高酸性氣體對硫鋁酸鹽水泥石腐蝕作用機理

張磊 武廣璦 武治強 幸雪松 蔡靖軒 程小偉

1.中海油研究總院有限責任公司；2.西南石油大學新能源與材料學院；3.西南石油大學油氣藏地質及開發工程國家重點實驗室

四川盆地已發現的27 個含油氣層系中有13 個高含硫化氫，中國硫化氫含量超過30 g/cm3的高含硫氣藏中有90%集中在四川盆地，四川盆地已探明高含硫天然氣儲量約9 200 億m3，占全國天然氣探明儲量的1/9。例如普光氣田、元壩氣田等國家級重點能源示范性氣田均為高含硫的酸性氣藏［1-2］。在高含H2S 的酸性氣藏環境下，固井常用的G 級油井水泥極容易被腐蝕，導致固井水泥環的強度降低并引起滲透率增大，進而腐蝕程度加劇，嚴重時會導致套管產生點蝕、穿孔，以及生產油管斷裂［3-5］，隨著腐蝕程度的增大，水泥環中的膠結組分被破壞甚至消耗殆盡，其強度最終消失，固井水泥環封固失效，并難以進行補救修復工作，其危害輕則造成地層流體無序竄流、產能降低，縮短了油氣田的使用壽命，造成經濟損失［6］，重則竄至地面，危及井口人員生命安全。因此在油氣資源開發過程中，解決酸性氣體對固井水泥環的腐蝕，探明腐蝕機理并研制出抗腐蝕性較好的水泥漿體系對保證酸性氣藏油氣資源安全開采意義重大。

目前，國內外對于固井用G 級水泥石耐H2S 腐蝕性能研究較多，主要是用于解決油氣田高H2S 氣體腐蝕固井水泥環造成H2S 泄露的問題。如馬開華［7］、郭小陽等［8］、辜濤［9］考察了H2S 對水泥石的腐蝕并發現在不同溫度和水濕環境下水泥石腐蝕后產物有所差異，并且腐蝕氣體分壓越大、環境溫度越高、腐蝕時間越長，會導致腐蝕速率越快和腐蝕程度越嚴重。針對此問題，國內外學者對硅酸鹽水泥抗腐蝕及外加劑開展了研究，雖然取得了一定的成效，但是存在應用效果受限、成本較高等問題。有研究表明，水泥石耐腐蝕能力與水泥的礦物組成和水化產物的種類及特征直接相關［10-11］，硫鋁酸鹽水泥(SAC)由于其熟料礦物組成與硅酸鹽水泥不同并且主要礦物為3CaO·3Al2O3·CaSO4，因此其具備早強高、耐腐蝕、低堿度、高抗滲和高抗凍等特性［12］。硫鋁酸鹽型混凝土耐久性好、長期強度較為穩定增長，常被用于鐵路、碼頭、道路、橋梁、飛機跑道、油井等的工程建設［13］。此外，由于其具備較好抗鹽腐蝕性也常用于海洋工程建設［14］。雖然SAC 已得到廣泛應用，但其服役環境均為常溫常壓的陸地環境或者低溫高壓的海洋環境。SAC 作為一種潛在的固井材料也有部分應用于常規油氣井固井作業中，如宋梅梅等［15-16］探究了SAC 固井水泥石膨脹性對固井一界面膠結強度及微觀結構的影響，同時也探究了增強機理；王勝等［17］采用理論分析與實驗相結合的方法，開展了油井水泥-SAC 復合水泥基固井材料研究。然而，在高含H2S 油氣井的高酸性環境中，SAC 的應用效果未知。為此，筆者通過室內實驗研究了此環境下SAC 的強度發展情況，并探究了H2S 對SAC 的腐蝕機理，為SAC 應用于高含H2S 井提供理論基礎。

1 實驗

1.1 實驗材料

低堿度硫鋁酸鹽水泥，密度3.12 g/cm3，廣西云燕特種水泥有限公司提供，其主要化學組成如表1 所示；G33S 降濾失劑和USZ 分散劑，河南衛輝化工有限公司提供；緩凝劑和消泡劑，成都市科隆化學品有限公司提供。

表1 低堿度硫鋁酸鹽水泥化學組成Table 1 Chemical composition of the low-alkaline sulfoaluminate cement

1.2 實驗和表征方法

研究不同溫度下H2S 對SAC 腐蝕前后抗壓強度以及微觀結構的影響。根據API RP 10B 推薦的《油井水泥材料與實驗規范》制備了4 種不同水泥漿體系，實驗配方如表2 所示。將配制好的水泥漿倒入抗壓強度模具，分別在60 ℃和90 ℃的恒溫水浴鍋中養護3、7、14、28 d 后，進行抗壓強度測試，并篩選出適用于腐蝕實驗的水泥漿配方。依托實驗室自制的高溫高壓反應釜開展H2S 腐蝕實驗，實驗參數設置如下：腐蝕總氣壓為5 MPa，H2S 分壓2 MPa，N2分壓3 MPa；腐蝕溫度為60 ℃和90 ℃，腐蝕時間為7 d、14 d。

表2 硫鋁酸鹽水泥漿體系實驗配方Table 2 Formulation of the tested sulfoaluminate cement slurry system

1.2.1 抗壓強度測試

抗壓強度測試按照GB/T 19139?2012《油井水泥試驗方法》進行。配制好的漿體在立方體模具(50.8 mm × 50.8 mm × 50.8 mm)養護至預定齡期后，采用無錫建儀儀器機械有限公司的TYE-300B 型壓力試驗機以加載速率71.7±7.2 kN/min 進行測試，每組測試5 個試樣，并以其平均值作為抗壓強度。

1.2.2 水泥石物相分析

采用丹東方圓儀器有限公司的DX-2700 型X 射線衍射儀研究了腐蝕前后水泥石的物相變化，測試條件為：掃描步長0.04°，每步時間為1 s，衍射角范圍5°～80°。

1.2.3 水泥石孔徑分析

采用氮吸附法對水泥石的孔隙率及孔徑進行分析，該方法通常用于測定2～200 nm 的孔［18］。用F-Sorb 型氮吸附比表面積及孔徑測試分析儀測試腐蝕前后的水泥石孔徑變化。

1.2.4 水泥石微觀形貌觀察

利用德國卡爾蔡司公司的ZEISS EVO MA15 型掃描電子顯微鏡觀察水泥石試樣的斷面形貌。將干燥后的水泥石試樣敲成小薄片狀試樣，隨后用導電膠將塊狀試樣粘在樣品座上，采用離子濺射的方式對試樣的新鮮斷面進行噴金處理，然后用掃描電子顯微鏡進行觀察。工作電壓為5 kV，發射電流為10 μA。

1.2.5 水泥石熱分析

利用瑞士Mettle Toledo 公司的TGA/SDTA851/e型熱分析儀測試所選水泥石的熱損失。將干燥后的水泥石試樣敲碎，然后用研缽研磨水泥石試樣至手摸無顆粒感，隨后將樣品放入儀器中進行測試。測試條件：25～1 000 ℃，升溫速率10 ℃/min。

2 結果與討論

2.1 水泥漿密度及流動度

水泥漿體性能至關重要，甚至決定了固井的成敗。4 種水泥漿體系的密度及流動度測試結果如表3 所示，可以看出，4 種水泥漿體的密度以及流動度相差較大，這主要是水灰比不同造成的。在固井作業中，水泥漿體流動度在18～24 cm 之間較為理想，所以本文SAC 水泥漿體系比較適宜的水灰比為0.44。

表3 實驗水泥漿體系的密度及流動度Table 3 Density and fluidity of the tested cement slurry system

2.2 水泥石抗壓強度

2.2.1 腐蝕前水泥石抗壓強度

圖1 為在60 ℃養護3、7、14、28 d 的4 種體系水泥石腐蝕前的抗壓強度，可以看出，SAC 在60 ℃下強度發展迅猛，養護至3 d 時抗壓強度最低已達11.92±0.48 MPa；當養護至7 d 時，4 種水泥漿體的抗壓強度均出現一定程度的下降，對于水泥石7 d強度出現下降現象，是由于水泥中含有大量游離氧化鈣(f-CaO)，發生如式(1)的反應［19］。

圖1 60 ℃養護硫鋁酸鹽水泥石腐蝕前抗壓強度Fig.1 Pre-corrosion compressive strength of the sulfoaluminate cement cured at 60 ℃

該反應產生的鈣礬石(AFt)具有膨脹性，呈細針狀，而隨著水化的進行C2S 開始水化產生CH，在CH 存在的情況下AFt 的形貌發生改變，其長徑比變大，并在水泥石內部膨脹產生膨脹應力，進而導致內部產生微裂紋，隨著水化的繼續進行，微裂紋逐漸變寬并相互連通導致強度發生衰退。隨著養護齡期的增長，在后續水化中，C2S 水化產生大量C?S?H 并使水泥石內部裂紋連接填充，水泥石結構逐步致密，其強度再次上升。

通過對比分析4 種體系水泥石的抗壓強度可知，引入緩凝劑的A、C 體系各齡期下水泥石抗壓強度分別低于B、D 體系；水灰比對水泥石強度發展也有一定的影響，低水灰比的A、B 體系水泥石抗壓強度發展較為迅速，分別高于同齡期的C、D 體系。

圖2 為90 ℃養護3、7、14、28 d 的腐蝕前4 種水泥漿體系的抗壓強度，可以看出，90 ℃養護的SAC 強度發展規律與60 ℃基本一致，但是水泥石強度普遍低于60 ℃養護的水泥石，這是由于較高溫度下水泥石內部凝膠水發生膨脹，導致水泥石內部產生微裂紋，破壞了水泥石內部的孔結構，使水泥石致密性下降進而造成強度降低。

圖2 90 ℃養護硫鋁酸鹽水泥石腐蝕前抗壓強度Fig.2 Pre-corrosion compressive strength of the sulfoaluminate cement cured at 90 ℃

綜合上述分析，A 體系漿體性能較為理想且強度發展較為平緩，產生波動較小，可排除其他因素對實驗結果的影響。因此，本文選取A 體系開展腐蝕實驗。

2.2.2 腐蝕前后水泥石抗壓強度對比分析

圖3 為A 水泥漿體系水泥石分別在60、90 ℃下H2S 腐蝕前后抗壓強度，可以看出，在60 ℃腐蝕7 d 時，水泥石抗壓強度降低；當腐蝕進行到14 d 時，腐蝕后的水泥石抗壓強度高于未腐蝕的水泥石，達到20.02±0.45 MPa。這是由于水泥石腐蝕進行到7 d 時，水泥石產生了無膠結性的過渡相，使得水泥石結構發生破壞，而隨著腐蝕的繼續進行，過渡相逐步轉變為AFt 和二水石膏等物相，短期內提升水泥石的致密度，水泥石抗壓強度再次升高。當水泥石在90 ℃進行腐蝕時，無論腐蝕7 d 還是14 d，腐蝕后的水泥石抗壓強度都高于腐蝕前的抗壓強度，但是腐蝕14 d 的水泥石抗壓強度要低于腐蝕7 d 的，說明隨著腐蝕時間的延長，水泥石結構逐漸被破壞，表現為抗壓強度逐漸降低，也就意味其內部結構由于受到腐蝕作用而發生了破壞，或者是水化產物由于腐蝕的作用發生了轉變。如果將該組別水泥漿體系應用到生產中，水泥環在油氣生產過程中，很容易會受到破壞，進而引發嚴重的事故。

圖3 60 ℃和90 ℃腐蝕前后硫鋁酸鹽水泥石抗壓強度對比Fig.3 Pre-and post-corrosion compressive strengths of the sulfoaluminate cement corroded atsulfoaluminate 60 ℃and 90 ℃,respectively

2.3 水泥石腐蝕前后比表面積及孔隙結構

為了進一步明確出現以上現象的原因，對腐蝕前后水泥石的比表面積及孔隙結構、物相組成和微觀形貌進行分析，并探究H2S 腐蝕硫鋁酸鹽水泥的作用機理。

圖4 是60 ℃和90 ℃養護14 d 的腐蝕前后A 體系水泥石 BET 測試擬合曲線圖，橫坐標p/p0為相對壓力，p為氣體吸附平衡壓力，p0為氣體在吸附溫度下的飽和蒸氣壓，V為多層吸附量，可以看出，測試所得各點線性擬合度較高。

圖4 A 體系水泥石BET 測試結果Fig.4 BET specific areas of the cement of the A system

通過擬合直線的斜率和截距可以計算得到單分子層吸附量Vm，進而可以計算樣品的比表面積，公式為

式中，a為擬合直線的斜率；b為擬合直線的截距；Sg為被測樣品的比表面積，m2/g；NA為阿伏伽德羅常數；Am為被吸附氣體分子的截面積，nm2；W為被測樣品的質量，g。

計算得到90 ℃下水泥石腐蝕前后的比表面積分別為0.296 8、0.196 3 m2/g，60 ℃下水泥石腐蝕前后的比表面積分別為0.274 1、0.127 3 m2/g。90 ℃腐蝕前后的水泥石比表面積分別大于60 ℃腐蝕前后的水泥石比表面積，并且腐蝕前的水泥石比表面積均大于腐蝕后水泥石比表面積。水泥石比表面積越大意味著其內部微孔增多，大孔減少，孔徑分布逐步由大孔向小孔轉變，比表面積與抗壓強度有較好的相關性，在朱衛華等［20］的論文中有相關描述，這也間接解釋了2.2.2 節中腐蝕14 d 后水泥石的抗壓強度高于未腐蝕的水泥石的抗壓強度。

然而，僅僅通過水泥石的比表面積難以準確表明水泥石內部的孔結構，因此，本文用氮吸附法測定水泥石的孔徑分布。根據布特模型可以將孔分為凝膠孔(1～10 nm)、過渡孔(10～100 nm)、毛細孔(100～1 000 nm)、大孔(＞1 000 nm)。圖5 為在不同溫度下腐蝕前后水泥石BJH 孔徑分布圖，可以看出，水泥石的孔徑主要分布在1.5～3 nm，為凝膠孔，另外還由一些分布在200 nm 左右的毛細孔。此外，相較于腐蝕前的水泥石，在各溫度點下腐蝕后的水泥石中出現更多1.5～2.0 nm 的凝膠孔，而2.0～3.0 nm 的孔則相對較少，說明腐蝕后的水泥石有新的水化產物生成，填充于凝膠孔隙之中，從而使水泥石更加致密。這與前文所得結論一致，同時也表明H2S 腐蝕SAC 在短期內有助于水泥石強度提升。

圖5 A 體系水泥石BJH 孔徑分布曲線Fig.5 BJH pore size distribution of the cement of the A system

2.4 水泥石腐蝕前后物相組成

根據前文對孔結構分析可知，腐蝕前后水泥石主要是凝膠孔發生了變化，這意味著水泥石物相的生成量或者種類發生了改變。因此，對在各溫度下腐蝕前后水泥石的物相組成進行了分析。圖6 為60 ℃腐蝕前后的水泥石的XRD 圖譜，水泥石腐蝕前主要物相為鈣礬石(AFt)、單硫型水化硫鋁酸鈣(AFm)、硫酸鈣(CaSO4)、氫氧化鈣(CH)、水化硅酸鈣(C?S?H)［11］、碳酸鈣(CaCO3)［21］以及鋁膠(AH3)，腐蝕后主要物相為AFt、CaCO3、CaSO4、二氧化硅(SiO2)和二水石膏(CaSO4·2H2O)。水泥石被H2S 腐蝕7d 后C?S?H、CH、硫鋁酸鈣的衍射峰消失，出現了SiO2和CaSO4·2H2O 的衍射峰，這兩種物相膠結能力較差，與此同時AFt 峰值強度變弱，推測在腐蝕過程中出現了不具備膠結強度的中間相，導致在60 ℃腐蝕7 d 的水泥石抗壓強度降低。而腐蝕14 d 的水泥石AFt 和CaSO4的衍射峰強度變大，SiO2和CaSO4·2H2O 的衍射峰強度減弱，這說明水泥發生腐蝕后由于AFt 的膨脹作用，使得水泥石結構變得致密進而水泥石強度短期內得到提升，這與2.2.2 節中抗壓強度測試結果一致。腐蝕前后CaCO3的衍射峰及峰值強度幾乎未發生改變，這是由于氫硫酸的酸性要弱于碳酸。

圖6 60 ℃腐蝕前后水泥石XRD 圖譜Fig.6 Pre- and post- corrosion XRD spectrums of the cement corroded at 60 ℃

圖7 為90 ℃水泥石腐蝕前后的XRD 圖譜，可以看出，水泥石物相與60 ℃腐蝕前后基本一致。90 ℃養護的水泥石在腐蝕前含有較多的CH 物相，在腐蝕7 d 后CH 峰消失并出現SiO2和CaSO4·2H2O的衍射峰，同時AFt 的衍射峰值強度顯著變低。徐玲琳等［22］指出抗壓強度與AFt 的生成量并無直接關系，而與鋁膠量正相關。結合2.2.2 節中測試所得抗壓強度可以推測可能是腐蝕后水泥石中鋁膠含量提升。腐蝕14 d 后水泥石中主要物相為CaSO4、CaSO4·2H2O 及少量AFt 和SiO2。CaSO4生成過程中由于填充作用水泥石結構變得致密，但是由于其具備膨脹性又會造成微裂紋的產生。水泥石的抗壓強度是由多方面因素決定的，水泥石物相的變化是引起水泥石強度變化的原因之一，但是物相變化量的大小也是影響水泥石強度的原因，當水泥石中一種物相變化量較少時，其對水泥石強度的影響可能會是正向的，當變化量較大時同時又是具有膨脹性的物質，那么對水泥石整體的完整性而言將是破壞作用，對抗壓強度將是負向影響。因此，90 ℃腐蝕14 d 后的水泥石抗壓強度高于腐蝕前的而低于腐蝕7 d 的。

圖7 90 ℃腐蝕前后水泥石XRD 圖譜Fig.7 Pre- and post- corrosion XRD spectrums of the cement corroded at 90 ℃

2.5 水泥石腐蝕前后熱重分析

XRD 物相分析可以用于結晶性較好的物質的分析，對于一些結晶性較差或者非晶物相則可以選擇熱重分析。圖8 為水泥石60 ℃腐蝕前后的TG/DTG 曲線，可以看出水泥石在腐蝕前失重大致分為4 個階段，分別是100～150 ℃對應于AFt 和C?S?H 的失重，200～300 ℃對應于AH3的失重［23］，400～500 ℃對應于CH 的脫羥基［24］，700～800 ℃對應于CaCO3的分解失重［25］。而腐蝕后的水泥石，在整個升溫失重階段多了150～200 ℃對應于AFm 相的失重。值得注意的是，腐蝕14 d 的水泥石升溫至900～1 000 ℃時出現了一段新的失重峰，推測其為CaSO4［26］。對比腐蝕前后物相失重速率可以發現，各物相失重速率是不同的，這也就意味著水泥石中所含物相的量也是不同的。由圖8 可知，在腐蝕發生前，水泥石中含有較多的AH3物相，而腐蝕發生后該物相含量減少，水泥石中AFt 和AFm 相增多，并填充水泥石中的大孔隙，可以提升水泥石的強度，但2.2.2 節60 ℃腐蝕7 d 的水泥石抗壓強度最低，這可能是由于在腐蝕過程中生成了不具備膠結性的過渡相，水泥石結構較為疏松。

圖8 60 ℃腐蝕前后水泥石熱重及微商熱重曲線Fig.8 Pre-and post-corrosion TG and DTG of the cement corroded at 60 ℃

圖9 為水泥石90 ℃腐蝕前后的TG/DTG 曲線，可以看出水泥石各物相失重基本與60 ℃養護和腐蝕的水泥石一致。水泥石在腐蝕前含有較多的AFt 相。而當溫度高于70 ℃時，AFt 會發生分解造成水泥石干縮開裂，同時也可能發生分解后重結晶導致水泥石膨脹產生裂紋，造成水泥石的強度降低。當水泥石腐蝕7 d 后，水泥石中AFt 含量減少而出現了較多AFm 和AH3相可以填充水泥石中的微裂紋和孔隙，提升水泥石致密度，水泥石抗壓強度變大；當腐蝕14 d 時，AFt 可能由于重結晶導致物相含量增多，同時AFm 和AH3含量減少但是仍高于腐蝕前的水泥石，因此表現為水泥石抗壓強度高于腐蝕前的水泥石而低于腐蝕7 d 的水泥石。

圖9 90 ℃腐蝕前后水泥石熱重及微商熱重曲線Fig.9 Pre-and post-corrosion TG and DTG of the cement corroded at 90 ℃

2.6 水泥石腐蝕前后微觀形貌

除了水泥石中的物相組成會影響水泥石的力學性能，水泥石的微觀結構也對水泥石的力學性能有一定的影響。圖10 為60 ℃腐蝕前后的硫鋁酸鹽水泥石的微觀形貌圖，可以看出，未腐蝕的水泥石結構較為致密，僅有較少的微裂紋，并且存在大量絮狀和凝膠狀水化產物，此外還含有一些層狀結構的CH，也可以觀察到少量針狀的AFt 相。腐蝕7 d 的水泥石，可明顯觀察到其微觀結構發生了變化，水泥石外層由于最先受到腐蝕已難以觀察到絮狀及凝膠狀的水化產物，針狀的AFt 轉變為柱狀，并出現了蜂窩狀結構以及較大的裂紋；水泥石內層受到腐蝕較輕，仍可以觀察到大量水化產物，只是其形貌發生了改變，絮狀和凝膠狀轉變為球狀并且變得緊實，針狀AFt 逐漸生長變粗。由于水泥石外層被腐蝕破壞，而內層水化產物又處于物相轉變階段，造成水泥石抗壓強度降低。腐蝕14 d 的水泥石，其外層形成較多大的孔洞，并可以觀察到原有針狀AFt 已經轉變為短柱狀，只有極少量的仍為針狀；水泥石中雖然有微裂紋，但是由于膨脹作用層狀結構擠壓堆垛，使水泥石結構更加致密，還有少量的絮狀凝膠附著在上面，此時水泥石外層雖然被破壞，但其內層致密的結構仍能使水泥石保持較好的力學性能。

圖10 60 ℃腐蝕前后水泥石微觀形貌Fig.10 Pre-and post-corrosion SEM images of the cement corroded at 60 ℃

圖11 為90 ℃腐蝕前后的硫鋁酸鹽水泥石的微觀形貌圖，可以看出，未腐蝕的水泥石試樣微裂紋較多，并存在大量的水化產物，水泥石中含有較多的AFt 堆垛在一起，同時有許多絮狀凝膠附著在上面，以及少量的層片狀CH，同時，還發現了較多的比較平滑的CaSO4塊狀結構，這與XRD 分析結果較為符合。腐蝕7 d 的水泥石試樣，外層出現較多的裂紋并且絮狀凝膠產物減少，AFt 逐步由針狀向柱狀轉變；內層腐蝕程度并不大，仍可觀察到較多的凝膠水化產物，只是微裂紋較多。腐蝕14 d 時，水泥石的外層被腐蝕得很嚴重，結構十分疏松，有大量的孔洞和微裂紋，大部分被腐蝕成蜂窩結構，已難以看出水化產物的微觀形貌，只能觀察到少量的AFt 晶體；而內層變得較為致密，孔隙和微裂紋較少，水化產物CH 和C?S?H 由于腐蝕作用已經轉變為AFt 并緊密堆垛在一起，此時外層雖已被破壞，但是內層卻依然致密，是抗壓強度的主要來源。

圖11 90 ℃腐蝕前后水泥石微觀形貌Fig.11 Pre-and post-corrosion SEM images of the cement corroded at 90 ℃

在兩種溫度下，水泥石試樣的外層均隨腐蝕時間延長而被破壞的愈加嚴重，水化產物C?S?H、CH 與H2S 反應后生成具有膨脹性的物質，導致水泥石結構變得疏松并產生裂紋，在進行抗壓試驗時外層快速脫落。而測試所得抗壓強度主要源于水泥石內層結構依然完整致密，這與2.2.2 節中腐蝕前后抗壓強度結果相符。與未腐蝕試樣相比較，60 ℃腐蝕7d 時，內層結構變得疏松，抗壓強度降低；腐蝕14 d 時，由于反應所得產物的膨脹作用，內部結構反而變得更加致密，抗壓強度有明顯的增加；而90 ℃腐蝕7 d 時，腐蝕后的水泥石內層結構反而變得致密，抗壓強度增加；腐蝕14 d 時，水泥石內層結構出現了較多的微裂紋，但結構仍然比未腐蝕時致密，因此強度有所下降，但仍比未腐蝕試樣抗壓強度高。

2.7 H2S 腐蝕機理分析

硫鋁酸鹽水泥石水化后，生成大量的AFt、AH3及部分CH。H2S 處于濕潤的環境(水泥中的自由水)中會溶于水形成弱多元酸，H2S 腐蝕水泥石是一個由外而內的侵蝕過程，通過腐蝕前后試樣的外貌對比，發現H2S 很快浸染整個水泥石，但每部分腐蝕程度不同。當進入水泥石時，最先與外層CH 發生反應生成CaSO4·2H2O，反應方程式如式(4)，隨后與水化硅酸鈣反應，反應方程式如式(5)。

生成的CaSO4·2H2O 會發生膨脹，產生裂紋，導致外層結構破壞。隨著腐蝕時間的增加，當水泥石外層的CH 和C?S?H 幾乎被消耗殆盡時，水泥石外層結構已變得十分疏松，進行抗壓強度測試時外層很容易脫落，此時水泥石的抗壓強度主要源于內層的抗壓強度。

新生成的AFt 依附內層原有的AFt 晶體呈棒狀、針狀生長，由于AFt 具有一定的膨脹作用，將導致固相體積增大約120%，因此由于膨脹作用使水泥內層結構孔洞和裂縫減少，提高了水泥石內層的致密性［6］，并在腐蝕短期內提高了水泥石的抗壓強度，但是隨著腐蝕時間延長水泥石將因膨脹過度結構破碎。

3 結論

(1)SAC 具備較好的力學性能，可作為固井水泥用于高含硫油氣井固井工程中，但其耐久性及密封完整性有待進一步探究。

(2)在中低溫區，SAC 受H2S 腐蝕后強度有所提高的原因在于主要腐蝕產物CaSO4·2H2O 和AFt 可在一定程度上改善水泥石的孔隙結構；在90℃下SAC 水泥石腐蝕程度較輕的原因在于較高溫度下H2S 的溶解度有所減小。

(3)H2S 腐蝕SAC 是一個由表及里的過程，H2S腐蝕破壞SAC 的作用機理在于消耗水化產物中的CH 及C?S?H 生成具有膨脹性的CaSO4·2H2O，消耗水泥石中的鐵相固溶體生成AFt，而AFt 和CaSO4·2H2O 具備膨脹性，短期內提高了水泥石的致密度進而提升強度。膨脹過度會產生裂紋，導致水泥石抗壓強度隨著腐蝕時間的增加而減小。