DE69920743T2

DE69920743T2 - Geschweisste struktur aus einer legierung mit niedrigem thermischen ausdehnungskoeffizienten und geschweisstes material

Info

Publication number: DE69920743T2
Application number: DE69920743T
Authority: DE
Inventors: Kazutoshi Nishimoto; Naoshige Chuo-ku KUBO; Hiroshi Chuo-ku IWAHASHI; Shuji Chuo-ku YAMAMOTO; Hidefumi Chuo-ku YAMANAKA; Shinji Kobe-shi KOGA; Yutaka Suita-shi CHIDA; Taketo Kakogawa-shi YAMAKAWA; Kouji Kobe-shi MICHIBA; Hiroyuki Osaka-shi HIRATA; Kazuhiro Osaka-shi OGAWA; Toshinobu Osaka-shi NISHIBATA
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Pipeline and Engineering Co Ltd
Priority date: 1998-10-02
Filing date: 1999-04-01
Publication date: 2005-10-13
Anticipated expiration: 2019-04-02
Also published as: US20020011287A1; EP1134053B1; US6528012B2; WO2000020160A1; EP1134053A1; EP1134053A4; DE69920743D1; JP3888058B2

Description

GEBIET DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf einen Gegenstand der als Speichertanks, Pipelines bzw. Rohrleitungen und verschiedene Einrichtungen, die mit diesen verbunden sind, für kryogene Substanzen wie verflüssigtes Erdgas (LNG) dient, in welchem der gesamte oder Teile der Glieder des Gegenstandes aus einer Fe-Ni-Legierung mit niedrigem thermischen Ausdehnungs- bzw. Expansionskoeffizienten gebildet sind und durch Schweißen verbunden sind. (Ein derartiger Gegenstand wird allgemein als eine "geschweißte Struktur" hierin bezeichnet). Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein verschweißtes Rohr, das in den obigen Pipelines verwendet wird. Weiters bezieht sich die vorliegende Erfindung auf ein Schweißmaterial (Draht), das zur Verwendung bei der Herstellung der geschweißten Struktur geeignet ist, und auf das geschweißte Rohr, wie dies oben beschrieben ist.
HINTERGRUND DER ERFINDUNG
Bisher wurden austenitische, rostfreie Stähle wie JIS-SUS 304 als ein Material für Speichertanks und Pipelines für kryogene Substanzen, wie das verflüssigtes Erdgas (LNG) verwendet. Jedoch hat der austenitische rostfreie Stahl einen hohen thermischen Ausdehnungskoeffizienten. So ist es beispielsweise in den Pipelines erforderlich Maßnahmen für ein Absorbieren bzw. Aufnehmen der Deformation aufgrund einer Expansion bzw. eines Ausdehnens und einer Kontraktion bzw. eines Zusammenziehens durch Zwischenlagern eines Schlaufenrohres für jede gegebene Länge der Pipeline zu treffen. Wenn die Pipeline aus einem Material gebildet werden kann, das einen bemerkenswert niedrigen thermischen Expansionskoeffizienten besitzt, welcher ermöglicht, daß das Schlaufenrohr eliminiert wird, wird ein Ellbogen- bzw. Elbow-Rohr, das in dem Schlaufenrohr involviert ist, unnotwendig werden und dadurch wird es möglich, den Durchmesser eines Tunnels für ein Durchleiten der Pipeline zu reduzierten. Dies wird erlauben, daß Wartungsarbeiten für thermische Isolierungen der Pipeline oder dgl. minimiert werden, und wird den Weg für ein signifikantes Ökonomisieren von Konstruktionskosten und Betriebs-Wartungskosten öffnen.
Unter den Materialien, die für die Transport- oder Lagerungseinrichtungen von kryogenen Substanzen, wie LNG, im Hinblick auf mechanische und chemische Eigenschaften davon verfügbar sind, ist es bekannt, daß eine Fe-Ni-Legierung eines speziellen Komponentenverhältnisses einen extrem niedrigen linearen Expansionskoeffizienten besitzt. Typische Beispiele einer derartigen Legierung sind eine Fe-36 Ni Legierung und Fe-42 % Ni Legierung, welche kollektiv als Invar-Legierung bezeichnet sind ("%" betreffend jeden Bestandteil von Komponenten bedeutet hierin "Gewichts-%"). Diese Legierungen werden als ein Material für eine Einrichtung bzw. Ausrüstung verwendet, in welchen die Expansion und/oder Kontraktion aufgrund einer Temperaturänderung unerwünscht ist.
Wenn eine Struktur, welche aus der obigen Fe-Ni-Legierung mit niedrigem thermischen Expansionskoeffizienten gebildet ist, durch Schweißen zusammengebaut wird, ist es wünschenswert, ein Schweißmaterial anzuwenden, das einen linearen Expansionskoeffizienten ähnlich jenem des Basismaterials besitzt. So sind bzw. werden einige Schweißmaterialien ähnlich dem Basismaterial vorgeschlagen, welche in der japanischen Patentoffenlegungspublikation Nr. 4-231194 und der japanischen Patentoffenlegungspublikation 8-267272 beispielsweise geoffenbart sind.
Das Schweißmaterial, das in der obigen japanischen Patentoffenlegungspublikation Nr. 4-231194 geoffenbart ist, beinhaltet C: 0,05 bis 0,5 % und Nb: 0,5 bis 5 %, ebenso wie Ni (Co) und Fe und, sofern dies erforderlich ist, enthält es selektiv Mn, Ti, Al, Ce, Mg und andere, wodurch ein Springen bei Schweißtätigkeiten bzw. -vorgängen verhindert werden kann.
Das Schweißmaterial, das in der japanischen Patentoffenlegungspublikation Nr. 8-267272 geoffenbart ist, beinhaltet Ni: 30 bis 45 %, C: 0,03 bis 0,3 %, Nb: 0,1 bis 3 %, P: 0,015 % oder weniger, S: 0,005 % oder weniger, Si: 0,05 bis 0,6 %, Mn: 0,05 bis 4 %, Al: 0,05 % oder weniger und O (Sauerstoff) 0,015 % oder weniger, wobei die Beziehung zwischen Nb und C definiert ist durch (% Nb) × (% C) ≥ 0,01, wodurch das Rückheizspringen in dem Mehrschichtschweißvorgang verhindert ist und die Zähigkeit bzw. Härte der Schweißzone ebenfalls verbessert ist.
Jedoch treten, wenn die oben vorgeschlagenen Schweißmaterialien angewandt werden, um eine Struktur großer Größe zusammenzubauen, insbesondere an den Strukturen von Pipelines, Speichertanks od. dgl. für verflüssigtes Erdgas, die folgenden Probleme auf; verschiedene Legierungselemente, wie Nb, Ti, Ce, Mg, B, Ca und andere, die in diesen Schweißmaterialien inkludiert bzw. enthalten sind, ver schlechtern eine Bearbeitbarkeit der Legierung, was in einem komplizierten Herstellungsverfahren bzw. -prozeß eines Schweißmaterials (Drahts) resultiert. Insbesondere trägt Nb zu der Ausbildung bzw. Erzeugung einer großen Größe von Oxid bei, was nicht nur in einer verschlechterten Heißbearbeitbarkeit, sondern auch in einer verschlechterten Kaltbearbeitbarkeit resultiert. Selbst wenn ein Schweißmaterial erfolgreich hergestellt wird, verbleiben die folgenden Probleme.
Wenn verschweißte Strukturen, wie Pipelines oder Speichertanks für verflüssigtes Erdgas zusammengebaut werden, ist es im Hinblick auf die Effizienz von Tätigkeiten und die Qualität von verschweißten Zonen gewünscht, daß es zu einem automatischen Verschweißen basierend auf dem TIG oder Plasmaschweißverfahren und zu einem Verschweißen in verschiedenen Positionen für Arbeiten an Ort und Stelle fähig ist. Das heißt, das Schweißmaterial muß eine exzellente Schweißbarkeit bei der Herstellung besitzen. Spezifisch beim automatischen Schweißen ist es erforderlich, daß nicht zu gelassen wird, daß Schweißdefekte auftreten, wie eine unvollständige Ausbildung eines Wurzeldurchtrittswulsts oder ein Fehlen bzw. Mangel beim Verbinden bzw. Schmelzen, was durch eine unzureichende Schweißpenetration bzw. -durchdringung oder ein Verfehlen einer Schweißliniengeradheit verursacht ist, und nicht Durchbrennen oder ein Fehlen des Eindringens in dem Wurzelbereich bzw. -durchtritt selbst während des Verschweißens in einer Überkopfposition zugelassen wird.
Die oben beschriebenen vorgeschlagenen Schweißmaterialien wurden unter Berücksichtigung eines Verbesserns von Schweißverbindungseigenschaften entwickelt, wie Bruchwiderstand und Zähigkeit bzw. Festigkeit. Jedoch wurden die oben erwähnte Bearbeitbarkeit und Schweißbarkeit bei der Herstellung des Schweißmaterials außer acht gelassen bzw. nicht beachtet.
Die in der japanischen Patentoffenlegungspublikation Nr. 4-231194 geoffenbarten Schweißmaterialien wurden unter Berücksichtigung des Verfestigungsspringens bei Schweißtätigkeiten entwickelt bzw. erfunden. Jedoch diskutiert sie keinerlei Maßnahme für das Wiederaufheizungsspringen, das in einem Mehrschicht-Schweißvorgang für ein dickes Glied, wie beispielsweise einer Struktur großer Größe auftritt. Weiters ist, trotz der Notwendigkeit, daß der Bereich, welcher das verflüssigte Erdgas kontaktiert, eine ausreichende Festigkeit unter sehr niedriger Temperatur, d.h. –196 °C besitzen sollte, dieser Punkt auch nicht beachtet.
Der Ausdruck "Verfestigungsspringen" bedeutet ein Springen, welches in einem Schweißmetall (Wulst) während eines Verfestigens auftritt. Der Ausdruck "Wiederaufheizspringen" bedeutet ein Springen, welches in einem anfänglich geformten Schweißmetall (Wulst), welches ursprünglich keinerlei Sprünge hatte, durch ein thermisches Beeinflussen zu dem Zeitpunkt auftritt, wo das zu Beginn geformte Schweißmetall durch ein zusätzliches Schweißmetall neuerlich erhitzt wird, welches darauf überlagert ist.
Während eine Maßnahme gegen das Wiederaufheizspringen ebenfalls in der japanischen Patentoffenlegungspublikation Nr. 8-267272 betrachtet wurde, ist ein Effekt eines Verhinderns der Wiederaufheizsprunges nicht immer ausreichend nur durch ein Anordnen der chemischen Zusammensetzung des Schweißmaterials zur Verfügung gestellt, da eine bestimmte Verdünnung der Legierungsbestandteile aufgrund der Schweißmetho den oder Rillen -bzw. Nutenformen, die in Schweißtätigkeiten bzw. -vorgänge verwendet werden, involviert sind. Derart ist es schwierig, tatsächlich dieses Schweißmaterial für Strukturen anzuwenden, die kryogene Substanzen, wie das verflüssigte Erdgas handhaben.
In diesen Strukturen, wie eine Speichereinrichtungen und Pipelines für LNG, die für ein Handhaben der kryogenen Substanzen gedacht sind, muß das Schweißmaterial eine geeignete Spannungskorrosionssprungbeständigkeit ebenso wie eine Härte bzw. Zähigkeit unter einer niedrigen Temperatur aufweisen, wie dies oben beschrieben ist. Dies ist erforderlich, da die obigen Strukturen häufig mit einem isolierenden Material (thermischer Isolator), wie Urethanharz, beschichtet sind, welches eine kleine Menge von Cl^- enthält, und diese Strukturen sind häufig nahe zu einem Ozean angeordnet und der Atmosphäre ausgesetzt, die Cl^- aufgrund von Meerwasser enthält.
Die obige Erfindung, die in der japanischen Patentoffenlegungspublikation Nr. 8-267272 geoffenbart ist, hat ein Ziel, die Kaltzähigkeit einer Schweißzone zu verbessern. Jedoch diskutiert sie keinerlei Maßnahme für die Spannungskorrosionsbruchbeständigkeit.
In der Zwischenzeit muß das Schweißmaterial, das für ein Herstellen der obigen geschweißten Struktur verwendet wird, leicht herstellbar sein oder muß schnell in einen Draht umgewandelt werden (d.h. es muß eine gute Bearbeitbarkeit besitzen), und es ist auch erforderlich, Schweißvorgänge zu erleichtern, wenn ein derartiges Material angewandt bzw. aufgebracht wird (d.h. es ist erforderlich, eine gute Materialschweißbarkeit in der Herstellung aufzuweisen).
Für ein Herstellen von Schweißmaterialien, d.h. Schweißdrähten, sind eine Heißbearbeitung von Rohmaterialien und eine Kaltbearbeitung für ein Drahtziehen wesentlich. Wie oben beschrieben, haben die Schweißmaterialien, die bisher vorgeschlagen sind bzw. wurden, eine schlechtere Bearbeitbarkeit, was in einem komplizierten Verfahren für ein Umwandeln in Drähte und auch in erhöhten Herstellungskosten resultiert.
In Zusammenbautätigkeiten für eine große Größe einer geschweißten Struktur, wie Speichertanks bzw. -behälter oder Pipelines für LNG wird ein automatisches Schweißen basierend auf einem TIG- oder Plasmaschweißverfahren angewandt, um die Effizienz der Arbeit zu erhöhen. Zusätzlich ist es erforderlich, eine exzellente Schweißbarkeit in der Herstellung zur Verfügung zu stellen, wie eine Fähigkeit, in verschiedenen Positionen zu schweißen, da derartige Zusammenbautätigkeiten bzw. -vorgänge häufig in situ ausgeführt werden. Spezifisch ist es erforderlich, keine Schweißdefekte auftreten zu lassen wie eine unvollständige Ausbildung von die Wurzel passierenden Wulsten oder ein Fehlen einer Verschmelzung, das durch eine unzureichende Schweißpenetration bewirkt ist, oder ein Fehlen einer Schweißlinie in dem automatischen Schweißverfahren oder nicht zu erlauben, daß ein Durchbrennen oder eine unvollständige Ausbildung eines Wurzelwulstes während Schweißtätigkeit in Überkopfpositionen auftreten. Jedoch wurden derartige Erfordernisse in den bisher vorgeschlagenen Schweißmaterialien nicht berücksichtigt.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
Es ist das erste bzw. primäre Ziel der vorliegenden Erfindung, eine geschweißte Struktur und ein geschweißtes Rohr zur Verfügung zu stellen, welche die folgenden Merkmale ❷ bis ➂ aufweisen;

➀ kein Verfestigungsspringen und kein Wiederaufheizspringen in einem Schweißmaterial,
➁ exzellente Kaltzähigkeit eines Schweißmetalls, und
➂ exzellente Spannungskorrosionssprungbeständigkeit eines Schweißmetalls.

Es ist das zweite Ziel der vorliegenden Erfindung, ein Schweißmaterial zur Verfügung zu stellen, welches fähig ist, ein Schweißmetall auszubilden, das die obigen Merkmale ➀ bis ➂ aufweist, und welches auch die folgenden Eigenschaften besitzt;

➃ exzellente Bearbeitbarkeit, d.h. leicht umgewandelt in Drähte, und
➄ exzellente Schweißbarkeit bei der Herstellung, d.h. exzellente Fähigkeit eines Bereitstellens einer ordnungsgemäß geschweißten Verbindung durch automatisches Schweißen in allen Positionen.

Die geschweißte Struktur der vorliegenden Erfindung entsprechend Anspruch 1 hat Glieder, die miteinander durch ein Schweißen verbunden sind, und wenigstens eines der Glieder ist auf einer Fe-Ni-Basis Legierung mit niedrigem thermischem Ausdehnungs- bzw. Expansionskoeffizienten ausgebildet. Die geschweißte Struktur ist durch die folgenden (A) und (B) gekennzeichnet;

(A) ein Schweißmetall der geschweißten Struktur umfaßt auf Basis von Gewichts-% Ni: 30 bis 45 %, Co: 0 bis 10 %, C: 0,03 bis 0,5 %, Mn: 0,7 % oder weniger, entweder eines oder der Gesamtheit von Nb und Zr: 0,05 bis 4 %, und ein Seltenerdenelement: 0 bis 0,5 %, P als eine Verunreinigung: 0,02 oder weniger, Al als eine Verunreinigung: 0,01 % oder weniger, und Sauerstoff als eine Verunreinigung: 0,01 % oder weniger.
(B) Jedes aus Si und S in dem Schweißmetall erfüllt die folgenden Formeln ➀ und ➁, wobei jedes Elementsymbol in folgenden Formeln ➀ und ➁ den Inhalt bzw. Gehalt (Gewichts-%) von jedem Element anzeigt; Si ≤ 0,1 (Nb + Zr) + 0,05 % ➀ S ≤ 0,0015 (Nb + Zr) + 0,0055 % ➁

Das geschweißte Rohr der vorliegenden Erfindung wird durch Formen einer Platte aus einer Fe-Ni Basislegierung mit niedrigem thermischem Expansionskoeffizient in rohrförmiger Form und dann Schweißen ihrer aneinander anstoßenden Abschnitte hergestellt. Dieses Rohr wird in erster Linie in einer Pipeline für Niedertemperatur-kryogene Substanzen verwendet. Die Pipeline wird durch Umfangsstumpfschweißen von mehreren Rohren zusammengebaut. Der Ausdruck "geschweißtes Rohr" umfaßt auch eine Rohrverbindung, wie ein Verzweigungsrohr oder einen Ellenbogen bzw. Knick, der in einem speziellen Abschnitt der Pipeline bzw. Rohrleitung angewandt ist, solange eine derartige Rohrverbindung durch ein Schweißen hergestellt wird.
Das geschweißte Rohr der vorliegenden Erfindung gemäß Anspruch 3 hat die Merkmale (A) und (B). Vorzugsweise liegt in dem Schweißmetall der geschweißten Struktur oder des geschweißten Rohres ein Carbid in säulenartigen Kristallkorngrenzbereichen von 0,5 bis 50 Volums- des Schweißmetalls vor, wobei Nb und/oder Zr in dem Carbid 20 Gew.-% oder mehr des Carbids betragen.
Das Schweißmaterial der vorliegenden Erfindung gemäß Anspruch 5 ist geeignet, um zum Ausbilden eines Schweißmetalls aus Fe-Ni Legierung mit niedrigem thermischem Expansionskoeffizienten verwendet zu werden, und ist durch die folgenden Merkmale (C) und (D) gekennzeichnet;

(C) das Material ist eine Legierung auf Fe-Basis umfassend auf Basis von Gew.-% C: 0,5 % oder weniger, Ni: 30 bis 45 %, Co: 0 bis 10 %, Mn: 0,7 % oder weniger, entweder eines oder die Gesamtheit von Nb und Zr: 0,2 bis 4 %, und Seltenerdenelement(e): 0 bis 0,5 %, P als eine Verunreinigung: 0,02 % oder weniger, Al: 0,01 % oder weniger, und Sauerstoff: 0,01 % oder weniger.
(D) Jedes aus Si, Nb, Zr, S, C, Mn, O (Sauerstoff) und Al in dem Schweißmaterial erfüllt die folgenden Formeln ➀ bis ➅; Si ≤ 0,1 (Nb + Zr) + 0,05 % ➀ S ≤ 0,0015(Nb + Zr) + 0,0055 % ➁ C ≥ 0,015 (Nb + Zr) + 0,04 % ➂ 0,1 ≤ (Si/Mn) ≤ 2 ➃ S + O ≤ 0,015 % ➄ Al + O ≤ 0,015 % ➅

Die Erfinder haben intensiv Faktoren eines Springens in einem Schweißmetall untersucht, welches während einem Mehrschichtschweißen in einer Struktur auftritt, die aus einer Fe-Ni Legierung mit niedrigem thermischem Expansionskoeffizienten hergestellt ist; Kaltzähigkeit und Spannungskorrosionsbruchfestigkeit bzw. -sprungfestigkeit des Schweißme talls; und Bearbeitbarkeit und Schweißbarkeit bei der Herstellung eines Schweißmaterials. Die vorliegende Erfindung wurde basierend auf verschiedenen neuen Kenntnissen, wie unten beschrieben getätigt, die von diesen Forschungen erhalten wurden.
(1) Verfestigungsspringen und Wiederaufheizspringen von Schweißmetall
Die Erfinder haben die Bruchoberfläche des Schweißmetalls intensiv untersucht, in welcher ein Verfestigungsspringen und Wiederaufheizspringen existiert. Als ein Ergebnis wurden die folgenden Faktoren gelernt.

(a) Die Bruchoberfläche des Verfestigungsspringens umfaßt bzw. beinhaltet eine signifikante Spur einer Verschmelzung. Die Bruchoberfläche beinhaltet konzentriertes Si und C darauf.
(b) Die Bruchoberfläche von Wiederaufheizspringens beinhaltet ähnlich der Verfestigungssprungoberfläche einen Abschnitt, der konzentriertes Si und C aufweist, und einen weiteren Abschnitt, der einen ebenen bzw. flachen intergranulären Bruch aufweist, der konzentriertes S aufweist.

Basierend auf diesen Tatsachen könnte das Verfestigungsspringen als ein Phänomen erklärt werden, in welchem das Schweißmetall einen Abschnitt aufwies, wo eine flüssige Phase von konzentriertem Si und C einen langen Zeitraum verblieb und dann das Schweißmetall an diesem Abschnitt unter einer bestimmten externen Kraft gebrochen wurde bzw. gesprungen ist. Es wurde auch angenommen, daß das Wiederaufheizspringen durch zwei Faktoren bewirkt wurde; Si und C bilden eine eutektische Verbindung, die einen niedrigen Schmelzpunkt gemeinsam mit Fe in der Matrix aufweist, und die resultierende Verbindung wird erhitzt und durch nachfolgende Schweißdurchgänge geschmolzen, um das Springen zu bewirken; und eine Fixierkraft der Korngrenzen in dem Wulst bzw. der Schweißperle wird aufgrund der Segregation von S an den Korngrenzen geschwächt und dieser Abschnitt wird durch eine thermische Spannung bzw. Beanspruchung von nachfolgenden Durchgängen gebrochen.
Die Erfinder bestätigten, daß ein Fixieren von C als Carbid effektiv ist, um gemeinsam die zwei Arten eines Springens zu verhindern. Wenn C als ein stabiles Carbid bei einer hohen Temperatur kristallisiert ist bzw. wird, wenn sich das Schweißmetall verfestigt, wird die eutektische Verbindung, die einen niedrigen Schmelzpunkt aufgrund von Si und C aufweist, nicht während der Verfestigung gebildet und dadurch kann das Phänomen des lang dauernden Verbleibens der flüssigen Phase eliminiert werden. Die Kristallisation eines Carbids bei hoher Temperatur trägt auch effektiv zu der Ausbildung bzw. Erzeugung der komplexierten Konfiguration der säulenartigen Kristallkorngrenzen während der Verfestigung bei und um die thermischen Spannungen, die darin resultieren, zu verteilen, um eine Belastungs- bzw. Spannungskonzentration zu reduzieren. Dementsprechend kann das Springen verhindert werden, selbst wenn eine bestimmte flüssige Phase in den säulenförmigen Kristallkorngrenzen existiert. Das Verfestigungsspringen wird wahrscheinlich durch diese kombinierte Aktion verhindert.
Wenn C in dem Schweißmetall als ein stabiles Carbid existiert bzw. vorliegt, erzeugt Si, welches an den säulenartigen Kristallkorngrenzen abgeschieden bzw. segregiert ist, nicht die eutektische Verbindung, die einen niedrigen Schmelzpunkt besitzt, gemeinsam mit C und Fe, selbst wenn eine vorhergehende vorhandene Schweißperle durch einen thermischen Zyklus in einem Mehrschichtschweißen wieder erhitzt wird. Weiters trägt die Kristallisierung des Carbids zur Ausbildung bzw. Erzeugung der komplexierten Konfiguration der säulenartigen Kristallkorngrenzen bei, so daß die Fläche der Grenze ansteigt. So ist bzw. wird die Menge der Segregation bzw. Abscheidung von S reduziert und dadurch ist die Verschlechterung in der Fixierkraft von Korngrenzen beschränkt. Daher tritt das Springen aufgrund der Konzentration von S nicht auf. Folglich kann auch das Wiederaufheizspringen verhindert werden.
Nb und Zr sind die effizientesten Elemente, um das oben erwähnte Carbid auszubilden. Jedes dieser Elemente kann effektiv angewandt werden, oder beide von ihnen können andererseits gemeinsam angewandt werden. Ein geeigneter Gehalt an Nb und/oder Zr in dem Schweißmetall ist erforderlich, um den folgenden Formeln ➀ und ➁ zu genügen; Si ≤ 0,1 (Nb + Zr) + 0,05 % ➀ S ≤ 0,0015(Nb + Zr) + 0,0055 % ➁
(2) Kaltzähigkeit bzw. Kaltfestigkeit des Schweißmetalls
Wie oben beschrieben, ist ein Ausbilden bzw. Erzeugen des Carbids effizient, um ein Springen beim Schweißen zu verhindern. Jedoch führt eine übermäßige Menge des Carbids zu einer verschlechterten Kaltzähigkeit. So ist es, um einen praktisch ausreichenden Schlagzähigkeitswert in einer unter einer niedrigen Temperatur verwendeten Einrichtung sicherzustellen, erforderlich, daß die Menge des Carbids in dem Schweißmetall bis zu einem vorbestimmten Grenzwert definiert ist.
(3) Verbesserung der Spannungskorrosionssprungbeständigkeit des Schweißmetalls
Es hat sich erwiesen, daß das Spannungskorrosionsbrechen der Fe-Ni Legierung mit niedrigem thermischem Expansionskoeffizienten anfänglich durch Korrosionen bewirkt ist, die in den Korngrenzen auftritt, die das segregierte bzw. abgeschiedene S aufweisen. Diese Korngrenzkorrosion tendiertdazu, in den groben säulenartigen Kristallkorngrenzen des Schweißmetalls aufzutreten, welches eine größere Verfestigungssegregation bzw. -abscheidung als das Muttermetall aufweist. Diese Korrosion wird auch effizient durch eine Kristallisierung von Carbid in den säulenförmigen Kristallkorngrenzen während der Verfestigung verhindert, welche die Konfiguration der säulenförmigen Kristallkorngrenzen so komplex macht, um die Menge des segregierten S in den Korngrenzen zu reduzieren.
Eine Oberflächenbehandlung ist auch effektiv bzw. wirksam, um ein Spannungskorrosionsspringen zu verhindern. Ein Anwenden der Oberflächenbehandlung, wie Schußhämmern bzw. Schußverformen, Sandstrahlen und andere ermöglicht es, daß eine Kompressionsspannung an der Oberfläche des Schweißmetalls verbleibt, daß der Spannungskorrosionsbruchwiderstand erhöht werden kann. Ein Beschichten kann angewandt werden, um das Schweißmetall von einer korrosiven Umgebung zu isolieren. Beispielsweise kann ein Zirkulationsschweißen ausgebildet ist, mit einer geeigneten organischen Substanz wie einer Kombination aus einem Epoxyharz, das durch ein Amin gehärtet ist und einem Polyolharz, das durch Isocyanat gehärtet ist, oder Ein-Komponententyp-Epoxyharz, das durch Ketimin gehärtet ist, beschichtet werden, um sie an einem Spannungskorrosionsspringen zu verhindern.
Wie oben beschrieben, kann der Effekt eines Verhinderns des Springens in dem Schweißmetall und eines Verbesserns des Spannungskorrosionsbruchwiderstands des Schweißmetalls durch ein Bereitstellen von C in dem Schweißmetall als das Carbid verhindert werden. Diese Verwendung des Carbids ist das bedeutendeste Mittel, um verschiedene Probleme zu lösen, die in dem Schweißen der Fe-Ni-Legierung mit niedrigem thermischem Expansionskoeffizienten involviert sind. Dieses Carbid muß in den säulenförmigen Kristallkorngrenzen des festen Schweißmetalls vorliegen. Vorzugsweise ist die Menge des Carbids 0,5 Volums-% oder mehr des Schweißmetalls, wobei jedoch, da sein übermäßiges Vorliegen zu einer Verschlechterung der Kaltzähigkeit führt, die Menge des Carbids auf 50 Volums-% oder weniger begrenzt sein sollte.
Das Element, das erforderlich ist, um das Carbid zu bilden; kann jedes Element, wie Cr, Mo, Ti, Ta, Hf, Nd und andere sein, welche ein stabiles Carbid bei hoher Temperatur bilden. Vorzugsweise ist wenigstens das Carbid von Nb und/oder Zr, d.h. (Nb, Zr) C, enthalten. Weiters ist der Gehalt von Nb und/oder Zr in dem Carbid vorzugsweise bis zu 20 Gew.-% oder mehr des Carbids, da das Carbid in diesem Fall stabil sein und einen höheren Schmelzpunkt aufweisen kann.
(4) Bearbeitbarkeit des Schweißmaterials
Wie oben beschrieben, ist ein Hinzufügen von Nb und/oder Zr effektiv, um die Eigenschaften des Schweißmetalls zu verbessern. Jedoch tendieren Nb und Zr dazu, große Oxide zu bilden, da diese Elemente eine starke Affinität zu Sauerstoff besitzen. Diese Oxide lösen S in dem Schweißmetall und tragen zu der Verhinderung des Wiederaufheizspringens bei. Andererseits erhöhen diese Oxide den Verformungs- bzw. Deformationswiderstand während der Herstellung des Schweißmaterials, so daß die Bearbeitbarkeit signifikant verschlechtert ist.
Die Erfinder haben gefunden, daß ein Bereitstellen von Nb und/oder Zr als Carbid, d.h. (Nb, Zr) C in dem Schweißmaterial die Erzeugung der Oxide großer Größe verhindern kann, so daß die Bearbeitbarkeit des Schweißmaterials verbessert werden kann. Die erforderliche Menge an C im Schweißmaterial zum Erzeugen des Carbids steigt mit dem Anstieg der Menge an Nb und/oder Zr. So müssen die Gehalte von C und Nb und/oder Zr die folgende Formel ➂ erfüllen: C ≥ 0,015 (Nb + Zr) + 0,04 % ➂
(5) Verbesserung der Schweißbarkeit bei der Herstellung
Es wurde erkannt bzw. enthüllt, daß die Schweißbarkeit bei der Herstellung mit den Gehalten von Si, Mn, S, O und Al als die unten beschriebene Tatsache beschränkt ist.

(A) Die Anordnung des Verhältnisses von entsprechenden Gehalten von Si und Mn, d.h. Si/Mn in dem Bereich von 0,1 bis 2,0 verhindert, daß ein Durchbrennen oder Heruntertropfen während des schwierigsten Schweißvorgangs auftritt, d.h. dem Schweißen in Überkopfposition, und macht es möglich, eine ebene bzw. flache Schweißschmelze zu erhalten. So ist es für die Gehalte von Si und Mn erforderlich, der folgenden Formel ➃ zu genügen; 0,1 ≤ (Si/Mn) ≤ 2 ➃
(B) Die Gleichmäßigkeit bzw. Einheitlichkeit eines geschweißten Wulstes ist mit den Gehalten von S und O (Sauer stoff) in dem Schweißmaterial verbunden bzw. beschränkt und der Gesamtgehalt von S und O sollte 0,015 % oder weniger sein, um gleichmäßige bzw. einheitliche Wulste einer Geradheit zu erhalten. So ist es erforderlich, daß die Gehalte von S und O die folgende Formel ➄ erfüllen; S + O ≤ 0,015 % ➄
(C) Wenn der Gesamtgehalt von Al und O (Sauerstoff) größer als 0,015 % ist, tritt eine große Schlackenmenge auf und dies macht den Wärmeeintrag von dem Bogen zu dem Basismaterial unzureichend, was in dem Fehlen einer Penetration bzw. Durchdringung in dem Wurzeldurchgang des TIG Mehrschichtschweißen resultiert. Weiters kann ein Schlüsselloch nicht ausreichend während der Plasmaschweißtätigkeit ausgebildet werden. So ist es erforderlich, daß die Gehalte von Al und O die folgende Formel ➅ erfüllen; Al + O ≤ 0,015 ➅

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 ist eine Schnittansicht, die eine Rillen- bzw. Nutform für ein TIG Schweißen zeigt, das in dem Beispiel angewandt ist bzw. wird;
2 ist eine Schnittansicht, die eine Nutform für ein Plasmaschweißen zeigt, das in dem Beispiel angewandt wird;
3 ist eine Schnittansicht, die ein Verfahren zum Messen der Flach- bzw. Ebenheit eines geschweißten Wulstes zeigt;
4 ist eine Schnittansicht, die ein Ablagerungs- bzw. Abscheidungsverfahren für ein TIG Schweißen zeigt, das in dem Beispiel angewandt wird;
5 ist eine Schnittansicht, die ein Abscheidungsverfahren für ein Plasmaschweißen zeigt, das in dem Beispiel angewandt wird;
6 ist eine Schnittansicht, die ein Auswertungsverfahren eines Wiederaufheizspringens zeigt, das in dem Beispiel angewandt wird;
7 ist eine Schnittansicht, die ein Teststück für einen Charpy-Schlag-Test zeigt, der in dem Beispiel angewandt wird; und
8 ist eine Schnittansicht, die ein Teststück für einen Spannungskorrosionssprungtest zeigt, der in dem Beispiel angewandt wird.
BESTE ART EINER DURCHFÜHRUNG DER ERFINDUNG
I. Geschweißte Struktur und geschweißtes Rohr der vorliegenden Erfindung
Die geschweißte Struktur der vorliegenden Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, daß ihr Schweißmetall die oben erwähnte chemische Zusammensetzung aufweist und den zuvor erwähnten Formeln ➀ und ➁ genügt. Die Gründe für ein Definieren der entsprechenden Gehalte von Legierungskomponenten sind wie folgt beschrieben.
Ni: 30 bis 45 %
Ni ist das primäre bzw. Hauptelement, welches eine Legierung mit niedrigem thermischem Ausdehnungs- bzw. Expansionskoeffizienten bildet. Um einen ausreichend niedrigen linearen Expansionskoeffizienten in dem Schweißmetall zu erreichen, ist es erforderlich, daß Ni 30 bis 45 % beträgt. Ein bevorzugter unterer Grenzwert ist 32 % und ein noch be vorzugter unterer Grenzwert ist 34 %. Ein bevorzugter oberer Grenzwert ist 43 %.
Co: 0 bis 10 %
Co kann, falls erforderlich, zugesetzt werden, da Co ein Element ist, das auf den niedrigeren thermischen Expansionskoeffizienten wirkt und den Austenit wie mit Ni stabilisiert. Jedoch führen mehr als 10 % des Gehalts an Co zu einer verschlechterten Zähigkeit des Schweißmetalls und zu einer Notwendigkeit einer Verwendung eines höherpreisigen Schweißmaterials, um ein derartiges Schweißmaterial zu erhalten. Daher sollte, wenn Co angewandt wird, sein Gehalt auf 10 % oder weniger, vorzugsweise auf 8 % oder weniger, und noch bevorzugter auf 6 % oder weniger beschränkt sein.
C: 0,03 bis 0,5 %
C ist ein Element, das die Austenitmatrix stabilisiert. In dem Schweißmetall reagiert C mit dem segregierten bzw. abgeschiedenen Si in Korngrenzen und Fe in der Matrix, um die Verbindung mit niedrigem Schmelzpunkt auszubilden, und dadurch eine erhöhte Sprung- bzw. Bruchempfindlichkeit zur Verfügung zu stellen. Daher sollte sein Gehalt auf 0,5 oder weniger, noch bevorzugter 0,4 % oder weniger begrenzt sein. Jedoch wirkt, wie dies oben beschrieben ist, C auch, um das Carbid in dem Schweißmetall auszubilden, um die säulenartigen Kristallkorngrenzen zu komplexifizieren, und dadurch eine verbesserte Spannungskorrosionssprung- bzw. -bruchbeständigkeit des Schweißmetalls zur Verfügung zu stellen. Um diesen wünschenswerten Effekt zu erreichen, ist es erforderlich, daß C in 0,03 % oder mehr enthalten ist.
Si: 0,1 (Nb + Zr) + 0,05 % oder weniger (der Bereich der oben erwähnten Formel ➀)
Si wird als ein Deoxidationsagens hinzugefügt. Jedoch segregiert Si in den Korngrenzen während der Verfestigung des Schweißmetalls, reagiert dann mit C und Fe in der Matrix um die Verbindung mit niedrigem Schmelzpunkt zu erzeugen, und bewirkt folglich ein Wiederaufheizspringen in einem Mehrschichtschweißen. Obwohl Nb und Zr die Wiederaufheizsprungempfindlichkeit durch ein Fixieren von C reduzieren, sollte der Gehalt von Si auf 0,1 (Nb + Zr) + 0,05 % oder weniger begrenzt werden, um einen ausreichenden Widerstand gegenüber einem Wiederaufheizspringen sicherzustellen. Jedoch kann der untere Grenzwert auf etwa 0,005 % festgelegt werden, da eine übermäßige Reduktion von Si zu erhöhten Herstellungskosten führt.
Mn: 0,7 % oder weniger
Mn wird als ein Deoxidationselement während der Legierungsherstellung ebenso wie Si hinzugefügt. Jedoch sollte, da übermäßige Mengen an Mn zu einer verschlechterten Zähigkeit und Korrosionsbeständigkeit führen, sein Gehalt auf 0,7 oder weniger, und vorzugsweise auf 0,6 % oder weniger festgelegt werden, um eine exzellentere Schlagcharakteristik zu erhalten. Während sein unterer Grenzwert keine spezielle Beschränkung besitzt, ist der praktische untere Grenzwert etwa 0,005 %, da eine übermäßige Mn-Reduktion zu erhöhten Herstellungskosten ebenso wie bei Si führt.
Nb, Zr: 0,05 bis 4 % von entweder einem oder insgesamt
Diese Elemente wirken, um Carbid gemeinsam bzw. in Kombination mit C in dem Schweißmetall auszubilden, und verhindern dadurch das Verfestigungsspringen und das Wiederaufheizspringen des Schweißmetalls und stellen auch eine verbesserte Zähigkeit und Spannungskorrosionsbruchbeständigkeit zur Verfügung. Um diesen Effekt zu erhalten, ist es erforderlich, daß eines aus Nb und Zr oder die Gesamtheit mit 0,05 % oder mehr enthalten ist. Jedoch bewirkt mehr als 4 Nb und/oder Zr ein erhöhtes freies Nb und/oder Zr in den Korngrenzen und eine abgesenkte Festigkeit der Korngrenzen. Parallel wird Oxid von Nb und Zr ausgebildet und dieses führt zu einer verschlechterten Zähigkeit des Schweißmetalls. Um eine exzellentere Kaltsteifigkeit bzw. -zähigkeit zu erhalten, sollte es vorzugsweise auf nicht mehr als 3,8 %, noch bevorzugter auf nicht mehr als 3,5 % beschränkt sein.
Um das Wiederaufheizspringen zu verhindern, ist es erforderlich, der Beziehung für Si zu genügen, die durch die obigen Formel ➀ definiert ist, und der Beziehung für S, die durch die oben erwähnte Formel ➁ definiert ist.
P: 0,02 % oder weniger
P ist eine unvermeidbare Unreinheit bzw. Verunreinigung und es ist erforderlich, daß es 0,02 % oder weniger beträgt, da P die Verfestigungssprungempfindlichkeit in Schweißtätigkeiten bzw. -vorgängen erhöht. Es ist bevorzugt, daß es 0,015 % oder weniger, noch bevorzugter 0,010 % oder weniger beträgt. Während eine übermäßige Reduktion von P zu erhöhten Herstellungskosten führt, ist seine Reduktion auf den Gehalt von 0,0005 % durchsetzbar.
S: 0,0015 (% Nb + % Zr) + 0,0055 % oder weniger (der Bereich der oben erwähnten Formel ➁)
Ebenso wie P ist S eine unvermeidbare Verunreinigung, welche während der Verfestigung in den Schweißtätigkeiten eine Verbindung ausbildet, die einen niedrigen Schmelzpunkt aufweist, und somit das Verfestigungsspringen erhöht. S segregiert in die Korngrenzen, um die Fixierkraft der Korngrenzen zu verringern, und erhöht dadurch die Wiederaufheizsprungempfindlichkeit im Mehrschichtschweißen. Weiters dient die Korngrenze, die das segregierte S aufweist als ein Start- bzw. Ausgangspunkt eines Spannungskorrosionsspringens, insbesondere in Umgebungen, die ein Cl^- Ion enthalten. Um diese nachteiligen bzw. schädlichen Effekte zu verhindern, ist es nützlich, das Carbid in den säulenförmigen Kristallkorngrenzen zu erzeugen und dadurch die segregierte Menge an S in den Korngrenzen zu reduzieren. Nb und/oder Zr sind ein geeignetes Element, um dieses Carbid auszubilden, und die entsprechenden Gehalte dieser Elemente und von S sollten durch die Formel ➁ gesteuert bzw. geregelt werden.
Sauerstoff (O): 0,01 % oder weniger
Sauerstoff ist ebenfalls eine unvermeidbare Verunreinigung des Schweißmetalls. Wenn sein Gehalt 0,01 % übersteigt, wird das Schweißmetall aufgrund von signifikant verschlechterter Sauberkeit versprödet. Daher sollte er auf 0,01 oder weniger, vorzugsweise 0,008 % oder weniger begrenzt sein. Obwohl es wünschenswert ist, Sauerstoff auf so niedrig wie möglich zu begrenzen, führt seine extreme Reduktion zu erhöhten Herstellungskosten. Praktisch wird das untere Limit bei etwa 0,0002 % liegen.
Al: 0,01 % oder weniger
Al ist ein starkes deoxidierendes bzw. Deoxidationselement. Jedoch erhöht ein übermäßiger Zusatz die Menge an Einschlüssen und senkt die Zähigkeit des Schweißmetalls ab. So ist der Al-Gehalt auf 0,01 % oder weniger, vorzugsweise 0,008 % oder weniger eingestellt bzw. festgelegt. Während der Al-Gehalt im wesentlichen 0 sein kann, sollte der untere Grenzwert etwa 0,0002 % im Hinblick auf die Wirkung bzw. den Effekt als ein Deoxidationsmittel und die Herstellungskosten betragen.
Seltenerdelement: 0 bis 0,5 %
Ein Seltenerdelement, das durch Y und La repräsentiert ist, wirkt, um S zu fixieren und kann, sofern erforderlich, zugesetzt werden, da sein Effekt es ist, ein Wiederaufheizspringen zu verhindern. Jedoch sollte sein Gehalt auf 0,5 oder weniger, vorzugsweise 0,4 % oder weniger beschränkt sein, da sein übermäßiger Zusatz zu einer verschlechterten Sauberkeit und einer verschlechterten Bearbeitbarkeit und Zähigkeit des Schweißmetalls führt. Wenn das Seltenerdelement in Erwartung des obigen Effekts zugesetzt ist, können 0,001 % oder mehr in wünschenswerter Weise gewählt werden.
Außer den oben beschriebenen Legierungselementen und Verunreinigungen kann der Rest des Schweißmetalls im wesentlichen Fe sein, oder eine oder mehrere zusätzliche Komponente(n), welche in dem Basismaterial der Fe-Ni-Legierung mit niedrigem thermischem Expansionskoeffizienten enthalten ist bzw. sind, wie Ti, Ta, Cr, Mo, Hf, Nd und andere, kann bzw. können zusätzlich in etwa 0,5 % oder weniger enthalten sein. Diese Komponenten erzeugen das Carbid in dem Schweißmetall und tragen dadurch zu der Prävention bzw. Verhinderung eines Springens der Verbesserung von Spannungskorrosionsbeständigkeit bei.
In der verschweißten Struktur der vorliegenden Erfindung können beide Glieder, die miteinander durch Schweißen zu verbinden sind, aus einer Fe-Ni-Legierung mit niedrigem thermischem Expansionskoeffizienten gefertigt bzw. hergestellt sein, oder eines der Glieder kann aus einer unterschiedlichen Legierung, wie rostfreiem Stahl, gefertigt sein. Eine rostfreie Stahlkomponente, wie Verbindungen, Ventile od. dgl. ist manchmal in der Pipeline eingebaut. In diesem Fall wird ein so genanntes ungleiches Metallschweißen, worin die Komponente mit dem Rohr verschweißt wird, das aus einer Fe-Ni-Legierung mit niedrigem thermischen Expansionskoeffizienten gefertigt ist, durchgeführt. Dieses Schweißen kann adäquaterweise ausgeführt werden, wenn das Schweißmetall die oben erwähnten Bedingungen erfüllt. Spezifisch ist, wenn das ungleiche Schweißen mit rostfreiem Stahl ausgeführt wird, ein Verdünnungsverhältnis auf vorzugsweise 50 % oder weniger limitiert. Mehr als 50 % Verdünnungsverhältnis führt zu einem erhöhten Gehalt an Cr in dem Carbid innerhalb des Schweißmetalls aufgrund der Diffusion von Cr von dem rostfreiem Stahl, was in einem abgesenkten Schmelzpunkt des Carbid resultiert, welches möglicherweise ein Wiederaufheizspringen induzieren könnte.
Jegliche existierende Fe-Ni-Legierung mit einem niedrigen thermischen Expansionskoeffizienten kann als ein Basismaterial der Struktur oder des zu verschweißenden Rohres angewandt werden. Insbesondere für das Basismaterial der Struktur, in welchem das Schweißen mit einem relativ hohen Ver dünnungsverhältnis ausgeführt wird, ist es wünschenswert, eine Legierung anzuwenden, welche die folgende Zusammensetzung aufweist.
Eine Fe-Basislegierung umfaßt Ni: 30 bis 45 %, Co: 0 bis 10 % oder weniger, Mn: 1,0 % oder weniger, Si: 1,0 % oder weniger, C: mehr als 0,2 % bis 0,5 %, Nb: mehr als 0,5 % bis 2,0 % und Seltenerdelement: 0 bis 0,5 %, wobei Verunreinigungen sind S: 0,01 % oder weniger, P: 0,01 % oder weniger, Al: 0,01 % oder weniger, und O(Sauerstoff): 0,01 %oder weniger, wobei die entsprechenden Gehalte von S, O und Nb der folgenden Formel genügen; S + O ≤ 0,0005 × Nb + 0,01 (%) ➆
Da diese Legierung eine relativ große Menge an C enthält und auch Nb enthält, wird, selbst wenn ein Schweißen mit einem relativen hohen Verdünnungsverhältnis ausgeführt wird, Nb und C von dem Basismaterial zu dem Schweißmetall so zugeführt bzw. zur Verfügung gestellt, daß NbC in dem Schweißmetall sichergestellt werden kann. Zusätzlich werden, da der Gehalt an Nb angeordnet ist, um die obige Formel ➆ zu erfüllen, Sauerstoff und S miteinander kombiniert, um Nb (S, O) auszubilden. So ist die Korngrenzensegregation von S und O (Sauerstoff) in dem Schweißmetall reduziert, so daß die Festlegungskraft der Korngrenzen daran gehindert werden kann, abgesenkt bzw. verringert zu werden. Aufgrund dieser Tätigkeiten kann diese Legierung ausreichend frei von einem Wiederaufheizspringen sein. Diese Legierung ist insbesondere als ein Material zum Ausbilden des geschweißten Rohrs nützlich.
Das Schweißmetall, das die in der vorliegenden Erfindung definierte Zusammensetzung aufweist, hat praktisch ausrei chende Charakteristika bzw. Merkmale, wenn es verschweißt wird. Jedoch kann das Schweißmetall einer Härtungs- bzw. Vergütungsbehandlung bei 300 bis 700 °C unterworfen werden, um Restspannungen zu mildern bzw. zu entfernen und um die Spannungskorrosions-Sprungempfindlichkeit zu reduzieren. Die Aufheizzeit kann in dem Bereich von "t/20" Stunden bis "t/5" Stunden festgelegt werden, worin t (mm) die Dicke des Glieds ist, das zu verschweißen ist (Basismaterial). Wenn die Heiztemperatur niedriger als 300 °C ist oder die Heizzeit kürzer als "t/20" Stunden ist, kann der Effekt eines Milderns bzw. Entfernens der Restspannung nicht erhalten werden. Ein Heizen auf eine Temperatur von mehr als 700 °C bewirkt, daß die Neuverteilung von S auftritt und dadurch werden ein Wiederaufheizspringen und Spannungskorrosions-Bruchempfindlichkeiten umgekehrt wiederum erhöht. Ein Erhitzen für mehr als "t/5" Stunden führt zur Ausbildung von übermäßigem Carbid in den Korngrenzen und zu einer abgesenkten Kaltzähigkeit.
Eine Struktur, die das oben erwähnte Schweißmetall der vorliegenden Erfindung aufweist, kann unter Verwendung eines Schweißmaterials, das eine spezielle chemische Zusammensetzung aufweist, die unter Berücksichtigung eines Verdünnungsverhältnis bestimmt ist, in Abhängigkeit von Schweißbedingungen, erhalten werden. Für das Schweißmaterial ist es wünschenswert, das folgende Material der vorliegenden Erfindung anzuwenden.
II. Schweißmaterial
Entsprechende Gehalte der Komponenten, die das Schweißmaterial der vorliegenden Erfindung ausbilden, wurden aus den folgenden Gründen bestimmt.
Ni: 30 bis 45 %
Wie oben beschrieben, ist Ni ein Hauptelement beim Ausbilden einer Legierung mit einem niedrigen thermischen Expansionskoeffizienten, und Ni in dem Schweißmaterial bewegt sich in das Schweißmetall. So ist der Grund für die Definition seines Gehalts derselbe wie in dem oben erwähnten Schweißmetall.
Co: 0 bis 10 %
In dem Schweißmetall ist Co eine Komponente, welche, sofern erforderlich, hinzugefügt werden kann. Ähnlich zu Ni bewegt sich auch Co in dem Schweißmaterial in das Schweißmetall. So ist der Grund für die Definition seines Gehalts derselbe wie in dem zuvor erwähnten Schweißmetall.
C: 0,5 % oder weniger, und (Zr + Nb) + 0,04 % oder mehr (der Bereich der Formel ➂).
Wie oben beschrieben, wirkt C, um den Austenit in dem Schweißmaterial zu stabilisieren, jedoch erhöht er die Wiederaufheiz-Sprungempfindlichkeit. Jedoch kann, wenn C als ein Carbid von Nb und/oder Zr festgelegt ist, wie dies oben beschrieben ist, die Wiederaufheiz-Sprungempfindlichkeit abgesenkt werden und dieses Carbid trägt zu der Prävention eines Springens und auch zu der Verbesserung der Spannungskorrosions-Bruchbeständigkeit des Schweißmetalls bei. Für ein Sicherstellen dieses wünschenswerten Effekts muß das Schweißmaterial enthalten (Zr + Nb) + 0,04 % oder mehr an C. Andererseits führt übermäßiges C zu dem oben erwähnten schädlichen Effekt für das Schweißmetall und zu einer ver schlechterten Bearbeitbarkeit (Heiß- und Kaltbearbeitbarkeit) des Schweißmaterials. Derart sollte in dem Schweißmaterial der obere Grenzwert 0,5 % sein.
Si: 0,1 (Nb + Zr) + 0,05 % oder weniger (der Bereich der oben erwähnten Formel ➀)
Erstens sollte der Gehalt an Si in dem Bereich der obigen Formel ➀ aus demselben Grund wie in dem Schweißmetall sein. Weiters beeinflußt Si die Eigenschaften des Schweißmetalls und dominiert die Schweißbarkeit in der Herstellung. Diese Wirkung hat einen Bezug zu dem Gehalt an Mn. Daher ist es erforderlich, daß das Schweißmaterial die obige Formel ❺ erfüllt.
Mn: 0,7 % oder weniger und in dem Bereich von 0,1 ≤ (Si/Mn) ≤ 2,0 (die Formel ➃)
Der Grund für ein Bestimmen des oberen Grenzwerts (0,7 %) ist derselbe wie in dem Schweißmetall. Weiters beeinflußt in dem Schweißmaterial "Si/Mn" die Schweißbarkeit in der Herstellung. Wenn dieses Verhältnis kleiner als 0,1 ist, wird die Zusammensetzung von Schlacke, die auf der Oberfläche des geschmolzenen Pools erzeugt wird, Mn-reich und das Schweißmetall tendiert dazu, ein konvexer Wulst zu sein, was in einem Fehlen einer Verschmelzung resultiert. Andererseits sinkt, wenn dieses Verhältnis 2,0 übersteigt, die Viskosität des Schweißmetalls ab und dadurch tritt das Heruntertropfen des Schweißmetalls während des Überkopfschweißens auf. Daher ist es erforderlich, daß Mn in dem Schweißmaterial die obige Formel ➃ erfüllt.
Nb, Zr: 0,2 bis 4 % entweder alleine oder insgesamt
Wie oben beschrieben, müssen 0,05 % oder mehr Nb und/oder Zr in dem Schweißmetall enthalten sein. Um diesen Gehalt sicherzustellen, sollte der untere Grenzwert in dem Schweißmaterial 0,2 % unter Berücksichtung der Verdünnung durch das Basismaterial während des Schweißens sein. Der obere Grenzwert sollte 4 % aus demselben Grund wie in dem Schweißmetall sein. Im Hinblick auf die Herstellungsleistung ist es auch erforderlich, die oben erwähnte Beziehung mit dem C-Gehalt (Formel ➂) zu erfüllen. Weiters ist es, um ein Springen zu verhindern, wünschenswert, ein Schweißmaterial, das 1,2 bis 4 % Nb und/oder Zr enthält, auf die erste und zweite Schicht anzuwenden, welche an einer relativ hohen Verdünnung leiden, die durch das Basismaterial bewirkt ist. In dem nachfolgenden bzw. fortschreitenden Schweißvorgang ist es erforderlich, ein Schweißmaterial anzuwenden, das 0,2 bis 1,2 % Nb und/oder Zr in Hinblick auf ein Sicherstellen einer Zähigkeit aufweist.
P: 0,02 % oder weniger
P, welches eine unvermeidbare Verunreinigung in dem Schweißmaterial ist, bewegt sich in das Schweißmetall und erhöht die Verfestigungs-Sprungempfindlichkeit. So ist es ebenso wie in dem Schweißmetall auf 0,02 % oder weniger, vorzugsweise auf 0,015 % oder weniger, und noch bevorzugter auf 0,010 % oder weniger beschränkt.
S: 0,0015 (Nb + Zr) + 0,0055 % oder weniger (der Bereich der oben erwähnten Formel ➁), und S + O(Sauerstoff) ≤ 0,015 % (der Bereich der zuvor erwähnten Formel ➄)
Wie oben beschrieben, ist es für den Gehalt von S erforderlich, die Formel ➁ zu erfüllen, um das Wiederaufheizspringen des Schweißmetalls zu verhindern. Andererseits ist S ein Element, welches stark die Schweißbarkeit bei der Herstellung beeinflußt. Somit ist es, um eine exzellente Schweißbarkeit bei der Herstellung, insbesondere eine Fähigkeit eines Erreichens der Gleichmäßigkeit eines Schweißwulstes und eine vollständige Ausbildung eines Wurzeldurchgangswulstes sicherzustellen, erforderlich, der Formel ➄ in bezug auf die Sauerstoffgehalte (O) zu genügen.
Sauerstoff (O): 0,01 % oder weniger, und im Bereich, der die zuvor erwähnten Formeln ➄ und ➅ erfüllt
Der Grund für ein Beschränken des Sauerstoffgehalts auf 0,01 % oder weniger ist derselbe wie oben beschrieben. In dem Schweißmaterial bewirken mehr als 0,01 % an Sauerstoff ein Brechen eines Drahts in einem Zugverfahren aufgrund einer verschlechterten Sauberkeit. Weiters beeinflußt eine Wechselwirkung mit anderen Elementen, insbesondere mit S und Al, die Schweißbarkeit bei der Herstellung. Es ist somit erforderlich, daß den Formel ➄ und ➅ genügt wird.
Al: 0,01 % oder weniger und Al + O (Sauerstoff) ≤ 0,015 (der Bereich der zuvor erwähnten Formel ➅)
Der Grund für das obere Limit (0,01 %) ist derselbe wie in dem Schweißmetall. Al tendiert dazu, Schlacke in Kombination mit Sauerstoff auszubilden, und widersteht folglich dem Wärmeeintrag von dem Bogen auf das Basismaterial, was in einem Fehlen einer Penetration in dem Wurzelbereich bzw. -durchtritt führt. Um dies zu verhindern, ist es erforder lich, der Formel ➅ zu genügen. Ebenso wie mit dem Schweißmetall kann der Al-Gehalt im wesentlichen Null sein.
In den Komponenten, die das Schweißmaterial der vorliegenden Erfindung ausbilden, kann der Rest verschieden von den Legierungselementen, die oben beschrieben sind, im wesentlichen Fe sein. Zusätzlich kann bzw. können Hilfskomponenten bzw. eine Hilfskomponente, wie etwa 0,5 % oder weniger an Ti, Ta, Cr, Mo, Hf, Nd und andere, welche in dem Schweißmetall enthalten sein können, auch enthalten sein.
Jedes Schweißverfahren kann gegebenenfalls gewählt werden, um die geschweißte Struktur der vorliegenden Erfindung herzustellen bzw. zu erzeugen. Selbst wenn irgendein Schweißverfahren angewandt wird, tritt, wenn ein geformtes bzw. ausgebildetes Schweißmetall die chemische Zusammensetzung innerhalb des oben erwähnten Bereichs aufweist und den Formeln ➀ und ➁ genügt, kein Springen auf und eine exzellente Kaltzähigkeit kann erreicht werden.
Vorzugsweise wird das Schweißmaterial der vorliegenden Erfindung in TIG oder dem Plasmaschweißverfahren verwendet. Da in diesen Schweißverfahren die Verschwendung von Legierungselementen in dem Schweißmaterial niedrig ist und das verschweißte Material mit einem niedrigen Sauerstoffgehalt erhalten werden kann, so daß eine weitere verbesserte Kaltzähigkeit effektiv erreicht werden kann.
Wie oben beschrieben, kann gemäß dem Schweißmaterial der vorliegenden Erfindung ein feines Schweißmetall in allen Positionsschweißungen erhalten werden. So kann mit diesem Material das Umfangs- bzw. Kreisschweißen für ein Verbinden von Rohren auch automatisiert werden. Weiters kann ein Rohr (geschweißtes Rohr) schnell bzw. leicht durch ein Verschweißen einer geformten Platte aus einer Fe-Ni-Legierung mit niedrigem thermischen Expansionskoeffizienten durch das Saumschweißverfahren mit diesem Material erhalten werden. Dieses Rohr hat eine verschweißte Zone, welche exzellente Charakteristika aufweist, und kann geeignet als eine Pipeline für kryogene Substanzen, wie LNG und andere angewandt werden.
BEISPIEL
[Beispiel 1]
Dreißig Arten von Schweißdrähten (Durchmesser 1,2 mm), die die entsprechenden chemischen Zusammensetzungen aufweisen, die in Tabellen 1 und 2 gezeigt sind, wurden hergestellt und verschiedene Tests wurden durchgeführt. In der Versuchsherstellung konnten, da entsprechende Gehalte von C in B5, B11 und B15 weit unter dem unteren Grenzwert waren, (Zr + Nb) + 0,04 % in der oben erwähnten Formel ➂ Schweißmaterialien nicht aus diesen aufgrund ihres Brechens in dem Drahtherstellungsverfahren bzw. -prozeß hergestellt werden.
Zwei Arten von Legierungsplatten (Basismaterial) mit 9,5 mm Dicke und entsprechenden chemischen Zusammensetzungen, die in Tabelle 3 gezeigt sind, wurden in den Rillen bzw. Nuten, die in 1 und 2 gezeigt sind, verarbeitet und dann wurden die Schweißtätigkeiten mit den entsprechenden TIG und Plasmaschweißverfahren ausgeführt.
Das TIG Schweißen wurden in einer entsprechenden ebenen bzw. flachen Position und Überkopfposition ausgeführt. Dann wurden die Wurzeldurchgangs-Wulstbildungsfähigkeit eines Schweißwulstes in der ersten Schicht, die Gleichmäßigkeit des Schweißwulstes und die Ebenheit des Schweißwulstes evaluiert bzw. ausgewertet. Die Plasmaschweißtätigkeit wurde in einer nach unten gerichteten Position ausgeführt. Dann wurden die Wurzeldurchtritts-Wulstbildungsfähigkeit und die Gleichmäßigkeit des Schweißwulstes ausgewertet. In der Auswertung der Wurzeldurchgangs-Wulstbildungsfähigkeit wurde, wenn ein Wurzeldurchgangswulst über die Schweißlinie ausgebildet wurde (Wurzeldurchgangs-Wulstbildungsverhältnis 100 %), dieses als akzeptabel ausgewertet. In der Auswertung der Gleichförmigkeit des Schweißwulstes wurde die Breite des Schweißwulstes in gleichen Intervallen gemessen und der Unterschied zwischen maximalen und minimalen Breiten (ΔW) und der Mittelwert (W_ave) wurden bestimmt. Dann wurde, wenn ihr Verhältnis (ΔW/W_ave) nicht 0,2 überstieg, dieses als akzeptabel ausgewertet bzw. bewertet.
In bzw. bei der Auswertung der Ebenheit des Schweißwulstes wurden die Höhe (H) einer Verstärkung einer Schweißung und die Breite (W) des Schweißwulstes gemessen. Dann wurde, wenn ihr Verhältnis (H/W) nicht 0,5 überstieg, es als akzeptabel ausgewertet. Diese Ergebnisse sind in Tabellen 4 und 5 gezeigt. In der Spalte "Schweißverfahren" in Tabellen 4, 5, 6 und 8 bedeutet TIG das TIG Schweißverfahren und PAW bedeutet das Plasmabogenschweißverfahren.
Wie dies aus Tabelle 4 offensichtlich ist, zeigte sich, wenn die Schweißmaterialien von A1 bis A15, B1 bis B4 und B6, welche alle Hauptcharakteristika, d.h. die Beziehungen zwischen Sauerstoff, Al und S (die vorerwähnten Formeln und ➄) und die Beziehung zwischen Mn und Si (die vorerwähnte Formel ➃) erfüllen, angewandt werden (AW1 bis AW19, BW1 bis BW4 und BW5), daß eine exzellente Schweißbarkeit in der Herstellung unabhängig von den Schweißverfahren und den Schweißpositionen zur Verfügung gestellt wird.
Dem entgegengesetzt konnten, wie dies in Tabelle 5 gezeigt ist, wenn die Schweißmaterialien der Vergleichsbeispiele (B7 bis B10 und B12 bis B14), welche nicht mehr als eine der zuvor erwähnten Formeln ➃ bis ➅ erfüllen, angewandt werden, alle der Ausbildungsfähigkeit des Wurzeldurchgangswulstes, der Gleichmäßigkeit des Schweißwulstes und der Ebenheit des Schweißwulstes nicht zufriedenstellend erfüllt werden.
Gemäß den obigen Testergebnissen ist es offensichtlich bzw. augenscheinlich, daß nur die Schweißmaterialien, die die chemischen Zusammensetzungen aufweisen, die in der vorliegenden Erfindung definiert sind, eine ausreichende Schweißbarkeit bei der Herstellung zur Verfügung stellen und in allen Positionsschweißungen und/oder automatischem Schweißen anwendbar sind. Weiters haben diese Schweißmaterialien eine exzellente Herstellungsleistung und sind fähig, stabil die Schweißmaterialien zur Verfügung zu stellen.
[Beispiel 2]
Um die Leistung einer geschweißten Verbindung zu untersuchen bzw. überprüfen, wurden geschweißte bzw. Schweißverbindungen durch Anwenden der Basismaterialien hergestellt, die die Verbindungsgeometrie 1 und 2 aufweisen, die in 1 und 2 gezeigt sind; indem die Schweißmaterialien verwendet wurden, die in Tabelle 1 gezeigt sind; und in dem TIG-Schweißverfahren ein Schweißen mit 6 Mehrschicht-Schweißschichten, die B1 bis B12 von 12 Pfaden aufweisen, die in 4 gezeigt sind, und in dem Plasmaschweißverfahren ein Schweißen mit einer Plasmaschweißschicht, die durch das Bezugszeichen 4 in 5 gezeigt ist, und einer TIG-Schweißschicht, die durch das Bezugszeichen 5 in 5 gezeigt ist.
Teststücke für eine chemische Analyse wurden von den Schweißmaterialien der hergestellten Verbindungen genommen um chemische Analysen auszuführen. Das Verhältnis des Carbids in der säulenförmigen Kristallkorngrenze des Schweißmetalls wurde ebenso durch Beobachten einer Mikrostruktur des Schweißmetalls unter Verwendung eines Elektronenmikro skops gemessen, und die Zusammensetzung des Carbids wurde durch EDX-Analyse analysiert, um die entsprechenden Gehalte von Nb und Zr in dem Carbid zu bestimmen.
Weiters wurden ein Teststück 6 für den Biegetest, der in 6(a) gezeigt ist (das Bezugszeichen 7 zeigt den Schweißmetallabschnitt an), und ein Teststück 8 für den V-Kerben-Charpy Schlagtest (die Kerbe wurde in dem Schweißmetallabschnitt zur Verfügung gestellt) genommen und sie wurden in einem Verifizierungstest zum Überprüfen der Existenz eines Wiederaufheizspringens und einem Schlagtest bei –196 °C unterzogen.
In dem Verifizierungstest eines Wiederaufheizspringens wurde, um die Beobachtung zu erleichtern, an das Teststück eine geringe Krümmung angelegt, wie dies in 6(b) gezeigt ist. Wenn es ein mikroskopisches Wiederaufheizspringen gab, wurde dieses geöffnet. Dann wurde der Schweißmetallabschnitt mit 100- bis 500-facher Vergrößerung unter Verwendung eines optischen Mikroskops beobachtet, um das Auftreten eines Wiederaufheizspringens zu überprüfen. In den Kriterien das Verifizierungstests wurde kein Springen als akzeptabel bezeichnet, und wenn irgendein Springen in dem Teststück auftrat, wurde dieses als ein Fehler bzw. Versagen gewertet.
Bei der Akzeptabel/Versagens-Abschätzung bzw. -Beurteilung des Schlagtests wurde ein Schlagwert von 30 J/cm², welcher praktisch für verschweißte Verbindungen erforderlich ist, als Kriterium angewandt. Der Schlagtest wurde nicht an jenen ausgeführt, wo ein Springen in dem Verifizierungstest eines Wiederaufheizspringens auftrat.
Weiters wurde ein doppelt U-förmig gebogenes Teststück 9, wie dies in 8 gezeigt ist, von der Schweißverbindung genommen. Nach einem Eintauchtest unter Verwendung einer NaCl-Wasser-Lösung mit einer Dichte von 500 ppm Cl^- für 100 Stunden bei 40 °C in der Luft wurde die Spannungskorrosionsbruchbeständigkeit durch Beobachten einer Schnittmikrostruktur in der parallelen Richtung zu einer Zugspannung bzw. -belastung ausgewertet, indem ein optisches Mikroskop mit 50-facher Vergrößerung verwendet wurde, um das Auftreten eines Springens zu überprüfen. Die Größe des Teststücks 9 war 10 mm × 75 mm × 2 mm. Um es in den Test einzubringen, wurde das Teststück unter einer Spannung in der U-Form durch einen Bolzen 11 und eine Mutter 12 gehalten, wobei das Schweißmetall 10 ins Zentrum gesetzt wurde.
Die Ergebnisse der Analyse sind in Tabellen 6 und 8 gezeigt und die Ergebnisse der Auswertung der Verbindungseigenschaften sind in Tabellen 7 und 9 gezeigt.
Wie dies in Tabellen 6 und 7 ersichtlich ist, zeigen AWJl bis AWJ20, die die chemische Zusammensetzung des Schweißmetalls in dem Bereich aufweisen, der durch die vorliegende Erfindung definiert ist, keinerlei Wiederaufheizspringen in dem Schweißmetall und haben eine praktisch ausreichende Schlagcharakteristik von nicht niedriger als 30 J/cm² unter –196 °C bei sehr niedriger Temperatur. AWJ20 ist ein Beispiel, in welchem C2 in Tabelle 3, beinhaltend Nb als sein Basismaterial, angewandt ist. In diesem Fall sind verglichen mit einem Beispiel (AWJ3), in welchem Cl, das kein Nb enthält, als sein Basismaterial angewandt ist, der anwendbare Bereich der Formeln ➀ und ➁ verbreitert. Dies zeigt, daß das Basismaterial von C2 enthaltend Nb, für das Schweißen geeignet ist, das ein hohes Verdünnungsverhältnis aufzeigt.
Andererseits zeigen, wie dies in Tabelle 8 und 9 gezeigt ist, die verschweißten Verbindungen (BWJ1 bis BWJ12), die die chemische Zusammensetzung des Schweißmetalls außerhalb des Bereichs aufweisen, der in der vorliegenden Erfindung definiert ist, ein Wiederaufheizspringen und ihre Schlagwerte erreichen nicht 30 J/cm². Unter der Umgebung enthaltend Chlorid wurde ein Auftreten eines Spannungskorrosionsspringens verifiziert und die Wiederaufheizsprungbeständigkeit, Zähigkeit und Spannungskorrosionssprungbeständigkeit konnten nicht gemeinsam erfüllt werden.
Gemäß den obigen Testergebnissen ist es augenscheinlich, daß nur die Schweißmaterialien, die die chemischen Zusammensetzungen aufweisen, die in der vorliegenden Erfindung definiert sind, ein Schweißmetall zur Verfügung stellen, das fähig ist, kein Springen zu zeigen und eine exzellente Zähigkeit und Spannungskorrosionssprungbeständigkeit zu erzielen.
[Tabelle 7] Auswertungsergebnisse von Schweißverbindungseigenschaften
[Tabelle 9] Auswertungsergebnisse von Schweißverbindungseigenschaften
INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT
Die geschweißte Struktur der vorliegenden Erfindung hat ein Schweißmetall, das frei von einem Springen ist und eine exzellente Niedertemperaturzähigkeit und Spannungskorrosionssprungbeständigkeit erzielt bzw. erreicht. Das Schweißmaterial der vor legenden Erfindung kann leicht hergestellt werden und stellt eine ausreichende Schweißbarkeit bei der Herstellung zur Verfügung, so daß ein Zirkulationsschweißen oder automatisches Schweißen in allen Positionen unter Verwendung dieses Schweißmaterials ausgeführt werden kann.
Die vorliegende Erfindung trägt stark zur Herstellung von verschweißten Rohren unter Verwendung von Fe-Ni-Legierungen mit niedrigem thermischen Expansionskoeffizient als Rohmaterial davon, Pipelines, die durch Verbinden von derartigen verschweißten Rohren ausgebildet sind, und verschweißten Strukturen bei, umfassend bzw. beinhaltend Lagertanks und Zusatz- bzw. Peripherieeinrichtungen davon, welche kryogene Substanzen handhaben, wie verflüssigtes Erdgas.

Claims

Geschweißte Struktur, welche Glieder aufweist, welche miteinander durch Schweißen bzw. Verschweißen verbunden sind, wobei wenigstens eines der Glieder aus einer Legierung auf Fe-Ni-Basis mit niedrigem thermischen Ausdehnungskoeffizienten gebildet ist, wobei ein Schweißmetall der geschweißten Verbindung der geschweißten Struktur auf der Gewichtsprozentbasis besteht aus Ni: 30 bis 45 %, Co: 0 bis 10 %, C: 0,03 bis 0,5 %, Mn: 0,7 % oder weniger, entweder einem oder der Gesamtheit von Nb und Zr: 0,05 bis 4 %, und einem Seltenerdenelement: 0 bis 0,5 %, P als eine Verunreinigung: 0,02 % oder weniger, Al als eine Verunreinigung: 0,01 % oder weniger, und Sauerstoff als eine Verunreinigung: 0,01 % oder weniger, gegebenenfalls einem oder mehreren Element(en), ausgewählt aus Ti, Ta, Cr, Mo, Hf und Nd: bis zu 0,5 %, und Rest: Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei jedes von Si und S die folgenden Formeln ➀ und ➁ erfüllt: Si ≤ 0,1 (Nb + Zr) + 0,05 % ➀ S ≤ 0,0015 (Nb + Zr) + 0,0055 % ➁,wobei jedes Elementsymbol in den Formeln ➀ und ➁ den Inhalt (Gew.-%) von jedem Element anzeigt.
Geschweißte Struktur nach Anspruch 1, wobei das Schweißmetall ein Carbid beinhaltet, welches in stengel- bzw. säulenförmigen Kristallkorngrenzen darin existiert, wobei das Carbid 0,5 bis 50 Volums-% des Schweißmetalls beträgt und Nb und/oder Zr in dem Carbid 20 Gewichts-% oder mehr des Carbids beträgt.
Geschweißtes Rohr, welches aus einer Fe-Ni-Legierung mit niedrigem thermischen Ausdehnungskoeffizienten hergestellt ist, dadurch gekennzeichnet, daß ein Schweißmetall der geschweißten Verbindung auf Gewichtsprozentbasis besteht aus Ni: 30 bis 45 %, Co: 0 bis 10 %, C: 0,03 bis 0,5 %, Mn: 0,7 % oder weniger, entweder einem oder der Gesamtheit von Nb und Zr: 0,05 bis 4 %, und einem Seltenerdenelement: 0 bis 0,5 %, P als eine Verunreinigung: 0,02 % oder weniger, Al als eine Verunreinigung: 0,01 % oder weniger, und Sauerstoff als eine Verunreinigung: 0,01 % oder weniger, gegebenenfalls einem oder mehreren Element(en), ausgewählt aus Ti, Ta, Cr, Mo, Hf und Nd: bis zu 0,5 %, und Rest: Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei jedes von Si und S die folgenden Formeln ➀ und ➁ erfüllt: Si ≤ 0,1(Nb + Zr) + 0,05 % ➀ S ≤ 0,0015 (Nb + Zr) + 0,0055 % ➁,wobei jedes Elementsymbol in den Formeln ➀ und ➁ den Inhalt (Gew.-%) von jedem Element anzeigt.
Geschweißtes Rohr nach Anspruch 3, wobei das Schweißmetall ein Carbid beinhaltet, welches in stengel- bzw. säulenförmigen Kristallkorngrenzen darin existiert, wobei das Carbid 0,5 bis 50 Volums-% des Schweißmetalls beträgt und Nb und/oder Zr in dem Carbid 20 Gewichts-% oder mehr des Carbids beträgt.
Schweißmaterial einer Fe-Ni-Legierung auf Fe-Basis mit niedrigem thermischen Ausdehnungskoeffizienten, bestehend auf Gewichtsprozentbasis C aus: 0,5 % oder weniger, Ni: 30 bis 45 %, Co: 0 bis 10 %, Mn: 0,7 % oder weniger, entweder einem oder der Gesamtheit von Nb und Zr: 0,2 bis 4 %, und einem Seltenerdenelement: 0 bis 0,5 %, P als eine Verunreinigung: 0,02 % oder weniger, Al als eine Verunreinigung: 0,01 % oder weniger, und Sauerstoff als eine Verunreinigung: 0,01 % oder weniger, gegebenenfalls einem oder mehreren Element(en), ausgewählt aus Ti, Ta, Cr, Mo, Hf und Nd: bis zu 0,5 %, und Rest: Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei das Schweißmaterial alle der folgenden Formeln ➀ bis ➅ erfüllt: Si ≤ 0,1 (Nb + Zr) + 0,05 % ➀ S ≤ 0,0015 (Nb + Zr) + 0,0055 % ➁, C ≥0,015 (Nb + Zr) + 0,04 % ➂ 0,1 ≤(Si/Mn) ≤ 2 ➃ S + O ≤ 0,015% ➄ Al + O ≤ 0,015% ➅wobei jedes Elementsymbol in den Formeln ➀ bis ➅ den Inhalt (Gew.-%) von jedem Element anzeigt.