晶間腐蝕是金屬材料在特定的腐蝕介質(zhì)中沿著材料晶界區(qū)發(fā)展的腐蝕，使晶粒之間喪失結(jié)合力的一種局部破壞現(xiàn)象。實際就是材料晶界區(qū)物質(zhì)的溶解速率遠遠大于晶粒本體的溶解速率。晶間腐蝕理論有貧化理論和晶界區(qū)雜質(zhì)或第二相選擇溶解理論兩種。

一、貧化理論

  貧化理論是一個總稱。對于不銹鋼、鎳鉻鐵合金來說，是貧鉻理論；對于鎳鉻鉬合金是貧鉬理論；對于鋁銅合金是貧銅理論。

  以奧氏體不銹鋼為例，鋼中碳在奧氏體中的固溶度隨溫度的降低而減少，如304不銹鋼，在500~700℃的平衡溶碳量，最多不超過0.02%.當奧氏體不銹鋼中的含碳量在0.02%~0.03%以上時（隨鋼中含鎳量而異），在固溶處理后，碳在鋼中便處于過飽和狀態(tài)。

  在不銹鋼的加工和使用過程中，若經(jīng)過450~850℃的加熱（敏化處理）時（如焊接熱影響或在此溫度范圍內(nèi)使用），則鋼中的過飽和碳就會向晶界擴散而析出，并與其附近的鉻形成鉻的碳化物（Cr₂₃C₆)。由于這種碳化物含有較高的鉻，而晶粒內(nèi)部鉻擴散較慢，在形成鉻的碳化物時就發(fā)生鉻的“供不應求”現(xiàn)象，這種沿晶界析出的鉻的碳化物導致其周圍基體中鉻濃度的降低，形成所謂“貧鉻區(qū)”。當鉻的碳化物沿晶界析出呈網(wǎng)狀時，貧鉻區(qū)亦連接呈網(wǎng)狀，“晶界區(qū)”鉻含量的降低，使其鈍化能力下降，甚至消失，而奧氏體晶粒本身仍具有足夠鈍化（耐蝕）能力。因此，在腐蝕介質(zhì)作用下，晶界附近連成網(wǎng)狀的貧鉻區(qū)便優(yōu)先溶解而產(chǎn)生晶間腐蝕。研究表明，貧鉻區(qū)的寬度和鉻貧化度等隨鋼種、加熱溫度等條件的不同，而有較大的差異。在一些苛刻的腐蝕介質(zhì)條件下，貧鉻區(qū)的鉻濃度常常在不小于12%時就產(chǎn)生晶間腐蝕。

二、晶界區(qū)雜質(zhì)或第二相選擇溶解理論

  在硝酸和尿素生產(chǎn)介質(zhì)中，奧氏體不銹鋼在非敏化狀態(tài)（固溶態(tài)）發(fā)生晶間腐蝕，而敏化態(tài)（即含有晶界貧鉻區(qū)的）反而不發(fā)生晶間腐蝕，這顯然不能用貧鉻理論來解釋。研究表明，在硝酸介質(zhì)中，碳小于0.1%時，對非敏化態(tài)晶間腐蝕無明顯影響；磷大于或等于0.01%,顯著有害；硅大于0.1%的危害性開始增加，0.8%達到高峰，當硅含量一定量時，如4.0%,反而非常有益；硼含量大于或等于0.0008%便有害了。在尿素生產(chǎn)裝置中所引起的奧氏體不銹鋼的非敏化態(tài)晶界腐蝕與磷、硅的沿晶界偏聚有關，研究表明，隨磷的增加，其耐晶界腐蝕性下降。磷、硅、硼等雜質(zhì)元素沿晶界偏聚導致非敏化態(tài)晶間腐蝕，僅僅是由于晶界內(nèi)形成化學濃差而引起的單純電化學腐蝕過程，或者是由于偏聚引起晶界耐蝕性下降，還是其他因素的影響，有待于進一步探討。

 研究還表明，某些超低碳含鉬奧氏體不銹鋼（如316L不銹鋼)在敏化溫度區(qū)間，在晶界析出σ相，在沸騰的65%硝酸溶液中可發(fā)現(xiàn)。相選擇溶解所致的晶間腐蝕。

上述兩種晶間腐蝕機理各自適用一定的合金組織狀態(tài)，特別是一定的介質(zhì)條件，不是相互排斥而是相輔相成的，需要指出的是絕大多數(shù)的晶間腐蝕可用貧化理論來解釋。

 為提高耐由貧鉻引起的晶間腐蝕性能，應當避免在500~850℃溫度范圍內(nèi)受熱或受熱重新進行固溶處理；降低材料的C含量，采用超低碳材料，或在鋼中加穩(wěn)定化元素鈦、鈮與鋼中過飽和的碳形成穩(wěn)定的TiC、NbC等碳化物，以防止或減少鉻的碳化物Cr₂₃C₆。形成。但由于含鈦鋼的焊后形成“刃狀腐蝕”，故被逐漸淘汰，目前主要采用超低碳不銹鋼。鉻含量的增加也可以增加耐晶界腐蝕性能，鐵素體十奧氏體兩相不銹鋼和晶界含一定鐵素體的奧氏體不銹鋼都有較好耐晶間腐蝕性能。

 為提高耐非敏化態(tài)晶間腐蝕性能，則要采用超低磷、硅，尿素級則要求提高奧氏體鋼的純度。