Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Исследование влияния деформационного старения на коррозионную стойкость трубных сталей 10
1.1 Модели старения трубных сталей 16
1.2 Основные факторы, влияющие на кинетику процесса старения 20
1.3 Влияние старения на эксплуатационные свойства трубных сталей (прочностные свойства, трещиностойкость, сопротивление хрупкому разрушению, коррозионная стойкость, водородное охрупчивание) 30
1.4 Структура и эксплуатационные характеристики трубных сталей .38
Выводы по главе 1 43
Глава 2 Анализ склонности к деформационному старению трубных сталей различной категории прочности 44
2.1 Характеристика исследуемых сталей 44
2.2 Методики исследования 50
2.3 Результаты исследования 51
2.4 Влияние деформационного старения на изменение тонкой структуры сталей 60
Выводы по главе 2 68
Глава 3 Исследование влияния деформационного старения на коррозионную стойкость трубных сталей различной категории прочности и их сварных соединений 69
3.1 Материал и методики исследования 69
3.2 Результаты оценки влияния деформационного старения на коррозионную стойкость стали с различной структурой 77
3.3 Исследование влияния деформационного старения на коррозионную стойкость металла околошовного участка зоны термического влияния в зависимости от его структурно-фазового состава ...88
3.4 Влияние деформационного старения на коррозионную стойкость высокопрочной трубной стали категории прочности К65 108
Выводы по главе 3 110
Глава 4 Исследование влияния деформационного старения на склонность стали к водородному охрупчиванию 111
4.1 Понятие водородного охрупчивания 111
4.2 Исследование влияния деформационного старения на водородное охрупчивание 114
4.3 Методики исследования 115
4.4 Оценка микромеханизма разрушения стали Х80 136
4.5 Практическое использование результатов работы 140
Выводы по главе 4 142
Основные выводы и результаты работы 143
Библиографический список использованной литературы 146
- Основные факторы, влияющие на кинетику процесса старения
- Влияние деформационного старения на изменение тонкой структуры сталей
- Результаты оценки влияния деформационного старения на коррозионную стойкость стали с различной структурой
- Исследование влияния деформационного старения на водородное охрупчивание
Введение к работе
В настоящее время добыча газа в России составляет около 600 млрд. т. С использованием природного газа производится 47-57 % тепловой энергии, 45 % электроэнергии, 49 % проката черного металла, 59 % мартеновской стали, 97 % чугуна, 98 % кирпича и другой промышленной продукции; 13 % газа расходуется на коммунальные нужды. Этот далеко не полный перечень использования газа говорит о зависимости экономики и быта стран СНГ от надежной работы трубопроводного транспорта газа [35].
Для транспортировки газа по территории государств СНГ и Балтии, а также на экспорт в Европу создана единая система газоснабжения (ЕСГ).
Протяженность магистралей ЕСГ достигла 220 тыс. км, в том числе больших диаметров (1020, 1220 и 1420 мм) - 124 тыс. км (56%). Из них протяженность магистралей России составляет 138,5 тыс. км (63 %), Украины — 31 тыс. км (14,1 %), Беларуси — 4,7 тыс. км (2,1 %), других стран СНГ -20,8 % [35].
Действующая система магистральных подземных газопроводов состоит из следующих конструктивных элементов: более чем 20 млн. труб, 20 млн. сварочных соединений, 690 млн. кв. м изоляционных покрытий, более 18 тыс:.. установок электрохимической защиты, 220 тыс. км траншей, 220 тыс. км грунтовой засыпки, десятки тысяч балластировочных устройств.
Число переходов через автодороги составляет 2426, из них 1195 в России; через железные дороги — 2472, из них 1489 в России; подводных переходов — 1339 (ниток 2593), из них 1066 (ниток 2004) в России.
Основная часть магистральных трубопроводов России эксплуатируется более 30 лет. В течение столь длительного времени в трубах под воздействием напряжений, коррозионной среды и водорода происходят процессы, приводящие к изменению физико-механических свойств металла. При анализе состояния, оценке остаточного ресурса и планировании капитального ремонта трубопроводов необходимо исходить из реальных свойств металла труб. Преждевременное разрушение трубопроводов
вызывают в основном концентраторы напряжений механического происхождения (царапины, надрезы, конструктивные дефекты и т.п.), а также дефекты, образующиеся в результате контакта металла с коррозионной средой. Длительная эксплуатация приводит к деградации свойств металла труб вследствие изменения его структурного состояния, так что разрушение становится возможным даже при напряжениях, не превышающих максимально допустимые. Ослабление сопротивления разрушению может быть связанно с процессами старения металла, увеличением в нем содержания водорода и внутренних напряжений и с накоплением дефектов типа микротрещин [23, 37, 50, 54, 62, 77].
Таблица 1.1 - Статистика отказов нефтегазовых сооружений
В таблице 1.1 приведена статистика отказов нефтегазовых сооружений (НГС). Как видно, коррозионные повреждения являются основной причиной выхода оборудования из строя.
Потери от коррозии по данным [35] составляют до 12 % национального дохода и 23 % всего проката, производимого в год.
Следует так же обращать внимание на изменение свойств трубных сталей в процессе эксплуатации за счет деформационного старения. Это может оказывать негативное влияние на коррозионную стойкость трубных сталей и их сварных соединений.
6 В работах [93, 94, 95] показано влияние процессов деформационного старения на свойства низколегированных трубных сталей категории прочности до К50 включительно. Установлено, что деформационное старение низколегированных трубных сталей в условиях действия статических нагрузок проявляется не только в повышении прочностных и уменьшении пластических свойств, но и в снижении способности металла сопротивляться накоплению и развитию микроповреждений, определяемых значениями коэффициентов деструкции (А) и добротности (77) материала. При этом чем выше значения А и ниже 7], тем больше склонность металла к повреждаемости. В отличие от основных механических характеристик, значения А и 77 изменяются более интенсивно, что необходимо учитывать при оценке свойств стали. Установлено, что в результате деформационного старения в условиях действия циклических нагрузок происходит снижение значений предела выносливости и уменьшение числа циклов до разрушения. При этом сопротивление металла накоплению локальных повреждений тем интенсивнее, чем выше степень деформации металла при старении. В процессе деформационного старения низколегированных трубных сталей с ферритно-перлитной структурой наблюдается изменение морфологии дислокационной структуры. Вместо отдельных дислокаций и дислокационных петель, имеющих место в структуре до деформационного старения, формируется ячеистая субструктура с неоднородным распределением дислокаций, при котором стенки ячеек, представляющие собой участки с повышенной плотностью дислокаций, разделяют области феррита практически свободные от них. Установлено, что при деформационном старении низколегированных трубных сталей с преимущественно бейнитной структурой существенных изменений дислокационной субструктуры не наблюдается. Как до, так и после деформационного старения в ферритной фазе бейнитной структуры наблюдаются равномерно распределенные дислокации с плотностью 109 см2 и 1010 - 1011 см2 в крупно и мелко-игольчатых кристаллах соответственно.
К настоящему времени достаточно подробно изучена проблема деформационного старения трубопроводных сталей с ферритно-перлитной структурой категории прочности до К50. Вместе с тем,' в отечественной и мировой практике строительства трубопроводов отмечается тенденция замены традиционных трубных сталей на высокопрочные категории прочности К60, К65 и выше. Использование труб из сталей более высокой категории прочности позволит повысить рабочее давление в трубопроводах, без увеличения металлоемкости и удельных затрат на строительство.
На международной конференции «Металл для нефтегазопроводных труб: перспективы сотрудничества и партнёрства», проходящей в Санкт -Петербурге, в докладе [66] были обозначены основные требования к эксплуатационным характеристикам трубопроводов, актуальные для решения множества вопросов нефтегазовой промышленности России:
увеличение рабочего давления в магистральных газопроводах >11,8МПа;
повышение прочности стали для труб в перспективе до XI20;
понижение температуры эксплуатации до -50С;
испытания на ударную вязкость при температурах до -60 С;
повышение вязкопластических свойств и коррозионной стойкости стали;
повышение экологической безопасности.
Для обустройства нефтегазовых месторождений в северных районах России, где имеется повышенное содержание коррозионно-активных компонентов в промысловых средах, требуются трубы, отличающиеся достаточным сопротивлением хрупкому разрушению при отрицательных температурах, а также сероводородному растрескиванию. Для повышения эффективности газовых месторождений требуется переход на транспортировку природного газа под более высокими давлениями. Если использовать для строительства новых высокоэффективных газопроводов традиционные стали категории прочности Х65 — Х70 (что по российским
, 8
нормам соответствует классам прочности К56 — К60), пришлось бы значительно увеличить толщину стенки. Поэтому в настоящее время актуальной становится задача создания труб большого диаметра категории прочности Х80 (К65), применение которых позволит существенно уменьшить металлоёмкость, стоимость сооружения и эксплуатации газопроводов.
Для обеспечения повышенных эксплутационных характеристик труб, работающих в условиях воздействия низких (до -60С) температур и коррозионно—агрессивных промысловых сред ужесточены требования:
по величине ударной вязкости и доле вязкой составляющей в изломе образцов с острым надрезом (KCV_60 с^40 Дж/см ; процент вязкой составляющей в изломе должен быть больше или равен 50%);
по уровню загрязнённости стали неметаллическими включениями (средний/максимальный балл): сульфиды 1,5/2,0; оксиды и силикаты 2,5/3,0;
по содержанию водорода (< 0,0002%);
по содержанию азота (< 0,008%);
по размеру действительного зерна (не крупнее №9);
по ферритно-перлитной полосчатости (не более балла 2);
по стойкости против сульфидного коррозионного растрескивания под напряжением и водородного растрескивания: пороговое напряжение должно быть не менее 70 % минимально гарантированного предела текучести, а значение коэффициентов длины (CLR) и ширины (CTR) водородных трещин не более 6 % и 3 % соответственно [19].
Необходимость улучшения вязкости и свариваемости стали потребовала уменьшения в ней содержания углерода до 0,06 % [11, 67, 71]. Для достижения заданного уровня прочности в сталь вводятся ниобий (до 0,06 %), а также молибден и никель, повышающие устойчивость горячедеформированного аустенита и способствующие формированию в
готовом прокате микроструктуры из смеси полигонального и игольчатого феррита (верхнего бейнита) [89].
Следует отметить, что вопросы деформационного старения этой группы сталей практически не изучены. Также в работах отечественных и зарубежных исследователей не нашло должного отражения изучение влияния деформационного старения на коррозионную стойкость и склонность к водородному охрупчиванию трубных сталей и их сварных соединений. В связи с чем, исследование влияния особенностей деформационного старения высокопрочных трубных сталей и их сварных соединений на коррозионную стойкость является актуальным.
Основные факторы, влияющие на кинетику процесса старения
Известно, что уровень прочности данного металла тем выше, чем больше дислокаций, порожденных при деформировании, задерживается в материале и чем прочнее их блокировка. Существуют следующие способы задержки дислокаций: создание внутренних дислокационных барьеров (границы зерен и субзерен, двойники, границы раздела фаз, лес дислокаций, мелкодисперсные выделения) и блокировка дислокаций; создание внешних дислокационных барьеров (упрочненные поверхности и слои, покрытия и т.п.); повышение сил трения решетки (легирование) [40].
Изменение механических свойств является главным практически важным результатом деформационного старения. В преобладающем числе работ исследования изменения механических характеристик при деформационном старении проводят по результатам испытаний на статическое растяжение (с записью технической и полученной истинной диаграмм растяжения). Это позволяет оценить изменение таких механических характеристик как предел упругости (о"у), физический предел текучести (оЪд), предел прочности (сгв), коэффициент упрочнения и скорость деформационного упрочнения (dc/de). На рисунке 1.1 показана схема изменения показателей старения и кинетика изменения механических свойств при деформационном старении СтЗ.
Анализ данных рисунка 1.1 показывает, что в процессе деформационного старения в первую очередь наблюдается рост площадки текучести (1п.т.), значений пределов упругости и текучести.
Показательно, что 1пт. изменяется почти одновременно с о"0,2, у но значительно раньше достигает предельных значений, не изменяясь в процессе дальнейшего старения. В то же время остальные характеристики, как правило, начинают повышаться после того, как 1 п.т достигнет предельных значений. Неодновременность изменения указанных свойств позволяет связать их с определенной степенью блокировки дислокаций (определенной стадией деформационного старения). Если изменение 1п.т., а0 2, (Ту, может быть связано с дополнительным напряжением, возникающим при «отрыве» дислокаций от блокирующих примесных атомов, то изменение свойств выше площадки текучести требует более сильной блокировки, а именно такой, при которой значительная часть дислокаций, введенных деформацией, вообще не разблокируется при последующем нагружении. Именно эти «неподвижные» дислокации и объясняют рост oti п, аь.
Увеличение do/de вполне согласуется с уменьшением числа дислокаций, принимающих участие в деформации, если значительная часть дислокаций, введенных деформацией, оказывается «неподвижной» вследствие сильной блокировки при старении.
Исследование [6, 7, 82, 108] параметров текучести показало, что начальное повышение а0)2 связано с соответствующим ростом Kd in в уравнении Холла-Петча (формула 1.2), который достигает практически предельных значений при завершении увеличения 1 п.т. где 0о,2 " нижний предел текучести; сг0 - напряжение для поддержания скольжения в действующих плоскостях скольжения внутри зерен (структурных областей), между которыми существует эстафетная передача скольжения; Kd 112 - напряжение для эстафетной передачи скольжения между зернами (структурными областями) размером d.
При этом параметр с0 не изменяется. При неизменном d параметр Kd U2 имеет практически одинаковое значение для широкого класса сталей и обработок [82]. Так как параметр Kd in связан с напряжением эстафетой передачи скольжения от зерна к зерну, то рассмотренное выше означает, что в начальных стадиях деформационного старения более интенсивно блокируются дислокации у границ зерен.
Как показали исследования [35, 36, 107] плотность дислокаций у границ зерен слабо деформированной стали заметно выше. Поэтому именно эти дислокации, очевидно, и поглощают в первую очередь «запасы» С +N. С этим положением согласуется более высокая микротвердость граничных зон ферритных зерен после естественного и искусственного деформационного старения, а также то обстоятельство, что повышение микротвердости центральных зон зерна при искусственном старении (следующим за естественным старением в течение 2 месяцев) более интенсивно, чем изменение микротвердости граничных зон при аналогичной обработке [5].
Значения Kd U2 стабилизируются тогда, когда блокированность приграничных скоплений дислокаций (с учетом их взаимодействия) возрастает настолько, что напряжение их разблокировки становится большим, чем напряжение генерации новых дислокаций на старых (или новых) границах раздела. В этом случае дальнейшее старение не влияет на напряжение генерации новых дислокаций. В данном случае генерация новых дислокаций возможна на старых поверхностях раздела (прежде всего, большеугловых границах зерен), так как в процессе старения происходит «отсос» C+N от них к приграничным скоплениям дислокаций до установления равновесия между сегрегациями на границах и у дислокаций. Тогда состояние границ зерен (и напряжение генерации) не будет заметно изменяться в процессе дальнейшего старения. Генерация дислокаций может происходить и на новых, образованных при деформации, поверхностях раздела типа дислокационных малоугловых границ. Тогда в течение первой стадии старения будет происходить их насыщение C+N. Преимущественная миграция C+N в первой стадии старения к таким границам подтверждается данными работы [103]. Неизменность напряжения генерации в процессе дальнейшего старения объясняется тем, что плотность мест закрепления дислокационных границ и их распределение формируются в основном в течение первой стадии старения, а в дальнейшем изменяется только плотность сегрегации в местах закрепления (напряжение генерации дислокационного источника зависит в основном от расстояния между точками закрепления). Неизменность а0 в течение первой стадии предполагает сравнительно слабую блокировку дислокаций в теле зерна. Одной из причин этого может быть небольшая плотность и, следовательно, небольшое взаимодействие дислокаций, приводящее к получению сравнительно больших расстояний между узлами дислокационной сетки.
Влияние деформационного старения на изменение тонкой структуры сталей
Для оценки изменения в тонкой структуре исследуемых сталей применяли методы рентгенографического анализа[20] и электронно-микроскопических исследований. Были оценены микродеформации решетки образцов металла с различным структурным составом до и после деформационного старения.
Анализ тонкой кристаллической структуры проводили методом аппроксимации [20] в рамках модели мозаичного кристалла, в соответствии с которой кристалл (зерно) разбито на блоки (области когерентного рассеяния) средним размером D, каждый из которых упруго однородно деформирован так, что средняя по кристаллу величина микродеформации равна е.
Блоки в интервале размеров от 0,005 до 0,2 мкм вызывают уширение рентгеновских линий (3 = X sec v /D (X - длины волны излучения), а микродеформации решетки, источником которых могут быть поля смещений дефектов кристаллического строения или химическая неоднородность состава фазы, вызывающая неоднородность периода решетки.
Для изучения тонкой кристаллической структуры обычно измеряют физическое уширение /3, по крайней мере, двух линий. Если их отношение совпадает (с учетом погрешности измерения) с отношением тангенсов углов v максимумов линий, то уширение вызвано микродеформациями, если это отношение равно отношению секансов этих углов, то — малостью блоков. В случае если отношение уширений лежит между отношением тангенсов и секансов, оба параметра субструктуры являются актуальными, и их разделение проводят также методом аппроксимации [20]. Обычно в качестве пары линий выбирают отражения разных порядков от одной совокупности плоскостей, например для феррита 110-220. Однако, в случае ОЦК-фаз возможно использование и пары 110-211 [20]. В этом случае величина микродеформаций та же.
Профили (зависимость интенсивности линии от угла дифракции и) рентгеновских линий 110, 211 и 220 феррита снимали в режиме шагового сканирования на автоматизированном рентгеновском дифрактометре ДРОН-4, используя СоКа-излучение, монохроматизированное отражением от пирографита на диафрагированном пучке. Шаг сканирования и время регистрации в точке выбирали так, чтобы относительная погрешность определения интегрального физического уширения /3, обусловленная статическими ошибками счета, не превышала 0,05 [85].
В связи с тем, что интенсивность линии 211 выше, чем 220, а значит меньше погрешность определения /3, основной расчет вели по паре 110-211. Отметим, что результаты расчетов по паре линий 110-220, практически, не отличаются, но ошибка в величине плотности дислокаций в этом случае выше. Если физический профиль f(20) аппроксимировать функцией вида f(x)=(l+ox2)-2, а профиль линии эталона g(20) - функцией g(x)=(l+7x2)-l, то где В - интегральная ширина линии исследуемого образца, a b -эталона. Эти величины измеряются экспериментально при регистрации соответствующих профилей рентгеновских линий. Дальнейший анализ предполагает сравнение уширения /3 для двух линий. Если отношение /32 / /31 совпадает (с учетом погрешности измерения) с отношением tg#2 / tg#l, то источником физического уширения являются микродеформации решетки, а если с отношением cosfll /cos02, то блоки размером D 50HM. В промежуточном случае возможно выделить методом аппроксимации [20] доли уширения, зависящие от е и D. Если уширение /3 обусловлено микродеформациями, то его величина /3 = 4е tg#. В случае, когда источником микродеформаций являются дислокации плотностью р с вектором Бюргерса Ь, то, как показал М.А. Кривоглаз [59] В формуле (2.5) величина 1 зависит от типа кристаллической решетки, а f — ориентационный множитель, величина которого определяется индексами линии HKL и ориентацией b по отношению к нормали «отражающей» плоскости (hkl). С учетом (2) величина и из формулы (3), зная е, можно рассчитать р. Используя численные значения величин в (3), приведенные в [86], можно получить: В таблице 2.5 приведены результаты определения параметров субструктуры исследованных образцов. По сравнению отношения физических уширений j3HKL//3110 с отношением тангенсов и секансов углов для соответствующих линий определено, что на уширение в рассматриваемом случае сказываются только микродеформации решетки, т.к. отношения уширения равны или даже превышают отношение тангенсов. Это означает, что основной причиной уширения являются микродеформации решетки, а их источником в исследуемых образцах — дефекты кристаллического строения, к которым относятся дислокации, их скопления и наличие возможной химической неоднородности феррита [86]. Анализ данных таблицы 2.5 показывает, что деформация основного металла до 10 % приводит к росту плотности дислокаций и, как следствие, к увеличению величины микродеформации решетки. В частности, для стали 17ГС в рассматриваемом случае /52ц и /Зцо увеличиваются примерно на 20-30 % соответственно по сравнению с недеформируемым образцом. Величина плотности дислокаций в этом случае составляет 2,34-1011 см"2 против 1,39-109 см" в недеформируемом образце. Для сталей преимущественно с бейнитной структурой микродеформации решетки увеличиваются всего лишь на 5%. Величина плотности дислокаций для стали категории прочности Х80 в этом случае составляет 4,7-10 см" против 0,4-10 см" в недеформированном образце. Из полученных данных видно, что в стали с ферритно-перлитной структурой, после деформационно старения, плотность дислокаций возрастает почти в 200 раз по сравнению с недеформируемым образцом, в свою очередь для сталей с бейнитной структурой этот рост не превышает одного порядка. Последующая выдержка при 250 С приводит к значительному уменьшению величин /5 и величин микродеформации решетки. Эти значения практически совпадают с теми, которые наблюдались в недеформированном состоянии.
Результаты оценки влияния деформационного старения на коррозионную стойкость стали с различной структурой
Результаты исследований приведены в таблицах 3.2-3.9 и на рисунках 3.2-3.8. При опускании исследуемых образцов в водную коррозионно-активную среду происходит взаимодействие кислорода с поверхностью металла с образованием кислородных соединений Fe(II). Образуется Fe (II) - первичный продукт коррозии. Если после образования Fe (II) к поверхности металла есть доступ кислорода, то соединения железа (II), взаимодействуя с кислородом, переходят в кислородные соединения Fe (III). В это же время идет образование слоя продуктов коррозии. При нарастании слоя продуктов коррозии доступ кислорода к поверхности металла уменьшается - процесс коррозии замедляется. По достижении слоем продуктов коррозии "критических" размеров, начинается его разрушение. Этот процесс протекает неоднократно. На рисунке 3.2 приведены зависимости содержания железа в среде и на поверхности от времени испытаний. Согласно графику потеря массы интенсивно нарастает. После двух часов потеря массы присутствует, но идет менее интенсивно для обеих состояний стали, что говорит об образовании слоя продуктов коррозии.
По данным о потере массы в процессе коррозионных испытаний (таблицы 3.2-3.8) определили скорости коррозии по формуле 3.2: Если обратить внимание на вторичный продукт коррозии Fe (III) (рисунок 3.5), то можно заметить плавное выделение Fe (III) на поверхности металла как для нормализованной стали, так и для стали контролируемой прокатки. А в среде дело обстоит иначе - идет интенсивное выделение Fe (III) у стали контролируемой прокатки. Начиная примерно с 2 часов испытаний. Это свидетельствует о "рыхлом" слое продуктов коррозии, имеющих слабые адгезионные связи [32]. Если обобщить все зависимости, построенные по данным, полученным в ходе исследований (таблицы 3.4-3.8), то можно заметить, что сталь контролируемой прокатки более подвержена коррозионным повреждениям, потери ее массы превышают потери массы нормализованной стали. Причина этого кроется в исходной структуре и напряженном состоянии. В результате деформационного старения происходит существенное изменение всех механических характеристик стали. Наблюдается эффект упрочнения металла, прослеживаемый по возрастанию значений прочностных характеристик. Повышение предела прочности стали после контролируемой прокатки составило: около 17 %, и предела текучести около 57 %. Для стали в исходном нормализованном состоянии увеличение предела прочности составило 19 %, предела текучести более 76 %. Для обоих исходных состояний стали наблюдается значительное уменьшение характеристик пластичности и охрупчивания металла. Как видно из данных таблицы 3.1, наибольшему упрочнению в рассматриваемом случае, подвергалась сталь в нормализованном состоянии.
Исследование влияния деформационного старения на водородное охрупчивание
Процесс, приводящий к уменьшению вязкости или пластичности металла вследствие присутствия атомарного водорода называется водородным охрупчиванием [57]. Считается, что есть два типа водородного охрупчивания. Первый, известный как внутреннее водородное охрупчивание, встречается, когда водород попадает в расплавленный металл, который становится пересыщенным по водороду сразу после затвердевания. Второй тип, внешнее водородное охрупчивание, возникает в результате абсорбции водорода твёрдым металлом. Это может происходить во время тепловой обработки при высокой температуре и при эксплуатации, в процессе нанесения гальванического покрытия, при контакте с эксплуатационной средой, в результате коррозионных реакций, катодной защиты, при работе в водородной среде при повышенных давлениях.
В отсутствии остаточных напряжений или внешней нагрузки,, внешнее водородное охрупчивание проявляется в различных формах, типа образования вздутий, внутреннего трещинообразования, формирования гидрида и снижения вязкости. При растягивающих напряжениях или интенсивности напряжений, превышающее пороговое значение, атомарный водород взаимодействует с металлом, что стимулирует рост докритической трещины вплоть до разрушения. При активной коррозии, как правило, при наличии ямок или трещины (при анодной поляризации), растрескивание обычно называется трещинообразованием от коррозии под напряжением (SCC), но более правильно называть этот процесс водородным растрескиванием от коррозии под напряжением (HSCC). В общем случае, подходы к изучению развития трещины, в основном, базируются на основе методов механики разрушения и включают в себя установление связи между прилагаемыми к телу нагрузками, свойствами материала и параметрами трещины (геометрии и размеры), соответствующими началу разрушения в смысле разделения тела на части. Вместе с тем, при водородном охрупчивании разрушение материала по механизму развития трещин - заключительный этап, которому предшествует многомасштабное, многостадийное развитие трещины, кинетика которого связана с взаимообусловленным процессом накопления водорода и "разрыхления" с образованием разрывов в субмикро-, микро- и мезообъемах материала в очаге разрушения [57]. По результатам проведённых исследований с использованием тоннельной микроскопии показано [74], что изменение механических свойств металлов под действием водорода связано с зарождением, развитием и накоплением различного рода дефектов структурного строения, способствующих хрупкому разрушению, и проявляющихся в основном на субмикро-, микро- и мезоскопическом структурном уровнях при деформировании металла. Проблема водородного охрупчивания весьма актуальна при проектировании морских трубопроводов так, например, заражение сероводородом Черного моря имеет микробиологическую природу. Его сероводородная зона представляет собой особый пример крупномасштабной саморегулирующейся системы.
Сероводород является продуктом метаболизма сульфатвосстанавливающих бактерий, преобразующих сульфаты при разложении органического вещества [60]. По мнению ряда авторов [66, 91], основной причиной разрушений трубопроводов является наводораживание, охрупчивание и растрескивание металла под напряжением. В целом, исходя из необходимости обеспечения надежности при длительной эксплуатации, очевидно, что важно не столько адекватно воспроизвести сложность предполагаемых условий эксплуатации (что проблематично), сколько определить прогнозный характер поведения материала. Поэтому коррозионные испытания, по сути, учитывая их относительную кратковременность по сравнению со сроками эксплуатации труб, должны быть ускоренными. В качестве одного из наиболее действенных ускоряющих факторов при испытаниях, не изменяющего механизма процесса, можно рассматривать вариацию величины рН коррозионной среды. Поскольку разрушение стали в присутствии сероводорода связано с наводораживанием, воздействие значения рН среды иллюстрируется его влиянием на водородопроницаемость. Единого и достаточно общего механизма водородного охрупчивания сталей в настоящее время нет. Взаимодействие водорода с микроструктурой металла и связь его поведения с видом разрушения представляются весьма многообразными. Как уже отмечено, водород может ослабить силы когезии металлической решетки, это взаимодействие наиболее сильно в области объемных напряжений у вершины трещины. Он способен накапливаться на границах зерен и на границах между матрицей и выделениями, особенно если последние некогерентны. Наличие водорода уменьшает прочность границ, а при большом количестве молизованного водорода по границам раздела образуются и развиваются водородные расслоения. Водород может снижать поверхностную энергию металлов, а также взаимодействовать с дислокациями, способствуя деформации и облегчая разрушение [24].
