②形变断裂方式的变化

金属材料在低温下形变时一般都以滑移方式进行，但随着温度的升高，载荷作用时间加长，这时不仅有滑移，而且还有扩散形变及晶界的滑动与迁移等方式。扩散形变是在金属发生变形但看不到滑移线的情况下提出的。这种变形机制是高温时金属内原子热运动加剧，致使原子发生移动，但在无外力作用下原子的移动无方向性，故宏观上不发生变形；当有外力作用时，原子移动极易发生且有方向性，因而促进变形。当温度升高时，在外力作用下晶界也会发生滑动和迁移，温度越高，载荷作用的时间愈长，晶界的滑动和迁移就越明显。

常温下金属的断裂在正常情况下均属穿晶断裂，这是由于晶界区域晶格畸变程度大、晶内强度低于晶界强度所致。但随温区升高，由于晶界区域晶格畸变程度小使原子扩散速度增加，晶界强度减弱。温度越高，载荷作用时间越长，则金属断裂方式更多地呈晶间断裂。

提高钢的热强性途径

基于上述分析，提高钢的热强性主要途径有三个方面：基体强化、第二相强化、晶界强化。

①基体强化

主要出发点是提高基体金属的原子间结合力、降低固溶体的扩散过程。研究表明，从钢的化学成分来说，凡是熔点高、自扩散系数小、提高钢的再结晶温度的合金元素固溶于基体后都能提高钢的热强性。如h基及M是高温合金中主要的固溶强化元素有Mo、W、Co和Cr等。从固溶体的晶格类型来说，奥氏体基比铁素体基体的热强性高。这是由于奥氏体的点阵排列较铁素体致密，扩散过程不易进行。如在铁基合金中，Fe、C，Mo等元素在A中的扩散系数显著低于在F中的扩散系数，这就使回复和再结晶过程减慢，第二相聚集速度减慢，从而使钢在高温状态下不易软化。

②第二相强化

主要出发点是要求第二相稳定，不易聚集长大且在高温下长期保持细小均匀的弥散状态，因此对第二相粒子的成分和结构有一定的要求。耐热钢大多用难熔合金碳化物作强化相，如 MC，M23C6、M6C等。为获得更高的热强性，可用热稳定性更高的全属间化合物。如Ni3(TiAl),Ni3Ti,Ni3Al等作为基体的强化相。

③晶界强化、为减少高温状态下晶界的滑动，主要有下列途径：

（1）减少晶界、需适当控制钢的晶粒度。晶粒过细晶界多，虽然阻碍晶内滑移，但晶界滑动的变形量增大、塑变抗力降低。晶粒过大，钢的脆性增加，所以要适当控制耐热钢的晶粒度，一般在2～4级晶粒度时能得到较好的高温综合性能。

（2）净化晶界。钢中的S和P等低熔点杂质易在晶界偏聚，并和铁易于形成低熔点共晶体，从而削弱晶界强度，使钢的热强性下降。在钢中加入B、稀土等元素，可形成高熔点的稳定化合物，在结晶过程中可作为晶核，使易熔杂质从晶界转入晶内，从而使晶界得到净化，强化了晶界。

（3）填补晶界上空位、晶界处空位较多，使扩散易于进行，是裂纹易于扩展的地方，加入B、Ti、Zr等表面活化元素，可以填充晶界空位，阻碍晶界原子扩散，提高蠕变抗力。

（4）晶界的沉淀强化。如果在晶界上沉淀出不连续的强化相，将使塑性变形时沿晶界的滑移及裂纹沿晶界的扩展受阻，使钢的热强性提高。例如用二次固溶处理的方法可在晶界上析出链状的Cr23C6化合物，从而提高钢的热强性。

除此之外，还可用形变热处理方法将晶界形状改变为锯齿状晶界和在晶内造成多边化的亚晶界，进一步提高钢的热强性。

a-Fe基热强钢

a-Fe基热强钢包含珠光体型热强钢和马氏体型热强钢、这两类钢在加热和冷却时会发生a到r转变，故使进一步提高使用温度受到限制。这类钢在中温下有较好的热强性、热稳定性及工艺性能，线膨胀系数小，含碳量也较低，价格低廉，是适宜在600～650℃以下温区使用的热强钢，广泛应用于制造锅炉、汽轮机及石油提炼设备等。