脆性转变温度及回火脆性
铸钢件的热处理方式
铸钢件的热处理方式按加热和冷却条件不同，铸钢件的主要热处理方式有：退火(工艺代号：5111)、正火(工艺代号：5121)、均匀化处理、淬火(工艺代号：5131)、回火(工艺代号：5141)、固溶处理(工艺代号：5171)、沉淀硬化、消除应力处理及除氢处理。
1．退火(工艺代号：5111) 退火是将铸钢件加热到Acs以上20～30℃，保温一定时间，冷却的热处理工艺。
退火的目的是为消除铸造组织中的柱状晶、粗等轴晶、魏氏组织和树枝状偏析，以改善铸钢力学性能。
碳钢退火后的组织：亚共析铸钢为铁素体和珠光体，共析铸钢为珠光体，过共析铸钢为珠光体和碳化物。
适用于所有牌号的铸钢件。
图11—4为几种退火处理工艺的加热规范示意图。
表ll—1为铸钢件常用退火工艺类型及其应用。
2．正火(工艺代号：5121) 正火是将铸钢件目口热到Ac。
温度以上30～50℃保温，使之完全奥氏体化，然后在静止空气中冷却的热处理工艺。
图11—5为碳钢的正火温度范围示意图。
正火的目的是细化钢的组织，使其具有所需的力学性能，也可作为以后热处理的预备处理。
正火与退火工艺的区别有两个：其一是正火加热温度要偏高些；其二是正火冷却较快些。
经正火的铸钢强度稍高于退火铸钢，其珠光体组织较细。
一般工程用碳钢及部分厚大、形状复杂的合金钢铸件多采用正火处理。
正火可消除共析铸钢和过共析铸钢件中的网状碳化物，以利于球化退火；可作为中碳钢以及合金结构钢淬火前的预备处理，以细化晶粒和均匀组织，从而减少铸件在淬火时产生的缺陷。
3．淬火(工艺代号：5131) 淬火是将铸钢件加热到奥氏体化后(Ac。
或Ac＆#8226;以上)，保持一定时间后以适当方式冷却，获得马氏体或贝氏体组织的热处理工艺。
常见的有水冷淬火、油冷淬火和空冷淬火等。
铸钢件淬火后应及时进行回火处理，以消除淬火应力及获得所需综合力学性能。
图11—6为淬火回火工艺示意图。
铸钢件淬火工艺的主要参数：(1)淬火温度：淬火温度取决于铸钢的化学成分和相应的临界温度点。
金属学与热处理名词解释汇总
金属学与热处理名词解释汇总热处理：在生产中，通过加热、保温和冷却，使钢发生固态相变，借此改变其内部组织结构，从而达到改善力学性能的目的的操作被称为热处理。
正火：将工件加热至Ac3(Ac是指加热时自由铁素体全部转变为奥氏体的终了温度，一般是从727℃到912℃之间)或Acm(Acm是实际加热中过共析钢完全奥氏体化的临界温度线)以上30~50℃，保温一段时间后，从炉中取出在空气中或喷水、喷雾或吹风冷却的金属热处理工艺。
淬火：将钢加热到Ac3或Ac1以上的某一温度，保温一定时间，然后取出进行水冷或油冷获得马氏体的热处理工艺。
等温淬火：将奥氏体化的工件淬入温度稍高于Ms的熔盐中，等温保持足够时间，使过冷奥氏体恒温发生贝氏体转变，待转变结束后取出在空气中冷却的处理方法称为等温淬火。
分级淬火：将奥氏体化的工件淬入温度稍高于或稍低于Ms的熔盐中，待工件内外温度均匀后，从熔盐中取出置于空气中冷却至室温，以获得马氏体组织，这种处理方法称为分级淬火。
单液淬火：将奥氏体化的工件投入一种淬火介质中，直至转变结束。
双液淬火：将奥氏体化的工件先放入一种冷却能力强的冷却介质冷却一定时间，当冷却至稍高于Ms后立即将工件取出并放入另外一种冷却能力缓一些的冷却介质冷却，使之转变为马氏体的热处理工艺。
回火：将淬火钢加热到低于临界点A1某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温的一种热处理工艺。
回火索氏体：淬火碳钢500~650℃回火时，得到粗粒状渗碳体和多边形铁素体所构成的复相组织。
回火屈氏体：淬火碳钢350~500℃回火时，得到细粒状渗碳体和针状铁素体所构成的复相组织。
回火马氏体：淬火碳钢在250℃以下回火时，得到的过饱和的α固溶体和弥散分布的碳化物组成的复相组织。
退火：是将钢加热到临界点以上或以下的某一温度，保温一定时间后，随炉冷却的一种热处理工艺。
它是热处理工艺中应用最广、种类最多的一种工艺，不同种类的退火目的也各不相同。
等温退火：将亚共析钢工件加热到A3以上20〜30°C，保温一定时间，然后在Arl以下珠光体转变区间的某一温度进行等温，使之转变为珠光体后出炉空冷的一种热处理工艺。
金属材料学名词解释
热处理名词解释1.A0温度：210℃，Χ碳化物转变为渗碳体的温度。
2.A1温度：727 ℃，共析转变温度。
3.A2温度：770 ℃（居里点），发生α铁的磁性转变，居里点以上磁性消失。
4.A3温度：912 ℃，体心立方的α铁转变为面心立方的奥氏体。
5.A4温度：1394 ℃，面心立方的奥氏体转变为体心立方的δ铁。
6.在1538℃以上，纯铁由固体转变为液态。
1495℃为包晶转变温度，1148℃为共晶转变温度。
7.奥氏体：碳在γ-Fe中的间隙固溶体，体心立方结构，性能与纯铁基本相同。
8.铁素体：碳在α-Fe中的间隙固溶体称，为面心立方结构，塑性很好，且具有顺磁性。
9.珠光体：共析转变产物，珠光体是铁素体与渗碳体片层相间的组织，有较好的强度和韧性但总体上说比较软。
10.莱氏体：共晶转变产物为莱氏体，莱氏体是共晶奥氏体和共晶渗碳体的机械混合物，呈蜂窝状，莱氏体是塑性很差的组织。
11.马氏体：碳在α-Fe中形成的过饱和间隙固溶体称为马氏体，有着高的强度和硬度。
12.二次渗碳体：从奥氏体中析出的渗碳体，称为二次渗碳体。
二次渗碳体通常沿着奥氏体晶界呈网状分布。
13.贝氏体：钢在奥氏体化后被过冷到珠光体转变温度区间以下，马氏体转变温度区间以上这一中温度区间转变而成的由铁素体及其内分布着弥散的碳化物所形成的亚稳组织，具有较高的强韧性配合。
14.网状碳化物：过共析碳素钢、合工钢、高碳铬轴承钢等钢材在轧后冷却过程中，在Acm～Ar1温度范围内，浓度过高的碳以碳化物形式沿奥氏体晶粒边界析出，包围着奥氏体晶粒，在显微镜下呈现网状，叫网状碳化物。
15.带状碳化物：高碳铬轴承钢钢锭冷却时形成的结晶偏析，在热轧变形时延伸而成的碳化物富集带，呈颗粒状，叫带状碳化物。
16.变态莱氏体：莱氏体在727℃以下即发生共析反应后的莱氏体称为变态莱氏体，变态莱氏体塑性很差，难以进行变形加工,但因具有共晶转变,有良好的铸造性能。
17.钢的奥氏体化：将钢加热到A1温度以上，珠光体开始向奥氏体转变，加热到Ac3或Acm以上将全部变为奥氏体的工艺与过程。
关于35CrMo钢的回火脆性的讨论
※理论上，35CrMo 钢究竟有没有第二类回火脆性呢?我认为应该没有。 因为正常的 35CrMo 钢所加入的 Mo 其中有个作用就是为了达到"没有回火脆 性倾向"的，但具体到"man"，"shaod"所述的 35CrMo 钢，我认为不能排除有回火 脆性的问题。因为回火脆性不但与冷却速度有关而且还与钢的化学成分(主要合 金元素，特别是杂质元素的含量)，组织状态，原始 A 晶粒度，强度等因素有关 系。 例 1，35CrMo 钢若经高温锻造后出现严重的 W 组织，接着对该钢进行调质 处理时，该钢就很可能出现第二类回火脆性。 例 2，35CrMo 钢的主要合金元素达标，而其杂质含量若严重超标的话(特别是 P，As，S，Sn 等)，这样尽管我们认真对该钢进行了调质处理，但也不能排除出
由此在结合我们加工中回火后缓冷零件加工容易，而快冷零件加工中有粘刀。 不断屑等现象存在，看来的确有回火脆性现象，我们也调整了热处理工艺，在此 我要谢谢大家的帮助。但让我现在也闹不明白的是：为什么两种工艺下的冲击韧 性会相差无几？
第7章 淬火钢在回火时的转变
第7章淬火钢在回火时的转变Ø7.1 淬火钢在回火时的组织变化Ø7.2 淬火钢回火后的机械性能的变化Ø7.3 合金元素对回火的影响Ø7.4 回火脆性现象7.1 淬火钢在回火时的组织变化Ø淬火组织是高度不稳定的6M中的碳是高度过饱和的6M有很高的应变能和界面能6与M并存的还有一定量的ArØ回火目的6提高淬火钢的塑性和韧性，降低其脆性6降低或消除淬火引起的残余内应力Ø回火分为五个阶段：7.1 淬火钢在回火时的组织变化一、过渡碳化物（ε/η或ε`）的析出—回火第一阶段（100‾200 ℃）6M 中的碳原子发生偏聚，碳浓度降低，正方度减小，并析出碳化物h ε碳化物，密排六方，成分介于Fe2C 与Fe3C 之间（ε-FexC)，但低碳钢中沉淀ε碳化物可能性较小。
位向关系为h Fe2C(η或ε`碳化物），片状，正交晶系，与基底保持共格联系，位向关系为6薄片状ε碳化物分布在低过饱和度的M 中，此即回火M （M 回）二、残余A的分解—回火第二阶段（200‾300℃）6随着M→M 回转变时，由于压应力的减小，残余奥氏体发生分解生成B下（α相+ε-碳化物）6此时由于碳化物的析出，使M回极易腐蚀，在光镜下呈黑色，与B 下极相似，很难区分三、过渡碳化物（ε/η或ε`）转变为Fe3C —回火第三阶段（200‾350 ℃）6渗碳体（θ相）在M 板条中形核，位向关系为6高碳M 此阶段析出的是Х-Fe5C2,复杂斜方点阵，呈薄片状6α相的过饱和度明显减少转变为F ，内应力大大消除，这时的组织为在针状铁素体上均匀分布极细的渗碳体，称为回火屈氏体（T 回）。
7.1 淬火钢在回火时的组织变化四、Fe3C 的粗化和球化及等轴F 的形成—回火第四阶段（350℃以上）6400℃以上，Fe3C 聚集长大，600℃以上F 粗化，同时450℃以上α相开始再结晶形成多边形F ，固溶强化作用消失，HB 、σb ↓，AK ↑6得到平衡状的多边形铁素体中分布着颗粒状的碳化物混合组织，称为回火索氏体（S回）。
铸钢件常见热处理工艺
按加热和冷却条件不同，铸钢件的主要热处理方式有：退火、正火、均匀化处理、淬火、回火、固溶处理、沉淀硬化、消除应力处理及除氢处理。
1．退火：退火是将铸钢件加热到Ac3以上20～30℃，保温一定时间，冷却的热处理工艺。
退火的目的是为消除铸造组织中的柱状晶、粗等轴晶、魏氏组织和树枝状偏析，以改善铸钢力学性能。
碳钢退火后的组织：亚共析铸钢为铁素体和珠光体，共析铸钢为珠光体，过共析铸钢为珠光体和碳化物。
适用于所有牌号的铸钢件。
2．正火：正火是将铸钢件加热到Ac3温度以上30～50℃保温，使之完全奥氏体化，然后在静止空气中冷却的热处理工艺。
正火的目的是细化钢的组织，使其具有所需的力学性能，也是作为以后热处理的预备处理。
正火与退火工艺的区别有两个：其一是正火加热温度要偏高些；其二是正火冷却较快些。
经正火的铸钢强度稍高于退火铸钢，其珠光体组织较细。
一般工程用碳钢及部分厚大、形状复杂的合金钢铸件多采用正火处理。
正火可消除共析铸钢和过共析铸钢件中的网状碳化物，以利于球化退火；可作为中碳钢以及合金结构钢淬火前的预备处理，以细化晶粒和均匀组织，从而减少铸件在淬火时产生的缺陷。
3．淬火：淬火是将铸钢件加热到奥氏体化后(Ac。
或Ac＆#8226;以上)，保持一定时间后以适当方式冷却，获得马氏体或贝氏体组织的热处理工艺。
常见的有水冷淬火、油冷淬火和空冷淬火等。
铸钢件淬火后应及时进行回火处理，以消除淬火应力及获得所需综合力学性能铸钢件淬火工艺的主要参数：(1)淬火温度：淬火温度取决于铸钢的化学成分和相应的临界温度点。
原则上，亚共析铸钢淬火温度为Ac。
以上20～30℃，常称之为完全淬火。
共析及过共析铸钢在Ac。
以上30～50℃淬火，即所谓亚临界淬火或两相区淬火。
这种淬火也可用于亚共析钢，所获得的组织较一般淬火的细，适用于低合金铸钢件韧化处理。
(2)淬火介质：淬火的目的是得到完全的马氏体组织。
为此，铸件淬火时的冷却速率必须大于铸钢的临界冷却速率。
脆性转变温度及回火脆性
脆性转变温度及回火脆性一般钢材随着温度的降低，冲击韧性（冲击功）降低，当降至某一温度时，冲击韧性（冲击功）急剧下降，钢材由韧性断裂变为脆性断裂，这种转变称为冷脆转变，转变的温度就称为冷脆温度，也即是脆性转变温度。
影响脆性转变温度的因素很多，有材料本身的因素，如晶体结构及强度等级、合金元素及夹杂物、晶粒大小等，有外部因素，如形变速度、应力状态、试样尺寸等。
(一)第一类回火脆性1.第一类回火脆性的主要特征及影响因素在200～350℃之间回火时出现的第一类回火脆性又称低温回火脆性。
如在出现第一类回火脆性后再加热到更高温度回火，可以将脆性消除，使冲击韧性重新升高。
此时若再在200～350℃温度范围内回火将不再会产生这种脆性。
由此可见，第一类回火脆性是不可逆的，故又可称之为不可逆回火脆性。
几乎所有的钢均存在第一类回火脆性。
如含碳不同的Cr-Mn钢回火后的冲击韧性均在350℃出现一低谷。
第一类回火脆性不仅降低室温冲击韧性，而且还使冷脆转变温度50％FATTe（钢料的冲击韧性）随测试温度的下降而出现显著下降时所对应的温度，即使钢料由韧性状态转变为脆性状态的温度称为冷脆转变温度，用50％FATT(℃）表示，详见金属力学性能]升高，断裂韧性Kle下降。
如Fe-0.28 C-0.6 4Mn-4.82Mo钢经225℃回火后Kle为117.4MN／m，而经300℃回火后由于出现了第一类回火脆性，使KIe降至73.5MN／m。
出现第一类回火脆性时大多为沿晶断裂，但也有少数为穿晶解理断裂。
影响笫一类回火脆性的因素主要是化学成分。
可以将钢中元素按其作用分为三类。
1)有害杂质元素，其中包括S、P、As、Sn、Sb、Cu、N、H、O等。
钢中存在这些元素时均将导致出现第一类回火脆性。
不含这些杂质元素的高纯钢没有或能减轻第一类回火脆。
2)促进第一类回火脆性的元素。
属于这一类的合金元素有Mn、Si、Cr、Ni、V 等。
这一类合金元素的存在能促进第一类回火脆性的发展。
第一二类回火脆性
第一类回火脆性又称不可逆回火脆性，低温回火脆性，主要发生在回火温度为250～400℃。
特征（1）具有不可逆性；（2）与回火后的冷却速度无关；（3）断口为沿晶脆性断口。
产生的原因三种观点：（1）残余A转变理论2）碳化物析出理论（3）杂质偏聚理论防止方法：无法消除,不在这个温度范围内回火，没有能够有效抑制产生这种回火脆性的合金元素（1）降低钢中杂质元素的含量；（2）用Al脱氧或加入Nb、V、Ti等合金元素细化A晶粒；（3）加入Mo、W等可以减轻；（4）加入Cr、Si调整温度范围（推向高温）；（5）采用等温淬火代替淬火回火工艺。
第二类回火脆性又称可逆回火脆性，高温回火脆性。
发生的温度在400～650℃。
特征：（1）具有可逆性；（2）与回火后的冷却速度有关；回火保温后，缓冷出现，快冷不出现，出现脆化后可重新加热后快冷消除。
（3）与组织状态无关，但以M的脆化倾向大；（4）在脆化区内回火，回火后脆化与冷却速度无关；（5）断口为沿晶脆性断口。
影响第二类回火脆性的因素：（1）化学成分（2）A晶粒大小（3）热处理后的硬度产生的机理：（1）出现回火脆性时，Ni、Cr、Sb、Sn、P等都向原A晶界偏聚，都集中在2~3个原子厚度的晶界上，回火脆性随杂质元素的增多而增大。
Ni、Cr不仅自身偏聚，而且促进杂质元素的偏聚。
（2）淬火未回火或回火未经脆化处理的，均未发现合金元素及杂质元素的偏聚现象。
（3）合金元素Mo能抑制杂质元素向A晶界的偏聚，而且自身也不偏聚。
以上说明：Sb、Sn、P等杂质元素向原A晶界偏聚是产生第二类回火脆性的主要原因，而Ni、Cr不仅促进杂质元素的偏聚，且本身也偏聚，从而降低了晶界的断裂强度，产生回火脆性。
防止方法：（1）提高钢材的纯度，尽量减少杂质；（2）加入适量的Mo、W等有益的合金元素；（3）对尺寸小、形状简单的零件，采用回火后快冷的方法；（4）采用亚温淬火（A1~A3）：细化晶粒，减少偏聚。
加热后为A+F（F为细条状），杂质会在F中富集，且F溶解杂质元素的能力较大，可抑制杂质元素向A晶界偏聚。
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脆性转变温度及回火脆性一般钢材随着温度的降低，冲击韧性（冲击功）降低，当降至某一温度时，冲击韧性（冲击功）急剧下降，钢材由韧性断裂变为脆性断裂，这种转变称为冷脆转变，转变的温度就称为冷脆温度，也即是脆性转变温度。
影响脆性转变温度的因素很多，有材料本身的因素，如晶体结构及强度等级、合金元素及夹杂物、晶粒大小等，有外部因素，如形变速度、应力状态、试样尺寸等。
(一)第一类回火脆性1.第一类回火脆性的主要特征及影响因素在200～350℃之间回火时出现的第一类回火脆性又称低温回火脆性。
如在出现第一类回火脆性后再加热到更高温度回火，可以将脆性消除，使冲击韧性重新升高。
此时若再在200～350℃温度范围内回火将不再会产生这种脆性。
由此可见，第一类回火脆性是不可逆的，故又可称之为不可逆回火脆性。
几乎所有的钢均存在第一类回火脆性。
如含碳不同的Cr-Mn钢回火后的冲击韧性均在350℃出现一低谷。
第一类回火脆性不仅降低室温冲击韧性，而且还使冷脆转变温度50％FATTe（钢料的冲击韧性）随测试温度的下降而出现显著下降时所对应的温度，即使钢料由韧性状态转变为脆性状态的温度称为冷脆转变温度，用50％FATT(℃）表示，详见金属力学性能]升高，断裂韧性Kle下降。
如Fe-0.28 C-0.6 4Mn-4.82Mo钢经225℃回火后Kle为117.4MN／m，而经300℃回火后由于出现了第一类回火脆性，使KIe降至73.5MN／m。
出现第一类回火脆性时大多为沿晶断裂，但也有少数为穿晶解理断裂。
影响笫一类回火脆性的因素主要是化学成分。
可以将钢中元素按其作用分为三类。
1)有害杂质元素，其中包括S、P、As、Sn、Sb、Cu、N、H、O等。
钢中存在这些元素时均将导致出现第一类回火脆性。
不含这些杂质元素的高纯钢没有或能减轻第一类回火脆。
2)促进第一类回火脆性的元素。
属于这一类的合金元素有Mn、Si、Cr、Ni、V 等。
这一类合金元素的存在能促进第一类回火脆性的发展。
有的元素单独存在时影响不大，如Ni。
但当Ni与Si同时存在时则也能促进第一类回火脆性的发展。
部分合金元素还能将笫一类回火脆性推向较高的温度，如Cr与Si。
3)减弱第一类回火脆性的元素。
属于这一类的合金元素有Mo、W、Ti、A l 等。
钢中含有这一类合金元素时第一类回火脆性将被减弱。
在这几种合金元素中以Mo的效果最显著。
除化学成分外，影响第一类回火脆性的因素还有奥氏体晶粒的大小以及残余奥氏体量的多少。
奥氏体晶粒愈细，第一类回火脆性愈弱；残余奥氏体量愈多则愈严重。
2.第一类回火脆性形成机理目前，关于引起第一类回火脆性的原因的说法很多，尚无定论。
看来，很可能是多种原因的综合结果，而对于不同的钢料来说，也很可能是不同的原因引起的。
最初，根据第一类回火脆性出现的温度范围正好与碳钢回火时的第二个转变，即残余奥氏体转变的温度范围相对应而认为第一类回火脆性是残余奥氏体的转变引起的，因转变的结果将使塑性相奥氏体消失。
这一观点能够很好地解释Cr、Si等元素将第一类回火脆性推向高温以及残余奥氏体量增多能够促进第一类回火脆性等现象。
但对于有些钢来说，第一类回火脆性与残余奥氏体转变并不完全对应。
故残余奥氏体转变理论不能解释各种钢的第一类回火脆性。
之后，残余奥氏体转变理论又一度为碳化物簿壳理论所取代。
经电镜证实，在出现第一类回火脆性时，沿晶界有碳化物薄壳形成，据此认为第一类回火脆性是由碳化物薄壳引起的。
沿晶界形成脆性相能引起脆性沿晶断裂这已是公认的了。
问题是所观察到的碳化物薄壳究竟是怎样形成的。
低、中碳钢淬火后得到板条马氏体以及沿板条条界分布的碳含量高的薄壳状残余奥氏体。
低温回火时，在碳含量低于0.2％的板条马氏体内只发生碳的偏聚而不析出碳化物，而碳含量高于0.2％的马氏体则有可能在马氏体内部均匀弥散析出亚稳过渡碳化物。
当回火温度超过200℃后，在低碳马氏体中也有可能析出细针状碳化物。
与此同时，还将在板条马氏体条界形成θ-碳化物的核并长成条片状θ-碳化物。
这一θ-碳化物的形成既依靠残余奥氏体的分解，也依靠马氏体内已析出的弥散的亚稳过渡碳化物及细针状θ-碳化物的回溶。
这种条片状θ-碳化物即电镜下观察到的薄壳状碳化物。
由此可见，对于在板条界有较多高碳残余奥氏体的钢料来说，残余奥氏体转变理论与碳化物薄壳理论是一致的。
高碳马氏体在200℃以下回火时就已有亚稳过渡碳化物在片状马氏体内部弥散析出，而当回火温度高于200℃时将在富碳孪晶界面析出条片状Χ及θ-碳化物。
与此同时，已经析出的θ-碳化物将回溶。
分布在同一个孪晶界面上的条片状Χ及θ-碳化物将连成碳化物片，故断裂易于沿这样的面发生，使钢料脆性增加。
回火温度进一步提高时，薄片状碳化物通过破裂、聚集、长大而成为颗粒状碳化物，故使脆性下降，冲击韧性升高。
还有一种理论为晶界偏聚理论。
即在奥氏体化时杂质元素P、Sn、Sb、As等将偏聚于晶界。
杂质元素的偏聚引起晶界弱化而导致沿晶脆断。
杂质元素在奥氏体晶界的偏聚已用俄歇(Auger)电子谱仪及离子探针得到证实。
第二类元素能够促进杂质元素在奥氏体晶界的偏聚，故能促进第一类回火脆性的发展。
第三类元素能阻止杂质元素在奥氏体晶界的偏聚，故能扼制第一类回火脆性的发展。
由于采用了俄歇电子谱仪及离子探针等探测表面薄层化学成分的仪器，杂质元素偏聚于奥氏体晶界这一事实已为大家所确认。
杂质元素偏聚于晶界能使晶界弱化也是大家公认的。
晶界偏聚理论的困难在于偏聚是在奥氏体化时而不是在200～350℃之间回火时形成的，为什么这一偏聚仅仅使200～350℃回火后的脆性增加，这是需要回答的一个问题。
我们认为，如果将晶界偏聚理论与上述理论合并在一起考虑，这一困难就不难解决。
可以认为，杂质元素在奥氏体晶界的偏聚降低了晶界强度，而碳化物薄壳在板条马氏体条界及奥氏体晶界的形成又进一步降低了奥氏体晶界的强度，故使经200～350℃回火后的断裂易于沿奥氏体晶界发生。
如果断裂不是沿晶而是穿晶解理，则可以认为此时沿奥氏体晶界的偏聚不严重且沿晶内某晶面有碳化物析出，如在{112}r面上析出Χ及θ-碳化物，故断裂将沿晶内碳化朝薄片发生。
在弄清楚第一类回火脆性形成机制后就不难理解第一类回火脆性的不可逆性。
3.防止第一类回火脆性的方法目前，尚不能完全消除第一类回火脆性。
但根据第一类回火脆性的形成机理可以采取以下一些措施来减轻第一类回火脆性。
1)降低钢中杂质元素含量；2)用Al脱氧或加入Nb、V、Ti等元素以细化奥氏体晶粒；3)加入Mo、W等能减轻第一类回火脆性的合金元素；4)加入Cr、Si以调整发生第一类回火脆性的温度范围，使之避开所需的回火温度；5)采用等温淬火代替淬火加高温回火。
(二)第二类回火脆性在450～650℃之间回火时出现的第二类回火脆性又称高温回火脆性。
由于第二类回火脆性与中碳合金结构钢，尤其是大截面用钢如转子钢的性能密切有关，因此自百年前被发现以来一直受到人们重视。
有关这一问题的综述性论文已不在少数。
1.第二类回火脆性的主要特征第二类回火脆性的一个重要特征是除了在450～650℃之间回火时会引起脆性外，在较高温度回火后缓慢通过450～650℃的脆性发展区也会引起脆化，即所谓缓冷脆化。
如高温回火后快冷通过脆性发展区则不引起脆化。
最早发现的是缓冷脆化，以后才注意到450～650℃之间的等温脆化。
通常将缓冷脆化与等温脆化作为同一种脆化考虑。
但也有人认为应将缓冷脆化与等温脆化区别开，因为二者的机理不同。
看来比较合理的观点是缓冷脆化与较短时间的等温脆化是同一种脆化，而长达数百小时的等温脆化则是另一回事。
第二类回火脆性的另一个重要特征是在脆化以后(包括缓冷脆化及部分等温脆化)，如再重新加热到650℃以上，然后快冷至室温，则可消除脆化。
在脆化消除以后还可再次发生脆化(包括缓冷脆化及等温脆化)。
这表明第二类回火脆性是可逆的，故又可称之为可逆回火脆性。
第二类回火脆性可以使室温冲击韧性αk显著下降，冷脆转化温度50％FATT 显著升高。
出现第二类回火脆性时，断口呈沿晶断裂。
第二类回火脆性的脆化程度可以用冲击韧性αk的下降程度及冷脆转化温度50％FATT的升高程度来表示。
用αk的下降表示时可以采用回火脆性敏感系数α：α=ακ/ακ脆式中ακ——非脆化状态的冲击韧性值；ακ脆——脆化状态的冲击韧性值。
用冷脆转化温度50％FATT的升高表示时，可以采用回火脆度△FATT：△FATT=50％FATT脆-50％FATT式中50％FATT——非脆化状态的冷脆转化温度，50％FATT脆——脆化状态的冷脆转化温度。
α愈趋近于l，△FATT愈趋近于零，脆化程度愈低，亦即对第二类回火脆性愈不敏感。
2.影响第二类回火脆性的因素(1)化学成分的影响钢的化学成分是影响第二类回火脆性的最重要的因素。
可以按作用的不同将存在于钢中的元素分成三类：1)杂质元素。
属于这一类的元素有P、Sn、Sb、As、B、S等。
第二类回火脆性是由这些杂质元素引起的。
但当钢中不含Ni、Cr、Mn、Si等合金元素时杂质元素的存在不会引起第二类回火脆性。
如一般碳钢就不存在第二类回火脆性。
当杂质元素含量在0.00×％至0.0×％的范围内时即可引起脆化。
但以那一种杂质元素的脆化作用最大到目前为止还无定论。
文献总结了有关资料后指出，杂质元素的作用与钢料的成分有关。
在Ni-Cr钢中以Sb的作用最大，Sn次之；在Cr-Mn 钢中则以P的作用最大，Sb、Sn次之。
对于低碳钢，P的作用比Sn大，对于中碳钢，Sn的作用比P大。
2)促进第二类回火脆性的合金元素。
属于这一类的元素有Ni、Cr、Mn、Si、C等。
这类元素单独存在时也不会引起第二类回火脆性，必须与杂质元素同时存在时才会引起第二类回火脆性。
当杂质元素含量一定时，这类元素含量愈多，脆化愈严重。
当钢中仅含一种这类元素时，脆化能力以Mn最高，Cr次之，Ni再次之。
当Ni含量小于1.7％时不引起脆化。
当两种以上的元素同时存在时，脆化作用更大。
在含P 0.05％、C 0.2％的钢中加入Cr、Ni、Mn等得出，按脆化能力，Mn 1％+Cr 2％>Mn1％+Ni 3％；Ni 3％+Mn1％>Ni 3％+Cr 2％。
由此可见，两种元素同时加入时，也是以Mn的脆化作用最大，Ni最小。
3)扼制第二类回火脆性的元素。
属于这一类的元素有Mo、W、V、Ti。
往钢中加入这类元素可以扼制和减轻第二类回火脆性。
这类元素的加入量有一最佳值。
超过最佳值后，扼制效果变坏。
如Mo的最佳加入量为0.5～0.75％。
因此，Mo含量超过最佳值后，随Mo含量增加，△FATT也增加。
W的扼制作用较Mo小，为达到同样扼制效果，W的加入量应为Mo的2～3倍。