塑性变形条件下16MnR钢的CO2腐蚀电化学行为

油气田管材常常在各种应力和变形状态下服役,为了研究应力和变形对钢CO2腐蚀电化学行为的影响,利用电化学技术分别测量了16MnR钢在不同弯曲塑性变形状态下的CO2腐蚀电化学阻抗谱、线性极化电阻和自然腐蚀电位.结果表明:随着应变的增大,自然腐蚀电位负移,线性极化电阻逐渐减小,腐蚀速率增大.在拉伸和压缩塑性变形状态下16MnR钢CO2腐蚀的电化学阻抗谱均由高频容抗弧和低频感抗弧组成.随着应变的增大,容抗弧和感抗弧逐渐收缩,反应的总阻抗减小.冷加工变形增大了16MnR钢的电化学活性,使阳极溶解加快,腐蚀速率增大.     

09Cr2AlMoRE钢和N80油套管钢的CO2腐蚀电化学行为

利用交流阻抗技术对比研究了N80油套管钢和09Cr2AlMoRE钢（称新型合金）在饱和CO2的地层水中的腐蚀电化学行为,同时利用SEM观察了两种材料在1MPa,120℃腐蚀7d（天）所成膜的形貌。结果表明,N80钢的阳极电化学阻抗谱出现了高频的容抗弧、中低频的感抗弧和低频的容抗弧;而新型合金的阳极电化学阻抗谱只出现了高、低频容抗弧,感抗弧已很少了。对于阴极电化学阻抗谱,N80钢的阻抗谱只由一容抗弧组成,而新型合金则由高频容抗弧、中频Warburg阻抗和低频容抗弧共同组成。对两种材料阴、阳极过程中极化电阻的计算表明,新型合金阴、阳极过程中的极化电阻大于N80钢相应过程的极化电阻,表明新型合金能有效地抑制了CO2腐蚀。     

N80钢CO2腐蚀过程的EIS研究

应用电化学阻抗谱研究了N80钢在饱和CO2的模拟地层水中CO2腐蚀过程的电化学行为.结果表明:在饱和CO2的模拟地层水中阻抗谱出现三个时间常数,分别对应高频的容抗弧,中低频的感抗弧和低频的容抗弧.阳极极化条件下的阻抗谱与自腐蚀电位下的阻抗谱形状相同,表明腐蚀机理未发生改变.但极化条件下反应电阻下降,反应速率加快.阴极极化条件下,阻抗谱未出现感抗弧,表明阴极过程不存在吸附中间产物.     

H2S／CO2环境中CO2，pH值和CI^-对P110套管钢电化学腐蚀的影响

针对目前高含H2S和CO2环境井下管材电化学腐蚀研究不深入的现状,采用动电位扫描技术分析了在H2S／CO2环境中环境腐蚀影响因素（CO2,pH值和Cl^-）对P110套管钢电化学腐蚀行为的影响。在溶解H2S和CO2且pH=2．7的含CI^-溶液中,当混合气体中CO2含量分别为17％,34％,50％时,腐蚀电流密度（J_corr）分别为0．32849,0．29573,0．23709mA／cm^2,在含50％H2S环境中,腐蚀电流密度为0．27289mA／cm^2。与单一含H2S腐蚀环境相比,在酸性环境中CO2促进金属腐蚀,而在近中性环境中,CO2抑制金属腐蚀。在含CI^-溶液中,pH值降低,J_corr增加,而在不含CI^-溶液中,pH值降低,J_corr降低。在pH=2．7的溶液中,当CI^-存在时,J_corr提高;而在pH=5．9溶液中,当CI^-存在时上J_corr降低。     

含H2S/CO2腐蚀环境下80S和80S-3Cr抗硫油管材料的性能研究

天然气开发生产中常有H2S、CO2共存,引起生产油管严重腐蚀,为了研究H2S/CO2腐蚀环境中不同含硫量对80S和80S-3Cr 2种抗硫油管材料抗腐蚀性能的影响,通过动电位极化扫描和电化学交流阻抗测试研究了2种材料的电化学腐蚀行为.研究结果表明:(1)2种材料的极化曲线均随含硫量增大向X轴负向移动,阴极反应由活化和扩散作用联合控制,当Na2S·9H2O浓度达到1.0％时极化曲线的阳极分支出现了钝化区;(2)2种材料的腐蚀电位Ecorr均随含硫浓度增大而负向增大,其腐蚀电流密度Jcorr减小,各相应条件下80S-3Cr的Jcorr相比80S更小;(3)含硫条件下Nyquist谱具有中高频区容抗弧和低频区Warburg阻抗的2个时间常数,且Warburg阻抗特征随含硫浓度增大而更明显;(4)随含硫浓度增大,电荷传递电阻Rt不断增大,而Warburg阻抗Zw减小;(5)基体表面先形成的腐蚀产物中的S元素含量更高,80S-3Cr的腐蚀产物与80S相比S元素含量更低.综合可知:H2S、CO2共存腐蚀环境中在金属表面优先形成了具有保护性的硫化铁类产物,抑制了金属材料的腐蚀,同时80S-3Cr材料与80S材料相比具有更好的抗H2S/CO2腐蚀性能.     

模拟塔里木油田环境5Cr套管用钢的H_2S/CO_2腐蚀行为

运用腐蚀失重和电化学测量技术,研究5Cr套管用钢在模拟塔里木油田环境的H2S/CO2腐蚀行为。结果表明:在模拟CO2腐蚀环境中,由于Cr元素在腐蚀产物膜中的富集显著改善了膜的保护性,5Cr钢表现出良好的抗CO2均匀腐蚀和局部腐蚀能力;在模拟CO2/H2S腐蚀条件下,H2S腐蚀占主导作用,其均匀腐蚀速率远小于单独CO2腐蚀环境中的均匀腐蚀速率;5Cr钢H2S腐蚀的阳极极化曲线存在较为明显的钝化区,交流阻抗图谱(EIS)拟合的H2S腐蚀极化电阻远大于CO2腐蚀极化电阻。     

低Cr钢在H_2S/CO_2环境中的腐蚀行为研究

运用腐蚀失重和电化学测量技术,研究普通低Cr油套管用钢在模拟塔里木油田环境的H2S/CO2腐蚀行为.结果表明:在模拟CO2腐蚀环境中,Cr元素在腐蚀产物膜中的富集显著改善了膜的保护性,低Cr钢表现出良好的抗CO2均匀腐蚀和局部腐蚀能力;在模拟CO2/H2S腐蚀条件下,H2S腐蚀占主导作用,其均匀腐蚀速率远小于单独CO2腐蚀环境中的均匀腐蚀速率;低Cr材料H2S腐蚀的阳极极化曲线存在较为明显的钝化区,交流阻抗图谱(EIS)拟合的H2S腐蚀极化电阻远大于CO2腐蚀极化电阻.     

20^#钢弯管H2S腐蚀程度评价研究

文章对服役于某天然气井的20^#钢弯管进行了成分、组织、力学性能及腐蚀产物分析,并与未服役的20^#钢弯管进行了对比,评价研究了其抗H2S腐蚀的程度。研究结果表明：20^#钢弯管发生了H2S腐蚀,但并没有引起氢致损伤;H2S腐蚀后,腐蚀区域硬度降低,塑性下降。     

G-3合金在高含H_2S/CO_2环境中的腐蚀电化学行为

采用腐蚀电化学动电位扫描技术和腐蚀产物膜的SEM、EDS等微观分析手段,研究了G-3合金在高含H2S/CO2腐蚀环境中,CO2、pH值、Cl-等不同因素对镍基合金G-3腐蚀行为的影响。结果表明:Cl-不利于G-3钝化膜的形成,且使腐蚀加剧;CO2的加入促进了G-3的腐蚀,pH值的增加使G-3的自腐蚀电位出现较大负移,并影响了腐蚀产物膜的稳定性。     

模拟油田H2S/CO2环境中N80钢的腐蚀及影响因素研究

模拟实际含H2S／CO2高温高压井下多相腐蚀环境，研究了不同腐蚀影响因素对N80钢的作用规律。结果表明：在所研究的参数范围内，材料表现出较高的均匀腐蚀速率，且伴有不同程度的局部腐蚀。当其他条件保持相同时，随H2S含量的增加，材料的腐蚀速率先增加后降低；当介质中CO2含量增加时，腐蚀速率则呈单调增大趋势；Ca^2 、Mg^2 的影响与CO2类似，而Cl^-的影响则与H2S具有基本相似的规律。在H2S／CO2混合介质中，N80钢的腐蚀行为受各因素的交互影响，且影响程度不同，各因素作用由大到小依次是：H2S含量、Ca^2 、Mg^2 含量、Cl^-浓度和CO2含量。     

基于腐蚀时间效应的含H_2S/CO_2环境中的腐蚀速率预测模型

高含H_2S/CO_2高温高压气井中井筒油管、套管的腐蚀已成为制约井筒完整性的主要因素,一旦井筒完整性失效将会给油气田的开发造成重大影响,并可能导致严重的人员安全、环境及经济损失。由于高温高压H_2S/CO_2环境腐蚀机理较为复杂,国际上使用较为广泛和经典的DE Waard腐蚀速率计算模型已不能预测类似高温高压复杂环境下井筒的腐蚀速率。目前,实验室通常开展短期的腐蚀测试试验,并以此数据预测长期的腐蚀速率,但长期的腐蚀速率与短期腐蚀速率差异甚大。因此,为了准确地预测服役寿命周期内油套管的腐蚀状况,采用自主设计制造的高温高压材料损伤试验平台,模拟气井井筒的实际腐蚀环境,开展CO_2、H_2S腐蚀环境中的电化学腐蚀速率测试试验,研究了不同测试时间下的腐蚀速率,分析了腐蚀速率的时间效应。结果表明:在管柱服役早期,其腐蚀速率较大,随着服役时间的延长,由于形成了腐蚀产物膜以及腐蚀性气体浓度的降低,腐蚀速率逐渐降低直至稳定于某一较低值。最后,利用数理统计方法建立了考虑腐蚀时间效应的腐蚀速率预测模型,可为合理选择油套管材质和油气井的安全评价提供依据。     

不同腐蚀环境下压力容器材质耐蚀性评价

结合塔河油田实际情况,通过对压力容器拟选用的5种材料20、20G、Q345、A333、Q245分别进行CO_2+H_2S共同控制环境、H_2S主控腐蚀环境和CO_2主控腐蚀环境3个环境下的腐蚀失重试验,并对经过试验的挂片进行扫描电镜(SEM)观察和能谱(EDS)分析。结果显示:选取的5种材质的挂片在CO_2+H_2S共同控制环境和H_2S主控腐蚀环境的腐蚀速率均小于0.1 mm/a,且比CO_2主控腐蚀环境条件下的腐蚀速率小;在H_2S+CO_2共同控制的腐蚀环境中,5种材质腐蚀速率大小依次为Q345>20>Q245>A333>20G;在H_2S腐蚀为主的环境中,5种材质腐蚀速率大小依次为20>20G>Q245>Q345>A333;在CO_2腐蚀为主的环境中,5种材质腐蚀速率大小依次为Q345>A333>20G>20>Q245。根据试验结果,不同腐蚀环境下5种材料的防腐蚀性能均不同,结合现场实际工况,对压力容器材质进行相应的选材。     

模拟下古气藏工况下抗硫油管钢的CO_2/H_2S腐蚀行为

为了更好地理解抗硫油管钢在含硫气田中的腐蚀行为和机理,利用高温高压反应釜装置,结合SEM和XRD分析方法,对N80S和P110S抗硫油钢管在模拟下古气藏环境中CO_2,H_2S共存时的腐蚀行为进行了研究,计算了不同CO_2和H_2S分压比时的腐蚀速率,分析了腐蚀产物特征和成分,探讨了其腐蚀机理。结果表明:2种抗硫油管钢随H_2S含量的增大,腐蚀速率先增大后减小;H_2S微量时抗硫油管钢表面形成了Fe CO3和Fe S等腐蚀物,未见明显的腐蚀坑,随H_2S含量的增大,表面的腐蚀产物为铁的硫化物且存在明显的局部腐蚀。     

复合结构Ni-P 非晶态镀层在H2S/ CO2环境中的耐腐蚀性能

通过在同一镀液中改变温度、p H 值和施加电流完成化学镀和电镀过程, 在普通碳钢基体上得到电位差高于160 mV 的复合结构的非晶态Ni- P 合金镀层。采用SEM、电化学测试设备及专门的腐蚀环境试验箱, 研究了该复合镀层在H₂S/ CO₂ 腐蚀气氛中的耐腐蚀行为。结果表明: 所制备的复合结构Ni- P 非晶态镀层在H₂S/CO₂腐蚀环境中, 100 h 后镀层表面出现均匀的硫化物腐蚀膜, 300 h 后镀层表面出现腐蚀裂纹, 并沿着与基体表面平行的方向扩展、剥离, 在电镀层剥离处磷元素的相对含量增加。所制备的12μm 厚的复合叠加结构Ni- P 非晶态镀层的耐腐蚀性能优于25μm 厚的普通化学Ni-P 非晶态合金镀层。      

O_2/CO_2共存环境下缓蚀剂抑制碳钢腐蚀的机理研究

利用旋转圆盘电极(RDE)研究O_2/CO_2共存环境下,碳钢管线在不同浓度缓蚀剂中的腐蚀电化学行为。通过与CO_2环境中进行对比,研究得到O_2对缓蚀剂抑制碳钢CO_2腐蚀的影响。采用极化曲线测试不同浓度缓蚀剂下的缓蚀效率及阴、阳极行为,利用交流阻抗技术(EIS)监测缓蚀剂的吸附行为及腐蚀过程,并通过EIS拟合出的数据计算并绘制吸附等温线,利用扫描电镜观察含氧条件下的腐蚀形貌,利用XRD分析腐蚀产物膜的成分。结果表明:O_2导致缓蚀剂分子吸附能力减弱,在碳钢表面的吸附量减少,吸附膜覆盖度变小,缓蚀效率明显降低。同时,在有O_2环境下,腐蚀产物主要为疏松多孔的Fe_2O_3和FeO(OH)。由于含氧条件下腐蚀速率增大,腐蚀产物膜生成速率加快,导致缓蚀剂吸附能力进一步减弱,缓蚀剂有效作用时间变短。     

基于点蚀的316L不锈钢在酸性气田环境中的适应性评价

国内外酸性气田的开发使腐蚀环境越来越苛刻,为满足气液混输的工艺要求,发展了耐蚀合金/碳钢的双金属复合管技术。316L不锈钢被广泛用于双金属管的内衬,在含H_2S和CO_2环境中腐蚀速率很低,然而在高含Cl-的溶液中,316L不锈钢容易出现点蚀而诱发集输管线失效,为此,就316L不锈钢在酸性气田集输环境中的点蚀进行评述。讨论了影响316L不锈钢点蚀的材质因素,Mn和Fe的硫化物及Mg、Al、Ca的氧化物等两种夹杂物均能促进钝化膜的溶解而引起点蚀;分析了316L不锈钢点蚀的H_2S、CO_2、温度、Cl-浓度和pH值等环境的适应性条件,发现H_2S环境比CO_2环境更容易发生点蚀,H_2S和CO_2对点蚀发生存在协同机制,温度升高、Cl-浓度增加和酸性介质均会增加316L不锈钢点蚀的敏感性。为进一步优化选材原则,需重点加强环境因素的协同机制、环境适应性的边界条件、点蚀发展的动力学以及新的标准研究。     

高温高酸性环境下镍基合金718与异种金属偶接的电偶腐蚀行为

高温/高压高酸性腐蚀环境中镍基合金718常作为可靠的材料使用,但不可避免会与其他金属偶接使用,易产生电偶腐蚀。模拟150℃,H_2S分压1.0 MPa,CO2分压1.5 MPa,Cl~-浓度200 000 mg/L的高温高酸性腐蚀环境,采用高温高压电化学测试技术和浸泡腐蚀模拟试验,研究了镍基合金718分别与低合金钢35Cr Mo、C110和不锈钢13Cr偶接后的电偶腐蚀行为。结果表明:在模拟高温高酸性环境下,3种金属分别与718合金偶接后,均发生了一定程度的电偶腐蚀,其中C110电偶腐蚀速率最大,而不锈钢13Cr的电偶腐蚀速率最小。电偶腐蚀的驱动力是2种金属的自腐蚀电位差,异种金属偶接后的电偶效应与两偶接材料的电位差成正比,而阳极材料自身的极化特性决定了其与耐蚀合金偶接后的电偶腐蚀程度。     

20/316L双金属管的腐蚀失效原因分析

随着20/316L双金属管在油气生产中的推广应用,关于内衬316L不锈钢的腐蚀失效问题日益突出,尤其是条件苛刻的酸性集输环境下,目前相关研究不多.利用扫描电镜(SEM)、能谱仪(EDS)等测试手段对20/316L双金属管在含H2S-Cl-的酸性集输环境中出现的腐蚀失效问题进行了系统分析,探讨了腐蚀失效的原因.结果表明:20/316L双金属管腐蚀类型为局部腐蚀,主要分布于内衬管316L的底部.腐蚀失效的主要原因是腐蚀介质中存在高浓度的H2S与Cl-,共同促进了钝化膜的破裂与点蚀的发展.当存在较高浓度的H2S与Cl-时,钝化膜薄弱处与电位较低的非金属夹杂物处易发生钝化膜的破裂与金属基体的快速溶解而成为点蚀源,形成点蚀.