近年来，油气田开采不断扩大、天然气工业不断发展和集输管道建设不断增加，石油管道在运输原油过程中，必然受到内部环境以及介质的影响，造成的腐蚀情况也越来越严重。集输管道的腐蚀不仅会造成管线破损、油气泄露，引发安全事故，引起环境污染，危害人民健康，损害财产安全，也给油气田的开发带来巨大阻碍作用，同时引发恶劣的社会影响。

碳酰胺复合驱是往地层注入尿素溶液，尿素溶液在一定温度下水解生成非凝析气体CO₂和NH₃。CO₂可在原油中充分溶解，一般可使体积增加10%~100%，其结果不但增加地层的弹性能量，还大大减少了原油流动过程中的阻力，从而提高原油采收率^[1]。但CO₂溶解于水中，形成碳酸，碳酸对金属材料有腐蚀作用，尤其对钢铁材料腐蚀性极强。在同一pH值的前提下，含CO₂气体的水溶液形成的碳酸比盐酸的腐蚀性更强^[2]，导致集输管道使用寿命降低，造成巨大经济损失。因此，研究碳酰胺复合驱工艺下集输管线的腐蚀类型及原因，并提出经济可行的防腐措施具有重大意义。

碳酰胺复合驱的作用机理主要是由于CO₂的作用，所以在碳酰胺复合驱工艺中主要为CO₂腐蚀，钢铁在CO₂环境中的腐蚀机理是比较复杂的，其腐蚀主要受到温度、压力、流速、介质以及材料等因素的影响。钢的CO₂腐蚀主要产物FeCO₃沉积在金属表面以后形成腐蚀产物膜^[3]，这层腐蚀产物膜的保护性对腐蚀速率有非常重要的影响，当金属表面形成腐蚀产物膜以后，腐蚀速率往往会下降1~2个数量级，这一观点已经普遍被人们接受^[4,5,6]。

Ikeda等^[7]研究了材料的Cr含量和温度对CO₂腐蚀行为的影响。研究结果表明，不同Cr含量的材料呈现最大腐蚀速率的温度不同。随Cr含量升高，对应于最大腐蚀速率的温度向高温方向移动。但是，峰值处的腐蚀速率却降低了。Masamura等^[8]提出了一个新的概念，即Cr当量，认为由于C和N与材料中的Cr形成Cr₂₃C₆和Cr₂N析出，造成有效Cr含量的降低，从而降低了不锈钢的CO₂腐蚀抗力。

CO₂分压是CO₂腐蚀重要的影响因素之一，它会对溶液的pH值和溶液中溶解的CO₂系列化合物的浓度产生直接影响从而影响腐蚀的速率^[9,10]。文献的研究结果^[11,12,13]表明，在其余条件相同的情况下，CO₂分压愈大，材料的腐蚀速率越高。对碳钢而言，CO₂分压愈大，材料的腐蚀速率越高。

目前该油田地面集输管道所采用金属管道的材质为20G钢、L245钢，压力容器常用板材为16Mn钢，对于CO₂腐蚀环境，5Cr钢和316L不锈钢有着良好的耐蚀性，因此选用以上5种材料作相应评价，通过对比研究，以期明确碳酰胺复合驱地面集输管线及设备在不同温度、CO₂分压腐蚀环境中的腐蚀严重程度和趋势。

表1为5种材料20G钢、L245钢、16Mn钢、5Cr钢和316L不锈钢的化学成分。

表2为腐蚀速率测试的实验条件。失重腐蚀试样尺寸为50 mm×10 mm×3 mm，实验前试样表面分别用320#、600#、800#、1200#砂纸逐级打磨，冲洗，丙酮除油，冷风吹干后测量尺寸并称重。然后，将试样相互绝缘安装在特制的实验架上，分上下两层，上层置于气体环境中，下层置于液体环境中，放入高压釜内的腐蚀介质中，实验装置选用TFCZ-35/250型磁力驱动反应釜。

用失重法计算均匀腐蚀速率W，见式 (1)：

式中：Δm为样品腐蚀前后失重，g；S为试样面积，cm²；t为试样时间，h；ρ为材料密度，g/cm³。参照 NACE SP 0775-2013标准对腐蚀程度进行判定^[14]。

实验前，先通入CO₂，升温升压到设计要求。实验结束后，将试样表面用蒸馏水冲洗，去除腐蚀介质，无水酒精脱水后烘干待用。清除碳钢和低合金钢表面腐蚀产物的方法是将试样放入清洗液中剧烈搅拌至腐蚀产物除净为止。脱水后试样经冷风吹干后，用FR-300MKII电子天平 (精度0.1 mg) 称重并计算其失重腐蚀速率。

用JSM-5800型扫描电镜 (SEM) 观察试样表面腐蚀形貌，用OXFORD ISIS能谱仪 (EDS) 分析元素含量，用X' Pert Pro型X射线衍射仪 (XRD) 分析试样表面腐蚀产物的成分。

图1为5种材质分别在气相和液相环境中，在CO₂分压为0.5 MPa时，随温度变化腐蚀速率变化趋势。由图可见，气相中的腐蚀速率远小于液相。在气相环境中，随温度升高，所有材质均匀腐蚀速率变化不大；均＜0.2 mm/a。在液相环境中，随温度升高，20G钢、L245钢和16Mn钢的均匀腐蚀速率先减小后增大再减小，在60 ℃时达到最大值。温度为60 ℃时，除了不锈钢，低合金钢材质5Cr钢表现出良好的耐蚀性，但温度≥80 ℃后，耐蚀性显著下降。316L不锈钢均匀腐蚀速率变化不大，为轻微腐蚀。

图2为5种材质在气相和液相环境中、温度为80 ℃时随CO₂分压变化均匀腐蚀速率变化趋势。由图可见，液相环境均匀腐蚀速率远大于气相环境。在气相环境中，随CO₂分压增大，所有材质平均腐蚀速率变化不大，而且平均腐蚀速率均＜0.254 mm/a；在液相环境中，温度为80 ℃时，随CO₂分压增大，20G钢、L245钢、16Mn钢和5Cr钢平均腐蚀速率升高，5Cr钢变化幅度尤为明显，未表现出良好的耐蚀性，316L不锈钢材质为轻微腐蚀。

通过高温高压腐蚀失重实验，可以得出在不同温度、CO₂分压下不同材料的平均腐蚀速率，结合该油田现场的实际工况，可以认为，在温度为80 ℃、CO₂分压为0.5 MPa时，20G钢、L245钢、5Cr钢、16Mn钢和316L不锈钢的平均腐蚀速率均为所做实验条件下的最大值，所以此种条件即为本实验范围内腐蚀最严重条件。

图3为80 ℃、0.5 MPa CO₂实验条件下5种材料清洗后试样表面的微观腐蚀形貌。由图可见，在气相环境中，5种材料表面均为轻微腐蚀。而在液相环境中，20G钢、L245钢、16Mn钢、5Cr钢试样表面粗糙、凹凸不平，腐蚀坑较深，明显可见腐蚀后留下的痕迹，由此可判断腐蚀形貌为不均匀的全面腐蚀，而316L不锈钢只存在轻微点蚀现象。

表3和图4分别为80 ℃、0.5 MPa CO₂液相条件下试样清洗后的EDS与XRD分析结果。结合图3、表3及图4分析可知，碳钢材质的腐蚀产物中C、O及Fe含量极高，通过XRD谱并结合168 h实验后不同模拟条件下试样表面微观腐蚀产物EDS分析结果可见，腐蚀产物中主要是碳酸的复盐和Fe₃C。其中的Fe₃C并不是腐蚀产物而是金属本身被腐蚀后残留的物质。在CO₂腐蚀环境中，金属基体表面的铁素体是阳极，而Fe₃C是阴极，由于腐蚀反应导致阳极溶解，残余的Fe₃C便在金属表面伴随腐蚀产物共同沉积下来^[15]。只有由Fe、Mn等组成的碳酸盐才是真正的腐蚀产物，它是CO₂溶解于水生成的H₂CO₃和金属及溶液发生反应以及Fe、Mn等阳离子相互置换和固溶形成的复盐。

在80 ℃、0.5 MPa CO₂液相环境中，20G钢、L245钢 和16Mn钢表面腐蚀产物主要为FeCO₃，主要为 CO₂的腐蚀产物 (图4a、4b和4d)；5Cr钢表面腐蚀产物也为 FeCO₃，并且腐蚀产物膜中出现了少量Cr的富集现象 (图4c)；而316L不锈钢表面几乎没有腐蚀产物，腐蚀产物膜中出现大量Cr的富集现象 (图4e)。

20G钢、L245钢、5Cr钢、16Mn钢与CO₂反应生成FeCO₃，FeCO₃的溶解度具有负的温度系数，其在低于80 ℃范围内形成的腐蚀产物膜非常疏松，在流体作用下很容易脱落，所以试样表面处于活化状态，腐蚀速率随着温度的升高而增大；80 ℃以上形成的腐蚀产物膜的致密度随温度的增高而逐渐增大，对金属基体的保护作用增强，试样表面已经不是活化状态，而是在腐蚀产物膜的保护作用下腐蚀速率开始降低。在80 ℃到达腐蚀速率峰值，此时FeCO₃难以沉积形成致密完整的腐蚀产物膜，金属基体因表面缺少保护而发生严重的全面腐蚀。

316L不锈钢因其Cr∶Fe比值增大，在电解质溶液中易形成钝化反应，生成双层致密钝化膜，内层为富铬氧化物层，外层为富铁氧化物层，减缓其腐蚀，不过随着温度升高，在316L不锈钢表面所形成的氧化膜的保护性能降低，腐蚀速率增大，另外，316L不锈钢表面MnS夹杂物的存在也使表层钝化膜不均匀，溶液中腐蚀性离子 (Cl^-等) 与夹杂物优先接触，导致金属离子的溶解，从而发生点蚀现象。

(1) 结合现场的实际工况，实验设计温度、CO₂分压条件下，20G钢、L245钢、5Cr钢、16Mn钢和316L不锈钢在液相环境中的平均腐蚀速率均远大于气相环境。

(2) 在CO₂分压一定的情况下，20G钢、L245钢、5Cr钢、16Mn钢平均腐蚀速率随温度的升高先增大后减小；温度升高到80 ℃以后，腐蚀产物膜的致密度明显增大，对基体的保护作用增强，腐蚀速率降低；温度在80 ℃以下，腐蚀产物膜容易被流体破坏，导致了高的腐蚀速率；温度在80 ℃时，平均腐蚀速率最大，腐蚀形貌为不均匀的全面腐蚀，腐蚀产物层厚而松，为粗晶粒的FeCO₃。316L不锈钢表面因存在不规则的MnS夹杂物，点蚀不可避免，大量的腐蚀离子在点蚀区域与金属内部离子接触，导致腐蚀加剧，腐蚀速度增加。

(3) 通过SEM、EDS与XRD分析，在含CO₂水溶液中，20G钢、L245钢、5Cr钢、16Mn钢的主要腐蚀产物为FeCO₃，并且腐蚀产物膜结构疏松。316L不锈钢表面几乎没有腐蚀产物。