金属耐腐蚀合金化原理

1、Evaluation Warning: The document was created with Spire.Doc for .NET.第五章 耐腐蚀金属材料5-1 金属耐腐蚀合金化原理工业上所用的金属材料中，纯金属并不多，应用较多的则是铁、铜、镍、钛、铝、镁等各种金属的合金。本节讨论如何通过合金化和热处理等途径，从成分和组织上使合金具有高的耐蚀性，并阐明其作用原理。一、提高金金属的热热力学稳稳定性以热力学稳稳定性高高的元素素进行合合金化，向向不耐蚀蚀的合金金中加入入热力学学稳定性性高的合合金元素素进行合合金化，可在合金表面形成由贵金属组元组成的连续保护层，提高其耐蚀性。例如，铜中中加金，镍

2、镍中加铜铜，铬中中加镍等等。但是是其应用用是有限限的。因因为，一一方面要要耗费大大量的贵贵金属，经经济上昂昂贵；另另一方面面，由于于合金组组元在固固态中的的溶解度度是有限限的，许许多合金金要获得得具有多多组元的的单一固固溶体是是比较困困难的。二、降低阴阴极活性性在阴极控制制的金属属腐蚀中中，可用用进一步步加强阴阴极极化化的办法法来降低低腐蚀速速度。如如金属在在酸中的的活性溶溶解就可可以用降降低阴极极活性的的方法减减少腐蚀蚀。具体体方法是是：1减小金金属或合合金中的的活性阴阴极面积积 金金属或合合金在酸酸中腐蚀蚀时，阴阴极析氢氢过程优优先在氢氢超电压压低的阴阴极相或或夹杂物物上进行行。如果果减少

3、合合金中的的阴极相相或夹杂杂物，减小了了活性阴阴极面积积，增加加了阴极极极化电电流密度度，增加加阴极极极化程度度，阻碍碍阴极过过程的进进行，提提高耐蚀蚀性。例如，当铝铝中铁含含量减少少时，其其在盐酸酸中的耐耐蚀性提提高，如如P1228图11。这是是由于铁铁能形成成阴极相相。对于阴极控控制的腐腐蚀过程程，采用用固溶处处理获得得单相固固溶体组组织，可可提高耐耐蚀性。反反之，退退火或时时效处理理降低其其耐蚀性性。2加入氢氢超电压压高的元元素 加入氢氢超电压压高的元元素，可可提高阴阴极析氢氢超电压压，显著著降低合合金在酸酸中的腐腐蚀速度度。但它它只适用用于不产产生钝化化的析氢氢腐蚀。如如金属在在非氧化

4、化性或氧氧化性低低的酸中中的活性性溶解过过程。例如，在锌锌中含有有铁、铜铜等电位位较高的的金属杂杂质时，加加入氢超超电压高高的镉、汞汞，可使使锌在酸酸中腐蚀蚀速度显显著降低低。又如如，在含含有较多多杂质铁铁的工业业纯镁中中，添加加0.55-1%锰可大大大降低低其在氯氯化物水水溶液中中的腐蚀蚀速度，这这是由于于锰比铁铁高得多多的析氢氢超电压压之故。三、降低合合金的阳阳极活性性用合金化的的方法降降低合金金的阳极极活性，尤尤其是用用提高合合金钝性性的方法法阻碍阳阳极过程程的进行行，可提提高合金金的耐蚀蚀性，它它是一种种最有效效、应用用最广泛泛的措施施。1. 减小小合金表表面上阳阳极部分分的面积积，在

5、腐腐蚀过程程中，合合金基体体是阴极极，第二二相或合合金中其其它微小小区域（如如晶界）是是阳极，如如能减小小阳极面面积，可可加大阳阳极极化化电流密密度，增增加阳极极极化程程度，阻阻滞阳极极的进行行，提高高合金的的耐蚀性性。例如在海水水中，AAl-MMg合金金中强化化相All2Mgg3对其其基体而而言是阳阳极，它它在腐蚀蚀过程中中逐渐被被溶解，使使合金表表面阳极极总面积积减小，腐腐蚀速度度降低。所所以All-Mgg合金耐耐海水腐腐蚀性就就比第二二相是阴阴极相的的Al-Cu合合金高。实实际上合合金中第第二相是是阳极相相的较少少，绝大大多数合合金中第第二相是是阴极相相，这种种耐蚀措措施的应应用受到到限

6、制。另另外，若若晶界区区为阳极极时，这这条途径径可有所所应用。例例如，通通过提高高金属和和合金的的纯度或或进行适适当的热热处理使使晶界变变薄变纯纯净，可可提高耐耐蚀性。对对于具有有晶间腐腐蚀倾向向的合金金仅从减减小晶界界阳极区区面积，而而不消除除阳极区区的做法法，常会会加重晶晶间腐蚀蚀，例如如粗晶粒粒的高铬铬不锈钢钢比细晶晶粒的晶晶间腐蚀蚀严重。2加入容容易钝化化的合金金元素 工业业上常用用的合金金的基体体元素铁铁、铝、镁镁、镍等等都具有有一定的的钝化性性能，但但其钝化化性能不不够高，特特别是铁铁，只有有在氧化化性较强强的介质质中才能能钝化，而而在一般般自然条条件下不不钝化。为为了提高高耐蚀性

7、性，可往往这些基基体金属属中加入入易钝化化的合金金元素。如如往铁中中加入112330%CCr，制制成不锈锈钢或耐耐酸钢；往镍或或钛中加加入钼，制制成镍钼钼或钛钼钼合金，耐耐蚀性有有很大的的提高。这是一种应用最广的合金化途径。3加入阴阴极性合合金元素素促使阳阳极钝化化 对对于可钝钝化的腐腐蚀体系系，在金金属或合合金中加加入阴极极性很强强的合金金元素，可可促使合合金达到到钝化状状态，制制成耐蚀蚀合金。加入阴极性性合金元元素促进进阳极钝钝化是有有条件的的。首先先，腐蚀蚀体系是是可钝化化的，否否则在活活性溶解解区，增增加阴极极去极化化作用只只会加速速腐蚀。其其次，所所加阴极极性合金金元素的的活性（包包

8、括所加加元素的的种类与与数量）要与基体元素和介质的钝性相适应，活性不足或过强都会加速腐蚀。如P130图5-3，实线为阳极极化曲线。为原阴极极化曲线。若所加阴极元素活性不足，则其极化曲线变为-C2，腐蚀电流IC1增加至IC2。若所加阴极元素活性过强，可能产生新的阴极过程，如阴极极化曲线，它与阳极极化曲线交于过钝化区或点蚀区，相应的腐蚀电流为It、Ibr，产生强烈的过钝化腐蚀或点蚀。在致钝电位Eb与过钝化电位Eop（或小孔形成电位Ebr）间电位范围内，增大阴极效率使腐蚀速度减小。例如阴极过程从C2转变为C3，合金将由活化状态转变为稳定的钝化状态，一般稳定钝化区的电流要比活性溶解时的电流小几个数量级

9、，因此，加入阴极性合金元素可显著提高可钝化体系的合金的耐蚀性。为了使系统转变为钝态，必须尽量提高阴极效率（应避免发生点蚀和落入过钝化区）。合金在阴极极性合金金化时获获得良好好效果的的基本条条件必须须使他在在该腐蚀蚀条件下下的电位位转移到到稳定钝钝化区，即即在完全全钝化电电位Ep和过钝钝化电位位Eop（或或小孔电电位Ebr）之之间的区区域内。为为了实现现合金的的自钝化化，在致致电位EEb时，这这个系统统可能发发生的阴阴极电流流Ic3必须须超过致致钝电流流Ib，即Ic3Ib。为此此，可使使用各种种正电性性金属（如如Pd、Pt、Ru及其他铂族金属），有时也可用电位不太正的金属（如Re，Cu、Ni、M

10、o、W等）。阴极性合金元素的稳态电位越正，阴极极化率越小，它促进基体金属的钝化作用就越有效。 关于阴极性性元素促促进阳极极化的耐耐蚀合金金化原理理，近年年来取得得较大发发展，已已在不锈锈钢和钛钛合金生生产上有有所应用用。所加加的阴极极性合金金元素常常用的钯钯、铂，也也有用银银、金、铑铑、铜的的，用量量一般为为0.22-0.5%。加入阴极活活性元素素促进阳阳极钝化化的方法法，是很很有发展展前途的的耐蚀合合金化途途径。四、使合金金表面形形成电阻阻大的腐腐蚀产物物膜对于电阻较较大的腐腐蚀体系系，若用用合金化化方法在在合金表表面形成成致密的的腐蚀产产物膜，可可进一步步加大体体系电阻阻，使腐腐蚀速度度降

11、低。例例如在钢钢中加入入铜与磷磷，能在在钢表面面形成致致密的非非晶态的的羟基氧氧化铁FFeOxx(OHH)3-2x，使钢钢耐大气气腐蚀。此方法的特点是，消耗耐蚀元素少，经济，适合大量应用。上面叙述了了耐蚀合合金化的的七条途途径，其其中最有有实际意意义的是是降低阴阴极活性性，降低低阳极活活性，提提高合金金钝性及及在合金金表面形形成电阻阻大的腐腐蚀产物物的方法法，特别别重要的的是降低低阳极活活性及使使合金钝钝化的方方法。对对于研制制耐强腐腐蚀的不不锈合金金而言，易易钝化元元素合金金化是根根本性的的措施，而而用阴极极性合金金元素促促使合金金钝化是是最有发发展前途途的。尽管如此，耐耐蚀合金金化途径径的

12、选择择，应由由合金所所处的介介质特性性来决定定。例如如，若基基体金属属在使用用条件下下不能钝钝化，而而是在活活性状态态下产生生析氢腐腐蚀，则则应采用用减少阴阴极活性性的途径径，而不不能采用用增加阴阴极活性性的途径径；如介介质能使使金属钝钝化，则则采用减减少阳极极活性和和用阴极极性合金金元素使使合金钝钝化的方方法将获获得最好好的效果果。5-2 铁基基耐蚀合合金铁基耐蚀合合金即通常常所说的的不锈钢钢。在空空气中耐耐蚀的钢钢称为不不锈钢，在在各种侵侵蚀性较较强的介介质中耐耐蚀的钢钢称为耐耐酸钢。可以按化学学成分、显显微组织织和用途途分类。按化学成分分：铬钢钢、铬钼钼钢、铬铬镍钢、铬铬锰钢、铬铬锰氮钢

13、钢、铬锰锰镍钢等等。按显微组织织分类，不不锈钢可可分为：奥氏体体不锈钢钢、铁素素体不锈锈钢、马马氏体不不锈钢复复相钢（AA-F复复相钢、FF-M复复相钢）等等。按用途可分分：耐海海水腐蚀蚀不锈钢钢、耐点点蚀不锈锈钢、耐耐应力腐腐蚀不锈锈钢、耐耐浓硝酸酸腐蚀不不锈钢、耐耐硫酸不不锈钢等等。一、奥氏体体不锈钢钢显然这种不不锈钢的的室温组组织为奥奥氏体。这这类不锈锈钢是以以18-8型铬铬镍钢为为基础发发展起来来的，如如1Crr18NNi9TTi。应应用最广广，约占占奥氏体体不锈钢钢耐酸钢钢的700%，占占全部不不锈耐酸酸钢的550%。为为了提高高耐蚀性性，188-8型型钢中常常加入TTi、NNb、M

14、Mo、SSi等铁铁素体形形成元素素，并提提高铬含含量，降降低碳含含量。但但这些元元素都能能缩小相区，因因此为了了使Crr-Nii钢保持持奥氏体体组织，钢钢中含NNi量应应不少于于下面经经验公式式所确定定的数值值：Ni1.1(CCrMo1.55Si1.55Nb)0.55Mn30CC8.22式中元素符符号表示示相应元元素在钢钢中的含含量（%）。当钢中含NNi量小小于此式式的计算算值时，钢钢的组织织中会出出现铁素体体。铬镍奥氏体体钢中的的Ni，可可用Mnn、N部部分代替替或全部部代替。NN的Nii当量与与C一样样都是330。奥奥氏体不不锈钢具具有优良良的综合合机械性性能和加加工性能能，耐蚀蚀性也优优

15、于其它它不锈钢钢。奥氏体不锈锈钢耐全全面腐蚀蚀性能，主主要取决决于钢中中的Crr、Nii、Moo、Sii等合金金元素的的含量。一般不锈钢钢只耐稀稀的和中中等浓度度的硝酸酸腐蚀，而而不耐浓浓硝酸腐腐蚀。这这是因为为在浓硝硝酸中，钢钢处于过过钝化状状态，发发生过钝钝化溶解解。在这这种强氧氧化性介介质中，能能提高钢钢的耐蚀蚀性的合合金元素素是Sii。各种种奥氏体体不锈钢钢中加入入Si，都都能使钢钢的腐蚀蚀速度随随硅含量量的增加加而急剧剧下降。如如我国研研制的00Cr220Nii24SSi4TTi钢，日日本的000Crr18NNi144Si44钢、前前苏联的的00CCr8NNi200Si66钢等，都都

16、能耐浓浓硝酸腐腐蚀。一般不锈钢钢只能耐耐稀硫酸酸腐蚀，钢钢中加入入Mo、CCu、SSi可以以降低腐腐蚀速度度。性能能较好的的耐硫酸酸腐蚀用用的奥氏氏体不锈锈钢是00Cr223Nii28MMo3CCu3TTi钢。对对于腐蚀蚀条件苛苛刻的热热硫酸，则则需采用用Ni合合金，如如Ni770Moo27VV合金。Cr-Nii奥氏体体不锈钢钢在碱性性液体中中的耐蚀蚀性相当当好，且且随钢中中Ni含含量升高高耐蚀性性提高。这这是由于于Ni耐耐碱腐蚀蚀的缘故故。在中等腐蚀蚀性介质质中，约约含188%Crr的Crr-Mnn-N和和Cr-Mn-Ni-N钢的的耐蚀性性和188-8钢钢相同，但但在强腐腐蚀性介介质则不不如

17、188-8钢钢。2、奥氏体体的晶间间腐蚀一般奥氏体体不锈钢钢经焊接接后，在在弱氧化化性介质质中可能能遭受晶晶间腐蚀蚀，使强强度损失失很大，甚甚至造成成构件的的破坏。凡凡在介质质与钢所所共同决决定的腐腐蚀电位位下，晶晶界物质质的溶解解电流密密度远大大于晶粒粒本体的的溶解电电流密度度时，都都可使钢钢产生晶晶间腐蚀蚀。实际际上，普普通奥氏氏体不锈锈钢，当当其腐蚀蚀电位处处于活化化电位区区、活化化-钝化化过渡电电位区、钝钝态电位位区和多多钝化电电位区都都有可能能产生晶晶间腐蚀蚀。一些些不锈钢钢在许多多介质中中，都各各有其产产生晶间间腐蚀的的不同电电位区段段。但是是，最重重要的是是在活化化-钝化化过渡电

18、电位区内内产生晶晶间腐蚀蚀，它常常在若氧氧化介质质中使用用的不锈锈钢中发发生。而而当钢的的腐蚀电电位处于于活化电电位区，（在在还原性性介质中中）或过过钝化电电位区（在在强氧化化性介质质中）时时，钢的的整体已已不耐蚀蚀，因此此，钢是是否产生生晶间腐腐蚀已无无实际意意义。随介质的类类别和电电位不同同，有两两种不同同的晶间间腐蚀机机理。除除去过渡渡电位区区（弱氧氧化性介介质中）产产生晶间间腐蚀的的贫铬理理论，在在过钝化化电位区区（在强强氧化性性介质中中）的晶晶间腐蚀蚀不是由由于贫铬铬区的存存在引起起的。在在强氧化化性介质质中，固固溶的奥奥氏体钢钢易产生生晶间腐腐蚀，而而经敏化化加热的的钢反而而不产生

19、生晶间腐腐蚀。一一般认为为这种晶晶间腐蚀蚀是由晶晶界偏析析引起的的，即晶晶界富集集P（1100pppm以以上）、硅硅（10000-200000pppm）可可引起此此种晶间间腐蚀。敏敏化加热热时，碳碳化物的的析出有有可能使使P不富富集或减减轻硅的的富集，从从而建起起或消除除晶间腐腐蚀。此此外，还还发现：当晶界界含有相的奥奥氏体不不锈钢在在强氧化化性介质质中腐蚀蚀时，相发生生选择性性溶解。因因此可以以认为晶晶界上连连续析出出网状相是奥奥氏体不不锈钢在在强氧化化性介质质中产生生晶间腐腐蚀的另另一原因因。在大大部分情情况下，晶晶间腐蚀蚀是由于于贫铬引引起的，因因此，通通常讨论论的晶间间腐蚀倾倾向、影影

20、响因素素和防蚀蚀方法都都是针对对这种晶晶间腐蚀蚀而谈的的。奥氏体不锈锈钢发生生晶间腐腐蚀的原原因，在在大部分分情况下下是由于于晶界贫贫Cr引引起的。有有时，也也可能由由其它原原因产生生。如处处于过钝钝化状态态（强氧氧化性介介质中）时时，所发发生的晶晶间腐蚀蚀就不是是由贫CCr造成成的。研究发现，在在强氧化化性介质质中，固固溶体状状态的奥奥氏体钢钢容易产产生晶间间腐蚀，而而经敏化化加热处处理的钢钢反而不不产生晶晶间腐蚀蚀。一般般认为这这种晶间间腐蚀是是由晶界界偏析造造成的。即即在晶界界偏聚的的P、SSi造成成晶间腐腐蚀。敏敏化加热热时，碳碳化物的的析出可可能使在在晶界偏偏聚的PP、Sii减弱或或

21、消失，从从而减轻轻或消除除晶间腐腐蚀。此外，还发发现：当当晶界含含有相时，则则在强氧氧化性介介质中腐腐蚀时，相发生选择性溶解。因此，当晶界上连续析出网状相时，是奥氏体不锈钢在强氧化性介质中产生晶间腐蚀的另一个原因。在能够产生生晶间腐腐蚀的电电位区内内，奥氏氏体不锈锈钢的晶晶间腐蚀蚀倾向及及腐蚀程程度是与与钢所处处环境的的温度、时时间及其其冷却速速度有关关，因为为它们对对含铬碳碳化物的的析出、贫贫铬区的的产生及及贫铬程程度都有有影响。具具体温度度和加热热时间范范围，依依钢种及及其化学学成分不不同而异异，要通通过试验验确定。成分对晶间间腐蚀有有很大影影响。奥奥氏体不不锈钢中中：1）C含量量越高，晶

22、晶间腐蚀蚀越严重重。2）Cr含含量增加加，晶间间腐蚀减减弱。3）Ni含含量增加加，晶间间腐蚀倾倾向增大大。Ni含量增增加会降降低C在在奥氏体体中的溶溶解度，促促进Crr的碳化化物析出出。防止奥氏体体不锈钢钢晶间腐腐蚀的有有效措施施是改变变钢的化化学成分分，如：1）加入强强碳化物物形成元元素Tii、Nbb，2）降低CC、N、PP含量。3、奥氏体体不锈钢钢的应力力腐蚀奥氏体不锈锈钢的严严重缺点点之一是是对应力力腐蚀敏敏感。奥奥氏体不不锈钢的的应力腐腐蚀机理理和规律律，依介介质类型型不同而而异。引引起奥氏氏体不锈锈钢应力力腐蚀的的介质很很多，其其中具有有较大实实际意义义的是以以下四类类介质：1）约约

23、80以上的的高浓度度氯化物物水溶液液；2）化化物溶液液；3）浓浓热碱溶溶液；44）高温温高压水水（例如如1500-3550）。（1）应力力腐蚀机机理 应应力腐蚀蚀机理十十分复杂杂，众说说纷纭，尚尚未彻底底弄清。在在应力作作用下，位位错沿滑滑移面运运动，并并在表面面处汇合合成滑移移台阶，使使金属产产生了永永久变形形。若钝钝化膜不不能随此此滑移台台阶的形形成而发发生相应应的变形形，使该该处钝化化膜破裂裂，露出出化学性性活泼的的新鲜金金属面（滑滑移台阶阶）；同同时，滑滑移还促促使位错错密度和和缺陷增增加，并并使某些些元素或或杂质在在滑移带带偏析，这这些都将将成为活活性阳极极区，在在腐蚀介介质作用用下

24、发生生阳极溶溶解。伴伴随阳极极溶解过过程产生生阳极极极化，使使阳极周周围钝化化，在蚀蚀坑周围围重新生生成钝化化膜，但但在应力力继续作作用下，蚀蚀坑底部部由于应应力集中中又使钝钝化膜破破裂，造造成新的的活性阳阳极区，继继续深入入阳极溶溶解。这这种反复复作用，使使应力腐腐蚀不断断向开裂裂前沿发发展，形形成垂直直于应力力方向的的纵深裂裂纹，致致使构件件断裂。由由此可见见，只有有在蚀坑坑周边出出现再钝钝化和蚀蚀坑底部部不钝化化或钝化化后再活活化（由由于坑底底易产生生应力集集中和氢氢离子浓浓度升高高）的条条件下，才才能发生生应力腐腐蚀。总总之，应应力腐蚀蚀是在 表面钝钝化膜不不稳定的的条件下下产生的的。

25、曾经经有人总总结在各各种环境境下奥氏氏体不锈锈钢应力力腐蚀时时，指出出其腐蚀蚀电位将将处于下下列三个个电位区区中的某某一电位位区内，即即1）非活活性态-活性态态过渡电电位区；2）活性性态-钝钝态过渡渡电位区区；3）钝态态-过钝钝化过渡渡电位区区。（图图5-113）（2）影响响应力腐腐蚀的因因素：许许多氯化化物水溶溶液都能能引起奥奥氏体不不锈钢的的应力腐腐蚀，其其中氯化化镁溶液液最严重重，氯化化钠溶液液最轻。一一般认为为，随氯氯化物溶溶液中氯氯化钠浓浓度增加加和温度度升高，奥奥氏体不不锈钢的的应力腐腐蚀敏感感性增高高，断裂裂寿命缩缩短。但但如果浓浓度过高高，断裂裂寿命反反而有所所回升。在在高温高

26、高浓度氯氯化镁溶溶液中，由由于容易易pH值值低，所所以溶液液不必有有溶解氧氧就可以以引起奥奥氏体不不锈钢应应力腐蚀蚀，而且且腐蚀的的历程不不必经由由点蚀或或缝隙腐腐蚀。在在稀的氯氯化物溶溶液中，必必须先经经过点蚀蚀或缝隙隙腐蚀，逐逐渐造成成氯离子子浓缩及及pH值值降低的的条件之之后，才才能引起起应力腐腐蚀。产产生点蚀蚀和缝隙隙腐蚀需需要氧，所所以稀氯氯化物溶溶液中必必须含有有溶解氧氧才能引引起应力力腐蚀。位错运动在在应力腐腐蚀过程程中起很很大作用用。奥氏氏体不锈锈钢具有有面心立立方结构构，滑移移主要限限于（1111）面面，所以以在变形形时容易易出现层层状位错错结构，即即位错呈呈平行紧紧密并列列

27、的结构构，它不不能交叉叉滑移，这这种以位位错结构构容易产产生线状状蚀沟，引引起穿晶晶破裂，而而具有体体心立方方结构的的金属，沿沿（1112）、（1110）、（1123）等等晶面都都容易产产生线状状蚀沟，从从而难于于发生穿穿晶破裂裂。试验验证明，层层错能低低的合金金容易形形成层状状位错结结构，对对穿晶腐腐蚀破裂裂的敏感感性高；而层错错能高的的合金容容易形成成网状位位错结构构，易交交叉滑移移，对穿穿晶破裂裂的敏感感性小。奥奥氏体不不锈钢中中镍、硅硅、碳含含量增加加时，奥奥氏体、钢钢的层错错能增加加，易形形成网状状位错结结构，降降低对穿穿晶破裂裂的敏感感性。高高硅的不不利影响响是它使使碳在奥奥氏体中

28、中的溶解解度降低低，使晶晶界上析析出的碳碳化物增增多，因因而不利利于钢在在能产生生晶间腐腐蚀的环环境中适适用。磷磷、氮及及微量钼钼对不锈锈钢耐应应力腐蚀蚀性能也也是不利利的，但但加入较较多的钼钼（44%）后后，反而而能提高高耐应力力腐蚀破破裂的性性能。4、奥氏体体不锈钢钢的点蚀蚀与缝隙隙腐蚀这种局部腐腐蚀经常常发生在在含氯化化物的溶溶液中，它它对不锈锈钢容器器与管道道危害较较大，甚甚至能造造成穿孔孔。二、铁素体体不锈钢钢显然这种不不锈钢的的室温组组织为铁铁素体。虽然高铬铁铁素体不不锈钢发发展较早早，且屈屈服强度度比奥氏氏体不锈锈钢高，导热系数也较大，成本又较低，但由于它脆性较大，特别是焊接后因

29、热影响区晶粒粗化更易引起氢脆，耐点蚀性能差，对缺口敏感性高等缺点，应用范围远不如铬镍奥氏体不锈钢广。依格含量不不同，铁铁素体不不锈钢可可分为CCr133型、CCr166-9型型和Crr25-28型型三种。随随铬含量量增加，其其耐氧化化酸腐蚀蚀的能力力和抗氧氧化性均均增高。在在硝酸等等氧化性性介质中中，纯铬铬铁素体体不锈钢钢与同等等铬含量量的Crr-Nii奥氏体体不锈钢钢耐蚀性性相近；但在还还原性介介质中，则则不如铬铬镍钢。铁铁素体铬铬不锈钢钢在加钼钼后耐蚀蚀性有所所改善。如Cr18Mo2Ti钢不仅有优越的耐应力腐蚀性能，而且有较好的耐点蚀性和耐海水腐蚀性能。高铬铁素体不锈钢中加入0.2-0.5%Pd，可大大提高其在盐酸和中等浓度热硫酸中的耐蚀性。防止铁素体体不锈钢钢晶间腐腐蚀的措措施：1）降低钢钢中C、NN含量；2）加入强强碳（氮氮）化物物形成元元素Tii、Nbb等；3）70008000退火。2、铁素体体不锈钢钢耐应力力腐蚀性性能铁素素体不锈锈钢耐氯氯化物腐腐蚀破裂裂性能比比奥氏体体不锈钢钢高得多多，这是是由于体体心立方方