本文在国内外Mg₂Ni型贮氢合金研究进展的基础上,确定以成分为Mg_2.4Ni的贮氢合金为研究对象,用真空中频感应炉制备了多元Mg_2.4Ni贮氢合金,合金的成分为:(Mg_2.4Ni)_100-xRE_x（RE=La,Ce,Nd,Sm; x=0,5,10,15,20）。为了避免Mg的挥发,在冶炼时用高纯氦气保护,用单辊快淬法对合金进行了快淬处理,获得长度连续,厚度为25³5um,宽度为3¹0mm的非晶薄带。用X射线衍射（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）分析了铸态及快淬态合金的相结构和微观形貌;用电化学测试仪器测试铸态及快淬合金的电化学性能;用差示扫描量热法（DSC）测试了快淬非晶相的晶化温度,分析了合金成分及快淬工艺对非晶相热稳定性的影响;用P-C-T曲线测试仪测试了铸态及快淬态合金的吸氢量和吸氢动力学性能。结果表明:在合金中加入稀土元素La可以显著提高(Mg_2.4Ni)_100-xLa_x（x=0,5,10,15,20）合金的非晶形成能力,La的加入明显改变了合金的相结构,随着La含量的增加,合金主相由Mg₂Ni相改变为LaMg₃相和LaNi₃相。La含量变化对非晶相的热稳定性影响较小,铸态及快淬合金的活化性能良好,但它们的最大放电容量随着La含量的增加变化复杂。合金快淬后吸氢动力学性能恶化,吸氢量降低,这主要是LaNi₃快淬后吸氢性能下降所致。对(Mg_2.4Ni)_100-xCe_x（x=0,5,10,15,20）系列合金的研究结果表明,稀土元素Ce明显改变了合金的相结构,快淬工艺及Ce含量对合金的非晶形成能力影响较小,但形成非晶的热稳定性较好,晶化温度在580℃左右。在铸态合金中加入元素Ce,最大放电容量降低。铸态的(Mg_2.4Ni)₉₀Ce₁₀合金在150min时吸氢量最高,达3.6wt%,认为Ce₇Ni₃相和CeMg₃相是主要的吸氢相。研究铸态及快淬态(Mg_2.4Ni)_100-xNd_x（x=0,5,10,15,20）合金的相结构及吸氢动力学性能发现,快淬合金(Mg_2.4Ni)_100-xNd_x（x=5,10）的结构为非晶基体上镶嵌着不同数量的纳米晶,快淬合金(Mg_2.4Ni)_100-xNd_x（x=15,20）由单一的非晶相组成。随着Nd含量的增多,吸氢量先增大后减小,成分为(Mg_2.4Ni)₉₀Nd₁₀的铸态合金吸氢量最大,150min时高达3.4wt%,认为NdNi₇相和NdNi₁₇相是吸氢的关键相;快淬后,合金的吸氢动力学性能恶化,吸氢量降低,非晶态的(Mg_2.4Ni)₈₅Nd₁₅吸氢量最大,150min时吸氢量为1.9wt%。对(Mg_2.4Ni)_100-xSm_x（x=0,5,10,15,20）系列合金进行了详细的研究,并采用球磨工艺提高其综合性能。研究结果表明:在铸态合金中加入稀土元素Sm可以优化吸氢动力学性能,提高吸氢量;在相同的压力下,升高温度,也能改善吸氢动力学性能,主要原因是温度越高,氢原子的扩散系数越大,越有利于氢原子在合金中的扩散与溶解。快淬合金(Mg_2.4Ni)₉₀Sm₁₀第一次和第十次气态吸氢后都生成氢化物Mg₂NiH_0.3、SmH₂和少量的Mg₂NiH₄,完全放氢后,经过多次吸放氢循环的合金,各相丰度和强度明显增大,说明随着循环次数的增多,有更多的非晶相晶化,这也是导致快淬合金吸氢量逐渐下降,吸氢动力学性能不断恶化的机理。非晶态的(Mg_2.4Ni)₉₀Sm₁₀合金球磨后出现晶化现象,放电容量急剧衰减,气态吸氢量也明显降低。