CO2腐蝕易引發井下管柱失效,降低油氣井的使用壽命,給油氣工業帶來巨大經濟損失[1-2]。深入研究油套管鋼的腐蝕行為對井筒優化選材和安全生產至關重要。低鉻鋼（Cr質量分數1%~5%）的成本僅為普通碳鋼的1.5倍,但耐蝕性比普通碳鋼提升3~40倍[3-5],因此受到了眾多科研學者的廣泛關注。盡管低鉻合金鋼在這一領域的研究取得了一些進展,但仍存在一些熱點問題尚待澄清。

首先,關于低鉻鋼的最佳Cr含量仍存在爭議。不少研究人員認為增加0.5%~1.0%（質量分數,下同）的Cr可防止嚴重的臺地狀腐蝕[3,6-8]。GUO等[9]提出當鋼中Cr質量分數達到2%時,連續且具有韌性的無定形層會覆蓋整個試樣表面,可以消除局部腐蝕。另有學者[10-14]發現,在3Cr鋼中,Cr會導致含鉻化合物與FeCO3在鋼中競爭沉積,形成結構致密且富鉻的FeCO3腐蝕產物膜。陳長風等[15-17]認為含4%Cr的N80鋼的腐蝕產物膜由非晶態的Cr7C3、Cr2O3和FeCO3組成。UEDA等[18]發現,含4%~5%Cr的鋼經24 h浸泡后,其腐蝕產物膜中的鉻含量可達到鋼基體中的10倍,且試樣呈均勻腐蝕形態,無點蝕發生。

其次,對于低鉻鋼的最佳適用臨界條件仍未明確。GUO等[9,13,19]研究了低鉻合金鋼在CO2環境中的腐蝕行為,結果發現：1Cr鋼發生輕微點蝕,2Cr鋼表面的條狀晶皮可能引起局部腐蝕,3Cr、5Cr鋼均呈現均勻腐蝕形態。任永峰等[20]發現在常溫常壓的CO2環境中,3Cr鋼的耐腐蝕性能大大優于碳鋼。陳長風等[8,16,21-26]研究發現：在含CO2井筒環境中,N80鋼發生嚴重點蝕,含1%Cr鋼的腐蝕速率較N80鋼低,但仍存在點蝕行為；而含4%~5%Cr鋼呈現均勻腐蝕。孫建波等[27-28]研究發現,在CO2環境中X65鋼發生了嚴重的臺地狀腐蝕和局部孔蝕,1Cr鋼存在尺寸均勻的蝕坑,3Cr鋼表面未見孔或蝕坑,5Cr鋼表面光滑平整。

目前,普遍認為低鉻油管鋼在各類腐蝕環境中的耐蝕性優于普通碳鋼。但也有學者認為,添加Cr元素并未改善鋼材的耐蝕性[10,28-29]。因此,作者基于陸上某油田區塊的井筒腐蝕環境與防腐蝕選材問題,在含CO2井筒環境中對低鉻鋼1Cr和碳鋼N80的腐蝕行為進行了研究。

1. 試驗

1.1 材料與試樣

試驗選用低鉻鋼1Cr作為目標材料,對比材料為普通碳鋼N80。N80鋼密度為7.856 g/cm3,1Cr鋼密度為7.757 g/cm3。試樣尺寸為25 mm×10 mm×3 mm,一端帶有直徑為6 mm的圓孔。試樣經過金相磨拋機逐級打磨,清洗后通過冷風干燥處理,分別用游標卡尺和分析天平測量試樣的尺寸和質量。然后,將試樣裝載至聚四氟乙烯掛架,并置于高溫高壓動態反應釜中進行試驗。每種材料制備3個平行試樣。

1.2 動態腐蝕試驗

某油田區塊垂深井筒溫度分為中溫、中高溫及高溫。根據陸上某油田區塊垂深井筒溫度,在反應釜中模擬地層水（4 000 mg/L Cl－）腐蝕環境對1Cr鋼和N80鋼試樣進行動態腐蝕試驗,試驗時間為72、168、336 h,具體條件見表1。模擬地層水由NaCl和去離子水配制。

將模擬地層水加入反應釜并浸沒腐蝕試樣,關閉反應釜。先向反應釜中通入超純氮氣（10 h）,然后通入CO2（2 h）。隨后,升溫至預設溫度,并加壓至試驗設定條件開始試驗。

試驗完成后,將試樣徹底干燥,分析產物膜成分,再進行清洗、稱量。清洗過程按照ASTM G1－2003《腐蝕試樣的制備、清潔處理和評定用標準實施規范》進行。根據失重法計算腐蝕速率,如式（1）所示。

式中：vcorr為試樣的腐蝕速率,mm/a；Δm為試樣腐蝕前后的質量差,g；ρ為試樣的密度,g/cm3；A為試樣暴露面積,cm2；t為浸泡時間,h。

1.3 微觀表征

采用TM-3030型臺式掃描電鏡、QUANTAX-70型能譜儀（EDS）分析了腐蝕產物膜的形貌和元素組成。采用激光掃描共聚焦顯微鏡（CLSM）觀察清洗后試樣表面的點蝕形貌。

2. 結果與討論

2.1 腐蝕速率

圖1為三種腐蝕條件下N80鋼和1Cr鋼的平均腐蝕速率。由圖1可見,隨著時間的延長,兩種材料的腐蝕速率均呈現明顯的遞減趨勢。在50 ℃、0.30 MPa CO2分壓下（條件1）,N80鋼的腐蝕速率高于1Cr鋼,這說明添加Cr元素可顯著降低了鋼的腐蝕速率。

圖 1在三種腐蝕條件下N80鋼和1Cr鋼的平均腐蝕速率

Figure 1.Average corrosion rates of N80 steel and 1Cr steel under three corrosion conditions No.1 (a), No.2 (b), No.3 (c)

2.2 腐蝕產物膜

圖2為三種腐蝕條件下腐蝕336 h后N80鋼和1Cr鋼腐蝕產物膜的SEM圖,表2為腐蝕產物膜的能譜分析結果。

圖 2三種腐蝕條件下腐蝕336 h后N80鋼和1Cr鋼腐蝕產物膜的SEM圖

Figure 2.SEM images of corrosion product films of N80 and 1Cr steels under corrosion conditions No.1 (a,b), No.2 (c,d), No.3 (e,f)

在50 ℃、0.30 MPa CO2分壓下（條件1）,N80鋼表面形成了少量的晶體狀堆垛,見圖2（a）,這些堆垛鑲嵌或覆蓋于內層膜之上。能譜分析結果表明,腐蝕產物膜的組成元素主要是Fe、C和O,且O元素的含量約為Fe元素的3倍,腐蝕產物膜的成分為非晶態的FeCO3。1Cr鋼表面除了形成少量的FeCO3晶體狀堆垛外,暴露的產物膜呈現開裂的特征,見圖2（b）。腐蝕產物膜的組成元素為Fe、O、Cr和C,其鉻含量遠高于鋼基材,表明在CO2腐蝕環境中,低鉻鋼的腐蝕產物膜呈現出FeCO3和Cr（OH）3兩相混合結構。部分FeCO3在弱酸性環境中發生溶解,反應如式（2）所示,導致腐蝕產物膜中Cr（OH）3的含量占比逐漸增加,從而使腐蝕膜的韌性、完整性和致密性增強,并呈現一定程度的富鉻特征。

在較高溫（100、114 ℃）和較高CO2分壓（0.63、0.73 MPa）下（條件2和3）,兩種材料的表面均形成了一定程度的FeCO3晶體狀堆垛。N80鋼最外層的FeCO3膜層覆蓋完整、堆砌致密、無明顯的孔隙；1Cr鋼的外層膜晶體堆垛間隙較大,部分次外層的產物膜未被完全覆蓋。由于腐蝕產物膜強度不夠,被流體流動產生的剪切力剝離了基體表面,或是非晶態Cr（OH）3產物膜對陽離子選擇性透過阻礙了由金屬基體陽極溶解生成的Fe2+向外遷移,在部分表面腐蝕產物未來得及沉積形成致密的膜層。

在50 ℃、0.30 MPa CO2分壓下（條件1）,碳鋼表面的晶態產物膜并非抑制腐蝕的主要因素,其內層致密的非晶態FeCO3膜層才是降低腐蝕速率的關鍵。低鉻鋼的腐蝕速率很大程度上受FeCO3和Cr（OH）3共同沉積形成的膠泥狀混合產物膜控制,致密的混合產物膜對金屬基體起到了很好的保護作用。在高溫和較高CO2分壓下,N80鋼的表面可形成致密的晶態FeCO3產物膜,有效阻礙了金屬基體與腐蝕介質之間的傳質過程,抑制了腐蝕的進一步加劇。然而,1Cr鋼在該環境中也不能免受腐蝕,其腐蝕產物不致密,與基體的附著力較弱,在流體剪切應力作用下產物膜從基體表面剝離,造成了材料表面的產物膜不完整,降低了1Cr鋼的耐蝕性。

圖3是不同腐蝕條件下N80鋼和1Cr鋼表面腐蝕產物的XRD譜。由圖3可見,N80鋼表面腐蝕產物主要成分是FeCO3,物相匹配結果對應其特征峰24.7°、32.0°、52.6°和69.3°,與圖2的分析結果相吻合。在1Cr鋼表面腐蝕產物中除了檢測到FeCO3外,還檢測到一定量的Cr7C3,物相匹配結果對應其特征峰39.1°和61.3°。50 ℃下Fe的特征峰較強,分別對應44.6°和65.0°；其他峰較弱,還含有少量的FeCO3腐蝕產物,這說明此時試樣的腐蝕較輕。

圖 3三種腐蝕條件下N80鋼和1Cr鋼腐蝕產物膜的XRD譜

Figure 3.XRD patterns of corrosion product films of N80 and 1Cr steels under three corrosion conditions

2.3 點蝕形貌

圖4是三種腐蝕條件下N80鋼和1Cr鋼的宏觀腐蝕形貌。由圖4可見,在50 ℃、0.30 MPa CO2分壓下,N80鋼和1Cr鋼均呈現明顯的點蝕形貌。對兩種材料表面的點蝕形貌進行評價,結果見圖5和圖6。

圖 4三種腐蝕條件下N80鋼和1Cr鋼試樣宏觀腐蝕形貌

Figure 4.Macroscopic corrosion morphology of N80 and 1Cr steels under corrosion conditions No.1 (a), No.2 (b), No.3 (c)

圖 5在50 ℃,0.30 MPa CO2分壓下N80鋼和1Cr鋼表面點蝕形貌和最大點蝕坑形貌

Figure 5.Pitting morphology (a,b) and morphology of maximum pit (c,d) on N80 and 1Cr steel surfaces at 50 ℃ and CO2partial pressure of 0.30 MPa

圖 6在50 ℃,0.30 MPa CO2分壓下N80鋼和1Cr鋼表面最大點蝕坑深度橫截面輪廓數據

Figure 6.Cross-sectional profile data of maximum pit on N80 (a) and 1Cr (b) steel surfaces at 50 ℃ and CO2partial pressure of 0.30 MPa

N80鋼表面出現較多的大尺寸半球狀點蝕坑,見圖5（a）。其中最大點蝕坑（除邊緣部分）的開口深度和寬度分別達到712.51 μm和329.04 μm,見圖6（a）。相比之下,1Cr鋼表面的點蝕程度相對較輕微,見圖5（b）,最大點蝕坑深度和寬度分別為506.88 μm和131.87 μm,見圖6（b）。通過點蝕特征分析可知,1Cr鋼的點蝕密度、點蝕尺寸和點蝕敏感性均較N80鋼有顯著降低,耐蝕性較好。

在較高溫（100、114 ℃）和較高CO2分壓（0.63、0.73 MPa）下（條件2和3）,N80鋼表面整體呈現均勻腐蝕特征,平整度較好,見圖4（b,c）,但仍存在極少量較深的點蝕坑,見圖7（a,c）。這些點蝕坑的形成原因如下：腐蝕產物未能有效地抑制腐蝕作用,蝕坑內的金屬溶解產生過剩的金屬陽離子（Fe2+）,使蝕坑周圍的Cl－向內遷移以保持電平衡；Cl－的積聚引發了酸化自催化反應,進一步加劇了點蝕發展。對于1Cr鋼的腐蝕形貌分析顯示,相較于試樣打孔位置,金屬基體表面被腐蝕掉較厚一層,呈現明顯的臺階狀。這是由于均勻腐蝕速率遠大于點蝕速率。結合微觀點蝕分析結果可知,1Cr鋼的耐點蝕性能比N80鋼有一定程度的提升。臺地狀腐蝕可歸因于最初形成的點蝕坑。由于點蝕坑內富集了腐蝕產物Cr（OH）3,點蝕坑內的電位升高,比蝕坑周圍區域電位更正,形成大陽極、小陰極的腐蝕環境,促進了周圍區域發生陽極溶解,最終演化發展為臺地狀腐蝕。

圖 7在條件2和3下N80鋼和1Cr鋼點蝕形貌

Figure 7.Pitting morphology of N80 and 1Cr steels under corrosion conditions No.2 (a,b), No.3 (c,d)

2.4 討論

Fe和Cr元素均屬于較活潑的金屬,且Cr元素的活性比Fe元素高,因此N80鋼和1Cr鋼的陽極反應主要如式（3,4）所示。隨著腐蝕反應的進行和離子的遷移,在金屬基體附近的滯流層中發生的反應如式（5,6）所示,當FeCO3和Cr（OH）3的離子積K大于溶度積常數Ksp時,它們便在試樣表面沉淀成膜。

在水溶液中,FeCO3的溶度積常數為3.2×10－11,Cr（OH）3的溶度積常數為6.3×10－31[30],因此1Cr鋼的腐蝕產物Cr（OH）3具有更好的穩定性。這也是在中溫較低分壓下,1Cr鋼耐蝕性優于N80鋼的一個主要原因。另一方面,低鉻鋼在CO2環境中的腐蝕產物膜是由晶態的FeCO3外層和連續的、具有韌性的膠泥質不定形態Cr（OH）3內層構成[8,21,22,27,31],Cr（OH）3腐蝕產物膜具有陽離子選擇透過性,抑制了式（3）所示陽極反應。綜合以上原因,所以低鉻鋼1Cr在中溫環境中表現出出色的耐蝕性。

在較高溫度和較高分壓條件下,兩種材料耐蝕性能發生逆轉可以從兩個方面解釋。首先,較高溫度時,式（4）所示反應的活化能降低,這降低了N80鋼形成產物膜的勢壘,使腐蝕減緩[20,29]。同時,高溫有助于改善產物膜的致密性和穩定性,減少局部腐蝕的風險,提高金屬基體的表面平整度,從而降低均勻腐蝕速率,與本試驗結果相符。其次,在高溫高壓的CO2環境中,溫度影響了電化學反應過程和產物膜結構,使得腐蝕產物膜的穩定性和結合強度降低[20,29],腐蝕產物膜結構疏松,在流體剪切應力的作用下被剝離,暴露出新鮮的金屬基體。此時在大陰極、小陽極的電偶效應催化作用下,形成最初的點蝕缺陷,并隨著點蝕發展,形成臺地狀腐蝕特征。此外,高溫容易使低鉻鋼從半鈍化狀態轉為活化狀態,且活化狀態下含Cr低合金鋼的腐蝕程度較碳鋼更為嚴重[32,33]。因此,綜合以上原因,低鉻鋼1Cr的腐蝕速率會高于碳鋼N80。由此可見,1Cr鋼的耐CO2腐蝕適用范圍需進一步明確。

3. 結論

（1）在高溫和高CO2分壓條件下,N80鋼表現出比1Cr鋼更強的耐蝕性。N80鋼能迅速形成致密和完整的腐蝕產物膜,提高其耐局部腐蝕性,減小表面粗糙度,從而擴大碳鋼的應用范圍。然而,在實際應用中,可能需要適當增加壁厚,以平衡強度和經濟性的考量。

（2）在高溫高壓環境中,盡管1Cr鋼形成了富鉻的無定形產物膜,但由于最外層FeCO3層不完整,其耐蝕性受到限制,導致其耐蝕性能不如N80鋼。

（3）在低溫和低CO2分壓條件下,由于產物膜中的Cr（OH）3更穩定,且低溫減緩了FeCO3的形成速率,1Cr鋼相對于N80鋼表現出更好的耐蝕性。

（4）腐蝕產物膜的組成和特性是控制材料耐腐蝕性的主要因素。研究特定腐蝕條件下的成膜機理,有助于選擇合適的防腐蝕材料。1Cr鋼在井筒淺部的環境中具有優越性能；然而,在井筒深部不推薦使用該鋼材,需要謹慎選擇適當的材料。

文章來源——材料與測試網