硫化氫腐蝕的機理及影響因素

1、硫化氫腐蝕的機理及影響因素作者：安全管理網(wǎng)來源：安全管理網(wǎng)1. H2S腐蝕機理 自20世紀50年代以來，含有H2S氣體的油氣田中，鋼在H2S介質中的腐蝕破壞現(xiàn)象即被看成開發(fā)過程中的重大安全隱患，各國學者為此進行了大量的研究工作。雖然現(xiàn)已普遍承認H2S不僅對鋼材具有很強的腐蝕性，而且H2S本身還是一種很強的滲氫介質，H2S腐蝕破裂是由氫引起的；但是，關于H2S促進滲氫過程的機制，氫在鋼中存在的狀態(tài)、運行過程以及氫脆本質等至今看法仍不統(tǒng)一。關于這方面的文獻資料雖然不少，但以假說推論占多，而真正的試驗依據(jù)卻仍顯不足。 因此，在開發(fā)含H2S酸性油氣田過程中，為了防止H2S腐蝕，了解H2S腐蝕的基本機理

2、是非常必要的。 (1) 硫化氫電化學腐蝕過程 硫化氫(H2S)的相對分子質量為34.08，密度為1.539kg/m3。硫化氫在水中的溶解度隨著溫度升高而降低。在760mmHg，30時，硫化氫在水中的飽和濃度大約3580mg/L。 在油氣工業(yè)中，含H2S溶液中鋼材的各種腐蝕(包括硫化氫腐蝕、應力腐蝕開裂、氫致開裂)已引起了足夠重視，并展開了眾多的研究。其中包括Armstrong和Henderson對電極反應分兩步進行的理論描述；Keddamt等提出的H2S04中鐵溶解的反應模型；Bai和Conway對一種產(chǎn)物到另一種產(chǎn)物進行的還原反應機理進行了系統(tǒng)的研究。研究表明，陽極反應是鐵作為離子鐵進入溶液

3、的，而陰極反應，特別是無氧環(huán)境中的陰極反應是源于H2S中的H+的還原反應。總的腐蝕速率隨著pH的降低而增加，這歸于金屬表面硫化鐵活性的不同而產(chǎn)生。Sardisco，Wright和Greco研究了30時H2S-C02-H20系統(tǒng)中碳鋼的腐蝕，結果表明，在H2S分壓低于0.1Pa時，金屬表面會形成包括FeS2，F(xiàn)eS，F(xiàn)e1-XS在內(nèi)的具有保護性的硫化物膜。然而，當H2S分壓介于0.14Pa時，會形成以Fe1-XS為主的包括FeS，F(xiàn)eS2在內(nèi)的非保護性膜。此時，腐蝕速率隨H2S濃度的增加而迅速增長，同時腐蝕速率也表現(xiàn)出隨pH降低而上升的趨勢。Sardisco和Pitts發(fā)現(xiàn)，在pH處于6.58.

4、8時，表面只形成了非保護性的Fe1-XS；當pH處于46.3時，觀察到有FeS2，F(xiàn)eS，F(xiàn)e1-XS形成。而FeS保護膜形成之前，首先是形成Fe S1-X；因此，即使在低H2S濃度下，當pH在35時，在鐵剛浸入溶液的初期，H2S也只起加速腐蝕的作用，而非抑制作用。只有在電極浸入溶液足夠長的時間后，隨著FeS1-X逐漸轉變?yōu)镕eS2和FeS，抑制腐蝕的效果才表現(xiàn)出來。根據(jù)Hausler等人的研究結果，盡管界面反應的重要性不容忽略，但腐蝕中的速率控制步驟卻是通過硫化物膜電荷的傳遞。 干燥的H2S對金屬材料無腐蝕破壞作用，H2S只有溶解在水中才具有腐蝕性。在油氣開采中與CO2和氧相比，H2S在水中

5、的溶解度最高。H2S一旦溶于水，便立即電離，使水具有酸性。H2S在水中的離解反應為： 釋放出的氫離子是強去極化劑，極易在陰極奪取電子，促進陽極鐵溶解反應而導致鋼鐵的全面腐蝕。H2S水溶液在呈酸性時，對鋼鐵的電化學腐蝕過程人們習慣用如下的反應式表示： 陽極反應 Fe-2eFe2+ 陰極反應2H+2eHad(鋼中擴散)+HadH2 陽極反應的產(chǎn)物Fe2+S2-FeS式中Had鋼表面上吸附的氫原子； Hab鋼中吸收的氫原子。 陽極反應生成的硫化鐵腐蝕產(chǎn)物，通常是一種有缺陷的結構，它與鋼鐵表面的黏結力差，易脫落，易氧化，它電位較低，于是作為陰極與鋼鐵基體構成一個活性的微電池，對鋼基體繼續(xù)進行腐蝕。 掃

6、描電子顯微鏡和電化學測試結果均證實了鋼鐵與腐蝕產(chǎn)物硫化鐵之間的這一電化學電池行為。對鋼鐵而言，附著于其表面的腐蝕產(chǎn)物(FexSy)是有效的陰極，它將加速鋼鐵的局部腐蝕。于是有些學者認為在確定H2S腐蝕機理時，陰極性腐蝕產(chǎn)物(FexSy)的結構和性質對腐蝕的影響，相對H2S來說，將起著更為主導的作用。 腐蝕產(chǎn)物主要有Fe9S8，F(xiàn)e3S4，F(xiàn)eS2，F(xiàn)eS。它們的生成是隨pH、H2S濃度等參數(shù)而變化。其中Fe9S8的保護性最差，與Fe9S8相比，F(xiàn)eS和FeS2具有較完整的晶格點陣，因此保護性較好。 (2) 硫化氫導致氫損傷過程 H2S水溶液對鋼材電化學腐蝕的另一產(chǎn)物是氫。被鋼鐵吸收的氫原子，將

7、破壞其基體的連續(xù)性，從而導致氫損傷。在含H2S酸性油氣田上，氫損傷通常表現(xiàn)為硫化物應力開裂(SSCC)、氫誘發(fā)裂紋(HIC)和氫鼓泡(HB)等形式的破壞。 H2S作為一種強滲氫介質，是因為它本身不僅提供氫的來源，而且還起著毒化作用，阻礙氫原子結合成氫分子的反應，于是提高了鋼鐵表面氫濃度，其結果加速了氫向鋼中的擴散溶解過程。至于氫在鋼中存在的狀態(tài)，導致鋼基體開裂的過程，至今也無一致的認識。但普遍承認，鋼中氫的含量一般是很小的，有試驗表明通常只有百萬分之幾。若氫原子均勻地分布于鋼中，則難以理解它會萌生裂紋，因為萌生裂紋的部位必須有足夠富集氫的能量。實際工程上使用的鋼材都存在著缺陷，如面缺陷(晶界、

8、相界等)、位錯、三維應力區(qū)等，這些缺陷與氫的結合能力強，可將氫捕捉陷住，使之難以擴散，便成為氫的富集區(qū)，通常把這些缺陷稱為陷井。富集在陷井中的氫一旦結合成氫分子，積累的氫氣壓力很高，有學者估算這種氫氣壓力可達300MPa，于是促使鋼材脆化，局部區(qū)域發(fā)生塑性變形，萌生裂紋最后導致開裂。鋼在含H2S溶液中的腐蝕過程分三步驟(如圖5-1-1)： 氫原子在鋼表面形成和從表面進入。 氫原子在鋼基體中擴散。 氫原子在缺陷處富集。 2. 氣-液兩相濕H2S環(huán)境下溶液的熱力學模型 從熱力學角度看，H2S在水中的溶解度時放熱反應，因而隨著溫度的升高溶解度降低，在壓力不變的情況下滿足： 式中CH2S在H2S在水溶

9、液中的溶解度； C0常數(shù)； H溶解熱； R氣體常數(shù)。 根據(jù)Henry定律，稀溶液濃度： CH2S=pH2S/k式中kHenry常數(shù)，lnk=-6517/T+0.2111lnT-0.0104T+25.24 pH2S氣體H2S中的分壓，為H2S氣體分數(shù)與環(huán)境壓力的乘積。 H2S在水溶液中以一級電離為主，H2S=HS-+H+；則有： HS-·H+=k1×CH2S式中k1是化學反應常數(shù)。所以溶液中的HS-和H+濃度主要與溫度、氣相中H2S分壓有著密切的關系。以上分析在溶液和薄液情況下均適用。 3. 含H2S酸性油氣田腐蝕破壞類型 在油氣田的勘探開發(fā)過程中，伴生氣中的H2S來源主要是

10、地層中存在的或鉆井過程中鉆井液熱分解形成H2S，以及油氣井中存在的硫酸鹽還原菌不斷釋放出H2S氣體。除了含H2S外，通常還有水、CO2、鹽類、殘酸以及開采過程進入的氧等腐蝕性雜質，所以它比單一的H2S水溶液的腐蝕性要強得多。油氣田設施因H2S引起的腐蝕破壞主要表現(xiàn)有如下類型。 (1) 均勻腐蝕 這類腐蝕破壞主要表現(xiàn)為局部壁厚減薄、蝕坑或穿孔，它是H2S腐蝕過程陽極鐵溶解的結果。 (2) 局部腐蝕 在濕H2S條件下，H2S對鋼材的局部腐蝕是石油天然氣開發(fā)中最危險的腐蝕。局部腐蝕包括點蝕、蝕坑及局部剝落形成的臺地侵蝕、氫致開裂(HIC)、硫化物應力腐蝕開裂(SSCC)、氯化物應力分離腐蝕開裂及微生

11、物誘導腐蝕(MIC)等形式的破壞。 點蝕是指在H2S環(huán)境中，均勻腐蝕形成的FeS鱗皮與基體Fe形成電極對，這主要是由于具有半保護性的FeS膜自身對基體覆著不完整造成的，這種電極對會對鋼材形成鍍點腐蝕，嚴重時會導致穿孔，這主要是腐蝕過程中鋼基體形成鍍點處腐蝕介質pH降低造成的。 蝕坑及臺地侵蝕 是指點腐蝕發(fā)展到較大區(qū)域，形成的肉眼可以看到的材料表面的腐蝕坑，臺地侵蝕是成片的點腐蝕連成片，出現(xiàn)局部腐蝕加快形成的較大面積的腐蝕臺階狀的表面形貌。 氫致開裂(HIC) 在對低合金高強度鋼在濕硫化氫環(huán)境中開裂機理的研究基礎上，目前一般認為濕硫化氫引起的氫致開裂有以下四種形式。 a. 氫鼓泡(HB) 鋼材在

12、硫化氫腐蝕過程中，表面的水分子中產(chǎn)生大量氫原子，析出的氫原子向鋼材內(nèi)部滲入，在缺陷部位(如雜質、夾雜界面、位錯、蝕坑>聚集，結合成氫分子。氫分子所占據(jù)的空間為氫原子的20倍，于是使鋼材內(nèi)部形成很大的內(nèi)壓，即鋼材內(nèi)部產(chǎn)生很大的內(nèi)應力，使鋼材的脆性增加，當內(nèi)部壓力達到103104MPa(104105atm)就引起界面開裂，形成氫鼓泡。氫鼓泡常發(fā)生于鋼中夾雜物與其他的冶金不連續(xù)處，其分布平行于鋼板表面。氫鼓泡的發(fā)生并不需要外加應力。 b. 氫致開裂(HIC) 在鋼的內(nèi)部發(fā)生氫鼓泡區(qū)域，當氫的壓力繼續(xù)增高時，小的鼓泡裂紋趨向于相互連接，形成有階梯狀特征的氫致開裂。鋼中MnS夾雜的帶狀分布增加HI

13、C的敏感性，HIC的發(fā)生也不需要外加應力。 c. 應力導向氫致開裂(SOHIC) 應力導向氫致開裂是在應力引導下，使在夾雜物與缺陷處因氫聚集而形成的成排的小裂紋沿著垂直于應力的方向發(fā)展，即向壓力容器與管道的壁厚方向拳展。SOHIC常發(fā)生在焊接接頭的熱影響區(qū)及高應力集中區(qū)。應力集中常為裂紋狀缺陷或應力腐蝕裂紋所引起。 硫化物應力腐蝕開裂(SSCC) 硫化氫產(chǎn)生的氫原子滲透到鋼的內(nèi)部，溶解于晶格中，導致脆性，在外加拉應力或殘余應力作用下形成開裂。SSCC通常發(fā)生于焊縫與熱影響區(qū)的高硬度區(qū)。 氯化物應力腐蝕開裂 這種開裂由氯離子誘發(fā)產(chǎn)生，硫離子的存在對氯離子有促進作用，加速金屬的腐蝕。 微生物誘導腐

14、蝕(MIC) 在含H2S的濕環(huán)境中，微生物尤其是硫酸鹽厭氧還原菌的活動，會促使鋼材產(chǎn)生陽極極化，會誘發(fā)嚴重的點蝕，且會促進與氫相關的氫致開裂及含硫化物的應力腐蝕發(fā)生(SSCC)。 4. H2S腐蝕的影響因素 (1) 均勻腐蝕 腐蝕破壞的特點含H2S酸性油氣田使用的鋼材絕大部分是碳鋼和低合金鋼。于是在酸性油氣系統(tǒng)的腐蝕中，H2S除作為陽極過程的催化劑，促進鐵離子的溶解，加速鋼材質量損失外，同時還為腐蝕產(chǎn)物提供S2-，在鋼表面生成硫化鐵腐蝕產(chǎn)物膜。對鋼鐵而言，硫化鐵為陰極，它在鋼表面沉積，并與鋼表面構成電偶，使鋼表面繼續(xù)被腐蝕。因此，許多學者認為，在H2S腐蝕過程中，硫化鐵產(chǎn)物膜的結構和性質將成為

15、控制最終腐蝕速率與破壞形狀的主要因素。 硫化鐵膜的生成、結構及其性質受H2S濃度、pH、溫度、流速、暴露時間以及水的狀態(tài)等因素的影響。對從井下到竺粵警個油氣開采系統(tǒng)來說，這些因素都是變化的，于是硫化鐵膜的結構和性質及其反映出的保護性也就各異。因此，在含H2S酸性油氣田上的腐蝕破壞往往表現(xiàn)為由點蝕導致局部壁厚減薄、蝕坑或/和穿孔。局部腐蝕發(fā)生在局部小范圍區(qū)域內(nèi)，其腐蝕速率往往比預測的均勻腐蝕速率快數(shù)倍至數(shù)十倍，控制難度較大。 影響腐蝕的因素 a. H2S濃度 H2S濃度對鋼材腐蝕速率的影響如圖5-1-2所示。軟鋼在含H2S蒸餾水中，當H2S含量為200400mg/L時，腐蝕率達到最大，而后又隨著

16、H2S濃度增加而降低，到1800mg/L以后，H2S濃度對腐蝕率幾乎無影響。如果含H2S介質中還含有其他腐蝕性組分，如CO2、Cl-、殘酸等時，將促使H2S對鋼材的腐蝕速率大幅度增高。H2S濃度對腐蝕產(chǎn)物FeS膜也具有影響。有研究資料表明，H2S為2.0mg/L的低濃度時，腐蝕產(chǎn)物為FeS2和FeS；H2S濃度為2.020mg/L時，腐蝕產(chǎn)物除FeS2和FeS外，還有少量的Fe9S8生成；H2S濃度為20600mg/L時，腐蝕產(chǎn)物中Fe9S8的含量最高。 b. pH H2S水溶液的pH將直接影響鋼鐵的腐蝕速率。通常表現(xiàn)在pH為6時是一個f臨界值。當pH小于6時，鋼的腐蝕率高，腐蝕液呈黑色、渾濁

17、。NACET-1C-2小組認為氣井底部pH為6±0.2是決定油管壽命的l臨界值。當pH小于6時，油管的壽命很少超過20年。 pH將直接影響著腐蝕產(chǎn)物硫化鐵膜的組成、結構及溶解度等。通常在低pH H2S溶液中，生成的是以含硫量不足的硫化鐵，如Fe9S8為主的無保護性的膜，于是腐蝕加速；隨著pH的增高，F(xiàn)eS2含量也隨之增多，于是在高pH下生成的是以FeS2為主的具有一定保護效果的膜。c. 溫度 溫度對腐蝕的影響較復雜。鋼鐵在H2S水溶液中的腐蝕率通常是隨溫度升高而增大。有實驗表明在10%的H2S水溶液中，當溫度從55升至84時，腐蝕速率大約增大20%。但溫度繼續(xù)升高，腐蝕速率將下降，在

18、110200之間的腐蝕速率最小。溫度影響硫化鐵膜的成分。通常，在室溫下的濕H2S氣體中，鋼鐵表面生成的是無保護性的Fe9S8。在100含水蒸氣的H2S中，生成的也是無保護性的Fe9S8和少量FeS。在飽和H2S水溶液中，碳鋼在50%下生成的是無保護性的Fe9S8和少量的FeS；當溫度升高到100150時，生成的是保護性較好的FeS和FeS2。 d. 暴露時間 在硫化氫水溶液中，碳鋼和低合金鋼的初始腐蝕速率很大，約為0.7mm/a，但隨著時間的增長，腐蝕速率會逐漸下降，有試驗表明2000h后，腐蝕速率趨于平衡，約為O.01mm/a。這是由于隨著暴露時間增長，硫化鐵腐蝕產(chǎn)物逐漸在鋼鐵表面上沉積，形

19、成了一層具有減緩腐蝕作用的保護膜。 e. 流速 碳鋼和低合金鋼在含H2S流體中的腐蝕速率，通常是隨著時間的增長而逐漸下降，平衡后的腐蝕速率均很低，這是相對于流體在某特定的流速下而言的。如果流體流速較高或處于湍流狀態(tài)時，由于鋼鐵表面上的硫化鐵腐蝕產(chǎn)物膜受到流體的沖刷而被破壞或黏附不牢固，鋼鐵將一直以初始的高速腐蝕，從而使設備、管線、構件很快受到腐蝕破壞。為此，要控制流速的上限，以把沖刷腐蝕降到最小。通常規(guī)定閥門的氣體流速低于15m/s。相反，如果氣體流速太低，可造成管線、設備低部集液，而發(fā)生因水線腐蝕、垢下腐蝕等導致的局部腐蝕破壞。因此，通常規(guī)定氣體的流速應大于3m/s。 f. 氯離子在酸性油氣

20、田水中，帶負電荷的氯離子，基于電價平衡，它總是爭先吸附到鋼鐵的表面，因此，氯離子的存在通常會阻礙保護性的硫化鐵膜在鋼鐵表面的形成。氯離子可以通過鋼鐵表面硫化鐵膜的細孔和缺陷滲入其膜內(nèi)，使膜發(fā)生顯微開裂，于是形成孔蝕核。由于氯離子的不斷移入，在閉塞電池的作用下，加速了孔蝕破壞。在酸性天然氣氣井中與礦化水接觸的油層套管腐蝕嚴重，穿孔速率快，與氯離子的作用有著十分密切的關系。 g. CO2 CO2溶于水便形成碳酸，于是使介質的pH下降，增加介質的腐蝕性。CO2對H2S腐蝕過程的影響尚無統(tǒng)一的認識，有資料認為，在含有CO2的H2S體系中，如果CO2與H2S的分壓之比小于500:1時，硫化鐵仍將是腐蝕產(chǎn)

21、物膜的主要成分，腐蝕過程受H2S控制。 (2) 硫化物應力開裂(SSCC) SSCC的特點 在含H2S酸性油氣系統(tǒng)中，SSCC主要出現(xiàn)于高強度鋼、高內(nèi)應力構件及硬焊縫上。SSCC是由H，S腐蝕陰極反應所析出的氫原子，在H：S的催化下進入鋼中后，在拉伸應力(外加/殘余)的作用下，通過擴散，在冶金缺陷提供的三向拉伸應力區(qū)富集而導致的開裂，開裂垂直于拉伸應力方向。 普遍認為SSCC的本質屬氫脆。SSCC屬低應力破裂，發(fā)生SSCC的應力值通常遠低于鋼材的抗拉強度。SSCC具有脆性機制特征的斷口形貌。穿晶和沿晶破壞均可觀察到，一般高強度鋼多為沿晶破裂。 SSCC破壞多為突發(fā)性，裂紋產(chǎn)生和擴展迅速。對SS

22、CC敏感的材料在含H2S酸性油氣中，經(jīng)短暫暴露后，就會出現(xiàn)破裂，以數(shù)小時到三個月情況為多。 發(fā)生SSCC鋼的表面無須有明顯的一般腐蝕痕跡。SSCC可以起始于構件的內(nèi)部，不一定需要一個做為開裂起源的表面缺陷。因此，它不同于應力腐蝕開裂(SCC)必須起始于正在發(fā)展的腐蝕表面。 影響SSCC的因素 a. 環(huán)境因素 H2S濃度 含H2S酸性油氣環(huán)境導致敏感材料產(chǎn)生SSCC的最低H2S含量，在NACE(美國腐蝕工程師學會)MR0175(油田設備抗硫化物應力開裂的金屬材料和SY/T 05991998(天然氣地面設施抗硫化物應力開裂金屬材料要求兩標準中都明確作了規(guī)定。 含H2S酸性天然氣系統(tǒng)，當其氣體總壓等

23、于或大于0.448MPa(絕)，氣體中的硫化氫分壓等于或大于0.00034MPa(絕)時，可引起敏感材料發(fā)生SSCC。天然氣中硫化氫氣體分壓等于天然氣中硫化氫氣體的體積分數(shù)與天然氣總壓的乘積。含H2S酸性天然氣是否會導致敏感材料發(fā)生SSCC，可按圖5-1-3進行劃分。含H2S酸性天然氣一油系統(tǒng)，當其天然氣與油之比大于1000m3/t時，作為含H2S酸性天然氣系統(tǒng)處理；當天然氣與油之比等于或小于1000m3/t時，能否引起SSCC，按圖5-1-4進行劃分，即系統(tǒng)總壓大于1.828MPa(絕)，天然氣中硫化氫分壓大于0.00034MPa(絕)；或天然氣中H2S分壓大于0.069MPa(絕)；或天然

24、氣中H2S體積分數(shù)大于15%時，可引起敏感材料發(fā)生SSCC。 溫度從圖5-1-5中可見，高溫對材料抗SSCC是有益的。溫度約24時，其斷裂所需時間最短，SSCC敏感性最大。當溫度高于24后，隨著溫度的升高，斷裂所需時間延長，SSCC敏感性下降。通常對SSCC敏感的材料均存在著一個不發(fā)生SSCC的最高溫度，此最高溫度值隨著鋼材的強度極限而變化，一般為65120。如NACE MR0175規(guī)定了API 5CT-80(Q和T)級和C-95(Q和T)級油套管可用于65或65以上的酸性油氣環(huán)境；而P105和P110級油套管可用于80或80以上的酸性油氣環(huán)境。pH pH表示介質中H+濃度的大小。根據(jù)SSCC

25、機理可推斷隨著pH的升高，H+濃度下降，SSCC敏感性降低。從圖5-1-6中可見，對P110油套管，當pH為23時，Sc值(NACE TM0177-90彎梁法試驗的臨界值)最低，則SSCC敏感性最高；隨著pH的增加，Sc值增大，這意味著SSCC敏感性隨著下降；當pH大于5時，Sc值可大于15，通常認為在此狀態(tài)下就不會發(fā)生SSCC。CO2 在含H2S酸性油氣田中，通常都含有CO2，CO2一旦溶于水便形成碳酸，釋放出氫離子，于是降低了含H2S酸性油氣環(huán)境的pH，從而增大SSCC的敏感性。b. 材料因素硬度 鋼材的硬度(強度)是鋼材SSCC現(xiàn)場失效的重要變量，是控制鋼材發(fā)生SSCC的重要指標。從圖5

26、-1-7中可見，鋼材硬度越高，開裂所需的時間越短，說明SSCC敏感性越高。因此，在NACE MR0175中，規(guī)定的所有抗SSCC材料均有硬度要求。例如，要保證碳鋼和低合金鋼不發(fā)生SSCC，就必須控制其硬度小于或等于HRC22。近年來隨著煉鋼、制造、熱處理技術的發(fā)展，在控制硬度的基礎上，抗SSC鋼材的強度有很大的突破，如抗SSC的80級、90級、95級油套管的生產(chǎn)，以及更高強度的抗SSC材料的研制，日本生產(chǎn)的高強抗硫專用油管SM-100SS、NKAC-95SS其硬度已經(jīng)達到HRC26。顯微組織 鋼材的顯微組織直接影響著鋼材的抗SSC性能。對碳鋼和低合金鋼，當其強度相似時，不同顯微組織對SSC敏感

27、性由小到大的排列順序為：鐵素體中均勻分布的球狀碳化物、完全淬火+回火組織、正火+回火組織、正火組織、貝氏體及馬氏體組織。淬火后高溫回火獲得的均勻分布的trod,球狀碳化物組織是抗SSC最理想的組織，而貝氏體及馬氏體組織對SSC最敏感，其他介于這兩者間的組織，對SSC敏感性將隨鋼材的強度而變化。不同的金相組織抗硫的性能見表5-1-2。表5-1-2 金相組織的抗硫性能 熱處理 高溫調(diào)質 正火回火 淬火 淬火 金相組織 均勻索氏體 珠光體 馬氏體 貝氏體 抗硫性能 良好 較好 不好 不好 化學成分 鋼材的化學成分對其抗SSC的影響迄今尚無一致的看法。但一般認為在碳鋼和低合金鋼中，鎳、錳、硫、磷為有害

28、元素。鎳已被普遍認為是一種不利于防止SSC的元素。含鎳鋼即使硬度低于HRC22，其抗SSC性能仍很差。NACE MR0175和SY/T 05991998都規(guī)定抗SSC的碳鋼和低合金鋼含鎳量不能大于1%。 錳是一種易偏析的元素。當偏析區(qū)Mn、C含量一旦達到一定比例時，極易在熱軋或焊后冷卻過程中，產(chǎn)生對SSC極為敏感的馬氏體組織、貝氏體組織，而成為SSC的起源。對于碳鋼一般限制錳含量小于1.6%。近年來大量的研究表明，適當提高Mn/C比對改善鋼材的抗SSC性能是有益的。 硫和磷幾乎一致被認為是有害的元素，它們具有很強的偏析傾向，易在晶界上聚集，對以沿晶方式出現(xiàn)的SSC起促進作用。錳和硫生成的硫化錳

29、夾雜是SSC最可能成核的位置。 冷變形 經(jīng)冷軋制、冷鍛、冷彎或其他制造工藝以及機械咬傷等產(chǎn)生的冷變形，其不僅使冷變形區(qū)的硬度增大，而且還產(chǎn)生一個很大的殘余應力，有時可高達鋼材的屈服強度，從而導致對SSC敏感。管材隨著冷加工變形量(冷軋面縮率)的增加，硬度增大，Sc值下降，表明SSC敏感性增大。因此，NACE MR0175和SY/T 05991998對抗SSC鋼材的冷加工量都作了明確規(guī)定。例如對于鐵基金屬，當其因冷變形導致的纖維性永久變形量大于5%時，必須進行高溫消除應力熱處理，使其最大硬度不超過HRC22；對于ASTM A53B級、ASTM A106B級、API SLX-42級或化學成分類似的

30、低強度鋼管及其配件，當其冷變形量等于或小于15%時，變形區(qū)硬度不超過190HB時是容許的。 夾雜缺陷 碳鋼和低合金鋼中的夾雜，通常是硫化物應力腐蝕破裂脆斷的起點，氫原子聚集在此形成斷裂源，如鋼材中的MnS夾雜。 c. 力學因素 應力大小 拉應力越大，斷裂時間越短，隨著應力的增加，氫的滲透率增加。同時鋼材獲得陽極活化能越大，因此，裂紋的萌生和擴展速度增大。鋼材對硫化氫敏感也會在低應力下發(fā)生破壞。 焊接殘余應力 焊接產(chǎn)生組織、成分、應力一系列不均勻性。在焊縫和熱影響區(qū)應力分布不均，產(chǎn)生殘余應力，由于成分不均亦會形成對氫敏感的顯微組織，成為脆性破壞的斷裂源。 (3) 氫誘發(fā)裂紋 氫致開裂的特點。在含

31、H：s酸性油氣田上，氫致開裂(HIC)常見于具有抗SSC性能的，延展性較好的低、中強度管線用鋼和容器用鋼上。 HIC是一組平行于軋制面，沿著軋制向的裂紋。它可以在沒有外加拉伸應力的情況下出現(xiàn)，也不受鋼級的影響。HIC在鋼內(nèi)可以是單個直裂紋，也可以是階梯狀裂紋，還包括鋼表面的氫鼓泡。鋼表面的氫鼓泡常呈橢圓形，長軸方向與軋制向一致，鋼內(nèi)的HIC也可視為被約束的氫鼓泡。氫鼓泡的表面通常發(fā)生開裂。 HIC極易起源于呈梭形，兩端尖銳的MnS夾雜部位，并沿著碳、錳和磷元素偏析的異常組織擴展，也可產(chǎn)生于帶狀珠光體，沿帶狀珠光體和鐵素體間的相界擴展。 HIC作為一種缺陷存在于鋼中，對使用性能的影響至今尚無統(tǒng)一的認識。大量的研究和現(xiàn)場實踐表明，這種不需外力生成的HIC可視為一組平行于軋制面的面缺陷。它對鋼材的常規(guī)強度指標影響不大，但對韌性指標有影響，會使鋼材的脆性傾向增大。對H2S環(huán)境斷裂而言，具有決定意義的是材料的SSC敏感性，因此，通常認為抗SSC的設備、管材等夾帶HIC運行不失安全性。但HIC的存在仍有一定的潛在危險性，HIC一旦沿階梯狀貫穿裂紋方向發(fā)展，將導致構件承載能力下降。當然這一般需要時間。對強度日益增高