还未被腐蚀的金属/骨架0,较为疏松,大晶粒,与金属基体的附着力强,无保护性。碳化铁和金属基体一样是电的良导体,因而在碳化铁表面可像在金属铁表面那样发生同样的阴极腐蚀反应。2.2 腐蚀产物膜的力学特性

腐蚀产物膜能否稳定地在管壁上形成,对CO2

腐蚀速率有直接影响。腐蚀产物膜的双层膜结构特性决定了其力学性能的脆弱性。弹状流动中壁面正、切应力交变的周期性脉动载荷使得脆性的CO2腐蚀产物膜与塑性的金属基体的变形不协调,导致腐蚀产物膜破裂。壁面正应力Rn、壁面切应力Sw合

min和90应力与壁面形成的夹角为H,则H角在?Hb之间变化,如图5所示。腐蚀产物膜与金属基体结合

孔道传质对弹状流流动腐蚀有显著的影响。2.4 腐蚀产物膜的形成和破坏

在气液两相弹状流动加速CO2腐蚀过程中,形成两种传质梯度:一种是pH值向金属基体表面逐渐增加而引起的H+向金属管壁的扩散;另一种是Fe2+从金属基体表面向主体溶液的扩散。Fe2+的传质系数对于腐蚀产物膜的形成有显著影响。微观上,若Fe和CO3在金属基体表面的浓度达到过饱和态,范德瓦尔分子力会吸引FeCO3晶体颗粒积聚到金属基体表面,晶体颗粒的相互吸引最终形成腐蚀产物膜;若Fe和CO3在金属基体表面的浓度未达到饱和态,布朗运动会使FeCO3晶体颗粒离开基体表面到主体溶液中,很难形成腐蚀产物膜。宏观上,如图6所示,N80正火钢金属基体裸露于腐蚀环境时,铁素体被腐蚀掉,只剩下片状的珠光体刺入腐蚀溶液中,其与流体运动方向相垂直,形成许多流动滞止区,

-使得Fe2+和CO23在滞止区积聚,形成局部的高浓度

2+

2-2+

2-

能力比较差,因而在与壁面成一定角度的合应力作用下产生切削、疲劳破裂。脆性的腐蚀产物膜受到

90b

的冲击作用也是其破裂的主要原因。

态而使FeCO3晶体颗粒生成并长大,最终在整个金

属基体表面形成保护性的腐蚀产物膜。

图5 正向应力和切向应力的合力示意图

图6 流动条件下N80正火钢壁面腐蚀产物膜FeCO3

形成过程示意图

Heuer和Stubbins[10]研究了水平管内多相流动对腐蚀产物膜的影响,发现在管内充分发展流动时,腐蚀产物膜的厚度为30~50Lm,而对于管内弹状流来说,其厚度则只有6~14Lm。由此可以看出,在弹状流态下,高的剪切力作用和湍流强度使得腐蚀产物膜减薄。Vuppu和Jepson

[11]

在油气混输管线作业中发现,在垂直上升管内气液两相弹状流动条件下,管线遭受严重的CO2腐蚀,腐蚀产物膜脱落,造成局部坑蚀和穿孔腐蚀。若流体的水动力作用直接造成腐蚀产物膜的破坏,则须使水动力足够大,足以克服腐蚀产物膜晶体分子间的凝聚力和金属基体表面与产物膜之间的结合力。表1为水力条件下产生的应力和腐蚀产物膜断裂应力的幅值比较。Schmitt[12]发现,腐蚀产物膜与金属基体间的结合力的范围为106~3@107Pa,高孔隙率和低孔隙率的腐蚀产物膜的疲劳开裂应力分别为10~10Pa和108~109Pa。可以看出,在一般的水力系统中壁面切应力要比腐蚀产物膜断裂应力小几个数量级,腐蚀产物膜的开裂应力远大于流体的壁面切应力值。由此可见,垂直上升管内气液两相弹状流的壁面切应力不足以直接破坏腐蚀产物膜。

然而,腐蚀产物膜沉积在金属基体表面上时,或多或少地存在高孔隙率的疏松产物膜区,使得部分

7

8

研究了在高

压和高Froude数的弹状流动条件下,腐蚀产物膜破损为片状,主要原因是弹状流高剪切应力和高湍流强度所致。

2.3 腐蚀产物膜的传质特性

腐蚀产物膜的传质特性与其微观结构有密切关系。其传质特性主要受孔隙度、腐蚀产物膜的厚度两者的影响。当管壁已形成腐蚀产物膜时,腐蚀性介质对金属基体的腐蚀作用取决于膜内微孔道的渗透传质,腐蚀产物膜传质特性强烈地依赖于其孔隙的大小和厚度,浓度扩散和毛细作用是使腐蚀性介质透过腐蚀产物膜向金属基体传输的动力。由此可以看出,管壁处的湍流传质和透过腐蚀产物膜的微

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