一. 不锈钢的刀状应力腐蚀
在含Ti,Nb的Cr-Ni奥氏体不锈钢焊缝与母材之交界处的很窄区域内产生严重腐蚀，而母材和焊缝本身则腐蚀轻微，甚至未见腐蚀，金相显微镜下观察可见敏化态晶间腐蚀的特徽。研究表明，含Ti的Cr-Ni不锈钢，无论是在氧化性介质，还是在还原性介质中，均可产生刀状腐蚀。
冶炼厂在生产含Ti(Nb)的Cr-Ni奥氏体不锈钢时（例如1Cr18Ni9Ti，0Cr18Ni9Ti，0Cr18Ni11Ti，0Cr18Ni11Nb等），经冶炼、浇注、锻、轧等成材后，出厂前一般经过920~1150℃加热，随后急冷的固溶处理。此时钢中的Ti（或Nb）大都应以TiC(NbC)的形式存在。但经焊接后，与焊缝相邻的高温（≥1150℃）狭窄区域内TiC(NbC)就会分解，钢中碳便会溶于奥氏体基体中。在随后的冷却过程中，当此高温区通过450~850℃，即敏化温度范围时，又会有大量富铬的M23C6(Cr23C6)沿晶界析出，从而导致晶界铬的贫化，在介质作用下便会出现刀状腐蚀。因此，刀状腐蚀系含Ti(Nb)的Cr-Ni奥氏体不锈钢在焊缝熔合线上出现的一种晶间腐蚀，是钢中TiC(NbC)分解，Ti和C溶解，随后富铬的M23C6析出，形成贫铬区的结果。本质上与敏化态晶间腐蚀没有区别。
从根本上讲，刀状腐蚀仍然是因含Ti(Nb)的Cr-Ni奥氏体不锈钢中常常含有比较高的C量而引起的。因此，在选择材料时首先考虑选用低碳
（0.04~0.06%）和超低碳（≤0.03%）Cr-Ni奥氏体不锈钢以代替含Ti(Nb)的不锈钢；当必须选用含Ti(Nb)的Cr-Ni奥氏体不锈钢时，也须将钢中的碳量控制在允许的范围内并尽量低。
点蚀是在不锈钢表面上局部形成的具有一定深度的小孔或锈斑。由于点蚀常常被锈层，腐蚀产物等覆盖，因而难以发现。在金相显微镜下观察点蚀，其断面有多种形貌。
点蚀一般系在特定腐蚀介质中，特别是在含有Cl¯（包括Br¯,I¯）介质中产生。使不锈钢产生点蚀的常见介质有：大气，水介质及水蒸气，海水，漂白液，各种有机和无机氯化物等。
点蚀可在室温下出现并随腐蚀介质温度升高而更易产生并更趋严重。
点蚀不仅可导致设备，管线等穿孔而破坏，而且常常诱发晶间腐蚀，应力腐蚀和疲劳腐蚀。虽然，不锈钢的点蚀事故仅占化工，石油等系统腐蚀破坏的~20%，但在大气中使用的不锈钢，却有近80%是由于点蚀和锈斑而损坏。
一般认为，不锈钢的点蚀是在金属表面非金属夹杂物，析出相，晶界，位错露头等缺陷处，由于钝化膜较脆弱，在特定腐蚀介质作用下，钝化膜修复能力差而造成的破坏。点蚀的出现包括成核和扩展二个阶段。
在溶液中有Cl¯存在时，金属表面有硫化锰夹杂的部位，由于难以钝化，再钝化而产生优先溶解并形成小孔坑。硫化物溶解产生H+(或H2S)，对不锈钢的新鲜表面产生活化作用，防止小孔坑的再钝化而形成孔蚀源。
不锈钢表面上若存在金属和非金属夹杂物,例如金属微粒，砂粒，灰尘，脏物，海生物，或者由于结构上的原因，例如铆接，螺栓联接，垫片（圈），管与管板胀接，与非金属接触等，均可形成缝隙。在腐蚀介质作用下，缝隙内出现腐蚀，就是缝隙腐蚀。
缝隙腐蚀一般根据缝隙形状不同而具有一定的外形。轻微时，可以是缝隙内的一般（全面）腐蚀，严重时，多为成片的点蚀状或溃疡状。
研究表明，几乎所有的腐蚀介质均可引起不锈钢的缝隙腐蚀，而没有特定介质的选择。但是在含Cl¯环境中的缝隙腐蚀则最为常见；缝隙腐蚀对缝隙尺寸有一定的要求，既要使缝隙内，外溶液之间的物质迁移发生困难，还要能允许溶液进入缝隙内，不锈钢产生缝隙腐蚀的缝隙宽度一般在0.025~0.1mm范围内。
缝隙腐蚀可分为孔蚀型缝隙腐蚀和活化型缝隙腐蚀二种。前者是以孔蚀为起源的缝隙腐蚀，主要是由于缝隙内钝化膜的氧化性破坏而引起的；后者的形成机理简述如下：由于缝隙的存在，缝隙内溶液组成物质迁移产生困难。例如，腐蚀溶液中能使不锈钢钝化的氧进入缝隙，只能通过扩散，因而过程缓慢。为了维持不锈钢钝态，缝隙内氧迅速耗掉而又的不到及时补充，致使不锈钢表面钝化膜开始还原性溶解。这种溶解的结果使腐蚀产物金属盐逐渐浓缩，通过水解，缝隙内溶液的pH值急剧下降。当pH值降低到不锈钢在溶液中的去钝化pH值时（即溶液不能使不锈钢维持钝态的临界pH值），缝隙内不锈钢表面的钝化膜便产生还原性破坏而形成缝隙腐蚀。
不锈钢的缝隙腐蚀主要是因为缝隙内的溶液酸化，缺氧而引起表面钝化膜破坏。因而，提高不锈钢钝化膜的稳定性和钝化，再钝化能力同样是提高不锈钢耐缝隙腐蚀能力的重要措施。因此，选用耐点蚀材料的一些措施同样适用于耐缝隙腐蚀材料的选择。
不锈钢的应力腐蚀是在静拉伸应力与特定的工作介质共同作用下而发生的一种破坏。它是不锈钢局部腐蚀破坏中最常见，危害最大的一种。
工程事故的分析经验表明，不锈钢制设备和部件，包括未经使用的设备和部件，一旦发生突然性的泄漏或损坏，而泄漏或损坏部位又未见明显的塑性变形，常常是由应力腐蚀而造成的。
（1）裂纹特征：应力腐蚀的宏观裂纹均起自于不锈钢表面且分布具有明显的局部性；裂纹的走向与所受应力，特别是与残余应力有密切关系；裂纹常呈龟裂和风干木材状，裂纹附近未见塑性变形；除裂纹部位外，其它部位腐蚀轻微，且常有金属光泽。应力腐蚀裂纹的微观形貌多为穿晶型，但也多见沿晶型和穿晶+沿晶混合型；裂纹的宽度较小，而扩展较深，裂纹的纵深常较其宽度大几个数量级；裂纹既有主干也有分支，典型裂纹多貌似落叶后的树干和树枝，裂纹尖端较锐利。
（2）断口形貌：应力腐蚀的宏观断口多呈脆性断裂。断口的微观形貌，穿晶型多为准解理断裂，并常见河流，扇形，鱼骨，羽毛等花样；而沿晶型则多为冰糖块状花样。
导致各类不锈钢应力腐蚀的最常见介质是含有Cl¯和氧的大气和工业水，海水等。由于Cr-Ni奥氏体不锈钢用量最大，应力腐蚀事故也最多。
由于应力腐蚀的影响因素多，过程比较复杂，因此，截至目前为止，对不锈钢应力腐蚀的尚未取得统一的认识。
对于高强度不锈钢，例如马氏体和马氏体沉淀硬化不锈钢的应力腐蚀，许多人认为氢脆起主导作用。但也有人认为，在中性水溶液中，对13%Cr马氏体不锈钢的应力腐蚀起主导作用的不是氢脆，而是阳极溶解。
对于Cr-Ni奥氏体不锈钢，许多研究工作者也曾提出氢脆是它们产生应力腐蚀的主要机制。主要依据是在沸腾的Mg,Li,Ca等的氯化物溶液中，在高温水和蒸汽中，在室温H2SO4+NaCl混合介质中，由于氢的吸附，钢的塑性显著降低；在腐蚀电位和阴极极化下，有氢析出的可能性；在应力作用下，奥氏体形变可在局部产生马氏体，同时，钢中氢量增加，可促进这种马氏体转变；断裂后，通过断口观察，认为属于氢脆断裂。但是，对于大量使用的Cr-Ni奥氏体不锈钢，从裂纹尖端产生阳极溶解而引起应力腐蚀，目前倾向于用滑移-溶解-断裂模型来加以解释。
在介质作用下，Cr-Ni奥氏体不锈钢表面上存在着籍以耐腐蚀的保护膜（钝化膜）。在拉伸应力作用下，位错沿着滑移面运动至金属表面，在表面产生滑移台阶，使表面膜产生局部破裂并暴露出没有保护膜的裸金属。有膜与无膜金属间形成微电池。在介质作用下，作为阳极的裸金属产生阳极溶解。此时，保护膜的作用不仅为腐蚀过程提供了阴极，而且又使阳极溶解集中在局部区域。显然，保护膜破裂后，若所暴露的裸金属一直处于活化腐蚀状态，则腐蚀必然会同时向横向发展。于是，裂纹尖端的曲率半径增大，应力集中程度随之减小，进而导致裂纹向纵深发展的速度变慢直至最后终止。但是，在实验室内和应力腐蚀工程事故分析中均可看到，不锈钢应力腐蚀裂纹尖端非常微细。因此，一般认为，在裸金属受到腐蚀的同时，还存在着一个能阻止腐蚀向横向发展的过程，才能使裂纹沿纵向扩展。此过程就是不锈钢的再钝化。因此，滑移-溶解-断裂模型至少包括表面膜的形成；在应力作用下金属产生滑移引起表面膜的破裂；裸金属的阳极溶解和裸金属的再钝化等四个过程。这些过程的反复进行，导致不锈钢的应力腐蚀断裂。
至于Cr-Ni奥氏体不锈钢的晶间型应力腐蚀，目前的主要见解有：在应力作用下，不锈钢晶粒间界贫铬区的选择性溶解；在应力作用下，不锈钢中杂质沿晶界偏聚而引起的优先溶解；在应力作用下，不锈钢中晶界沉淀相本身的溶解等。
研究和实践表明，任何一种不锈钢和合金的耐应力腐蚀性能都是有条件的。没有也不可能有在任何条件下均耐应力腐蚀的不锈钢和合金。因此，需要针对设备，部件的使用条件和耐应力腐蚀不锈钢本身的特性加以合理选择。与此同时，在设备，构件加工，成形，制造，使用过程中，还要适应所选用的不锈钢的性能特点，做到合理选择并正确使用，才能取得满意的效果。
国内外不锈钢应力腐蚀事故的大量统计表明，由于氯化物而引起的事故约占80%以上。因此，为解决一般Cr-Ni不锈钢的氯化物应力腐蚀而合理选材就显得更为重要。
在介质与交变应力共同作用下所引起的不锈钢的破坏称为腐蚀疲劳。由于不锈钢多在腐蚀环境中使用，因此在交变应力作用下，所产生的不锈钢的破坏多为腐蚀疲劳。与一般机械疲劳相比，不锈钢的腐蚀疲劳表面上常见明显的腐蚀和点蚀。腐蚀疲劳既可以是仅有一条裂纹，也可以有多条裂纹并存，这与不锈钢的腐蚀疲劳既可以在一点又可以在多处生核并扩展有关。不锈钢腐蚀疲劳裂纹宏观常见切向何正向扩展并多呈锯齿状和台阶状；微观上裂纹一般没有分支且裂纹尖端较钝。除腐蚀和裂纹外，不锈钢腐蚀疲劳最重要的特点是断口上有一般机械疲劳的各种特征。例如，宏观断口较平整，呈瓷状或贝壳状，有疲劳弧线，疲劳台阶，疲劳源等；微观断口则有疲劳条纹等。
不锈钢在任何腐蚀介质中均可产生腐蚀疲劳，而没有介质的选择。
为了验证是否是腐蚀疲劳，还可根据提高钢的强度和耐蚀性或排除腐蚀介质的作用后，是否仍出现破坏来断定。如果由于钢强度提高，不锈钢疲劳断裂消失或寿命延长，则可断定原断裂为机械疲劳；如果提高了钢的耐蚀性或排除了腐蚀介质的作用后，不锈钢疲劳断裂消失或寿命延长，则可断定原断裂为腐蚀疲劳。
根据断口特征可以准确的把应力腐蚀与腐蚀疲劳区别开来。
目前，不锈钢腐蚀疲劳的机理主要有以下几种模型。
（1）点蚀应力集中模型：认为不锈钢点蚀坑底部的应力集中是引起裂纹成核的主要原因；
（2）形变金属优先溶解模型：认为形变金属为阳极，未变形金属为阴极，从而导致形变部分的优先溶解；
（3）表面膜破裂模型：认为在交变应力作用下，金属滑移带穿透表面膜，形成无保护膜的台阶，从而使其处于活化态而溶解，引起裂纹成核。滑移-溶解反复作用而形成腐蚀疲劳；
（4）吸附模型：认为腐蚀介质中的活化物质吸附到金属表面上，使表面能降低，改变了材料的力学性能，从而使不锈钢表面滑移带的产生和裂纹的扩展更易进行。
3. 材料选择
选择耐蚀性更好的不锈钢和具有复相结构的双相不锈钢，是解决不锈钢腐蚀疲劳的主要措施。
由于不锈钢的腐蚀疲劳多以点蚀为起源，因此，为了防止腐蚀疲劳可选择耐点蚀好的各种不锈钢。例如，含Cr,Mo较高的马氏体不锈钢，Cr-Ni奥氏体不锈钢和铁素体不锈钢等。
由于一些双相不锈钢不仅Cr,Mo较高，且多含有N，因此耐点蚀性能好，同时，由于其组织具有复相结构，不仅显著提高钢的腐蚀疲劳强度，而且疲劳裂纹的扩展也较单相组织结构困难，所以，选用双相不锈钢是解决不锈钢腐蚀疲劳破坏的重要途径。
敏化态晶间腐蚀出现在焊接构件的焊缝热影响区或构件经过450~850℃加热的部件，在介质作用下导致这些部位的泄漏或破损；产生敏化态晶间腐蚀的设备，部件等，其尺寸，外形几乎没有变化且无任何塑性变形；除受腐蚀的区域外，其它部位没有任何腐蚀的迹象，仍具有明显的金属光泽；局部取样检查，受腐蚀部位的强度，塑性已严重丧失，冷弯时不仅出现裂纹，严重时常常出现脆断和晶粒脱落且落地无金属声。
在金相显微镜和扫描电镜下可以明显看到钢的晶界由于受腐蚀而变宽，多呈网状，严重时还有晶粒脱落现象。
2. 机理:
常见的敏化态晶间腐蚀应用贫铬理论可得到圆满的解释。
Cr-Ni奥氏体不锈钢在使用前或冶炼厂出厂交货状态多为固溶处理状态。即将不锈钢加热到高温（1000~1150℃左右，随钢种而异），保温后快冷（一般为水冷）。此时，当Cr-Ni奥氏体不锈钢中含碳量在0.02~0.03%以上时（随钢中的含Ni量而异），碳在钢中便处于过饱和状态。随后，在不锈钢的加工及设备，构件的制造和使用过程中，若要经过450~850℃的敏化温度加热（例如焊接或在此温度范围内使用），则钢中过饱和的碳就会向晶界扩散，析出并与其附近的铬形成铬的碳合物。在常用的Cr-Ni奥氏体不锈钢中，这种碳化物一般为Cr23C6[M23C6]。由于这种碳化物含有较高的Cr，所以铬碳化物沿晶界沉淀就导致了碳化物周围钢的基体中Cr浓度的降低，形成所谓“贫铬区”。当铬碳化物沿晶界沉淀呈网状时，贫铬区亦呈网状，不锈钢耐腐蚀是因为在介质作用下，钢中含有足以使钢在此介质中钝化的铬量。而贫铬区铬量不足，使钝化能力降低，甚至消失，而奥氏体晶粒本身仍具有足够钝化（耐蚀）能力，因此，在腐蚀介质作用下晶界附近连成网状的贫铬区便优先溶解而产生晶间腐蚀。
易使Cr-Ni奥氏体不锈钢产生晶间腐蚀的常见介质很多，下表仅列出部分供参考：
使Cr-Ni奥氏体不锈钢产生晶间腐蚀的常见介质
硝酸
硝酸+盐酸
硝酸+氢氟 酸
硝酸+醋酸
硝酸+氯化物，氟化物
硝酸+硝酸盐
磷酸
磷酸+硝酸
磷酸+硫酸
甲酸
乳酸
尿素甲铵液 |
硫酸
硫酸+硝酸
硫酸+甲醇
硫酸+硫酸亚铁
硫酸+硫酸铵
硫酸+硫酸铜
硫酸铜
硫酸铁+氢 氟酸
氢氟 酸
氯化铁
人体液 |
长期以来，人们选用含稳定化元素Ti,Nb的Cr-Ni奥氏体不锈钢，例如1Cr18Ni9Ti, 0Cr18Ni11Ti,1Cr18Ni12Mo2Ti,1Cr18Ni12Mo3Ti,1Cr18Ni11Nb,0Cr18Ni11Nb等以防止敏化态晶间腐蚀并取得了满意的结果。Ti,Nb的作用主要是与钢中过饱和的碳形成稳定的TiC,NbC等碳化物而防止或减少铬碳化物Cr23C6的形成。
但是含稳定化元素Ti,Nb，特别是含Ti的不锈钢有许多缺点。在不锈钢冶炼工艺日新月异的今天。有些缺点已严重阻碍了不锈钢冶炼生产的科技进步并给使用带来了不必要的损失和危害。 例如，Ti的加入，使钢的粘度增加，流动性降低，给不锈钢的连续浇注工艺带来了困难；Ti的加入，使钢锭，钢坯表面质量变坏，不仅大大增加冶金厂的修磨量，而且显著降低钢的成材率，从而提高了不锈钢的成本；Ti的加入，由于TiN 等非金属夹杂物的形成，降低了钢的纯洁度，不仅使钢的抛光性能变差，而且由于TiN等夹杂常常成为点蚀源而使钢的耐蚀性下降；含Ti的不锈钢焊后在介质作用下，沿焊缝熔合线易出现“刀状腐蚀”，同样引起焊接结构设备的腐蚀破坏。
由于含Ti不锈钢的上述缺点，在不锈钢产量最大的日本，美国含Ti的18-8Cr-Ni不锈钢的产量仅占Cr-Ni不锈钢产量的1~2%，而我国仍占Cr-Ni不锈钢产量的90%以上。这既反映了我国不锈钢生产和钢种使用上的不合理，也说明我国在不锈钢生产和使用中，钢种结构上的落后状况。
建议选用超低碳Cr-Ni奥氏体不锈钢。由于超低碳[C≤0.02~0.03%]Cr-Ni奥氏体不锈钢的强度较用Ti,Nb稳定化的不锈钢为低，当强度嫌不足时，可选用控氮[N0.05~0.08%]和氮合金化[N≥0.10%]的超低碳Cr-Ni奥氏体不锈钢，它们不仅强度高且耐晶间腐蚀，耐点蚀等性能也均较含Ti,Nb的不锈钢为佳。
建议含Ti,Nb的Cr-Ni奥氏体不锈钢仅用于低碳，超低碳不锈钢无法替代的条件下，例如作为耐热钢使用和在连多硫酸等用途中使用。
七. 铬镍奥氏体不锈钢的非敏化态（固溶态）晶间腐蚀
1. 铬镍奥氏体不锈钢的非敏化态晶间腐蚀，1949年才被人们发现，虽然也开展了一些研究工作，但截止目前为止，从理论到实践还没有获得满意的解释和解决。
2. 现象和识别
非敏化态（固溶态）晶间腐蚀系指Cr-Ni奥氏体不锈钢在经过高温（1000~1150℃）加热，保温后迅速冷却后的固溶状态，不需要再经过敏化（焊接或450~850℃敏化温度加热）处理，在一些腐蚀介质中同样出现的晶间腐蚀。产生非敏化态晶间腐蚀的Cr-Ni奥氏体不锈钢既包括普通不锈钢，也包括耐敏化态晶间腐蚀的超低碳不锈钢和含稳定化元素Ti,Nb的不锈钢。
非敏化态晶间腐蚀主要出现在含Cr6+的HNO3中。除65%的HNO3外，在浓HNO3，特别是在发烟硝酸中最易出现。此外，国内在二氧化碳汽提法生产尿素的条件下，在高温，高压尿素甲铵液中，在液相，汽液相交界处，在汽相中均发现了尿素级和非尿素级的00Cr17Ni14Mo2和00Cr25Ni22Mo2N以及Fe-Ni基耐蚀合金00Cr20Ni35Mo2Cu3Nb(Carpenter 20cd-3)的非敏化态晶间腐蚀。
非敏化态晶间腐蚀一般出现在远离焊缝的母材上。对它的识别基本上与敏化态晶间腐蚀相同。但是，在金相显微镜和扫描电镜下观察，在尿素生产装置中所出现的Cr-Ni奥氏体不锈钢的非敏化态晶间腐蚀形态，发现与前述敏化态晶间腐蚀有很大的不同。主要表现在晶间腐蚀裂纹较宽但常常延伸较浅且常伴随有晶粒脱落，但晶界并未见析出物。
3. 机理：
研究表明，应用溶质（杂质）偏聚理论能够较满意地解释固溶态（非敏化态）晶间腐蚀产生的原因。
在含Cr6+的硝酸介质中，选择高纯的Cr-Ni不锈钢Cr14Ni14和1Cr18Ni11Ti，研究了C,P,Si,B等对非敏化态晶间腐蚀的影响，当C<0.1%时无明显影响，p≥0.01%，显著有害；si量在cr-ni不锈钢正常含量（~0.8%）范围附近时，其非敏化态晶间腐蚀敏感性最大，高于或低于此含量，晶间腐蚀敏感性下降；b量≥0.0008%，对非敏化态晶间腐蚀便有害。对含si,p极低的高纯cr-ni奥氏体钢的进一步研究表明，这些不锈钢在非敏化态均无晶间腐蚀倾向。采用透射电镜和俄歇谱仪进行晶界分析结果已证实晶界p,si,b等元素的偏聚并优先溶解是导致非敏化态晶界腐蚀的主要原因。< span="">
但是，P,Si,B等杂质元素沿晶界偏聚导致非敏化态晶间腐蚀仅仅是由于晶界和晶内形成化学浓差而引起的单纯电化学腐蚀过程，或者是由于偏聚引起晶界耐蚀性下降，还是有其它因素的影响，尚有待于进一步探讨。
4. 材料选择： 从理论上讲，发展 P≤0.01%,Si≤0.10%,B≤0.008%的高纯Cr-Ni奥氏体不锈钢是解决非敏化态晶间腐蚀最根本的措施。
目前，为解决硝酸用途中的非敏化态晶间腐蚀，主要是选用高硅(Si~4%)不锈钢0Cr18Ni11Si4AlTi，00Cr20Ni24Si4Ti，00Cr14Ni14Si4，00Cr17Ni15Si4Nb等。
为解决二氧化碳汽提法尿素生产中四大高压设备，即尿素合成塔，高压冷凝器，高压洗涤器，二氧化碳汽提塔用Cr-Ni奥氏体不锈钢的非敏化态晶间腐蚀，目前仍需选用已有大量成熟使用经验的尿素级00Cr17Ni14Mo2和00Cr25Ni22Mo2N。但需尽量控制钢中C,P,Si量，特别是P量应尽量低。
铁素体不锈钢的晶间腐蚀与前述Cr-Ni奥氏体不同：它一般出现在高于900~950℃加热后（或焊后），甚至在水等急冷条件下也无法避免；而经过750~850℃短时间加热处理，铁素体不锈钢的晶间腐蚀敏感性可减轻，甚至消除；铁素体不锈钢的晶间腐蚀系产生在紧靠焊缝熔合线附近区域，而不是在Cr-Ni奥氏体不锈钢的热影响区内。除出现部位上的差异外，对铁素体不锈钢晶间腐蚀的识别基本上与Cr-Ni奥氏体不锈钢的敏化态晶间腐蚀相同。铁素体不锈钢的晶间腐蚀不仅在强腐蚀性介质中产生,而且在弱介质中,例如在自来水中亦可出现。
2. 机理：
大量研究表明，应用贫铬理论同样可满意地解释铁素体不锈钢的晶间腐蚀现象。
高铬铁素体不锈钢在900~950℃以上加热时，钢中C,N固溶于钢的基体中。由于钢中Cr在铁素体内的扩散速度约为奥氏体中的100倍，而C,N在铁素体内不仅扩散速度快(在600℃,C在铁素体中的扩散速度约为奥氏体中的600倍)，而且溶解度也低（在含Cr26%的铁素体钢中，1093℃时，C的溶解度为0.04%，而在927℃仅为0.004%，温度再低，还要降至0.004%以下；N的溶解度在927℃以上为0.023%，而在593℃仅为0.006%）。因而高温加热后，在随后的冷却过程中，即使快冷也常常难以防止高铬的碳，氮化物沿晶界析出和贫铬区的形成。而在750~870℃处理，可降低，消除铁素体不锈钢的晶间腐蚀倾向。但是，在500~700℃范围内，钢中铬的扩散速度减小，短期内无法使贫铬区消失，故先经高温加热，而在冷却过程中又通过500~700℃温度区的铁素体不锈钢，由于晶界有贫铬区的存在，在腐蚀介质作用下就会产生晶间腐蚀现象。
研究表明，含Cr20%的铁素体不锈钢，其贫铬区的Cr量可<5%，甚至可为0%，贫铬区的宽度为0.05~0.07µm。
3. 材料选择：为了防止铁素体不锈钢的晶间腐蚀，主要选用含Ti,Nb等稳定化元素的铁素体不锈钢。
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