在450～650℃之間出現的第二類回火脆性，產生在較高回火溫度之后，這種脆性對中碳合金調質鋼的性能影響更大。鎳鉻鋼回火后冷卻速度對其沖擊吸收功的影響，回火后爐冷的鋼在500～550℃附近發生了明顯的脆化。鋼發生第二類回火脆性時，其室溫沖擊韌度大幅度降低的同時，韌脆轉變溫度顯著提高。這種回火脆性有固定的產生溫度范圍，常用的各種合金元素對第二類回火脆性的溫度范圍無明顯影響。已經脆化的鋼只需重新加熱到稍高于回火脆性產生的溫度，然后快速冷卻，回火脆性就會消失，又恢復到韌性狀態，使沖擊韌度提高。如果重復在脆化溫度區間回火，則脆性又重復出現，因此稱為可逆回火脆性。
鋼中發生回火脆性需要有一定的含碳量，才能與一定量的P、Cr、Mn等元素共同作用發生第二類回火脆性。Ni、Cr、Mn不論單獨加入還是復合加入鋼中，均會促進鋼的回火脆性，其影響按Ni、Cr、Mn的順序增大，當它們復合加入時影響更大。鋼中Cr和Mn質量分數的總量超過1%時，即會發生明顯的第二類回火脆性。鋼中含有Cr，由于促進了P等雜技在晶界的偏聚（Ni也有類似的作用），因而增大了回火脆性的敏感度。在Cr-Mn鋼中，Ni和P增大了鋼的回火脆性。但是，一般在鋼中單獨加入Ni，對回火脆性的影響并不太顯著。而在碳素鋼中，回火脆化傾向更小。研究表明，高純合金鋼對回火脆性不敏感，因此，工業用鋼的回火脆性與雜質元素密切相關。P、As、Sb和Sn是引起鋼出現第二類回火脆性的主要雜質元素，Sb的影響最大，P、Sn次之，As的影響相對較小。回火脆性與奧氏體晶粒邊界附近雜質濃度的升高有直接的關系。Cr、Mn和Ni等合金元素與雜質元素的親合力大，促進了雜質元素在晶界上的這種偏析，因而顯著增大了鋼的第二類回火脆性。鋼中加入Mo、W、Ti等元素，能夠減小回火脆化傾向。鋼中含Mo量在0.5%左右時，抑制回火脆性的作用最大，從圖中還可以看出，Mo的含量對回火脆性的可逆性不發生影響。應該指出，抑制回火脆性作用最大的Mo含量，并不是一個固定的數值，而是隨鋼的其他化學成分而上下變動的。
這種脆化是由于晶界變脆引起的，所以產生回火脆性是由于P、Sb、Sn、As等雜質元素和Cr、Ni、Mn、Si等合金元素在奧氏體晶界的偏聚引起的。粗晶粒鋼的回火脆性敏感性比細晶粒鋼要大，這是因為晶粒越粗，晶界越少，將使雜質元素在晶界偏聚的濃度增高。因為雜質元素在晶界的偏聚是在一定溫度、時間條件下產生的，而在另一些溫度時間條件下則可以消除或不產生，所以這種回火脆性是可逆的，而且是在一定的溫度、時間條件下產生的。回火加熱溫度高于600℃，然后快速冷卻，抑制了雜質元素向晶界的偏聚，因而減少或防止了回火脆性的發生。在有些合金鋼中，隨著碳含量的增加，鋼的回火脆性傾向增大，表明雜質元素在晶界的偏聚也與碳化物沉淀有關。
第二類回火脆性是可逆的，又受許多因素影響，為了避免或減輕這種回火脆性的產生，必須防止或消除有害雜質在晶界上的偏聚。除了不在回火脆性溫度回火之外，還可以通過調整鋼的化學成分和改變回火工藝等方法，來預防或減輕這種回火脆性。可以提高鋼水純凈度，盡量減少鋼中P、Sb、Sn、As等有害雜質元素的含量，從根本上消除或減小雜質元素在晶界的偏聚。對于用回火脆性敏感鋼料制造的小尺寸工件，工業上都采用回火后快速冷卻（水或油冷）來防止或減輕回火脆性，可以采用一次稍低于產生回火脆性溫度的補充回火消除因回火快冷而引起的內應力。如果鋼件尺寸較大，回火后的快冷使心部冷速達不到要求，效果很小，或因鋼件形狀復雜，又會在工件中產生很大的殘余內應力不允許回火后快速冷卻，可以選用含Mo0.5%左右的合金鋼來制造，或采用低于回火脆性溫度（400℃）進行回火以抑制回火脆性發生。可以采用兩相區淬火，以便使組織中保留少量的細條狀過剩鐵素體，這些鐵素體在加熱時往往在晶粒內雜質處形核析出，使雜質元素集中于鐵素體內，避免了它再向晶界偏聚；另外，兩相區淬火可以獲得細小的晶粒，從而減輕和消除了回火脆性。鋼件在淬火加熱奧氏體化后，在臨界溫度以上進行塑性變形而后淬火的高溫形變熱處理，由于細化了奧氏體晶粒并使晶界呈鋸齒狀，加大了晶界面積，回火時減輕了雜質對晶界的偏聚，可以顯著減小甚至消除鋼的回火脆性。
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