综述：提升镁合金储氢性能：合金化、增强体及大塑性变形技术的作用

《Next Materials》：Enhancing hydrogen storage in Mg alloys: Role of alloying, reinforcements, and severe plastic deformation techniques

　　

镁及其合金因理论储氢容量可达约7.6 wt%、资源丰富且密度低，成为固态储氢的潜在候选体系，但实际应用受限于缓慢的吸放氢动力学、氢化物高热稳定性及循环性能差等问题。本综述系统讨论了克服这些局限的策略，聚焦于合金化、催化增强体引入及大塑性变形(SPD)技术的应用。过渡金属与稀土元素的合金化可调控热力学性质，促进可逆储氢；纳米结构增强体能够拓展扩散通道并提升催化活性；摩擦搅拌加工(FSP)、累积叠轧(ARB)、等通道转角挤压(ECAP)、高压扭转(HPT)及冷轧等SPD技术可显著细化晶粒并引入晶格缺陷，从而加速吸放氢动力学并改善结构稳定性。文中还批判性分析了合金化、增强体与SPD的协同效应及其对热力学失稳与动力学提升的影响，同时指出工艺可扩展性、热管理及长期稳定性等关键挑战，并对高性能镁基储氢系统的制备提出未来展望。

1. 1.
   引言
   下一代材料的演进深刻改变了现代技术的格局，在能源转换与存储、柔性电子、生物医学设备、航空航天系统及环境修复等领域推动了前所未有的进展。这类材料通过纳米或原子尺度的结构定制，展现出超越传统材料的力学、热学、电学与化学功能，其中二维材料、纳米复合材料、超材料及高熵合金(HEAs)是当前的研究重点。在能源领域，氢能因其环境友好性与高 gravimetric 能量密度（低热值33.3 kWh·kg^?1，显著高于汽油的12.4 kWh·kg^?1与天然气的13.9 kWh·kg^?1）成为重要的能源载体，但高效、安全、紧凑的储氢材料缺失限制了其实际应用。当前主流的压缩气体储氢存在体积能量密度低（5.6 MJ·L^?1，仅为汽油的约17.5%）、压缩能耗损失达13–18%低热值、碳纤维储罐成本高等问题；液态储氢则需深冷至?253 °C，液化能耗损失20–30%，且每日蒸发损失达1–2%。相比之下，固态储氢通过化学反应将氢原子以金属氢化物、配合物氢化物等形式存储，具备可逆性好、质量与体积储氢密度高、安全性优、可在常温常压附近工作等优势。在各类金属氢化物体系中，镁及其合金因理论储氢容量约7.6 wt%、资源丰度高、成本低且密度轻备受关注，其核心反应为Mg + H₂? MgH₂，反应焓变约为75 kJ·mol^?1H₂。但该体系存在两大核心瓶颈：一是MgH₂热力学稳定性高，分解温度需280–300 °C，远高于燃料电池工作温度（50–150 °C），需将脱氢焓调控至42–55 kJ·mol^?1H₂才能实现近常压放氢；二是吸放氢动力学迟缓，源于氢扩散速率慢与解离能垒高。针对这些问题，合金化、纳米增强体引入及大塑性变形(SPD)技术是主要的优化路径：合金化可通过引入催化活性相或弱化Mg–H键降低脱氢温度并提升可逆性；纳米增强体（金属氧化物、碳化物、碳基材料等）可拓展氢扩散通道并提供氢化物形核位点；SPD技术则通过细化晶粒至纳米级、提升晶界密度与缺陷浓度加速吸放氢过程。本综述旨在系统梳理上述策略在镁基储氢体系中的研究进展，详细讨论微观结构演化、热力学调控、动力学提升及协同效应，并批判性分析其实际应用面临的局限与未来发展方向。
2. 2.
   镁及其合金的储氢机制
   2.1 Mg/MgH₂体系的热力学性质与失稳
   镁的氢化过程为多步机制：氢气分子先通过范德华力物理吸附于金属表面，随后解离为氢原子并与镁形成化学吸附键，氢原子进入间隙位形成固溶体（α相），当氢浓度达到临界阈值时开始β相（MgH₂）形核，最终β相生长并消耗α相完成氢化。该过程由压力-组成-温度(PCT)关系描述，等温氢化过程中，初始压力升高对应固溶体形成，氢化物形核后PCT曲线出现平坦平台区，对应α与β两相共存，平台长度代表储氢容量；温度升高会使平台压力上升、长度缩短，超过临界温度(T_c)后相变连续且无明确平台。热力学参数可由van’t Hoff方程描述：lnP = ΔH/RT – ΔS/R，其中R为气体常数（8.314 J·mol^?1·K^?1），P为平衡压力，T为绝对温度，ΔH与ΔS分别为吸放氢焓变与熵变，可通过斜率与截距获取。Mg–H体系的强共价-离子键特性（键能约3.35 eV）导致MgH₂分解焓高达约74.7 kJ·mol^?1H₂，对应1 atm下的分解温度为280–300 °C，远高于车载储氢等场景的需求。实验测得块体MgH₂的ΔH通常为70–85 kJ·mol^?1H₂，ΔS为119–146 J·mol^?1·K^?1，而纳米晶MgH₂（2–10 nm）的ΔH可降至约71.2 kJ·mol^?1H₂，证实纳米化可显著影响热力学性质。

2.2 氢化与脱氢行为

MgH₂的实际应用依赖吸放氢动力学，块体Mg在363 °C、22.7 bar条件下1500 s可吸收约6.4 wt% H₂，390 °C、1.5 bar条件下500 s可脱附约6.0 wt% H₂。动力学由活化能(E_a)决定，可通过Kissinger法或Arrhenius曲线获取，吸氢E_a为90–130 kJ·mol^?1H₂，脱氢E_a为120–195 kJ·mol^?1H₂，受颗粒尺寸、形貌与循环次数影响显著，例如10–20 nm的MgH₂脱氢E_a为120 kJ·mol^?1，远低于20 μm颗粒的156 kJ·mol^?1。吸氢的限速步骤为氢穿过MgO/Mg(OH)₂表层及生长的MgH₂壳层，脱氢则受金属Mg形核与生长控制，可用JMAK模型拟合。MgO层的氢扩散势垒为1.02–1.52 eV，也是动力学的重要影响因素，Jander模型（扩散控制）与JMAK模型可有效描述上述过程。

2.3 储氢动力学

热力学决定储氢的可行性，而反应动力学决定实际可用性。Mg/MgH₂体系的氢化包含物理吸附、H₂解离、化学吸附与原子扩散四个关键步骤，每一步均存在能垒，限速步骤为氢在Mg晶格与MgH₂层中的扩散——块体中氢扩散系数仅约10^?20m²/s，晶界处约为10^?18m^?2/s，且初期形成的MgH₂壳层会阻碍氢向内扩散。纳米MgH₂颗粒可促进均匀相变与氢的快速迁移，从而提升脱附速率。动力学常用JMAK模型（形核生长机制）、收缩核模型（扩散限制）及Arrhenius/Kissinger方程分析，块体MgH₂脱氢E_a约160 kJ·mol^?1H₂，而纳米结构体系显著降低该值，例如少于19个原子的MgH₂团簇脱氢势垒低于1.5 eV，甚至接近负脱附能，表明高不稳定性与快动力学。纳米化、合金化与催化掺杂是提升动力学可行性的核心手段。

2.4 循环稳定性与结构退化

镁基体系的长期可用性取决于循环稳定性，即多次吸放氢后保持容量与动力学的能力。长期高温使用会导致储氢容量与吸放氢速率下降，退化主要源于两方面：一是Mg/MgH₂界面与氢气中杂质气体反应发生钝化，降低容量；二是纳米颗粒因界面能驱动团聚与长大，延长氢扩散路径，损害动力学。除使用纯化H₂外，纳米限域与包覆策略可有效抑制团聚与长大，维持循环稳定性。结构退化还表现为颗粒粗化与烧结（降低比表面积）、表面氧化形成MgO或Mg(OH)₂，可通过保护涂层、稳定基体结构强化、成分设计缓解，例如碳涂层或TiO₂壳层可抗氧化并保持活性，碳基体可维持分散并抑制烧结。

2.5 杂质对储氢性能的影响

镁及其氢化物对氧与水分高度敏感，空气暴露会快速形成MgO与Mg(OH)₂表层，阻碍氢扩散与表面活化，即使痕量O₂或H₂O也会导致不可逆失活与循环容量损失——仅暴露0.5% O₂即可造成约20%的初始容量永久损失。但微量MgO可通过催化效应提升吸放氢动力学：低剂量氧（150 ng·cm^?2）暴露的Mg薄膜吸氢速率加快，高剂量氧则因厚氧化层形成减慢吸氢。N₂对MgH₂的吸放氢行为影响可忽略，不会形成MgO，且不同于O₂会促进结晶；大颗粒尺寸可能提升活化能，但N₂本身不改变吸附/脱附行为。例如含1 mol.% N₂或CH₄的MgH₂-2LiNH₂体系储氢稳定性良好，但0.1 mol.% O₂会形成LiNH₂与MgO，使循环后容量从约5 wt%降至4.41 wt%，同时提高脱氢活化能并降低脱附动力学。低浓度N₂（0.5 mol.%）会抑制纯Mg₂Ni的氢化，而Na改性Mg–Ni合金可耐受5 mol.% N₂——Na可选择性吸附N₂，保留金属Ni用于H₂解离，使亚共晶合金动力学高于铸态合金。氧化层与氢氧化物层会提升氢扩散活化能，导致未处理或老化样品出现长诱导期，可采用保护涂层（碳、金属氧化物、聚合物）、惰性气氛加工与存储、核壳纳米结构（Mg封装于透氢稳定壳层内）等策略缓解，控制表面氧化与环境暴露是维持镁基储氢体系可逆性与容量的关键。

1. 3.
   合金化元素与增强体的作用
   为克服镁储氢的动力学迟缓与热力学稳定性过高问题，合金化与增强体引入是最有效的策略之一。合金化可改变氢周围键合环境，调控热力学性质：例如Ni与Al的添加可将脱附焓(ΔH)从约74.1 kJ/mol降至55–65 kJ/mol，脱附活化能(E_a)从纯MgH₂的150 kJ/mol以上降至45–70 kJ/mol，同时细化晶粒、引入晶格应变与缺陷，促进氢扩散并提升吸放氢速率。例如高能球磨制备的Mg₂Ni_0.8Mn_0.2纳米合金可在1.5 min内吸收3.7 wt%氢气，验证了成分设计的动力学优势。

p区元素（Si、Ge、Sn、Al）可与Mg形成金属间化合物，改变氢扩散路径、弱化MgH₂并降低脱附温度。Si、Ge、Sn与MgH₂反应生成Mg₂Si、Mg₂Ge、Mg₂Sn并释放氢气，反应焓分别为36.4、14、44.5 kJ/mol H₂，远低于MgH₂的74.1 kJ/mol，热力学失稳效果显著，350 °C下的储氢容量为2.4–5.0 wt%。Al兼具提升动力学与抗氧化的双重作用，可形成Mg₁₇Al₁₂与Mg₂Al₃相作为脱氢催化剂，将脱附活化能从100 kJ/mol降至56 kJ/mol，抑制Mg颗粒团聚并提升形核动力学——含10 mol.% Al的合金在20 bar H₂压力下600 s可吸收5.5 wt%氢气，总储氢量达6 wt%。

过渡金属（Ni、Cu、Co、Ti、Pd、Fe、Zn）通过催化与结构效应改善储氢行为。Mg₂Ni是研究最广泛的体系，氢化形成Mg₂NiH₄，脱氢焓约64.4 kJ/mol H₂，低于MgH₂，对应1 bar H₂下的平衡温度为240 °C，质量储氢容量约3.53 wt%，虽低于纯MgH₂，但可逆性与动力学更优。Mg₂Cu反应产物为MgH₂与MgCu₂，焓变约72.8 kJ/mol H₂，容量约2.53 wt%，纳米化后因电子转移与相变加速反应。Mg₂CoH₅与Mg₂FeH₆也具实用价值，后者容量5.5 wt%、体积密度约150 kg H₂/m³，β-MgH₂+ Mg₂FeH₆的双相结构可提升放氢动力学。Pd系合金（如Mg₆Pd）可逆转变容量约3.96 wt%；Ti与Mg形成的金属间化合物可热力学失稳MgH₂并提升氢化催化活性。

稀土元素（La、Pr、Nd）与Mg、Ni合金化可形成AB₂、AB₃、A₂B₇型多相金属间化合物，具有Laves相等有利结构。例如AB₂型的La_1?xMg_xNi₂在Mg替代La比例低于临界值时保持C15型结构，因结构从各向异性向各向同性氢化物转变，动力学与热力学得到改善；AB₃与A₂B₇型化合物的Mg含量与氢平衡压力呈线性关系，证实晶体结构调控可直接影响脱附焓与放氢压力。

除金属合金化外，金属氧化物（如Nb₂O₅、TiO₂）、碳纳米管(CNTs)、石墨烯、金属有机框架(MOFs)等催化增强体的引入也成为重要方向。例如Ni/TCN复合添加可将活化能从161.1 kJ/mol降至82.6 kJ/mol并提升循环稳定性，TCN同时作为催化剂与物理骨架抑制团聚、拓展氢扩散通道；Ni@Pt核壳结构可使MgH₂脱附温度降低100 K以上，体现表面工程策略的潜力。高熵/中熵合金（HEAs/MEAs，如FeCoNiCrMn、Ti_0.35V_0.35Nb_0.2Cr_0.1）作为增强体，凭借晶格畸变与多催化中心协同降低氢扩散势垒，掺杂后MgH₂活化能降低40–50%，脱附速率显著提升。双金属碳化物（如Ni₃ZnC_0.7/Ni@CNT）添加可形成Mg₂Ni与Mg₂NiH₄，提供更多氢扩散通道，同时MgZn₂与Zn作为形核位点抑制MgO形成、减少团聚，提升氢扩散、解离与循环稳定性。Ti与Nb可形成碳化物/MXenes与氧化物，与MgH₂反应生成混合价Mg-TM-O复合物，在MgO层中形成空穴作为H^?与Mg²⁺的电子传递载体，提升吸放氢效率；氧化物分解产物作为活性催化剂加速反应动力学，MXenes与碳化物的层状结构可提供氢扩散路径并减少循环团聚。

1. 4.
   镁及合金的大塑性变形(SPD)
   SPD方法最初用于提升镁合金结构应用的力学性能，通过调控织构、提升位错密度与晶粒细化实现强化，常见方法包括轧制、高压扭转(HPT)、等通道转角挤压(ECAP)、摩擦搅拌加工(FSP)等，近年被逐步用于镁基储氢性能调控。

4.1 等通道转角挤压(ECAP)

ECAP是最早被用于提升镁合金氢化动力学的SPD方法：将镁合金棒材或坯料反复通过带弯曲角的通道施加剪切应变，晶粒尺寸可从微米级细化至亚微米级；根据道次间样品旋转方式分为无旋转的路线A、同方向90°旋转的路线B、180°旋转的路线C。采用路线B_C处理AZ61合金时，道次增加会析出Mg₁₇Al₁₂作为催化位点，第8道次时储氢量达6.2 wt%。ECAP处理Mg、AZ31、ZK60合金可激活基面滑移，提升孪晶与位错密度，进而提升吸放氢动力学；还可缩短活化时间、降低脱附活化能，使反应在更低温度下进行。ECAP常与低温轧制结合，进一步通过微观结构调控提升吸放氢动力学与低温工作能力。ECAP引入的晶粒细化、晶体学缺陷可增加表面积与空位密度，织构取向与晶界则利于氢扩散。ECAP也可与球磨、轧制联用：ECAP后的AM60D与AZ91合金经冷轧形成(0001)织构与不同析出相，织构与晶粒尺寸协同提升吸放氢性能——AZ91的织构强度为随机值的18倍，容量4.6 wt%，需15 h达到满容量；AM60D织构强度为随机值的13倍，容量6.2 wt%，需40 h满容量。熔体旋压+ECAP+冷轧处理的ZK60合金中，冷轧可破碎ECAP后晶界的金属间化合物网络，冷轧样品储氢量4 wt%，熔体旋压+冷轧样品达4.5 wt%。ECAP与累积叠轧(ARB)联用的ZK60合金因表面体积比低，容量低于4 wt%，但粉碎后可提升动力学与容量。ECAP处理碳黑与石墨烯增强AZ31合金时，碳黑增强样品容量6.72 wt%，石墨烯增强样品达6.83 wt%，792 s内达到满容量，吸氢起始时间仅143.2 s。ECAP处理不同Ni含量的AZ31合金发现，4 wt% Ni添加的样品容量最高达7 wt%，2322 s内完全脱附，归因于ECAP促进了AlNi溶解与Mg₂Ni/Mg₂NiH₄相形成，同时降低了脱附活化能。ECAP处理SiC与Ni增强AZ61复合材料时，1 wt% SiC样品容量6.8 wt%，1 wt% Ni样品为6.5 wt%——ECAP诱导的β-Mg₁₇Al₁₂、Mg₂Si、Al₃Ni等次生相作为催化位点提升性能，而Ni添加促进的Mg₂Ni相容量较低，导致总容量略有下降。ECAP处理石墨烯、CNTs与有机添加剂增强的ZK60合金时，CNTs与石墨烯分别将容量提升至7.21 wt%与7.28 wt%，纳米填料通过催化效应降低活化能并提供高表面积，促进快速氢扩散。

4.2 高压扭转(HPT)

HPT通过将样品置于两砧之间施加轴向压力与扭转载荷，对块体施加高剪切应变，可细化晶粒并形成(002)织构，提升镁的储氢容量。纯Mg经HPT处理后10圈扭转可吸收6.9 wt%氢气，超细晶粒与高比例大角度晶界作为氢扩散通道加速动力学。HPT处理Mg-Zr合金可形成亚稳态纳米孪晶FCC相，实现可逆储氢，高晶界密度与晶粒细化使样品20 s内吸收1 wt%氢气，室温下即可快速脱附。HPT处理Mg–Ti合金形成FCC、BCC、HCP结构的亚稳态相，提升储氢性能；处理Mg₂Ni金属间化合物可引入堆垛层错与晶界，作为活化位点提升吸氢性能。HPT处理Mg粉末时，氧化物弥散与晶粒细化提升了氢动力学，超细粉因MgO存在容量较低，而雾化粉则表现出低活化能的快速脱附行为。非晶Mg₆₅Ce₁₀Ni₂₀Cu₅合金经熔体旋压与HPT处理后，纳米玻璃区域与界面的形成提供了快速氢扩散通道，1圈HPT样品因结构稳定性与非晶比例的平衡表现出最优的动力学与容量。HPT处理Mg-5Ni-2Nb₂O₅合金可获得超细晶材料，空气稳定性与氢化动力学提升，容量约5.5 wt%，Ni的催化作用与Mg₂NiH₄的形成是性能提升的关键。HPT处理非晶Mg₆₅Ni₂₀Cu₅Y₁₀合金可诱导变形依赖的微观结构，分散的Mg₂Ni纳米晶使吸氢温度降至约390 K，吸氢量提升近3倍。HPT也可与其他SPD方法联用：HPT处理后的ZK60合金与镁氢化物经冷轧后，ZK60合金因热稳定的SPD诱导缺陷表现出更快的动力学与长期稳定性，而镁氢化物则因形核与生长主导的过程阻塞氢扩散，出现动力学减慢与容量损失。对比HPT与摩擦搅拌加工(FSP)对ZK60合金的影响发现，FSP样品容量比HPT样品高30%，源于更高的热稳定空位团聚体密度作为氢化物形核位点；两种方法的JMAK分析均显示从均相形核向异相形核转变，表明缺陷驱动的氢化物生长保证了储氢一致性，且FSP因形成更多滑移系，缺陷密度与微观结构条件优于HPT。HPT与高能球磨(HEBM)联用制备Mg-Nb₂O₅-CNT复合材料时，(002)织构的形成提升了吸放氢动力学与氢扩散，Nb₂O₅与CNT作为催化剂形成形核位点并稳定晶界附近微观结构，促进氢传输，HPT进一步强化了Nb₂O₅与CNT的协同效应，提升放氢动力学。HPT的核心优势在于超细晶粒细化、高比例大角度晶界与亚稳态相形成，为氢提供快速扩散通道，从而提升容量、动力学与循环稳定性，结合合金化与催化添加可产生协同效应，降低活化能并提升动力学，是面向实用化的有效SPD技术。

4.3 轧制

轧制可在镁及合金中诱导(002)织构，通过拓展扩散通道提升吸放氢动力学，同时缩短孕育时间，细化的晶粒与催化的次生相加速氢化/脱氢过程。冷轧处理AZ91D、MRI153、AXJ530、ZAEX10430合金时，晶粒细化与缺陷密度提升加速了氢扩散与吸放氢动力学，缩短了AZ91D与MRI153的吸氢诱导时间，但AXJ530因粗析出相形成性能较差。Mg-Cu与Mg-Pd层状复合材料经轧制后形成高密度位错与空位，提升氢扩散与反应动力学：Mg-Cu复合材料的层状结构与活化后保留的缺陷使其动力学与可逆性优于熔铸Mg₂Cu合金；Mg-Pd复合材料通过歧化与重组实现可逆吸放氢，形成MgH₂与MgPd，最大氢含量约1.47 H/M。冷轧处理MgH₂可显著减小颗粒尺寸，35道次后获得最优动力学，是球磨制备纳米MgH₂的可行替代方案。MgH₂–LaNi₅复合材料经冷轧后形成纳米晶结构，循环后生成Mg₂NiH₄与LaH₃相，作为中间氢化物发挥催化作用提升动力学。MgH₂中添加Fe、Nb、Fe₂O₃、Nb₂O₅、FeF₃并经冷轧后，得到晶粒尺寸8–17 nm的纳米材料，其中FeF₃与Nb₂O₅对低温脱附动力学的提升最为显著。

累积叠轧(ARB)通过反复冷轧与折叠实现镁合金的超细晶粒细化。ARB处理Mg-Ti与Mg-不锈钢多层复合材料时，可逆吸氢行为与纯Mg相当，动力学随折叠与轧制次数增加而提升，Ti与不锈钢的细化弥散相作为MgH₂的异质形核位点，更短的扩散路径与更多的位错网络提升了氢动力学。ARB处理Mg-LaNi₅-烟灰复合材料时，纳米级特征与丰富的异质界面提升了氢动力学，LaNi₅与烟灰在Mg-Mg界面作为MgH₂的形核位点，ARB循环增加使LaNi₅粒径降至60 nm以下，同时引入微应变并降低平台压力，提升吸放氢行为，容量达4.5 wt%，JMAK分析证实其为扩散控制的二维生长机制。ARB处理Mg–Mg₂Ni-石墨复合材料时，容量达5.9 wt%，脱附动力学显著提升，Mg₂NiH₄与MgH₂相的形成降低了活化能，Mg₂Ni相的大界面面积与缺陷密度作为形核位点加速放氢。ARB制备的层状Mg-Cu复合材料因晶格缺陷密度提升降低活化能，可在低温下形成Mg₂Cu层，SPD方法促进的原子扩散使MgO存在下仍可快速形成Mg₂Cu相。

冷轧也与HEBM、ECAP等方法联用制备多孔结构镁基复合材料：HEBM+ECAP+冷轧+450 °C热处理5 h制备的多孔层状Mg–Ni–Mo–C复合材料，原位形成的Mg₂Ni金属间化合物、NiO与MgO催化剂提升了氢动力学并降低活化能，Mg层间的多孔氧化物网络显著改善了H₂扩散与循环过程中的力学稳定性，均匀分散的原位催化剂大幅提升了吸放氢动力学与结构稳定性，ECAP、轧制与热处理的协同效应降低了脱附温度与活化能，适用于实用储氢场景。径向轴向环轧与热镦粗联用处理Mg–3Zn–1Ca-0.5Mn合金时，热镦粗（400 °C）后430 °C环轧可显著细化晶粒并引入位错亚结构，30 min内吸氢量达10 wt%，20 min内脱附6 wt%，SPD诱导的细化晶粒与有效界面促进了氢扩散。

4.4 锻造与摩擦搅拌加工(FSP)

锻造通过压缩与加热降低材料高度，促进晶粒细化并加速氢动力学，包括快锻、累积折叠锻造、旋锻等方法。快锻处理Mg-Ni合金时，Mg与Ni粉末压实封入金属包套后承受150 kg锤击变形，低温下获得细晶与缺陷，高温下形成Mg₂Ni相，动力学优于球磨样品。累积折叠锻造制备纳米结构Mg/Ni层状复合材料时，Mg粉末与Ni箔按1:1或2:1比例折叠，厚度每次压缩50%，20次循环后形成1048576层纳米层，Mg与Ni晶粒尺寸分别降至约900 nm与400 nm，623–873 K、5 MPa条件下动力学显著提升。Mg-9.1Y-1.8Zn合金经挤压后旋锻处理时，氢化过程中长周期堆叠有序(LPSO)相破碎，旋锻细化晶粒至80–200 nm，纳米晶形成提升氢扩散与动力学，旋锻合金因原位形成的氢化物作为催化剂，吸氢容量达6.58 wt%。

摩擦搅拌加工(FSP)是一种低成本方法，通过促进晶粒细化与金属间化合物的均匀分散提升镁合金氢动力学。FSP处理ZK60合金时，搅拌区的超细晶粒与薄金属间化合物层、高表面积使样品24 h内吸收6.3 wt%氢气，脱附速率更快，且FSP循环次数增加可进一步提升动力学。熔体铸造ZK60合金添加1.5 wt%混合稀土后经FSP处理，晶粒细化、金属间化合物破碎、动态再结晶与晶界密度提升（