Page 35 - 腐蚀与防护2024年第十一期

马英文, 等: 1Cr 钢在含 CO 2 井筒环境中的腐蚀行为与耐蚀性

征分析可知, 1Cr钢的点蚀密度、 点蚀尺寸和点蚀敏 对于1Cr钢的腐蚀形貌分析显示, 相较于试样打孔

感性均较 N80钢有显著降低, 耐蚀性较好。 位置, 金属基体表面被腐蚀掉较厚一层, 呈现明显的

分压( 0.63 、 台阶状。这是由于均匀腐蚀速率远大于点蚀速率。
在较高温( 100 、 114℃ ) 和较高 CO 2

0.73MPa ) 下( 条件2和3 ), N80钢表面整体呈现均 结合微观点蚀分析结果可知, 1Cr钢的耐点蚀性能
匀腐蚀特征, 平整度较好, 见图4 ( b , c ), 但仍存在极 比 N80钢有一定程度的提升。台地状腐蚀可归因
少量较深的点蚀坑, 见图7 ( a , c )。这些点蚀坑的形 于最初形成的点蚀坑。由于点蚀坑内富集了腐蚀产
成原因如下: 腐蚀产物未能有效地抑制腐蚀作用, 蚀 物 Cr ( OH ), 点蚀坑内的电位升高, 比蚀坑周围区
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坑内的金属溶解产生过剩的金属阳离子( Fe ), 使 域电位更正, 形成大阳极、 小阴极的腐蚀环境, 促进
2+
蚀坑周围的 Cl 向内迁移以保持电平衡; Cl 的积聚 了周围区域发生阳极溶解, 最终演化发展为台地状
-
-
引发了酸化自催化反应, 进一步加剧了点蚀发展。 腐蚀。

图7 在条件2和3下 N80钢和1Cr钢点蚀形貌

Fi g 7 Pittin gmor p holo gy ofN80and1CrsteelsundercorrosionconditionsNo 2 a b No 3 c d
2.4 讨 论 在较高温度和较高分压条件下, 两种材料耐蚀
Fe和 Cr元素均属于较活泼的金属, 且 Cr元素 性能发生逆转可以从两个方面解释。首先, 较高温
的活性比 Fe元素高, 因此 N80 钢和 1Cr钢的阳极 度时, 式( 4 ) 所示反应的活化能降低, 这降低了 N80
反应主要如式( 3 , 4 ) 所示。随着腐蚀反应的进行和 钢形成产物膜的势垒, 使腐蚀减缓 [ 20 , 29 ] 。同时, 高
离子的迁移, 在金属基体附近的滞流层中发生的反 温有助于改善产物膜的致密性和稳定性, 减少局部
和 Cr ( OH ) 的离子积 腐蚀的风险, 提高金属基体的表面平整度, 从而降低
应如式( 5 , 6 ) 所示, 当 FeCO 3
3
时, 它们便在试样表面沉淀 均匀腐蚀速率, 与本试验结果相符。其次, 在高温高
K 大于溶度积常数K s p
成膜。 环境中, 温度影响了电化学反应过程和产
压的 CO 2
2 + - 物膜结构, 使得腐蚀产物膜的稳定性和结合强度降
Fe →Fe +2e ( 3 )
3 + - ( 4 ) 低 [ 20 , 29 ] , 腐蚀产物膜结构疏松, 在流体剪切应力的
Cr →Cr +3e
2 + 2 - () ( 5 ) 作用下被剥离, 暴露出新鲜的金属基体。此时在大
Fe +CO 3 FeCO 3 s

-
3 +
Cr +3OH Cr ( OH ) ( 6 ) 阴极、 小阳极的电偶效应催化作用下, 形成最初的点

3
的溶度积常数为 3.2× 蚀缺陷, 并随着点蚀发展, 形成台地状腐蚀特征。此
在水溶液中, FeCO 3
-11 -31 [ 30 ] , 因
10 , Cr ( OH ) 的溶度积常数为6.3×10 外, 高温容易使低铬钢从半钝化状态转为活化状态,
3
此1Cr钢的腐蚀产物 Cr ( OH ) 具有更好的稳定 且活化状态下含 Cr低合金钢的腐蚀程度较碳钢更
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性。这也是在中温较低分压下, 1Cr钢耐蚀性优于 为严重 [ 32 , 33 ] 。因此, 综合以上原因, 低铬钢 1Cr的
腐蚀速率会高于碳钢 N80 。由此可见, 1Cr钢的耐
N80钢的一个主要原因。另一方面, 低铬钢在 CO 2
外层和连
环境中的腐蚀产物膜是由晶态的 FeCO 3 CO 2 腐蚀适用范围需进一步明确。
续的、 具有韧性的胶泥质不定形态 Cr ( OH ) 内层
3 3 结 论
构成 [ 8 , 21 , 22 , 27 , 31 ] , Cr ( OH ) 腐蚀产物膜具有阳离子
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选择透过性, 抑制了式( 3 ) 所示阳极反应。综合以上 ( 1 )在高温和高 CO 2 分压条件下, N80钢表现
原因, 所以低铬钢1Cr在中温环境中表现出出色的 出比1Cr钢更强的耐蚀性。 N80 钢能迅速形成致
耐蚀性。 密和完整的腐蚀产物膜, 提高其耐局部腐蚀性, 减小
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