鎢極氬弧焊與激光熔覆修復的K403 鎳基高溫合金導向器葉片組織與性能

張國會,秦仁耀*,周 標,趙梓鈞,郭紹慶,黃 帥,王悅欣,敖 斌

（1.中國航發北京航空材料研究院 3D 打印研究與工程技術中心，北京 100095；2.中國航發貴州黎陽航空動力有限公司 工程技術部/技術中心，貴陽 550014）

鑄造高溫合金K403 是一種鎳基高溫合金，因具有較好的高溫強度、耐腐蝕、抗氧化性、耐疲勞性等特性，常用于制造渦輪葉片、導向器、燃燒室、渦輪盤、壓氣機、導向器等重要熱端承力結構件。在實際服役與應用的過程中，熱端承力件長期處于高溫沖擊、高溫腐蝕、高速旋轉等惡劣工況，葉片表面易產生疲勞裂紋，對設備的運行安全影響重大。熱端承力部件的更換極大程度限制了航空發動機整體使用壽命，同時增加維護成本。先進修復技術能夠對損傷部件進行單獨維修，有利于縮短制造時間周期和降低成本，提升維護效率?？焖傩迯瓦^程主要由前處理、材料沉積、修復區加工、后處理等步驟組成。其中，材料沉積過程是整個修復工藝的關鍵所在。待修復部件經過高溫材料沉積后，修復區域的材料與母材的力學性能和冶金結合界面能否實現匹配是評價修復工藝與決定使用性能的重要因素。

目前，針對葉片表面出現小面積沖擊損傷特點，通常預先使用機械加工的方式打磨去除損傷區域的表面內涂層并完成開槽，主要使用鎢極氬?。╰ungsten inert gas，TIG）焊、釬焊、電子束焊、激光熔覆（laser welding）等工藝方式實現中間層金屬熔化，完成損傷部分的修補。TIG 焊[1-3]具有熱輸入量高、熱源集中、修復區域表面質量好、無焊渣殘留、投資少、操作便利等優點。宋文清等[4-5]使用TIG 焊工藝對高溫合金渦輪葉片修復過程進行了研究，結果表明，修復熱裂紋是該工藝的主要缺陷，控制電流、高溫時間等工藝參數與降低MC 碳化物的形成有利于控制修復熱裂紋的形成。Ojo 等[6]對TIG 焊鎳基高溫合金IN738 焊接過程的界面區進行研究，結果表明，初始析出的γ'相重熔并滲入晶界是導致焊接區域延性下降的主要原因。同時，界面區的連續脆性共晶組織和碳化物相也是鎳基高溫合金焊接失效過程裂紋擴展的關鍵因素[7-8]。激光熔覆修復[9-10]具有熱輸入量小、控制精度高、形狀適應性好、界面區窄、焊接變形小等優點，在葉片修復的應用也受到國內外學者的關注。General Electric 公司[11]利用Nd：YAG 激光熔覆方式修復鎳基高溫合金燃氣輪機疲勞裂紋，并使用噴丸工藝在修復區實現抗疲勞性強化。Richter等[12]利用激光熔覆完成Ti6242 鈦合金整體葉盤修復，結果表明，該工藝修復氣孔率較低，抗拉強度和疲勞強度均超過基體材料，具有進一步擴展應用空間的潛質。林鑫等[13-14]使用激光沉積修復技術結合退火+噴丸等后處理實現TC4 鈦合金葉片斷裂區域修復與性能提升。Liu 等[15]研究了激光熔覆技術對鎳基高溫合金燃氣渦輪發動機部件鑄造缺陷和孔洞的修復能力，研究表明，使用較細的粉末顆粒和快速的激光掃描速度能夠有效抑制界面區裂紋的產生。盛家錦等[16]研究了IN939 鎳基高溫合金葉片修復過程裂紋生成機理，結果表明，激光熔覆過程熱影響區形成的液化裂紋和碳化物相會引起修復區域局部缺陷。Kim 等[17]相關研究表明，葉片修復區域內部微裂紋是力學性能下降的主要原因。Xu 等[18]使用FeCrNiCu 粉末完成了薄壁壓氣機葉輪修復，研究表明，修復區無夾渣、氣孔等缺陷，配合相關后熱處理工序能夠降低局部缺陷達到使役要求。

在實際服役與應用的過程中，K403 鎳基高溫合金葉片長期處于高溫沖擊、高溫腐蝕、高速旋轉等惡劣工況，葉片表面易產生疲勞裂紋。由于維修成本、加工周期、便捷性等優勢，目前在導向器葉片的實際生產和修復過程中仍以手工TIG 焊為主，激光熔覆修復工藝在修復區域易產生熔合不良、氣孔等問題，實際應用較少。目前對比研究TIG 焊和激光熔覆兩種工藝修復K403 鑄造鎳基高溫合金葉片鮮見報道。針對渦輪發動機葉片長期在高溫工況下服役，為驗證激光熔覆修復工藝在導向葉片修復過程中的可行性，本工作采用TIG 焊和激光熔覆兩種工藝對K403 高溫合金進行修復，對修復后的組織與性能對比研究。

1 實驗及方法

1.1 實驗材料與設備

實驗母材為K403 鑄造高溫合金，合金化學成分見表1，母材進行實驗前采用標準熱處理規范進行熱處理。實驗用于TIG 焊的焊絲和激光熔覆的沉積粉末均為鎳基高溫合金GH625，其化學成分如表1 所示。TIG 焊修復工藝所采用的GH625焊絲直徑為1.2 mm，激光熔覆修復工藝所采用的GH625 粉末由真空霧化方法制備，其粉末的平均直徑為53～106 μm。

表1 母材與中間層金屬化學成分（質量分數/%）Table 1 Chemical composition of base metal and interlayer metal（mass fraction/%）

采用TIG 焊和激光熔覆兩種不同修復工藝進行對比研究。修復前，使用SiC 砂紙對試件表面進行打磨，隨后使用丙酮進行超聲清洗、干燥。焊絲進行表面打磨去除氧化皮，熔覆粉末進行3 h 真空烘干處理。TIG 焊修復方案建立在前期研究和實際生產應用經驗基礎上，試樣制備采用福尼斯magicwave3000 焊機，優化后的主要工藝參數：焊接電流80 A，氬氣流量10 L/min，焊速150～200 mm/min。為控制修復過程中熱變形、內應力的產生，整個修復過程在特定的工裝夾具內進行，修復完成后空冷至室溫。激光沉積熔覆修復使用Arnold 6KW 光纖激光三維加工設備，采用同軸送粉的方式實現試樣制備，設備主要組成包含6KW IPG YLS-6000 光纖激光器、激光熔覆頭、送粉器、工作轉臺、同軸保護氣氛和同軸送粉頭等，可實現五軸加工，光斑直徑為0.8 mm，額定功率為800 W，掃描速度為600 mm/min，送粉速率為0.8 g/min，為避免修復過程中試樣氧化，整個制備過程在高純氬氣中進行，隨后空冷至室溫。

1.2 試樣制備與測試方法

拉伸試樣與激光熔覆修復示意如圖1 所示，將焊料填充在母材上預先加工出的凹槽后，按照垂直于焊縫的方向進行切割，取樣的方式如圖1（a）所示，在電子萬能試驗機上進行拉伸性能測試。測試按標準GB/T 2652—2008《焊縫及熔敷金屬拉伸試驗方法》在MTS E40 拉伸試驗機上進行，拉伸速率為0.15 mm/min，每組測試5 個平行試樣，取平均值作為最終強度。

圖1 拉伸試樣與激光熔覆修復示意圖（a）拉伸試樣示意圖；（b）激光熔覆修復示意圖；（c）初始試樣；（d）拉伸試樣Fig.1 Schematic diagrams of mechanical property test process and laser cladding repairing process（a）schematic diagram of tensil specimen；（b）schematic diagram of laser cladding repairing process；（c）initial specimen；（d）tensile specimens

激光熔覆修復完成后，沿焊縫垂直方向進行切割，切割出20 mm×10 mm×10 mm 的金相小塊，使用砂紙進行打磨、機械拋光、腐蝕處理，完成金相試樣制備，使用配備有EDS 的JOEL 7610Plus 場發射掃描電鏡完成修復區域微觀組織觀察和分析。

2 結果分析與討論

2.1 宏觀形貌與微觀組織

圖2 為使用TIG 焊修復工藝完成修復的截面金相顯微組織形貌，可以看出，修復區域界面平滑，有隨機少量微裂紋缺陷。從圖2（a）可見整個修復區域根據組織的宏觀形貌差異可以分為焊接區、界面區、母材區，界面區寬度大約為400 μm，其中焊接區域的微觀組織可參見圖2（b）。從圖2（d）可以看出，K403 母材區域顯微組織呈樹枝晶結構特征，主要由γ 相、γ'相、（γ+γ'）共晶相和碳化物構成。γ'相和（γ+γ'）共晶相以細微點狀分布于枝晶之間，碳化物等低熔點共晶組織分布于晶界之間。界面區顯微組織如圖2（c）所示，可以看出，受到修復過程中熱源的影響，晶界處形成的裂紋由母材基體延伸進入界面區，靠近熱源部分存在于晶界間的強化元素進一步擴散，由連續骨架狀碳化物逐漸轉化為不連續點狀碳化物。熔覆區域與母材結合的位置由于液態熔池處于初始凝固狀態，成分與溫度引起的過冷度較小，呈現出一層結合面光亮帶，形成平面晶組織。隨著凝固過程的進行，成分不均提供的過冷度促使凝固組織以柱狀晶的形式增長，由母材基體向熱流方向生長，呈現出明顯的織構形式。同時成分不均提供的驅動力使得柱狀凝固液面沿生長方向的兩側發展形成枝晶。隨著兩側枝晶長大提供的成分過冷增加，液相內部形核并結晶形成等軸晶組織。由于熔覆區的溫度梯度較大，溫降較快，該區域組織通常以非平衡凝固方式完成凝固形核，呈樹枝狀生長。初生γ-Ni 優先形核長大，γ'相和（γ+γ'）共晶相在凝固過程中液相或者固相中析出，存在于枝晶之間。剩余液相中合金強化元素在降溫過程中與C 元素結合，最終在晶界間形成碳化物相等低熔點共晶組織。

圖3 為TIG 焊修復工藝的母材區、熔覆區及界面區的典型相分布，對各相進行了EDS 元素分析，各點成分如表2 所示。熔覆區含大量Ni、Cr 元素，主要以γ 固溶體的形式存在，少量Al、Ti 等元素是從母材中擴散而來。研究表明，在GH625 合金中，當Nb 含量超過10%（質量分數，下同）且小于22%時，會發生L→γ+γ"的相變反應[19]。點A 處的Nb 的含量為13.77%，結合以上研究和點A 處的元素含量可知，點A 的相組成為γ+γ"（Ni3Nb）。母材K403 的典型微觀形貌如點B 所示，根據EDS 結果可知該位置含大量Al 元素，該沉淀相為γ'（Ni3Al）相，大量細小的沉淀物彌散分布于γ 基體中，起到沉淀強化的效果。界面區的典型微觀形貌特征如點C 所示，根據EDS 結果可知該相含大量Al、Nb、Ti、Mo 等元素，修復過程中的集中熱源輸入和高冷卻速度使得凝固界面產生非等溫凝固行為，造成Al、Nb、Ti、Mo 等元素偏析，形成大量的碳化物。綜合各區域的EDS 元素分析和相關研究可知，使用TIG 焊工藝修復的組織中焊接區由γ 固溶體和γ"組成，母材區由γ 固溶體和γ'組成，界面區由γ 固溶體和型碳化物組成。

圖3 TIG 焊修復工藝各分區相分布（a）熔覆區；（b）母材區；（c）界面區；（d）局部放大Fig.3 Distribution of phases in different zones by TIG welding process（a）welding zone；（b）base metal zone；（c）heat affected zone；（d）local magnification

表2 圖3 中各點的化學成分分析（質量分數/%）Table 2 Chemical composition of each point marked in Fig.3（mass fraction/%）

采用激光熔覆修復的界面金相顯微組織如圖4所示，可以看出，結合界面處形成一層高亮的分界帶，未發現孔洞、夾雜和熱裂紋等缺陷。相較于TIG焊修復工藝，激光熔覆修復工藝的界面區明顯變窄，約為40 μm。焊接區域呈現出典型的細微枝晶外延生長趨勢，在遠離母材的熔覆區域，凝固金屬受到保護氣氛對流散熱和已凝固金屬傳熱的影響，金屬凝固由柱狀晶形態轉換為等軸晶形態。由于熱源面積和溫度梯度的不同，相較于TIG 焊修復工藝焊接區域的微觀組織，激光熔覆修復工藝的晶粒較小，組織更加均勻。由圖4（d）可以看出，K403母材區晶間存在較多的碳化物和低熔點共晶相，其主要影響增加修復過程中基體與熔覆材料之間的熱裂紋傾向。

圖4 激光熔覆修復區域微觀組織（a）宏觀分區；（b）焊接區；（c）界面區；（d）母材Fig.4 Microstructure of repaired zone obtained by laser cladding repairing process（a）macro-regional division；（b）welding zone；（c）heat affected zone；（d）base metal

兩種修復工藝界面區域的元素分布如圖5 所示，可以看出，在較大冷卻速度下Nb、Mo、Ti、W等元素發生偏析富集形成不規則塊狀碳化物，兩種修復工藝對界面線附近的元素分布有較大影響。各元素在TIG 焊修復工藝的界面附近明顯擴散更加均勻，而在激光熔覆修復的界面附近具有明顯的濃度梯度。該結果反映出使用激光熔覆修復工藝對母材產生的熱影響明顯小于TIG 焊修復工藝，激光光斑集中熱源產生的熔池較小，較快的熱量散失對修復界面部分的影響較小。而TIG 焊修復工藝熱輸入大造成冷卻過程中收縮引起的熱應力過大，使得界面位置易產生熱裂紋。同時，較大的熱輸入易使得晶界中的低熔點共晶組織再次溶解，產生開裂行為。激光熔覆修復工藝在修復界面區的影響明顯小于TIG 焊修復工藝，得到的晶粒與組織更加均勻，缺陷易得到控制。

圖5 兩種不同修復工藝界面線附近元素分布（a）TIG 焊；（b）激光熔覆Fig.5 Element distribution near the interface of two different repairing processes（a）TIG welding；（b）laser cladding

2.2 力學性能分析

兩種修復工藝的拉伸試樣在室溫（20 ℃）、800、975 ℃三種溫度下進行拉伸測試，結果如圖6所示。從圖6 可以看出，使用激光熔覆修復工藝得到的抗拉強度分別為787、413、133 MPa，明顯高于使用TIG 焊修復工藝得到的抗拉強度623、401、114 MPa。激光熔覆和TIG 焊修復工藝得到的室溫抗拉強度分別為K403 母材室溫強度的87.44%和69.22%。兩種修復工藝的屈服強度較為接近，且隨著使用環境溫度的增加，屈服強度呈現不斷下降的趨勢。高溫拉伸環境中（800 ℃和975 ℃）接頭抗拉強度與屈服強度較為接近，表明修復區域材料發生屈服后繼續硬化的趨勢降低。K403 母材室溫斷后伸長率為6%，兩種修復工藝不同環境溫度下的斷后伸長率變化如圖6（c）所示，可以看出，使用激光熔覆修復工藝試樣斷后伸長率略高于母材。不同修復工藝的試樣在975 ℃工況下的斷后伸長率較為接近。根據兩種工藝得到的斷后伸長率標準差可以得出，使用TIG 焊修復工藝得到的拉伸斷后伸長率數據分散性大于激光熔覆修復工藝，進一步說明使用激光熔覆修復工藝穩定性優于TIG 焊修復工藝。

圖6 兩種修復工藝的力學性能變化（a）拉伸強度；（b）屈服強度；（c）斷后伸長率Fig.6 Change of mechanical properties of specimens by two repairing processes（a）tensile strength；（b）yield strength；（c）elongation at break

兩種修復工藝在三種不同溫度下的抗拉強度、屈服強度、斷后伸長率結果表明，使用激光熔覆修復工藝得到的綜合力學性能更加優異。結合修復區域宏觀形貌與微觀組織可知，造成兩者性能差異的主要原因可能是在修復的過程中，激光熔覆修復工藝較TIG 焊的光斑較小，能量輸入較為集中，產生的界面區和熱量梯度較小，使得在焊料與母材的結合區域裂紋敏感性較低。因此，使用激光熔覆修復工藝得到的力學性能更加優異且穩定。

2.3 斷裂行為分析

K403 高溫合金修復工藝主要用于發動機葉片的修復工作，為研究修復工藝對其失效行為的影響規律和機理，對修復工藝的室溫和高溫拉伸試樣斷口的斷裂位置和斷口形貌進行了分析。兩種修復工藝拉伸試樣斷裂位置統計如表3 所示，可以看出，兩種修復工藝試樣在室溫下斷裂位置通常位于母材，修復區域室溫力學性能能夠與母材達到等強度。隨著實驗溫度的升高，試樣斷裂逐漸轉移至修復區域，修復區域的力學穩定性下降明顯。一方面，由于修復區域內部存在微裂紋、非均勻析出等缺陷，高溫材料軟化后造成γ 基體與低熔點共晶組織非均勻變形，促進微裂紋擴展，造成性能的急劇下降。另一方面，由于修復區域與母材區域的彈性模量存在差異，變形過程中連接界面區域易產生非協調應變，造成在修復區域的失效行為增加。通過對比兩種不同修復工藝過程對斷裂區域的影響可以看出，激光熔覆修復工藝在各個試驗條件下均優于TIG 焊修復工藝。結合力學性能結果可以得知，在室溫和800 ℃下激光熔覆修復工藝力學性能優于TIG 焊修復工藝是由于前者修復區域斷裂風險低，斷裂位置偏向于母材區域。975 ℃高溫下由于兩種工藝斷裂位置均位于修復區域，兩者的力學性能接近。

表3 兩種不同修復工藝斷裂位置統計Table 3 Statistics of fracture location using two different repairing processes

兩種修復工藝的室溫拉伸斷口形貌如圖7 和圖8 所示，從斷口形貌可以看出，包含光滑交錯的類解理臺階、細小的韌窩和未焊合缺陷，屬于混合斷裂模式。圖7（a）為TIG 焊修復工藝的室溫斷口的整體形貌，可以看出斷裂的表面較為平整且能夠觀察到明顯的裂紋特征。圖7（b）為局部放大圖，該區域呈現出典型的鑄造疏松缺陷特征，為裂紋起源區域。點E 和F 的EDS 結果如圖7（e）、（f）和表4 所示，可以看出，該處位于熔覆區靠近界面區位置，主要由γ-Ni 固溶體組成，有少量的Al 和W 元素擴散，由焊材修復凝固并受到母材元素擴散影響而成。修復過程中的熔池冷卻凝固過快，枝晶之間由于液體流動性不足局部快速凝固造成的疏松。圖7（c）、（d）斷口形貌有大量細碎的類解理斷裂臺階、河流狀花紋和少量的韌窩，有典型的樹枝晶斷裂的特征。圖7（c）中零件斷裂邊緣位置具有明顯的塑性變形特征，斷裂韌窩帶主要存在于該位置。圖7（d）中細小平整的類解理斷裂面主要是裂紋擴展過程中大量脆性相提供的低阻路徑導致。因此，斷裂過程中裂紋由疏松缺陷位置產生沿晶間脆性組織持續擴展，最后到達致密組織附近發生塑性變形并擴展至零件表面。

圖8 激光熔覆修復工藝的室溫拉伸斷口形貌（a）整體；（b）～（d）局部放大；（e），（f）圖（d）中G，H 位置的EDS 結果Fig.8 Fracture morphology of tensile test at room temperature for laser cladding repairing process（a）integral fracture morphology；（b）-（d）local magnification for Fig.8（a）；（e），（f）EDS of spot G and H in Fig.8（d）

表4 圖7 和圖8 中各點的化學成分分析（原子分數/%）Table 4 Chemical composition analysis of each point marked in Fig.7 and Fig.8（atom fraction/%）

圖8（a）為激光熔覆修復工藝的室溫斷口整體形貌，可以看出，斷口形貌中的缺陷明顯少于TIG 焊修復工藝的斷口形貌，未發現明顯的裂紋。從圖8（b）可以看出，在斷裂的表面上存在大量的斷裂韌窩。圖8（c）、（d）以網狀撕裂棱和局部類解理平臺斷裂特征為主，兩者相互連接形成網狀斷裂花樣，點G 和H 的EDS 結果如圖8（e）、（f）和表4 所示，點G 處存在大量的Nb 和Mo 元素富集，周圍斷裂表面光滑，顯微組織分析顯示該處為偏析在晶界處形成的碳化物相（圖8（d））。斷裂過程中晶界處夾雜的碳化物相開裂和拔出形成孔洞。通過圖7 和圖8 斷口形貌和力學性能對比分析可知，使用激光熔覆修復工藝試件塑性明顯優于TIG 焊修復工藝。

兩種修復工藝800 ℃高溫拉伸斷口形貌如圖9所示，相較于室溫下的斷口形貌，呈現出明顯的沿晶斷裂特征。對比圖9（a-1）和（b-1）可以看出，使用激光修復工藝的試樣斷口邊緣有典型的塑性變形的特征。由圖9（a-2）可以看出，斷裂表面存在大量的樹枝晶和沿晶裂紋的形貌，具有沿晶斷裂和穿晶斷裂的混合斷裂特征，沿樹枝晶斷裂表面光滑并分布大量碳化物相，穿晶斷裂截面分布有部分韌窩。由圖9（b-2）可以看出，在沿晶斷裂的表面存在大量的韌窩，屬于沿晶韌性斷裂模式，并具有疲勞斷裂條帶和沿晶二次裂紋形貌特征，說明該區域在拉伸的過程中經受了長期的應力。對比兩種修復工藝的高溫斷口形貌可以得出，使用激光熔覆修復工藝的修復區域的晶粒與組織更加均勻，斷裂過程中韌性斷裂特征更加明顯，在裂紋擴展失效的過程中，強化相以及細小碳化物組織周圍塞積了大量位錯，變形過程中大量韌窩的形成阻礙了裂紋的快速擴展，使得斷裂過程中消耗了更多的變形能，結合上文的高溫力學性能數據，激光熔覆修復工藝形成的液化裂紋風險降低，并在高溫失效抑制方面更具有優勢。

圖9 兩種修復工藝800 ℃拉伸斷口形貌（a）TIG 焊；（b）激光熔覆；（1）低倍；（2）高倍Fig.9 Fracture morphology of tensile test at 800 ℃（a）TIG welding；（b）laser cladding；（1）low magnification；（2）high magnification

根據兩種修復工藝在室溫和800 ℃拉伸斷口形貌可以推斷出，修復過程產生的液相填充不足、微裂紋等缺陷是失效的主要原因。激光熔覆修復工藝能夠有效降低修復缺陷、細化修復區域組織，在裂紋擴展的過程中產生更大的塑性變形，提升修復試件的力學性能。

2.4 葉片修復

激光熔覆修復工藝修復葉片的過程以及實際效果如圖10 所示。圖10（b）為發動機試車過程中出現的葉片邊緣板裂紋損傷，根據裂紋開裂方向和深度情況先在修復區域制備V 型槽并進行手工打磨，修復區域約為5 mm，而后采用GH625 粉末作為沉積粉末進行激光熔覆修復工作。修復后的效果如圖10（c）、（d）所示，可以看出修復后外觀沒有裂紋缺陷。熒光檢測如圖10（e）所示，同樣未發現裂紋缺陷。葉片修復區經過表面手工打磨平整后，進行目視檢測、熒光檢測和煤油-白堊檢測，均未發現裂紋和線性缺陷。修理產品經裝配試車后未出現焊縫及熱影響區裂紋，這說明使用該熔覆粉末和工藝能夠實現葉片的修復。

圖10 葉片修復效果（a）修復過程示意；（b）修復前；（c），（d）修復后；（e）熒光檢測Fig.10 Results of repaired blade（a）schematic diagram of repairing process；（b）before repairing；（c），（d）after repairing；（e）fluorescence detection

3 結論

（1）TIG 焊和激光熔覆兩種工藝均能夠實現焊材與母材之間的冶金結合，使用激光熔覆修復后的修復區域晶粒更小且組織更加均勻，界面區寬度明顯降低。使用TIG 焊修復工藝在界面區附近易產生微裂紋缺陷，微裂紋附近主要是碳化物相和低熔點共晶組織。

（2）綜合各區域的EDS 元素分析和相關研究可知，使用TIG 焊修復工藝的組織中焊接區由γ 固溶體和γ"組成，母材區由γ 固溶體和γ′組成，界面區由γ 固溶體和碳化物組成。

（3）兩種修復工藝得到的力學性能具有較大的差異，激光熔覆修復工藝和TIG 焊修復工藝的室溫拉伸強度分別為K403 母材強度的87.44%和69.22%，使用激光熔覆修復工藝得到的抗拉強度明顯優于TIG 焊修復工藝。使用激光熔覆修復工藝斷后延伸長率明顯高于TIG 焊修復工藝，且高于室下母材的斷后伸長率。同時，激光熔覆修復工藝在綜合力學性能方面具有更高的穩定性，具有更高的修復質量。

（4）兩種修復工藝室溫斷裂過程以混合斷裂模式為主，隨著溫度的增加，高溫拉伸斷口呈現出更加明顯的沿晶斷裂的特征。相較于TIG 焊修復工藝，激光熔覆修復工藝試樣的斷口呈現出更加明顯的塑性變形特征，其在抑制液化裂紋風險、高溫失效和葉片修復應用方面具有更大優勢。

（5）使用激光熔覆修復工藝完成了葉片試車過程產生的邊緣板裂紋損傷修復，經過熒光和煤油-白堊檢測，未發現裂紋及線性缺陷，滿足修理要求。