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우성 금
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1 [Research Paper] 대한금속 재료학회지 (Korean J. Met. Mater.), Vol. 57, No. 5 (2019) pp DOI: /KJMM Selective laser melting 공정으로제조된 AISI 316L 합금의상온및고온압축변형거동 함기수 1 박순홍 2 이기안 1, * 1 인하대학교신소재공학과 2 포항산업과학연구원 Room and Elevated Temperature Compressive Deformation Behavior of AISI 316L Alloy Fabricated by Selective Laser Melting Process Gi-Su Ham 1, Soon-Hong Park 2, and Kee-Ahn Lee 1, * 1 Department of Materials Science and Engineering, Inha University, Incheon 22212, Republic of Korea 2 Research Institute of Industrial Science & Technology, Pohang 37673, Republic of Korea Abstract: This study investigated the microstructure and compressive properties (at room & high temperatures) of Fe-Cr-Ni based AISI 316L alloy, manufactured by selective laser melting process. The effect of stress relieving heat treatment on the microstructure and mechanical properties also examined. Regardless of the stress relieving heat treatment, the SLMed AISI 316L alloy exhibited typical molten pools and fine columnar structures which grew along the laser heat source. A cellular type dendrite structure was also observed inside the molten pool. After heat treatment, the low angle boundary fraction decreased and the high angle boundary fraction increased in the SLMed AISI 316L alloy. In the 25 o C, 500 o C, 700 o C, 900 o C compressive results, the heat treated 316L alloy showed lower yield strengths than the as fabricated alloy at all temperature conditions. However, the difference in yield strength between the as fabricated and heat treated alloys gradually decreased with increasing temperature. Surface and cross-sectional fractographies showed that the heat treated alloy accommodated more plastic deformation. This was considered the cause of the more pronounced work hardening of the heat treated alloy, as identified in the stress versus strain curves. The correlations between microstructure, temperature dependent mechanical properties and stress relieving heat treatment were also discussed based on these findings. (Received February 12, 2019; Accepted April 12, 2019) Keywords: selective laser melting, AISI 316L, heat treatment, microstructure, compressive test, high temperature 1. 서론 AISI 316L 합금은기존 316 합금에서 C 함량이낮아지고소량의 Mo가첨가되어우수한내식성과상온및고온에서높은기계적특성을가지는소재이다. 이러한장점을바탕으로이합금은파이프, 튜브등과같은일반구조용부품부터터보차져, 핵연료피복관등형상이복잡하거나우수한고온기계적특성이요구되는부품으로까지 - 함기수 : 박사과정, 박순홍 : 책임연구원, 이기안 : 교수 *Corresponding Author: Kee-Ahn Lee [Tel: , keeahn@inha.ac.kr ] Copyright c The Korean Institute of Metals and Materials 산업전반에서널리사용되고있다 [1-3]. 또한 316L 합금은인공관절, 임플란트와같은생체재료산업에서도주목받고있다 [4-6]. 한편터보차져, 터빈블레이드, 생체부품등은그형상이복잡하여일반적인기존공정으로제조할경우매우높은단가를나타내고있고이러한문제점을극복할수있는새로운공정의도입이요구되고있다. 이에최근부품형상제어의자유도가높고다품종소량생산에서경제성을가질수있는금속 3D 프린팅 (metal 3D printing) 공정이새롭게적용, 시도되고있다. 금속 3D 프린팅공정은 3차원 CAD(computer aided design) 를이용하여제품의형상을설정하고, 분말 (powder) 을적층또는분사하며열원을이용하여용융시킨후

함기수 박순홍 이기안 296 layer by layer 방식으로적층하여부품을생산하는공정이다 [7-9]. 전통적인금속제조공정의경우일반적으로주조, 압연, 단조를수행하고이후절단, 절삭, 표면처리등후가공공정도요구된다. 이에공정과정중재료손실 (material loss) 이발생하고가공기술에따라제품형상의제한이크다.

2 함기수 박순홍 이기안 296 layer by layer 방식으로적층하여부품을생산하는공정이다 [7-9]. 전통적인금속제조공정의경우일반적으로주조, 압연, 단조를수행하고이후절단, 절삭, 표면처리등후가공공정도요구된다. 이에공정과정중재료손실 (material loss) 이발생하고가공기술에따라제품형상의제한이크다. 또한전통적인공정의경우새로운하나의부품생산이결정된후완성부품까지의제조시간이오래걸린다는단점도가지고있다. 이에반해금속 3D 프린팅공정은제품을직접프린팅하여사용가능하며, 필요시간단한후처리후바로부품으로적용가능하다. 현재까지제시된금속 3D 프린팅의대표적공정으로는고출력의레이저를이용하여금속분말을분사와동시에녹여적층시키는 DED(direct energy deposition) 방식과도포된금속분말에선택적으로고출력레이저를조사하여부분적으로용융, 적층시키는 PBF(powder bed fusion) 방식의두가지종류가있다 [10]. 일반적으로 PBF 방식은 DED 방식보다요구공정시간은길지만치수정확성이높고표면조도특성이우수하며균일한미세조직을얻을수있다는장점을가지고있다. PBF 방식중대표적인공정인 selective laser melting (SLM) 공정으로제조된 AISI 316L 합금과관련하여최근까지 SLM 공정조건별소재형상제조및내부결함특성이주로보고되고있으며, 적층되는분말사이의 binding 기구에대해서도제시된바있다 [11-13]. 또한 SLM 공정변수들을변화시켜미세조직을제어하는연구도진행된바있다 [13,14]. 한편 SLM 공정으로제조된 AISI 316L 합금의구조용부품으로서적용가능성을확인하기위해서는기계적특성에대한연구가필수적이나아직까지부족한실정이다. 관련하여최근까지 SLM AISI 316L 합금의인장특성과일부피로특성들에대한연구가활발하게보고되고있으나 [15-19], 대부분상온기계적특성에대한결과들이주를이루고있으며고온환경에서도사용되는합금임에도불구하고 SLM AISI 316L 합금의고온기계적특성및후열처리의영향에대한것은제시된바없다. 본연구에서는 SLM 공정으로 AISI 316L 합금을제조하고미세조직및상 고온압축특성을조사하였으며상기특성들에미치는 stress relieving 열처리의영향에대해서도알아보고자하였다. 이와함께 SLM AISI 316L 합금의고온변형기구를미세조직과연계하여토의하고자하였다. 2. 실험방법 본연구에서는 EOS 사의장비와분말 ( 입도분포 : Fig. 1. Image showing initial (as-fabricated) specimen of SLMed AISI 316L alloy. 20~50 μm, 평균크기 : 37.4 μm의구형분말 ) 을사용하여 selective laser melting 공정으로 AISI 316L 합금을제조하였다. 제조된시편의마크로사진을그림 1에나타내었다. SLM AISI 316L 소재는가로 12 mm, 세로 7 mm, 높이 106 mm의크기의바 (bar) 형상으로제조되었다. 제조된 316 L 합금에서응력제거 (stress relieving) 열처리의영향을알아보기위해 650 o C에서 1시간아르곤분위기에서열처리하였다. 이제부터열처리전합금을 F 합금, 열처리후합금을 H 합금으로표기하고자한다. 소재의성분분석을위해 ICP (inductively coupled plasma) 분석을수행하였으며, 그결과를표 1에나타내었다. ICP 분석결과, Fe 기반에 Cr이 17.3 wt%, Ni이 14.2 wt% 첨가되었고 2.3 wt% 의 Mo가포함된것으로확인되어 AISI 316L의표준조성에준하는것으로나타났다. 미세조직관찰을위해마운팅 (mounting) 된시편의표면을 #2000번까지 SiC 연마지를이용하여연마하였으며그후 1μm 수준으로다시미세연마하였다. 이후 HCl 30ml + HNO 3 10ml + 증류수 20 ml 용액을이용하여수초간에칭하였다. 상분석및미세조직관찰을위해 X-

297 대한금속 재료학회지제 57 권제 5 호 (2019 년 5 월 ) Table 1. Chemical compositions of SLMed AISI 316L alloy used in this study. wt% C Si P Cr Ni Mn Mo Fe Standard AISI 316L 0.03 0.75 0.045 16.00~18.00 2.00 10.

$05, scan rate : 2 /min) 을수행하였으며, 추가적으로 FE-SEM(field emission scanning electron microscope, Tescan, MIRA 3) 과 EBSD(electron back scatter diffraction) 를이용하여 SLM AISI 316L 소재의미세조직을분석하였다.$

3 297 대한금속 재료학회지제 57 권제 5 호 (2019 년 5 월 ) Table 1. Chemical compositions of SLMed AISI 316L alloy used in this study. wt% C Si P Cr Ni Mn Mo Fe Standard AISI 316L ~ ~ ~3.00 Bal. SLMed AISI 316L Bal. ray 회절분석 (XRD, Ultima IV, Cu Kα, scan step size : 0.05, scan rate : 2 /min) 을수행하였으며, 추가적으로 FE-SEM(field emission scanning electron microscope, Tescan, MIRA 3) 과 EBSD(electron back scatter diffraction) 를이용하여 SLM AISI 316L 소재의미세조직을분석하였다. 제조된 SLM AISI 316L 소재들의기계적특성을평가하기위해경도시험과온도별압축시험을수행하였다. 경도시험은마이크로비커스경도계를사용하여 300 g의하중으로총 12회측정하였고, 최대, 최소값을제외한평균값을사용하였다. 압축시험은직경 : 4 mm, 높이 : 6 mm 의봉상의시편을가공하여사용하였다. 압축시험전, 표면거칠기의영향을줄이기위해표면을 SiC 연마지로 #2000번까지연마하였다. INSTRON 8801을사용하여상온및고온압축시험을수행하였다. 이때변형율속도는 /s 로설정하였으며, 실험온도는상온, 500 o C, 700 o C, 900 o C 총 4 조건에서수행하였다. 압축시험은조건별로 3회수행하였다. 압축시험후초기미세조직이압축특성에미치는영향을조사하기위해 FE-SEM을사용하여추가로압축시편의표면및단면을관찰하였다. 3. 결과및고찰 3.1 SLM AISI 316L 합금의열처리에따른미세조직 그림 2는 SLM AISI 316L 소재들 (F 합금과 H 합금 ) 의단면미세조직을관찰한결과이다. SLM AISI 316L 합금에서는레이저열원방향으로방향성을가지고발달한조직이관찰되었으며, 용융풀 (molten pool) 의존재도확연히나타났다. 용융풀은 SLM 공정중레이저열원의이동에의해분말들이용융되면서생성되는것으로알려져있으며 [7], 금속 3D 프린팅소재의독특한미세조직적특징으로보고되고있다. 열처리를수행한 H 합금역시 F 합금과큰차이없이유사한미세조직 ( 용융풀의존재와레이저열원방향으로의방향성을가진조직 ) 을나타내었다. 용융풀의크기는 SLM AISI 316L F 합금 : μm, H 합금 : μm 로유사하게측정되었다. 한편금속 3D 프린팅공정으로제조된소재의경우작은기공이나수축공도생성될수있어제조된소재의기공도도및기공 Fig. 2. Microstructures of SLMed AISI 316L alloys; (a) as fabricated (F) and (b) Heat treated (H). Fig. 3. High magnification microstructures of SLMed AISI 316L alloys; (a) as fabricated (F) and (b) Heat treated (H). 의크기는중요한미세조직학적특성들이다. 이미지분석기 (Image analyzer) 를이용하여분석한 SLM AISI 316L F 소재의기공도는 0.020%, H 소재의기공도는 0.018% 로나타나두소재모두매우치밀한조직을가지고있는것으로확인되었다. 또한 F 합금의기공의크기는평균 7.8 μm로측정되었으며 H 합금은평균 7.7 μm의기공들이존재하는것으로나타나큰차이를보이지않았다. SLM AISI 316L F 합금과 H 합금의용융풀내부미세조직을보다명확히관찰하기위하여의도적으로과에칭하였으며그관찰결과를그림 3에나타내었다. F 합금과 H 합금모두용융풀내부에 cellular 타입의 dendrite 가관찰되었다. 그러나 cellular dendrite의크기는 F 합금 : 0.64 μm, H 합금 : 0.71 μm 로측정되어열처리에따라큰변화를나타내지않았다. 이러한 cellular dendrite는 selective laser melting 공정의빠른냉각속도 (10 3 ~ 10 8 K/s) 에기인하여생성될수있다고보고되고있다 [20]. 일반적인냉간압연-어닐링소재와열간압연공정으로제조된 AISI 316L 소재의결정립크기가 17.5 μm ~

$함기수 박순홍 이기안 298 Fig. 4. X-ray diffraction analysis results of SLMed AISI 316 F and H alloys. 148.8 μm로알려진것과비교해볼때 [21-23], SLM AISI 316L 합금은열처리유무에관계없이매우미세한조직으로구성되어있었다.$

4 함기수 박순홍 이기안 298 Fig. 4. X-ray diffraction analysis results of SLMed AISI 316 F and H alloys μm로알려진것과비교해볼때 [21-23], SLM AISI 316L 합금은열처리유무에관계없이매우미세한조직으로구성되어있었다. 그림 4는 SLM AISI 316L F 와 H 두합금들의 XRD 상분석결과이다. 두소재모두 γ-fe 단상으로구성되어있는것으로나타났다. 열처리를수행하여도추가적인상 변화는나타나지않았으나 XRD 피크가조금더날카롭게변하고그위치도미소하게움직인것으로나타났다. 금속 3D 프린팅소재의경우일반적으로빠른냉각속도에기인한잔류응력이소재내부에존재하며 (as-fabricated) 열처리를수행함에따라이러한잔류응력이다소해소될수있다. 상기열처리에따른소재내부의잔류응력변화에의해 XRD 피크의차이 ( 그림 4) 가나타난것으로생각된다. 열처리에따른미세조직적차이를보다명확히확인하기위해 EBSD 분석을수행하였으며, 그결과를그림 5에도시하였다. SLM AISI 316L F 와 H 합금들모두레이저열원방향 ( 적층방향, building direction) 으로미세조직이성장, 발달한것으로나타났으며그외거시적인미세조직의변화는확인되지않았다 ((a) 조건별왼쪽그림들 ). 그러나 kernel average misorientation angle map (KAM) 분석결과 ((a) 조건별오른쪽그림들 ) 에서 F 합금은내부에높은분율의저경각경계 (low angle boundary, 초록색선 ) 가나타나며특히용융풀경계로예상되는영역에서많은수의전위집적이존재하는것으로확인되었다. 이에반해 H 합금은저경각경계 ( 초록색선 ) 의밀도가 F 합금에비해감소하였으며, 용융풀경계에서도큰전위의집적이관찰되지않았다. 이를정량적으로분석한 misorientation Fig. 5. EBSD analysis results of SLMed AISI 316L alloys showing (a) IPF and KAM maps, (b) misorientation angle distribution.

299 대한금속 재료학회지제 57 권제 5 호 (2019 년 5 월 ) angle distribution 그래프 (b) 에서열처리를수행함에따라저경각경계비율이감소하고고경각경계 (high angle boundary) 의비율이증가함을다시한번확인할수있다. 상기결과는응력제거열처리를수행함에따라용융풀경계에서뿐만아니라용융풀내부에도존재하던잔류응력이일부해소되었음을의미한다.

5 299 대한금속 재료학회지제 57 권제 5 호 (2019 년 5 월 ) angle distribution 그래프 (b) 에서열처리를수행함에따라저경각경계비율이감소하고고경각경계 (high angle boundary) 의비율이증가함을다시한번확인할수있다. 상기결과는응력제거열처리를수행함에따라용융풀경계에서뿐만아니라용융풀내부에도존재하던잔류응력이일부해소되었음을의미한다. 3.2 SLM AISI 316L 합금들의상, 고온압축특성및변형거동 SLM AISI 316L 합금의방향별경도시험을수행하였으며, 그결과를그림 6에나타내었다. F 합금의평균경도값은 PD(printing direction) : 222 Hv, TD(transversal direction) : 219 Hv, BD(building direction) : 220 Hv 로측정되었으며, H 합금의경우 PD(printing direction) : 200 Hv, TD(transversal direction) : 201 Hv, BD(building direction) : 197 Hv의경도값을보였다. 즉열처리를수행함에따라전반적으로경도가 18~23 Hv 감소하고경도값의변동폭또한감소하였다. 그러나두합금각각에서방향별로경도를비교하였을때그차이는약 3~4 Hv로 Fig. 6. Vickers hardness results of SLMed AISI 316L F and H alloys. 크지않았다. 즉두합금들 (F와 H) 모두에서방향에따른기계적이방성은미소하였다. 그림 7에상온및고온압축시험으로얻은각합금별진응력 진변형률 (true stress-true strain) 곡선들을도시하였 Fig. 7. True stress vs. true strain curves of SLMed AISI 316L F and H alloys obtained by compressive tests at (a) room temperature, (b) 500 o C, (c) 700 o C and (d) 900 o C.

함기수 박순홍 이기안 300 Fig. 8. Low magnification surface observation results of SLMed AISI 316L alloys after room and elevated temperature compressive tests; (a) F alloy and (b) H alloy. 다.

6 함기수 박순홍 이기안 300 Fig. 8. Low magnification surface observation results of SLMed AISI 316L alloys after room and elevated temperature compressive tests; (a) F alloy and (b) H alloy. 다. SLM AISI 316L F 합금의항복강도는온도별로상온 : 536 MPa, 500 o C : 368 MPa, 700 o C : 310 MPa, 900 o C : 171 MPa 로얻어졌다. H 합금에서는상온 : 455 MPa, 500 o C : 338 MPa, 700 o C : 301 MPa, 900 o C : 160 MPa의항복강도들을보여응력완화열처리를수행함에따라항복강도가모든변형온도에서감소하는것으로확인되었다. 한편 0.6 진변형률에서각소재들 (F 및 H 합금들 ) 의온도별최대응력 (peak stress) 를구해보면, SLM AISI 316L F 합금은상온 : 997 MPa, 500 o C : 568 MPa, 700 o C : 480 MPa, 900 o C : 191 MPa로측정되었고, H 합금은상온 : 1014 MPa, 500 o C : 592 MPa, 700 o C : 490 MPa, 900 o C : 202 MPa의최대응력들을보였다. 즉모든변형온도조건에서낮은항복강도를보였던 H 합금에서더높은최대응력 (ε = 0.6) 을나타내었다. 전통적인공정으로제조된압연후어닐링된 316L 합금의항복강도는일반적으로상온에서 220 ~ 350 MPa로보고되고있다 [24]. 이를본연구에서얻어진항복강도결과와비교해보았을때, 3D 프린팅공정으로제조된 SLM AISI 316L 합금은매우높은강도특성을지니고있음을확인할수있었다. 한편각온도별진변형률 -진응력곡선들을면밀히살펴보면, 상온과 500 o C 압축조건에서는항복이후 F 와 H 두소재모두변형률이증가함에따라응력이상승하는가공경화 (strain hardening) 현상을보였으며, 열처리를수행한 H 합금이 F 합금보다더큰가공경화를나타내었다. 그러나 SLM AISI 316L 합금의 가공경화는온도가상승함에따라 (700 o C) 큰폭으로감소하며, 900 o C에서는거의가공경화를나타내지않았다. 이와관련하여 700 o C와 900 o C 변형에서는 γ-fe 기지의동적회복및동적재결정에의한연화로현저한가공경화는일어나지않은것으로사료된다. 즉 SLM AISI 316L H 합금은응력제거열처리를수행함에따라초기합금내부에존재하는낮은전위밀도로인해항복강도는낮으나 (F 합금보다 ), 소성변형시전위의축적이더쉬워지고이에따라높은가공경화거동과높은최대응력 (peak stress) 를나타내는것으로이해될수있다. 그림 8은 SLM 316L 합금의온도별압축시험후압축시편을거시적으로관찰한결과들이다. F 와 H 두합금모두에서변형온도와는무관하게응력이가해짐에따라소성변형수용에의해시편의중간부분이불룩해지는 barreling 이나타났다. 이불룩한영역을보다자세히관찰해보면, 상온과 500 o C의경우시편표면에서균열이관찰되지않았으나, 700 o C에서는조대한균열들이, 900 o C 에선상대적으로미세한균열들이표면에존재하였다. 이에압축표면을보다고배율로관찰한결과를변형온도별로그림 9( 상온및 500 o C) 와그림 10(700 o C 와 900 o C) 에각각나타내었다. 상온에서 F 합금의경우최대전단응력방향으로희미한 deformation band 가관찰되었으며, 응력완화열처리를수행한 H 합금에서 deformation band 가더많고뚜렷하게관찰되었다 ( 그림 9 (a)). 이러한경향성은 500 o C의조건에서압축을수행한합금들에서도

$한편 900 oc의 경 우도 열처리 유무에 상관없이 (F와 H 합금들 모두) 시편 표면에서 표면 산화가 나타났으며 균열들도 함께 관찰되었 으나 앞서 그림 8에서 언급한 바와 같이 균열의 크기는 Fig. 9. FE-SEM observation results of surface fractographies of SLMed AISI 316L F and H alloys after compression testes at (a) room temperature and (b) 500 oc.$

7 301 대한금속 재료학회지 제57권 제5호 (2019년 5월) 금의 높은 가공 경화 거동(그림 7 의 상온과 500 oc 응력변형률 곡선)을 설명하는 증거로 해석될 수 있다. 한편 700 oc의 경우(그림 10 (a)), F 와 H 합금들 모두 에서 상온과 500 oc 변형에서는 관찰되지 않았던 표면 산 화가 나타났으며 이와 함께 조대 균열들도 확연하게 관찰 되었다. 즉 700 oc 이상의 고온 압축 시에는 높은 온도에 기인하여 시편의 표면 산화가 진행되고 그 후 변형이 수반 됨에 따라 취약한(brittle) 산화물이 깨짐과 생성이 반복되 며 산화물 탈락 영역에서의 응력 집중으로 인해 조대한 균 열이 생성될 수 있는 것으로 사료된다. 한편 900 oc의 경 우도 열처리 유무에 상관없이 (F와 H 합금들 모두) 시편 표면에서 표면 산화가 나타났으며 균열들도 함께 관찰되었 으나 앞서 그림 8에서 언급한 바와 같이 균열의 크기는 Fig. 9. FE-SEM observation results of surface fractographies of SLMed AISI 316L F and H alloys after compression testes at (a) room temperature and (b) 500 oc. 700 oc와 비교하여 상대적으로 미세하였다. 그림 11(a)는 700 oc와 900 oc 온도에서 수행한 F, H 소재들의 압축 단면 미세조직을 관찰한 결과이다. 700 oc 소재의 경우 열처리 유무와 관계없이 단면에서도 조대한 동일하게 확인되었다(그림 9 (b)). 그러나 온도가 증가함에 균열들이 확인되었으며, 균열 주위에서 미세한 산화물 또 따라 열처리 유무에 상관없이 deformation band 의 특징 한 관찰되었다. 반면 900 oc에서는 조대한 균열들은 관찰 o 은 약화되었다. H 합금의 상온 및 500 C 압축 시편 표면 되지 않았고 변형 조직의 기지 내부에 산화물들이 갇혀 있 에서 관찰된 상대적으로 (F 합금에 비해) 더 발달된 는 것으로 나타났다. 그림 11 (b)에는 700 oc와 900 oc deformation band 들은, 이 변형 온도들에서 확인된 H 합 온도에서 수행한 F, H 소재들의 에칭 후 압축 단면 미세 Fig. 10. FE-SEM observation results of surface fractographies of SLMed AISI 316L F and H alloys after compression testes at (a) 700 oc and (b) 900 oc.

함기수 박순홍 이기안 302 에비해 ) 더미세한균열이생성된것으로사료된다. 4. 결론 Fig. 11. cross-sectional observation results of SLMed AISI 316L F and H alloys after compressive tests at (a) before etching and (b) after etching.

8 함기수 박순홍 이기안 302 에비해 ) 더미세한균열이생성된것으로사료된다. 4. 결론 Fig. 11. cross-sectional observation results of SLMed AISI 316L F and H alloys after compressive tests at (a) before etching and (b) after etching. 조직을나타내었다. 700 o C에서는두소재모두초기미세조직에서존재하는용융풀과 cellular dendrite가존재하는것으로관찰되었다. 900 o C에서는용융풀은관찰되나앞선미세조직에서관찰된 cellular dendrite는확인되지않았다. 또한초기미세조직에서관찰되지않았던약 8~10μm 의결정립들이생성된것으로나타나 900 o C에서두소재모두동적회복및재결정이일어난것으로판단된다. 즉 700 o C의경우동적회복및재결정과같은미세조직변화의영향보다산화의영향이커서변형과산화가진행됨에따라산화물에서의응력집중으로인해균열이내부로전파된것으로생각된다. 이에반해 900 o C의경우산화의영향보다미세조직의변화의영향이더커서생성된산화물을고립시키고파단을저지하며이에상대적으로 (700 o C 본연구에서는금속 3D 프린팅공정중하나인 selective laser melting 법을이용하여 AISI 316L 합금을제조하였고제조된소재의고온압축특성에대해조사하여다음과같은결론을얻었다. 1. SLM AISI 316L 합금은기공이거의없는매우치밀한미세조직을가지고있었다. 또한레이저열원방향으로방향성을가지는미세조직이발달하였으며, 분말들의용융된흔적인용융풀도관찰되었다. 용융풀내부에는미세한 cellular type의 dendrite가확인되었다. Cellular dendrite의크기는 F 합금의경우 0.64 μm, H 합금의경우 0.71 μm로측정되었다. 그러나열처리를수행함에따라소재내부의 EBSD local misorientation angle map 분석에서저경각경계의비율이감소하고고경각경계의비율이증가하는것을알수있었다. 2. F 합금과 H 합금의상 고온압축시험결과, F 소재의항복강도는상온 : MPa, 500 o C : MPa, 700 o C : MPa, 900 o C : MPa로측정되었다. 열처리를수행한 H 합금은상온 : MPa, 500 o C : MPa, 700 o C : MPa, 900 o C : MPa의항복강도를나타내어열처리를수행함에따라항복강도가소폭감소하였다. 하지만각소재의온도별최대응력의경우, SLM AISI 316L F 합금은압축온도별로상온 : MPa, 500 o C : MPa, 700 o C : MPa, 900 o C : MPa로측정되었으며, 열처리를수행한 H 합금은상온 : MPa, 500 o C : MPa, 700 o C : MPa, 900 o C : MPa 값을보여, 열처리를수행한 H 합금이오히려더높은최대응력값을나타내었다. 즉 H 합금에서더욱큰가공경화거동을보였다. 3. 압축파단표면관찰결과, 상온과 500 o C에서는두합금 (F와 H 합금 ) 모두전단응력방향으로미세한 deformation band가관찰되었고, 응력완화열처리를수행한 H 합금에서더많은수의 deformation band가뚜렷하게확인되었다. 한편 700 o C에서는조대한표면균열이, 900 o C에선미세한균열이관찰되었고시편표면과균열주위에서산화물이검출되었다. 압축단면관찰결과, 700 o C 의경우열처리유무와관계없이조대한균열들이존재하고있음을다시한번확인할수있었으며, 균열의경계에서미세한산화물이관찰되었다. 반면 900 o C에서는조대한균열들은관찰되지않았고동적회복및재결정에의해시

9 303 대한금속 재료학회지제 57 권제 5 호 (2019 년 5 월 ) 편내부에산화물들이갇혀있는특징을나타내었다. 감사의글 본연구는산업통상자원부의 첨단신소재기반 3D 프린팅전문인력양성사업 의지원으로수행되었으며이에감사드립니다. REFERENCES 1. A. K. Gupta, H. N. Krishnamurthy, Y. Singh, K. M. Prasad, and S. K. Singh, Mater. Des. 45, 616 (2013). 2. X. Y. Wang and D. Y. Li, Wear 255, 836 (2003). 3. V. Karthik, S. Murugan, P. Parameswaran, C. N. Venkiteswaran, K. A. Gopal, N. G. Muralidharan, S. Saroja, and K. V. kasiviswanathan, Energy Proced. 99, 35 (2016). 4. S. K. Samanta, S. K. Mitra, and T. K. Pal, Mater. Sci. Eng. A 430, 242 (2006). 5. T. Hryniewicz, R. Rokicki, and K. Rokosz, Suf. Coat. Technol. 202, 1668 (2008). 6. E. Paffumi, K. F. Nilsson, and N. G. Taylor, Int. J. Pres. Ves. Pip. 85, 798 (2008). 7. J. P. Kruth, L. Froyen, J. V. Vaerenbergh, P. Mercelis, M. Rombouts, and B. Lauwers, J. Mat. Proc. Tech. 149, 616 (2004). 8. L. Thijs, F. Verhaeghe, T. Craeghs, J. V. Humbeeck, and J. P. Kruth, Acta Mater. 58, 3303 (2010). 9. B. Vandenbroucke and J. P. Kruth, Rap. Proto. J. 13, 196 (2007). 10. D. Herzog, V. Seyda, E. Wycisk, and C. Emmelmann, Acta Mater. 117, 371 (2016). 11. I. Tolosa, F. Garciandia, F. Zubiri, F. Zapirain, and A. Esnaola, Int. J. Adv. Manuf. Technol. 51, 639 (2010). 12. R. Li, Y. Shi. Z. Wang, L. Wang, J. Liu, and W. Jiang, App. Surf. Sci. 256, 4350 (2010). 13. B. Zhang, L. Dembinski, and C. Coddet, Mater. Sci. Eng. A 584, 21 (2013). 14. I. Yadroitsev, P. Krakhmalev, I. Yadroitsava, S. Johansson, and I. Smurov, J. Mat. Proc. Tech. 213, 606 (2013). 15. M. Sergio, F. Lima, and S. Sankare, Mater. Des. 55, 526 (2014). 16. W. Shifeng, L. Shuai, W. Qingsong, C. Yan, Z. Sheng, and S. Yusheng, J. Mat. Proc. Tech. 214, 2660 (2014). 17. B. Song. S. Dong. Q. Liu, H. Liao, and C. Coddet, Mater. Des. 43, 727 (2014). 18. P. Mercelis and J. P. Kruth, Rap. Proto. J. 12, 254 (2006). 19. A. Riemer, S. Leuders, M. Thone, H. A. Richard, T. Troster, and T. Niendorf, Eng. Fract. Mech. 120, 15 (2014) 20. L. Liu, Q. Ding, Y. Zhong, J. Zou, J. Wu, Y. L. Chiu, J. Li, Z. Zhang, Q. Yu, and Z. Shen, Mater. Today 21, 354 (2018). 21. W. A. Poling, MS thesis, Colorado school of Mines, Colorado (2012). 22. J. S. Kim, J. N. Kim, and C. Y. Kang, Korean J. Met. Mater. 56, 265 (2018). 23. Z. N. Li, F. A. Wei, P. Q. La, and F. L. Ma, Met. Mater. Int. 24, 633 (2018). 24. J. Y. Huang, J. J. Yeh, S. L. Jeng, C. Y. Chen, and R. C. Kuo, Mater. Trans. 47, 409 (2006).

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