탄소강 및 저합금강 용접 시 수소 유기 균열 방지

아크 용접은 강재를 융합하여 접합하는 공정입니다. 일반적으로 호환되는 용가재를 사용하며, 양호한 접합부를 얻기 위해서는 접합부 표면을 용융 온도 이상으로 가열하여 용착 금속과 완전히 융합시켜야 합니다. 용융, 응고, 상변태 등의 야금적 반응은 특이하지 않지만, 관찰되는 온도와 냉각 속도는 매우 급격합니다.

활성 가스도 존재하며 용융 강재에 용해될 수 있습니다. 플럭스는 용착 금속과 합금이 되거나 보호하기 위해 첨가됩니다. 일반적으로 접합부는 강체이며 수축과 상변태로 인한 치수 변화를 구속하므로 항복 강도(YS) 크기의 잔류 응력이 발생합니다. 야금적 변화가 평형 상태에서 일어나지 않고 응력이 높기 때문에, 많은 반응이 용착 금속이나 강재의 열영향부(HAZ) 중 하나 또는 양쪽에서 일어나 건전성을 약화시키는 결함을 생성할 수 있습니다.

용접 공정의 엄청난 다양성 때문에 정확한 메커니즘이나 교정 조치에 대해 자세히 설명하기는 어렵습니다. 또한 대부분의 결함이 설명되면 많은 교정 조치는 자명해집니다. 수소(H₂)와 관련된 한 가지 문제는 단순하지 않습니다. 고강도 저합금(HSLA) 강재의 용접이 늘어나면서 이 문제가 더 중요해지고 있으므로, 수소 유기 균열(HIC) 주제는 매우 중요합니다.

탄소강 및 저합금강의 분류

탄소(C)강과 저합금강은 광범위한 용도와 양호한 용접성 때문에 용접됩니다. 이 유용성은 주로 철(Fe)계의 야금적 특성 때문입니다. 특징으로는 경화와 강도 향상을 가능하게 하는 동소(미세조직) 변태 능력(마르텐사이트 및 베이나이트 변태 또는 석출 메커니즘을 통한)과 다수의 원소와 쉽게 합금화할 수 있는 능력 등이 있습니다. 탄소강 및 저합금강의 용접성은 일반적으로 (i) 제작 용접성과 (ii) 사용 용접성으로 분류됩니다.

제작 용접성

제작 용접성은 탄소강 및 저합금강을 유해한 불연속 없이 용접으로 접합할 수 있는 가능성 때문입니다. 이러한 불연속의 허용 여부는 특정 용접부의 적용 조건에 따라 다릅니다. 강재의 제작 용접성은 비중요 용도에는 적절할 수 있으나, 동일 강재가 중요 용도에는 권장되지 않거나 용접 시 예열 같은 특수 조치가 필요할 수 있습니다. 제작 용접성은 주로 수소 기공, 박판 찢김, 저온 균열, 고온 균열, 재가열 균열 같은 불연속을 다룹니다.

사용 용접성

탄소강 및 저합금강의 사용 용접성은 완성된 용접부가 의도한 기능을 수행하기에 충분한 특성을 가지기 때문입니다. 사용 용접성의 중요한 특징은 HAZ 특성을 모재 강재와 비교하는 것입니다. 사용 용접성의 허용 여부도 계획된 용도에 따라 다릅니다. 특정 강재의 사용 용접성은 내식성이 매우 중요하지만 인성은 부차적인 용도에서는 허용될 수 있으나, 인성이 매우 중요한 용도에서는 부적합할 수 있습니다. 사용 용접성은 용접 열 사이클이 HAZ 특성에 미치는 영향을 포함합니다. 사용 용접성은 종종 특정 강재에 허용되는 열 입력 범위를 결정합니다. 낮은 열 입력은 바람직하지 않은 저인성 미세조직을 유발할 뿐만 아니라 저온 균열과 관련된 제작 용접성 문제를 일으킬 수 있습니다. 높은 열 입력은 저인성 및 저강도의 조대한 미세조직을 유발할 수 있습니다. 열 입력만으로는 결과 미세조직과 HAZ 특성을 제어하지 못하며, 유도된 열 사이클이 미세조직과 특성을 제어합니다. 따라서 열 입력과 강재 두께 모두 중요합니다.

강재의 분류

탄소강 및 저합금강은 다양한 조성과 특성을 포함합니다. 강재는 흔히 탄소 및/또는 합금 원소 함량에 따라 분류됩니다. 다양한 분류가 여러 명칭으로 존재합니다: 일반 탄소강, 탄소-망간(C-Mn)강, 중탄소강, 저합금강, 고강도 저합금(HSLA)강, 미세합금강 등. 최근에는 강재 가공 공정을 분류 요소로 도입한 새로운 분류가 등장했습니다. 이 강재들은 여러 명칭으로 알려지며, 열역학적 제어 공정(TMCP) 강재로 자주 설명됩니다. 위 모든 분류 간의 경계는 종종 모호하며, 자주 중첩되고 때로는 주관적입니다.

저탄소강

저탄소강은 약 0.30% C 이하, 약 1.65% Mn 이하를 함유합니다. 용접 용도로 사용되는 대부분의 압연 강재는 저탄소강입니다. 이 그룹은 용접성에 큰 차이가 있을 수 있습니다. 예를 들어, 0.15% 미만 C를 함유한 저탄소강은 모든 용접 공정으로 용접 가능합니다. 0.15~0.30% C를 함유한 저탄소강(일반적으로 연강)은 두께 25mm까지 용접 가능합니다. 그러나 연강의 더 두꺼운 단면은 성공적인 용접을 위해 추가 조치가 필요할 수 있습니다.

HSLA 강재

HSLA 강재는 일반 탄소강보다 우수한 기계적 특성을 제공하도록 설계되었습니다. 이 강재는 보통 290~550 N/mm²의 항복 강도를 가지며, C-Mn 타입으로 입자 미세화와 석출 경화를 위해 니오븀(Nb)과 바나듐(V)을 미량 첨가합니다. HSLA 강재는 보통 미세합금강으로 식별됩니다. 이 강재는 보통 압연 상태나 정규화 상태에서 용접됩니다. HSLA 강재의 용접성은 연강과 유사합니다.

최근 저탄소, 구리(Cu) 함유 시효 경화형 HSLA 강재군이 개발되었습니다. 이 강재들은 Cu, Ni(니켈), Cr(크로뮴) 총 함량이 보통 1% 근처이므로 진정한 저합금강은 아닙니다. 이 강재들의 용접성은 매우 우수한데, 주로 탄소 함량이 매우 낮기 때문(0.06% 미만)입니다. 이 강재들은 일반적으로 담금질 및 시효 상태로 사용됩니다. 이 두 조건 때문에 이 강재들은 때때로 TMCP 강재로도 분류됩니다. 담금질 및 템퍼링(Q&T) 강재는 350~1030 N/mm²의 항복 강도를 얻기 위해 열처리됩니다. 다른 예로는 Ni-Cr-Mo(몰리브덴) 강재가 있습니다. 이 강재들의 용접부는 일반적으로 용접 후 열처리(응력 제거) 외에는 추가 열처리가 필요하지 않습니다. 이 HSLA 강재들이 선정된 Q&T 강재보다 우수한 점은 Cu 시효 경화형 강재의 용접 예열 요구사항이 감소한다는 것입니다. 그러나 이 HSLA 강재들은 연강처럼 용접되지 않습니다.

열처리형 저합금(HTLA) 강재

HTLA 강재는 용접 후 재오스테나이트화한 다음 담금질 및 템퍼링합니다. 이 강재는 담금질 및 템퍼링 상태에서 960 N/mm² 이상의 항복 강도를 발현하는 비교적 경화성이 좋은 강재입니다. 용착 금속은 일반적으로 용접 상태나 응력 제거 상태에서 이 수준의 강도와 인성의 허용 가능한 조합을 발현할 수 없습니다. 따라서 용접 후 용접부 전체를 재오스테나이트화한 다음 담금질 및 템퍼링할 필요가 있습니다.

TMCP 강재

TMCP 강재는 일반적으로 제어 압연 후 가속 냉각 또는 인라인 직접 담금질의 조합으로 생산됩니다. 이 가공은 우수한 용접성을 유지하면서 고강도와 고인성의 조합을 가능하게 합니다. 용접성이 좋은 이유는 이 강재들의 합금 원소 함량을 매우 낮게 유지할 수 있고, 탄소 함량이 보통 0.06% 미만이기 때문입니다. 이 강재들로는 700 N/mm² 이상의 항복 강도 수준도 가능합니다. 이 강재들은 일반적으로 예열 없이 용접 가능합니다. 그러나 높은 강도 수준에서는 용착 금속의 균열을 방지하기 위해 예열이 필요할 수 있습니다.

Cr-Mo 강재

Cr-Mo 강재는 고온 용도에 널리 사용됩니다. 이 강재들의 Cr 함량은 0.5~9%, Mo 함량은 0.5~1.0%입니다. 이 강재들은 일반적으로 '정규화 및 템퍼링' 또는 '담금질 및 템퍼링' 상태로 공급됩니다. 이 강재들은 적절한 경화성을 가지므로 수소 기인 저온 균열(HACC)을 피하기 위한 적절한 예방 조치가 필요합니다. 사용 용도는 종종 이 강재들의 용접에 추가 요구사항을 부과합니다. 예를 들어, 일부 산업에서는 내크리프성이 필요하여 용착 금속과 HAZ 모두 적절한 크리프 특성을 제공해야 합니다. 일부 산업의 부식 분위기에서는 부식 균열을 피하기 위해 최대 HAZ 경도를 제한해야 합니다.

강재의 HACC 감수성 상대 비교

Graville은 탄소 당량(CE)을 계산하고 탄소 함량과 비교하여 HACC 감수성을 평가할 것을 제안했습니다(Graville 다이어그램, 그림 1 참조). Zone I에 해당하는 강재는 낮은 탄소와 낮은 경화성을 가지며 균열 감수성이 낮습니다. Zone III 강재는 높은 탄소와 높은 경화성을 가지며, 모든 용접 조건에서 균열 감수성 미세조직을 생성합니다. 따라서 Zone III 강재의 HACC 방지를 위해서는 예열과 용접 후 열처리를 포함한 저수소 대책이 필요합니다. Zone II 강재는 더 높은 탄소 수준에 낮은 경화성을 가집니다. 따라서 HAZ 냉각 속도를 제한하여 균열 감수성 미세조직을 피할 수 있습니다. 이는 열 입력 제어를 통해, 그리고 부차적으로 예열을 통해 달성할 수 있습니다.

그림 1 탄소 함량과 CE에 따른 강재의 HACC 감수성을 보여주는 Graville 다이어그램

Graville 다이어그램에서 고려된 CE는 CE = %C + (%Mn + %Si)/6 + (%Ni + %Cu)/15 + (%Cr + %Mo + %V)/5입니다. 저온 균열 감수성은 강재가 Zone I에서 Zone II, Zone III로 갈수록 점진적으로 증가합니다. Graville 다이어그램은 열처리형 합금강(주로 Zone III), Cr-Mo 강재 및 Q&T 강재도 일부 HSLA 강재만큼 주의가 필요함을 보여줍니다. 저탄소강은 두꺼운 단면을 제외하고는 쉽게 용접되며, 두꺼운 단면에서는 일부 예방 조치가 필요합니다. TMCP 강재는 특별히 Zone I에 위치하도록 개발되어 용접성이 우수합니다. 그림 1은 용접성의 한 측면만 나타내며 다른 많은 고려사항이 있지만, HACC 관점에서 바람직한 것은 강재 조성을 Graville 다이어그램의 좌하단으로 이동시키는 것입니다.

아크 용접의 일반적인 결함

기공(Porosity)

기공은 특히 수소(H₂)와 질소(N₂) 같은 소량의 가스 포켓이 갇혀 발생합니다. 이 가스들은 고체 철보다 액체 철에서 용해도가 더 높습니다. 응고 과정에서 가스들은 용착 금속에서 빠져나가려 시도합니다. 그러나 높은 응고 속도 때문에 일부 가스가 갇힐 수 있습니다. 이 갇힘은 가스 용해 속도와 용착 금속 응고 속도 모두에 의존합니다. 용해 속도가 높으면 가스 기포가 강재가 응고되기 전에 성장하여 빠져나갈 수 있습니다. 속도가 낮으면 가스가 고용체 상태로 남아 기공은 피하지만 수소 유기 균열(HIC)이나 저인성 같은 다른 문제를 일으킬 수 있습니다. 중간 속도에서는 가스가 핵을 형성하고, 용착 금속에 용해된 가스량과 용접 응고 속도에 따라 기포가 발달하여 갇힙니다. 웜홀(worm holes)이라 불리는 매우 심한 형태의 기공은 가스 발생 속도와 응고 속도가 같아 구형 기포 대신 길쭉한 가스 포켓이 형성될 때 발생합니다.

수소 및 질소 발생원

수소 발생원으로는 플럭스 내 수분, 와이어 인발 윤활유나 용접할 접합부의 표면 오염물질 내 탄화수소, '가스 금속 아크 용접(GMAW)' 장비의 물 누수 등이 있습니다. 질소는 아크 영역을 제대로 차폐하지 못해 유입되는 공기에서 나옵니다. GMAW에서 가스 유량이 너무 낮아 교차 기류가 차폐 가스를 밀어내거나, 너무 높아 주변 대기가 차폐 가스로 흡입될 때 발생할 수 있습니다. '피복 아크 용접(SMAW)' 공정에서는 용접사의 숙련도가 부족하거나 부적절한 방법으로 아크 길이가 과도할 때 발생할 수 있습니다.

불완전 용입(Incomplete Fusion)

불완전 용입은 부적절한 접합부 관통, 루트 용입 부재, 측면 벽 용입 부족 등 여러 형태를 취할 수 있습니다. 이러한 결함은 (i) 용접에 대한 에너지 입력이 불충분한 경우(주로 전류 부족), (ii) 과도한 용접 속도로 용착 금속이 아크보다 앞서 흐르는 경우, (iii) 부적절한 전극 각도나 작업 자세 때문에 발생할 수 있습니다.

접합부 관통 및 루트 용입 곤란

접합부 관통과 루트 용입 곤란은 주로 사용 중인 용접 공정에 적합하지 않은 접합부 설계나 아크의 적절한 관통을 위한 조치를 무시한 경우에 기인합니다. 대부분 용접 전류가 너무 낮은 것이 원인입니다. 그러나 가스 차폐 용접 공정의 경우 잘못된 차폐 가스를 사용하는 것일 수도 있습니다. 예를 들어, 아르곤(Ar) 풍부 가스 혼합물에서는 관통 패턴이 비교적 얕은 편이며, 꽤 깊은 중앙 '핑거(finger)'가 예외입니다. 불행히도 이 핑거는 보통 중앙에 위치하지 않아 신뢰할 수 없습니다. 그러나 헬륨(He) 또는 이산화탄소(CO₂) 풍부 차폐 가스 혼합물은 더 균일하고 깊은 유효 관통 패턴을 제공합니다. 일면 용접 시 발생하는 불량한 루트 용입은 더 나은 관통을 허용하도록 접합부 설계를 수정하거나 강재 양면에서 용접하는 것으로 해결해야 합니다.

측면 벽 용입 부족

대부분의 경우 용착 금속과 접합부 사이의 측면 벽 용입 부족은 용접사가 적절한 조치나 제어 기술을 사용하지 않을 때 발생합니다. GMAW 공정에서는 두꺼운 단면 용접 시 단락 아크(short-circuiting transfer) 같은 부적절한 변형을 사용할 때 발생할 수 있습니다. 단락 아크는 낮은 에너지 레벨에서만 효과적이므로 강판이나 얇은 판재의 전자세 용접에 매우 적합합니다. 이 공정은 관통을 적게 하고 용착 금속을 빠르게 응고시키도록 설계되었기 때문입니다. 따라서 열이 빠르게 빠져나가는 접합부, 즉 두께 6mm 초과 단면의 측면 벽에는 용착 금속이 용입되지 않습니다. Ar 차폐 하의 스프레이 아크와 CO₂ 차폐 하의 매몰 아크(buried arc)는 수직이나 오버헤드 자세에서 지지하기에는 너무 거대하고 유동적인 용착 금속을 퇴적시킵니다. 그러나 이 공정들은 평자세나 수자세 용접에 매우 효과적입니다. 반면, Ar 풍부 차폐 하의 펄스 아크 변형은 모든 자세에서 매우 효과적이며, 충분한 관통과 용융 풀 제어로 측면 벽 용입 불량으로 인한 결함을 방지합니다.

고온 균열(Hot Cracks)

고온 균열은 중심선 균열 또는 응고 균열이라고도 하며, 구속된 용접부의 중심선을 따라 저융점 성분이 편석되어 발생합니다. 용접 완료 직후 또는 용접 중에 발생합니다. 이러한 균열을 드러내기 위해 용접부를 파단하면 청색을 띠거나 열착색(heat tinted)되어 있습니다. 이 균열은 주로 황(S)과 인(P)에 의해 발생하며, 고탄소 합금강에서 더 잘 발생합니다. 대부분 모재 강판이 발생원입니다. 용접 금속 조성에 기초한 균열 감수성은 UCS = 230×%C + 190×%S + 75×%P + 45×%Nb - 12.3×%Si - 5.4×%Mn - 1 같은 경험식과 비교되어 왔습니다. UCS 값이 10 미만이면 균열 감수성이 낮고, 30 초과면 높으며, 10~30 사이면 용접 기술을 제어해야 합니다.

고온 균열과 크레이터 균열 같은 결함은 높은 희석(깊은 관통)을 생성하는 용접 공정이나 기술에서 더 잘 발생합니다. 중심선 균열에 기여하는 또 다른 요인은 높은 용접 속도의 특징인 날카로운 물방울 모양의 용접 크레이터 프로파일입니다. 이 상황에서 용접 크레이터는 수축 균열인 크레이터 균열을 발생시킵니다. 물방울 크레이터와 깊은 관통은 '서브머지드 아크 용접(SAW)' 공정과 CO₂ 차폐를 사용하는 GMAW 공정에서 모두 발생합니다. 이 문제는 횡단면이 용접 수축으로 인한 횡방향 응력을 견디기에 충분하지 않은 매우 오목한 필릿 용접에서도 발생할 수 있습니다.

대부분의 경우 S와 P의 합계 수준을 0.06% 미만으로 유지하면 문제를 예방할 수 있습니다. 그러나 고강도 강재로 고구속 접합부를 용접할 때는 합계 0.03% 미만이 일반적으로 필요합니다. 용접할 강재에 과량의 S나 P가 포함된 경우, (i) 깊게 관통하지 않는 용접 관행이나 기술 사용, (ii) 물방울 크레이터 형성을 방지할 만큼 충분히 느린 용접 속도 선택, (iii) 볼록한 비드 프로파일 제공, (iv) 각 비드 끝에서 크레이터 채우기 등으로 고온 균열을 피할 수 있습니다.

박판 찢김(Lamellar Tearing)

박판 찢김은 모재 강판이 두께 방향으로 응력을 받을 때 발생하며, 보통 HAZ 바로 아래에서 발견됩니다. 강판 표면 아래에 얇은 개재물 층을 포함하는 편석 강재와 관련이 있습니다. 더러운 강재를 사용해야 한다면 접합부 설계를 변경하여 강판 두께 방향의 변형률을 최소화함으로써 문제를 예방할 수 있습니다.

언더컷(Undercut)

언더컷은 일반적으로 수평 필릿 용접의 상부 토우에서 발견되는 불규칙한 홈입니다. 그 부분의 모재 강판이 아크에 의해 용융되었으나 용착 금속으로 재충전되지 않았습니다. 대부분 전극 각도, 용접 속도, 용접 전류 같은 부적절하게 선택된 용접 조건이 원인입니다. 다리 길이가 8mm 이상인 필릿 용접을 시도할 때 더 잘 발생합니다. GMAW 공정에서는 산소(O₂) 2% 미만을 함유한 Ar 차폐 가스를 사용할 때도 발생할 수 있습니다. 언더컷은 수직 자세 용접에서도 발견될 수 있으며, 일반적으로 과도한 위빙(weaving) 탓으로 돌립니다.

오버랩(Overlap)

오버랩은 롤오버(rollover)라고도 하며, 주로 필릿 용접과 관련되어 있습니다. 용접 전류가 모재 강판을 적절히 용융시키기에 너무 낮거나, 용접 속도가 퇴적되는 금속량을 수용하기에 너무 낮을 때 발견됩니다. SMAW 공정 중 전극 취급 불량도 요인이 될 수 있습니다.

개재물(Inclusions)

개재물은 용접 패스 사이에 갇힌 슬래그에 의해 생성됩니다. 접합부에 갇힌 미용융 플럭스 조각, 아크보다 앞서 흐르다 용착 금속에 덮인 슬래그, 용접 패스 사이에 제거되지 않은 응고 슬래그, 용접 전 접합부에서 제거되지 않은 두꺼운 압연 스케일에서 기인합니다. 이 문제는 용접사의 부적절한 제어 기술로 심화될 수 있는 SMAW 공정에서 가장 흔합니다. 높게 볼록하거나 거친 용접부 위에서 용접할 때 개재물 존재를 예상할 수 있는데, 그 모서리는 패스 사이에 청소하기 어렵거나 용접 중 관통하기 어렵기 때문입니다. 예방은 (i) 용접사에게 정확한 평평한 프로파일의 용접 퇴적 교육, (ii) 더 높은 에너지와 유동적인 퇴적을 허용하도록 용접 위치 설정, (iii) 패스 사이 녹 발생 방지, (iv) 청소나 연마로 패스 사이 용접부를 적절히 조질하는 것으로 가능합니다.

수소 유기 균열(Hydrogen Induced Cracking)

수소 유기 균열(HIC)은 주로 저합금강 용접과 관련된 현상입니다. HIC에 기여하는 요인은 (i) 수소(H₂) 존재, (ii) 높은 인장 응력, (iii) 감수성 미세조직, (iv) 약 200°C ~ -100°C 사이의 온도, (v) 시간입니다. 낮은 강도 수준(약 490 N/mm²)에서는 HIC가 모재 HAZ의 종방향 균열로 관찰되며, 흔히 언더비드 균열이라고 부릅니다. 높은 강도 수준(약 830 N/mm² 이상)에서는 용착 금속에서도 횡방향 균열이 발생할 수 있습니다.

흔히 쓰이는 '수소 취성(H₂ embrittlement)'이라는 용어는 수소가 용접부의 인성을 손상시킨다는 것을 암시하지만, 이 용어는 부적절합니다. 균열 사이의 영역에서 채취한 재료로 충격 시험을 한 결과, 수소 없이 만든 용접부와 균열이 없는 것과 동등한 인성 수준을 보였습니다. 그러나 인장 연성은 HIC가 인장 시험 중에 발생하여 시험편의 단면적을 감소시키기 때문에 감소할 수 있습니다. 파단면에 나타나는 결과적 결함은 '피시아이(fish-eye)'라고 부릅니다. 저온 균열(cold cracking)은 용착 금속에서 발견되어 응고 중 편석되는 저융점 성분에 의해 생성되는 고온 균열과 구별하기 위해 사용된 또 다른 표현입니다. 지연 균열(delayed cracking)도 사용되는 용어인데, HIC가 며칠 또는 몇 주 뒤에 발생할 수 있기 때문에 설명적입니다. HIC가 예상될 때 용접부는 균열이 발달하도록 일주일 이상 방사선 촬영을 하지 않는 경우가 많습니다.

메커니즘

수소는 모든 아크 용접 공정의 보편적인 불순물입니다. 피할 수 없는 플럭스 내 수분, 용가재 와이어 표면의 유기 윤활유, 용접 접합부에 모이는 이물질, 아크 스트림으로 흡입될 수 있는 공기 중 수분 등에 존재합니다. H₂는 고체 Fe보다 액체 Fe에서 용해도가 높으며, 고체 Fe에서도 온도가 낮아질수록 용해도가 감소합니다. Fe 중 H₂ 용해도는 온도의 함수입니다.

1500°C 액체선 상부에서의 용해도는 중량 기준 약 30ppm(parts per million)이지만, 고체 상태에서는 약 8ppm입니다. 400°C에서는 1ppm 미만으로 떨어집니다. 용착 금속 응고 속도가 매우 높기 때문에 용융 용착 금속에 용해된 H₂는 잔류합니다. 기체로 빠져나간 H₂는 종종 작은 기포나 용착 금속 기공 형태로 갇히지만, 상당한 양이 과포화 H₂ 상태로 응고된 용착 금속에 남습니다. 잔류량이 미미해 보일 수 있지만, 1ppm의 H₂만으로도 고강도 강재에서 균열 문제를 일으킬 수 있음을 인정해야 합니다.

냉각 구간 동안 원자 상태 H₂는 빠르게 확산하여 일부는 용접 HAZ로, 일부는 대기로 빠져나가고, 나머지는 용착 금속 내에 남습니다. 적절한 조건이 주어지면 이 고이동성 원자들은 금속 격자의 결함과 불연속을 찾아 그곳에 집결합니다. 외부 구속과 용융 및 상변태로 인한 체적 변화로 인한 격자 내 잔류 응력과 협력하여, H₂는 불연속을 확대하여 미세 균열을 형성합니다. 국부 응력은 원자들이 균열에 침투하여 분자 형태로 갇히면서 급격히 해소됩니다. 날카로운 팁을 가진 결과적 미세 균열은 추가 원자들이 모이는 높은 응력 집중과도 연결됩니다. 이 응력들은 균열이 연장되면서 해소될 때까지 축적됩니다. 이 응력 축적과 균열에 의한 해소 과정은 (i) 단면적이 충분히 감소하여 파단을 일으키거나, (ii) H₂가 충분히 빠져나가 균열 진행에 필요한 농도 이하로 떨어지거나, (iii) 언더비드 균열이 용접부 잔류 응력을 균열 진행에 필요한 수준 이하로 낮출 때까지 계속됩니다.

HIC는 자발적으로 발생하지 않고 이산적인 단계로 진행됩니다. 단계적 진행은 음향적으로 관찰할 수 있습니다. 작은 시험편에서는 저항 변화 측정으로 진행을 모니터링할 수도 있습니다. 모니터링은 HIC 과정이 시작된 후 발생하는 저항 변화와 HIC가 한 단계씩 진행되어 파단에 이르는 방식을 보여줍니다. 또한 HIC가 외부 응력 수준에 민감함을 보여줍니다. H₂ 존재 여부와 관계없이 시험편 응력이 인장 강도(TS)를 초과하면 빠르게 파단합니다. 그러나 충분한 H₂가 있으면 TS 훨씬 낮은 응력에서도 HIC에 의한 손상이 개시될 수 있습니다. 충분한 H₂와 시간이 있으면 HIC가 파단을 일으킬 수 있습니다. 일반적으로 응력이 감소할수록 균열 개시와 파단까지의 시간이 증가합니다.

HIC는 임계 응력 이하에서는 발생하지 않는다는 것을 아는 것이 중요합니다. 가해진 응력 외에도 강재에 용해된 H₂ 양도 중요한 역할을 합니다. H₂가 증가할수록 HIC 개시에 필요한 응력이 줄어들고, 개시 시간도 단축됩니다. 이 두 변수(응력과 H₂)의 상호작용은 HIC 개시 시간과 파단이 발생하지 않는 임계 응력이 모두 강재 내 H₂ 양에 반비례함을 보여줍니다.

HIC에 영향을 미치는 세 번째 변수는 강재(용착 금속 또는 HAZ)의 미세조직입니다. 약 0.3% 이상의 탄소 함량 강재에서 나타나는 쌍정 마르텐사이트(twinned martensite)는 보통 매우 어렵지만, 베이나이트를 포함한 모든 침상 미세조직에서도 문제가 발생할 수 있습니다. 이 가정은 침상 미세조직이 고강도 강재의 전형적 미세조직이고, 높은 응력 자체가 HIC의 악화 요인이기 때문에 결함이 있을 수 있습니다. 그러나 비교적 관대한 미세조직을 가진 강재가 감수성 미세조직을 가진 더 강한 강재보다 더 높은 임계 응력을 보일 수 있습니다. 일반적으로 더 강한 강재는 H₂에 대해 더 민감하여 HIC 개시 시간이 더 빠르고 임계 응력이 더 낮습니다. 이러한 행동 차이는 고강도 마르텐사이트강과 약한 베이나이트강 사이에서 관찰되었습니다.

개재물도 중요합니다. HSLA 강재의 인성은 불순물, 특히 개재물 형태일 때 손상됩니다. 그러나 개재물은 H₂ 원자의 싱크(sink) 역할을 할 수 있으므로 유익한 효과도 가질 수 있습니다. 이 때문에 일부 초고순도 강재가 놀랍게도 HIC에 민감한 것으로 나타났습니다. 용접부가 외부 응력을 받아야만 HIC가 발생한다고 결론내려서는 안 됩니다. 용융 용접과 관련된 차등 수축은 항상 용접부에 잔류 응력을 생성하며, 드문 예외를 제외하고 그 응력은 접합부 최약 성분의 항복 강도 이상입니다. 대부분의 용착 금속이 모재보다 강하므로 잔류 응력은 모재 강판의 항복 강도에 가깝습니다. 더 약하거나 언더매칭(under-matching) 용착 금속을 선택하여 잔류 응력을 가능한 한 낮게 유지함으로써 중요 구조물에서 HIC 발생을 최소화할 수 있는 경우가 많습니다. 피로 같은 일부 용도에서는 HIC를 포함하는 구조보다 약하지만 건전한 구조가 더 적합할 수 있습니다. 그러나 감수성 미세조직과 충분한 H₂가 주어지면 임계 응력이 매우 낮아져 일반적인 잔류 응력보다 훨씬 낮을 수 있습니다. 따라서 HIC가 문제라면 대부분의 경우 용접 구조물이 제작 현장을 떠나기 전에 발생합니다.

또 다른 중요한 관찰은 HIC 메커니즘이 온도의 영향을 받는다는 것입니다. 온도가 약 200°C를 초과하면 HIC 가능성이 미미합니다. 고온에서는 H₂ 확산 속도가 너무 빨라 원자들이 용접부의 격자 결함이나 다른 날카로운 불연속에 집결할 수 없습니다. H₂ 이동성이 본질적으로 0이므로 -130°C 이하로 냉각된 용접부에서는 HIC가 발생할 가능성이 없습니다.

HIC 제어

HIC의 야금적 요구사항을 고려하면 그 발생을 피하기 위한 여러 접근법을 채택할 수 있음을 알 수 있습니다. 이러한 요구사항에는 용접부와 관련된 잔류 응력 감소가 포함됩니다. 이들은 (i) 용착 금속과 HAZ에서 침상 미세조직을 피하거나 적어도 마르텐사이트보다는 베이나이트 미세조직 선택, (ii) 용접 작업 중 용착 금속에 용해되는 H₂ 양 감소, (iii) H₂가 손상을 일으키기 전에 빠져나가게 하는 것입니다. 이러한 접근법 중 가장 적합한 것은 용접할 부품 크기, 필요한 기계적 특성, 예상 용도, 사용할 용접 공정, 비용 제한에 따라 다릅니다. 대부분의 경우 타협이 필요하며 이러한 접근법의 조합이 가장 비용 효율적일 가능성이 높습니다.

앞서 언급했듯 용접부 잔류 응력은 보통 접합부 최약 재료의 항복 강도와 동등합니다. 높은 3축 응력을 유발하는 접합부 구성에서는 잔류 응력이 항복 강도보다 상당히 높을 수 있습니다. 설계자가 잔류 응력 감소를 위해 약한 재료를 사용하는 경우는 드물지만, HIC가 구조물 피로 수명에 상당한 영향을 미칠 수 있음을 인식해야 합니다. 더 두꺼운 단면을 도입하여 용접부를 재설계하는 것이 약한 강재를 수용하기 위한 더 수용 가능한 타협일 수 있습니다. 그러나 HIC를 초래하지 않으면서 저합금강의 가용 강도를 최대한 활용하기 위한 다른 접근법도 취할 수 있습니다.

용착 금속이나 HAZ의 미세조직을 변경하는 것은 다른 강재 선택 옵션이 없는 한 가능성이 희박하므로, HIC에 가장 관대한 강재 재료를 선택해야 합니다. 용접부 잔류 응력을 감소시키는 또 다른 방법은 임계 온도 미만에서 용접 후 열처리를 하는 것입니다. 강재는 고온에서 약해지므로, 소성 변형이 일어날 수 있는 온도로 용접부를 가열하면 잔류 응력을 크게 줄일 수 있습니다. 템퍼드 마르텐사이트 조직을 가진 강재의 경우, 이 열처리에 가장 적합한 선택은 원래 템퍼링 온도 또는 바로 아래이며, 일반적으로 620°C 근처입니다. 이 처리를 응력 제거 어닐링(SRA)이라고 합니다. 이 처리가 효과적이려면 용접부 온도가 200°C 이하로 떨어지기 전에 충분히 큰 로에서 보관한 다음, 변형 관련 어려움을 방지하기 위해 천천히 가열하고 냉각해야 합니다. SRA 처리에 필요한 온도와 시간을 고려하면 용접부의 모든 확산성 H₂가 빠져나갈 것임이 분명합니다. 그러나 HIC 방지 외의 이유로 용접부 응력을 제거해야 하는 경우가 아니라면 SRA는 매우 비용이 많이 드는 옵션이 될 수 있습니다. 용접 후 가열(Post-heating)도 HIC 방지 체계에서 자리를 차지합니다. HIC 발생 가능성이 있는 온도 범위를 피하면서 H₂ 탈출을 가속화하기 위해 용접부를 200°C 훨씬 이상으로 재가열할 필요는 없습니다. 이러한 열처리는 용접 전 로에서 예열할 수 있을 만큼 작은 용접 부품에 적합하며, 용접 후 즉시 로에 넣어 모든 H₂가 빠져나갈 때까지 일정 시간 유지합니다. 이 접근법은 H₂ 관련 균열 문제에 매우 민감한 초고강도 합금강에 주로 중요합니다.

용접 후 냉각 속도를 늦춤으로써 유사한 결과를 얻을 수 있습니다. 이는 온도가 200°C 이하로 떨어지기 전에 H₂가 빠져나갈 시간을 더 줍니다. 냉각 속도를 늦추면 오스테나이트가 HIC에 덜 민감한 더 부드러운 미세조직으로 변태할 시간도 줍니다.

아크 용접부 냉각 속도는 주로 세 가지 요인, 즉 (i) 용접 시작 전 접합부 온도, (ii) 용접 중 아크 에너지 입력, (iii) 접합부 두께에 의해 영향을 받습니다. 초기 온도는 강재가 보관된 장소의 주변 온도, 이전 용접에 의한 외부 가열로 인한 온도(층간 온도), 또는 외부 방법으로 가열된 접합부 온도(예열 온도)일 수 있습니다. 예열 온도가 높아지면 냉각 속도가 감소합니다. 아크 에너지 입력은 아크에서 소모되는 전기 에너지와 아크가 접합부를 따라 이동하는 속도에 의해 정의됩니다. 높은 아크 에너지 입력은 냉각 속도를 늦춥니다.

접합부 두께도 냉각 속도에 영향을 미치는데, 접합부로 유입된 열의 대부분이 용접부 본체로 전도에 의해 추출되기 때문입니다. 전도는 두께가 약 25mm 이상일 때 3차원 냉각에서 최대입니다. 얇은 단면에서는 전도가 덜 효과적이므로 용접 냉각 속도는 두께에 반비례합니다. 얇은 단면의 냉각 속도도 복사와 대류의 영향을 받지만, 전도 효과만큼 뚜렷하지는 않습니다.

위 변수들은 용접부가 특정 온도에서 냉각되는 속도를 계산할 수 있는 단일 방정식으로 통합될 수 있습니다. CRt = K[(T-To)²/E] 여기서 CRt는 온도 T에서의 냉각 속도, K는 비례 상수(두께가 25mm 미만일 경우 두께 조정 포함), To는 예열 또는 층간 온도, E는 아크 에너지 입력으로 E = VI/S로 계산됩니다(V는 아크 전압, I는 용접 전류, S는 아크 이동 속도). 위 두 방정식을 결합하면 냉각 속도에 대한 일반적인 표현식 CRt = K[(T-To)²×S/VI]을 얻습니다. 이 방정식은 연속 냉각 변태 다이어그램과 함께 용접부 및 HAZ 미세조직 예측 목적으로 개발되었습니다. 이 다이어그램은 강한 마르텐사이트나 베이나이트가 보장되는 냉각 속도 이상 또는 이들이 피할 수 있는 냉각 속도 이하를 결정할 수 있게 합니다. 같은 방정식으로 H₂ 발생에 임계적인 온도에서의 냉각 속도를 계산하여 HIC를 방지할 수 있습니다.

용접 절차 조정은 전류나 이동 속도를 변화시켜 수행합니다. 전압은 (i) 용접 공정, (ii) 전극, 플럭스, 차폐 가스의 특성, (iii) 전류에 의해 결정되는 강한 종속 변수입니다. 용접 냉각 속도 제어 변수로 보아서는 안 됩니다.

냉각 속도를 늦추는 또 다른 방법으로 아마도 가장 일반적인 방법은 용접 전 접합부의 예열 온도나 층간 온도를 제어하는 것입니다. 이 온도들의 상대적으로 작은 변화가 HIC 개시에 임계적인 약 200°C에서의 냉각 속도에 강한 영향을 미칠 수 있습니다. 예를 들어, 예열 온도를 20°C에서 100°C로 높이면 200°C에서의 냉각 속도가 약 1/3로 감소합니다. 150°C로 예열하면 냉각 속도가 약 10배 감소하는데, HIC 허용치가 거의 없는 고강도 강재 제작 시 매우 중요한 양입니다.

예열은 비용이 많이 들고 용접부 미세조직에 영향을 줄 수 있으며 용접사 작업 조건을 견디기 힘들게 만들 수 있습니다. 그러나 예열은 HIC 감소에 필수적입니다. 예열은 피복 전극으로 용접된 고강도 강재 HAZ의 하한 임계 응력에 영향을 미칩니다. 이 고강도 강재의 극한 인장 강도는 약 750 N/mm²입니다. 그러나 25°C 예열(상온)에서는 약 490 N/mm² 응력 수준에서 10분 이내에 HIC로 파단이 발생합니다. 파단이 발생하지 않는 하한 임계 응력은 약 415 N/mm²입니다. 120°C로 예열하면 임계 응력이 620 N/mm²로 증가하여 고강도 강재의 항복 강도 수준에 이르지만 여전히 안전하지 않은 것으로 간주됩니다. 용접 생산에 사용된 조건에서 HIC를 완전히 피하려면 예열 온도가 150°C보다 높아야 합니다.

HIC 방지를 위한 강재 예열에 가장 적절한 온도를 선택하기 위해 여러 접근법이 사용되어 왔습니다. 일부 접근법은 강재와 권장 용접 조치(예열 및 용접 후 열처리 포함)를 나열한 경험적 도출 표에 의존합니다. 또 다른 접근법은 강재 경화성을 기준으로 균열 경향을 정량적으로 연관시키며, 탄소 당량(CE) 기준으로 계산합니다. CE 공식 중 하나는 CE = C + Mn/6 + Si/24 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/4입니다.

피복 전극으로 용접되는 용도에 대해 다양한 CE를 가진 강재의 권장 예열 온도는 상당한 산포를 보이지만, 전반적 추세는 CE와 예열 온도 사이의 선형 관계를 보여줍니다. 필요한 예열을 빠르게 근사하기 위해 To = 200×CE 관계를 사용할 수 있습니다(To는 °C). 모든 데이터 포인트를 포함하는 산포 대역을 고려하면, CE와 예열 온도 사이의 더 정확한 관계는 To = 210×CE (+15 ~ -45)로 나타낼 수 있습니다. 60°C의 산포 대역은 꽤 크므로 잠재적 문제를 피하기 위한 적절한 예열 온도 선택에는 상한 부분을 사용하는 것이 좋습니다. 그러나 야금적 연화가 피해야 한다면, 최소 유효 예열 수준을 결정하기 위해 실험실 시험에 의존하는 것이 가장 적절한 조치입니다. 물론 그런 결정에는 에너지 입력, 접합부 두께, 용접 공정도 고려되어야 합니다.

수소 측정

용착 금속 내 H₂ 직접 측정은 어렵습니다. 분석 전에 용접부에서 H₂ 탈출을 막기 위해 주의를 기울이지 않으면, 측정된 양은 일반적으로 균열을 일으켰을 양을 대표하지 않습니다. 이는 시료를 빨리 분석하거나 액체 질소(N₂)로 초냉각하여 분석 대기 중 H₂ 확산을 멈춰야 함을 의미합니다. 미국 용접 학회(AWS)에서 권장하는 기술은 약 75mm 길이의 시험 용접부에서 빠져나가는 H₂ 기체 부피를 측정합니다. 이는 오이디미터관(수은 또는 글리세린 욕조)이나 가스 크로마토그래프의 격리 챔버에서 수집됩니다.

H₂ 발생원을 측정하는 간접 방법도 사용되어 왔습니다. GMAW와 SAW 공정에 사용되는 와이어의 경우 표면 탄화수소 측정으로 할 수 있습니다. 질량 분석법을 사용할 수 있습니다. SMAW와 SAW 공정의 경우 플럭스에 흡착된 수분을 측정할 수 있습니다. 흔히 400~425°C 고온에서 건조 후 중량 손실을 측정합니다. 간접 측정의 문제는 와레나 플럭스에서 용접부로 H₂ 전달 효율을 예측하기 어렵다는 점입니다. 보통 용접 기술에 의존합니다. 따라서 용접 재료 내 H₂ 양과 용접부의 HIC를 연관시키기 위해 경험적 결과가 사용됩니다. 이 때문에 공정 간 비교가 매우 어렵습니다. 그러나 기체 발생 측정도 결함이 있을 수 있는데, 확산성 H₂만 측정되기 때문입니다. 일부는 고용체 상태로 남고 일부는 용접 결함이나 개재물 내에 갇힙니다.

용접 공정의 중요성

아크 용접 공정은 용가재 공급원과 아크 및 퇴적 금속을 보호하고 제어하는 방법이 필요합니다. 대부분의 경우 용가재는 봉, 연속 와이어, 연속 튜브 형태로 제공됩니다. 이 모든 재료 표면은 H₂ 풍부 인발 윤활유 잔류물로 오염되어 있습니다. GMAW 공정에서는 차폐 가스로 보호합니다. 코어드 와이어의 경우 차폐 가스와 플럭스 조합을 사용합니다. 서브머지드 아크와 피복 전극 기술은 플럭스만 사용합니다. 모든 플럭스는 화학적으로 결합되거나 흡착된 물의 공급원입니다. 용착 금속에 용해된 H₂ 양은 공정 간뿐만 아니라 공정 내에서도 달라질 수 있습니다.

소모성 전극을 사용하는 모든 아크 용접 공정 중 GMAW 공정이 가장 낮은 H₂ 수준과 관련이 있으며, 주 발생원은 와이어 표면의 잔류 인발 윤활유입니다. 완전히 건조한 와이어는 공급이 어렵기 때문에 바람직하지 않습니다. 잔류 윤활유 양은 일반적으로 항복 강도 520 N/mm² 미만 강재에서는 문제가 되지 않습니다. 그러나 항복 강도가 620 N/mm²에 접근하면 잔류 윤활유가 HIC 방지를 위해 잠재적으로 중요한 요인이 될 수 있습니다. 단, 상대적으로 높은 예열 온도를 사용할 수 있는 경우는 예외입니다. 항복 강도가 830 N/mm²를 초과하면 잔류 윤활유를 가능한 한 낮게 유지해야 합니다.

잔류물의 중요성은 항복 강도 930 N/mm² 용접부에서 냉각 속도 제어로 최소화해야 하는 HIC에 대한 H₂ 효과에 반영됩니다. 이 경우 냉각 속도는 540°C에서 결정되는데, 이는 용착 금속이 오스테나이트에서 마르텐사이트로 변태하는 온도에 가깝습니다. 약 30°C/초의 비교적 빠른 냉각 속도에서 와이어 표면 4ppm H₂가 HIC를 유발한 것으로 나타났습니다. HIC로부터 안전하게 자유로우려면 H₂를 3ppm 미만으로 유지해야 합니다. 용접 기술, 예열 온도, 또는 둘 다를 조정하여 540°C에서의 냉각 속도를 20°C/초 미만으로 늦추면 와이어 표면 H₂ 허용치를 5ppm으로 늘릴 수 있습니다.

H₂ 측정에서 언급했듯, 아크에서 분해되는 표면 오염물질(또는 아크 도달 전)에서 용접부로 전달되는 H₂ 양을 예측하기는 어렵습니다. 특히 단일 자릿수 ppm 수준으로 측정될 때 그렇습니다. 이 수준은 너무 낮아 기체 발생 기술을 H₂ 측정에 사용할 수 없습니다. 낮은 냉각 속도에서 와이어 표면 오염물질에 대한 높은 허용치는 H₂ 탈출만큼이나 부드러운 미세조직 때문일 수 있습니다. 고강도 유지를 위해서는 높은 냉각 속도가 필요합니다. 보통 냉각 속도가 10°C/초 이하로 떨어지면 강도가 매우 급격히 떨어집니다. 분명히 HIC를 만나지 않고 가능한 가장 강한 용접부를 얻으려면 H₂를 함유한 오염물질의 존재를 최소화해야 합니다.

다른 아크 용접 공정으로는 매우 낮은 H₂ 수준 달성이 불가능합니다. 차폐 가스 대신 플럭스가 보호용으로 필요하기 때문입니다. 플럭스는 물을 흡수할 수 있습니다. 항복 강도 830 N/mm² 용착 금속의 균열 감수성에 대한 서브머지드 아크 플럭스 내 수분의 중요성이 있습니다. 7ml/100g까지 낮은 확산성 H₂ 수준도 임계 강도를 105 N/mm²로 떨어뜨릴 수 있습니다(H₂ 1ppm ≈ 1.11ml/100g). 플럭스를 구워 용접부 확산성 H₂를 2ml/100g 미만으로 낮춰도 HIC가 제거되지 않습니다. 임계 응력은 415 N/mm² 미만으로 남습니다. 서브머지드 아크 용접에 사용된 용접 조건이 허용되지 않음이 분명합니다. 강재가 H₂에 비정상적으로 민감하거나 사용된 플럭스가 H₂ 오염을 줄이기에 충분히 건조될 수 없는 것입니다.

용접 강도가 480 N/mm²를 초과할 때 SMAW 공정에서도 유사한 HIC 문제가 발생합니다. 이 때문에 저수소 전극이 특별히 개발되어 문제를 최소화하거나 방지합니다. 저수소 전극 피복은 유기 물질 없이 제조됩니다. 이 저수소 피복은 430°C 초과 온도에서 구워 잔류 수분을 약 0.1% 수준으로 낮춥니다. 이는 거의 최저 실용적 수준인데, 피복에 수분이 없으면 취성이 생기기 때문입니다. 제조 초기 단계에서 구워 잔류 수분에 미치는 영향을 보면, 제조와 구움을 신중히 제어해도 피복 전극 피복 수분 수준을 830 N/mm² 초과 항복 강도 강재의 HIC 방지에 충분히 낮게 낮출 수 없음을 보여줍니다.

저수소 전극 수분은 보통 최대 0.2%로 지정됩니다. 이 수분 수준은 밀봉 용기에서 꺼내자마자 상업용 저수소 전극 피복에서 발견될 것으로 예상되는 수준입니다. 그러나 습하고 따뜻한 공기에 노출되면 전극 피복이 수분을 재흡수합니다. 수분 흡수 속도는 피복 성분에 따라 다릅니다. 일부 경우 재흡수 수분이 1%를 초과할 수 있습니다. 이 때문에 전극은 덥고 습한 날에는 가열된 오븐에 보관하고 작업장 대기에 단시간만 노출시켜야 합니다.

수분 저항성 피복이 재흡수 문제를 해결하기 위해 개발되었습니다. 표시된 비교적 서늘하고 적당히 습한 분위기에서는 꽤 안전하지만, 열대 조건에서 용접할 때는 추가 예방 조치가 필요합니다. '젖은' 전극은 제조 시 사용된 온도에 근접한 온도에서 재구움(re-baking)하여 구제할 수 있습니다. 약 400~425°C에서 1시간 정도 건조하면 전극을 재조질할 수 있습니다. 재구움이 의도치 않게 습한 조건에 노출된 전극을 구제할 수 있지만, 피복 전극은 재구움 작업 중 산화될 수 있는 금속 분말과 합금되어 있으므로 공정을 반복해서는 안 됩니다. 따라서 결과 합금은 더 빈약하고 약해집니다.

재구움은 용착 금속의 Mn과 Si 함량 손실을 일으켜 용접부 항복 강도 저하를 초래합니다. 이는 매우 통제된 재구움에서도 발생합니다. 불행히도 작업장 분위기에서는 항상 같은 주의를 기울이는 것은 아닙니다. Mn과 Si 함량뿐만 아니라 기계적 특성에서 훨씬 더 큰 손실이 예상될 수 있습니다.