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GEBIET DER ERFINDUNG
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Die
vorliegende Erfindung betrifft ein verbessertes System für das Verarbeiten,
das Speichern und den Transport von Flüssigerdgas (LNG), und insbesondere
ein neues System zum Verarbeiten, Speichern und Transportieren von
LNG bei im Vergleich zu herkömmlichen
LNG-Systemen wesentlich erhöhten
Drucken und Temperaturen.
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TECHNISCHER HINTERGRUND
DER ERFINDUNG
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In
der folgenden Beschreibung sind verschiedene Begriffe definiert.
Zur Vereinfachung ist unmittelbar vor den Patentansprüchen ein
Glossar von Begriffen vorgesehen.
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Viele
Erdgasquellen befinden sich in entfernten Gegenden, in großer Entfernung
zu irgendwelchen Handelsmärkten
für das
Gas. Manchmal ist eine Pipeline für den Transport von erzeugtem
Erdgas zu einem Handelsmarkt verfügbar. Wenn ein Pipelinetransport
zu einem Handelsmarkt nicht möglich
ist, wird erzeugtes Erdgas häufig
zu LNG für
den Transport zum Markt verarbeitet. Das LNG wird typischerweise
mit speziellen Tankern transportiert, und dann an einem Importterminal
in der Nähe
des Marktes gespeichert und zurückverdampft.
Die Ausrüstung,
die zum Verflüssigen,
Transportieren, Speichern und Rückverdampfen
von Erdgas verwendet wird, ist im allgemeinen relativ teuer; ein
typisches herkömmliches
LNG-Projekt kann
von fünf
bis zehn Milliarden Dollars kosten, einschließlich Felderschließungskosten.
Ein typisches LNG-Projekt "auf
der grünen
Wiese" erfordert
einen minimalen Erdgasvorrat von etwa 280 Gm3 (10
TCF (Billionen Kubikfuß)),
und die LNG-Abnehmer sind normalerweise große Energieversorgungsunternehmen.
Häufig
sind Erdgasvorräte, die
in abgelegenen Gegenden entdeckt werden, kleiner als 280 Gm3 (10 TCF). Selbst bei Erdgasvorräten, die den
Minimalwert von 280 Gm3 (10 TCF) erreichen,
sind Verpflichtungen über
sehr lange Zeit, von 20 Jahren oder mehr, sämtlicher Beteiligter erforderlich,
nämlich
des LNG-Versorgers, des LNG-Verladers, und des großen Energieversorgungsunternehmens
als LNG-Kunde, um wirtschaftlich vertretbar das Erdgas als LNG zu verarbeiten,
zu speichern, und zu transportieren. Wenn für potentielle LNG-Kunden eine
alternative Gasquelle verfügbar
ist, beispielsweise Pipelinegas, ist die herkömmliche LNG-Lieferkette häufig wirtschaftlich
nicht konkurrenzfähig.
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1 zeigt schematisch eine
herkömmliche
LNG-Anlage, welche LNG bei Temperaturen von etwa –162 °C (–260 °F) und bei
Atmosphärendruck
erzeugt. Ein typischer Erdgasstrom gelangt in eine herkömmliche
LNG-Anlage bei Drucken hinein, die zwischen etwa 4830 kPa (700 psia)
und etwa 7600 kPa (1100 psia) liegen, und bei Temperaturen, die
zwischen etwa 21 °C
(70 °F)
und etwa 38 °C
(100 °F)
liegen. Bis zu etwa 350000 Kühl-Horsepower
sind dazu erforderlich, die Temperatur des Erdgases auf die sehr
niedrige Auslaßtemperatur
von etwa –162 °C (–260 °F) in einer
herkömmlichen
LNG-Anlage mit zwei Zweigen zu verringern. Wasser, Kohlendioxid,
schwefelhaltige Verbindungen wie beispielsweise Schwefelsulfid,
andere saure Gase, n-Pentan und höhere Kohlenwasserstoffe einschließlich Benzol,
müssen
im wesentlichen von dem Erdgas während
der herkömmlichen
LNG-Verarbeitung entfernt werden, bis zu Pegeln von Teilen pro Million
(ppm) herunter, da andererseits diese Bestandteile ausfrieren, und
zu Verstopfungsproblemen in der Verarbeitungsanlage führen. Bei
einer herkömmlichen
LNG-Anlage ist eine Gasbehandlungseinrichtung dazu erforderlich, das
Kohlendioxid und saure Gase zu entfernen. Die Gasbehandlungseinrichtung
verwendet typischerweise einen chemischen und/oder physikalischen
Lösungsmittelrückgewinnungsvorgang,
und erfordert einen beträchtlichen
Kapitaleinsatz. Darüber
hinaus sind die Betriebskosten hoch, verglichen mit jenen für andere
Einrichtungen in der Anlage. Trockenbettentwässerungsmittel, beispielsweise
Molekularsiebe, sind zum Entfernen des Wasserdampfs erforderlich.
Die Absorptionskolonnen- und Fraktionierungseinrichtungen werden
zum Entfernen der Kohlenwasserstoffe verwendet, die dazu neigen,
Verstopfungsprobleme hervorzurufen. Quecksilber wird ebenfalls in
einer herkömmlichen
LNG-Anlage entfernt, da es zu Ausfällen bei Einrichtungen führen kann,
die aus Aluminium bestehen. Darüber
hinaus wird ein großer
Anteil des Stickstoffs, der im Erdgas vorhanden sein kann, nach
der Verarbeitung entfernt, da während
des Transports herkömmlichen
LNG der Stickstoff nicht in der flüssigen Phase bleibt, und es
unerwünscht
ist, am Lieferort Stickstoffdämpfe
in LNG-Behältern
zu haben.
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Behälter, Rohre,
und andere Einrichtungen, die in einer herkömmlichen LNG-Anlage verwendet
werden, sind typischerweise zumindest zum Teil aus Aluminium oder nickelhaltigem
Stahl (beispielsweise 9 Gew.-% Nickel) konstruiert, um die erforderliche
Bruchzähigkeit
bei den extrem tiefen Verarbeitungstemperaturen bereitzustellen.
Teure Materialien mit guter Bruchzähigkeit bei niedrigen Temperaturen,
einschließlich Aluminium
und industrieller nickelhaltiger Stahl (beispielsweise 9 Gew.-%
Nickel) werden typischerweise dazu verwendet, das LNG in den LNG-Schiffen
und an den Importterminals aufzubewahren, zusätzlich zu ihrem Einsatz in
der herkömmlichen
Anlage.
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Nickelhaltige
Stähle,
die herkömmlich
für Tieftemperaturbauanwendungen
eingesetzt werden, beispielsweise Stähle mit Nickelgehalten von
mehr als etwa 3 Gew.-% weisen niedrige DBTT-Werte auf (ein Maß für die Zähigkeit,
wie nachstehend definiert), weisen jedoch ebenfalls relativ niedrige
Zugfestigkeit auf. Typische, im Handel erhältliche Stähle mit 3 Gew.-% Nickel, 5,5
Gew.-% Nickel und 9 Gew.-% Nickel weisen DBTT-Werte von etwa –100 °C (–150 °F), –155 °C (–250 °F) bzw. –175 °C (–280 °F) auf, und
eine Zugfestigkeit von bis zu 485 MPa (70 ksi), 620 MPa (90 ksi)
bzw. 830 MPa (120 ksi). Um diese Kombinationen der Festigkeit und
der Zähigkeit
zu erzielen, wird bei diesen Stählen
im allgemeinen eine kostenaufwendige Verarbeitung durchgeführt, beispielsweise
eine Doppelanlaßbehandlung.
Im Falle von Tieftemperaturanwendungen setzt die Industrie momentan
diese industriellen, nickelhaltigen Stähle ein, infolge ihrer guten
Zähigkeit
bei niedrigen Temperaturen, muß jedoch
konstruktive Vorkehrungen wegen ihrer relativ niedrigen Zugfestigkeiten
treffen. Die Konstruktionen erfordern im allgemeinen übermäßige Dicken
des Stahls für
Anwendungen, bei welchen Lasten bei tiefen Temperatur getragen werden.
Der Einsatz dieser nickelhaltigen Stähle bei Anwendungen, bei denen
Lasten bei tiefen Temperaturen getragen werden, ist daher im allgemeinen
teuer, infolge der hohen Kosten des Stahls, zusammen mit den erforderlichen
Dicken des Stahls.
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Ein
typisches, herkömmliches
LNG-Schiff setzt große
kugelförmige
Behälter
(als Moss-Kugeln bezeichnet), zum Speichern des LNG während des
Transports ein. Diese Schiffe kosten momentan jeweils mehr als etwa
230 Millionen Dollar. Ein typisches, herkömmliches Projekt zur Erzeugung
von LNG im mittleren Osten und zu dessen Transport in den fernen
Osten kann 7 bis 8 dieser Schiffe mit Gesamtkosten von etwa 1,6
bis 2,0 Milliarden Dollar erfordern.
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Wie
aus den voranstehenden Überlegungen
deutlich wird, besteht das Bedürfnis
nach einem kostengünstigeren
System zum Verarbeiten, Speichern und Transportieren von LNG zu
Handelsmärkten,
damit entfernte Erdgasvorräte
wirksamer mit alternativen Energieversorgungen konkurrieren können. Darüber hinaus ist
ein System erforderlich, um kleinere entfernte Erdgasvorräte kommerziell
zu nutzen, die man sonst unter Kostenerwägungen nicht erschließen würde. Darüber hinaus
ist ein kostengünstigeres
Vergasungs- und Liefersystem erforderlich, damit LNG für kleinere
Verbraucher unter Kostengesichtspunkten attraktiv wird.
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Daher
bestimmen die Hauptziele der vorliegenden Erfindung in der Bereitstellung
eines kostengünstigeren
Systems zum Verarbeiten, Speichern, und Transportieren von LNG von
entfernten Quellen zu kommerziellen Märkten, und den Schwellenwert
sowohl für
den Vorrat als auch den Markt wesentlich herunterzusetzen, der festlegt,
ob ein LNG-Projekt unter Kostenerwägungen durchführbar ist.
Eine Vorgehensweise zum Erreichen dieser Ziele würde darin bestehen, das LNG
bei höheren
Drucken und Temperaturen zu verarbeiten, als dies in einer herkömmlichen
LNG-Anlage erfolgt, also bei Drucken oberhalb von Atmosphärendruck
und Temperaturen oberhalb von –162 °C (–260 °F). Zwar
wurde das allgemeine Konzept der Verarbeitung, Speicherung und des
Transports von LNG bei erhöhten
Drucken und Temperaturen in Veröffentlichungen
der Industrie diskutiert, jedoch diskutieren diese Veröffentlichungen
im allgemeinen die Konstruktion von Transportbehältern aus nickelhaltigem Stahl
(beispielsweise 9 Gew.-% Nickel) oder Aluminium, die beide die konstruktiven
Anforderungen erfüllen
können,
jedoch sehr teuere Materialien darstellen. Beispielsweise wird auf
den Seiten 162-164 des Buches NATURAL GAS BY SEA, The Development
of a New Technology, veröffentlicht von
Witherby & Co.
Ltd., erste Ausgabe 1979, zweite Ausgabe 1993, von Roger Ffooks
die Umwandlung des Liberty-Schiffes Sigalpha diskutiert, um entweder
MLG (im mittleren Ausmaß verflüssigtes
Gas) bei 1390 kPa (200 psig) und –115 °C (–175 °F) zu transportieren, oder CNG
(Erdgas unter Druck), das bei 7935 kPa (1150 psia) und –60 °C (–75 °F) verarbeitet
wurde. Mr. Ffooks gibt an, daß trotz
der technischen Durchführbarkeit keines
der beiden Konzepte "Käufer" gefunden hat – hauptsächlich wegen
der hohen Speicherkosten. Entsprechend einer Veröffentlichung zu diesem Gegenstand,
die von Mr. Ffooks erwähnt
wird, bestand für
den Einsatz bei CNG, also bei –60 °C (–75 °F) das konstruktive
Ziel in einem niedrig legierten, schweißbaren, vergüteten Stahl
mit guter Festigkeit (760 MPa (110 ksi)) und guter Bruchzähigkeit
unter Betriebsbedingungen (vgl. "A
new process for the transportation of natural gas" von R.J. Broeker,
International LNG Konferenz, Chicago, 1968). Diese Veröffentlichung
gibt ebenfalls an, daß eine
Aluminiumlegierung die kostengünstigste
Legierung für
den MLG-Einsatz darstellte, also bei der erheblich niedrigeren Temperatur
von –115 °C (–175 °F). Darüber hinaus
diskutiert Mr. Ffooks auf Seite 164 den Entwurf Ocean Phoenix Transport,
bei welchem auf einem erheblich niedrigerem Druck von etwa 414 kPa
(60 psig) gearbeitet wird, mit Tanks, die aus Stahl mit 9 % Nickel
oder einer Aluminiumlegierung hergestellt werden konnten; und erwähnt erneut,
daß diese
Vorgehensweise offenbar nicht genügende technische oder finanzielle
Vorteile zur Verfügung
stellen schien, um kommerziell eingesetzt zu werden. Vergleiche
ebenfalls: (i) U.S.-Patent 3 298 805, welches die Verwendung eines
Stahls mit einem Nickelgehalt von 9 % oder einer hochfesten Aluminiumlegierung
zur Herstellung von Behältern
für den
Transport von Erdgas unter Druck diskutiert; und (ii) U.S.-Patent
4 182 254, welches Tanks aus Stahl mit 9 % Nickel oder ähnlichem
Stahl für
den Transport von LNG bei Temperaturen von –100 °C (–148 °F) bis –140 °C (–220 °F) und Drucken von 4 bis 10
Atmosphären
(also 407 kPa (59 psia) bis 1014 kPa (147 psia)) diskutiert; (iii)
U.S.-Patent 3 232 725, welches den Transport von Erdgas im dichten
Zustand eines einzigen Fluids bei einer so niedrigen Temperatur
wie –62 °C (–80 °F) diskutiert,
oder in einigen Fällen
von –68 °C (–90 °F), und bei
Drucken von zumindest 345 kPa (50 psi) oberhalb des Siededrucks
des Gas bei Betriebstemperaturen, wobei Behälter eingesetzt wurden, die
aus Materialien wie beispielsweise Stahl mit 1 bis 2 Prozent Nickel
konstruiert waren, wobei der Stahl vergütet wurde, um eine endgültige Zugfestigkeit
zu erreichen, die annähernd
120000 psi betrug; und (iv) "Marine
Transportation of LNG at Intermediate Temperature", CME März 1979,
von C.P. Bennett, der eine Fallstudie des Transports von LNG bei
einem Druck von 3,1 MPa 8450 psi) und einer Temperatur von –100 °C (–140 °F) diskutiert,
unter Einsatz eines Speicherbehälters,
der aus einem Stahl mit 9 % Nickel, oder einem vergüteten Stahl
mit 3,5 % Nickel hergestellt wurde, und Wände mit einer Dicke von 9,5
Zoll aufwies.
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Obwohl
diese Konzepte in Veröffentlichungen
der Industrie diskutiert werden, wird nach unserer Kenntnis momentan
LNG nicht kommerziell bei Drucken, die wesentlich höher als
Atmosphärendruck
sind, und Temperaturen, die wesentlich höher als –162 °C (–260 °F) sind, verarbeitet, gespeichert
und transportiert. Dies liegt wahrscheinlich daran, daß bislang
kein kostengünstiges
System zum Verarbeiten, Speichern und Transportieren des LNG bei
derartigen Drucken und Temperaturen entwickelt wurde.
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Ein
spezielles Ziel der vorliegenden Erfindung besteht daher in der
Bereitstellung eines verbesserten, kostengünstigen Systems zum Verarbeiten,
Speichern und Transportieren von LNG bei wesentlich erhöhten Drucken
und Temperaturen, im Vergleich zu herkömmlichen LNG-Systemen.
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ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
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Entsprechend
den voranstehend angegebenen Zielen der vorliegenden Erfindung wird
ein Behälter bereitgestellt,
zur Aufbewahrung von Flüssigerdgas
unter Druck (PLNG) bei einem Druck in dem weiten Bereich von etwa
1035 kPa (150 psia) bis 7590 kPa (1100 psia) und einer Temperatur
in dem weiten Bereich von etwa –123 °C (–190 °F) bis etwa –92 °C (–80 °F), wobei
der Behälter
aus Materialien konstruiert ist, die einen äußerst hochfesten, niedrig legierten
Stahl umfassen, der weniger als 9 Gew.-% Nickel enthält, und
ausreichende Festigkeit und Bruchzähigkeit aufweist, um das Flüssigerdgas
unter Druck aufzubewahren. Der Stahl weist eine äußerst hohe Festigkeit auf,
beispielsweise eine Zugfestigkeit (wie hier definiert) von mehr
als 830 MPa (120 ksi), und einen Wert von DBTT (wie hier definiert)
von unterhalb –73 °C (–100 °F). Um die
Kosten zu minimieren enthält
der Stahl vorzugsweise weniger als 7 Gew.-% Nickel, und besonders
bevorzugt weniger als etwa 5 Gew.-% Nickel. Zusätzlich wird ein System zum
Verarbeiten und Transportieren von PLNG zur Verfügung gestellt. Das System gemäß der vorliegenden
Erfindung erzeugt PLNG bei Drucken in dem weiten Bereich von etwa
1035 kPa (150 psia) bis etwa 7590 kPa (1100 psia) und Temperaturen
in dem weiten Bereich von etwa –123 °C (–190 °F) bis etwa –62 °C (–80 °F), und verwendet
die Behälter
gemäß der vorliegenden Erfindung
zum Speichern und Transportieren des PLNG.
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Die
vorliegende Erfindung stellt ein System zur Verarbeitung von Erdgas
zum Erzeugen von PLNG zur Verfügung,
zum Speichern von PLNG, und zum Transport von PLNG zum Ort eines
Nutzers. Das System gemäß der vorliegenden
Erfindung umfaßt:
(i) eine Verarbeitungsanlage zur Umwandlung des Erdgases in PLNG mit
einem Druck von etwa 1035 kPa (150 psia) bis etwa 7590 kPa (1100
psia) und einer Temperatur von etwa –123 °C (–190 °F) bis etwa –62 °C (–80 °F), wobei die Verarbeitungsanlage
im wesentlichen besteht aus: (a) Empfangseinrichtungen zum Empfang
eines Erdgasstroms und zum Entfernen flüssiger Kohlenwasserstoffe von
dem Erdgas; (b) Entwässerungseinrichtungen
zum Entfernen von ausreichend Wasserdampf von dem Erdgas, damit
ein Einfrieren des Erdgases bei den Temperaturen und Drucken des
PLNG verhindert wird; und (c) Verflüssigungseinrichtungen zur Umwandlung
des Erdgases in PLNG; (ii) Speicherbehältern, die aus Materialien
bestehen, die einen äußerst hochfesten,
niedrig legierten Stahl enthalten, der weniger als 9 Gew.-% Ni enthält, und
eine Zugfestigkeit von mehr als 830 MPa (120 ksi) und einen DBTT-Wert
von weniger als etwa –73 °C (–100 °F) aufweist;
(ii) einen Exportterminal, der (a) Speicherbehälter zum Speichern des PLNG
und Einrichtungen zur Übertragung
des PLNG in Transportspeicherbehälter
an Bord eines Transportschiffes aufweist, oder, wahlweise, (b) im
wesentlichen aus Einrichtungen zur Übertragung des PLNG in Transportspeicherbehälter an
Bord eines Transportschiffes besteht; (iv) Transportschiffe mit
Transportspeicherbehältern,
zum Transportieren des PLNG zu einem Importterminal, die wahlweise
an Bord befindliche Verdampfungseinrichtungen aufweisen, um das
PLNG in Gas umzuwandeln; und (v) einen Importterminal, der (a) Importspeicherbehälter aufweist
(wobei die Importspeicherbehälter
sich an Land befinden, auf einem schwimmenden Schiff, oder einer
ortsfesten Offshore-Anordnung), Einrichtungen zum Übertragen
des PLNG von den Transportspeicherbehältern zu den Importspeicherbehältern, und
Einrichtungen zum Verdampfen des PLNG zum Liefern an Pipelines oder
Benutzereinrichtungen, oder wahlweise (b) im wesentlichen aus Importeinrichtungen
bestehen (wobei die Importeinrichtungen an Land vorgesehen sind,
an Bord eines schwimmenden Schiffes, oder bei einer ortsfesten Offshore-Einrichtung),
einschließlich
Verdampfungseinrichtungen zum Empfang des PLNG von den Transportspeicherbehältern und
zur Umwandlung des PLNG in Gas, und zum Liefern des Gases zu Pipelines
oder Benutzereinrichtungen, oder wahlweise (c) im wesentlichen aus
Einrichtungen zum Übertragen
des Gases, welches aus PLNG durch Verdampfungseinrichtungen an Bord
umgewandelt wurde, an Pipelines oder Benutzereinrichtungen am Dock
oder über
Ankerverbindungen offshore bestehen, beispielsweise einem Einzelankerschenkelfestmacher
(SALM).
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BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
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Die
Vorteile der vorliegenden Erfindung lassen sich unter Bezugnahme
auf die folgende, detaillierte Beschreibung und die beigefügten Zeichnungen
besser verstehen, wobei:
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1 (STAND
DER TECHNIK) schematisch ein Beispiel für eine Anlage zur Verarbeitung
herkömmlichen
LNG zeigt;
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2 schematisch
ein Beispiel für
eine Anlage zur Verarbeitung von PLNG gemäß der vorliegenden Erfindung
zeigt;
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3A eine
Rückansicht
eines Beispiels für
ein Schiff zum Transport von PLNG gemäß der vorliegenden Erfindung
zeigt;
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3B eine
Seitenansicht eines Beispiels für
ein Schiff zum Transport von PLNG gemäß der vorliegenden Erfindung
zeigt;
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3C eine
Aufsicht auf ein Beispiel für
ein Schiff zum Transport von PLNG gemäß der vorliegenden Erfindung
zeigt;
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4A eine
Rückansicht
eines Beispiels für
ein Schiff zum Transport von PLNG gemäß der vorliegenden Erfindung
zeigt, welches einen PLNG-Verdampfer an Bord hat;
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4B eine
Seitenansicht eines Beispiels eines Schiffs zum Transport von PLNG
gemäß der vorliegenden Erfindung
zeigt, welches einen PLNG-Verdampfer an Bord hat;
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4C eine
Aufsicht auf ein Beispiel für
ein Schiff zum Transport von PLNG gemäß der vorliegenden Erfindung
zeigt, welches einen PLNG-Verdampfer an Bord hat;
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5A ein
Diagramm der kritischen Fehlstellentiefe für eine vorgegebene Fehlstellenlänge als
Funktion der CTOD-Bruchzähigkeit
und der Restspannungen zeigt; und
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5B die
Geometrie (Länge
und Tiefe) einer Fehlstelle zeigt.
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Zwar
wird die Erfindung im Zusammenhang mit ihren bevorzugten Ausführungsformen
beschrieben, jedoch wird darauf hingewiesen, daß die Erfindung nicht hierauf
beschränkt
ist. Im Gegensatz soll nämlich
die Erfindung sämtliche
Alternativen, Modifikationen und Äquivalente abdecken, die innerhalb
des Wesens und Umfangs der Erfindung liegen, wie sie in den beigefügten Patentansprüchen definiert
sind.
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DETAILLIERTE BESCHREIBUNG
DER ERFINDUNG
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PLNG-Speicherbehälter
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Der
Schlüssel,
um die PLNG-Anlage und die Transportbehälter gemäß der vorliegenden Erfindung
zu erreichen, sind die Speicherbehälter zum Speichern und Transportieren
des PLNG, das bei einem Druck im weiten Bereich von etwa 1035 kPa
(150 psia) bis etwa 7590 kPa (1100 psia) und bei einer Temperatur
im weiten Bereich von etwa –123 °C (–190 °F) bis etwa –62 °C (–80 °F) erzeugt
wird. Speicherbehälter
für das
PLNG werden aus Materialien konstruiert, die einen äußerst hochfesten,
niedrig legierten Stahl umfassen, der sowohl eine ausreichende Festigkeit
als auch ausreichende Bruchzähigkeit
für die
Betriebsbedingungen des PLNG-Systems gemäß der vorliegenden Erfindung
aufweist, einschließlich
der Drucke und Temperaturen. Der Stahl weist eine Zugfestigkeit
von mehr als 830 MPa (120 ksi) auf, vorzugsweise größer als
etwa 860 MPa (125 ksi), und besonders bevorzugt größer als
etwa 900 MPa (130 ksi). Bei einigen Anwendungen ist ein Stahl mit einer
Zugfestigkeit von mehr als etwa 930 MPa (135 ksi) vorzuziehen, oder
größer als
etwa 965 MPa (140 ksi), oder größer als
etwa 1000 MPa (145 ksi). Der Stahl weist darüber hinaus vorzugsweise einen
DBTT-Wert von weniger als etwa –73 °C (–100 °F) auf. Weiterhin
wird ein Behälter
zur Verfügung
gestellt, zum Speichern von Flüssigerdgas
unter Druck, bei einem Druck von etwa 1725 kPa (250 psia) bis etwa
4830 kPa (700 psia), und bei einer Temperatur von etwa –112 °C (–170 °F) bis etwa –79 °C (–110 °F), wobei
der Behälter
(i) aus Materialien konstruiert ist, die einen äußerst hochfesten, niedrig legierten
Stahl mit einem Nickelgehalt von weniger als 9 Gew.-% umfassen,
und (ii) eine ausreichende Festigkeit und Bruchzähigkeit aufweist, um das Flüssigerdgas
unter Druck festzuhalten.
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Die äußerst hochfesten,
niedrig legierten Stähle,
die zum Konstruieren von Behältern
gemäß der vorliegenden
Erfindung verwendet werden, enthalten vorzugsweise niedrige Mengen
an teueren Legierungen, beispielsweise Nickel. Vorzugsweise liegt
der Nickelgehalt unter 9 Gew.-%, bevorzugt unter etwa 7 Gew.-%, und
besonders bevorzugt unter etwa 5 Gew.-%. Besonders bevorzugt enthalten
derartige Stähle
die Minimalmenge an Nickel, die zur Bereitstellung der erforderlichen
Bruchzähigkeit
erforderlich ist. Vorzugsweise enthalten derartige, äußerst hochfeste,
niedrig legierte Stähle
weniger als etwa 3 Gew.-% Nickel, besonders bevorzugt weniger als
etwa 2 Gew.-% Nickel, und ganz besonders bevorzugt weniger als 1
Gew.-% Nickel.
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Vorzugsweise
sind derartige Stähle
schweißbar.
Diese äußerst hochfesten,
niedrig legierten Stähle
erleichtern die Konstruktion von Behältern zum Transport des PLNG
bei beträchtlich
niedrigeren Kosten pro Pfund Stahl, als dies mit momentan erhältlichen
Alternativen möglich
wäre, nämlich Aluminium
und handelsüblichen,
nickelhaltigen Stählen
(beispielsweise 9 Gew.-% Nickel). Vorzugsweise ist der zum Aufbau
von Speicherbehältern
gemäß der vorliegenden
Erfindung verwendete Stahl nicht getempert. Allerdings kann ein getemperter
Stahl, der die erforderliche Festigkeit und Bruchzähigkeit
aufweist, zum Konstruieren von Speicherbehältern gemäß der vorliegenden Erfindung
verwendet werden.
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Wie
Fachleute auf diesem Gebiet wissen, kann der Charpy-V-Kerben-Test
(CVN-Test) zum Zwecke der Beurteilung der Bruchzähigkeit und zur Bruchsteuerung
beim Entwurf von Speicherbehältern
zum Transport von Tieftemperaturfluiden unter Druck, etwa PLNG,
eingesetzt werden, insbesondere durch Verwendung der Duktil-Spröde-Übergangstemperatur
(DBTT). Die DBTT unterteilt zwei Bruchbereiche bei Baustählen. Bei Temperaturen
unterhalb der DBTT tritt ein Ausfall bei dem Charpy-V-Kerben-Test
durch Spaltbruch (Sprödigkeitsbruch)
bei niedriger Energie auf, wogegen bei Temperaturen oberhalb der
DBTT ein Ausfall durch duktilen Bruch mit hoher Energie auftritt.
Speicher- und Transportbehälter,
die aus geschweißten
Stählen
für die
voranstehend geschilderten Tieftemperaturanwendungen und für andere
Einsätze
bei tiefen Temperaturen und zum Tragen von Lasten konstruiert sind,
müssen
DBTTs, bestimmt durch den Charpy-V-Kerben-Test, aufweisen, die deutlich
unterhalb der Einsatztemperatur der Anordnung liegen, um einen Sprödbruch zu
vermeiden. Abhängig
von dem Entwurf kann sich die erforderliche DBTT-Temperatur von
5 °C auf
30 °C (9 °F bis 54 °F) unterhalb
der Einsatztemperatur verschieben.
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Wie
Fachleute auf diesem Gebiet wissen, umfassen die Betriebsbedingungen,
die bei dem Entwurf von Speicherbehältern berücksichtigt werden, die aus
einem geschweißten
Stahl zum Transport von Tieftemperaturfluiden unter Druck hergestellt
werden, unter anderen Dingen den Druck und die Temperatur im Betrieb, sowie
zusätzliche
Belastungen, die auf den Stahl und die Schweißstellen einwirken (siehe das
Glossar). Zur Bestimmung der Bruchzähigkeit des Stahls und der
Schweißkonstruktion
können
Standardbruchmechanikmessungen eingesetzt werden, beispielsweise
(i) der kritische Spannungsintensitätsfaktor (KIC,
der eine Messung der Verformungsbruchzähigkeit in der Ebene darstellt,
und (ii) die Spaltspitzenöffnungsverschiebung (CTOD),
die zur Messung der elastisch-plastischen Bruchzähigkeit verwendet werden kann,
wobei diese beiden Größen Fachleuten
bekannt sind. Industrienormen, die allgemein für den Entwurf von Stahlkonstruktionen akzeptiert
sind, beispielsweise wie in der BSI-Veröffentlichung "Guidance on methods
for assessing the acceptability of flaws in fusion welded structures" beschrieben, häufig bezeichnet
als "PD 6493: 1991", können dazu verwendet
werden, die maximal zulässigen
Fehlstellen für
die Behälter
zu bestimmen, auf der Grundlage der Bruchzähigkeit des Stahls und der
Schweißkonstruktion (einschließlich HAZ)
und der auf den Behälter
einwirkenden Verformungen. Ein Fachmann kann ein Bruchsteuerprogramm
entwickeln, um das Entstehen von Brüchen durch folgende Maßnahmen
abzumildern: (i) einen geeigneten Behälterentwurf, um einwirkende
Spannungen zu minimieren, (ii) geeignete Herstellungsqualitätskontrolle
zum Minimieren von Defekten, (iii) geeignete Steuerung der Lebenszyklusbelastungen
und Drucke, die auf den Behälter
einwirken, und (iv) ein geeignetes Untersuchungsprogramm, um verläßlich Fehlstellen
und Defekte in dem Behälter
zu entdecken. Eine bevorzugte Entwurfsphilosophie für das System
gemäß der vorliegenden
Erfindung besteht in "Leck
vor Ausfall", wie
dies Fachleuten bekannt ist. Diese Überlegungen werden hier allgemein
als "bekannte Prinzipien
der Bruchmechanik" bezeichnet.
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Nachstehend
ist ein nicht-einschränkendes
Beispiel für
den Einsatz dieser bekannten Prinzipien der Bruchmechanik in einer
Prozedur zur Berechnung der kritischen Fehlstellentiefe für eine vorgegebene
Fehlstellenlänge
zum Einsatz in einem Bruchkontrollplan angegeben, um das Einleiten
von Brüchen
in einem Druckbehälter
zu verhindern, beispielsweise einem Speicherbehälter gemäß der vorliegenden Erfindung.
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5B zeigt
eine Fehlstelle mit einer Fehlstellenlänge
315 und einer
Fehlstellentiefe
310. PD6493 wird zur Berechnung von Werten
für das
Diagramm
300 für
die kritische Fehlstellengröße verwendet,
das in
5A gezeigt ist, auf der Grundlage
der folgenden Entwurfsbedingungen:
Behälterdurchmesser: | 4,57
m |
(15
Feet) | Behälterwandstärke: |
25,4
mm | (1,00
Zoll) |
Entwurfsdruck: | 3445
kPa |
(500
psi) | Zulässige Umfangsspannung: |
333
MPa | (48,3
ksi). |
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Für den Zweck
des vorliegenden Beispiels wird eine Oberflächenfehlstellenlänge von
100 mm (4 Zoll) angenommen, also eine axiale Fehlstelle, die sich
in einer Schweißnaht
befindet. In 5A zeigt das Diagramm 300 den
Wert für
die kritische Fehlstellentiefe als Funktion der CTOD-Bruchzähigkeit
und der Restspannung, für
Restspannungspegel von 15, 50 und 100 Prozent der Streckgrenze.
Restspannungen können infolge
der Herstellung und des Schweißens
hervorgerufen werden; und PD6493 empfiehlt den Einsatz eines Restspannungswertes
von 100 Prozent der Streckgrenze bei Schweißungen (einschließlich der
Schweißung HAZ),
es sei denn, daß die
Schweißungen
entspannt werden, unter Verwendung von Techniken wie beispielsweise
der Wärmebehandlung
nach dem Schweißen
(PWHT) oder der mechanischen Entspannung.
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Auf
der Grundlage der CTOD-Bruchzähigkeit
des Druckbehälterstahls
bei der minimalen Einsatztemperatur kann die Behälterfabrikation so eingestellt
werden, daß die
Restspannungen verringert werden, und kann ein Inspektionsprogramm
eingerichtet werden (sowohl für
die anfängliche
Inspektion als auch die Inspektion im Dienst), um Fehlstellen zum
Vergleich mit der kritischen Fehlstellengröße festzustellen und zu messen. Beim
vorliegenden Beispiel beträgt,
wenn der Stahl eine CTOD-Zähigkeit
von 0,025 mm bei der minimalen Einsatztemperatur (gemessen unter
Verwendung von Laborproben) aufweist, und die Restspannungen auf
50 Prozent der Stahlstreckgrenze verringert werden, der Wert für die kritische
Fehlstellentiefe annähernd
4 mm (siehe den Punkt 320 in 5A). Führt man
entsprechende Rechnungen durch, wie dies Fachleuten bekannt ist,
können
kritische Fehlstellentiefen für
verschiedene Fehlstellenlängen
und verschiedene Fehlstellengeometrien bestimmt werden. Unter Verwendung
dieser Information können
ein Qualitätskontrollprogramm
und ein Inspektionsprogramm (Techniken, feststellbare Fehlstellenabmessungen,
Häufigkeit)
entwickelt werden, um sicherzustellen, daß Fehlstellen festgestellt
und beseitigt werden, bevor sie die kritische Fehlstellentiefe erreichen,
oder vor dem Einwirken der angesetzten Belastungen. Auf der Grundlage
veröffentlichter,
empirischer Beziehungen zwischen CVN, KIC und
der CTOD-Bruchzähigkeit
entspricht die CTOD-Zähigkeit
von 0,025 mm im allgemeinen einem CVN-Wert von etwa 37 J. Dieses
Beispiel soll in keiner Weise die Erfindung einschränken.
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Die
Speicherbehälter
werden vorzugsweise aus diskreten Platten aus dem ultrahochfesten,
niedrig legierten Stahl konstruiert. Die Verbindungen, einschließlich der
Schweißverbindungen,
der Speicherbehälter weisen
vorzugsweise etwa dieselbe Festigkeit und Bruchzähigkeit auf wie die ultrahochfesten,
niedrig legierten Stahlplatten. In einigen Fällen kann eine Unterschreitung
der Festigkeit in der Größenordnung
von etwa 5 % bis etwa 10 % für
Orte mit geringeren Spannungen innerhalb des Behälters gerechtfertigt sein.
Verbindungen mit den bevorzugten Eigenschaften können durch jedes Verbindungsverfahren
hergestellt werden, welches dazu fähig ist, den erforderlichen
Ausgleich zwischen Festigkeit und Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen
zu erzielen. Beispiele für
Verbindungsverfahren sind in dem Beispielsabschnitt angegeben. Besonders
bevorzugte Verbindungsverfahren umfassen das Gasmetallbogenschweißen (GMAW)
und das Wolframinertgasschweißen
(TIG). Für
bestimmte Betriebsbedingungen (wie dies in dem Beispielabschnitt
beschrieben ist) können
Unterpulverschweißen
(SAW), Elektronenstrahlschweißen
(EBW) und Laserstrahlschweißen
(LBW) eingesetzt werden.
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PLNG-Anlage
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Die
voranstehend geschilderten Speicherbehälter führen dazu, daß das PLNG-Verarbeitungsverfahren
gemäß der vorliegenden
Erfindung durchführbar
ist, welches PLNG bei einem Druck im weiten Bereich von etwa 1035
kPa (150 psia) bis etwa 7590 kPa (1100 psia) und bei einer Temperatur
im Bereich von etwa –123 °C (–190 °F) bis etwa –62 °C (–80 °F) erzeugt.
Bevorzugt wird PLNG hergestellt und transportiert bei einem Druck
in dem Bereich von etwa 1725 kPa (250 psia) bis etwa 7590 kPa (1100
psia), und bei einer Temperatur im Bereich von etwa –112 °C (–170 °F) bis etwa –62 °C (–80 °F). Besonders
bevorzugt wird PLNG hergestellt und transportiert bei einem Druck
im Bereich von etwa 2415 kPa (350 psia) bis etwa 4830 kPa (700 psia)
und einer Temperatur im Bereich von etwa –101 °C (–150 °F) bis etwa –79 °C (–110 °F). Ganz besonders bevorzugt liegen
die Untergrenzen für
den Druck- bzw. Temperaturbereich des PLNG bei etwa 2760 kPa (400
psia) und etwa –96 °C (–140 °F). Innerhalb
der bevorzugten Bereiche hängen
ideale Temperatur- und Druckkombinationen von der Zusammensetzung
des Erdgases ab, das verflüssigt
wird, und von Kostenerwägungen.
Ein Fachmann kann die Auswirkung von Zusammensetzungsparametern
dadurch bestimmen, daß er
in Standard-Industrieveröffentlichungen
nachschlägt,
und/oder Gleichgewichtsblasenpunktberechnungen durchführt. Weiterhin
kann ein Fachmann die Auswirkungen der unterschiedlichen Kostenerwägungen dadurch
bestimmen und untersuchen, daß er
Bezug auf Standard-Industrieveröffentlichungen
nimmt. Ein Kostengesichtspunkt besteht beispielsweise darin, daß mit sinkender
Temperatur des PLNG die Anforderungen an die Kühlleistung zunehmen; niedrigere
Temperaturen bei den erhöhten
Drucken für
PLNG verringern jedoch auch die Dichte des PLNG, und daher das Volumen,
das transportiert werden muß.
Steigt die Temperatur des PLNG an, und nimmt der Druck zu, ist mehr
Stahl bei Speicher- und Transportbehältern erforderlich, jedoch
nehmen die Kühlkosten
ab, und steigt der Anlagewirkungsgrad an.
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Die
folgende Beschreibung konzentriert sich hauptsächlich auf die unter Kostenerwägungen vorteilhaften
Unterschiede eines Systems gemäß der vorliegenden
Erfindung, verglichen mit einem herkömmlichen System zur Verarbeitung
von LNG. 2 zeigt schematisch ein Beispiel
für eine
Anlage zur Verarbeitung von PLNG gemäß der vorliegenden Erfindung.
Für Vergleichszwecke
zeigt 1 schematisch ein Beispiel für eine Anlage zur Verarbeitung
herkömmlichen
LNG. Wie in 1 gezeigt, weist ein Beispiel
für eine
Anlage zur Verarbeitung herkömmlichen
LNG eine Empfangseinrichtung 62 für zugeführtes Gas auf, eine Gasbehandlungseinrichtung 52,
eine Entwässerungs/Quecksilberentfernungseinrichtung 56,
eine Kühleinrichtung 63,
eine Zufuhrabsorptionseinrichtung 64, eine Fraktionierungseinrichtung 65,
eine Verflüssigungseinrichtung 66,
und eine Stickstoffabweisungseinrichtung 54. Zwar können Standardeinrichtungen
für die
Verflüssigung
von Erdgas in zufriedenstellender Weise bei einer Verarbeitungsanlage
gemäß der vorliegenden
Erfindung eingesetzt werden, jedoch können verschiedene Schritte
ausgeschaltet werden, die bei einer herkömmlichen LNG-Anlage erforderlich
sind, und wird erheblich weniger Energie zum Kühlen des Erdgases benötigt. In
dem PLNG-Verfahren kann daher Erdgas, das bei dem herkömmlichen
LNG-Verfahren zur Energieerzeugung verbraucht wurde, in vermarktbares
PLNG umgewandelt. Wie aus 2 hervorgeht,
umfassen die PLNG-Verarbeitungsschritte vorzugsweise: (i) Empfangsvorrichtungen 10 für zugeführtes Gas
zum Entfernen flüssiger
Kohlenwasserstoffe, (ii) Entwässerungsvorrichtungen 12,
und (iii) Verflüssigungsvorrichtungen 14.
Eine Expansionsanlage 16 und eine Fraktionierungskette 18 können dazu
verwendet werden, Kühlmittel
zum Einsatz in den Verflüssigungsvorrichtungen 14 zu
erzeugen. Alternativ hierzu kann ein Teil der Kühlmittel, oder sämtliche
Kühlmittel,
die für
die Verflüssigung 14 benötigt werden,
von irgendeiner anderen Quelle gekauft und/oder bezogen werden.
Wohlbekannte Kühlverfahren
können
dazu eingesetzt werden, die gewünschte
niedrige Temperatur des PLNG zu erreichen. Derartige Verfahren können beispielsweise
ein einzelnes Kühlmittel,
ein Mehrfachkomponentenkühlmittel,
einen Kaskaden-Kühlzyklus
oder eine Kombination derartiger Zyklen umfassen. Zusätzlich können Expansionsturbinen
bei dem Kühlverfahren
eingesetzt werden. Vergleichen mit einer herkömmlichen LNG-Anlage führt die
sehr hohe Verringerung der erforderlichen Kühlleistung in einer PLNG-Anlage
gemäß der vorliegenden
Erfindung zu einer hohen Verringerung der Kapitalkosten, proportional
niedrigeren Betriebskosten, und einem erhöhten Wirkungsgrad sowie einer
erhöhten
Verläßlichkeit,
wodurch die ökonomischen
Bedingungen zur Herstellung von Flüssigerdgas wesentlich verbessert
werden.
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Eine
Anlage zur Erzeugung von PLNG gemäß der vorliegenden Erfindung
weist im Vergleich zu einem herkömmlichen
LNG-Verfahren folgende Eigenschaften auf. Wie aus den 1 und 2 hervorgeht,
sind infolge der Tatsache, daß die
Verflüssigungstemperaturen
in der PLNG-Anlage 8 (2) höher sind
als in einer herkömmlichen
LNG-Anlage 50 (1) (welche herkömmliches
LNG bei etwa –162 °C (–260 °F) und Atmosphärendruck
erzeugt), die Gasbehandlungseinrichtungen 52 (1)
zum Entfernen ausfrierender Bestandteile wie beispielsweise Kohlendioxid,
n-Pentan-Plus und Benzol, die in der herkömmlichen LNG-Anlage 50 benötigt werden,
im allgemeinen bei der PLNG-Anlage 8 nicht erforderlich,
daß diese
natürlich
auftretenden Bestandteile normalerweise in der PLNG-Anlageneinrichtung
normalerweise nicht ausfrieren und Verstopfungsprobleme hervorrufen,
infolge der höheren
Betriebstemperaturen. Wenn außergewöhnlich hohe
Anteile an Kolendioxid, schwefelhaltigen Bestandteilen, n-Pentan-Plus,
oder Benzol in einem Erdgas vorhanden sind, welches von einer PLNG-Anlage 8 verarbeitet
wird, kann je nach Erfordernis eine Gasbehandlungseinrichtung hinzugefügt werden,
um diese Bestandteile zu entfernen. Darüber hinaus muß in der
herkömmlichen
LNG-Anlage 50 Stickstoff entfernt werden. (in der Stickstoffzurückweisungsvorrichtung 54),
da während
des Transports von herkömmlichem
LNG, das sich auf Atmosphärendruck
befindet, Stickstoff nicht in der flüssigen Phase bleibt. Mäßige Anteile
an Stickstoff in dem Einlaßgas
müssen
in der PLNG-Anlage 8 nicht entfernt werden, da Stickstoff
bei den Betriebsdrucken und Betriebstemperaturen des PLNG-Verfahrens
mit den verflüssigten
Kohlenwasserstoffen in der flüssigen
Phase bleibt. Darüber
hinaus wird in einer herkömmlichen
LNG-Anlage 50 Quecksilber entfernt (in der Quecksilberentfernungseinrichtung 56).
Da die PLNG-Anlage 8 bei erheblich höheren Temperaturen als eine
herkömmliche
LNG-Anlage 50 arbeitet, und daher Aluminiummaterialien
nicht in den Behältern,
Rohren und anderen Einrichtungen der PLNG-Anlage 8 verwendet
werden müssen,
sind in der PLNG-Anlage 8 im allgemeinen keine Quecksilberentfernungseinrichtungen
erforderlich. Die Fähigkeit,
die Einrichtungen wegzulassen, die zur Gasbehandlung, zum Zurückweisen
von Stickstoff und zum Entfernen von Quecksilber erforderlich sind,
wenn die Zusammensetzung des Erdgases dies zuläßt, führt zu signifikanten technischen
und Kostenvorteilen.
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Bei
den bevorzugten Betriebsdrucken und Betriebstemperaturen gemäß der vorliegenden
Erfindung kann ein Stahl mit etwa 3,5 Gew.-% Nickel in den kältesten
Betriebsabschnitten der PLNG-Anlage 8 für die Rohre und Vorrichtungen
des Verfahrens eingesetzt werden, wogegen der teurere Stahl mit
9 Gew.-% Nickel oder das teurere Aluminium normalerweise für dieselben
Einrichtungen in einer herkömmlichen
LNG-Anlage 50 benötigt
werden. Dies sorgt für
eine weitere, signifikante Verringerung der Kosten der PLNG-Anlage 8 im Vergleich
mit der herkömmlichen
LNG-Anlage. Vorzugsweise werden hochfeste, niedrig legierte Stähle mit
geeigneter Festigkeit und Bruchzähigkeit
bei den Betriebsbedingungen der PLNG-Anlage 8 dazu verwendet,
die Rohre und zugehörigen
Bauteile zu konstruieren (beispielsweise Flansche, Ventile, und
Armaturen), die Druckbehälter
und die anderen Einrichtungen der PLNG-Anlage 8, um im
Vergleich mit einer herkömmlichen LNG-Anlage
weitere Kostenvorteile zur Verfügung
zu stellen.
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Wie
wiederum aus 1 hervorgeht, wird in einer
herkömmlichen
LNG-Anlage 50 erzeugtes LNG in einem oder mehreren Speicherbehältern 51 an
einem Exportterminal in der Nähe
aufbewahrt. Wie nunmehr aus 2 hervorgeht,
kann in einer PLNG-Anlage 8 erzeugtes PLNG in einem oder
mehreren Speicherbehältern 9 aufbewahrt
werden, die aus einem äußerst hochfesten,
niedrig legierten Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung
bestehen, an einem Exportterminal in der Nähe. Bei einer anderen Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung kann in einer PLNG-Anlage 8 erzeugtes
PLNG auf einen oder mehrere Transportspeicherbehälter 9 übertragen
werden, die aus einem ultrahochfesten, niedrig legierten Stahl gemäß der vorliegenden
Erfindung bestehen, und sich auf einem PLNG-Transportwasserfahrzeug
befinden, wie dies nachstehend noch erläutert wird.
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Eine
PLNG-Anlage gemäß der vorliegenden
Erfindung kann als Peakshaving-Anlage verwendet werden, damit Erdgas
als PLNG gespeichert werden kann. Beispielsweise empfängt ein
herkömmlicher
LNG-Importterminal LNG von einem Schiff, speichert das LNG, und
verdampft das LNG zur Verteilung an ein Gasverteilungsnetz. Gespeichertes
LNG erzeugt bei Erwärmung
Dämpfe
("Verdampfungsverlust"). Normalerweise wird
der Verdampfungsverlust von dem LNG-Speicherbehälter abgezogen, und zusammen
mit dem verdampften LNG dem Gasverteilungsnetz zugeführt. In
Zeiträumen
mit geringem Gasverbrauch kann der Verdampfungsverlust das Volumen
der Dämpfe überschreiten,
das zum Liefern an das Netz erforderlich ist. In derartigen Fällen wird
der Verdampfungsverlust normalerweise erneut verflüssigt, und
als LNG aufbewahrt, bis er in Zeiträumen mit hohem Verbrauch benötigt wird.
Unter Einsatz der vorliegenden Erfindung kann der Verdampfungsverlust
erneut zu PLNG verflüssigt
werden, und gespeichert werden, bis er in Zeiten mit hohem Verbrauch
benötigt
wird. Bei einem anderen Beispiel erhält eine Firma, die Gas an Kunden
für private
oder geschäftliche
Heizzwecke liefert, typischerweise zusätzliches Erdgas zur Verteilung
an Kunden in Zeiträumen
mit hohem Spitzenverbrauch, durch Verdampfung von LNG. Durch Einsatz
der vorliegenden Erfindung kann die Firma zur Verteilung an Kunden
während
Zeiträumen
mit Spitzenverbrauch dadurch zusätzliches
Erdgas erhalten, daß sie
PLNG verdampft. Der Einsatz von PLNG in Peakshaving-Anlagen, statt
von LNG, kann kostengünstiger
sein.
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PLNG-Transportfahrzeuge
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Die
PLNG-Transportfahrzeuge gemäß der vorliegenden
Erfindung enthalten Speicherbehälter,
die wie voranstehend geschildert aus ultrahochfesten, niedrig legierten
Stählen
konstruiert sind. Die PLNG-Transportfahrzeuge sind vorzugsweise
Wasserfahrzeuge, also Schiffe, die sich über eine Wasserfläche von
einem PLNG-Exportterminal zu einem PLNG-Importterminal bewegen.
Das PLNG-Produkt weist eine Dichte auf, die niedriger ist als die
Dichte von herkömmlichem
LNG-Anlage. Typischerweise ist die Dichte des PLNG-Produktes etwa
75 % (oder weniger) der Dichte von herkömmlichem LNG. Daher ist eine
Flotte von Schiffen mit einer Gesamtvolumentransportkapazität von etwa
125 % oder mehr im Vergleich zu einer Flotte für ein herkömmliches Projekt zum Transport
von herkömmlichem
LNG für
das System gemäß der vorliegenden
Erfindung erwünscht,
um die erhöhte
Produktion von einer wirksameren Anlage sowie das erhöhte Volumen
infolge der niedrigeren Dichte zu transportieren. Die 3A, 3B und 3C zeigen
ein Beispiel für
ein Schiff mit hoher Kapazität,
das für
den Transport von PLNG ausgelegt ist. Dieses Beispiel für ein PLNG-Schiff 30 weist 48 Speicherbehälter 32 auf,
die zylinderförmig
sind, und halbkugelförmige
oder ellipsenförmige
Köpfe aufweisen. Die
Behälter
können
ebenfalls kugelförmig
sein. Die Anzahl und Abmessungen der Behälter hängt von der tatsächlichen
Zugfestigkeit des ultrahochfesten, niedrig legierten Stahls ab,
der Wanddicke der Behälter,
und dem Einsatzdruck, wie dies Fachleuten bekannt ist.
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Es
wird erwartet, daß PLNG-Schiffe
weniger kosten als herkömmliche
LNG-Schiffe, und eine deutlich höhere Transportkapazität als die
größten Schiffe
aufweisen, die momentan herkömmliches
LNG befördern.
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Bei
einer bevorzugten Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung enthalten die Behälter PLNG bei Temperaturen
zwischen etwa –101 °C (–150 °F) bis etwa –79 °C (–110 °F), und dies
erfordert irgendeine Isolierung. Momentan im Handel erhältliche
industrielle Isoliermaterialien mit guten Temperaturisoliereigenschaften
können
eingesetzt werden.
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Die
Auslegung des PLNG-Schiffes führt
zu Flexibilität
in Bezug auf Alternativen, um Kundenanforderungen zu erfüllen, und
Kosten zu minimieren, wie dies genauer nachstehend bei der Diskussion
von Importterminals erläutert
wird. Das Schiff kann für
eine bestimmte Kapazität
durch Hinzufügen
oder Weglassen von PLNG-Behältern
ausgelegt werden. Es kann so ausgelegt werden, daß das Laden/Entladen
von PLNG in kurzer Zeit (typischerweise 12 Stunden) erfolgt, oder
das Laden/Entladen bei niedrigeren Raten bis zu Anlagenproduktionsraten
herauf erfolgt. Wenn der Kunde seine Importkosten auf ein Minimum
verringern möchte,
kann das PLNG-Schiff so ausgelegt werden, daß es Verdampfungseinrichtungen
an Bord aufweist, damit Gas direkt an den Kunden geliefert wird,
wie dies in den 4A, 4B und 4C gezeigt
ist. Das beispielhafte PLNG-Schiff 40 weist vierundvierzig
Speicherbehälter 42 und
Verdampfungseinrichtungen 44 an Bord auf.
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Das
PLNG-Schiff stellt eine Anzahl an Vorteilen im Vergleich zu einem
herkömmlichen
LNG-Schiff zur Verfügung.
Derartige Vorteile umfassen eine wesentlich höhere Transportkapazität bei niedrigeren
Kosten, die Fähigkeit,
zur Erfüllung
der Anforderung des Kunden die Transportkapazität einfacher anpassen zu können, die
Fähigkeit,
PLNG in flüssiger
Form zu liefern, oder PLNG an Bord in ein Gas für die Lieferung zu verdampfen,
niedrigere Pumpkosten, da sich PLNG auf höheren Druck (etwa 2415 kPa
(350 psia) bis etwa 4830 kPa (700 psia) bei den bevorzugten Bedingungen)
befindet, verglichen mit Atmosphärendruck
(etwa 100 kPa (14,7 psia)) für
herkömmliches
LNG, und kürzere
Konstruktionszeiten, da die Speicherbehälter und die zugehörigen Rohre
vorgefertigt und an ihren Ort gehoben werden können, was die an Bord des Schiffes
erforderliche Arbeit minimiert.
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PLNG-Export- und Import-Terminals
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Das
PLNG-Exportterminal kann ein Dock, Speichertanks, und Verladepumpen
aufweisen. Das PLNG-Importterminal kann ein Dock, Speichertanks,
Verladepumpen, und Verdampfungseinrichtungen aufweisen. PLNG-Speicherbehälter am
Exportterminal und am Importterminal sind vorzugsweise aus ultrahochfesten,
niedrig legierten Stählen
aufgebaut, die eine ausreichende Festigkeit und Bruchzähigkeit
für die
Betriebsbedingungen des PLNG-Systems gemäß der vorliegenden Erfindung
aufweisen, einschließlich
Drucken und Temperaturen.
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Alternativ
können
Speichertanks an dem PLNG-Exportterminal und/oder dem PLNG-Importterminal weggelassen
werden. Bei einem PLNG-System ohne Speichertanks am Exportterminal
wird erzeugtes PLNG direkt von der PLNG-Anlage an Transportspeicherbehälter an
Bord eines PLNG-Transportschiffes übertragen. Bei einem PLNG-System
ohne Speichertanks am Importterminal besteht der Importterminal
im wesentlichen aus Verdampfungseinrichtungen, oder weist alternativ
jedes Transportschiff in der PLNG-Flotte Standard-Verdampfungseinrichtungen
an Bord auf, damit direkt das PLNG in Gas mit Pipelinequalität umgewandelt
wird. Falls weder das PLNG-Exportterminal noch das PLNG-Importterminal
Speicherbehälter
aufweist, werden beispielsweise zwei PLNG-Transportschiffe der Flotte
der PLNG-Transportschiffe der Anzahl hinzugefügt, die typischerweise dazu
erforderlich wäre,
das PLNG unter Einsatz von Export- und Importterminals an den Markt zu
liefern. Während
sich die anderen PLNG-Transportschiffe
im Umlauf befinden, ist daher eins der zusätzlichen PLNG-Transportschiffe
an dem Exportterminal verankert, und wird entweder mit PLNG gefüllt oder
speichert dieses, und ist das andere zusätzliche PLNG-Transportschiff
an dem Importterminal verankert, und liefert PLNG direkt an den
Markt. Im Falle von Verdampfern auf den Transportschiffen kann das
Ankern vor der Küste erfolgen,
beispielsweise durch die Einzelankerschenkelverankerung (SALM).
Diese Alternativen sind kostengünstiger
als herkömmliche
LNG-Systeme, und können
die Kosten von Export- und Importterminals wesentlich verringern.
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BEISPIELE
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Beispiele für PLNG-Speicherbehälter
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Wie
voranstehend geschildert werden Behälter zum Speichern und Transportieren
von PLNG gemäß der vorliegenden
Erfindung vorzugsweise aus ultrahochfesten, niedrig legierten Stahlplatten
konstruiert, die weniger als 9 Gew.-% Nickel enthalten, und eine
Zugfestigkeit von mehr als 830 MPa (120 ksi) aufweisen. Jeder derartige
ultrahochfeste, niedrig legierte Stahl mit ausreichender Zähigkeit
zum Aufbewahren von PLNG bei Betriebsbedingungen, entsprechend den
bekannten Grundlagen der Bruchmechanik, die voranstehend geschildert
wurden, kann zum Konstruieren der Behälter zum Speichern und Transportieren
von PLNG gemäß der vorliegenden
Erfindung verwendet werden. Vorzugsweise weist ein derartiger Stahl
einen DBTT-Wert von weniger als etwa –73 °C (–100 °F) auf.
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Vor
kurzem erlangte Fortschritte bei der Stahlherstellungstechnik haben
die Herstellung neuer, ultrahochfester, niedrig legierter Stähle mit
hervorragender Tieftemperaturzähigkeit
ermöglicht.
Beispielsweise beschreiben drei U.S.-Patente von Koo et al, Nr.
5 531 842, 5 545 269 und 5 545 270, neue Stähle und Verfahren zur Verarbeitung
dieser Stähle,
um Stahlplatten mit Zugfestigkeit von etwa 830 MPa (120 ksi) zu
erzeugen, von 965 MPa (140 ksi), und mehr. Die dort geschilderten
Stähle
und Verarbeitungsverfahren wurden verbessert und abgeändert, um
Kombinationen der chemischen Zusammensetzung und der Verarbeitung
von Stahl zur Verfügung
zu stellen, um ultrahochfeste, niedrig legierte Stähle mit
hervorragender Tieftemperaturzähigkeit
sowohl in dem eigentlichen Stahl und der durch Wärme beeinflußten Zone
(HAZ), wenn sie geschweißt
werden, zur Verfügung
zu stellen. Diese ultrahochfesten, niedrig legierten Stähle weisen
darüber
hinaus eine verbesserte Zähigkeit
im Vergleich zu üblichen,
im Handel erhältlichen,
ultrahochfesten, niedrig legierten Stählen auf. Die verbesserten
Stähle
sind in der gleichzeitig anhängigen
provisorischen U.S.-Patentanmeldung mit dem Titel "ULTRA-HIGH STRENGTH
STEELS WITH EXCELLENT CRYOGENIC TEMPERATURE TOUGHNESS" beschrieben, die
das Prioritätsdatum
vom 19. Dezember 1997 aufweist, und vom Patent- und Markenamt der Vereinigten
Staaten ("USPTO") unter der Anmeldenummer
60/068194 geführt
wird in einer gleichzeitig anhängigen,
provisorischen U.S.-Patentanmeldung mit dem Titel "ULTRA-HIGH STRENGTH
AUSAGED STEELS WITH EXCELLENT CRYOGENIC TEMPERATURE TOUGHNESS", die das Prioritätsdatum
vom 19. Dezember 1997 hat, und von dem USPTO unter der Anmeldenummer
60/068252 geführt
wird; und in der gleichzeitig anhängigen provisorischen U.S.-Patentanmeldung
mit dem Titel "ULTRA-HIGH
STRENGTH DUAL PHASE STEELS WITH EXCELLENT CRYOGENIC TEMPERATURE
TOUGHNESS", die
das Prioritätsdatum
vom 19. Dezember 1997 aufweist, und von dem USPTO als Anmeldung
Nr. 60/068816 geführt
wird (die zusammen als die "Stahlpatentanmeldungen" bezeichnet werden).
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Die
neuen Stähle,
die in den Stahlpatentanmeldungen beschrieben werden, und in den
nachstehenden Beispielen weiter erläutert werden, sind besonders
gut dazu geeignet, die Behälter
zum Speichern und Transportieren von PLNG gemäß der vorliegenden Erfindung
zu konstruieren, da nämlich
die Stähle
die folgenden Eigenschaften aufweisen, vorzugsweise für Stahlplattendicken
von etwa 2,5 cm (1 Zoll) und mehr: (i) DBTT von weniger als –73 °C (–100 °F), vorzugsweise
niedriger als etwa –107 °C (–160 °F), in dem
eigentlichen Stahl und der Schweiß-HAZ; (ii) eine Zugfestigkeit
von mehr als 830 MPa (120 ksi), vorzugsweise größer als etwa 860 MPa (125 ksi),
und besonders bevorzugt mehr als etwa 900 MPa (130 ksi); (iii) bessere
Schweißbarkeit;
(iv) im wesentlichen gleichförmige
Mikrostruktur und Eigenschaften durch den gesamten Durchmesser hindurch;
und (v) verbesserte Zähigkeit
im Vergleich mit im Handel erhältlichen,
ultrahochfesten, niedrig legierten Standardstählen. Besonders bevorzugt weisen
diese Stähle
eine Zugfestigkeit von mehr als etwa 930 MPa (135 ksi) auf, oder
mehr als etwa 965 MPa (140 ksi), oder mehr als etwa 1000 MPa (145
ksi).
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Erstes Stahlbeispiel
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Wie
voranstehend geschildert gibt eine gleichzeitig anhängige provisorische
U.S.-Patentanmeldung mit dem Prioritätsdatum vom 19. Dezember 1997,
und dem Titel "Ultra-High-Strength
Steels With Excellent Cryogenic Temperature Toughness", die von dem USPTO
unter der Anmeldernummer 60/068194 geführt wird, eine Beschreibung
von Stählen,
die zum Einsatz bei der vorliegenden Erfindung geeignet sind. Es
wird ein Verfahren zur Verfügung
gestellt, um eine Platte aus einem ultrahochfesten Stahl zur Verfügung zu
stellen, die eine Mikrostruktur aufweist, bei welcher überwiegend
feinkörniges
Martensit, getempertes, feinkörniges
niedrigeres Bainit oder eine Mischung aus beiden vorhanden ist,
wobei das Verfahren folgende Schritte umfaßt: (a) Erhitzung eines Stahlbarrens
auf eine Wiedererhitzungstemperatur, die ausreichend hoch ist, um
(i) den Stahlbarren im wesentlichen zu homogenisieren, (ii) im wesentlichen
sämtliche
Carbide und Carbonitride von Niob und Vanadium in dem Stahlbarren
aufzulösen,
und (iii) kleine anfängliche
Austenitkörnchen
in dem Stahlbarren hervorzurufen; (b) Verkleinerung des Stahlbarrens
zur Ausbildung einer Stahlplatte in einem oder mehreren Heißwalzdurchgängen in
einem ersten Temperaturbereich, in welchem Austenit rekristallisiert;
(c) weiteres Verkleinern der Stahlplatte in einem oder mehreren
Heißwalzdurchgängen in
einem zweiten Temperaturbereich unterhalb der Temperatur Tnr, und oberhalb der Ar3-Transformationstemperatur;
(d) Abschrecken der Stahlplatte bei einer Abkühlrate von etwa 10 °C pro Sekunde
bis etwa 40 °C
pro Sekunde (18 °F/sec – 72 °F/sec) bis
zu einer Abschreckstoptemperatur unterhalb der MS-Transformationstemperatur –200 °C (360 °F); (e) Aufhören mit
der Abschreckung; und (f) Tempern der Stahlplatte bei einer Tempertemperatur
von etwa 400 °C
(752 °F)
bis zu der Ac1-Transformationstemperatur,
vorzugsweise bis etwas unterhalb der Ac1-Transformationstemperatur, über einen
Zeitraum, der dazu ausreicht, das Ausfällen von Härtungsteilchen hervorzurufen, also ε-Kupfer,
Mo2C, oder der Carbide und Carbonitride
von Niob und Vanadium, einzeln oder in Kombination. Der Zeitraum,
der dazu ausreichend ist, ein Ausfällen der Härtungsteilchen hervorzurufen,
hängt hauptsächlich von
der Dicke der Stahlplatte ab, der chemischen Zusammensetzung der
Stahlplatte, und der Tempertemperatur, und kann von einem Fachmann
bestimmt werden. (Vergleiche das Glossar für die Definitionen der Härtungsteilchen,
der Tnr-Temperatur, der Ar3-,
MS-, und Ac1-Transformationstemperaturen,
und von Mo2C).
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Um
die Zähigkeit
bei Umgebungstemperatur und Tieftemperaturen sicherzustellen, weisen
Stähle
gemäß dem ersten
Stahlbeispiel vorzugsweise eine Mikrostruktur auf, die hauptsächlich aus
getempertem, feinkörnigem
unterem Bainit, getempertem, feinkörnigem Martensit, oder Mischungen
dieser Bestandteile besteht. Vorzugsweise wird die Ausbildung versprödender Bestandteile
minimiert, etwa des höheren
Bainits, des Zwillings-Martensits, und von MA. Bei diesem ersten
Stahlbeispiel und in den Patentansprüchen ist mit "vorwiegend" zumindest etwa 50
Volumenprozent gemeint. Besonders bevorzugt umfaßt die Mikrostruktur zumindest etwa
60 Volumenprozent bis etwa 80 Volumenprozent feinkörnigen niedrigeren
Bainits, getemperten, feinkörnigen
Martensits, oder deren Mischungen. Ganz besonders bevorzugt umfaßt die Mikrostruktur
zumindest etwa 90 Volumenprozent getemperten, feinkörnigen,
niedrigeren Bainits, getemperten, feinkörnigen Martensits, oder deren
Mischungen. Am bevorzugtesten weist die Mikrostruktur im wesentlichen
100 % getempertes, feinkörniges
Martensit auf.
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Ein
Stahlbarren, der entsprechend diesem ersten Stahlbeispiel bearbeitet
wird, wird in üblicher
Art und Weise hergestellt, und weist bei einer Ausführungsform
Eisen und folgende Legierungselemente auf, vorzugsweise in den der
folgenden Tabelle I angegebenen Gewichtsbereichen: Tabelle
I Legierungselement
Bereich (Gew.-%)
Kohlenstoff
(C) | 0,04-0,12,
und bevorzugt 0,04-0,07 |
Mangan
(Mn) | 0,5-2,5,
und bevorzugt 1,0-1,8 |
Nickel
(Ni | 1,0-3,0,
und bevorzugt 1,5-2,5 |
Kupfer
(Cu) | 0,1-1,5,
und bevorzugt 0,5-1,0 |
Molybdän (Mo) | 0,1-0,8,
und bevorzugt 0,2-0,5 |
Niob
(Nb) | 0,02-0,1,
und bevorzugt 0,03-0,05 |
Titan
(Ti) | 0,008-0,03,
und bevorzugt 0,01-0,02 |
Aluminium
(Al) | 0,001-0,05,
und bevorzugt 0,005-0,03 |
Stickstoff
(N) | 0,002-0,005,
und bevorzugt 0,002-0,003 |
-
Manchmal
wird Vanadium (V) dem Stahl hinzugefügt, vorzugsweise bis zu etwa
0,10 Gew.-%, und besonders bevorzugt mit etwa 0,02 Gew.-% bis etwa
0,05 Gew.-%.
-
Chrom
(Cr) wird manchmal dem Stahl hinzugefügt, vorzugsweise mit etwa 1,0
Gew.-%, und besonders bevorzugt mit etwa 0,2 Gew.-% bis etwa 0,6
Gew.-%.
-
Silizium
(Si) wird manchmal dem Stahl hinzugefügt, bevorzugt bis zu etwa 0,5
Gew.-%, bevorzugter mit etwa 0,01 Gew.-% bis etwa 0,5 Gew.-%, und
besonders bevorzugt mit etwa 0,05 Gew.-% bis etwa 0,1 Gew.-%.
-
Bor
(B) wird manchmal dem Stahl hinzugefügt, bevorzugt bis zu etwa 0,0020
Gew.-%, und besonders bevorzugt mit etwa 0,0006 Gew.-% bis etwa
0,0010 Gew.-%.
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Der
Stahl enthält
vorzugsweise zumindest etwa 1 Gew.-% Nickel. Der Nickelgehalt des
Stahls kann bis über
etwa 3 Gew.-% hinaus erhöht
werden, wenn es erwünscht
ist, die Eigenschaften nach dem Schweißen zu verbessern. Bei jeder
Hinzufügung
von jeweils 1 Gew.-% Nickel wird erwartet, daß sich die DBTT des Stahls um
etwa 10 °C
(18 °F) ändert. Der
Nickelgehalt beträgt
vorzugsweise weniger als 9 Gew.-%, besonders bevorzugt weniger als
etwa 6 Gew.-%. Der Nickelgehalt wird vorzugsweise deswegen minimiert,
um die Kosten des Stahls zu minimieren. Wenn der Nickelgehalt über 3 Gew.-%
heraus erhöht
wird, kann der Mangangehalt verringert werden, unter etwa 0,5 Gew.-%,
bis zu 0,0 Gew.-% herunter. Allgemein gesprochen werden daher etwa
2,5 Gew.-% Mangan bevorzugt.
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Zusätzlich werden
vorzugsweise Restbestandteile in dem Stahl minimiert. Der Anteil
an Phosphor (P) beträgt
vorzugsweise weniger als etwa 0,01 Gew.-%. Der Anteil an Schwefel
(S) beträgt
vorzugsweise weniger als etwa 0,004 Gew.-%. Der Anteil an Sauerstoff
(O) beträgt
vorzugsweise weniger als etwa 0,002 Gew.-%.
-
Um
einige weitere Einzelheiten zu schildern, wird ein Stahl gemäß diesem
ersten Stahlbeispiel dadurch hergestellt, daß ein Barren mit der gewünschten
Zusammensetzung, die bereits beschrieben wurde, ausgebildet wird;
der Barren auf eine Temperatur von etwa 955 °C bis etwa 1065 °C (1750 °F bis 1950 °F) erhitzt
wird; der Barren heiß gewalzt
wird, um eine Stahlplatte in einem oder mehreren Durchgängen auszubilden,
wobei eine Verkleinerung um etwa 30 Prozent bis etwa 70 Prozent
in einem ersten Temperaturbereich erzielt wird, in welchem Austenit
rekristallisiert, also oberhalb der Temperatur Tnr,
und weiteres Heißwalzen
der Stahlplatte in einem oder mehreren Durchgängen, bei denen eine Verkleinerung
um etwa 40 Prozent bis etwa 80 Prozent erzielt wird, in einem zweiten
Temperaturbereich unterhalb der Temperatur Tnr und
oberhalb der Ar3-Transformationstemperatur.
Die heißgewalzte
Stahlplatte wird dann abgeschreckt mit einer Abkühlrate von etwa 10 °C pro Sekunde
bis etwa 40 °C
pro Sekunde (18 °F/sec
bis 72 °F/sec)
auf einen geeigneten QST-Wert (wie in dem Glossar definiert) unterhalb
etwa der MS-Transformationstemperatur +200 °C (360 °F), und zu
diesem Zeitpunkt wird das Abschrecken beendet. Bei einer Ausführungsform
dieses ersten Stahlbeispiels wird die Stahlplatte dann an Luft auf
Umgebungstemperatur abgekühlt.
Diese Verarbeitung wird eingesetzt, um eine Mikrostruktur zu erzeugen,
die vorzugsweise überwiegend
feinkörniges
Martensit, feinkörniges
niedrigeres Bainit, oder Mischungen hieraus aufweist, und besonders
bevorzugt im wesentlichen 100 % feinkörniges Martensit enthält.
-
Der
auf diese Weise direkt abgeschrägte
Martensit in Stählen
gemäß diesem
ersten Stahlbeispiel weist eine hohe Festigkeit auf, jedoch kann
seine Zähigkeit
dadurch verbessert werden, daß ein
Tempern bei einer geeigneten Temperatur von oberhalb etwa 400 °C (752 °F) bis herauf
zu etwa der Ac1-Transformationstemperatur
durchgeführt
wird. Das Tempern des Stahls innerhalb dieses Temperaturbereiches
führt darüber hinaus
zu einer Verringerung der Abschreckspannungen, was wiederum zu einer
erhöhten
Zähigkeit
führt. Zwar
kann das Tempern die Zähigkeit
des Stahls verbessern, jedoch führt
es normalerweise zu einem wesentlichen Verlust an Festigkeit. Bei
der vorliegenden Erfindung wird der übliche Festigkeitsverlust infolge
Tempern dadurch ausgeglichen, daß ein Ausfällungsdispersionshärten hervorgerufen
wird. Dispersionshärten
durch feine Kupferniederschläge
und gemischte Carbide und/oder Carbonitride wird dazu eingesetzt,
während
des Temperns der martensitischen Struktur die Festigkeit und die
Zähigkeit
zu optimieren. Die einzigartige chemische Zusammensetzung der Stähle gemäß diesem
ersten Stahlbeispiel gestattet ein Tempern innerhalb des breiten
Bereiches von etwa 400 °C
bis etwa 650 °C
(750 °F
bis 1200 °F),
ohne irgendeinen signifikanten Verlust der beim Abschrecken erzielten
Festigkeit. Die Stahlplatte wird vorzugsweise bei einer Tempertemperatur
von oberhalb etwa 400 °C
(752 °F)
bis unterhalb der Ac1-Transformationstemperatur
für einen
Zeitraum getempert, der dazu ausreicht, ein Ausfällen von Härtungsteilchen (wie hier definiert)
hervorzurufen. Diese Verarbeitung erleichtert die Transformation
der Mikrostruktur der Stahlplatte in hauptsächlich getemperten feinkörnigen Martensit,
getemperten feinkörnigen
niedrigeren Bainit, oder deren Mischungen. Wiederum hängt der
Zeitraum, der zum Ausfällen
der Härtungsteilchen
ausreicht, hauptsächlich
von der Dicke der Stahlplatte ab, der chemischen Zusammensetzung
der Stahlplatte, und von der Tempertemperatur, und kann von einem
Fachmann festgelegt werden.
-
Zweites Stahlbeispiel
-
Wie
voranstehend geschildert stellt eine gleichzeitig anhängige, provisorische
U.S.-Patentanmeldung mit dem Prioritätsdatum vom 19. Dezember 1997
und dem Titel "Ultra-High Strength Ausaged
Steels With Excellent Cryogenic Temperature Toughness", die von dem USPTO
als Anmeldung Nr. 60/068252 geführt
wird, eine Beschreibung anderer geeigneter Stähle zur Verfügung, die
zum Einsatz bei der vorliegenden Erfindung geeignet sind. Es wird
ein Verfahren zur Herstellung einer Platte aus einem ultrahochfesten
Stahl zur Verfügung
gestellt, die eine Mikrolaminat-Mikrostruktur aufweist, bei welcher
etwa 2 Vol.-% bis etwa 10 Vol.-% Austenitschichten vorhanden sind,
und etwa 90 Vol.-% bis etwa 98 Vol.-% aus überwiegend feinkörnigem Martensit
und feinkörnigem
niedrigerem Bainit, wobei das Verfahren folgende Schritte umfaßt: (a)
Erhitzen eines Stahlbarrens auf eine Wiedererhitzungstemperatur,
die ausreichend hoch ist, um (i) den Stahlbarren im wesentlichen
zu homogenisieren, (ii) im wesentlichen sämtliche Carbide und Carbonitride
von Niob und Vanadium in dem Stahlbarren aufzulösen, und (iii) feine anfängliche
Austenitkörnchen
in dem Stahlbarren zu erzeugen; (b) Verkleinerung des Stahlbarrens
zur Ausbildung einer Stahlplatte in einem oder mehreren Heißwalzdurchgängen in
einem ersten Temperaturbereich, in welchem Austenit rekristallisiert;
(c) weiteres Verkleinern der Stahlplatte in einem oder mehreren
Heißwalzdurchgängen in
einem zweiten Temperaturbereich unterhalb der Temperatur Tnr und oberhalb etwa der Ar3-Transformationstemperatur;
(d) Abschrecken der Stahlplatte bei einer Abkühlrate von etwa 10 °C pro Sekunde
bis etwa 40 °C
pro Sekunde (18 °F/sec
bis 72 °F/sec)
bis zu einer Abschreckstoptemperatur (QST) unterhalb etwa der MS-Transformationstemperatur plus 100 °C (180 °F) und oberhalb
etwa der MS-Transformationstemperatur; und
(e) Stoppen der Abschreckung. Bei einer Ausführungsform umfaßt das Verfahren
gemäß diesem
zweiten Stahlbeispiel weiterhin den Schritt, die Stahlplatte mit
Luft auf Umgebungstemperatur von der QST aus abzukühlen. Bei
einer anderen Ausführungsform
umfaßt
das Verfahren gemäß diesem
zweiten Stahlbeispiel weiterhin den Schritt, die Stahlplatte im
wesentlichen isotherm auf der QST für etwa 5 Minuten zu halten,
bevor die Stahlplatte durch Luftkühlung auf Umgebungstemperatur
abgekühlt
wird. Bei einer weiteren Ausführungsform
umfaßt
das Verfahren gemäß diesem
zweiten Stahlbeispiel weiterhin den Schritt, die Stahlplatte langsam
abzukühlen,
von der QST aus mit einer Rate, die niedriger ist als etwa 1,0 °C pro Sekunde
(1,8 °F/sec)
für bis
zu etwa 5 Minuten, bevor die Stahlplatte sich durch Luftkühlung auf
Umgebungstemperatur abkühlen
kann. Bei einer weiteren Ausführungsform
umfaßt
das Verfahren gemäß der vorliegenden
Erfindung weiterhin den Schritt, die Stahlplatte langsam abzukühlen, von
der QST aus mit einer Rate, die niedriger ist als etwa 1,0 °C pro Sekunde
(1,8 °F/sec)
für bis
zu etwa 5 Minuten, bevor die Stahlplatte durch Luftkühlung auf
Umgebungstemperatur abkühlen
kann. Diese Verarbeitung erleichtert die Transformation der Mikrostruktur
der Stahlplatte auf etwa 2 Vol.-% bis etwa 10 Vol.-% von Austenitfilmschichten
und etwa 90 Vol.-% bis etwa 98 Vol.-% aus hauptsächlich feinkörnigem Martensit
und feinkörnigem
unteren Bainit. (Vergleiche das Glossar für die Definitionen der Tnr-Temperatur, und der Ar3-
und der MS-Transformationstemperatur).
-
Um
eine Zähigkeit
bei Umgebungstemperatur und Tieftemperaturen sicherzustellen, bestehen
die Schichten in der Mikrolaminat-Mikrostruktur vorzugsweise aus überwiegend
niedrigerem Bainit oder Martensit. Es wird bevorzugt, die Ausbildung
von Versprödungsbestandteilen
wesentlich zu minimieren, etwa oberen Bainits, Zwillings-Martensits
und MA. Bei diesem zweiten Stahlbeispiel und in den Patentansprüchen bedeutet "überwiegend" zumindest etwa 50 Volumenprozent. Der
Rest der Mikrostruktur kann zusätzliches
feinkörniges unteres
Bainit enthalten, zusätzliches
feinkörniges
Martensit, oder Ferrit. Besonders bevorzugt weist die Mikrostruktur
zumindest etwa 60 Volumenprozent bis etwa 80 Volumenprozent niedrigeres
Bainit oder Martensit auf. Ganz besonders bevorzugt weist die Mikrostruktur
zumindest etwa 90 Volumenprozent niedrigeres Bainit oder Martensit
auf.
-
Ein
Stahlbarren, der gemäß diesem
zweiten Stahlbeispiel verarbeitet wird, wird auf übliche Art
und Weise hergestellt, und weist bei einer Ausführungsform Eisen und die folgenden
Legierungselemente auf, vorzugsweise in den Gewichtsbereichen, die
in der nachstehenden Tabelle II angegeben sind. Tabelle
II Legierungselement
Bereich (Gew.-%)
Kohlenstoff
(C) | 0,04-0,12,
und bevorzugt 0,04-0,07 |
Mangan
(Mn) | 0,5-2,5,
und bevorzugt 1,0-1,8 |
Nickel
(Ni | 1,0-3,0,
und bevorzugt 1,5-2,5 |
Kupfer
(Cu) | 0,1-1,0,
und bevorzugt 0,2-0,5 |
Molybdän (Mo) | 0,1-0,8,
und bevorzugt 0,2-0,4 |
Niob
(Nb) | 0,02-0,1,
und bevorzugt 0,02-0,05 |
Titan
(Ti) | 0,008-0,03,
und bevorzugt 0,01-0,02 |
Aluminium
(Al) | 0,001-0,05,
und bevorzugt 0,005-0,03 |
Stickstoff
(N) | 0,002-0,005,
und bevorzugt 0,002-0,003 |
-
Chrom
(Cr) wird manchmal dem Stahl hinzugefügt, vorzugsweise bis zu etwa
1,0 Gew.-%, und besonders bevorzugt etwa 0,2 Gew.-% bis etwa 0,6
Gew.-%.
-
Silizium
(Si) wird manchmal dem Stahl hinzugefügt, bevorzugt bis zu etwa 0,5
Gew.-%, besonders bevorzugt etwa 0,01 Gew.-% bis etwa 0,5 Gew.-%,
und ganz besonders bevorzugt etwa 0,05 Gew.-% bis etwa 0,1 Gew.-%.
-
Bor
(B) wird manchmal dem Stahl hinzugefügt, bevorzugt bis zu etwa 0,0020
Gew.-%, und besonders bevorzugt etwa 0,0006 Gew.-% bis etwa 0,0010
Gew.-%.
-
Der
Stahl enthält
vorzugsweise zumindest etwa 1 Gew.-% Nickel. Der Nickelgehalt des
Stahls kann auf über
etwa 3 Gew.-% hinaus erhöht
werden, wenn es erwünscht
ist, die Leistung nach dem Schweißen zu verbessern. Von jeder
Hinzufügung
von 1 Gew.-% Nickel wird erwartet, daß die DBTT des Stahls um etwa
10 °C (18 °F) absinkt.
Der Nickelgehalt beträgt
vorzugsweise weniger als 9 Gew.-%, besonders bevorzugt weniger als
etwa 6 Gew.-%. Der Nickelgehalt wird vorzugsweise minimiert, um
die Kosten des Stahls zu verringern. Wenn der Nickelgehalt über etwa
3 Gew.-% hinaus erhöht
wird, kann der Mangangehalt unter etwa 0,5 Gew.-% bis herunter zu
0,0 Gew.-% verringert werden. Allgemein gesprochen wird daher bis
etwa 2,5 Gew.-% Mangan vorgezogen.
-
Darüber hinaus
werden vorzugsweise Reststoffe in dem Stahl im wesentlichen minimiert.
Der Gehalt an Phosphor (P) beträgt
vorzugsweise weniger als etwa 0,01 Gew.-%. Der Gehalt an Schwefel
(S) beträgt
vorzugsweise weniger als etwa 0,004 Gew.-%. Der Gehalt an Sauerstoff
(O) beträgt
vorzugsweise weniger als etwa 0,002 Gew.-%.
-
Um
einige weitere Einzelheiten zu schildern, wird ein Stahl gemäß diesem
zweiten Stahlbeispiel dadurch hergestellt, daß ein Barren mit der gewünschten
wie bereits erläutert
ausgebildet wird; der Barren auf eine Temperatur von etwa 955 °C bis etwa
1065 °C
(1750 °F
bis 1950 °F)
erhitzt wird; der Barren heißgewalzt wird,
um eine Stahlplatte auszubilden, in einem oder mehreren Durchgängen, die
für eine
Verkleinerung von etwa 30 Prozent bis etwa 70 Prozent sorgen, in
einem ersten Temperaturbereich, in welchem Austenit rekristallisiert,
also oberhalb der Tnr-Temperatur, und weiteres
Heißwalzen
der Stahlplatte in einem oder mehreren Durchgängen, wodurch eine Verkleinerung
zwischen etwa 40 Prozent und etwa 80 Prozent erzielt wird, in einem
zweiten Temperaturbereich unterhalb der Tnr-Temperatur
und oberhalb etwa der Ar3-Transformationstemperatur.
Die heißgewalzte
Stahlplatte wird dann abgeschreckt, mit einer Abkühlrate von
etwa 10 °C
pro Sekunde bis etwa 40 °C
pro Sekunde (18 °F/sec
bis 72 °F/sec)
auf eine geeignete QST unterhalb etwa der MS-Transformationstemperatur
plus 100 °C
(180 °F)
und oberhalb etwa der MS-Transformationstemperatur,
und zu diesem Zeitpunkt wird die Abschreckung beendet. Bei einer
Ausführungsform
dieses zweiten Stahlbeispiels kann sich nach Beendigung der Abschreckung
die Stahlplatte mittels Luftkühlung
von der QST herunter auf Umgebungstemperatur abkühlen. Bei einer anderen Ausführungsform
dieses zweiten Stahlbeispiels wird nach Beendigung der Abschreckung
die Stahlplatte im wesentlichen isotherm auf der QST für einen
Zeitraum gehalten, vorzugsweise bis zu etwa 5 Minuten, und dann
mittels Luftkühlung
auf Umgebungstemperatur abgekühlt.
Bei einer weiteren Ausführungsform
wird die Stahlplatte langsam abgekühlt, mit einer Rate, die niedriger
ist als jene der Luftkühlung,
also mit einer Rate von weniger als etwa 1 °C pro Sekunde (1,8 °F/sec), vorzugsweise über bis
zu etwa 5 Minuten. Bei einer weiteren Ausführungsform wird die Stahlplatte
langsam abgekühlt,
von der QST aus, mit einer Rate, die langsamer ist als jene der
Luftkühlung,
also bei einer Rate, die niedriger als etwa 1 °C pro Sekunde (1,8 °F/sec) ist,
vorzugsweise über
bis zu etwa 5 Minuten. Bei zumindest einer Ausführungsform dieses zweiten Stahlbeispiels
beträgt
die MS-Transformationstemperatur etwa 350 °C (662 °F), und daher
ist der Wert der MS-Transformationstemperatur
plus 100 °C
(180 °F)
etwa 450 °C
(842 °F).
-
Die
Stahlplatte kann im wesentlichen isotherm auf der QST durch jede
geeignete Vorrichtung gehalten werden, wie Fachleuten auf diesem
Gebiet bekannt ist, beispielsweise durch Anordnung eines Wärmemantels über der
Stahlplatte. Die Stahlplatte kann nach Beendigung der Abschreckung
durch jede geeignete Vorrichtung, die Fachleuten bekannt ist, langsam
abgekühlt
werden, beispielsweise durch Anordnen eines Isoliermantels über der
Stahlplatte.
-
Drittes Stahlbeispiel
-
Wie
voranstehend erwähnt
stellt eine gleichzeitig anhängige
provisorische U.S.-Patentanmeldung, die das Prioritätsdatum
vom 19. Dezember 1997 hat, den Titel "Ultra-High Strength Dual Phase Steels
With Excellent Cryogenic Temperature Toughness", und von dem USPTO als Anmeldung Nr.
60/068816 geführt
wird, eine Beschreibung anderer Stähle zur Verfügung, die
zur Verwendung bei der vorliegenden Erfindung geeignet sind. Es
wird ein Verfahren zur Verfügung
gestellt, um eine Platte aus einem ultrahochfesten, zweiphasigen Stahl
zu erzeugen, der eine Mikrostruktur aufweist, bei welcher etwa 10
Vol.-% bis etwa 40 Vol.-% einer ersten Phase vorhanden ist, die
aus im wesentlichen 100 Vol.-% (also überwiegend rein oder "im wesentlichen rein" ist) Ferrit besteht,
und etwa 60 Vol.-% bis etwa 90 Vol.-% einer zweiten Phase aus überwiegend
feinkörnigem Martensit,
feinkörnigem
niedrigerem Bainit, oder deren Mischungen, wobei das Verfahren folgende
Schritte umfaßt:
(a) Erhitzen eines Stahlbarrens auf eine Wiedererwärmungstemperatur,
die ausreichend hoch ist, um (i) den Stahlbarren im wesentlichen
zu homogenisieren, (ii) im wesentlichen sämtliche Carbide und Carbonitride
von Niob und Vanadium in dem Stahlbarren aufzulösen, und (iii) feine anfängliche
Austenitkörnchen
in dem Stahlbarren auszubilden; (b) Verkleinern des Stahlbarrens
zur Ausbildung einer Stahlplatte in einem oder mehreren Heißwalzdurchgängen in
einem ersten Temperaturbereich, in welchem Austenit rekristallisiert;
(c) weiteres Verkleinern der Stahlplatte in einem oder mehreren
Heißwalzdurchgängen in
einem zweiten Temperaturbereich unterhalb etwa der Tnr-Temperatur
und oberhalb etwa der Ar3-Transformationstemperatur;
(d) weiteres Verkleinern der Stahlplatte in einem oder mehreren
Heißwalzdurchgängen in
einem dritten Temperaturbereich unterhalb etwa der Ar3-Transformationstemperatur
und oberhalb etwa der Ar1-Transformationstemperatur
(also dem interkritischen Temperaturbereich); (e) Abschrecken der
Stahlplatte mit einer Abkühlrate
von etwa 10 °C
pro Sekunde bis etwa 40 °C
pro Sekunde (18 °F/sec
bis 72 °F/sec)
auf eine Abschreckstoptemperatur (QST), die vorzugsweise unterhalb
etwa der MS-Transformationstemperatur plus
200 °C (360 °F) liegt; und
(f) Stoppen der Abschreckung. Bei einer anderen Ausführungsform
dieses dritten Stahlbeispiels liegt die QST vorzugsweise unterhalb
etwa der MS-Transformationstemperatur plus
100 °C (180 °F), und liegt
besonders bevorzugt unterhalb etwa 350 °C (662 °F). Bei einer Ausführungsform
dieses dritten Stahlbeispiels kann sich die Stahlplatte durch Luftkühlung auf
Umgebungstemperatur nach dem Schritt (f) abkühlen. Diese Verarbeitung erleichtert
die Transformation der Mikrostruktur der Stahlplatte auf etwa 10
Vol.-% bis etwa 40 Vol.-% einer ersten Phase aus Ferrit und etwa
60 Vol.-% bis etwa 90 Vol.-% einer zweiten Phase aus überwiegend feinkörnigem Martensit,
feinkörnigem
niedrigerem Bainit, oder deren Mischungen (vergleiche das Glossar
für die
Definitionen der Tnr-Temperatur, und der
Ar3- und Ar1-Transformationstemperatur).
-
Um
die Zähigkeit
bei Umgebungstemperatur und Tieftemperaturen sicherzustellen, weist
die Mikrostruktur der zweiten Phase in Stählen gemäß diesem dritten Stahlbeispiel überwiegend
feinkörniges
niedrigeres Bainit, feinkörniges
Martensit, oder deren Mischungen auf. Es wird bevorzugt, die Ausbildung
von Versprödungsbestandteilen
im wesentlichen zu minimieren, beispielsweise oberen Bainits, Zwillings-Martensits
und MA in der zweiten Phase. Bei diesem dritten Stahlbeispiel und
in den Patentansprüchen
bedeutet "überwiegend" zumindest etwa 50
Vol.-%. Der Rest der Mikrostruktur der zweiten Phase kann zusätzliches
feinkörnigeres
niedrigeres Bainit, zusätzliches
feinkörniges
Martensit oder Ferrit enthalten. Besonders bevorzugt enthält die Mikrostruktur
der zweiten Phase zumindest etwa 60 Vol.-% bis etwa 80 Vol.-% feinkörnigeres
niedrigeres Bainit, feinkörniges
Martensit, oder deren Mischungen. Ganz besonders bevorzugt enthält die Mikrostruktur
der zweiten Phase zumindest etwa 90 Vol.-% feinkörniges niedrigeres Bainit,
feinkörniges
Martensit, oder deren Mischungen.
-
Ein
gemäß diesem
dritten Stahlbeispiel bearbeiteter Stahlbarren wird auf übliche Art
und Weise hergestellt, und weist bei einer Ausführungsform Eisen und die folgenden
Legierungselemente auf, vorzugsweise in den Gewichtsbereichen, die
in der nachstehenden Tabelle III angegeben sind. Tabelle
III Legierungselement
Bereich (Gew.-%)
Kohlenstoff
(C) | 0,04-0,12,
und bevorzugt 0,04-0,07 |
Mangan
(Mn) | 0,5-2,5,
und bevorzugt 1,0-1,8 |
Nickel
(Ni | 1,0-3,0,
und bevorzugt 1,5-2,5 |
Niob
(Nb) | 0,02-1,0,
und bevorzugt 0,02-0,05 |
Titan
(Ti) | 0,008-0,003,
und bevorzugt 0,001-0,02 |
Aluminium
(Al) | 0,001-0,05,
und bevorzugt 0,005-0,03 |
Stickstoff
(N) | 0,002-0,005,
und bevorzugt 0,002-0,003 |
-
Chrom
(Cr) wird manchmal dem Stahl hinzugefügt, vorzugsweise bis zu etwa
1,0 Gew.-%, und besonders bevorzugt etwa 0,2 Gew.-% bis etwa 0,6
Gew.-%.
-
Molybdän (Mo) wird
manchmal dem Stahl hinzugefügt,
vorzugsweise bis zu etwa 0,8 Gew.-%, und besonders bevorzugt etwa
0,1 Gew.-% bis etwa 0,3 Gew.-%.
-
Silizium
(Si) wird manchmal dem Stahl hinzugefügt, vorzugsweise bis zu etwa
0,5 Gew.-%, besonders bevorzugt etwa 0,01 Gew.-% bis etwa 0,5 Gew.-%,
und ganz besonders bevorzugt etwa 0,05 Gew.-% bis etwa 0,1 Gew.-%.
-
Kupfer
(Cu) wird manchmal dem Stahl hinzugefügt, bevorzugt im Bereich von
etwa 0,1 Gew.-% bis etwa 1,0 Gew.-%, und besonders bevorzugt im
Bereich von etwa 0,2 Gew.-% bis etwa 0,4 Gew.-%.
-
Bor
(B) wird manchmal dem Stahl hinzugefügt, vorzugsweise bis zu etwa
0,0020 Gew.-%, und besonders bevorzugt etwa 0,0006 Gew.-% bis etwa
0,0010 Gew.-%.
-
Der
Stahl enthält
vorzugsweise zumindest etwa 1 Gew.-% Nickel. Der Nickelgehalt des
Stahls kann bis über
etwa 3 Gew.-% hinaus erhöht
werden, wenn es erwünscht
ist, die Leistung nach dem Schweißen zu verbessern. Von jeder
Hinzufügung
von 1 Gew.-% Nickel wird erwartet, daß die DBTT des Stahls um etwa
10 °C (18 °F) abnimmt.
Der Nickelgehalt beträgt
vorzugsweise weniger als 9 Gew.-%, besonders bevorzugt weniger als
etwa 6 Gew.-%. Der Nickelgehalt wird vorzugsweise deswegen minimiert,
um die Kosten des Stahls zu verringern. Wenn der Nickelgehalt über etwa
3 Gew.-% hinaus erhöht
wird, kann der Mangangehalt auf unterhalb etwa 0,5 Gew.-% bis herunter
zu 0,0 Gew.-% verringert werden. Allgemein gesprochen wird daher
bis zu etwa 2,5 Gew.-% Mangan hinauf bevorzugt.
-
Zusätzlich werden
vorzugsweise Reststoffe in dem Stahl minimiert. Der Gehalt an Phosphor
(P) beträgt
vorzugsweise weniger als etwa 0,01 Gew.-%. Der Gehalt an Schwefel
(S) beträgt
vorzugsweise weniger als etwa 0,004 Gew.-%. Der Gehalt an Sauerstoff
(O) beträgt
vorzugsweise weniger als etwa 0,002 Gew.-%.
-
Um
einige weitere Einzelheiten zu schildern, wird ein Stahl gemäß diesem
dritten Stahlbeispiel dadurch hergestellt, daß ein Barren mit der gewünschten
Zusammensetzung ausgebildet wird, wie dies voranstehend beschrieben
wurde; der Barren auf eine Temperatur von etwa 955 °C bis etwa
1065 °C
(1750 °F
bis 1950 °F)
erhitzt wird; der Harren zur Ausbildung einer Stahlplatte in einem
oder mehreren Durchgängen
heißgewalzt
wird, die eine Verkleinerung um etwa 30 % bis etwa 70 % bewirken,
in einem ersten Temperaturbereich, in welchem Austenit rekristallisiert,
also oberhalb etwa der Tnr-Temperatur, ein
weiteres Heißwalzen
der Stahlplatte in einem oder mehreren Durchgängen erfolgt, die für eine Verkleinerung
um etwa 40 % bis etwa 80 % sorgen, in einem zweiten Temperaturbereich
unterhalb etwa der Tnr-Temperatur und oberhalb
etwa der Ar3-Transformationstemperatur,
und Fertigwalzen der Stahlplatte in einem oder mehreren Durchgängen, um eine
Verkleinerung um etwa 15 % bis etwa 50 % zur Verfügung zu
stellen, in dem interkritischen Temperaturbereich unterhalb etwa
der Ar3-Transformationstemperatur und oberhalb
etwa der Ar1-Transformationstemperatur.
Die heißgewalzte
Stahlplatte wird dann abgeschreckt, mit einer Abkühlrate von
etwa 10 °C
pro Sekunde bis etwa 40 °C
pro Sekunde (18 °F/sec
bis 72 °F/sec),
auf eine geeignete Abschreckstoptemperatur (QST), die vorzugsweise
unterhalb etwa der MS-Transformationstemperatur
plus 200 °C
(360 °F)
liegt, wobei dann das Abschrecken beendet wird. Bei einer weiteren
Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung liegt die QST vorzugsweise unterhalb
etwa der MS-Transformationstemperatur plus
100 °C (180 °F), und liegt
besonders bevorzugt unter etwa 350 °C (662 °F). Bei einer Ausführungsform
dieses dritten Stahlbeispiels kann sich die Stahlplatte mittels
Luftkühlung
auf Umgebungstemperatur abkühlen,
nachdem das Abschrecken beendet ist.
-
Bei
den drei voranstehend geschilderten Beispielen für den Stahl beträgt, da Ni
ein teures Legierungselement darstellt, der Ni-Gehalt des Stahls
vorzugsweise weniger als etwa 3 Gew.-%, besonders bevorzugt weniger
als etwa 2,5 Gew.-%, noch bevorzugter weniger als etwa 2,0 Gew.-%,
und ganz besonders bevorzugt weniger als etwa 1,8 Gew.-%, um die
Kosten des Stahls zu minimieren.
-
Andere
geeignete Stähle
zum Einsatz in Verbindung mit der vorliegenden Erfindung sind in
anderen Publikationen geschildert, welche ultrahochfeste, niedrig
legierte Stähle
schildern, die weniger als etwa 1 Gew.-% Nickel enthalten, Zugfestigkeiten
von mehr als 830 MPa (120 ksi) aufweisen, und eine hervorragende Zähigkeit
bei niedrigen Temperaturen aufweisen. Beispielsweise sind derartige
Stähle
in einer europäischen Patentanmeldung
beschrieben, die am 5. Februar 1997 veröffentlicht wurde, und die internationale
Anmeldung Nr. PCT/JP96/00157 aufweist, und die internationale Veröffentlichungsnummer
WO906/23909 (Amtsblatt 1996/36 vom 08.08.1996) (derartige Stähle weisen
vorzugsweise einen Kupfergehalt von 0,1 Gew.-% bis 1,2 Gew.-% auf),
und in einer anhängigen,
provisorischen U.S.-Patentanmeldung mit dem Prioritätsdatum
vom 28. Juli 1997, mit dem Titel "Ultra-Low High Strength, Weldable Steels
with Excellent Ultra-Low Temperature Toughness", die von dem USPTO als Anmeldernummer
60/05391 geführt
wird.
-
Bei
jedem der voranstehend geschilderten Stähle betrifft, wie Fachleute
auf diesem Gebiet wissen, der Begriff "prozentuale Verringerung der Dicke" die prozentuale
Verringerung der Dicke des Stahlbarrens oder der Platte vor der
betreffenden Verkleinerung. Nur zum Zwecke der Erläuterung,
ohne hierdurch die vorliegende Erfindung einzuschränken, kann
ein Stahlbarren mit einer Dicke von etwa 25,4 cm (10 Zoll) auf etwa
50 % verkleinert werden (eine Verkleinerung um 50 %), in einem Temperaturbereich,
auf eine Dicke von etwa 12,7 cm (5 Zoll) und dann um etwa 80 % (eine
80 prozentige Verkleinerung) in einem zweiten Temperaturbereich,
auf eine Dicke von etwa 2,5 cm (1 Zoll) verkleinert werden. Wiederum
kann, nur zum Zwecke der Erläuterung, ohne
hierdurch die vorliegende Erfindung einzuschränken, ein Stahlbarren von etwa
25,4 cm (10 Zoll um etwa 30 % verkleinert werden (eine 30 prozentige
Verkleinerung), in einem ersten Temperaturbereich, auf eine Dicke von
etwa 17,8 cm (7 Zoll), und dann um etwa 80 % (eine 80 prozentige
Verkleinerung) verkleinert werden, in einem zweiten Temperaturbereich,
auf eine Dicke von etwa 3,6 cm (1,4 Zoll), und dann um etwa 30 %
(einer 30 prozentigen Verkleinerung) in einem dritten Temperaturbereich
auf eine Dicke von etwa 2,5 cm (1 Zoll) verkleinert werden. Hierbei
ist mit "Barren" ein Stahlstück mit beliebigen
Abmessungen gemeint.
-
Bei
jedem der voranstehend geschilderten Stähle, wie dies von Fachleuten
auf diesem Gebiet verstanden wird, wird der Stahlbarren vorzugsweise
durch eine geeignete Vorrichtung zum Erhöhen der Temperatur im wesentlichen
des gesamten Barrens erneut erwärmt,
vorzugsweise des gesamten Barrens, auf die gewünschte Wiedererwärmungstemperatur,
beispielsweise dadurch, daß der
Barren für
einen Zeitraum in einem Ofen angeordnet wird. Die spezifische Wiedererwärmungstemperatur,
die bei jeder der voranstehend geschilderten Stahlzusammensetzungen
verwendet werden sollte, kann von einem Fachmann auf diesem Gebiet leicht
bestimmt werden, entweder experimentell, oder durch Berechnung unter
Einsatz geeigneter Modell. Zusätzlich
kann die Ofentemperatur und die Wiedererwärmungszeit, die dazu erforderlich
sind, die Temperatur im wesentlichen des gesamten Barrens, vorzugsweise
des gesamten Barrens, auf die gewünschte Wiedererwärmungstemperatur
zu erhöhen,
von Fachleuten auf diesem Gebiet leicht durch Bezugnahme auf Standard-Industrieveröffentlichungen
bestimmt werden.
-
Bei
jedem der voranstehend geschilderten Stähle hängt, wie Fachleute auf diesem
Gebiet wissen, jene Temperatur, welche die Grenze zwischen dem Rekristallisationsbereich
und dem Nicht-Rekristallisationsbereich festlegt, nämlich die
Tnr-Temperatur, von der chemischen Zusammensetzung
des Stahls ab, und insbesondere von der Wiedererwärmungstemperatur
vor dem Walzen, der Kohlenstoffkonzentration, der Niobkonzentration
und dem Ausmaß der
Verkleinerung, das bei den Walzdurchgängen auftritt. Fachleute auf
diesem Gebiet können
diese Temperatur für
jede Stahlzusammensetzung entweder durch Versuche oder durch Modellberechnungen
bestimmen. Entsprechend können
die Ac1-, Ar1-,
Ar3- und MS-Transformationstemperaturen,
die hier erwähnt
wurden, von Fachleuten auf diesem Gebiet für jede Stahlzusammensetzung
bestimmt werden, entweder durch Versuche oder durch Modellberechnungen.
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Bei
jedem der voranstehend geschilderten Stähle, wie dies Fachleuten auf
diesem Gebiet deutlich ist, betrifft mit Ausnahme der Wiedererwärmungstemperatur,
die im wesentlichen den gesamten Barren betrifft, jede weitere Temperatur,
auf die bei der Beschreibung der Verarbeitungsverfahren gemäß der Erfindung
Bezug genommen wird, die an der Oberfläche des Stahls gemessene Temperatur.
Die Oberflächentemperatur von
Stahl kann beispielsweise unter Einsatz eines optischen Pyrometers
gemessen werden, oder durch jedes andere Gerät, das zur Messung der Oberflächentemperatur
von Stahl geeignet ist. Die hier geschilderten Abkühlraten
sind jene im Zentrum, oder im wesentlichen im Zentrum, der Dicke
der Platte; und die Abschreckungsstoptemperatur (QST) ist die höchste, oder
im wesentlichen die höchste,
Temperatur, die an der Oberfläche
der Platte erreicht wird, nachdem die Abschreckung gestoppt wurde,
infolge der Wärme,
die vom Bereich in der Mitte der Dicke der Platte übertragen
wird. Beispielsweise wird bei der Bearbeitung von Versuchsstücken einer
Stahlzusammensetzung gemäß den hier
geschilderten Beispielen ein Thermoelement im Zentrum, oder nahezu
im Zentrum, der Dicke der Stahlplatte angeordnet, zur Messung der
Temperatur im Zentrum, während
die Oberflächentemperatur
unter Verwendung eines optischen Pyrometers gemessen wird. Es wird eine
Korrelation zwischen der Zentrumstemperatur und der Oberflächentemperatur
zum Einsatz während nachfolgender
Verarbeitungen derselben oder im wesentlichen derselben Stahlzusammensetzung
bestimmt, so daß die
Zentrumstemperatur über
die direkte Messung der Oberflächentemperatur
bestimmt werden kann. Weiterhin können die erforderliche Temperatur
und Flußrate
des Abschreckfluids zur Erzielung der gewünschten beschleunigten Abkühlrate von
einem Fachmann auf diesem Gebiet durch Bezugnahme auf Standard-Industrieveröffentlichungen
bestimmt werden.
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Ein
Fachmann auf diesem Gebiet weist die erforderlichen Kenntnisse und
Fähigkeiten
auf, um die hier bereitgestellte Information dazu einzusetzen, um
Platten aus einem ultrahochfesten, niedrig legierten Stahl zu erzeugen,
die eine geeignete äußerst hohe
Festigkeit und Zähigkeit
zum Einsatz beim Konstruieren der Behälter zum Speichern und Transport
von PLNG gemäß der vorliegenden
Erfindung aufweisen. Es können
andere geeignete Stähle
vorhanden sein, oder später
entwickelt werden. Sämtliche
derartige Stähle
liegen innerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung.
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Ein
Fachmann auf diesem Gebiet hat die erforderlichen Kenntnisse und
Fähigkeiten,
um die hier bereitgestellte Information dazu zu verwenden, Platten
aus ultrahochfestem, niedrig legiertem Stahl mit abgeänderten
Dicken zu erzeugen, verglichen mit den Dicken der Stahlplatten,
die gemäß den hier
vorgestellten Beispielen erzeugt werden, wobei immer noch Stahlplatten
erzeugt werden, die eine ausreichend hohe Festigkeit und geeignete
Zähigkeit
bei tiefen Temperaturen aufweisen, um in dem System gemäß der vorliegenden
Erfindung eingesetzt zu werden. Ein Fachmann auf diesem Gebiet kann
beispielsweise die hier vorgestellte Information dazu einsetzen,
eine Stahlplatte mit einer Dicke von etwa 2,54 cm (1 Zoll) und geeigneter
hoher Festigkeit sowie geeigneter Zähigkeit bei tiefen Temperaturen
zum Einsatz bei der Konstruktion eines Speicherbehälters gemäß der vorliegenden
Erfindung herzustellen. Andere geeignete Stähle können vorhanden sein, oder nachstehend
entwickelt werden. Sämtliche
derartigen Stähle
liegen innerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung.
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Behälter, die
aus jedem geeigneten hochfesten, niedrig legierten Stahl aufgebaut
sind, wie er hier beschrieben wurde, beispielsweise aus irgendeinem
der Stähle,
die bei diesem Beispiel beschrieben wurden, werden mit Abmessungen
versehen, die den Anforderungen des PLNG-Projekts entsprechen, in
welchem die Behälter
eingesetzt werden. Ein Fachmann kann übliche Vorgehensweisen im Maschinenbau
und in der Industrie verfügbare
Nachschlagewerke verwenden, um die erforderlichen Abmessungen, die
Wanddicke, und dergleichen der Behälter zu bestimmen.
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Wenn
ein zweiphasiger Stahl bei der Konstruktion von Behältern gemäß der vorliegenden
Erfindung verwendet wird, wird der zweiphasige Stahl vorzugsweise
so verarbeitet, daß der
Zeitraum, während
dessen der Stahl in dem interkritischen Temperaturbereich zum Zweck
der Erzeugung des Zweiphasenaufbaus gehalten wird, vor dem Schritt
mit beschleunigter Abkühlung
oder Abschreckung auftritt. Vorzugsweise erfolgt die Verarbeitung
so, daß die
Zweiphasenstruktur während
der Abkühlung
des Stahls zwischen der Ar3-Transformationstemperatur
auf etwa die Ar1-Transformationstemperatur
ausgebildet wird. Zusätzlich
wird in Bezug auf Stähle,
die bei der Konstruktion von Behältern
gemäß der vorliegenden
Erfindung verwendet werden, bevorzugt, daß der Stahl eine Zugfestigkeit
von mehr als 830 MPa (120 ksi) und eine DBTT aufweist, die niedriger als
etwa –73 °C (–100 °F) nach Beendigung
des Schrittes der beschleunigten Abkühlung oder Abschreckung ist,
also irgendeine zusätzliche
Verarbeitung, die eine erneute Erhitzung des Stahls erfordert, beispielsweise Tempern.
Besonders bevorzugt beträgt
die Zugfestigkeit des Stahls nach Beendigung des Abschreck- oder Abkühlschrittes
mehr als etwa 860 MPa (125 ksi), und ganz bevorzugt mehr als etwa
900 MPa (130 ksi). Bei einigen Anwendungen ist ein Stahl vorzuziehen,
der eine Zugfestigkeit von mehr als etwa 930 MPa (135 ksi) aufweist,
oder mehr als etwa 965 MPa (140 ksi), oder mehr als etwa 1000 MPa
(145 ksi), nach Beendigung des Abschreck- oder Abkühlschrittes.
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Bei
Behältern,
bei denen ein Biegen des Stahls erforderlich ist, beispielsweise
in die Form eines Zylinders, wird der Stahl vorzugsweise in die
gewünschte
Form bei Umgebungstemperatur gebogen, um zu verhindern, daß die hervorragende
Tieftemperaturzähigkeit
des Stahls negativ beeinflußt
wird. Wenn der Stahl erwärmt
werden muß,
um nach dem Biegen die gewünschte
Form zu erreichen, wird der Stahl vorzugsweise auf eine Temperatur
von nicht mehr als etwa 600 °C
(1112 °F)
erwärmt,
um die vorteilhaften Auswirkungen der Mikrostruktur des Stahls beizubehalten,
die voranstehend geschildert wurden.
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Die
gewünschten
Variablen für
einen PLNG-Behälter,
beispielsweise Abmessungen, Geometrie, Materialdicke usw. hängen von
den Betriebsbedingungen ab, beispielsweise dem Innendruck, der Betriebstemperatur,
usw., wie dies Fachleuten bekannt ist. Für die anspruchsvollsten Tieftemperaturentwürfe ist
die DBTT des Stahls und der Schweißungen sehr wesentlich. Für Entwürfe mit
etwas höheren
Betriebstemperaturen stellt die Zähigkeit immer noch ein wesentliches
Thema dar, jedoch sind die DBTT-Anforderungen etwas weniger anspruchsvoll.
Beispielsweise steigt, wenn die Betriebstemperatur ansteigt, die
erforderliche DBTT ebenfalls an.
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Um
Behälter
zum Einsatz bei der vorliegenden Erfindung aufzubauen, wird ein
geeignetes Verfahren zum Verbinden der Stahlplatten eingesetzt.
Jedes Verbindungsverfahren, das Verbindungen mit ausreichender Festigkeit
und Bruchzähigkeit
für die
vorliegende Erfindung zur Verfügung
stellt, wie dies voranstehend diskutiert wurde, wird als geeignet
angesehen. Vorzugsweise wird ein Schweißverfahren, welches dazu geeignet ist,
eine ausreichende Festigkeit und Bruchzähigkeit zur Verfügung zu
stellen, um das Flüssigerdgas
unter Druck festzuhalten, zum Konstruieren von Behältern gemäß der vorliegenden
Erfindung eingesetzt. Ein derartiges Schweißverfahren umfaßt vorzugsweise
einen geeigneten Verbrauchsdraht, ein geeignetes Verbrauchsgas,
ein geeignetes Schweißverfahren,
und einen geeigneten Schweißvorgang.
Beispielsweise können
sowohl Gas-Metallbogenschweißen
(GMAW) als auch Wolframinertgasschweißen (TIG), die beide in der Stahlherstellungsindustrie
wohlbekannt sind, zur Verbindung der Stahlplatten eingesetzt werden,
unter der Voraussetzung, daß eine
geeignete Kombination aus Verbrauchsdraht und Verbrauchsgas eingesetzt
wird.
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Bei
einem ersten Beispiel für
ein Schweißverfahren
wird der Gasmetallbogenschweißvorgang (GMAW)
dazu eingesetzt, ein Schweißmetall
mit einer chemischen Zusammensetzung zu erzeugen, welche Eisen und
etwa 0,07 Gew.-% Kohlenstoff, etwa 2,0 Gew.-% Mangan, etwa 0,32
Gew.-% Silizium, etwa 2,2 Gew.-% Nickel, etwa 0,45 Gew.-% Chrom,
etwa 0,56 Gew.-% Molybdän,
weniger als etwa 110 ppm Phosphor, und weniger als etwa 50 ppm Schwefel
enthält.
Das Schweißen
erfolgt auf einem Stahl, beispielsweise einem der voranstehend geschilderten
Stähle,
unter Verwendung eines Schutzgases auf Argongrundlage, mit weniger
als etwa 1 Gew.-% Sauerstoff. Die zugeführte Schweißwärme liegt im Bereich von etwa
0,3 kJ/mm bis etwa 1,5 kJ/mm (7,6 kJ/Zoll bis 38 kJ/Zoll). Das Schweißen mit
diesem Verfahren führt
zu einer Schweißverbindung, die
eine Zugfestigkeit von mehr als etwa 900 MPa (130 ksi) aufweist,
vorzugsweise mehr als etwa 930 MPa (135 ksi), besonders bevorzugt
mehr als etwa 965 MPa (140 ksi), und ganz besonders bevorzugt zumindest etwa
1000 MPa (145 ksi). Darüber
hinaus stellt das Schweißen
mit diesem Verfahren ein geschweißtes Metall mit einer DBTT
unterhalb von etwa –73 °C (–100 °F) zur Verfügung, bevorzugt
unterhalb etwa –96 °C (–140 °F), besonders
bevorzugt unterhalb etwa –106 °C (–160 °F), und ganz
besonders bevorzugt unterhalb etwa –115 °C (–175 °F).
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Bei
einem anderen Beispiel für
das Schweißverfahren
wird das GMAW-Verfahren dazu eingesetzt, eine chemische Zusammensetzung
des Schweißmetalls
zu erzeugen, die Eisen und etwa 0,10 Gew.-% Kohlenstoff (vorzugsweise
weniger als etwa 0,10 Gew.-% Kohlenstoff, besonders bevorzugt zwischen
etwa 0,07 und etwa 0,08 Gew.-% Kohlenstoff) enthält, etwa 1,60 Gew.-% Mangan,
etwa 0,25 Gew.-% Silizium, etwa 1,87 Gew.-% Nickel, etwa 0,87 Gew.-%
Chrom, etwa 0,51 Gew.-% Molybdän,
weniger als etwa 75 ppm Phosphor, und weniger als etwa 100 ppm Schwefel.
Die Schweißwärmezufuhr
liegt im Betrieb von etwa 0,3 kJ/mm bis etwa 1,5 kJ/mm (7,6 kJ/Zoll
bis 38 kJ/Zoll), und es wird eine Vorerwärmung mit etwa 100 °C (212 °F) eingesetzt.
Das Schweißen
erfolgt bei einem Stahl, beispielsweise irgendeinem der voranstehend
geschilderten Stähle,
unter Einsatz eines Schutzgases auf Argongrundlage mit weniger als
etwa 1 Gew.-% Sauerstoff. Schweißen mit diesem Verfahren stellt
eine Schweißverbindung
zur Verfügung,
die eine Zugverbindung von mehr als etwa 900 MPa (130 ksi) aufweist,
bevorzugt mehr als etwa 930 MPa (135 ksi), besonders bevorzugt mehr
als etwa 965 MPa (140 ksi), und ganz bevorzugt zumindest etwa 1000
MPa (145 ksi). Darüber
hinaus stellt das Schweißen
mit diesem Verfahren ein Schweißmetall
mit einer DBTT unterhalb von etwa –73 °C (–100 °F) zur Verfügung, vorzugsweise unterhalb
von etwa –96 °C (–140 °F), besonders
bevorzugt unterhalb von etwa –106 °C (–160 °F), und ganz
besonders bevorzugt unterhalb von etwa –115 °C (–175 °F).
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Bei
einem weiteren Beispiel für
das Schweißverfahren
wird das Wolframinertgasschweißen
(TIG) dazu eingesetzt, eine chemische Zusammensetzung des Schweißmetalls
zu erzeugen, die Eisen und etwa 0,07 Gew.-% Kohlenstoff (vorzugsweise
weniger als etwa 0,07 Gew.-% Kohlenstoff) enthält, etwa 1,80 Gew.-% Mangan,
etwa 0,20 Gew.-% Silizium, etwa 4,00 Gew.-% Nickel, etwa 0,5 Gew.-%
Chrom, etwa 0,40 Gew.-% Molybdän,
etwa 0,02 Gew.-% Kupfer, etwa 0,02 Gew.-% Aluminium, etwa 0,010
Gew.-% Titan, etwa 0,015 Gew.-% Zirkonium (Zr), weniger als etwa
50 ppm Phosphor, und weniger als etwa 30 ppm Schwefel. Die zugeführte Schweißwärme liegt
im Bereich von etwa 0,3 kJ/mm bis etwa 1,5 kJ/mm (7,6 kJ/Zoll bis
38 kJ/Zoll), und wird eine Vorerwärmung auf etwa 100 °C (212 °F) eingesetzt.
Das Schweißen
erfolgt auf einem Stahl, beispielsweise einem der voranstehend geschilderten
Stähle,
unter Verwendung eines Schutzgases auf Argongrundlage mit weniger
als etwa 1 Gew.-% Sauerstoff. Das Schweißen mit diesem Verfahren stellt
eine Schweißverbindung
zur Verfügung,
die eine Zugfestigkeit von mehr als etwa 900 MPa (130 ksi) aufweist,
bevorzugt mehr als etwa 930 MPa (135 ksi), besonders bevorzugt mehr
als etwa 965 MPa (140 ksi), und ganz besonders bevorzugt zumindest
etwa 1000 MPa (145 ksi). Darüber
hinaus stellt das Schweißen
mit diesem Verfahren ein Schweißmetall
mit einer DBTT von unterhalb etwa –73 °C (–100 °F) zur Verfügung, vorzugsweise unterhalb
von etwa –96 °C (–140 °F), besonders
bevorzugt unterhalb von etwa –106 °C (–160 °F), und ganz besonders
bevorzugt unterhalb von etwa –115 °C (–175 °F).
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Entsprechende
chemische Zusammensetzungen des Schweißmetalls wie jene, die in den
Beispielen erwähnt
wurden, können
unter Verwendung entweder des GMAW- oder des TIG-Schweißverfahrens
erzielt werden. Allerdings wird von den TIG-Schweißverbindungen
angenommen, daß sie
einen geringeren Gehalt an Verunreinigungen und eine stärker verfeinerte
Mikrostruktur aufweisen als die GMAW-Schweißverfahren, und daher eine
verbesserte Tieftemperaturzähigkeit.
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Bei
einer Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung wird Unterpulverschweißen (SAW)
als Verbindungsverfahren eingesetzt. Eine detaillierte Diskussion
von SAW findet sich in Kapitel 6 des Welding Handbook, Volume 2,
Welding Processes, 8. Ausgabe, American Welding Society, Seiten
191-232 (1995).
-
Unterpulverschweißen (SAW)
stellt ein Schweißverfahren
dar, das häufig
infolge seines Vorteils einer hohen Metallablagerungsrate eingesetzt
wird. Es kann für
bestimmte Anwendungen kostengünstiger
sein, da mehr Schweißmaterial
pro Zeiteinheit als bei anderen Schweißverfahren aufgebracht werden
kann. Ein potentieller Nachteil von SAW, wenn es zur Verbindung
ferritischer Stähle
für Tieftemperaturanwendungen
eingesetzt wird, besteht in einer unzureichenden oder variablen
Zähigkeit.
Die geringe Zähigkeit
kann durch derartige Faktoren wie große Korngröße und/oder ein höheres Ausmaß an Einschlüssen als
erwünscht
hervorgerufen werden. Die hohle Korngröße wird durch die hohe Wärmezufuhr
von SAW hervorgerufen, die auch das Merkmal darstellt, welches die
hohe Ablagerungsrate ermöglicht.
Ein weiteres potentielles Problem in Bezug auf SAW, beim Einsatz
bei einem wärmeempfindlichen,
hochfesten Stahl besteht in der HAZ-Erweichung. Die hohe Wärmezufuhr
von SAW führt
zu einer intensiveren Erweichung bezüglich HAZ, im Vergleich zu
Gasmetallbogenschweißen
(GMAW) oder Wolframinertgasschweißen (TIG).
-
Für einige
Entwürfe
von PLNG-Behältern
kann das SAW-Verfahren geeignet sind. Die Entscheidung, SAW einzusetzen,
wird hauptsächlich
auf der Grundlage eines Kompromisses zwischen den Kosten (Schweißablagerungsrate)
und dem Versuch getroffen, ausreichende mechanische Eigenschaften
zur Verfügung
zu stellen. Es ist möglich,
einen spezifischen SAW-Schweißvorgang
an einen speziellen PLNG-Behälterentwurf anzupassen.
Wenn beispielsweise erwünscht
ist, die HAZ-Erweichung zu begrenzen, die Schweißmetallkorngröße zu verringern,
kann eine SAW-Prozedur entwickelt werden, welche eine mittlere zugeführte Wärme einsetzt.
Statt die sehr hohen Ablagerungsraten bei Wärmezufuhren von oberhalb von
etwa 4 kJ/mm (100 kJ/Zoll) zu ermöglichen, könnten zugeführte Wärmemengen im Bereich von etwa
2 kJ/mm bis etwa 4 kJ/mm (50 kJ/Zoll bis 100 kJ/Zoll) eingesetzt
werden. Bei Werten unterhalb dieses mittleren Bereiches ist der
Einsatz von SAW wahrscheinlich weniger wünschenswert als der von GMAW-
oder TIG-Schweißen.
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SAW
kann auch bei einem austenitischen Schweißmetall eingesetzt werden.
Die Schweißzähigkeit läßt sich
etwas einfacher erzielen, infolge der hohen Duktilität des flächenzentrierten,
kubischen Austenits. Ein Nachteil eines austenitischen Schweißverbrauchsmaterials
besteht in den Kosten, die höher
sind als für
die meisten ferritischen Verbrauchsmaterialien. Das austenitische
Material enthält
signifikante Mengen an teuren Legierungen wie Cr und Ni. Allerdings
kann es möglich
sein, bei einem speziellen PLNG-Behälterentwurf die Kosten für das austenitische
Verbrauchsmaterial durch die höhere
Ablagerungsrate auszugleichen, die mit SAW erzielt wird.
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Bei
einer anderen Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung wird Elektronenstrahlschweißen (EBW)
als Verbindungsverfahren eingesetzt. Eine detaillierte Diskussion
von EBW findet sich in Kapitel 21 des Welding Handbook, Volume 2,
Welding Processes, 8. Ausgabe, American Welding Society, Seiten
672-713 (1995). Verschiedene inhärente
Merkmale von EBW sind besonders gut zum Einsatz unter Einsatzbedingungen
geeignet, die sowohl hohe Festigkeit als auch Tieftemperaturzähigkeit
erfordern.
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Ein
Problem, das bei dem Schweißen
der meisten hochfesten Stähle
auftritt, also von Stählen,
die Ersatzstreckgrenzen von mehr als etwa 550 MPa (80 ksi) aufweisen,
besteht in der Erweichung des Metalls in der durch Wärme beeinflußten Zone
(HAZ), die bei zahlreichen herkömmlichen
Schweißverfahren
auftritt, beispielsweise bei Schutzgas-Metall-Lichtbogenschweißen (SMAW),
Unterpulverschweißen
(SAW), oder irgendeinem der Schutzgasverfahren, beispielsweise Gas-Metall-Lichtbogenschweißen (GMAW).
Die HAZ kann eine lokale Phasentransformation oder ein Anlassen
während
der durch das Schweißen
hervorgerufenen Wärmezyklen
erfahren, was zu einer signifikanten, nämlich bis zu etwa 15 Prozent
oder mehr, Erweichung der HAZ führt,
verglichen mit dem Ausgangsmetall, bevor dieses der Schweißwärme ausgesetzt
wird. Zwar wurden ultrahochfeste Stähle mit Ersatzstreckgrenzen
von 830 MPa (120 ksi) oder höher
hergestellt, jedoch genügen
viele dieser Stähle
nicht den Schweißanforderungen,
die für
einen Einsatz bei extrem niedrigen Temperaturen erforderlich sind,
beispielsweise jenen, die für
Rohre und Druckbehälter
zum Einsatz bei den Verfahren erforderlich sind, die hier beschrieben
und beansprucht werden. Derartige Materialien weisen typischerweise einen
relativ hohen Wert von Pcm auf (ein in der Industrie wohlbekannter
Begriff, der zur Festlegung der Schweißbarkeit verwendet wird), der
im allgemeinen größer als
etwa 0,30 ist, und manchmal oberhalb von 0,35 liegt.
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EBW
mildert einige der Probleme ab, die sich herkömmlichen Schweißverfahren
wie beispielsweise SMAW und SAW ergeben. Die gesamte zugeführte Wärme ist
deutlich geringer als bei Lichtbogenschweißverfahren. Diese Verringerung
der zugeführten
Wärme verringert
die Änderung
zahlreicher Eigenschaften der Stahlplatten während des Verbindungsvorgangs.
In vielen Fällen
erzeugt EBW eine geschweißte
Verbindung, die fester und/oder widerstandsfähiger gegenüber Sprödbruch ist, bei Tieftemperatureinsätzen, als
dies bei entsprechenden Verbindungen der Fall ist, die durch Lichtbogenschweißen erzeugt
werden.
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EBW
führt,
verglichen mit einer Lichtbogenschweißung derselben Verbindung,
zu einer Verringerung von Restspannungen, der HAZ-Breite, und der
mechanischen Beeinträchtigungen
der Verbindung, zusammen mit einer potentiellen Verbesserung der
HAZ-Zähigkeit.
Die hohe Leistungsdichte bei EBW erleichtert darüber hinaus das Schweißen in einem
einzigen Durchgang, wodurch auch die Zeit minimiert wird, während derer
das Basismetall der Stahlplatten erhöhten Temperaturen während des
Verbindungsvorgangs ausgesetzt ist. Diese Merkmale von EBW sind
wesentlich in Bezug auf das Minimieren der nachteiligen Auswirkungen
des Schweißens
bei wärmeempfindlichen
Legierungen.
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Weiterhin
führen
EBW-Systeme, welche Schweißbedingungen
unter verringertem Druck oder hohem Vakuum einsetzen, zu einer hochreinen
Umgebung, welche die Schweißbadverunreinigung
verringert. Die Verringerung von Verunreinigungen bei der mit Elektronenstrahl
geschweißten
Verbindung führt
zu einer verbesserten Schweißmetallzähigkeit,
die dadurch hervorgerufen wird, daß das Ausmaß an Zwischengitterelementen
und Inklusionen verringert wird.
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EBW
ist auch in der Hinsicht extrem flexibel, daß eine große Anzahl an Verfahrenssteuervariablen
unabhängig
gesteuert werden kann (also Vakuumpegel, Arbeitsentfernung, Beschleunigungsspannung,
Strahlstrom, Bewegungsgeschwindigkeit, Strahlpunktgröße, Strahlauslenkung,
usw.). Unter der Annahme eines ordnungsgemäßen Auffüllens der Verbindung ist kein
Füllmaterial
für EBW
erforderlich, was zu einer geschweißten Verbindung mit homogener
Metallurgie führt.
Allerdings können
Flußstücke aus
Füllmaterial
dazu eingesetzt werden, absichtlich die Metallurgie der EBW-Verbindung
zu ändern,
und die mechanischen Eigenschaften zu verbessern. Strategische Kombinationen
von Strahlparametern und des Einsatzes/Weglassens von Füllstücken gestattet
eine spezielle Anpassung der Schweißmetallmikrostruktur, um die
gewünschte
Kombination aus Festigkeit und Zähigkeit
zu erreichen.
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Die
Gesamtkombination hervorragender mechanischer Eigenschaften und
niedriger Restspannungen gestattet auch das Weglassen einer Schweißnachbehandlung
mit Wärme
in vielen Fällen,
selbst wenn die Dicke der verbundenen Platten 1 bis 2 Zoll oder
mehr beträgt.
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EBW
kann bei Hochvakuum (HV), mittlerem Vakuum (MV) oder keinem Vakuum
(NV) durchgeführt werden.
HV-EBW-Systeme erzeugen Schweißungen
mit einem Minimum an Verunreinigungen. Allerdings können Hochvakuumbedingungen
zu dem Verlust kritischer flüchtiger
Elemente führen
(beispielsweise Chrom und Mangan), wenn sich das Metall im geschmolzenen
Zustand befindet. Abhängig
von der Zusammensetzung des zu schweißenden Stahls kann der Verlust
eines Anteils bestimmter Elemente die mechanischen Eigenschaften
der Schweißverbindung
beeinträchtigen.
Darüber
hinaus sind diese Systeme normalerweise groß und inflexibel, und schwierig
zu verwenden. NV-EBW-Systeme sind mechanisch weniger kompliziert,
kompakter, und im allgemeinen einfacher einzusetzen. Allerdings
ist die NV-EBW-Verarbeitung in ihrem Einsatz stärker eingeschränkt, da
die Strahlen zum Diffundieren, Streuen neigen, und dann, wenn sie
Luft ausgesetzt sind, weniger fokussiert sind, und weniger wirksam.
Hierdurch wird normalerweise die Dicke von Platten eingeschränkt, die
in einem einzigen Durchgang geschweißt werden können. NV-EBW neigt darüber hinaus
eher zu Schweißverunreinigungen,
die zu Schweißnähten mit
niedrigerer Festigkeit und Zähigkeit
führen
können
als bei EBW mit stärkerem
Vakuum. Daher stellt MV-EBW die bevorzugte Auswahl zur Konstruktion
der Behälter der
beanspruchten Erfindung dar. MV-EBW stellt den besten Ausgleich
zwischen Leistung und Schweißqualität zur Verfügung.
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Bei
einer weiteren Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung wird Laserstrahlschweißen (LBW)
als Verbindungsverfahren eingesetzt. Eine detaillierte Diskussion
von LBW findet sich in Kapitel 22 des Welding Handbook, Volume 2,
Welding Processes, 8. Ausgabe, American Welding Society, Seiten
714-738 (1995). LBW stellt viele derselben Vorteile wie EBW zur
Verfügung,
ist jedoch im Einsatzbereich eingeschränkt, da momentan verfügbares EBW
Schweißungen
in einem einzigen Durchgang in einem größeren Bereich von Plattendicken
durchführen
kann.
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Ein
Fachmann auf diesem Gebiet weist die erforderlichen Kenntnisse und
Fähigkeiten
auf, die hier bereitgestellte Information dazu einzusetzen, um ultrahochfeste,
niedrig legierte Stahlplatten zu schweißen, um Verbindungen zu erzeugen,
die eine ausreichend hohe Festigkeit und Bruchzähigkeit zum Einsatz bei der
Konstruktion der Behälter
und anderen Bauteile gemäß der vorliegenden
Erfindung aufweisen. Andere geeignete Verbindungs- oder Schweißverfahren
können
vorhanden sein, oder später
entwickelt werden. Alle derartigen Verbindungs- oder Schweißverfahren
liegen innerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung.
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Zwar
wurde die voranstehende Erfindung anhand einer oder mehrerer bevorzugter
Ausführungsformen
beschrieben, jedoch wird darauf hingewiesen, daß sich andere Modifikationen
vornehmen lassen, ohne vom Umfang der Erfindung abzuweichen, der
in den folgenden Patentansprüchen
angegeben ist.
-
Glossar von
Begriffen
-
- Ac1-Transformations- Die Temperatur,
bei welcher sich temperatur: während
der Erhitzung Austenit auszubilden beginnt;
- Ac3-Transformations- Die Temperatur,
bei welcher die temperatur: Transformation von Ferrit zu Austenit
während
der Erhitzung beendet ist;
- Ar1-Transformations- Die Temperatur,
bei welcher die temperatur: Transformation von Austenit zu Ferrit
oder zu Ferrit plus Cementit während
der Abkühlung
beendet ist;
- Ar3-Transformations- Die Temperatur,
bei welcher sich temperatur: während
der Abkühlüng Austenit
in Ferrit umzuwandeln beginnt;
- Tieftemperatur: Jede Temperatur unterhalb von etwa –40 °C (–40 °F);
- CTOD: Spaltspitzenöffnungsverschiebung;
- CVN: Charpy-V-Kerbe;
- DBTT (Duktil-Spröd-
Unterteilt die beiden Bruchbereiche Übergangstemperatur): in Baustählen; bei
Temperaturen unterhalb der DBTT tritt ein Ausfall durch Bruch mit
Spaltung (Sprödigkeit)
bei niedriger Energie auf, wogegen bei Temperaturen oberhalb der
DBTT ein Ausfall durch einen duktilen Bruch mit hoher Energie auftritt;
- EBW: Elektronenstrahlschweißen;
- Im wesentlichen rein: Im wesentlichen 100 Vol.-%:
- Gm3: Milliarden Kubikmeter;
- GMAW: Gasmetall-Lichtbogenschweißen:
- Härtungsteilchen: ε-Kupfer,
Mo2C, oder die Carbide und Carbonitride
von Niob und Vanadium, entweder einzeln oder in Kombination;
- HAZ: Durch Wärme
beeinflußte
Zone;
- Interkritischer Von etwa der Ac1-Transformations-Temperaturbereich:
temperatur zu etwa der Ac3-Transformationstemperatur
beim Erhitzen, und von etwa der Ar3-Transformationstemperatur
zu etwa der Ar1-Transformationstemperatur
beim Abkühlen;
- KIC: Kritischer Spannungsintensitätsfaktor;
- kJ: Kilojoule;
- kPa: Tausende von Pascal;
- ksi: Tausende von Pfund pro Quadratzoll;
- LBW: Laserstrahlschweißen;
- Niedrig legierter Ein Stahl, der Eisen und weniger als Stahl:
etwa 10 Gew.-% Legierungsstoffe insgesamt enthält;
- MA: Martensit-Austenit;
- Maximal zulässige
Kritische Fehlstellenlänge
Fehlstellengröße: und
-tiefe;
- Mo2C: Eine Form von Molybdäncarbid;
- MPa: Millionen Pascal;
- MS-Transformations- Die Temperatur,
bei welcher während
temperatur: der Abkühlung
die Transformation von Austenit zu Martensit beginnt;
- Pcm: Ein wohlbekannter Begriff in der Industrie, der zum Ausdrücken der
Schweißbarkeit
verwendet wird; weiterhin: Pcm = (Gew.-% C + Gew.-% Si/30 + (Gew.-%
Mn + Gew.-% Cu + Gew.-% Cr)/20 + Gew.-% Ni/60 + Gew.-% Mo/15 + Gew.-%
V/10 + 5 (Gew.-% B));
- PLNG: Flüssigerdgas
unter Druck;
- ppm: Teile pro Million;
- Überwiegend:
Zumindest etwa 50 Vol.-%;
- psia: Punkt pro Quadratzoll absolut;
- Abschrecken: Zur Beschreibung der vorliegenden Erfindung so
zu verstehen, daß eine
beschleunigte Abkühlung
durch jegliche Vorrichtung erfolgt, wobei ein Fluid eingesetzt wird,
das wegen seiner Neigung ausgewählt wird,
die Abkühlrate
des Stahls zu erhöhen,
verglichen mit Luftkühlung;
- Abschreckrate Abkühlrate
im Zentrum, oder im (Kühlrate):
wesentlichen im Zentrum, der Dicke der Platte;
- Abschreckstop- Die höchste,
oder im wesentlichen temperatur: die höchste, Temperatur, die an der
Oberfläche der
Platte erreicht wird, nachdem das Abschrecken unterbrochen wurde,
infolge der Wärme,
die aus dem Bereich der Mitte der Dicke der Platte übertragen
wird;
- QST: Abschreckstoptemperatur;
- SAW: Unterpulverschweißen;
- SALM: Einzelankerschenkelverankerung;
- Barren: Ein Stahlstück
mit beliebigen Abmessungen;
- TCF: Billionen Kubikfuß;
- Zugfestigkeit: Bei Untersuchung der Zugfestigkeit: Verhältnis der
Maximalbelastung zur ursprünglichen
Querschnittsfläche;
- TIG-Schweißen:
Wolframinertgasschweißen;
- Tnr-Temperatur: Jene Temperatur, unterhalb
welcher Austenit nicht rekristallisiert;
- USPTO: Patent- und Markenamt der Vereinigten Staaten; und
- Schweißung:
Geschweißte
Verbindung, welche einschließt:
(i)
das Schweißmetall,
(ii)
die durch Wärme
beeinflußte
Zone (HAZ), und
(iii) das Basismetall "in der unmittelbaren Nähe" der HAZ. Der Abschnitt
des Basismetalls, der als innerhalb der "unmittelbaren Nähe" der HAZ angesehen wird, und daher als
Teil der Schweißung, ändert sich
in Abhängigkeit
von Faktoren, die Fachleuten bekannt sind, beispielsweise, ohne
daß dies
einschränkend
verstanden werden soll, in Abhängigkeit
von der Breite der Schweißung,
der Größe des Gegenstands,
der geschweißt
wurde, der Anzahl an Schweißungen,
die zur Herstellung des Gegenstands erforderlich sind, und dem Abstand zwischen
Schweißungen.