一种超高强度高变形性能的焊接钢管的制造方法

摘要

本发明提供了一种超高强度高变形性能的焊接钢管的制造方法，所使用的焊接钢管用木材按质量百分比组成为：C:0.03～0.09％；Si:0.01～0.4％；Mn:1.6～3％；Al:0.01～0.1％；Nb:0.01～0.1％；Ti:0.005～0.030％；N:0.001～0.01％；B:≤0.0003％；S:≤0.001％；另外还含有：Cu:0.01～0.5％；Ni:0.01～0.80％；Cr:0.01～0.06％；Mo:0.01～0.05％；V:0.01～0.1％；含有Ca，O，S中的一种或两种以上，Ca：0.005～0.008％；O：≤0.03％；S：≤0.001％，其余部分为Fe及不可避免的不纯物质组成；并且，铁素体+贝氏体，铁素体+马氏体，以及铁素体+贝氏体+马氏体的任意一种面积百分率在95％以上，铁素体面积率在10～60％，微观组织中的贝氏体和/或马氏体中的渗碳体平均粒径0.6μm以下，引张强度700MPa以上且降伏比≤90％的钢板。

说明书

技术领域

本发明涉及用于能源领域的石油天然气输送管路，特别是涉及用于含有碳酸气的石油天然气环境，母材及焊接部韧性优良超高强度高变形性能的焊接钢管的制造方法。

背景技术

石油天然气的生产运输所使用的油井管和管路，通常使用碳素钢，低合金钢材料。实际应用中，对于钢管的要求和相关的先验知识已经积累了很多，比如为使钢管即便因地壳变动而产生较大变形也不产生挠度，一般钢采用复相组织，钢的降伏比必须在85％以下，并且为得到较高强度，需要使微观组织为铁素体+贝氏体，铁素体+马氏体，及铁素体+贝氏体+马氏体中的一种复合体，且铁素体的面积率不超过50％。上述复相组织钢虽具有高强度和低降伏比，但与同样强度水准贝氏体或者比马氏体单相组织钢相比，其Charpy吸收能量(作为延性破坏抗裂纹传播性能评价指标)有下降的倾向，若恰当控制钢中的O，Ca，S含量以控制钢中硫化物类存在物的形态，特别是降低粗大MnS的含量，就可以使之达到所期望的Charpy吸收能量。热压延述复相组织钢得到贝氏体或马氏体组织后，加速冷却后进行剪断加工切断钢板，这时，钢中出现了扩散氢，这些扩散氢成为切断面裂纹发生的原因，根据先验知识，剪断加工前，钢板中的氢量必须低于2ppm则可以防止裂纹，因此，在加速冷却后，必须在至少300℃以上进行脱氢热处理。具体来说，加速冷却停止后，立即开始再加热，钢板温度上升 到300℃以上促进氢扩散，通过上述操作使钢中残留的氢量低于2ppm裂纹发生下限。但是，经过加速冷却后的再加热，会使贝氏体或马氏体中存在的渗碳体粗大化，DWTT特性(抗脆性裂纹传播特性的指标)将会恶化。

为此本发明的方案提出依靠加快再加热的加热速度，使再加热结束后钢中渗碳体平均粒径0.5μm以下来防止上述现有技术中出现的问题。将上述高强度、高韧性和低降伏比的钢板形成筒状后，采用端部焊接方法制造成焊接钢管时，焊接热的影响会使强度降低，为防止接口强度降低，焊接部位需采用冷却速度快的焊接方法，激光与电弧组合就是一种有效的新焊接方法，该方法也具有优良的焊接效率。

金属泡沫是一种特殊的原始的材料，过去几年已经对该材料的制造特性和应用进行了很多研究，研究表明其具有很出色的机械特性以及独特的特性。并且其制造过程可以分成三种类型：固相方法(PM-泡沫工艺，直接打印，纤维结构等)，液相方法(铝-多孔泡沫，莲花泡沫，铜钹泡沫等)以及气相方法(INCO泡沫，钛-超合金-泡沫等)，为了增强钢管的机械性能，我们提出粉末金属膜制造方法，就是应用PM-泡沫工艺固相方法，从而制成块状金属泡沫结构，将其填充到钢坯母材预制件后进行后续的工艺，也就是母材中被填充铝粉金属膜泡沫，这样就增强了母材的机械强度，从而增强了所制钢管的机械性能。

发明内容

本发明应用于能源领域，尤其是石油天然气的生产运输用的油井管和管道，或合适作为工厂使用的原料。本发明的目的采用下面的方法得以实现。

一种超高强度高变形性能的焊接钢管的制造方法，其中所使用的焊接钢管用木材按质量百分比组成为：C:0.03～0.09％；Si:0.01～0.4％；Mn:1.6～3％； Al:0.01～0.1％；Nb:0.01～0.1％；Ti:0.005～0.030％；N:0.001～0.01％；B:≤0.0003％；S:≤0.001％；另外还含有：Cu:0.01～0.5％；Ni:0.01～0.80％；Cr:0.01～0.06％；Mo:0.01～0.05％；V:0.01～0.1％；含有Ca，O，S中的一种或两种以上，Ca：0.005～0.008％；O：≤0.03％；S：≤0.001％，其余部分为Fe及不可避免的不纯物质组成；并且，铁素体+贝氏体，铁素体+马氏体，以及铁素体+贝氏体+马氏体的任意一种面积百分率在95％以上，铁素体面积率在10～60％，微观组织中的贝氏体和/或马氏体中的渗碳体平均粒径0.6μm以下，引张强度700MPa以上且降伏比≤90％的钢板；焊接钢管的制造工序如下：

1)应用PM-泡沫工艺固相方法，制成块状金属泡沫结构，将其填充到钢坯母材预制件后进行后续的工艺；

2)在冷间加工成形为管状后，使用CO2保护气的激光焊与使用Ar-CO2保护气的电弧焊组合进行混合焊接，其焊接金属化学组成按质量百分比含有：C:0.05～0.08％；Si:0.01～0.5％；Mn:1.0～2.0％；Al:≤0.02％；Cu:≤0.5％；Ni:≤3.0％；Cr:≤1.0％；Mo:≤1.0％；V:≤0.1％；Ti:0.003～0.010％；B:≤0.0030％；Nb:0.01～0.1％；O:≤0.03％；N:≤0.1％；并且其余部分为Fe和不可避免的不纯物质，以该焊接金属进行接合部位焊接。

优选的，使用激光焊与电弧焊组合的复合焊接方式，对母材内侧和外侧各焊接一层。

优选的，使用激光焊与电弧焊组合的复合焊接方式对母材内侧面焊接一层，使用埋弧焊焊接母材外侧面一层。

在本发明基础上，纵焊缝部位的接口强度超过母材引张强度，即使进行水压试验等亦不会发生焊接部位破坏，这种变形性能优良引张强度700MPa以上的超 高强度焊接钢管的制造在产业上可能非常有用。

在本发明基础上，即便使用低强度品级母材制造并使用焊接方法，纵焊缝的接口强度也足够高，可用于制造强度和韧性热性优良，引张强度700MPa以上且降伏比90％以下的高强度高变形性能焊接钢管。

根据下文结合附图对本发明具体实施例的详细描述，本领域技术人员将会更加明了本发明的上述以及其他目的、优点和特征。

附图说明

后文将参照附图以示例性而非限制性的方式详细描述本发明的一些具体实施例。附图中相同的附图标记标示了相同或类似的部件或部分。本领域技术人员应该理解，这些附图未必是按比例绘制的。附图中：

【图1】内外面1层埋弧焊的焊接钢管外侧面硬度分布示意图。

【图2】阻止钢低温裂纹的预热温度与Pcm值的关系图。

【图3】激光-电弧复合焊接方法模式图

【图4】激光-电弧复合焊接接口断面模式图。

其中(a)是薄壁钢管的情况，以激光-电弧复合焊接焊接外面一层。

(b)是板厚较大的情况，以激光-电弧复合焊接焊接内外外面一层。

(c)是内面以激光-电弧复合焊接焊接一层，外面以常用的埋弧焊焊接一层。。

具体实施方式

以下是本发明相关的成分组成，组织，制造方法的分别具体说明。首先，说明本发明的母材钢板成分组成。同上，％指质量百分比。

通过过饱和固溶处理，C可提高低温变态组织强度，为达到该效果其含量需在0.03以上，但超过0.09％，钢管圆周焊接部位硬度显著上升，加工钢管时易 发生低温裂纹。因此，C含量为0.03～0.09％。

Si作为脱氧剂使用，并且是固溶强化后可增加钢材强度的元素，为达到该效果其含量需在0.01％以上，但超过0.4％则韧性显著降低。因此，Si含量为0.01～0.4％。

Mn是有提高可淬性作用的元素。特别是为了得到所需的低温变态组织，以使HAZ达到高强度，其含量需在1.6％以上，但超过3％，连续铸造过程的中心偏析部位浓度显著上升，成为偏析部位迟破坏发生的原因。因此，Mn含量为1.6～3％。

Al作为脱氧剂使用，其含量在0.01％以上可取的足够的脱氧效果，但含量超过0.1％会使钢中清净度低下，导致韧性恶化。因此，Al含量为0.01～0.1％

Nb具有热压延时奥氏体未再结晶区扩大的效果，特别是在950℃以下形成未再结晶区，含量需在0.01％以上。但是，若含量超过0.1％，则会显著损害HAZ的韧性。因此，Nb含量为0.01～0.1％。

Ti有助于氮化物形成并降低钢中固溶N含量，析出的TiN具有钉扎效应可防止奥氏体晶粒粗大化，提高母材，HAZ的韧性。为得到必要的钉扎效应，其含量需在0.005％以上，但添加超过0.030％则会形成碳化物，因该析出硬化导致韧性显著降低。因此，Ti含量为0.005～0.030％。

N是通常钢中存在的不可避免的不纯物质，前述所知，添加Ti可以形成防止奥氏体晶粒粗大化的TiN。为得到必要的钉扎效应，其含量需在0.001％以上，若超过0.01％，焊接部位特别是焊线附近加热到1450℃以上时HAZ中TiN分解，对固溶N有不好的影响。因此，N含量为0.001％～0.01％。

若B的含量超过0.0003％，热压延时奥氏体发生粒界偏析，抑制铁素体变 态生成，妨碍使钢具有高变形性能的复相组织。因此，B含量为0.0003％以下。

Cu，Ni，Cr，Mo，V均是可提高可淬性的元素，因此，在高强度化目的下，需要含有这些元素。

Cu含量在0.01％以上可提高钢的可淬性。但是，超过0.5％含量，则用下述的激光电弧复合焊接时，高冷却速度下形成HAZ组织变为马氏体，引起HAZ韧性恶化。因此，添加Cu的情况下，Cu含量为0.01～0.5％。

Ni含量在0.01％以上可提高钢的可淬性。特别是大量添加情况下也不会使韧性恶化，是一种对加强韧性有效，但该元素价格高昂，且添加到0.80％时其效果达到饱和。因此，添加Ni的情况下，Ni含量为0.01～0.80％。

Cr含量在0.01％以上可提高钢的可淬性。但是，含量超过0.06％，则在激光电弧复合焊时，高冷却速度下形成的HAZ组织的变为马氏体，引起HAZ韧性恶化。因此，添加Cr的情况下，Cr含量为0.01～0.06％。

V形成的碳氢化物具有析出强化作用，特别是可以防止焊接热影响区软化。含量在0.01％以上可以得到该效果，含量超过0.1％则析出强化的韧性显著降低。因此，添加V的情况下，V含量为0.01～0.1％。

Ca是可有效控制钢中硫化物形态的元素，添加Ca可抑制对韧性有害的MnS生成。但是，添加超过0.008％，则形成CaO-CaS聚合物，导致韧性恶化。因此，Ca含量在0.005～0.008％。

对本发明，O，S是不可避免的不纯物，所以规定其含量上限。从抑制粗大介在物生成对韧性产生不良影响的观点来看，O含量需低于0.03％。另外，添加Ca会抑制MnS的生成，S含量过多的话，即使Ca起到抑制作用，也无法抑制MnS。因此，S含量为0.001％以下。

满足上述范围，则可以在抑制MnS形成的同时，抑制添加过量Ca生成CaO和CaS导致的粗大化，提高钢的清净度，达到较高Charpy吸收能量。

也就是说，Ca具有形成S化物的能力，在制钢时的熔钢中添加，可以抑制MnS(该物质导致Charpy吸收能量低下)的生成，代之以对韧性无害的CaS形成。但是，Ca也是形成氧化物的元素，首先必须添加作为氧化物消费的部分。从抑制粗大介在物生成，对韧性产生不良影响的观点来看，满足O≤0.03％，S≤0.001％的情况下，扣除CaO的有效Ca量(Ca*)按从实验结果得到的下式(1)计算

Ca*＝(1-130×[O])×[Ca](1)

Ca与S的化学量比例为1.25，以有效Ca量(Ca*)的比例值表示即为下式(2)，若添加Ca量满足该式，钢中的S全部形成CaS。

[S]≤Ca*/1.25(2)

另一方面，已经判明大量添加Ca使生成的CaO和CaS粗大化，反而使Charpy吸收能量低下。从实验室的检验结果来看，要抑制Ca粗大化，希望满足如下方程：

3·[S]≥Ca*/1.25(3)

因此，(2)式与(3)式所能囊括的范围可写为本无量纲式：

(1-130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])的值规定为1以上，3以下。

PcmB：PcmB指的是焊接裂纹感受性的组成部分，按照下式(4)计算，与HAZ部位起防止低温裂纹作用的预热温度相关。

PcmB＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5*B(4)

各类化学组成的钢，在各自的预热温度下进行低温裂纹实验，得到防止HAZ 部的低温裂纹条件。结果按照PcmB值整理如图2所示。

对钢管圆周焊接时的初层焊接，在钢管预热温度允许到75℃的情况下，为防止HAZ裂纹，PcmB值必需在0.22以下，即上限为0.22。

考虑到管道铺设现场的作业性，希望钢管预热温度降低，从这个观点来看，PcmB的实用范围在0.20以下。

母材钢板的微观组织是软质铁素体和硬质相占面积百分率95％以上的复相组织，并且规定了软质相的铁素体面积百分率与构成硬质相的贝氏体和/或马氏体中的渗碳体平均粒径为0.06微米以下。

微观组织为铁素体+贝氏体，铁素体+马氏体，及铁素体+贝氏体+马氏体中任意一种复相组织，其占面积百分率95％以上，期望达到98％以上，具有高引张强度，低降伏强度，使高强度与低降伏比同时成立。

为硬质相为贝氏体或马氏体或两者的混合组织，可得到700MPa以上的引张强度。

从韧性的观点来看，期望构成硬质相的贝氏体和/或马氏体为沿板厚方向厚度30μm的奥氏体细粒变态所形成的组织。

软质层中，铁素体的面积百分率为10～60％。铁素体不满10％的情况，贝氏体或马氏体单相组织或两者的混合组织不发生变化，降伏强度升高，难以达成所期望的低降伏比。

另一方面，铁素体超过50％，软质铁素体成为主体，引张强度大大降低，难以达成超过700MPa的高强度。合适的范围是10～60％。

从提高韧性的观点来看，铁素体的平均粒径20μm以下较好。本发明涉及的母材(钢材)，允许存在面积百分率不足10％的残留γ，岛状马氏体，贝氏体等。

并且，构成硬质相的贝氏体和/或马氏体中的渗碳体，其平均粒径为≤0.6μm以下。

作为钢硬质相的微观组织，贝氏体和/或马氏体生成后，实施如后面所述的加速冷却，之后钢板切断时会有切断裂纹产生。

为防止该现象，加速冷却后直接进行回火处理，使贝氏体和/或马氏体组织中的渗碳体析出。

回火后，若渗碳体的大小超过0.5μm，则DWTT特性恶化并且Charpy吸收能量降低，所以贝氏体和/或马氏体中的渗碳体平均粒径要求在0.5μm以下。

特别是，当渗碳体的平均粒径低于0.2μm时，可提升Charpy吸收能量。

渗碳体平均粒径使用以下的方法进行测定。采用与钢板压延方向断面平行的样本进行微观组织观察，对表面做镜面研磨，快速蚀刻处理后，用走查型电子显微镜观察，随机拍摄10张不同视野的电子显微镜照片。从所得照片中，通过图像解析计算出各个渗碳体粒子的圆当量直径，然后求出平均值。

本发明母材为上述微观组织组成，且经过粉末金属膜制造方法，就是应用PM-泡沫工艺固相方法，从而制成块状金属泡沫结构，将其填充到钢坯母材预制件后进行后续的工艺，即母材中被填充铝粉金属膜泡沫之后强度特性优良，虽未特别规定制造方法，但较好的制造方法如下所述。

(1)热压延

加热温度：1000～1200℃

进行热压延时，为使之完全奥氏体化，在1000℃以上压延采用平板加热。另一方面，若钢坯加热到超过1200℃，即使有TiN的钉扎效应作用，奥氏体晶粒仍会显著长大而导致母材韧性恶化，因此，加热温度为1000～1200℃。

(2)950℃以下的累积压下量≥67％。如前所述，添加Nb后950℃以下为奥氏体未再结晶区。当该温度下区域内大压下累积后，奥氏体晶粒伸展为沿板厚方向的细粒，在这种状态下，用加速冷却得到的贝氏体钢具有良好韧性。但是，累积压下量不满67％，细粒化的效果不足，难以使钢的韧性上升，故累积压下量需在67％以上。可明显提高韧性的范围则在75％以上。

(3)压延结束温度：Ar3点以上，Ar3点+100℃以下

压延结束温度比Ar3点低的情况下，铁素体在变态温度区内压延，生成的铁素体变态变大，Charpy吸收能量降低。另一方面，压延结束温度比Ar3点+100℃高的情况下，奥氏体未再结晶区压延后细粒化效果不足，所以压延结束温度为Ar3点以上，Ar3点+100℃以下。Ar3点按母材钢板化学组成值可用下式(5)计算。

Ar3＝910-310×[C]-80×[Mn]-20×[Cu]-15×[Cr]-55×[Ni]-80×[Mo](5)

(4)加速冷却的冷却开始温度：Ar3点-50℃以上，Ar3点以下

为实现低降伏比，需生成软质铁素体组织的变态。但施行加速冷却会抑制铁素体变态。因此在热压延后到加速冷却开始之间的空冷过程中生成铁素体变态。为此，加速冷却开始温度为Ar3点以下。另一方面，冷却开始温度低于Ar3点-50℃，则铁素体面积百分率超过60％，无法达到700MPa以上的引张强度，所以下限为Ar3点-50℃。

(5)加速冷却的冷却速度：20～80℃/s

为得到贝氏体和/或马氏体形成的硬质相，需要进行20℃/s以上的加速冷却。另一方面，超过80℃/s的冷却速度下微观组织也不会变化，材质改善达到饱和，所以以80℃/s为上限。

(6)加速冷却的冷却停止温度：≤250℃

为钢板使高强度化，降低加速冷却停止温度，在低温下变态生成贝氏体和马氏体。冷却停止温度超过250℃则在变态不足的情况下加速冷却停止，从未变态部分生成的较粗组织韧性较低，故冷却停止温度为250℃以下。

(7)加速冷却下低温变态的钢板，若就此以空气冷却，则钢中残留扩散氢，有较高切断裂纹发生的可能性。在这里，冷却停止后立即进行再加热。与再加热之间的时间过长，会使中间空冷过程中因温度较低导致氢难以扩散，所以希望在300秒以内开始加热，(较好则为100秒以内)，再加热方法为炉加热，诱导加热均可。

(8)再加热时的升温速度≥5℃/s

再加热是的升温速度不满5℃/s的情况下，特别是加热到超出300℃温度的过程中，由于渗碳体生成并粗大化，导致DWTT特性恶化。另一方面，升温速度较快则可以抑制渗碳体粗大化，因此再加热时的升温速度为5℃/s以上。

(9)再加热温度：300℃～450℃

再加热温度不足300℃的情况下，氢无法充分扩散，无法防止切断裂纹，因此再加热温度需在300℃以上。另一方面，加热超过450℃，回火软化导致强度明显降低，因此上限为450℃。

对钢的制钢方法并没有特别限定，但从经济性的观点看，可采用转炉法的制钢过程，对钢坯进行连续铸造。

以上述方法制造的钢板来制成钢管的方法并没有特别限定，采用现有技术的UOE成形，压弯成形，卷制成形均可使用。

接着，说明焊接金属中化学组成的限定理由。

[焊接金属化学组成]

焊接金属中的C是起到强化作用的重要元素。特别是，它是使接口部位生成奥氏体，使焊接金属部位达到≥700MPa的引张强度所必须的元素，为达到该强度其含量必须在0.05％以上。另一方面，超过0.08％，则焊接金属易发生高温裂纹，因此焊接金属的C含量在0.05～0.08％。

Si是焊接金属脱氧及确保良好作业性的必要元素，不满0.01％则无法得到足够的脱氧效果，另一方面，超过0.5％则引起焊接作业性的恶化，所以焊接金属的Si含量为0.01～0.5％。

Mn是对焊接金属高强度化非常重要的元素。按过去的方式不可能使针状铁素体组织化，大量含Mn则可以形成贝氏体组织，使引张强度达到≥700MPa的高强度。为达到该效果，需要含量在1.0％以上，但若超过2.0％则会使焊接性恶化，因而焊接金属的Mn含量在1.0～2.0％。

Al是起到脱氧作用的元素，但对焊接金属而言，不如使用Ti作为脱氧元素来改善韧性，而且Al氧化物累的介在物增加的话，会降低金属的Charpy吸收能量，因而，焊接金属中Al含量在0.02％以下。

因使用和母材相同的Cu，Ni，Cr，Mo也可以提高焊接金属的可淬性，含有上述元素可使贝氏体组织化。但是，其含量过多会使焊丝的合金元素添加量过大，焊丝强度显著上升，这会给焊接时焊丝的送给性带来妨害。因而，焊接金属中的Cu，Ni，Cr，Mo上限为0.5％，3.0％，1.0％，1.0％。

添加适量的V不会降低韧性和焊接性，反而会提高强度，但超过0.10％则会导致焊接金属再热部位韧性显著恶化。因而，焊接金属的V含量在0.1％以下。

Ti在焊接金属中起到脱氧元素的作用，可有效降低焊接金属中的氧。为达 到该效果，含量必须在0.003以上，超过0.10％则剩下的Ti会形成碳化物，使焊接金属韧性恶化。因而，焊接金属中的Ti含量在0.003～0.010％

对强度等级较低管路用的焊接管，为使焊接金属的微观组织针状铁素体化，可添加B元素。在组织中含有贝氏体强度提高的情况下，若金属中的B量超过0.0030％则会生成马氏体组织，导致韧性降低。因此，焊接金属中的B含量低于0.0030％。

焊接金属中含氧量降低有助于改善韧性，特别含氧量是低于0.03％时有明显改善，因此焊接金属中O含量低于0.03％。

焊接金属中固溶N的降低对韧性也有改善效果，特别是含氮量低于0.08％时有明显改善，因此焊接金属中N含量低于0.1％。

[焊接方法]

接着说明钢管成型后限定端部焊接方法的理由。

图3表示对本发明使用的CO2气体保护激光焊和Ar-CO2气体保护气弧焊组合的复合焊接的模式。

复合焊接法为，配置激光头6与气弧焊焊炬7，两者以焊料8焊接形成焊槽9，以和过去电弧焊相同的焊接速度，进行钢板接口部位的焊接，其焊接部位冷却速度明显升高。焊接中激光头6先行，在狭小领域内提供高密度输入热量，使钢板易于熔解，之后用输入热量等级足够的气弧焊使焊接金属焊着。激光焊使用CO2保护气来有效抑制激光焊特有的气泡，而气弧焊则使用Ar与CO2混合气为保护气来抑制焊接金属中的氧含量。

图4显示了本发明中使用激光·电弧复合焊接后形成的焊接部位断面模式。图中：10表示激光·电弧复合焊接焊接部位，12表示埋弧焊焊接部位。

(a)是薄壁钢管的情况，以激光-电弧复合焊接焊接外面一层。

(b)是板厚较大的情况，以激光-电弧复合焊接焊接内外外面一层。

(c)是内面以激光-电弧复合焊接焊接一层，外面以常用的埋弧焊焊接一层，其中激光-电弧复合焊接会有深入程度较深的焊接区域。

为使激光-电弧复合焊接后的HAZ部硬度与过去的SAW相比足够硬，在管厚加厚，激光-电弧复合焊接1层无法贯通的场合，钢管，内外面各以激光-电弧复合焊焊接一层，这样接口处强度也不会降低很多。

另外，外面以过去的SAW焊焊接1层，同样可以确保内侧HAZ部具有足够的强度，可以使接口强度达到与母材相等或以上。

通过激光-电弧复合焊接，可以防止焊缝部位的低温裂纹以及因焊缝焊接金属因圆周焊接硬化而产生裂纹，这样就可以达到焊缝部位高强度化的目标。

至此，本领域技术人员应认识到，虽然本文已详尽示出和描述了本发明的多个示例性实施例，但是，在不脱离本发明精神和范围的情况下，仍可根据本发明公开的内容直接确定或推导出符合本发明原理的许多其他变型或修改。因此，本发明的范围应被理解和认定为覆盖了所有这些其他变型或修改。