(2)与回火冷却速度无关。
(3)产生第一类回火脆性的工件在更高的温度回火，脆性消失，重新在其脆性温度区回火，也不产生回火脆性，这种特性称回火脆性的不可逆。 (3)不能用热处理或合金化方法消除第一类回火脆性。 3.产生机制：
(1)残余奥氏体转变理论——在此温度回火正是残余奥氏体转变为马氏体或下贝氏体温度区，由于残余奥氏体转变致脆。此观点不能解释低碳钢(含有少量残余奥氏体)回火脆性，并且有些钢残余奥氏体转变温度与此脆性温度不重合。
(2)杂质偏聚理论——最近研究发现，第一类回火脆性断口有三种，即①沿原奥氏体晶界断裂：低温回火时P、S、As向原奥氏体晶界偏聚引起强度降低(能谱分析已经证实)。②沿马氏体板条晶界断裂：ε-FexC转变为χ-Fe5C2或θ-Fe3C的温度与第一类回火脆性温度相近，新生成的碳化物沿马氏体板条束边界析出造成脆性增加。③穿晶断裂：夹在板条间的残余奥氏体析出碳化物，或片状马氏体的孪晶界析出碳化物，当碳化物粗大甚至有裂纹存在则产生穿晶断裂。 4.避免方法：
(1)加入合金元素使回火脆性温度提高。如加入Mo、Si等。 (2)不在此温度区间回火。 (3)降低杂质元素含量。 (一)第二类回火脆性
1.定义：450~600℃回火时出现的回火脆性称第二类回火脆性。 2.特点：(1)断裂方式为沿晶断裂。
(2)与回火冷却速度有关(对冷却速度敏感)快冷时不产生第二类回火脆性，慢冷产生第二类回火脆性。
(3)可逆性——已产生第二类回火脆性钢回火重新加热快冷，回火脆性消失不脆的钢回火慢冷时产生第二类回火脆性。
(4)与原始组织有关，马氏体的第二类回火脆性＞贝氏体的第二类回火脆性＞珠光体的第二类回火脆性。
(5)第二类回火脆性的等温冷却脆化动力学曲线呈“C”字型。 3.产生机制(无定论)：
杂质偏聚理论——杂质元素P、Sn、As、Sb等向原奥氏体晶界偏聚，合金元素Ni、Cr、Mn也在原奥氏体晶界偏聚并促进杂质元素的偏聚，处于韧性状态时没有发现上述杂质元素在原奥氏体晶界偏聚。杂质元素的偏聚引起强度降低。回火500℃时，P在原奥氏体晶界显著偏聚，回火时间增加，P在原奥氏体晶界的偏聚量增加，超过500℃时，P扩散离去，再次冷至500℃时，P又偏聚在原奥氏体晶界——可逆性。该理论不能解释第二类回火脆性与冷却速度的关系。 4.避免方法：
(1)降低杂质元素含量，减少合金元素Ni、Cr、Mn含量。 (2)加入合金元素Mo、W等抑制杂质元素偏聚。
(3)细化晶粒，奥氏体晶粒粗大，单位体积晶界数量减少，杂质在晶界处含量相对增加，第二类回火脆性增大。
(4)回火快冷(对尺寸小的零件、形状不太复杂)。 (5)采用形变热处理方法减少第二类回火脆性。
(6)亚共析钢采用亚温淬火使P溶入到α相中，减少其在奥氏体晶界的偏聚。