納米多孔Ni、Ni3S2/Ni復合電極的制備及其電催化析氫性能

周 琦 歐陽德凱 汪 帆 何金山 黎新寶

(1蘭州理工大學,省部共建有色金屬先進加工與再利用國家重點實驗室，蘭州 730050)

(2蘭州理工大學,材料科學與工程學院，蘭州 730050)

0 引 言

氫能作為一種清潔高效的二次能源一直備受關注[1-4]。電解水制氫是獲取氫氣的主要方式，但由于過電位的存在造成其能量轉化效率低，使得工業化制氫無法大規模生產。目前的研究主要通過以下2個因素降低電極析氫過電位：一是增大電極的比表面積，以增加電極反應的活性位點，降低電極析氫過程中的真實交換電流密度；二是尋找具有高電催化活性的電極材料[5-6]。過渡金屬Ni外層電子層具有未成對的3d電子，在析氫反應過程中容易與電離出的氫原子的1s軌道電子配對形成M—H鍵，且表現出較快的反應速率。Lei[7]等利用超聲輔助將Mg-Ni-La金屬條帶在(NH4)2SO4水溶液中脫合金得到了韌帶狀納米多孔Ni，其獨特的結構表明S的加入能在析氫過程中提供大量空位從而促進了H的吸附，但硫化物導電性的不足導致其反應遲緩。Duan等[8]通過一步水熱合成法在泡沫鎳上制備了納米片狀Ni3S2并發現片狀Ni3S2中的S22-能與Ni基底形成高效的電子傳輸橋梁，加快了電子的傳輸速率。曹寅亮等[9]發現Ni-S合金較強的析氫活性歸結于Ni3S2具有較適中的吸脫附氫能力，在析氫反應過程中，對活性氫原子表現出瞬間暫態行為，具有較強的抗極化能力。

基于過渡金屬硫化物對電催化析氫性能的特殊貢獻，我們選擇了不同相組成的Ni-Al合金，利用脫合金化獲得了具有多孔結構的納米Ni，隨后通過一步水熱合成法在納米多孔Ni基底上制備了納米片狀Ni3S2，形成了納米多孔Ni3S2/Ni復合材料，并對其物相組成、微觀結構進行表征，最后在1 mol·L-1NaOH溶液中測試其電化學性能，以期有效降低電催化析氫過程中的過電位，同時為過渡金屬硫化物的制備及其在電催化析氫領域的應用提供參考。

1 實驗部分

配制3種不同原子比的Ni、Al金屬塊(分析純)制備 Ni30Al70、Ni25Al75、Ni20Al80合金。經過清洗除污、真空封裝、水冷銅坩堝真空懸浮熔煉爐熔煉，得到前驅體合金錠。然后將合金錠去除氧化皮后切成小塊放入石英管中，在氬氣氛圍下的真空甩帶機中經過電磁感應將石英管中的合金塊加熱至熔融狀態，同時釋放在石英管上方壓力為0.12 MPa的高純氬氣，使熔融狀態的金屬液從石英管的底端噴射到轉速為25 r·s-1的銅輥上，得到寬度為3～5 mm的前驅體合金條帶。將合金條帶放置于65℃、質量分數25%的NaOH溶液中保溫32 h進行脫合金化。依次用大量的蒸餾水、酒精沖洗，直至清洗溶液至中性，最后放入真空干燥箱中，在60℃下干燥6 h。待冷卻至室溫后取出得到納米多孔Ni。3種合金脫合金化后得到的納米多孔Ni分別以Ni30、Ni25和Ni20表示。

將納米多孔Ni作為基體原料，稱取0.1 g放入盛有飽和草酸溶液的燒杯中以去除基體原料表面少許的氧化皮，預處理5 min后依次用大量的蒸餾水、酒精沖洗干凈，真空干燥待用。將預處理后的納米多孔Ni分別放入盛有30 mL、0.04 mol·L-1硫代硫酸鈉溶液的聚四氟乙烯不銹鋼反應釜中，然后將反應釜放入恒溫干燥箱中，在100℃下保溫2 h，自然冷卻到室溫后取出。依次用蒸餾水和酒精清洗干凈，最后再放入真空干燥箱中60℃干燥6 h，冷卻后取出，得到納米多孔Ni3S2/Ni(Ni3S2/Ni30、Ni3S2/Ni25、Ni3S2/Ni20)。

將所制得的納米多孔Ni和納米多孔Ni3S2/Ni材料研磨成粉，并與導電石墨、乙炔黑按質量比80∶7.5∶7.5混合均勻，滴加質量分數5%的聚四氟乙烯乳液和少量酒精調制成糊狀，涂覆到已經處理過的泡沫鎳集流器上，涂覆面積為1 cm2。然后放入真空干燥箱中60℃保溫6 h，待冷卻至室溫后取出放入壓片機下經10 MPa壓力壓制成片，制得待測電極。電化學測試在辰華CHI660e電化學工作站上進行，采用三電極體系，輔助電極和參比電極分別為10 mm×10 mm鉑片和飽和甘汞電極，電解液為1 mol·L-1NaOH溶液。

采用D/Max-2400型X射線衍射儀(XRD)分析材料物相組成，CuKα輻射，λ=0.154 nm，I=40 mA，U=40 kV，2θ=10°～100°，掃描速率為 5(°)·min-1，步長0.02°。采用場發射掃描電鏡(JSM-6700，SEI二次電子成像，工作電壓5.0 kV)和透射電子顯微鏡(JEM-2010，工作電壓200 kV)測試樣品的微觀結構與成分。利用PHI-5702型電子能譜儀(XPS)分析材料化學組成和元素價態。

2 結果與討論

2.1 合金的物相分析

圖1為 Ni30Al70、Ni25Al75和 Ni20Al80前驅體合金的XRD圖，可以看出，Ni30Al70由NiAl3(Pnma，PDF No.65-2418)和 Ni2Al3(P3m1，PDF No.65-3454)組成；Ni25Al75由 NiAl3(Pnma，PDF No.65-2418)組成；而 Ni20Al80由Al(Fm3m，PDF No.65-2869)和 NiAl3(Pnma，PDF No.65-2418)組成。

圖1 Ni30Al70、Ni25Al75和Ni20Al80前驅體合金的XRD圖Fig.1 XRD patterns of Ni30Al70,Ni25Al75and Ni20Al80precursor alloys

圖2為Ni30Al70、Ni25Al75、Ni20Al80脫合金化后(Ni30、Ni25、Ni20)的 XRD 圖，由圖可知，在2θ為44.4°、51.6°、76.1°、92.1°、98.1°的位置出現5個衍射峰，分別對應面心立方結構Ni(Fm3m，PDF No.01-1258)的(111)、(200)、(220)、(311)、(222)晶面，無其它衍射峰，說明均得到單一Ni相。

圖2 納米多孔Ni30、Ni25和Ni20的XRD圖Fig.2 XRD patterns of nano-porous Ni30,Ni25and Ni20

圖3為3種Ni-Al合金脫合金化制備的納米多孔Ni通過水熱合成得到的納米多孔Ni3S2/Ni電極材料的XRD圖。由圖可知，3種Ni3S2/Ni電極材料具有相同的峰，在2θ為21.8°、31.2°、37.9°、50.3°、55.3°處分別對應 Ni3S2(R32，PDF No.73-0698)相的(100)、(110)、(111)、(210)、(211)晶面，2θ為 44.4°、51.6°、76.1°、92.1°、98.1°處分別對應Ni(Fm3m，PDF No.01-1258)相的(111)、(200)、(220)、(311)、(222)晶面，這說明通過水熱合成得到的納米多孔Ni3S2/Ni電極材料含有Ni3S2相和基體Ni相。

圖3 (a)Ni3S2/Ni30、(b)Ni3S2/Ni25和(c)Ni3S2/Ni20的XRD圖Fig.3 XRD patterns of(a)Ni3S2/Ni30,(b)Ni3S2/Ni25and(c)Ni3S2/Ni20

2.2 不同成分納米多孔Ni、Ni3S2/Ni電極的微觀結構分析

圖4為3種成分Ni-Al合金脫合金化后的SEM圖，由圖可見，3種合金脫合金化后得到的骨架形貌不同。Ni30Al70合金相組成NiAl3和Ni2Al3的腐蝕電位不同，NiAl3相優先被腐蝕，釋放的Ni原子在溶液中擴散重組，形成較大的骨架，同時在合金條帶的表面形成大的孔洞，使Ni2Al3相暴露在固/液界面處，Ni2Al3相得以被腐蝕，NiAl3和Ni2Al3相的協同腐蝕作用使Ni30Al70合金抽Al后形成骨架寬度為100～300 nm的結構，并在骨架周圍伴有孔徑為2～5 nm蜂窩狀的介孔結構，形成如圖4a所示的多層次孔結構。Ni25Al75合金由NiAl3單相組成，該相中Ni2+離子和Al3+離子以類似于固溶體的形式存在[10]，所以在腐蝕溶液中，NiAl3相易被腐蝕，同時脫Al之后的Ni原子發生聚集團簇，形成如圖4b所示的大骨架結構。Ni20Al80合金由Al和NiAl3相組成，在NaOH腐蝕溶液中，脫相與脫元素協同進行，Al和NiAl3兩相形成原電池，活潑Al相作為陽極優先被腐蝕，即在固/液界面處優先發生Al的腐蝕溶解，生成的AlO2-在濃度梯度的作用下不斷進入溶液中，隨著Al的不斷溶解，形成較大的孔洞和寬度為300～600 nm的骨架結構。同時，合金中的NiAl3相暴露于腐蝕液中發生脫元素腐蝕，NiAl3相中的Al原子不斷被腐蝕進入溶液中，在骨架表面形成蜂窩狀的介孔結構，如圖4c所示。

圖4 納米多孔(a)Ni30、(b)Ni25和(c)Ni20的SEM圖Fig.4 SEM images of nano-porous(a)Ni30,(b)Ni25and(c)Ni20

圖5為不同成分納米多孔Ni3S2/Ni復合電極的SEM圖，通過與圖4對比，3種不同骨架結構的納米多孔Ni基底經過水熱合成反應后，在骨架的表面生成厚度為4～6 nm的納米片，并與基體Ni表現出良好的相容性。這一結構的生成是Ni2+和S2-的相對擴散速率不同造成的。在反應初期，S2-與基體Ni反應，在納米多孔Ni的表面形成一層Ni3S2薄膜，該薄膜能夠阻止S2-擴散，進而使其不能與內部的Ni繼續反應，但是Ni2+能夠通過薄膜繼續擴散與S2-反應，所以Ni2+和S2-不同的擴散速率造成納米多孔Ni基體上有大量的空位生成，以至于形成交錯的納米片結構[11]。另外，Ni30和Ni20具有的介孔結構能在水熱擴散重組過程中轉移一部分反應溶液，使Ni3S2納米片不會在骨架表面堆積，而Ni25表面堆積的Ni3S2納米片會一定程度堵塞骨架間隙，且經過水熱合成后，原有的骨架結構有所變化，其中納米多孔Ni30電極最為明顯，Ni30在水熱合成實驗之前，在骨架周圍伴有介孔結構，但經過水熱合成加入S元素之后，原有的介孔結構消失了，且原有的不規則骨架結構也變成了200～300 nm的顆粒狀結構，這是因為水熱合成的溶液呈弱堿性，在120℃條件下，形成納米片狀Ni3S2相的同時，Ni會重新發生擴散重組，從而形成顆粒狀結構。

圖5 納米多孔(a)Ni3S2/Ni30、(b)Ni3S2/Ni25和(c)Ni3S2/Ni20的SEM圖Fig.5 SEM images of nano-porous(a)Ni3S2/Ni30,(b)Ni3S2/Ni25and(c)Ni3S2/Ni20

如圖6的TEM圖所示，納米多孔Ni30通過水熱合成形成交錯的納米片，與圖5a中的形貌一致。從圖6b高分辨TEM圖中可以看到間距為0.287 nm的晶格條紋，與Ni3S2相的(110)晶面間距吻合，這與圖3的XRD測試結果一致，同時通過所選區域衍射花樣可以看出，所形成的Ni3S2/Ni30具有多晶結構，通過能量散射X射線譜(EDS)測試表面Ni和S含量，得出Ni3S2的質量分數為13.72%。圖6c、6d為Ni2p和S2p經軟件擬合后的XPS譜圖。在Ni2p的XPS圖譜中，結合能為856.2和873.9 eV的2個主峰分別對應著Ni2p3/2和Ni2p1/2，其結合能相差17.7 eV，說明該電極材料中含有+2和+3兩種價態的Ni[12]，另外2個峰分別是Ni2p3/2和Ni2p1/2的伴隨衛星峰(圖6c)。結合能為162.04和163.24 eV處的2個峰分別對應S2p3/2和S2p1/2，說明該電極材料中S為-2價的還原態(圖6d)。另外，在168.7 eV處的峰可能是由于電極材料在空氣中被部分氧化殘留在Ni3S2/Ni30電極表面的S2O32-所致[13]，但經XRD測試結果可知，并沒有出現關于S2O32-的相，所以S2O32-對電極材料的電催化析氫性能的影響可忽略不計?？偟膩碚f，在Ni2p和S2pXPS譜圖中的峰都明顯展現出Ni3S2相峰的特點[14-16]，說明通過水熱合成原位硫化得到了Ni3S2/Ni復合電極材料，這與XRD和TEM的分析結果一致。

圖6 納米多孔Ni3S2/Ni30復合電極的(a、b)TEM圖、(c)Ni2p的高分辨XPS譜圖和(d)S2p的高分辨XPS譜圖Fig.6 (a,b)TEM images of nano-porous Ni3S2/Ni30composite electrode,and high-resolution XPS spectra of(c)Ni2p and(d)S2p

2.3 納米多孔Ni、Ni3S2/Ni合金的電催化析氫性能

圖7為不同成分納米多孔Ni、Ni3S2/Ni電極在1 mol·L-1NaOH溶液中的LSV曲線。從圖7a可以看出，在加入S元素之前，納米多孔Ni30電極具有最高的電催化析氫性能，當電流密度為50 mA·cm-2時，該電極具有最低的析氫過電位，分別比納米多孔Ni25、Ni20電極正移了147和88 mV，這得益于納米多孔Ni30經脫合金過程中NiAl3和Ni2Al3兩相協同腐蝕后具有較小的骨架結構，以及骨架周圍蜂窩狀的介孔結構為電極析氫提供了更多的活性位點，有利于活性H原子的吸附，從而提高了電極的電催化析氫性能。Ni20經脫合金過程中Al和NiAl3兩相協同腐蝕后同樣形成了介孔結構，然而Ni20的骨架尺寸比Ni30大200～300 nm，導致了其骨架間隙的減少，在催化析氫過程中阻礙了電解液與內層骨架的充分接觸從而造成性能下降。Ni25經脫合金化過程中NiAl3單相被腐蝕后僅形成了無介孔的大骨架結構，骨架間隙更小導致了活性位點更少，故性能最差。

圖7 不同成分納米多孔(a)Ni和(b)Ni3S2/Ni電極的LSV曲線圖Fig.7 LSV curves of nano-porous(a)Ni and(b)Ni3S2/Ni electrodes with different components

通過S元素的加入，納米多孔Ni3S2/Ni復合電極在納米多孔Ni基體的基礎上表現出更優的電催化析氫性能，在電流密度為50 mA·cm-2時，納米多孔Ni3S2/Ni30、Ni3S2/Ni25、Ni3S2/Ni20電極的過電位分別比納米多孔 Ni30、Ni25、Ni20基體電極正移了 34、35、48 mV，其中，納米多孔Ni3S2/Ni30具有最低的過電位。在析氫反應過程中，納米多孔Ni獨特的多孔結構能為析氫反應提供大量的活性位點，且Ni因其最外層具有未成對電子，在析氫過程中更有助于H的吸附，然而Ni與H之間過強的結合能使H不易脫附進行下一步反應。相反，Ni3S2中的(110)晶面與H的結合能弱，電子傳輸的能量勢壘低，更有利于H的脫附。在析氫反應初始階段，Ni首先使電解液中O—H鍵斷裂以促進H在表面的吸附，隨后Ni3S2對H適中的結合能可加速H2的形成和釋放。同時，Ni優良的導電性彌補了Ni3S2導電性不足的缺陷，加快了電子在兩相之間的傳輸速率，促進了反應的進行。

根據Tafel公式(1)：η=a+blg|j|(其中η為過電位，a為常數，b為Tafel斜率，j為電流密度)，對不同電極陰極極化曲線強極化區擬合分析得到各個電極材料的析氫動力學參數，如表1所示[17]。由表1可知，納米多孔Ni3S2/Ni30電極的交換電流密度最大，分別是Ni30、Ni25、Ni3S2/Ni25、Ni20、Ni3S2/Ni20電極的 1.21 倍、2.91倍、1.71倍、1.62倍、1.35倍，說明該電極在析氫反應過程中具有較強的電荷交換能力，即電極/電解液界面處的反應速率大，從而該電極具有最佳的電催化析氫性能。

表1 不同電極的析氫動力學參數Table 1 Kinetic parameters for electrochemical hydrogen evolution reaction of different electrodes

針對納米多孔Ni30和Ni3S2/Ni30電極材料，在1 mol·L-1NaOH溶液中不同溫度下測試兩電極的Tafel曲線，如圖8a、8c所示。從圖中可以看出，隨著溫度的升高，Tafel曲線依次向高電流密度方向移動，說明溫度升高促進了電極的電催化析氫反應速率。另外，通過Tafel曲線，可計算出兩電極材料在不同溫度下的交換電流密度j0，然后根據Arrhenius方程(2)：lg|j0|=lgA-Ea/(2.303RT)(其中A為指前因子，R為氣體常數，T為絕對溫度)可得出j0的對數值與溫度倒數的半對數關系，從而可獲得納米多孔Ni30和Ni3S2/Ni30兩電極材料的表觀活化能(Ea)[18]。如圖8b、8d所示，通過以上計算得出納米多孔Ni30和Ni3S2/Ni30電極的析氫反應表觀活化能分別為33.34和25.54 kJ·mol-1，納米多孔 Ni3S2/Ni30電極的表觀活化能相比納米多孔Ni30電極降低了7.80 kJ·mol-1，說明納米多孔Ni3S2/Ni30電極具有更高的電催化析氫性能。

圖8 納米多孔Ni30、Ni3S2/Ni30電極材料在1 mol·L-1NaOH溶液中(a、c)不同溫度下的Tafel曲線和(b、d)相應的Arrhenius關系曲線Fig.8 (a,c)Tafel plots and(b,d)corresponding Arrhenius plots of nano-porous Ni30and Ni3S2/Ni30electrodes at different temperatures in 1 mol·L-1NaOH solution

為了進一步了解電極的電催化活性，我們在1 mol·L-1NaOH溶液中測定了納米多孔Ni30和Ni3S2/Ni30電極的交流阻抗曲線，如圖9所示，同時利用ZSimpWin軟件對所得到的曲線進行擬合。圖9插圖中的等效電路圖中，Rs代表溶液電阻，Rsf代表SEI膜電阻，Rct代表電荷轉移電阻，CPE代表彌散效應存在下的微分電容，Rw代表Warburg電阻，Y0代表擬合后Warburg阻抗的值，為常數。等效電路中各元件的擬合值列于表2。由圖9可知，在高頻區，所有電極的交流阻抗曲線均由2個弧組成，其中前一段弧是電極表面SEI膜的阻抗響應，電極在電催化反應過程中，溶液中的H+在電極表面發生不可逆的反應，會在電極的表面形成一層電解質膜，從而阻礙電子的傳遞。后一段弧是電荷轉移的阻抗響應，從表2可以看出，納米多孔Ni3S2/Ni30復合電極相對于納米多孔Ni30基體電極的Rsf和Rct值均減小，說明各電極材料本身的電催化析氫性能和阻抗值的大小有關，阻抗值越小，電荷轉移得越快，從而析氫性能越好。

圖9 納米多孔Ni30、Ni3S2/Ni30電極的電化學阻抗譜及等效電路圖(插圖)Fig.9 Nyquist plots for the nano-porous Ni30and Ni3S2/Ni30electrodes and corresponding equivalent circuits(inset)

表2 不同電極材料等效電路圖中各元件擬合數據Table 2 Fitted parameters of the electrode equivalent circuit on different electrodes

另外，根據公式(3)可求得H+在電極反應中的擴散系數：

其中，R為氣體常數，T為熱力學溫度，n為電化學反應中的電子轉移數，F為法拉第常數，cB為H+的初始濃度，σw為Warburg系數，計算結果如表3所示。納米多孔Ni3S2/Ni30電極具有更高的擴散速率，說明S元素的加入提升了H+離子的擴散速率，促進了電化學吸附反應的進行，從而提高了電極材料整體的析氫反應速率，進一步證明了Ni3S2對活性H原子的吸附能力。

表3 不同電極材料的擴散系數Table 3 Diffusion coefficient of different electrode materials

2.4 納米多孔Ni、Ni3S2/Ni電極的比表面積與真實表面積測試

為了進一步表征S元素的加入對原有電極材料孔徑結構的影響，對其進行了相應的N2吸附-脫附測試，如圖10所示。納米多孔Ni30、Ni3S2/Ni30電極材料的N2吸附-脫附曲線均屬于H3型遲滯回線，說明這2種材料均含有介孔結構，其BET(Brunauer-Emmett-Teller)比表面積分別約為 18和15 m2·g-1，說明S元素的加入造成其比表面積降低。對比各自的孔徑分布圖可以看出，S元素加入之后，其介孔結構相對減少，說明納米多孔Ni30電極表面所形成的片狀硫化物造成了一定的介孔阻塞，從而使得比表面積下降。

圖10 納米多孔(a)Ni30、(b)Ni3S2/Ni30電極的N2吸附-脫附曲線與孔徑分布Fig.10 N2adsorption-desorption curves and pore size distribution of nano-porous(a)Ni30and(b)Ni3S2/Ni30electrodes

電化學活性面積(ECSA)體現了電極在催化析氫過程中實際參與電化學反應的面積，一般采用循環伏安法測試并通過以下公式計算：

其中，Cdl為雙電層電容值，Cs為電極比電容。通過下式計算電極材料的粗糙度因子(r)：

其中，GSA為電極的幾何面積。圖11a、11b分別為Ni30和Ni3S2/Ni30在不同掃描速率下的CV曲線，通過擬合得到掃描速率對電流密度的擬合圖(圖11c)，圖中斜率大小即為電極材料的雙電層電容值。由圖可知，Ni30和Ni3S2/Ni30的雙電層電容值分別為7.61和21.13 mF·cm-2，Ni3S2/Ni30具有更高的雙電層電容。此外通過計算可得到各電極的表面參數(表4)，其中r為工作電極的粗糙度。由表4可知，Ni3S2/Ni30具有更大的電化學活性面積和表面粗糙度，說明其在電催化析氫過程中能暴露出更多的活性位點，結合圖5可知這是由于Ni3S2/Ni30相比Ni30有大量2D納米片狀Ni3S2附著在其骨架表面，這些納米片不僅增大了骨架表面粗糙度，還為H+提供了更多的反應場所，從而加速了離子在電極表面的交換速度，降低析氫過電位。

圖11 納米多孔(a)Ni30、(b)Ni3S2/Ni30在不同掃速下的CV曲線;(c)電流密度和掃速關系圖Fig.11 CV curves of nano-porous(a)Ni30and(b)Ni3S2/Ni30at different scan rates;(c)Plots of current density as a function of scan rate for Ni30and Ni3S2/Ni30

表4 納米多孔Ni、Ni3S2/Ni電極的表面參數Table 4 Surface parameter of nano-porous Ni and Ni3S2/Ni electrodes

2.5 納米多孔Ni、Ni3S2/Ni電極的穩定性測試

圖12為納米多孔 Ni30、Ni3S2/Ni30電極在 1 mol·L-1NaOH溶液、0.1 A·cm-2下的計時電位曲線。從圖中可以看出，經過10 h的連續電解，納米多孔Ni30和納米多孔Ni3S2/Ni30電極的電位分別正移了0.005和0.015 V，兩電極電位往正向移動，是不斷優化的過程，并表現出良好的穩定性。說明S元素的加入不僅提高了電極的電催化析氫性能，同時保證了電極的穩定性，隨著電解時間的延長，沒有出現電極骨架結構塌陷的問題。

圖12 納米多孔Ni30、Ni3S2/Ni30電極的計時電位曲線Fig.12 Chronopotential curves of nano-porous Ni30and Ni3S2/Ni30electrodes

3 結 論

(1)通過對不同成分的Ni-Al合金化學脫合金化得到納米多孔Ni，利用水熱合成在100℃下保溫2 h成功制得納米多孔Ni3S2/Ni復合電極。

(2)在電流密度為50 mA·cm-2時，與納米多孔Ni相比，納米多孔Ni3S2/Ni30復合電極具有更低的析氫過電位，比納米多孔Ni30正移了34 mV，同時得益于過渡金屬硫化物對電子結構的調控，使納米多孔Ni3S2/Ni30電極具有更高的電催化析氫性能。此外，基體Ni骨架結構上原位生長的片狀Ni3S2為析氫反應提供了豐富的活性位點。

(3)得益于脫合金獲得的納米多孔骨架結構具有良好的強度，在0.1 A·cm-2電流密度下，經過10 h測試，納米多孔Ni30和納米多孔Ni3S2/Ni30復合電極均具有較高的穩定性。