氢作为一种有前景的能量载体，因其高比能量密度（120 MJ/kg）和零碳排放而受到重视。然而，在常温条件下，其低体积密度（0.089 kg/m3）使得储存和运输变得困难[1]。因此，开发高效且安全的氢储存技术对于大规模氢能应用至关重要，这符合联合国可持续发展目标7（负担得起和清洁的能源）。氢储存技术可分为物理储存方法和基于材料的系统。物理方法如高压压缩和低温液化已经成熟，但通常存在安全隐患和较高的能耗[2]。基于材料的储存系统包括金属氢化物/储氢合金中的气固可逆氢储存[[3], [4], [5]]，以及基于电极反应的电化学氢储存[[6], [7], [8], [9]]。在基于电极反应的电化学系统中，常采用纳米结构工程来优化性能[10]。但对于气固储氢合金而言，纳米结构化可能会加剧表面钝化或中毒现象，从而影响材料稳定性[11,12]，因此本研究中未采用这种技术。储氢合金因其高体积氢密度和在相对较低压力下的固态储存安全性而具有吸引力，已被广泛应用于固定式储存、车载固态氢储罐和镍氢电池[[13], [14], [15]]。
在储氢合金中，非化学计量的AB2型Ti-Mn基合金因其高存储容量（约2.0 wt%）、优异的循环稳定性和成本效益而受到广泛关注[5]。代表性的TiMn1.5合金被视为一种有前景的储氢材料。然而，这些合金的主要缺点是较大的平台斜率和滞后现象[16,17]，这会导致能量损失，并需要较宽的操作温度和压力范围，这在实际应用中是不理想的[18], [19], [20]]。因此，如何在不牺牲氢存储容量的前提下同时降低平台斜率和滞后现象，对于非化学计量的Ti-Mn基合金至关重要。
储氢合金的滞后现象源于氢化过程中的塑性变形[21,22]。当氢进入间隙位点时，α相会超出其弹性极限，产生位错和晶格缺陷。不可逆的塑性变形导致脱附过程中晶格无法完全恢复，从而表现为滞后[23]。研究表明，氢的吸收会引起显著的晶格畸变和微观应变，而脱附过程产生的微观应变很小[24]。这进一步表明，特别是在氢化过程中产生的晶格应变在滞后现象中起着关键作用。为了减轻滞后现象，人们广泛采用成分修改来扩大晶胞尺寸并减少氢化过程中的应变。例如，在La-Ce-Ca-Ni合金系统中，用Co替代Ni可以增大晶胞参数，扩大氢吸收间隙位点，降低氢原子迁移的阻力，从而减轻晶格应变，从而改善滞后[25]。类似地，在ZrFe2中用较大的V原子替代Fe也可以降低滞后[26]。然而，这种替代方法也有缺点：非氢吸收元素可能会降低整体氢存储容量。引入氢吸收元素（如V）可能会改变间隙位点的化学环境，从而可能恶化平台斜率。平台斜率宏观上反映了氢吸收位点之间的热力学不均匀性，这种不均匀性主要源于氢占据的间隙位点的亲和力差异[26], [27], [28], [29]]。这种不均匀性还会因合金内部的成分偏析和微观应变而加剧。这些因素改变了间隙位点的大小和化学环境，从而增加了位点能量的不均匀性，这是平台斜率的主要贡献因素[30], [31], [32]]。在非化学计量的Ti-Mn基合金中，铸态下的Ti富集偏析和固有的晶格畸变会严重恶化平台斜率和滞后现象[33,34]。因此，开发一种能够同时抑制成分偏析和调节微观应变的策略对于协同改善平台斜率和滞后现象至关重要[27] [35,36]。退火有望通过促进原子重排来提高均匀性并减少微观应变，从而解决这些问题。然而，传统的AB2型合金退火处理通常耗时较长，且对平台特性的改善有限，甚至可能牺牲可逆容量[37], [38], [39], [40], [41], [42]]。更重要的是，尽管已知退火会影响滞后现象，但其对氢化过程中微观应变的动态产生和积累的影响尚不清楚[43], [44], [45]]。目前仍缺乏关于微观应变演变与平台性能之间关系的定量理解。
为了解决这些问题，采用短时间高温退火来调节非化学计量的(TiZr)1.2Mn1.2Cr0.6合金的微观结构。在1200°C下退火1小时后，Ti富集相被消除，形成了单一的C14 Laves相。该合金在25°C和6 MPa H2条件下的氢存储容量仍为2.12 wt%。初始微观应变从0.16%降低到0.03%，平台斜率从1.93降低到0.33。退火还增加了合金的脆性，通过颗粒粉化促进了微观应力的释放，而不是持续的塑性应变积累。因此，残余微观应变从0.26%降低到0.07%，滞后系数从0.43降低到0.06。通过将平台斜率与初始微观应变以及氢化后的残余微观应变相关联，本研究建立了宏观平台性能与微观结构演变之间的定量联系。这些发现为通过调节微观应变来优化AB2型储氢合金的平台特性提供了基础，并为退火过程设计提供了指导。
