Роль технологического и металлургического передела в процессе образования стресс-коррозионных повреждений в трубах из сталей классов прочности х70-х80

УДК 621.644.07:620.194.22

И.Г. Родионова, А.И. Зайцев, К.А. Удод, О.Н. Бакланова

Роль технологического и металлургического передела в процессе образования стресс-коррозионных повреждений в трубах из сталей классов прочности Х70-Х80

КРН (коррозионное растрескивание под напряжением) является одним из опаснейших видов повреждений труб магистральных газопроводов (МГ). Большинство авторов отождествляют явления КРН и стресс-коррозии. Однако более корректно рассматривать КРН как одну из стадий стресс-коррозии. Возникновение КРН определяется сочетанием внешних условий эксплуатации, напряженного состояния, структуры и свойств металла. При стресс-коррозии металл газопроводов неравномерно охрупчивается и растрескивается, в большинстве случаев начиная с наружной поверхности. При достижении определенной глубины трещин происходят разрыв трубы, выброс газа под большим давлением, самовозгорание с высотой пламени до нескольких десятков метров. Фрагменты трубопровода оказываются выброшенными на большие расстояния от места разрушения, выжигается поверхность земли, иногда до 100 м и более от очага разрушения. Таким образом, стресс-коррозия МГ представляет собой большую опасность как для самих трубопроводов, так и для окружающей среды и населения.

Статистический анализ аварийности, а также результатов внутритрубной диагностики трубопроводов позволяет сделать однозначный вывод о влиянии на стресс-коррозию параметров технологического передела, в частности способов формовки и сварки труб - прямошовные трубы с одним сварным швом, двумя сварными швами и спиральношовные трубы. Так, наиболее подвержены КРН двухшовные трубы. Им соответствуют повышенная аварийность трубопроводов и наиболее глубокие дефекты. Трубные стали, из которых изготовлены действующие в настоящее время МГ, условно можно разделить на четыре группы: нормализованные стали типа 17ГС; тер-моулучшенные стали с карбонитридным упрочнением, дополнительно легированные ванадием и азотом (17Г2АФ, 14ГАФ-У, 17Г2СФ); стали контролируемой прокатки с феррито-перлитной структурой классов прочности Х60-Х70; стали контролируемой прокатки с феррито-бейнитной или бейнитной структурой классов прочности Х70-Х80. Практика свидетельствует, что все трубные стали хотя и в разной степени, но подвержены КРН. Это относится к сталям, произведенным в России, Франции, Италии, Японии, Германии и других странах.

В то же время нормируемые сегодня параметры трубных сталей для МГ не позволяют оценить стойкость труб в отношении КРН, а существующие методы оценки сопротивляемости металлов КРН не обладают достаточной достоверностью, так как не учитывают реальных условий эксплуатации МГ. Сказанным определяется актуальность проведения работ, направленных на исследование роли технологического и металлургического передела в процессе образования повреждений КРН на трубах из сталей классов прочности Х70-Х80, которые в настоящее время наиболее востребованы, а также на освоение технологий производства и применения сталей, стойких к стресс-коррозии. Для этого необходимо решить целый ряд задач, включая разработку методики комплексных исследований коррозионно-механических свойств сталей в лабораторных условиях, исследование с помощью разработанной методики роли металлургического и трубного передела, вклада характеристик микроструктуры

Ключевые слова:

магистральные

газопроводы,

коррозионное

растрескивание

под напряжением,

трубная сталь,

металлургический

и трубный передел,

микроструктура,

неметаллические

включения,

методы оценки

стойкости к стресс-

коррозии.

Keywords:

gas mains,

stress corrosion

cracking,

pipe steel,

metallurgical

and pipe

redistribution,

microstructure,

nonmetallic

inclusions,

methods

for estimation

resistance stress-

corrosion.

стали в образование повреждений КРН, разработку требований к сталям повышенной стойкости к КРН и технологии их производства.

Анализ современной научно-технической литературы [1-7], затрагивающей проблему повышения стойкости сталей МГ к КРН, включая существующие представления о механизмах указанных процессов, факторах, влияющих на их развитие, возможностях деградации металла в процессе эксплуатации, особенностях сталей разных поколений и ряд других вопросов, показал, что в общем случае процесс разрушения имеет две стадии:

1) возникновение очагов локальной коррозии на поверхности трубы по классическому электрохимическому механизму;

2) развитие КРН по механизму анодного растворения металла в устье трещины или водородного охрупчивания.

В то же время механизмы протекания указанных процессов недостаточно хорошо изучены, в частности, из-за того, что в настоящее время в эксплуатации находятся трубопроводы из сталей разных поколений, существенно различающихся и химическим составом, и микроструктурой, и загрязненностью неметаллическими включениями разных типов. В ходе экспериментальных исследований установлено

[8-10], что повреждения в разрушенных трубах развивались преимущественно по границам зерен, т. е. имела место так называемая интеркри-сталлитная (ИК) стресс-коррозия. Однако рост доли аварий с преимущественно транскристал-литным (ТК) механизмом разрушения свидетельствует о необходимости более детального исследования данного вида разрушения.

На сегодняшний день нет единой точки зрения на влияние параметров металлургического качества сталей на стойкость труб к стресс-коррозии. Кроме того, используются различные подходы к разработке методов испытаний стали на стойкость к стресс-коррозии. Поэтому первоначально было решено исследовать образцы МГ с известным сроком эксплуатации, предшествовавшей образованию стресс-коррозионных повреждений.

Исследование характера разрушения сталей МГ

В табл. 1-3 приведены основные параметры пяти тестируемых образцов разных МГ. Образцы 1 и 5 изготовлены (см. табл. 3) из сталей типа 10Г2ФБ с более низким содержанием углерода и серы (далее - стали класса 2) по сравнению со сталью образцов 2-4 (далее - стали класса 1). Очевидно, что стали класса 2 были

Таблица 1

Основные технические параметры обследованных трубопроводов с повреждениями КРН

№ образца 0 трубы X толщина стенки, мм Рабочее давление, МПа Тип трубопровода (категория по СНиП) Срок эксплуатации, лет Причина отказа

1 1020X12,9 7,48 Выходной шлейф компрессорной станции (I) 29 Разрыв по причине КРН

2 1220X14,2 5,4 16 Повреждение КРН недопустимой глубины

3 720X8,0 5,4 Линейная часть (III) 26 Разрыв по причине КРН

4 1220X15,2 5,4 Выходной шлейф компрессорной станции (I) 34 Повреждение КРН недопустимой глубины

5 1220X12,0 5,4 Линейная часть (III) 21 Разрыв по причине КРН

Таблица 2

Химический состав сталей исследованных образцов

Содержание элементов, % масс.

C Si Mn P S Cr Ni Cu Al Ti V Nb

1 0,08 0,41 1,5 0,016 0,005 0,015 0,021 0,011 0,027 - 0,074 0,037

2 0,17 0,51 1,55 0,020 0,020 0,053 0,076 0,087 0,020 0,019 - -

3 0,185 0,48 1,31 0,022 0,026 0,13 0,063 0,094 0,023 0,009 - -

4 0,26 0,37 1,36 0,020 0,030 0,14 0,082 0,14 0,005 0,008 - -

5 0,11 0,44 1,53 0,023 0,002 0,033 0,043 0,014 0,038 0,002 0,041 0,027

Таблица 3

Характеристики микроструктуры исследованных образцов и загрязненность неметаллическими включениями:

Ф - феррит; П - перлит; Сц - структурно-свободный цементит

й Я Балл по шкале неметаллических

¡У Л Марка Структура № зерна Балл включений

ю о стали полосчатости сульфиды оксиды оксиды

я пластичные точечные строчечные

1 10Г2ФБ Ф + П 7 и 9 - поверхность; 6 и 9 - центр 2 2 2 3

2 17Г1С Ф + П 8 1 2 3 3

3 17ГС Ф + П 7 3 3 3 3

4 25Г2 Ф + П 7 3 3 3 3

5 10Г2ФБ Ф + Сц + П 7 и 8 - поверхность; 8 - центр 1 - поверхность; 4 - центр 0 1 1

произведены позже с использованием приемов, обеспечивающих десульфурацию жидкой стали при ее ковшовой обработке. Сталь всех образцов имела феррито-перлитную структуру, высокую загрязненность неметаллическими включениями по ГОСТ 1778-70 (кроме образца 5). Сталям образцов 3-5 соответствует высокий балл полосчатости структуры.

Анализ состояния металла образцов 2-4 выявил наличие трещин, располагающихся

перпендикулярно поверхности (рис. 1). Можно сделать вывод о том, что они зарождаются от очагов локальной коррозии на наружной поверхности образца и распространяются преимущественно по границам зерен (стресс-коррозия ИК). В образцах 1 и 5 можно видеть как трещины, распространяющиеся вглубь образца, так и ветвистые трещины, местами распространяющиеся почти параллельно поверхности, причем преимущественно по телу зерна (стресс-коррозия ТК).

Рис. 1. Вид трещин КРН: а - образец 2; б - образец 4; в - образец 1; г - образец 5 № 3 (27) / 2016

Вид излома стали образца 5 (наиболее низкая стойкость к стресс-коррозии среди сталей класса 2) после испытаний на растяжение свидетельствуете том, что, несмотря на вязкий характер разрушения, в изломе присутствуют многочисленные водородные поры (рис. 2, табл. 4). Причем в большинстве наиболее крупных пор можно наблюдать неметаллические включения сложного состава (существенная загрязненность - до 13 включений на 1 мм2 площади микрошлифа), аналогичные коррозионно-активным неметаллическим включениям (КАНВ) [11]. Это доказывает, что КАНВ являются эффективными ловушками водорода, который поступает в сталь в процессе эксплуатации с образованием участков с повышенным содержанием водорода (молекулярного или в виде соединений), что и приводит к снижению коррозионной стойкости, разрушая металл, причем не по границам, а по телу зерна.

Установлено также присутствие незначительного количества КАНВ в образце 1 (до трех включений на 1 мм2 площади микрошлифа). В металле образца 1 (рис. 3, табл. 5) наиболее глубокие трещины расположены вблизи скоплений неметаллических включений, образованных корундом (А1203). Причиной возникновения указанных повреждений является метал-

лургическое качество металла, а именно: присутствие скоплений неметаллических включений, оцененных по ГОСТ 1778 в 3 балла.

Аналогично для выявления основных ловушек водорода изломы стали остальных образцов были также исследованы после испытаний на растяжение. В металле образца 2 (рис. 4, табл. 6) вблизи наиболее глубоких повреждений наблюдаются скопления выделений сульфида марганца. Помимо них выявлено значительное количество участков с большими водородными порами, в которых имеет место повышенное содержание марганца, но отсутствует сера. Это может быть связано с образованием высокотемпературных сегрегаций марганца и кремния по границам зерен с последующим образованием на них сегрегаций фосфора и углерода, приводящим к наводороживанию указанных участков.

Участие водорода в развитии стресс-коррозии. Метод водородной диагностики

Вопрос о роли водорода в развитии процессов стресс-коррозии поднимался достаточно давно [12, 13]. Анализ данных свидетельствует, что эффективными ловушками водорода являются пластичные сульфиды марганца, другие неметаллические включения, в том числе КАНВ,

Рис. 2. Излом стали на образце 5

Таблица 4

Результаты электронно-микроскопического анализа образца 5

Спектр Содержание элементов, % масс.

О Mg А1 Б Са Мп Ее

1 1,41 1,46 0,00 0,00 18,05 3,08 44,92 31,08

2 43,84 1,33 1,58 3,74 5,49 25,93 0,00 18,09

3 0,00 0,00 0,00 0,00 0,63 3,68 13,65 82,03

4 2,35 2,84 1,11 0,00 21,71 3,87 28,03 40,09

Рис. 3. Излом стали образца 1

Таблица 5

Результаты электронно-микроскопического анализа образца 1

Спектр Содержание элементов, % масс.

О Е Ыа А1 Б Са Мп Ее

1 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00 100,00

2 27,43 0,00 0,00 27,21 3,50 0,00 3,91 37,95

3 48,31 1,73 0,00 47,23 0,00 0,00 0,00 2,73

4 0,00 0,00 11,07 9,04 0,00 0,00 0,00 79,88

5 0,00 0,00 0,00 2,26 0,00 1,20 0,00 96,54

1 XI ООО 1тт 1 «О

Рис. 4. Излом стали образца 2

Таблица 6

Результаты электронно-микроскопического анализа образца 2

Спектр Содержание элементов, % масс.

С Б Мп Ее

1 8,48 0,00 29,86 44,43 17,04

2 5,98 0,88 0,00 23,07 70,07

3 4,83 0,33 25,56 53,28 16,00

4 2,88 0,20 13,34 30,45 53,13

5 4,65 0,00 0,60 13,35 81,40

6 5,85 0,00 22,38 37,36 34,40

7 0,00 0,20 0,53 3,65 95,61

8 0,00 0,33 0,30 1,62 97,75

выделения цементита и других карбидов и кар-бонитридов, расположенных как внутри фер-ритных зерен, так и по их границам, а также на границах между ферритными и перлитными участками. При этом речь идет как о карбидных (или цементитных) выделениях, первоначально присутствующих в металле, так и выделениях, образующихся при эксплуатации из-за развития процессов образования сегрегаций по границам зерен. В последнем случае возможно образование карбидной сетки по границам зерен или структурных составляющих. В процессе насыщения стали водородом эти выделения становятся карбогидридными, что приводит к охруп-чиванию стали [6]. Не исключена возможность формирования и карбогидридных наносегре-гаций, которые могут внести существенный вклад в снижение коррозионной стойкости стали с феррито-перлитной структурой.

Еще одна потенциальная причина снижения стойкости к стресс-коррозии у стали с повышенным содержанием марганца (1,3 % и более) и феррито-перлитной структурой - образование сегрегаций марганца (а также кремния, фосфора и углерода) по границам первичных аустенитных зерен с последующим наво-дороживанием указанных областей водородом, поступающим в металл в результате взаимодействия с грунтовым электролитом [14-18]. Можно предположить, что этот механизм не реализуется в стали без перлита (с феррито-бейнитной или бейнитной структурой). В зависимости от элементов структуры стали - вероятных ловушек водорода, он может в разных формах, в том числе атомарной или молекулярной, присутствовать вблизи определенных неметаллических включений в виде соединений различных типов, карбогидридоподобных выделений и сегрегаций.

Известны следующие способы предупреждения насыщения стали водородом:

• ограничение содержание в стали серы (не более 0,003 %);

• ограничение содержания марганца в стали с феррито-перлитной структурой (не более 1,3 %);

• повышение чистоты стали по неметаллическим включениям, в том числе КАНВ;

• формирование стали с однородной феррито-бейнитной или бейнитной микроструктурой.

В рассматриваемых образцах 1-5 формы присутствия водорода определяли методом термокинетического анализа. Сущность метода заключается в нагреве пробы металла в замкнутой вакуумированной реакционной камере, периодическом определении количества выделившегося водорода методом хроматографии (через каждые 50 °С после накопления водорода в процессе медленного программированного нагрева от 50 до 550 °С со скоростью 5 ° С/мин), построении спектров десорбции водорода (зависимость количества выделившегося водорода от температуры при фиксированной скорости нагрева). С помощью данного метода можно определить содержание различных фракций водорода, которые соответствуют разным температурам его выделения из стали.

Термокинетический анализ форм присутствия водорода был проведен в образцах металла, отобранных на удалении от трещин, с определением предварительных критериев стойкости стали к стресс-коррозии, которые различаются для сталей разных поколений (табл. 7). Судя по полученным данным, для возникновения стресс-коррозии сталей класса 1 более опасны процессы образования зерногранич-ных сегрегаций углерода, сопровождающиеся

Таблица 7

Удельный объем водорода, выделившегося из стали при ее нагревании со скоростью

5 °С/мин, и общее удельное содержание водорода в стали (Нобщ), см3 / 100 г стали

Температура нагрева, °С Испытанные образцы

№ 1 № 2 № 3 № 4 № 5

50-200 0 0 0 0 0

250-400 0,014 0,093 0,049 0,01 0,032

450-550 0,792 0,332 0,749 0,483 1,032

Нт/к 0,81 0,43 0,80 0,49 1,06

Нобщ 16 10 4,5 2,5 5

Примечание: Нт/к - термокинетический водород, т.е. суммарное содержание водорода, выделившегося из стали при постепенном нагреве до 550 °С. Нобщ определено методом восстановительного плавления.

карбогидридными выделениями и сегрегация-ми по границам зерен. Среди исследованных сталей класса 1 данный механизм наиболее характерен для образца 2, сталь которого по сравнению с двумя другими образцами отличается наиболее высоким содержанием марганца и наименьшим сроком безаварийной эксплуатации, несмотря на более низкое содержание серы. Такие сегрегации являются устойчивыми и при термокинетическом анализе соответствуют высокотемпературным фракциям водорода или даже общему его содержанию, определенному методом восстановительного плавления. Поэтому для сталей класса 1 срок безаварийной эксплуатации коррелирует с общим содержанием водорода в стали после эксплуатации (рис. 5). Так, трубопровод из стали

Срок эксплуатации, лет

Рис. 5. Зависимость срока эксплуатации

от Нобщ

с минимальным общим содержанием водорода после эксплуатации 2,5 см3 на 100 г (образец 4) не претерпел сквозного стресс-коррозионного повреждения в процессе эксплуатации в течение 34 лет (был отремонтирован по результатам внутритрубной диагностики).

Результаты электронно-микроскопического исследования образца 2 (рис. 6) подтверждают образование цементитных выделений по границам зерен и структурных составляющих, особенно вблизи перлитных колоний, которые могут быть важным источником углерода, участвующего в процессах образования зерногра-ничных сегрегаций. Для таких сталей падение содержания марганца с 1,56 до 1,3-1,4 % привело к существенному снижению общего содержания водорода в стали и обеспечило больший срок эксплуатации.

Для труб из сталей класса 2 (образцы 1 и 2) сроки службы до образования сквозного стресс-коррозионного разрушения составили 29 лет и 21 год соответственно и хорошо коррелируют с объемом термокинетического водорода после наводороживания (0,8 и 1,1 см3 на 100 г стали соответственно) (рис. 7). Для таких сталей ловушками водорода являются неметаллические включения, в первую очередь КАНВ, содержание которых выше в стали образца 5.

Для современных сталей с бейнитной и феррито-бейнитной структурой классов прочности Х70 и Х80 не представляется возможным оценивать прочностные и коррозионные характеристики на образцах разрушенных участков трубопроводов ввиду небольшого срока использования таких сталей. Поэтому для оценки подобных сталей были опробованы другие методы.

Рис. 6. Электронно-микроскопические изображения выделений цементита в образце 2

>- 1,1

о о

1! 1,0

к

По значению данного параметра предложено ранжировать стали по 4 классам стойкости: • класс 0 (сталь не склонна к КРН):

Жтр > 60000;

0,9

0,8

0,7

0,6

0,5

20 25 30 35 40

Срок эксплуатации, лет

Рис. 7. Зависимость срока эксплуатации трубы от объема термокинетического водорода

Исследование современных трубных сталей классов прочности Х70 и Х80

Метод циклических испытаний крупномасштабных образцов фрагментов труб, подробно описанный в работе [19], является наиболее адекватной методикой оценки склонности трубной стали к КРН: морфология трещин, появившихся на поверхности образцов при таких испытаниях, соответствует морфологии трещин, развившихся в реальных условиях эксплуатации (рис. 8, [20]).

В качестве основного критерия оценки используется количество циклов Жтр до появления первой трещины или группы трещин.

класс 1 (низкая склонность к КРН):

55000 < Жтр < 60000;

класс 2 (средняя склонность к КРН):

40000 < Жтр < 55000;

• класс 3 (высокая склонность к КРН): ^тр < 40000.

Для исследования были отобраны 9 вариантов современных сталей классов прочности Х70 и Х80 производства различных заводов. Все стали характеризуются низким содержанием серы, повышенным содержанием марганца, никеля, меди и молибдена, а также присутствием микролегирующих элементов (табл. 8).

Металлографический анализ образцов показал присутствие игольчатого феррита (ИФ) или бейнита (Б) практически во всех образцах. В образцах 1 и 3 присутствовал также полигональный феррит (ПФ) (рис. 9, табл. 9).

Следует отметить повышенную загрязненность КАНВ образцов 1 и 4 (табл. 10). Сопоставление результатов металлографических исследований с результатами циклических испытаний показывает, что основными структурными факторами повышения склонности стали к КРН служат содержание полигонального феррита более 40 % и загрязненность КАНВ более 5 включений на 1 мм2. Такие варианты сталей соответствуют второму-третьему классам склонности к КРН по результатам циклических испытаний. В табл. 10 видна хорошая корреляция между Л^тр и Нт/к, а также максимальной плотностью тока коррозии /макс при испытаниях

' Г "Г.

йВЫШш&'к:

яка: - V*

б

Рис. 8. Коррозионно-механические трещины на поверхности трубной стали:

а - модельный образец после испытаний; б - фрагмент трубы после 26 лет эксплуатации [20]

Таблица 8

Химический состав образцов сталей Х70 и Х80

№ образца Класс стали Содержание элементов, % масс.

С Б1 Мп Р Б Сг N1 Мо Си А1 Т1 V №>

1 Х70 0,064 0,23 1,57 0,009 0,002 0,015 0,20 0,16 0,11 0,035 0,016 0,05 0,047

2 Х80 0,074 0,25 1,83 0,009 0,002 0,018 0,19 0,24 0,23 0,036 0,014 0,02 0,027

3 Х70 0,090 0,26 1,52 0,009 < 0,002 0,036 0,03 0,09 0,11 0,037 0,019 0,06 0,04

4 Х80 0,063 0,22 1,69 0,008 0,002 0,24 0,23 0,22 0,08 0,034 0,017 0,04 0,066

5 Х70 0,065 0,26 1,58 0,008 0,002 0,019 0,17 0,13 0,10 0,038 0,015 0,03 0,045

6 Х80 0,059 0,25 1,53 0,008 < 0,002 0,22 0,20 0,24 0,057 0,041 0,025 0,02 0,055

7 Х70 0,053 0,28 1,17 0,010 < 0,002 0,19 0,36 0,10 0,012 0,026 0,010 0,040 0,047

8 Х80 0,068 0,14 1,78 0,011 0,002 0,028 0,30 0,20 0,31 0,029 0,008 - 0,033

9 Х80 0,053 0,16 1,75 0,007 < 0,002 0,030 0,14 0,23 0,14 0,031 0,013 - 0,034

Рис. 9. Микроструктура исследованных сталей:

а - феррито-бейнитная полосчатость, образец 1; б - большое (40 %) количество полигонального феррита, образец 3

Таблица 9

Характеристика микроструктуры исследованных сталей:

М/А - фаза

№ образца Характер микроструктуры

1 ПФ (20 %) + ИФ

2 ИФ + М/А

3 ПФ (44 %) + ИФ

4 ИФ + М/А

5 ИФ + М/А

6 ИФ + М/А

7 Ф (< 10 %) + ИФ + Б + М/А

8 Ф (< 10 %) + ИФ + Б

9 ИФ + Б + М/А

по электрохимической методике на стойкость к локальной коррозии [11]. Указанный показатель определяется как загрязненностью стали КАНВ, так и другими структурными несовершенствами, в том числе полосчатостью, а также

химическим составом стали. Собственно влияние КАНВ на стойкость к стресс-коррозии может выражаться двояко: как в непосредственном снижении стойкости металла к локальной коррозии, являющейся предтечей развития

Таблица 10

Сводные показатели склонности стали к КРН, рассчитанные по нескольким критериям

№ образца Содержание ПФ, % КАНВ 1, вкл./мм2 КАНВ 2, вкл./мм2 1 , мА/см2 макс Н/к, см3 / 100 г Результаты оценки склонности к КРН при циклических испытаниях

класс склонности

1 20 5,0 1,0 11,7 0,631 52750 2

2 5 1,4 1,3 9,38 0,340 1 1

3 44 0,7 1,5 10,15 0,752 37975 3

4 0 5,2 1,8 10,10 0,712 50000 2

5 0 2,5 0,7 8,58 0,331 57200 1

6 0 2,2 1,6 7,27 0,225 66900 0

7 < 10 1,2 0,5 4,45 0,315 57950 1

8 < 10 3,3 1 2,57 0,290 60500 0

9 0 0,4 0,8 2,46 0,330 57000 1

стресс-коррозионных повреждении, так и в способности содействовать наводороживанию стали, ускоряющему анодное растворение металла в устье трещины. Учитывая хорошую корреляцию показателей Ытр и Нт/к, возможно ввести ранжирование по классам склонности стали к КРН в зависимости от этого параметра.

Между Ытр и /макс также наблюдается некоторая корреляция, однако применять электрохимические методы для определения склонности металла труб МГ к стресс-коррозии можно будет только после их доработки.

Таким образом, полученные результаты однозначно свидетельствуют о влиянии технологического и металлургического передела, характеристик микроструктуры, других параметров металлургического качества сталей на их стойкость к стресс-коррозии. Обобщенный алгоритм освоения производства сталей и труб повышенной стойкости к стресс-коррозии может включать следующие этапы:

1) комплексное исследование трубных сталей для текущего производства МГ, в том числе

определение параметров металлургического качества сталей с параллельными испытаниями на стойкость к стресс-коррозии по методикам циклических испытаний фрагментов труб в коррозионной среде, термокинетического анализа водорода в стали после испытаний, а также электрохимическим методикам оценки стойкости к локальной коррозии;

2) разработку требований к параметрам металлургического качества трубных сталей повышенной сопротивляемости стресс-коррозии и методам их испытаний, в том числе аттестационных;

3) разработку технологии и освоение производства сталей и труб различных классов прочности повышенной стойкости к стресс-коррозии (включая согласование нормативно-технической документации с потребителями металлопродукции).

Описанные в работе методы исследования дают возможность адекватно оценивать кинетику развития стресс-коррозионных повреждений, что позволит более точно определять безаварийный ресурс эксплуатации трубопроводов.

* * *

Список литературы

1. Сунагатов М.Ф. Стресс-коррозия магистральных газопроводов / М.Ф. Сунагатов // Безопасность труда в промышленности. - 2011. - № 9. - С. 52-57.

2. Медведев В.Н. О причинах аварийности труб магистральных газопроводов / В.Н. Медведев, В.В. Кузнецов, В. Д. Шапиро и др. // Сборник трудов научно-практического семинара «Проблемы старения сталей магистральных трубопроводов». - Нижний Новгород: Университетская книга, 2006. - С. 110-121.

3. Мирошниченко Б.И. Закономерности распространения стресс-коррозии

в магистральных трубопроводах / Б.И. Мирошниченко. - Екатеринбург: УрО РАН, 2008. - 167 с.

4. Сергеева Т.К. Состояние проблемы стресс-коррозии в странах СНГ и за рубежом /

Т.К. Сергеева, Е.П. Турковская, Н.П. Михайлов и др. - М.: ИРЦ Газпром, 1997. - 99 с.

5. Отт К.Ф. Стресс-коррозионная повреждаемость газопроводных труб / К.Ф. Отт // Газовая промышленность. - 1993. - № 1. - С. 20-22.

6. Нечаев Ю.С. Физические комплексные проблемы старения, охрупчивания

и разрушения металлических материалов водородной энергетики и магистральных газопроводов / Ю. С. Нечаев // Успехи физических наук. - 2008. - Т. 178. - № 7. -С. 709-726.

7. Нечаев Ю.С. Новые подходы, результаты и методы решения актуальных проблем старения, водородного охрупчивания

и стресс-коррозионного поражения сталей / Ю.С. Нечаев // Материаловедение. - 2009. -№ 3. - С. 50-63.

8. Антонов В.Г. Исследование условий

и причин коррозионного растрескивания труб магистральных газопроводов / В.Г. Антонов,

A.B. Балдин, З.Т. Галиуллин и др. - М.: ВНИИЭгазпром, 1991. - С. 100-105.

9. Болотов А.С. Коррозионное растрескивание на магистральных газопроводах / А.С. Болотов,

B.Н. Розов, К. Коатес и др. // Газовая промышленность. - 1994. - № 6. - С. 12-14.

10. Сергеева Т. К. Стресс-коррозионные разрушения магистральных газопроводов России / Т.К. Сергеева // Безопасность трубопроводов. - 1995. - С. 139-159.

11. Родионова И.Г. Современные подходы к повышению коррозионной стойкости и эксплуатационной надежности сталей для нефтепромысловых трубопроводов / И.Г. Родионова, А.И. Зайцев и др. - М.: Металлургиздат, 2012. - 172 с.

12. Кузюков А.Н. и др. // Водородная экономика и водородная обработка материалов: сб. тр.

V Междунар. конф. / под ред. В.А. Гольцова. -Донецк: ДонНТУ; ДонИФЦ ИАУ, 2007. -С. 734.

13. Филиппов Г.А. Деградационные процессы и их влияние на трещиностойкость трубных сталей после длительной эксплуатации / Г.А. Филиппов, О.В. Ливанова // Сб. тр. Научно-практического семинара «Проблемы старения сталей магистральных трубопроводов». - Нижний Новгород, 2006. -С. 197.

14. Курдюмов Н.В. Отпускная хрупкость конструкционных сталей / Н.В. Курдюмов, Р.О. Энтин. - М.: Металлургиздат, 1945. -134 с.

15. Гудремон Э. Специальные стали. - T. I, II / Э. Гудремон. - М.: Металлургиздат, 19591960. - 1638 с.

16. Woodfine B.C. Temper brittleness: critical review of literature / B.C. Woodfine // Iron and Steel Inst. - 1953. - V. 173. - Р. 229-255.

17. McMahon C.J. Brittle fracture of grain boundaries / C.J. McMahon // Interface Science. -2004. - V. 12. - Р. 141-146.

18. Jin Yu. The effect of composition and carbide precipitation on temper embrittlement

of 2.25 Cr - 1 Mo Steel / Jin Yu, C.J. McMahon // Met. Trans. - 1980. - V. 11a. - Р. 277-300.

19. Ряховских И.В. Совершенствование методов оценки склонности газопроводных сталей к коррозионному растрескиванию под напряжением (стресс-коррозии) /

И.В. Ряховских, Т.С. Есиев, С.А. Кохтев // Физика и химия обработки материалов. -2012. - № 4. - C. 88-93.

20. Ряховских И. В. Комплексная методика исследования коррозионно-механических свойств малоуглеродных низколегированных трубных сталей и оценка их стойкости против коррозионного растрескивания

под напряжением: дис. ... канд. техн. наук / И.В. Ряховских. - М.: НИЯУ МИФИ, 2013. -154 с.