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1.基于团簇式的316不锈钢成分优化及其实验验证
作者：冉子祚;张 爽;苏兆翼;王 阳;邹存磊;赵亚军;王增睿;姜薇薇;董晨希;董 闯
作者单位：大连交通大学;沈阳铸造研究所有限公司
关键词：金属材料;成分优化;团簇加连接原子模型;316不锈钢;显微组织;点蚀
摘 要 316不锈钢因其优异的耐蚀和加工性能而得到广泛应用，但其宽泛的成分范围会导致性能波动。本文首 先将置换型固溶合金化元素归类为稳定铁素体的类Cr元素(Cr, Si, Mo)和稳定奥氏体的类Ni元素(Ni, Mn)。进 而引入“团簇加连接原子”模型，给出该不锈钢的16原子成分单元，由此将现有国标成分区间解析成五个16原子 成分式，分别对应于两类元素的上下限(Cr, Si, Mo)3.0625, 3.5-(Ni, Mn)1.75, 2.25-Febal 和中值(Cr, Si, Mo)3.25-(Ni, Mn)2-Febal 。 采用氩气保护电弧炉熔炼，用真空箱式炉实施均匀化处理(1150 ℃/2 h，炉冷)，冷轧至 5 mm 薄片(变形量约 50%)，再实施固溶处理(1050 ℃/0.5 h，水淬)。类Ni元素含量最低的Ni1.75合金组织中出现铁素体相，对应的质 量百分比成分区间为(21.2~18.5) (Cr, Si, Mo)-11.4(Ni, Mn)-Fe；其它三个样品均为单一奥氏体相。经固溶后，平 均维氏硬度约为160，最高为174，均满足国标要求(低于200)。在质量分数为3.5% NaCl溶液中的电化学腐蚀 实验结果表明，类Cr元素含量最高的Cr3.5-Ni2.25-Febal合金(Fe-17.8Cr-0.6Si-2.7Mo-14.0Ni-0.8Mn-0.021C)体现出 最强的耐蚀性能，成分式中类Ni元素原子个数在2以上的合金也表现出较强的耐蚀性，对应的质量百分比成 分区间为(18.4~21.1) (Cr, Si, Mo)-(14.7~13.0) (Ni, Mn)-Fe。类 Cr 元素含量高的合金点蚀电位(0.211 V)也高。 综上，Cr3.25-Ni2-Febal (Fe-16.7Cr-0.4Si-2.7Mo-11.9Ni-1.2Mn-0.021C)既能形成单相奥氏体，又具有满足标准要求 的维氏硬度(~160HV)，并且其耐蚀性也在高的水平(自腐蚀电位-0.082 V、腐蚀电流密度1.83 × 10-6 A·cm-2 、耐 点蚀当量25.6、点蚀电位0.19 V)，合金化元素含量适中，是最佳合金。
316 不锈钢作为常见的奥氏体不锈钢，具有优 秀的耐腐蚀性能及力学性能，被广泛应用于压力容 器、海洋环境装置。316 不锈钢主要由 Cr、Si、Mo、 Ni、Mn、C元素构成，它具有优异的耐蚀性能主要归 功于Cr、Ni、Mo 元素，这些元素同氧气结合形成了 致密的钝化膜，钝化膜的存在隔绝了内部金属与 外界环境防止腐蚀的进一步加深[1,2] 。Cr 作为不锈 钢的重要构成元素，其含量直接影响了不锈钢耐 蚀性能，同时作为稳定铁素体元素，具有缩小 γ 相 区的作用。Mo 元素通过形成一系列氯氧化物而 降低Cl - 离子浓度，从而提高不锈钢的耐点蚀能力。 根据耐点蚀当量公式[1] ，Cr、Mo 元素直接决定了耐 点蚀当量的大小，对后续预测点蚀性能有至关重 要的作用。为了提高316 不锈钢的奥氏体稳定性， 就必须加入足够量的 Ni、Mn 等奥氏体稳定元素。 由于国标牌号成分范围宽泛，316 不锈钢始终面临 如何精准调控成分这一技术难题，这就需要引入 成分设计理论指导其生产，以得到综合性能优异 的合金。建立316 不锈钢的原子结构模型，从而揭 示出成分载体，是解决该类合金成分优化设计的 关键。
董闯等人提出了描述化学近程序的“团簇加连 接原子”结构模型[3, 4] ，他们认为任意一个结构的近 程序都可以简化成第一近邻团簇加上若干个位于 次近邻的连接原子，表示为团簇式：[团簇](连接原 子)。该模型根据组元相互作用模式，从化学近程 序结构单元的角度，揭示了工业合金特定成分的 结构根源，故而合金特定的团簇式也被认为是材 料的成分基因，并成功应用于高温合金、非晶、特 种不锈钢等合金体系[5] 。通过总结大量工业合金 的成分可知，对于原子半径近似相等的面心立方 固溶体体系，团簇式中原子总数为 16，即团簇式 通式为[中心原子-立方八面体团簇壳层原子12](连 接原子)3 [6] 。最近，该 16 原子团簇式被成功应用于 304 不锈钢的国标成分解析中，通过将合金元素分 为类Cr(铁素体稳定元素)和类Ni(奥氏体稳定元素) 两大类，多元合金可简化为伪三元体系，对应的成 分区间被确定为(Cr, Si)3.06~3.5-(Ni, Mn)1.5 ± 0.25-Feba l [7] 。 316 不锈钢是在 304 不锈钢的成分基础上加入 Mo 并提高 Ni 而衍生出的钢种，合金化元素中只有质量分数为2%~3%的Mo原子半径偏大，其Goldschmidt 半径为 0.140 nm，其它元素半径均接近于 Fe (其 Goldschmidt 半径为 0.127 nm)，因此 16 原子团簇式 同样适用于316不锈钢的国标成分解析。
本文从团簇加连接原子模型出发，应用16原子 团簇式优化得到了316不锈钢国标牌号的团簇式区 间(Cr, Si, Mo)3~3.5-(Ni, Mn)2±0.25-Febal ，从而设计出位于 边界和中心的五个成分(Cr, Si, Mo)3.0625-(Ni, Mn)1.75- Febal 、(Cr, Si, Mo)3.0625-(Ni, Mn)2.25-Febal 、(Cr, Si, Mo)3.25- (Ni, Mn)2-Febal 、(Cr, Si, Mo)3.5-(Ni, Mn)1.75-Febal 、(Cr, Si, Mo)3.5-(Ni, Mn)2.25-Febal 。采用熔炼、机械加工、热处理 等操作进行了样品的制备，进而表征了铸态与最终 态下的组织，并测试了力学性能和耐蚀性能，完成了 设计合金的实验验证。
1 316不锈钢国标成分的解析和成分优化
本文取316不锈钢的国标牌号022Cr17Ni12Mo 2(GB/T 20878-2007，S31603)进行成分解析，各元素 含量分别为 C ≤ 0.03、Cr：16.0-18.0、Si ≤ 1.00、Mo： 2.0~3.0、Ni：10.0~14.0、Mn ≤ 2.00、P ≤ 0.045、S ≤ 0.030 (%，质量分数，下同)。首先按照不同合金化元素对 奥氏体和铁素体稳定性的影响，将合金化元素分为： 1)置换型固溶的铁素体稳定元素，即类 Cr 元素，包 括 Cr、Mo、Si；2)置换型固溶的奥氏体稳定元素，即 类Ni元素，包括Ni和Mn；3)基体Fe；4)间隙型固溶 元素C和N，属于强稳定奥氏体元素；5)夹杂元素P、 S。前三组用于构建合金的团簇式。后两组不进入 置换固溶体的团簇加连接原子模型。成分区间的边 界因此可以表示为(18Cr,1Si,3Mo)-(14Ni,2Mn)-Fe、 (18Cr, 1Si, 3Mo) - (10Ni, 0Mn) -Fe、(16Cr, 0Si, 2Mo) - (14Ni,2Mn)-Fe 和(16Cr,0Si,2Mo)-(10Ni,0Mn)-Fe(数 字写在元素前面代表其对应的质量百分比，%，下同)。 转换为总原子个数为 16 的团簇式形式为：(Cr, Si, Mo)3.68- (Ni, Mn)2.45-Fe9.88、(Cr, Si, Mo)3.67- (Ni, Mn)1.51- Fe10.82、(Cr, Si, Mo)2.94-(Ni, Mn)1.52- Fe11.54、(Cr, Si, Mo)2.94- (Ni, Mn)2.46-Fe10.59(数字写在元素右下方代表其对应 的原子个数，数字写在括号右下方代表同类元素的 原子个数总和，下同)。将上述的316国标牌号绘制 于(Cr, Si, Mo)-(Ni, Mn)-Fe 伪三元成分图中 ，得 到图1。
根 据 图 1 可 知 ，国 标 给 的 成 分 区 间 (Cr, Si, Mo)2.94~3.68-(Ni, Mn)1.51~2.46-Febal过于宽泛，在该标准下 生产出的316 不锈钢性能会产生波动，合金成分需 要进一步优化。对国标成分的上下限进行优化(取 整数或半整数)，可以得到缩窄后的316不锈钢团簇 式范围：(Cr, Si, Mo)3~3.5-(Ni, Mn)1.5~2.5-Febal 。在 304 不 锈钢的 16 原子团簇式结果中，类 Cr 原子的总数为 3~3.5，类Ni原子的含量区间为1.5 ± 0.25，其范围为 0.5 个原子。而根据 316 的国标成分区间得到的类 Cr 原子含量范围同 304，类 Ni 原子含量范围与 304 有部分重叠，进一步进行优化后，保持类Cr原子含 量范围不变，类Ni原子含量范围缩减到0.5个原子， 即可得到Ni2 ± 0.25。最终，316不锈钢的国标成分区间 被优化为(Cr, Si, Mo)3~3.5-(Ni, Mn)2 ± 0.25-Febal ，如图1中 蓝色实线所围成的范围。
取优化后的316不锈钢团簇式区间的四个边界 点和中心点设计合金成分，进一步考虑C元素的影 响，Cr 元素易与 C 元素结合，以 Cr23C6的形式析出，而导致敏化出现，故将团簇式中类Cr元素的最低含 量提高到3.0625，以克服敏化现象。由此设计出五 个316不锈钢成分，见表1。后续将对设计的合金成 分进行组织表征与性能测定，以探讨合金成分与组 织和性能的关联性。
2 实验方法
本实验主要采用高纯颗粒或丝状金属进行熔 炼，纯度分别为C、Cr、Si：99.99%，Mo、Ni、Fe：99.95% 和Mn：99.8%。原料在使用前均使用稀酸或砂纸打 磨，去除表面氧化皮和杂质，再用去离子水清洗并用 酒精超声震荡5 min后晾干。在高纯氩气保护下，采 用非自耗真空电弧炉，在铜坩埚内反复翻面熔炼 6 次，保证合金成分均匀，获得质量为 80 g 的纽扣锭 样品，且熔炼质量损耗率控制在 0.3% 内。用真空 箱式炉在 1150 ℃下对合金样品保温 2 h 均匀化处 理，随炉冷却，再用 240#砂纸打磨样品表面，去除 氧化皮后将样品冷轧至约 5 mm 薄片(变形量约 50%，每次下压量控制在10%以内)，然后在1050 ℃ 下保温0.5 h固溶处理，再取出样品进行水淬[1] ，得到 最终态样品。该热处理和轧制工艺非常接近于 GB3280-2015[8] 中给出的316不锈钢冷轧钢的标准处 理工艺。
使用 240#砂纸将样品表面打磨平整后，采用 D8 FOCUS型X射线衍射仪分别对铸态和最终态样 品的相结构进行测定。依次采用240#、400#、800#、 1000#、1200#、1500#、2000#耐水砂纸，分别对铸态和 最终态样品的表面进行打磨，再用1.5 μm的金刚石 研磨膏抛光至镜面，并放在氯化铁+盐酸溶液中腐蚀 (腐蚀液比例为 ：3 g FeCl3 + 2 mL HCl + 95 mL C2H5OH)，然后通过Leica DMi8型金相显微镜和SU‐ PRA 55型扫描电镜，观察铸态合金表面和最终态合 金轧向面的金相图。用HVD-1000IS型硬度测试仪 测试样品硬度，载荷为 200 g，保压时间 15 s。在进 行电化学腐蚀试验前，采用(XYX-6047)金相冷镶料 对样品进行镶嵌，样品的暴露面积为1.0 cm2 。对所 有 样 品 待 测 表 面 再 依 次 采 用 240#、400#、800#、 1000#、1200#、1500#、2000#耐水砂纸进行打磨，用 1.5 μm的金刚石研磨膏抛光至镜面，并用98%无水 乙醇清洗并烘干后备用。采用 Gamry Reference 600+电化学工作站对各个样品进行耐腐蚀性测试， 将三电极电化学体系放在质量百分比为3.5%的Na‐ Cl 溶液中进行试验，其中阳极为样品，阴极为铂电 极，参比电极为饱和甘汞电极[9] 。测试前将试样放 置于溶液中浸泡30分钟以获得稳定电位，选用塔菲 尔极化测试，扫描速率为1 mV/s，扫描范围为相对于 开路电位-0.5 V~1.3 V(扫描方向：由负到正)，并对 测试得到的极化曲线进行拟合[10] ，求得电化学参数。
3 结果和讨论
3.1 微观组织及形貌分析
3.1.1 XRD谱和组织结构 图2给出了5个样品在铸态(a)和最终态(b)下的 XRD 图谱。对比发 现，轧制和热处理等工艺并没有改变铸态合金的相 结构。BT 合金(Cr3.5-Ni1.75-Febal )与 BB 合金(Cr3.0625- Ni1.75-Febal )衍射图谱均呈现α + γ的双相特征，这是由 于类Ni 元素含量(Ni1.75)不足导致奥氏体失稳，在熔 炼过程中生成了δ-铁素体相且在后续的轧制与热处 理过程中无法消除，从衍射峰面积比例估算，铁素体 体积分数均接近 5%，并在后续 SEM 分析中得到证 实(图 4)。然而，设计合金的碳含量质量分数仅为 0.021%，低于 022Cr17Ni12Mo2 国标中碳含量的上 限(0.03%)，更低于06Cr17Ni12Mo2国标中碳含量的 上限(0.08%)。在实际工业生产时，可适当提高碳含 量，从而提高BT和BB合金的奥氏体稳定性。对于 高Cr元素含量的成分，同样提高类Ni元素的含量， 仍然可以保证合金的单相奥氏体组织，例如TT合金 (Cr3.5-Ni2.25-Febal )。对于 TB 合金(Cr3.0625-Ni2.25-Febal )，其类Cr元素的含量是奥氏体不锈钢的下限[7] ，也是抗 氧化性的最低保障，而类Ni元素达到上限值，能充 分保证奥氏体组织稳定性。当类Cr元素和类Ni元 素的含量均保持在成分标准的中值时，即MM合金 (Cr3.25-Ni2-Febal )，已经表现出与高类Ni元素含量合金 相同的单一奥氏体相。
3.1.2 金相结果
图3为铸态合金的光学显微 组织。从图3a~e可以看出，BT合金(Cr3.5-Ni1.75-Febal ) 金相组织中出现明显的白色条纹，基质中均匀分布 奥氏体颗粒和铁素体，这是由于熔炼过程中温度梯 度的变化导致晶粒的再生长。而 BB 合金(Cr3.0625- Ni1.75-Febal )奥氏体基体上出现呈枝晶状分布的铁素 体，构成了奥氏体-铁素体的双相组织。其它铸态合 金的组织由单一的奥氏体相构成：MM 合金(Cr3.25- Ni2-Febal )金相组织由大量等轴晶粒、短柱状晶粒组 成，TB 合金(Cr3.0625-Ni2.25-Febal )金相组织主要由等轴晶粒构成，TT 合金(Cr3.5-Ni2.25-Febal )金相组织由等轴 晶粒和长柱状晶粒组成。以上金相结果与Wu等人 关于增材制造高性能 316L 样品的组织表征结果 类似[11] 。
对出现铁素体相的铸态合金进行SEM测试，得 到 BT 合金(Cr3.5-Ni1.75-Febal )与 BB 合金(Cr3.0625-Ni1.75- Febal )在铸态下的扫描电子显微组织，如图 4 所示。 可以看出，BT、BB合金晶粒内部分布着大量的由α 相和γ相构成的枝晶状组织，其中白色条状α相分布 在基体γ相上。BT合金的α相平均间距约为3.5 μm， 而BB合金的α相平均间距约为12.1 μm，随着类Cr 原子数减小，α 相间距增加，奥氏体稳定性增加，导 致铁素体含量降低。显然，类Cr元素起到稳定铁素 体的作用。
图 5 为最终态合金的光学显微组织，晶粒尺寸 均在 50 μm 量级。从图 5a~e 可以看出 ，BT 合金 (Cr3.5-Ni1.75-Febal )与 BB 合金(Cr3.0625-Ni1.75-Febal )的铁素 体夹杂在奥氏体中，呈现明显的白色条状，合金轧制 后出现了多道不规则条纹，经判断其为滑移带和位 错。其余合金的组织为单一奥氏体，退火后出现明 显的孪晶。
3.2 力学性能分析
根据文献[12]，316L 不锈钢屈服强度与维氏硬 度之间的关系满足：σ0 = 3.2HV - 304.4，可用于将硬 度转换成强度。铸态和固溶态的维氏硬度绘制于图 6，虽然固溶态硬度均有所提升，但最高的 BT 合金 (Cr3.5-Ni1.75-Febal )固溶态 HV 硬度仅为 174(相当于屈 服强度 252.4 MPa)，满足不锈钢实用手册[1] 中记录 316L不锈钢固溶态力学性能的要求，即HV硬度不 大于220、屈服强度不小于175 MPa。BT合金(Cr3.5- Ni1.75-Febal )的HV硬度(174)明显高于其余合金(~160)， 这是由于该合金中类Ni元素含量最低，且类Cr元素 含量最高，奥氏体稳定性差，在熔炼和热处理的高温 条件下，其组织内部易生成高硬度的铁素体相，如图 4所示。同样低Ni的BB合金(Cr3.0625-Ni1.75-Febal )也存 在铁素体析出，但是Cr含量较少，固溶强化较弱，导致其硬度比 BB 合金低了约 17HV。其它的 HV 硬 度均接近 160 (屈服强度近似为 207.6 MPa)，也满 足标准要求。MM合金(Cr3.25-Ni2-Febal )作为成分设计 的中点，与高类Ni元素含量的合金具有相似的硬度 值，且已表现出单一的奥氏体相，因此更节约生产成 本，是最佳合金。
3.3 电化学腐蚀行为
最终态合金的极化曲线如图7所示，其中TT合 金(Cr3.5-Ni2.25-Febal )、TB 合金(Cr3.0625-Ni2.25-Febal )和 MM 合金(Cr3.25-Ni2-Febal )的自腐蚀电位Ecorr高于低类Ni元 素含量的合金。Cr元素易与O结合，从而在合金表 面形成钝化膜，阻止腐蚀的进一步发生，因此类 Cr 元素含量最高的 TT 合金体现出最强的耐蚀性能。 随着类 Ni 元素含量的增加，钢的钝化性能有所提 高，钝化膜溶解速率降低，可改善不锈钢的耐蚀性 能[13] ，因此 TB 合金和 MM 合金也表现出较强的耐 蚀性。
参照Gamry电化学制造商记载的《基本电化学 腐蚀测量手册》，
对图 7 中的每条极化曲线，实施 塔菲尔拟合，如图 8 所示，可得相应的腐蚀电流密 度(见表 2)。自腐蚀电位(Ecorr )越高，腐蚀电流密度 (Icorr )越低，材料的耐蚀性能越好。根据表 2，MM (Cr3.25-Ni2-Febal )、TT(Cr3.5-Ni2.25-Febal )、TB(Cr3.0625-Ni2.25- Febal )合金的自腐蚀电位高于其它合金，腐蚀电流 密度(Icorr )小于其它合金，说明类 Ni 元素能提高耐 蚀性能。
进一步考虑到 Cr、Mo 等元素的含量与合金耐 点蚀能力密切相关，可引入耐点蚀当量(Pitting resis‐ tance equivalent number，PREN)预测合金的耐蚀性 能，通常PREN数值越大，耐点蚀性能越好。对于奥 氏体不锈钢，常用的PREN计算公式[1] 为：
PREN = ω(Cr) + 3.3ω(Mo) + 16ω(N)
其中，ω表示相应元素的质量百分比。最终态合金 的耐点蚀当量列于表 2 中。在耐点蚀当量中，Cr、 Mo、N 元素对提高不锈钢的耐点蚀性能有不同的 作用方式：Cr 能增加 C 在不锈钢中的溶解度，降低 晶界周围区域的元素贫化程度；Mo 以氧化物的形 式存在于钝化膜中，增强钝化膜的稳定性并抑制其 溶解[14] ；N 的添加能抑制氧化膜的溶解并促进钝化 膜的再钝化，从而降低不锈钢的腐蚀速率[15] ，此外， N同合金化元素结合可抑制Cr、Mo等元素溶解，在 中性溶液中，氮化物能抑制Fe的阳极溶解，减缓点 蚀坑的形成[16, 17] ，同时 N 富集可提高合金抗点蚀 能力[18] 。
BT(Cr3.5-Ni1.75-Febal )、MM(Cr3.25-Ni2-Febal )和TT(Cr3.5- Ni2.25-Febal )合金的点蚀电位(Epit )明显高于其它合金， 同时其PREN也高于其它合金。进一步分析耐点蚀 当量和点蚀电位之间的规律性，将其数值绘制于图9 中。随着PREN的降低，合金的Epit 也呈现降低趋势。 高类Cr元素含量的合金具有较高的PREN，在极化曲 线中表现出较高的Epit ，其耐点蚀性能也较好。
对于经轧制和热处理后的最终态合金，对其表 面进行电化学腐蚀后，通过金相显微镜观察其表面 的点蚀形貌，结果如图10所示。可见样品均发生了 不同程度的点蚀：MM合金(Cr3.25-Ni2-Febal )点蚀坑数 最少，含有最低类Ni元素的BT和BB合金表面出现 了较多的点蚀坑且伴随较多极细小的点蚀缝隙，含 有最高类 Ni 元素含量的 TB 和 TT 合金点蚀坑平均 面积较大且小点蚀坑较少。
采用Image J软件计算出样品的表面积并统计 点蚀坑的数量和面积。根据GB18590-2001点蚀评 定标准[19] ，按照每单位面积点蚀坑数和点蚀坑的平均大小分类为A列和B列，
对比标准点蚀等级后，得 出合金点蚀等级，见表3。发现5个合金的点蚀等级 均为 A-4、B-1，点蚀坑密度较大，但点蚀坑尺寸较 小，说明合金熔炼均匀。根据表3可知，含有最高类 Cr元素(其中对耐点蚀性能有贡献的是Cr和Mo元 素)的BT和TT合金以及含有较高类Cr元素的MM 合金的点蚀坑密度明显低于含有最低类Cr 含量的 BB和TB合金，说明其耐点蚀性能更优异，与耐点蚀 当量的预测一致。
综上所述 ，TT(Cr3.5-Ni2.25-Febal )、TB(Cr3.0625-Ni2.25- Febal )和MM(Cr3.25-Ni2-Febal )合金拥有较高的自腐蚀电位 (Ecorr )，具有优异的耐腐蚀性能。BT(Cr3.5-Ni1.75-Febal )、 TT(Cr3.5-Ni2.25-Febal )和 MM(Cr3.25-Ni2-Febal )合金的点蚀 电位(Epit )较高，因此耐点蚀能力较强。蒋华臻等人[9] 研究了激光熔化沉积制备316L不锈钢的电化学腐 蚀性能，Wang 等人[20] 研究了电弧增材制造 316L 不 锈钢的耐腐蚀性能，与其实验结果对比发现，本文最 终态合金的Ecorr更大，Epit更小，Ecorr数值相当，表明成 分优化后的316L不锈钢具有较好的耐腐蚀性，但耐 点蚀性能较弱。
4 结论
(1) 成分式区间的中值合金 Cr3.25-Ni2-Febal (Fe16.7Cr-0.4Si-2.7Mo-11.9Ni-1.2Mn-0.021C)既能形成 单相奥氏体，又具有满足标准要求的硬度(~HV 160)， 并且其耐蚀性也在高的水平(自腐蚀电位-0.082 V、 腐蚀电流密度1.83 × 10-6 A·cm-2 、耐点蚀当量25.6、点 蚀电位0.19 V)，合金化元素含量适中，是最佳合金。
(2) 含 有 最 低 类 Ni 元 素 的 Cr3.5-Ni1.75-Febal 和 Cr3.0625-Ni1.75-Febal合金组织中出现铁素体相，对应的质 量百分比成分区间为(21.2~18.5)(Cr, Si, Mo)-11.4(Ni, Mn)-Fe。
(3) 类 Cr 元素含量最高的 Cr3.5-Ni2.25-Febal 合金 (Fe-17.8Cr-0.6Si-2.7Mo-14.0Ni-0.8Mn-0.021C) 体 现 出最强的耐蚀性能，Cr3.0625-Ni2.25-Febal和 Cr3.25-Ni2-Febal 也表现出较强的耐蚀性，说明，成分式中类Ni元素原 子个数要在2以上，对应的高Ni质量百分比成分区间 为(18.4~21.1)(Cr, Si, Mo)-(14.7~13.0)(Ni, Mn)-Fe。
(4) 根据耐点蚀当量和极化曲线的结果可知，类 Cr元素含量高的316不锈钢耐点蚀当量高(26.755)， 点蚀电位(0.211 V)也高，表现出更优异的耐点蚀 性能。
