Mg7TiH16为Ca7Ge型立方结构,质量储氢容量是6.9wt.%,较高的储氢容量使其具有成为储氢材料的潜质。但是放氢温度较高（605K）且不存在二元的Mg7Ti合金,氢化物放氢后瓦解,不能重复吸放氢。研究发现Mg-Ti-H多层膜结构中存在与Mg7TiH16相似的氢化物结构,且能够可逆吸放氢,但内在机制并未说明。基于此,本文首先提出掺杂碱金属降低Mg7TiH16的放氢温度,研究碱金属对Mg7TiH16放氢热力学及其放氢后稳定性的影响;其次通过第一性原理及其分子动力学、过渡态等计算方法研究MgH2/TiH2、TiH2/Mg7TiH16和MgH2/Mg7TiH16三种界面结构的稳定性、放氢热力学及放氢后界面稳定性,探究Mg-Ti-H多层膜结构中Mg7TiH16结构重复吸放氢的机制;结合上述研究结果进一步探讨多层膜中界面的存在对碱金属掺杂的Mg7TiH16可逆吸放氢性的影响;此外充分利用Mg7TiH16的Ca7Ge型晶体结构的优势,设计同种结构的Mg7TiX2合金,探究其作为储氢材料的可行性。研究了碱及碱土（Li、Na、K和Ca）金属掺杂对Mg7TiH16放氢热力学的影响。四种掺杂金属中,Li掺杂不仅能够保证掺杂体系的稳定性而且能够降低H解离能,是比较理想的掺杂元素。Li替代掺杂削弱了 Mg-H和Ti-H的相互作用,降低了掺杂原子附近H的解离能。尽管不同Li掺杂浓度的Mg7-xLixTiH16（x=3.125at.%～25at.%）结构是热力学稳定的,但是放氢后Mg7-xLixTi瓦解,Mg7-xLixTiH16不能可逆吸放氢。当全部的Mg1被Li原子替代生成Mg6LiTiH16后,储氢容量由Mg7TiH16的6.9wt.%升高到7.44wt.%,氢化物中只存在两种四面体间隙位,因此金属-H间的电荷作用比较均匀,氢化物保持Ca7Ge结构的对称性。第一性原理分子动力学研究证明Mg6LiTiH16结构可能在500K开始失稳,H原子发生解离。为了研究Mg-Ti-H多层膜结构中氢化物间的相互作用,建立了 MgH2/TiH2、TiH2/Mg7TiH16和MgH2/Mg7TiH16 三种界面结构,其中,MgH2/Mg7TiH16 界面具有最小的界面吸附功,比其他两种界面结构更稳定。因此,在H气氛下制备Mg-Ti多层膜最先可能生成MgH2/Mg7TiH16界面。在MgH2/TiH2和TiH2/Mg7TiH16界面中,TiH2充当催化层,加速了 MgH2和Mg7TiH16的放氢,建立界面能够改善氢化物放氢热力学。三种界面结构中最理想的界面模型是MgH2/Mg7TiH16,尽管并不存在Mg7Ti合金,但是在Mg/Mg7Ti界面中Mg7Ti通过Mg原子失去电荷,Ti原子得到电荷来维持稳定不瓦解,Mg/Mg7Ti界面的吸氢过程将首先发生在Ti原子周围的间隙区,Ti与H的强键合对吸氢过程有积极作用。界面的存在有助于保持Mg7TiH16放氢后的稳定性,使其有实现可逆吸放氢的可能。研究了 MgH2/Mg6LiTiH16界面的放氢前后的稳定性和放氢热力学。界面的出现减小了 Mg6LiTiH16的氢解离能,放氢后的Mg/Mg6LiTi界面是稳定的,电子结构研究发现均匀电子气和少量的电荷积聚在界面区,界面两侧的金属原子主要以金属键和少量的离子键的形式维持放氢后体系的稳定性。Mg6LiTi层Ti得到电荷,而Mg和Li失去电荷,与体相具有相同原子得失电荷趋势,但是与体相相比Ti得电荷数显著减小,Mg原子失去的电荷数也减少,而Li贡献的电荷数轻微增多,这种得失电子数的变化体现了金属间相互作用的变化,这种改变也是界面结构中放氢后Mg6LiTiH16能够稳定的主要原因。设计了 Ca7Ge型的Mg7TiX2（X=C、N、O、F、P、S和Cl）七种合金,其中,Mg7TiF2、Mg7TiO2和Mg7TiS2三种合金是热力学稳定的,有可能被合成。完全氢化后,Mg7TiF2H14、Mg7TiO2H14和Mg7TiS2H14的氢化物形成能均为负值,是热力学稳定的,三种氢化物的储氢容量分别为5.23wt.%、5.35wt.%和4.76wt.%。当温度达到300K时,Mg7TiO2和Mg7TiS2合金失稳,而Mg7TiF2在300K甚至更高温度（400K）下合金形成能仍为负值,是热力学稳定的。对Mg7TiF2进行声子计算发现声子谱不存在虚频,结构是稳定的,有望成为新型储氢材料。