8º Congresso Brasileiro de Engenharia de Fabricação
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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, [email protected] 1
Carlos Eduardo Cancellier da Fonseca, [email protected]
Rudimar Riva, [email protected]
Milton Sergio Fernandes de Lima, [email protected]
1
Instituto Tecnológico de Aeronáutica, Praça Mal. Eduardo Gomes, 50, CEP 12228-900, São José dos Campos, SP,
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.
2
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
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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% H2O), 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.
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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
1
2
3
4
5
6
7
Potência (W)
800
1000
1200
1000
1200
1500
1500
Velocidade (mm/s)
17
17
17
50
50
50
100
Outros Parâmetros
Proteção gasosa de He
Fluxo 20 l/min
Ângulo de soldagem 12°
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17 mm/s
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1000 W (2)
1200 W (3)
1000 W (4)
1200 W (5)
1500 W (6)
100 mm/s
50 mm/s
800 W (1)
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
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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 (εT=570°C), gradiente térmico na temperatura de 570°C (GT=570°C), velocidade de solidificação no
ponto de referência (Vs), taxa de resfriamento (TR) no ponto de referência e tensão residual (σR) 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 εT 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 εT
alto indica maior propensão ao trincamento a quente. Comparando os dados da Tabela 2), verifica-se que o valor de εT
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 (GT) 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 GT 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 σR 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 σR somam-se as tensões externas às quais o material é submetido.
Tabela 2. Parâmetros de saída da simulação.
Condição
εT=570 °C (s-1)
GT=570 °C (K/mm)
Vs (mm/s)
TR (K/s)
σR (MPa)
2
(1000 W e 17 mm/s)
2,79 × 10-3
4,56
0,96
- 4,36
65
5
(1200 W e 50 mm/s)
1,14 × 10-2
16,79
0,78
-13,08
124
7
(1500 W e 100 mm/s)
3,75 × 10-2
42,78
0,59
-25,32
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.
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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.
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6. REFERÊNCIAS
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7. DIREITOS AUTORAIS
Os autores são os únicos responsáveis pelo conteúdo do material impresso incluído no seu trabalho.
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STUDY OF THE WELDING SPEED INFLUENCE ON HOT CRACK
FORMATION ON AA6013 ALUMINUM ALLOY WELDED BY LASER
Rafael Humberto Mota de Siqueira, [email protected] 1
Carlos Eduardo Cancellier da Fonseca, [email protected]
Rudimar Riva, [email protected]
Milton Sergio Fernandes de Lima, [email protected]
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Technological Institute of Aeronautics, Praça Mal. Eduardo Gomes, 50, CEP 12228-900, São José dos Campos, SP,
University of Taubaté, Rua Daniel Danelli, s/n, CEP 12060-440, Taubaté, SP,
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Institute for Advanced Studies, Trevo T. Cel. J. A. A. Amarante, 1, CEP 12228-970, São José dos Campos, SP.
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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.