Выбор состава и структуры стали для изготовления насосно-компрессорных труб с повышенными эксплуатационными характеристиками тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.09, кандидат технических наук Князькин, Сергей Александрович

• Князькин, Сергей Александрович
• кандидат технических наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат технических наук Князькин, Сергей Александрович

СОДЕРЖАНИЕ стр.

Введение

1. Анализ состояния вопроса и задачи исследования

1.1. Разрушение низкоуглеродистых микролегированных сталей в сероводородсодержащих средах

1.1.1. Изменение характеристик сталей при взаимодействии с сероводородом

1.1.2. Влияние химического состава на прочность и коррозионную стойкость сталей в сероводородсодержащих средах

1.1.3. Влияние микроструктуры и неметаллических включений на процесс сероводородного растрескивания

сталей

1.2. Особенности разрушения низкоуглеродистых микролегированных сталей в средах с повышенным содержанием углекислоты

Выводы. Цель и задачи исследований

2. Объекты и методы исследования

2.1. Исследуемые материалы

2.2. Методы лабораторных исследований

2.2.1. Металлографиче ские исследования

2.2.2. Фрактографические исследования

2.2.3. Измерение механических свойств

2.2.4. Коррозионные испытания

2.2.5. Рентгеноструктурный анализ

2.2.6. Локальный спектральный анализ

2.2.7. Дюриметрические исследования

2.3. Методы проведения промысловых испытаний

Выводы

3. Сравнительный анализ результатов эксплуатации насосно-компрессорных труб с данными лабораторного моделирования

3.1. Среды с высоким содержанием сероводорода

3.1.1. Лабораторные испытания стали 35Г2С на стойкость к растрескиванию в сульфидсодержащей среде

3.1.2. Исследование аварийной трубы из стали 35Г2С

после эксплуатации в среде, насыщенной Н28

3.1.3. Лабораторные испытания стали ЗОХМА на стойкость к растрескиванию в сульфидсодержащей среде

3.1.4. Промысловые испытания труб из стали ЗОХМА

Выводы

3.2. Среды с высоким содержанием углекислоты

3.2.1. Лабораторные коррозионные испытания стали

35Г2С

3.2.2. Лабораторные коррозионные испытания стали

ЗОХМА

3.2.3. Промысловые испытания труб из стали 35Г2С

3.2.4. Промысловые испытания труб из стали ЗОХМА

Выводы

4. Разработка сталей для изготовления насосно-компрессорных труб, повышенной работоспособности в

средах с высокой коррозионнойагрессивностью

4.1 Предложения по повышению долговечности лифтовых колон при эксплуатации в скважинах, среды которых могут одновременно вызывающих язвенную углекислотную коррозию и разрушение (обрыв) из-за растрескивания в сульфидсодержащей

среде

4.2 Выбор режимов термической обработки стали 15Х5МФБЧ

4.3. Лабораторные испытания стали 15Х5МФБЧ в среде насыщенной диоксидом углерода

4.4. Промысловые испытания опытной подвески труб из стали 15Х5МФБЧ в скважине с повышенным содержанием диоксида

углерода

4.5. Расчет экономической эффективности применения труб из

стали 15Х5МФБЧ

Выводы

Заключение

Список использованной литературы

Приложение А. ТУ 14-158-24

Приложение Б. Материалы патентов

Приложение В. Акты использования результатов работы

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Выбор состава и структуры стали для изготовления насосно-компрессорных труб с повышенными эксплуатационными характеристиками»

ВВЕДЕНИЕ

В последнее время степень коррозионной активности нефтепромысловых сред повсеместно увеличилась, что привело к существенному снижению средней наработки лифтовых колонн, собранных из насосно-компрессорных труб (НКТ) по ГОСТ633 и ГОСТ Р 53366-2009. Например, в скважинах месторождений ОАО «Томскнефть» ВНК и ООО «РН-Ставропольнефтегаз» в 5 и более раз. Бытующее предположение, что это связано с ухудшением качества труб, не соответствуют результатам коррозионных испытаний. Основная причина преждевременных отказов - коррозионно-механическое разрушение, обусловленное повышением агрессивности извлекаемого флюида, т.е. его физико-химическими характеристиками. К факторам, определяющим коррозионную активность промысловых сред, относятся:

- высокая обводненность продукции скважин;

- наличие С02 в газе и растворенной углекислоты в водной фазе;

- наличие механических примесей, состоящих из песка и отслоившихся с поверхности труб продуктов коррозии и окалины;

- образование осадков солей железа и кальция на поверхности лифтовой колонны;

- наличие Н28 реликтового или биогенного происхождения.

Основным фактором, определяющим преобладающий механизм и кинетику развития коррозионно-механического разрушения труб нефтяного сортамента, является концентрация растворенных газов углекислоты и сероводорода.

Участились случаи негерметичности лифтовых колонн НКТ по причине сквозной язвенной коррозии по телу и по резьбовым соединениям. Трубы разрушаются в течение двух месяцев, например на месторождениях ОАО «Томскнефть» ВНК, ООО «РН-Ставропольнефтегаз» и пр. Кроме того, в скважинах указанных предприятий происходят катастрофические разрушения с обрывом лифтовых колонн (полеты) в результате критического утонения стенки

труб и муфт из-за углекислотной язвенной коррозии. Также случаются полеты эксплуатационных подвесок, разрушающихся по механизму сульфидного коррозионного растрескивания под напряжением, например на месторождениях ООО «ЛУКОЙЛ-Коми».

Для повышения коррозионной стойкости насосно-компрессорных труб необходима разработка и применение новых материалов. Основой таких разработок является анализ причин, механизма и кинетики развития разрушения широко применяемых материалов. Выявление факторов, определяющих низкую долговечность применяемых НКТ, определит пути решений по разработке новых сталей, значительно более стойких в условиях эксплуатации в средах высокой агрессивности.

Сегодня российская трубная промышленность продолжает поставлять нефтяникам насосно-компрессорные трубы по ГОСТ633-80 и ГОСТ Р 533662009. В наиболее дешевом исполнении трубы поставляются из сталей системы легирования Ре-М§-81, преимущественно низких групп прочности (Д, К), без специальных требований к выплавке. К НКТ относятся как к расходному материалу, что совершенно не оправдано экономически, учитывая стоимость ремонтных работ и потерь в добыче нефти.

За последнее десятилетие в связи с увеличением объема добычи нефти и газа с высоким содержанием коррозионно-активных компонентов (сероводорода и обычно сопутствующей ему двуокиси углерода) расширились исследования по разработке и производству трубных сталей со специальными свойствами.

Несмотря на относительно большой объем исследований по сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением и углекислотной коррозии проблемы повышения коррозионной стойкости стальных труб при совместном воздействии этих двух видов наиболее опасного коррозионно-механического разрушения остаются нерешенными и являются актуальными. Необходима разработка новых сталей повышенной коррозионной стойкости для производства

в первую очередь насосно-компрессорных труб, работающих в наиболее жестких условиях современных месторождений.

Таким образом, на основании проведенного анализа поставлена цель работы.

Повышение эксплуатационных характеристик насосно-компрессорных труб на основе выбора состава и структуры стали, увеличивающих их прочность и коррозионную стойкость.

Указанная цель работы достигается при решении следующих задач:

1. Разработать методику периодического мониторинга состояния насосно-компрессорных труб по глубине скважины в условиях реальной эксплуатации.

2. Провести сравнительный анализ процессов накопления повреждаемости используемых в настоящее время НКТ при лабораторных и промысловых испытаниях в средах, насыщенных Н2Б и С02.

3. Определить рациональный состав стали, обеспечивающий высокую коррозионную стойкость к растрескиванию в сульфидсодержащей среде и углекислотной коррозии.

4. Выбрать режимы термической обработки НКТ, обеспечивающие сочетание высоких механических свойств и коррозионной стойкости материала в средах, насыщенных Н28 и С02.

5. Провести промысловые испытания НКТ из предлагаемой стали.

На защиту выносятся:

1. Результаты промысловых испытаний и лабораторных исследований развития разрушения металла НКТ в средах с повышенным содержанием Н25 и С02.

2. Методика мониторинга состояния материала НКТ лифтовых колонн в процессе эксплуатации.

3. Сравнительный анализ строения, состава и структуры продуктов углекислотной коррозии на поверхности НКТ из традиционно

используемых сталей (35Г2С и ЗОХМА) и предложенной стали 15Х5МФБЧ.

4. Закономерности и особенности формирования структуры и свойств при термической обработке стали 15Х5МФБЧ.

5. Химический состав и технология термической обработки стали 15Х5МФБЧ, обеспечивающие сочетание высоких механических свойств и коррозионной стойкости к растрескиванию в сульфидсодержащей среде и углекислотной коррозии.

6. Результаты промысловых испытаний НКТ из стали 15Х5МФБЧ.

Научная новизна:

1. Показано, что при эксплуатации насосно-компрессорных труб механизм и кинетика развития водородного растрескивания под напряжением определяется количеством, формой и расположением неметаллических включений. Кинетика углекислотной коррозии определяется составом, строением и адгезией продуктов коррозии, образующихся на поверхности труб в процессе эксплуатации.

2. Выявлена идентичность механизмов развития разрушения насосно-компрессорных труб в средах с повышенным содержанием Н28 при эксплуатации и в лабораторных условиях.

3. Установлена связь скорости общей и язвенной углекислотной коррозии, состава и строения продуктов коррозии со структурой и составом металла насосно-компрессорных труб.

4. Показано, что продукты углекислотной коррозии, образовавшиеся на трубах из ЗОХМА и 15Х5МФБЧ в процессе эксплуатации, сохраняют форму и расположение карбидной фазы стали и содержат в 3-7 раз больше Сг и Мо, чем легированная сталь, что определяет защитные свойства слоя коррозионных отложений к язвенному разрушению.

Методы исследований:

В процессе лабораторного анализа и промысловых испытаний использован комплекс исследований, включающий световую, просвечивающую и сканирующую электронную микроскопию, рентгеноструктурный фазовый и локальный рентгеноспектральный химический анализы, механические испытания, коррозионные испытания на стойкость к водородной и общей углекислотной коррозии. Все испытания проведены в специализированных лабораториях на аттестованном оборудовании по стандартизированным российским и международным методикам. Результаты измерений обработаны с применением программных пакетов Microsoft Office.

Практическая значимость работы:

1. Разработанная методика контроля состояния насосно-компрессорных труб лифтовых колонн в процессе эксплуатации позволила уменьшить число случаев катастрофического разрушения (полета) лифтовой колонны, затраты на ремонт скважин и снизить потери добычи нефти. На месторождениях Коми предотвращено 7 полетов подвесок НКТ, в т.ч. на высокодебитных скважинах Баяндыского месторождения.

2. Результаты лабораторных испытаний, подтвержденные промысловыми данными, позволяют научно обосновано выбирать марку стали насосно-компрессорных труб с учетом условий эксплуатации конкретных месторождений (скважин).

3. Предложенные режимы термообработки НКТ из стали 15Х5МФБЧ обеспечили сочетание высоких механических свойств с высокими показателями стойкости к растрескиванию в сульфидсодержащей среде, а также уменьшение скорости питтинговой (язвенной) углекислотной коррозии в 10 и более раз. по сравнению с применяемыми сталями.

Апробация работы

Основные результаты диссертационной работы были представлены и обсуждались на: 50 Международном симпозиуме «Актуальные проблемы прочности» (Витебск, Беларусь, 2010 г.), 51 Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (Харьков, Украина 2011 г.), XVIII Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов» (Самара, Россия, 2012 г.), 53 Международной научной конференции «Актуальные проблемы прочности» (Витебск, Беларусь, 2012 г.) и VII Международной конференции «Фазовые превращения и прочность кристаллов» (Черноголовка, Россия, 2012 г.).

Публикации

По материалам диссертации опубликовано 19 печатных работы, из них 6 в изданиях, рекомендованных ВАК, и 3 патента РФ.

Структура и объем работы

Диссертация состоит из введения, четырех глав, выводов, списка использованной литературы из 105 наименований и трёх приложений. Работа изложена на 165 страницах основного текста, включает 42 рисунка и 7 таблиц.

1. АНАЛИЗ СОСТОЯНИЯ ВОПРОСА И ЗАДАЧИ

ИССЛЕДОВАНИЯ 1.1. Разрушение низкоуглеродистых микролегированных сталей в

сероводородсодержащих средах

1.1.1. Изменение характеристик сталей при взаимодействии с

сероводородом

Интенсивность разрушения стальных насосно-компрессорных труб при эксплуатации в скважинах большинства месторождений Поволжья, Удмуртии, Татарии, Башкирии, Оренбуржья и пр. зависит от содержания наиболее активного компонента - сероводорода, образующегося в результате распада сернистых соединений. Содержание сероводорода в продукции многих месторождений достигает 10% (масс.), а его концентрация в водном конденсате превышает 500 мг/л.

Проблемам сульфидной коррозии труб нефтяного сортамента посвящен ряд фундаментальных исследований, проведенных сотрудниками Академии нефти и газа им. Губкина, ВНИИГАЗа, ВНИИТнефть, ВНИИНефтемаша, ВНИИНефтехима, ВНИИСТа и некоторых других отраслевых институтов. Работы, выполненные Астафьевым В.И. [1, 2], Ботвиной Л. Р. [3, 4, 5, 6], Василенко И.И. [7], Кушнаренко В. М. [8], Карпенко Г.В. [9], Саакиян JI.C. [10], Тетюевой Т.В., Шрейдером A.B. и др., позволили определить особенности эксплуатации конструкционных сталей и сплавов в сероводородсодержащих средах, обобщить большой научный и практический материал, предложить новые способы и методы повышения надежности оборудования.

Углеродистые стали в сероводородсодержащих средах подвергаются усиленной общей и местной коррозии, наводороживанию и сероводородному коррозионному растрескиванию. Механизмы этих процессов подробно рассмотрены в технической литературе [1-10].

Наиболее опасным последствием воздействия влажной сероводородсодержащей среды является наводороживание стали.

Наводороживание может вызвать как рост в объеме металла внутренних трещин, так и коррозионное растрескивание металла под напряжением.

Поверхность металла в сероводородсодержащих средах подвержена действию общей и язвенной коррозии [11], протекающей с водородной деполяризацией. Следствием этих электрохимических процессов является низкотемпературное наводороживание нефтяного и газового оборудования, описанные Шрейдером A.B. и Шпарбером И.С. [12]. При контакте с водой газообразный сероводород растворяется в ней и диссоциирует, образуя слабокислую среду. Стимулирующую роль сероводорода в процессе наводороживания Smialowski М. и Иофа З.А. объясняют разными гипотезами: электролитической диссоциацией H2S на tf и Н" , что повышает концентрацию водорода и его адгезию на поверхности металла [13, 14]; снижением энергетического барьера диффузии водорода в металл, вызванным ослаблением связи Ме-Надс между атомами металла в поверхностном слое при наличии адсорбированных частиц сероводорода HS", S" [15]; образованием на катодных участках отрицательно заряженных коллоидных частиц серы, насыщенной протонами водорода и выполняющих роль "челноков" по внедрению водорода в металл.

Наличие сероводорода и влаги вызывает протекание на поверхности стали в пленочном слое электрохимических процессов, в результате которых образуются продукты коррозии и водород, диффундирующий в объем металла.

Наличие сероводорода и влаги вызывает протекание на поверхности стали в пленочном слое электрохимических процессов, в результате которых образуются продукты коррозии и водород (Рисунок 1.1) [11]. В этом случае коррозия железа в водных растворах сероводорода протекает по суммарному уравнению:

Fe+H2S—>FeS+2H—>FeS+H2 (1.1)

Эта реакция протекает в три этапа:

1) ионизация сероводорода в водном растворе с образованием ионов водорода

Н28 (1.2)

2) ионизация железа и переход ионов в водный раствор (анодная реакция)

ре—>Ре+2+2е"; (1.3)

3) разряд ионов водорода с образованием атомарного водорода (катодная реакция) [13]:

Н++е"—>Н, 02+4Н++4е" —>Н20 (1.4)

Согласно механизму, предложенному З.А. Иофа, сероводород ускоряет реакцию ионизации железа по схеме [15, 16]:

Ре+Н28+Н20—>Ре(Н8")адС+НзО+, Ре(Ш")аДс—>(РеН8)++2е~,

(РеШУ+НзСГ—¡>Ре+2+Н28+Н20.

(1.5)

(1.6) (1.7)

пН*

Полость

Рисунок 1.1 - Схематическое изображение взаимодействия коррозионной среды с поверхностью металла [11].

Образующийся на поверхности металла слой хемосорбированных ионов гидросульфида Н8" существенно ослабляет металлическую связь кристаллической решетки железа вследствие большего сродства атомов железа с серой, что облегчает ионизацию железа. К этому же приводит снижение

приэлектродной концентрации ионов железа Бе+ в результате взаимодействия их с ионами гидросульфида Н8" по реакции:

Ре2++ГО"—>Те8+Н+. (1.8)

При этом происходит сдвиг электродного потенциала железа в отрицательную сторону, что ведет к увеличению скорости электрохимического разрушения.

Сероводород непосредственно в катодном процессе не потребляется, но стимулирует протекание электрохимических реакций, адсорбируясь и образуя поверхностные соединения типа Ме(Н8~)адс и Ме(Н8)адС, которые принимают участие в элементарных актах катодного и анодного процессов, ускоряя последние [16]. Эффективность его стимулирующего действия зависит от природы стали. Катодная реакция в процессе электрохимической коррозии протекает по следующей кинетической схеме:

Ре+Ш^Ре^адс; ' (1.9)

Ре(Н8)адс+Н30+^Ре(Н-8-Н)адс+Н20; (1.10)

Ре^-З-Ни+е^Ре^ЗОадс+Надс (1.11)

Последняя стадия, будучи наиболее медленной, определяет общую скорость катодного процесса. Роль сероводорода (НБ", 8" ) заключается в переводе торможения процесса электрохимического выделения водорода со стадии разряда, когда наводороживание невозможно, на стадию молизации, когда создается возможность абсорбции водорода [11,12]. Восстановленные атомы водорода частично рекомбинируют, а частично диффундируют в металл. Согласно существующим представлениям сероводород тормозит реакцию рекомбинации атомов водорода, повышая их поверхностную концентрацию на стали и способствуя проникновению в объем металла; эти процессы вызывают водородную хрупкость и способствуют коррозионно-механическому разрушению металла.

Таким образом, реагируя с поверхностью металла сероводород вызывает его наводороживание. Атомарный водород диффундирует с поверхности металла в его объем. Под его воздействием происходит деградация свойств стали: ее механические свойства изменяются.

Согласно стандарту Национальной ассоциации коррозионной техники (NACE) MR-0175/ISC) 15156-2:2003 [17], природный сернистый газ, содержащий Н2 с парциальным давлением более 0,35 кПа, вызывает сульфидное коррозионное растрескивание. Коррозионное растрескивание наблюдается только во влажном сероводороде [9]. Явление растрескивания стали, вызываемого сероводородом, может иметь два проявления [8, 11]: а) водородное растрескивание (блистеринг), обозначаемое в технической литературе как HIC; б) сульфидное коррозионное растрескивание под напряжением, обозначаемое аббревиатурой SSCC (СКРН).

Водородное охрупчивание является сложным явлением, проявляющимся в самых различных условиях. Наиболее полно классификация видов водородного охрупчивания (ВО) представлена Герцога Э. и Антропова Л.И., в работах [18, 19], согласно которой предлагается различать два рода и восемь видов водородной хрупкости по источникам, вызывающим ее. Такой подход позволяет связать все эти виды ВО с условиями их развития и учесть особенности видов ВО, рассмотренных в различных исследованиях.

Механизм ВО является функцией многих параметров, среди которых главными являются структура и химический состав стали, скорость деформации, вид напряженного состояния, температура, количество и распределение примесей и неметаллических включений, наличие внутренних напряжений.

Увеличение агрессивности технологических сред и разработка новых месторождений нефти и газа с высоким содержанием сероводорода приводит к тому, что одной из основных причин снижения долговечности оборудования стало сероводородное коррозионное растрескивание - наиболее опасный вид разрушения. При одновременном воздействии на стали агрессивной среды и

растягивающих нагрузок проявляется локальное самопроизвольное разрушение материалов - сульфидное растрескивание.

Важной характеристикой стойкости металла к сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением является значение коэффициента интенсивности напряжений в вершине коррозионной трещины Kissc, ниже величины которого не происходит докритический рост трещин в среде сероводорода. В 1990 г. методика определения KIssc на ДКБ-образцах вошла в стандарт NACE ТМ-0177 [20]. Большой цикл работ по развитию методики определения KIssc для низколегированных сталей, по изучению влияния микроструктуры и неметаллических включений на величину Klssc, а также исследованию закономерностей накопления повреждаемости трубных сталей в коррозионноактивных средах был выполнен Астафьевым В.И., Ботвиной JI.P., Тетюевой Т.В. [1, 2, 4, 21 - 32].

Таким образом, реагируя с поверхностью металла сероводород вызывает его наводороживание. Атомарный водород диффундирует с поверхности металла в его объем. Под его воздействием происходит деградация свойств стали: ее механические свойства изменяются.

Кроме того, в работе [33] обнаружено, что в процессе взаимодействия с сероводородсодержащей средой потеря веса в результате образования сульфидов железа, отнесенная к площади образца, связана со временем выдержки в среде степенным соотношением вида: (a\v/a)~tn. Концентрация водорода линейно

связана со скоростью потери веса сн ~ íd(AW/A)"| .

I * J

В работе J. Hirth [34] приводится обзор моделей взаимодействия водорода с железом и сталью. Водород практически не влияет на механические свойства высокопрочных сталей (<тт < 700 МПа). Влияние водорода на механические свойства менее прочных сталей неоднозначно. Предел текучести и предел прочности сталей при наводороживании может, как увеличиваться, так и уменьшаться в зависимости от условий наводороживания. Возможно как упрочнение, так и пластификация стали. Пластификация может быть связана с

увеличенной подвижностью винтовых дислокаций при одновременном увеличении плотности дислокаций. Упрочнение может быть связано с взаимодействием дислокаций и повышением их плотности.

В работе Lee T. D. [35] при испытании на трехточечный изгиб образцов из сфериодизированной стали с U-образным надрезом наблюдали уменьшение деформации необходимой на зарождение трещины после наводороживания.

В работе Lin J. К. [36] исследовали воздействие водорода на начало локализации сдвига в различных сфериодизированных углеродистых сталях. Исследования проводили на образцах на четырехточечный изгиб с U-образным надрезом. Установлено, что при низкой и средней фугативности водорода (~до 100-200 МН/м ),

водород замедляет начало локализации сдвига; при большой фугативности водорода локализация сдвига облегчена. Однако, природа сдвиговых полос в случае воздействия высокофугативного водорода изменяется. Металлографический анализ показал, что низко- и среднефугативный водород не влияет на рост микропор, в то время как высокофугативный водород вызывает рост микропор в недеформированных образцах, и инициирует микротрещины в образцах деформированных до критической величины.

Reddy К. G. [37] исследовал изменение механических свойств мартенситностареющей 18Ni стали при гальваностатическом наводороживании с последующим отжигом. Наводороживание проводили в 5% H2SO4 при плотности тока 10 мА/см . Обнаружили уменьшение предела прочности с 768 до 750 МПа, уменьшение относительного удлинения с 6% до 2% и уменьшение относительное утонение с 55% до 5%. Установлено, что изменение механических свойств связано с концентрацией водорода в стали. Со временем наводороживания концентрация водорода увеличивается до 8 р.р.ш. Последующий отжиг при температурах 373-753 К возвращает уровень прочности стали почти до исходных значений.

J. Sojka и J. Galland [38] наблюдали изменение механических свойств катодно-наводороженных образцов из стали А508.3 с изменением температуры (-

196 +20 иС). Установлено, что предел прочности и предел текучести как наводороженных, так и не наводороженных образцов увеличивается с уменьшением температуры. При этом значения предела прочности и предела текучести наводороженных и не наводороженных образцов почти не отличаются. При температурах из диапазона -100 +20°С относительное сужение наводороженных образцов заметно меньше, чем у не наводороженных, что свидетельствует об уменьшении пластичности под воздействием водорода. При температуре -196°С относительное сужение наводороженных и не наводороженных образцов почти одинаково. Это можно объяснить пониженной диффузионной активностью водорода при низкой температуре.

В работе [39] эластичность и ломкость стали A350LF2 под воздействием раствора H2S была изучена Shuqi Zheng с помощью коррозии и испытаний на растяжение. Результаты показали, что относительная прочность на растяжение и потеря пластичности увеличиваются при увеличении концентрации водорода. От растяжения сильнее разрушаются стали с большим количеством больших по размеру включений. При понижении концентрации водорода понизилась относительная прочность на растяжение и потеря пластичности. Фрактографические исследования образцов после коррозионных испытаний показала наличие смешанных эластично-ломких трещин. Зона с эффектом квазирасслоения больше в случае повышенной концентрации водорода.

Таким образом, влияние водорода на механические свойства стали неоднозначно. Сталь может, как пластифицироваться, так и охрупчиваться. Различными авторами был разработан широкий круг моделей, объясняющих ту или иную форму взаимодействия водорода со сталью.

В [34] приводится следующая классификация моделей взаимодействия стали с водородом:

- модели, описывающие адсорбцию, абсорбцию и диффузию водорода, как процессы контролирующие рост трещин.

- модели внутреннего давления, предполагающие, что для образования внутренних трещин и микропустот необходимо накопление в них водорода под большим давлением. Этот механизм предполагает перенасыщение внутренних пор газообразным водородом, которое может быть вызвано либо высокой фугативностью водорода на поверхности, либо транспортом водорода дислокациями.

- модели водородной пластификации, в соответствии с которыми водород увеличивает подвижность дислокаций, интенсифицирует зарождение дислокаций на поверхности и создает пластическую нестабильность.

- модели, связанные с изменением поверхностной энергии под воздействием водорода, предполагающие уменьшение энергии, необходимой для образования новых свободных поверхностей. По аналогии с развитием трещины Гриффитса, развитие трещин под воздействием водорода будет облегчено.

- модели, подразумевающие образование в стали гидридов.

- модели, предполагающие уменьшение когезивной силы под воздействием водорода.

Использование одного простого механизма не достаточно для описания всех видов воздействия водорода на металл. Для описания процесса необходимо использовать комплексный подход, включающий в себя вклад различных конкурирующих механизмов воздействия [34].

Рассмотрим описанные выше модели более подробно.

В работе Chen S. [40] исследовали низкоуглеродистые стали ANSI 304 (Fel8Cr9Ni) и ANSI 305 (Fel8Cr2Ni). Наводороживание проводили в 1N H2S04+0.25 г/л NaAs02, при плотности тока J= 1,10,100 мА/см в течение 5 минут -32 часа, при комнатной температуре. Наблюдали образование гидридов (ГП с в ANSI 305 и ГЦК у* в ANSI 304). При комнатной температуре гидриды не стабильны и распадаются.

Водород может вызвать мартенситное преобразование. В работе [41] исследовано катодное наводороживание при плотности тока 2200 А/м2 1.95 масс. % С аустенита. Проведено сравнение с тем же сплавом, закаленным при 18 К. Обнаружено наведенное водородом превращение аустенита в мартенсит. Мартенситное превращение под воздействием водорода наблюдали также в стали 304 при катодном наводороживании [42]

В работах Chen X., Nair S. V. и Hong-Zhi D. [43 - 45] предложены кинетические модели замедленного разрушения под воздействием водорода, основанные на представлениях о повышении давления в местах скопления водорода и на пластификации металла под действием водорода.

По данным [46] в предварительно наводороженных образцах из стали типа AISI 1520, испытанных на четырехточечный изгиб, влияние водорода выражалось как в развитии пластической нестабильности вдоль характерных полос скольжения, так и в неких контролируемых деформацией локальных процессах у вершины трещины.

Jani S. [47] методом просвечивающей электронной микроскопии установлено, что в монокристалле аустенитной нержавеющей стали 304 при температуре 155 °С водород понижает энергию образования дефекта упаковки на расстоянии нескольких микрон от вершины трещины. На основании этого предложена модель внутризеренного разрушения этих сталей в условиях коррозии под напряжением.

В области, расположенной непосредственно у вершины трещины, локальные трехосные напряжения расширяют решетку. Водород диффундирует в область максимальных трехосных напряжений, что создает область насыщенную водородом. Водород уменьшает энергию образования дефекта упаковки, ограничивая поперечное скольжение. Продольное скольжение в пересекающихся плоскостях {111} формирует барьер Ломера-Коттрелла, который неподвижен и расположен в плоскости {100}. Неподвижный барьер Ломера-Коттрелла препятствует скольжению дислокаций в двух изначальных плоскостях

скольжения. У барьера будет образовываться дислокационное скопление, что приведет к локальному поднятию напряжений. Эти напряжения будут направлены перпендикулярно плоскости (100) и при достижении критической величины, определяемой критерием Гриффица, по плоскости (001) перед вершиной трещины произойдет скол. Образовавшаяся трещина соединится с главной трещиной. После продвижения вершина трещины затупится в результате пластической деформации, и трещина затормозится. Затем произойдет та же последовательность событий.

ВеасЬеш С. Б. [48] предложил модель водородного растрескивания предполагающая, что наличие достаточной концентрации водорода в решетке у вершины трещины способствует тому деформационному процессу, которому более подвержена структура. Это может быть межзеренное, квазискольное или вязкое ямочное разрушение. Тот или иной механизм будет проявляться в зависимости от микроструктуры, интенсивности напряжений у вершины трещины и концентрации водорода. Определяющим взаимодействием водорода со сталью будет облегчение движения и/или зарождения дислокаций.

В [49] предложена модель К1§сс> предполагающая, что процесс водородного разрушения происходит при достижении критической концентрации.

Следует отметить, что восходящая диффузия водорода в область максимальных растягивающих напряжений в вершине трещины или удержание водорода ловушками, например, такими как неметаллические включения, подразумевается большинством из описанных выше моделей взаимодействия водорода со сталью.

1.1.2. Влияние химического состава на прочность и коррозионную стойкость сталей в сероводородсодержащих средах

В настоящее время многие исследователи считают, что химический состав в меньшей степени, чем структура, влияет на стойкость сталей к растрескиванию в сероводородсодержащих средах. Однако химический состав может влиять

напрямую на коррозионную стойкость или косвенно - через структуру и прочность. В связи с этим Э.М. Гутман считает, что изменение схемы легирования может оказаться более технологичным способом воздействия на структуру стали, чем термообработка [50].

К настоящему времени в литературе хорошо разработаны вопросы влияния основных примесей и легирующих элементов стали; вопросы комплексного легирования и микролегирования изучены в меньшей степени.

Сера, фосфор, олово и сурьма, а также соединения этих элементов затрудняют рекомбинацию атомов водорода, т.е. являются стимуляторами наводороживания. Эти же элементы вызывают отпускную хрупкость стали.

Повышенное содержание серы опасно главным образом из-за образования сульфидов, являющихся коллекторами молизующегося водорода.

Указанные элементы (особенно фосфор) усиленно сегрегируют на границах зерен, охрупчивая металл. Сегрегации 8 и Р на границах зерен могут способствовать диффузии водорода вглубь металла.

Таким образом, в стали, стойкой против водородного охрупчивания, содержание данных элементов должно быть минимальным (не более 0,015% Р, 0,01% 8, 0,01% 8Ь, 0,01% вп).

Сегрегация азота, не связанного в нитриды и карбонитриды, приводит к снижению взаимной адгезии зерен и, следовательно, к охрупчиванию металла. Определяющее значение имеет тип образующихся в стали нитридов.

Углерод является основным элементом в стали. Повышение его концентрации от 0,04 до 0,45% в сталях, термообработанных на одинаковый предел текучести, снижает коррозионную стойкость почти в 2 раза; впрочем, такой подход критикуется. При повышении содержания С до 0,9% увеличивается количество поглощенного водорода; в связи с этой зависимостью допускается возможность взаимодействия водорода с некоторыми атомами углерода в твердом растворе. Хотя авторы обзорных работ подчеркивают недостаточную изученность влияния С, в целом при водородном охрупчивании углерод

характеризуется как вредная примесь. Рекомендуется ограничивать его содержание концентрацией 0,25%.

Традиционное присутствие в трубных сталях марганца связано с его положительным влиянием на механические характеристики стали, прежде всего, на температуру вязко-хрупкого перехода. Влияние Мп на стойкость сталей в Н28-содержащих средах оценивается неоднозначно (Рисунок 1.2).

По-видимому, влияние Мп связано с образованием включений Мп8 [35]. Так, наблюдалось увеличение скорости роста трещин в трубных сталях АР1 Х52, Х60, Х70 (типа 08ХГН), легированных марганцем. В то же время Мп положительно влиял на стойкость сталей АР1 Х52, Х65 с низким содержанием серы и добавками РЗМ и кальция.

Большие концентрации Мп (более 2%) нежелательны из-за появления в стали бейнитной составляющей. Отмечается, что вредное влияние Мп зависит от содержания углерода в стали (безопасная концентрация Мп снижается при повышении концентрации С).

Таким образом, присутствие марганца в сталях, предназначенных для эксплуатации в Н28-средах, как правило, нежелательно. Следует использовать стали с содержанием Мп не более 1,5%.

Влияние марганца и хрома сказывается на физико-химические процессы, протекающие на границе сталь - среда. Обнаружено повышение концентрации этих элементов в продуктах сульфидной коррозии, что обусловило их ускоряющие (марганец) и тормозящие (хром) влияние на продолжительность выявленных стадий развития коррозии. Легирование стали хромом (до 1%) способствует образованию хромсодержащих оксидов, прочно связанных с металлом и обладающих повышенным защитным эффектом. В сталях содержащих марганец более 1%, установлено образование наряду с сульфидами железа сульфидов марганца. Существенное различие размеров кристаллической решетки сульфидов ускоряет разрыхление, отслаивание продуктов коррозии и наводороживание металла.

0,2 0,3 0,4

■>0,1

0,5

0,5 Си

«7

У

МП,%

¿7,5 МО

X

Си •%

Заключение диссертации по теме «Материаловедение (по отраслям)», Князькин, Сергей Александрович

Выводы

1. Микролегирование стали ванадием и ниобием повысило дисперсность карбидной фазы и соответственно стойкость к СКРН и ударную вязкость.

2. Термическая обработка (нормализация + отпуск при 730°С) обеспечила стали 15Х5МФБЧ механические свойства на уровне групп прочности К, Е (ГОСТ 633-80) и L80 (API 5ct) в сочетании с высокими показателями стойкости к СКРН (Kissc = 31 МПам172 и аЛ= 80 % а0,2).

3. В опытной подвеске насосно-компрессорных труб (НКТ) из стали 15Х5МФБЧ после 540 и 855 суток эксплуатации в нефтяной скважине с высоким содержанием углекислого газа в транспортируемой среде не обнаружено проявления язвенной коррозии. Подвеска из стали 35Г2С вышла из строя после 129 суток эксплуатации из-за сквозной язвенной коррозии. Средняя наработка НКТ из сталей типа 35Г2С и 30ХМА не превышает 230 суток.

4. В условиях углекислотной коррозии сталь 15Х5МФБЧ покрывается плотным защитным слоем продуктов коррозии, обогащенных хромом и молибденом. В условиях эксплуатации (С02=350мг/л) язвенная коррозия не проявилась. Скорость общей коррозии 0,25 мг/л.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. Используемые в настоящее время для производства НКТ марганцовистые и хромомолибденовые стали не обладают достаточной стойкостью к язвенной углекислотной коррозии, что проявляется в характере разрушения и низком сроке эксплуатации лифтовых колонн.

2. Установлено, что механизм развития процесса сульфидного коррозионного растрескивания под напряжением стали 35Г2С в лабораторных и реальных условиях эксплуатации имеет идентичный характер: преимущественное накопление водородной повреждаемости у удлиненных сульфидных включений, молизация водорода на границе «сульфид-матрица» и образование хрупких зон (преимущественно у вершин сульфидов), объединение охрупченных зон и образование микротрещин, а затем и макротрещин ЭОШС.

3. Сталь ЗОХМА, после закалки и отпуска с округлыми неметаллическими включениями, считающаяся стойкой к растрескиванию в сульфидсодержащей среде, также подвержена изменению прочностных и вязко-пластических свойств при выдержке под нагрузкой в сероводородсодержащей среде.

4. Показано, что повышение содержания хрома до 5% и дополнительное легирование стали ванадием, ниобием и модифицирование редкоземельными металлами обеспечивает, как высокую коррозионную стойкость к сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением и углекислотной коррозии, так и повышение механических свойств.

5. Предложенные режимы термической обработки НКТ из стали 15Х5МФБЧ (нормализация 900°С + отпуск 730°С), обеспечивают сочетание высоких механических свойств и коррозионной стойкости к растрескиванию в сульфидсодержащей среде и углекислотной коррозии. При этом достигнуты показатели (ств=720МПа, а0,2=625МПа, 55=20,5%, КСУ=245Дж/м2, К,58С=31,5

1 /2

МПа м , <7^=0,8(50,2), значительно превышающие аналогичные показатели для НКТ из сталей 35Г2С и ЗОХМА.

6. Промысловые испытания НКТ из разработанной стали 15Х5МФБЧ в нефтяной скважине с высоким содержанием углекислого газа (350 мг/л) в транспортируемой среде в течение 540 суток не выявили развития язвенной углекислотной коррозии. Наработка опытных НКТ превысила среднюю наработку НКТ из широко применяемых марок сталей системы легирования Ре-Мп-81 (35Г2С) и Бе-Сг-Мо (30ХМА) в 3,5 раза.

7. Скорость язвенной углекислотной коррозии, являющейся основной причиной разрушения НКТ в С02-содержащих средах, у предлагаемой стали 15Х5МФБЧ в 10 и более раз меньше, чем у используемых сталей 35Г2С и 30ХМА.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Князькин, Сергей Александрович, 2013 год

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

1. Artamoshkin S.V., Astafiev УЛ. and Tetjueva T.V., Iufluence of microstructure and nonmetallic inclusions on sulfide stress corrosion cracking in low-alloy steels. // Proc., 10th Int.. Congr on Mater. Test. Budapest 199L - Budapest: SSME, 1991, vol. 1, pp. 299-305.

2. Astafiev V.I., Artamoshkin S.V. and Tetjueva T.V. Influence of microstructure and nonmetallic inclusions on sulfide stress corrosion cracking in low-alloy steels // fat. 1. Press. Vessels and Piping, 1993, Vol. 55, N 1, pp. 243-250.

3. Л. P. Ботвина. Кинетика разрушения конструкционных материалов, -М., Наука, 1989г.

4. Л. Р. Ботвина, Т. В. Тетюева, С. А. Крупнин, Закономерность повреждаемости низколегированных сталей в коррозионно-активных сероводородсодержащих средах // Физико-химическая механика материалов, 1990, N 2, с. 27-33.

5. Ботвина Л. Р., Иоффе А. В., Тетюева Т. В., Влияние зоны пластической деформации на фрактальные свойства поверхности излома // МиТОМ,

1997, N7, С. 21-25.

6. Тетюева Т. В., Ботвина Л. Р., Иоффе А. В. Стадийность множественного разрушения низколегированных сталей в среде сероводорода // МиТОМ,

1998, N2, С. 14-22.

7. Василенко И.И., Мелехов Р.К. Коррозионное растрескивание сталей. -К., Наук, думка, 1977.

8. Испытания сталей и сварных соединений в наводороживающих средах. Стеклов О.И, Бодрихин Н.Г., Кушнаренко В.М. и др. -М., Металлургия, 1992.

9. Карпенко Г.В., Василенко И.И. Коррозионное растрескивание сталей. -К., Техшка, 1971.

10. Саакиян Л.С., Ефремов А.П. Защита нефтепромыслового оборудования от коррозии. - М., Недра, 1982.

11. Структура и коррозия металлов и сплавов: Атлас. Справ, изд. /Сокол А.Я., Ульянин Е.А., Фельдгандлер Э.Г. и др. - М., Металлургия, 1989.

12. Шрейдер A.B., Шпарбер И.С., Арчаков Ю.И. Влияние водорода на нефтяное и химическое оборудование. -М., Машиностроение, 1976.

13. Смяловски М. Влияние водорода на свойства железа и его сплавов // Защита металлов, 1967, Т. 3, N3, С. 267-277.

14. Smialowski М., Hydrogen in steel, Oxford, Pergamon Press, 1952.

15. Иофа 3.A., Кам Фан Лыонг. Влияние сероводорода, ингибитора и pH среды на скорость электрохимических реакций и коррозию железа //Защита металлов, 1974, т. 10, N3, С.300-303.

16. Иофа З.А., Кам Фан Лыонг. О механизме ускоряющего действия сероводорода на реакцию разряда ионов водорода на железе //Защита металлов, 1974, т. 10, №1, С. 17-21.

17. Стандарт NACE MR-0175/ISO 15156-2:2003 Металлические материалы с сопротивлением сульфидному растрескиванию под напряжением, предназначенные для нефтепромыслового оборудования.

18. Герцог Э. Сб. "Коррозия металлов". Пер. с франц. - М.: Металлургия, 1964.

19. Антропов Л.И., Панасенко В.Ф. О механизме ингибирующего действия органических веществ в условиях сероводородной коррозии металлов. -

Итоги науки и техники. Сер. "Коррозия и защита от коррозии", М.,ВИНИТИ, 1975, т.4, с.46-96.

20. NACE Standard ТМ-0177. Standard Test Method Laboratory Testing of Metals for Resistance to Sulfide Stress Cracking in H2S Environment. National Association of Corrosion Engineers (NACE), Houston, TX.

21. Astafiev V.I., Emelin V.K. and Tetjueva T.V. Investigation of sulfide stress corrosion cracking in low alloy steels - Fracture Bechavior and Desing of Materials and Structures. Proc. 8th Europ. Conf. on Fract. (ECF8). Torino. 1990 - Warley: EMAS, 1990. V. I. P. 478-485. 2.

22. Артамошкин C.B., Астафьев В.И., Тетюева T.M. Влияние микроструктуры и неметаллических включений на склонность низколегированных сталей к сульфидному разрушению под напряжением // Физико-химическая механика материалов. 1991. Т. 2.7. № 6. С. 60-66.

23. MP. Расчеты и испытания на прочность. Методы механических испытаний материалов. Определение трещиностойкости трубных статей в условиях сульфидного коррозионного растрескивания под напряжением /Астафьев В.И., Полилов А.Н., Тетюева Т.Е., Шмелев П.С.

- М.: Госстандарт, 1993. 36 с.

24. Астафьев В.И., Рагузин Д.Ю., Тетюева Т.В., Шмелев П.С. Оценка склонности сталей к сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением; // Зав. лаборатория., 1994. №1. С. 37-40.

25. Astafiev V.I., Artomoshkin S.V., Tetjueva T.V. Estimation of sulfide stress

cracking resistanse of low alloy steels based on fracture mechanics approach.

th

- Recent Advances in ExpeirimeTrtal Mechanics. Proc. 10 Int. Conf. Lisbon, 1994. - Rotterdam: A.A. Balkema, 1994. V.. 1. P. 861-864.

26. Astafiev V.I., Artamoshkin S.V., Tetjueva N.V. Microstructural, effects on sulfide corrosion cracking in low-alloy tubular steels. - Structural Integrity:

iL

Experiments, Models., Applications. - Proc. 10 Europ. Conf. on Fract. (ECF-10). Berlin. 1994.- Wariey: EMAS, 1994. V. 1. P. 689-694.

27. Astafiev V.I., Kazakov V.A., Tetjueva T.V. Estimation of sulfide stress corrosion cracking of oil country tubular steels based on fracture mechanics approach. - Рос. 8 Simp. Brasileivo Sorbe Tubulacoes e Vasos de Pressao. Gramado (Brazil). 1994. V.I. P. 338-347.

28. Astafiev V..I., Shmelev P.S., Tetjueva T.V. Modified double-cantilever beam test for sulfide stress cracking of tubular steels // Corrosion, 1994. V.50. No. 12. P. 947-952.

29. Astafiev V.I., Kazakov V.A., Tetjueva T.V. Mechanisms ofsulfide stress

th ___

cracking in low-alloy steels. - Abstr. 7 Int. Conf. on Fract. (ICM-7). The

Hague. 1995. P, 711-712.

30. Методы механических испытаний металлов. Определение трещиностойкости трубных сталей в условиях сульфидного коррозионного растрескивания под напряжением / Астафьев В.И., Тетюева Т.В., Полилов А.Н., Шмелев П.С., Казаков В.А. - Самара: изд-во СамГУ, 1995.24с.

31. Рыхлевская М.С. Влияние химического состава и структуры низколегированных трубных сталей на закономерности сульфидной коррозии, диссертация на соискание ученой степени кандидата технических наук, Тольятти 1998.

32. Стеклов О.И. Стойкость материалов и конструкций коррозии под напряжением, Машиностроение, 1990г.

33. Lopez Н. F., Raghunath R., Albarran J. L., Martinez L., Microstructural aspects of sulfide stress cracking in an API X-80 pipeline steel //

Metallurgical and Material Transactions A., 1996, Vol. 27A, N11, pp. 3601 -3611.

34. J. P. Hirth, Effects of hydrogen on the properties of iron and steel // Metallurgical transactions A, 1980, Vol. 11 A, pp. 861-890.

35. Lee T. D., Goldenberg T., Hirth J. P., Effect of hydrogen on fracture of U-notched spicemens of spheriodized AISI 1095 steel // Metallurgical Transactions A, 1979, Vol. 10A,N2, pp. 199-208.

36. Lin J. K., Oriani R. A., The effect of hydrogen on the initiation of shear localization in plain-carbon steels // Acta Metallurgica, 1983, Vol. 31 N7 pp. 1071-1077.

37. Reddy K. G., Arumugam S., Lakshmanan T. S., Hydrogen embrittlement of maraging steel // Journal of material science, 1992, Vol. 27, N19, pp. 5159 -5162.

38. J. Sojka, J. Galland, L. Hyspecka, M. Tvrdy, Effects of internal hydrogen on behavior of A508.3 steel at low temperatures // Mechanisms and Mechanics of Damage and Failure, Proceedings of the 11th Biennial European Conference on Fracture - ECF 11 - ed. J. Petit, 1996, Vol. 2, pp. 1563 -1568.

39. Shuqi Zheng, Yameng Qi, Changfeng Chen, Shengyi Li, Effect of hydrogen and inclusions on the tensile properties and fracture behavior of A350LF2 steels after exposure to wet H2S environments // Corrosion. 2012. Science 60. P. 59-68.

40. Chen S., Gao M., Wei R. P., Hydride formation and decomposition in electrically charged metastable austenitic stainless steel // Metallurgical and Material Transactions A., 1996, Vol. 27A, N1. pp. 29 - 40.

41. Uwakweh O. N. C., Genin J.-M. R., Morphology and aging of the martensite induced by cathodic charging of high-carbon austenitic steels // Metallurgical Transactions A, 1991, Vol. 22A, N9, pp. 1979- 1991.

42. Q. Yang, L.J. Qiao, S. Chiovelli and J.L. Luo, Critical hydrogen charging conditions for martensite transformation and surface cracking in type 304 stainless steel // Scripta Materialia, 1999, V40, N11, pp. 1209-1214.

43. Chen X., Gerberich W. W., The kinetic and micromechanics of hydrogen-assisted cracking in Fe-3 pet Si single crystal // Metallurgical Transactions A, 1991, Vol. 22A, N1, pp.59-71.

44. Nair S. V., Tien J. K., A plastic flow induced fracture theory of KISSc // Metallurgical and Material Transactions A, 1985, Vol. 16A, N12, pp. 23332340.

45. Hong-Zhi D., Xiu-San X., Theory of hydrogen-assisted crack grows // Journal of Material Science, 1992, Vol. 27, N12, pp. 3202-3205.

46. In-Gyu Park, Anthony W. Thompson, Hydrogen-assisted ductile fracture in spheroidized 1520 steel: Part II. Pure Bending // Metallurgical Transactions A, 1991, Vol. 22A, N7, pp. 1615 - 1626.

47. Jani S., Marek M., Hochman R. F., Meletis E. I., A mechanistic study of transgranular stress corrosion of type 304 stainless steel // Metallurgical Transactions A, 1991, Vol. 22A, N6, pp. 1453-1461.

48. Beachem C. D., A new model for hydrogen-assisted cracking (hydrogen "embrittlement") // Metallurgical Transactions, 1972, Vol. 3, N2, pp. 437 -451.

49. Gerberich W. W., Chen Y. T., Hydrogen-controlled cracking - an approach to threshold stress intensity // Metallurgical Transactions A, 1975, Vol. 6A, N2, pp. 271 -278.

50. Защита газопроводов нефтяных промыслов от сероводородной коррозии/ Э.М. Гутман, М.Д. Гетманский, О.В. Клапчук, JI.E. Кригман. - М.: Недра, 1988.

51. Popperling R., Schwen W. Untersuchungen zur H-induzierten Riskorrosion-Teil 2: Vergleichende Untersuchungen zur Wasserstoffpermeation und Spannungsriskorrosion. "Werkst, und Korros.", 1979, 30, N9, S. 612-619.

52. Акользин А. П., Жуков А. П. Кислородная коррозия оборудования химических производств. М.: Химия, 1985г.

53. М. Y. В Zakaria, Davies Т. J., Stack cracking by hydrogen embrittlement in a welded pipeline steel // Journal of material science, 1991, Vol. 26, N8, pp. 2189-2194.

54. Shiaparelli E., Prado S., Tiebas J. J., Garibaldi J., Relation between different inclusion-matrix interfaces in steels and susceptibility to hydrogen embrittlement // Journal of material science, 1992, Vol. 27, N8, pp. 20532060.

55. Иоффе A.B., Выбойщик M.A., Князькин С. А., Зырянов А.О. Коррозионно-механическое разрушение насосно-компрессорных труб при эксплуатации в Н28-содержащих средах // XVIII Международная конференция. Сборник тезисов «Физика прочности и пластичности материалов». - Самара, 2012. - С. 127-128.

56. Иоффе A.B., Тетюева Т.В., Выбойщик М.А., Князькин С.А., Зырянов А.О. Коррозионно-механическое разрушение насосно-компрессорных труб углеродистых и легированных сталей при эксплуатации в средах, содержащих сероводород // Металловедение и термическая обработка металлов. 2012. №10. - С.4-9.

57. A. Ikeda, М. Ueda, S. Mukai С02 Behavior of Carbon and Cr Steels // Advances in C02 Corrosion Vol. 1, p39, NACE, 1984.

58. P.I. Nice, H. Takabe, M. Ueda The development and implementation of a new alloyed steel for oil and gas production wells // CORROSION - 2000 - paper 154.

59. M. Ueda, A. Ikeda Effect of microstructure and Cr content in steel on C02 corrosion // CORROSION 96 - 1996 - paper 13.

60. P.I. Nice, M. Ueda The effect of microstructure and chromium alloying content to the corrosion resistance of low-alloy steel well tubing in seawater injection service // CORROSION 98 - 1998 - paper 3.

61. MB Kermani, J С Gonzales, С Linne, M Dougan, R Cochrane Development of low carbon Cr-Mo steels with exceptional corrosion resistance for oilfield applications // CORROSION 2001 - 2001 - paper 65.

62. K. Nose, H. Asahi, P.I. Nice, J. Martin Corrosion properties of 3% Cr steels in oil and gas environments // CORROSION 2001 - 2001 - paper 82.

63. J. L. Crolet Role of Conductive Corrosion Products on the Protectiveness of Corrosion Layers // CORROSION 96 - 1996 - paper 4.

64. C.F. Chen, M.X. Lu, D.B. Sun, Z.H. Zhang, W. Chang Effect of Chromium on the Pitting Resistance of Oil Tube Steel in a Carbon Dioxide Corrosion System // Corrosion - 2005 - Vol. 61, No 6, pp 594-601.

65. Кузнецов В.П. Механизм углекислотной коррозии газопромыслового оборудования. // РНТС «Коррозия и защита в нефтегазовой промышленности». 1976. №11. С.6-10 (ВНИИОЭНГ)

66. Дорофеев А.Г., Лившиц JI.C., Медведева M.JI. Обработка стали для защиты от сульфидного растрескивания // РНТС «Коррозия и защита в нефтегазовой промышленности». 1977. №10. С.25-26 (ВНИИОЭНГ).

67. Yamakawa Kohji, Maeta Hiroshi, Hydrogen migration in cold worked Pd around 50K // Scr. met. et mater., 1995, Vol. 32, N7, pp. 967 - 970.

68. Yucheng Zhang, Xiaolu Pang, Shaopeng Qu, Xin Li, Kewei Gao, Discussion of the C02 corrosion mechanism between low partial pressure and supercritical condition // Corrosion Science, 2012, Vol. 59, pp. 186-197.

69. Grobner P.J., Sponseller D.L., Cias W.W. Development of higher strength H2S-resistant steels for oil field applications // Mater. Perform. 1975. V.14. No.6. P.35-43.

70. Гоник А.А. Коррозия нефтепромыслового оборудования и меры ее предупреждения. Изд. 2-е, перераб. и доп. М., "Недра", 1976.

71. Мао X., Liu X., Revie R.W. Pitting corrosion of pipeline steel in dilute bicarbonate solution with chloride ions // Corrosion. 1994. V.50. No.9. P.651-657.

72. M.B. Kermani, A. Morshed Carbon Dioxide Corrosion in Oil and Gas Production—A Compendium // Corrosion - 2003 - Vol. 59, No. 8, pp 659-683.

73. F. Farelas, M. Galicia, B. Brown, S. Nesic, H. Castaneda, Evolution of dissolution processes at the interface of carbon steel corroding in a C02 environment studied by EIS // Corrosion. 2010. Science 59. P. 509-517.

74. D.A. Lopez, T. Perez, S.N. Simison The influence of microstructure and chemical composition of carbon and low alloy steels in C02 corrosion. A state-of-the-art appraisal // Materials and Design - 2003 - Vol. 24, pp 561575.

75. R. Nyborg, A. Dugstad Mesa corrosion attack in carbon steel and 0.5 % chromium steel // CORROSION98 - 1998 - paper 29.

76. A. Dugstad Mechanism of protective film formation during C02 corrosion of carbon steel // Corrosion98 - 1998 - paper 31.

77. А.В.Иоффе, М.А. Выбойщик, Е.А.Трифонова, П.В. Суворов Влияние химического состава и структуры на стойкость нефтепроводных труб к углекислотной коррозии// МиТОМ. 2010. №2 С.9-14.

78. А.В.Иоффе, Т.В.Тетюева, М.А. Выбойщик, Е.А.Трифонова, Е.С. Луценко Насосно-компрессорные трубы высокой коррозионной стойкости // МиТОМ. 2010. №1 С.24-31.

79. Влияние легирования хромом на развитие коррозионно-механического разрушения нефтепроводных труб в месторождениях с высокой агрессивностью транспортируемых сред / Иоффе A.B., Ревякин В.А., Борисенкова Е.А., Князькин С.А. // ВЕКТОР НАУКИ Тольяттинского Государственного Университета, №4(14), 2010. С. 47-49.

80. Особенности коррозионного разрушения нефтегазопроводных труб в условиях эксплуатации Коми и Западной Сибири / Иоффе A.B., Ревякин

B.А., Борисенкова Е.А., Князькин С.А. // ВЕКТОР НАУКИ Тольяттинского Государственного Университета, Тольятти, №4(14), 2010.

C. 50-53.

81. Выбойщик М.А., Иоффе A.B., Князькин С.А. Трифонова Е.А.Формирование карбидной фазы при отпуске хромо-молибденовых сталей // Материалы 51-й международной конференции «Актуальные проблемы прочности». - Харьков, 2011. - С. 374.

82. Иоффе A.B., Выбойщик М.А., Борисенкова Е.А., Князькин С.А.Влияние легирования хромом и молибденом на коррозионную стойкость нефтепромысловых труб // Сборник материалов «Актуальные проблемы прочности», часть 2. - Витебск 2010. - С. 195-197.

83. Иоффе A.B., Выбойщик М.А., Борисенкова Е.А., Князькин С.А. Особенности развития коррозионной повреждаемости нефтепроводных труб при эксплуатации в условиях Западной Сибири // Сборник

материалов «Актуальные проблемы прочности», часть 2. - Витебск 2010. - С.197-199.

84. Иоффе A.B., Выбойщик М.А., Князькин С.А., Зырянов А.О. Коррозионно-механическое разрушение насосно-компрессорных труб при эксплуатации в средах с повышенным содержанием углекислого газа // XVIII Международная конференция. Сборник тезисов «Физика прочности и пластичности материалов». - Самара, 2012. -С. 128-129.

85. Князькин С.А., Иоффе A.B., Выбойщик М.А., Зырянов А.О., Особенности коррозионного разрушения насосно-компрессорных труб при эксплуатации в средах с повышенным содержанием углекислого газа // Металловедение и термическая обработка металлов. 2012. №10. -С.10-14.

86. Иоффе A.B., Тетюева Т.В., Ревякин В.А., Борисенкова Е.А., Князькин С.А., Денисова Т.В., Коррозионно-механическое разрушение трубных сталей в процессе эксплуатации // Металловедение и термическая обработка металлов. 2012. №10. - С.22-28.

87. Shaoqiang Guo, Lining Xu, Lei Zhang, Wei Chang, Minxu Lu, Corrosion of alloy steels containing 2% chromium in C02 environments // Corrosion. 2012. Science 63. P. 246-258.

88. Патент РФ № 2361958 на изобретение "Сталь", публикация от 20.07.2009. Заявка № 2007134119/02, 12.09.2007.

89. Патент РФ на полезную модель № 89162 "Элетросварная коррозионно-стойкая труба для нефтяных скважин", публикация от 27.11.2009.

90. Патент РФ на полезную модель № 95780 "Бесшовная труба для транспортировки нефтепромысловых сред", публикация от 10.07.2010.

91. Chen C.F., Lu M.X., Sun D.B. et al. Effect of Chromium on the Pitting Resistance of Oil Tube Steel in a Carbon Dioxide Corrosion System // Corrosion. V. 61, №6. P. 594-601. 2004.

92. Ueda M., Ikeda A. Sumitomo Metal Ind. Ltd, Effect of Microstructure and Cr Content in Steel on C02 Corrosion // Corrosion. 1996, Paper 96013.

93. Crolet J. L. The electrochemistry of corrosion beneath corrosion deposits // Journal of Materials Science. V. 28, No. 10, P. 2577-2588. 1996.

94. Han J., Brown B. N., Nesic S. Investigation of the Galvanic Mechanism for Localized Carbon Dioxide Corrosion Propagation Using the Artificial Pit Technique // Corrosion. The Journal of Science and Engineering. September 2010. V. 66, No. 9. P. 095003-095003-12.

95. Han J., Yang Y., Nesic S. et al. Roles of passivation and galvanic effects in localized C02 corrosion of mild steel // Corrosion. 2008. Paper № 08332.

96. Mora-Mendoza J.L., Turgoose S. Fe3C influence on the corrosion rate of mild steel in aqueous C02 systems under turbulent flow conditions // Corrosion. 2002. Science 44. P. 1223-1246.

97. L.J. Mu, W.Z. Zhao, Investigation on carbon dioxide corrosion behaviour of HP13CrllO stainless steel in simulated stratum water // Corrosion. 2010. Science 52. P. 82-89.

98. Иоффе A.B., Денисова T.B., Зырянов A.O., Борисенкова Е.А. Князькин С.А. Влияние модифицирования РЗМ на коррозионную стойкость низколегированных сталей, 50 Международный симпозиум // Сборник материалов «Актуальные проблемы прочности», часть 2. - Витебск 2010. -С.201-202.

99. Иоффе А.В., Тетюева Т.В., Выбойщик М.А., Князькин С.А., Трифонова Е.А., Зырянов А.О. Влияние модифицирования, микролегирования и

термической обработки на коррозионну стойкость и механические свойства стали 15Х5М // XVIII Международная конференция. Сборник тезисов «Физика прочности и пластичности материалов». - Самара, 2012. -С.130-131.

100. Иоффе A.B., Выбойщик М.А., Князькин С.А., Зырянов А.О. Разработка стали для изготовления насосно-компрессорных труб высокой работоспособности в коррозионно-активных средах // XVIII Международная конференция. Сборник тезисов «Физика прочности и пластичности материалов». - Самара, 2012. -С. 132.

101. Иоффе A.B., Тетюева Т.В., Выбойщик М.А., Князькин С.А., Трифонова Е.А., Зырянов А.О. Влияние термической обработки на механические и коррозионные свойства стали 15Х5МФБЧ // 53 Международная научная конференция. Сборник материалов «Актуальные проблемы прочности», часть 1 - Витебск 2012. - С.27.

102. Иоффе A.B., Тетюева Т.В., Выбойщик М.А., Князькин С.А., Трифонова Е.А., Зырянов А.О. Влияние термической обработки на механические и коррозионные свойства стали 15Х5МФБЧ // VII Международная конференция. Сборник тезисов «Фазовые превращения и прочность кристаллов», - Черноголовка 2012. - С. 197.

103. Влияние модифицирования, микролегирования и термической обработки на коррозионную стойкость и механические свойства стали 15Х5М / Тетюева Т.В., Иоффе A.B., Выбойщик М.А., Князькин С.А., Трифонова Е.А., Зырянов А.О. // Металловедение и термическая обработка металлов. 2012. №10. - С. 15-22.

104. Yun-Ha Yoo, Yoon-Seok Choi, Jung-Gu Kim, Yong-Soo Park, Effects of Ce, La and Ba addition on the electrochemical behavior of super duplex stainless steels // Corrosion. 2010. Science 52. P. 1123-1129.

105. Иоффе A.B., Тетюева Т.В., Денисова Т.В., Зырянов А.О., Влияние модифицирования редкоземельными металлами на механические и коррозионные свойства низколегированных сталей // Вектор науки ТГУ. 2010. №4. С.41-46.