稀土Sm對Ti-Fe-Mn儲氫合金動力學性能的影響*

雍 輝，姚繼偉，徐先流，劉寶勝，胡季帆

(太原科技大學 材料科學與工程學院，太原 030024)

0 引 言

金屬氫化物具有容量大，可逆性好，使用安全等優(yōu)點，是一種很有前途的儲氫材料[1-2]。TiFe金屬間化合物是最重要的儲氫合金之一，它吸氫后能形成TiFeH和TiFeH2型氫化物，且在室溫下具有適當?shù)钠脚_壓力[3-4]。此外，鈦和鐵的原材料豐富，易于采購。這些特性在便攜式燃料電池動力系統(tǒng)和大型固定式儲氫系統(tǒng)中具有特別的應用價值。盡管如此，TiFe合金在常溫氫化之前卻需要一個活化過程，這個過程通常在高溫(400 ℃)和高壓(4 MPa)下進行，這限制了TiFe合金的廣泛應用[5]。為了使TiFe合金更適合實際應用，人們采取了多種方法來改善其活化和吸放氫動力學性能，包括與其他摻雜元素[6]，表面改性處理[7]，高壓扭轉[8]，機械合金化[9]，以及冷變形[10]等新型制造技術。其中，改善TiFe合金氫化特性最有效的方法式摻雜金屬元素，這主要是因為，在摻雜過程中，摻雜金屬很可能形成第二相。這將導致在基體和第二相之間將形成一個活性界面，這個活性界面會為氫的擴散提供通道，從而顯著提高合金的吸氫和解吸性能。此外，摻雜金屬元素也是最容易實現(xiàn)的，而且有利于實際應用和工業(yè)化生產(chǎn)。過渡金屬(TM)對Fe的部分摻雜能有效地提高了第一次活化過程的儲氫性能，降低了孵育時間、氫壓力以及熱處理溫度等[11]。Kumar等[12]報道，摻雜3.1%(質量分數(shù))V元素的TiFe合金能夠在54 ℃下10 min內吸收超過1.0%(質量分數(shù))的氫氣。此外，通過自燃燒合成技術制備的TiFe0.8Mn0.2合金能在25 ℃下吸收超過1.6%(質量分數(shù))的氫氣。這是由于Mn的置換增加了TiFe相和表面氧化膜中位錯的密度，提高了氫對TiFe的滲透性，大大加快了活化過程以及動力學性能[13]。Ali等[14]通過引入Cu和Y來改善Ti-Fe-Mn合金的儲氫性能，其在20 ℃下能吸收1.85%(質量分數(shù))的氫氣，這主要是由于金屬間化合物Cu2Y的形成，為氫在合金內部的擴散提供新的界面，從而改善了合金的活化性能和動力學性能。Leng 等[4]也發(fā)現(xiàn)，TiFe基合金的活化特性能夠通過添加少量的Ce元素顯著的改善，這使得TiFe0.9Mn0.1Cex(x=0, 0.02, 0.04, 0.06)合金能夠首次在80 ℃和4.0 MPa的條件下吸氫，并具有一個非常短的孕育期?？梢?，少量稀土金屬可以顯著提高TiFe合金的活化性能，這主要是由于合金在氫化后，原位形成的稀土氫化物具有獨特的“氫泵”效應[15]，不僅能夠促進氫的轉移，同時也能夠降低吸放氫活化能。

鑒于實際應用的需要，元素替代結合真空熔煉仍被認為是改善TiFe系合金加氫性能最可行、最實用、最有效的技術。Mn在TiFe合金中的合金化研究已經(jīng)很廣泛，并被認為是最佳的摻雜元素，但它們的儲氫性能還可以通過添加其他元素進一步提高[13,16]。在RE-Mg基儲氫合金的調查中[17-19]，發(fā)現(xiàn)相比于La, Ce, Pr, Nd, Y等元素，Sm元素不僅能夠最有效的降低合金活化能，同時還能提高鎂基合金脆性，使其在后續(xù)的循環(huán)過程中，顆粒更容易細化，從而改善其動力學性能。鑒于此，我們認為，Sm元素對TiFe基儲氫合金也具有類似的促進作用。因此，在本文中，Sm元素被用來部分摻雜Ti-Fe-Mn基儲氫合金中的Ti元素，構建Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08)合金，以提高其儲氫性能。同時，也詳細研究了Sm元素對合金試樣的相組成、微觀結構，以及吸氫和脫氫動力學性能的影響。

1 實 驗

1.1 材 料

金屬鈦(Ti)、金屬鐵(Fe)，金屬錳(Mn)均由中國鋼研科技集團有限公司提供，純度為99.6%。稀土元素釤(Sm)由中國北方稀土高科技有限公司提供，純度為99.8%。實驗中所用氫氣、氬氣均來自太原科技大學，純度均為99.999%。

1.2 分析測試儀器

X射線衍射儀(XRD)，DMAX/2400型，日本RigaKu公司；掃描電子顯微鏡(SEM)，Quanta 400型，美國FEI公司；透射電子顯微鏡(TEM)，TECNAI G2F20型，美國FEI公司。電子微量天平(精度為0.0001 g)，ME-T型，瑞士Mettler Toledo公司。

1.3 合金制備

鑄態(tài)Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08)儲氫合金被通過真空感應熔煉技術制備。考慮到合金熔煉過程中的熱揮發(fā)損失，依經(jīng)驗值，添加過量的Sm和Mn元素(3%(質量分數(shù)))。將按合金配方稱好的原料按一定順序放入氧化鎂坩堝內，在50 ℃下執(zhí)行去氣操作后，抽真空至10-3Pa，然后通入0.06 MPa高純氬氣(99.999%)作為保護氣體。隨后，開啟中頻感應實施分步加熱，待原料金屬完全熔融后，保持電磁攪拌3 min，使熔融的液體合金充分混合，以保證成分均勻，然后將熔融的液態(tài)合金注入銅模中，并在爐中冷卻至室溫。將熔煉后獲得的鑄錠樣品取100 g在空氣中進行機械粉碎，粉碎至75 μm以下，以用作實驗樣品。為了便于表達，依據(jù)Sm摻雜的量，將實驗合金樣品分別記為Sm2、Sm4、Sm6、Sm8。

1.4 性能測試

樣品的活化和吸放氫動力學性能采用Sievert等體積方法測量。每次測量的實驗樣品重量為0.5 g，且在動力學測量之前，樣品在150 ℃的溫度和4 MPa的氫壓條件下進行3個連續(xù)循環(huán)的吸氫、脫氫反應，以使其完全活化。隨后，等溫吸氫動力學性能分別被測試在40，80，和100 ℃溫度下，且等溫放氫動力學性能分別被測試在40，60，和100 ℃溫度下。等溫吸氫動力學測試被執(zhí)行在3 MPa的初始氫壓下，等溫放氫動力學測試被執(zhí)行在0.01 MPa的初始氫壓下進行。在進行下一次吸氫試驗之前，將反應器重新加熱到150 ℃并抽空15 min，以使樣品中的氫完全釋放出來。

2 實驗結果與討論

2.1 合金的相組成及微觀特征

圖1(a)顯示了鑄態(tài)Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08)合金在氫化前的XRD圖譜。從中可以看出，所有不同Sm含量的鑄態(tài)合金，均是由主相TiFe相和少量得第二相TiFe2相組成，可見Sm元素的摻雜并不改變合金的相組成。這與相關稀土摻雜的文獻報道是一致的[4,20]。圖1(b)為Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08)合金在150 ℃的溫度和4 MPa的氫壓條件下氫化后的XRD圖譜，從中可以看出，合金在吸氫后，分別出現(xiàn)了TiFeH相， TiFeH2相，以及TiFe2相和Sm3H7相?？梢?，合金在氫化過程中，第二相TiFe2相沒有發(fā)生氫化反應，僅有主相TiFe相發(fā)生氫化反應，同時摻雜元素Sm也轉化為相應的氫化物Sm3H7。根據(jù)XRD的分析，合金氫化過程可以概括為以下兩個獨立的反應：

圖1 鑄態(tài)Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08)合金的XRD圖譜：(a) 氫化前；(b) 氫化后Fig.1 XRD patterns of as-cast Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08) alloy: (a) before hydrogenation; (b) after hydrogenation

TiFe+H2→TiFeH+TiFeH2

(1)

Sm+H2→Sm3H7

(2)

從(1)式中可以看出，TiFeH相和TiFeH2相是主要的吸氫相，是由TiFe相連續(xù)兩步氫化反應后形成的產(chǎn)物，即TiFe→TiFeH→TiFeH2[21]。從圖1(b)可以看出，隨著Sm含量的增加，TiFeH2相的相對衍射強度變強，這意味Sm元素的摻雜有利于促進TiFeH2相的形成。同時，TiFe2相的相對衍射強度也隨著Sm含量的增加而減弱，這意味Sm元素的摻雜能夠抑制TiFe2相的形成。由于TiFe2相是一個不吸氫相，因此可以推斷，Sm元素的摻雜有利于提高TiFe基儲氫合金的儲氫容量。然而，隨著Sm含量的增加，Sm3H7相的含量也隨之增加。由于在此實驗條件下，Sm3H7相是一個穩(wěn)定相，不發(fā)生分解，因此，這是不利的對于提高合金得有效儲氫容量。

圖2顯示了鑄態(tài)Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08)合金橫截面的SEM形貌圖。結合XRD的分析，可以推斷出，SEM形貌圖中的深褐色區(qū)域為主相TiFe相，淺灰色區(qū)域為第二相TiFe2相，亮白色的區(qū)域為Sm元素富集區(qū)域。顯然，隨著Sm元素摻雜量的從0.02增加到0.08，亮白色區(qū)域和深褐色區(qū)域的面積逐漸增多，淺灰色區(qū)域面積逐漸減少，這表明Sm元素的摻雜，能夠抑制不吸氫相TiFe2相的形成。這使的合金中有更多的吸氫相，從而實現(xiàn)有效儲氫容量的最大化。此外，從圖中還可以發(fā)現(xiàn)，隨著Sm含量的增加，深褐色區(qū)域的TiFe相分布越來越均勻，并越來越細化，這將導致合金具有更多的界面通道。這不僅有利于氫的擴散，提高合金動力學性能，同時，在后續(xù)的反復吸氫過程中，這些界面通道的存在，也有利于合金顆粒的斷裂、細化。從而創(chuàng)造出更多的新鮮表面積，有利于合金的活化性能的提高。

圖2 鑄態(tài)Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08)合金的SEM：(a) Sm2；(b) Sm4；(c) Sm6；(d) Sm8Fig.2 SEM images of as-cast Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08) alloy: (a) Sm2; (b) Sm4; (c) Sm6; (d) Sm8

圖3顯示了Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.08)合金鑄態(tài)和吸氫態(tài)的HRTEM圖譜。從圖3(a)和(b)中可以明顯的發(fā)現(xiàn)，鑄態(tài)合金具有典型的晶體結構，且與XRD的分析相一致，鑄態(tài)合金由TiFe2相和TiFe相組成。此外，在Sm8合金中鑒定出單質Sm相，由此可知，摻雜進合金中的Sm元素，是以單質形態(tài)存在于鑄態(tài)合金中的。從相應合金的吸氫態(tài)HRTEM圖譜(圖3(c)和(d))中可以看出，合金在吸氫后，TiFe2相依然保持穩(wěn)定的存在，不發(fā)生吸氫反應，僅有TiFe相發(fā)生了吸氫反應，并形成相應的氫化物TiFeH相和TiFeH2相。同時，單質Sm元素也發(fā)生氫化反應，生成相應的Sm3H7氫化物相。其合金在整個氫化反應中，各相的演化過程與XRD的分析結果相一致。

圖3 Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.08)合金的HRTEM圖譜：(a) 鑄態(tài)Sm2合金；(b) 鑄態(tài)Sm8合金；(c) 氫化Sm2合金；(d) 氫化Sm8合金Fig.3 HRTEM images of Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.08) alloy: (a) as-cast Sm2 alloy; (b) as-cast Sm8 alloy; (c) dehydrogenation Sm2 alloy; (d) dehydrogenation Sm8 alloy

2.2 合金的活化性能

研究表明，TiFe合金暴露在空氣中后，容易在顆粒表面形成TiO2薄膜，從而阻止了氫分子與合金表面的接觸，并增加了其解離活化能。因次，TiFe系合金均表現(xiàn)出較難的活化過程，需要在較高的溫度和較大的氫壓下長時間才能完成。圖4(a)顯示了Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08)合金首次氫化的吸氫曲線。可以看出，Sm2合金，在30 min內幾乎是不吸氫的，并且擁有一個非常長的潛伏期。然而，隨著Sm含量的增加，其潛伏期明顯縮短，其中Sm4合金在5 min時便開始吸氫，進一步地，Sm6和Sm8合金擁有更短的潛伏期，且表現(xiàn)出更優(yōu)秀的活化性能，其中Sm8合金2 min內便開始吸氫，并在5 min內達到了最大值。由此可以推斷，Sm元素的摻雜，能夠改善合金的活化性能，且活化性能隨著Sm含量增加將變得更優(yōu)異。圖4(b)為Ti1SmxFe0.8Mn0.2(x=0.02)合金連續(xù)3次的吸氫曲線，從中可以發(fā)現(xiàn)，Sm2合金第一次活化，也能夠完全吸氫，只是需要經(jīng)歷大約1 000 min的時間，而且擁有長達200 min的潛伏期。然而，在第二次吸氫，便可以能夠快速吸氫，并很快實現(xiàn)吸氫飽和。第三次吸氫曲線基本上與第二次完全一致，這意味著，Sm元素摻雜后，合金在第二個循環(huán)便能夠完全活化。

圖4 鑄態(tài)Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08)合金首次氫化曲線(a)和Sm2合金前3次吸氫曲線(b)Fig.4 (a) First hydrogenation curves of as-cast Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08) alloy and (b) the first three hydrogen absorption curve of Sm2 alloy

圖5顯示了Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.08)樣品粉末第一次吸氫前和放氫后的SEM圖譜。圖5(a)和(b)分別為Sm2和Sm8樣品粉末吸氫前的SEM圖譜。從圖中可以看出，合金顆粒尺寸基本小于100 μm，且表面很不規(guī)則，并有很多棱角。這是由于機械破碎所致。然而，從圖5(c)和(d)可以看出，放氫后，合金樣品顆粒形貌發(fā)生了很大變化。首先，合金顆粒表面出現(xiàn)了明顯的裂紋，這是由于氫的吸附和脫附引起的晶格應力所致。眾所周知，由于氫原子半徑遠大于合金晶格的八面體間隙半徑，當氫原子進入合金晶格間隙時，晶格應力是不可避免的。當晶格應力超過了材料本身的斷裂強度時，合金顆粒就會出現(xiàn)裂紋，甚至斷裂，粉碎[22]。對比吸氫前后的顆粒尺寸，放氫后合金顆粒尺寸明顯減少至大約50 μm以下，這除了上述所言的常規(guī)的原因外，Sm元素的摻雜，這也是一個重要的因素。由于Sm元素與氫有較強的親和力，當合金表面與氫接觸時，其氫化物Sm3H7迅速生成，這將引起合金表面的體積膨脹，導致合金顆粒粉化。顆粒的粉化有利于產(chǎn)生新的表面，對氫分子的分解具有明顯的催化作用。此外，顆粒半徑的減少，明顯縮短了氫原子從表面到中心的擴散距離，這顯然是有利的對于動力學性能。從2.1部分中的XRD和SEM的分析可知，Sm含量的增加，必然導致形成更多的Sm3H7氫化物，且會更均勻的分布在合金內部，這將導致合金在氫化后，顆粒更容易斷裂、粉化，從而更有利于其活化和動力學性能。對比于圖5(c)和(d)可知，Sm8合金明顯具有比Sm2更多的裂痕和更小的顆粒尺寸。

圖5 Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.08) 樣品粉末的SEM圖譜：(a) 吸氫前Sm2粉末；(b) 吸氫前Sm8粉末；(c) 放氫后Sm2粉末；(d) 放氫后Sm8粉末Fig.5 SEM images of Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.08) powder samples: (a) before hydrogenation Sm2 powder; (b) before hydrogenation Sm8 powder; (c) after dehydrogenation Sm2 powder; (d) after dehydrogenation Sm8 powder

2.3 合金的吸放氫動力學性能

為了更清楚闡述的Ti-Fe-Mn基儲氫合金的吸氫動力學性能，活化后Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08)合金的等溫吸氫動力學曲線被測試在40 ～ 100 ℃的溫度范圍內，并分別顯示在圖6(a), (b)和(c)中。從中可以看出，各吸氫動力學曲線幾乎表現(xiàn)出大致相同的吸氫過程。吸氫過程均由兩個階段組成，其中第一階段表現(xiàn)出非?？斓奈鼩鋭恿W性能，甚至在2 min之內便完成了大約90%以上的儲氫容量。這主要是由于，氫能夠在合金體內快速擴散，與合金表面接觸并快速轉化成相應的氫化物，完成吸氫過程且形成一定厚度的金屬氫化物殼層。這一階段的吸氫動力學幾乎不受擴散控制，僅是氫化物的形核長大過程。然而，在相同溫度下，第二階段的吸氫動力學卻非常緩慢。這主要是因為，在第二階段的吸氫過程中，氫需要通過第一階段形成的氫化物殼層才能與內部合金發(fā)生氫化反應。由于氫在氫化物中的傳播是非常緩慢的。因此，這一階段的吸氫動力學，主要受限于氫在氫化物層中的擴散，是一個擴散控制過程。對比于相同溫度下的動力學曲線，很明顯，合金的吸氫動力學性能隨著Sm元素的含量增加而增加，特別是在較低溫度的時候，這種改性作用尤為明顯?；罨?E)是反應過程需要克服的最低能量勢壘，是氣固反應中表征動力學性能的重要內在指標[18]。為了進一步闡明Sm含量對吸氫速率的影響，基于JMAK模型[17-19]和Arrheniu方程[17-19]計算了吸氫活化能(Ea)。

圖6 活化的Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08) 樣品在不同溫度下的吸氫動力學曲線：(a) 40 ℃；(b) 80 ℃；(c) 100 ℃, 和(d) lnk與T-1函數(shù)Fig.6 Hydrogen absorption kinetic curves of activated Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08) samples: (a) 40 ℃; (b) 80 ℃; (c) 100 ℃, and (d) function of lnk and T-1

ln[-ln(1-α)]=ηlnk+ηlnt

(3)

lnk=-(Ea/R)·(1/T)+lnA

(4)

式中，α為反應分數(shù)，t為反應時間，k為速率常數(shù)，η為Avrami級數(shù)，R為氣態(tài)常數(shù)(8.314 J·mol-1·K-1)，T為絕對溫度，A為頻率因子且是一個常數(shù)。根據(jù)公式(3)和(4)，并結合圖6(a),(b)和(c)中的數(shù)據(jù)，可以構建lnk與T-1函數(shù)，如圖6(d)所示。顯然，通過擬合直線的斜率可以獲得其對應的吸氫活化能的值。計算所得，Sm2, Sm4, Sm6和Sm8合金的吸氫活化能值分別為-15.2, -9.5,-7.4和-6.8 kJ·mol-1。顯然，這些值的絕對值隨Sm元素含量的增加而降低，表明Sm的加入能夠顯著降低Ti-Fe-Mn基儲氫合金吸氫反應所需的能量勢壘，因此能夠提高其吸氫動力學性能。同時，我們也可以發(fā)現(xiàn)其吸氫活化能的值也并不是一味的線性遞減，其降低程度隨Sm元素含量增加而減少，這就意味著，當Sm含量大于0.08后，Sm元素所引起的這種積極的作用將不明顯。結合XRD的分析可知，合金在活化后，Sm元素主要是以Sm3H7形態(tài)存在的，因此這種降低活化能的作用，主要基于原位形成的稀土氫化物的作用，這種效應被歐陽等命名為“氫泵”效應[15]。

同時，活化后Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08)合金的等溫放氫動力學曲線也被測試在40 ～ 100 ℃的溫度范圍內，并分別顯示在圖7(a), (b)和(c)中。在本實驗中，合金的放氫含量主要受儲氫量和放氫平臺壓力兩個方面的影響。合金儲氫量越多，在放氫過程中釋放的氫氣就越多，但隨著氫氣的釋放，系統(tǒng)內氫氣的壓力將逐漸增大，當氫氣壓力達到合金在該溫度的平臺壓力時，合金將停止放氫。眾所周知，儲氫合金的平臺壓時隨溫度的升高而升高。因此，從圖7(a)中可以看出，合金在40 ℃時，并不能完全釋放氫氣，僅能釋放大約0.3%(質量分數(shù))H2。對比圖7(a), (b)和(c)，可以發(fā)現(xiàn)，放氫動力學也表現(xiàn)出溫度的依賴性。隨著溫度的升高，放氫動力學明顯加快，這主要是由于放氫過程是一個吸熱過程，高溫更利于形核，所以樣品的脫氫動力學隨溫度升高而升高。同時，可以清楚的看到，隨著Sm含量的增加，各合金的放氫動力學也顯著改善。同理，為了進一步闡明Sm含量對放氫速率的影響，放氫活化能(Ed)也被計算JMAK模型[17-19]和Arrheniu方程[17-19]。根據(jù)公式(3)和(4)，并結合圖7(a), (b)和(c)中的數(shù)據(jù)，可以構建lnk與T-1函數(shù)，如圖7(d)所示。同理，通過擬合直線的斜率可以獲得其對應的放氫活化能的值。計算所得，Sm2, Sm4, Sm6和Sm8合金的放氫活化能(Ed)值分別為64.1, 51.9, 49.8和48.9 kJ·mol-1。顯然，這些值隨Sm元素含量的增加而降低，表明Sm的加入能夠顯著降低Ti-Fe-Mn基儲氫合金放氫反應所需的能量勢壘，因為能夠提高其吸氫動力學性能。

圖7 活化的Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08) 樣品在不同溫度下的放氫動力學曲線：(a) 40 ℃；(b) 60 ℃；(c) 100 ℃, 和(d) lnk與T-1函數(shù)Fig.7 Hydrogen desorption kinetic curves of activated Ti1Fe0.8Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08) samples: (a) 40 ℃; (b) 60 ℃; (c) 100 ℃, and (d) function of lnk and T-1

3 結 論

通過真空感應熔煉技術制備了鑄態(tài)Ti1Fe0.8-Mn0.2Smx(x=0.02, 0.04, 0.06, 0.08)儲氫合金，并對其相組成，微觀結構及吸放氫動力學性能進行了系統(tǒng)的分析，得出如下結論：

(1)通過XRD, SEM及TEM分析，發(fā)現(xiàn)鑄態(tài)合金是由TiFe相，TiFe2相，以及單質Sm組成。氫化后，TiFe2相不發(fā)生氫化反應，TiFe相依次轉化為TiFeH相和TiFeH2相，且單質Sm也轉化為相應的Sm3H7相。此外，隨著Sm含量的增加，TiFeH2相增加，TiFe2相減少。

(2)活化性能分析表明，Sm氫化后形成的Sm3H7相，引起合金表面的體積膨脹，導致合金顆粒開裂和粉化，從而提高了合金的活化性能，并大幅度縮短了合金活化的潛伏期。其中，x=0.08時，合金2 min內便能夠吸氫，并在5 min內達到了最大值。

(3)動力學測試表明，Sm元素的摻雜能夠同時改善了合金的吸放氫動力學性能并有效降低合金吸放氫活化能。隨著Sm元素含量的增加，合金吸氫活化能值依次分別為-15.2, -9.5, -7.4和-6.8 kJ·mol-1，放氫活化能值依次分別為64.1, 51.9, 49.8和48.9 kJ·mol-1。