨后將樣品罐加熱至423 K并抽真空1 h，最終將樣品罐冷卻至300 K。重復上述充放氫活化過程3～4次使合金充分活化，在300 K下測試合金儲氫PCT曲線。

合金電化學性能分析在H型開口三電極玻璃槽中進行。合金經機械研磨和200～300目過篩后與鎳粉按質量之比1∶3混合均勻，用壓片機將合金粉壓制成Φ10mm×1.5mm圓形電極片作為負極。正極采用容量過剩的燒結式Ni(OH)2電極，參比電極用自制Hg/HgO電極，電解液為6mol·L-1KOH溶液。合金電極的充放電及高倍率放電曲線測試在LAND電池測試儀上進行，充放電參數為：電極活化時的充放電電流密度為60mA·g-1，充電時間為7.5 h；電極充放電循環時的充電與放電電流密度分別取150和300mA·g-1，放電截止電位均為-0.6 V(vs Hg/HgO)。在不同放電電流密度 (300、600及900 mA·g-1)下，通過測試放電容量獲得合金電極的高倍率放電性能HRD(High rate discharge ability)。合金電極高倍率放電性能HRD用放電電流密度為900 mA·g-1時的HRD900進行表征。交換電流密度I0和氫原子擴散系數D0分別采用線性極化和電位階躍方法[24-25]在上海辰華CHI600A型電化學工作站上進行測試，測試條件為：合金電極經活化后，保持電極放電深度(DOD)為 50%，以 0.1 mV·s-1在-5～5 mV范圍進行線性掃描；恒電位階躍測試時的階躍電位為 600mV，階躍時間為 1 500～3 000 s。

2 結果與討論

2.1 合金退火組織與相結構

表 1 為 R0.3Y0.7Ni3.25Mn0.15Al0.1(R=Y，La，Pr，Ce，Nd,Gd，Sm)退火合金成分組成的ICP分析結果。由表1可知，合金試樣的化學組成與成分設計基本一致，其組成化學計量比nB/nA在3.39～3.5范圍，說明熔煉與退火過程并未使合金成分發生明顯改變。圖1為合金退火組織的SEM背散射電子圖像。結果表明，合金微觀組織的背散射電子像中均由不同襯度的區域組成，對各襯度微區用EDS能譜分析后表明，其中淺灰色區域的基體主相為A2B7型相組成，白 色區域為AB3型相組成，深灰色區域則為AB5型相。圖2(a～c)為R0.3Y0.7Ni3.25Mn0.15Al0.1合金退火組織的XRD及R=La試樣的Rietveld全譜擬合圖，其擬合后的權重因子RWP與擬合度S分別為3.8%和2.04，表明合金組織的XRD圖計算值與實驗擬合比較理想。合金各物相組成相豐度及其晶胞參數的擬合分析結果如圖3和圖4所示。分析結果表明，合金退火組織由主相2H-Ce2Ni7型相與第二相3R-PuNi3型相及少量CaCu5型相組成，當R=Pr、Gd時，合金由2H-Ce2Ni7型相和3R-PuNi3型相組成，其主相Ce2Ni7相豐度分別為75.8%和71.4%(w/w)；當R分別為 Y、La、Ce、Nd和 Sm 元素時， 合金由 2HCe2Ni7型主相與LaNi5型相組成，該主相Ce2Ni7型相豐度依次為74.6%、90.6%、70.5%、89.2%和83.8%(w/w)，表明R為La和Nd時有利于合金形成Ce2Ni7型相。圖2(b)為合金Ce2Ni7型主相在衍射角2θ=32°～38°范圍內的局部放大圖，由圖可知，與R=Y合金相比，當 R 依次為 Ce、Sm、Gd、Nd、Pr和 La 時，其Ce2Ni7型主相的衍射峰峰位2θ向小角度方向逐漸發生不同程度的偏移。由于稀土R原子半徑rGd或rSm(0.180 2 nm)＜rY(0.181 0 nm)＜rNd(0.182 1 nm)＜rCe(0.182 5 nm)＜rPr(0.182 8 nm)＜rLa(0.187 7 nm)，圖 4 結果表明，此時Ce2Ni7型相的晶胞參數a、c值與晶胞體積V均隨R原子半徑增大而逐漸增加，致使其衍射峰位2θ向小角度發生偏移。由于Ce2Ni7型相的晶胞參數c值相對a值變化幅度較小，故軸比c/a隨R原子半徑的減小呈增加趨勢，但R=Ce合金的c/a值出現異常增大。Ce原子核外電子排布為4f15d16s2，能以多種價態存在，且Ce原子易與過渡族金屬形成堆垛和配位更緊密的結構[26]，從而會顯著影響晶胞結構的各向異性，說明稀土合金超點陣結構的晶胞參數不僅與組成稀土R原子半徑的尺寸有關，還與稀土原子的核外價電子排布及成鍵時的價態與配位等因素有關。

表1 R0.3Y0.7Ni3.25M n0.15Al0.1退火合金化學組成的ICP分析結果Table 1 Element compositions by ICP analysis of the R0.3Y0.7Ni3.25M n0.15A l0.1 annealed alloys

圖1 退火合金R0.3Y0.7Ni3.25Mn0.15Al0.1微觀組織形貌SEM背散射電子圖像和微區成分EDS分析結果Fig.1 SEM back scattered electron images of the R0.3Y0.7Ni3.25Mn0.15Al0.1 annealed alloys and EDS results of the 1 area in Fig.1(b)for R=La alloy

圖2 退火合金物相組成的XRD圖(a)、(b)及R=La合金的X射線衍射Rietveld全譜擬合圖(c)Fig.2 XRD patterns of the annealed alloys(a),(b)and Riveted renements of the XRD pattern for the R=La alloy(c)

圖3 退火合金微觀組織的各物相組成與相豐度Fig.3 Phase structure and phase abundances of the annealed alloys

圖4 退火合金Ce2Ni7型主相的晶胞參數a、c、c/a和晶胞體積VFig.4 Lattice parameters a,c,c/a and cell volumes V of Ce2Ni7-type phases for the annealed alloys

2.2 合金的儲氫和電化學性能

圖5為退火合金R0.3Y0.7Ni3.25Mn0.15Al0.1在300 K時的氣體吸放氫PCT曲線，其儲氫性能特征參數如表2所示。圖5表明，該退火合金均具有明顯的吸放氫平臺，其最大吸氫量(w/w)大小依次為1.48%(R=Y)＞1.46%(R=La)＞1.41%(R=Nd)＞1.37%(R=Pr)＞1.36%(R=Gd)＞1.34%(R=Sm)＞1.17%(R=Ce)，吸氫時的中值平臺壓Peq依次為0.194MPa(R=Ce)＞0.130 MPa(R=Sm)＞0.094 MPa(R=Gd)＞0.091 MPa(R=Y)＞0.071 MPa(R=Pr)＞0.060 MPa(R=Nd)＞0.037 MPa(R=La)。圖5插圖為合金吸氫平臺壓Peq與Ce2Ni7型主相晶胞體積V的關系，結果表明，除R=Ce合金，其余合金的吸氫平臺壓Peq隨Ce2Ni7型主相晶胞體積V(或R原子半徑)的減小而逐漸升高。稀土系超點陣AB3～3.8型合金的吸放氫平臺壓和儲氫量主要與組成物相的晶胞體積與堆垛結構及其儲氫性質關系密切，其中A端稀土原子的種類及尺寸對合金的物相組成及其晶胞體積有顯著影響[16-20]。有研究表明，在 PuNi3型 Y(Ni，Mn)3與 LaY2Ni9合金中，Mn 和Y原子可分別在[AB5]與[AB2]結構單元中擇優占位[10-11]，基于此，可假設 A2B7型 R0.3Y0.7Ni3.25Mn0.15Al0.1合金超點陣堆垛結構的組成如下：

圖5 合金300 K時的氣固反應吸放氫PCT曲線Fig.5 PCT curves of the annealed alloys at300 K

圖6 合金電極活化曲線(a)和活化后的充放電電位曲線(b)Fig.6 Activation curves(a),and charge and discharge potential curves(b)of the alloy electrodes

由式(2)可知，若鑭系稀土R原子僅占據[AB5]結構單元，可認為該超點陣結構在儲氫性能上的差異主要與其[AB5]結構單元的組成關系密切。對稀土鑭系元素R，由于其原子核外價電子依次占據內層4f軌道且具有+3價和原子半徑收縮效應，因此，通常RNi5型六方結構合金的晶胞體積V隨R原子半徑的減小而變小,導致吸氫平臺壓Peq升高(lg Peq∝V)[27]。與鑭系元素不同，Y原子核外價電子排布為4d15s2，使得室溫下YNi5與Y2Ni7合金均具有多平臺及較高的吸放氫壓特征[13,27]，而用Mn和Al部分替代B端Ni時可有效降低和改善La-Y-Ni-Mn-Al系AB5與A2B7型合金的吸放氫平臺壓[22,28]。據此，由式(2)超點陣堆垛結構假設，當Y、Mn和Al含量一定時，R0.3Y0.7Ni3.25Mn0.15Al0.1合金氣體吸放氫行為應主要由[AB5]結構單元中稀土R的性質及其原子半徑大小所決定，R原子半徑越大，則合金的吸氫平臺壓越小。由圖5可知，La原子半徑rLa最大，故R=La合金的吸氫平臺壓最低，而R=Y合金的Ce2Ni7型相豐度較高(74.6%)且Y元素的質量密度(4.478 g·cm-3)最小，故其單位質量合金的儲氫容量最大。對R=Ce合金，由圖4可知，由于其Ce2Ni7型主相的軸比c/a增加明顯，使得該晶胞結構發生各向異性變化，進而引起 [AB5]結構單元中可儲氫的四面體間隙尺寸減小[29]，導致其吸氫平臺壓較高和儲氫量明顯降低。

圖 6(a，b)分別為 R0.3Y0.7Ni3.25Mn0.15Al0.1合金電極在小電流60mA·g-1充放電時的活化曲線及活化后的放電電位曲線。結果表明，所有合金電極經1～3次充放電后均達到最大放電容量Cmax=234～389 mAh·g-1，其放電電壓曲線比較平坦，表現出良好的活化和電化學吸放氫性能，其中R=La合金具有最高的放電容量389.2mAh·g-1。基于鎳氫電池負極工作時的平衡氫壓應在0.1～10-3MPa范圍[5]，結合圖5儲氫PCT曲線，圖7給出了合金氣體吸氫平衡壓為0.1 MPa時的儲氫量與電化學最大放電容量Cmax之間關系。由圖7可知，合金電化學放電容量與該儲氫量具有良好的對應關系，合金氣體儲氫量越大，電極放電容量越高，說明在小電流放電條件下(忽略電化學極化因素)，合金電極的實際放電容量主要由0.1～10-3MPa吸氫壓范圍的最大可逆放吸氫容量所決定。

圖7 合金電化學放電容量與0.1 MPa氫壓下的吸氫量Fig.7 Electrochemical discharge capacity and hydrogen absorption capacity at0.1 MPa of the alloys

圖8為R0.3Y0.7Ni3.25Mn0.15Al0.1合金電極在充、放電電流密度分別為150與300 mA·g-1時的充放電循環曲線，電極循環穩定性用充放電循環100次后的容量保持率S100=(C100/Cmax)×100%進行表征，C100表示第100次循環時的放電容量。結果表明，經100次充放電循環后，合金電化學容量保持率S100大小依次為 85.72%(R=La)＞82.07%(R=Nd)＞81.78%(R=Sm)＞75.12%(R=Pr)＞73.28%(R=Gd)＞70.42%(R=Ce)＞12.9%(R=Y)，可見用鑭系稀土元素部分替代Y時可顯著提高Y-Ni-Mn-Al系A2B7型合金電極的循環穩定性，其中R=La合金具有較高的放電容量(365.4 mAh·g-1)和較佳的容量保持率(S100=85.72%)，與目前已報道的R-Mg-Ni系A2B7型儲氫合金的電化學性能相當[5]。合金儲氫時的氫致非晶化、組織相變和缺陷與氫致粉化等體相結構因素以及堿液中的氧化腐蝕等表面因素是決定合金電極循環穩定性的重要因素[2-4]。圖9和圖10分別為合金電極經100次充放電循環后的XRD圖及表面形貌。與循環前圖2(a)相比，循環后的合金XRD衍射峰形普遍寬化且衍射強度明顯降低，但仍基本保持了原有的物相結構，同時合金中出現了少量R(OH)3相的衍射峰，其中R=Y、Sm、Gd合金的R(OH)3衍射峰較為明顯，經與JCPDS衍射卡片數據進行比對，該R(OH)3相為Y(OH)3。作者前期研究已表明[21]，合金La1-xYxNi3.25Mn0.15Al0.1(x≥0.5)可有效抑制氫致非晶化傾向，意味著引起R0.3Y0.7Ni3.25Mn0.15Al0.1合金電化學容量衰退的主要原因不是氫致非晶化。由圖10可知，循環后的合金電極表面明顯形成了數量和形態不一的針狀R(OH)3，由于合金中稀土Y含量較多，根據圖9結果可推斷圖10中合金表面的針狀物應主要由Y(OH)3組成，其中R=La、Ce與Nd合金表面的Y(OH)3形態細小且含量明顯較少，而R=Y、Pr、Sm和Gd合金的表面形成了粗大而致密的Y(OH)3。研究表明，對超點陣結構稀土儲氫合金，其物相結構的電化學腐蝕傾向依次為 PuNi3型＞Ce2Ni7型＞Ce5Co19型＞CaCu5型[30]。 由圖 3 可知，由于 R=La、Nd合金的Ce2Ni7型相豐度較高和微觀組織比較均勻，電偶腐蝕較小，因而循環后的電極表面R(OH)3腐蝕產物較少，其循環穩定性S100較高。當R為Pr、Sm和Gd時，合金微觀組織含有明顯的PuNi3型與LaNi5型第二相，該多相組織易形成微電池腐蝕，致使合金表面R(OH)3腐蝕產物較多，導致電極循環壽命明顯降低。由圖8可知，R=Ce合金電極在前15次循環時的容量衰減較快，而其后續循環時的容量衰減明顯減緩，這表明初始循環時容量的快速衰減是造成其循環穩定性S100較低的主要原因。圖9表明，R=Ce合金循環后的XRD衍射峰形寬化十分明顯，且部分衍射峰基本消失，說明初始循環過程中合金可能了發生了氫致組織與結構變化，致使該合金初始循環時的容量衰減比較明顯；當后續循環時，由圖9和10可知，此時R=Ce合金表面Y(OH)3產物明顯減少，XRD衍射峰不僅強度降低和峰形寬化明顯，且Y(OH)3相與Ce2Ni7型主相的衍射峰在2θ=41.86°附近存在重疊，因而很難從XRD圖中反映和分辨出Y(OH)3，同時該合金中可儲氫的四面體間隙尺寸減小及儲氫容量較低[29]，這有利于降低氫致粉化傾向和改善循環穩定性，故R=Ce合金電極表面Y(OH)3腐蝕產物雖然較少，其循環壽命S100依然較低。而R=Y合金雖具有較高的Ce2Ni7型相豐度，但由于稀土Y與H2O、O2反應形成稀土氧化物及氫氧化物的反應活性較高[31]，致使該合金電極表面Y元素腐蝕加劇，引起容量迅速衰減。為了進一步分析合金電極的腐蝕傾向，圖11給出了Tafel腐蝕極化曲線。由圖10及表2可知，循環后的R=La、Nd合金電極表面Y(OH)3產物明顯較少，對應其腐蝕電位Ecorr較正，腐蝕電流icorr也較小；而R=Y合金表面析出Y(OH)3量最多，其腐蝕電位Ecorr最負，腐蝕電流icorr最大。以上說明在堿液中的電化學腐蝕是影響上述合金電極循環穩定性的主要因素之一。

圖8 合金電極充放電循環曲線Fig.8 Cycle stability curves of the alloy electrodes

圖9 合金電極100次充放電循環后的XRD圖Fig.9 XRD patterns of R0.3Y0.7Ni3.25Mn0.15Al0.1 alloy electrodes after 100 electrochemically cycled

圖10 合金電極100次充放電循環后表面形貌SEM圖像Fig.10 SEM images of R0.3Y0.7Ni3.25Mn0.15Al0.1 alloy electrodes after 100 electrochemically cycled

表2 R0.3Y0.7Ni3.25M n0.15A l0.1合金氣體儲氫和電化學性能Table 2 Hydrogen storage and electrochem ical properties of R0.3Y0.7Ni3.25M n0.15A l0.1 alloys

電極反應動力學的高倍率放電性能用HRD=(Cd/Cmax)×100%進行表征，其中Cd為放電電流密度Id時的放電容量，Cmax是放電電流密度為60mA·g-1時的最大放電容量。合金電極在不同電流密度Id時的HRD性能如圖12所示。結果表明，合金電極的HRD900值按 R=Ce、Y、La、Sm、Nd、Pr和 Gd 順序依次增加，其中R=Gd合金電極的HRD性能最佳，其HRD900值達到約87%。儲氫合金電極的HRD主要取決于氫原子在合金體相中的擴散以及電荷在合金電極表面轉移速率。本文依據線性極化和恒電位階躍方法[24-25]，測試和分析了合金電極的交換電流密度I0及氫擴散系數D0，結果如表2所示。合金電極的HRD900隨氫的擴散系數D0的增大而單調增加，呈現出良好的對應關系，說明影響和控制合金電極反應。動力學性能的主要因素是氫原子在合金中的擴散。

圖11 合金電極的Tafel腐蝕極化曲線Fig.11 Tafel polarization curves of the alloy electrodes

圖12 在300 K下合金電極的高倍率放電性能曲線Fig.12 HRD curves of the alloy electrodes at300 K

3 結 論

稀土R(Y,La,Pr,Ce,Nd,Gd,Sm)對 A2B7型 R0.3Y0.7Ni3.25Mn0.15Al0.1退火合金的相組成、晶胞參數a、c及晶胞體積V影響顯著。合金微觀組織主要由Ce2Ni7型主相與PuNi3型及CaCu5型第二相組成，其中R=La和Nd合金的Ce2Ni7型主相豐度最高(約90%(w/w))，合金中Ce2Ni7型主相晶胞體積V隨稀土R原子半徑的減小而逐漸降低。

R0.3Y0.7Ni3.25Mn0.15Al0.1退火合金均具有明顯的氣體吸放氫平臺，其最大儲氫容量為1.17%～1.48%(w/w)，吸氫平臺壓 Peq為 0.037～0.194 MPa；除 R=Ce 元素外，合金的吸氫平臺壓Peq均隨Ce2Ni7型主相晶胞體積V的減小而升高。稀土R對合金電化學性能影響顯著，當R=La時，合金具有最大放電容量389.2 mAh·g-1，經100次充放電循環后其容量保持率S100達85.7%，其中合金微觀組織的均勻性與稀土元素的電化學腐蝕是影響循環穩定性的主要原因。

合金電極的高倍率放電性能HRD900值為71.05%～84.03%，HRD900按 R=Ce、Y、La、Sm、Nd、Pr和Gd的順序依次增加。HRD900與氫原子擴散系數D0間呈良好的對應關系，合金電極反應動力學的控制步驟主要由氫在合金電極中的擴散所決定。