高铬铁素不锈钢主要缺点是脆性大。引起脆性的原因主要有以下几个方面：
1. 粗大的原始晶粒
这类钢在冷却与加热时不发生相变，故铸态组织粗大。粗大的组织只能通过压力加工碎化，无法用热处理方法来改变它。工作温度超过再结晶温度后，晶粒长大倾向很大，加热至900℃以上，晶粒即显著粗化。由于晶粒粗大，这类钢的冷脆性高，韧脆转变温度高，室温的冲击韧性很低。图9.30为退火状态铁素体不锈钢的显微组织。
对这类钢正确地控制热变形的开始温度和终止温度是十分重要的，如对Cr25和Cr28钢，锻造和轧制应在750℃或较低的温度结束。此外，向钢中加入少量的钛，可使晶粒粗化的倾向略微降低。
2. 475℃脆性
含铬超过15％时，在400～550℃停留较长时间后，钢在室温时变得很脆，其冲击韧度和塑性接近于零，并使钢的强度和硬度显著提高（图9.31），最高脆化温度接近于475℃，故文献中把这种脆化现象称为475℃脆性。
导致475℃脆性的原因是在该温度区间，自α相中析出富铬的α＇相，铬含量高达61％～83％，具有体心立方点阵，点降常数为0.2877nm。这种高度弥散的亚稳定析出物与基体保持共格关系，长大速率极缓慢，在475℃保温2h后具有20nm直径，而34000h后只长到500nm。由于a＇相的点阵常数大于铁素体的点阵常数，析出时产生共格应力，使钢的强度和硬度升高，韧性下降。475℃脆性具有还原性，可以通过加热至600～650℃保温1h后快冷予以消除。
图9.32为Fe-Cr二元相图的中间部分。可以看出，α＇相的产生是由于520℃以下。→α＋α＇（调幅分解）反应的结果。α相的析出缓慢，从较高温度下的单相a区空冷至溶解度线以下，不会有a＇相析出，只有随后在520℃时效，才会有a＇相沉淀而引起钢的脆化。当重新加热至550℃以上时，由于α＇相的溶解，钢的塑性、韧性又得到恢复。α相还使钢在硝酸中的耐蚀性下降。
3. σ相的析出
由图2.12可以看出，在铁铬合金中，低于820℃时，当成分约相当于45％Cr时，出现。相（FeCr）。随温度的降低，σ相存在的范围逐渐扩大，即。相可以溶解相当数量的铁或铬。在σ相和α相之间还存在比较宽的两相区。
σ相的形成需要在600～800℃长时间加热，更低的温度因原子扩散困难，故不能生成，如果自高温以较快的速率冷却，亦可以抑制σ相的生成。
σ相是一种具有复杂正方点阵（单位晶胞中有30个原子）的金属间化合物。在铬钢中，杂质及大多数合金元素Mo、Si、Mn、Ni等（C、N除外）都促使。相的生成范围移至较低的铬含量并加速其形成，因此工业用的含17％Cr的铁素体钢，在600～700℃长期加热便可能形成。相。。相不仅见于高铬铁素体钢，也见于其他奥氏体-铁素体钢，以至于奥氏体钢中，不过σ相在铁素体中形成较容易。
σ相具有高的硬度（大于68HRC）和脆性，析出时伴有大的体积变化，故引起很大脆性。由于。相富铬，其析出会引起基体中铬分布的变化，而使钢的耐蚀性下降，连续成网状的σ相较岛状者更为有害。
除σ相外，在含钼的高铬铁素体不锈钢中还发现有x相存在。x相同样是一种脆性相，可以显著降低钢的缺口韧性。X相中富集Mo、Cr的程度高于。相且析出速率较σ相快。
铁素体不锈钢中出现σ相和x相后，可以采用加热到它们的形成温度以上保温后急冷的方法予以消除。
在铁素体不锈钢中还会存在其他影响钢性能的相，主要是碳化物、氮化物和少量的马氏体。
碳和氮在铁素体中的溶解度很低，如含铬26％的铁素体不锈钢在1093℃时，碳在钢中的溶解度为0.04％，在927℃时仅为0.004％，温度再降低，其溶解度要降到0.004％以下；927℃以上时，氮在铁素体中的溶解度为0.023％，而在593℃时仅为0.006％。因此，铁素体不锈钢在高温加热和在随后的冷却过程中，即使急冷，也难以防止碳化物和氮化物的析出，析出的碳化物主要是（Cr，Fe）23C6和（Cr，Fe7C3，析出的氮化物主要是CrN和Cr2N。
析出的碳化物和氮化物对铁素体不锈钢的性能是有害的，主要表现在对耐蚀性、韧性、缺口敏感性的影响上。
在含约17％Cr的铁素体不锈钢中，如果C＋N含量不大于0.03％时可以得到纯铁素体组织，当C＋N含量大于0.03％后，高温下会生成α＋γ双相结构。在随后的冷却过程中，y相转变为马氏体，使钢的组织具有α＋M双相结构，从而使钢的组织细化，韧脆转变温度下移。当钢中马氏体含量在9％以上时，其耐腐蚀性良好且不受钢中碳、氮含量的影响。
