CN103495815A - 焊接材料、其应用及焊接方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种焊接材料、其应用及焊接方法。其中，该焊接材料的化学成分按重量百分比计如下：C：0.01%～0.04%，Mn：1.2%～1.7%，Si：0.3%～0.6%，B：0.002%～0.004%，Ti：0.08%～0.20%，V：0.01%～0.02%，Ni：2.2%～3.2%，Cu：0.10%～0.30%，Cr：0.10%～0.40%，S≤0.015%，P≤0.015%，以及余量的Fe。应用是指该焊接材料在高强钢激光-电弧复合焊接中的应用。本发明的技术方案，采用本发明的焊接材料，焊缝熔敷金属中含碳量和碳当量很低，降低了马氏体组织转变的可能性，减小了焊缝的淬硬倾向和裂纹敏感性。

Description

焊接材料、其应用及焊接方法
技术领域
本发明涉及焊接材料和焊接工艺技术领域，具体而言，涉及一种焊接材料、其应用及焊接方法。
背景技术
激光-电弧复合焊接是将激光焊和电弧焊两种热源的能量共同作用于工件，并通过二者的相互作用产生同一个熔池而实现的焊接方法，通常具体操作示意图如图1至3所示。其中，图1示出了激光-电弧复合焊接工艺中各器件相对位置关系的主视结构示意图，图2为根据图1的右视结构示意图，图3为激光-电弧复合焊接工艺中各器件相对位置关系的立体结构示意图，从上述图中可以看出，激光发生器2与电弧焊枪3对准高强钢板材1的连接缝，激光发生器2与电弧焊枪3的相对位置Dla及夹角α可以根据实际需要进行调整。激光-电弧复合焊接具有能量集中、热输入小等激光焊的特点，焊后冷却速度比常规气保焊大。
随着工程机械向大型化和轻量化方向发展，高强钢的应用日益广泛，但是高强钢具有淬硬倾向大的特点。激光-电弧复合焊接作为一种新兴高效的焊接方法，是焊接领域的开发热点，而激光-电弧复合焊具有热输入小、冷却速度快的特点。采用激光-电弧复合焊接技术焊接高强钢板时，容易使焊缝生成脆硬的马氏体组织，增大了冷裂倾向，这对承受载荷的焊接结构造成极大的安全隐患。
而且，目前尚无激光-电弧复合焊接高强钢的专用焊丝。激光-电弧复合焊接方法焊接高强钢，特别是焊接800MPa以上的高强钢时，所采用的国产或进口焊丝，均是在常规气保焊的基础上设计生产的，如GHS90、ED-FK1000、Union GM110等焊丝。即使使用上述焊丝，也会因为激光-电弧复合焊的焊接速度比常规气保焊大，热输入比常规气保焊小，焊后熔敷金属极易生成淬硬的马氏体组织，降低了焊缝的塑性和韧性，造成焊接结构裂纹敏感性增加、承载能力下降。
发明内容
本发明旨在提供一种焊接材料、其应用及焊接方法，以解决现有技术中高强钢焊接时，焊缝容易生成脆硬的马氏体组织，冷裂倾向大的技术问题。
为了实现上述目的，根据本发明的一个方面，提供了一种焊接材料。该焊接材料的化学成分按重量百分比计如下：C：0.01%～0.04%，Mn：1.2%～1.7%，Si：0.3%～0.6%，B：0.002%～0.004%，Ti：0.08%～0.20%，V：0.01%～0.02%，Ni：2.2%～3.2%，Cu：0.10%～0.30%，Cr：0.10%～0.40%，S≤0.015%，P≤0.015%，以及余量的Fe。
进一步地，焊接材料的化学成分按重量百分比计如下：C：0.02%～0.03%，Mn：1.3%～1.5%，Si：0.35%～0.45%，B：0.002%～0.003%，Ti：0.13%～0.17%，V：0.014%～0.018%，Ni：2.5%～3.0%，Cu：0.10%～0.20%，Cr：0.20%～0.30%，S≤0.01%，P≤0.01%，以及余量的Fe。
进一步地，焊接材料的化学成分按重量百分比计如下：C：0.025%，Mn：1.449%，Si：0.411%，B：0.003%，Ti：0.158%，V：0.016%，Ni：2.879%，Cu：0.142%，Cr：0.258%，S≤0.01%，P≤0.01%，以及余量的Fe。
进一步地，焊接材料是实芯焊丝或实芯焊丝盘条。
根据本发明的另一个方面，提供上述任一种焊接材料在高强钢激光-电弧复合焊接中的应用。
进一步地，高强钢为Weldox960高强钢。
根据本发明的再一个方面，提供一种高强钢的焊接方法。该焊接方法采用上述任一种的焊接材料进行焊接。
进一步地，焊接方法采用激光-电弧复合焊接工艺进行。
进一步地，激光-电弧复合焊接工艺的焊接条件为：激光功率P=4～6kW，离焦量z=-2～1，激光与电弧相对位置Dla=1～2mm，焊接电流I=200～300A，焊接电压U=24～30V，干伸长L=11～16mm，焊接速度v=50～80cm/min。
进一步地，激光-电弧复合焊接工艺中激光保护气为30%He+70%Ar，激光保护器的流量Q1=10～15L/min，电弧保护气为80%Ar+20%CO2，电弧保护气的流量Q2=20～25L/min。
应用本发明的技术方案，采用本发明的焊接材料，焊缝熔敷金属中含碳量很低，降低了马氏体组织转变的可能性，减小了焊缝的淬硬倾向和裂纹敏感性；同时，通过在焊接材料中配比适量的Si、Mn、Cr、Cu等强化元素，弥补了由于碳含量的减少而导致的强度降低；添加少量的V、Ti、B元素增加了熔敷金属的形核率，使焊缝获得细小均匀的针状铁素体组织；较多的Ni元素不仅使熔敷金属的淬硬倾向较小而且能保证焊缝拥有良好强韧性。
附图说明
构成本申请的一部分的说明书附图用来提供对本发明的进一步理解，本发明的示意性实施例及其说明用于解释本发明，并不构成对本发明的不当限定。在附图中：
图1示出了激光-电弧复合焊接工艺中各器件相对位置关系的主视结构示意图；
图2示出了根据图1的右视结构示意图；以及
图3示出了激光-电弧复合焊接工艺中各器件相对位置关系的立体结构示意图。
具体实施方式
需要说明的是，在不冲突的情况下，本申请中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。下面将参考附图并结合实施例来详细说明本发明。
本领域中所称的“高强钢”是指屈服强度在390级别以上的钢。
现有技术中高强钢焊接时，焊缝容易生成脆硬的马氏体组织，冷裂倾向大。为了解决该技术问题，发明人创造性的提出了发明的技术方案。
根据本发明一种典型的实施方式，提供一种焊接材料。该焊接材料的化学成分按重量百分比计如下：C：0.01%～0.04%，Mn：1.2%～1.7%，Si：0.3%～0.6%，B：0.002%～0.004%，Ti：0.08%～0.20%，V：0.01%～0.02%，Ni：2.2%～3.2%，Cu：0.10%～0.30%，Cr：0.10%～0.40%，S≤0.015%，P≤0.015%，以及余量的Fe。
本发明的焊接材料化学成分比的设计原理如下：
C是焊缝金属中最重要的合金元素之一，是保证焊缝金属强度的元素，但是C含量的增加会促进形成脆硬的马氏体，增加了焊缝的淬硬性，严重影响焊缝金属的抗裂性和冲击韧性；但是若C含量过低，会使焊缝的强度过低。发明人发现现有技术中的焊接材料，如GHS90、ED-FK1000、Union GM110等其碳当量（CE）均达到0.75以上，使得焊缝熔敷金属的淬硬倾向很大。因此本发明的焊接材料中C含量控制在0.01%～0.04%。
Si和Mn元素主要是的起到脱氧作用，当Mn/Si≈3时具有良好的脱氧效果。同时Mn可推迟奥氏体组织转变温度，有助于增加针状铁素体含量，但Mn、Si含量的过量增加会显著提高焊缝的淬硬倾向，恶化焊缝的冲击韧性，因此焊接材料中的Mn含量控制为1.2%～1.7%，Si含量控制为0.3%～0.6%。
B元素通过向奥氏体晶界偏聚，并在晶界处形成与奥氏体共格的细小硼相，可阻碍先共析铁素体相在奥氏体晶界形成，扩大了针状铁素体转变的区域，使焊缝获得大量的针状铁素体。为了防止B被氧化和氮化，在焊缝中加入V、Ti元素，在焊缝中形成高熔点的碳氮化合物质点，在焊后冷却过程中，特别是复合焊较快的冷却速度下，增加了熔敷金属形核率，细化了焊缝晶粒。B的含量为0.002%～0.004%，Ti的含量控制为0.08%～0.20%，V的含量控制为0.01%～0.02%。
Ni元素具有增强奥氏体的稳定性作用，使焊缝获得较多的残余奥氏体，可显著提高焊缝的低温韧性，且对焊缝有一定的强化作用。Ni的含量控制在2.2%～3.2%。
Cu和Cr元素含量较少时，具有固溶强化作用，可抑制先共析铁素体，获得较多的针状铁素体，但当Cu、Cr含量较多时会显著增加焊缝的淬硬倾向。因此Cu含量控制在0.1%～0.3%，Cr含量控制在0.1%～0.4%。
S、P元素为有害元素，故将其控制在较低范围内，本焊接材料中控制为S≤0.015%、P≤0.015%。
综合上述因素，发明人提出了本发明的焊接材料。采用本发明的焊接材料，焊缝熔敷金属中含碳量很低，降低了马氏体组织转变的可能性，减小了焊缝的淬硬倾向和裂纹敏感性；同时，通过在焊接材料中配比适量的Si、Mn、Cr、Cu等强化元素，弥补了由于碳含量的减少而导致的强度降低；添加少量的V、Ti、B元素增加了熔敷金属的形核率，使焊缝获得细小均匀的针状铁素体组织；较多的Ni元素不仅使熔敷金属的淬硬倾向较小而且能保证焊缝拥有良好强韧性。具体原理分析如下：
焊缝的淬硬倾向与焊缝中的化学成分有着直接的关系，其实质是反映了不同的金相组织和性能。现有的高强钢焊丝中由于含有较多碳元素和合金元素，碳当量较高，其焊缝熔敷金属的淬硬倾向很大。而激光-电弧复合焊焊接速度很快，热输入较小，焊缝的焊后冷却速度极易超过熔敷金属的临界淬火速度，当焊缝冷却到Ms以下时，来不及转变成珠光体的过冷奥氏体发生马氏体转变，而马氏体是碳在α-铁中的过饱和固溶体，碳以间隙原子存在于晶格之中，使铁原子偏离平衡位置，晶格发生较大的畸变，致使组织处于硬化状态，降低了熔敷金属的塑性和韧性，造成焊接结构裂纹敏感性增加、承载能力下降。
而本发明的焊丝化学成分中，将碳含量控制在0.04%以下，且激光-电弧复合焊能量集中、母材稀释率低，因而焊缝熔敷金属的含碳量低，大大降低马氏体转变的可能性；通过加入适量的V、Ti、B元素能够抑制先共析铁素体的形成，使焊缝获得大量的针状铁素体，且V、Ti元素形成的高熔点碳氮化合物质点，增加了熔敷金属的形核率，使焊缝获得细小均匀的针状铁素体晶粒；通过加入适量的Ni、Cu、Cr元素，弥补了由于碳含量的减少而导致的强度降低，且稍多的Ni含量能够保证焊缝金属在较高的抗拉强度下获得良好韧性。通过上述焊丝成分的合理配比，减小了焊缝金属的碳当量，获得大量细小均匀的针状铁素体组织，针状铁素体组织比马氏体组织要软，呈大角度晶界，具有较强的抗裂纹扩展能力，可以同时改善焊缝金属的强度和韧性。
优选地，焊接材料的化学成分按重量百分比计如下：C：0.02%～0.03%，Mn：1.3%～1.5%，Si：0.35%～0.45%，B：0.002%～0.003%，Ti：0.13%～0.17%，V：0.014%～0.018%，Ni：2.5%～3.0%，Cu：0.10%～0.20%，Cr：0.20%～0.30%，S≤0.01%，P≤0.01%，以及余量的Fe。化学成分在上述范围内的焊接材料性能更加优越，更能够使熔敷金属的淬硬倾向较小而且能保证焊缝拥有良好强韧性。
优选地，焊接材料的化学成分按重量百分比计如下：C：0.025%，Mn：1.449%，Si：0.411%，B：0.003%，Ti：0.158%，V：0.016%，Ni：2.879%，Cu：0.142%，Cr：0.258%，S≤0.01%，P≤0.01%，以及余量的Fe。
本发明中的焊接材料可以采用本领域常规的加工手段加工成型，优选地，焊接材料是实芯焊丝或实芯焊丝盘条。因为，实心焊丝制作相对简单，具有成本低、不易吸潮、含氢量低等优点。
根据本发明一种典型的实施方式，提供一种上述焊接材料在高强钢激光-电弧复合焊接中的应用。
进一步地，高强钢为Weldox960高强钢。
根据本发明一种典型的实施方式，提供一种高强钢的焊接方法。该焊接方法是采用上述焊接材料进行焊接。采用了该焊接材料，焊缝熔敷金属中含碳量很低，降低了马氏体组织转变的可能性，减小了焊缝的淬硬倾向和裂纹敏感性，提高接头的力学性能。
优选地，焊接方法采用激光-电弧复合焊接工艺进行。
优选地，激光-电弧复合焊接工艺的焊接条件为：激光功率P=4～6kW，离焦量z=-2～1，激光与电弧相对位置Dla=1～2mm，焊接电流I=200～300A，焊接电压U=24～30V，干伸长L=11～16mm，焊接速度v=50～80cm/min。在此种焊接条件下焊接，可以进一步提高接头的力学性能。
优选地，激光-电弧复合焊接工艺中激光保护气为30%He+70%Ar，激光保护器的流量Q1=10～15L/min，电弧保护气为80%Ar+20%CO2，电弧保护气的流量Q2=20～25L/min。
下面结合实施例进一步说明本发明的有益效果。
在本发明一种典型的实施方式中，焊接材料是通过如下工艺制备的实芯焊丝：采用电炉，选用低S、P的工业纯铁进行焊丝钢冶炼，先精冶炼出焊丝用铸锭，再经过锻造轧制、拉丝、绕线等工序制作成焊丝。该技术为本领域的现有技术，没有详细描述的具体参数均采用本领域的常规参数实现。
实施例1
焊丝直径为1.2mm，焊丝的化学成分为C：0.025%，Mn：1.449%，Si：0.411%，B：0.003%，Ti：0.158%，V：0.016%，Ni：2.879%，Cu：0.142%，Cr：0.258%，S≤0.01%，P≤0.01%，以及余量的Fe。
下面利用本发明的焊接材料和现有同级别的对比例焊丝进行激光-电弧复合焊接试验，两种焊丝的化学成分如表1所示，其中本焊丝的碳当量（CE）比同级别的对比例焊丝低25.1%。
试验钢板采用Weldox960高强钢板，板厚12mm、坡口角度30°、Y形坡口的平板对接。焊接工艺参数为：激光功率P=5kW，离焦量z=-1，激光与电弧相对位置Dla=2mm，焊接电流I=230～260A，焊接电压U=26～28V，干伸长L=12mm，激光保护气为30%He+70%Ar、流量Q1=12L/min，电弧保护气为80%Ar+20%CO2、流量Q2=22L/min，焊接速度v=60cm/min。
焊接冷却后，对熔敷金属进行显微硬度测量和力学性能测试，具体的测试方式为：钢板焊完之后，切割为各种相同尺寸的小试样，这些小试样均是从同一块焊接钢板上切取的，并对试样进行硬度、拉伸和冲击试验，试验所得数据如表2所示。
实施例2
焊丝直径为1.2mm，焊丝的化学成分为C：0.011%，Mn：1.198%，Si：0.302%，B：0.002%，Ti：0.081%，V：0.009%，Ni：2.196%，Cu：0.102%，Cr：0.101%，S≤0.01%，P≤0.01%，以及余量的Fe。
本焊丝的碳当量（CE）比同级别的对比例焊丝低44.7%。
试验钢板采用Weldox960高强钢板，板厚12mm、坡口角度30°、Y形坡口的平板对接。焊接工艺参数为：激光功率P=4kW，离焦量z=1，激光与电弧相对位置Dla=1mm，焊接电流I=200～230A，焊接电压U=24～26V，干伸长L=16mm，激光保护气为30%He+70%Ar、流量Q1=15L/min，电弧保护气为80%Ar+20%CO2、流量Q2=25L/min，焊接速度v=50cm/min。
焊接冷却后，对熔敷金属进行显微硬度测量和力学性能测试，具体的测试方式为：钢板焊完之后，切割为各种相同尺寸的小试样，这些小试样均是从同一块焊接钢板上切取的，并对试样进行硬度、拉伸和冲击试验，试验所得数据如表2所示。
实施例3
焊丝直径为1.2mm，焊丝的化学成分为C：0.04%，Mn：1.696%，Si：0.595%，B：0.004%，Ti：0.20%，V：0.02%，Ni：3.20%，Cu：0.299%，Cr：0.40%，S≤0.015%，P≤0.015%，以及余量的Fe。
本焊丝的碳当量（CE）比同级别的对比例焊丝低6.1%。
试验钢板采用Weldox960高强钢板，板厚12mm、坡口角度30°、Y形坡口的平板对接。焊接工艺参数为：激光功率P=6kW，离焦量z=-2，激光与电弧相对位置Dla=2mm，焊接电流I=270～300A，焊接电压U=28～30V，干伸长L=11mm，激光保护气为30%He+70%Ar、流量Q1=10L/min，电弧保护气为80%Ar+20%CO2、流量Q2=20L/min，焊接速度v=80cm/min。
焊接冷却后，对熔敷金属进行显微硬度测量和力学性能测试，具体的测试方式为：钢板焊完之后，切割为各种相同尺寸的小试样，这些小试样均是从同一块焊接钢板上切取的，并对试样进行硬度、拉伸和冲击试验，试验所得数据如表2所示。
实施例4
焊丝直径为1.2mm，焊丝的化学成分为C：0.021%，Mn：1.297%，Si：0.351%，B：0.002%，Ti：0.131%，V：0.014%，Ni：2.498%，Cu：0.102%，Cr：0.201%，S≤0.01%，P≤0.01%，以及余量的Fe。
本焊丝的碳当量（CE）比同级别的对比例焊丝低35.1%。
试验钢板采用Weldox960高强钢板，板厚12mm、坡口角度30°、Y形坡口的平板对接。焊接工艺参数为：激光功率P=5kW，离焦量z=-1，激光与电弧相对位置Dla=2mm，焊接电流I=230～260A，焊接电压U=26～28V，干伸长L=12mm，激光保护气为30%He+70%Ar、流量Q1=12L/min，电弧保护气为80%Ar+20%CO2、流量Q2=22L/min，焊接速度v=60cm/min。
焊接冷却后，对熔敷金属进行显微硬度测量和力学性能测试，具体的测试方式为：钢板焊完之后，切割为各种相同尺寸的小试样，这些小试样均是从同一块焊接钢板上切取的，并对试样进行硬度、拉伸和冲击试验，试验所得数据如表2所示。
实施例5
焊丝直径为1.2mm，焊丝的化学成分为C：0.03%，Mn：1.50%，Si：0.448%，B：0.003%，Ti：0.17%，V：0.018%，Ni：3.00%，Cu：0.20%，Cr：0.30%，S≤0.01%，P≤0.01%，以及余量的Fe。
本焊丝的碳当量（CE）比同级别的现有焊丝低19.6%。
试验钢板采用Weldox960高强钢板，板厚12mm、坡口角度30°、Y形坡口的平板对接。焊接工艺参数为：激光功率P=5kW，离焦量z=-1，激光与电弧相对位置Dla=2mm，焊接电流I=230～260A，焊接电压U=26～28V，干伸长L=12mm，激光保护气为30%He+70%Ar、流量Q1=12L/min，电弧保护气为80%Ar+20%CO2、流量Q2=22L/min，焊接速度v=60cm/min。
焊接冷却后，对熔敷金属进行显微硬度测量和力学性能测试，具体的测试方式为：钢板焊完之后，切割为各种相同尺寸的小试样，这些小试样均是从同一块焊接钢板上切取的，并对试样进行硬度、拉伸和冲击试验，试验所得数据如表2所示。
对比例
对比例中的焊丝为市售的强度达800MPa以上同级别的现有焊丝。
焊丝直径为1.2mm，焊丝的化学成分为C：0.092%，Mn：1.718%，Si：0.713%，Ti：0.071%，Mo：0.478%，Ni：1.869%，Cu：0.216%，Cr：0.356%，S≤0.01%，P≤0.01%，以及余量的Fe。
试验钢板采用Weldox960高强钢板，板厚12mm、坡口角度30°、Y形坡口的平板对接。焊接工艺参数为：激光功率P=5kW，离焦量z=-1，激光与电弧相对位置Dla=2mm，焊接电流I=230～260A，焊接电压U=26～28V，干伸长L=12mm，激光保护气为30%He+70%Ar、流量Q1=12L/min，电弧保护气为80%Ar+20%CO2、流量Q2=22L/min，焊接速度v=60cm/min。
焊接冷却后，对熔敷金属进行显微硬度测量和力学性能测试，具体的测试方式为：钢板焊完之后，切割为各种相同尺寸的小试样，这些小试样均是从同一块焊接钢板上切取的，并对试样进行硬度、拉伸和冲击试验，试验所得数据如表2所示。
表1焊丝化学成分（质量分数，%）
Figure BDA0000391692830000071
表2
Figure BDA0000391692830000082
由表2可知，同样的焊接工艺规范下，对比例中现有焊丝的熔敷金属平均显微硬度达371.3Hv，而实施例1～5中本发明焊丝的熔敷金属平均显微硬度分别是320.0Hv、301.5Hv、354.3Hv、311.0Hv和329.5Hv，较现有焊丝分别降低13.8%、18.8%、4.6%、16.2%和11.3%。另外，本发明焊丝的抗拉强度和对比例现有焊丝的抗拉强度相差不大，但是本发明的焊缝冲击韧性比现有焊丝分别高98.8%、49.6%、39.6%、84.2%和53.4%，说明采用本发明焊丝所形成的熔敷金属淬硬倾向较小，而且拥有比现有焊丝更优异冲击韧性。
以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种焊接材料，其特征在于，所述焊接材料的化学成分按重量百分比计如下：C：0.01%～0.04%，Mn：1.2%～1.7%，Si：0.3%～0.6%，B：0.002%～0.004%，Ti：0.08%～0.20%，V：0.01%～0.02%，Ni：2.2%～3.2%，Cu：0.10%～0.30%，Cr：0.10%～0.40%，S≤0.015%，P≤0.015%，以及余量的Fe。
2.根据权利要求1所述的焊接材料，其特征在于，所述焊接材料的化学成分按重量百分比计如下：C：0.02%～0.03%，Mn：1.3%～1.5%，Si：0.35%～0.45%，B：0.002%～0.003%，Ti：0.13%～0.17%，V：0.014%～0.018%，Ni：2.5%～3.0%，Cu：0.10%～0.20%，Cr：0.20%～0.30%，S≤0.01%，P≤0.01%，以及余量的Fe。
3.根据权利要求2所述的焊接材料，其特征在于，所述焊接材料的化学成分按重量百分比计如下：C：0.025%，Mn：1.449%，Si：0.411%，B：0.003%，Ti：0.158%，V：0.016%，Ni：2.879%，Cu：0.142%，Cr：0.258%，S≤0.01%，P≤0.01%，以及余量的Fe。
4.根据权利要求1所述的焊接材料，其特征在于，所述焊接材料是实芯焊丝或实芯焊丝盘条。
5.如权利要求1至4中任一项所述的焊接材料在高强钢激光-电弧复合焊接中的应用。
6.根据权利要求5所述的应用，其特征在于，所述高强钢为Weldox960高强钢。
7.一种高强钢的焊接方法，其特征在于，采用如权利要求1至4中任一项所述的焊接材料进行焊接。
8.根据权利要求7所述的焊接方法，其特征在于，所述焊接方法采用激光-电弧复合焊接工艺进行。
9.根据权利要求8所述的焊接方法，其特征在于，所述激光-电弧复合焊接工艺的焊接条件为：激光功率P=4～6kW，离焦量z=-2～1，激光与电弧相对位置Dla=1～2mm，焊接电流I=200～300A，焊接电压U=24～30V，干伸长L=11～16mm，焊接速度v=50～80cm/min。
10.根据权利要求9所述的焊接方法，其特征在于，所述激光-电弧复合焊接工艺中激光保护气为30%He+70%Ar，所述激光保护器的流量Q1=10～15L/min，电弧保护气为80%Ar+20%CO2，所述电弧保护气的流量Q2=20～25L/min。
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