煤炭地下氣化是將煤炭在原位進行有控制的燃燒，通過煤的熱解以及煤與氧氣、水蒸氣發生的一系列化學反應，產生可燃氣體的過程。作為新一代化學采煤技術，煤炭地下氣化集建井、采煤、轉化工藝于一體，是對傳統物理采煤技術的重要補充，實現了地下無人生產，避免了煤炭開采、運輸環節帶來的粉塵污染和井下事故。氣化后的灰渣等留在地下，減少了地表固體廢棄物堆積帶來的環境影響，可以在一定程度上防止地表沉降。該技術也適用于難采煤層、低品位煤層，特別是深部煤層的原位開采與轉化，可以提高資源利用率，能帶動煤炭、電力、化工等傳統產業的發展[1-3]。與地面氣化工藝相比，煤炭地下氣化生產井管柱服役于高溫、高壓、H2S、H2、CO2、Cl-等復雜苛刻腐蝕環境[4]，管柱面臨腐蝕和開裂風險[5]。目前，國內關于煤炭地下氣化的研究，尤其是管柱選材鮮有報道[6]，國際上可借鑒的經驗也較少，有必要對煤炭地下氣化用管材開展腐蝕規律試驗，評價不同管材在粗煤氣井底環境的適用性。

針對粗煤氣的高溫、高壓、H2S、H2、CO2、Cl-等復雜工況環境，普通碳鋼和低合金鋼材料的耐蝕性差，腐蝕和開裂風險較高。相較于普通碳鋼和低合金鋼，13Cr鋼在含CO2或H2S等腐蝕性介質的苛刻環境中具有更好的耐蝕性，近些年來廣泛用作油氣井套管材料[7-9]。超級13Cr（S13Cr）鋼相較于13Cr鋼具有更好的耐蝕性和耐應力腐蝕（開裂）性能[10]，在CO2和H2S含量更高的高壓高溫油氣井中具有更高的安全性，目前在順北油氣田、塔河油田、勝利油田的應用效果良好。相較于常規的油氣井，粗煤氣井底環境中氫氣質量分數超過30%，管柱面臨高溫氫損傷、H2、H2S、CO2腐蝕，需要針對煤炭地下氣化工況特點開展13Cr和S13Cr鋼的適應性研究。

1. 試驗

試驗材料為13Cr和S13Cr鋼，通過高溫高壓反應釜模擬粗煤氣井底工況條件，開展腐蝕模擬試驗和應力腐蝕試驗，評價13Cr和S13Cr鋼在粗煤氣井底環境中的適用性。模擬試驗總壓10 MPa，氫氣壓力3 MPa、CO2分壓3.29 MPa、H2S分壓1.8 kPa。試驗溶液為模擬冷卻水溶液，pH為7.9，離子含量如表1所示。試驗溫度550 ℃，試驗周期為720 h。

腐蝕模擬試驗用掛片試樣尺寸為50 mm×13 mm×3 mm；應力腐蝕模擬試驗用試樣為四點彎曲試樣，尺寸為70 mm×10 mm×3 mm，如圖1所示。每組試驗設計3個平行試樣。試樣表面用砂紙（400~600號）逐級打磨至表面光滑且無明顯劃痕或凹坑，試樣經清洗、除油后冷風吹干待用。

圖 1掛片試樣和四點彎試樣的宏觀形貌

Figure 1.Macro-morphology of hanging specimen (a) and four point bending specimen (b)

對腐蝕掛片試樣進行尺寸測量和稱量，四點彎試樣施加90%屈服強度的應力。首先將試驗溶液倒入高溫高壓釜內，分別放入兩種掛片試樣和四點彎試樣。密封高溫高壓釜后，高純N2除氧3 h，按上述試驗工況條件，分別開展H2、CO2、H2S和水溶液共存的高溫高壓模擬試驗，研究模擬環境對13Cr和S13Cr鋼腐蝕行為的影響。

2. 結果與討論

2.1 應力腐蝕試驗

由圖2可見：經過應力腐蝕試驗后，兩種試樣表面均未發現裂紋。

圖 2四點彎試樣經應力腐蝕試驗后的表面宏觀形貌

Figure 2.Macro-morphology on the surface of four point bending specimens after stress corrosion testing

為觀察微觀裂紋，在四點彎試樣受力面取樣。試樣鑲嵌后用砂紙逐級（至2000號）打磨并拋光，經去離子水沖洗、酒精脫水、冷風吹干后，在金相顯微鏡下觀察試樣截面裂紋情況，由圖3可見：13Cr和S13Cr試樣內部均未觀察到微觀裂紋。

圖 3四點彎試樣經應力腐蝕試驗后的表面微觀形貌

Figure 3.Surface microstructure of four point bending specimens after stress corrosion testing

2.2 腐蝕模擬試驗

用100 mL硝酸溶液（密度為1.42 g/mL）和900 mL蒸餾水配制酸洗液。將腐蝕模擬試驗后的試樣全浸入酸洗液中，在25 ℃超聲清洗20 min，去除表面腐蝕產物。試樣經去離子水清洗、酒精脫水、冷風吹干后稱量并觀察表面腐蝕形貌，采用Nikon Eclipse LV150N型金相顯微鏡測量表面蝕坑深度。

由圖4可見：經過腐蝕模擬試驗后，兩種試樣表面均有腐蝕產物膜生成，表面無氣泡、腐蝕產物膜脫落等不良現象。酸洗去除表面腐蝕產物膜后，可見試樣表面失去金屬光澤，有腐蝕發生。

圖 4試樣經腐蝕模擬試驗后的表面形貌

Figure 4.Surface morphology of samples with (a, c) and without (b, d) corrosion products after corrosion simulation test

試樣的均勻腐蝕速率和局部腐蝕速率計算方法參照RP0775-2005Preparation，Installation，Analysis，and Interpretation of Corrosion Coupons in Oilfield Operations標準，13Cr和S13Cr試樣在550 ℃粗煤氣環境中的平均腐蝕速率和局部腐蝕速率見圖5?？梢钥闯觯?3Cr鋼的均勻腐蝕速率和局部腐蝕速率均高于S13Cr鋼。根據NACE 0775標準中的腐蝕等級評價標準，13Cr鋼的均勻腐蝕和局部腐蝕均屬于高度腐蝕，S13Cr鋼的均勻腐蝕和局部腐蝕均屬于中度腐蝕。

圖 5試樣的腐蝕速率

Figure 5.Corrosion rates of samples

由圖6可見：經過腐蝕模擬試驗后，與S13Cr試樣相比，13Cr試樣的表面腐蝕產物更多，兩組試樣表面腐蝕產物均較完整。由圖7可見：兩種試樣表面腐蝕產物主要為O、Cr和Fe，S13Cr試樣表面腐蝕產物的Cr元素含量高于13Cr，說明S13Cr試樣表面生成物中鈍化膜所占比例更多。

圖 6試樣經腐蝕模擬試驗后的表面微觀形貌

Figure 6.Surface micro-morphology of samples after corrosion simulation test

圖 7試樣經腐蝕模擬試驗后的表面腐蝕產物能譜分析結果

Figure 7.EDS analysis results of surface corrosion products of samples after corrosion simulation test

由圖8可見：13Cr試樣的腐蝕產物中Cr元素主要集中分布在腐蝕產物內層（厚度為1~2 μm），外層為Fe的氧化物；S13Cr試樣的腐蝕產物中Cr元素分布于整個腐蝕產物厚度方向上，腐蝕產物也分為內外兩層，腐蝕產物內層幾乎不含O元素，主要為Fe、Cr的腐蝕產物[11]，外層主要是由Cr、O、Fe等元素組成的鈍化膜。

圖 8試樣經腐蝕模擬試驗后的截面能譜分析結果

Figure 8.Sectional energy spectrum analysis of samples after corrosion simulation test

相較于普通碳鋼，13Cr和S13Cr鋼具有更好的耐蝕性，這是因為試樣中的Cr元素含量較高，在腐蝕性環境中，試樣表面會生成一層致密的Cr2O3鈍化膜，隔離試樣基體與外部腐蝕環境，從而抑制腐蝕。采用酸洗液清洗試樣后，由圖9可見：13Cr試樣表面不連續，有大小不一的局部腐蝕，S13Cr試樣表面較為均一。此外，酸洗后，13Cr試樣表面不連續處Fe元素含量增加，Cr和O元素含量減少，這是由于鈍化膜脫落；S13Cr試樣表面未見明顯的鈍化膜脫落，試樣表面Fe、Cr、O元素分布均勻。在相同腐蝕環境中，相較于13Cr試樣，S13Cr試樣表面鈍化膜性能更穩定，所以其耐蝕性更好。

圖 9試樣經腐蝕模擬試驗后的表面形貌及元素分布（酸洗后）

Figure 9.Surface morphology and element distribution of samples after corrosion simulation test (after pickling)

傳統13Cr油套管中的Cr元素含量高，在單一的CO2腐蝕環境中具有很好的耐蝕性。但在H2S、CO2、Cl-共存環境中，不能形成穩定的Cr2O3膜。而S13Cr油套管降低了C含量，添加Mo、Ni等合金元素，提高了材料的耐蝕性。研究表明[12]，加入1%~3%（質量分數，下同）Mo能使S13Cr鋼在CO2環境中形成的鈍態膜更加穩定，而在H2S和CO2共存環境中則會形成硫化物，并富集在鋼材表層，H2S很難通過該層到達下層的Cr2O3膜，這增強了材料的抗點蝕能力及其在H2S環境中的抗應力腐蝕能力。Ni元素主要富集在腐蝕產物膜與基體間的內界面，富Ni層通過填充鈍化膜及基體材料界面的孔隙，限制腐蝕物質通過，在高溫下有效抑制了腐蝕[12]。添加4%~5%Ni，可形成完全馬氏體組織，控制有害δ-鐵素體的形成[13]。

另一方面，在高溫含氫環境中，材料會發生高溫氫蝕，主要表現為鋼中的碳和氫反應生成甲烷，靠近表面位置形成甲烷鼓泡，破壞Cr2O3鈍化膜的完整性，S13Cr中Mo元素可以抑制生成甲烷的壓力，提高材料的抗氫蝕能力[14]。

2.3 高溫脫碳性能

碳鋼和合金鋼在高溫氫氣環境中會出現脫碳情況，為明確13Cr和S13Cr試樣在模擬高含氫氣粗煤氣工況下是否會發生脫碳，避免后續應用過程中出現不良現象，分別觀察兩種試樣外表面的組織變化情況。由圖10可知，13Cr試樣中心和表面位置均為回火索氏體組織，S13Cr試樣中心和邊緣位置均為馬氏體組織，兩種試樣均未發生明顯脫碳。

圖 10試樣經腐蝕模擬試驗后的截面微觀組織

Figure 10.Microstructure of cross-section of samples after corrosion simulation test

3. 結論

（1）在模擬試驗環境中，13Cr和S13Cr試樣的應力腐蝕開裂敏感性均較低，試樣表面和內部均未觀察到宏觀裂紋和微觀裂紋；

（2）在模擬試驗環境中，13Cr試樣的均勻腐蝕速率為0.133 mm/a，局部腐蝕速率為0.349 mm/a，根據NACE RP0775標準，為高度腐蝕；S13Cr試樣的均勻腐蝕速率為0.044 mm/a，局部腐蝕速率為0.191 mm/a，根據標準為中度腐蝕。S13Cr試樣腐蝕速率低于13Cr試樣的主要原因是與13Cr不銹鋼相比，S13Cr不銹鋼降低了碳含量，添加了Ni、Mo等合金元素，是具有超級馬氏體組織的不銹鋼，因此其耐蝕性明顯強于13Cr不銹鋼；

（3）在模擬試驗環境中，13Cr和S13Cr試樣表面均未發現高溫脫碳等不良情況。

文章來源——材料與測試網