炭素鋼および低合金鋼溶接における水素誘発割れの防止

アーク溶接は、相互溶解によって鋼材を接合するプロセスです。通常、適合する溶加材を使用します。十分に接合された継手を得るには、継手表面を溶融温度以上に加熱し、溶融金属と完全に融合させる必要があります。溶融、凝固、固相変態を伴う冶金反応自体は珍しいものではありませんが、観察される温度と冷却速度は極めて厳しいものです。

活性ガスも存在し、溶融鋼に溶解する可能性があります。溶融金属を保護し合金化するためにフラックスが導入されます。一般的に継手は剛性があり、収縮や固相変態による寸法変化を拘束するため、降伏強度（YS）のオーダーで残留応力が発生します。冶金変化が平衡状態下で起こらず、応力が高いため、多くの反応が溶融金属、熱影響部（HAZ）、またはその両方で進行し、健全性を損なう欠陥を生じる可能性があります。

溶接プロセスの多様性が極めて大きいため、正確なメカニズムや対策について詳細を述べることは困難です。さらに、ほとんどの欠陥は説明されれば対策が明確になります。しかし、水素（H₂）に関連する問題は単純ではありません。高張力鋼（HSLA鋼）の溶接が増えるにつれ、この問題の重要性が高まっており、水素誘発割れ（HIC）は極めて重要なテーマとなっています。

炭素鋼および低合金鋼の溶接性

炭素鋼および低合金鋼は、広範な用途と良好な溶接性を持つため溶接されます。この有用性は主に、鉄（Fe）基系の冶金的特性によるものです。その特性には、異質（ミクロ組織）変態を起こす能力があり、マルテンサイト変態やベイナイト変態、析出硬化機構による硬化・強化が可能であること、さらに多数の元素と容易に合金化できることが含まれます。炭素鋼および低合金鋼の溶接性は一般的に（ⅰ）製作溶接性と（ⅱ）使用溶接性に分類されます。

製作溶接性

製作溶接性とは、有害な不連続部を導入せずに炭素鋼および低合金鋼を溶接で接合できる可能性のことです。これらの不連続部の許容度は、特定の溶接部の使用条件によって異なります。ある鋼の製作溶接性が非重要用途では適切でも、重要用途では推奨されない場合や、溶接時に予熱などの特別な注意が必要な場合があります。製作溶接性は主に、水素助長気孔、ラミラータearing（層状割れ）、低温割れ、高温割れ、再熱割れなどの不連続部を扱います。

使用溶接性

使用溶接性とは、完成した溶接部が意図した機能を果たすのに十分な特性を持つことです。使用溶接性の重要な特徴は、HAZの特性と母材の特性を比較することです。許容性も計画用途に依存します。ある鋼の使用溶接性が、耐食性が重要だが靭性は二義的な用途では許容されても、靭性が極めて重要な用途では不許容となる場合があります。使用溶接性には、溶接熱サイクルがHAZ特性に与える影響が関わります。多くの場合、使用溶接性が特定鋼の許容熱入力範囲を決定します。低熱入力は望ましくない低靭性ミクロ組織を生じるだけでなく、低温割れに関連した製作溶接性の問題を招く可能性があります。高熱入力は、低靭性かつ低強度の粗大ミクロ組織を生じる可能性があります。熱入力だけでなく、誘導される熱サイクルがミクロ組織と特性を制御するため、熱入力と鋼板厚の両方が重要です。

鋼の分類

炭素鋼および低合金鋼は、多様な化学成分と特性をカバーしています。鋼は炭素量や合金元素含有量によって分類されることが多く、普通炭素鋼、炭素マンガン鋼、中炭素鋼、低合金鋼、高張力鋼（HSLA鋼）、微細合金鋼などの分類があります。近年、製造プロセスを分類要素とする新しい分類が導入されました。これらは熱機械制御圧延（TMCP）鋼などと呼ばれます。これらの分類境界は曖昧で、しばしば重なり、主観的な場合もあります。

低炭素鋼

低炭素鋼は炭素0.30%以下、マンガン1.65%以下を含みます。溶接用途の圧延鋼材の多くは低炭素鋼です。このグループには溶接性に大きなばらつきを持つ鋼が含まれます。例えば、炭素0.15%未満の低炭素鋼はあらゆる溶接プロセスで溶接可能です。炭素0.15〜0.30%の低炭素鋼（一般に軟鋼と呼ばれる）も厚さ25mmまでは溶接可能ですが、より厚い軟鋼板では追加の対策が必要となる場合があります。

高張力鋼（HSLA鋼）

HSLA鋼は、従来の炭素鋼より優れた機械的特性を提供するように設計されています。通常、降伏強度290〜550N/mm²で、炭素マンガン型に微量のニオブ（Nb）とバナジウム（V）を添加し、結晶粒微細化と析出硬化を図っています。HSLA鋼は通常、微細合金鋼として識別され、圧延または正規化状態で溶接されます。HSLA鋼の溶接性は軟鋼と類似しています。

最近、低炭素・銅（Cu）含有時効硬化型の新しいHSLA鋼ファミリーが開発されました。これらはCu、Ni（ニッケル）、Cr（クロム）の総含有量が通常1%近いため、真の低合金鋼とは言えません。炭素含有量が極めて低い（0.06%未満）ため溶接性は非常に良好です。これらは一般に焼入れ時効状態で使用され、この2条件からTMCP鋼とも特徴づけられます。焼入れ焼戻し（Q&T）鋼は、350〜1030N/mm²の降伏強度を得るために熱処理されます。他にNi-Cr-Mo（モリブデン）鋼などがあります。これらの溶接部は、特殊用途での溶接後熱処理（応力除去）を除き、通常は追加熱処理を必要としません。これらHSLA鋼の、選択的な焼入れ焼戻し鋼に対する利点は、Cu時効硬化型で溶接予熱要件が低減されることです。しかし、これらHSLA鋼は軟鋼のようには溶接できません。

熱処理型低合金（HTLA）鋼

HTLA鋼は溶接後に再オーステナイト化、焼入れ、焼戻しを行うのが一般的です。この鋼は比較的焼入れ性が高く、焼入れ焼戻し状態で960N/mm²以上の降伏強度を発現します。溶接金属では、アズウェルドまたは応力除去状態でこのレベルの強度と靭性の許容できる組み合わせを得ることは通常困難です。したがって、溶接後に溶接部全体を再オーステナイト化し、焼入れ焼戻しする必要があります。

TMCP鋼

TMCP鋼は一般に、制御圧延に続き加速冷却またはインライン直接焼入れを行って製造されます。このプロセスにより、優れた溶接性を維持しながら高強度と高靭性の組み合わせが可能になります。合金元素含有量を極めて低く抑えられるため溶接性が良好で、炭素含有量は通常0.06%未満です。700N/mm²以上の降伏強度も可能です。これらの鋼は通常、予熱なしで溶接できます。しかし、高強度レベルでは溶接金属の割れ防止のために予熱が必要となる場合があります。

Cr-Mo鋼

Cr-Mo鋼は高温用途に広く使用されます。Cr含有量は0.5〜9%、Mo含有量は0.5〜1.0%です。通常、「正規化焼戻し」または「焼入れ焼戻し」状態で供給されます。これらの鋼は相当な焼入れ性を持つため、水素助長低温割れ（HACC）を避けるための適切な注意が必要です。用途によって溶接に追加要件が課されることが多々あります。例えば、クリープ抵抗が要求される産業では、溶接金属とHAZの両方が適切なクリープ特性を提供しなければなりません。また、腐食環境によっては、腐食割れを避けるためにHAZ最大硬度の制限が必要です。

鋼のHACC感受性の相対評価

Gravilleは、炭素当量（CE）を計算し、炭素含有量と比較することでHACC感受性を評価できると提唱しました（Gravilleダイヤグラム、図1）。ゾーンIの鋼は低炭素・低焼入れ性で割れ感受性が低いです。ゾーンIIIの鋼は高炭素・高焼入れ性で、あらゆる溶接条件下で割れ感受性ミクロ組織を生じます。したがって、ゾーンIIIの鋼でHACCを防ぐには、予熱や溶接後熱処理を含む低水素対策が必要です。ゾーンIIの鋼はより高い炭素レベルだが焼入れ性は低いため、HAZ冷却速度を制限することで割れ感受性ミクロ組織を回避できます。これは熱入力制御によって、また予熱によってある程度達成可能です。

図1 炭素含有量とCEに対する鋼のHACC感受性を示すGravilleダイヤグラム

Gravilleダイヤグラムで考慮されるCEは、CE = %C + (%Mn + %Si)/6 + (%Ni + %Cu)/15 + (%Cr + %Mo + %V)/5 です。鋼がゾーンIからゾーンII、ゾーンIIIへ移行するにつれて、低温割れ感受性は徐々に高まります。Gravilleダイヤグラムは、調質型合金鋼（主にゾーンIII）が溶接に特別な配慮を必要とすることを示しています。Cr-Mo鋼やQ&T鋼、一部のHSLA鋼も同様の注意が必要です。低炭素鋼は厚板を除き容易に溶接可能ですが、厚板では注意が必要です。TMCP鋼はゾーンIに位置するよう開発されたため、溶接性は優れています。図1は溶接性の一側面のみを示しており、他にも多くの懸念事項がありますが、HACCの観点からは、組成をGravilleダイヤグラムの左下隅に近づける鋼を選ぶことが望ましいです。

アーク溶接に伴う一般的欠陥

気孔

気孔は、特に水素（H₂）と窒素（N₂）の小さなガスポケットが捕獲されることで生じます。これらは通常、固体鉄よりも液体鉄への溶解度が高いです。凝固時にガスは溶融金属から逃げようとしますが、高い凝固速度のため一部が捕獲されることがあります。この捕獲は、ガス溶解速度と溶融金属凝固速度の両方に依存します。溶解速度が高ければ、ガス泡が発達して鋼が固まる前に逃げることができます。速度が低ければガスは固溶状態で残り、気孔は回避されますが、水素誘発割れ（HIC）や靭性不良などの他の問題を引き起こす可能性があります。中間的な速度では、ガスが核生成し、溶融金属中の溶解ガス量と凝固速度に応じて泡が発達して捕獲されます。ガス発生速度と凝固速度が同一の場合、本質的に球状の泡ではなく細長いガスポケットが発生する、ワームホールと呼ばれる非常に深刻な気孔が発生します。

水素源

水素の供給源として、フラックス中の水分、ワイヤ引抜き潤滑剤や継手表面の汚染物質中の炭化水素、GMAW装置の水漏れなどが挙げられます。N₂は、アーク遮蔽が不十分なためにアーク領域に侵入した空気から取り込まれます。GMAWでは、ガス流量が低すぎてクロスドラフトが遮蔽ガスを追い出したり、高すぎて周囲大気が遮蔽ガスに吸引されたりする場合に発生します。SMAW（被覆アーク溶接）では、溶接技能が不十分または不適切な手法でアーク長が過大になる場合に発生します。

未溶融

未溶融には、不十分な溶け込み、ルート未溶融、側壁未溶融などの形態があります。これらは（ⅰ）溶接エネルギー入力不足（主に電流不足）、（ⅱ）過大な溶接速度（溶融金属がアークより先に流れる）、（ⅲ）不適切な電極角度や作業姿勢によって引き起こされます。

溶け込み不良とルート未溶融の困難は、通常、使用溶接プロセスに適さない継手設計、またはアーク溶け込みを確保するために必要な措置を怠ったことによるものです。多くの場合、溶接電流が低すぎます。しかし、ガスシールド溶接プロセスでは、不適切なシールドガスを使用していることを意味する場合があります。例えば、アルゴン（Ar）リッチなガス混合物では、比較的浅い溶け込みパターンとなり、かなり深い中央の「フィンガー」を除いて溶け込みが不十分です。残念ながらこのフィンガーは通常中心に位置せず、頼りになりません。一方、ヘリウム（He）または二酸化炭素（CO₂）リッチなシールドガス混合物は、より均一で深い有用な溶け込みパターンを実現できます。片側溶接で発生するルート未溶融には、より良い溶け込みを可能にする継手設計変更、または両面溶接への変更が必要です。

ほとんどの場合、溶融金属と継手側壁の間の未溶融は、溶接作業者が適切な対策や制御技術を用いないときに発生します。GMAWでは、厚板溶接時に短絡移行などの不適切なバリエーションを使用することが原因となる場合があります。短絡移行は低エネルギーレベルでのみ有効であり、薄板や薄鋼板の全姿勢溶接に非常に適しています。このプロセスは溶け込みを少なくし、溶融金属を速やかに凝固させるように設計されているためです。したがって、熱が急速に奪われる厚さ6mm以上の継手側壁には溶融金属が融合しません。ArシールドのスプレーアークとCO₂シールドの埋没アークは、垂直やオーバーヘッド姿勢で支持しきれないほど大量で流動的な溶接ビードを堆積させます。しかし、これらのプロセスは平姿勢や横姿勢の溶接には非常に効果的です。一方、Arリッチシールドのパルスアークは、十分な溶け込みと溶融池制御を提供し、側壁未溶融による欠陥を防止するため、全姿勢で非常に効果的です。

高温割れ

高温割れは、センターライン割れや凝固割れとも呼ばれ、拘束された溶接部の中心線に低融点成分が偏析することで生じます。溶接完了直後に、時には溶接中に発生します。これらの割れを露出させるために溶接部を破断すると、青変色（熱色）が見られます。これらの割れは硫黄（S）とリン（P）が原因となることが多く、高炭素合金鋼で発生しやすいです。主に母材鋼板が供給源となります。溶接金属組成に基づく割れ感受性は、UCS = 230×%C + 190×%S + 75×%P + 45×%Nb - 12.3×%Si - 5.4×%Mn - 1 などの経験式で評価されてきました。UCS値が10未満なら割れ感受性は低く、30超なら高く、10〜30なら溶接技術の管理が必要です。

高温割れやクレーター割れは、高希釈（深い溶け込み）を生む溶接プロセスや技術で発生しやすいです。シャープな涙滴形の溶接クレータープロファイルもセンターライン割れの要因で、高速溶接の特徴です。この状況では溶接クレーターに収縮割れ（クレーター割れ）が生じやすくなります。涙滴形クレーターと深い溶け込みは、サブマージアーク溶接（SAW）やCO₂シールドのGMAWで生じます。フィレット溶接で極端に凹面形状の場合も、断面が不十分で溶接収縮による横応力に耐えられないため同様の問題が起こります。

ほとんどの場合、SとPの合計を0.06%以下に抑えることで防止可能です。しかし、高拘束継手を高張力鋼で溶接する場合、合計0.03%以下が一般的に必要です。溶接対象鋼に過剰なSやPが含まれる場合、（ⅰ）深い溶け込みでない溶接手法、（ⅱ）涙滴形クレーターを防ぐ十分に遅い溶接速度、（ⅲ）凸形ビードプロファイル、（ⅳ）各ビード末端のクレーター充填によって高温割れを防止できます。

ラミラータearing（層状割れ）

ラミラータearingは、板厚方向に応力が作用したときに母材鋼板で発生し、通常HAZ直下で見つかります。鋼板表面直下に薄い介在物層を含む偏析鋼に関連します。汚れた鋼を使用せざるを得ない場合、継手設計を変更して鋼板厚方向のひずみを最小限に抑えることで防止できます。

アンダーカット

アンダーカットは、通常水平フィレット溶接の上部トウに見られる不規則な食い込みです。その部分の母材がアークで溶けるが、溶融金属で補われません。主に電極角度、溶接速度、溶接電流などの不適切な溶接条件選択が原因です。脚長8mm以上のフィレット溶接を試みるときに発生しやすくなります。GMAWでは、酸素（O₂）2%未満を含むArシールドを使用する場合にも発生することがあります。垂直姿勢溶接でも見られ、一般に過度のウィービングが原因とされます。

オーバーラップ

オーバーラップ（ロールオーバーとも呼ばれる）は通常フィレット溶接に関連し、溶接電流が低すぎて母材を適切に溶融できない場合、または堆積量に対して溶接速度が遅すぎる場合に発生します。SMAWでの電極操作不良も要因となります。

介在物

介在物は、溶接パス間にスラグが挟まることで生じます。未溶融フラックス片が継手に挟まる、アークより先にスラグが流れて溶接金属で覆われる、パス間で固化スラグが除去されない、溶接前に重いミルスケールが除去されない、などが原因です。SMAWで最も一般的で、溶接作業者の制御技術不良によって悪化することがあります。高い盛り上がりや粗い溶接ビードの上に溶接すると、エッジの清掃や溶け込みが困難なため介在物が予測されます。防止策：（ⅰ）溶接作業者に正確なフラットプロファイルのビード堆積を訓練する、（ⅱ）より高エネルギーで流動的な堆積を可能にする溶接位置決め、（ⅲ）パス間の錆発生防止、（ⅳ）清掃または研磨によるパス間の適切なビード調整。

水素誘発割れ（HIC）

水素誘発割れ（HIC）は、主に低合金鋼の溶接部に関連する現象です。HICに寄与する要因は（ⅰ）水素の存在、（ⅱ）高引張応力、（ⅲ）感受性ミクロ組織、（ⅳ）約200℃〜-100℃の温度範囲、（ⅴ）時間です。低強度レベル（約490N/mm²）では、HICは通常母材HAZの縦方向割れとして観察され、しばしばアンダービード割れと呼ばれます。高強度レベル（約830N/mm²以上）では、溶接金属にも横方向割れが発生することがあります。

よく使われる「水素脆化」という表現は、水素が溶接部の靭性を損なうことを示唆しますが、これは誤用です。割れ間の領域から採取した材料で衝撃試験を行うと、水素のない条件で作られた溶接部と同等の靭性を示します。しかし、引張延性は低下する可能性があります。引張試験中にHICが発生すると試験片の断面積が減少するためです。破断面に現れる結果的欠陥は「フィッシュアイ」と呼ばれます。「低温割れ」は、凝固時に偏析する低融点成分によって溶接金属に生じる高温割れと区別するために用いられる表現です。「遅れ割れ」も使用される用語で、HICが数日〜数週間後に発生する可能性があるため説明的です。HICが予想される場合、割れが発生するのを待つために1週間以上経ってから放射線検査を行うことがよくあります。

メカニズム

水素はすべてのアーク溶接プロセスにおける普遍的な不純物です。フラックス中の避けられない水分、溶加材ワイヤ表面の有機潤滑剤、継手に溜まるゴミ、アークストリームに吸引される空気中の水分などに存在します。H₂は固体Feよりも液体Feへの溶解度が高く、固体Fe中でも温度とともに溶解度が低下します。Fe中のH₂溶解度は温度の関数です。

液相線以上の1500℃での溶解度は約30ppm（質量）ですが、固体では約8ppmです。400℃では1ppm未満に低下します。溶融金属の凝固速度は非常に高いため、溶融溶接金属に溶解したH₂は保持されます。ガスとして逃げたH₂も小さな気泡や溶接金属気孔として捕獲されることが多いですが、相当量が過飽和水素として凝固溶接金属中に残留します。残留量は無視できるように見えますが、高張力鋼ではわずか1ppmのH₂でも割れ問題を引き起こす可能性があることを認識すべきです。

冷却過程で、原子状水素は急速に拡散し、一部は溶接HAZへ、一部は大気へ逃げ、残りは溶接金属内に留まります。適切な条件下では、これらの高移動性原子は金属格子の亀裂や不連続部を探し、それらの点に集中します。外部拘束と、凝固および固相変態による体積変化に起因する格子内の残留応力と協働して、水素は不連続部を拡大して微小割れを形成します。局所応力は、原子が裂け目に侵入して分子として捕獲されることで急激に緩和されます。鋭い先端を持つ微小割れは高応力集中を伴うため、さらに多くの原子が集まります。これらの応力が蓄積し、割れが延伸することで再び緩和されます。この応力蓄積と割れによる緩和のプロセスは、（ⅰ）破壊を引き起こすほど断面積が減少する、（ⅱ）水素が十分に逃げて濃度が割れ進行に必要なレベル以下になる、（ⅲ）アンダービード割れが溶接部の残留応力を割れ進行に必要なレベル以下に低減する、まで続きます。

HICは自発的にではなく、離散的なステップで進行します。この段階的進行は音響的に観察できます。小さな試験片では、抵抗変化を測定することでも進行を監視できます。監視は、HICプロセス開始後の抵抗変化、およびHICがステップごとに進行して破壊に至る様子を描写します。また、外部応力レベルに対するHICの感度も示します。試験片にかかる応力が引張強さ（TS）を超える場合、水素の有無にかかわらず破壊は速やかに発生します。しかし、十分な水素が存在する場合、TSよりはるかに低い応力でもHICによる損傷が開始されます。十分な水素と時間があれば、HICは破壊を引き起こします。通常、応力が低下するにつれて、割れ開始から破壊までに必要な時間は増加します。

HICは臨界応力以下では発生しないことを知っておくことが重要です。印加応力に加えて、鋼に溶解した水素量も重要な役割を果たします。水素量が増えると、HIC開始に必要な応力が減少し、開始までの時間も短縮されます。この2変数（応力と水素）の相互作用は、HIC開始までの時間と、破壊が起こらない臨界応力の両方が、鋼中の水素量に反比例することを示しています。

HICに影響を与える第3の変数は、鋼のミクロ組織（溶接金属またはHAZ）です。約0.3%以上の炭素含有鋼に生じるツインマルテンサイトは通常非常に感受性が高いですが、ベイナイトを含むすべての針状ミクロ組織で問題が起こり得ます。この推測には欠陥がある可能性があります。針状ミクロ組織は高張力鋼に典型的であり、より高い応力自体がHICの悪化要因となるためです。しかし、比較的耐性のあるミクロ組織を持つ鋼は、感受性ミクロ組織を持つより強い鋼より高い臨界応力を示すことがあります。一般に、より強い鋼はH₂に対してより感受性が高く、HICの早期開始と低い臨界応力の両面で敏感です。このような行動の違いは、高張力マルテンサイト鋼とより弱いベイナイト鋼の間で観察されています。

介在物も重要です。HSLA鋼の靭性は、特に介在物形態の不純物によって損なわれます。しかし、介在物は水素原子の吸収源（シンク）として機能するため、有益な効果も持つことがあります。このため、極めて高純度の鋼が驚くほどHICに感受性であることが示されています。溶接部に外部応力が作用しなければHICが発生しないと結論づけるべきではありません。溶融溶接に伴う差動収縮は常に溶接部に残留応力を生じさせ、稀な例外を除き、それらの応力は継手の最弱成分の降伏強度に少なくとも等しいです。ほとんどの溶接金属は母材より強いため、残留応力は母材鋼板の降伏強度に近くなります。より弱い、またはアンダーマッチングの溶接金属を選択して残留応力を可能な限り低く保つことで、重要構造物でのHIC発生を最小限に抑えることが可能です。疲労などの用途では、HICを含む構造よりも、弱いが健全な構造の方が適している場合があります。しかし、感受性ミクロ組織と十分な水素があれば、臨界応力は非常に低く、典型的な残留応力より大幅に低くなります。したがって、HICが問題となる場合、ほとんどのケースで溶接構造物が製作エリアを離れる前に発生します。

もう一つ重要な観察は、HICメカニズムが温度の影響を受けることです。温度が約200℃を超えるとHICの可能性は最小限になります。高温では水素拡散速度が非常に高く、原子が格子欠陥や溶接部の他の鋭い不連続部に集中することができません。水素の移動性は本質的にゼロであるため、-130℃以下に冷却された溶接部ではHICは起こりにくいです。

HICの制御

HICの冶金的要件を考慮すると、その発生を防ぐための複数のアプローチが採用可能であることは明らかです。これらの要件には、溶接部に関連する残留応力の低減、（ⅰ）溶接金属とHAZの針状ミクロ組織を回避する、または少なくともマルテンサイトではなくベイナイト系ミクロ組織を選択する、（ⅱ）溶接作業中に溶接金属に溶解する水素量を減らす、または（ⅲ）水素が損傷を与える前に逃げるのを許容する、が含まれます。最適なアプローチは、溶接対象部品のサイズ、必要な機械的特性、予想用途、使用溶接プロセス、コスト制約に依存します。ほとんどの場合、妥協が必要であり、これらのアプローチの組み合わせが最もコスト効率が良い可能性があります。

前述の通り、溶接部の残留応力は通常、継手中の最弱材料の降伏強度に等しいです。高三軸応力を導入する継手形状では、残留応力は降伏強度より大幅に高くなることがあります。設計者が残留応力低減のためだけにより弱い材料を使用することは稀ですが、HICが構造物の疲労寿命に重大な影響を与えることは認識すべきです。より受け入れやすい妥協案として、より厚い断面を取り入れるよう溶接部を再設計し、より弱い鋼を使用できるようにすることが考えられます。しかし、低合金鋼の利用可能な強度を最大限に活用しながらHICを回避する他のアプローチもあります。

異なる鋼を選択する選択肢がない限り、溶接金属やHAZのミクロ組織を変更することは現実的ではありません。したがって、HICに最も耐性のある鋼材を選択すべきです。溶接部の残留応力を低減する別の方法は、変態点未満の温度で溶接後熱処理を行うことです。高温では鋼が弱くなるため、塑性降伏が起こる温度まで溶接部を加熱することで、残留応力を大幅に低減できます。マルテンサイト焼戻し組織の鋼では、この熱処理の最適温度は元の焼戻し温度付近、一般的に620℃付近です。この処理を応力除去焼鈍（SRA）と呼びます。この処理を効果的に行うには、溶接部の温度が200℃を下回る前に適切な大型炉内で保持し、歪み関連の困難を防ぐためにゆっくり加熱・冷却する必要があります。SRA処理に必要な温度と時間を考慮すると、溶接部の拡散性水素はすべて逃げることが明らかです。しかし、HIC回避以外の理由で溶接部の応力を除去する必要がない限り、SRAは非常に高コストな選択肢となり得ます。溶接後加熱もHIC防止の一翼を担います。HICが発生しやすい温度範囲を避けながら、200℃を大きく超えない温度まで再加熱して水素の放出を促進することも可能です。このような熱処理は、溶接前に炉で予熱可能で、溶接後すぐに炉に戻してすべての水素が逃げるまで保持できる小さな溶接部品に適しています。このアプローチは、水素に関連した割れ問題に非常に敏感な超高張力合金鋼で特に重要です。

溶接後の冷却速度を遅くすることでも同様の結果が得られます。これにより、温度が200℃を下回る前に水素が逃げる時間が増えます。冷却速度を遅くすることは、オーステナイトからHICに対して感受性の低い軟質ミクロ組織への変態も促進します。

アーク溶接の冷却速度は主に3つの要因、すなわち（ⅰ）溶接前の継手温度、（ⅱ）溶接中のアークエネルギー入力、（ⅲ）継手厚さによって影響を受けます。初期温度は、鋼が保管されていた場所の周囲温度、前回溶接による加熱温度（層間温度）、または外部手段で加熱された温度（予熱温度）です。予熱温度を上げると冷却速度は低下します。アークエネルギー入力は、アークによって消費される電気エネルギーと、アークが継手に沿って移動する速度によって定義されます。アークエネルギー入力が高いほど冷却速度は遅くなります。

継手厚さも冷却速度に影響します。継手に入る熱の大部分は、溶接部本体への伝導によって奪われます。伝導は三次元冷却で最大となり、これは継手厚さが約25mmを超える場合に起こります。薄板では伝導が効果的でないため、溶接冷却速度は厚さに反比例します。薄板の冷却速度も放射と対流の影響を受けますが、伝導ほど顕著ではありません。

上記変数は、特定温度での溶接冷却速度を計算する単一の式に組み込めます。CRt = K[(T-To)²/E] ここで、CRtは温度Tでの冷却速度、Kは比例定数（厚さ25mm未満の場合の厚さ補正を含む）、Toは予熱温度または層間温度、Eはアークエネルギー入力で、E = VI/S で計算されます（Vはアーク電圧、Iは溶接電流、Sはアーク移動速度）。これら2式を組み合わせると、冷却速度の一般式 CRt = K[(T-To)²·S/VI] が得られます。この式は、連続冷却変態図と組み合わせて溶接金属とHAZのミクロ組織予測のために開発されました。この図により、強いマルテンサイトやベイナイトが確実に生成される冷却速度、またはそれらを回避できる冷却速度を決定できます。同じ式を用いて、水素発生にとって臨界的な温度での冷却速度を計算し、HIC回避に役立てることもできます。

溶接手順の調整は、電流または移動速度を変えることで行います。電圧は（ⅰ）溶接プロセス、（ⅱ）電極、フラックス、シールドガスの特性、（ⅲ）電流によって強く決まる従属変数であり、溶接冷却速度を制御する変数と見なすべきではありません。

冷却速度を遅くするもう一つの方法、おそらく最も一般的な方法は、溶接前の継手の予熱温度または層間温度を制御することです。これらの温度の比較的小さな変化が、HIC発生に関して臨界的な200℃付近の冷却速度に強い影響を及ぼします。例えば、予熱温度を20℃から100℃に上げると、200℃での冷却速度は約1/3に低下します。150℃まで予熱すると、冷却速度は約1/10に低下し、HIC許容度の低い高張力鋼の製作では非常に大きな効果があります。

予熱はコストがかかります。溶接ミクロ組織に影響を与え、溶接作業者の作業環境を耐え難いものにする可能性があります。しかし、予熱はHIC低減に不可欠です。予熱は、被覆電極で溶接した高張力鋼のHAZにおける下限臨界応力に影響を与えます。この高張力鋼の極限引張強さは約750N/mm²です。しかし、25℃（室温）予熱では、約490N/mm²の応力レベルで10分未満でHICによる破壊が起こります。破壊が起こらない下限臨界応力は約415N/mm²です。120℃に予熱すると、臨界応力は620N/mm²に上昇し、この高張力鋼の降伏強度付近になりますが、依然として安全とは見なされません。溶接条件下でHICを完全に回避するには、予熱温度を150℃以上にする必要があります。

HIC回避のための最適予熱温度を選定するための複数のアプローチが用いられてきました。一部は、鋼種と推奨溶接対策（予熱と溶接後加熱を含む）をリストした経験的テーブルに依拠します。別のアプローチは、割れ傾向を鋼の焼入れ性と定量的に関連付け、炭素当量（CE）に基づいて計算します。CEの一式として、CE = C + Mn/6 + Si/24 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/4 があります。

被覆電極で溶接する用途では、異なるCEを持つ鋼の推奨予熱温度はかなりのばらつきを示しますが、全体的な傾向としてCEと予熱温度の間に線形関係が見られます。必要な予熱の概算には、To = 200×CE（Toは℃）の関係式が使用できます。すべてのデータポイントを含む散らばり帯を考慮すると、CEと予熱温度のより精密な相互作用は、To = 210×CE（+15〜-45）で示せます。60℃の散らばり帯はかなり大きく、潜在的問題を回避するための適切な予熱温度選定には上限側を使用することが示唆されます。しかし、冶金的軟化を避ける必要がある場合、最も適切な対応は実験室試験に頼って最小有効予熱レベルを決定することです。もちろん、その決定にはエネルギー入力、継手厚さ、溶接プロセスも考慮する必要があります。

水素測定

溶接金属中の水素直接測定は困難です。分析前に溶接部から水素が逃げるのを防ぐ十分な注意を払わない限り、測定値は割れを引き起こした可能性のある量を一般的に代表しません。つまり、試料を迅速に分析するか、液体窒素（N₂）で超冷却して分析を待つ間の水素拡散を止める必要があります。米国溶接協会（AWS）推奨技法では、約75mm長の試験溶接から放出される水素ガス体積を測定します。これはオイディオメーターチューブ（水銀またはグリセリン浴）またはガスクロマトグラフの分離室で回収されます。

間接法も、水素源を測定することで用いられてきました。GMAWおよびSAW用ワイヤでは、表面の炭化水素を測定します。質量分析が分析に使用できます。SMAWとSAWでは、フラックスに吸着した水分を測定します。通常、400〜425℃程度の高温乾燥後の減量測定で行います。間接測定の問題は、ワイヤやフラックスから溶接金属への水素移行効率を予測するのが困難なことです。通常、溶接技術に依存します。したがって、溶接材料中の水素量と溶接部のHICを関連付けるために経験的結果が用いられます。このため、プロセス間の比較は非常に困難です。しかし、ガス発生測定さえも欠点があり、拡散性水素のみが測定されるためです。一部は固溶状態で残り、一部は溶接欠陥や介在物内に捕獲されます。

溶接プロセスの重要性

アーク溶接プロセスには、溶加材供給源と、アークおよび堆積金属を保護・制御する方法が必要です。ほとんどの場合、溶加材は棒、連続ワイヤ、連続チューブの形で供給されます。これらすべての材料表面は、水素リッチな引抜き潤滑剤残渣で汚染されています。GMAWでは遮蔽ガスで保護します。フラックスコアワイヤでは、遮蔽ガスとフラックスの組み合わせを使用します。サブマージアークと被覆電極ではフラックスのみを使用します。すべてのフラックスは、化学的に結合または吸着した水の供給源です。溶接金属に溶解する水素量は、プロセス間だけでなくプロセス内でも変動します。

消耗電極を使用するすべてのアーク溶接プロセスの中で、GMAWプロセスは最も低い水素レベルに関連付けられており、主な供給源はワイヤ表面の残留引抜き潤滑剤です。完全に乾燥したワイヤは受け入れられません。給送が困難になるためです。残留潤滑剤量は一般的に、降伏強度520N/mm²未満の鋼では問題になりません。しかし、降伏強度が620N/mm²に近づくと、比較的高い予熱温度を使用しない限り、HICを回避する上で残留潤滑剤が潜在的に重要な要因となります。降伏強度が830N/mm²を超える場合、残留潤滑剤は可能な限り低く抑える必要があります。

水素測定の項で述べたように、アークで分解される表面汚染物質（またはアーク到達前）から溶接金属へ移行する水素量を予測するのは困難です。特にppmオーダーで測定される場合です。このレベルは非常に低いため、ガス発生技法による水素測定が使用できません。より低い冷却速度でのワイヤ表面汚染物質許容度の向上は、水素の放出と同様に、より軟質なミクロ組織によるものである可能性があります。高強度を維持するには、より高い冷却速度が必要です。冷却速度が10℃/秒を下回ると強度が非常に急激に低下することが一般的です。したがって、HICに遭遇することなく可能な限り最強の溶接を得るには、水素を含む汚染物質の存在を最小限に抑える必要があります。

他のアーク溶接プロセスでは、遮蔽ガスではなくフラックスを保護に使用するため、非常に低い水素レベルを達成することはできません。フラックスは水分を吸収します。降伏強度830N/mm²の溶接金属における、サブマージアークフラックス中の水分が割れ感受性に与える影響を見てみましょう。拡散性水素レベルが7ml/100gという低さでも、臨界強度を105N/mm²まで低下させます（水素含有量1ppmは1.11ml/100gに相当）。フラックスを焼いて溶接拡散性水素を2ml/100g未満に減らしても、HICは排除されません。臨界応力は415N/mm²以下のままです。使用されたサブマージアーク溶接条件は許容できないことが明らかです。鋼が異常に水素に敏感であるか、使用フラックスが十分に乾燥できず水素汚染を低減できないかのいずれかです。

溶接強度が480N/mm²を超える場合、SMAWでも同様のHIC問題に遭遇します。このため、低水素電極が開発され、問題を最小限に抑え、可能であれば防止するようになりました。低水素電極被覆は有機材料を含まない処方です。この低水素被覆は430℃を超える温度で焼かれ、残留水分を約0.1%に低減します。これはほぼ実用上の最低レベルで、被覆中の水分が欠如すると脆くなる傾向があるためです。初期製造時の焼成による残留水分への影響を見ると、処方と焼成を慎重に管理しても、被覆電極被覆の水分レベルを、降伏強度830N/mm²超の鋼でHICを防止できるレベルまで低減することはできません。

低水素電極の水分は通常0.2%以下と規定されます。この水分レベルは、密封容器から出した直後の市販低水素電極被覆で期待されるものです。しかし、高温多湿の空気中に暴露すると、電極被覆は再び水分を吸収します。水分吸収率は被覆成分に依存します。場合によっては、再吸収水分が1%を超えることもあります。このため、蒸し暑い日には電極を加熱炉で保管し、作業場雰囲気への暴露を短時間に限定する必要があります。

耐湿性被覆が再吸収問題に対抗するために開発されました。比較的涼しく中程度の湿度の雰囲気ではかなり安全ですが、熱帯条件下での溶接では特別な注意が必要です。製造時の温度に近い温度で再焼成することで、「湿った」電極を救済することが可能です。400〜425℃で約1時間の乾燥時間が、電極の再調質に通常必要です。再焼成は不注意な湿気暴露から電極を救済できますが、繰り返すべきではありません。被覆電極は金属粉末と合金化されており、再焼成操作中に酸化される可能性があるためです。その結果、合金成分が痩せ、弱くなります。

再焼成により、溶接金属のMnとSi含有量が減少し、溶接降伏強度が低下します。これは非常に管理された再焼成でも起こります。残念ながら、作業場雰囲気では同じ注意が払われるとは限りません。MnとSi含有量、および機械的特性のより大きな損失が予想されます。