利用高温高压H2S反应釜进行腐蚀模拟实验,研究X60钢在高压H2S/CO2共存条件下的腐蚀规律,并利用扫描电子显微镜和X射线衍射等方法观察用分析了腐蚀产物膜的形貌和组成.在H2S/CO2分压比为1.74、H2S分压0.15~2.0 MPa条件下,腐蚀产物以硫铁化合物为主,未见碳酸亚铁,X60钢腐蚀过程由H2S控制.H2S分压较低时腐蚀产物以四方FeS1-x为主,H2S分压2.0 MPa时则出现六方FeS、六方Fe1-xS和立方FeS2.疏松的富S腐蚀产物及腐蚀产物膜局部剥落促使高H2S分压时X60钢出现明显局部腐蚀,并使全面腐蚀速率随H2S分压升高先升后降

利用自制的油轮舱CO2-O2-H2S-SO2湿气环境腐蚀模拟装置,对Ni和Cu含量不同的三种低合金钢进行了油轮舱湿气腐蚀模拟实验,比较和分析了三种不同成分的低合金钢在模拟原油舱湿气环境中的腐蚀速率、腐蚀形态和腐蚀产物,探讨了油轮舱CO2-O2-H2S-SO2湿气环境中钢的腐蚀机理.结果表明:三种不同成分低合金钢的腐蚀形态均为全面腐蚀,伴随着腐蚀产物的形成和脱离,钢的腐蚀速率随实验时间的延长出现了波动变化;钢中Ni和Cu元素可明显提高钢的耐油轮舱湿气腐蚀性能;在油轮舱湿气环境下,同时存在四种腐蚀性气体CO2-O2-H2S-SO2的析氢和吸氧腐蚀,同时也存在钢表面薄液膜中H2S被O2氧化形成的元素S引起的湿S腐蚀;CO2-O2-H2S-SO2湿气腐蚀减薄量DLt与时间t之间较好地满足指数关系DLt=AtB,并得到合金元素含量不同的三种钢的系数A和指数B的数值

用U形弯试样浸泡和慢应变速率拉伸实验研究了3Cr17Ni7Mo2SiN和00Cr22Ni5Mo3N(2205)不锈钢在硫化氢介质中的应力腐蚀开裂(SCC)行为.2205不锈钢的SCC萌生孕育期较长,在pH较低的饱和H2S溶液中具有明显的SCC敏感性,其SCC敏感性随溶液pH值的升高或H2S含量的降低而迅速降低.3Cr17Ni7Mo2SiN的SCC孕育期均低于2205不锈钢,在pH ≤ 4.5、H2S的质量浓度 ≥ 103mg·L-1的H2S介质中均具有明显的SCC敏感性,其SCC敏感性受pH值和H2S含量变化影响较小.3Cr17Ni7Mo2SiN的SCC以沿晶裂纹萌生,扩展后转变为穿晶应力腐蚀开裂;2205不锈钢近表面处首先发生奥氏体-铁素体相间氢致开裂,并促进SCC萌生,其SCC为穿晶应力腐蚀开裂

在模拟油田腐蚀环境中,通过高温、高压、CO2和H2S/CO2腐蚀实验及电化学测试,研究超级13Cr马氏体不锈钢的腐蚀行为.结果表明:在CO2腐蚀环境中,随着温度的升高,超级13Cr的均匀腐蚀速率呈稍微上升的趋势,点蚀轻微;在H2S、CO2共存条件下,超级13Cr的均匀腐蚀速率变化不大,点蚀严重,当Cl-的质量浓度为160g·L-1时,其最大点蚀深度可达28μm.超级13Cr的点蚀电位明显高于普通13Cr的点蚀电位,温度升高、Cl-的质量浓度增大和H2S气体的存在降低了超级13Cr的点蚀电位,而CO2对超级13Cr的点蚀电位影响不大;在N2、CO2环境中,超级13Cr的回复电位都在钝化区间,且回复电位较高,具有良好的再钝化能力.H2S气体的存在同样使超级13Cr的回复电位和点蚀电位显著降低

用抛光的恒位移试样对处理到不同强度（σb=92～185公斤/毫米2）的4种低合金钢在各种致氢环境（如电解充氢、纯氢、气体H2S、水介质、H2S水溶液、缓蚀剂水溶液、丙酮、酒精等有机溶液）下跟踪观察了氢致裂纹的产生和扩展过程。与此同时也测量了各种致氢环境（电解充氢、H2S水溶液、水溶液、水中阴极化和阴极极化）下的KISCC(或KIH)和da/dt。并研究了它们随强度变化的规律。结果表明,当加载裂纹前端的KI>KISCC(KIH)后,在上面所说的任何一种致氢环境下都能产生氢致滞后塑性变形,并由此导致裂纹的产生和扩展。即随着氢的扩散进入,原裂纹前端塑性区及其变形量逐渐增大。对超高强钢,在滞后塑性区端点形成不连续的氢致裂纹,它们随滞后塑性变形的发展逐渐长大以致互相连接。当强度降低时,氢致裂纹沿滞后塑性区边界连续地向前扩展。这就表明,在Ⅰ型裂纹条件下,“氢脆”是氢致滞后塑性变形的必然结果。在所有致氢环境下,止裂KISCC(KIB)均随钢的强度下降而升高。强度相同时,水中加援蚀剂和阳极极化使KISCC升高,阴极极化使KISCC下降,da/dt升高,而在H2S鲍和溶液以及加载电解充氢时KISCC(KIB)最低,da/dt最高。实验也表明,在电解充氮条件下还能以另一种机构形成裂纹。它们的产生和扩展不佼报外载荷,且不伴随有宏观塑性变形。因此是通过氢压机构形成和扩展的

用抛光的WOL型恒位移试样跟踪观察了各种低合金钢在H2S中应力腐蚀裂纹产生和扩展的规律。结果表明:当钢的强度和KI均大于临界值之后,在裂纹前端将会发生滞后塑性变形,即裂纹前端塑性区的大小及其变形量将随时间延长而逐渐增加,当这种滞后塑性变形发展到临界状态时就会导致应力腐蚀裂纹的产生和扩展。对超高强钢来说,当这个滞后塑性区闭合后应力腐蚀裂纹就在其端点形核,随着滞后塑性变形的发展,这些不连续的应力腐蚀裂纹逐渐长大并互相连接。对强度较低的钢,随滞后塑性变形的发展,应力腐蚀裂纹沿着滞后塑性区边界向前扩展。已经证明这个滞后塑性变形是由氢引起的,称作氢致滞后塑性变形。利用WOL型试样测量了在H2S气体以及H2S饱和水溶液中的KISCC和da/dt研究了它们随强度变化的规律,以及阴极极化和阳极极化对超高强钢KISCC和da/dt的影响

采用动电位极化曲线和电化学阻抗谱等电化学实验方法以及扫描电镜和能谱等表面分析技术对20#碳钢在不同H2S质量浓度(0,95.61,103.22,224.16 mg·L-1)、不同温度(25,35,45℃)下的NACE溶液(含CO2)中腐蚀行为进行了研究,同时对该环境下腐蚀产物的形成机制进行了探讨.发现在含有CO2的NACE溶液中,加入少量H2S,能加剧碳钢腐蚀,加速阳极铁的溶解和阴极氢气的析出.随着H2S质量浓度的增加,腐蚀电流密度增大,碳钢腐蚀加剧.温度升高,腐蚀极化电阻变小,腐蚀也会加剧.腐蚀试样外层絮状腐蚀产物主要是铁碳化物,接近基体表面的腐蚀产物主要是铁硫化物

例 3-17 某溶液中含Zn2+ 、Cd2+两种离子，其浓度分别为C(Zn2+ ) = 2.93×10-5 mol•dm-3 ，C(Cd2+ ) = 1.40×10-6 mol•dm-3。向该溶液中不断 通入H2S，使溶液中H2S保持饱和(H2S的饱和浓度为0.10 mol•dm-3 )

本文使用连续称重装置和非连续称重装置对Fe25Cr20Ni2.4Si合金在H2S-H2气氛中的高温硫化行为进行了研究。结果表明:这种合金的硫化动力学行为遵循抛物线规律。腐蚀产物有三层:最外层(称OL-Ⅱ层)由Fe-Ni-S系统组成;中间层(称OL-I层)由Fe-Cr-S系统组成;内硫化层(Subscale)由一些弥散的硫化物相组成。标记实验的结果表明:合金在硫化过程中,腐蚀产物的最外两层的生长是由金属离子向外扩散控制,而内硫化层的生长是由分解机理控制

利用建立的用于强腐蚀性气氛高温腐蚀研究的连续称重测量装置,测定了Fe-25Cr铁素体合金在H2-H2S混合气氛中700~900℃及10-1~10-3Pa硫分压条件下的硫化行为。在经过初始孕育期之后,Fe-25Cr合金的硫化动力学符合分段抛物线规律。其腐蚀产物是双层结构:外层为品粒粗大的(FeCr)1-xS(x≈0.24.21at%~0at%Cr);内层是较薄的(CrFe)Sx(26.8at%Cr)等轴晶层。硫化过程受Fe,Cr离子向外扩散的控制