[0001] 本发明涉及不锈钢技术领域，尤其涉及一种燃料电池双极板高耐蚀性不锈钢。

[0002] 不锈钢因具有优良的力学和耐腐蚀性能，广泛应用于能源、电力、化工等领域，以及质子交换膜燃料电池用双极板的制造材料。不锈钢耐腐蚀机理是其表面Cr等元素与空气中的氧生成了一层极薄的、致密的、粘着性好的钝化膜，作为一道保护屏障，将腐蚀介质与基体隔离开；虽然处于钝化膜保护的金属仍有一定的反应能力，但钝化膜有着良好的自我修复功能。然而燃料电池运行环境复杂，在一些条件下难以保证钝化膜的完好，如高温下（70℃左右）遭受氟离子侵蚀等，则会引起腐蚀发生。当前不锈钢在质子交换膜燃料电池工作条件下耐腐蚀性较差，容易腐蚀溶解出金属离子污染电解质膜和生成钝化膜增大接触电阻，所以金属双极板必须进行表面防腐和导电处理。目前的表面改性方法都是在金属表面制备耐蚀和导电涂层，但是表面涂层难以避免出现局部缺陷，该区域防护能力较弱，在燃料电池高温的强氧化性和强酸性溶液中难以保护基体金属，使其发生腐蚀溶解，严重影响燃料电池的运行及安全性。因此，即使有涂层防护的金属基体也需要较高的耐蚀性要求。

[0003] 当前不锈钢双极板材料主要采用316L，其具有良好的双极板流道成形能力，但是其在燃料电池工作环境下耐蚀性无法满足美国DOE2025标准要求，并且由于Mo和Ni元素的添加，其制造成本较高，对不锈钢双极板的进一步商业化应用及低成本制备有较大限制。因此需要开发一种新型组成成分的不锈钢，在完全满足燃料电池运行环境的耐蚀性能要求下降低贵重元素添加量以降低不锈钢材料成本。

[0004] 本发明所要解决的技术问题是针对当前国内尚未有满足燃料电池耐蚀性能要求的双极板用不锈钢，且由于奥氏体不锈钢Mo和Ni元素的添加造成成本较高的问题，通过增加Cr含量，降低Ni含量，控制当量CrE与当量NiE的比值；添加W、Cu来部分代替Mo元素，通过进一步添加Nb和Ti来降低不锈钢中对耐蚀性有害元素C、N的含量，提高不锈钢在燃料电池工作环境下的耐蚀性能，降低其在模拟燃料电池阳极和阴极环境下的腐蚀电流密度，提高自腐蚀电位，并且降低贵重元素Mo和Ni的添加，降低双极板材料制备成本。

[0005] 本发明的技术方案如下：一种燃料电池双极板高耐蚀性不锈钢，各元素的质量百分比为：C≤0.01，Cr＝25 35，Ni＝0.5 4，Si≤1，Mn≤5.0，Cu=0.2 2.0，Mo=2 5.0，W=0.1~ ~ ~ ~ ~1.5，N≤0.01，P≤0.02，S≤0.01，O≤0.001，Nb元素的质量百分比为：7.75×C≤Nb≤7.75×C+0.2，Ti元素的质量百分比为3.43×N≤Ti≤3.43×N+0.03，余量为Fe；其中CrE/NiE≥5.5，所述CrE为以下各元素质量百分比关系式之和，CrE=Cr+Mo+1.5Si+0.5Nb，所述NiE为以下各元素质量百分比关系式之和，NiE=Ni+30(C+N)+0.5Mn+0.25Cu。

[0006] 所述燃料电池双极板高耐蚀性不锈钢Cr元素的质量百分比为：Cr＝27 29。~

[0007] 所述燃料电池双极板高耐蚀性不锈钢中Ni元素的质量百分比为：Ni＝2 4。~

[0008] 所述燃料电池双极板高耐蚀性不锈钢W元素的质量百分比为：W=0.2 0.6，所述燃~料电池双极板高耐蚀性不锈钢Mo元素的质量百分比为：Mo=2 4.0。
~

[0009] 一种燃料电池双极板高耐蚀性不锈钢，采用高Cr低Ni含量体系，采用W、Cu部分代替Mo，同时降低贵重元素Ni和Mo的添加，不锈钢中C、N的含量控制在0.01以下。

[0010] Cr是一种铁素体形成元素，可以显著提高不锈钢的耐蚀能力，但是添加量过高会导致热处理冷却过程中出现富Cr的σ以及Laves相，不仅严重降低基体的耐蚀性能，还恶化力学性能，因此所述燃料电池双极板高耐蚀性不锈钢Cr元素的质量百分比为：25 35；优选~地，Cr元素的质量百分比为：27 29。
~

[0011] Ni元素是一种奥氏体形成元素，可以提高不锈钢在强腐蚀介质中的钝化能力因而提高耐蚀性能，并且具有强烈的促进奥氏体形成作用，但是铁素体不锈钢中Ni含量过高会导致在热处理过程中容易析出奥氏体相进而降低发明钢耐蚀性和力学性能，附图1为实施例3钢相图，当Cr含量为4%时，其奥氏体相析出温度低于σ(Sigma)相析出温度，在后续的轧制退火过程中析出的奥氏体相含量更少。铁素体不锈钢中奥氏体析出相含量与Cr当量CrE=Cr+Mo+1.5Si+0.5Nb和Ni当量NiE=Ni+30(C+N)+0.5Mn+0.25Cu的比值有关，本发明实施例3中CrE/NiE≥5.5，奥氏体相析出温度在σ(Sigma)相析出温度以下，可以在热处理后减少奥氏体相含量，本发明的铁素体不锈钢在使用过程考虑到不锈钢对耐蚀性能和加工成形能力，所述燃料电池双极板高耐蚀性不锈钢Ni元素的质量百分比为：0.5 4；优选地，Ni元素的质~量百分比为：2 4。
~

[0012] W元素是一种增强不锈钢耐蚀性的元素，W具有熔点高、密度大和硬度高等优点，是一种比较新兴的不锈钢合金元素。W是铁素体形成元素，在元素周期表中与Mo同族，均为ⅥB2‑ 2‑
族元素，二者在腐蚀溶液中会溶解形成WO4 与MoO4 ，其与钝化膜表面其他金属阳离子反应生成不溶于水的复杂沉淀，在不锈钢/钝化膜界面吸附，从而抑制金属基体的溶解，并且该‑ 2‑ ‑ 2‑
离子还会与侵蚀性离子如F、SO4 等结合，降低F、SO4 浓度进而弱化对钝化膜的破坏作用，W元素由于核外电子层数多，效用更加显著，因而对耐蚀性能影响更大，因此其添加量较小时也会显著提高不锈钢的耐蚀性能。但是过量的W添加会促进不锈钢中σ相形成，不仅降低不锈钢的耐蚀性能还恶化力学性能，因此所述燃料电池双极板高耐蚀性不锈钢W元素的质量百分比为：0.1 1.5，优选地，W元素的质量百分比为W=0.2 0.6；
~ ~

[0013] Mo是一种铁素体形成元素，在不锈钢中与Cr协同作用可以显著提高不锈钢的耐点蚀能力，但是添加量过高会导致析出Laves金属间化合物，降低不锈钢塑性成形能力，并且Mo元素较为昂贵，考虑到成本所述燃料电池双极板高耐蚀性不锈钢Mo元素的质量百分比为：Mo=2 5.0，优选地，Mo=2 4.0。~ ~

[0014] Cu是一种奥氏体形成元素，可以显著提高不锈钢在还原性酸中的耐蚀能力，并且具有强烈的固溶和析出强化作用，考虑到不锈钢后续的加工成形能力，所述燃料电池双极板高耐蚀性不锈钢Cu元素的质量百分比为：0.2 2。~

[0015] 铁素体中C和N元素的最大固溶度通常分别低于0.004%、0.006%，当铁素体不锈钢中C和N元素含量过高时会与Cr结合生成碳化物(Cr，Fe)23C6和(Cr，Fe)7C3、氮化物CrN和Cr2N，造成局部贫铬从而显著恶化铁素体不锈钢的耐蚀性。本发明中铁素体不锈钢中C和N含量的上限为0.01％。

[0016] Nb和Ti元素可以与铁素体不锈钢中的C和N元素结合形成NbC和TiN，为了进一步降低基体中C和N元素含量，本发明不锈钢中添加少量Nb和Ti元素。Nb的原子量为92.9，C的原子量为12，Nb、C的原子量比例为7.75，Ti的原子量为47.9，而N的原子量为14，Ti、N的原子量比例为3.43，基于本发明中的各元素成分组成，因而Nb和Ti含量分别满足7.75×C≤Nb≤7.75×C+0.2和3.43×N≤Ti≤3.43×N+0.03，过剩的Nb和Ti溶于基体形成固溶体，有较弱的强化和增韧作用，但是过量的添加Nb和Ti会导致成形性能的恶化，因此其添加量要严格控制在上述范围内。

[0017] 在所述不锈钢的成分范围内配制合金，根据性能需求控制合金中Cr、Ni、W、Cu等主要元素含量，而各成分原料都为高纯度原料，非金属和金属杂质含量极低，从而使C、H、O、P、S等杂质元素通过原料的纯度得以保证。

[0018] 相较于Mo元素，Cr、W、Cu元素在提高不锈钢在燃料电池运行环境下耐蚀性能方面具有更显著作用，即使添加量较小，仍能达到显著的作用。因此本发明提出采用W、Cu代替部分Mo，提高Cr元素含量，降低Mo元素添加量，在提高耐蚀性能的前提下以降低不锈钢材料成本。

[0019] 与现有技术相比，本发明的有益效果：当前双极板用不锈钢无法满足燃料电池工作环境下的耐蚀性要求，且由于Mo和Ni元素的添加造成成本较高的问题，通过增加Cr含量，降低Ni含量，添加W、Cu来部分代替Mo元素，提高不锈钢在燃料电池工作环境下的耐蚀性能，降低其在模拟燃料电池阴极和阳极工作电位下的腐蚀电流密度，并且降低贵重元素Mo和Ni的添加，降低双极板材料制备成本。

[0020] 图1为JMatPro计算实施例3的相图；

[0021] 图2为实施例3在70℃、0.5MH2SO4+2ppmF‑溶液中模拟燃料电池阴极（通空气）和阳极（通氢气）环境下动电位极化曲线；

[0022] 图3为实施例3在70℃、0.5MH2SO4+2ppmF‑溶液中模拟燃料电池阴极（0.23VVS.MSE、通空气）和阳极（‑0.47VVS.MSE、通氢气）环境下恒电位极化曲线。

[0023] 本发明的各种熔炼方法、铸造方法不受下述实例的限制，任何在本发明的权利要求书要求保护的范围内的改进和变化都在本发明的保护范围之内。以下结合实施例与附图详细叙述本发明实施方式，进而验证本发明的有益效果。

[0024] 本发明的目的是提供一种燃料电池双极板高耐蚀性不锈钢及其制备方法。本发明解决其技术问题所采用的技术方案是，燃料电池双极板高耐蚀性不锈钢是通过增加Cr含量，降低Ni含量保证CrE/NiE≥5.5来降低不锈钢，添加W、Cu来部分代替Mo元素，提高不锈钢在燃料电池工作环境下的耐蚀性能，降低其在模拟燃料电池阳极和阴极环境下的腐蚀电流密度，并且降低贵重元素Mo和Ni的添加，降低双极板材料制备成本。不锈钢各元素的质量百分比为：C≤0.01，Cr＝25 35，Ni＝0.5 4，Si≤1，Mn≤5.0，Cu=0.2 2.0，Mo=2 5.0，W=0.1~ ~ ~ ~ ~1.5，7.75×C≤Nb≤7.75×C+0.2，3.43×N≤Ti≤3.43×N+0.03，N≤0.01，P≤0.02，S≤
0.01，O≤0.001，余量为Fe。

[0025] 一种燃料电池双极板高耐蚀性不锈钢的制备方法，包括如下步骤：

[0026] (1)冶炼与铸造；

[0027] 根据各元素的质量百分比，采用电弧熔炼或者感应熔炼成钢水，浇铸成合金铸锭；由于合金对夹杂物要求很高，不宜采用转炉真空吹氧脱碳法等不锈钢工业生产方法，只能采用电弧熔炼或感应熔炼方法制备合金。熔炼时采取真空或氩气保护，避免合金元素氧化烧损。

[0028] (2)铸锭热变形开坯加工；

[0029] 依次进行锻造和热轧；

[0030] 锻造具体过程合金铸锭加热到1150℃～1250℃，保温3～5小时后出炉锻造，始锻温度为1100℃～1200℃，终锻温度≥1000℃，锻造比≥3.0，延伸比≥2.0，锻造比与延伸比之和≥5.0；

[0031] 热轧具体过程为经锻造后的合金铸锭加热到1100℃～1250℃，保温3～5小时后出炉轧制，热轧始轧温度为1100℃～1200℃，终轧温度≥1000℃，板材热轧总下量≥90％；

[0032] (3)高温热处理；

[0033] 热轧后，在950℃～1050℃进行退火处理，保温时间为10分钟～120分钟，加热时采用真空或气体保护；退火后，采用水、油、氩气、氮气或氦气快速冷却；高温保温+快速冷却的目的是使耐蚀性合金元素Cr、W、Mo等充分固溶，获得无金属间析出相的近乎等轴铁素体晶粒组织，从而减轻耐蚀元素偏析和析出，降低晶界腐蚀倾向。

[0034] (4)冷变形；

[0035] 冷却后的板材采用冷轧或者深冷轧制进行冷变形，获得产品要求的尺寸、规格，冷变形的总变形量按照压下率计算，不低于80％。

[0036] 所述电弧熔炼或者感应熔炼的熔池温度为1680℃ 1720℃；浇铸前镇静5～10分~钟，钢水在1500℃～1600℃下，真空或氩气保护浇铸。

[0037] 所述步骤(3)的高温热处理，采用真空加热‑气淬、连续加热‑水冷淬火、连续加热‑高压气体淬火、气体保护加热‑水淬或气体保护加热‑油淬。

[0038] 合金冶炼与铸造后，经高温锻造和热轧减薄后，再加热至1000℃以上使耐蚀性合金元素Cr、W、Mo等充分固溶后水冷至室温，获得无金属间析出相的近乎等轴铁素体晶粒组织，使其具有较高的耐蚀性。

[0039] 经过上述高温热处理的燃料电池双极板低成本高耐蚀性不锈钢，进行模拟燃料电‑池工况电化学测试，含2ppmF 的0.5mol/L的H2SO4水溶液用水浴箱加热到70℃，并向电解液中以20ml/min的流量持续通入空气或氢气；首先对工作电极在‑1.37Vvs.MSE下电位极化
5min，以去除大气中形成的原生氧化膜，当开路电位OCP达到稳态值时进行所有电化学测量。以2mV/s的扫描速率进行动电位极化扫描；在接近0.23Vvs.MSE通氧气和‑0.47Vvs.MSE通氢气环境下进行恒电位极化，测定腐蚀电流随极化时间的变化，极化时间为4h。采用塔菲尔(Tafel)线外推法获得自腐蚀电流和自腐蚀电位，作为对比合金耐腐蚀能力的依据。

[0040] 实施例

[0041] 选取高纯铁棒、金属铬粒、电解镍板、钨铁、高纯硅粒，熔炼时采取真空或氩气保护，在上述成分范围内炼制不锈钢各元素的质量百分比为：

[0042] 实施例1：C=0.01，Cr＝25，Ni＝4，Si=0.8，Mn=3.2，Cu=0.7，Mo=4，W=0.6，Nb=0.22，Ti=0.04，N=0.01，P=0.02，S=0.01，O=0.001，余量为Fe；CrE/NiE=4.8；

[0043] 实施例2：C=0.01，Cr＝27，Ni＝4，Si=0.8，Mn=3.2，Cu=0.7，Mo=4，W=0.6，Nb=0.22，Ti=0.04，N=0.01，P=0.02，S=0.01，O=0.001，余量为Fe；CrE/NiE=5.1；

[0044] 实施例3：C=0.01，Cr＝29，Ni＝4，Si=0.8，Mn=2.9，Cu=0.7，Mo=4，W=0.6，Nb=0.22，Ti=0.04，N=0.01，P=0.02，S=0.01，O=0.001，余量为Fe；CrE/NiE=5.5；

[0045] 实施例4：C=0.01，Cr＝35，Ni＝2，Si=1，Mn=5.0，Cu=2，Mo=5，W=1.5，Nb=0.2775，Ti=0.0643，N=0.01，P=0.02，S=0.01，O=0.001，余量为Fe；CrE/NiE=7.4；

[0046] 实施例5：C=0.01，Cr＝35，Ni＝4，Si=1，Mn=3.2，Cu=0.7，Mo=5，W=1.5，Nb=0.2775，Ti=0.0643，N=0.01，P=0.02，S=0.01，O=0.001，余量为Fe；CrE/NiE=6.5；

[0047] 实施例6：C=0.01，Cr＝29，Ni＝0.5，Si=0.8，Mn=3.2，Cu=0.2，Mo=2，W=0.1，Nb=0.0775，Ti=0.0343，N=0.01，P=0.02，S=0.01，O=0.001，余量为Fe；CrE/NiE=11.7；

[0048] 实施例7：C=0.01，Cr＝29，Ni＝2，Si=0.8，Mn=3.2，Cu=0.7，Mo=4，W=0.6，Nb=0.22，Ti=0.04，N=0.01，P=0.02，S=0.01，O=0.001，余量为Fe；CrE/NiE=7.8；

[0049] 实施例8：C=0.01，Cr＝29，Ni＝4，Si=0.8，Mn=2.9，Cu=0.7，Mo=4，W=0.2，Nb=0.22，Ti=0.04，N=0.01，P=0.02，S=0.01，O=0.001，余量为Fe；CrE/NiE=5.5；

[0050] 实施例9：C=0.01，Cr＝29，Ni＝3，Si=0.8，Mn=3.2，Cu=0.7，Mo=3.2，W=0.6，Nb=1，Ti=0.04，N=0.01，P=0.02，S=0.01，O=0.001，余量为Fe；CrE/NiE=6.3；

[0051] 实施例10：C=0.01，Cr＝29，Ni＝3，Si=0.8，Mn=3.2，Cu=0.7，Mo=3.2，W=0.6，Nb=0.22，Ti=0.1，N=0.01，P=0.02，S=0.01，O=0.001，余量为Fe；CrE/NiE=6.2。

[0052] 所有实施例钢经电弧熔炼或者感应熔炼，浇铸成合金铸锭；熔炼在真空或氩气保护中进行，熔炼过程中利用搅拌技术使金属溶液混合均匀；利用真空或氩气保护下保护浇铸，铸造成方锭或圆锭；

[0053] 铸坯加热到1200℃，保温3小时后出炉锻造成尺寸为100×60×45mm的锻坯，始锻温度为1200℃，终锻温度1100℃，锻造比3.0，延伸比2.0，锻造比+延伸比总比5.0；

[0054] 锻坯加热到1200℃，保温4h后进行热轧减薄至4mm，热轧始轧开始温度为1200℃，终轧温度1050℃，板材热轧总下量90％，热轧完成后水冷至室温；

[0055] 热轧板材在1050℃进行固溶处理后淬火，保温时间为30min，加热时不需采用保护气体，保温后结束水冷至室温。

[0056] 本发明实施例中耐腐蚀性能的测试方法如下，将固溶处理的热轧板加工成10mm×10mm×2mm的试样，测试面为10mm×10mm的面，背面打磨光滑后用铜导线连接，确保导通后用义齿基托树脂封装后露待测面，依次用240、400、600、800、1000、1200、1500#砂纸打磨光‑
滑，经去离子水和酒精洗净后干燥。电解液为在含2ppmF的0.5mol/L的H2SO4水溶液，采用水浴加热至70℃，在实验全程中持续通入空气或氢气，流量为20ml/min。采用CS2350M电化学工作站进行电化学测试，采用三电极体系，高耐蚀不锈钢为工作电极，Pt片为对电极，饱和硫酸亚汞电极(MSE)作为参比电极。所有实验均测定3次。

[0057] 通过对极化曲线进行Tafel外推得出实施例钢的自腐蚀电流密度Icorr与自腐蚀电位Ecorr，自腐蚀电位代表了金属在腐蚀环境中的热力学行为，也就是腐蚀发生的难易程度，而自腐蚀电流密度代表的是金属在腐蚀环境中的动力学行为，即腐蚀发生后腐蚀进行的快慢程度。如表1所示，在燃料电池阴极（通空气）和阳极（通氢气）运行环境下实施例耐蚀性和Cr含量有直接关系，随着Cr含量从25%增加到35%，不锈钢的耐蚀性能显著增加，表现为自腐蚀电位提高和自腐蚀电流密度降低。而Cr含量为29%的实施例3和35% 的实施例4和实施例5耐蚀性相差较小，表明不锈钢较佳的Cr含量为29%，当继续增加不锈钢Cr含量时耐蚀性提高效果不明显，并且显著提高Cu、Mo、W、Nb和Ti添加量带来的耐蚀性能增益效果不明显，与此同时Mo、W、Nb和Ti过量添加会显著恶化不锈钢的塑性成型能力，因此实施例3的合金元素添加量较为合理。在模拟燃料电池阴极和阳极工作环境下，实施例3具有较好的耐蚀性能，其‑7 ‑自腐蚀电位Ecorr和自腐蚀电流密度Icorr分别为‑0.398和‑0.408V、1.04×10 和8.96×10
8 2
A/cm 。Cr元素是影响不锈钢钝化行为的关键元素，其基体含量会直接影响钝化行为，实施例1和实施例2由于较低的Cr含量，在强腐蚀性环境中钝化能力较弱，钝化膜中耐蚀性能较好的Cr的氧化物含量降低，导致钝化膜稳定性差，使自腐蚀电位降低和自腐蚀电流密度增大，并且二者的CrE/NiE分别为4.8和5.1，低于实施例3的5.5，导致其轧制退火处理后奥氏体相含量较高，在腐蚀时由于奥氏体相和铁素体相腐蚀电位不同，发生微电偶腐蚀，显著降低了自腐蚀电位，而自腐蚀电流密度增加较少，因而显著降低耐蚀性能。

[0058] 实施例6的Ni、Mo、W、Cu含量均为最低，由于Ni元素会提高不锈钢腐蚀电位，而Mo、W元素可提高钝化膜的稳定性有关，进而降低其腐蚀电流密度，因此其具有最低的腐蚀电位和最高的腐蚀电流密度；实施例7相对于实施例3其Ni含量从4%降低到2%，在模拟燃料电池阴极（通空气）和阳极（通氢气）运行环境下不锈钢的自腐蚀电位分别从‑0.398和‑0.408V下降到‑0.437/‑0.441V，而腐蚀电流密度有轻微的降低；实施例8相较于实施例3由于W元素含2‑
量的显著降低，在腐蚀溶解时形成的WO4 离子浓度更低，对耐蚀性能提高作用不明显，因而具有更低的自腐蚀电位和更高的自腐蚀电流密度；实施例9和10中Nb和Ti元素含量较高，均超过本发明的最佳范围，但是其耐蚀性能与最佳范围内的实施例3基本一致，然而Nb和Ti元素过剩量大导致塑性成形能力下降，因此对于本发明钢，Nb和Ti元素添加量需要严格控制在上述范围内。

[0059] 在燃料电池阴极工作电压（0.23VVS.MSE）下所有实施例钢均处于钝化状态，并且实‑5 2施例3腐蚀电流密度为1.573×10 A/cm；在燃料电池阳极工作电压（‑0.47VVS.MSE）下所有‑7 2
实施例钢处于阴极保护状态，并且实施例3腐蚀电流密度为2.752×10 A/cm ，在工作电位下更低腐蚀电流密度表明钝化膜耐蚀性能相对较好。

[0060] 表1模拟燃料电池阴极/阳极工作环境动电位极化测试数据

[0061] 在燃料电池阴极和阳极运行环境下进行长时间的恒电位极化测试可以较好评估不锈钢在实际运行情况下的腐蚀情况，从图3可知，实施例3在燃料电池阴极（通空气）工作‑6 2电压下恒电位极化2270s后腐蚀电流密度＜1×10 A/cm ，在极化14400s时阴极腐蚀电流密‑6 2
度＜0.250×10 A/cm；而在燃料电池阳极（通氢气）工作电压下恒电位极化时腐蚀电流密‑6 2 ‑6 2
度始终＜‑1×10 A/cm，在极化14400s时腐蚀电流密度＜‑0.336×10 A/cm ，该电流为负值表明在模拟阳极工作环境下实施例3处于阴极保护状态，腐蚀释放的金属离子极少。实施‑6 2
例钢的阴极和阳极腐蚀电流密度均满足美国能源部DOE2025标准＜1×10 A/cm的要求，更低的腐蚀电流密度表明在阴极和阳极环境工作环境下耐蚀性能更好，不锈钢溶解减少，溶解释放的金属离子也就更少，降低金属离子对燃料电池膜电极和质子交换膜的毒害作用。

[0062] 本发明涉及的燃料电池双极板高耐蚀性不锈钢高耐蚀性不锈钢，可广泛用于能源、电力、化工领域和日常生活，尤其涉及质子交换膜燃料电池用双极板的制造领域。

[0063] 因此，综上可知，本发明的高耐蚀性低成本不锈钢完全满足燃料电池阴极和阳极工作环境下耐蚀性能要求。