L80钢在高气速湿气环境中冲蚀-腐蚀行为的环路实验

工程科学学报，第40卷，第9期：10911098,2018年9月 Chinese Journal of Engineering,Vol.40,No.9:1091-1098,September 2018 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2018.09.010;http://journals.ustb.edu.cn L80钢在高气速湿气环境中冲蚀一腐蚀行为的环路实验 刘国璋”，祝郦伟》，李大朋》，王贝”，胡家元》，贾巧燕”，张雷四，路民旭” 1)北京科技大学新材料技术研究院，北京1000832)国网浙江省电力有限公司电力科学研究院，杭州310014 3)安科工程技术研究院，北京100083 ☒通信作者，Emai:zhanglei(@usth.cdu.cn 摘要利用高温高压湿气环路研究了[80钢在高气相流速湿气环境中的腐蚀-冲蚀行为.利用腐蚀失重法测试了L80挂片 在气速30m·s,含水率0.0007%，C0,分压0.5MPa及55℃的工况下，分别在不同的腐蚀周期下的腐蚀速率.利用激光共聚 焦显微镜对试样表面形貌进行了观察，利用扫描电子显微镜对腐蚀产物形貌进行观察，利用X射线衍射及能谱仪对腐蚀产物 组成进行了分析.结果表明，I80钢在高气相流速湿气环境下腐蚀失重严重，腐蚀后试样表面出现大量的微小蚀坑，随着实验 周期的延长蚀坑会不断长大.该工况下产生的腐蚀产物主要成分为Fe,C和FCO,: 关键词碳钢：环路：高气速：湿气：局部腐蚀 分类号TG172.9 Erosion-corrosion behavior of 180 steel under high velocity wet gas condition by flow loop method LIU Guo-hang',ZHU Li-ei,LI Da-peng》,WANG Bei",HU Jia-yuan2》,JIA Qiao-yan”,ZHANG Lei,LU Min-》 1)Institute for Advanced Materials and Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)State Grid Zhejiang Electric Power Research Institute,Hangzhou 310014,China 3)Safetech Research Institute,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:zhanglei@ustb.edu.cn ABSTRACT With the continuous petroleum extraction from deep-water subsea gas fields,many long distance offshore natural gas pipelines have been constructed.The design parameters directly affect the gas flow velocity in pipelines,which may introduce high wall shear stresses on the pipeline internal wall.Moreover,corrosive medium like CO,HS,O,and Clalways exists in subsea pipelines under high velocity gas flow,which induces erosion-corrosion.Many pipelines in China have entered the middle or late stage of serv- ice,and this has increased the risks and failures induced by erosion-corrosion.Furthermore,more natural gas storages are being built for transportation,which require a high-velocity gas flow for gas injection and production processes.A certain amount of corrosive medi- ums such as residual drilling fluid,hydrochloric acid,condensate water,CO,and H2S can be found in natural gas,and when com- bined with a high gas flow velocity,internal erosion-corrosion might occur in the tubing in downhole systems.In this study,a high tem- perature-high pressure flow loop was applied to investigate the corrosion behavior of 180 steel in a wet gas pipeline with a high gas ve- locity.The extreme conditions created by the flow loop is 30 m's"gas velocity,0.0007%water cut,0.5 MPa CO,partial pressure, and 55 C environmental temperature.Corrosion rates at different testing periods were calculated through weight-loss measurements. Confocal laser scanning microscopy and scanning electron microscopy were applied to observe the corrosion morphology.The corrosion product constituents were analyzed using X ray diffraction and energy dispersive spectroscopy (EDS),and the results reveal that severe corrosion occurs and a large number of micro pits appear on the 180 coupons surfaces.Moreover,instead of an integral corrosion prod- 收稿日期：2017-10-20 基金项目：国家电网公司科技项目(52110417000N):国家重大科技专项资助项目(2016ZX05028004)

工程科学学报，第 40 卷，第 9 期: 1091--1098，2018 年 9 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 40，No． 9: 1091--1098，September 2018 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2018． 09． 010; http: / /journals． ustb． edu． cn L80 钢在高气速湿气环境中冲蚀--腐蚀行为的环路实验 刘国璋1) ，祝郦伟2) ，李大朋3) ，王 贝1) ，胡家元2) ，贾巧燕1) ，张 雷1) ，路民旭1) 1) 北京科技大学新材料技术研究院，北京 100083 2) 国网浙江省电力有限公司电力科学研究院，杭州 310014 3) 安科工程技术研究院，北京 100083 通信作者，E-mail: zhanglei@ ustb． edu． cn 摘 要 利用高温高压湿气环路研究了 L80 钢在高气相流速湿气环境中的腐蚀--冲蚀行为． 利用腐蚀失重法测试了 L80 挂片 在气速 30 m·s － 1，含水率 0. 0007% ，CO2 分压 0. 5 MPa 及 55 ℃的工况下，分别在不同的腐蚀周期下的腐蚀速率． 利用激光共聚 焦显微镜对试样表面形貌进行了观察，利用扫描电子显微镜对腐蚀产物形貌进行观察，利用 X 射线衍射及能谱仪对腐蚀产物 组成进行了分析． 结果表明，L80 钢在高气相流速湿气环境下腐蚀失重严重，腐蚀后试样表面出现大量的微小蚀坑，随着实验 周期的延长蚀坑会不断长大． 该工况下产生的腐蚀产物主要成分为 Fe3C 和 FeCO3 ． 关键词 碳钢; 环路; 高气速; 湿气; 局部腐蚀 分类号 TG172. 9 收稿日期: 2017--10--20 基金项目: 国家电网公司科技项目( 52110417000N) ; 国家重大科技专项资助项目( 2016ZX05028--004) Erosion-corrosion behavior of L80 steel under high velocity wet gas condition by flow loop method LIU Guo-zhang1) ，ZHU Li-wei2) ，LI Da-peng3) ，WANG Bei1) ，HU Jia-yuan2) ，JIA Qiao-yan1) ，ZHANG Lei1)  ，LU Min-xu1) 1) Institute for Advanced Materials and Technology，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) State Grid Zhejiang Electric Power Ｒesearch Institute，Hangzhou 310014，China 3) Safetech Ｒesearch Institute，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: zhanglei@ ustb． edu． cn ABSTＲACT With the continuous petroleum extraction from deep-water subsea gas fields，many long distance offshore natural gas pipelines have been constructed． The design parameters directly affect the gas flow velocity in pipelines，which may introduce high wall shear stresses on the pipeline internal wall． Moreover，corrosive medium like CO2，H2 S，O2，and Cl － always exists in subsea pipelines under high velocity gas flow，which induces erosion-corrosion． Many pipelines in China have entered the middle or late stage of serv￾ice，and this has increased the risks and failures induced by erosion-corrosion． Furthermore，more natural gas storages are being built for transportation，which require a high-velocity gas flow for gas injection and production processes． A certain amount of corrosive medi￾ums such as residual drilling fluid，hydrochloric acid，condensate water，CO2，and H2 S can be found in natural gas，and when com￾bined with a high gas flow velocity，internal erosion-corrosion might occur in the tubing in downhole systems． In this study，a high tem￾perature-high pressure flow loop was applied to investigate the corrosion behavior of L80 steel in a wet gas pipeline with a high gas ve￾locity． The extreme conditions created by the flow loop is 30 m·s － 1 gas velocity，0. 0007% water cut，0. 5 MPa CO2 partial pressure， and 55 ℃ environmental temperature． Corrosion rates at different testing periods were calculated through weight-loss measurements． Confocal laser scanning microscopy and scanning electron microscopy were applied to observe the corrosion morphology． The corrosion product constituents were analyzed using X ray diffraction and energy dispersive spectroscopy ( EDS) ，and the results reveal that severe corrosion occurs and a large number of micro pits appear on the L80 coupons surfaces． Moreover，instead of an integral corrosion prod-

·1092· 工程科学学报，第40卷，第9期 uct film,FeCO,corrosion product chips and Fe,C are present on the steel. KEY WORDS carbon steel;flow loop:high speed gas:wet gas:localized corrosion 海底管道是海上油气田的重要组成部分，是连 破损的情况下，流体的冲刷使得外层腐蚀产物膜疏 续输送大量油（气）最快捷，最可靠的运输方式.因 松剥落.腐蚀产物膜破坏程度与流体的流速有紧密 其出入口温度、压力变化大，输运介质中含有C02、 的关系，流速越大腐蚀产物膜越易破裂.Su等 H,S、02、Cl等腐蚀性物质，海底管道遭受着巨大的 利用环路模拟低速湿气环境下环状流对碳钢底部腐 冲蚀一腐蚀风险.近年来，我国许多管道逐步进入了 蚀和顶部腐蚀.研究表明，环状流的液膜使得管道 中后期服役阶段，冲蚀一腐蚀风险呈上升趋势，多起 顶部FeCO3腐蚀产物膜减薄，导致顶部腐蚀速率略 海底故障中内腐蚀因素导致的占故障总数的比例呈 高于底部腐蚀. 上升趋势，已经接近50%.另一方面，天然气的生产 对于以气相为主湿气环境下碳钢的冲蚀，虽然 过程中，巨大的调峰需求促进储气设备快速的发展. 工程上有一些限制注采速度的经验公式，0).但 储气库具有库容大、安全性好、储转费低等优点.但 是实验室研究却并不完善.这是因为目前对于高气 在天然气注采的过程中，天然气中会携带一定量的 速冲刷腐蚀的模拟基本上通过壁面剪切力等方法进 行等效，再利用旋转笼或者冲击溅射装置进行实验 地层残留的钻井液、盐酸、凝析水、CO2以及H,S等 腐蚀介质.同时，由于储气库的注采流量通常很大， 室模拟2-)，而全水相的模拟与以气相为主的实际 因此储气库注采气流速很高，而高的气相流速必然 工况之间必然存在许多差异，这也导致了这些实验 会带来高的壁面剪切力，与腐蚀介质共同作用下，极 结果可能无法准确地反映高气速湿气环境中碳钢的 腐蚀行为及腐蚀机理.本文采用高温高压湿气环 易对储气库的注采管柱造成冲蚀腐蚀的风险.近年 来，许多专家针对C0,湿气环境下的顶部腐蚀进行 路，可以很好的模拟以高速气相为主的湿气腐蚀环 大量的研究，发现温度、C02浓度、气体流速和多相 境.通过环路实验，对L80钢在高速湿气环境下的 腐蚀行为和腐蚀机理进行了深入的研究.研究结果 流流态等因素均对腐蚀速率有一定的影响-习， 将会对天然气管道输送及储气库工艺设计提供大量 冲蚀腐蚀对管材的影响机理主要有以下3个方 的数据支撑及理论依据 面：电化学腐蚀、冲蚀以及腐蚀和冲蚀的交互作 用回.一方面，碳钢暴露于含有盐的水及C0,环境 1 实验材料及方法 中，金属表面会发生电化学反应，使得表面金属溶解 本实验所用材料为L80,其主要成分如表1所 发生腐蚀，并在金属表面形成腐蚀产物。另一方面， 示.试样呈圆环状，内径6mm,外径16mm.实验 管线内壁由液体流动和/或颗粒撞击引起冲蚀. 前，将试样用砂纸打磨到800°，随后用去离子水和 流体的流动对于金属的腐蚀具有促进作用，流体不 酒精清洗干净，吹干备用.所用溶液为某储气库的 仅加快了金属与介质之间的传热传质.同时，流体 采出液的模拟溶液，其成分为0.3g·L-的NaCl和 对金属表面产生的壁面剪切力能够改变金属表面腐 0.35gL-1的CaCl2 蚀产物膜的形态，以及金属表面的流体状态的.在 表1[80钢的化学成分（质量分数） 实际工程实践中，高速的天然气对于碳钢注采管柱 Table 1 Composition of the 180 steel % 存在冲蚀，存在导致管材失效的风险.Salam园报道 C Si Mn P Mo Ti Ni S Fe 了，实际工程中采气速度达到87ms1,最终管道连 0.240.221.190.0130.0210.0120.0280.004余量 接处因为天然气携带液滴的冲蚀而失效.Zheng 等)利用冲击溅射电化学装置研究了碳钢在NaCl 本实验所使用的实验装置是高温高压湿气腐蚀 溶液中的电化学表现.研究表明，碳钢在无固体颗 模拟实验环路.环路主体材料为316L不锈钢，结构 粒的NaCl溶液中，流速对于阴极反应的影响要大于 示意图如图1所示.该环路的运行模式为通过计量 阳极溶解.因此碳钢的开路电位随着流速的升高而 柱塞泵泵入溶液，与高压气体充分混合，然后利用大 向正向移动.Ruzic等圆利用旋转笼进行纯液相实 型风机驱动，使湿气通过试验段管道，腐蚀试样暴露 验，他认为化学溶解和机械冲刷相互交互作用使得 面平齐安置于试验段顶部.实验前将配好的溶液导 碳钢表面的FC0,腐蚀产物膜破损.化学溶解使得 入除氧罐中密封，持续不断的通入超纯C02进行溶 与金属基体接近的内层膜溶解，在内层腐蚀产物膜 液除氧.将实验段上的排气口与真空泵连接，利用

工程科学学报，第 40 卷，第 9 期 uct film，FeCO3 corrosion product chips and Fe3C are present on the steel． KEY WOＲDS carbon steel; flow loop; high speed gas; wet gas; localized corrosion 海底管道是海上油气田的重要组成部分，是连 续输送大量油( 气) 最快捷，最可靠的运输方式． 因 其出入口温度、压力变化大，输运介质中含有 CO2、 H2 S、O2、Cl － 等腐蚀性物质，海底管道遭受着巨大的 冲蚀--腐蚀风险． 近年来，我国许多管道逐步进入了 中后期服役阶段，冲蚀--腐蚀风险呈上升趋势，多起 海底故障中内腐蚀因素导致的占故障总数的比例呈 上升趋势，已经接近 50% ． 另一方面，天然气的生产 过程中，巨大的调峰需求促进储气设备快速的发展． 储气库具有库容大、安全性好、储转费低等优点． 但 在天然气注采的过程中，天然气中会携带一定量的 地层残留的钻井液、盐酸、凝析水、CO2 以及 H2 S 等 腐蚀介质． 同时，由于储气库的注采流量通常很大， 因此储气库注采气流速很高，而高的气相流速必然 会带来高的壁面剪切力，与腐蚀介质共同作用下，极 易对储气库的注采管柱造成冲蚀腐蚀的风险． 近年 来，许多专家针对 CO2 湿气环境下的顶部腐蚀进行 大量的研究，发现温度、CO2 浓度、气体流速和多相 流流态等因素均对腐蚀速率有一定的影响［1--2］． 冲蚀腐蚀对管材的影响机理主要有以下 3 个方 面: 电 化 学 腐 蚀、冲蚀以及腐蚀和冲蚀的交互作 用［3］． 一方面，碳钢暴露于含有盐的水及 CO2 环境 中，金属表面会发生电化学反应，使得表面金属溶解 发生腐蚀，并在金属表面形成腐蚀产物． 另一方面， 管线内壁由液体流动和/或颗粒撞击引起冲蚀［4］． 流体的流动对于金属的腐蚀具有促进作用，流体不 仅加快了金属与介质之间的传热传质． 同时，流体 对金属表面产生的壁面剪切力能够改变金属表面腐 蚀产物膜的形态，以及金属表面的流体状态［5］． 在 实际工程实践中，高速的天然气对于碳钢注采管柱 存在冲蚀，存在导致管材失效的风险． Salam［6］报道 了，实际工程中采气速度达到 87 m·s － 1，最终管道连 接处因为天然气携带液滴的冲蚀而失效． Zheng 等［7］利用冲击溅射电化学装置研究了碳钢在 NaCl 溶液中的电化学表现． 研究表明，碳钢在无固体颗 粒的 NaCl 溶液中，流速对于阴极反应的影响要大于 阳极溶解． 因此碳钢的开路电位随着流速的升高而 向正向移动． Ｒuzic 等［8］利用旋转笼进行纯液相实 验，他认为化学溶解和机械冲刷相互交互作用使得 碳钢表面的 FeCO3 腐蚀产物膜破损． 化学溶解使得 与金属基体接近的内层膜溶解，在内层腐蚀产物膜 破损的情况下，流体的冲刷使得外层腐蚀产物膜疏 松剥落． 腐蚀产物膜破坏程度与流体的流速有紧密 的关系，流速越大腐蚀产物膜越易破裂． Sun 等［9］ 利用环路模拟低速湿气环境下环状流对碳钢底部腐 蚀和顶部腐蚀． 研究表明，环状流的液膜使得管道 顶部 FeCO3 腐蚀产物膜减薄，导致顶部腐蚀速率略 高于底部腐蚀． 对于以气相为主湿气环境下碳钢的冲蚀，虽然 工程上有一些限制注采速度的经验公式［6，10--11］． 但 是实验室研究却并不完善． 这是因为目前对于高气 速冲刷腐蚀的模拟基本上通过壁面剪切力等方法进 行等效，再利用旋转笼或者冲击溅射装置进行实验 室模拟［12--13］，而全水相的模拟与以气相为主的实际 工况之间必然存在许多差异，这也导致了这些实验 结果可能无法准确地反映高气速湿气环境中碳钢的 腐蚀行为及腐蚀机理． 本文采用高温高压湿气环 路，可以很好的模拟以高速气相为主的湿气腐蚀环 境． 通过环路实验，对 L80 钢在高速湿气环境下的 腐蚀行为和腐蚀机理进行了深入的研究． 研究结果 将会对天然气管道输送及储气库工艺设计提供大量 的数据支撑及理论依据． 1 实验材料及方法 本实验所用材料为 L80，其主要成分如表 1 所 示． 试样呈圆环状，内径 6 mm，外径 16 mm． 实验 前，将试样用砂纸打磨到 800# ，随后用去离子水和 酒精清洗干净，吹干备用． 所用溶液为某储气库的 采出液的模拟溶液，其成分为 0. 3 g·L － 1的 NaCl 和 0. 35 g·L － 1的 CaCl2 ． 表 1 L80 钢的化学成分( 质量分数) Table 1 Composition of the L80 steel % C Si Mn P Mo Ti Ni S Fe 0. 24 0. 22 1. 19 0. 013 0. 021 0. 012 0. 028 0. 004 余量 本实验所使用的实验装置是高温高压湿气腐蚀 模拟实验环路． 环路主体材料为 316L 不锈钢，结构 示意图如图 1 所示． 该环路的运行模式为通过计量 柱塞泵泵入溶液，与高压气体充分混合，然后利用大 型风机驱动，使湿气通过试验段管道，腐蚀试样暴露 面平齐安置于试验段顶部． 实验前将配好的溶液导 入除氧罐中密封，持续不断的通入超纯 CO2 进行溶 液除氧． 将实验段上的排气口与真空泵连接，利用 · 2901 ·

刘国璋等：[80钢在高气速湿气环境中冲蚀一腐蚀行为的环路实验 ·1093· 真空泵将环路内空气抽干，随后通入超纯C02至实 甲基四胺.将实验后的试样在酸洗液中浸泡5min, 验预期压力.本文所采用的实验条件为，湿气气相 取出后用去离子水和酒精清洗，吹干并再次称量试 流速30ms-1,含水率0.0007%，C02分压0.5MPa, 样的质量.利用下式计算腐蚀速率，单位为mm'a1. 温度55℃，实验持续时间分别为48、96、120和164， 876000(w。-01） V.= (1) 每个周期实验均设置3个平行样用来进行腐蚀速率 tpA 计算和腐蚀形态观察. 式中：W。和0，分别为实验前和实验后质量，gt为实 循环环路 验时间，h;p为钢铁密度，g·cm-3;A为试样实验表 缓冲罐 0 面积，cm2. 利用JSM6510A扫描电子显微镜观察腐蚀产 温度、流量监控 数据监测实验段 物的微观形貌，使用TTR3X射线衍射仪和ED一 2300EDS分析腐蚀产物成分，使用LEXTOLS4000激 光共聚焦电子显微镜观察腐蚀后金属表面腐蚀形态， 循环风机 并在每个周期试样表面选择十个蚀坑测量蚀坑深度. 注水泵注药泵 2实验结果及分析 图1高温高压湿气环路结构示意图 2.1腐蚀形貌和平均腐蚀速率 Fig.1 Illustration of high temperature high pressure wet flow loop 图2为L80试样分别经过48、96、120和164h 腐蚀速率采用失重法进行测量.测试前用精确 湿气环路腐蚀后的宏观形貌.试样表面腐蚀均匀， 到10-4g的天平测量试样实验前的质量，实验后将 未见大的蚀坑或其他局部腐蚀现象，但在试样表面 腐蚀的试样从环路中取出，并立即用酒精清洗.利 观察到大量微小蚀坑.利用失重法计算出不同实验 用化学方法去除试样表面的腐蚀产物，所使用的酸 周期下试样的平均腐蚀速率，如图3所示.腐蚀初 洗液为500mL盐酸+500mL去离子水+3.5g六次 期的平均腐蚀速率极大，达到10.2mm·a1,随着腐 国 图2L80钢在4个实验周期下酸洗前试样的宏观形貌.(a)48h:(b)96h:(c)120h:(d)164h Fig.2 Corrosion morphology of L80 steel coupons under four testing periods:(a)48 h:(b)9h:(e)120h:(d)164h

刘国璋等: L80 钢在高气速湿气环境中冲蚀--腐蚀行为的环路实验 真空泵将环路内空气抽干，随后通入超纯 CO2 至实 验预期压力． 本文所采用的实验条件为，湿气气相 流速 30 m·s － 1，含水率 0. 0007% ，CO2 分压 0. 5 MPa， 温度 55 ℃，实验持续时间分别为 48、96、120 和 164， 每个周期实验均设置 3 个平行样用来进行腐蚀速率 计算和腐蚀形态观察． 图 1 高温高压湿气环路结构示意图 Fig． 1 Illustration of high temperature high pressure wet flow loop 图 2 L80 钢在 4 个实验周期下酸洗前试样的宏观形貌． ( a) 48 h; ( b) 96 h; ( c) 120 h; ( d) 164 h Fig． 2 Corrosion morphology of L80 steel coupons under four testing periods: ( a) 48 h; ( b) 96 h; ( c) 120 h; ( d) 164 h 腐蚀速率采用失重法进行测量． 测试前用精确 到 10 － 4 g 的天平测量试样实验前的质量，实验后将 腐蚀的试样从环路中取出，并立即用酒精清洗． 利 用化学方法去除试样表面的腐蚀产物，所使用的酸 洗液为 500 mL 盐酸 + 500 mL 去离子水 + 3. 5 g 六次 甲基四胺． 将实验后的试样在酸洗液中浸泡 5 min， 取出后用去离子水和酒精清洗，吹干并再次称量试 样的质量． 利用下式计算腐蚀速率，单位为 mm·a － 1 ． Vc = 876000( w0 － w1 ) tρA ( 1) 式中: w0和 w1分别为实验前和实验后质量，g; t 为实 验时间，h; ρ 为钢铁密度，g·cm － 3 ; A 为试样实验表 面积，cm2 ． 利用 JSM--6510A 扫描电子显微镜观察腐蚀产 物的微 观 形 貌，使 用 TTＲ3X 射 线 衍 射 仪 和 JED-- 2300EDS 分析腐蚀产物成分，使用 LEXTOLS4000 激 光共聚焦电子显微镜观察腐蚀后金属表面腐蚀形态， 并在每个周期试样表面选择十个蚀坑测量蚀坑深度． 2 实验结果及分析 2. 1 腐蚀形貌和平均腐蚀速率 图 2 为 L80 试样分别经过 48、96、120 和 164 h 湿气环路腐蚀后的宏观形貌． 试样表面腐蚀均匀， 未见大的蚀坑或其他局部腐蚀现象，但在试样表面 观察到大量微小蚀坑． 利用失重法计算出不同实验 周期下试样的平均腐蚀速率，如图 3 所示． 腐蚀初 期的平均腐蚀速率极大，达到 10. 2 mm·a － 1，随着腐 · 3901 ·

·1094 工程科学学报，第40卷，第9期 蚀时间的延长，腐蚀速率下降，并逐渐趋于稳定，但 镜对酸洗前的试样进行观察，如图4所示.随着实 整体的平均腐蚀速率仍高达5.2mm·a',远远高于 验周期地延长，试样表面的腐蚀产物变得越发疏松， 类似湿气环境更高含水率及环状流条件(20ms-1, 孔洞不断变大，最后形成盆地状结构 0.45MPa,含水率80%)下的顶部腐蚀速率0.7 图5为试样的截面形貌.可以直观地观察到试 mma1).这是因为环路中气相流速高达30m· 样表面形成的大量微小蚀坑的截面形态.随着实验 s-,在含水率为0.0007%时为雾状流流态，在高气 周期的延长，蚀坑不仅数量有所增加，且多个蚀坑更 速的作用下，溶态水呈液滴状均匀分布于气相中，对 易联结形成尺寸更大的蚀坑.但在钢基体的表面并 试样表面产生巨大的冲击和局部壁面剪切力，形成 未观察到明显与钢基体分层的腐蚀产物膜层.进一 冲蚀一腐蚀耦合效应，导致金属表面难以形成稳定 步观察可以发现，蚀坑内部存有碎屑状物质.能谱 的腐蚀产物膜，且腐蚀产物极易被破坏，从而极大地 分析表明（如图6所示），主要为Fe、C、O、Ca、Cl等 提高了腐蚀速率.从图3中还可以观察出，实验周 元素，即腐蚀产物残余其中.对截面进行线分析，结 期164h时的腐蚀速率比120h时有略微的提高. 果如图7所示，图7(a)中未观察到钢基体表面有腐 12 蚀产物，Fe元素与0元素含量在截面处并非有明显 10 地变化.图7(b)中，对蚀坑中的腐蚀产物进行线分 析，可以发现Fe元素和0元素含量有着明显得不 同.结合表面和截面的微观观察，可以推断，在该实 6 验条件下，钢表面在高含CO2气氛中形成的FeCO3 腐蚀产物遭到高速气流的冲刷，无法长期稳定存在 或生长，FC0,呈碎片状残留于蚀坑内部，对于金属 几乎无保护作用. 利用射线衍射对不同周期实验后的试样进行分 406080100120140160180 析，如图8所示，射线衍射图谱未呈现显著变化，特 时间h 征峰显示以Fe和Fe,C为主.结合前述扫描电镜分 图3[80钢在研究工况不同实验周期下的全面腐蚀速率 Fig.3 General corrosion rates of 180 under different testing periods 析，少量存在的FCO3由于分布于蚀坑内部，在X 射线衍射图谱中难以显现.各实验周期下的试样表 2.2腐蚀产物微观形貌和组成 面出现的Fe,C也往往被认为是CO2腐蚀中的典型 为了进一步研究试样的腐蚀发展，利用扫描电 产物，Fe,C并非由腐蚀反应产生，而是钢中铁素体 a 图4L80钢在4个实验周期下酸洗前试样的微观形貌.(a)48h:(b)96h:(c)120h:(d)164h Fig.4 SEM images of corrosion morphologies of 180 steel coupons under four testing periods:(a)48h;(b)96 h:(e)120 h:(d)164h

工程科学学报，第 40 卷，第 9 期 蚀时间的延长，腐蚀速率下降，并逐渐趋于稳定，但 整体的平均腐蚀速率仍高达 5. 2 mm·a － 1，远远高于 类似湿气环境更高含水率及环状流条件( 20 m·s － 1， 0. 45 MPa，含 水 率 80% ) 下的顶部腐蚀速率 0. 7 mm·a － 1［9］． 这是因为环路中气相流速高达 30 m· s － 1，在含水率为 0. 0007% 时为雾状流流态，在高气 速的作用下，溶态水呈液滴状均匀分布于气相中，对 试样表面产生巨大的冲击和局部壁面剪切力，形成 冲蚀--腐蚀耦合效应，导致金属表面难以形成稳定 的腐蚀产物膜，且腐蚀产物极易被破坏，从而极大地 提高了腐蚀速率． 从图 3 中还可以观察出，实验周 期 164 h 时的腐蚀速率比 120 h 时有略微的提高． 图 4 L80 钢在 4 个实验周期下酸洗前试样的微观形貌． ( a) 48 h; ( b) 96 h; ( c) 120 h; ( d) 164 h Fig． 4 SEM images of corrosion morphologies of L80 steel coupons under four testing periods: ( a) 48 h; ( b) 96 h; ( c) 120 h; ( d) 164 h 图 3 L80 钢在研究工况不同实验周期下的全面腐蚀速率 Fig． 3 General corrosion rates of L80 under different testing periods 2. 2 腐蚀产物微观形貌和组成 为了进一步研究试样的腐蚀发展，利用扫描电 镜对酸洗前的试样进行观察，如图 4 所示． 随着实 验周期地延长，试样表面的腐蚀产物变得越发疏松， 孔洞不断变大，最后形成盆地状结构． 图 5 为试样的截面形貌． 可以直观地观察到试 样表面形成的大量微小蚀坑的截面形态． 随着实验 周期的延长，蚀坑不仅数量有所增加，且多个蚀坑更 易联结形成尺寸更大的蚀坑． 但在钢基体的表面并 未观察到明显与钢基体分层的腐蚀产物膜层． 进一 步观察可以发现，蚀坑内部存有碎屑状物质． 能谱 分析表明( 如图 6 所示) ，主要为 Fe、C、O、Ca、Cl 等 元素，即腐蚀产物残余其中． 对截面进行线分析，结 果如图 7 所示，图 7( a) 中未观察到钢基体表面有腐 蚀产物，Fe 元素与 O 元素含量在截面处并非有明显 地变化． 图 7( b) 中，对蚀坑中的腐蚀产物进行线分 析，可以发现 Fe 元素和 O 元素含量有着明显得不 同． 结合表面和截面的微观观察，可以推断，在该实 验条件下，钢表面在高含 CO2 气氛中形成的 FeCO3 腐蚀产物遭到高速气流的冲刷，无法长期稳定存在 或生长，FeCO3 呈碎片状残留于蚀坑内部，对于金属 几乎无保护作用． 利用射线衍射对不同周期实验后的试样进行分 析，如图 8 所示，射线衍射图谱未呈现显著变化，特 征峰显示以 Fe 和 Fe3C 为主． 结合前述扫描电镜分 析，少量存在的 FeCO3 由于分布于蚀坑内部，在 X 射线衍射图谱中难以显现． 各实验周期下的试样表 面出现的 Fe3C 也往往被认为是 CO2 腐蚀中的典型 产物，Fe3C 并非由腐蚀反应产生，而是钢中铁素体 · 4901 ·

刘国璋等：[80钢在高气速湿气环境中冲蚀一腐蚀行为的环路实验 ·1095· a 环氧树脂 钢基体500m 环氧树脂 ⊙ ④ 环氧树脂 钢基体00m 环氧树脂 钢基体 500 图5L80钢在4个周期实验下酸洗前试样的截面形貌.(a)48h:(b)96h:(c)120h:(d)164h Fig.5 Cross section images of 180 steel coupons under four testing periods:(a)48 h:(b)96h:(c)120h:(d)164h 14000 12000 10000 8000 6000 .Fe 4000 2000 0 012345678910 环氧树脂 函基体 00 能量keV 图6L80钢腐蚀后截面形貌的扫描电镜照片和蚀坑内部能谱分析结果 Fig.6 SEM and EDS results of L80 cross section after corrosion 环氧树脂 基体 环氧树脂 图7[80钢腐蚀后截面能谱线分析照片.()截面处无腐蚀产物：(b)截面处有腐蚀产物 Fig.7 EDS line analyze result of 180 cross section after corrosion:(a)area without corrosion product:(b)area with corrosion product 相被腐蚀后残留下来的部分组织，与FCO,往往形 受湿气冲蚀产生大量微小蚀坑，但仍可见金属基体 成混合膜层， 实验96、120和164h后试样表面受冲蚀程度逐渐加 2.3表面腐蚀形态微观分析 剧，逐渐丧失金属基体原有光滑表面，呈现凹凸不平 利用激光共聚焦显微镜对酸洗后试样的三维形 的腐蚀形态，较深的蚀坑范围也不断扩大，多个蚀坑 貌进行了观察，如图9所示.腐蚀48h后试样表面 发展合并，在表面形成更大的局部腐蚀形态.对试

刘国璋等: L80 钢在高气速湿气环境中冲蚀--腐蚀行为的环路实验 图 5 L80 钢在 4 个周期实验下酸洗前试样的截面形貌． ( a) 48 h; ( b) 96 h; ( c) 120 h; ( d) 164 h Fig． 5 Cross section images of L80 steel coupons under four testing periods: ( a) 48 h; ( b) 96 h; ( c) 120 h; ( d) 164 h 图 6 L80 钢腐蚀后截面形貌的扫描电镜照片和蚀坑内部能谱分析结果 Fig． 6 SEM and EDS results of L80 cross section after corrosion 图 7 L80 钢腐蚀后截面能谱线分析照片． ( a) 截面处无腐蚀产物; ( b) 截面处有腐蚀产物 Fig． 7 EDS line analyze result of L80 cross section after corrosion: ( a) area without corrosion product; ( b) area with corrosion product 相被腐蚀后残留下来的部分组织，与 FeCO3 往往形 成混合膜层［14］． 2. 3 表面腐蚀形态微观分析 利用激光共聚焦显微镜对酸洗后试样的三维形 貌进行了观察，如图 9 所示． 腐蚀 48 h 后试样表面 受湿气冲蚀产生大量微小蚀坑，但仍可见金属基体． 实验 96、120 和 164 h 后试样表面受冲蚀程度逐渐加 剧，逐渐丧失金属基体原有光滑表面，呈现凹凸不平 的腐蚀形态，较深的蚀坑范围也不断扩大，多个蚀坑 发展合并，在表面形成更大的局部腐蚀形态． 对试 · 5901 ·

·1096· 工程科学学报，第40卷，第9期 1-Fe 了【80在低含水率高速湿气环境中的腐蚀演化过 2-Fe,C 程.钢基体暴露于含CO,高气速的湿气环境中，随 48h 2 着时间的延长，液滴接触的表面发生腐蚀电化学反 应产生微小蚀坑，如实验周期48h后扫描电镜和激 96h 222 光共聚焦显微镜观察所示.微小蚀坑一旦形成，则 蚀坑附近更易在高速湿气气流作用下产生凝聚液 120h 滴，如图6所示的蚀坑内部产物中的Ca及Cl元素 222 就表明蚀坑中曾经存在含盐的液滴.蚀坑不断发展 164h 232 扩大，使得钢表面粗糙度进一步增加，一方面高速气 20 40 60 80 100 流更易在蚀坑附近形成流态变化，造成局部剪切力 20/() 增加，另一方面，从截面的腐蚀产物膜的分布可推 图8不同实验周期下X射线衍射曲线 Fig.8 XRD results under different testing periods 断，腐蚀产物也容易受到气流或液滴冲击而剥落 由此造成在腐蚀发展过程中，蚀坑往往密集分布，若 样表面蚀坑进行深度测量，如图10(a)所示.随着 干蚀坑逐渐合并扩大，在金属表面形成盆地状形貌. 腐蚀周期的延长，蚀坑平均深度逐渐加深，实验164 随着腐蚀过程的发展，钢铁表面不断被冲蚀一腐蚀， h后试样表面蚀坑平均深度达133um,在深度方向 钢铁表面完全被腐蚀后，己腐蚀的金属基体上又会 上的蚀坑平均腐蚀速率达7.1mm"a-.L80在各周 产生新的蚀坑，并逐渐叠加并向深度方向扩展，如图 期下的腐蚀速率和蚀坑深度发展变化如图10(b)所 4、5、9所示.该结果与图2中宏观形貌形成的大量 示，蚀坑深度地发展速率随着腐蚀时间的延长与腐 局部微小蚀坑对应. 蚀速率相似趋于稳定.随着腐蚀时间的延长，F©3C 含C02高气速湿气环境中L80蚀坑形成和发 的出现明显地影响了腐蚀的进程.FeC具有导电 展的具体机制可进一步利用图12加以描述.钢铁 性，在金属表面出现时提供了阴极位点，阳极反应优 基体暴露于湿气C02环境中，铁素体优先溶解生成 先发生于铁基体上.FeC与铁基体之间形成电偶 FCO3,从图5~7的截面形貌、能谱及线扫中可以 腐蚀，加快了铁基体的溶解，在局部形成蚀坑5一. 推断，高气速产生的局部壁面剪切力将表面形成的 2.4腐蚀发展模式和冲蚀一腐蚀机理 腐蚀产物剥离并随气流带走，残留的Fe,C仍部分保 根据前述腐蚀实验结果，利用图11进一步描述 留于金属表面，如图8中X射线衍射图谱所示.暴 b 100m d 图9【80钢在4个实验周期下酸洗后试样的微观形貌.(a)48h:(b)96h:(c)120h:(d)164h Fig.9 Micro corrosion morphologies 3D profiles of 180 steel coupons under four testing periods after removing corrosion product:(a)48h:(b)96 h:(c)120h:(d)164h

工程科学学报，第 40 卷，第 9 期 图 8 不同实验周期下 X 射线衍射曲线 Fig． 8 XＲD results under different testing periods 样表面蚀坑进行深度测量，如图 10( a) 所示． 随着 腐蚀周期的延长，蚀坑平均深度逐渐加深，实验 164 h 后试样表面蚀坑平均深度达 133 μm，在深度方向 上的蚀坑平均腐蚀速率达 7. 1 mm·a － 1 ． L80 在各周 期下的腐蚀速率和蚀坑深度发展变化如图 10( b) 所 示，蚀坑深度地发展速率随着腐蚀时间的延长与腐 蚀速率相似趋于稳定． 随着腐蚀时间的延长，Fe3C 的出现明显地影响了腐蚀的进程． Fe3C 具有导电 性，在金属表面出现时提供了阴极位点，阳极反应优 先发生于铁基体上． Fe3C 与铁基体之间形成电偶 腐蚀，加快了铁基体的溶解，在局部形成蚀坑［15--16］． 图 9 L80 钢在 4 个实验周期下酸洗后试样的微观形貌． ( a) 48 h; ( b) 96 h; ( c) 120 h; ( d) 164 h Fig． 9 Micro corrosion morphologies 3D profiles of L80 steel coupons under four testing periods after removing corrosion product: ( a) 48 h; ( b) 96 h; ( c) 120 h; ( d) 164 h 2. 4 腐蚀发展模式和冲蚀--腐蚀机理 根据前述腐蚀实验结果，利用图 11 进一步描述 了 L80 在低含水率高速湿气环境中的腐蚀演化过 程． 钢基体暴露于含 CO2 高气速的湿气环境中，随 着时间的延长，液滴接触的表面发生腐蚀电化学反 应产生微小蚀坑，如实验周期 48 h 后扫描电镜和激 光共聚焦显微镜观察所示． 微小蚀坑一旦形成，则 蚀坑附近更易在高速湿气气流作用下产生凝聚液 滴，如图 6 所示的蚀坑内部产物中的 Ca 及 Cl 元素 就表明蚀坑中曾经存在含盐的液滴． 蚀坑不断发展 扩大，使得钢表面粗糙度进一步增加，一方面高速气 流更易在蚀坑附近形成流态变化，造成局部剪切力 增加，另一方面，从截面的腐蚀产物膜的分布可推 断，腐蚀产物也容易受到气流或液滴冲击而剥落． 由此造成在腐蚀发展过程中，蚀坑往往密集分布，若 干蚀坑逐渐合并扩大，在金属表面形成盆地状形貌． 随着腐蚀过程的发展，钢铁表面不断被冲蚀--腐蚀， 钢铁表面完全被腐蚀后，已腐蚀的金属基体上又会 产生新的蚀坑，并逐渐叠加并向深度方向扩展，如图 4、5、9 所示． 该结果与图 2 中宏观形貌形成的大量 局部微小蚀坑对应． 含 CO2 高气速湿气环境中 L80 蚀坑形成和发 展的具体机制可进一步利用图 12 加以描述． 钢铁 基体暴露于湿气 CO2 环境中，铁素体优先溶解生成 FeCO3，从图 5 ～ 7 的截面形貌、能谱及线扫中可以 推断，高气速产生的局部壁面剪切力将表面形成的 腐蚀产物剥离并随气流带走，残留的 Fe3C 仍部分保 留于金属表面，如图 8 中 X 射线衍射图谱所示． 暴 · 6901 ·

刘国璋等：[80钢在高气速湿气环境中冲蚀一腐蚀行为的环路实验 ·1097· 140@ _(b) 120 9 100 平均点蚀发展速率 87 6 60 平均腐蚀速率一· 40 3 20 1 04 40 60 80 100120140 160 180 40 60 80100.120140160180 时间/h 时间h 图10 L80钢在研究工况不同实验周期下的平均蚀坑深度(a)及平均腐蚀速率和平均点蚀发展速率(b) Fig.10 Depth of pits (a)as well as general corrosion rates and pitting penetration rates (b)of 180 under different testing periods 湿气 (c) 气ed 品 湿 图11I80在湿气环境中腐蚀发展示意图.(a)腐蚀前：(b)腐蚀初期：(c)腐蚀中期：(d)腐蚀后期 Fig.11 Schematic illustration of corrosion development for 180 steel in wet gas environment:(a)before experiment:(b)initial stage of corrosion: (c)intermediate stage of corrosion:(d)later stage of corrosion (a) 湿气 (b) 湿气 液滴 液滴 (e) 湿气 (d) 湿气 液滴 液滴 ●H 片 阳极 阴极 阳极 图12L80在高气速湿气环境中腐蚀-冲蚀机理图.(a)腐蚀前：(b)FCO,形成及残留Fe,C出现：(c)Fe,C电偶效应：(d)蚀坑形成 Fig.12 Mechanism illustration of corrosion-erosion for 180 in wet gas environment with high velocity:(a)before experiment:(b)formation of Fe- CO and remnant of FeC:(c)galvanic corrosion caused by FeC:(d)formation of pits 露于液滴环境中的FeC与铁素体基体再次形成电 大的盆地状形态.大蚀坑的形成增大了试样的比表 偶效应，加快了局部腐蚀，逐渐形成蚀坑，蚀坑在腐 面积，增加了Fe,C在金属表面附着的位点，加强了 蚀介质中由于缺乏腐蚀产物的保护而不断扩大，使 电偶腐蚀的作用，从而使得金属的腐蚀速率在164h 得新的金属基体继续暴露于腐蚀介质中，进而产生 处有一定的提升（图3）. 新的蚀坑.这也有力地解释了钢基体被冲蚀后表面 3结论 的微小蚀坑的腐蚀形貌，以及腐蚀速率较高的原因. 从图9中可以看出，164h时微小蚀坑合并形成了较 (1)在气速30m·s,含水率0.0007%，C02压

刘国璋等: L80 钢在高气速湿气环境中冲蚀--腐蚀行为的环路实验 图 10 L80 钢在研究工况不同实验周期下的平均蚀坑深度( a) 及平均腐蚀速率和平均点蚀发展速率( b) Fig． 10 Depth of pits ( a) as well as general corrosion rates and pitting penetration rates ( b) of L80 under different testing periods 图 11 L80 在湿气环境中腐蚀发展示意图． ( a) 腐蚀前; ( b) 腐蚀初期; ( c) 腐蚀中期; ( d) 腐蚀后期 Fig． 11 Schematic illustration of corrosion development for L80 steel in wet gas environment: ( a) before experiment; ( b) initial stage of corrosion; ( c) intermediate stage of corrosion; ( d) later stage of corrosion 图 12 L80 在高气速湿气环境中腐蚀--冲蚀机理图． ( a) 腐蚀前; ( b) FeCO3 形成及残留 Fe3C 出现; ( c) Fe3C 电偶效应; ( d) 蚀坑形成 Fig． 12 Mechanism illustration of corrosion-erosion for L80 in wet gas environment with high velocity: ( a) before experiment; ( b) formation of Fe￾CO3 and remnant of Fe3C; ( c) galvanic corrosion caused by Fe3C; ( d) formation of pits 露于液滴环境中的 Fe3C 与铁素体基体再次形成电 偶效应，加快了局部腐蚀，逐渐形成蚀坑，蚀坑在腐 蚀介质中由于缺乏腐蚀产物的保护而不断扩大，使 得新的金属基体继续暴露于腐蚀介质中，进而产生 新的蚀坑． 这也有力地解释了钢基体被冲蚀后表面 的微小蚀坑的腐蚀形貌，以及腐蚀速率较高的原因． 从图 9 中可以看出，164 h 时微小蚀坑合并形成了较 大的盆地状形态． 大蚀坑的形成增大了试样的比表 面积，增加了 Fe3C 在金属表面附着的位点，加强了 电偶腐蚀的作用，从而使得金属的腐蚀速率在 164 h 处有一定的提升( 图 3) ． 3 结论 ( 1) 在气速 30 m·s － 1，含水率 0. 0007% ，CO2 压 · 7901 ·

·1098· 工程科学学报，第40卷，第9期 力0.52MPa,温度55℃的工况下，L80的腐蚀速率 its mitigation.Mater Corros,2008,59 (2):181 极高，腐蚀产物主要为FeCO3及Fe,C,腐蚀后试样 [6]Salam MM.An alterative to API 14E erosional velocity limits for 表面会产生大量的微小蚀坑. sand-aden fluids.J Energy Resour Technol,2000,122:71 ] Zheng Z B,Zheng Y G.Erosion-enhanced corrosion of stainless (2)在该工况下，高气速产生了巨大的壁面剪 steel and carbon steel measured electrochemically under liquid and 切力，而高壁面剪切力会破坏并携带走大量的腐蚀 slurry impingement J Corros Sci,2016,102:259 产物，阻止完整腐蚀产物膜的形成，导致只有部分腐 [8]Ruzic V,Veidt M,Nesic'S.Protective iron carbonate films-Part 蚀产物呈碎屑状分布于蚀坑内部. 3:Simultaneous chemo-mechanical removal in single-phase aque- (3)腐蚀产物中的Fe,C是L80在高气速湿气 ous1ow.Corros,2007,63(8):758 [9]Sun Y,Hong T,Bosch C.Carbon dioxide corrosion in wet gas an- 环境中金属基体表面Fe被腐蚀后残存下来的.由 nular flow at elevated temperature.Corrosion,2003,59(8):733 于金属基体表面剩余的Fe,C电极电位较Fe正，在 [10]MeLaury B S,Shirazi S A.An alternate method to API RP 14E 试样表面为阴极区，容易与基体中的Fe形成电偶腐 for predicting solids erosion in multiphase flow.J Energy Resour 蚀，不仅提高了腐蚀速率，还会引发局部腐蚀，使得 Technol,2000,122:115 金属表面产生大量的蚀坑，且蚀坑不断扩大加深 [11]Edwards J K,McLaury B S,Shirazi S A.Modeling solid particle erosion in elbows and plugged tees.I Energy Resour Technol, 2001,123:277 参考文献 [12]Papavinasam S,Revie R W,Attard M,et al.Comparison of la- [1]Yang J W,Zhang L,Ding R M,et al.H2S/CO2 corrosion behav- boratory methodologies to evaluate corrosion inhibitors for oil and ior of X60 pipeline steel in wet gas and solution.Acta Metall Sin, gas pipelines.Corrasion,2003.59(10):897 2008,44(11):1366 [13]Efird K D,Wright E J,Boros J A,et al.Correlation of steel cor- (杨建炜，张雷，丁蓉明，等.X60管线钢在湿气和溶液介质 rosion in pipe flow with jet impingement and rotating cylinder 中的H2S/C02腐蚀行为.金属学报，2008,44(11)：1366) tests.Corrosion,1993,49(12):992 Zhang Z,Hinkson D,Singer M,et al.A mechanistic model of [14]Heuer J K,Stubbins J F.Microstructure analysis of coupons ex- top-of+he-ine corrosion.Corrosion,2007,63(11):1051 posed to carbon dioxide corrosion in multiphase flow.Corrosion, B]Albertini C,Femandez S,Munoz L G,et al.Advanced process 1998,54(7):566 simulation and erosion-corrosion modeling applied to material se- [15]Crolet J L,Thevenot N,Nesic S.Role of conductive corrosion lection and fitness for service of gas production wells//CORRO- products on the protectiveness of corrosion layers.Corrosion, S/ON 2012.Salt Lake City,2012:ArtNo.NACE -2012 -1255 1998,54(3):194 [4]Malka R,Nesic S,Gulino D A.Erosion-corrosion and synergistic [16]Varela F E,Kurata Y,Sanada N.The influence of temperature effects in disturbed liquid-particle flow.Wear,2007,262 (78): on the galvanic corrosion of a cast iron-stainless steel couple 791 (prediction by boundary element method).Corros Sci,1997,39 5]Schmitt G.Bakalli M.Advanced models for erosion corrosion and (4):775

工程科学学报，第 40 卷，第 9 期 力 0. 52 MPa，温度 55 ℃ 的工况下，L80 的腐蚀速率 极高，腐蚀产物主要为 FeCO3 及 Fe3C，腐蚀后试样 表面会产生大量的微小蚀坑． ( 2) 在该工况下，高气速产生了巨大的壁面剪 切力，而高壁面剪切力会破坏并携带走大量的腐蚀 产物，阻止完整腐蚀产物膜的形成，导致只有部分腐 蚀产物呈碎屑状分布于蚀坑内部． ( 3) 腐蚀产物中的 Fe3C 是 L80 在高气速湿气 环境中金属基体表面 Fe 被腐蚀后残存下来的． 由 于金属基体表面剩余的 Fe3C 电极电位较 Fe 正，在 试样表面为阴极区，容易与基体中的 Fe 形成电偶腐 蚀，不仅提高了腐蚀速率，还会引发局部腐蚀，使得 金属表面产生大量的蚀坑，且蚀坑不断扩大加深． 参 考 文 献 ［1］ Yang J W，Zhang L，Ding Ｒ M，et al． H2 S /CO2 corrosion behav￾ior of X60 pipeline steel in wet gas and solution． Acta Metall Sin， 2008，44( 11) : 1366 ( 杨建炜，张雷，丁睿明，等． X60 管线钢在湿气和溶液介质 中的 H2 S /CO2 腐蚀行为． 金属学报，2008，44( 11) : 1366) ［2］ Zhang Z，Hinkson D，Singer M，et al． A mechanistic model of top-of-the-line corrosion． Corrosion，2007，63( 11) : 1051 ［3］ Albertini C，Fernández S，Muoz L G，et al． Advanced process simulation and erosion-corrosion modeling applied to material se￾lection and fitness for service of gas production wells / / COＲＲO￾SION 2012． Salt Lake City，2012: ArtNo． NACE － 2012 － 1255 ［4］ Malka Ｒ，Neic S＇ ，Gulino D A． Erosion--corrosion and synergistic effects in disturbed liquid-particle flow． Wear，2007，262( 7-8) : 791 ［5］ Schmitt G，Bakalli M． Advanced models for erosion corrosion and its mitigation． Mater Corros，2008，59( 2) : 181 ［6］ Salam M M． An alternative to API 14E erosional velocity limits for sand-laden fluids． J Energy Ｒesour Technol，2000，122: 71 ［7］ Zheng Z B，Zheng Y G． Erosion-enhanced corrosion of stainless steel and carbon steel measured electrochemically under liquid and slurry impingement J Corros Sci，2016，102: 259 ［8］ Ｒuzic V，Veidt M，Neic S． Protective iron carbonate films-Part ＇ 3: Simultaneous chemo-mechanical removal in single-phase aque￾ous flow． Corros，2007，63( 8) : 758 ［9］ Sun Y，Hong T，Bosch C． Carbon dioxide corrosion in wet gas an￾nular flow at elevated temperature． Corrosion，2003，59( 8) : 733 ［10］ McLaury B S，Shirazi S A． An alternate method to API ＲP 14E for predicting solids erosion in multiphase flow． J Energy Ｒesour Technol，2000，122: 115 ［11］ Edwards J K，McLaury B S，Shirazi S A． Modeling solid particle erosion in elbows and plugged tees． J Energy Ｒesour Technol， 2001，123: 277 ［12］ Papavinasam S，Ｒevie Ｒ W，Attard M，et al． Comparison of la￾boratory methodologies to evaluate corrosion inhibitors for oil and gas pipelines． Corrosion，2003，59( 10) : 897 ［13］ Efird K D，Wright E J，Boros J A，et al． Correlation of steel cor￾rosion in pipe flow with jet impingement and rotating cylinder tests． Corrosion，1993，49( 12) : 992 ［14］ Heuer J K，Stubbins J F． Microstructure analysis of coupons ex￾posed to carbon dioxide corrosion in multiphase flow． Corrosion， 1998，54( 7) : 566 ［15］ Crolet J L，Thevenot N，Nesic S． Ｒole of conductive corrosion products on the protectiveness of corrosion layers． Corrosion， 1998，54( 3) : 194 ［16］ Varela F E，Kurata Y，Sanada N． The influence of temperature on the galvanic corrosion of a cast iron-stainless steel couple ( prediction by boundary element method) ． Corros Sci，1997，39 ( 4) : 775 · 8901 ·