王 晶，尚新春，路民旭，張 雷

(1 北京科技大學(xué) 數(shù)理學(xué)院，北京 100083；2 北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100083)

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316L不銹鋼在不同環(huán)境中點蝕形核研究

王 晶1，尚新春1，路民旭2，張 雷2

(1 北京科技大學(xué) 數(shù)理學(xué)院，北京 100083；2 北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100083)

通過人工海水中長期浸泡實驗和循環(huán)伏安極化曲線測試，研究了溫度、Cl-濃度、溶解氧濃度對拋光后的316L不銹鋼點蝕形核的影響，確定了不銹鋼在不同環(huán)境的人工海水中點蝕的萌生時間和位置。結(jié)果表明：與溫度和Cl-濃度的影響不同，溶解氧濃度的增加對不銹鋼點蝕形核具有抑制作用。316L不銹鋼在4℃，8×10-6溶解氧濃度，10%(質(zhì)量分數(shù))NaCl溶液中浸泡后表面出現(xiàn)鈍化膜局部破壞，點蝕形核時間為60～70天，形核位置存在MgO-Al2O3系和CaO-SiO2系非金屬夾雜物。不銹鋼在4℃人工海水和0.02×10-6溶氧量濃度下浸泡后，表面出現(xiàn)點蝕的時間為70～80天。

不銹鋼；點蝕；形核；鈍化膜；夾雜物

不銹鋼具有優(yōu)良的力學(xué)性能、良好的抗腐蝕能力和腐蝕疲勞性能，因此在海上油氣田領(lǐng)域得到了較為廣泛的應(yīng)用。隨著油氣工業(yè)的發(fā)展，我國海上油氣田的勘探與開發(fā)正在由淺海向深海乃至超深水方向轉(zhuǎn)移，在深水和超深水條件下，深水油氣田的開發(fā)將面臨許多技術(shù)挑戰(zhàn)，如水下生產(chǎn)系統(tǒng)、立管系統(tǒng)、水面生產(chǎn)結(jié)構(gòu)、輸送系統(tǒng)、管道腐蝕等技術(shù)問題[1]。合理選材是水下設(shè)施腐蝕控制方法之一，采用不銹鋼作為海管高溫段材料和某些重要構(gòu)件已經(jīng)成為深水油氣田水下設(shè)施選材的主要趨勢。

在水下設(shè)施安裝和鋪管過程中，海水的滲入意味著不銹鋼將與海水直接接觸，不銹鋼表面鈍化膜容易被海水中的氯離子破壞，因此其點蝕風險將會增加。點蝕的出現(xiàn)降低不銹鋼的強度，在應(yīng)力集中的區(qū)域往往造成管道開裂，減少其使用壽命。這不僅增加海底管道的維修成本，而且對海上油氣田的生產(chǎn)造成影響。

金屬表面的鈍化膜主要成分為鐵和鉻的氧化物，這是不銹鋼具有優(yōu)良耐蝕性的主要原因。點蝕的萌生和生長始于鈍化膜被破壞，而其破壞受到環(huán)境、離子含量、溫度和表面狀態(tài)等因素影響，例如，氯離子在深海環(huán)境中屬于侵蝕性離子，一旦在金屬表面局部不均勻位置破壞鈍化膜，就會導(dǎo)致點蝕的發(fā)生。大量學(xué)者將點蝕的發(fā)展分為亞穩(wěn)態(tài)生長和穩(wěn)態(tài)生長過程，鈍化膜被破壞后，局部位置將發(fā)生一系列化學(xué)反應(yīng)，最終在破鈍點開始穩(wěn)定生長[2,3]。在影響因素方面，氯離子濃度、溶氧量(Dissolved Oxygen，DO)等對不銹鋼點蝕的影響已有相關(guān)報道。腐蝕形態(tài)方面，Ernst和Newman認為304不銹鋼與其他不銹鋼具有相似的點蝕形貌[4]。溶氧量方面，Leckie通過研究304不銹鋼在高溫純水中的腐蝕行為，認為自腐蝕電位隨著溶氧量的增加而升高[5]。鄭家青等通過研究不同溶氧量對304不銹鋼點蝕行為的影響，認為當溶氧量達到7.5mg/L時，點蝕自修復(fù)能力下降[6]。Zheng等認為在熱堿性溶液中，溶氧量低于10×10-9的條件下，316L的腐蝕電位會控制在-850mVvsSCE范圍內(nèi)，當溶液內(nèi)溶氧量達到650×10-9時，金屬表面會被完全鈍化[7]。雖然奧氏體不銹鋼的鈍化以及不同因素對點蝕發(fā)生的影響已有大量研究，但奧氏體不銹鋼在海水中發(fā)生點蝕形核的時間尚不明確。

本工作以316L不銹鋼(SS)作為研究對象，采用長期浸泡的方式和循環(huán)伏安極化曲線測試研究了該材料在不同環(huán)境下的點蝕萌生和發(fā)展行為，確定了拋光后的316L不銹鋼在10%(質(zhì)量分數(shù)，下同)NaCl溶液中的點蝕形核時間，分析了溫度、溶氧量和Cl-濃度對點蝕形核的影響。

1 實驗材料與方法

實驗材料采用316L不銹鋼，其主要化學(xué)成分見表1。全浸樣品尺寸為20mm×20mm×3mm，浸泡前樣品表面用砂紙打磨并拋光，去離子水和酒精清洗，冷風吹干。電化學(xué)樣品背面焊接導(dǎo)線，使用環(huán)氧樹脂封裝，環(huán)氧樹脂強度高于80MPa[8]。暴露面積為1cm2，使用前用砂紙打磨至1000#，并用去離子水和酒精清洗。

表1 316L不銹鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)/%)

實驗溶液為3.5%，5%和10%NaCl溶液和人工海水，依據(jù)ASTM D1141標準，人工海水由分析純試劑和去離子水配制，見表2。研究表明[9]，由海平面到3500m海深處，海水的溫度變化范圍為0～30℃，1500m水深處海水溫度約為4℃。為了確定溫度對點蝕形核的影響，本工作選擇4，20℃和60℃三種實驗溫度。隨著海水深度的增加，溶解氧含量先減小后增加，1500m水深處溶解氧含量接近海水表面，約為8×10-6[9]。由于海底管道敷設(shè)過程中可能會出現(xiàn)海水滲入，考慮到管道連接位置容易發(fā)生縫隙，而縫隙內(nèi)局部位置的溶解氧含量極低，因此選擇溶解氧含量為0.02×10-6，使用TP351型溶氧儀控制溶氧量(精度為0.01×10-6)。不同溶氧量實驗在密閉容器內(nèi)完成，如圖1所示，密閉容器由有機玻璃制成，使用密封圈密封。實驗周期為每10天取出，每個周期內(nèi)的樣品共3個平行樣。樣品取出后使用S-250型掃描電鏡對試樣表面進行觀察。

表2 人工海水成分(g·L-1)

電化學(xué)測試采用PS-1恒電位儀，以飽和甘汞電極為參比電極(SCE)，鉑電極為輔助電極，實驗過程中使用冰箱和恒溫水浴鍋控制溫度。依據(jù)ASTM G61-86標準，測試前試樣在溶液中浸泡，待開路電位穩(wěn)定后，以0.5mV·s-1的速率進行掃描，當電流達到5mA(5×103μA)時使曲線回掃，獲得循環(huán)伏安曲線。為了保證實驗結(jié)果的可重現(xiàn)性，每個條件下的循環(huán)伏安曲線測試3個平行試樣。

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 模擬溶液浸泡實驗

試樣分別在3.5%,5%和10%三種不同濃度的NaCl溶液與模擬人工海水中浸泡，前者研究不同Cl-濃度的影響，后者模擬在實際的工程環(huán)境中不銹鋼耐點蝕性能。試樣浸泡一段時間后取出，樣品表面用去離子水和酒精清洗并干燥后進行SEM表面掃描，觀察試樣表面是否出現(xiàn)點蝕形核。試樣在NaCl溶液中的腐蝕浸泡實驗參數(shù)如表3所示。

圖1 電化學(xué)測試裝置示意圖Fig.1 Schematic diagram of electrochemical device

MassfractionofNaCl/%DO/10-6Temperature/℃Time3．5845841084Takeoutevery10d

2.1.1 NaCl溶液中的腐蝕浸泡實驗

316L不銹鋼在8×10-6溶氧量，10%NaCl溶液浸泡70天后，樣品表面在夾雜物周圍出現(xiàn)鈍化膜的破壞和基體的少量溶解，如圖2(a)中的白色邊緣所示。EDS能譜測試結(jié)果顯示夾雜物元素為Mg，Al和O，其直徑約5.3μm，系MgO-Al2O3夾雜。夾雜物緊靠基體一側(cè)，與另一側(cè)不連接，此時夾雜物相對于周圍基體是陰極，基體優(yōu)先發(fā)生溶解。

圖2(b)為同期浸泡的平行樣品，樣品取出并清洗后觀察發(fā)現(xiàn)，蝕坑表面出現(xiàn)少量腐蝕產(chǎn)物。EDS能譜測試結(jié)果顯示腐蝕產(chǎn)物包含F(xiàn)e，Si，O，Ca等元素，Si含量為12.15%，明顯高于基體中的含量，因此推斷此處點蝕萌生位置位于CaO-SiO2系復(fù)合夾雜，點蝕發(fā)展過程中出現(xiàn)了夾雜物的溶解。相關(guān)研究表明，諸如(Mg, Al)氧化物、(Mg, Si)氧化物以及(Ca, Ti, Ce)氧化物等非金屬夾雜物是鈍化膜被破壞的源頭，夾雜物的溶解與Cr2O3的富集之間形成競爭，并影響臨界點蝕溫度[10]。

綜合上述點蝕形核和擴展現(xiàn)象，認為不銹鋼的夾雜物對點蝕的形核與擴展存在不利影響，腐蝕溶解總是優(yōu)先在夾雜物處形成，并且夾雜物的溶解加速點蝕的擴展。點蝕的形核和擴展分為4步：①鈍化膜在MgO-Al2O3夾雜或CaO-SiO2系夾雜物處有缺陷，氯離子首先在此類鈍化膜最薄弱處聚集；②鈍化膜破裂與修復(fù)產(chǎn)生競爭，同時發(fā)生鐵離子的水解；③夾雜物開始溶解，然后夾雜物與鋼基界面處的鈍化膜完全破壞，鐵基體溶解，夾雜物進一步溶解；④蝕坑內(nèi)局部酸化，夾雜物進一步溶解，鈍化膜破壞區(qū)域擴大，促進活化，點蝕發(fā)展。

圖2 316L不銹鋼在4℃，8×10-6溶氧量，10%NaCl溶液中浸泡70天后的點蝕萌生形貌和夾雜物(a)點蝕形貌一；(b)點蝕形貌二；(c)圖(a)中的夾雜物能譜分析；(d)圖(b)中的腐蝕產(chǎn)物能譜分析Fig.2 Pitting corrosion and inclusion of 316L SS in 10%NaCl solution at 4℃ and DO 8×10-6 for 70d (a)one of the pitting corrosion morphology;(b)another pitting corrosion morphology;(c)EDS analysis of inclusion in fig.(a);(d)EDS analysis of corrosion product in fig.(b)

2.1.2 模擬人工海水中的腐蝕浸泡實驗

人工海水中的腐蝕浸泡實驗結(jié)果如圖3和表4所示，316L不銹鋼在4℃人工海水和0.02×10-6溶氧量環(huán)境下浸泡，不銹鋼的表面發(fā)生鈍化膜明顯破壞的時間為70～80天。該樣品在4℃，8×10-6溶氧量，人工海水中浸泡90天后，表面未出現(xiàn)鈍化膜破壞。除了在4℃，8×10-6溶氧量的條件下以外，316L不銹鋼浸泡一段時間后，其他環(huán)境下均不同程度地發(fā)生了鈍化膜的破壞，而且蝕坑明顯開始發(fā)展。

圖3 316L不銹鋼在不同環(huán)境中浸泡后的點蝕形貌 (a)4℃,0.02×10-6；(b)4℃,8×10-6；(c)20℃,0.02×10-6；(d)20℃,8×10-6Fig.3 Pitting corrosion morphology of 316L SS in different environments (a)4℃,0.02×10-6;(b)4℃,8×10-6;(c)20℃,0.02×10-6;(d)20℃,8×10-6

MaterialTemperature/℃Dissolvedoxygen/10-6Immersiontime/dFindpitting316L40．0280Yes890No200．0280Yes890Yes

4℃環(huán)境下溶氧量低時316L表面最先出現(xiàn)點蝕坑，這說明低溶氧量不易使基體表面產(chǎn)生鈍化膜或產(chǎn)生的鈍化膜不穩(wěn)定，因此與高溶氧量環(huán)境相比，最先發(fā)生鈍化膜的破壞和點蝕的發(fā)展。

與4℃條件下蝕坑相比，20℃環(huán)境下蝕坑發(fā)生更明顯的擴展。20℃條件下，8×10-6溶氧量下產(chǎn)生的點蝕比0.02×10-6溶氧量下產(chǎn)生的點蝕面積小。模擬實驗表明，316L在4℃和0.02×10-6溶氧量條件下浸泡80天后表面發(fā)生鈍化膜明顯破壞。當溫度升高時，不銹鋼基體熱力學(xué)穩(wěn)定性較差，侵蝕性離子在基體缺陷部位吸附。當電位接近點蝕電位時，聚集的氯離子與鈍化膜相互作用，形成鐵的可溶性氯化物，表面膜被局部溶解，鋼基體表面發(fā)生局部活化。此時，不銹鋼基體仍具有鈍化傾向，可修復(fù)破壞的鈍化膜。鈍化膜的破壞與修復(fù)產(chǎn)生交替競爭，表面的活化作用和鐵的水解交替進行，同時蝕坑內(nèi)發(fā)生水解酸化，導(dǎo)致局部酸化。當電位繼續(xù)升高至點蝕電位時，鈍化膜的破壞及鐵的離子化趨勢由于氯離子的存在變得更強，鈍化膜的修復(fù)功能減弱，點蝕開始誘發(fā)。隨著點蝕的發(fā)展，鈍化膜破裂處溶解更多鐵離子，水解酸化作用更強。此時在不銹鋼表面上鈍化膜破裂的范圍更大，由于夾雜物與鋼基體界面能量高，腐蝕溶解將沿著這一界面向縱深方向發(fā)展，形成小的腐蝕溝，鐵離子的水解酸化和電中性效應(yīng)導(dǎo)致Cl-在電場作用下涌入，新鮮鐵原子的再鈍化被阻礙，因此該界面成為活化的閉塞區(qū)，并不斷擴大，形成了如圖3所示的微觀點蝕形態(tài)。

模擬實驗沒有考慮海水壓力及微生物等的影響，以及局部可能發(fā)生的氯離子濃度的濃縮。因此，在實際環(huán)境中，316L不銹鋼發(fā)生點蝕的誘導(dǎo)期需要的時間可能更短。

2.2 溫度的影響

圖3中顯示，同一溶解氧濃度下，20℃環(huán)境中不銹鋼表面點蝕面積大于4℃環(huán)境中產(chǎn)生的點蝕，通過測試兩種溫度下的循環(huán)伏安曲線，如圖4所示，確定4℃時點蝕電位為0.40VvsSCE，20℃時點蝕電位為0.25VvsSCE，60℃時點蝕電位為0.003VvsSCE，驗證了溫度的變化顯著影響不銹鋼的耐蝕性能，并且溫度升高后不銹鋼表面處于極化狀態(tài)形成閉塞點蝕坑，說明溫度升高對點蝕發(fā)生和擴展有一定加速作用。

圖4 316L不銹鋼在不同溫度下的循環(huán)伏安曲線(a)以及ER和EP對比圖(b)Fig.4 Cyclic potentiodynamic polarization(a),ER and EP (b)of 316L SS at different temperatures

由于溫度升高時，Cl-在金屬表面缺陷位置的化學(xué)吸附增加，導(dǎo)致鈍態(tài)破壞的活性點增多、鈍化膜的穩(wěn)定性逐漸降低、參與反應(yīng)的物質(zhì)運動加快，Cl-更加容易擴散進入鈍化膜。此時鈍化膜的局部溶解過程也會加快，夾雜物溶解和鈍化膜的富集相互影響，最終導(dǎo)致鈍化膜破壞而發(fā)生點蝕。另外，當溫度升高時，海水中溶解氧含量降低，直接影響鈍化膜的形成過程。因此，隨著溫度的升高，316L不銹鋼的點蝕電位(EP)和再鈍化電位(ER)不斷下降[11-14]。

2.3 Cl-濃度的影響

不同濃度Cl-溶液中浸泡的結(jié)果顯示，不銹鋼表面在10%NaCl溶液中浸泡后先出現(xiàn)點蝕形核(圖2)。通過測試316L不銹鋼在不同濃度Cl-溶液中的陽極極化曲線，確定不同環(huán)境下的點蝕電位分別為3.5%：0.22VvsSCE，10%：0.10VvsSCE，15%：0.049VvsSCE，25%：0.025VvsSCE。點蝕電位隨Cl-濃度變化的曲線如圖5所示，點蝕電位隨Cl-濃度的增加而降低。

圖5 316L不銹鋼在不同Cl-濃度下的極化曲線(a)和點蝕電位(b)Fig.5 Polarization curves(a) and pitting potential(b) of 316L SS under different Cl- concentration

根據(jù)不銹鋼表面夾雜物的測試和分析發(fā)現(xiàn)，一方面，點蝕的形核和擴展與夾雜物的出現(xiàn)和溶解有直接關(guān)系；另一方面，有研究引入PDM模型，即基體中存在另一種缺陷：陽離子空位、O空位和金屬陽離子間隙等，鈍化膜的生長、溶解和破壞由這一類型缺陷的生成和消失決定。氯離子很容易被O空位吸附，從而形成更多的陽離子空位，隨著陽離子空位的增加并且達到一定尺寸時，在基體和鈍化膜之間會形成空洞，引起局部鈍化膜的破裂[11,15-17]。因此隨著Cl-濃度的增加，316L的耐點蝕性能下降。

2.4 氧濃度的影響

一般認為，溶氧量具有雙重影響，氧可以促進陽極過程，使金屬的腐蝕電位上升到孔蝕電位以上從而導(dǎo)致點蝕擴大；但如果氧供給充足，則不銹鋼鈍態(tài)比較穩(wěn)定，不容易產(chǎn)生點蝕。

圖6為316L不銹鋼在3.5%NaCl溶液中測得的不同氧含量下的循環(huán)伏安曲線。由圖6可以看出，8×10-6溶氧量下測得的316L不銹鋼的點蝕電位比0.02×10-6溶氧量下得到的自腐蝕電位和點蝕電位更正，回掃得到的保護電位也更正。

圖6 316L不銹鋼在不同氧含量下的循環(huán)伏安曲線Fig.6 Cyclic potentiodynamic polarization curve of 316L SS under different dissolved oxygen

溶解氧含量的增加使不銹鋼表面形成鈍化膜，因此金屬表面的雙電層電位將進一步擴大，表明8×10-6的溶氧量環(huán)境下自腐蝕電位更正。拋光后的316L不銹鋼在溶液中自然鈍化后自腐蝕電位的變化可以證明(圖7)，拋光后的樣品在溶液中浸泡2h后，溶解在溶液中的氧使金屬表面產(chǎn)生鈍化膜，因此其自腐蝕電位上升。這與Liu等研究的316L SS樣品表面硝酸鈍化24h后比未鈍化樣品的點蝕溫度升高20℃得到的結(jié)果一致[15]。而溶解氧的增加使點蝕電位上升，說明氧含量的增加可使不銹鋼耐蝕能力增強，這與不銹鋼表面鈍化膜的穩(wěn)定性增強有關(guān)。這表明低的氧含量更有利于不銹鋼點蝕的形核。

圖7 拋光后的316L不銹鋼在溶液中自腐蝕電位變化Fig.7 Corrosion potential of polished 316L SS in solution

2.5 不銹鋼表面狀態(tài)對點蝕形核的影響

不銹鋼表面經(jīng)拋光處理后實際屬于未鈍化狀態(tài)，不存在Cr2O3鈍化膜，而實際工程應(yīng)用中的不銹鋼表面狀態(tài)較復(fù)雜，其表面不僅被鈍化甚至?xí)嬖诟黝惾毕?，因此實際應(yīng)用中的不銹鋼點蝕萌生方式、位置和時間也會產(chǎn)生差異。

部分科研工作者已經(jīng)做了相關(guān)研究[15]，一方面關(guān)于不銹鋼表面被鈍化，316L不銹鋼樣品在48h和480h的空氣中氧化后，其點蝕臨界溫度(Critical Pitting Temperature,CPT)上升，但兩者之間波動較小。因此很容易證明樣品經(jīng)空氣中氧化后，Cr2O3的富集能夠改變鈍化膜的特性，從而影響點蝕的形核，但鈍化膜的厚度與CPT關(guān)系較小。此時，點蝕形核的機理為侵蝕性氯離子競爭吸附破壞鈍化膜的完整性或者氯離子滲透進入鈍化膜，使鈍化膜造成污染。另一方面，關(guān)于不銹鋼的表面缺陷，樣品表面的機械損傷型缺陷或夾雜物缺陷屬于薄弱點，在缺陷位置鈍化膜的不連續(xù)決定了“新鮮”金屬容易被暴露的必然性，因此與光滑的鈍化表面相比，點蝕更容易在缺陷位置形核。

因此，Cr2O3的富集和夾雜物的溶解都能夠影響點蝕形核，但由于不銹鋼表面的鈍化特性，實際工程中應(yīng)用的不銹鋼表面比拋光處理后不銹鋼表面的點蝕形核時間更長，并且機械損傷型缺陷或夾雜物缺陷容易成為點蝕形核的優(yōu)先位置。

3 結(jié)論

(1)經(jīng)拋光處理的316L不銹鋼在4℃，8×10-6溶氧量，10%NaCl溶液中浸泡后，表面出現(xiàn)鈍化膜的局部破壞，點蝕形核的時間為60～70天。形核位于(Mg，Al)氧化物非金屬夾雜物位置。點蝕萌生初期，表面出現(xiàn)Fe的氧化物，蝕坑大小無明顯變化。

(2)經(jīng)拋光處理的316L不銹鋼在4℃人工海水和0.02×10-6溶氧量環(huán)境下浸泡，不銹鋼的表面發(fā)生鈍化膜明顯破壞的時間為70～80天。經(jīng)拋光處理的316L不銹鋼在4℃，8×10-6溶氧量，人工海水中浸泡90天后表面未出現(xiàn)鈍化膜破壞。這表明低氧含量不利于不銹鋼表面形成鈍化膜，更有利于點蝕形核。

(3)實際工程中應(yīng)用的不銹鋼表面比拋光處理后不銹鋼表面的點蝕形核時間更長。夾雜物對點蝕形核和擴展有明顯的促進作用，MgO-Al2O3系和CaO-SiO2系夾雜物是不銹鋼中最主要的點蝕誘發(fā)源，點蝕優(yōu)先在鋼基體毗鄰夾雜物處發(fā)生。隨著點蝕的進行，夾雜物溶解，形成明顯的腐蝕坑，同時溫度、氯離子和低溶氧量對點蝕形核和發(fā)展起促進作用。

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Pitting Nucleation of 316L Stainless Steel in Different Environments

WANG Jing1，SHANG Xin-chun1，LU Min-xu2，ZHANG Lei2

(1 School of Mathematics and Physical,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China; 2 School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China)

Effect of temperature, concentration of chloride ion and dissolved oxygen concentration on pitting nucleation of polished 316L stainless steel was investigated using long-term immersing experiment and cyclic potentiodynamic polarization curves. Pitting initiated time and location in different artificial sea water environments were determined. The results show that pitting nucleation can be inhibited with increasing dissolved oxygen concentration, which is different from effect of temperature and chloride ion. For 316L stainless steel, after immersed in 10% (mass fraction) NaCl solution with 8×10-6dissolved oxygen concentration at 4℃, local destroy occurs on the surface passive film, pitting nucleation time is 60-70 days, and MgO-Al2O3series and CaO-SiO2oxide series non-metal inclusions exist at the pitting nucleation sites. After immersed in artificial sea water at 4℃, and with 0.02×10-6dissolved oxygen concentration, the time for pitting corrosion appears on the surface of 316 stainless steel is 70-80 days. Key words：stainless steel;pitting corrosion;nucleation;passive film;inclusion

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.09.003

TG172.5

A

1001-4381(2015)09-0012-07

國家科技重大專項項目(2011ZX05056)；國家自然科學(xué)基金資助項目(51271025)

2015-03-17；

2015-07-09

王晶(1983-)，女，博士，研究方向：金屬材料的腐蝕與防護，聯(lián)系地址：北京市海淀區(qū)北四環(huán)中路229號海泰大廈1702室(100083)，E-mail:wzw0701@163.com