ESTUDO DA INFLUÊNCIA DA VELOCIDADE DE SOLDAGEM NA FORMAÇÃO DE TRINCAS A QUENTE NA LIGA DE ALUMÍNIO AA6013 SOLDADA A LASER

ESTUDO DA INFLUÊNCIA DA VELOCIDADE DE SOLDAGEM NA FORMAÇÃO DE TRINCAS A QUENTE NA LIGA DE ALUMÍNIO AA6013 SOLDADA A LASER Rafael Humberto Mota de Siqueira, rafaelhmota@yahoo.com.br 1 Carlos Eduardo Cancellier da Fonseca, cec.fonseca@hotmail.com 2 Rudimar Riva, rudiriva@gmail.com 3 Milton Sergio Fernandes de Lima, msflima@gmail.com 3 1 Instituto Tecnológico de Aeronáutica, Praça Mal. Eduardo Gomes, 50, CEP 12228-900, São José dos Campos, SP, 2 Universidade de Taubaté, Rua Daniel Danelli, s/n, CEP 12060-440, Taubaté, SP, 3 Instituto de Estudos Avançados, Trevo T. Cel. J. A. A. Amarante, 1, CEP 12228-970, São José dos Campos, SP. Resumo: Trincas a quente, poros e mordeduras são defeitos comumente observados em cordões de solda e tem influência no comportamento mecânico das juntas. Os defeitos podem ser controlados com os parâmetros do processo, como a distribuição de energia na solda e a velocidade de soldagem. Neste trabalho foi estudada a influência da velocidade de soldagem na formação de defeitos em juntas do tipo T, de alumínio aeronáutico AA6013. Chapas com 1,6 mm de espessura foram soldadas sem metal de adição com um laser de Yb-fibra operando em modo contínuo. A potência do laser foi variada entre 800 e 1500 W e a velocidade de soldagem entre 17 e 100 mm/s com o feixe focalizado sobre a junta. A solda foi realizada em um único lado da junta com um ângulo de 12. Foi utilizado gás hélio como proteção com fluxo de 20 l/min. As análises microestruturais foram realizadas por microscopia óptica e eletrônica de varredura. As propriedades mecânicas da junta soldada foram avaliadas com ensaios mecânicos de tração e dureza Vickers. As análises microestruturais revelaram que os cordões de solda feitos com as velocidades de 100 e 50 mm/s apresentam trincas a quente, embora não se tenha observado porosidades e mordeduras. Na velocidade de 17 mm/s, observaram-se defeitos como mordeduras e porosidades, mas não há formação de trincas. A diminuição da susceptibilidade ao trincamento a quente está associada à diminuição da taxa de deformação no intervalo de temperatura referente à zona pastosa. Esta diminuição foi verificada por meio de simulação por elementos finitos do processo de soldagem a laser. Os resultados dos ensaios de tração mostraram que as amostras que não apresentaram trincas obtiveram níveis de tensão máximo, em média, 20% superiores às amostras trincadas. A presença de porosidade ou de mordedura no cordão não afetou os níveis de tensão máxima. O cordão de solda apresentou diminuição nos níveis de dureza de aproximadamente 15 HV em relação ao material base, independente das velocidades e das potências utilizadas. Esta diminuição foi associada à dissolução de precipitados obtidos inicialmente por envelhecimento à temperatura ambiente (T4). Os resultados mostraram que a formação de trincas a quente podem ser controladas com a velocidade de soldagem e que as propriedades estáticas são sensíveis à presença das trincas. Palavras-chave: soldagem a laser, parâmetros do processo, trincas a quente. 1. INTRODUÇÃO O setor aeronáutico mundial, desde o final do século passado até os dias atuais, vem estudando processos alternativos de junção em estruturas aeronáuticas, em substituição ao processo tradicional de rebitagem. Os processos de soldagem são alternativas bastante promissoras na substituição do processo de rebitagem tradicionalmente utilizado na fabricação de estruturas aeronáuticas. Atualmente, técnicas de soldagem a laser (laser beam welding LBW) e soldagem por fricção (Friction Stir Welding FSW) já estão sendo utilizados na indústria aeronáutica (Mendez et al, 2001). Estudos realizados por Siqueira et al (2014) mostraram que o processo de soldagem a laser é promissor na substituição do processo de rebitagem na união entre o revestimento e o reforçador na fuselagem de uma aeronave. Ensaios estáticos de tração apontaram que os limites de resistência das juntas soldadas a laser apresentaram uma capacidade para suportar cargas 133% maior que as juntas rebitadas (Siqueira et al, 2014). Durante o processo de soldagem, em função dos ciclos térmicos, é comum a formação de defeitos na zona fundida (ZF) e na zona termicamente afetada (ZTA). De acordo com as exigências de qualidade para a junta soldada, um defeito pode ser considerado como prejudicial para a utilização futura da junta (Marques et al, 2009). Defeitos comumente encontrados em juntas soldadas a laser, comum a todos os processos de soldagem por fusão, são as porosidade e as trincas a quente (Kannatey-Asibu Jr, 2009). A presença de porosidade nas soldas a laser depende de uma série de fatores, especialmente: o tipo e o fluxo de gás de proteção utilizado no processo, a velocidade de soldagem, as condições de focalização do feixe sobre a amostra e a preparação da superfície metálica antes do processo de soldagem (Haboudou et al, 2003). O aprisionamento de hidrogênio ou do gás de proteção durante o processo pode ainda favorecer o surgimento de microporos no cordão de

solda. Os macroporos também podem ser encontrados, principalmente, na soldagem a laser por penetração devido à instabilidade do keyhole (Pastor et al, 1999). O trincamento a quente está associado com a formação de filme de material líquido segregado entre os contornos de grão nos estágios finais de sua solidificação e com a incapacidade desta estrutura resistir aos esforços decorrentes da contração do material. A formação destes filmes é promovida por certos elementos de liga capazes de sofrer segregação. Frequentemente, este tipo de trinca aparece no centro do cordão de solda, mas pode aparecer em diferentes localizações e orientações, inclusive como microtrincas (Marques et al, 2009). Uma técnica muito comum para diminuir o trincamento a quente na soldagem da liga AA6013 é a utilização de metal de adição rico em silício. Vários estudos foram conduzidos para estabelecer uma relação entre a quantidade de silício do metal de adição utilizado e a formação de trinca a quente em uma junta de alumínio AA 6013 soldado a laser (Badini et al, 2009; Frabrègue et al, 2009). Estudos mostraram, também, que há uma melhoria das propriedades mecânicas das juntas soldadas a laser com a utilização de metal de adição. Com o aumento na concentração de silício, no metal de adição, o limite de resistência máxima e a deformação da junta melhoraram e os valores de dureza da ZF aumentaram (Braun, 2006 e Frabrègue et al, 2009). Outra maneira de diminuir a formação de trinca a quente é o controle da velocidade de solidificação (tempo de residência) e a diminuição do gradiente de temperatura, conforme previsto pelo modelo de Rappaz et al (1999). Portanto, este trabalho propõem estudar a influência da velocidade de soldagem na formação de trincas a quente no cordão de solda em juntas do tipo T, de liga de alumínio AA 6013-T4, soldadas a laser sem a utilização de metal de adição. 2. MATERIAIS E MÉTODOS O material utilizado foi à liga Al-Mg-Si, classe AA6013-T4, na forma de placas com 1,6 mm de espessura. Nos experimentos, as placas a serem soldadas foram lixadas com papel de carbeto de silício de grana 600, lavadas e limpas com álcool isopropílico. Para o processo de soldagem a laser foi utilizado um laser de Yb-fibra (IPG modelo YLR-2000) com 2 kw de potência média. O feixe do laser é guiado por uma fibra ótica com 10 m de comprimento e 0,1 mm de diâmetro até um um sistema óptico de colimação e focalização. Com este sistema, o feixe de laser focalizado na superfície das amostras apresenta um diâmetro de 0,1 mm, com uma distribuição de intensidade aproximadamente gaussiana (Oliveira et al, 2015). A potência do laser foi variada entre 800 e 1800 W, a velocidade de soldagem variou entre 17 e 100 mm/s e o ângulo de soldagem foi fixado em 12. Hélio foi utilizado como gás de processo com fluxo de 20 l/min. A solda foi realizada com apenas um passe em filete. Para a realização da soldagem as chapas foram posicionadas na configuração de uma junta T, Figura 1) (a), sem a utilização de metal de adição (autógena). Foram utilizadas placas com 100 x 70 mm e com 100 x 20 mm para o revestimento e para o reforçador, respectivamente. Para garantir a perpendicularidade entre o revestimento e o reforçador foi utilizada uma mesa de alumínio com um travessão, como apresentado no esquema da Figura 1) (b). Reforçador Revestimento Cordão (a) (b) Figura 1. Imagens de uma amostra soldada (a) e um esquema do sistema de fixação das amostras para soldagem (b). A análise dos resultados foi realizada por microscopia óptica e eletrônica de varredura, ensaios de tração e microdurômetro Vickers. Análises por microscopia óptica foram realizadas na seção transversal da junta, as quais foram polidas e atacadas quimicamente com solução de Keller (2% HF, 10% HNO 3 e 88% H 2 O), por aproximadamente 10 segundos. O microdurômetro Vickers foi usado com uma carga de 50 gf, aplicada durante 10 segundos. Os ensaios de tração foram realizados em uma máquina universal de ensaios (Emic, modelo DL 100 kn), com uma velocidade de ensaio de 1,0 mm/min em temperatura ambiente. Para cada condição de velocidade e de potência três corpos de prova (CDPs) foram ensaiados. Os ensaios de tração foram realizados tracionando-se o revestimento no sentido transversal ao reforçador com a finalidade de avaliar a influencia da presença de defeitos no cordão de solda no comportamento mecânico da junta.

Esta geometria de ensaio simula a tensão circunferencial atuando no painel estrutural da aeronave submetido ao diferencial de pressão em altitude ( hoop test ). Nestes ensaios foram utilizados CDPs retos, sem redução de área, conforme apresentado na Figura 2). Os corpos de prova foram cortados com 70 mm de comprimento e com 10 mm de largura, todos os CDPs tinham a mesma dimensão e com o reforçador no centro. Devido à geometria dos corpos de prova e a distância entre as garras, não foi utilizado um extensômetro. Portanto, foi considerado apenas o limite de resistência máxima e deslocamento. Foi considerado como limite de resistência a tensão máxima de resistência à tração e deslocamento como sendo o deslocamento das traves da máquina. Figura 2. Esquema do corpo de prova de tração (CDP). Os dados experimentais foram comparados com aqueles obtidos por meio do programa de simulação Sysweld. Foi simulada uma junta T de liga AA6013-T6, utilizou-se como revestimento uma placa com 100 x 100 x 50 mm e como reforçador uma placa com 100 x 100 x 1,6, com uma linha de solda na quina entre o revestimento e o reforçador. Foi utilizada uma potencia média para cada uma das três velocidades e a absorção do laser na peça foi fixada em 80%. 3. RESULTADOS E DISCUSSÕES Foram realizados ensaios variando-se a velocidade (V) e a potência (P) do laser, conforme a Tabela 1), enquanto as outras condições foram mantidas constantes. A Figura 3) apresenta a seção transversal das amostras produzidas segundo os parâmetros da Tabela 1). A largura do cordão variou entre 0,8 e 1,8 mm, sendo muito mais influenciada pela velocidade de soldagem do que pela potencia do laser. A profundidade da penetração do cordão obtida variou entre 1,5 e 2,5 mm e aumenta proporcionalmente, como esperado, com a razão P/V (Kannatey-Asibu Jr, 2009). Verifica-se que as zonas fundidas dos cordões de soldas apresentam poros e trincas para as velocidades de 50 e 100 mm/s. Nas soldas efetuadas com a velocidade de 17 mm/s embora se observem poros, não há evidencia da formação de trincas. Na velocidade de 50 mm/s, Figura 3), e para as potências mais altas são observadas a existência de poros abertos e fechados. Isso se deve à maior quantidade de gases aprisionados pela superfície aberta da raiz. Já na condição 4 (50 mm/s e 1000 W) a profundidade do cordão foi inferior à espessura da chapa, em função do menor valor de P/V, nesta condição. No caso da velocidade de 100 mm/s, Figura 3), não é observada porosidades de grande diâmetro como visto para as velocidades mais baixas. No entanto, há a formação de trincas que atravessam transveresamente o cordão. Tabela 1. Parâmetros de processo. Condição Potência (W) Velocidade (mm/s) Outros Parâmetros 1 800 17 2 1000 17 Proteção gasosa de He 3 1200 17 Fluxo 20 l/min 4 1000 50 5 1200 50 6 1500 50 Ângulo de soldagem 12 7 1500 100

100 mm/s 50 mm/s 17 mm/s 8º Congresso Brasileiro de Engenharia de Fabricação 800 W (1) 1000 W (2) 1200 W (3) 1000 W (4) 1200 W (5) 1500 W (6) 1500 W (7) Figura 3. Microscopia óptica da seção transversal das juntas. Os números se referem às condições apresentadas na Tabela 1). A amostra soldada com o parâmetro da condição 7 (100 mm/s e 1500 W) foi analisada por microscopia eletrônica de varredura (MEV), Figura 4), com a finalidade de observar com maior detalhe (ampliação) as características das trincas e o seu caminho de propagação. Na imagem (a) da Figura 4) é possível observar uma dendrita equiaxial, formadora de um grão, e que as trincas são interdendríticas e, consequentemente, intergranulares. Já na imagem (b) da Figura 4) é possível visualizar com melhor detalhe a morfologia da trinca. Evidenciando que a superfície da trinca apresenta uma aparência sinuosa, típica de trincamento a quente, com características dúcteis e com algumas regiões de ligação entre os grãos. (a) (b) Figura 4. Imagens por MEV da zona de fusão da amostra soldada na condição 7, evidenciando a morfologia da trinca. Uma vez que o fenômeno do trincamento a quente parece estar associado com à velocidade de soldagem, foi realizada uma simulação pelo método de elementos finitos do processo de aquecimento, fusão e solidificação que ocorrem durante a soldagem, utilizando o programa Sysweld. O programa permite estimar em função dos parâmetros de processo as principais quantidades envolvidas na formação de trincas durante a soldagem, como a taxa de deformação, o gradiente térmico, a taxa de resfriamento, a velocidade de solidificação e a tensão residual, em qualquer

posição dentro e fora do cordão. Um fator importante nesta estimativa é a determinação do ponto de origem da trinca, o que permite avaliar estas quantidades nesta posição. Este ponto de origem da trinca é chamado de ponto de referência (PR). Segundo várias análises metalográficas, foi possível determinar que a trinca se origina sempre na mesma posição em relação ao centro da solda. O PR se situa na periferia da zona fundida, próximo à ZTA, mais especificamente 0,8 mm dentro do cordão e cerca de 0,2 mm da borda de fusão. Também foi determinado previamente que a temperatura de 570 C é aquela na qual a fração de líquido é a mais vulnerável para o trincamento, f l = 10%. Na Tabela 2) são apresentados os resultados obtidos considerando as seguintes variáveis: taxa de deformação na temperatura de 570 C (ε T=570 C ), gradiente térmico na temperatura de 570 C (G T=570 C ), velocidade de solidificação no ponto de referência (V s ), taxa de resfriamento (TR) no ponto de referência e tensão residual (σ R ) no ponto de referência. A taxa de deformação no PR é essencial para a análise da susceptibilidade ao trincamento. Segundo a teoria de Rappaz et al (1999), se ε T estiver acima de um valor da taxa de deformação crítica, ocorre o trincamento. Não é possível determinar ao certo o valor crítico da taxa de deformação, no presente estudo, por uma série de fatores, tais como: a solda não apresenta simetria, a evolução da fração de sólido é desconhecida e a pressão de cavitação para a liga de estudo é desconhecida (Rappaz et al, 1999). Mesmo assim, é possível afirmar que comparativamente, um valor de ε T alto indica maior propensão ao trincamento a quente. Comparando os dados da Tabela 2), verifica-se que o valor de ε T no ponto de trincamento (PR) aumenta quatro vezes quando a velocidade passa de 17 para 50 mm/s e treze vezes quando a velocidade aumenta de 17 para 100 mm/s. Isso explica a maior incidência de trincas com o aumento da velocidade. O gradiente térmico (G T ) no PR aumenta juntamente com o aumento na velocidade. Isso também tem um efeito sobre o trincamento. Por definição, o gradiente térmico é o intervalo linear entre duas isotermas. Para o PR (570 C), este intervalo está próximo ao intervalo de solidificação, onde se observa a zona pastosa. Quanto maior o comprimento da zona pastosa maiores os problemas para alimentar com líquido na raiz das dendritas, (Rappaz et al, 1999). Portanto, quanto menor o gradiente térmico maior o trincamento. Na Tabela 2, os valores de G T aumentam drasticamente com o aumento da velocidade de soldagem. O valor da velocidade de solidificação no PR é muito menor que a velocidade de deslocamento do feixe de laser e, tipicamente, se situa abaixo de 1,0 mm/s em todas as condições, conforme a Tabela 2). Neste caso, obtém-se praticamente um crescimento epitaxial, pois o PR se situa próximo à borda da solda. Conforme a teoria de solidificação (Kurz et al, 1998), um crescimento lento implica numa morfologia mais celular e menos dendrítica, portanto menos susceptível ao trincamento. O fato de se observar o surgimento e a propagação de trincas nesta posição leva a crer que o mecanismo de nucleação é por geração de uma série de porosidades alinhadas, enquanto a propagação acontece a frio. Portanto, o mais importante em termos de evolução das trincas e da tenacidade da junta reside na taxa de resfriamento e na tensão residual. A taxa de resfriamento (TR) aumenta com a velocidade, como era de se esperar, muito mais devido ao gradiente térmico do que a velocidade de solidificação. Esta taxa de resfriamento está intimamente ligada ao modo como os solutos segregam no líquido na frente de solidificação. Quanto maior a TR, maior a captação de soluto (solute trapping) e maior a chance de formação de precipitados na matriz de alumínio (Aziz, 1982). Em outras palavras, considerando o caráter metalúrgico, existem vantagens em soldar em velocidades superiores. Estas vantagens são perdidas por efeito do trincamento. Como proposto acima, o trincamento se dá à frio e a taxa de resfriamento pode ser ligada diretamente à contração do sólido, via coeficiente de dilatação linear. Isso fica mais evidente na estimativa da tensão residual no PR. Finalmente, no que concerne a tensão residual, ela dobra da condição 17 mm/s para 50 mm/s (Tabela 2)). No caso comparativo entre 17 e 100 mm/s, o valor de σ R aumenta de um fator 2,4. A contração na solidificação e o coeficiente de dilatação linear tem um papel preponderante na tensão residual. Também é possível conjecturar que níveis de tensão residual de cerca de metade do limite de resistência da liga implicam uma baixa confiabilidade mecânica, uma vez que à estes valores de σ R somam-se as tensões externas às quais o material é submetido. Tabela 2. Parâmetros de saída da simulação. Condição 2 5 7 (1000 W e 17 mm/s) (1200 W e 50 mm/s) (1500 W e 100 mm/s) ε T=570 C (s -1 ) 2,79 10-3 1,14 10-2 3,75 10-2 G T=570 C (K/mm) 4,56 16,79 42,78 V s (mm/s) 0,96 0,78 0,59 TR (K/s) - 4,36-13,08-25,32 σ R (MPa) 65 124 156 Na Figura 5) são apresentados gráficos relacionando o limite de resistência, Figura 5) (a), e o deslocamento, Figura 5) (b), com a velocidade de soldagem. Observa-se que as amostras soldadas com velocidade de 50 e 100 mm/s apresentaram níveis de limite de resistência à tração, em média, de 263 MPa. As amostras soldadas com velocidade de 17 mm/s apresentaram níveis de limite de resistência à tração, em média, de 304 MPa. Isto indica que as amostras que não apresentam trincas a quente tiveram níveis de resistência à tração 13% superiores às amostras trincadas.

Já a presença de poros não é deletéria as propriedades mecânicas estáticas, pois as amostras soldadas nas condições 2 (1000 W e 17 mm/s) e 3 (1200 W e 17 mm/s) mesmo apresentando poros abertos e fechados, tiveram níveis de limite de resistência a tração iguais ao da amostra soldada na condição 1 (800 W e 17 mm/s), que não apresentou defeito de nenhuma natureza. Estudos realizados por Siqueira et al (2014) mostraram que as trincas presentes no cordão de solda com o aumento da tensão, durante o ensaio de tração, correm para a interface entre o cordão e o material de base. Ao atingir a interface, a trinca se propaga para o material de base e causa à fratura do corpo de prova, diminuindo as cargas suportadas pela junta (Siqueira et al 2014). (a) (b) Figura 5. Gráficos relacionando limite de resistência (a) e deslocamento (b) com a velocidade de soldagem. Os perfis de dureza das sete amostras estudadas apresentaram o mesmo comportamento. O cordão de solda apresentou valores médios de dureza de 77 HV, já o material de base apresenta valores, médios, de dureza de 90 HV, em todas as condições. A diminuição nos níveis de dureza, no cordão de solda, é associada à dissolução de precipitados obtidos inicialmente por envelhecimento em temperatura ambiente (T4). A liga de alumínio AA6013-T4 tem suas propriedades mecânicas melhoradas mediante tratamento térmico de precipitação. Este tratamento é dividido em tratamento térmico de solubilização e precipitação. O tratamento térmico de solubilização é necessário para que a fase intermetálica precipitada de forma desordenada seja completamente solubilizada na matriz metálica. E o tratamento térmico de precipitação consiste na formação da segunda fase intermetálica a partir da solução solida monofásica supersaturada. Os precipitados devem estar homogeneamente distribuídos na matriz e com tamanhos apropriados (Santos, 2006). A partir da análise microestrutural, observa-se que o cordão de solda apresenta uma microestrutura bruta de solidificação, sendo assim, os precipitados responsáveis para melhoria das propriedades mecânicas foram todos dissolvidos. Portanto, a diminuição nos valores de dureza na região do cordão de solda é devido à extinção dos precipitados. 4. CONCLUSÕES Os resultados mostram que variações na velocidade de soldagem, ligado ao tempo de residência, podem aumentar ou diminuir a presença de defeitos no cordão de solda. Apenas com a diminuição na velocidade de soldagem, sem a utilização de metal de adição, foi possível eliminar a presença de trincamento a quente no cordão de solda, causando ganhos nos níveis do limite de resistência a tração, na deformação e, consequentemente, na tenacidade da junta. Segundo as teorias vigentes e os resultados obtidos por simulação, o trincamento deve aumentar com a velocidade de soldagem devido ao aumento da nucleação de vazios, ligado à taxa de deformação local, e devido ao aumento na tensão residual, responsável pela propagação das trincas. As propriedades mecânicas em tração são mais sensíveis à presença de trincas, pois as amostras que apresentaram trincas a quente no cordão de solda tiveram os menores níveis de limite de resistência. No entanto, as porosidades não influenciam nas propriedades de tração. Os ensaios de dureza mostraram que os valores de dureza são menores na região do cordão de solda. Este comportamento é atribuído à dissolução dos precipitados responsáveis pelas melhorias das propriedades mecânicas. 5. AGRADECIMENTOS Os autores agradecem à Empresa Brasileira de Aeronáutica (EMBRAER) por ceder às chapas de alumínio, à CAPES por bolsa de estudo de doutoramento e ao CNPq pelo Projeto 312975/2013-9.

6. REFERÊNCIAS Aziz, M. J., 1982, Model for solute redistribution during rapid solidification, J. Applied Physics, Vol. 53, pp. 1158-1168. Badini, C., Pavese, M., Fino, P., Biamino, S., 2009, Laser beam welding of dissimilar aluminium alloys of 2000 and 7000 series: effect of postwelding thermal treatments on T joint strength, Science and Technology of Welding and Joining, Vol. 1, pp. 484-492. Braun, R., 2006, Nd: YAG laser butt welding of AA6013 using silicon and magnesium containing filler powders, Materials Science and Engineering A, Vol. 426, pp. 250-262. Frabrègue, D., Deschamps, A., Suèry, M, 2009, Influence of the silicon content on the mechanical properties of AA6xxx laser welds, Materials Science and Engineering A, Vol. 506, pp. 157-164. Haboudou, A.; Peyre, P.; Vannes, A.B.; Peix, G., 2003, Reduction of porosity content generated during Nd:YAG laser welding of A356 and AA5083 aluminium alloys, Materials Science and Engineering A, Vol. 363, pp. 40-52. Kannatey-Asibu Jr, E., 2009, Principles of Laser Materials Processing, Ed. John Wiley & Sons, New Jersey, United States of America, 819p. Kurz, W. and Fisher D. J., 1998, Fundamentals of Solidification, Trans Tech Publications, 4th edition, Switzeland, 305p. Marques, P.V., Modenesi, P. J., Bracarense, A.Q., 2009, Soldagem: Fundamentos e Tecnologia, Ed. UFMG, Belo Horizonte, Brasil, 363p. Mendez, P. F., Eagar, T. W., 2001, Welding Processes for Aeronautics. Advanced Materials & Processes, Vol. 23, pp. 39-43. Oliveira, A.C., Siqueira, R.H.M., Riva, R., Lima, M.S.F., 2015, One-sided laser beam welding of autogenous T-joints for 6013-T4 aluminum alloy, Materials & Design, Vol. 65, pp. 726-736. Pastor, M., Zhao, H., Martukanitz, R. P., Debroy, T., 1999, Porosity, underfill and magnesium loss during continuous wave Nd:YAG laser welding of thin plates of aluminum alloys 5182 and 5754, Welding Research Supplement, pp. 207-216. Rappaz, M., Drezet, J.-M. and Gremaud, M., 1999, A New Hot-Tearing Criterion, Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 30A, pp. 449-455. Santos, R. G., 2006, Transformações de fases em materiais metálicos, Ed. Unicamp, Campinas, Brasil, 429p. Siqueira, R.H.M., Oliveira, A.O., Riva, R., Abdalla, A.J., Baptista, C.A.R.P., Lima, M.S.F., 2014, Mechanical and Microstructural Characterization of Laser-Welded Joints of 6013-T4 Aluminum Alloy, The Brazilian Society of Mechanical Sciences and Engineering, Vol. 37, pp. 020. Siqueira, R.H.M., Oliveira, A.O., Riva, R., Abdalla, A.J., Lima, M.S.F., 2014, Comparação das Propriedades Mecânicas de Juntas de Alumínio obtidas por Soldagem a Laser (LBW), por Friction Stir Welding (FSW) e Rebitadas para aplicação em Estruturas aeronáuticas, Soldagem & Inspeção, Vol. 19, pp. 145-151. 7. DIREITOS AUTORAIS Os autores são os únicos responsáveis pelo conteúdo do material impresso incluído no seu trabalho.

STUDY OF THE WELDING SPEED INFLUENCE ON HOT CRACK FORMATION ON AA6013 ALUMINUM ALLOY WELDED BY LASER Rafael Humberto Mota de Siqueira, rafaelhmota@yahoo.com.br 1 Carlos Eduardo Cancellier da Fonseca, cec.fonseca@hotmail.com 2 Rudimar Riva, rudiriva@gmail.com 3 Milton Sergio Fernandes de Lima, msflima@gmail.com 3 1 Technological Institute of Aeronautics, Praça Mal. Eduardo Gomes, 50, CEP 12228-900, São José dos Campos, SP, 2 University of Taubaté, Rua Daniel Danelli, s/n, CEP 12060-440, Taubaté, SP, 3 Institute for Advanced Studies, Trevo T. Cel. J. A. A. Amarante, 1, CEP 12228-970, São José dos Campos, SP. Abstract: Hot cracks, porosity and undercuts are common defects seen in bead welds and influence the mechanical joint behavior. The defects may be controlled by processing parameters, such as welding energy distribution and welding speed. This work studied the welding speed influence on defect formation on aeronautical aluminum alloy AA6013 T joint type. Sheets with 1,6mm thickness were welded without filler metal by a continuous wave Yb-fiber laser. The laser power was varied between 800 and 1500W and the welding speed varied between 17 and 100 mm/s. The laser beam was focused on the joint. The weld was made in a single side of the joint with a 12 angle. Helium was used as process gas with a flow rate of 20 l/min. The microstructure analyses were made for optic microscope and scanning electron microscope. The joint mechanical properties were measured on mechanical testes of tensile and Vickers hardness. The microstructural analyses indicated that the weld beads made with the speed 100 and 50 mm/s showed hot cracks although it was not observed porosities and undercut. On the speed of 17 mm/s, it is observed undercut and porosities defects, but there is no crack formation. The decreased susceptibility to hot cracking as previewed by Rappaz (1999) model is associated with the decrease in the deformation rate in the heat interval referring to mush zone. This decreased susceptibility was verified through finite element simulation of the laser welding process. The results of tensile test showed that the samples free of cracks showed a maximum stress level, in average, 20% over than the cracked samples. The presence of pores or undercut on the bead did not affect the maximum stress level. The weld bead hardness tests showed a hard level decrease of approximately 15 HV, regardless the speed and power used during the welding process. This decrease was associated with the dissolution of precipitate obtained by aging at room temperature (T4). The results showed that the formation of hot cracks can be controlled by the welding speed and static properties are sensitive to the presence of cracks. Keywords: laser beam welding, processing parameters, hot cracks.