鋼的第一類回火脆性與回火后的冷卻速度無關，在產生回火脆性的溫度保溫后，無論是進行快冷還是慢冷，鋼的沖擊韌度都呈降低趨勢。經第一類回火脆性溫度回火的斷口呈晶間斷裂（沿晶界），在高于或低于脆化溫度回火的鋼件，斷口呈穿晶（沿晶粒內部）斷裂。鋼的力學性能指標對第一類回火脆性具有不同的敏感程度，并與加載方式有關。扭轉與沖擊載荷對回火脆性敏感程度大，而拉伸和彎曲應力對回火脆性敏感程度小。因此，對于應力集中比較嚴重、沖擊載荷較大或承受扭轉載荷的工件，應該避免在第一類回火脆性的產生溫區回火，避免工件出現脆性開裂。但是對于應力集中不嚴重，承受位伸、壓縮或彎曲應力的工件，例如，某些冷變形工模具，其使用壽命主要取決于疲勞裂紋的萌生而不是裂紋擴展抗力，選擇材料和制訂熱處理工藝時，主要應該考慮在保證材料具有適當的塑性和韌度條件下，追求高的強度，并不一定把第一類回火脆性作為必須避免的回火溫區。
淬火鋼的第一類回火脆性常發生在200～350℃之間，這一溫度范圍正是回火的第二類轉變（即殘留奧氏體轉變）比較劇烈的溫度區間，而且隨著鋼中含有提高殘留奧氏體分解溫度的元素，發生第一類回火脆性的溫度也相應提高。所以一般認為殘留奧氏體的轉變是出現第一類回火脆性的原因之一。出現第一類回火脆性的溫度，碳素鋼約為250℃，含有1%Cr的Cr-Ni鋼、Cr-Mo鋼則為300～350℃，有的合金鋼甚至推延到400℃以上。因為殘留奧氏體本身韌性、塑性比較高，當殘留奧氏體轉變為回火馬氏體或下貝氏體后，具有較好韌性不宜易破裂的奧氏體的消失會使鋼的韌性明顯降低。
現已發現，鋼的第一類回火脆性與殘留奧氏體的轉變、馬氏體分解沿晶界和亞晶析出薄膜狀滲碳體以及S、P、N等雜質元素在晶界的偏聚等因素有關。產生第一類回火脆性時，往往伴隨著晶間斷裂傾向的增大，但是有些鋼在第一類回火脆性溫區也觀察到以穿晶解理或馬氏體板條間解理的方式發生斷裂。這些事實表明，第一類回火脆性機理隨具體鋼種而異。對于某一具體鋼種，出現脆性往往不是單一機制作用的結果，而是多種方式共同作用的結果，在一定的條件下，可能以某一因素為主。當鋼中含有較多雜質時，淬火加熱過程中雜質元素已向奧氏體晶界偏聚，這種鋼的回火馬氏體脆性是由雜質元素偏聚和滲碳體薄膜在晶間兩者的復合作用造成的，導致晶界弱化使鋼脆化，其主要的斷裂方式為晶間斷裂。當鋼中夾雜和殘留奧氏體都很少時，回火馬氏體脆性的主要原因是M3a型碳化物以分別形核方式沉淀于板條晶界（或原奧氏體晶界），由于滲碳體的斷裂、滲碳體附近鐵素體膜的青年或滲碳體與基體界面的脫開，最終的斷裂方式主要為穿晶解理斷裂，若碳化物集中在原奧氏體晶界上沉淀，則斷裂是晶間斷裂。當鋼中雜質很少，但具有足夠數量的殘留奧氏體薄膜時，因殘留奧氏體薄膜機械失穩，在馬氏體板條晶界上沉淀出碳化物，同時殘留奧氏體轉變成未回火的馬氏體，此時回火馬氏體脆性主要是由殘留奧氏體薄膜分解引起的，斷裂方式是沿馬氏體板條晶界間解理斷裂。
對于某些具有第一類回火脆性的鋼，不僅沖擊韌度降低，而且疲勞強度也有所降低。一些冷變形工模具鋼的回火脆性溫區較低，例如GCr15、9CrSi和9Mn2V等鋼的第一類回火脆性溫區為190～250℃，在這樣低的溫度下回火，誘發這些鋼脆化的主導因素可能是殘留奧氏體的熱失穩和機械失穩引起的馬氏體轉變。
合理的選材和熱處理可以抑制或防止第一類回火脆性的產生。所有常用合金元素（包括Mo和W）都不改變這種回火脆性的性質，工業用鋼一般都可能產生這種回火脆性。從減少雜質元素在晶界偏聚的角度，冶煉上可采用真空熔煉、電渣重熔等技術，以便從根本上減少鋼中磷、硫等有害雜質的含量，也可以通過加入合金元素將有害雜質固定在基體晶內的方法以避免雜質向晶界偏聚。鋼中加入鈣、鎂和稀土元素，能夠減少硫向晶界的偏聚，加入少量的Al或V，對第一類回火脆性稍有減弱作用。但是，由于所含合金元素不同，發生回火轉變各階段的溫度有些差異，因此出現回火脆性的溫度也不盡相同。為了擴大高強度鋼的使用范圍，可以通過加入硅的方法推遲馬氏體的分解，使第一類回火脆性推延到300℃以上。到目前為止，除不在回火脆性溫度范圍內回火外，還沒有有效的熱處理方法能夠消除鋼中這種回火脆性，也沒有找到能夠有效控制這種回火脆性的合金元素。工藝上采用等溫淬火獲得貝氏體、奧氏體塑性變形淬火以及快速回火、亞臨界淬火和循環熱處理等措施減小晶粒度，降低晶界的平均雜質含量，能夠降低鋼的第一類回火脆性。
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