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はじめに溶接割れの分類

溶接施工は古くから割れに悩まされてきた．割れとの戦

溶接割れは発生位置，形状によって分類されることが多いが溶接技術の歴史であるといっても過言ではない．溶接い．また，溶接部の割れは，表１，図１に示すように，そ割れは，鋼構造物の破壊につながる大きな要因となることの発生温度により高温割れと低温割れとに大別され，まから，鋼板を溶接する時にもっとも配慮を要する欠陥であた，発生時期により溶接中に生じる割れ，溶接後に生じるるといえる．したがって，鋼板の製造にあたっても溶接性を遅れ割れ，後熱処理時に生じる SR 割れ，使用中に生じる考慮することが最重要課題の一つになっている．

割れ，などに分類される 1)．

以上のように，割れは溶接部に発生する欠陥のうち最もその名称に示されるように，凝固温度あるいはそれにほ重篤なものであるため，発生原因並びに防止方法についてぼ近い高温域で発生する割れを高温割れと称する．高温割

数多くの研究がなされてきた 1)．未解決な部分も多いが，最れは，溶接金属及び熱影響部（HAZ）が高温にある時に発近では新しい割れ防止理論の研究や技術の開発が進めら生する割れで，発生温度により固相線温度以上で生じる凝れている 2)．加えて，至近時では観察技術の進歩によって，固割れと，固相線温度以下の比較的高温で生じる液化割れ

従来は不明確であったことも着実に現象が解明されつつ及び延性低下割れとに大別できる 4−7)．一般に，高温割れはある 3)．

柱状晶や樹脂状晶の境界を含めた結晶粒の粒界で起こる溶接割れと一口にいっても多くの種類があり，分類の仕ことが多い．

方も発生時期，位置，方向など，様々である．また，割れ

一方，低温割れは炭素鋼，高張力鋼，低合金鋼に発生しは軟鋼，低合金鋼，高張力鋼，ステンレス鋼，耐熱鋼など易く，約 300℃以下の温度に冷却された後に発生する割れ

多種の溶接部に発生する．

をいい，その発生箇所，発生形態，及び形状などにより，多その原因は大きくは冶金学的因子と力学的因子に分類種に分類される 4)．低温割れは，歪み集中部への水素の拡できる．冶金的な要因としては，材料の成分，凝固条件，熱散・濃化を伴い，特殊な環境においては溶接終了後数十時影響による母材の延性低下，過飽和水素による脆化，有害間を経て発生する場合もある．

不純物の存在が挙げられ，力学的要因としては，加熱および冷却過程において生じる収縮応力などの熱応力，変態応力，継手の拘束度などを指摘することが出来る．
ここでは，溶接部に生じる割れのうち，代表的な高温割

表１

溶接割れの種類

れと低温割れに焦点をあてて，その種類，発生原因，および防止対策について概説する．

溶接学会誌 第 78 巻（2009）第６号

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溶接金属の凝固割れ
Type 1. 偏析割れ
（粒界の偏析膜に原因）

HAZ の液化割れ
溶接金属の液化割れ（多層溶接）

高温割れ
Type 2. 延性低下割れ（膜のない新結晶粒界の延性低下に原因）

図３

溶接金属の延性低下割れ
HAZ の延性低下割れ
再加熱を受けた溶接金属の延性低下割れ（多層溶接）

高温割れの種類

BTR(Brittleness Temperature Range)

High temperatureductility curve

Ductility(1) Cracking(2) Critical strain rate

Emin

CST
(3) No cracking

High

図１

図２

Low
TL(Liquidus)

主な割れの形態

TS(Solidus)

図４

溶接中における凝固割れのメカニズム

図５

溶接高温割れの模式図（凝固割れ）

高温割れに関係する低延性域の図解

高温割れ
高温割れは，溶接金属あるいは溶接熱影響部（HAZ）が高温で延性の乏しい状態の時，結晶粒界が収縮応力に耐えきれず分離開口したものである．一般に延性の低い温度域性曲線ならびに高温歪み履歴の相互関係により，凝固割れとしては図２に示すように，凝固脆性温度範囲と再結晶温の発生が決まると言える 11)．

度範囲が考えられる 8)．これらの温度範囲で発生する割れ

3.1

は，さらに図３のように分類される．

（1）凝固割れ

高温割れの種類と形態

一般構造用鋼（炭素鋼，高張力鋼など），オーステナイト

図５に凝固割れの発生状況の模式図を示す．凝固の過程

系ステンレス鋼，Ni 基合金，Al 合金などの溶接時におけで成長してきた柱状晶の境界面に残留する液相あるいは液る高温割れは，主として凝固脆性温度範囲で起きる偏析割

相膜が凝固完了直前において収縮歪みによって開口する状れである 9)．

況を示したものである 7)．したがって，残存する液相の融点

一般に，図４に示すように，凝固中における固液共存領や量，固相とのぬれ性などが凝固割れに大きく影響する．一域の温度範囲は，凝固脆性温度領域（BTR）と呼ばれ延性

般に高温割れとはこの種の割れを意味することが多い．

が極めて低い．この高温延性曲線に対し，曲線（1）では歪この割れは，高溶着･高速溶接が可能なサブマージアー

み速度が速く，高温延性曲線と交差するため割れが発生す

ク溶接やマグ溶接による溶接部に多く認められる．図６にると考えられる 10)．したがって，BTR の広さおよび高温延は，大入熱サブマージアーク溶接金属のクレータ部に発生

42

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細井ほか：溶接割れについて

557

微細なもので，破面形態は粒界とデンドライト会合部の混在した形態を示す．
最近の研究では，高速ビデオカメラを用いて高温レーザ顕微鏡により，溶接凝固現象のその場観察が行われている．すなわち，割れの発生および割れ発生限界歪みの測定，

3，11)

固液共存領域での応力−歪み曲線の測定を行い，凝固割れ発生を予測し，凝固時の BTR を直接観察して計測する試
みがなされている．今後，割れ発生のメカニズムを詳細に解明する手段として興味深い．
3.2

凝固割れの発生原因と防止対策

高温割れの原因となる低融点の液膜は，低融点の共晶あるいは化合物，微量元素の偏析などによって形成される．
低融点の液膜形成とともに，不純物元素が凝固脆性温度範囲をどれだけ広げるかも，割れ感受性に大きく影響する．
特に，S と P は偏析割れを促進させる有害元素とされている．例えば，S は 988℃で Fe と FeS との低融点の共晶をつくり，Ni が添加されているときには 645℃で Ni と NiS の共晶をつくって凝固点を降下させる．
高張力鋼の溶接でみられる高温割れは凝固割れが殆どであるため，その発生原因と防止対策に触れてみたい．
図６

大入熱サブマージアーク溶接金属の凝固割れと破面

凝固割れは，その名称のとおり溶接金属の凝固モードに密接に関連した割れであり，次に示すような場合に発生しやすい．
ケース①：高電流・高速溶接による場合
ケース②：溶接金属中に凝固温度幅を拡大する元素が多く含まれる場合
ケース③：凝固初晶がオーステナイト相主体の場合
ケース④：凝固時の引張応力が大きい場合
サブマージアーク溶接やマグ溶接による高速溶接では，溶融池が涙滴形となり，柱状晶が発達しやすく最終凝固部の成分偏析が大きいために凝固割れが発生しやすくなる．
そのため，溶接速度を低速度化することにより，溶融池が楕円形となって柱状晶の発達が妨げられる．それと同時に偏析が軽減されるため，凝固割れが防止される 7)．

図７

溶接高温割れの模式図（液化割れと延性低下割れ）

凝固温度幅の拡大により，凝固の最終段階における液相の存在期間が長くなり，割れ発生の危険性が増大する．少量の添加によって凝固温度幅を大きく拡大する元素としした凝固割れとその破面状況の例を示す．割れは溶接終端ては，S，B，C，P 等が知られている．加えて，S，P は，部の回転変形応力によって最終凝固部が開口したもので，FeS，Fe3P 等の低融点化合物を作り，より融点を低下させこの例のように表面からは観察されない場合も多い．

る 7)．したがって，鋼材及び溶接材料の S，P を極力低減す（2）延性低下割れることが凝固割れ防止の有効な対策である．

延性低下割れは固相状態の粒界に生じるもので，特定のFe-C 系における包晶領域も含み凝固初晶がオーステナ高温領域（脆化温度域）での延性低下と収縮歪みに起因す

イト相主体の場合，凝固の最終段階における液相中の S，Pる割れである．多くの場合，この割れは微細であり，そのの濃度が高くなって粒界に偏析し，割れの危険性を増大さ破面形態は粒界脆性破面を呈する．

せる．これは，フェライトにおける P，S の最大溶解度に（3）液化割れ

対して，オーステナイト中での固溶限が大きく下回ること

図７に液化割れと延性低下割れの発生状況を模式的にによる 7)．すなわち，液相に存在していた P，S は，初晶が示す．液化割れは HAZ 粗粒域の高温に加熱された粒界が，オーステナイト相の場合にはデルタ相（フェライト）の場低融点化合物あるいは共晶の生成や，成分偏析などによ合よりも多く液相中に残り，割れ発生の原因となるのであり，局部的に溶融して，収縮時に開口することで発生する．

る．この問題を実用面から回避するために，実際の溶接施多層盛り溶接金属では，次層の溶接熱で前の層の溶接金属工においては，高 C 系鋼材（C≧約 0.15%あるいは溶接金が高温に加熱されて生じることもある．この割れも多くは属中の C として≧約 0.1%）や含 Ni 鋼材（Ni≧約 3%）に溶接学会誌 第 78 巻（2009）第６号

43558対しては，高電流・高速溶接は行わず，低電流・低速溶接（2）拡散性水素量法が採用されている．また，耐割れ性向上のために，溶接溶接金属中には，溶接直後水素が含まれている．溶接金

材料面からも低 P 化，低 S 化への配慮がなされている．な属は，水素を含むと延性が低下し，その程度は水素量が増

お，凝固様式としてはオーステナイト相とデルタ相（フェえるほど著しくなる．また，水素は原子半径が小さいため，ライト）の混合が一般的である．

金属中を自由に動き回ることから，これを拡散性水素と呼一方，凝固割れに対する応力の影響は極めて大きい．応んでいる．

力としては一般に収縮歪みが考えられるが，大入熱サブマ

過剰な拡散性水素は，結晶格子のすき間に集積し，分子ージアーク溶接では終端部の回転変形応力が凝固直前・状となった水素が圧力を高めて割れを誘発する．必要な水直後の溶接金属に作用し，前述の凝固割れを生じる．回転素量が集まるためには時間がかかるため，この水素に起因変形応力を抑制する仮付け方法やタブ板の工夫等によっする割れを遅れ割れ（ビード下割れ，止端割れ，ルート割て凝固割れは著しく軽減される．

れ等）とも呼んでいる．ミクロ割れ，銀点などの欠陥も拡散性水素の影響で発生する．
低温割れは水素に起因する割れであるため，初期水素量を低温割れ抑制することが出来れば割れの危険性は低くなる．溶接部に低温割れの名前の由来は，溶接部に侵入した水素と残留侵入する水素は溶接材料からだけではなく，大気中の水蒸気応力によって引き起こされ，溶接部が約 300℃以下（よりや開先内の水分・油分なども水素発生源となるため，溶接時厳しくは 100℃以下）という比較的低い温度域で発生するにはこのような影響も考慮する必要がある．溶接部の水素量ことによる．

は溶接金属 100g あたりの水素量（ml/100g）で表される．

低温割れは溶接部の拘束応力やひずみ集中個所に水素が（3）拘束度・応力集中拡散し，硬化組織の水素脆化によって起こるものである．特拘束度とは，溶接部がどれだけ周囲から拘束されているに，割れ発生起点における残留水素濃度がトリガーになる．

かということを表す指標である．溶接継手のルート間隙をしたがって，割れ防止のためには 100℃付近における溶接部単位長さ縮めるために必要な単位溶接長さ当たりの力は，の残留水素濃度の割れ発生限界値を検討する必要がある．

溶接継手の拘束度 Rf（N/mm･mm）として定義されてい高張力鋼の溶接でよく見られる割れには，表１，及び図る．実際の構造物における割れ防止条件は，次の式 Pw 式

１にある初層溶接時のルート割れ，最終層余盛止端部のトと溶接低温割れ防止冷却時間との関係により，選択するこウ割れ（止端割れ），多層溶接金属の横割れ，ラメラテア等とが推奨されている 8)．

がある 12，13)．この種の割れは粒界・粒内のいずれにも生じ，破面形態は水素による擬へき開破面を呈している．
4.1

Pw=PCM＋H/60＋Rf/400000

低温割れの要因

低温割れの発生要因としては，炭素当量，拡散性水素量，拘束度・応力集中，溶接入熱量，予熱・パス間温度などが（4）溶接入熱量，予熱・パス間温度
これらの因子は，溶接部の熱履歴に影響を与えるものと挙げられる．

捉えるべきものである．溶接入熱量は溶接単位長さ当たり（1）炭素当量に加えられる熱エネルギ量であり，HAZ の変態挙動にと低温割れは，水素と引張り残留応力が存在すれば必ず起って重要な⊿t8/5（800℃→500℃まで冷却される時間）に大こるものではなく，鋼材によって割れ易い場合と割れにくきな影響を与える．一方，予熱は前述した水素の拡散に重い場合があり，そのため各鋼材の割れ感受性を表現するた

要な 300→100℃の冷却時間に大きな影響を与える．予熱めの指標が検討されてきた．これが炭素当量である．鋼材を施し，パス間温度を維持することは，水素の拡散係数がの組成から計算されるもので，一般に各成分の 1 次式の形高くなる高温度域に溶接部を長時間滞留させ，水素の放出で表現され，C の係数を１とするため炭素当量と呼ばれてを促進して遅れ割れを防止する有効な施工法である．

いる ．また，国内でよく用いられている割れ感受性指数4.2である PCM も炭素当量式と考えることが出来る 15)．PCM と（1）ルート割れ14)

CE (IIW) は，低温割れの形態

ルート割れは，ルート（ギャップ）そのものが切欠きとして作用し応力集中を生じて発生するものである．HAZ

PCM＝C+Si/30+(Mn+Cr+Cu)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B（熱影響部）および溶接金属の両方に発生し，前者が主に拡(%)

散性水素の作用による低温割れである．ルート割れは，大CE(IIW)＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo)/5

きい場合にはマルテンサイト等の硬化組織からなる鋼材(%)

熱影響部あるいはボンド部を伝播し，最終的には溶接金属をせん断破断する形態を呈する．従って，この割れを表面と 表 さ れ て い る ．そ の 他 に 日 本 溶 接 協 会 の 炭 素 当 量CE(WES) も提唱されている ．

から見ると溶接金属の縦割れのように観察される．
また，鋼材の PCM が小さい場合，熱影響部はほとんど硬16)化しないので，ルート部に発生した割れは溶接金属内を伝CE(WES)＝C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14

播することもある．

(%)（2）止端割れ
止端割れは溶接継手部において止端を起点として発生

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細井ほか：溶接割れについて559

し，硬化組織からなる鋼材熱影響部あるいはボンド部を伝

図８には，（社）日本鋼構造協会から推奨された実継手の播する．表面からは，最終層余盛止端部に沿った縦割れと低温割れ防止条件選択基準を示す 18)．図に示されるようして観察される．に，割れを防止し得る 100℃までの限界冷却時間が，鋼材（3）多層溶接金属の横割れの PCM，溶接金属の拡散性水素量と継手の拘束度に依存す

この割れは，溶接部表面直下すなわち板厚方向においてる．100℃までの冷却時間は予熱温度，予熱方法，溶接入熱，最も溶接残留応力と水素濃度が高まる位置に多く発生す

板厚及び外気温度によるが，それらをまとめたのがこの図

る．溶接線方向にほぼ直交すると共に板厚方向に伸展するである．割れに対する各種要因の定量的把握のための総合形で溶接金属に内在している．大きい場合には，板厚を貫評価式といえる．

通し，また鋼材にも達する割れとなることもある．

（2）多層溶接金属の横割れ（4）ラメラテア
ラメラテアは十字継手，T 継手，角継手などの板厚方向に引張応力を受ける溶接継手で鋼板表面に平行な割れが発生

多層溶接金属の横割れの発生原因は水素，硬化組織と溶接残留応力であり，次に示すような場合にこの割れは発生しやすくなる．

する現象であり，その発生原因は MnS などの非金属介在物を起点とするものの他，ルート割れが起点となるものなどがある 17)．ラメラテアは，一般にテラス–ウォール形階段状割発生原因①：溶接金属の拡散性水素量が多い場合

れと呼ばれるもので，図１に示すような形態である．

発生原因③：溶接金属の炭素当量が大きい場合（強度が4.3

発生原因②：溶接時の冷却速度が大きい場合

各種低温割れの発生原因と防止対策（1）ルート割れと止端割れ高い場合）
発生原因④：板厚が大きい場合（積層厚さが大きい場合）

ルート割れ及び止端割れの発生原因は，水素，硬化（硬化組織），応力（応力集中を含む）である．従って，次に示発生原因⑤：層間の時間が短い場合すような場合にこの種の割れは発生しやすくなる．
溶接施工において積層厚さを低減することは困難であ発生原因①：溶接金属の拡散性水素量が多い場合

り，防止対策としては下記が有効である．

発生原因②：鋼材の炭素当量あるいは PCM（溶接割れ感受性組成）が大きい場合防止対策①：溶接金属の拡散性水素量の低減

発生原因③：溶接時の冷却速度が大きい場合防止対策②：予熱の採用発生原因④：溶接金属の炭素当量が大きい場合（強度が防止対策③：溶接金属の強度の適正化高い場合）
発生原因⑤：継手の拘束度が大きい場合
継手の拘束度を低減することは困難であり，従って防止対策としては下記が有効である．

防止対策④：パス間温度の維持防止対策⑤：溶接直後熱処理の採用
図９に高張力鋼用サブマージアーク溶接金属において，溶接金属の多層溶接割れに及ぼす強度及び拡散性水素量と割れ防止予熱温度の関係を示す．強度が低いほど，及び防止対策①：溶接金属の拡散性水素量の低減

水素量が少ないほど，割れ防止予熱・パス間温度を軽減で防止対策②：鋼材の炭素当量あるいは PCM の低減きることが明らかである．これらの要因の定量的な影響度防止対策③：予熱の採用

は，次式にまとめられる 19)．

防止対策④：溶接金属の強度の適正化

図８Pw 値と割れの発生しない限界冷却時間の関係

図９

多層溶接金属の強度・水素量と割れ防止予熱温度の関係
溶接学会誌 第 78 巻（2009）第６号

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表２

耐ラメラテア鋼材の特性（WES3008-1999 抜粋）

T＝1.15･TC

ラメラテアに関しては，1960 年代半ばから 1980 年にか

TC=5.24･σB／9.81＋277･log[H]DGC−482

けて多方面で活発な研究が行われた．（社）日本溶接協会
IL 委員会において，S 含有量，板厚方向（Z 方向）の延性ここで，T：割れ防止予熱パス間温度（℃）

を主としてこの問題が検討され，IIW 第 IX 委員会でも積TC：割れ感受性指数極的な検討が進められた．この検討によって，ラメラテア

σB：溶接金属の引張強さ（MPa）の要因，圧延鋼材の材質，設計及び施工，拘束度，溶接金［H］
D–GC：ガスクロマトグラフ法による溶着金属属の強度及び拡散性水素量等の影響が明確化された．特の拡散性水素量（ml／100g）に，鋼材の選択と設計・施工面からの対策が重要とされて高張力鋼の溶接において，割れ防止の観点からは，溶接いる．前者では圧延鋼材の S 含有量が 0.010％未満，Z 方向金属の強度を許容範囲内で低減することが溶接施工上，好の絞り値が 15％以上が望ましいことが提唱され，後者にましいことを示している．水素の放散の面からは，予熱もおいては設計上の配慮に加え低水素系溶接材料，低強度溶有効である．さらに，150〜250℃程度の直後熱処理がより接材料による予熱及び直後熱処理併用施工を提唱するに有効である．

至っている 17)．

この種の割れは，歪み集中部への水素の拡散・濃化を伴これらの研究成果を受けて，（社）日本溶接協会ではうので，溶接終了後数十時間を経て発生する場合もみられ

WES3008−199920)に 耐ラメラテア鋼材の特性 を制定しる．溶接部に対する非破壊検査が一般に 48 時間経過後にている．その規格内容を表２に示す．S 含有量と Z 方向の実施されているのはこの理由による．このことは，溶接後，絞り値をラメラテア発生の危険度レベルごとに規定した脱水素を目的とする直後熱処理を施した場合に，検査までもので，ラメラテアの危険性の高い継手に対しては鋼材のの時間が短縮される理由とも同様である．

選定が重要なことを表している．

（3）ラメラテア

なお，水素量の低減，予熱・直後熱処理の効果について

ラメラテアには，鋼材中の圧延によって伸ばされたMnS 系介在物の存在と板厚方向の応力が大きく関与し，は，前述のルート割れと止端割れ及び横割れの場合と同様である．

次いで水素が原因としてあげられる．一般に，次に示すような場合に発生しやすい 17)．

終わりに発生原因①：圧延鋼材の S 含有量が多い場合
発生原因②：鋼材中の圧延によって伸ばされた MnS の溶接割れに関し，本報では構造物の溶接施工に係わって発生するものを対象として概説した．割れに関する従来からの知見を，原因と施工面からの防止の観点でまとめた．

存在
発生原因③：溶接積層厚さが大きい場合

割れは構造物の信頼性を左右する重大な欠陥であるため，発生原因④：溶接金属の強度が高い場合割れの防止は材料開発が進みその品質が改善されてきた発生原因⑤：溶接金属の拡散性水素量が多い場合

現在でも，溶接技術・施工における最も重要な課題である

発生原因⑥：溶接時の冷却速度が大きい場合ことに変わりはない．
最近の観察技術・測定技術の進歩には目を見張るものがあり，当該分野における適用も著しく発展している．こ防止対策としては下記が有効である．

れらの新技術が溶接の分野を超えた組織制御や凝固プロ

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防止対策①：圧延鋼材の S 含有量を低減すること

セス全てに共通する永続的課題の解決に寄与し，新規な溶防止対策②：鋼材中の S を球状化すること

接冶金やプロセスを生み出す原動力となっていって欲し防止対策③：予熱と直後熱処理の採用

いと考える．そして，何よりも溶接割れの撲滅に向けた材防止対策④：溶接金属の拡散性水素量の低減

料開発および施工技術のさらなる進歩と発展を願って止防止対策⑤：溶接金属の強度の適正化

まない．

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細井ほか：溶接割れについて

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参考文献
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