第2期 吕祥鸿等：超级13Cr马氏体不锈钢在C0,及H,SC0,环境中的腐蚀行为 .209 型夹杂为1.5级（直径<30m),图1(b)为超级 出，其显微组织为回火索氏体组织，在原奥氏体晶界 13C马氏体不锈钢的显微组织分析，从图中不难看 和α铁素体之间有粒状碳化物析出. (a 2004m 25μm 图1超级13C马氏体不锈钢夹杂物(a)和显微组织分析(b) Fig 1 Inclsions (a)and m icmstructure (b)of super 13Crmarensitic stainless steel 2.2超级13Cr马氏体不锈钢高温、高压H,SC02 导致超级13C的均匀腐蚀速率下降，超级13Cr 腐蚀 马氏体不锈钢均匀腐蚀主要是靠钝化膜中的富 表2为六种腐蚀条件下超级13Cr马氏体不 Cr成分（如CO3或Cr(OH)3)的不断形成和溶 锈钢H2SC02均匀腐蚀速率计算结果.从表中 解来实现的，远低于一般碳钢或低合金钢的均匀 可以看出，在C02腐蚀环境中，随着温度的升高， 腐蚀速率，一般情况下，井下设备可接受的均匀 其均匀腐蚀速率呈稍微上升趋势，参照NACE 腐蚀速率为0.1mm·a,而国外的一些油套管生 RP07752005标准对均匀腐蚀程度的规定，其 产厂家，如JFE钢管公司将其定为0.127mm 腐蚀属于轻度和中度腐蚀程度.在C02、H2S共 a,而俄罗斯标准将此放宽到0.5mm·a1[8). 存条件下，超级13C的均匀腐蚀速率变化不大， 因此，从均匀腐蚀速率的大小可以看出，超级 并且随着C「的质量浓度的增加，均匀腐蚀速率 13C的H2SC02腐蚀速率远小于油气田可接受 呈下降趋势，这可能是因为随着C「的质量浓度 的极限数值，其在工况环境下的点蚀更应该值得 的增加，溶液中盐度增大，H2S、C02溶解度下降， 关注 表2超级13Cr马氏体不锈钢H2sC02均匀腐蚀速率计算结果 Table 2 Calculated results of unifom cormsion rate of super 13Crmartensitic stanless steel under H2S/CO2 enviromment 均匀腐蚀速率(mm·a1) 实验 C02分压：2.5MPa C02分压：2.5MPaH2S分压：1MP温度：140℃ 材料 温度：60℃ 温度：100℃ 温度：140℃ 温度：180℃ C厂的质量浓度：80gL1 C厂的质量浓度：160gL1 (条件1) (条件2) (条件3) (条件4) (条件5) (条件6) 超级13Cr 0.0164 0.0298 0.0527 0.0773 0.0454 0.0386 图2为超级13Cr点蚀形貌的金相显微分析 图3和表3为超级13Cr点蚀坑内腐蚀产物的 可以看出，相比于图1(a),在C02腐蚀环境中，超级 X射线能谱(EDS)分析位置和结果.点蚀坑内出现 13C的点蚀比较轻微，随温度升高，点蚀倾向性增 0、SiP和Ca等夹杂物形成元素，表明点蚀极有可 强，运用聚焦法测量得到的点蚀深度均小于5m 能起源于试样表面夹杂物脱落的位置，这些区域极 在H2SCO2腐蚀环境中，由于H2S腐蚀性气体的存 易造成点蚀的萌生和发展，图4为超级13C试样 在，点蚀倾向性明显增大，当C「的质量浓度为 表面腐蚀产物X射线衍射(XRD)分析，并未发现 160gL时，试样表面已经出现明显的点蚀形貌 CO2和HzS腐蚀产物成分FCO3和FeS如上所 (图2())，其最大点蚀深度可达28m 述，这主要是因为超级13C马氏体不锈钢的均匀腐第 2期 吕祥鸿等： 超级 13Ｃｒ马氏体不锈钢在 ＣＯ2及 Ｈ2Ｓ／ＣＯ2环境中的腐蚀行为 型夹杂为 1∙5级 （直径 ＜30μｍ）．图 1（ｂ）为超级 13Ｃｒ马氏体不锈钢的显微组织分析．从图中不难看 出‚其显微组织为回火索氏体组织‚在原奥氏体晶界 和 α铁素体之间有粒状碳化物析出． 图 1 超级 13Ｃｒ马氏体不锈钢夹杂物 （ａ）和显微组织分析 （ｂ） Ｆｉｇ．1 Ｉｎｃｌｕｓｉｏｎｓ（ａ） ａｎｄｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ（ｂ） ｏｆｓｕｐｅｒ13Ｃｒｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌ 2∙2 超级 13Ｃｒ马氏体不锈钢高温、高压 Ｈ2Ｓ／ＣＯ2 腐蚀 表 2为六种腐蚀条件下超级 13Ｃｒ马氏体不 锈钢 Ｈ2Ｓ／ＣＯ2 均匀腐蚀速率计算结果．从表中 可以看出‚在 ＣＯ2 腐蚀环境中‚随着温度的升高‚ 其均匀腐蚀速率呈稍微上升趋势‚参照 ＮＡＣＥ ＲＰ--0775--2005标准对均匀腐蚀程度的规定‚其 腐蚀属于轻度和中度腐蚀程度．在 ＣＯ2、Ｈ2Ｓ共 存条件下‚超级 13Ｃｒ的均匀腐蚀速率变化不大‚ 并且随着 Ｃｌ －的质量浓度的增加‚均匀腐蚀速率 呈下降趋势‚这可能是因为随着 Ｃｌ －的质量浓度 的增加‚溶液中盐度增大‚Ｈ2Ｓ、ＣＯ2 溶解度下降‚ 导致超级 13Ｃｒ的均匀腐蚀速率下降．超级 13Ｃｒ 马氏体不锈钢均匀腐蚀主要是靠钝化膜中的富 Ｃｒ成分 （如 Ｃｒ2Ｏ3 或 Ｃｒ（ＯＨ）3 ）的不断形成和溶 解来实现的‚远低于一般碳钢或低合金钢的均匀 腐蚀速率．一般情况下‚井下设备可接受的均匀 腐蚀速率为 0∙1ｍｍ·ａ －1‚而国外的一些油套管生 产厂家‚如 ＪＦＥ钢 管 公 司 将 其 定 为 0∙127ｍｍ· ａ －1‚而俄罗斯标准将此放宽到 0∙5ｍｍ·ａ －1［8］． 因 此‚从 均 匀 腐 蚀 速 率 的 大 小 可 以 看 出‚超 级 13Ｃｒ的 Ｈ2Ｓ／ＣＯ2 腐蚀速率远小于油气田可接受 的极限数值‚其在工况环境下的点蚀更应该值得 关注． 表 2 超级 13Ｃｒ马氏体不锈钢 Ｈ2Ｓ／ＣＯ2均匀腐蚀速率计算结果 Ｔａｂｌｅ2 Ｃａｌｃｕｌａｔｅｄｒｅｓｕｌｔｓｏｆｕｎｉｆｏｒｍｃｏｒｒｏｓｉｏｎｒａｔｅｏｆｓｕｐｅｒ13ＣｒｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌｕｎｄｅｒＨ2Ｓ／ＣＯ2ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ 实验 材料 均匀腐蚀速率 （ｍｍ·ａ－1） ＣＯ2分压：2∙5ＭＰａ ＣＯ2分压：2∙5ＭＰａ；Ｈ2Ｓ分压：1ＭＰａ；温度：140℃ 温度：60℃ （条件 1） 温度：100℃ （条件 2） 温度：140℃ （条件 3） 温度：180℃ （条件 4） Ｃｌ－的质量浓度：80ｇ·Ｌ－1 （条件 5） Ｃｌ－的质量浓度：160ｇ·Ｌ－1 （条件 6） 超级 13Ｃｒ 0∙0164 0∙0298 0∙0527 0∙0773 0∙0454 0∙0386 图 2为超级 13Ｃｒ点蚀形貌的金相显微分析． 可以看出‚相比于图 1（ａ）‚在 ＣＯ2腐蚀环境中‚超级 13Ｃｒ的点蚀比较轻微‚随温度升高‚点蚀倾向性增 强‚运用聚焦法测量得到的点蚀深度均小于 5μｍ． 在 Ｈ2Ｓ／ＣＯ2腐蚀环境中‚由于 Ｈ2Ｓ腐蚀性气体的存 在‚点蚀倾向性明显增大‚当 Ｃｌ － 的质量浓度为 160ｇ·Ｌ －1时‚试样表面已经出现明显的点蚀形貌 （图 2（ｆ））‚其最大点蚀深度可达 28μｍ． 图 3和表 3为超级 13Ｃｒ点蚀坑内腐蚀产物的 Ｘ射线能谱 （ＥＤＳ）分析位置和结果．点蚀坑内出现 Ｏ、Ｓｉ、Ｐ和 Ｃａ等夹杂物形成元素‚表明点蚀极有可 能起源于试样表面夹杂物脱落的位置‚这些区域极 易造成点蚀的萌生和发展．图 4为超级 13Ｃｒ试样 表面腐蚀产物 Ｘ射线衍射 （ＸＲＤ）分析‚并未发现 ＣＯ2和 Ｈ2Ｓ腐蚀产物成分 ＦｅＣＯ3 和 ＦｅＳ．如上所 述 ‚这主要是因为超级13Ｃｒ马氏体不锈钢的均匀腐 ·209·