合金元素能使淬火钢在回火过程中的组织分解和转变速度减慢，增加回火抗力，提高回火稳定性，从而使钢的硬度随回火温度的升高而下降的程度减弱;在某些碳化物形成元素的作用下，甚至在回火时出现二次硬化现象。

　　碳化物形成元素，尤其是强碳化物形成元素，由于它们减缓碳的扩散，因而能推迟马氏体分解过程。非碳化物形成元素Si，由于它能抑制ε碳化物质点的长大并延缓ε碳化物向Fe3C的转变，因而提高了马氏体分解的温度。非碳化物形成元素Ni及弱碳化物形成元素Mn，对马氏体分解几乎无影响。

　　合金元素一般都能提高残余奥氏体转变的温度范围。在碳化物形成元素含量较高的高合金钢中，淬火后残余奥氏体十分稳定，甚至加热至500 - 600℃仍不分解，而是在冷却过程中部分转变为马氏体，使钢的硬度反而增加，这种现象称为“二次硬化”。

　　随着回火温度升高，合金元素在α固溶体和碳化物两个基本相之间将进行重新分布。碳化物形成元素将从α固溶体移至碳化物内，直至平衡。因此，随着回火温度升高，碳化物成分不断发生变化，碳化物类型相应也发生转变，一般趋势是由较不稳定的碳化物演变为比较稳定的碳化物。如铬钢回火时由ε碳化物向(Cr，Fe)23C6碳化物演变。

　　在高合金钢中，由于Ti、V、Mo、W等在500 - 600℃温度范围内回火时将沉淀析出这些元素的特殊碳化物，因此，这时硬度不但不降低，反而再次增加，这就是所谓“沉淀型”的二次硬化现象。

　　回火温度再继续升高，特殊碳化物将发生聚集长大，温度愈高，聚集愈强烈。这时钢的硬度又开始下降。强碳化物形成元素W、Mo、V、Ti等与碳的亲和力大，能减缓碳的扩散，即使碳化物难以溶解，也使碳化物不易聚集。总的说来，相同含碳量的钢，在同样的回火温度下，含有碳化物形成元素的合金钢，比含有非碳化物形成元素的合金钢，其碳化物的弥散度要大。

　　合金元素能使α固溶体的马氏体形态保持到更高的回火温度，能提高α固溶体的再结晶温度，使钢具有更高的回火稳定性。其中以Mo、W等的影响最为显著。

　　合金元素对淬火钢回火后力学性能的不利方面是回火脆性问题。回火脆性一般是在250 - 400℃与550 - 650℃这两个温度范围内回火时出现的，它使钢的韧性显著降低，前者称为低温回火脆性或第一类回火脆性，后者称为高温回火脆性或第二类回火脆性。

　　有些合金结构钢如含铬、锰的合金结构钢，在250 - 400℃温度范围内回火后出现第一类回火脆性，这种回火脆性产生以后无法消除，因此又有不可逆回火脆性之称。关于第一类

　　回火脆性产生的原因尚无肯定结论。最近试验表明：中、低碳钢在250- 400℃回火时，沿条状马氏体的间界析出碳化物薄片，这可能是引起低温回火脆性的重要原因;硫、磷、砷、锑、锡等杂质元素及氢、氮促进钢的第一类回火脆性的发展;硅锰钢360℃回火脆性的出现是与磷沿原奥氏体晶界的偏析有关。

　　为了避免第一类回火脆性，一般不在脆化温度范围内回火;有时为了保证要求的力学性能而必须在脆化温度回火时，可采取等温淬火方法。另外可选用加入能使脆性区向高温方向移动的合金元素(如硅)的钢，以便较低温度回火后在保证获得高强度的同时具有高韧性。最近有试验表明，硅锰钢中加入钼(约0.3%)可使360℃回火脆性大大减轻甚至完全被抑制。

　　必须指出，高碳钢和合金工具钢，在低温回火后本来就比较脆，在一般冲击试验条件下，显示不出低温回火脆性，只有在扭转和冲击扭转试验条件下，才明显表现出低温回火脆性;而且试验表明，在回火脆性区，它们的抗弯强度达到极大值。据此，高碳钢和合金工具钢所

　　选择的低温回火温度并不一定要避开回火脆性区，对于承受弯矩的工模具，在回火脆性区低温回火，不仅无害，反而可能是有益的。

　　第二类回火脆性主要在合金结构钢(含铬、镍、锰、硅的调质钢)中出现。试验表明，第二类回火脆性与钢中镍、铬以及杂质元素锑、磷、锡等向原奥氏体晶界偏聚有关，偏聚程度愈大，回火脆性愈严重，如锰钢、铬钢的第二类回火脆性明显地随杂质元素含量的增加而加大。将已经发生第二类回火脆性的钢重新回火加热至600℃以上，使偏聚元素充分溶解并随即快冷，可消除回火脆性，因此第二类回火脆性又有可逆回火脆性之称。

　　防止第二类回火脆性的关键在于如何消除杂质元素向晶界的偏聚。经常采取提高钢的纯洁度，减少钢中杂质元素含量;加入适量的钼和钨于钢中，消除或延缓杂质元素向晶界偏聚;二次淬火，改善杂质元素分布情况;回火后快冷，抑制杂质元素向晶界偏聚等措施来防止第二类回火脆性。