关于采用GTAW方法修复的TC4激光焊接接头微观结构与力学性能的研究 李森、 南健、 宋胜强、 慈世伟、 张伟伟

《Coatings》：Study on the Microstructures and Mechanical Properties of Damaged TC4 Laser Welding Joint Repaired by GTAW Sen Li, Jian Nan, Sheng-Qiang Song, Shi-Wei Ci and Wei-Wei Zhang

　　摘要：经过长时间的使用后，钛合金激光焊接（LW）接头不可避免地会受到损伤，这使得焊接修复成为一种经济有效的修复方法。本研究采用气体钨极弧焊（GTAW）来修复预先受损的TC4 LW接头，并系统地研究了修复后接头的微观结构和机械性能。结果表明，LW接头和GTAW修复（GTAW-R）接头的熔合区（FZ）都存在针状α′马氏体。然而，GTAW-R接头中α′相的最大长度和宽度分别比LW接头大67%和78%。两种接头的热影响区（HAZ）都包含α′、α和β相。由于GTAW的热输入较高，GTAW-R接头中的α′相更为粗大。针状马氏体大小的差异导致GTAW-R接头熔合区的平均显微硬度为356.3 HV，比LW接头低15.2 HV。GTAW较高的热输入使得HAZ在高温下的停留时间延长，促进了针状α′相的形成，从而使其显微硬度略高于LW接头。GTAW-R接头的平均抗拉强度为1032 MPa，相当于LW接头强度（1049 MPa）的98.4%和基材强度（1066 MPa）的96.8%。LW接头的拉伸断裂发生在基材区域，而GTAW-R接头的修复焊缝由于微观结构较粗，导致断裂发生在熔合区。研究表明，当LW接头的损伤长度小于20%时，GTAW修复可以有效地恢复接头强度。

1. 引言
钛合金因其高强重比、优异的耐腐蚀性、良好的高温性能和相对较好的抗疲劳性而在航空航天工业、造船业和海洋工程等领域受到了广泛关注[1,2,3]。特别是在航空航天领域，钛合金被广泛用作设计和制造过程中的关键材料[4,5,6]。此外，为了实现钛合金部件的高强度连接，激光焊接（LW）在设备制造过程中也被广泛应用[7,8]。学者们对钛合金的激光焊接特性进行了大量研究[9,10]。Li等人[11]研究了工艺参数对激光焊接TC4接头的影响，发现通过工艺优化，接头的抗拉强度可以达到985 MPa。Isaac等人[12]研究了激光焊接速度对TC4接头机械性能的影响，发现随着扫描速度的增加，接头的抗拉强度逐渐提高，而孔隙率降低。Wang等人[7]研究了热处理制度对激光焊接TC4接头微观结构和性能的影响，结果表明，焊后热处理后接头的伸长率增加了59%，而抗拉强度仅降低了2%。尽管在设备制造阶段采用了各种技术来减轻钛合金LW接头中的残余应力并防止焊缝缺陷（如咬边和孔隙），但在特定使用条件下的长期运行仍不可避免地会导致一些钛合金接头出现裂纹等缺陷。学者们还研究了使用基于激光的方法修复钛合金损伤的问题。Zhao等人[13]采用定向能量沉积技术修复了受损的锻造Ti64ELI合金，发现虽然抗拉强度可以恢复到原始水平，但伸长率显著降低。Zhang等人[14]利用定向能量沉积修复了受损的TC4钛合金，发现通过适当降低修复区的Al和V含量，修复区域的抗拉强度和伸长率分别可以达到基材的98.70%和82.38%。鉴于钛合金部件的高成本、漫长的制造周期和复杂的制造工艺，以及某些LW钛结构不可拆卸的事实，在设备维护和支持过程中，原位焊接修复受损区域已成为一种关键的修复方法。气体钨极弧焊（GTAW）因其操作灵活性、有效的保护能力和紧凑的焊枪尺寸而被用于这些受损区域的修复，这使得它能够在各种狭小空间内进行操作。

学者们对损伤修复后的焊接接头的微观结构和机械性能进行了大量研究。Zhang等人[15]对受损的SUS301L不锈钢激光焊接接头进行了激光熔合修复，结果表明，由于激光二次熔合过程中的再结晶过程，修复焊缝中心区域的平均晶粒尺寸细化了58.3%。Shao等人[16]使用MAG焊接修复了SUS304 MAG焊接接头，结果表明，由于修复焊接过程中的重新熔化，接头的晶粒尺寸减小。值得注意的是，MAG修复后接头的抗拉强度没有下降。由于晶粒尺寸更细且δ-铁素体形态得到改善，修复接头的耐腐蚀性能更优。Iman等人[17]评估了重复修复焊接对SS316L机械性能的影响，发现修复次数增加会导致热影响区（HAZ）的显微硬度下降，但屈服强度和极限抗拉强度有所提高。Kang等人[18]研究了FSW修复对2219-T8铝合金FSW接头微观结构和耐腐蚀性能的影响，结果表明，修复焊接消除了第一次焊接的孔洞缺陷，焊缝 nuglet区域的晶粒得到细化，耐腐蚀性得到改善。Li等人[19]研究了MIG修复焊接对7N01铝合金MIG焊接接头微观结构和机械性能的影响，得出结论：原始焊接接头和修复焊接接头的强度系数分别为78.6%和77.8%，可以满足工程应用的需求。原始焊接接头在HAZ附近的焊接区域失效，而修复焊接接头在原始焊缝和修复层的交界处失效，这是由于存在孔隙和夹杂物。He等人[20]研究了GTAW修复对激光增材制造的Ti-55511合金微观结构和机械性能的影响，结果表明，修复后拉伸试样塑性的下降主要是由于焊缝区域形成了柱状晶界α相。随着拉伸试样截面中焊缝区域（WZ）的比例增加，合金的塑性逐渐降低。

上述研究表明，使用焊接技术修复受损的焊接接头是一种有效的方法。然而，目前关于GTAW修复特定于受损钛合金LW接头的报告较少。本研究将重点关注TC4 LW接头，在焊缝中心模拟损伤，并使用填充焊丝进行GTAW修复。将系统地研究修复后接头的微观结构和机械性能，以支持TC4 LW接头的焊接修复。

2. 材料与方法
用于LW的基材由两块TC4钛合金板（西安西部钛业有限公司，中国）组成，尺寸为300 mm × 100 mm × 1.5 mm，示意图如图1a所示。板材的化学成分见表1。TC4钛合金是一种双相α + β钛合金。基材的微观结构如图2所示，显示出细小的α和β相的机械混合，其中α相占比高达98.7%。此外，如图3所示，基材具有典型的轧制微观结构，其特征是晶粒形态扁平。由于轧制过程中的巨大轧制力，发生了位错滑移和增殖[21,22]。在塑性变形过程中，高密度位错的重排形成了大量的低角度晶界，如图3b所示。采用以下参数的振荡激光进行了对接焊接：激光功率为1800 W，离焦距离为?3 mm，振荡幅度为0.3 mm，振荡频率为80 Hz，激光束宽度为1 mm，行进速度为2 mm/s。焊接后，在710 °C下进行了65分钟的应力消除退火处理以消除残余应力。根据图1c,d所示的尺寸从板材中提取了拉伸和金相测试试样。随后，在15 mm长的焊缝中心预加工了一个直径为3 mm、深度为1 mm的圆锥形凹槽，以模拟20%的LW接头损伤率，如图4b所示。损伤率定义为损伤区域长度与总焊缝长度的百分比，在本研究中根据中国航空标准HB/Z 120-2011[23]设定为20%。使用直径为2.5 mm的TC4填充焊丝进行了手动气体钨极弧焊（GTAW）修复，其化学成分列在表1中。GTAW设备为Lincoln Precision TIG 375（Lincoln Electric，俄亥俄州克利夫兰），电流为50 A。电弧长度保持在2–3 mm（自动电压匹配），保护气体流量为18 L/min，钨电极直径为1.6 mm。预制凹槽一次性填满，未进行焊后热处理。LW接头和GTAW修复接头的拉伸试样外观分别如图4a,c所示。每种类型测试了三个拉伸试样。取了横截面和纵截面样品以检查LW和GTAW-R接头的微观结构。这些截面的定义和提取方法如图1b所示。使用自动研磨和抛光机（Struers Tegramin-30，丹麦巴勒鲁普）制备了金相试样，并用Kroll试剂（2% HF、6% HNO3和92%去离子水）蚀刻10秒。使用光学显微镜（OM，Zeiss，奥伯科亨，德国）和扫描电子显微镜（SEM，Zeiss Gemini Sigma 300，奥伯科亨，德国）观察了微观结构和拉伸断裂表面。对于电子背散射衍射（EBSD）分析，试样经过离子抛光处理。EBSD测量采用0.6 μm的步长，数据使用Channel 5软件处理。使用微硬度测试仪（Buehler Wilson VH3100，马萨诸塞州诺伍德，美国）沿焊缝中心平行于基板表面测量了微维氏硬度。测试力为200 gf，停留时间为15 s，相邻压痕之间的间距为0.2 mm。使用万能试验机以恒定的十字头速度5 mm/min进行了拉伸测试，以评估机械性能。

图1. 取样位置和样品尺寸的示意图。(a) 拉伸、金相和微硬度测试的取样位置示意图；(b) 金相试样的横截面和纵截面定义；(c) 拉伸试样尺寸示意图；(d) 待修复样品尺寸示意图；(e) 焊接接头微硬度测试位置示意图。

表1. TC4基材和TC4焊丝的成分。

图2. (a) TC4基材的金相微观结构；(b) 图2a中(b)区域的放大视图。

图3. TC4基材的EBSD：(a) 反极图（IPF）；(b) 定向成像显微镜（OIM）图；(c) 相分布图。

图4. (a) LW接头的拉伸试样；(b) 模拟损伤试样；(c) GTAW-R接头的拉伸试样。

3. 结果与讨论
3.1. 微观结构
图5a,c分别展示了LW接头横截面和纵截面的金相图像。横截面视图显示，在熔合区（FZ）内存在柱状的初级β晶粒，这些晶粒的长度可达到数百微米。在激光焊接过程中，基材被加热到β单相区域。原有的轧制和平整的微观结构逐渐溶解，形成液态β相，随后在冷却过程中固化，从而形成了大尺寸的初级β晶粒[24,25]。在FZ的固化过程中，晶体优先沿着垂直于熔合线的方向生长，以最有效地释放结晶潜热。因此，观察到粗大的柱状晶粒垂直于熔合边界生长。当这些晶粒在焊缝中心相互碰撞时，它们的生长停止[26,27]。图5展示了TC4激光焊接（LW）接头和气体保护金属电弧焊（GTAW-R）接头的横截面和纵向微观结构。图(a,c)分别显示了LW接头的横截面和纵向微观结构；图(b,d)分别显示了GTAW-R接头的横截面和纵向微观结构。同时，如图6a,b和图9a,b所示，在粗大的初级β晶粒内部存在大量的针状微观结构。图7展示了TC4 LW接头和GTAW-R接头的热影响区（HAZ）的微观结构。图8显示了TC4基材、LW接头和GTAW-R接头的XRD测试结果。根据XRD和EBSD的结果，这些针状特征表现出体心立方（HCP）晶体结构，表明它们由α或α′相组成。通常，高温β相在高速冷却条件下会发生无扩散剪切转变，形成针状α′马氏体。LW工艺的特点是由于激光束的高能量密度而导致的快速加热和冷却，冷却速率可达到10^6 °C/s——这是快速固化的典型条件。基于XRD和EBSD的结果以及以往的研究发现，可以得出结论，LW接头中的针状微观结构是α′马氏体[7,28,29]。由于在LW接头固化过程中晶粒从熔合线向接头中心生长，因此纵向截面显示出等轴晶粒，如图5c所示。此外，在焊缝中还可以观察到气孔。在本研究中，采用了振荡激光焊接来连接基板。与传统的非振荡激光焊接相比，激光振荡增强了熔池的搅动，有助于气体的排出并减少了气孔的形成[30,31]。然而，由于激光焊接的高冷却速率，一些气体仍然被困在熔池中，无法完全逸出，从而导致了一定程度的气孔存在。一般来说，气孔对焊接接头的机械性能有害。它们的存在主要减少了接头的承载面积，导致机械性能下降。此外，气孔的存在破坏了微观结构的均匀性，使得在受力时应力分布不均匀，从而降低了塑性。此外，气孔促进了应力集中区域的裂纹形成，从而降低了疲劳性能。气孔的出现导致LW接头的拉伸性能不稳定[32]。与LW接头相比，GTAW修复（GTAW-R）接头的熔合区（FZ）尺寸更大。LW接头的FZ最大宽度约为2.6毫米，而修复接头的FZ宽度达到5.7毫米，是LW接头的2.2倍。同样，修复接头也含有粗大的初级β晶粒，长度可达3毫米，明显大于LW接头中的晶粒。这主要是由于GTAW工艺具有较低的弧能密度、较高的热输入和较慢的冷却速率。这些条件允许在固化过程中充分生长晶粒，从而形成了大尺寸的初级β晶粒。如图6c,d和图9c,d所示，GTAW-R接头的初级β晶粒内部也存在大量的针状α′马氏体。然而，与FZ中的针状α′马氏体相比，GTAW-R FZ中的马氏体在长度和宽度上都更大。具体来说，LW接头FZ中的针状马氏体长度可达150微米，宽度为9微米，而在GTAW-R接头FZ中，长度达到250微米，宽度达到16微米——分别比LW接头中的最大尺寸增加了67%和78%。图12a,c分别显示了LW接头和GTAW-R接头FZ中α′马氏体晶粒大小的统计结果。平均α′马氏体晶粒大小分别为3.6微米和4.2微米，GTAW FZ中的平均α′马氏体尺寸比LW接头FZ大16.7%。这种差异主要是由于两种焊接工艺之间的冷却速率不同。LW过程中的极快冷却速率抑制了原子扩散，限制了相变过程中的生长时间，阻止了针状马氏体的完全形成[11,33,34]。结果形成了细小且分布密集的针状马氏体结构，晶粒间的间距较小。相比之下，GTAW-R过程中的较慢冷却速率为马氏体生长提供了更长的时间，使针状马氏体能够更充分地发展[35,36]。因此，马氏体的长度增加，晶粒间的间距也变大。图6展示了TC4 LW接头和GTAW-R接头FZ的微观结构。(a) LW接头FZ的微观结构；(b) 图6a中(b)区域的放大视图；(c) GTAW-R接头FZ的微观结构；(d) 图6c中(d)区域的放大视图。图7展示了TC4 LW接头和GTAW-R接头HAZ的微观结构。(a) LW接头HAZ的微观结构；(b) 图7a中(b)区域的放大视图；(c) GTAW-R接头HAZ的微观结构；(d) 图7c中(d)区域的放大视图。图8显示了TC4基材、LW接头和GTAW-R接头的XRD测试结果。图9显示了TC4 LW接头和GTAW-R接头FZ的EBSD测试结果。(a) TC4 LW接头FZ的IPF（晶粒取向分布）；(b) TC4 LW接头FZ的OIM（晶粒形貌成像）；(c) TC4 LW接头FZ的相分布图；(d) GTAW-R接头FZ的IPF；(e) GTAW-R接头FZ的OIM；(f) GTAW-R接头FZ的相分布图。如图5所示，LW接头和GTAW-R接头的热影响区（HAZ）的微观结构存在显著差异。LW接头HAZ的最大宽度约为0.6毫米，而GTAW-R接头HAZ的宽度达到2.7毫米，宽3.5倍。尽管LW接头HAZ中也发生了晶粒粗化，但GTAW-R接头HAZ的微观结构粗化更为明显。两种HAZ都含有大量的针状马氏体。然而，GTAW-R接头HAZ中的马氏体在长度和宽度上更大。具体来说，LW接头HAZ中的针状马氏体长度可达33微米，宽度为7微米，而在GTAW-R接头HAZ中，长度可达88微米，宽度为21微米——分别比LW接头增加了167%和200%。图12b,d分别显示了LW接头和GTAW-R接头HAZ中α′马氏体晶粒大小的统计结果。平均α′马氏体晶粒大小分别为3.1微米和3.5微米，GTAW接头HAZ中的平均α′马氏体尺寸比LW接头HAZ大12.9%。这种差异再次归因于GTAW工艺的较慢加热和冷却速率，这为针状马氏体的生长提供了更多时间。图11显示了图3b、图9b和图10b,e中LAGBs（低角度晶界）比例的统计结果。如图11所示，基材中含有较高比例的低角度晶界（LAGBs），统计分析显示占比为38.3%。相比之下，如图9和图10所示，LW接头和GTAW-R接头FZ中的LAGBs比例显著降低，分别为2.9%和3.0%。在HAZ中，LW接头和GTAW-R接头的LAGBs比例分别为6.3%和6.8%。基材中LAGBs的高比例主要是由于板材制备过程中的强烈轧制力促进了位错滑移和增殖[21,22]。在塑性变形过程中，高密度位错的重排导致形成了大量的LAGBs。然而，在FZ中，完全熔化消除了原有的晶界——无论是低角度还是高角度晶界。由于在固化过程中位错增殖受到限制，因此形成的新LAGBs较少。在HAZ中，预先存在的LAGBs——这些是高能量的亚稳态结构——在热循环过程中发生位错运动、恢复和再结晶。这导致大多数LAGBs和高角度晶界（HAGBs）的溶解，纤维状轧制结构转变为等轴晶粒，并形成了新的HAGBs[37]。图10显示了TC4 LW接头和GTAW-R接头HAZ的EBSD测试结果。(a) TC4 LW接头HAZ的IPF；(b) TC4 LW接头HAZ的OIM；(c) TC4 LW接头HAZ的相分布图；(d) GTAW-R接头HAZ的IPF；(e) GTAW-R接头HAZ的OIM；(f) GTAW-R接头HAZ的相分布图。图11显示了图3b、图9b,e和图10b,e中LAGBs比例的统计结果。图12.(a,c)分别显示了图9a,d中α′马氏体晶粒大小的统计结果；(b,d)分别显示了图10a,d中α′马氏体晶粒大小的统计结果。图12.(a,c)分别显示了图9a,d中α′马氏体晶粒大小的统计结果；(b,d)分别显示了图10a,d中α′马氏体晶粒大小的统计结果。3.2. 机械性能图13a,b分别显示了LW接头和GTAW-R接头的显微硬度分布，而图13c总结了基材（BM）、FZ和HAZ的平均显微硬度值。可以看出，LW接头和GTAW-R接头FZ的显微硬度值分别为371.5 HV和356.3 HV，均高于基材（BM）的350.8 HV。基材的标准偏差为10.35。对于FZ，LW接头和GTAW-R接头的标准偏差分别为9.76和7.95。对于HAZ，标准偏差分别为9.77和9.87。在HAZ中，两种样品之间的显微硬度波动没有显著差异。然而，在FZ中，LW样品的硬度波动更为明显。这主要是因为LW的快速冷却速率导致微观结构生长更加不均匀。相比之下，GTAW的较高热输入使得FZ中的微观结构更加完整，从而使得硬度波动相对较小。这种显微硬度的增加主要是由于两种接头FZ中都含有大量的针状α′马氏体，而基材由α和β相组成。通常，从高温β相形成α′马氏体是通过无扩散剪切转变实现的。在此过程中，β相中的原子没有足够的时间进行扩散或重新分布，从而形成了过饱和的α′马氏体[38,39,40]。此外，由于α′马氏体是过饱和固溶体，溶解的原子会引起严重的晶格畸变，阻碍了位错的运动。这导致α′马氏体的硬度增加和强度提高，但塑性降低。由于LW和GTAW-R工艺的固化速率不同，FZ中形成的针状α′马氏体的大小存在显著差异。如图6和图9所示，LW产生了大量的细小马氏体结构，而GTAW-R中形成的马氏体在长度和宽度上都更大。根据晶粒细化强化理论[41,42,43]，更细的晶粒会对位错运动产生更大的阻碍，从而提高硬度。因此，尽管两种焊接接头（FZs）都由α′马氏体组成，但由于GTAW-R接头具有更粗糙的微观结构，其显微硬度低于LW接头。同时，GTAW-R工艺涉及更高的热输入、更慢的冷却速度以及在较高温度下更长时间的暴露，这些因素更有利于针状α′马氏体的形成。如图7和图10所示，这导致GTAW-R接头的热影响区（HAZ）的平均显微硬度略高于LW接头。图13展示了TC4 LW接头和GTAW-R接头截面的显微硬度测试结果以及各焊接区域的平均硬度值：(a) LW接头的显微硬度测试结果；(b) GTAW-R接头的显微硬度测试结果；(c) 基本金属（BM）、熔合区（FZ）和热影响区（HAZ）的平均硬度值。图14a,b分别展示了TC4 BM接头、LW接头和GTAW-R接头的平均抗拉强度（UTS）和代表性应力-位移曲线。平均抗拉强度分别为1066 MPa、1049 MPa和1032 MPa，标准差分别为8.52、13.87和6.15。LW接头的抗拉强度达到了BM的98.4%，而GTAW-R接头达到了96.8%。此外，GTAW-R接头的抗拉强度是LW接头的98.4%，表明GTAW修复工艺可以有效恢复受损LW接头的强度。LW接头的平均抗拉强度波动更为显著，这主要是由于其较差的微观结构均匀性所致。相比之下，GTAW工艺由于具有更高的热输入和更慢的冷却速度，产生了更均匀的微观结构。因此，两种接头之间的平均抗拉强度波动存在显著差异。图15a,b分别展示了LW接头和GTAW-R接头拉伸试样断裂位置的金相组织。LW接头的断裂发生在BM区域，这与显微硬度结果一致：FZ和HAZ的硬度都高于BM。而GTAW-R接头则在FZ区域内断裂，这主要是由于FZ的硬度低于HAZ，并且其微观结构更粗糙、更不均匀，从而促进了该区域的断裂。图16展示了两种接头类型拉伸断面的断口形貌。由于LW接头的断裂发生在BM区域，断口表面呈现出许多凹陷，这是韧性断裂的特征。GTAW-R接头的断口表面既有凹陷区域（图16g），也有大面积的平坦区域。尽管这些平坦区域上也存在一些撕裂凹陷，但凹陷较浅且分布较稀疏，表明了脆性断裂的特征。总体而言，GTAW-R接头的断裂模式是韧性和脆性断裂的混合。通常，焊接后的应力释放退火可以减少接头中的残余拉应力并提高其疲劳性能。然而，设备上的焊接结构部件无法拆卸进行焊接后的修复，因此应力释放退火不可行。针对这一实际限制，可以使用便携式喷丸（瓣式喷丸、移动激光冲击喷丸）来增强修复接头的表面强度，从而提高其疲劳寿命。图14展示了TC4 BM接头、LW接头和GTAW-R接头的平均抗拉强度和拉伸曲线。(a) 平均抗拉强度；(b) 应力-位移曲线。图15展示了LW接头和GTAW-R接头拉伸试样的断裂位置图。(a) LW接头的拉伸试样；(b) GTAW-R接头的拉伸试样。图16展示了LW接头和GTAW-R接头拉伸试样的断口形貌。(a) LW接头拉伸试样的断口形貌；(b) 图16a中区域(b)的放大视图；(c) 图16a中区域(c)的放大视图；(d) 图16b中区域(d)的放大视图；(e) 图16c中区域(e)的放大视图；(f) GTAW-R接头拉伸试样的断口形貌；(g) 图16f中区域(g)的放大视图；(h) 图16h中区域(h)的放大视图；(i) 图16g中区域(i)的放大视图；(j) 图16h中区域(j)的放大视图。4. 结论本研究聚焦于TC4 LW接头，在焊接接头中心引入预加工的凹槽以模拟损伤，然后使用GTAW修复受损区域。系统地分析了修复区域的微观结构和性能。主要结论如下：(1) GTAW可以有效地修复受损的LW接头，且不会出现宏观缺陷。由于热输入较高，GTAW-R接头的FZ和HAZ宽度分别比LW接头大120%和350%。(2) GTAW-R接头和LW接头的FZ和HAZ中的相组成一致，都包含α′马氏体、α相和β相。然而，GTAW-R接头FZ中马氏体的最大长度和宽度分别比LW接头大67%和78%。在HAZ中，相应的尺寸分别大167%和200%。(3) TC4 BM中的层状夹杂物（LAGBs）比例高达38.3%。相比之下，由于重熔和再结晶，LW接头和GTAW-R接头FZ中的LAGBs比例分别为2.9%和3.0%。在HAZ中，发生部分再结晶的地方，LAGBs比例分别为6.3%和6.8%。(4) 由于针状α′马氏体尺寸的差异，GTAW-R接头FZ的平均显微硬度比LW接头低15.2 HV。GTAW-R接头的HAZ平均显微硬度略高于LW接头。两种接头FZ和HAZ的显微硬度值都高于BM。(5) GTAW-R接头的平均抗拉强度为1032 MPa，相当于LW接头的98.4%和BM的96.8%。这些结果表明，GTAW可以有效恢复受损LW接头的强度。