Lazer Kaynağı

Lazer ismi "Light Amplification by Stimulated Emission of Radiation"

kelimelerinin baş harflerinden oluşmuştur. Basit bir lazerde beyaz ışık darbeleri ytrium alüminyum gamet kristaline yönlendirilir. Lazer kaynağı, son zamanlarda sanayide hızla gelişen bir uygulama olarak görülmektedir. YAG kristali enerjiyi absorbe eder ve bunu birkaç mm çapındaki tek dalga boylu kızılötesi ışık demetine dönüştürür. YAG lazerinin çıkışı yüksek ortalama güçlerde çalışma yeteneği olmadığından sınırlıdır. Günümüzde kullanılan ticari ekipmanlarda l mm'lik kaynak nüfuziyeti elde edilir. Daha fazla nüfuziyetli kaynakta çok daha yüksek seviyedeki güçlerde (15 kW’ a kadar) sürekli çalışma gerekir.

Kaynakla kullanılan yüksek güçlü ticari lazerlerde YAG kristalinin yerine CO2, azot ve helyum gazlarının karışımıyla doldurulmuş bir tüp almıştır. Tüp içine yerleştirilen elektrotlar arasında oluşan yüksek bir gerilim gazı floresan hale getirir.

Deşarj içinde yükseltilen kızılötesi ışınlar tüpün sonundaki aynalar tarafından yansıtılır ve oluşan olan lazer demeti iş parçası üzerindeki bir noktaya odaklanır. CO2 lazerleriyle 20 kV’a kadar çıkış güçleri elde edilebilmektedir.Lazerin kaynak merkezi olarak kullanılan malzeme cam bir tüp içinde bulunur. Malzemenin yapısını oluşturan atomların en son yörüngelerindeki elektronları dışarıdan enerji verilerek bir üst yörüngeye çıkması sağlanır. Verilen enerji kesildiği zaman, elektron, tekrar kararlı konumuna geçerek bir alt yörüngeye düşer. Bu sırada kazanmış olduğu enerjiyi foton şeklinde yayar.

Yayılan bu enerji lazer kaynağının iki tarafında bulunan yansıtmalı aynalar vasıtası ile kendi ortamında döndürülür. Bu işlem elektronların tekrar uyarılması ile devam eder. Böylece aynı fazda şiddeti çok artarak uyarılmış ve o atomun frekans karakteristiklerini taşıyan güçlü bir ışınım (foton demeti) elde edilir. Fotonların atomlara ulaşarak foton yayılımını sağladıkları bu yöntemle elde edilen ışık lazer ışını olarak adlandırılır Şekil 2.14’ de CO2 Lazer kaynağı ve cihazı şematik olarak gösterilmiştir.

CO₂ lazer kaynağında kullanılan uygun teknolojilerle enerji aktif malzemeye taşınır. Böylece enerji orta seviyeye yükseltilir. Bu işlem pompalama olarak bilinir. CO₂ lazerlerinde enerji verisi ve sonrasındaki olaylar helyum, azot ve CO2 gazlarının karışımında devam eder. Üretilen lazer ışını için daima bir gaz karışımı kullanılır. Bu lazer gaz karışımı değişmeyen helyum, azot, CO2 ve mümkün olan diğer katkılardan oluşur (König ve Otmanbölük, 1998; Choi, et al., 2001; Wirth, 2004; Yavuz ve Çam, 2005; Durmuş, 2006; Vuzpz, 2006; Tokdemir, 2007).

Şekil 2.14. CO₂ Lazer kaynağı ve cihazı şematik gösterimi (Euro Inox, 2006)

Lazer aktive ortamı CO2 gazı elektrik gaz tahliyesiyle tahrik edilir. Bu işlem sırasında transfer olan azot molekülleri CO2 moleküllerine çarpar. Düşük enerji seviyelerine güçlendirilerek, hızlandırılmış CO2 moleküllerinden geçiş fotonların serbest bırakılmasıyla olur. Helyum atomlarının CO2 molekülleriyle çarpışmasıyla ilk hale geri döner ve başka bir devir için hazır olur. Temel olarak düşük basınçlar lazer gazında devam eden bu olayların oluşumu için gereklidir. Üretim için kullanılamayan

artık enerji sistemden yok edilmelidir Endüstriyel lazer teknolojisinde CO₂ gazı ve Nd elementi lazer aktive malzemeleri olarak büyük öneme sahiptir. Lazer kaynağında, lazer ışını havada kolaylıkla hareket ettiğinden bir vakum odası gerektirmez. Ama erimiş metal argon ya da helyum gazı ile korunmalıdır. Şekil 2.15.’de lazer kaynak bölgesi ve kaynak ucunun şematik yapısı gösterilmektedir. Yüksek işlem hızları, bağlantıdaki yüksek dayanım, çarpılmaları yok etmek için sınırlandırılmış enerji girişinden dolayı lazer kaynak işlemi uygun bir birleştirme teknolojisidir. Pek çok avantaja rağmen kaynak bağlantısındaki mekanik özellikleri düşüren oyuk veya çentikler oluşabilir.

Farklı alüminyum alaşımlarının davranışı kendi viskozitesine bağlıdır. (König ve Otmanbölük, 1998; Choi, et al., 2001; TTMD, 2003; Wirth, 2004; Yavuz ve Çam, 2005;

Durmuş, 2006; Laser UK, 2006; Vuzpz, 2006; Tokdemir, 2007).

Şekil 2.15. Lazer kaynak işleminin şematik gösterimi (Industrial Lasers, 2005) Birçok açıdan lazer kaynağı elektron ışını ile kaynağa benzerdir. Işın parça yüzeyine çarptığında kindik enerji salınır ve bir kaynak banyosu oluşur. Düşük güç seviyelerinde kaynak banyosu fincan tabağı şeklindedir ve bir ark kaynağındakine benzerdir. Elektronik endüstrisindeki nokta kaynağı için özellikle tellerin düz yüzeylere birleştirilmesinde ve kenar birleştirilmelerinin sağlamlaştırılmasında düşük güçte lazerler kullanılmaktadır 1.5 kW’ın üzerindeki güç seviyelerinde delik açma meydana

gelebilir ve kaynaklar elektron ışını ile kaynakla ortaya çıkana benzer karakteristik bir profil oluşturur. Bu tip kaynaklar ticari olarak mevcut olan lazerler ile 10 mm kalınlıklara kadar parçalarda gerçekleştirilebilir. Ancak 6 mm.‘nin üzerindeki kalınlıklarda hareket hızı l m/dak'ın altına düşürülür ve bu düşük hızlarda kaynak banyosunda stabilite problemleri ortaya çıkar. Bunu ortadan kaldırmanın bir yolu, çok pasolu kaynak yapmak ve bu amaçla ikinci paso için dolgu metali sağlayan bir tel besleme cihazı kullanmaktır (König ve Otmanbölük, 1998; Choi, et al., 2001; Wirth, 2004; Yavuz ve Çam, 2005; Durmuş, 2006; Vuzpz, 2006; Tokdemir, 2007).

Şekil 2.16. Lazer kaynağında kaynak bölgesi

Çizgisel kaynak hızı yüksek işlemlerdeki dikişler daha da ince olur. Çizgisel enerji az olduğundan ana malzemenin değişimi de çok azdır. Böylece dikiş yakınındaki ısı etkisinde kalan bölge çok az olur. Bu nedenle de kristal büyümesi oluşmaz Lazer ışını doğrudan kaynak yapılacak malzemeye odaklanır. Şekil 2.16’ de lazer kaynak bölgesinin şematik gösterimi verilmiştir (König ve Otmanbölük, 1998; Choi, et al., 2001; Wirth, 2004; Yavuz ve Çam, 2005; Durmuş, 2006; Vuzpz, 2006; Tokdemir, 2007).

Lazer kaynağı uygulamaları için odaklanmış nokta çapı genellikle 100-1000 mikron arasındadır. Daha küçük nokta çapları (25-50 mikron) medikal kılavuz telleri veya mikro-elektronik devreler gibi çok daha hassas kaynak uygulamaları içindir.

Birleştirmenin lazer altındaki pozisyonu titizlikle yapılmalıdır. Bu yanlış hizalanma toleransı, odaklanmış ışın çapının ve daha az önemli olarak ta birleştirme tasarımı boyutunun birer fonksiyonudur.

Lazer gücü, genişliği, koruyucu gaz, akış oranı, tipi, lüle akış modeli, odaklama ve derinliği, önemli lazer kaynak parametreleridir Kaynak, belirlenmiş bir zirve güç yoğunluğu ve bu dalganın süresiyle oluşturulmuştur. Zirve güç yoğunluğu kaynak nüfuziyetini kontrol eder. Fiber tipinin, öz çapının, odak optik unsurların ve lazer zirve güç çıkışının bir fonksiyonudur. Dalga genişliği, dalga tekrar hızı ve dalga frekansı parçaya verilen ısı girdisini kontrol eder (Gourd, 1996 Wirth, 2004; Benyounis, et al, 2005; Yavuz ve Çam, 2005; Durmuş, 2006; Vuzpz, 2006; Tokdemir, 2007).

Lazer iletim kaynağının kalitesini etkileyen önemli parametreler; lazerin dalga boyu ve kullanılan merceklerin lazer demetini yutma oranı, lazer ışının gücü, lazer ışınının leke boyutu, lazerin çalışma şekli, lazer ışınının odak uzaklığı ve odak noktası, iş parçasının kimyasal bileşimi, iş parçasının fiziksel geometrisi, iş parçasının kalınlığı, iş parçasının yüzey durumu, koruyucu gaz, karışım oranı, akış hızı, basınç, meme boyutu ve pozisyonu, kaynak karakteristiği, kaynak hızı, birleştirme geometrisi, aralık toleransı, kaynağın malzemeye nüfuz derinliği, güç yoğunluğu ve kaynak hızıdır.

Malzemeye en uygun olan güç yoğunluğu ise denemeler sonucunda bulunur. (Durmuş, 2006; Tokdemir, 2007).

Genellikle lazer kaynağı için gerekli işlem parametreleri seçilirken teoriler üzerinden, denemelerden ve geçmişte yapılan deneyimlerden faydalanılır. Teorik hesaplamalar sonucu, çeşitli parametreler için değişik değerler denenerek en uygun olanı seçilir. Kaynak hızının, iş parçasına uygulanan güç yoğunluğunun ve odak noktasının yanlış seçilmesi, merceklerin kirliliği, gerek kaynak ortamının sağlanmaması vs. gibi hatalar kaynağın bozuk olmasına sebep olmaktadır (Özcan, vd., 2004; Durmuş, 2006; Tokdemir, 2007).

Lazer kaynağı ile çelikler, nikel alaşımları, bazı alüminyum alaşımlarını, titanyum ve bakır alaşımlarını ve plastikleri kaynak edebilir. Diğer birleştirme teknolojilerinde olduğu gibi lazer kaynak işleminde bazı malzeme karakteristiklerinin buluşması gerekmektedir. Lazer kaynağına özgü malzeme karakteristikleri;

malzemelerin yansıtma oranı, yüksek ısıl çevrim etkisi ve uçucu alaşım elementlerinin buharlaşmasıdır. Kaplamanın malzemesi ve metodu kaynak işlemine önemli düzeyde etki edebilir. Yüksek güçlü lazerler otomotiv endüstrisinde, transmisyonlar, ocaklar, katalitik dönüştürücüler, çıkış sistemleri ve dikiş kaynaklı tabakalar gibi pek çok parçada kullanılmaktadır. Gözeneklilik, yüzey hataları, tepecikler, katılaşma çatlakları, görülmektedir. (Kern, et al., 2000; Xie, 2002; Brunner, 2003; Özcan, vd., 2004;

Durmuş, 2006; Tokdemir, 2007).

Şekil 2.17. Lazer kaynağının uygulanması

Günümüzde alüminyum ve çelikler için geniş çapta lazer kaynağı kullanılmaktadır. Tüm ticari kaynak uygulanabilen malzemelere lazer kaynağı uygulanabilir. Kaynak hızı; lazer gücüne, malzeme bileşimine, geometrisine, işlem gazına lazer dalga boyuna bağlıdır. Yüksek yansıtmaya sahip alüminyum iş parçası yüzeyinde yüksek güçlü lazer radyasyonu ister. Endüstride alüminyumun kaynağı için CO2 lazerleri kullanılmaktadır (Gourd, 1996 Wirth, 2004; Benyounis, et al, 2005;

Yavuz ve Çam, 2005; Durmuş, 2006; Vuzpz, 2006; Tokdemir, 2007).

3. INCONEL 718 KAYNAK MİKROYAPISI VE FİZİKSEL ÖZELLİKLERİ

Kaynak katılaşmasının dökme işlemi ile benzerlikler göstermesinin yanı sıra, erimiş metal bölgesindeki yüksek sıcaklık gradyeni ve kaynak metodunun dinamik yapısı gibi bazı önemli farklılıklar mikroyapının kaynak hızı ile doğrudan ilişkili olduğunu ortaya koymaktadır.

Şekil 3.1. Bir metal alaşımın kaynaklanması sonucu oluşan mikroyapısal bölgeler

Kaynak havuzunun hemen yanındaki malzeme de hızlı bir ısıl işlem döngüsüne maruz kalmakta kaynak sonucunda farklı mikroyapılar oluşmaktadır. Şekil 3.1.’de bir metale uygulanan kaynak işlemi sonrasında kaynak bölgesinin yapısı şematik olarak verilmiştir. Bölgelerin mikroyapısal özellikleri ileriki kısımlarda anlatılmış ve Şekil 3.3.

ve Şekil 3.4. ile gösterilmiştir.

Yukarıda bahsedilen farklı mikroyapılar kaynak bölgelerinin mukavemet ve sertlik özellikleri ile yorulma ve sürünme davranışlarının değişken olmasına sebep olurlar.

Kaynak işleminin başlangıcında ana metalin sahip olduğu düzlemsel yapı, yapısal aşırı soğuma sebebiyle gözenekli bir forma dönüşür.

Şekil 3.2. Düzlemsel büyümeden hücresel büyümeye geçiş

Şekil 3.2.’de gösterildiği üzere kaynak bölgesinde ısı akısıyla paralel ve ters yönde yapı oluşumu başlar. Oluşum ilk baştaki tane yapısından farklı ve çubuksu biçimlidir. Çubuksu yapılar tane boyutu arttıkça akma dayanımı azalacağından daha belirgin hale gelir.

Şekil 3.3. Inconel 718 ergime bölgesindeki dendritik mikroyapı (Choi, 1972) Bu hücresel yapı kararlı değildir, sıcaklık gradyeni düştükçe ilk oluşan çubuksu hücrelerin duvarlarının kararlılığı bozulur ve ikincil/üçüncül yapılar oluşmaya başlar.

Meydana gelen yapıya dendritik yapı denir ve kaynağın soğuması sırasında ortaya çıkar (Kou, 2003).

Ergime bölgesinin hemen yanındaki ana metal erime olmaksızın yüksek oranlı bir ısıl döngüden geçer. Sonuç olarak, ısı tesiri altındaki bölgedeki (ITAB) mikroyapı ve özellikler istenmeyen bir şekilde değişir.

Şekil 3.4. Inconel 718 kaynak mikroyapı bölgeleri (Choi, 1972)

Mikroyapıda meydana gelen temel değişimler yeniden kristallenme ve tane büyümesidir. Şekil 3.4’de görüleceği üzere Inconel 718 kaynaklarda kaba ve küçük taneli olmak üzere iki farklı ITAB vardır.

Küçük taneli bölgede tane büyümesi meydana gelmez. Sebebi ise, tane sınırlarının ayrışması ve daha sonra oluşacak olan tanelerin iğneli yapıya dönüşmesidir.

İri taneli bölgede ise sıcaklık daha düşük olduğundan tane büyümesi mümkündür.

ITAB farklı alt bölgelere ayrıldığında, oluşacak bölge sayısı kaynaklanan malzeme türüne bağlıdır. Her bir alt bölge farklı mikroyapıya sahiptir. Şekil 3.5. kısmen ergimiş bölgedeki fazları ve bu fazların biçimlerini göstermektedir.

Şekil 3.5. Kaynak sırasında kısmen ergimiş ana metalin kaynak havuzu çevresindeki tane yapısı (Kou, 2003)

Ergime bölgesinin çevresinde en yüksek sıcaklık katı ve sıvı fazların birleştiği noktadadır. Bu bölge kısmen ergimiş bölge olarak adlandırılır. ITAB kaynak hatalarına en uygun bölgedir. Küçük taneli bölgeye kısmen ergimiş bölge denmesinin nedeni tane sınırlarını ergimeye başlamasıdır.

Kaynak sonrası soğuma katılaşması sırasında yapıda meydana gelen değişimler ana metalin içeriğine, ulaşılan maksimum sıcaklığa ve soğuma hızına bağlıdır (Yoshimura and Winterton, 1972; Easterling, 1992).

Şekil 3.6. Tane sınırı ergimesi (Kou, 2003)

Yüksek dayanımlı metallerin kaynağı sırasında oluşan yüksek ısıl döngü malzemede çatlakların meydana gelmesine sebep olabilir. Bu çatlama türlerinden yaygın görülen bazıları ise;

Sıcak Çatlama: Tane sınırlarının ayrışmasından kaynaklanan düşük sıcaklık ergime fazlarına etki eden artık çekme gerilmeleri sebebiyle kaynağın katılaşması sırasında meydana gelir. Ergimiş bölgenin katılaşması sırasında bölge içindeki sıcaklık farkından kaynaklanan çatlaklardır.

Sıvılaşma Çatlağı: ITAB’daki tane sınırlarının ergimesinden kaynaklanır.

Soğuk Çatlama: ITAB’daki artık gerilmeler sebebiyle zaman içerisinde meydana gelir.

Gerinim Yaşlandırması Çatlağı: Kaynak sonrası ısıl işlem sırasında artık gerilmeler sebebiyle sürünme çatlaması şeklinde gerçekleşir (Lampman, 1997).

Inconel 718’in sertleşme mekanizmasının temeli, yaşlandırma sırasında γ′ ve γ′′

metaller arası fazlarının çökelmesine dayanmaktadır. γ′-[Ni3(Al, Ti)] ısıl işlem sırasında ilk çökelen, YMK kafes yapısına sahip ve yaklaşık %4 hacimsel orana sahip bir fazdır.

Bu faz nikel ve nikel-demir esaslı alaşımların çoğunda güçlendirme yapısı olarak yer alır. Ancak diğer pek çok nikel esaslı süperalaşımın aksine Inconel 718 esas olarak hacim merkezli tetragonal (HMT) yapıya sahip γ′′ [Ni3Nb] tarafından sertleştirilir. Bu faz YMK matrisin içerisinde elipsoidal ve disk şeklinde çökelir. Fazın hacimsel oranı yaklaşık %15-20’dir. Söz konusu alaşımın yüksek sıcaklık yapısal malzeme olarak başarılı olmasının nedeni, YMK östenitik γ matristen gelen iyi bir süneklik ve γ′′ fazının çökelmesi nedeniyle oluşan iyi dayanımı bir arada bulundurmasıdır (Kalluri, et al., 1994; Gornostyrev, et al., 2007; Swindeman, 2008).

Şekil 3.7. a. γ′ [Ni3(Al, Ti)] kristal yapısı b. γ′′ [Ni3Nb] kristal yapısı (Pineau and Antolovich, 2009).

γ′′-Ni3Nb yapı dayanımı arttırmasına karşın γ matris ile kafes yapısı yönünden γ′-[Ni3(Al, Ti)] yapıya nazaran daha az uyumludur. Bu durum çökelmenin durağan olmasını engeller, yüksek sıcaklığa uzun süre maruz kalınan durumlarda tane büyümesine neden olur. Hızlı tane büyümesi ve sonucunda meydana gelen γ′′→δ dönüşümü 650^oC’nin üzerindeki kullanımlarda malzeme özelliklerinin düşmesine neden

olur. δ – delta fazı γ′′ fazı ile aynı kimyasal bileşime sahip olup sadece kristal yapısının ortorombik olması yönünden farklılık gösterir. Faz, kaynak işleminin ardından yapının soğuması sırasında dendritler arası bölgede çökelmeye başlayan γ′′ fazından başkalaşarak meydana gelir ve iğne biçimli ya da ince tabakalı yapısı nedeniyle matris yapıda çentik etkisi yaratarak özelliklerin ani düşmesine büyük oranda etkide bulunur (Mills and James, 1981). Şekil 3.8. delta fazının kristal yapısını göstermektedir.

Şekil 3.8. δ - Ni3Nb kristal yapısı (Sundararaman, et al., 1997)

γ′′-Ni3Nb fazının görece daha yavaş çökelen mekanizması Inconel 718’i diğer alaşımlara göre çatlama problemlerinden uzak ve kolay kaynaklanabilir kılar. Bu yavaş çökelme artık gerilmelerin giderilmesine fırsat sağlayacak oranda olduğundan kaynak sonrası ısıl işlem sırasında da çatlamalar önlenebilir (Duvall, 1969 ;Gordine, 1970;

Lucas, et al., 1970).

Inconel 718 kaynak işlemi sırasında γ′′ ve γ′ faz çökeltilerinin çözünmesi kaynağı yumuşatır. Kaynak sonrası ısıl işlem uygulanmasıyla sertlik bir şekilde geri kazanılabilir ancak sürünme ve yorulma özellikleri kaynak ergime bölgesindeki tanelerin kolon şeklindeki dendritik yapısı nedeniyle geri kazanılamaz. Inconel 718 kaynak edilebilirliği en iyi yüksek dayanımlı alaşımlardan biri olmasına rağmen ergime

bölgesindeki katılaşma çatlağı ve ITAB’daki mikro çatlamalar halen en büyük kısıtlardır (Dye, et al., 2001; Kou, 2003).

Malzemenin kaynaklanmasından sonra yapıda dengesiz katılaşma ve sıcağa uzun süre maruz kalma nedeniyle karbür esaslı fazlar oluşur. Bu fazlar metalin sıcak çatlamasına neden olduğu gibi mekanik ve korozyon özelliklerini de aşağı çeker (Ogborn, et al., 1995).

Şekil 3.9. Kaynak sonrası yapıda oluşan delta ve karbür fazları (Liu, et al., 2005)

Karbür fazları (MxCy) dendritler arası bölgede niyobyum ayrışması sonucu oluşur ve tüm Inconel 718 alaşımlarında kaçınılmaz katılaşma fazlarıdır. Karbür fazları yapısal bütünlüğü bozar ve parça servis ömrünü doldurmadan önce kırılmalara neden olur (Radhakrishna and Rao, 1994; Ram, et al., 2005) .

Gordaine, TIG kaynaklı Inconel 718’in oda sıcaklığındaki mekanik özellikleri üzerine yaptığı çalışmada, kaynaklı numunelerin iyi bir darbe dayanımı göstermelerine rağmen ham malzemeye göre daha düşük bir çekme dayanımı ve kaynak işleminin türüne bağlı olarak değişen bir süneklik gösterdiğini tespit etmiştir. Özelliklerdeki düşüş, yüksek sıcaklık çözündürme işleminin de dahil olduğu kaynak sonrası ısıl işlem sayesinde karbür fazlarının çözündürülmesi yoluyla giderilebilir. Ancak sürecin tane büyümesini hızlandırdığı ve sonuç olarak ana metalin yorulma ve çekme dayanımı özelliklerini düşürdüğü unutulmamalıdır (Gordine, 1970; Ram, et al., 2005).

Sertlik testi ana metal ile kaynak metal arasındaki farklılıkların dayanım açısından incelenmesi için yıllardır kullanılan basit bir tekniktir. Sertlik ölçümlerinin plastik davranışın belirlenmesinde esas alınmasının nedeni metallerin yüksek oranda yoğrukluk göstermeleridir. Akma dayanımı ile sertlik arasında pek çok deneysel ilişki ortaya koyulmuş olmasına karşın, kaynaklı numunede herhangi bir dayanım kaybının olup olmadığının tespiti için yapılan sertlik ölçümü sırasında sertlikteki değişimin akma dayanımındaki değişim ile orantılı olduğunu farz etmek yanıltıcı olur. Inconel 718 kaynaklı numunenin mikro sertlik değerleri ana metale göre bariz şekilde düşüktür. TIG kaynaklı Inconel 718 numunelerin oda sıcaklığındaki % 0,2 akma gerilmesi Kyriakoglou ve diğerleri tarafından elektronik benek numune interferometrisi (electronic speckle pattern interferometry – ESPI) yöntemiyle hesaplanmış ve sonuç olarak mikro sertlikteki % 5’lik düşüşe karşılık TIG kaynaklı numunelerde % 30’a yakın oranda öteleme gerilmesi düştüğü görülmüştür (Kyriakoglou, et al., 2007)

James ve Mills’ in 24^oC ile 649^oC arasında değişen sıcaklıklarda TIG kaynaklı Inconel 718 numuneler üzerinde yorulma çatlağı büyümesinin tespiti için yaptığı çalışmada kaynaklı numunenin merkezine açılmış bir çentik bulunmaktadır. Deney sonuçları çatlak ilerlemesinin kaynak yönüne paralel olduğunu göstermektedir. Çalışma genel olarak kaynaklı numunelerdeki yorulma çatlağı büyümesinin ham metaldekinden çok az miktarda yüksek olduğunu göstermektedir. Orandaki artışın nedeni, karbür parçacıklarının çatlağın ilerleme yolunun hemen yanındaki kısımlarda mikro boşlukların aşırı miktarda birleşmesine sebep olmalarıdır (James and Mills, 1985).