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裂纹呈轴向，形状细而长。当模具完全淬透即无心淬火时，心部转变为比容最大的淬火马氏体，产生切向拉应力，模具钢的含碳量愈高，产生的切向拉应力愈大，当拉应力大于该钢强度极限时导致纵向裂纹形成。
以下因素又加剧了纵向裂纹的产生：
⑴钢中含有较多S、P、Bi、Pb、Sn、As等低熔点有害杂质，钢锭轧制时沿轧制方向呈纵向严重偏析分布，易产生应力集中形成纵向淬火裂纹，或原材料轧制后快冷形成的纵向裂纹未加工掉保留在产品中导致最终淬火裂纹扩大形成纵向裂纹；
⑵模具尺寸在钢的淬裂敏感尺寸范围内(碳工具钢淬裂危险尺寸为8~15mm，中低合金钢危险尺寸为25~40mm)，或选择的淬火冷却介质大大超过该钢的临界淬火冷却速度时均易形成纵向裂纹。
预防措施：
⑴严格原材料入库检查，对有害杂质含量超标钢材不投产；
⑵尽量选用真空冶炼，炉外精炼或电渣重熔模具钢材；
⑶改进热处理工艺，采用真空加热、保护气氛加热和充分脱氧盐浴炉加热及分级淬火、等温淬火；
⑷变无心淬火为有心淬火即不完全淬透，获得强韧性高的下贝氏体组织等措施，大幅度降低拉应力，能有效避免模具纵向开裂和淬火畸变。
2、横向裂纹
裂纹特征是垂直于轴向。未淬透模具，在淬硬区与未淬硬区过渡部分存在大的拉应力峰值，大型模具快速冷却时易形成大的拉应力峰值，因形成的轴向应力大于切向应力，导致产生横向裂纹。锻造模块中S、P，Bi，Pb，Sn，As等低熔点有害杂质的横向偏析或模块存在横向显微裂纹，淬火后经扩展形成横向裂纹。
预防措施：
⑴模块应合理锻造，原材料长度与直径之比，即锻造比最好选在2~3之间，锻造采用双十字形变向锻造，经五镦五拔多火锻造，使钢中碳化物和杂质呈细、小，匀分布于钢基体，锻造纤维组织围绕型腔无定向分布，大幅度提高模块横向力学性能，减少和消除应力源；
⑵选择理想的冷却速度和冷却介质：在钢的Ms点以上快冷，大于该钢临界淬火冷却速度，钢中过冷奥氏体产生的应力为热应力，表层为压应力，内层为张应力，相互抵消，有效防止热应力裂纹形成；在钢的Ms~Mf之间缓冷，大幅度降低形成淬火马氏体时的组织应力。当钢中热应力与相应应力总和为正(张应力)时，则易淬裂，为负时，则不易淬裂。充分利用热应力，降低相变应力，控制应力总和为负，能有效避免横向淬火裂纹发生。CL-1有机淬火介质是较理想淬火剂，同时可减少和避免淬火模具畸变，还可控制硬化层合理分布。调正CL-1淬火剂不同浓度配比，可得到不同冷却速度，获得所需硬化层分布，满足不同模具钢需求
3、弧状裂纹
常发生在模具棱角角、缺口、孔穴、凹模接线飞边等形状突变处
这是因为，淬火时棱角处产生的应力是平滑表面平均应力的10倍。另外：
⑴钢中含碳(C)量和合金元素含量愈高，钢Ms点愈低，Ms点降低2℃，则淬裂倾向增加1.2倍，Ms点降低8℃，淬裂倾向则增加8倍；
⑵钢中不同组织转变和相同组织转变不同时性，由于不同组织比容差，造成巨大组织应力，导致组织交界处形成弧状裂纹；
⑶淬火后未及时回火，或回火不充分，钢中残余奥氏体未充分转变，保留在使用状态中，促进应力重新分布，或模具服役时残余奥氏体发生马氏体相变产生新的内应力，当综合应力大于该钢强度极限时便形成弧状裂纹；
⑷具有第二类回火脆性钢，淬火后高温回火缓冷，导致钢中P，S等有害杂质化合物沿晶界析出，大大降低晶界结合力和强韧性，增加脆性，服役时在外力作用下形成弧状裂纹。
预防措施：
⑴改进设计，尽量使形状对称，减少形状突变，增加工艺孔与加强筋，或采用组合装配；
⑵圆角代直角及尖角锐边，贯穿孔代盲孔，提高加工精度和表面光洁度，减少应力集中源，对于无法避免直角、尖角锐边、盲孔等处，一般硬度要求不高，可用铁丝、石棉绳、耐火泥等进行包扎或填塞，人为造成冷却屏障，使之缓慢冷却淬火，避免应力集中，防止淬火时弧状裂纹形成；
⑶淬火钢应及时回火，消除部分淬火内应力，防止淬火应力扩展；
⑷较长时间回火，提高模具抗断裂韧性值；
⑸充分回火，得到稳定组织性能；
⑹多次回火使残余奥氏体转变充分和消除新的应力；
⑺合理回火，提高钢件疲劳抗力和综合机械力学性能；对于有第二类回火脆性模具钢，高温回火后应快冷(水冷或油冷)，可消除二类回火脆性，防止和避免淬火时弧状裂纹形成。
4、剥离裂纹
模具服役时在应力作用下，淬火硬化层一块块从钢基体中剥离。因模具表层组织和心部组织比容不同，淬火时表层形成轴向、切向淬火应力，径向产生拉应力，并向内部突变，在应力急剧变化范围较窄处产生剥离裂纹，常发生于经表层化学热处理模具冷却过程中，因表层化学改性与钢基体相变不同时性引起内外层淬火马氏体膨胀不同时进行，产生大的相变应力，导致化学处理渗层从基体组织中剥离。如火焰表面淬硬层、高频表面淬硬层、渗碳层、碳氮共渗层、渗氮层、渗硼层、渗金属层等。化学渗层淬火后不宜快速回火，尤其是300~C以下低温回火快速加热，会促使表层形成拉应力，而钢基体心部及过渡层形成压缩应力，当拉应力大于压缩应力时，导致化学渗层被拉裂剥离。
预防措施：
⑴应使模具钢化学渗层浓度与硬度由表至内平缓降低，增强渗层与基体结合力，渗后进行扩散处理能使化学渗层与基体过渡均匀；
⑵模具钢化学处理之前进行扩散退火、球化退火、调质处理，充分细化原始组织，能有效防止和避免剥离裂纹产生，确保产品质量。
5、网状裂纹
裂纹深度较浅，一般深约0.01~1.5mm，呈辐射状，别名龟裂。
原因主要有：
⑴原材料有较深脱碳层，冷切削加工未去除，或成品模具在氧化气氛炉中加热造成氧化脱碳；
⑵模具脱碳表层金属组织与钢基体马氏体含碳量不同，比容不同，钢脱碳表层淬火时产生大的拉应力，因此，表层金属往往沿晶界被拉裂成网状；
⑶原材料是粗晶粒钢，原始组织粗大，存在大块状铁素体，常规淬火无法消除，保留在淬火组织中，或控温不准，仪表失灵，发生组织过热，甚至过烧，晶粒粗化，失去晶界结合力，模具淬火冷却时钢的碳化物沿奥氏体晶界析出，晶界强度大大降低，韧性差，脆性大，在拉应力作用下沿晶界呈网状裂开。
预防措施：
⑴严格原材料化学成分．金相组织和探伤检查，不合格原材料和粗晶粒钢不宜作模具材料；
⑵选用细晶粒钢、真空电炉钢，投产前复查原材料脱碳层深度，冷切削加工余量必须大于脱碳层深度；
⑶制订先进合理热处理工艺，选用微机控温仪表，控制精度达到±1.5℃，定时现场校验仪表；
⑷模具产品最终处理选用真空电炉、保护气氛炉和经充分脱氧盐浴炉加热模具产品等措施，有效防止和避免网状裂纹形成。
6、冷处理裂纹
模具钢多为中、高碳合金钢，淬火后还有部分过冷奥氏体未转变成马氏体，保留在使用状态中成为残余奥氏体，影响使用性能。若置于零度以下继续冷却，能促使残余奥氏体发生马氏体转变，因此，冷处理的实质是淬火继续。室温下淬火应力和零度下淬火应力叠加，当叠回应力超过该材料强度极限时便形成冷处理裂纹。
预防措施：
⑴淬火后冷处理之前将模具置于沸水中煮30~60min，可消除15％~25％淬火内应力并使残余奥氏体稳定化，再进行-60℃常规冷处理，或进行-120℃深冷处理，温度愈低，残余奥氏体转变成马氏体量愈多，但不可能全部转变完，实验表明，约有2％~5％残余奥氏体保留下来，按需要保留少量残余奥氏体可松驰应力，起缓冲作用，因残余奥氏体又软又韧，能部分吸收马氏体化急剧膨胀能量，缓和相变应力；
⑵冷处理完毕后取出模具投入热水中升温，可消除40％~60％冷处理应力，升温至室温后应及时回火，冷处理应力进一步消除，避免冷处理裂纹形成，获得稳定组织性能，确保模具产品存放和使用中不发生畸变。
7、磨削裂纹
常发生在模具成品淬火、回火后磨削冷加工过程中，多数形成的微细裂纹与磨削方向垂直，深约0.05~1.0mm。
产生原因：
⑴原材料预处理不当，未能充分消除原材料块状、网状、带状碳化物和发生严重脱碳；
⑵最终淬火加热温度过高，发生过热，晶粒粗大，生成较多残余奥氏体；
⑶在磨削时发生应力诱发相变，使残余奥氏体转变为马氏体，组织应力大，加上因回火不充分，留有较多残余拉应力，与磨削组织应力叠加，或因磨削速度、进刀量大及冷却不当，导致金属表层磨削热急剧升温至淬火加热温度，随之磨削液冷却，造成磨削表层二次淬火，多种应力综合，超过该材料强度极限，便引起表层金属磨削裂纹。
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据新华报业网报道，南京理工大学材料评价与设计教育部工程研究中心陈光教授团队在国家973计划等资助下，经长期研究，在新型航空航天材料钛铝合金方面取得重大跨越性突破。相关成果Polysynthetic twinned TiAl single crystals for high-temperature applications(高温PST钛铝单晶)于2016年6月20日在线发表于Nature Materials(《自然材料》)。
陈光教授在发布会上介绍研究成果航空航天技术是一个国家科技、工业和国防实力的重要体现。航空发动机被誉为飞机的心脏，叶片则是航空发动机中最关键的核心部件，其承温能力直接决定着发动机的性能，尤其是推重比
美国GE公司采用Ti-48Al-2Cr-2Nb(以下简称4822)合金替代原来的镍基高温合金制造了GEnx发动机最后两级低压涡轮叶片，使单台发动机减重约200磅，节油20%，氮化物(NOx)排放量减少80%，噪音显著降低，用于波音787飞机，2007年试飞成功，2009年正式投入商业运营，成为当时航空与材料领域轰动性的进展。
陈光教授团队的研究成果在材料性能上实现了新的大幅度跨越，所制备的PST TiAl单晶室温拉伸塑性和屈服强度分别高达6.9%和708MPa，抗拉强度高达978MPa，实现了高强高塑的优异结合。更为重要的是，该合金在900℃时的拉伸屈服强度为637MPa，并具有优异的抗蠕变性能，其最小蠕变速率和持久寿命均优于已经成功应用于GEnx发动机的4822合金1~2个数量级，有望将目前TiAl合金的使用温度从650~750℃提高到900℃以上。
通用GEnx发动机
为缩短我国与欧美发达国家的差距，国家已将航空发动机和燃气轮机列为“重大科技项目”，并于2016年3月正式成立了“中国航空发动机集团有限公司”。
北京航空材料研究院曹春晓院士指出：“通常，镍基单晶高温合金的承温能力每提高25~30℃，即为一代新合金。陈光教授团队发明的TiAl单晶合金，一下将承温能力提高了150~250℃以上，是重大突破，属引领性成果。这项关键材料技术诞生于我国，是我们国家和民族的骄傲与自豪！不仅对我国的航空航天事业的发展具有重大价值，有助于中国飞机有一颗更强的‘中国心’，也必将对维护世界和平、促进社会发展起到积极作用。”
科技部先进结构与复合材料主题专家组组长、北京航空材料研究院副总工程师张国庆研究员指出：“高温合金是‘重点新材料研发与应用’国家重大工程的关键研发内容之一，轻质高强材料是国家新材料领域的重要发展方向。TiAl合金因其优异的比强度和高温性能，已成为有航空航天应用前景的新型高温结构材料及传统高温合金的未来替代材料。南京理工大学陈光教授团队研究成功的‘PST高温TiAl合金单晶’大幅度提高了高温性能，显著改善了材料塑性，对于新型轻质高温结构材料的发展和应用具有非常重要的意义”。
长期从事高温结构材料研究的中国科学院金属研究所袁超研究员认为：“陈光教授团队采用纳米孪晶强韧化方法制备的单晶TiAl不仅强度高，室温塑性更是超过6.9%，属于金属间化合物研究的重大突破。一方面，这种发现有可能应用于其他金属间化合物，引领新一轮金属间化合物研究热潮，具有重大理论意义。另一方面，高塑性为其真正工程应用奠定基础，具有重大工程意义”。并指出：“该成果是中国原创，绝对世界领先。建议国家加大支持力度，尽快完成该合金全面性能测试，真正应用于我国航空发动机的叶片制造”。南京理工大学材料评价与设计教育部工程研究中心主任、金属纳米材料与技术联合实验室主任，二级教授，博士生导师。中国新材料技术协会副会长、中国材料研究学会金属间化合物与非晶合金分会理事、江苏省中青年科技领军人才、江苏省十大优秀专利发明人、Intermetallics(金属间化合物)客座编辑、第六届(2005年)和第九届(2016年)金属间化合物与先进材料国际研讨会主席。
作为第一主研人主持完成的成果中，荣获教育部技术发明一等奖1项、江苏省科技一等奖2项，并荣获中国发明协会发明创业奖·人物奖、先进金属间化合物与先进材料国际研讨会杰出贡献奖。
>>钛铝合金简介（据中国航空报）
TiAl基合金密度低，弹性模量高，综合性能指标优于传统高温合金，韧性又高于普通的陶瓷材料，在航空航天材料中展现出令人瞩目的发展前景，成为新一代高温材料的代表之一，被当做高推重比先进军用飞机发动机高压压气机及低压涡轮叶片的首选材料。欧美和日本等国已相继在钛铝合金向先进航空发动机上的应用研究方面取得深入的进展，运用先进的工艺方法，相继研发出高压压气机叶片等零部件，并已交付发动机装配测试。
>>背景
自镍基合金的研制成功以来，涡轮发动机在航空领域的应用得到了很大的推进。通过改进和发展镍基超合金和钛基合金，以及应用先进的制造工艺，航空发动机的性能得到了不断的提高。然而，随着推重比和涡轮前端温度不断提高，涡轮发动机压气机和涡轮级数逐渐减少，单级负荷不断增大，零件的应力水平越来越高，工况越趋恶劣，叶片等关键零件的结构也越趋复杂，已将传统的两种主要高温结构材料镍基合金和钛基高温合金的使用性能提高到其极限水平，因此必须寻求更先进、更可靠的材料和工艺才能满足未来发动机的设计要求。
γ-TiAl基合金具有优良的高温强度、抗蠕变、抗氧化和阻燃性能，而且密度低，弹性模量高，综合性能指标优于不锈钢和镍基等传统的高温合金，而其韧性又高于普通的陶瓷材料。此外，钛铝合金的膨胀系数可与低膨胀系数的镍基合金相比，易燃性也低于镍基合金。这些优点使其成为航空、航天、飞航导弹用发动机以及汽车的轻质耐热结构件的最具竞争力的材料。
>>TiAl合金应用现状
TiAl基合金目前实际应用的最大障碍一方面是该类合金的室温脆性、难变形加工性，另一方面则是850℃以上的抗氧化性不足，制约了TiAl基合金的应用和推广。近期内发展起来的高Nb-TiAl系金属间化合物在高温强度及抗氧化性方面已取得了很大进展，高熔点组元Nb的加入提高了合金的熔点和有序温度，从而使合金的使用温度达到900℃以上，使得该体系合金显示出具有代替镍基合金的潜能。然而，高铌合金化在大大提高TiAl合金的室温和高温强度的同时，也进一步降低了其室温和高温塑性，尤其是高温塑性比普通TiAl基合金更低。
20世纪90年代以来，世界各国的研究者都把热塑性加工技术的研究和开发作为TiAl基合金的研究重点，长期以来TiAl基合金的热塑性加工及其相关领域的研究十分活跃。对TiAl合金进行大变形量热塑性加工，可以大幅提高TiAl合金的室温塑性，而经过塑性加工后的锻坯，由于具有细小而均匀的显微组织，也能够进一步满足等温锻造成形的需要。进过热塑性加工的TiAl合金，通过一定的热处理工艺，可以获得各种不同的综合性能，从而满足工程应用。
美国GE公司将铸造的全套98件低压涡轮叶片安装在大型商用运输机CF6-80C2发动机上，通过了1000个飞行周期的考核试车。蒂森（Thyssen）与罗罗公司（Rolls-Royce）成功的锻造出发动机高压压气机叶片，所使用的合金成分为Ti47Al3.7(Nb,Cr,Mn,Si)0.5B；日本三菱公司采用包套锻成形出了Ti-42Al-10V合金叶片，该合金具有较好的高温塑性，该公司还开发了Ti42Al5Mn合金，并且采用锻造后机械加工的方式制造出涡轮叶片等零件；罗罗使用TNB合金系生产出了高压压气机叶片，并且将这种叶片交付发动机装配进行测试。
>>TiAl合金应用发展趋势
钛铝合金在航空航天用材料中展现出令人瞩目的发展前景，成为先进军用飞机发动机高压压气机及低压涡轮叶片的首选材料。GE公司计划在GE90发动机中用钛铝合金叶片代替镍基合金，将减轻发动机重量200～300千克以上。空中客车和波音公司正致力于提高发动机的推比，低压涡轮减重潜力最大，在不久的将来涡轮后部转子叶片将采用钛铝合金叶片。分析表明，未来发动机市场对γ-TiAl低压涡轮叶片的年需求量高达一百万件，将代替目前先进涡轮发动机最后一级较重的镍基叶片。NASA报告指出，到2020年钛铝基合金及其复合材料的用量在航空、航天发动机中将占有20%左右的份额。
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VM12-SHC：价廉质优的高性能产品
电力研究所（EPRI）的研究发现，目前市场上非常受欢迎的钢种T / P91，对于蠕变的抵抗能力较弱。
在这种情况下，瓦卢瑞克的VM12-SHC自2014年起替换了ASME规范收录的案例2781，成为非常有吸引力的另一种选择。此外，由于瓦卢瑞克具有竞争力的价格定位，铁素体VM12-SHC与目前成本更高的不锈钢替代品之间的差距大大增加。
由于其材料特性——优异的高温强度和抗蠕变性，高达620℃的优异抗氧化性能，以及良好的焊接性能，VM12-SHC已经成功应用于欧洲电厂现代高温发电厂和热回收蒸汽发生器（HRSG）的设计中。在一些改造项目中，它也取代了发电厂现有的X20CrMoV11-1过热管。最近咋欧洲预选项目以及两个CCPP项目中，也有了大量的VM12-SHC订单。
瓦卢瑞克的VM12-SHC是一种马氏体12% Cr钢，作为高品质的替代品，在USC煤炭和HRSG发电厂的高温应用中发挥着重要作用。此外，它也可以作为过热器和再热管维护工作中的替代产品。
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2017年最新SA-213T91合金管与SA-335P91合金管的区别
SA-213T91化学成份|SA-213T91力学性能|SA-213T91最新价格
T91合金管， T91合金管是美国国立像树岭实验室和美国燃烧工程公司冶金材料实验室合作研制的新型马氏体耐热钢。它是在9Cr1MoV钢的基础上降低含碳量，严格限制硫、磷的含量，添加少量的钒、铌元素进行合金化。根据ASTM213/A213M-85C, SA-213T91合金管的化学成份见表1。
与 SA-213T91合金管对应的德国钢号为X10CrMoVNNb91，日本钢号为HCM95，法国则为TUZ10CDVNb0901。
SA-213T91合金管中各合金元素分别起到固溶强化、弥散强化和提高钢的抗氧化性、抗腐蚀性能，具体分析如下。
①碳是钢中固溶强化作用最明显的元素，随含碳量的增加，钢的短时强度上升，塑性、韧性下降，对SA-213T91这类马氏体钢而言，含碳量的上升会加快碳化物球化和聚集速度，加速合金元素的再分配，降低钢的焊接性、耐蚀性和抗氧化性，故耐热钢一般都希望降低含碳量，但含碳太低，钢的强度将降低。 SA-213T91合金管与12Cr1MoV钢相比，含碳量降低20%，这是综合考虑上述因素的影响而决定的。
②SA-213T91合金管中含微量氮，氮的作用体现在两个方面。一方面起固溶强化作用，常温下氮在钢中的溶解度很小， SA-213T91合金管焊后热影响区在焊接加热和焊后热处理过程中，将先后出现VN的固溶和析出过程：焊接加热时热影响区内已形成的奥氏体组织由于VN的溶入，氮含量增加，此后常温组织中的过饱和程度提高，在随后的焊后热处理中有细小的VN析出，这增加了组织稳定性，提高了热影响区的持久强度值。另一方面， SA-213T91合金管中还含有少量A1，氮能与其形成A1N，A1N在1 100℃以上才大量溶入基体，在较低温度下又重新析出，能起到较好的弥散强化效果。
③加入铬主要是提高耐热钢的抗氧化性、抗腐蚀能力，含铬量小于5%时，600℃开始剧烈氧化，而含铬量达5%时就具有良好的抗氧化性。12Cr1MoV钢在580℃以下具有良好的抗氧化性，腐蚀深度为0.05 mm/a，600℃时性能开始变差，腐蚀深度为0.13 mm/a。SA-213T91含铬量提高到9%左右，使用温度能达到650℃，主要措施就是使基体中溶有更多的铬。
④钒与铌都是强碳化物形成元素，加入后能与碳形成细小而稳定的合金碳化物，有很强的弥散强化效果。
⑤加入钼主要是为了提高钢的热强性，起到固溶强化的作用。
2.2 热处理工艺
SA-213T91的最终热处理为正火＋高温回火，正火温度为1040℃，保温时间不少于10 min，回火温度为730～780℃，保温时间不少于1h，最终热处理后的组织为回火马氏体。
2.3 机械性能
SA-213T91合金管的常温抗拉强度≥585 MPa，常温屈服强度≥415 MPa，硬度≤250 HB，伸长率(50 mm标距的标准圆形试样)≥20%，许用应力值〔σ]650℃=30 MPa。
2.4 焊接性能
按照国际焊接学会推荐的碳当量公式算得SA-213T91的碳当量为
可见SA-213T91的焊接性较差。
3 SA-213T91焊接时存在的问题
3.1 热影响区淬硬组织的产生
从图1可以看出，SA-213T91的临界冷却速度低，奥氏体稳定性很大，冷却时不易发生正常的珠光体转变，从而冷却到较低温度时发生了马氏体转变。正由于此，SA-213T91的淬硬和冷裂倾向很大。
由于热影响区的各种组织具有不同的密度、膨胀系数和不同的晶格形式，在加热和冷却过程中必然会伴有不同的体积膨胀和收缩；另一方面，由于焊接加热具有不均匀和温度高的特点，故而SA-213T91焊接接头内部应力很大。
对于SA-213T91，奥氏体十分稳定，要冷却到较低温度(约400℃)才能变为马氏体。粗大的马氏体组织脆而硬，接头又处在复杂应力状态下。同时，焊缝冷却过程中氢由焊缝向近缝区扩散，氢的存在促使了马氏体脆化，其综合作用的结果，很容易在淬硬区产生冷裂纹。
3.2 热影响区晶粒长大
焊接热循环对焊接头热影响区的晶粒长大有重大的影响，特别是紧邻加热温度达到最高的熔合区。当冷却速度较小时，在焊接热影响区会出现粗大的块状铁素体和碳化物组织，使钢材的塑性明显下降；冷却速度大时，由于产生了粗大的马氏体组织，也会使焊接接头塑性下降。
3.3 软化层的产生
SA-213T91合金管在调质状态下焊接，热影响区产生软化层不可避免，而且比珠光体耐热钢的软化更为严重。当用加热和冷却速度均较缓慢的规范时，软化程度较大。另外，软化层的宽度和它离熔合线的距离，不仅与焊接的加热条件及特点有关，还与预热、焊后热处理等有关。哈尔滨锅炉厂曾做过试验得出SA-213T91焊接热影响区硬度曲线，见图2。
3.4 应力腐蚀裂纹
SA-213T91合金管在焊后热处理之前，冷却温度一般不低于100℃，如果在室温下冷却，而环境又比较潮湿时，容易出现应力腐蚀裂纹。德国规定：在焊后热处理之前必须冷却至150℃以下。在工件较厚、有角焊缝存在及几何尺寸不好的情况下，冷却温度不低于100℃。如果在室温下冷却，严禁潮湿，否则容易产生应力腐蚀裂纹。
4 SA-213T91合金管的焊接工艺
4.1 预热温度的选择
SA-213T91合金管的Ms点约为400℃，预热温度一般选在200～250℃。预热温度不能太高，否则接头冷却速度降低，可能在焊接接头中引起晶界处碳化物析出和形成铁素体组织，从而大大降低该钢材焊接接头在室温时的冲击韧性。预热温度的下限从哈尔滨锅炉厂所做过的插销试验可得到很好的说明。
插销试棒采用SA-213T91合金管，直径8 mm,深0.5 mm，底板采用13CrMo钢，厚20 mm，试验在不预热、预热150℃、预热200℃、预热250℃条件下进行。焊条采用J707。焊接电流为165～170 A，电弧电压为21～267 V，试验结果如表2所示。
结论
① SA-213T91合金管靠合金化原理，尤其是添加了少量铌、钒等微量元素，高温强度、抗氧化性较12 Cr1MoV钢有较大的提高，但其焊接性能较差。
②插销试验表明，SA-213T91合金管有较大冷裂倾向，选取预热200～250 ℃，层间温度200～300 ℃，可有效防止冷裂纹产生。
③SA-213T91焊后热处理前，必须冷却至100～150 ℃，保温1 h；回火温度730～780 ℃，保温时间不少于1 h。
④以上焊接工艺已应用于200 MW、300MW 锅炉制造生产实践中，取得满意效果，并获得较大的经济效益。
SA-335 P91合金管是用实心管坯经穿孔后轧制的。
1、生产制造方法
按生产方法不同可分为热轧管、冷轧管、冷拔管、挤压管等。
以上是宣恩Q235B防腐钢管的图片
