高鉻鐵素不銹鋼主要缺點是脆性大。引起脆性的原因主要有以下幾個方面：
1. 粗大的原始晶粒
這類鋼在冷卻與加熱時不發(fā)生相變，故鑄態(tài)組織粗大。粗大的組織只能通過壓力加工碎化，無法用熱處理方法來改變它。工作溫度超過再結晶溫度后，晶粒長大傾向很大，加熱至900℃以上，晶粒即顯著粗化。由于晶粒粗大，這類鋼的冷脆性高，韌脆轉變溫度高，室溫的沖擊韌性很低。圖9.30為退火狀態(tài)鐵素體不銹鋼的顯微組織。
對這類鋼正確地控制熱變形的開始溫度和終止溫度是十分重要的，如對Cr25和Cr28鋼，鍛造和軋制應在750℃或較低的溫度結束。此外，向鋼中加入少量的鈦，可使晶粒粗化的傾向略微降低。
2. 475℃脆性
含鉻超過15％時，在400～550℃停留較長時間后，鋼在室溫時變得很脆，其沖擊韌度和塑性接近于零，并使鋼的強度和硬度顯著提高（圖9.31），最高脆化溫度接近于475℃，故文獻中把這種脆化現(xiàn)象稱為475℃脆性。
導致475℃脆性的原因是在該溫度區(qū)間，自α相中析出富鉻的α＇相，鉻含量高達61％～83％，具有體心立方點陣，點降常數(shù)為0.2877nm。這種高度彌散的亞穩(wěn)定析出物與基體保持共格關系，長大速率極緩慢，在475℃保溫2h后具有20nm直徑，而34000h后只長到500nm。由于a＇相的點陣常數(shù)大于鐵素體的點陣常數(shù)，析出時產(chǎn)生共格應力，使鋼的強度和硬度升高，韌性下降。475℃脆性具有還原性，可以通過加熱至600～650℃保溫1h后快冷予以消除。
圖9.32為Fe-Cr二元相圖的中間部分。可以看出，α＇相的產(chǎn)生是由于520℃以下。→α＋α＇（調(diào)幅分解）反應的結果。α相的析出緩慢，從較高溫度下的單相a區(qū)空冷至溶解度線以下，不會有a＇相析出，只有隨后在520℃時效，才會有a＇相沉淀而引起鋼的脆化。當重新加熱至550℃以上時，由于α＇相的溶解，鋼的塑性、韌性又得到恢復。α相還使鋼在硝酸中的耐蝕性下降。
3. σ相的析出
由圖2.12可以看出，在鐵鉻合金中，低于820℃時，當成分約相當于45％Cr時，出現(xiàn)。相（FeCr）。隨溫度的降低，σ相存在的范圍逐漸擴大，即。相可以溶解相當數(shù)量的鐵或鉻。在σ相和α相之間還存在比較寬的兩相區(qū)。
σ相的形成需要在600～800℃長時間加熱，更低的溫度因原子擴散困難，故不能生成，如果自高溫以較快的速率冷卻，亦可以抑制σ相的生成。
σ相是一種具有復雜正方點陣（單位晶胞中有30個原子）的金屬間化合物。在鉻鋼中，雜質(zhì)及大多數(shù)合金元素Mo、Si、Mn、Ni等（C、N除外）都促使。相的生成范圍移至較低的鉻含量并加速其形成，因此工業(yè)用的含17％Cr的鐵素體鋼，在600～700℃長期加熱便可能形成。相。。相不僅見于高鉻鐵素體鋼，也見于其他奧氏體-鐵素體鋼，以至于奧氏體鋼中，不過σ相在鐵素體中形成較容易。
σ相具有高的硬度（大于68HRC）和脆性，析出時伴有大的體積變化，故引起很大脆性。由于。相富鉻，其析出會引起基體中鉻分布的變化，而使鋼的耐蝕性下降，連續(xù)成網(wǎng)狀的σ相較島狀者更為有害。
除σ相外，在含鉬的高鉻鐵素體不銹鋼中還發(fā)現(xiàn)有x相存在。x相同樣是一種脆性相，可以顯著降低鋼的缺口韌性。X相中富集Mo、Cr的程度高于。相且析出速率較σ相快。
鐵素體不銹鋼中出現(xiàn)σ相和x相后，可以采用加熱到它們的形成溫度以上保溫后急冷的方法予以消除。
在鐵素體不銹鋼中還會存在其他影響鋼性能的相，主要是碳化物、氮化物和少量的馬氏體。
碳和氮在鐵素體中的溶解度很低，如含鉻26％的鐵素體不銹鋼在1093℃時，碳在鋼中的溶解度為0.04％，在927℃時僅為0.004％，溫度再降低，其溶解度要降到0.004％以下；927℃以上時，氮在鐵素體中的溶解度為0.023％，而在593℃時僅為0.006％。因此，鐵素體不銹鋼在高溫加熱和在隨后的冷卻過程中，即使急冷，也難以防止碳化物和氮化物的析出，析出的碳化物主要是（Cr，F(xiàn)e）23C6和（Cr，F(xiàn)e7C3，析出的氮化物主要是CrN和Cr2N。
析出的碳化物和氮化物對鐵素體不銹鋼的性能是有害的，主要表現(xiàn)在對耐蝕性、韌性、缺口敏感性的影響上。
在含約17％Cr的鐵素體不銹鋼中，如果C＋N含量不大于0.03％時可以得到純鐵素體組織，當C＋N含量大于0.03％后，高溫下會生成α＋γ雙相結構。在隨后的冷卻過程中，y相轉變?yōu)轳R氏體，使鋼的組織具有α＋M雙相結構，從而使鋼的組織細化，韌脆轉變溫度下移。當鋼中馬氏體含量在9％以上時，其耐腐蝕性良好且不受鋼中碳、氮含量的影響。
