Mit der Entwicklung der Erkundung polarer Ressourcen und der Polarschifffahrt wurde den Materialien für polare Ausrüstungen und Schutztechnologien gegen Schäden in extremen Umgebungen große Aufmerksamkeit gewidmet. Um die Anforderungen an den Korrosionsschutz von Schiffsbaustahl zu erfüllen und die Leistungsfähigkeit von nichtrostendem Stahl bei niedrigen Temperaturen zu bewerten, wurden mit Hilfe der Laser-Cladding-Technologie Beschichtungen aus austenitischem nichtrostendem Stahl 316L und nichtrostendem Duplexstahl 2205 auf der Oberfläche von FH690-Stahl hergestellt. Diese Beschichtungen wurden einem einjährigen Test unter den atmosphärischen Bedingungen der Zhongshan-Station in der Antarktis unterzogen. Die Ergebnisse zeigten, dass die Edelstahlbeschichtungen die Korrosionsrate des maritimen Stahlsubstrats wirksam verringerten. Das Mikrogefüge, die Mikrohärte, das tribologische Verhalten, das elektrochemische Korrosionsverhalten und die Stabilität der Proben unter polaren Niedrigtemperaturbedingungen wurden analysiert. Die Ergebnisse zeigten, dass die 316L-Beschichtung eine geringe Lochfraßkorrosion aufwies, während die 2205-Beschichtung eine leichte selektive Korrosion zeigte. Beide Beschichtungen behielten ihre Mikrohärte und Verschleißfestigkeit bei, wobei die Korrosionsbeständigkeit leicht abnahm. Die laserbeschichteten Edelstahlbeschichtungen wiesen eine stabile Phasenstruktur und Leistungsfähigkeit in der antarktischen Atmosphäre auf und boten einen wirksamen Schutz für das Tieftemperatur-Stahlsubstrat. Diese Ergebnisse sind eine wertvolle Hilfe bei der Bewertung der Umweltverträglichkeit von Werkstoffen, die in polaren Geräten verwendet werden, und bei der Weiterentwicklung von korrosionsbeständigen Beschichtungstechnologien.

In den letzten Jahren haben die globale Erwärmung, die Ressourcenknappheit und die Umweltveränderungen dazu geführt, dass die Erkundung der polaren Ressourcen, die Förderung der Polarschifffahrt und die Wahrung der polaren Interessen bei den Nationen auf der ganzen Welt immer mehr Aufmerksamkeit erregt haben. Untersuchungen haben ergeben, dass die arktische Region etwa 30% der unerschlossenen Erdgas- und 13% der unerschlossenen Erdölreserven der Welt beherbergt, während sich in der Antarktis unter der Eiskappe der Ostantarktis das größte Kohlefeld der Welt mit geschätzten Reserven von etwa 500 Milliarden Tonnen befindet. Bei der Erkundung, Erschließung und Erhaltung der Polarregionen ist die Betriebsleistung hochleistungsfähiger Polarausrüstungen wie Eisbrecher, Offshore-Plattformen und terrestrische Stationen von entscheidender Bedeutung. Die polare Umwelt ist jedoch komplex und rau, mit jährlichen Durchschnittstemperaturen von etwa -22,3°C in der Arktis und zwischen -28,9°C und -35°C auf dem antarktischen Kontinent. Nur 1 bis 4 Monate im Jahr liegen die monatlichen Durchschnittstemperaturen zwischen 0°C und 10°C, wobei extreme Wetterbedingungen die Temperaturen auf bis zu -70°C senken können. In Verbindung mit trockenen Stürmen, intensiver ultravioletter Strahlung, Frost-Tau-Zyklen und stürmischen Schneefällen sind polare Ausrüstungen lang anhaltenden und schwerwiegenden Korrosionsschäden durch die Einwirkung niedriger Temperaturen ausgesetzt. Bei beweglichen Bauteilen in Eisbrechern, Bohrinseln und Lagersystemen müssen zusätzliche Schäden durch Spannungs- und Verschleißbelastungen berücksichtigt werden. Daher ist die Umweltverträglichkeit von Werkstoffen für polare Ausrüstungen seit langem ein Schwerpunkt umfangreicher wissenschaftlicher Forschung.

Gegenwärtig bestehen die metallischen Werkstoffe für Polargeräte hauptsächlich aus Tieftemperaturstählen, d. h. aus Hochleistungsstählen, die eine hervorragende Zähigkeit und Schweißbarkeit bei niedrigen Temperaturen aufweisen. Dazu gehören typischerweise niedriglegierte Stähle auf Ferritbasis und austenitische Fe-Cr-Ni-Stähle. Niedriglegierte Tieftemperaturstähle sind aufgrund ihrer Kosteneffizienz weit verbreitet und werden in der Regel mit dem thermomechanischen Kontrollverfahren (TMCP) hergestellt, das die Festigkeit, Zähigkeit und Schweißbarkeit erhöht und den Kohlenstoffgehalt reduziert. Wang Chaoyi et al. führten Schweißexperimente mit Unterpulverschweißen an 54 mm dickem Niedertemperaturstahl der Güte 460 MPa für Polarschiffe durch, der im TMCP-Verfahren hergestellt wurde. Sie stellten fest, dass bei einer extrem niedrigen Temperatur von -70 °C Proben aus der Wärmeeinflusszone mit einem einphasigen bainitischen Gefüge einen Sprödbruch aufwiesen, während das Grundmaterial mit einem zweiphasigen Ferrit-Bainit-Gefüge eine höhere Bruchfestigkeit und einen größeren Widerstand gegen die Rissausbreitung zeigte. Sun Shibin et al. untersuchten das tribologische Verhalten von TMCP FH36 Marinestahlplatten unterschiedlicher Dicke bei 20°C, -5°C und -20°C. Ihre Ergebnisse zeigten, dass das Oberflächengefüge hauptsächlich aus Ferrit und Perlit bestand, während der Bereich in der Mitte der Dicke Ferrit, Perlit und körnigen Bainit aufwies. Die Mikrostruktur hatte einen direkten Einfluss auf die Härte und die Verschleißfestigkeit, wobei der abrasive Verschleiß der vorherrschende Mechanismus war, begleitet von Ermüdung und adhäsivem Verschleiß. Mit sinkender Temperatur nahm die örtliche Oberflächenhärte zu, aber die Ablösung von Material durch Reibung verschlimmerte den Verschleiß, was zu breiteren und tieferen Verschleißspuren und einem größeren Verschleißvolumen führte. Li et al. untersuchten das frühe Korrosionsverhalten von EH36-Niedertemperaturstahl in einer simulierten polaren maritimen atmosphärischen Umgebung und stellten fest, dass die Korrosion bei niedrigen Temperaturen mit einer Rate von 0,47 g-m-²-h-¹ in einer beschleunigten Phase blieb. Hochfester Tieftemperaturstahl FH690 bietet hervorragende mechanische Eigenschaften bei niedrigen Temperaturen; in Umgebungen mit gekoppelten Verschleiß- und Korrosionsschäden können lose und poröse Korrosionsprodukte jedoch den Reibungsscherkräften nicht standhalten, und die galvanische Korrosion zwischen dem freiliegenden Substrat und den Verschleißprodukten beschleunigt die Degradation weiter. Die Mikrostruktur von niedrig legierten Tieftemperaturstählen ist anfällig für Veränderungen durch Hitze und mechanische Kräfte, was zu einer Instabilität der mechanischen und Verschleißeigenschaften führt. Darüber hinaus führt das Fehlen von Passivierungselementen zu schneller Korrosion in marinen Cl-Umgebungen, was die Lebensdauer unter kombinierten Verschleiß-Korrosions-Bedingungen erheblich verkürzt.

Materialschäden, wie Verschleiß und Korrosion, beginnen in der Regel an der Oberfläche. Durch den Einsatz von Hochenergiestrahl-Auftragschweißtechnologien zur Herstellung von Hochleistungsbeschichtungen mit integrierter Beständigkeit gegen Niedrigtemperaturverschleiß und -korrosion auf der Oberfläche von zähem Tieftemperatur-Schiffsbaustahl können erhebliche Verbesserungen der Betriebsleistung von technischen Geräten in extremen polaren Umgebungen erzielt werden. Beschichtungen, die durch Laserauftragschweißen auf EH32-Schiffsstahlsubstraten hergestellt wurden, wiesen nach Tieftemperatur-Gefrierkorrosionstests bei -80°C eine höhere Härte und Verschleißfestigkeit auf als das Substrat. Die Auswahl geeigneter Hochleistungsbeschichtungswerkstoffe ist entscheidend für die Verlängerung der Lebensdauer von Marinestahl. Nichtrostender Stahl mit seiner hervorragenden Korrosionsbeständigkeit ist eine Lösung für den Mangel an Passivierungselementen in Tieftemperatur-Schiffsstahl und gewährleistet als Eisenbasislegierung eine robuste metallurgische Verbindung während des Beschichtungsprozesses. Austenitischer rostfreier Stahl weist bei niedrigen Temperaturen keinen duktil-spröden Übergang auf und bietet eine außergewöhnliche Schlagzähigkeit und Korrosionsbeständigkeit. Duplex-Edelstahl bietet höhere Festigkeit und verbesserte Verschleißfestigkeit, wobei die kontrollierte Ausscheidung von Sekundärphasen die gute Zähigkeit bewahrt. Die unregelmäßigen Schwankungen des polaren Klimas erschweren die Simulation von Korrosionstests unter atmosphärischer Einwirkung, so dass eine langfristige atmosphärische Einwirkung in den Polarregionen die zuverlässigste Bewertungsmethode darstellt.

Diese Studie befasst sich mit den Materialanforderungen für polartechnische Ausrüstungen und dem Bedarf an Schutz vor Beschädigungen in extremen Umgebungen. Mit Hilfe der Laserauftragsschweißtechnik wurden Beschichtungen aus austenitischem Edelstahl 316L und rostfreiem Duplexstahl 2205 auf der Oberfläche von FH690-Stahl hergestellt und anschließend in der Zhongshan-Station in der Antarktis unter atmosphärischen Bedingungen getestet. Die Mikrohärte, das tribologische Verhalten, das elektrochemische Korrosionsverhalten und die Stabilität der Proben unter polaren Tieftemperaturbedingungen wurden analysiert, um Einblicke in die Umweltanpassungsfähigkeit und den Korrosionsschutz von Werkstoffen für polare Ausrüstungen zu erhalten. Die Schutzwirkung der laserbeschichteten 316L- und 2205-Beschichtungen auf FH690-Stahl in der antarktischen atmosphärischen Umgebung wurde untersucht.

Experimentelle Vorbereitung
1.1 Beschichtungsvorbereitung und antarktische Expositionsbedingungen
Als Trägermaterial wurde FH690-Stahl mit den Abmessungen 100 mm × 25 mm × 10 mm verwendet. Die Oberfläche wurde zunächst mit Schleifpapier der Körnung 1500 poliert, um gleichmäßige Kratzer zu erhalten, und anschließend mit wasserfreiem Ethanol per Ultraschall gereinigt, um Oberflächenverunreinigungen und Öl zu entfernen. Als Beschichtungsmaterialien wurden Pulver aus den Edelstahllegierungen 316L und 2205 mit Partikelgrößen von 48 bis 74 μm ausgewählt und vor dem Beschichten 24 Stunden lang im Vakuum bei 50 °C getrocknet.

Die Legierungspulver wurden mit der Preset-Pulver-Methode gleichmäßig auf die Substratoberfläche aufgetragen, mit einer Schichtdicke von etwa 2 mm und einer planaren Abmessung von 50 mm × 25 mm. Zum Beschichten wurde ein fasergekoppelter Halbleiterlaser (RECI Laser, DAC4000) mit einer maximalen Ausgangsleistung von 4 kW verwendet. Die Parameter für das Beschichten waren: Laserleistung von 1,6 kW, Spotdurchmesser von 2 mm, Scangeschwindigkeit von 800 mm/min, Überlappungsrate von 25% und Schutz durch Argonatmosphäre. Nach dem Auftragschweißen wurden die Beschichtungen mit Schleifpapier der Körnung 1500 poliert, um sie an den Zustand des Substrats anzupassen, und an bestimmten Stellen wurden Löcher für die Montage der Proben gebohrt.

Die Befestigung der Proben für die atmosphärische Exposition in der Antarktis erfolgte gemäß der Norm GB/T 14165-2008, wobei die Probenoberfläche in einem Winkel von 45° zur horizontalen Ebene positioniert wurde, wie in Abbildung 1 dargestellt. Die Proben wurden an der Zhongshan-Station in der Antarktis für eine Testdauer von einem Jahr (Dezember 2022 bis Dezember 2023) ausgesetzt. Nach der Rückholung wurden die Proben fotografiert, und diejenigen mit Korrosionsprodukten wurden zur Ultraschallreinigung in eine Rostentfernungslösung mit 100 ml HCl, 100 ml entionisiertem Wasser und 0,3 g Hexamethylentetramin getaucht. Anschließend wurden die Proben mit Alkohol gespült, getrocknet, fotografiert und gewogen. Durch Drahterodieren wurden die Proben für die anschließende Prüfung in kleinere Proben mit einer Fläche von 10 mm × 10 mm verarbeitet.

1.2 Probencharakterisierung und Leistungstests vor und nach der Exposition in der Antarktis
Die Beschichtungen wurden vor und nach der Exposition in der antarktischen Atmosphäre mit Hilfe eines Rasterelektronenmikroskops (SEM, ZEISS Gemini300), eines energiedispersiven Röntgenspektrometers (EDS, Oxford INCA 80), eines Röntgendiffraktometers (XRD, Bruker D8 Advance) und eines konfokalen Laserscanningmikroskops (CLSM, Keyence VK-X250) hinsichtlich Morphologie, Zusammensetzung und Phasenstruktur charakterisiert.

Die Mikrohärte wurde mit einem Vickers-Mikrohärteprüfgerät (Veiyee QHV-1000SPTA) an 20 zufällig ausgewählten Punkten der Beschichtungsoberfläche mit einer aufgebrachten Last von 200 g und einer Verweilzeit von 15 s gemessen. Das lineare Trockengleitverhalten der Beschichtungen wurde mit einer multifunktionalen Reibungs- und Verschleißprüfmaschine (Rtec MFT-5000) mit einer aufgebrachten Normalkraft von 10 N, einer Verschleißdauer von 1800 s, einem Pendelweg von 3 mm und einer SiN-Keramikkugel (6,35 mm Durchmesser) als Gegenlauffläche untersucht. Die Abnutzungsspuren wurden mit einem dreidimensionalen Morphometer (Bruker Contour GT-K) analysiert. Das Korrosionsverhalten bei 10 ± 0,1 °C wurde mit einem elektrochemischen Arbeitsplatz (Gamry Reference 3000) in einer 3,5 Gew.%-NaCl-Lösung mit einem Dreielektrodensystem bewertet: ein Platindraht als Gegenelektrode, eine Ag/AgCl-Elektrode als Referenzelektrode und die Beschichtung als Arbeitselektrode, die in Epoxidharz eingekapselt war, um einen Arbeitsbereich von 10 mm × 10 mm freizulegen. Die OCP-Prüfung (Open Circuit Potential) wurde 1800 s lang mit einer Abtastfrequenz von 0,5 s-¹ durchgeführt, gefolgt von einer elektrochemischen Impedanzspektroskopie (EIS) bei OCP in einem Frequenzbereich von 100 kHz bis 10 mHz. Die potentiodynamische Polarisation wurde mit einer Abtastrate von 1 mV-s-¹ durchgeführt, beginnend mit einem Anfangspotential von -0,3 V relativ zu OCP und endend, wenn die anodische Polarisationsstromdichte 1 mA-cm-² erreichte, was die Tafel-Polarisationskurve ergab. Jeder tribologische und elektrochemische Test wurde mindestens dreimal wiederholt, um die Genauigkeit zu gewährleisten.

2 Ergebnisse und Diskussion
2.1 Morphologie und Massenverlustanalyse
Die mikroskopische Morphologie der Beschichtungen nach der Herstellung ist in Abbildung 2 dargestellt. Beide Beschichtungen erreichten eine zufriedenstellende metallurgische Verbindung mit dem Substrat und wiesen gleichmäßige und dichte Strukturen ohne Defekte wie Risse, Poren, Einschlüsse oder fehlende Verschmelzung an der Grenzfläche auf. Die Analyse der Zusammensetzung der Schlüsselelemente in den Beschichtungen ist in Tabelle 1 dargestellt. Cr und Mo, die für die Lochfraßbeständigkeit von rostfreiem Stahl entscheidend sind, bilden in korrosiven Umgebungen einen dichten Passivierungsfilm, während Ni das wichtigste austenitstabilisierende Element ist. Beim Laserstrahl-Auftragschweißen wird zwar eine metallurgische Verbindung zwischen Beschichtung und Substrat erreicht, doch kommt es zu einer gewissen Verdünnung, wobei Elemente aus dem Substrat in die Beschichtung migrieren, was zu etwas niedrigeren Cr- und Ni-Gehalten im Vergleich zu den Nennzusammensetzungen der beiden nichtrostenden Stähle führt.

Abbildung 3 zeigt die makroskopische Morphologie der beiden Beschichtungen aus nichtrostendem Stahl im Ausgangszustand, nach einjähriger Exposition in der Zhongshan-Station in der Antarktis und nach der Entrostung. Im Ausgangszustand wiesen das FH690-Stahlsubstrat, die 316L-Beschichtung und die 2205-Beschichtung einen hellen Metallglanz (Abbildungen 3a, 3d) mit hervorragenden Oberflächeneigenschaften auf. Nach einem Jahr in der Zhongshan-Station blieben die Beschichtungen gut mit dem Substrat verbunden, ohne Risse oder Delaminationen. Das Stahlsubstrat FH690 unterlag der Korrosion und reagierte mit Sauerstoff, um eine gleichmäßige, lockere Oxidschicht zu bilden, die von einem metallischen Glanz zu einem bräunlichen Farbton überging (Abbildungen 3b und 3e). Zu den primären Korrosionsprodukten von FH690-Stahl in einer marinen atmosphärischen Umgebung gehören α-FeOOH, β-FeOOH und Fe₃O₄. Durch Regen und Schneefall in der Antarktis flossen Korrosionsprodukte aus dem FH690-Substrat auf die Beschichtungen und färbten einige Bereiche graubraun, die in einem Winkel von 45° zum Boden lagen. Nach der Rostentfernung verschwanden die graubraunen Korrosionsprodukte auf den Beschichtungsoberflächen, und die Oberflächenmorphologie der 316L- und 2205-Beschichtungen wies nur minimale Abweichungen von ihrem Ausgangszustand auf (Abbildungen 3c und 3f), was auf einen wirksamen Schutz des FH690-Substrats hinweist.

Über die mikroskopischen Merkmale von niedrig legiertem Stahl nach Korrosion in der antarktischen Atmosphäre wurde bereits berichtet, wobei sich typischerweise block-, lamellen- oder blütenblattartige Korrosionsprodukte bilden, die von Rissen und Lochfraß begleitet werden. Die mikroskopische Morphologie der beiden Beschichtungen aus nichtrostendem Stahl nach einem Jahr atmosphärischer Belastung in der Zhongshan-Station ist in Abbildung 4 dargestellt. Die Oberfläche der 316L-Beschichtung wies zahlreiche Lochfraßlöcher auf, mit vernachlässigbaren Unterschieden im Metallelementgehalt innerhalb und außerhalb der Löcher, obwohl der Sauerstoffgehalt an den Lochwänden höher war. Edelstahl ist auf leicht passivierende Elemente wie Cr und Mo angewiesen, um einen dichten Oxidfilm zu bilden, der der Cl-Korrosion widersteht; ein höherer Sauerstoffgehalt deutet auf einen dichteren Passivierungsfilm hin, wobei Bereiche mit geringerem Passivierungsfilmgehalt bevorzugt korrodiert werden. Die Oberfläche der 2205-Beschichtung wies selektive Korrosionseigenschaften auf, wobei die Austenitbereiche (B2) mit geringerem Cr-Gehalt bevorzugt korrodierten, während die Ferritbereiche (B1) mit höherem Cr-Gehalt einen höheren Sauerstoffgehalt und eine bessere Passivierungsfilmqualität aufwiesen.

Die konfokale Lasermorphologie der beiden nichtrostenden Stahlbeschichtungen nach einem Jahr atmosphärischer Einwirkung in der Zhongshan-Station in der Antarktis ist in Abbildung 5 dargestellt. Die 316L-Beschichtung wies zahlreiche kleine Lochfraßstellen auf, wobei sich einige kleine Grübchen zu größeren Grübchen verdichteten und zusammenwuchsen, wobei das tiefste Grübchen 12,89 μm erreichte. Im Gegensatz dazu wies die 2205-Beschichtung keine Lochfraßkorrosionsmerkmale auf, sondern unterlag in erster Linie einer leichten selektiven Korrosion, wobei ihre mikroskopische Morphologie die charakteristische Zweiphasenstruktur von nichtrostendem Duplexstahl widerspiegelt.

Die Phasenanalyse der beiden Beschichtungen aus nichtrostendem Stahl im Ausgangszustand und nach einem Jahr atmosphärischer Belastung in der Zhongshan-Station (Abbildung 6) ergab, dass die Beschichtungen aus 316L und 2205 sowohl vor als auch nach der Belastung eine stabile einphasige austenitische Struktur bzw. eine zweiphasige austenitisch-ferritische Struktur aufwiesen. Die Beschichtungsoberflächen wiesen nur eine geringe Korrosion ohne nennenswerte Ansammlung von Korrosionsprodukten auf. Da die Dicke des Passivierungsfilms in der Regel nicht mehr als 10 nm beträgt, wurden keine zusätzlichen Beugungsspitzen festgestellt. Die laserbeschichteten 316L- und 2205-Beschichtungen zeigten Phasenstabilität in der antarktischen atmosphärischen Umgebung.

Ausgehend von den oben genannten Ergebnissen stammten die an den Proben beobachteten Korrosionsprodukte vom Substrat, während die Beschichtungen selbst keine signifikanten Veränderungen aufwiesen. Die Methode des Massenverlustes wurde angewandt, um die Korrosionsrate der Proben zu untersuchen und die Schutzwirkung der Beschichtungen aus nichtrostendem Stahl zu bewerten. In Studien zur Korrosion durch atmosphärische Einwirkung werden der Korrosionsmassenverlust und die Korrosionsrate von metallischen Werkstoffen anhand der folgenden Gleichungen berechnet: ω steht für den Korrosionsmassenverlust pro Flächeneinheit (g/m²), ν bezeichnet die Korrosionsrate (mm/a), m_t ist die Masse der Probe nach der Entrostung (g), m_0 ist die Masse der Probe vor der Einwirkung (g), S ist die Oberfläche der Probe (cm²), ρ ist die Dichte des niedrig legierten Stahls (etwa 7,86 g/cm³) und t ist die Einwirkungszeit (h).

Der berechnete Massenverlust und die durchschnittliche Korrosionsrate von FH690-Stahl unter dem Schutz der beiden Beschichtungen sind in Abbildung 7 dargestellt. Unter der 316L-Beschichtung betrug der Massenverlust des FH690-Stahls 12,5 mg-cm-², mit einer durchschnittlichen Korrosionsrate von 15,9 μm-a-¹; unter der 2205-Beschichtung betrug der Massenverlust 12,8 mg-cm-², mit einer durchschnittlichen Korrosionsrate von 16,3 μm-a-¹. Beide Beschichtungen wiesen in der antarktischen Atmosphäre eine vernachlässigbare Korrosion auf und boten dem Stahlsubstrat FH690 einen wirksamen Schutz. Die durchschnittlichen Korrosionsraten unter den beiden Beschichtungen waren nahezu identisch, wobei der gesamte Massenverlust auf das exponierte Substrat zurückzuführen war. Verglichen mit der Korrosionsrate von ungeschütztem 690 MPa-Schiffsstahl in der antarktischen Atmosphäre (18,7 μm-a-¹) wurde eine erhebliche Reduzierung erreicht.

2.2 Mikrohärte
Abbildung 8 zeigt die durchschnittliche Mikrohärte der beiden Beschichtungsoberflächen aus nichtrostendem Stahl. Die anfänglichen Mikrohärtewerte der 316L- und 2205-Beschichtungen betrugen 279,19 HV₀.₂ bzw. 392,77 HV₀.₂. Normalerweise übersteigt die Mikrohärte von gegossenem 316L nicht 200 HV₀.₂, während die von gegossenem 2205 etwa 300 HV₀.₂ beträgt. Die höhere Härte der lasergeschweißten Beschichtungen lässt sich auf zwei Faktoren zurückführen: Erstens führt die rasche Abkühlung beim Laserauftragschweißen zu dendritischen und feinen gleichachsigen Kornstrukturen, die zur Verstärkung der Kornfeinung beitragen; zweitens können sich durch die metallurgische Verbindung zwischen Substrat und Beschichtung Elemente aus dem FH690-Stahl in die Edelstahlbeschichtungen mischen, was die Härte erhöht. Dies wird durch die EDS-Ergebnisse (Tabelle 1) bestätigt, die auf eine Verdünnung des Fe hinweisen, wodurch der Gehalt an anderen Elementen verringert wird. Nach einem Jahr Witterungseinfluss in der Zhongshan-Station blieb die Mikrohärte der Beschichtungen praktisch unverändert, was eine ausgezeichnete Anpassungsfähigkeit an die Umweltbedingungen beweist.

2.3 Tribologisches Verhalten
Abbildung 9 zeigt das tribologische Verhalten der beiden Edelstahlbeschichtungen vor und nach der Exposition in der antarktischen Atmosphäre. Unter trockenen Gleitreibungsbedingungen stabilisierte sich der Reibungskoeffizient (COF) nach etwa 300 s und erreichte einen konstanten Wert von etwa 0,7. Nach einem Jahr atmosphärischer Belastung in der Zhongshan-Station nahm der COF der 316L-Beschichtung im Vergleich zum Ausgangszustand leicht ab, während er bei der 2205-Beschichtung unverändert blieb. Der Verschleißvolumenverlust beider Beschichtungen blieb vor und nach der Exposition gleich, wobei die 2205-Beschichtung ein geringeres Verschleißvolumen als die 316L-Beschichtung aufwies. Die Verschleißspurprofile der 2205-Beschichtung waren flacher als die der 316L-Beschichtung, was auf eine höhere Verschleißfestigkeit hindeutet. Die 316L-Beschichtung wies an den Rändern der Verschleißspuren ausgeprägte Grate auf, die durch plastische Verformung unter dem Druck der gleitenden Kugel entstanden. Die Verschleißrate (μ) der Beschichtungen wurde anhand der Archard-Gleichung berechnet: V ist der gemessene Verschleißvolumenverlust (mm³), N ist die Normallast (N) und d ist der Gesamtgleitweg (m).

Die berechneten Ergebnisse, die in Abbildung 9d dargestellt sind, zeigen, dass die Verschleißraten der 316L- und 2205-Beschichtungen etwa 8,35 × 10-⁶ mm³-N-¹-m-¹ bzw. 7,85 × 10-⁶ mm³-N-¹-m-¹ betragen. Nach der Exposition in der antarktischen Atmosphäre blieben die Verschleißraten beider Beschichtungen auf dem Niveau vor der Exposition, was für eine stabile Verschleißfestigkeit spricht.

Abbildung 10 zeigt die Verschleißspurenmorphologie der beiden Edelstahlbeschichtungen nach einem Jahr in der Zhongshan-Station; die Ergebnisse der EDS-Punktscans sind in Tabelle 2 aufgeführt. Die Verschleißspurbreite der 316L-Beschichtung betrug 565,72 μm, während die der 2205-Beschichtung 495,71 μm betrug, was mit dem größeren Massenverlust der 316L-Beschichtung übereinstimmt. Morphologisch gesehen wiesen beide Beschichtungen Pflugrillen und Transferschichten in den Verschleißspuren auf, was auf das Auftreten von abrasivem und adhäsivem Verschleiß hindeutet. Die 316L-Beschichtung wies eine höhere Prävalenz von Transferschichten auf, wobei der adhäsive Verschleiß deutlicher hervortrat, während die 2205-Beschichtung ausgeprägtere Pflugrillen aufwies, was auf abrasiven Verschleiß als dominierenden Mechanismus hindeutet. Die Transferschichten wiesen einen extrem hohen Sauerstoffgehalt auf, was auf die Reibungswärme während des reziproken Verschleißes zurückzuführen ist, die die Oxidation von passivierenden Elementen wie Cr und Mo fördert.

2.4 Elektrochemisches Korrosionsverhalten
Abbildung 11 zeigt die potentiodynamischen Polarisationskurven der beiden Edelstahlbeschichtungen mit den in Tabelle 3 aufgeführten elektrochemischen Korrosionsparametern. Nach einem Jahr atmosphärischer Exposition in der Zhongshan-Station zeigte die potentiodynamische Polarisationskurve der 316L-Beschichtung nur eine minimale Trendänderung, obwohl sich das Lochfraßpotential (E_b, anfänglich 536,8 mV, nach der Exposition 503,7 mV) etwas früher verschob und sich die passive Stromdichte (i_p) verdoppelte. Das Passivierungsintervall (ΔE) der 2205-Beschichtung blieb bei etwa 1300 mV, aber die i_p stieg von 2,455 μA-cm-² auf 4,177 μA-cm-² nach der Exposition. Nach der Exposition nahm die Korrosionsbeständigkeit sowohl der 316L- als auch der 2205-Beschichtung in unterschiedlichem Maße ab, was auf Oberflächendefekte zurückzuführen ist, die durch die korrosive antarktische Atmosphäre verursacht wurden.

Abbildung 12 zeigt die Ergebnisse der elektrochemischen Impedanzspektroskopie (EIS) für die beiden Edelstahlbeschichtungen. Nach einem Jahr atmosphärischer Belastung zeigten die Nyquist-Diagramme (Abbildung 12a) der 316L- und 2205-Beschichtungen verringerte kapazitive Bogenradien, was auf eine Abnahme des Ladungsübergangswiderstands und der Stabilität der Passivierungsschicht hinweist. In den Bode-Diagrammen (Abbildung 12b) verringerte sich der Impedanzmodul (|Z|) bei 0,1 Hz, der typischerweise den Polarisationswiderstand des Materials in der Lösung widerspiegelt, nach der Exposition für beide Beschichtungen, was auf eine geringere Korrosionsbeständigkeit hindeutet. Außerdem deuten ein größerer Phasenwinkel und ein breiterer Bereich im Mittelfrequenzbereich auf eine größere Stabilität des Passivierungsfilms hin. Nach der Exposition verengte und verringerte sich der Mittelfrequenz-Phasenwinkel der 316L-Beschichtung, während derjenige der 2205-Beschichtung ebenfalls abnahm, was eine Verschlechterung der Passivierungsfilmqualität widerspiegelt. In Anbetracht des Vorhandenseins von zwei Zeitkonstanten im Korrosionsprozess wurde ein Doppelschichtmodell (Einschub in Abbildung 12a) zur Anpassung der Daten verwendet, wie in Tabelle 4 dargestellt. Die Impedanz der porösen Außenschicht (R_p) war deutlich niedriger als die der Innenschicht (R_c), was darauf hindeutet, dass der Elektrodenreaktionswiderstand der Beschichtungen in erster Linie durch den Ladungstransferschritt bestimmt wurde. Nach der Belichtung nahm der R_c-Wert beider Beschichtungen ab. Trotz einer leichten Verringerung der Korrosionsbeständigkeit nach der Exposition in der antarktischen Atmosphäre behielten die laserbeschichteten Beschichtungen einen stabilen Passivierungszustand und eine niedrige Korrosionsrate bei und boten weiterhin einen wirksamen Schutz für den Tieftemperatur-Schiffsstahl.

3. Schlussfolgerung

In dieser Arbeit wurden Beschichtungen aus austenitischem Edelstahl 316L und rostfreiem Duplexstahl 2205 auf dem Tieftemperatur-Schiffsstahl FH690 durch Laserauftragsschweißen hergestellt. Die Beschichtungen wurden 1 Jahr lang in der Zhongshan-Station in der Antarktis der Atmosphäre ausgesetzt. Die Schutzwirkung, das Mikrogefüge, die Härte, die Reibung und der Verschleiß sowie das elektrochemische Korrosionsverhalten der beiden Beschichtungen wurden analysiert. Die Ergebnisse sind wie folgt:

(1) Auf der Oberfläche der 316L-Beschichtung kam es zu leichtem Lochfraß, und auf der Oberfläche der 2205-Beschichtung trat leichte selektive Korrosion auf. Beide Beschichtungen aus nichtrostendem Stahl können eine stabile Phasenstruktur beibehalten, die eine gute Schutzfunktion auf dem FH690-Stahlsubstrat ausübt und die atmosphärische Korrosionsrate des Substrats verringert.

(2) Die Mikrohärte der beiden Beschichtungen änderte sich kaum; der Reibungskoeffizient lag stabil bei etwa 0,7, und die Verschleißraten der 316L- und 2205-Beschichtungen blieben bei etwa 8,35 bzw. 7,85×10-6 mm3-N-1-m-1; die 316L-Beschichtung war hauptsächlich adhäsivem Verschleiß ausgesetzt, während die 2205-Beschichtung hauptsächlich abrasivem Verschleiß ausgesetzt war. Die beiden Beschichtungen waren in der Lage, ihre mechanische und Verschleißfestigkeit vor und nach der Antarktis-Exposition stabil zu halten.

(3) Eine geringe Menge an Korrosionsdefekten wurde auf der Oberfläche der beiden Beschichtungen erzeugt, was zu einem Anstieg der passiven Stromdichte, einem frühen Durchbruchspotential der 316L-Beschichtung und einer Abnahme der Impedanz des Passivierungsfilms der beiden Beschichtungen führte, aber sie waren immer noch in der Lage, einen guten Passivierungseffekt und eine niedrige Korrosionsrate beizubehalten.