理论的东西可能不完善，或者有错，材料工作者应该用实验事实来充实理论研究，特别是我国的热处理行业，日本领先咱不少
有回火脆性的，回火出炉后，马上水中，冷却一下，才会好一点！
这个可以做个试验，我倒是试过40CrNiMo钢的有第二类回火脆性的。。。
本帖最后由 chen4yun 于 2014-1-14 00:11 编辑
看了大家讨论了这么多，小弟也来提供一个例子：最近一批3Cr13的3mm薄板材料真空炉1030度淬火加热60min，井式炉回火530度90min空冷，硬度在38HRC左右，校正、400度去应力2小时、浸油吹砂后未发现开裂，但后来出现延迟裂纹也可能是在浸油吹砂时漏探。出现了数条裂纹，裂纹从起源到扩展全为沿晶断口，由于没有氢脆、应力腐蚀的可能性，回火脆性的可能性最大，还需按某位仁兄提到的腐蚀法验证。由此我发现，其实该回火区又是3Cr13的弥散二次硬化区和腐蚀加速区，即Cr化物析出聚集到晶界的效应，再加之二类回火脆性区的最新理论是Cr亲和了S、P等杂质元素偏聚晶界的共同作用，这使我对理论中快冷可以避免脆性的机理产生了好奇。大家从实际出发现身说法，有的很明显有的不明显，让人费解。
1：Cr化物是在回火时析出的，快冷不能让起回溶吧，只有提高加热温度才行，那快冷怎么对偏聚的杂质
起到作用的了？难道此时的快冷像铝合金的固溶淬火一样，可以避免缓冷时有更多的Cr化物和杂质偏聚？
到底是回火还是缓冷时Cr化物和杂质偏聚比重更大？
2：快冷可以避免在第一次回火脆性区停留，是不是这个起了关键作用，我们常说的二类回火脆是不是
有缓冷时一类回火脆带来的加强效应？
3：材料成分、结构、热力学条件、使用状态等等使得同一牌号的热处理零件有不同的实际表现特征，看来理论是很难准确解释
每一种情况的发生，但是只要有它指明大方向，大家去实践总会找到合适的解决办法，不能彼此相轻。
我做过30CrMo钢，回火空冷和水冷冲击值基本没变
从原理上讲，第一、二类回火脆性都会发生，这是钢的本性。
你查一下化学成分，看一下S、P含量和Mo的含量，Mo的含量一般在0.2-0.5就可以消除第二类回火脆性，根据大和久重雄在热处理150问中提了一下第二类回火脆性的问题，他说第二类回火脆性产生的最小冷却速度为直径为300mm心部的空冷速度，所以一般的空冷都不会产生第二类回火脆性，前提是材料本身没有组织缺陷
关于回火脆性，在常规生产和使用中，都不予考虑。
观点如下——
首先，除非是密封很好的电阻炉，否则，炉子的密封性不很好的情况下，回火降温过程，远没有实验室中“满足出现回火脆性的降温速度”。
但是，电阻炉除外——要考虑回火脆性敏感钢中的回火脆性问题。炉冷情况下500度到600度之间降温较快的燃气炉不需要考虑。
另外，绝大多数钢种，除非特殊使用环境，都不用考虑回火脆性。尤其是含MO钢。（含锰的有时考虑一下。）