LaNi5-AB5型稀土类合金是目前研究最广泛最深入，已经应用最多的储氢合金。它是1969年荷兰飞利浦实验室[2]在研究永磁材料SmCo5时首先发现并研究的。LaNi5一般形成的稳定的氢化物为LaNi5H6。其吸氢量为1.38wt%，此合金在室温下可以很容易吸放氢，而且其吸放氢平衡压差小，初期活化容易，抗毒化性能好。它主要作为镍氢电池材料使用，由于其稀土价格昂贵，吸放氢容量低以及吸氢后形成氢化物时体积膨胀23.5%[33]而导致的严重粉化现象等特点限制了其更加广泛的应用。
LaNi5储氢合金基本性质如下：
合金组分LaNi5
结构：CaCu5型，六方点阵；
空间群P6/mmm；
晶胞参数[34]a=0.502nm，b=0.502nm，c=0.398nm，α=90°，β=90°，γ=120°；
晶胞体积：0.08680nm3；
计算晶胞密度：8.27g/cm3；
原子坐标：
La（la） （0，0，0）
Ni1（2c） （1/3，2/3，0），（2/3，1/3，0）
Ni2（3g） （1/2，0，1/2），（0，1/2，1/2），（1/2，1/2，1/2）
吸放氢反应方程式：
吸氢含量：1.38%；
1bar平衡压温度：12℃；
25℃时平衡压：1.8bar。
图8-8和图8-9显示了LaNi5以及SmCo5合金的PCT曲线的比较[35]，我们可以发现相对于SmCo5合金，LaNi5合金单位金属原子可以吸收更多的氢，在室温附近也具有较低的吸放氢压力，因此更适合作为储氢材料的研究，但是纯LaNi5合金作为储氢材料时性能存在循环性能差等特点，因此作为储氢材料研究时使用了很多的提高改善的方法，如制备方法、表面工艺、元素替代、非等比组分等。
图8-8 不同温度下LaNi5-H PCT曲线[35]
图8-9 不同温度下SmCo5-H体系的PCT曲线[35]
对LaNi5合金的吸放氢过程中的动力学研究结果比较时，我们会发现不同的研究者给出了差别达几百倍的不同的数值[36]（见表8-7），甚至在对LaNi5合金的吸放氢过程中的限速步等也有不同的结论的报道[37]。其中主要原因是对动力学的测量与材料的制备过程，表面状态、材料颗粒度、形态等材料的性质以及测量过程中的测量方法、测量参数等因素有很大关系。
表8-7 不同研究者报道的LaNi5合金的吸放氢动力学数值[36]
（续）
注：R0.5等于H/M为0.5时d（H/M）/dt的值，T0.5等于H/M为0.5时吸放氢时间。
Nakamura等人[38]通过原位测量X射线粉末衍射同时测量PCT曲线的方法研究了La（CoxNi5-x）（0≤x≤5）合金体系在吸氢过程中的结构变化（见图8-10）。随着氢含量的增加，La（CoxNi5-x）（x=2，3，5）合金将经历α、β和γ相的转变过程（见图8-11），当x=2或3时，继续吸氢，将会有δ相的产生。α、β、γ和δ分别为六方P6/mmm、正交Cmmm、正交Im2m以及六方P6/mmm的结构。相转变过程中还产生各向异性的晶格膨胀。六方δ相存在各向同性的晶格应力，此应力在相转变过程中会消失。(www.daowen.com)
图8-10 通过原位X射线衍射方法观察到的La（Co2Ni3）合金初次吸放氢过程中的相组成随氢含量的转变结果（313K）
图8-11 La（CoxNi5-x）（0≤x≤5）合金体系吸氢过程中的结构变化
在计算LaNi4.5Al0.5Hy（2.0≤y≤4.0）中间氢化物中的氢的位置时[39]，人们发现氢更容易占据3f、6m和12n位置，而很难占据4h的位置，其计算结果与实验结果有较好的吻合。通过第一原理计算了LaNi5和LaNi4Al合金以及氢化物中的氢间隙位置时[40]，人们发现LaNi4 Al中的氢间隙位置要明显少于LaNi5，这也是为什么用少量Al取代Ni后，吸放氢容量可能会降低的原因。有研究者[41]使用半经验公式，结合材料元素的电负性、原子序数以及合金元素的电子浓度等参数研究了LaNi5基储氢合金材料的生成焓与合金作为电极材料的放电容量的关系。他们发现这两者具有直接的关系，当合金的生成焓降低的时候，合金材料的放电容量一般会增加。在提高LaNi5基AB5型储氢合金的气态吸放氢性能或者电化学性能方面，目前采用较多的方法包括制备工艺的改进、元素部分替代、表面处理、形成复合物以及非化学计量比合金等。
图8-12 不同AB5型储氢合金的循环放电性能（60mA/g，1.45 V/0.90 V，6.0mol/L KOH，25℃）
1.制备工艺改进对储氢性能的影响
通过机械球磨的方法制备得到了纳米结构的LaNi5基合金材料并考察Al、Mn和Co对Ni的部分替代对其性能的影响时[42-44]，发现Al与Mn对Ni的部分取代可以增加放电容量，Al、Mn和Co对Ni的部分替代可以改善循环性能。同时还发现，使用石墨的包覆可以改善放电容量的衰减情况。
在研究球磨法制备LaNi5合金并研究Zr的部分取代对其结构与性能的影响时[45]发现，在室温就可以通过球磨方法直接获得Zr对La部分取代的合金La0.5Zr0.5Ni5，此合金呈现非晶的状态。其吸氢过程不存在明显的平台，这是非晶态材料的一个明显特征，其吸氢量介于ZrNi5和LaNi5之间。
有研究者[46]通过熔体纺丝快速凝固的方法制备得到了LaNi4.25Al0.75合金，发现此合金的吸氢量和平衡压与通过感应熔炼法制备得到的合金几乎相等。不过熔体纺丝法得到的合金的抗粉化能力以及吸放氢的延迟性有了很明显的改善。
2.元素取代对储氢性能的影响
LaNi4.7M0.3（M=Ni、Co、Mn、Al）合金[47]中，用少量Co、Mn、Al取代Ni以后，发现Mn对Ni的少量取代可以降低活化次数，在循环性能方面的表现，对Ni的少量取代元素的效果顺序是Co＞Al＞Mn，对抗电极氧化方面的性能顺序是Mn<Al<Co，在降低最大放电容量以及氢扩散系数方面的顺序为Co＞Mn＞Al，在提高电池放电反应极化方面Co＞Mn＞Al，不同金属元素对Ni的取代而形成的合金的不同化学性能表现主要跟这些元素的原子尺寸，维氏硬度值以及这些代替元素形成表面氧化物的性能有关。
在研究电池材料并考察LaNi5、LaNi4Co和MmNi3.55Co0.75Mn0.40Al0.30合金的放电性能时（见图8-12）[48]，也发现并证明了Co、Mn和Al对Ni元素的部分取代对材料的放电容量以及循环稳定性的改善能力。
有研究者在LaNi5合金中用Sn、Al、Co元素对Ni进行部分替代后，通过正电子湮没寿命的测量研究了其缺陷的形成以及吸放氢循环中缺陷的种类以及数量的变化过程[49，50]（见图8-13）。他们发现错位和空位在LaNi4.93Sn0.27合金和LaNi5合金氢化过程中在合金和氢化物界面形成。氢化过程中形成的错位在放氢后可以完全消失。氢化过程中，由于Sn对Ni的部分取代使得LaNi4.93Sn0.27合金空位的数量要比LaNi5合金低两个数量级左右，表明Sn的取代可以大大增加循环过程中的抗衰减能力。Mizuno等人[51]也通过正电子湮没寿命技术研究了LaNi5中的空位在吸放氢过程中的变化情况。
在研究La0.90-xCexPr0.05Nd0.05Ni3.90Co0.40Mn0.40 Al0.30（x=0.10，0.20.0.30，0.40，0.50）合金的电化学性能以及Ce对La少量取代对其性能的影响时[52]，发现合金主要由CaCu5型的LaNi5相组成，Ce含量的增加大大降低了晶胞参数a以及晶胞体积，不过晶胞参数c稍微增大了一点。随着Ce取代量的增大，PCT曲线的平衡压显示增大的趋势，容量保持率呈现先增大后降低的趋势，当取代量为0.3时，容量保持率和循环稳定性达到最佳状态。通过Ce的适量取代可以通过改善动力学从而可以达到改善高倍率放电的能力。
3.采用非化学计量对储氢性能的影响
LaNi5合金不同的Ni比例会对此合金的放氢性能特别是平衡压有较大的影响。如图8-14所示，LaNix中Ni比例的增加可以大大提高放氢过程中的平衡压力[53]。
图8-13 LaNi4.93Sn0.27合金第二和第三吸放氢循环中正电子平均寿命
图8-14 不同组分LaNix合金在40℃的放氢过程PCT曲线以及平衡压数值
通过中子衍射研究分析非等比LaNi5+x（x为0、0.2和0.4）合金的氘化物时[54]，当Ni超过AB5化学计量比后，发现当x等于0.4时，合金的各向同性行为大大好于x为0或者0.2时的LaNi5+x合金，说明了此合金在多个循环后，可以能够更好地维持吸放氢性能。有研究者对LaNi5+x六方结构中进行了对称性分析[55]，结果显示其循环稳定性采用非化学计量比后的，理论上可以有很大的提高。
4.表面处理对储氢性能的影响
储氢合金的吸氢动力学性能跟合金表面的性能大大相关，因为吸氢反应从合金的表面开始并向材料块体内部延伸。因此对储氢合金材料进行表面改性处理可能对其吸放氢性能有很大的影响。常用的表面处理有酸碱处理、氟处理、表面金属包覆等。
有研究者[56]研究了LaNi5合金表面进行镍团簇的沉积，他们通过超顺磁性分析以及电镜分析显示，表面沉积的Ni团簇直径小于25nm，通过控制碱处理时间，可以调节其直径在5～9nm左右（见图8-15）。LaNi5合金表面的镍团簇可以改善合金的电导性能，反应催化性能以及抗腐蚀性能等。
图8-15 不同碱液处理时间所得到的Ni纳米团簇的直径值以及尺寸分布
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