Soudage des aciers au carbone et faiblement alliés et fissuration induite par l'hydrogène

Soudage des aciers au carbone et faiblement alliés et fissuration induite par l'hydrogène

Le soudage à l'arc est un procédé par lequel les aciers sont assemblés par coalescence. Normalement, le procédé utilise un matériau de remplissage compatible. Avant de produire un joint bien collé, la surface du joint doit être chauffée au-dessus de la température de fusion afin de fusionner complètement avec le métal de soudure. Bien que les réactions métallurgiques impliquant la fusion, la solidification et la transformation à l'état solide ne soient pas inhabituelles, les températures et les vitesses de refroidissement observées sont sévères.

Des gaz actifs sont également présents et peuvent se dissoudre dans l'acier fondu. Des flux sont introduits pour s'allier avec et protéger le métal fondu. Généralement, les joints sont rigides et limitent les changements dimensionnels causés par le retrait et les transformations à l'état solide, produisant des contraintes résiduelles d'amplitude de limite d'élasticité (YS). Étant donné que les changements métallurgiques ne se produisent pas dans des conditions d'équilibre et que les contraintes sont élevées, de nombreuses réactions peuvent avoir lieu dans l'un ou l'autre ou les deux du métal fondu et de la zone affectée par la chaleur (HAZ) de l'acier et peuvent produire des défauts qui affaiblissent leur solidité.

En raison de la grande variabilité des procédés de soudage, il est difficile de fournir beaucoup de détails sur les mécanismes exacts impliqués ou les corrections qui peuvent être apportées. De plus, de nombreuses mesures correctives sont évidentes une fois que la plupart des défauts sont expliqués. Un problème, qui concerne l'hydrogène (H2), n'est pas simple. Étant donné que ce problème devient de plus en plus pertinent à mesure que l'on soude de plus en plus d'aciers faiblement alliés à haute résistance (HSLA), le sujet de la fissuration induite par l'hydrogène (HIC) est très important.

Les aciers au carbone (C) et faiblement alliés sont soudés car ils ont une application répandue et une bonne soudabilité. Cette utilité est principalement due aux caractéristiques métallurgiques du système à base de fer (Fe). La caractéristique comprend la capacité de subir une transformation allotropique (microstructurelle) qui permet le durcissement et le renforcement par des transformations martensitiques et bainitiques ou un mécanisme de précipitation en plus de la capacité d'être facilement allié avec un grand nombre d'éléments. La soudabilité des aciers C et faiblement alliés peut être généralement classée en (i) soudabilité de fabrication et (ii) soudabilité en service.

La soudabilité de fabrication est due à la possibilité d'assembler des aciers C et faiblement alliés par soudage sans introduire de discontinuités nuisibles. L'acceptabilité de ces discontinuités dépend des conditions d'application pour la construction soudée spécifique. La soudabilité de fabrication de l'acier peut être adéquate pour une application non critique. Cependant, le même acier peut ne pas être suggéré pour une application critique, ou des précautions spéciales, telles que le préchauffage, peuvent être nécessaires lors du soudage. La soudabilité de fabrication traite principalement des discontinuités telles que la porosité assistée par H2, la déchirure lamellaire, la fissuration à froid, la fissuration à chaud et la fissuration par réchauffage.

La soudabilité en service des aciers C et faiblement alliés est due au fait que la soudure finie a des propriétés suffisantes pour remplir la fonction prévue. Une caractéristique importante de la soudabilité en service est la comparaison des propriétés HAZ avec celles de l'acier de base non affecté. L'acceptabilité de la soudabilité en service dépend également de l'application envisagée. La soudabilité en service de certains aciers peut être acceptable pour une application où la corrosion est très importante mais la ténacité est secondaire. Cependant, le même acier est inacceptable pour une application où la ténacité est très importante. La soudabilité en service implique l'effet du cycle thermique de soudage sur les propriétés dans la ZAT. La soudabilité en service détermine fréquemment la plage des apports thermiques admissibles pour certains aciers. De faibles apports de chaleur peuvent introduire des microstructures de faible ténacité indésirables, ainsi que des problèmes de soudabilité de fabrication liés à la fissuration à froid. Des apports de chaleur élevés peuvent introduire des microstructures grossières avec à la fois une faible ténacité et une faible résistance. L'apport de chaleur seul ne contrôle pas la microstructure résultante et les propriétés HAZ, mais le cycle thermique induit contrôle la microstructure et les propriétés. Par conséquent, l'apport de chaleur et l'épaisseur de l'acier sont importants.

Classement des aciers

Les aciers C et faiblement alliés couvrent une grande variété de compositions et de propriétés. Les aciers sont fréquemment classés en fonction de leur C et/ou de leur teneur en éléments d'alliage. Les différentes classifications sont disponibles sous diverses désignations, telles que les aciers C simples, les aciers C-Mn (manganèse), les aciers C moyens, les aciers faiblement alliés, les aciers faiblement alliés à haute résistance (HSLA) et les aciers microalliés. Récemment, une nouvelle classification de l'acier a introduit la méthode de traitement de l'acier comme facteur de classification. Ces aciers, connus sous diverses appellations, sont souvent qualifiés d'aciers à traitement thermomécanique contrôlé (TMCP). Les frontières entre toutes les classifications ci-dessus sont souvent diffuses, elles se chevauchent fréquemment et elles sont parfois subjectives.

Les aciers à faible teneur en C contiennent jusqu'à environ 0,30 % de C et jusqu'à environ 1,65 % de Mn. La plupart des aciers bruts de laminage utilisés pour les applications soudées sont constitués d'acier à faible teneur en carbone. Ce groupe comprend des aciers qui peuvent présenter de grandes variations de soudabilité. A titre d'exemple, il est possible de souder des aciers bas C à moins de 0,15 % C par tous les procédés de soudage. Il est également possible de souder de l'acier à faible teneur en C contenant 0,15 % à 0,30 % de C (généralement appelé acier doux) dans des épaisseurs allant jusqu'à 25 mm. Cependant, des sections plus épaisses d'acier doux peuvent nécessiter des actions supplémentaires pour un soudage réussi.

L'acier HSLA est conçu pour fournir de meilleures propriétés mécaniques que celles des aciers C conventionnels. Cet acier a normalement un YS de 290 à 550 N/mm² et est de type C-Mn, avec de très faibles ajouts de niobium (Nb) et de vanadium (V) pour assurer l'affinage du grain ainsi que le durcissement par précipitation. L'acier HSLA est normalement identifié comme un acier micro-allié. Cet acier est normalement soudé à l'état brut de laminage ou à l'état normalisé. La soudabilité de l'acier HSLA est similaire à la soudabilité de l'acier doux.

Récemment, une nouvelle famille d'aciers HSLA à faible teneur en C, contenant du cuivre (Cu) durcissant par vieillissement a été développée. Ces aciers ne sont pas vraiment faiblement alliés, puisque la teneur totale en Cu, Ni (nickel) et Cr (chrome) est généralement proche de 1 %. La soudabilité de ces aciers est très bonne, principalement en raison de leur faible teneur en C (moins de 0,06 %). Ces aciers sont généralement utilisés à l'état trempé et vieilli. Du fait de ces deux conditions, ces aciers sont parfois également qualifiés d'aciers TMCP. Les aciers trempés et revenus (Q&T) sont traités thermiquement pour obtenir un YS de 350 à 1030 N/mm2. D'autres exemples de ces aciers comprennent les aciers Ni-Cr-Mo (molybdène). Les soudures de ces aciers ne nécessitent généralement pas de traitement thermique supplémentaire, à l'exception d'un traitement thermique post-soudure (détente) dans certaines applications spéciales. L'avantage de ces aciers HSLA par rapport aux aciers trempés et revenus sélectionnés est la réduction des exigences de préchauffage de soudage pour le durcissement par vieillissement Cu. Cependant, ces aciers HSLA ne se soudent pas comme les aciers doux.

L'acier faiblement allié à traitement thermique (HTLA) est normalement ré-austénitisé, puis trempé et revenu après soudage. Cet acier est un acier relativement trempable qui, dans son état trempé et revenu, développe un YS supérieur à 960 N/mm². Les métaux fondus ne peuvent généralement pas développer des combinaisons acceptables de résistance et de ténacité à ce niveau dans l'état brut de soudage ou détendu. Par conséquent, il est nécessaire de ré-austénitiser puis de tremper et revenu l'ensemble de la soudure après soudage.

Les aciers TMCP sont généralement produits avec une combinaison de laminage contrôlé suivi d'un refroidissement accéléré ou d'une trempe directe en ligne. Ce traitement permet de développer une combinaison de haute résistance et de haute ténacité tout en maintenant une bonne soudabilité. La soudabilité est bonne car la teneur en éléments d'alliage de ces aciers peut être maintenue très faible, avec une teneur en C généralement inférieure à 0,06 %. Des niveaux de YS aussi élevés que 700 N/mm² et plus sont possibles avec ces aciers. Ces aciers peuvent normalement être soudés sans préchauffage. Cependant, aux niveaux de résistance élevés, un préchauffage peut être nécessaire afin d'éviter la fissuration du métal soudé.

Les aciers Cr-Mo sont largement utilisés pour les applications à haute température. La teneur en Cr de ces aciers varie de 0,5 % à 9 % et la teneur en Mo de 0,5 % à 1,0 %. Ces aciers sont généralement livrés à l'état « normalisé et revenu » ou « trempé et revenu ». Étant donné que ces aciers ont une trempabilité raisonnable, des précautions adéquates sont nécessaires pour éviter la fissuration à froid assistée par H2 (HACC). L'application de service impose souvent des exigences supplémentaires sur le soudage de ces aciers. Par exemple, dans certaines industries, ces aciers sont nécessaires pour leur résistance au fluage, et le métal fondu et la HAZ doivent fournir des propriétés de fluage adéquates. L'atmosphère de corrosion dans certaines industries exige que la dureté HAZ maximale soit limitée pour éviter la fissuration par corrosion.

Susceptibilité relative des aciers au HACC

Graville a suggéré que la susceptibilité au HACC peut être évaluée en calculant l'équivalent C (CE) et en le comparant à la teneur en C comme indiqué dans le diagramme de Graville (Fig 1). Les aciers sous la zone I ont un faible C et une faible trempabilité et ne sont pas très sensibles à la fissuration. Les aciers sous la zone III ont à la fois un C élevé et une trempabilité élevée, et toutes les conditions de soudage produisent des microstructures sensibles aux fissures. Par conséquent, pour éviter le HACC dans les aciers de la zone III, il est nécessaire d'utiliser des mesures à faible teneur en H2, y compris des traitements thermiques de préchauffage et de post-soudage. Les aciers sous la zone II ont des niveaux de C plus élevés avec une trempabilité plus faible. Par conséquent, il est possible d'éviter les microstructures sensibles aux fissures en limitant les vitesses de refroidissement HAZ. Cela peut être accompli en contrôlant l'apport de chaleur et, dans une moindre mesure, avec le préchauffage.

Fig 1 Diagramme de Graville montrant la sensibilité des aciers à HACC par rapport à la teneur en C et CE

Le CE considéré dans le diagramme de Graville est CE =% C + (% Mn + % Si)/6 + (% Ni + % Cu)/15 + (% Cr + % Mo + % V)/5. La sensibilité à la fissuration à froid est progressivement augmentée au fur et à mesure que les aciers passent de la zone I à la zone II, puis à la zone III. Le diagramme de Graville montre également que les aciers alliés à traitement thermique, principalement dans la zone III, nécessitent des considérations particulières pour le soudage. Les aciers Cr-Mo et Q&T nécessitent également des soins, comme l'exigent certains aciers HSLA. Les aciers bas C se soudent facilement sauf dans les sections épaisses, pour lesquelles quelques précautions sont nécessaires. Les aciers TMCP ont été spécifiquement développés pour se situer en zone I, et de ce fait leur soudabilité est excellente. La figure 1 ne représente qu'un aspect de la soudabilité et il existe de nombreuses autres préoccupations, la préférence souhaitée en ce qui concerne HACC est d'utiliser des aciers qui poussent la couverture de composition vers le coin inférieur gauche du diagramme de Graville.

Défauts normaux associés aux soudures à l'arc

La porosité est causée par le piégeage de petites poches de gaz, en particulier H2 et N2 (azote), qui a généralement une solubilité plus élevée dans le fer (Fe) liquide plutôt que solide. Pendant la solidification, les gaz tentent de quitter le métal fondu. Cependant, en raison des taux de solidification élevés, certains gaz peuvent être piégés. Ce piégeage dépend à la fois de la vitesse de dissolution du gaz et de la vitesse de solidification du métal fondu. Si le taux de dissolution est élevé, des bulles de gaz ont une chance de se développer et de s'échapper avant que l'acier ne se solidifie. Si le taux est faible, le gaz reste en solution, ce qui évite la porosité mais permet d'autres problèmes tels que la fissuration induite par H2 (HIC) ou une mauvaise ténacité. À des vitesses intermédiaires, le gaz peut nucléer et, en fonction de la quantité de gaz dissous dans le métal fondu et de la vitesse de solidification de la soudure, développe des bulles qui sont piégées. Une forme très sévère de porosité, appelée trous de vers, se produit lorsque les taux de dégagement de gaz et de solidification sont identiques, provoquant le développement de poches de gaz allongées à la place de bulles essentiellement sphériques.

Parmi les sources possibles de H2 figurent l'humidité dans les flux, les hydrocarbures dans les lubrifiants de tréfilage ou les contaminants de surface dans le joint à souder, et les fuites d'eau dans les équipements de «soudage à l'arc sous gaz et métal» (GMAW). Le N2 est collecté à partir de l'air qui pénètre dans les régions de l'arc en raison d'un mauvais blindage de l'arc. Avec GMAW, cela peut se produire lorsque le débit de gaz est soit si faible que les courants croisés déplacent le blindage, soit si élevé que l'atmosphère environnante est aspirée dans le gaz de protection. Avec le processus de "soudage à l'arc sous protection métallique" (SMAW), cela peut se produire lorsque les soudeurs ne sont pas suffisamment qualifiés ou utilisent des méthodes inappropriées qui entraînent une longueur d'arc excessive.

La fusion incomplète peut prendre un certain nombre de formes, telles qu'une pénétration articulaire inadéquate, l'absence de fusion radiculaire ou l'absence de fusion de la paroi latérale. Ces défauts peuvent être causés par (i) un apport d'énergie insuffisant à la soudure, principalement un courant inadéquat, (ii) une vitesse de déplacement excessive, qui permet au métal de soudure de s'écouler devant l'arc, ou (iii) un angle d'électrode ou une position de travail inappropriés.

Les difficultés de pénétration de joint et de fusion de racine sont généralement dues à l'utilisation d'une conception de joint qui n'est pas appropriée pour le procédé de soudage utilisé ou au non-respect des mesures nécessaires pour assurer une pénétration adéquate de l'arc. Dans la plupart des cas, cela signifie que le courant de soudage est trop faible. Cependant, dans le cas des procédés de soudage sous protection gazeuse, cela peut signifier que le mauvais gaz de protection est utilisé. Par exemple, avec des mélanges gazeux riches en argon (Ar), le schéma de pénétration est relativement peu profond, à l'exception d'un « doigt » central assez profond. Malheureusement, ce doigt n'est généralement pas positionné au centre et, par conséquent, on ne peut pas s'y fier. Cependant, les mélanges de gaz de protection riches en hélium (He) ou en dioxyde de carbone (CO2) sont capables d'un modèle de pénétration utile plus uniforme et plus profond. Une mauvaise fusion de racine qui se produit lors du soudage d'un côté nécessite soit une modification de la conception du joint pour permettre une meilleure pénétration, soit un changement du soudage des deux côtés de la pièce en acier.

Dans la plupart des cas, le manque de fusion de la paroi latérale entre le métal soudé et le joint se produit lorsque les mesures appropriées ou les techniques de contrôle ne sont pas utilisées par les soudeurs. Avec le procédé GMAW, cela peut être dû à l'utilisation de variations inappropriées, telles que le transfert de court-circuit, lors du soudage de sections lourdes. Le transfert en court-circuit n'est efficace qu'à de faibles niveaux d'énergie, ce qui le rend très adapté au soudage de tôles d'acier ou de tôles minces dans toutes les positions. En effet, le processus est conçu pour fournir une faible pénétration et pour geler rapidement le métal de soudure. Pour cette raison, le métal fondu n'est pas fusionné sur les parois latérales des joints d'où la chaleur est extraite rapidement, c'est-à-dire celles dont l'épaisseur est supérieure à 6 mm. Un arc de pulvérisation avec Ar et un arc enterré avec des soudures de dépôt de protection au CO2 qui sont trop massives et fluides pour être supportées dans les positions verticales ou aériennes. Cependant, ces procédés sont très efficaces pour réaliser des soudures à plat ou horizontales. D'autre part, la variation d'arc pulsé avec un blindage riche en Ar est très efficace dans toutes les positions, offrant à la fois une pénétration et un contrôle suffisants du bain de soudure pour éviter les défauts causés par une mauvaise fusion des parois latérales.

Les fissures à chaud sont également appelées fissures médianes ou fissures de solidification et sont causées par le rejet de constituants à bas point de fusion le long de la ligne médiane des soudures retenues. Ils se développent immédiatement après la fin des soudures et, parfois, pendant la réalisation des soudures. Si les soudures sont cassées pour exposer ces fissures, elles sont bleuies ou teintées à la chaleur. Ces fissures, qui sont souvent causées par le soufre (S) et le phosphore (P), sont plus susceptibles de se produire dans les aciers alliés à C plus élevé. La plupart du temps, la plaque d'acier de base est leur source. La sensibilité à la fissuration, basée sur la composition de la soudure, a été comparée à des équations empiriques, telles que UCS =230 X % C + 190 X % S + 75 X % P + 45 X % Nb – 12,3 X % Si – 5,4 X % Mn – 1. Dans le cas où la valeur UCS est inférieure à 10, alors la susceptibilité à la fissuration est faible, alors qu'une valeur supérieure à 30 signifie que cette susceptibilité est élevée, et une valeur comprise entre 10 et 30 signifie que les techniques de soudage doivent être contrôlées.

Les défauts, comme les fissures à chaud et les cratères dans le cordon de soudure, sont plus susceptibles de se produire avec des procédés ou des techniques de soudage qui produisent une dilution élevée (c'est-à-dire une pénétration profonde). Un autre facteur qui contribue à la fissuration de la ligne centrale est un profil en forme de larme pointu du cratère de soudure, qui est caractéristique des vitesses de soudage élevées. Dans ces situations, le cratère de soudure développe souvent des fissures de retrait, appelées fissures de cratère. Le cratère en forme de larme et la pénétration profonde sont produits avec le procédé de «soudage à l'arc submergé» (SAW) et le procédé GMAW utilisant un blindage au CO2. Le problème peut également survenir dans les soudures d'angle très concaves, car leur section transversale peut ne pas être suffisante pour supporter les contraintes transversales dues au retrait de la soudure.

Dans la plupart des cas, le problème peut être évité en maintenant les niveaux combinés de S et P en dessous de 0,06 %. Cependant, lors du soudage de joints fortement contraints avec des aciers à haute résistance, un niveau combiné inférieur à 0,03 % est généralement nécessaire. Lorsque les aciers à souder contiennent des quantités excessives de S ou de P, les fissures à chaud peuvent être évitées en (i) utilisant des pratiques ou des techniques de soudage qui ne pénètrent pas profondément, (ii) en choisissant des vitesses de déplacement suffisamment lentes pour éviter la formation de déchirures des cratères de goutte, (iii) fournissant des profils de perles convexes, et (iv) remplissant les cratères à la fin de chaque perle.

La déchirure lamellaire se produit dans la plaque d'acier de base lorsqu'elle est sollicitée à travers son épaisseur et se trouve normalement juste en dessous de la ZAT. Il est associé aux aciers en bandes qui contiennent de fines couches d'inclusions situées sous les surfaces des plaques d'acier. Si l'acier sale doit être utilisé, le problème peut être évité en modifiant la conception du joint afin de minimiser la contrainte à travers l'épaisseur de la plaque d'acier au niveau de la soudure.

Une contre-dépouille est une gouge irrégulière qui se trouve généralement dans la pointe supérieure d'une soudure d'angle horizontale. La plaque de base en acier dans cette section de la soudure est fondue par l'arc, mais non remplie par le métal fondu. Le plus souvent, ce défaut est causé par des conditions de soudage mal sélectionnées telles que l'angle de l'électrode, la vitesse de déplacement et le courant de soudage. Il est plus susceptible de se produire lors d'une tentative de réalisation de soudures d'angle avec des pattes d'une longueur supérieure à 8 mm. Avec le procédé GMAW, cela peut également se produire lors de l'utilisation d'un blindage Ar contenant moins de 2 % d'oxygène (O2). La contre-dépouille peut également être trouvée dans les soudures réalisées en position verticale, où elle est généralement attribuée à un tissage excessif.

Un chevauchement, également appelé renversement, est généralement associé aux soudures d'angle et peut être trouvé lorsque le courant de soudage est trop faible pour fusionner correctement la plaque d'acier de base ou que la vitesse de déplacement est trop faible pour accepter la quantité de métal déposée. Une mauvaise manipulation de l'électrode pendant le processus SMAW peut également être un facteur.

Les inclusions sont produites par les scories qui sont piégées entre les passes de soudure. Ils proviennent de morceaux de flux non fondus qui peuvent être piégés dans un joint, ou de scories qui peuvent s'écouler devant l'arc et sont recouvertes par la soudure, ou de scories solidifiées qui n'ont pas été éliminées entre les passes de soudure, ou sous forme de calamine lourde qui n'a pas été retirée d'un joint avant le soudage. Le problème est le plus courant avec le procédé SMAW car il peut être intensifié par de mauvaises techniques de contrôle de la part du soudeur. La présence d'inclusions peut être anticipée lors du soudage sur des soudures fortement bombées ou rugueuses car leurs bords sont difficiles à nettoyer entre les passes ou à pénétrer pendant le soudage. La prévention est possible en (i) formant le soudeur à déposer une soudure qui a un profil plat précis, (ii) en positionnant les soudures pour permettre des dépôts plus énergétiques et plus fluides, (iii) en empêchant le développement de la rouille entre les passes, et (iv) s'assurer que les soudures sont correctement conditionnées entre les passes par nettoyage ou meulage.

Fissuration induite par l'hydrogène

La fissuration induite par l'hydrogène (HIC) est un phénomène principalement associé aux soudures dans les aciers faiblement alliés. Les facteurs qui contribuent au HIC sont (i) la présence de H2, (ii) une contrainte de traction élevée, (iii) des microstructures sensibles, (iv) des températures comprises entre environ 200 °C et -100 °C et (v) le temps. À des niveaux de résistance inférieurs (environ 490 N/mm²), le HIC est normalement observé sous forme de fissures longitudinales dans la ZAT de l'acier de base, souvent appelées fissures sous le bourrelet. À des niveaux de résistance plus élevés (environ 830 N/mm² et plus), des fissures transversales peuvent également se produire dans le métal soudé.

L'expression souvent utilisée « fragilisation H2 » suggère que H2 endommage la ténacité des soudures, mais le terme est impropre. Des essais d'impact sur du matériau retiré de la zone entre les fissures ont montré que le matériau présente des niveaux de ténacité équivalents à des soudures réalisées en l'absence de H2 et, bien sûr, de fissures. Cependant, la ductilité en traction peut être réduite car le HIC peut se produire pendant que l'essai de traction est en cours, ce qui réduit la surface de la section transversale de l'échantillon d'essai. Le défaut qui en résulte dans la surface fracturée est appelé « fish-eye ». La fissuration à froid est une autre expression qui a été utilisée pour différencier ces fissures des fissures à chaud que l'on trouve dans le métal fondu et qui sont produites par des constituants à bas point de fusion qui se ségrégent pendant la solidification. La fissuration retardée est un autre terme qui est utilisé. Il est descriptif car le HIC peut ne pas se produire pendant des jours ou des semaines. Lorsque le HIC est anticipé, les soudures ne sont souvent pas radiographiées pendant une semaine ou plus afin de permettre aux fissures de se développer.

Mécanisme

L'hydrogène est une impureté universelle dans tous les procédés de soudage à l'arc. Il existe dans l'eau qui ne peut être évitée dans les flux, dans les lubrifiants organiques sur les surfaces des fils d'apport, dans les débris qui s'accumulent dans les joints de soudure et dans l'humidité de l'air qui peut être aspirée dans le courant d'arc. H2 a une solubilité plus élevée dans le Fe liquide que dans le Fe solide, et sa solubilité diminue également avec la température dans le Fe solide. La solubilité de H2 dans Fe est fonction de la température.

La solubilité au-dessus du liquidus à 1500°C est d'environ 30 ppm (parties par million) en poids, mais d'environ 8 ppm à l'état solide. A 400°C, sa solubilité chute à moins de 1 ppm. Le taux de solidification du métal fondu est très élevé et, par conséquent, le H2 qui s'est dissous dans le métal fondu est retenu. Bien que le H2 qui s'échappe sous forme de gaz soit souvent piégé sous la forme de petites bulles ou de porosité du métal fondu, une quantité substantielle reste dans le métal fondu solidifié sous forme de H2 sursaturé. Le résidu peut sembler insignifiant, mais il faut reconnaître qu'aussi peu que 1 ppm de H2 peut causer des problèmes de fissuration dans les aciers à haute résistance.

Pendant l'intervalle de refroidissement, le H2 atomique se diffuse rapidement, une partie pénétrant dans la ZAT de soudure, une partie s'échappant dans l'air et le reste restant dans le métal fondu. Dans les bonnes conditions, ces atomes hautement mobiles recherchent des fissures et des discontinuités dans le réseau métallique et se concentrent en ces points. De concert avec les contraintes résiduelles dans le réseau qui sont dues à la contrainte externe et aux changements de volume causés par la solidification et la transformation à l'état solide, le H2 agrandit les discontinuités pour former des micro-fissures. Les contraintes localisées sont soulagées brusquement lorsque les atomes pénètrent dans les fissures et sont piégés sous forme de molécules. Les micro-fissures qui en résultent, qui ont des extrémités pointues, sont également liées à des concentrations de contraintes élevées auxquelles des atomes supplémentaires s'accumulent. Ces contraintes s'accumulent jusqu'à ce qu'elles soient également soulagées à mesure que la fissure s'étend. Ce processus d'accumulation et de soulagement des contraintes par la fissuration se poursuit jusqu'à ce que (i) la section transversale soit suffisamment réduite pour provoquer une rupture, (ii) H2 s'échappe en quantité suffisante pour abaisser sa concentration en dessous du niveau nécessaire pour que la fissuration se produise, et (iii) les fissures sous le cordon ont réduit les contraintes résiduelles dans la soudure en dessous du niveau nécessaire pour que la fissuration se produise.

Le HIC ne se produit pas spontanément, mais par étapes discrètes. La progression par étapes peut être observée acoustiquement. Dans les petits spécimens, sa progression peut également être surveillée en mesurant les changements de résistance. La surveillance décrit les changements de résistance qui se produisent après le début du processus de HIC, ainsi que la manière dont HIC progresse étape par étape jusqu'à l'échec. Le suivi montre également la sensibilité du HIC au niveau de stress externe. La rupture se produit rapidement lorsque la contrainte sur une éprouvette dépasse sa résistance à la traction (TS), que H2 soit présent ou non. Cependant, lorsqu'une quantité suffisante de H2 est présente, les dommages causés par le HIC peuvent être initiés avec des contraintes bien inférieures au TS. Avec suffisamment de H2 et de temps, le HIC peut provoquer une panne. Normalement, le temps nécessaire pour amorcer les fissures et conduire à la rupture augmente à mesure que la contrainte diminue.

Il est important de savoir que le HIC ne se produit pas en dessous d'un stress critique. En plus de la contrainte appliquée, la quantité de H2 dissous dans l'acier joue également un rôle important. Avec l'augmentation de H2, moins de stress est nécessaire pour initier HIC, et le temps nécessaire à son initiation est également réduit. L'interaction de ces deux variables, contrainte et H2, montre que le temps d'initiation du HIC et la contrainte critique en dessous de laquelle la rupture ne se produit pas sont inversement proportionnels à la quantité de H2 présente dans l'acier.

La troisième variable qui affecte le HIC est la microstructure de l'acier (soit le métal fondu, soit la HAZ). Les martensites maclées, qui se produisent dans les aciers à forte teneur en C (plus d'environ 0,3 % C), sont généralement très difficiles, bien que le problème puisse survenir avec toutes les microstructures aciculaires, y compris la bainite. Cette supposition pourrait être défectueuse car les microstructures aciculaires sont typiques de celles associées aux aciers à haute résistance, et des contraintes plus élevées, en elles-mêmes, sont un facteur aggravant avec HIC. Cependant, un acier avec une microstructure relativement tolérante peut présenter une contrainte critique plus élevée qu'un acier plus résistant avec une microstructure sensible. Normalement, l'acier le plus résistant est plus sensible à H2 en ce qui concerne à la fois un temps d'initiation plus précoce pour HIC et une contrainte critique plus faible. De telles différences de comportement ont été observées entre les aciers martensitiques à haute résistance et les aciers bainitiques plus faibles.

Les inclusions sont également importantes. La ténacité des aciers HSLA est altérée par les impuretés, notamment sous forme d'inclusions. Cependant, comme les inclusions peuvent servir de puits pour les atomes H2, elles peuvent également avoir un effet bénéfique. Pour cette raison, certains aciers de très haute pureté se sont avérés étonnamment sensibles au HIC. Il ne faut pas en conclure que les soudures doivent être soumises à des contraintes externes pour développer le HIC. Le retrait différentiel associé au soudage par fusion produit toujours des contraintes résiduelles dans les soudures et, à de rares exceptions près, ces contraintes sont au moins équivalentes au YS du composant le plus faible du joint. Étant donné que la plupart des métaux fondus sont plus résistants que l'acier de base, les contraintes résiduelles sont proches du YS de la plaque d'acier de base. Fréquemment, il est possible de minimiser le développement de HIC dans les structures critiques en sélectionnant un métal fondu plus faible ou moins adapté pour maintenir les contraintes résiduelles aussi faibles que possible. Avec certaines applications, telles que celles impliquant la fatigue, une structure plus faible mais saine peut être plus appropriée qu'une structure contenant du HIC. Cependant, étant donné une microstructure sensible et suffisamment de H2, la contrainte critique peut être très faible, ce qui est sensiblement inférieur aux contraintes résiduelles typiques. Par conséquent, si le HIC est un problème, il se développe, dans la plupart des cas, avant qu'une structure soudée ne quitte la zone de fabrication.

Une autre observation importante est que le mécanisme du HIC est affecté par la température. Les risques de HIC sont minimes lorsque les températures dépassent environ 200 °C. À des températures plus élevées, le taux de diffusion de H2 est très élevé pour permettre aux atomes de se concentrer au niveau des défauts de réseau ou d'autres discontinuités nettes dans la soudure. Étant donné que la mobilité de H2 est essentiellement nulle, il est peu probable que le HIC se produise dans les soudures refroidies en dessous de -130 deg C.

Contrôle du HIC

Tout en considérant les exigences métallurgiques pour HIC, il est évident qu'un certain nombre d'approches peuvent être adoptées pour éviter son apparition. Ces exigences comprennent la réduction des contraintes résiduelles liées à une construction soudée. Il s'agit (i) d'éviter les microstructures aciculaires dans le métal fondu et la ZAT ou au moins de sélectionner les microstructures qui sont bainitiques plutôt que martensitiques, (ii) de réduire la quantité de H2 dissous dans le métal fondu pendant l'opération de soudage, ou ( iii) permettant à H2 de s'échapper avant qu'il ne puisse causer des dommages. La plus appropriée de ces approches dépend de la taille du composant à souder, des propriétés mécaniques nécessaires, du service prévu, du procédé de soudage à utiliser et des limites de coût. Dans la plupart des cas, des compromis doivent être faits et une combinaison de ces approches est peut-être la plus rentable.

Comme indiqué précédemment, les contraintes résiduelles dans les soudures sont généralement équivalentes au YS du matériau le plus faible du joint. Dans une configuration de joint qui introduit une contrainte triaxiale élevée, la contrainte résiduelle peut être nettement supérieure à la YS. Bien que le concepteur utilise rarement des matériaux plus faibles uniquement pour réduire les contraintes résiduelles, il faut reconnaître que le HIC peut avoir un effet significatif sur la durée de vie en fatigue d'une structure. Pour s'adapter à un acier plus faible, un compromis plus acceptable peut être de reconcevoir la construction soudée pour incorporer des sections plus épaisses. Cependant, d'autres approches peuvent être adoptées pour tirer pleinement parti de la résistance disponible dans l'acier faiblement allié sans encourir de HIC.

Étant donné que le changement de la microstructure du métal fondu ou de la ZAT est une possibilité éloignée, à moins qu'il n'y ait la possibilité de sélectionner un acier différent, le matériau en acier qui est le plus tolérant au HIC doit être sélectionné. Une autre méthode pour réduire les contraintes résiduelles dans la soudure consiste à utiliser un traitement thermique post-soudage à température inférieure à la température critique. Étant donné que l'acier est plus faible à température élevée, une réduction substantielle de la contrainte résiduelle est possible en chauffant la soudure à une température à laquelle une déformation plastique peut se produire. Pour l'acier à structure de martensite trempée, le choix le plus approprié pour ce traitement thermique serait à ou juste en dessous de sa température de revenu d'origine, qui est généralement proche de 620 ° C. Ce traitement est appelé recuit de détente (SRA). For this treatment to be effective, the weldment is to be kept in a suitably large furnace before its temperature drops below 200 deg C and then, to prevent difficulties related with distortion, heated and cooled slowly. Considering the temperature and time required for the SRA treatment, it is obvious that all of the diffusible H2 in the weld will escape. However, unless the stresses in a weld are to be relieved for reasons other than the avoidance of HIC, SRA can prove to be a very costly option. Post-heating also has a place in the scheme of preventing HIC. It is not necessary to reheat weldment to temperatures which are much higher than 200 deg C in order to accelerate the escape of H2 and still avoid the temperature range within which HIC is likely to occur. Such thermal treatments are good for welded components which are small enough to be preheated in a furnace prior to welding and returned to the furnace immediately after welding for a period of time which allows all of the H2 to escape. This approach is mainly important for very high strength alloy steel, which is very sensitive to cracking problem connected with H2.

Similar result is possible by slowing the rate at which weld is allowed to cool after welding. This provides more time for H2 to escape before temperatures drops below 200 deg C. Retarding the cooling rate also allows the transformation of austenite to softer microstructures that are less sensitive to HIC.

The cooling rate of arc welds is affected mainly by three factors namely (i) the temperature of the joint before welding begins, (ii) the arc energy input during welding, and (iii) the joint thickness. The initial temperature can be the ambient temperature of the area where the steel has been stored, or the temperature to which the weldment has been heated as the result of a previous weld by external methods (the inter-pass temperature), or the temperature to which the joint had been heated (the preheat temperature). As preheat temperature is increased, the cooling rate decreases. The arc energy input is defined by the electrical energy dissipated by the arc and the speed at which the arc is moved along the joint. Higher arc energy input retards the cooling rate.

The joint thickness also affects cooling rate since most of the heat entering the joint is extracted by conduction into the body of the weldment. Conduction is at a maximum with three-dimensional cooling. This occurs when the joint is thicker than around 25 mm. Conduction is less effective in thinner sections, which means that the weld cooling rate is inversely proportional to the thickness. Though the cooling rate of thin section is also influenced by radiation and convection, the effect is much less pronounced than that of conduction.

The variables described above can be incorporated into a single equation which allows calculations to be made of the rate at which weld cools at a specific temperature. CRt =K [(T-To)2 /E] where CRt  is the cooling rate at temperature T, K is a constant of proportionality (including an adjustment for the steel thickness, if it is thinner than 25 mm), To is the preheat or inter-pass temperature, and E is the arc energy input, which is calculated as E=VI/S where V is the arc voltage, I is the welding current, and S is the arc travel speed. By combining the above two equations, a general expression for cooling rate is obtained which is CRt=K [(T-To)2*S/VI]. This equation has been developed for the purpose of predicting weld and HAZ microstructure in conjunction with continuous-cooling transformation diagram. This diagram allows the determination of the cooling rates above which strong martensite or bainite are ensured or below which they can be avoided. The same equation can be used to calculate the cooling rate at temperature critical to the evolution of H2 and the avoidance of HIC.

The adjustment of welding procedures is accomplished by varying the current or the travel speed. Voltage is a strongly dependent variable which is determined by (i) the welding process, (ii) the characteristics of the electrodes, fluxes, or shielding gases, and (iii) the current. It is not to be viewed as a variable with which to control weld cooling rate.

The other method of retarding cooling rate, which is possibly the most common method, is to control the preheat temperature or inter-pass temperature of the joint prior to welding. Relatively small changes in these temperatures can exert strong effect on cooling rate at temperature around 200 deg C, which is critical with regard to the onset of HIC. As an example, by increasing the preheat temperature from 20 deg C to 100 deg C, the cooling rate at 200 deg C is reduced by around one third. By preheating to 150 deg C, the cooling rate is reduced by a factor of around ten, which is a very significant amount when fabricating high strength steel which has little tolerance to HIC.

Preheating is rather costly. It can affect the weld microstructure and can make working conditions intolerable for the welder. However, preheating is vital for reducing HIC. Preheat affects the lower critical stress in the HAZ of high strength steel when welded with a covered electrode. The ultimate TS of this high strength steel is around 750 N/sq mm. Yet, with a 25 deg C preheat which is the room temperature; failure is caused by HIC in less than 10 min at a stress level of around 490 N/sq mm. The lower critical stress below which failure does not occur is around 415 N/sq mm. By preheating to a temperature of 120 deg C, the critical stress is increased to 620 N/sq mm, which is around the YS of the high strength steel, but still considered unsafe. To avoid HIC entirely, under the conditions used to produce the weld, the preheat temperature need to be higher than 150 deg C.

A number of approaches have been used to select the most appropriate temperature for preheating steel for the avoidance of HIC. Some approaches rely on empirically derived tables which list the steels and recommended welding measures, including those for preheat and post-heat. Another relates cracking tendencies quantitatively to the hardenability of the steel, calculating it on the basis of the CE. One such formula for CE is given by the equation CE =C + Mn/6 + Si/24 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/4.

For application which involves weld to be made with covered electrode, the recommended preheat temperature for steels having different CEs although show a considerable scatter, yet the overall trend demonstrates a linear relationship between the CE and the preheat temperature. For a quick approximation of the required preheat, the relationship To =200 CE can be used, where To is in deg C. For including the scatter band which incorporates all of the data points, a more-precise interaction between the CE and the preheat temperature can be shown by relationship To =210 CE (+15 to -45). The scatter band of 60 deg C is quite large, which suggests that the upper portion be used for selecting suitable preheat temperatures with which to avoid potential problems. However, if metallurgical softening needs to be avoided, then the most appropriate course of action is to rely on laboratory trials for determining the minimum effective level of preheat. Of course, such a determination needs that the energy input, the thickness of the joint, and the welding process is also to be considered.

Measurement of H2

Direct measurement of H2 in weld metal is difficult. Unless good care is taken to stop its escape from a weld before an analysis can be made, the amount measured is not generally the representative of that which might have caused a crack to develop. This means that sample is to be planned to be analyzed quickly or super-cooled in liquid nitrogen (N2) to stop the diffusion of H2 while awaiting analysis. The technique recommended by the American Welding Society (AWS) measures the volume of H2 gas which escapes from a test weld which is around 75 mm long. It is collected in either a eudiometer tube (in a mercury or glycerine bath) or in the isolation chamber of a gas chromatograph.

Indirect methods also have been used by measuring the sources of the H2. For wires used in the GMAW and SAW processes, this can be done by measuring the hydrocarbons on their surface. Mass spectrometry can be used for the analysis. For the SMAW and SAW processes, the moisture adsorbed in the fluxes can be determined. Often, this is done by measuring weight loss after drying at high temperatures of around 400 deg C to 425 deg C. The issue related with indirect measurements is that the efficiency of transfer of the H2 to the weld from the wires or fluxes is difficult to predict. It is normally dependent on the welding technique. Hence, empirical results are used to relate the amount of H2 present in the welding materials to the HIC in the weldment. For this reason, a comparison among processes becomes very difficult. However, even the measurements of gas evolution can be faulted, since only the diffusible H2 is measured. Some remains in solution and some are trapped within weld defects or inclusions.

Importance of welding process

The arc welding process needs a source of filler material and methods for protecting and controlling the arc and the deposited metal. In most of the cases, the filler material is provided in the form of rods, continuous wires, or continuous tubes. The surface of all of these materials is contaminated with residue of H2 rich drawing lubricant. In the GMAW process, a shield gas is used for protection. For cored wire, a combination of shield gases and fluxes are used. The submerged arc and covered electrode techniques involve only fluxes. All of the fluxes are sources of chemically combined or adsorbed water. The quantity of H2 dissolved in weld metal can vary, not only between but within processes.

Of all of the arc welding processes using consumable electrode, the GMAW process is associated with the lowest H2 levels, the primary source being residual drawing lubricant on the wire surface. Totally dry wire is unacceptable, because it is difficult to feed. The amount of residual lubricant generally is not a problem with steel having YS less than 520 N/sq mm. However, as the YS approaches 620 N/sq mm, the residual lubricant becomes a potentially important factor if HIC is to be avoided, unless relatively high preheat temperature can be used. When the YS exceeds 830 N/sq mm, the residual lubricant is to be kept as low as possible.

The importance of the residues is reflected by the effects of H2 on HIC in welds which have YS of 930 N/sq mm and which need to be minimized by controlling the cooling rate. In this case, the cooling rate  is determined at 540 deg C, a temperature close to that at which the weld metal transforms from austenite to martensite.  At the relatively rapid cooling rate of around 30 deg C/second, 4 ppm of H2 on the wire surface is shown to have caused HIC. To be securely free of HIC, the H2 is to be maintained at level below 3 ppm. By adjusting the welding technique, preheat temperature, or both, in order to retard the cooling rate at 540 deg C to less than 20 deg C/second, the tolerance for H2 on the wire can be increased to 5 ppm.

As stated under H2 measurements, it is difficult to predict the amount of H2 which gets transferred to a weld from surface contaminants that are decomposed in the arc (or before reaching the arc), mainly when the level is measured in single digit ppm. This level is so low as to prevent the use of gas evolution technique for the measurement of the H2. The higher tolerance for wire surface contaminants at lower cooling rate can be due as much to the softer microstructure as it is to the escape of H2. To retain high strength, the higher cooling rate is necessary. Usually there is a very sudden drop in strength as the cooling rate drops below 10 deg C/second. Obviously, to obtain the strongest possible weld without encountering HIC, it is necessary to minimize the presence of any contaminants that contain H2.

The achievement of very low level of H2 is not possible with any of the other arc welding processes, because they need fluxes instead of shield gases for protection. Fluxes can absorb water. There is the importance of moisture in a submerged arc flux on the cracking sensitivity of a weld metal which has YS of 830 N/sq mm. It shows that diffusible H2 level as low as 7 milli-litres/100 grams can drop the critical strength to 105 N/sq mm (H2 content of 1 ppm is equivalent to 1.11 milli- litres/100 grams). Even baking the flux to reduce the weld-diffusible H2 below 2 milli-litres/100 grams does not eliminate HIC. The critical stress remains below 415 N/sq mm. It is obvious that the welding conditions used for the submerged arc weld are not acceptable. Either the steel is unusually sensitive to H2 or the flux used is not capable of being dried sufficiently to reduce H2 contamination.

Similar HIC problem is encountered in the SMAW process when weld strength exceeds 480 N/sq mm. For this reason, low H2 electrode has been developed specifically to minimize, if not prevent, the problem. Low H2 electrode coating is formulated without any organic material. This low H2 coating is baked at temperature exceeding 430 deg C to reduce residual moisture to a level of around 0.1 %. This is nearly the lowest practicable level, since the absence of moisture in a coating tends to make it brittle. The effect of baking on the residual moisture during initial manufacture shows that even with careful control of formulation and baking, the moisture level of covered electrode coating cannot be reduced to levels sufficiently low to prevent HIC in steel having YS higher than 830 N/sq mm.

The moisture in low H2 electrodes usually is specified as 0.2 % max. This moisture level is what is expected to be found in coatings of commercial low H2 electrodes, immediately after being removed from hermetically sealed containers. However, if exposed to humid, warm air, thee electrode coating reabsorbs moisture. The rate of moisture pickup depends on the constituents in the coating. In some cases, reabsorbed moisture can reach levels exceeding 1 %. For this reason, electrodes are to be stored in heated ovens on hot and humid days and exposed to shop atmospheres only for short times.

Moisture-resistant coating has been developed to counter the reabsorption problem. Although the coating is quite safe when exposed to the relatively cool and moderately humid atmosphere indicated, extra precaution is necessary when welding in tropical conditions. It is possible to salvage electrodes which have become ‘wet’ by re-baking them at temperatures which approach those used during their manufacture. Drying time of around 1 hour is typically needed to recondition electrodes at around 400 deg C to 425 deg C. Although re-baking can salvage electrodes which are inadvertently exposed to moist conditions, the process is not to be repeated since the covered electrodes are alloyed with metal powders which can be oxidized during re-baking operations. Hence, the resulting alloys are leaner and weaker.

Re-baking causes a loss in both Mn and Si content of the weld metal, resulting in a drop in the weld YS. This happens with very controlled re-baking. Unfortunately, the same care is not always taken in shop atmospheres. Significantly greater losses in the Mn and Si contents, as well as mechanical properties, can be expected.