CH694925A5

CH694925A5 - Verfahren zur Umwandlung von Erdgas in Fluessigerdgas unter Druck.

Info

Publication number: CH694925A5
Application number: CH01738/03A
Authority: CH
Inventors: Robert M Woodall; Ronald R Bowen; Douglas P Fairchild
Original assignee: Exxonmobil Upstream Res Co
Priority date: 1997-06-20
Filing date: 1998-06-18
Publication date: 2005-09-15
Also published as: AU734121B2; SE9904612L; TR199903167T2; CA2292707C; HUP0002890A3; GB9930057D0; DE19882480T1; NZ502040A; CO5031326A1; UA53717C2; CA2292707A1; MY117415A; TW396253B; GB2361525B; DZ2528A1; SI20162A; HRP980348A2; SE0302202D0; SK178599A3; SE0302202L

Description


  



   



   Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren und ein Flüssigerdgas  unter Druck gemäss den Oberbegriffen der unabhängigen Patentansprüche.  Technischer Hintergrund der Erfindung  



   In der folgenden Beschreibung sind verschiedene Begriffe definiert.  Zur Vereinfachung ist unmittelbar vor den Patentansprüchen ein Glossar  von Begriffen vorgesehen. 



   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  Dollar kosten, einschliesslich Felderschliessungskosten.

   Ein typisches  LNG-Projekt "auf der grünen Wiese" erfordert einen minimalen Erdgasvorrat  von etwa 280 Gm<3> (10 TCF [Billionen Kubikfuss]), und die LNG-Abnehmer  sind normalerweise grosse Energieversorgungsunternehmen. Häufig sind  Erdgasvorräte, die in abgelegenen Gegenden entdeckt werden, kleiner  als 280 Gm<3 >(10 TCF). Selbst bei Erdgasvorräten, die den Minimalwert  von 280 Gm<3> (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. 



   Fig. 1 zeigt schematisch eine herkömmliche LNG-Anlage, welche LNG  bei Temperaturen von etwa -162 DEG C (-260 DEG 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 DEG C (70 DEG F) und etwa 38 DEG C (100 DEG F) liegen. Bis zu  etwa 257 426 KW kühlleistung (350 000 Kühl-Horsepower) sind dazu  -erforderlich, die Temperatur des Erdgases auf die sehr niedrige  Auslasstemperatur von etwa -162 DEG C (-260 DEG 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. 



   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. 



   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 DEG C (-150 DEG F), -155 DEG C (-250 DEG  F) bzw. -175 DEG C (-280 DEG 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. 



   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 Milliarden Dollar erfordern. 



   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. 



   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 DEG C (-260 DEG 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 teure  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 DEG C (-175 DEG F) zu transportieren,  oder CNG (Erdgas unter Druck), das bei 7935 kPa (1150 psia) und -60  DEG C (-75 DEG 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 DEG C (-75 DEG  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 DEG C (-175 DEG F). Darüber hinaus diskutiert  Mr.

   Ffooks auf Seite 164 den Entwurf Ocean Phoenix Transport, bei  welchem auf einem erheblich niedrigeren 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 DEG C (-148 DEG  F) bis -140 DEG C (-220 DEG 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 DEG C (-80 DEG F) diskutiert, oder in einigen Fällen von -68  DEG C (-90 DEG F), und bei Drucken von zumindest 345 kPa (50 psi)  oberhalb des Siededrucks des Gases 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 120 000 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 DEG C (-140 DEG 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. 



   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 DEG C (-260 DEG 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. 



   Es stellt sich die Aufgabe, ein Verfahren zur Herstellung von Flüssigerdgas  unter Druck sowie ein Flüssigerdgas unter Druck bereitzustellen,  mit denen die Nachteile des Standes der Technik zumindest teilweise  vermieden werden können.    Zusammenfassung der Erfindung                                                              



   Diese Aufgabe wird von dem Verfahren und dem Flüssigerdgas gemäss  den unabhängigen Patentansprüchen gelöst. Im Umfeld 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 DEG C (-190 DEG F) bis etwa -92  DEG C (-80 DEG F), wobei der Behälter aus Materialien konstruiert  ist, die einer 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 DEG C (-100 DEG 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 erzeugt PLNG beim 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 DEG C (-190 DEG F) bis etwa -62  DEG C (-80 DEG F), und verwendet die Behälter zum Speichern und Transportieren  des PLNG. 



   Im Umfeld der vorliegenden Erfindung wird ein System zur Verarbeitung  von Erdgas zum Erzeugen von PLNG zur Verfügung gestellt, zum Speichern  von PLNG, und zum Transport von PLNG zum Ort eines Nutzers. Das System  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 DEG C (-190 DEG  F) bis etwa -62 DEG C (-80 DEG 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 DEG  C (-100 DEG F) aufweist; (iii) 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).  Beschreibung der Zeichnungen  



   Die Vorteile der vorliegenden Erfindung lassen sich unter Bezugnahme  auf die folgende, detaillierte Beschreibung und die beigefügten Zeichnungen  besser verstehen, wobei:      Fig. 1 (Stand der Technik) schematisch  ein Beispiel für eine Anlage zur Verarbeitung herkömmlichen LNG zeigt;     Fig. 2 schematisch ein Beispiel für eine Anlage zur Verarbeitung  von PLNG gemäss der vorliegenden Erfindung zeigt;     Fig. 3A eine  Rückansicht eines Beispiels für ein Schiff zum Transport von PLNG  gemäss der vorliegenden Erfindung zeigt;     Fig. 3B eine Seitenansicht  eines Beispiels für ein Schiff zum Transport von PLNG gemäss der  vorliegenden Erfindung zeigt;     Fig. 3C eine Aufsicht auf ein  Beispiel für ein Schiff zum Transport von PLNG gemäss der vorliegenden  Erfindung zeigt;

       Fig. 4A eine Rückansicht eines Beispiels für  ein Schiff zum Transport von PLNG gemäss der vorliegenden Erfindung  zeigt, welches einen PLNG-Verdampfer an Bord hat;     Fig. 4B eine  Seitenansicht eines Beispiels eines Schiffs zum Transport von PLNG  gemäss der vorliegenden   Erfindung zeigt, welches einen PLNG-Verdampfer  an Bord hat;     Fig. 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;     Fig. 5A ein Diagramm  der kritischen Fehlstellentiefe für eine vorgegebene Fehlstellenlänge  als Funktion der CTOD-Bruchzähigkeit und der Restspannungen zeigt;  und     Fig. 5B die Geometrie (Länge und Tiefe) einer Fehlstelle  zeigt.  



   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.   Detaillierte Beschreibung  der Erfindung   PLNG-Speicherbehälter  



   Der Schlüssel, um die PLNG-Anlage und die Transportbehälter für die  vorliegende 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 DEG C (-190  DEG F) bis    etwa -62 DEG C (-80 DEG 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 vorliegende 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 DEG C (-100 DEG 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 DEG C (-170 DEG F)  bis etwa -79 DEG C (-110 DEG 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. 



   Die äusserst hochfesten, niedrig legierten Stähle, die zum Konstruieren  von Behältern für die vorliegende 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. 



   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  für die vorliegende 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. 



   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 DEG C auf 30 DEG  C (9 DEG F bis 54 DEG F) unterhalb der Einsatztemperatur verschieben.                                                          



   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 (K IC ), 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.                                                         



   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 für die vorliegende Erfindung. 



   Fig. 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 Fig. 5A gezeigt ist, auf der Grundlage der folgenden Entwurfsbedingungen:                                               



    <tb><TABLE> Columns = 3  <tb><SEP> Behälterdurchmesser:<SEP>  4,57 m<SEP> (15 Feet) <tb><SEP> Behälterwandstärke:<SEP> 25,4 mm<SEP>  (1,00 Zoll) <tb><SEP> Entwurfsdruck:<SEP> 3445 kPa<SEP> (500 psi) <tb><SEP>  Zulässige Umfangsspannung:<SEP> 333 MPa<SEP> (48,3 ksi).  <tb></TABLE>                                                      



     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 Fig. 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. 

 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 Fig. 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, K IC  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. 



   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.   PLNG-Anlage  



   Die voranstehend geschilderten Speicherbehälter führen dazu, dass  das PLNG-Verarbeitungsverfahren gemäss Patentanspruch 1 durchführbar  ist. Bevorzugt liegen die Untergrenzen für den Druck- bzw. Temperaturbereich  des PLNG bei etwa 2760 kPa (400 psia) und etwa -96 DEG C (-140 DEG  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. 



   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. Fig. 2 zeigt schematisch ein Beispiel für  eine Anlage zur Verarbeitung von PLNG gemäss der vorliegenden Erfindung.  Für Vergleichszwecke zeigt Fig. 1 schematisch ein Beispiel für eine  Anlage zur Verarbeitung herkömmlichen LNG.

   Wie in Fig. 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 zur Verarbeitung  von PLNG 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 Fig.  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 der PLNG-Anlage  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. 



   Eine Anlage zur Erzeugung von PLNG gemäss der vorliegenden Erfindung  weist im Vergleich zu einem herkömmlichen LNG-Verfahren folgende  Eigenschaften auf. Wie aus den Fig. 1 und 2 hervorgeht, sind infolge  der Tatsache, dass die Verflüssigungstemperaturen in der PLNG-Anlage  8 (Fig. 2) höher sind als in einer herkömmlichen LNG-Anlage 50 (Fig.

    1) (welche herkömmliches LNG bei etwa -162 DEG C [-260 DEG F] und    Atmosphärendruck erzeugt), die Gasbehandlungseinrichtungen 52  (Fig. 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 Kohlendioxid,  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. 



   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. 



   Wie wiederum aus Fig. 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 Fig. 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 bestehen, an einem Exportterminal in der  Nähe. Bei einer anderen Ausführungsform kann in einer PLNG-Anlage  8 erzeugtes. PLNG auf einen oder mehrere Transportspeicherbehälter  9 übertragen werden, die aus einem    ultrahochfesten, niedrig legierten  Stahl bestehen, und sich auf einem PLNG-Transportwasserfahrzeug befinden,  wie dies nachstehend noch erläutert wird. 



   Eine PLNG-Anlage 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.  Die Firma kann 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.  PLNG-Transportfahrzeuge  



   Die PLNG-Transportfahrzeuge 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 erwünscht, um die erhöhte Produktion von einer  wirksameren Anlage sowie das erhöhte Volumen infolge der niedrigeren  Dichte zu transportieren. Die Fig. 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. 



   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.                                                          



   Bei einer bevorzugten Ausführungsform enthalten die Behälter PLNG  bei Temperaturen zwischen etwa -101 DEG C (-150 DEG F) bis etwa -79  DEG C (-110 DEG F), und dies erfordert irgendeine Isolierung. Momentan  im Handel erhältliche industrielle Isoliermaterialien mit guten Temperaturisoliereigenschaften  können eingesetzt werden. 



   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 Fig. 4A, 4B und 4C gezeigt ist.

   Das beispielhafte  PLNG-Schiff 40 weist vierundvierzig Speicherbehälter 42 und Verdampfungseinrichtungen  44 an Bord auf. 



   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.

     PLNG-Export- und -Import-Terminals  



   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 aufweisen,  einschliesslich Drucken und Temperaturen. 



   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.   Beispiele     Beispiele für PLNG-Speicherbehälter   



   Wie voranstehend geschildert werden Behälter zum Speichern und Transportieren  von PLNG 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 verwendet werden. Vorzugsweise weist ein derartiger Stahl  einen DBTT-Wert von weniger als etwa -73 DEG C (-100 DEG F) auf. 



   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). 



   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 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 DEG C (-100 DEG F),  vorzugsweise niedriger als etwa -107 DEG C (-160 DEG 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).  Erstes Stahlbeispiel  



   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  60/068 194 geführt wird, eine Beschreibung von Stählen, die zum Einsatz  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 T nr , und oberhalb  der Ar 3 -Transformationstemperatur; (d) Abschrecken der Stahlplatte  bei einer Abkühlrate von etwa 10 DEG C pro Sekunde bis etwa 40 DEG  C pro Sekunde (18 DEG F/sec-72 DEG F/sec) bis zu einer Abschreckstoptemperatur  unterhalb der M s -Transformationstemperatur -200 DEG C (360 DEG  F);

   (e) Aufhören mit der Abschreckung; und (f) Tempern der Stahlplatte  bei    einer Tempertemperatur von etwa 400 DEG C (752 DEG F) bis  zu der Ac 1 -Transformationstemperatur, vorzugsweise bis etwas unterhalb  der Ac 1 -Transformationstemperatur, über einen Zeitraum, der dazu  ausreicht, das Ausfällen von Härtungsteilchen hervorzurufen, also  epsilon -Kupfer, Mo 2 C, 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 T nr -Temperatur, der Ar 3  -, M s -, und Ac 1 -Transformationstemperaturen, und von Mo 2 C).                                                              



   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. 



   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  



    <tb><TABLE> Columns = 2  <tb>Head Col 1: Legierungselement <tb>Head  Col 2: Bereich (Gew.-%) <tb><SEP> Kohlenstoff (C)<SEP> 0,04-0,12,  und bevorzugt 0,04-0,07 <tb><SEP> Mangan (Mn)<SEP> 0,5-2,5, und  bevorzugt 1,0-1,8 <tb><SEP> Nickel (Ni<SEP> 1,0-3,0, und bevorzugt  1,5-2,5 <tb><SEP> Kupfer (Cu)<SEP> 0,1-1,5, und bevorzugt 0,5-1,0 <tb><SEP>  Molybdän (Mo)<SEP> 0,1-0,8, und bevorzugt 0,2-0,5 <tb><SEP> Niob  (Nb)<SEP> 0,02-0,1, und bevorzugt 0,03-0,05 <tb><SEP> Titan (Ti)<SEP>  0,008-0,03, und bevorzugt 0,01-0,02 <tb><SEP> Aluminium (AI)<SEP>  0,001-0,05, und bevorzugt 0,005-0,03 <tb><SEP> Stickstoff (N)<SEP>  0,002-0,005, und bevorzugt 0,002-0,003  <tb></TABLE> 



   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.-%. 



   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 DEG C (18  DEG 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. 



   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 DEG  C bis etwa 1065 DEG C (1750 DEG F bis 1950 DEG 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  T nr , 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 T nr  und oberhalb der Ar 3 -Transformationstemperatur.

    Die heissgewalzte Stahlplatte wird dann abgeschreckt mit einer Abkühlrate  von etwa 10 DEG C pro Sekunde bis etwa 40 DEG C pro Sekunde (18 DEG  F/sec bis 72 DEG F/sec) auf einen geeigneten QST-Wert (wie in dem  Glossar definiert) unterhalb etwa der M s -Transformationstemperatur  +200 DEG C (360 DEG 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 DEG C (752  DEG F) bis herauf zu etwa der Ac 1 -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. 



   Der übliche Festigkeitsverlust infolge Tempern wird 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  DEG C bis etwa 650 DEG C (750 DEG F bis 1200 DEG F), ohne irgendeinen  signifikanten Verlust der beim Abschrecken erzielten Festigkeit.

    Die Stahlplatte wird vorzugsweise bei einer Tempertemperatur von  oberhalb etwa 400 DEG C (752 DEG F) bis unterhalb der Ac 1 -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. 60/068 252 geführt wird, eine Beschreibung anderer  geeigneter Stähle zur Verfügung, die zum Einsatz 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 T nr  und oberhalb etwa der Ar 3 -Transformationstemperatur; (d) Abschrecken  der Stahlplatte bei einer Abkühlrate von etwa 10 DEG C pro Sekunde  bis etwa 40 DEG C pro Sekunde (18 DEG F/sec bis 72 DEG F/sec) bis  zu einer Abschreckstoptemperatur (QST) unterhalb etwa der M s -Transformationstemperatur  plus 100 DEG C (180 DEG F) und oberhalb etwa der M s -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 DEG C pro Sekunde (1,8 DEG 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  weiterhin den Schritt, die Stahlplatte langsam abzukühlen, von der  QST aus mit einer Rate, die niedriger ist als etwa 1,0 DEG C pro  Sekunde (1,8 DEG 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 T nr -Temperatur, und der Ar 3 - und der  M s -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 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  



    <tb><TABLE> Columns = 2  <tb>Head Col 1: Legierungselement <tb>Head  Col 2: Bereich (Gew.-%) <tb><SEP> Kohlenstoff (C)<SEP> 0,04-0,12,  und bevorzugt 0,04-0,07 <tb><SEP> Mangan (Mn)<SEP> 0,5-2,5, und  bevorzugt 1,0-1,8 <tb><SEP> Nickel (Ni<SEP> 1,0-3,0, und bevorzugt  1,5-2,5 <tb><SEP> Kupfer (Cu)<SEP> 0,1-1,0, und bevorzugt 0,2-0,5 <tb><SEP>  Molybdän (Mo)<SEP> 0,1-1,8, und bevorzugt 0,2-0,4 <tb><SEP> Niob  (Nb)<SEP> 0,02-0,1, und bevorzugt 0,02-0,05 <tb><SEP> Titan (Ti)<SEP>  0,008-0,03, und bevorzugt 0,01-0,02 <tb><SEP> Aluminium (AI)<SEP>  0,001-0,05, und bevorzugt 0,005-0,03 <tb><SEP> Stickstoff (N)<SEP>  0,002-0,005, und bevorzugt 0,002-0,003  <tb></TABLE> 



     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 DEG C (18 DEG 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 DEG C bis etwa 1065 DEG C (1750  DEG F bis 1950 DEG 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 T nr -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 T nr -Temperatur und oberhalb  etwa der Ar 3 -Transformationstemperatur.

   Die heissgewalzte Stahlplatte  wird dann abgeschreckt, mit einer Abkühlrate von etwa 10 DEG C pro  Sekunde bis etwa 40 DEG C pro Sekunde (18 DEG F/sec bis 72 DEG F/sec)  auf eine geeignete QST unterhalb etwa der M s -Transformationstemperatur  plus 100 DEG C (180 DEG F) und oberhalb etwa der M s -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 DEG C pro Sekunde (1,8 DEG 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 DEG C pro Sekunde (1,8 DEG F/sec) ist, vorzugsweise über  bis zu etwa 5 Minuten. Bei zumindest einer Ausführungsform dieses  zweiten Stahlbeispiels beträgt die M s -Transformationstemperatur  etwa 350 DEG C (662 DEG F), und daher ist der Wert der M s -Transformationstemperatur  plus 100 DEG C (180 DEG F) etwa 450 DEG C (842 DEG 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. 60/068 816 geführt wird, eine Beschreibung anderer Stähle zur  Verfügung, die zur Verwendung 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 T nr -Temperatur und oberhalb etwa der Ar 3 -Transformationstemperatur;

    (d) weiteres Verkleinern der Stahlplatte in einem oder mehreren Heisswalzdurchgängen  in einem dritten Temperaturbereich unterhalb etwa der Ar 3 -Transformationstemperatur  und oberhalb etwa der Ar 1 -Transformationstemperatur (also dem interkritischen  Temperaturbereich); (e) Abschrecken der Stahlplatte mit einer Abkühlrate  von etwa 10 DEG C pro Sekunde bis etwa 40 DEG C pro Sekunde (18 DEG  F/sec bis 72 DEG F/sec) auf eine Abschreckstoptemperatur (QST), die  vorzugsweise unterhalb etwa der M s -Transformationstemperatur plus  200 DEG C (360 DEG F) liegt; und (f) Stoppen der Abschreckung. Bei  einer anderen Ausführungsform dieses dritten Stahlbeispiels liegt  die QST vorzugsweise unterhalb etwa der M s -Transformationstemperatur  plus 100 DEG C (180 DEG F), und liegt besonders bevorzugt unterhalb  etwa 350 DEG C (662 DEG 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 T nr -Temperatur,  und der Ar 3 - und Ar 1 -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 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  



    <tb><TABLE> Columns = 2  <tb>Head Col 1: Legierungselement <tb>Head  Col 2: Bereich (Gew.-%) <tb><SEP> Kohlenstoff (C)<SEP> 0,04-0,12,  und bevorzugt 0,04-0,07 <tb><SEP> Mangan (Mn)<SEP> 0,5-2,5, und  bevorzugt 1,0-1,8 <tb><SEP> Nickel (Ni<SEP> 1,0-3,0, und bevorzugt  1,5-2,5 <tb><SEP> Niob (Nb)<SEP> 0,02-1,0, und bevorzugt 0,02-0,05 <tb><SEP>  Titan (Ti)<SEP> 0,008-0,003, und bevorzugt 0,001-0,02 <tb><SEP>  AIuminium (AI)<SEP> 0,001-0,05, und bevorzugt 0,005-0,03 <tb><SEP>  Stickstoff (N)<SEP> 0,002-0,005, und bevorzugt 0,002-0,003  <tb></TABLE>                                                    



   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 DEG C (18 DEG 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  DEG C bis etwa 1065 DEG C (1750 DEG F bis 1950 DEG F) erhitzt wird;

    der Barren 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 T nr -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 T nr -Temperatur  und oberhalb etwa der Ar 3 -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 Ar 3 -Transformationstemperatur  und oberhalb etwa der Ar 1 -Transformationstemperatur.

   Die heissgewalzte  Stahlplatte wird dann abgeschreckt, mit einer Abkühlrate von etwa  10 DEG C pro Sekunde bis etwa 40 DEG C pro Sekunde (18 DEG F/sec  bis 72 DEG F/sec), auf eine geeignete Abschreckstoptemperatur (QST),  die vorzugsweise unterhalb etwa der M s -Transformationstemperatur  plus 200 DEG C (360 DEG F) liegt, wobei dann das Abschrecken beendet  wird. Bei einer weiteren Ausführungsform der vorliegenden Erfindung  liegt die QST vorzugsweise unterhalb etwa der M s -Transformationstemperatur  plus 100 DEG C (180 DEG F), und liegt besonders bevorzugt unter etwa  350 DEG C (662 DEG 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 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/JP96/00 157 aufweist, und die internationale Veröffentlichungsnummer  WO906/23 909 (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 60/05 391 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 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,  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 T nr -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 Ac 1 -, Ar 1 -, Ar 3 - und M s -Transformationstemperaturen,  die hier erwähnt wurden, von Fachleuten auf diesem Gebiet für jede  Stahlzusammensetzung bestimmt werden, entweder durch Versuche oder  durch Modellberechnungen. 



   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 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. 



   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 aufweisen. Es können andere geeignete Stähle  vorhanden sein, oder später entwickelt werden. 



     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 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 herzustellen.

    Andere geeignete Stähle können vorhanden sein, oder nachstehend entwickelt  werden. 



   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. 



   Wenn ein zweiphasiger Stahl bei der Konstruktion von Behältern 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 Ar 3 -Transformationstemperatur  auf etwa die Ar 1 -Transformationstemperatur ausgebildet wird.

   Zusätzlich  wird in Bezug auf Stähle, die bei der Konstruktion von Behältern  verwendet werden, bevorzugt, dass der Stahl eine Zugfestigkeit von  mehr als 830 MPa (120 ksi) und eine DBTT aufweist, die niedriger  als etwa -73 DEG C -(-100 DEG 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. 



   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 DEG C (1112 DEG F)  erwärmt, um die vorteilhaften Auswirkungen der Mikrostruktur des  Stahls beizubehalten, die voranstehend geschildert wurden. 



   Die gewünschten Variablen für einen PLNG-Behälter, beispielsweise  Abmessungen, Geometrie, Materialdicke usw. hängen von den Betriebsbedingungen  ab, beispielsweise dem Innendruck, der Betriebs-temperatur, 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 Betriebs-temperaturen 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. 



   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 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 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. 



   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 DEG C (-100 DEG F) zur Verfügung,  bevorzugt unterhalb etwa -96 DEG C (-140 DEG F), besonders bevorzugt  unterhalb etwa -106 DEG C (-160 DEG F), und ganz besonders bevorzugt  unterhalb etwa -115 DEG C (-175 DEG F). 



   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 DEG C  (212  DEG 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 DEG C (-100 DEG F) zur Verfügung,  vorzugsweise unterhalb von etwa -96 DEG C (-140 DEG F), besonders  bevorzugt unterhalb von etwa -106 DEG C (-160 DEG F), und ganz besonders  bevorzugt unterhalb von etwa -115 DEG C (-175 DEG F). 



   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 DEG C (212 DEG 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 DEG C (-100 DEG F) zur Verfügung, vorzugsweise unterhalb  von etwa -96 DEG C (-140 DEG F), besonders bevorzugt unterhalb von  etwa -106 DEG C (-160 DEG F), und ganz besonders bevorzugt unterhalb  von etwa -115 DEG C (-175 DEG F). 



   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. 



   Bei einer Ausführungsform 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  sein. 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.                                                



   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. 



   Bei einer anderen Ausführungsform 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. 



     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. 



   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. 



   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. 



   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. 



     EBW ist auch in der Hinsicht extrem flexibel, dass eine grosse  Anzahl an Verfahrenssteuervariablen unabhängig gesteuert werden kann  (also Vakuumpegel, Arbeitsentfernung, Beschleunigungsspannung, Strahlström,  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. 



   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. 



   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 dar. MV-EBW stellt den besten Ausgleich  zwischen Leistung und Schweissqualität zur Verfügung. 



   Bei einer weiteren Ausführungsform 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. 



   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 aufweisen. Andere geeignete Verbindungs- oder Schweissverfahren  können vorhanden sein, oder später entwickelt werden. 



   Zwar wurde die voranstehende Erfindung anhand einer oder mehrerer  bevorzugter Ausführungsformen beschrieben, jedoch wird darauf hingewiesen,  dass sich auch andere Modifikationen vornehmen lassen, ohne vom Umfang  der Erfindung, wie er in den folgenden Patentansprüchen angegeben  ist.  Glossar von Begriffen  



    <tb><TABLE> Columns = 2  <tb><SEP> Ac 1 -Transformationstemperaturen<SEP>  Die Temperatur, bei welcher sich während der Erhitzung Austenit  auszubilden beginnt; <tb><SEP> Ac 3 -Transformationstemperatur:<SEP>  Die Temperatur, bei welcher die Transformation von Ferrit zu Austenit  während der Erhitzung beendet ist; <tb><SEP> Ar 1 -Transformationstemperatur:<SEP>  Die Temperatur, bei welcher die Transformation von Austenit zu Ferrit  oder zu Ferrit plus Cementit während der Abkühlung beendet ist; <tb><SEP>  Ar 3 -Transformationstemperatur:<SEP> Die Temperatur, bei welcher  sich während der Abkühlung Austenit in Ferrit umzuwandeln beginnt; <tb><SEP>  Tieftemperatur:<SEP> Jede Temperatur unterhalb von etwa -40 DEG C  (-40 DEG F); <tb><SEP> CTOD:<SEP> Spaltspitzenöffnungsverschiebung; <tb><SEP>  CVN:<SEP> Charpy-V-Kerbe;

   <tb><SEP>    DBTT (Duktil-Spröd-Übergangstemperatur):<SEP>  Unterteilt die beiden Bruchbereiche 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; <tb><SEP>  EBW:<SEP> Elektronenstrahlschweissen; <tb><SEP> Im Wesentlichen  rein:<SEP> Im Wesentlichen 100 Vol.-%: <tb><SEP> Gm<3:><SEP> Milliarden  Kubikmeter; <tb><SEP> GMAW:<SEP> Gasmetall-Lichtbogenschweissen: <tb><SEP>  Härtungsteilchen:<SEP>  epsilon -Kupfer, Mo 2 C, oder die Carbide  und Carbonitride von Niob und Vanadium, entweder einzeln oder in  Kombination; <tb><SEP> HAZ:<SEP> Durch Wärme beeinflusste Zone;

   <tb><SEP>  Interkritischer Temperaturbereich:<SEP> Von etwa der Ac 1 -Transformationstemperatur  zu etwa der Ac 3 -Transformationstemperatur beim Erhitzen, und von  etwa der Ar 3 -Transformationstemperatur zu etwa der Ar 1 -Transformationstemperatur  beim Abkühlen; <tb><SEP>    K IC ;<SEP> Kritischer Spannungsintensitätsfaktor; <tb><SEP>  kJ:<SEP> Kilojoule; <tb><SEP> kPa:<SEP> Tausende von Pascal; <tb><SEP>  ksi:<SEP> Tausende von Pfund pro Quadratzoll; <tb><SEP> LBW:<SEP>  Laserstrahlschweissen; <tb><SEP> Niedrig legierter Stahl:<SEP> Ein  Stahl, der Eisen und weniger als etwa 10 Gew.-% Legierungsstoffe  insgesamt enthält; <tb><SEP> MA:<SEP> Martensit-Austenit; <tb><SEP>  Maximal zulässige Fehlstellengrösse:<SEP> Kritische Fehlstellenlänge  und -tiefe; <tb><SEP> Mo 2 C:<SEP> Eine Form von Molybdäncarbid; <tb><SEP>  MPa:<SEP> Millionen Pascal;

   <tb><SEP> M s -Transformationstemperatur:<SEP>  Die Temperatur, bei welcher während der Abkühlung die Transformation  von Austenit zu Martensit beginnt; <tb><SEP>    Pcm:<SEP> 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); <tb><SEP> PLNG:<SEP> Flüssigerdgas unter Druck; <tb><SEP>  ppm:<SEP> Teile pro Million; <tb><SEP> Überwiegend:<SEP> Zumindest  etwa 50 Vol.-%; <tb><SEP> psia:<SEP> Punkt pro Quadratzoll absolut;

   <tb><SEP>  Abschrecken:<SEP> Zur Beschreibung 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; <tb><SEP> Abschreckrate  (Kühlrate):<SEP> Abkühlrate im Zentrum, oder im Wesentlichen im Zentrum,  der Dicke der Platte; <tb><SEP>    Abschreckstoptemperatur:<SEP>  Die höchste, oder im Wesentlichen 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; <tb><SEP> QST:<SEP> Abschreckstoptemperatur; <tb><SEP>  SAW:<SEP> Unterpulverschweissen; <tb><SEP> SALM<SEP> Einzelankerschenkelverankerung;

   <tb><SEP>  Barren:<SEP> Ein Stahlstück mit beliebigen Abmessungen; <tb><SEP>  TCF:<SEP> Billionen Kubikfuss; <tb><SEP> Zugfestigkeit:<SEP> Bei  Untersuchung der Zugfestigkeit: Verhältnis der Maximalbelastung zur  ursprünglichen Querschnittsfläche; <tb><SEP> TIG-Schweissen:<SEP>  Wolframinertgasschweissen; <tb><SEP> T nr -Temperatur:<SEP> Jene  Temperatur, unterhalb welcher Austenit nicht rekristallisiert; <tb><SEP>  USPTO:<SEP> Patent- und Markenamt der Vereinigten Staaten; und <tb><SEP>    Schweissung:<SEP> 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.  <tb></TABLE>

Claims

1. Verfahren zur Umwandlung von Erdgas in Flüssigerdgas unter Druck, umfassend die Schritte: a) Empfangen des Erdgases und Entfernen von flüssigen Kohlenwasserstoffen vom Erdgas; b) Entfernen von ausreichend viel Wasserdampf von dem Erdgas um ein Einfrieren des Erdgases bei den Temperaturen und Drücken eines Flüssigerdgases unter Druck zu verhindern; und c) Umwandeln des Erdgases zu Flüssigerdgas unter Druck mit einem Druck zwischen 1725 kPa und 7590 kPa und einer Temperatur zwischen -100 DEG C und -62 DEG C.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Erdgas zu Flüssigerdgas unter Druck mit einem Druck zwischen 2760 kPa und 7590 kPa und einer Temperatur zwischen -96 DEG C und -62 DEG C umgewandelt wird.

3.

Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass vor dem Umwandeln des Erdgases in Flüssigerdgas unter Druck kein Verfahrensschritt zur Reduktion seines Gehalts an Kohlendioxid, n-Pentan-Plus oder Benzol durchgeführt wird.

4. Flüssigerdgas unter Druck hergestellt mit dem Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass es einen Druck zwischen 1725 kPa und 7590 kPa und eine Temperatur zwischen -100 DEG C und -62 DEG C aufweist.

5. Flüssigerdgas unter Druck nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass es einen Druck zwischen 2760 kPa und 7590 kPa und eine Temperatur zwischen -96 DEG C und -62 DEG C aufweist.

6. Flüssigerdgas unter Druck erhältlich durch das Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3.

7.

Flüssigerdgas unter Druck, nach einem der Ansprüche 4 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass es zumindest einen Bestandteil aus der Gruppe Kohlendioxid, n-Pentan-Plus und Benzol in einer Menge enthält, dass dieser Bestandteil ausfrieren würde, wenn das Flüssigerdgas auf Atmosphärendruck und auf eine Temperatur von -162 DEG C gebracht würde.