Будкевич Р.Л. Защита оборудования от коррозии

Подождите немного. Документ загружается.

давлений этих компонентов и рост напряжений растяжения в металле труб, что

приводит к возрастанию скорости общей коррозии и интенсивности

сероводородного растрескивания. При определенных неизменных парциальных

давлениях Н

S и СО

и удельном напряжении в металле труб повышение

общего давления газа практически не влияет на скорость общей коррозии и

сероводородное растрескивание.

Механические напряжения в металле труб — определяющие факторы

возникновения и развития сероводородного растрескивания. С ростом напряжений

растяжения возможность сероводородного растрескивания увеличивается. При

напряжениях растяжения, достигающих величины предела текучести металла или

превышающих эту величину, все углеродистые и низколегированные стали

подвержены быстрому сероводородному растрескиванию. Интенсивность общей

коррозии также увеличивается с ростом напряжений вследствие

механохимической коррозии. Особенно опасно воздействие циклических

напряжений, вызывающих коррозионную усталость стали. Цикличность

напряжений возникает из-за колебаний давления и температуры газа, а также

благодаря сезонным подвижкам грунта. Химический состава стали определяет

возможность получения металла с заданной структурой, механическими

свойствами, свариваемостью и коррозионной стойкостью при определенной

технологии выплавки стали и изготовления труб. Трубы, применяемые для

магистральных газопроводов и газосборных сетей, изготавливают из

углеродистых или низколегированных сталей, часто с вводом специальных

микродобавок элементов (ниобий, ванадий и др.), улучшающих структуру и

механические свойства. Подобное легирование мало влияет на стойкость сталей к

общей коррозии, которая может быть существенно замедлена только при введении

в больших количествах таких легирующих элементов, как хром, никель и др.

Однако стойкость сталей к сероводородному растрескиванию зависит от

химического состава углеродистых и низколегированных сталей и от технологии

изготовления труб.

Влияние каждого отдельного легирующего элемента при разном

его содержании на стойкость стали к растрескиванию сложно и неоднозначно,

зависит от общего химического состава стали и последующей технологии

изготовления труб. В общем целесообразен химический состав, обеспечивающий

при изготовлении труб получение мелкозернистой равновесной (с минимальными

внутренними напряжениями) структуры и необходимых механических свойств.

Однозначно отмечается отрицательное влияние на стойкость сталей к

растрескиванию серы и фосфора, содержание которых стремятся по возможности

снизить

Положительно влияют на стойкость к сероводородному растрескиванию

легирование трубных сталей небольшим количеством молибдена, ограничение

содержания углерода и марганца, а также добавка меди для снижения абсорбции

водорода.

Механические свойства металла труб во многом определяют стойкость к

растрескиванию. Более высокая пластичность стали и невысокая твердость обычно

сочетаются с повышенной стойкостью к сероводородному растрескиванию. С

повышением твердости и класса прочности стали, как правило, усложняется

обеспечение стойкости к pacтрескиванию.

Внутренние напряжения в сталях, образующиеся при быстром охлаждении

после горячей прокатки, сварки, холодной деформации, повышают их склонность

к сероводородному растрескиванию.

Структура металла, зависящая от химического состава стали технологии

изготовления труб и изделий, в сочетании с химическим составом смеси

являются определяющим фактором стойкости к растрескиванию неравновесная с

высокими внутренними напряжениями мартенситная структура, получающаяся

при закалке. Наиболее стойка к растрескиванию при достаточно высокой

прочности мелкозернистая структура, получаемая при закалке с последующим

высоким отпуском и представляющая собой отпущенный мартенсит.

Структуры углеродистых и низколегированных трубных сталей можно

расположить в ряд по возрастанию стойкости к сероводородному растрескиванию

(при одинаковом химическом составе): неотпущенный мартенсит; неотпущенный

бейнит; феррито-перлитная нормализованная; феррито-перлитная

нормализованная и отпущенная; отпущенная мартенситная и бейнитная.

При этом необходимо отметить, что отпуск должен осуществляться при

температуре несколько ниже температуры фазовых превращений. С дальнейшим

понижением температуры отпуска стойкость стали к сероводородному

растрескиванию снижается с одновременным повышением прочности и твердости.

Транспортируемый по газопроводам влажный сероводородсодержащий

нефтяной газ стимулирует возникновение и развитие локальной коррозии за счет

функционирования микрогальванопары сульфид железа (катод) —железо (анод).

Пленки сульфида железа легко проницаемы для молекул воды и хлор-ионов, что

приводит к протеканию локальной коррозии со значительной скоростью.

Для исследования локальной коррозии внутренней поверхности

газопроводов важно изучить кинетику формирования и разрушения пленок

сульфида железа, а также структуру сульфидных пленок и изменения,

происходящие в них, в зависимости от состава среды и условий, в которых

происходит процесс коррозии.

Ниже приведены результаты исследования структуры сульфидной пленки,

образующейся в процессе коррозии железа-Армко и стали марки Ст.З в 3%-ном

растворе хлорида натрия, содержащего сероводород в диапазоне концентраций 0

—1800 мг/л. Для рентгеноструктурных исследований использовали рентгеновский

дифрактомер ДРОН-1,5. Рентгеноспектральный микроанализ проводили на прибо-

ре "Камека MS-4", а также на электронографе ЭМР-100.

Анализ дифрактограмм показал, что во всем диапазоне концентраций

сероводорода пленки сульфидов железа представляют собой двухфазную смесь

макинавита и канзита. На начальных стадиях образуется макинавит. Измерения

роста сульфидных пленок в коррозионной среде показали, что в первые часы

скорость роста пленок сульфидов железа высокая, затем она снижается и носит

строго линейный характер. Полученная кинетическая зависимость свидетельствует о

разных защитных свойствах образующихся в исследуемой системе пленок, что

характерно для рыхлой структуры осадка. Это, в свою очередь, указывает на

повышенную склонность стали в указанных условиях к интенсивному

коррозионному разрушению.

Отмечено, что слой сульфида железа, прилегающий к поверхности металла,

отличается высокой плотностью. Последующие слои сульфида железа, обладая

дефектной структурой, способствуют проникновению агрессивных компонентов

среды с последующим отслаиванием пленки сульфида железа от металлической

поверхности, что приводит к стимуляции локальных коррозионных процессов.

С увеличением минерализации водной среды проницаемость сульфидной

пленки возрастает.

На железе-Армко сульфидная пленка формировалась неравномерно - на

отдельных участках крупнозернистой структуры металла рост ее стал интенсивнее,

чем на других. Отслоение пленки в моющем растворе также носило неравномерный

характер, что свидетельствует о различной ее адгезии к поверхности металла с

неодинаковой кристаллографической ориентацией зерен. Это может привести, в свою

очередь, к локализации коррозионных поражений.

В процессе окисления пленок сульфидов железа было обнаружено

образование двух соединений – Fe

и γ-F

O. Результаты

электронографических исследований свидетельствуют о том, что влажный сульфид

сразу окисляется в тонком поверхностном слое. При отсутствии влаги этот процесс

идет очень медленно, уменьшения содержания сульфидов за 10 сут практически не

наблюдалось. Вместе с тем при наличии влаги разрушение пленки сульфидов в

результате окисления происходит быстро. При избытке кислорода (в парах воды)

оно практически заканчивается за 2 сут. При окислении в дистиллированной воде

содержание сульфидов уменьшается по экспоненте. Процесс заканчивается через 18

—20 сут при той же исходной толщине пленок. С этими данными коррелируются

результаты изменения содержания окислов железа в процессе окисления на

поверхности образцов. Рентгеноспектральным микроанализом установлено наличие

элементарной серы в частично окисленной поверхностной пленке сульфидов.

Оценку влияния сульфидов железа на скорость локальной коррозии

проводили по следующей методике. В стеклянной ячейке на электроде из стали

марки Ст.3 в искусственной пластовой воде, содержащей сероводород,

формировали пленку сульфида железа. Затем в ячейку помещали электрод со

свежезачищенной поверхностью, рабочая поверхность которого была в 10 раз меньше

площади электрода, покрытого сульфидной пленкой. Оба электрода замыкали,

создавая модель микрогальванопары железо-сульфид железа. Продолжительность

опыта зависела от времени установления постоянного электродного потенциала. По

потере массы электродов рассчитывали скорости коррозии чистого и

сульфидизированного электродов и определяли как отношение этих скоростей

коэффициент усиления коррозии γ на чистой поверхности.

Эксперименты показали, что в зависимости от условий опытов скорость

коррозии электрода с чистой поверхностью увеличивается в 5—20 раз, причем

максимальные значения коэффициента γ наблюдаются при работе гальванопары в

среде, содержащей кислород.

Таким образом, в минерализованной водной фазе жидкого конденсата на

стальной поверхности формируется сульфидная пленка с повышенной

проницаемостью для коррозионной среды, способствующая локализации

коррозионного процесса в результате работы гальванопар сталь — сталь с

сульфидной пленкой. При разрушении сульфидной пленки и последующем ее

отделении от металлической поверхности оголяется металлическая поверхность.

На оголенных участках — анодах — происходит интенсивное

питтингообразование. Оголение металлической поверхности газопроводов,

транспортирующих сероводородсодержащий сырой нефтяной газ, возможно за счет

воздействия продуктов коррозии и песка, обладающих высокой абразивной

активностью.

Для выяснения механизма локальной коррозии и последующей разработки

эффективной технологии противокоррозионной защиты газопроводов важно знать

распределение токов коррозии по сечению трубы.

Рассмотрим модель газопровода, частично заполненного электропроводящей

средой — жидким конденсатом. Предположим, что на внутренней поверхности

трубы возникла за счет абразивного воздействия твердых частиц гальваническая

неоднородность — анод в виде царапины.

Канавочный характер коррозии в трубопроводе позволяет при выборе

расчетной схемы ограничиться двумя координатными осями, т.е. считать

задачу плоской.

Математическая постановка задач расчета электрических полей в

электролитах, позволяющая решать задачи электрохимической гетерогенности,

рассматривается в работах В.М. Иванова.

В данном случае задача отыскания токов коррозии, распределенных по

сечению трубопровода, ставится как краевая на плоскости:

на поверхности S =





требуется найти решения уравнения Лапласа

   









, р Є S

при нелинейных граничных условиях третьего рода на поверхности трубы

(U – R

(p)γ



) / (S

+ S

) = φ

(U – R

(p)γ



) / S

= φ



= 0,

где U — потенциал среды в исследуемой точке; R — линейная аппроксимация

поляризационного сопротивления, причем R

— на катоде, R

— на аноде; γ—

поверхностная проводимость коррозионной среды; φ

— электродный потенциал

тела трубы; φ

— электродный потенциал гальванической неоднородности; п—

внешняя нормаль к поверхности.

В общем случае будем полагать, что стационарный потенциал распределен по

поверхности анода и катода произвольно. Этим может быть задана неоднородность

структуры металла и учтено влияние продуктов реакции.

Применяя метод интегральных уравнений, решение будем искать, используя

понятие потенциала простого слоя и теорему о скачке нормальной производной

потенциала простого слоя, что дает возможность построить решение в виде системы

интегральных уравнений. Решение системы выполняется численными методами.

Для расчета распределения плотности тока по внутренней поверхности

трубопровода, частично заполненного электролитом, была разработана программа,

реализованная на ЭВМ серии ЕС.

Поскольку учтена нелинейность поляризационных характеристик

коррозионной пары, в программу для ЭВМ могут быть введены любые

реальные поляризационные характеристики.

В результате выполнения программы получено множество распределений

плотностей тока в зависимости от доли анода, что позволяет проследить развитие

коррозионного процесса.

В диапазоне концентраций сероводорода 0-300 мг/л с помощью

капиллярного микроэлектрода определяли локальные электродные потенциалы

стали с сульфидной пленкой и под ней. Зависимость Δφ — [H

S] в указанном

интервале концентрации (Н

S) экстремальная с максимумом при концентрации

сероводорода 30-100 мг/л.

С учетом зависимости Δφ от

концентрации H

S по разработанной программе

была получена графическая зависимость

скорости коррозии, представленной

плотностью анодного тока (i

) от доли анода

(рис. 4).

По вычисленным значениям анодного

тока составлен график зависимости скорости

коррозионного процесса от концентрации серо-

водорода (рис. 5).

Таким образом, разработан и

апробирован алгоритм расчета токов коррозии, связанных с функционированием

гальванопары внутри газопровода, транспортирующего неподготовленный

сероводородсодержа-

Рис. 4. Зависимость плотности анодного щий нефтяной газ.

тока от доли анода в коррозионной паре η:

Параметры Кривые

1 2 3 4 5

Е, В 0,01 0,02 0,03 0,04 0,05

Содержание Н

S, мг/л 0 20 25 35 50

Учет конкретных эксплуатационных

условий (различная природа металла труб,

различная агрессивность среды, рабочие режимы

и т.п.) может при этом проводиться

непосредственно через их влияние на ход

поляризационных кривых, по которым

определяется количественная взаимосвязь

электрохимических параметров (потенциала и

силы тока

Рне. 5. Зависимость скорости коррозии).

коррозии от содержания Н

При транспорте влажного газа существуют два основных режима течения:

дисперсно-кольцевой и расслоенный. В случае дисперсно-кольцевого режима

течения для математической модели коррозионного процесса существен лишь

внешний слой потока, так как коррозия равномерная.

Математически эта задача краевая третьего рода. Предполагается наличие на

внутренней поверхности трубопровода несколько в той или иной степени

поврежденных и подвергшихся коррозии участков. Учет состояния выделенных

участков осуществлен через поляризационные кривые. При решении данной задачи

эффективен дифференциально-разностный метод, позволяющий получить численные

расчеты распределения плотности тока с высокой степенью точности. Для расчетов

составляют программу для ЭВМ ЕС-1022.

При расслоенном режиме течения газожидкостной смеси наблюдается

локальный вид коррозии, в основном по нижней образующей. В данном случае

задача математически значительно усложняется, так как удельная

электропроводность среды является функцией

zr,

точнее кусочно-постоянной

функцией σ(r,z) = σ(r). Задача выяснения механизма локальной коррозии

сводится к расчету силы токов коррозии по сечению трубы.

Поляризационные характеристики не линейны р= p(t, v), где t — время; v

— скорость потока.

Электрохимический потенциал φ = φ(t, v ) . Данные зависимости уста-

навливаются экспериментально в виде таблично заданных функций.

Расчеты на ЭВМ показали значительный рост скорости коррозионного

процесса при расслоенном режиме течения газожидкостных смесей.

Выше не рассматривалась электрохимическая гетерогенность металла

вдоль оси трубопровода в зоне кольцевого сварного соединения. Однако в

связи с продолжающимся увеличением обводненности нефти и ростом

протяженности промысловых трубопроводов ужесточаются требования к

качеству и надежности трубопроводов, в частности, к наиболее уязвимому

звену трубопроводной системы — стыковым сварным соединениям, с позиций

стойкости к эксплуатационным нагрузкам.

Неоднородность физико-механического состояния металла различных зон

сварного соединения при совместном влиянии коррозионной среды и

регулярных или случайных механических нагрузок при эксплуатации

проявляется в усилении электрохимической гетерогенности, которая приводит

к изменению характера коррозии и возникновению локальных зон разрушения.

ВЛИЯНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ НАПРЯЖЕНИЙ НА КОРРОЗИЮ

Влияние механических напряжений на скорость общей коррозии

(механохимическая коррозия)

Известно, что движущая сила коррозионного растворения металла -это

изменение термодинамического (изобарно-изотермического или химического)

потенциала металла при его окислении, выражаемое через электродные

потенциалы электрохимических реакций. При этом э.д.с. коррозионного

элемента тем выше, а следовательно, скорость коррозии больше, чем более

отрицательное значение имеет равновесный электродный потенциал анодной

реакции окисления металла.

Как было показано, появление механических напряжений в

кристаллической решетке металла вызывает сдвиг равновесного электродного

потенциала в сторону отрицательных значений (механохимический эффект),

т.е. понижает его термодинамическую устойчивость и может ускорить

коррозию.

При этом существует симметричность воздействия напряжений, т.е.

изменение локального значения химического потенциала металла в точке

определяется абсолютной величиной гидростатической части тензора

напряжений независимо от направления механической силы — растягивающей

или сжимающей твердое тело (относительно недеформированного состояния).

В случае идеального металлического кристалла, подвергнутого действию

механических напряжений в области упругой деформации, скорость его

растворения (ток коррозии) получается равной

exp

ii 





где i

— анодный ток недеформированного металла (прямая полуреакция); i

катодный ток (обратная полуреакция), ΔР —абсолютная величина

гидростатической части тензора напряжений; V — молярный объем металла; R

— универсальная газовая константа; Т — абсолютная температура.

При нагрузке кристалла выше предела упругости в области пластических

деформаций появляются дефекты структуры типа дислокаций, вокруг которых

кристаллическая решетка получает сильные упругие искажения, и усиливается

механохимический эффект.

В упрощенном виде (с известным приближением) скорость коррозии в

этом случае можно представить





















 exp1

где ΔЄ— степень пластической деформации; Є

— степень деформации,

предшествующей началу деформационного упрочнения (близка к величине

упругой деформации).

Фактическое изменение стационарного потенциала коррозии и тока

коррозии при деформации гетерогенного металлического электрода (даже при

отсутствии поверхностных пленок какого-либо происхождения) может быть

неодинаковым в различных условиях, что зависит от изменения скорости

анодных процессов и характера катодных процессов. В частности, чем более

эффективны катоды на поверхности металла (т.е. слабее поляризуются), тем

меньше изменяется стационарный потенциал и больше растет ток коррозии в

результате деформации. Усиление катодного контроля ослабляет влияние де-

формации на скорость коррозии и увеличивает «разблагораживание»

стационарного потенциала.

Активация металла при пластической деформации происходит в местах

выхода плоскостей скольжения на поверхность, т.е. локально (расстояние

между плоскостями скольжения измеряется десятками и сотнями

микрометров). Неактивированная поверхность, имеющая значительно большую

площадь, может представлять собой весьма эффективный катод.

Повышение эффективности катода приводит к усилению коррозии при

деформации. Питтинговая (локальная) коррозия особенно благоприятна для

зарождения коррозионно-механических трещин. В макроскопическом масштабе

при коррозионном растрескивании участки пластически деформируемого

металла (вершина трещин) и недеформируемого (остальная поверхность)

образуют коррозионные элементы типа гальванопар со сложным

распределением токов и потенциалов, испытывающие, кроме того, влияние

щелевых условий коррозии.

Долговечность труб при коррозионном растрескивании

под напряжением

Коррозионное растрескивание металлов, подвергнутых действию рас-

тягивающих напряжений, характеризуется возникновением и развитием

коррозионно-механических трещин, в вершине которых вследствие

механохимического эффекта локализуется анодный коррозионный процесс. На

стенках трещины при этом могут протекать катодные процессы деполяризации.

Скорость растворения металла в вершине трещины немного превосходит

скорость растворения гладкой поверхности (общей коррозии), так как в

результате концентрации растягивающих напряжений в вершине острого

надреза (трещины) происходит избирательная механохимическая коррозия.

Степень концентрации напряжений в вершине острого надреза (трещины)

можно приближенно оценить

σ = σ

















где σ - фактическое напряжение в концентраторе; σ

— номинальное

напряжение в максимальном сечении растягиваемого элемента металла; l -

глубина надреза (трещины); ρ - радиус закругления в вершине (острота

концентратора).

Этим объясняется преимущественное зарождение коррозионных трещин

из мест концентрации напряжений на поверхности, контактирующей с

коррозионной средой (царапины, резьбовые профили, валики сварных швов и

другие неровности).

Коррозионное растрескивание происходит не только под действием

приложенных извне нагрузок, но и в результате действия остаточных

растягивающих напряжений, возникающих как технологическая

"наследственность" изготовления оборудования или строительно-монтажных

операций, что особенно характерно для сварных соединений трубопроводов.

Особо опасны растягивающие напряжения в кольцевых сварных швах труб

(сжимающие остаточные напряжения могут оказать благоприятное влияние,

частично компенсируя внешние растягивающие напряжения). Поэтому

кольцевые сварные стыки газопроводов сероводородсодержащего газа, как

правило, подвергаются термической обработке для снижения уровня

остаточных растягивающих напряжений.

В кислой коррозионной среде и особенно содержащей такие стимуляторы

наводороживания металла, как сероводород, катодные процессы водородной

деполяризации на стенках трещины приводят к диффузии части

адсорбированных атомов водорода внутрь металла и возникновению

водородной хрупкости, при которой металл теряет свои пластические свойства

и способность сопротивляться развитию хрупких трещин. Положение

усугубляется тем, что водород диффундирует в кристаллической решетке в

направлении мест с максимальными растягивающими напряжениями, т.е. к

вершине трещины, которая охрупчивается прежде всего.

В результате действия локальной коррозии и водородного охруп-чивания

создаются условия для катастрофически быстрого развития коррозионно-

механической трещины при сероводородном коррозионном растрескивании

под напряжением (СКРН).

Сопротивляемость стали к СКРН зависит от ее химического состава,

пластических свойств и степени чистоты по неметаллическим включениям,

которые могут служить коллекторами водорода и создавать внутренние

концентраторы напряжения, служащие источниками водородных трещин.

По современным представлениям, опасность возникновения СКРН

увеличивается с ростом прочности стали, и в первую очередь СКРН

наблюдается у труб нефтяного сортамента (бурильные, насосно-

компрессорные и обсадные трубы), тогда как водородное растрескивание (ВР)

происходит как у высоко-, так и низкопрочных сталей, причем часто

наблюдается у низкопрочных сталей, используемых для трубопроводов

сероводородсодержащего газа. Однако такое подразделение следует считать

условным.

При ВР трещины образуются за счет неметаллических включений в

стали, особенно вытянутыми молекулами сульфида марганца, и рас-

пространяются параллельно поверхности трубы по аномальной структуре с

высокой твердостью, обусловленной ликвациями углерода, марганца, фосфора

и других элементов. Причем трещины возникают двух типов: прямолинейные

трещины (типа расслоений вдоль текстуры проката) и ступенчатые трещины.

При СКРН, когда приложено напряжение от давления газа и мак-

симальным для трубы является окружное напряжение (т.е. ось напряжения' —

окружность сечения трубы), также возникает растрескивание двух типов:

растрескивание, которое зарождается и распространяется перпендикулярно к

оси приложения напряжения (т.е. вдоль оси трубы), и растрескивание, которое

происходит за счет ступенчатого объединения первичных трещин, имеющих

направление, параллельное оси приложения напряжения, т.е. параллельное

поверхности. Последнее характерно для газонефтепроводных труб из

низкопрочной стали, где, следовательно, при коррозионно-механическом

разрушении в натурных условиях трудно однозначно разделить влияние СКРН

и ВР, если были приложены напряжения и развивался процесс коррозии.

Поэтому если в лабораторных условиях для высокопрочных труб

нефтяного сортамента достаточно оценивать стойкость к СКРН, то для

газонефтепроводных труб необходимо оценивать как стойкость к СКРН, так и к

ВР. Соответственно необходимо подбирать ингибиторы коррозии,

обеспечивающие защиту не только от общей коррозии, но и от СКРН и ВР.

Лабораторные методы оценки стойкости к СКРН и ВР отличаются тем,

что в первом случае образец выдерживается в моделированном электролите под

напряжением заданного уровня до появления первых трещин или разрушения с

фиксацией необходимого для этого времени, а во втором случае образец

выдерживается в электролите заданное время без приложения напряжений и

затем анализируют топографию возникших водородных трещин.

Небольшие отклонения в условиях испытаний (рН электролита, удельный

объем, масштабный фактор и др.) могут привести к существенно различным и

труднообъяснимым результатам. Поэтому вполне естественно стремление к

унифицированию методик.

Наибольшее распространение для оценки стойкости стали к СКРН

получила методика NACE ТМ-01-77. Суть ее состоит в том, что образец стали

заданных формы и размеров подвергается одноосному растяжению постоянной

нагрузкой в электролите состава 5% NaCI + 0,5% CH

COOH, насыщаемом

(барботажем), сероводородом при атмосферном давлении и комнатной

температуре. Измеряют время до разрушения при заданном уровне напряжений. В

качестве базы испытаний принято, время 720 ч, и максимальное напряжение, при

котором за это время не произошло разрушения, принимается за условное

пороговое напряжение.

Однако, поскольку за более длительное время испытаний СКРН может

произойти и при напряжении, меньшем порогового, а моделированный электролит

не обеспечивает подобия натурным условиям, такие испытания имеют значение

лишь относительной оценки стойкости сталей для их сравнения между собой и

формулирования технических требований к вновь разрабатываемым трубным

сталям.

КОРРОЗИЯ МЕТАЛЛИЧЕСКОГО ОБОРУДОВАНИЯ

И КОММУНИКАЦИЙ В НЕФТЯНОЙ ПРОМЫШЛЕННОСТИ

При добыче нефти из продуктивного пласта на поверхность извлекается

газожидкостная смесь большей или меньшей вязкости, состоящая из нефти,

газа и воды. Конечная стадия процесса добычи нефти-—разделение этой

смеси на три потока: нефть и попутный газ отправляют потребителям, а

отделяемую от нефти пластовую воду утилизируют на месте добычи нефти.

В процессе разработки нефтяного месторождения, особенно в условиях

применения методов поддержания пластового давления и интенсификации

добычи нефти (закачка в пласт воды и газа, использование тепловых методов,