Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Механизмы и кинетика разрушения сварных труб из низколегированных низкоуглеродистых сталей в условиях эксплуатации 7
1.1. Основные причины разрушения нефтепроводных систем 7
1.2. Особенности коррозионно-механического разрушения сварных труб в нефтепромысловых средах 11
1.2.1. Коррозионное разрушение феррито-перлитных сталей в H2S и С02-содержащих средах 11
1.2.2. Влияние водорода на свойства сталей и представления о развитии водородного разрушения 17
1.2.3. Влияние структурного и фазового состояния феррито-перлитных сталей на развитие процессов коррозионного разрушения в H2S и СОг-содержащих средах 23
1.2.4. Влияние примесных и легирующих элементов на поведение сталей в сероводородсодержащих средах 27
1.3. Современные технологии изготовления сварных нефтепромысловых труб 29
1.3.1. Основные способы сварки труб 31
1.3.2. Термическая обработка сварных соединений 37
1.4. Коррозионно-механическое разрушение сварных соединений низкоуглеродистых низколегированных сталей в сероводородсодержащих средах 44
1.5. Экспериментальные методы оценки коррозионной стойкости сварных соединений 50
1.6. Задачи исследований 57
Глава 2. Объекты и методы исследований 58
2.1. Выбор сталей, методов сварки и режимов термообработки 58
2.2. Методы и оборудование для экспериментальных исследований 59
2.2.1 .Анализ микроструктуры и неметаллических включений 61
2.2.2. Оценка механических свойств 62
2.2.3.Оценка чувствительности металла сварных соединений к коррозионно-механическому воздействию 66
2.2.4. Методы коррозионных испытаний 71
2.2.5. Сравнительные испытания на трещиностойкость 72
Глава 3. Сравнительный анализ структуры и свойств сварных соединений труб, полученных ЭДС и ВЧС 79
3.1. Структура сварных соединений 71
3.2. Механические и коррозионные свойства сварных соединений 86
Глава 4. Влияние термической обработки на структуру и свойства сварных соединений, полученных ВЧС 89
4.1. Формирование структуры сварных соединений стали 13ХФА при термической обработке 90
4.2. Механические свойства сварных соединений стали 13ХФА и фрактрография изломов 101
4.3. Зависимость электрохимической активности поверхности металла сварных труб от термического и силового воздействий 107
4.4. Характеристики трещиностойкости основного металла и сварных соединений 112
Глава 5. Обеспечение высокой коррозионной стойкости сварных соединений труб из сталей 1ЗХФА 118
5.1. Сравнительный анализ загрязненности сульфидами марганца основного металла и сварного соединения 121
5.2. Определение структуры зон сварного соединения по термическому циклу сварки 127
5.3 Влияние свариваемого металла и термического цикла сварки на структурные особенности сварного соединения 134
5.4 Требования к структуре и эталоны структуры сварного соединения ВЧС, обеспечивающие высокую хладостойкость и коррозионную стойкость в Н28-содержащей среде 145
Основные выводы по работе 151
Список литературы 153
- Особенности коррозионно-механического разрушения сварных труб в нефтепромысловых средах
- Методы и оборудование для экспериментальных исследований
- Механические свойства сварных соединений стали 13ХФА и фрактрография изломов
- Определение структуры зон сварного соединения по термическому циклу сварки
Введение к работе
Длительность эксплуатации трубопроводов России (средний срок, службы более 12...15 лет), ускоренные темпы развития нефтяной и газовой промышленности предъявляют повышенные требования к качеству, надежности и долговечности нефтегазового оборудования.
Нефть и нефтепродукты современных месторождений характеризуются наличием значительного количества газов (кислорода, углекислого газа, сероводорода) и воды, что осложняет эксплуатацию оборудования процессами химической, электрохимической коррозии и коррозионно-механического разрушения материала промысловых и магистральных труб. Продолжительность работы нефтепроводных коммуникаций ниже нормативных значений и масштабы материальных и экологических потерь вследствие аварий значительны.
Весьма тревожно и состояние существующих магистральных нефтепроводов. Возрастающий объем действующих трубопроводов, отработавших нормативный срок, является одной из главных причин увеличения количества аварий [1].
Сварные трубы нефтяного сортамента успешно конкурируют с цельнотянутыми. Их основные преимущества: низкая себестоимость, размерная стабильность и более высокая коррозионная стойкость основного металла, обусловленная расположением зоны повышенной ликвидации в центре стенки трубы. Однако, неоднородность структуры и свойств, характерные для сварных соединений часто приводят к локализации коррозионного разрушения и определяют продолжительность безаварийной эксплуатации сварных труб.
Повышенная агрессивность сред в нефтяных скважинах и связанные с этим жесткие условия эксплуатации трубопроводов предъявляют основные требования к прочности сварных труб нефтяного сортамента, их хладостоикости и высокой стойкости к воздействию различных агрессивных сред. Наличие сварных соединений в конструкциях, работающих в таких условиях, усложняет решение проблем, связанных с обеспечением
необходимой коррозионной стойкости трубопроводов ввиду отсутствия обоснованных рекомендаций по выбору материалов свариваемых труб, оптимальной технологии сварки, последующей обработки и контроля соединений.
Традиционные стали, применяемые в современных условиях добычи и
транспортировки нефти и газа, практически не позволяют обеспечить
требуемые прочностные и коррозионные характеристики конструкций. Трубная
промышленность начинает широко использовать новые коррозионностойкие
низкоуглеродистые низколегированные стали, полученные контролируемой
прокаткой, с высоким уровнем прочностных и пластических свойств. Однако,
свойства сварных соединений остаются значительно ниже соответствующих
характеристик свариваемого металла. Это требует разработки современной
технологии сварки и последующей обработки труб из малолегированных
сталей повышенной прочности и коррозионной стойкости с целью
формирования сварных соединений близких по эксплуатационным
характеристикам основному металлу.
Целью настоящей работы является повышение механических свойств и коррозионной стойкости сварных соединений труб из низколегированных низкоуглеродистых сталей в нефтепромысловых средах.
Особенности коррозионно-механического разрушения сварных труб в нефтепромысловых средах
Особенности эксплуатации сталей в промысловых средах, содержащих сероводород и углекислый газ, связаны, с развитием процессов химической и электрохимической коррозии под напряжением, коррозионного растрескивания и эрозионного разрушения, вызванных одновременным действием влажного сероводорода и растягивающих напряжений.
Вопросам сероводородной коррозии оборудования для добычи, транспортировки и переработки нефти и газа, посвящен ряд фундаментальных исследований, выполненных сотрудниками Академии нефти и газа им. Губкина, ВНИИГАЗа, ВНИИТнефть, ВНИИНефтемаша, ВНИИНефтехима, ВНИИСТа и некоторых других отраслевых институтов. Работы, выполненные Астафьевым В.И. [7, 8], Ботвиной Л. Р. [9, 10, 11, 12], Василенко И.И. [13], Гоник А.А.[37], Стекловым О.И. [14], Карпенко Г.В. [15], Саакиян Л.С. [16], Тетюевой Т.В. [53], Шрейдером А.В. с сотрудниками [18] 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 эксплутационной надежности оборудования.
Однако четких представлений о механизмах и кинетике развития коррозионного разрушения металлических материалов в сероводородсодержащих средах в настоящее время нет.
Поверхность металла в Н -содержащих средах подвержена действию общей и местной коррозии [17], протекающей с водородной деполяризацией. Следствием этих электрохимических процессов является низкотемпературное наводороживание нефтяного и газового оборудования [18]. При контакте с водой газообразный сероводород растворяется в ней и диссоциирует, образуя слабокислую среду. Стимулирующую роль сероводорода в процессе наводороживания объясняют разными гипотезами: электролитической диссоциацией H2S на КҐ и Н" , что повышает концентрацию водорода и, придавая поверхности металла отрицательный заряд, ускоряет его адсорбцию [19, 20]; 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"" [21]; 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.
На поверхности образуются сульфиды железа различных видов (FeSo, Fe0 875S, Fe9S8), которые формируют поверхностный слой продуктов коррозии. Состав и защитные свойства такого слоя в основном определяются составом среды (рН, концентрация H2S) [13]. Образование сульфидных пленок замедляет процесс коррозии, но не подавляет его полностью. Накопление сульфидов вызывает рост пленки и, соответственно, повышение в ней уровня внутренних напряжений; когда последний достигает критической величины, происходит отделение пленки от поверхности и образуется коррозионная пара FeS (катод) -свежеобразовавшаяся поверхность металла (анод), стимулируя процесс коррозии.
Углеродистые стали в сероводородосодержащих средах подвергаются усиленной общей и местной коррозии [17, 27] и наводороживанию, возможному уже при крайне малых концентрациях HkS [13]. Это может вызвать как образование, и рост в объеме металла внутренних трещин, так и коррозионное растрескивание сталей под напряжением.
Явление коррозионного растрескивания сталей нефтяного- сортамента, вызываемого сероводородом, имеет два проявления-[17]: водородное растрескивание и блистиринг, обозначаемое в технической литературе как ШС; сульфидное коррозионное растрескивание под напряжением (СКРН), обозначаемое как SSCC.
Водородное растрескивание (ВР) проявляется, для сталей малой прочности (ав до 800 МПа) и может протекать даже при отсутствии внешних механических напряжений, например, в сварных соединениях сталей [26]. Оно развивается в следующей последовательности: поступление водорода с поверхности и его диффузия к неметаллическим включениям, внутренним полостям, фазовым и межзеренным границам и другим дефектам кристаллического строения; скопление водорода в локальных местах (более предпочтительны неметаллические включения) и повышение давления водорода; зарождение трещин в местах скопления водорода и распространение трещин.
Среди основных факторов, определяющих ВР, можно выделить структурную неоднородность, макро- и микронесплошности, включения, неравномерность распределения напряжений, границы зерен и субзерен, дислокации и другие дефекты кристаллического строения [22]. Скопление водорода в локальных местах с относительной несплошностью приводит к образованию неустранимой дефектной структуры, которая проявляется как поверхностный блистиринг (вздутие поверхностных слоев со структурным растрескиванием металла) и внутренний блистиринг (протяженное расслоение с водородными трещинами ступенчатого характера) [23-25]. Образовавшиеся внутренние трещины имеют довольно значительные размеры и, как правило, располагаются параллельно направлению прокатки. ВР стальных труб часто наблюдается в различных зонах сварных соединений, там, где существуют значительные внутренние растягивающие напряжения, концентрирующие проникающий в сталь атомарный водород [17].
Критерием стойкости против ВР является критическая концентрация водорода Cth [29,30],величина которой для сталей определяется совокупностью металлургических факторов. Коэффициент диффузии водорода зависит от типа кристаллической решетки, величины зерна, легирующих элементов, плотности дислокации, величины и характера распределения внутренних и внешних механических напряжений и других факторов. Однако по мнению Н.А. Галактионовой [28], дефекты кристаллического строения (границы зерен, дислокации и другие) не определяют подвижность водорода и развитие водородной хрупкости.
Методы и оборудование для экспериментальных исследований
Выбор методов и средств экспериментальных исследований основаны на сравнительном анализе структурных особенностей и свойств сварных соединений и основного металла. Полученные результаты необходимы для изучения закономерностей изменения строения и свойств сварных соединений в зависимости от технологических особенностей процесса сварки и термической обработки труб. Изучение особенностей структуры и свойств сварных соединений и основного металла проводили с использованием: - металлографического анализа, включающего световую и электронную микроскопию и количественный анализ карбидных фаз; - сравнительных механических испытаний на статическое растяжение и сплющивание с применением метода акустической эмиссии, на ударную вязкость и микротвердость; фрактографического анализа изломов после механических, коррозионных испытаний и внецентренного отрыва; - локального рентгеноспектрального анализа распределения элементов в сварных соединениях; - измерения электродных потенциалов сварных соединений и основного металла; - испытаний на общую коррозию, водородное растрескивание и сульфидное коррозионное растрескивание под напряжением; - разработанного ускоренного метода сравнительных испытаний на трещиностойкость сварных соединений и основного металла.
При выборе существующих и разработке частных методик экспериментальных исследований использовали следующие принципы: воспроизводимости результатов испытаний с заданной точностью, выбора контролируемых показателей, характеристик функционирования сварных соединений труб в условиях эксплуатации, возможности анализа получаемой информации, адекватности условий испытания и эксплуатации, унификации технических средств и методов испытаний, экономичности средств и методов испытаний (обеспечение проведения испытаний при минимальных затратах энергии, материалов и трудовых ресурсов).
Для выявления микроструктуры основного металла и сварных соединений подготовленную поверхность поперечных образцов (рис 2.1) подвергали травлению в 5%-ном растворе азотной кислоты в этаноле.
При оценке структурного состояния металла по сечению стенки трубы определяли величину зерна по ГОСТ 5639-82, балл феррито-перлитной полосчатости по ГОСТ 5640-68,загрязненность неметаллическими включениями по ГОСТ 1778 и качественные характеристики формы и расположения выделений карбидной фазы. Количественный анализ геометрических характеристик карбидных частиц в зависимости от режимов термической обработки выполнен на сканирующем зондовом микроскопе SOLVER P-47PRD.
Фрактографию изломов проводили методом внецентренного отрыва (рис. 2.2), этот метод позволяет наиболее полно выявить скопление, характер распределения и геометрические параметры неметаллических включений, так как поверхность излома расположена в области повышенной ликвации (для листовых материалов - это центральная область).
Для выявления траектории развития трещины по структурным составляющим и роли неметаллических включений нитридов, карбидов и других выделений в процессе разрушения сталей, поверхности изломов подвергали дополнительному травлению в 4%-ном спиртовом растворе азотной кислоты.
Металлографический анализ выполняли на световых микроскопах ММ-6 фирмы «Leitz» и Axiotec фирмы «ZEISS» (ФРГ) при 20-1500 кратном увеличении, сканирующем электронном микроскопе «SEM-505» фирмы «Philips» (Голландия) с разрешающей способностью 80 А и на измерительном комплексе, состоящем из растрового электронного микроскопа с ЭВМ «ССВ» и ЭВМ «Линк» «Superprobe-733» фирмы «Yeol» (Япония) с разрешающей способностью 70А , на котором методом локального рентгеноспектрального анализа определяли химический состав металла различных зон сварного соединения. Размеры и распределение карбидных частиц оценивали на сканирующем зондовом микроскопе SOLVER P-47PRD с разрешающей способностью 10 нм.
Механические свойства при одноосном растяжении определяли на цилиндрических образцах (ГОСТ 1497-78), вырезанных из основного металла и сварных соединений, при этом ориентация продольной оси образцов были вдоль и поперек зоны сплавления (рис 2.3).
Механические свойства сварных соединений стали 13ХФА и фрактрография изломов
Проведены испытания на растяжение образцов основного металла и сварного соединения до и после выдержки образцов в H2S содержащей среде (испытание на СКРН, стандарт NACE ТМ 01-77-96) при ath=80% от условного предела текучести (ао.г) стали 13ХФА. Для образцов 0=4 мм и значений о"о,2 360МПа (технические условия поставки) величина нагрузки составляет Р=460кгс.
Рулонный прокат для изготовления труб, получен методом контролируемой прокатки, обеспечивающим измельчение зерна (более 9 балла), наклеп феррита и дополнительное упрочнение вследствие мелкодисперсных карбонитридных частиц Сг и V. Подобные структуры разупрочняются при нагреве, в частности при сварке и термической обработке сварных труб. На графике (рис. 4.11) показано изменение ав, а0і2 и 8 основного металла труб от температуры термической обработки. При температуре нагрева превышающей 800С, ав и о-0,2 становятся ниже значений, гарантированных техническими условиями на производство труб из стали 13ХФА (ТУ 1383-010-48124013-03). Значения, взятые из ТУ на рис. 4.11показаны в виде горизонтальных линий и обозначены, как ав и о0,2. Таким образом, высокий нагрев, включая нормализацию, приводит к снижению прочности стали 1ЗХФА и не должны использоваться для термической обработки сварных труб, изготовленных из листовой стали упрочненной термической или термомеханической обработкой. В дальнейшем температурный интервал, принятый для оценки влияния режимов термической обработки на свойства сварных соединений стали 13ХФА, ограничен областью температур 680-800С (табл. 4.2, рис. 4.12 и 4.13).
Резкого упрочнения металла сварного соединения при ВЧС не происходит (рис. 4.12). Незначительное отличие микротвердости сварного соединения от основного металла, свидетельствует о близости свойств и идентичности типов структур стали. Это обусловлено кратковременностью процессов нагрева и охлаждения стали при сварке ВЧС. Прямые и обратные фазовые превращения не успевают пройти в полной мере, и значительно изменить структуру. Определенное воздействие также вносит последующая термическая обработка, приводящая бейнитную структуру зоны сплавления и переходной зоны в равновесное состояние.
Все образцы сварных соединений и основного металла выдержали испытания на СКРН (стандарт NACE ТМ 01-77-96) без разрушения, что свидетельствует об их достаточно высокой коррозионной стойкости (см. табл. 4.2). В дальнейшем после СКРН образцы подвергали дополнительным механическим испытаниям на растяжение и при сравнени с результатами исходных значений оценивали повреждаемость структуры, возникающую при длительном пребывании (720 часов) в H2S содержащей среде при oth=0,8 а0,2 Следует отметить некоторое развитие водородной хрупкости, что наиболее наглядно выражается степенью потери пластичности , (рис. 4.13). Наименьшее снижение пластичности соответствует отпуску при температуре 720С. Повышение при дальнейшем увеличение температуры отпуска связано, по-видимому, с выделением карбидных частиц по границам зерен и возникновением напряжений, обусловленных фазовым переходом. Следует отметить, что при ускоренном охлаждении (охлаждение в воде с температуры 600С) систематически наблюдается меньшее значение степени потери пластичности (на рис. 4.13 выделено темным цветом), т.е. повышается сопротивления коррозионного разрушения. Это обусловлено тем, что ускоренное охлаждение без фазовых превращений позволяет создать благоприятное распределение остаточных напряжений по толщине стенки трубы. На поверхности трубы (образца) локализуются напряжения сжатия, что препятствует развитию коррозионных процессов.
Определение структуры зон сварного соединения по термическому циклу сварки
Высокую коррозионную стойкость сварных соединений можно получить основываясь на весьма простом логическом предположении: сварное соединение должно состоять из характерных структурных зон, которые по своим коррозионным свойствам соответствуют или превосходят основной металл. Большое значение также имеет загрязненность сварных соединений неметаллическими включениями и общая протяженность как самого соединения, так и отдельных его зон.
Результаты исследований, приведенные в главах 3 и 4 позволяют считать, что сварные соединения стали 13ХФА при контакте с Н28-содержащим электролитом являются более анодными, чем основной металл. Изменение отношения площади сварного соединения (шов и зоны термического влияния) к общей площади свариваемых узлов оказывает заметное влияние на скорость развития коррозионных повреждений, которая увеличивается с ростом этого соотношения [135, 136 и 184]. В главе 3 показано, что уменьшение протяженности сварного соединения с 12 мм для ЭДС до 2-3 мм для ВЧС явилось одной из причин, обуславливающих более высокие коррозионные свойства соединений, полученных ВЧС.
Современные представления о влиянии структурных факторов на кинетику и характер процессов коррозионного разрушения в H2S содержащих средах (разделы 1.2.3. и 1.4.3.) позволяют выделить основные требования к сварным соединениям низкоуглеродистых низколегированных сталей: загрязненность сварных соединений неметаллическими включениями должна быть на уровне или ниже основного металла; структура феррито-перлитная с размером зерна выше 8 балла; необходимо дополнительное дисперсное карбидо-нитридное упрочнение (Nb, V, Cr) феррита при отсутствии преимущественного распределения карбидов по границам зерен; перлит должен быть с мелкопластинчатой или зернистой (более желательно) формой цементита (сорбит); должны отсутствовать термические и фазовые остаточные напряжения.
Нами предложена схема, описывающая формирование структуры сварных соединений металлических материалов (рис 5.1), позволяющая делать определенные выводы о строении и структуре сварного соединения. Проводимые оценки основаны на знании физико-химических характеристик и структуры свариваемого материала, технологических параметров сварочного процесса (вводимая удельная мощность, термодеформационный цикл сварки), технологии послесварочной обработки и других особенностей внешних воздействий.
По этой схеме сделан анализ структуры сварного соединения труб 0219x8мм полученных в цехе №3 Выксунского металлургического завода из рулонной листовой стали 13ХФА методом высокочастотной сварки со следующими технологическими характеристиками: р=720 кВт, J=1470 А, U=593 В, VCB = 25 м/мин, расстояние от индуктора до точки схождения кромок 320 мм, температура по контролируемому пирометру 1485С и величина усадки 5 мм. Проведенные измерения показали, что размер усадки практически полностью соответствует объему металла, вытесненному при формировании соединения и перешедшему в грат. Анализ каждой из структурных зон сварного соединения проводили по основным параметрам, определяющим коррозионную стойкость: фазовый состав, загрязненность и распределение неметаллических включений, размер зерна, дисперсность и распределение карбидной фазы.
Наличие строчечных сульфидных включений является одним из основных факторов, обуславливающих склонность сталей к ВР и СКРН. Фрактография изломов показывает, что места преимущественного расположения сульфидных включений при выдержке в H2S содержащей среде являются областями хрупкого излома и концентрации водородных трещин. Большинство сульфидов располагаются группами или занимают определенную область поверхности. Зарождение и распространение водородных трещин также неравномерно и привязано к местам скопления сульфидных включений. Поэтому количество, форма и характер распределения (непрерывность и дробность) сульфидных и других включений в сварных соединениях является одним из основных вопросов в оценке коррозионной стойкости соединений.
Наиболее полно выявить скопление неметаллических включений и определить характер распределения и геометрические параметры включений позволяет внецентренный отрыв, так как при этом методе поверхность излома располагается в области повышенной ликвации (для листовых материалов — это центральная область). На рис. 5.2-5.6 представлена фрактография изломов двух плавок стали 13ХФА. Отличительной особенностью сульфидов является более темный цвет, чем цвет поверхности изломов и конечная длина. В плавке 156950 (рис. 5.2) практически отсутствуют сульфидные включения, а в плавке 360550 (рис. 5.3) загрязненность на уровне 2-3 балла, что отражается в хрупком характере изломов.
Для изучения связи в распределении сульфидных включений между основным металлом и сварными соединениями в дальнейшем использовали только образцы плавки 360550 (как наиболее загрязненую сульфидами), которые выдерживали 96 часов в H2S содержащей среде (стандарт NACE ТМ 02-84). Образцы изломов основного металла и сварных соединений приведены на рис. 5.4-5.6. Выдержка в H2S содержащей среде приводит к образованию
