碳鋼和低合金鋼的焊接和氫氣導致的裂紋

電弧焊是一種通過溶凝方法將鋼連接起來的工藝。通常情況下，該工藝使用一種兼容的填充材料。在產生良好結合的接頭之前，接頭表面要被加熱到超過熔化溫度，以便與焊接金屬完全熔合。盡管涉及熔化、凝固和固態轉化的冶金反應并不罕見，但所觀察到的溫度和冷卻速度都很慢。

活性氣體也是存在的，并且可以溶解在熔化的鋼中。焊劑被引入以與焊接金屬合金化并保護其。一般來說，接頭是剛性的，抑制由收縮和固態轉化引起的尺寸變化，產生屈服強度（YS）大小的殘余應力。由于冶金變化不是在平衡條件下發生的，并且由于應力很高，許多反應可能發生在焊接金屬和鋼的熱影響區（HAZ），并可能產生缺陷，削弱其健全性。

由于焊接過程的巨大差異性，很難提供關于所涉及的確切機制或可進行的糾正的許多細節。此外，一旦大多數問題得到發現，那很多的解決方法是顯而易見的。有一個問題，與氫氣（H2）有關，并不簡單。由于隨著越來越多的高強度、低合金（HSLA）鋼被焊接，這個問題變得越來越重要，所以氫氣誘發裂紋（HIC）的問題非常重要。

碳(C)鋼和低合金鋼被焊接，因為它們具有廣泛的應用和良好的焊接性。這種實用性主要是由于鐵（Fe）基系統的冶金特性。該特性包括能夠進行各向異性（微觀結構）的轉變，這使得有機會通過馬氏體和貝氏體轉變或沉淀機制進行硬化和強化，此外還能夠很輕松地與大量的元素進行合金化。碳鋼和低合金鋼的可焊性一般可分為：（1）制造可焊性和（2）使用可焊性。

制造可焊性是因為通過焊接連接C和低合金鋼而不引入有害的不連續因素的可能性。這些不連續性的可接受性取決于具體焊接的應用條件。鋼的制造可焊性對于非關鍵性的應用來說是足夠的。然而，同樣的鋼材可能不建議用于關鍵應用，或者在焊接時需要特別的預防措施，如預熱。制造的可焊性主要涉及到不連續性，如H2輔助孔隙，片狀撕裂，冷裂，熱裂和再熱裂。

C型鋼和低合金鋼的服役可焊性是指完成的焊件具有足夠的性能來實現預期的功能。服役可焊性的一個重要特征是比較HAZ的性能和未受影響的基體鋼的性能。使用中的可焊性的可接受性也取決于計劃的應用。對于腐蝕非常重要而韌性次要的應用，某些鋼的服役焊接性可以接受。然而，在韌性非常重要的應用中，同樣的鋼是不可接受的。使用中的可焊性涉及到焊接熱循環對熱區性能的影響。使用中的可焊性經常決定了某些鋼所允許的熱輸入范圍。低熱量輸入會帶來不理想的低韌性微觀結構，以及與冷裂有關的制造焊接性問題。高熱量輸入可以引入低韌性和低強度的粗糙微結構。單純的熱輸入并不能控制所產生的微觀結構和熱影響區的性能，但導致的熱循環控制著微觀結構和性能。因此，熱輸入和鋼的厚度都很重要。

鋼材的分類

C型鋼和低合金鋼涵蓋了各種各樣的成分和性能。鋼材經常根據其C和/或合金元素的含量進行分類。不同的分類有不同的名稱，如普通C鋼、C-Mn（錳）鋼、中等C鋼、低合金鋼、高強度低合金（HSLA）鋼和微合金鋼。最近，一種新的鋼材分類法引入了鋼材加工方法作為分類因素。這些被稱為各種名稱的鋼，經常被描述為熱機械控制加工（TMCP）鋼。上述所有分類之間的界限往往是分散的，它們經常重疊，而且有時是主觀的。

低碳鋼含有高達約0.30%的C和高達約1.65%的Mn。大多數用于焊接的軋制鋼由低碳鋼組成。這類鋼包括在焊接性方面有很大差異的鋼。例如，在所有的焊接過程中，可以焊接碳含量低于0.15％的低碳鋼。也可以焊接含0.15%至0.30%C的低C鋼（通常稱為低碳鋼），厚度可達25毫米。然而，較厚的低碳鋼部分可能需要額外的動作才能成功焊接。

HSLA鋼的設計是為了提供比傳統C鋼更好的機械性能。這種鋼的YS通常為290至550N/sqmm，屬于C-Mn類型，添加了非常少的鈮（Nb）和釩（V）以確保晶粒細化和沉淀硬化。HSLA鋼通常被認定為微合金鋼。這種鋼通常在軋制或正火狀態下進行焊接。HSLA鋼的焊接性與低碳鋼的焊接性相似。

最近，一個新的HSLA鋼系列被開發出來，具有低C，銅（Cu）軸承的時效硬化。這些鋼不是真正的低合金，因為Cu、Ni（鎳）和Cr（鉻）的總含量通常接近1％。這些鋼的焊接性非常好，主要是因為它們的C含量低（低于0.06%）。這些鋼通常在淬火和老化狀態下使用。由于這兩種條件，這些鋼有時也被稱為TMCP鋼。淬火和回火（Q&T）鋼經熱處理后可獲得350至1030N/sqmm的YS。這些鋼的其他例子包括Ni-Cr-Mo（鉬）鋼。這些鋼的焊接通常不需要進一步的熱處理，除了在一些特殊應用中進行焊后熱處理（消除應力）。與選定的淬火和回火鋼相比，這些HSLA鋼的優點是減少了銅時效硬化的焊接預熱要求。然而，這些HSLA鋼不能像低碳鋼那樣進行焊接。

可熱處理低合金（HTLA）鋼通常是重新奧氏體化，然后在焊接后進行淬火和回火。這種鋼是相對可硬化的鋼，在其淬火和回火狀態下，其YS高于960N/sqmm。焊縫金屬在焊接或應力消除狀態下，通常不能形成可接受的強度和韌性組合，達到這個水平。因此，有必要在焊接后對整個焊件進行重新奧氏體化，然后進行淬火和回火。

TMCP鋼的生產通常采用控制軋制，然后加速冷卻或在線直接淬火的組合方式。這種加工方式可以開發出高強度和高韌性的組合，同時保持良好的焊接性。焊接性好是因為這些鋼中的合金元素含量可以保持很低，C含量通常低于0.06%。這些鋼的YS水平可能高達700N/sqmm或以上。這些鋼通?？梢圆唤涱A熱就進行焊接。然而，在高強度的情況下，可能需要預熱，以防止焊接金屬出現裂紋。

鉻-鉬鋼被廣泛用于高溫應用。這些鋼的含鉻量從0.5％到9％不等，含鉬量從0.5％到1.0％。這些鋼通常以 "正火和回火 "或 "淬火和回火 "狀態交貨。由于這些鋼具有合理的淬透性，需要采取適當的預防措施以避免H2輔助冷裂（HACC）。服務應用往往對這些鋼的焊接提出了額外的要求。例如，在一些行業中，這些鋼需要有抗蠕變性，焊接金屬和HAZ都要提供足夠的蠕變性能。在一些行業的腐蝕環境中，需要限制最大的熱影響區硬度以避免腐蝕開裂。

鋼材對HACC的相對易感性

Graville建議，可以通過計算C當量（CE）并與Graville圖（圖1）所示的C含量進行比較來評估對HACC的敏感度。I區的鋼具有低的C和低的淬透性，不太容易出現裂紋。第三區的鋼具有高C和高淬透性，所有的焊接條件都會產生對裂紋敏感的微結構。因此，為了避免III區的鋼出現HACC，有必要使用低H2措施，包括預熱和焊后熱處理。II區的鋼具有較高的C水平，淬透性較低。因此，有可能通過限制HAZ的冷卻率來避免裂紋敏感的微觀結構。這可以通過控制熱輸入來實現，在小范圍內也可以通過預熱來實現。

圖1 格拉維爾圖顯示了鋼對HACC的敏感度與C含量和CE的關系。

格拉維爾圖中考慮的CE是CE=% C + (% Mn +% Si)/6 + (% Ni +% Cu)/15 + (% Cr +% Mo +% V)/5。當鋼從I區轉到II區，再轉到III區時，對冷裂的敏感性會逐漸增加。Graville圖還顯示，主要在III區的可熱處理合金鋼在焊接時需要特別考慮。鉻鉬鋼和Q&T鋼也需要注意，正如一些HSLA鋼所需要的那樣。低碳鋼很輕松焊接，除非是在厚的部分，為此需要采取一些預防措施。TMCP鋼是專門為位于I區而開發的，因此其焊接性非常好。圖1僅表示了可焊性的一個方面，還有許多其他問題，對于HACC來說，理想的優先選擇是使用將成分覆蓋推向Graville圖的左下角的鋼。

與電弧焊有關的正常缺陷

多孔性是由小袋氣體的夾帶造成的，特別是H2和N2（氮氣），通常在液體而不是固體的鐵（Fe）中具有較高的溶解度。在凝固過程中，氣體試圖脫離開焊接金屬。然而，由于高凝固率，一些氣體可能被束縛住。這種夾帶既取決于氣體溶解的速度，也取決于焊接金屬的凝固速度。 如果溶解率高，氣泡就有機會在鋼凝固前形成并逸出。如果溶解率低，則氣體保持在溶液中，這樣可以避免孔隙，但會出現其他問題，如H2誘發裂紋（HIC）或韌性差。在中等速率下，氣體可以成核，并根據溶解在焊接金屬中的氣體量和焊接凝固速率，產生氣泡而被束縛住。當氣體演化和凝固速度相同時，會出現一種非常嚴重的氣孔形式，稱為蟲洞，導致細長的氣袋發展，以取代基本的球形氣泡。

H2的可能來源包括焊劑中的水分、拉絲潤滑劑中的碳氫化合物或待焊接頭的表面污染物，以及 "氣體金屬弧焊"（GMAW）設備的漏水。由于電弧屏蔽不良，N2從進入電弧區域的空氣中收集。對于GMAW來說，當氣體流速太低以至于交叉氣流取代了保護層，或者太高以至于周圍大氣被吸入保護氣體時，就會發生這種情況。對于 "焊接金屬電弧焊"（SMAW）工藝，當焊工沒有足夠的技能或使用不當的方法導致電弧長度過長時，就會發生這種情況。

不完全熔合有多種形式，如接頭穿透力不足，沒有根部熔合，或缺乏側壁熔合。這些缺陷可能是由以下原因造成的：(i)輸入到焊縫的能量不足，主要是電流不足，(ii)行走速度過快，使焊接金屬在電弧前面流動，或(iii)電極角度或工作位置不當。

接頭穿透和根部熔合的困難通常是由于使用的接頭設計對所使用的焊接工藝不合適，或者忽視了為提供足夠的電弧穿透所需的措施。在大多數情況下，這意味著焊接電流太低。然而，在氣體保護焊接工藝的情況下，這可能意味著使用了錯誤的保護氣體。例如，使用富含氬氣（Ar）的混合氣體，滲透模式相對較淺，除了一個相當深的中央 "手指"。不幸的是，這個指頭通常不在中心位置，因此，不能依賴。然而，富含氦氣（He）或二氧化碳（CO2）的保護氣體混合物能夠產生更均勻和更深的有用滲透模式。當從一側進行焊接時，會出現根部融合不良的情況，這就要求修改接頭設計，以允許更好的滲透，或者改為從鋼件的兩側進行焊接。

在大多數情況下，當焊工沒有使用適當的措施或控制技術時，焊縫金屬和接頭之間缺乏側壁熔合。對于GMAW工藝，可能是由于使用了不適當的變化，如在焊接重的部分時，使用了短路轉移。短路轉移只在低能量水平下有效，這使得它非常適用于焊接鋼板或薄板的所有位置。這是因為該工藝的設計是為了提供很少的穿透力并迅速凍結焊接金屬。由于這個原因，焊縫金屬不會被熔化在熱量被迅速提取的接頭側壁上，也就是那些厚度超過6毫米的接頭。氬氣噴弧和二氧化碳保護的埋弧都會產生焊縫，這些焊縫體積太大，流動性太強，無法在垂直或架空位置上支撐。然而，這些工藝對于在平面或水平位置進行焊接非常有效。另一方面，富含氬氣保護的脈沖電弧變化在所有位置都非常有效，既能提供足夠的穿透力，又能控制焊池，防止因側壁熔合不良而造成缺陷。

熱裂紋也被稱為中心線或凝固裂紋，是由低熔點成分沿約束焊縫中心線的排斥引起的。它們在焊接完成后立即出現，有時在焊接過程中也會出現。如果打破焊縫以暴露這些裂縫，就會發現它們是藍色的，或者是熱染色的。這些裂紋通常是由硫（S）和磷（P）引起的，在高C合金鋼中更容易出現。大多數情況下，底層鋼板是它們的來源?；诤缚p成分的開裂敏感性，已經與經驗公式進行了比較，如UCS = 230 X % C + 190 X % S + 75 X % P + 45 X % Nb - 12.3 X % Si - 5.4 X % Mn - 1。如果UCS值小于10，那么對裂紋的敏感性就很低，而高于30的值意味著這種敏感性很高，而10和30之間的值意味著需要控制焊接技術。

缺陷，如熱裂紋和焊縫中的凹坑裂紋，在產生高稀釋度（即深穿）的焊接過程或技術中更容易發生。導致中心線裂紋的另一個因素是焊縫坑的尖銳淚滴狀輪廓，這是高焊接速度的特點。在這種情況下，焊縫坑經常出現收縮裂紋，稱為坑裂。水滴形凹坑和深穿透都是在 "埋弧焊"（SAW）工藝和使用CO2保護的GMAW工藝中產生的。這個問題也可能發生在非常凹陷的圓角焊縫中，因為其橫截面可能不足以承受由于焊接收縮而產生的橫向應力。

在大多數情況下，這個問題可以通過將S和P的綜合水平保持在0.06%以下來預防。然而，當使用高強度鋼焊接高度約束的接頭時，一般需要將綜合水平保持在0.03%以下。當需要焊接的鋼材中含有過量的S或P時，可以通過以下方式避免熱裂紋：(i)使用不深的焊接方法或技術，(ii)選擇足夠慢的行走速度以防止形成淚滴狀凹坑，(iii)提供凸形焊縫輪廓，以及(iv)在每個焊縫的末端填充凹坑。

片狀撕裂發生在基礎鋼板上，當通過其厚度受力時，通常發現在危險區的下方。它與含有薄層夾雜物的帶狀鋼有關，這些夾雜物位于鋼板表面之下。如果要使用臟鋼，那么可以通過改變接頭設計來防止這個問題，以減少焊接處通過鋼板厚度的應變。

暗切是一種不規則的切口，通常出現在水平角焊縫的上趾。該段焊縫的鋼底板被電弧熔化，但沒有被焊縫金屬重新填充。大多數情況下，這種缺陷是由選擇不當的焊接條件造成的，如電極角度、行走速度和焊接電流。當試圖用長度高于8毫米的焊腳進行角焊時，更容易發生這種情況。在GMAW工藝中，當使用含氧量低于2%的氬氣保護罩時，也會出現這種情況。在垂直位置進行的焊接中也會出現暗切，一般是由于過度編織造成的。

重疊，也稱為翻轉，通常與角焊有關，當焊接電流過低，無法正確熔化基礎鋼板，或者行走速度過低，無法接受沉積的金屬量時，就會出現重疊。在SMAW過程中對電極的處理不當也可能是一個因素。

夾雜物是由焊縫之間夾帶的熔渣產生的。夾雜物的來源是未熔化的焊劑碎片，它們可能被困在接頭中，或者是被允許在電弧前流動并被焊縫覆蓋的熔渣，或者是在焊接過程中未被清除的凝固熔渣，或者是在焊接前未從接頭中清除的重度磨屑。這個問題在SMAW工藝中最常見，因為它可能會因為焊工的控制技術不佳而加劇。在高冠或粗糙的焊縫上進行焊接時，可以預見到夾雜物的存在，因為它們的邊緣在焊接過程中很難清理或穿透。預防的方法是：(i)訓練焊工沉積具有準確平面輪廓的焊縫，(ii)定位焊縫以允許更高的能量和更多的液體沉積，(iii)防止焊縫之間出現鐵銹，以及(iv)確保焊縫在焊縫之間通過清潔或研磨得到適當處理。

氫氣誘發的裂紋

氫氣誘發裂紋（HIC）是一種主要與低合金鋼焊接有關的現象。導致HIC的因素有：(i)H2的存在，(ii)高拉應力，(iii)易受影響的微觀結構，(iv)溫度大約在200攝氏度和-100攝氏度之間，以及(v)時間。在較低的強度水平（約490N/sqmm），HIC通常被觀察到為基體鋼HAZ中的縱向裂紋，通常稱為珠子下裂紋。在較高的強度水平（約830 N/sq mm和更高），橫向裂紋也可能發生在焊接金屬中。

經常使用的表述 "H2脆化 "表明H2破壞了焊縫的韌性，但這個術語是一個錯誤的說法。對從裂縫之間的區域移除的材料進行的沖擊試驗表明，該材料表現出的韌性水平與沒有H2的焊縫相當，當然也包括裂縫。然而，拉伸延展性可能會降低，因為在拉伸試驗過程中可能會發生HIC，從而減少試驗樣品的橫截面積。由此產生的斷裂表面的缺陷被稱為 "魚眼"。冷裂紋是另一種表達方式，它被用來區分這些裂紋和熱裂紋，熱裂紋在焊接金屬中發現，是由低熔點成分在凝固過程中偏析產生。延遲開裂是另一個正在使用的術語。它是描述性的，因為HIC可能在幾天或幾周內不會發生。當預計會出現HIC時，經常在一周或更長時間內不對焊縫進行射線照相，以使裂紋得以發展。

機制

氫氣是所有電弧焊接過程中的一種普遍雜質。它存在于助焊劑中無法避免的水，填充焊絲表面的有機潤滑劑，收集在焊接點的碎片，以及可以吸入電弧流的空氣中的水分。H2在液態鐵中的溶解度比在固態鐵中的溶解度高，而且它在固態鐵中的溶解度也隨著溫度的升高而降低。H2在鐵中的溶解度是溫度的一個函數。

在1500攝氏度時，液態以上的溶解度約為30ppm（百萬分之一），但在固態下約為8ppm。在400攝氏度時，其溶解度下降到小于1ppm。焊接金屬的凝固速度非常高，因此，溶解在熔化的焊接金屬中的H2被保留下來。雖然H2以氣體形式逸出，但往往以小氣泡或焊接金屬孔隙的形式被截留，大量的H2以過飽和的形式留在固化的焊接金屬中。殘留物可能看起來微不足道，但必須承認，小到1ppm的H2都會導致高強度鋼的開裂問題。

在冷卻間隔期間，原子H2迅速擴散，一些進入焊縫HAZ，一些逃到空氣中，其余的留在焊縫金屬中。在適當的條件下，這些高度移動的原子會尋找金屬晶格中的裂縫和不連續點并集中在這些點上。在與晶格中的殘余應力的配合下，由于外部約束和凝固及固態轉化引起的體積變化，H2擴大了不連續點，形成微裂紋。當原子穿透裂縫并作為分子被束縛住時，局部的應力被突然緩解。由此產生的微裂縫，具有尖銳的尖端，也與高應力集中有關，在那里有更多的原子聚集。這些應力不斷積累，直到它們也隨著裂縫的延伸而被釋放。這種應力積累和裂紋釋放的過程一直持續到：(i)橫截面積減少到足以導致失效，(ii)H2逃逸的數量足以將其濃度降低到裂紋進行所需的水平以下，以及(iii)珠狀裂紋將焊縫中的殘余應力降低到裂紋進行所需的水平以下。

HIC不是自發發生的，而是以不連續的步驟發生的。階梯式的進展可以通過聲學來觀察。在小試樣中，也可以通過測量電阻的變化來監測其進展情況。監測描述了HIC過程開始后發生的電阻變化，以及HIC一步步發展直至失效的方式。監測還顯示了HIC對外部壓力水平的敏感性。當試樣上的應力超過其抗拉強度（TS）時，無論是否存在H2，都會迅速發生失效。然而，當有足夠的H2存在時，由HIC引起的損壞可以在應力遠低于TS時開始。只要有足夠的H2和時間，HIC就會導致破壞。通常情況下，啟動裂紋并導致失敗所需的時間隨著應力的降低而增加。

重要的是要知道，HIC在臨界應力以下不會發生。除了施加的應力，溶解在鋼中的H2量也起著重要作用。隨著H2的增加，啟動HIC所需的應力較小，而且啟動所需的時間也會減少。應力和H2這兩個變量的相互作用表明，啟動HIC的時間和低于失效的臨界應力都與鋼中的H2含量成反比。

影響HIC的第三個變量是鋼的微觀結構（無論是焊接金屬還是HAZ）。發生在C含量較高（超過0.3 % C）的鋼中的孿生馬氏體，通常是非常困難的，盡管該問題可能發生在所有針狀微結構中，包括貝氏體。這種假設可能是有缺陷的，因為針狀微結構是與高強度鋼相關的典型結構，而較高的應力本身就是HIC的一個加重因素。然而，具有相對寬容的微觀結構的鋼可能比具有敏感微觀結構的更強的鋼顯示出更高的臨界應力。通常情況下，較強的鋼對H2更敏感，因為HIC的啟動時間更早，臨界應力更低。在高強度馬氏體鋼和較弱的貝氏體鋼之間已經觀察到這種行為差異。

夾雜物也很重要。HSLA鋼的韌性會受到雜質的影響，特別是以夾雜物的形式出現時。然而，由于夾雜物可以作為H2原子的匯，它們也可以產生有益的影響。由于這個原因，一些純度很高的鋼已經被證明對HIC非常敏感。不能得出結論說，為了發展HIC，焊縫需要有外部的壓力。與熔接有關的差異收縮總是在焊件中產生殘余應力，除了極少數例外，這些應力至少相當于接頭中最弱部件的YS。由于大多數焊接金屬都比母材強，所以殘余應力接近于母材的YS。通常情況下，通過選擇較弱的或不太匹配的焊接金屬來保持盡可能低的殘余應力，有可能使關鍵結構中的HIC發展降到最低。對于某些應用，如涉及疲勞的應用，一個較弱但健全的結構可能比含有HIC的結構更適合。然而，鑒于敏感的微觀結構和足夠的H2，臨界應力可以非常低，大大低于典型的殘余應力。因此，如果HIC是一個問題，在大多數情況下，它在焊接結構離開制造區之前就會出現。

另一個重要的觀察是，HIC的機制受到溫度的影響。在更高的溫度下，H2的擴散率非常高，允許原子集中在晶格缺陷或焊縫中的其他尖銳不連續處。由于H2的流動性基本為零，HIC不太可能在低于-130攝氏度的焊縫中發生。

HIC的控制

在考慮HIC的冶金要求時，顯然可以采用一些方法來避免其發生。這些要求包括減少與焊接件有關的殘余應力。這些方法是：(i)避免在焊接金屬和HAZ中出現針狀微結構，或至少選擇那些貝氏體而不是馬氏體的微結構，(ii)在焊接操作中減少溶解在焊接金屬中的H2數量，或(iii)在H2造成損害之前允許其釋放。這些方法中最合適的方法取決于待焊部件的尺寸、所需的機械性能、預見的服務、要使用的焊接工藝和成本限制。在大多數情況下，需要做出妥協，這些方法的組合可能是最具成本效益的。

如前所述，焊縫中的殘余應力通常相當于接頭中最薄弱材料的YS。在引入高三軸應力的接頭配置中，殘余應力可能明顯高于YS。盡管設計者很少為了減少殘余應力而使用較弱的材料，但應該認識到，HIC對結構的疲勞壽命有很大影響。為了適應較弱的鋼材，一個更可接受的折衷辦法是重新設計焊接件，使其包含更厚的部分。然而，也可以采取其他方法來充分利用低合金鋼的強度而不產生HIC。

由于改變焊接金屬或熱影響區的微觀結構的可能性很小，除非可以選擇不同的鋼，否則應選擇對HIC最寬容的鋼材料。另一種減少焊縫中殘余應力的方法是在低于臨界溫度的情況下進行焊后熱處理。由于鋼在較高的溫度下比較脆弱，通過將焊縫加熱到可以發生塑性屈服的溫度，可以大大減少殘余應力。對于具有回火馬氏體結構的鋼來說，這種熱處理最合適的選擇是在原回火溫度或略低于原回火溫度，一般接近620攝氏度，這種處理稱為去應力退火（SRA）。為了使這種處理有效，在溫度下降到200攝氏度以下之前，焊件要保持在一個適當的大爐子里，然后，為了防止與變形有關的困難，要緩慢加熱和冷卻?？紤]到SRA處理所需的溫度和時間，很明顯，焊縫中所有可擴散的H2將被釋放。然而，除非出于避免HIC以外的原因要消除焊縫中的應力，否則SRA可能被證明是一個非常昂貴的選擇。在防止HIC的計劃中，后加熱也有一定的地位。沒有必要將焊件重新加熱到遠高于200攝氏度的溫度，以加速H2的逸出，并避免可能發生HIC的溫度范圍。這種熱處理適合于焊接部件，其體積小到可以在焊接前在爐子里預熱，并在焊接后立即回到爐子里，讓所有的H2逸出一段時間。這種方法主要對非常高強度的合金鋼很重要，因為它對與H2有關的裂紋問題非常敏感。

通過減緩焊縫在焊接后的冷卻速度，也可以得到類似的結果。在溫度下降到200攝氏度以下之前，這為H2的逸出提供了更多的時間。延緩冷卻速度也允許奧氏體轉變為較軟的微觀結構，對HIC不太敏感。

電弧焊的冷卻速度主要受三個因素影響，即（i）焊接開始前的接頭溫度，（ii）焊接過程中的電弧能量輸入，以及（iii）接頭厚度。初始溫度可以是鋼材存放區域的環境溫度，或者是由于以前用外部方法焊接而使焊件加熱到的溫度（焊間溫度），或者是接頭曾被加熱到的溫度（預熱溫度）。隨著預熱溫度的提高，冷卻速度會降低。電弧能量輸入是由電弧耗散的電能和電弧沿接頭移動的速度決定的。較高的電弧能量輸入會延緩冷卻速度。

連接處的厚度也會影響冷卻速度，因為進入連接處的大部分熱量會通過傳導進入焊件的主體。三維冷卻時，傳導達到最大。這發生在接頭厚度超過25毫米的時候。在較薄的部分，傳導的效果較差，這意味著焊縫冷卻率與厚度成反比。盡管薄型截面的冷卻率也受到輻射和對流的影響，但其效果遠不如傳導的效果明顯。

上述變量可以被納入一個單一的方程式中，從而可以計算出焊縫在特定溫度下的冷卻速度。CRt = K [(T-To)2 /E] 其中CRt是溫度為T時的冷卻速率，K是一個比例常數（包括對鋼材厚度的調整，如果其厚度小于25毫米），To是預熱或中間溫度，E是電弧能量輸入，計算公式為E= VI/S 其中V是電弧電壓，I是焊接電流，S是電弧移動速度。通過結合上述兩個方程，可以得到冷卻速率的一般表達式，即CRt= K [（T-To）2*S/VI]。這個方程是為了預測焊縫和HAZ的微觀結構而開發的，與連續冷卻轉變圖相結合。此圖允許確定冷卻速率，在此速率以上可以確保強馬氏體或貝氏體，在此速率以下可以避免。同樣的方程式可以用來計算對H2的演變和避免HIC的關鍵溫度下的冷卻速率。

焊接程序的調整是通過改變電流或移動速度來完成的。電壓是一個依賴性很強的變量，它由（i）焊接過程，（ii）電極、焊劑或保護氣體的特性，以及（iii）電流決定。它不能被看作是控制焊接冷卻速度的一個變量。

另一種延緩冷卻速度的方法，可能是最常見的方法，是在焊接前控制接頭的預熱溫度或焊接間溫度。這些溫度的相對較小的變化可以對200攝氏度左右的冷卻速度產生強烈的影響，這對HIC的發生至關重要。例如，通過將預熱溫度從20攝氏度提高到100攝氏度，200攝氏度的冷卻速度降低了三分之一左右。通過預熱到150攝氏度，冷卻速度降低了大約10倍，這在制造對HIC容忍度很低的高強度鋼時是一個非常重要的數字。

預熱是相當昂貴的。它可能會影響焊縫的微觀結構，并可能使焊工的工作條件無法忍受。然而，預熱對減少HIC至關重要。預熱會影響到用覆蓋式電極焊接時高強度鋼HAZ的低臨界應力。這種高強度鋼的極限TS約為750N/sqmm。然而，在25攝氏度的預熱下，也就是室溫下，在490牛頓/平方毫米左右的應力水平下，不到10分鐘就會因HIC而導致失效。在低于415牛頓/平方毫米的臨界應力下，不會發生故障。通過預熱到120攝氏度，臨界應力增加到620N/sq mm，這大約是高強度鋼的YS，但仍然被認為是不安全的。為了完全避免HIC，在用于生產焊縫的條件下，預熱溫度需要高于150攝氏度。

有許多方法被用來選擇最合適的預熱鋼的溫度，以避免HIC。一些方法依靠經驗得出的表格，列出了鋼材和推薦的焊接措施，包括預熱和后熱的措施。另一種方法是將裂紋傾向與鋼的淬透性定量地聯系起來，在CE的基礎上進行計算。CE的一個公式為：CE = C + Mn/6 + Si/24 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/4。

對于涉及到用覆蓋電極進行焊接的應用，具有不同CE的鋼的推薦預熱溫度雖然顯示出相當大的分散性，但總體趨勢顯示出CE和預熱溫度之間的線性關系。對于所需預熱的快速近似值，可以使用To =200 CE的關系，其中To的單位是攝氏度。對于包括所有數據點在內的散點帶，CE和預熱溫度之間更精確的互動關系可以通過To = 210 CE（+15至-45）來顯示。60攝氏度的散射帶相當大，這表明上半部分可用于選擇合適的預熱溫度，以避免潛在問題。然而，如果需要避免冶金軟化，那么最合適的行動方案是依靠實驗室試驗來確定預熱的最低有效水平。當然，這種確定需要考慮能量輸入、接頭的厚度和焊接過程。

H2的測量

直接測量焊縫金屬中的H2是困難的。除非在進行分析前很小心地阻止其從焊縫中逸出，否則測量的量一般不能代表可能導致裂紋產生的量。這意味著在等待分析時，應計劃快速分析樣品或在液氮（N2）中過冷以阻止H2的擴散。美國焊接協會（AWS）推薦的技術是測量從大約75毫米長的試驗焊縫中逸出的H2氣體體積。它被收集在Eudiometer管（在汞或甘油浴中）或氣相色譜儀的隔離室中。

間接方法也被用于測量H2的來源。對于用于GMAW和SAW工藝的焊絲，這可以通過測量其表面的碳氫化合物來完成。質譜法可用于分析。對于SMAW和SAW工藝，可以確定焊劑中吸附的水分。通常，這是通過測量在400攝氏度至425攝氏度高溫下干燥后的重量損失來完成的。與間接測量有關的問題是，H2從焊絲或焊劑轉移到焊縫的效率很難預測。它通常取決于焊接技術。因此，經驗結果被用來將焊接材料中存在的H2量與焊件中的HIC聯系起來。由于這個原因，工藝之間的比較變得非常困難。然而，即使是對氣體演變的測量也可能有問題，因為只測量可擴散的H2。一些留在溶液中，一些被困在焊縫缺陷或夾雜物中。

焊接過程的重要性

電弧焊接過程需要一個填充材料的來源，以及保護和控制電弧和沉積金屬的方法。在大多數情況下，填充材料是以棒狀、連續線或連續管的形式提供的。所有這些材料的表面都被富含H2的拉絲潤滑劑的殘留物所污染。在GMAW工藝中，使用屏蔽氣體進行保護。對于包芯線，則使用屏蔽氣體和助焊劑的組合。埋弧和覆蓋電極技術只涉及助焊劑。所有的助焊劑都是化學結合或吸附的水的來源。溶解在焊接金屬中的H2數量不僅在不同的工藝之間，而且在不同的工藝中也會有所不同。

在所有使用消耗品電極的電弧焊工藝中，GMAW工藝的H2含量最低，主要來源是焊絲表面殘留的拉伸潤滑劑。完全干燥的焊絲是不可接受的，因為它很難進給。對于YS小于520N/sqmm的鋼來說，殘留潤滑劑的數量一般不是問題。然而，當YS接近620N/sqmm時，如果要避免HIC，除非可以使用相對較高的預熱溫度，否則殘留的潤滑劑就會成為一個潛在的重要因素。當YS超過830 N/sq mm時，殘余潤滑劑應盡可能保持在較低水平。

殘余物的重要性反映在H2對焊縫HIC的影響上，這些焊縫的YS為930 N/sq mm，需要通過控制冷卻速度將其降到最低。在這種情況下，冷卻速度是在540攝氏度時確定的，這個溫度接近于焊縫金屬從奧氏體轉變為馬氏體時的溫度。 在大約30攝氏度/秒的相對較快的冷卻速度下，焊絲表面的4ppm的H2被證明已經引起了HIC。為了確保沒有HIC，H2要保持在低于3ppm的水平。通過調整焊接技術、預熱溫度或兩者，以便將540攝氏度的冷卻速度延緩到低于20攝氏度/秒，焊絲上的H2容許量可以增加到5ppm。

如H2測量中所述，很難預測在電弧中（或在到達電弧前）分解的表面污染物轉移到焊縫中的H2量，主要是當測量的水平為個位數ppm。這個水平非常低，以至于無法使用氣體演化技術來測量H2。在較低的冷卻速度下，對線材表面污染物的容忍度較高，這可能是由于較軟的微觀結構，也可能是由于H2的逃逸。為了保持高強度，較高的冷卻速度是必要的。通常情況下，當冷卻速度降到10攝氏度/秒以下時，強度會突然下降。顯然，為了在不遇到HIC的情況下獲得最強的焊縫，有必要盡量減少任何含有H2的污染物的存在。

其他電弧焊工藝不可能實現非常低的H2含量，因為它們需要助焊劑而不是保護氣體。助焊劑可以吸收水分。埋弧焊劑中的水分對YS為830N/sqmm的焊縫金屬的開裂敏感性有重要影響。它表明，低至7毫升/100克的擴散性H2水平可以使臨界強度下降到105 N/sq mm（1 ppm的H2含量相當于1.11毫升/100克）。即使烘烤焊劑以使焊接擴散的H2含量低于2毫升/100克也不能消除HIC。臨界應力仍然低于415N/sqmm。很明顯，用于埋弧焊的焊接條件是不可接受的。要么鋼對H2異常敏感，要么使用的焊劑不能充分干燥以減少H2污染。

在SMAW工藝中，當焊接強度超過480N/sqmm時，也會遇到類似的HIC問題。為此，專門開發了低H2電極，以盡量減少（如果不是防止）這一問題。低H2電極涂層的配方不含任何有機材料。這種低H2涂層在超過430攝氏度的溫度下烘烤，以減少殘余水分至約0.1％的水平。這幾乎是實際可行的最低水平，因為涂層中沒有水分往往會使其變脆。在最初的制造過程中，烘烤對殘留水分的影響表明，即使仔細控制配方和烘烤，覆蓋電極涂層的水分水平也不能降低到足夠低的水平，以防止YS高于830N/sqmm的鋼的HIC。

低H2電極的水分通常被規定為0.2 %，這個水分水平是預期的。這一水分水平是預期在商業低H2電極的涂層中發現的，在從密封的容器中取出后立即發現。然而，如果暴露在潮濕、溫暖的空氣中，電極涂層會重新吸收水分。吸取濕氣的速度取決于涂層中的成分。在某些情況下，重新吸收的水分可以達到超過1％的水平。出于這個原因，在炎熱和潮濕的日子里，應將電極儲存在加熱的烤箱中，并且只在短時間內暴露在車間的環境中。

已經開發了防潮涂層以應對再吸收的問題。盡管該涂層在暴露于相對涼爽和適度潮濕的環境中是相當安全的，但在熱帶條件下進行焊接時，必須采取額外的預防措施。通過在接近制造過程中使用的溫度下重新烘烤，有可能挽救已經變 "濕 "的電極。雖然重新烘烤可以挽救無意中暴露在潮濕條件下的電極，但這個過程不能重復，因為覆蓋的電極是用金屬粉末制成的合金，在重新烘烤的過程中可能會被氧化。因此，所產生的合金更瘦，更弱。

再烘烤會導致焊縫金屬中Mn和Si含量的損失，從而導致焊縫YS的下降。這種情況發生在非常有控制的再烘烤中。不幸的是，在車間氣氛中并不總是采取同樣的謹慎。Mn和Si含量以及機械性能的損失可能會大大增加。