CC BY
15
УДК 620.193
Экспериментальное определение скорости развития локальных коррозионных повреждений на поверхности трубных сталей в растворах, имитирующих грунтовый электролит
Ключевые слова:
трубная сталь,
потенциал
коррозии,
питтинг,
грунтовый
электролит,
магистральный
газопровод.
А.А. Рыбкина1*, Н.А. Гладких1, К.В. Мизитов1, М.А. Петрунин1, А.И. Маршаков1, Р.И. Богданов2
1 ФГБУН «Институт физической химии и электрохимии им. А.Н. Фрумкина РАН», Российская Федерация, 119991, г. Москва, ГСП-1, Ленинский пр-т, д. 31
2 ООО «Газпром ВНИИГАЗ», Российская Федерация, 142717, Московская обл., Ленинский р-н, с.п. Развилковское, пос. Развилка, Проектируемый пр-д № 5537, вл. 15, стр. 1
* E-mail: aa_rybkina@mail.ru
Тезисы. Известно, что начальной стадией коррозионного растрескивания под напряжением трубной стали может быть образование локальных очагов коррозии, которые служат концентраторами механических напряжений. Выполнено экспериментальное определение скорости развития локальных коррозионных повреждений на поверхности трубных сталей класса прочности Х70, произведенных Харцызским трубным заводом (ХТЗ) и немецким концерном Mannesmann Das. Rohr. Средами для определения кинетики развития стресс-коррозионных трещин служили наиболее распространенные синтетические грунтовые электролиты NS4, C2, NOVATW, рН которых близок к нейтральному.
Микроскопические исследования показали, что начальной стадией возникновения локальных дефектов на поверхности стали при потенциале свободной коррозии является зарождение узкой канавки вокруг неметаллического включения. С течением времени происходят расширение и углубление канавки одновременно с постепенным разрушением включения. Особенно ярко это проявилось в растворах NS4 и C2, где дефекты максимального размера наблюдались на включениях цементита. Надо отметить, что для раствора NOVATW наличие включений не является обязательным условием возникновения питтинга. Во всех растворах в первые двое-четверо суток происходит увеличение числа дефектов на единицу площади поверхности металла, в дальнейшем число дефектов стабилизируется и наблюдается рост их геометрических размеров.
Средний диаметр локального дефекта оценивали за разные периоды испытаний. Максимальные дефекты (диаметром 35 мкм) наблюдаются на стали ХТЗ в растворе NOVATW. Глубина питтингов в начальный период испытаний была одинаковой для обеих марок стали и составляла приблизительно половину высоты включений. Скорость роста питтингов со временем тормозилась и через 24 сут составляла от 0,16 до 0,33 мм/год в зависимости от марки стали и электролита.
Показано, что при потенциале коррозии размер зарождающегося на поверхности стали дефекта определяется суперпозицией двух факторов - природы неметаллических включений и состава коррозионной среды.
Полученные данные о скоростях роста питтингов на трубной стали использованы при построении расчетной модели коррозионного растрескивания газопроводов.
Известно [1-3], что основной причиной отказов линейной части магистральных газопроводов (МГ) является коррозионное растрескивание под напряжением (КРН). Помимо увеличения количества отказов по причине КРН расширяется также и география его присутствия: оно наблюдается почти во всех климатических районах РФ. В настоящее время признано [3, 4], что КРН в средах с рН, близким к нейтральному значению, обусловлено взаимным влиянием таких факторов, как механические нагрузки, наводороживание и локальное растворение металла. Очевидно, что для повышения безопасности при эксплуатации МГ требуется создание комплексной модели развития КРН, с помощью которой можно адекватно оценить состояние линейных участков, повысить эффективность планово-диагностических работ и обеспечить конструкционную надежность газопроводов на весь срок эксплуатации [5].
КРН трубных сталей в грунтовых электролитах является многостадийным процессом [6]. Одна из основных задач разработки комплексной модели КРН - оценка скорости и продолжительности протекания 1-й стадии данного процесса, а именно образования локального очага коррозии на поверхности трубы. Причинами формирования локального очага коррозии (питтингоподобного дефекта) могут стать: механические повреждения (царапины, вмятины или задиры); неметаллические включения; межзеренные границы; перлитные колонии; выход на поверхность полос скольжения; микрогальванопары, образованные участками металла (анод) и слоем окалины (катод). В зависимости от природы участков поверхности металла с пониженной коррозионной стойкостью механизм зарождения концентратора напряжений может быть различным; однако в первом приближении можно принять, что увеличение его глубины (Р) во времени (/) подчиняется степенному закону [7]:
Р = щ - О", (1)
где К и п - коэффициенты, зависящие от состава грунтового электролита и металлургических свойств стали; ^ - время инициирования локального поражения (питтинга). Время t0 определяется прежде всего свойствами изоляционного покрытия газопровода, и в случае отслоившего покрытия величиной ^ можно пренебречь. Тогда
Р = КГ. (2)
Время перехода локального очага коррозии в микротрещину при заданной механической нагрузке определяется геометрией (в первую очередь аспектным отношением) питтинга.
Далее описан эксперимент, целью которого являлось определение скорости начальной стадии локальной коррозии трубных сталей в модельных грунтовых (подпленочных) электролитах с рН, близким к нейтральному значению.
Методика эксперимента
Кинетику развития коррозионного повреждения исследовали на образцах трубных сталей класса прочности Х70, произведенных Харцызским трубным заводом (ХТЗ) и немецким концерном Mannesmann Das. Rohr. В табл. 1 представлен химический состав образцов. Видно, что массовое содержание микролегирующих добавок в сталях мало различается, за исключением повышенного содержания углерода в стали ХТЗ и кремния в стали Mannesmann. Отличие наблюдается в размерах неметаллических включений (рис. 1).
Образцы перед началом эксперимента полировали на алмазной пасте зернистостью 0,5...7 мкм, затем отмывали в ультразвуковой ванне в смеси С2И5ОИ:С7И8 = 1:1 в течение 25 мин. Микроскопическое исследование све-жеподготовленной поверхности показало наличие большого количества мелких неметаллических включений (диаметром d < 1 мкм) и присутствие крупных включений карбонитрида титана (d = 2.5 мкм) [8]. Последние являются предпочтительными местами зарождения пит-тингов.
Испытательными средами для определения скорости роста питтинга служили синтетические грунтовые электролиты различного состава. Состав электролитов определялся ранее по данным анализа жидкости под отслоившимся покрытием трубопроводов. В описываемом эксперименте использовались наиболее распространенные электролиты NS4 [9], С2 [10] и NOVATW [11]. Значение pH испытательных растворов стабилизировалось путем добавления боратного буфера (0,4М Н3ВО3 + хМ Na2B4O7).
Все растворы готовили из химически чистых (х.ч.) реактивов на дистилляте. Опыты проводили при комнатной температуре (20 ± 2 °С). Потенциалы даны относительно стандартного водородного электрода. Фотографирование поверхности электрода при большом увеличении (х500, х 1000, х2000) и определение глубины питтинга
Таблица 1
Химический состав исследуемой трубной стали, % масс.
Производитель Микролегирующая добавка
С Si Mn P S Cr Ni Cu Al Ti
ХТЗ 0,115 0,34 1,63 0,021 0,003 0,04 0,02 0,007 0,030 0,07
Mannesmann Das. Rohr. 0,08 0,48 1,63 0,023 0,003 0,024 0,013 0,008 0,033 0,08
3 2000 -
л -
S
1000 -
10
11
12
мкм
Все элементы
3 2000 -
s
1000 -
0
1
3
6 мкм
Рис. 1. Распределения элементов на поверхности образцов сталей ХТЗ (а) и Маппсмпапп (б). Метод сканирующей электронной микроскопии (СЭМ)
выполняли с помощью металлографического микроскопа Neophot-2.
Распределение элементов на поверхности образцов изучалось методом СЭМ с использованием сканирующего электронного микроскопа VEGA 3 SB (Teskan, Голландия), укомплектованного энергодисперсионной приставкой, а именно микроанализатором INCA SDD X-MAX производства Oxford Instruments (Великобритания), и программным обеспечением INCA Energy.
Экспериментальные результаты и их обсуждение
Продолжительность коррозионных испытаний сталей в исследуемых растворах составила 24 сут. Микроскопические исследования показали, что при потенциале свободной коррозии (Е^рр) в исследуемых растворах на поверхности стали локальные дефекты средним диаметром йр ~ 5...7 мкм возникают уже через 48 ч. Последовательность стадий процесса зарождения и развития питтин-га на поверхности образцов трубной стали
а
i? 3000 -
0
б
i? 3000 -
0
одинакова для модельных грунтовых электролитов N84 и С2. Образование коррозионного дефекта (рис. 2), как правило, начинается с развития узкой «канавки» вокруг включения, которое на этой стадии сохраняет целостность (см. рис. 2а, стрелки). С течением времени происходят расширение и углубление канавки одновременно с постепенным разрушением включения на составные части (см. рис. 2б), растворением последних и в конечной стадии удалением их из питтинга (рис. 2в). Поверхность образца после окончания испытаний представлена на рис. 2г. О полном растворении включения в образовавшемся дефекте свидетельствуют данные, полученные методом СЭМ (рис. 3).
В растворе NOVATW (рис. 4) стадия зарождения поверхностного дефекта протекает иначе, чем в первых двух растворах. Надо
отметить, что для этого раствора характерно высокое значение отношения (Rat) суммарной концентрации карбонат- и бикарбонат-ионов к суммарной концентрации хлорид- и сульфат-ионов (табл. 2).
После вторых суток испытаний в растворе NOVATW на поверхности образцов были зафиксированы колонии мелких (d < 1 мкм)
Таблица 2 Анионный состав испытательных растворов
Концентрация анионов, ммоль/л Раствор
NS4 С2 NOVATW
[ИСО3- + СО32-] 5,75 0,84 7,50
[Cl- + SО42-] 4,64 0,74 0,40
Rat 1,24 1,14 18,75
Рис. 2. Морфология поверхности стали Маппе$шапп, находившейся в растворе С2 при Екорр в течение: 48 ч (а, *500); 96 ч (б, *500); 24 сут (в, х500); 24 сут (г, х200)
¡5 7000 -
| 6000 -
£ 5000 -
3 4000 н л
| 3000 -
к 2000 -1000 -
0 1 2 3 4 5 6 7
9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23
мкм
Рис. 3. Распределения элементов на поверхности образца стали Маппе$шапп после растворения включения. Метод СЭМ
дефектов совокупными диаметрами 5.. .10 мкм (см. рис. 4а). За этот период плотность дефектов (рдеф) на поверхности образцов достигала значений 76 и 50 шт./мм2 для сталей МаппеБшапп и ХТЗ соответственно. Надо отметить, что наличие включений карбонитри-да титана в стали не является обязательным условием возникновения питтинга в растворе МОУЛТЖ На 8-е сутки испытаний происходит полное слияние точечных дефектов и образование очага коррозии размером Р ~ 3 мкм и dсv = 23 мкм (см. рис. 4б). После окончания испытаний на поверхности образцов зафиксированы каверны (см. рис. 4в).
На рис. 5 представлены зависимости изменения рдеф во времени. Видно, что для стали ХТЗ наблюдаемое количество дефектов
в 1,5 раза больше, чем для стали МаппеБшапп. Как уже отмечалось ранее, максимумы на кривых рдеф - / в начальный период испытаний в растворе связаны с появлением
в первые 4 сут большого количества мелких дефектов, которые в последующем сливаются и образуют коррозионные каверны. Общим для всех растворов является то, что в первые 2.4 сут происходит активное образование дефектов, в дальнейшем значение рдеф стабилизируется и наблюдается рост геометрических размеров дефектов.
По фотографиям поверхностей образцов сталей в разные периоды испытаний оценивался й?ср локального дефекта. Размеры пит-тингов, образующихся на обеих сталях в растворах N84 и С2, отличаются незначительно:
Г ,
'Л-.
_
Рис. 4. Морфология поверхности стали ХТЗ, находившейся в растворе КОУЛТ^1 при Екорр в течение: 48 ч (а, выделен общий диаметр дефекта); 8 сут (б); 24 сут (в). Увеличение: ><500
80
^ 60
40
20
Рис. 5. Изменение плотности дефектов на сталях во времени в исследуемых растворах
0
йср = 8.11 мкм через 4 сут испытаний, йср = 19.26 мкм через 24 сут. Дефекты максимального диаметра (й = 33.36 мкм) наблюдаются на сталях в растворе NOVATW. Глубина питтингов в начальный период испытаний одинакова для обеих марок стали и составляет около 5 мкм во всех растворах. Однако в дальнейшем глубина дефектов увеличивается в растворах N84 и С2 (после 24 сут Р = 8.14 мкм при среднем значении 10 мкм), а в растворе NOVATW практически не изменяется.
Таким образом, в растворах N84 и С2 для дефектов на обеих сталях Р/й ~ 0,5, т.е. пит-тинг можно рассматривать как полусферу. Если аппроксимировать данные показательной функцией в соответствии с формулой (2), для расчета изменения во времени диаметра пит-тингов, образовавшихся на обеих сталях в растворах N84 и С2 в течение 4.24 сут (рис. 5), получим выражение
d = 5,82t0,395
(3)
с удовлетворительным коэффициентом детерминации Я2 = 0,85.
Используя формулу (3) и полагая, что растущий в данных растворах очаг коррозии сохраняет полусферическую форму (Р = 0,5й), можно оценить время достижения заданной глубины дефекта (рис. 6). Например, питтинг должен вырасти до Р = 50 мкм через 1,27 года.
Аппроксимация зависимости от времени диаметра питтингов, образовавшихся в растворе NOVATW (см. рис. 5), дает выражение
а карбонат- (бикарбонат-) анионы могут образовывать на поверхности трубных сталей плотный защитный слой БеСО3 при значительном пересыщении приэлектродного слоя раствора ионами железа [14]. В табл. 3 приведены суммарные концентрации карбонат- СО2- и бикарбонат-ИСО- анионов и хлорид- и сульфат-анионов. Видно, что эти концентрации значительно различаются в растворах NS4 и С2. В растворе NOVATW содержание карбоната/бикарбонатов примерно такое же, как в растворе NS4, а концентрация ионов-активаторов так же мала, как в растворе С2. Однако отношение Rat = [ИСО3- + СО32]/[С1- + S042 ] в растворе NOVATW (18,75) более чем на порядок величины выше, чем в растворах NS4 (1,24) и С2 (1,14) (см. табл. 3). Следовательно, рост питтинга в глубину тормозится при высоком соотношении концентрации ионов - пассива-торов растворения металла и общего содержания ионов-активаторов; это должно увеличить время до образования микротрещины.
Если в напряженном металле все-таки образуется микротрещина, то влияние величины Rat на устойчивость стали к КРН может измениться. Так, определенная при растяжении образца с медленной скоростью деформации трещиностойкость стали Х70 в растворе NS4 хуже, чем в 3,5%-ном растворе NaQ [15]. По-видимому, в этом случае присутствие карбонат-ионов локализует растворение металла в вершине растущей трещины, поскольку защитный слой БеСО3 разрывается при пластической деформации металла.
й = 14,05Л252. (4)
Однако, поскольку в растворе NOVATW глубина питтинга практически не изменилась с ростом его диаметра, то значения й, рассчитанные по формуле (4), нельзя использовать для оценки Р.
Таким образом, количество и размер зарождающихся на поверхности трубных сталей очагов коррозии зависят как от количества и природы неметаллических включений, так и от состава грунтового электролита. При этом такой важный для образования микротрещины параметр, как форма питтинга (его аспектное отношение) определяется прежде всего составом раствора.
Хорошо известно, что в рН-нейтральных средах хлорид- и сульфат-ионы активируют анодное растворение железа [12, 13],
Рис. 6. Время достижения заданной глубины дефекта на стали в растворах ^4 и С2
***
Локальные очаги коррозии (питтинго-подобные дефекты) образуются на поверхности трубных сталей производства ХТЗ и Mannesmann в растворах NS4, C2 и NOVATW, моделирующих грунтовые электролиты, в начальный период испытаний (до 2 сут). Затем количество коррозионных дефектов практически не изменяется или уменьшается, что связано с растворением неметаллических включений на поверхности сталей.
Изменение диаметра питтинга со временем аппроксимируется степенной зависимостью. В растворах NS4 и C2 отношение глубины дефекта к его диаметру сохраняется постоянным и примерно равным 0,5 на протяжении всего периода испытаний (24 сут). С учетом данного аспектного отношения и полученной зависимости диаметра питтинга от времени можно оценить время достижения коррозионным дефектом заданной глубины.
В растворе NOVATW диаметр питтин-га увеличивается со временем, но его глубина остается практически неизменной после 4 сут испытаний. Предположительно торможение роста значения P связано с высоким соотношением концентраций ионов - пассиваторов (бикарбонат- и карбонат-анионов) и ионов - активаторов растворения железа (хлорид- и сульфат-анионов) в растворе NOVATW.
Список литературы
1. Алимов С.В. Концепция диагностирования и ремонта магистральных газопроводов
в регионах с высокой предрасположенностью к стресс-коррозии / С.В. Алимов, А.Б. Арабей, И.В. Ряховских и др. // Газовая промышленность. - 2015. - № S2 (724). -С. 10-15.
2. Антонов В.Г. Коррозионное растрескивание под напряжением труб магистральных газопроводов: атлас / В.Г. Антонов и др.; под общ. ред. А.Б. Арабея, З. Коношински. -М.: Наука, 2006.
3. MH-2-95. Report of public inquiry concerning stress corrosion cracking on Canadian oil and gas pipelines: report of the inquiry / National Energy Board. - Calgary, Alberta, Canada: NEB, 1996. -147 с.
4. Малкин А.И. Процессы зарождения и роста коррозионных трещин на стали магистральных трубопроводов.Ч. II: Кинетические закономеpности и влияние условий эксплуатации на КРН тpубных сталей в водных сpедах / А.И. Малкин, А.И. Маршаков,
В.Э. Игнатенко и др. // Коррозия: материалы, защита. - 2010. - № 2. - С. 1-14.
5. Арабей А.Б. Исследование возможности длительной эксплуатации труб
с незначительными стресс-коррозионными повреждениями / А.Б. Арабей, О.Н. Мелёхин, И.В. Ряховских и др. // Вести газовой науки: Повышение надежности магистральных газопроводов, подверженных коррозионному растрескиванию под напряжением. - М.: Газпром ВНИИГАЗ, 2016. - № 3 (27). - С. 4-11.
6. Lu B.T. Crack growth model for pipeline steels exposed to near-neutral pH groundwater /
B.T. Lu // Fatigue. Fract. Engng. Mater. Struct. -2013. - Т. 36. - С. 660-669.
7. Cole I.S. The science of pipe corrosion: A review of the literature on the corrosion of ferrous metals in soils / I.S. Cole, D. Marney // Corrosion Science. - 2012. - Т. 56. - С. 5-16.
8. Колотыркин Я.М. Роль неметаллических включений в коррозионных процессах / Я.М. Колотыркин // Итоги науки и техники. Cер.: Коррозия и защита от коррозии. - 1978. -Т. 6. - С. 5-53.
9. Puiggali M. Fatigue crack initiation on low-carbon steel pipes in a near-neutral pH environment under potential control conditions / M. Puiggali,
S. Rousserie, M. Touzet // Corrosion. - 2002. -Т. 58. - № 11. - С. 961-969.
10. Chen W. Transgranular crack growth in the pipeline steels exposed to near-neutral pH soil aqueous solutions: the role of hydrogen /
W. Chen, R. Kania, R. Worthingham, et al. // Acta Materialia. - 2009. - Т. 57. - № 20. -
C. 6200-6214.
11. Chen W. Crack growth behavior of pipeline steel in near-neutral pH soil environments / W. Chen, R.L. Sutherby // Metallurgical and Materials Transactions A. - 2007. - Т. 38A. - С. 1260-1268.
12. Алексанян А.Ю. Стационарное анодное растворение железа в нейтральных и близких
к ним средах / А.Ю. Алексанян, А.Н. Подобаев, И.И. Реформатская // Защита металлов. -2007. - Т. 43. - № 1. - С. 71-75.
13. Алексанян А. Ю. Влияние хлорид-
и сульфат-анионов на скорость растворения железа в нейтральных и близких к ним средах / А.Ю. Алексанян, А.Н. Подобаев, И. И. Реформатская // Защита металлов. -2007. - Т. 43. - № 2. - С. 135-138.
14. Nesic S. Key issues related to modelling
of internal corrosion of oil and gas pipelines / Srdjan Nesic // Corrosion Science. - 2007. -Т. 49. - С. 4308-4338.
15. Ненашева Т. А. Влияние переменного тока на коррозионное растрескивание под напряжением трубной стали Х70 /
Т. А. Ненашева, А. И. Маршаков // Коррозия: материалы, защита. - 2019. - № 4. - С. 10-14.
Experimental determination of propagation rates for local corrosion defects at the surface of pipe steels in solutions simulating soil electrolytes
A.A. Rybkina1*, N.A. Gladkikh1, K.V. Mizitov1, M.A. Petrunin1, A.I Marshakov1, R.I. Bogdanov2
1 Russian Academy of Sciences A.N. Frumkin Institute of Physical chemistry and Electrochemistry (IPCE RAS), Bld. 31, Leninskiy prospect, GSP-1, Moscow, Russian Federation
2 Gazprom VNIIGAZ LLC, Bld. 1, Estate 15, Proyektiruemyy proezd no. 5537, Razvilka village, Leninskiy district, Moscow Region, 142717, Russian Federation
* E-mail: aa_rybkina@mail.ru
Abstract. It is known that initially stress corrosion of a pipe steel could start with generation of local corrosion focuses serving as concentrators of mechanical stresses. Tempo of propagation of the local corrosion defects at the surface of X70-grade pipe steels manufactured by the Khartsyzsk pipe plant (KhPP) and Mannesmann Das. Rohr. (Germany) has been experimentally tested. The most commonly applied NS4, C2, NOVATW synthetic soil electrolytes with near-neutral pH factors have worked as media for determining kinetics of stress-corrosion cracks.
The results of microscopic studies show that in conditions of free corrosion potential a birth of a narrow groove around a nonmetallic inclusion initiates origination of local defects at the surface of steel. As time passes, this groove enlarges and goes deeper simultaneously with gradual destruction of the inclusion. Especially obvious it seemed for NS4 and C2 solutions, where the largest defects were observed over the inclusions of iron carbide. It must be outlined that in case of NOVATW presence of the inclusions is not an obligatory condition for appearance of a pitting. During the first two or four days, a number of defects per unit of surface area of a metal increases, after that quantity of defects stabilizes, but their geometrical dimensions grow.
An average diameter of local defects was estimated at different periods of tests. The defects of maxsimal sizes (35 ^m in diameter) generated on the KhPP's steel soused in NOVATW solution. At the initial stage of the tests the pitting depth values were alike for both steels and amounted nearly to the half-height of the inclusions. Step by step, the rate of pitting growth was slowing down, and afterter 24 days it equalled from 0,16 to 0,33 mm per year depending on the types of a steel and of an electrolite.
Authors showed that in presence of corrosion potential a size of a defect being incubated at the surface of a steel was determined by superposition of two factors, namely: a nature of the nonmetallic inclusions, and a composition of the corrosive medium.
The acquired data on the rates of pitting development over a pipe steel were used to design a calculating model describing the stress-corrosion cracking of gas pipelines.
Keywords: pipe steel, corrosion potential, pitting, soil electrolyte, trunk gas pipeline. References
1. ALIMOV, S.V., A.B. ARABEY, I.V. RYAKHOVSKIKH, et al. Concept for diagnostics and repair of trunk gas pipelines in the regions very liable to stress corrosion [Kontseptsiya diagnostirovaniya i remonta magistralnykh gazoprovodov v regionakh s vysokoy predraspolozhennostyu k stress-korrozii]. Gazovaya Promyshlennost. 2015, no. S2 (724), pp. 10-15. ISSN 0016-5581. (Russ.).
2. ANTONOV, V.G., et al. Stress corrosion cracking of main gas pipelines [Korrozionnoye rastreskivaniye pod napryazheniyem trub magistralnykh gazoprovodov]: atlas. ARABEY, A.B., Z. KNOSHINSKI (eds.). Moscow: Nauka, 2006. (Russ.).
3. NATIONAL ENERGY BOARD. Report of public inquiry concerning stress corrosion cracking on Canadian oil and gas pipelines: report of the inquiry. Calgary, Alberta, Canada: NEB, 1996, MH-2-95.
4. MALKIN, A.I., A.I. MARSHAKOV, V.E. IGNATENKO, et al. Processes of crack initiation and propagation on the steels of main pipelines [Protsessy zarozhdeniya i rosta korrozionnykh treshchin na staly magistralnykh truboprovodov]. Pt. II: The kinetics of crack growth and environmental effects on SCC of pipeline steels in aqueous media [Kineticheskiye zakonomernosti i vliyaniye usloviy ekspluatatsii na KRN trubnykh staley v vodnykh sredakh]. Korroziya: materialy, zashchita. 2010, no. 2, pp. 1-13. ISSN 1813-7016. (Russ.).
5. ARABEY, A.B., O.N. MELEKHIN, I.V. RYAKHOVSKIKH, et al. Studying a possibility of continuous service of pipes with minor stress-corrosion cracks [Issledovaniye vozmozhnosti dlitelnoy ekspluatatsii trub s neznachitelnymi stress-korrozionnymi povrezhdeniyami]. Vesti Gazovoy Nauki. Moscow: Gazprom VNIIGAZ LLC, 2016, no. 3 (27): Improving reliability of gas mains subject to stress corrosion cracking, pp. 4-11. ISSN 2306-8949. (Russ.).
6. LU, B.T. Crack growth model for pipeline steels exposed to near-neutral pH groundwater. Fatigue Fract. Engng. Mater Struct. 2013, vol. 36, pp. 660-669. ISSN 1460-2695.
7. COLE, I.S., D. MARNEY. The science of pipe corrosion: A review of the literature on the corrosion of ferrous metals in soils. Corrosion Science. 2012, vol. 56, pp. 5-16. ISSN 0010-938X.
8. KOLOTYRKIN, Ya.M. Nonmetallic inclusions impact to corroding processes [Rol nemetallicheskikh vklyucheniy v korrozionnykh protsessakh]. Itogi Nauki i Tekhniki. Series: Korraziya i Zashchita ot Korrozii. 1978, vol. 6, pp. 5-53. (Russ.).
9. PUIGGALI, M., S. ROUSSERIE, M. TOUZET. Fatigue crack initiation on low-carbon steel pipes in a near-neutral pH environment under potential control conditions. Corrosion. 2002, vol. 58, no. 11, pp. 961-969. ISSN 0010-9312.
10. CHEN, W., R. KANIA, R. WORTHINGHAM, et al. Transgranular crack growth in the pipeline steels exposed to near-neutral pH soil aqueous solutions: the role of hydrogen. Acta Materialia. 2009, vol. 57, no. 20, pp. 6200-6214. ISSN 1359-6454.
11. CHEN, W., R.L. SUTHERBY. Crack growth behavior of pipeline steel in near-neutral pH soil environments. Metallurgical and Materials Transactions A. 2007, vol. 38A, pp. 1260-1268. ISSN 1073-5623.
12. ALEKSANYAN, A.Yu.,A.N. PODOBAYEV, I.I. REFORMATSKAYA. Steady-state anodic dissolution of iron in neutral and close-to-neutral media. Protection of Metals. 2007, vol. 43, no. 1, pp. 66-69. ISSN 0033-1732.
13. ALEKSANYAN, A.Yu., I.I. REFORMATSKAYA, A.N. PODOBAYEV. The effect of chloride and sulfate anions on the iron dissolution rate in neutral and nearly neutral media. Protection of Metals. 2007, vol. 43, no. 2, pp. 125-128. ISSN 0033-1732.
14. NESIC, S. Key issues related to modelling of internal corrosion of oil and gas pipelines. Corrosion Science. 2007, vol. 49, pp. 4308-4338. ISSN 0010-938X.
15. NENASHEVA, T.A., A.I. MARSHAKOV. Effect of alternating current on stress corrosion cracking of X70 pipe steel [Vliyaniye peremennogo toka na korrozionnoye rastreskivaniye pod napryazheniyem trubnoy stali X70]. Korroziya: materialy, zashchita. 2019, no. 4, pp. 10-14. ISSN 1813-7016. (Russ.).
