Journal Search Engine
Search Advanced Search Adode Reader(link)
Download PDF Export Citaion korean bibliography PMC previewer
ISSN : 1225-7591(Print)
ISSN : 2287-8173(Online)
Journal of Korean Powder Metallurgy Institute Vol.25 No.6 pp.475-481
DOI : https://doi.org/10.4150/KPMI.2018.25.6.475

Effect of Porosity on Mechanical Anisotropy of 316L Austenitic Stainless Steel Additively Manufactured by Selective Laser Melting

Jeong Min Parka, Jin Myoung Jeona, Jung Gi Kima, Yujin Seonga, Sun Hong Parkb, Hyoung Seop Kima,c*
aDepartment of Materials Science and Engineering, POSTECH (Pohang University of Science and Technology), Pohang 37673, Republic of Korea
bMaterials Solution Research Group, RIST (Research Institute of Industrial Science and Technology), Pohang 37673, Republic of Korea
cCenter for High Entropy Alloys, POSTECH (Pohang University of Science and Technology), Pohang 37673, Republic of Korea
-

박정민: 학생, 전진명: 학생, 김정기: 박사 후 연구원, 성유진: 박사 후 연구원, 박순홍: 책임연구원, 김형섭: 교수


Corresponding Author: Hyoung Seop Kim, TEL: +82-54-279-2150, FAX: +82-54-279-2399, E-mail: hskim@postech.ac.kr
December 4, 2018 December 18, 2018 December 18, 2018

Abstract


Selective laser melting (SLM), a type of additive manufacturing (AM) technology, leads a global manufacturing trend by enabling the design of geometrically complex products with topology optimization for optimized performance. Using this method, three-dimensional (3D) computer-aided design (CAD) data components can be built up directly in a layer-by-layer fashion using a high-energy laser beam for the selective melting and rapid solidification of thin layers of metallic powders. Although there are considerable expectations that this novel process will overcome many traditional manufacturing process limits, some issues still exist in applying the SLM process to diverse metallic materials, particularly regarding the formation of porosity. This is a major processing-induced phenomenon, and frequently observed in almost all SLM-processed metallic components. In this study, we investigate the mechanical anisotropy of SLM-produced 316L stainless steel based on microstructural factors and highly-oriented porosity. Tensile tests are performed to investigate the microstructure and porosity effects on mechanical anisotropy in terms of both strength and ductility.



선택적 레이저 용융법으로 제조한 316L 스테인리스강의 기계적 이방성에 미치는 기공의 영향

박 정민a, 전 진명a, 김 정기a, 성 유진a, 박 순홍b, 김 형섭a,c*
a포항공과대학교 신소재공학과
b포항산업과학연구원 소재이용연구그룹
c포항공과대학교 고엔트로피합금 연구단

초록


    Korean Institute of Materials Science

    1. 서 론

    금속 기반 적층 제조 기술(additive manufacturing)은 레 이저 혹은 전자빔과 같은 고밀도 열원을 이용해 원하는 3 차원 형상 제품을 한 층씩 쌓아 올리는 공정으로 정의된 다[1]. 해당 공법은 기존의 주조 방식으로 제조가 불가능 한 격자 구조, 다공성 구조 등의 복잡한 형상의 제품을 CAD(computer-aided design) 데이터 기반으로 한 번에 제 작할 수 있는 장점을 지녀 형상 변경에 대한 설계 변경이 자유롭고, 성형 이후 기계가공 공정을 대폭 줄일 수 있는 장점으로 인해 다양한 산업에서 생산 현장의 패러다임 변 화를 이끌 것으로 많은 기대를 받고 있다[2-5]. 이 중, 적 층 제조 기술 중 하나인 선택적 레이저 용융법(SLM: selective laser melting)은 높은 정밀도와 자유도를 지닌다 [1-4]. 해당 공법은 분말 공급 장치에서 일정한 면적을 가 지는 분말 층(powder bed)에 수십 μm의 분말을 한층씩 깔 고 레이저를 CAD 데이터에 따라 원하는 위치에 선택적으 로 조사하여 제품을 쌓아 올라가며 제작하는 Bottom-up 방식의 공법이다[5]. 이러한 공정 특성 상 SLM 공법은 기 존 공법으로 제작하기 불가능한 구조의 제품을 제작할 수 있어, “complexity for free”를 주요 강점으로 하는 적층 제 조 기술의 대표적인 기술로써 많은 관심을 받고 있다[5]. 특히 최근 여러 선행 연구에서 SLM 공법을 적용한 소재 가 공정 특성에 기인한 특유의 계층적인(hierarchical) 미세 조직으로 인해 기존 공법으로 제작된 합금에 비해 우수한 강도-연신율 조합을 띄는 것이 보고되면서 많은 학계의 관 심 또한 받고 있다[6-8].

    한편, 이러한 SLM 공법 및 조형체 적용 관련하여 가장 수요가 높은 산업은 항공기 부품, 개인 맞춤형 의료형 부 품 제작 등의 다품종 소량생산을 요구하는 산업이다[9- 11]. 해당 산업들은 제품의 엄격한 품질 및 높은 신뢰성을 요구하므로, SLM 공법의 더욱 폭 넓은 산업 적용을 위해 선 이러한 특성을 만족할 수 있는 최적화된 공정 조건 및 제품이 요구된다. 하지만 SLM 공정 도중 조형체 내부 균 열, 기공 등 원치 않는 결함이 발생하는 사례가 여전히 빈 번하게 보고되고 있으며, 이러한 결함을 억제할 수 있는 공정 최적화 관련 연구가 다수 이루어지고 있는 실정이다 [12-14]. 특히 이러한 결함들 중 기공의 경우 대부분의 SLM 조형체에서 발견되며 제품의 기계적 성질 열화에 큰 영향을 끼치는 것으로 알려져 있다[15-19].

    소재의 방향 별 기계적 물성 차이를 의미하는 기계적 이 방성은 실제 부품의 사용 및 응용에서 주요하게 고려되어 야 하는 특성이다. 즉, 제조된 부품의 강도 및 연신율이 방 향 별로 차이가 큰 차이를 보일 경우, 해당 부품의 실사용 시 이러한 특성을 고려하여 부품 가동범위 및 용도가 설 계되어야 한다. 일반적으로 소재의 기계적 이방성은 재료 내부 결정립 형상 및 Texture 등의 미세조직 양상에 기인 하게 된다[20]. SLM 공정으로 제작된 조형체는 국부 용융- 응고에 의한 반복적 적층의 결과로 불균질한 미세조직을 보이며, 이에 기인하는 높은 기계적 이방성을 나타내게 된 다[21]. 이 때, 앞서 서술한 SLM 조형체에서 빈번하게 발 견되는 기공들은 공정 특성에 기인한 특유의 형태를 가지 는 것으로 보고된다[17-19]. 특히, 이러한 SLM 조형 중에 나타나는 기공은 복잡한 공정 과정에 기인하게 되어 적층 방향과 특정한 방위 관계를 가지는 것으로 보고되므로, 조 형체의 기계적 이방성에 주요한 영향을 끼칠 것으로 판단 할 수 있다[1, 15-19]. 본 연구에서는 SLM 조형체의 기계 적 이방성에 미치는 기공의 영향을 정량적으로 분석하기 위하여 상용 316L 스테인리스강 분말 기반의 SLM 적층 을 실시하여 높은 분율의 기공을 함유한 조형체를 제작하 였다. 이 후, 시편 내부 기공의 형상 및 방위가 방향 별 기 계적 물성 차이에 미치는 영향에 대한 정량적인 분석을 위한 다양한 특성평가 및 유한요소해석을 실시하였다.

    2. 실험 방법

    SLM 적층에 사용된 분말은 그림 1 (a)과 같이 구형의 형상을 가진 평균 입도 40 μm의 상용 316L 스테인리스강 분말(F316L-LA1, LSN DIFFUSION, UK)이 사용되었다. 해당 분말은 가스 아토마이징(gas atomizing) 공법으로 제 조되었으며 레이저 입도분석기(Malvern Mastersizer 2000, Malvern, UK)를 이용해 측정된 분말의 입도 분포는 그림 1 (b)와 같다. SLM 기반 3차원 조형체 제작은 국내 WINFORSYS사의 Metalsys250 장비를 통해 산소 농도 0.3% 이하의 Ar 분위기에서 레이저 출력 200 W, 스캔 속 도 1100 mm/s, 햇칭 간격(hatching space) 110 μm 조건으 로 수행되었다. 이 때, SLM 공정으로 인한 3차원 조형체 의 측면 방향 이방성을 최소화하기 위하여 그림 2와 같이 체스보드 패턴(chess-board pattern)의 레이저 스캔을 각 층 별로 67º씩 시계방향으로 회전시키며 적층 조형을 실시하 였다. 본 연구에서는 그림 2(c)의 개략도와 같이 길이 100 mm ×폭 50 mm ×높이 30 mm의 치수를 갖는 직육면 체 형태의 조형체를 제작하였으며, 해당 시편의 길이 방향 을 X 방향, 폭 방향을 Y 방향, 적층 방향을 Z 방향으로 정의하였다.

    제작된 3차원 조형체의 밀도는 Mettler Toledo XP205 balance 장비를 이용한 아르키메데스법으로 측정되었다. 미세조직 관측은 광학현미경(OM: optical microscope, FM-700, Future-Tech Co., Japan) 및 전계방출형 주사전자 현미경(FE-SEM: field emission scanning electron microscope, XL-30S FEG, FEI Co., USA)을 통해 수행되었다. 미세조직 분석용 시편은 표면조도 1 μm 수준으로 폴리싱 (polishing) 되었으며, melt pool 및 solidification substructure 관측을 위해 Villella 에칭 용액(염산 10 ml, 피크 릭산 10 ml, 에탄올 100 ml)으로 40ºC 조건에서 에칭되었 다. 또한 반복적인 적층에 따른 결정립 성장 및 texture 양 상을 확인하기 위하여 colloidal silica 폴리싱 처리된 시편 에 대해 EBSD(electron backscatter diffraction) 분석을 수 행하였다.

    이 후, SLM 적층된 3차원 조형체의 방향 별 기계적 물 성을 측정하기 위하여 그림 2(c)와 같이 각각 X 방향 및 Z 방향을 인장 방향으로 하는 dog-bone 형태의 인장시편 (표점 거리 5.0 mm, 폭 2.5 mm, 두께 1.5 mm)을 추출하였 다. 인장 시험은 Instron 1361 장비를 통해 변형률 속도 10−3 s−1 조건에서 수행하였다. 해당 인장 시험에서 시편 내부 국부 변형률 분포 분석 및 정확한 인장 연신율 추출 을 위해 ARAMIS 5M 장비 기반의 DIC(digital image correlation) 기법이 활용되었다. 또한, 인장 거동에 미치는 기공의 효과를 해석하기 위하여 상용 ABAQUS-6.9EF/2 standard 탄소성 프로그램을 활용한 미세조직 기반 유한요 소해석(FEM: finite element method)을 수행하였다.

    3. 결과 및 고찰

    3.1 미세조직 분석

    그림 3은 적층된 조형체의 측면부(Y 면) 미세조직을 나 타낸다. 그림 3(a)의 OM 이미지와 같이 조형체 미세조직 에서 레이저 스캐닝으로 인해 형성된 다수의 melt pool들 을 관측할 수 있었다. 해당 미세조직에서의 측정된 평균 melt pool 너비 및 높이는 각각 ~105.4 μm, ~61.7 μm로 본 연구에서 시행된 레이저 스캔의 햇칭 간격 크기 및 분말 입도에 대응된다. 즉, 적층 방향에 수직한 반달 형태의 melt pool 형상은 SLM 조형 공정 시 레이저 스캔으로 인 해 용융된 분말의 열 흐름(heat flow)이 레이저 스캔 중심 부에서 방사상으로 퍼져나가기 때문으로 고찰할 수 있다 [14]. 그림 3(b)와 (c)는 각각 조형체 Y면의 EBSD IPF (inverse pole figure) 맵 및 KAM(kernel average misorientation) 맵을 나타낸다. 해당 IPF 맵에서 대부분의 결정립 들은 확연한 <001> texture 경향을 보여주며, 적층 방향을 따라 melt pool들을 가로지르는 columnar structure를 나타 내는 것을 확인할 수 있다. 이러한 경향은 SLM 적층 공 정 특성에 기인한다[22]. 즉, SLM 공정에서 열유속(heat flux)은 용융부의 고액계면에서 가장 높고, 해당 용융잠열 은 기존에 적층된 층(previous built layer) 방향인 아래쪽 방향으로 빠져나가게 되며 용융부 응고조직의 epitaxial growth를 야기하게 된다. 또한, 일반적으로 FCC 금속의 응고 시 용융 잠열의 방출이 용이한 우선 성장 방위는 [001] 방향이므로 해당 미세조직은 IPF 맵 상에서 강한 <001> texture를 나타내게 된다[22].

    그림 3(c)의 KAM 맵의 경우, 대부분의 결정립들이 높 은 KAM 값 분포를 나타내는 것을 알 수 있으며 이러한 결과는 SLM 공정 시 동반되는 급격한 입열 및 냉각으로 인한 조형체 내부 높은 잔류열응력 형성에 기인한다. 또한, 이러한 경향은 그림 3(d)의 고배율 SEM 이미지에서 나타 나는 solidification sub-structure에 대응된다. 해당 이미지 와 같이 조형체 미세조직 상의 melt pool 및 결정립 내부 에는 수십 나노 크기의 cell 혹은 columnar 구조의 substructure가 존재한다. 이러한 구조는 대부분의 SLM 조형 체 미세조직에서 관측되는 경향으로 해당 sub-structure boundary는 높은 전위밀도를 가지는 것으로 알려져 있다[6]. 해당 조직은 공정 시 반복되는 복잡한 열 이력(thermal history)에 기인하는 것으로 알려져 있으며, 316L 스테인리 스강의 경우 boundary 부근 Cr 및 Mo의 편석이 주로 관 측된다[6, 23]. 이러한 cellular structure의 크기는 SLM 조 형 시 응고 속도, 열 구배, 냉각 속도에 따라 변화하게 된 다[23, 24].

    한편, 그림 3(a)의 OM 이미지에서 화살표로 표시된 것 과 같이 시편 내부에는 SLM 적층 방향에 수직하게 연신 된 형태의 기공이 존재하는 것을 알 수 있다. 이러한 기공 들을 확대하여 나타낸 OM 이미지는 그림 3(e)와 같다. 해 당 그림과 같이 대부분의 기공들은 melt pool과 melt pool 사이에 위치하고 있으며, 조대한 크기의 날카로운 초승달 형태를 갖는 특징을 보인다. 아르키메데스법을 통해 구해 낸 제조된 3차원 조형체의 기공율은 ~5.8%로 굉장히 높 은 분율을 보이는 것을 알 수 있다. 조형체 내부 기공들의 크기와 형상을 정량화하기 위해, 미세조직에 2차원 이미 지 분석 기법을 적용하여 구해낸 평균 기공 높이 및 너비 는 각각 ~51.8 μm 및 ~86.7 μm이다. 또한, 아래와 같은 식 을 통해 구해낸 기공들의 평균 종횡비(aspect ratio) 및 구 형도(circularity)는 각각 ~2.73 및 ~0.415이다. 아래 식에서 w는 기공 너비, h는 기공 높이, A는 기공 면적, 그리고 L 은 기공의 둘레를 나타낸다.

    Aspect ratio= w h
    (1)
    Circularity= 4 π * A L 2
    (2)

    즉, 미세조직 및 이미지 분석 결과와 같이 제조된 3차원 조형체 내부 기공들은 대부분 햇칭 간격에 육박하는 조대 한 크기와 특유의 형상을 가진 것을 알 수 있다. 이러한 기공의 형성 원인을 분석하기 위해 기공 내부 SEM 이미 지를 나타낸 것은 그림 3(f)와 같다. 해당 SEM 이미지와 같이 기공 내부에는 녹지 않은 분말(un-melted powder)들 이 잔존해 있는 것을 알 수 있다. 이러한 기공들은 주로 층간 기공(inter-layer pore)[14-19]으로 불리며 그 크기와 분포는 SLM 공정 변수에 밀접하게 관련되어 있는 것으로 알려져 있다. Xia et al.[14]은 Incornel 718 합금 분말에 대 한 서로 다른 레이저 스캔 속도 조건의 SLM 공정 및 CFD(commercial fluid dynamics) 기반 시뮬레이션을 수행 하여, 공정에 따른 기공 형성 거동을 탐구하였다. 그들은 조형체 내부 기공 크기 및 분율이 SLM 공정 조건에 따른 입열량(heat input) 차이에 지배되는 것을 제시하였다. 즉, 공정 시 레이저 스캔 속도가 높을 경우, 분말 층에 가해지 는 열에너지가 모든 분말을 녹이기에 충분치 않아, 그림 4 의 개략도와 같이 overlay zone 하단에 melt pool을 따라 기공이 형성되게 된다. 해당 층간 기공들은 이러한 형성 기구에 기인한 특정한 형상을 가지게 되고, 그 크기는 스 캔 속도 및 햇칭 간격에 따라 달라지게 된다.

    3.2 방향 별 인장 물성

    그림 53차원 조형체의 X 방향 및 Z 방향 인장 시험 에서 얻어진 공칭 응력-변형률 선도(engineering stressstrain curve)를 나타낸다. 해당 결과에서 나타나듯이 본 연 구에서 제작된 조형체의 X 및 Z 방향 인장 물성은 현저 한 차이를 보이는 것을 알 수 있다. X 방향 인장 시 해당 조형체는 일반적인 주조재[6]에 비해 높은 강도 수준인 ~413 MPa의 항복 강도(yield strength), ~475 MPa의 인장 강도(ultimate tensile strength) 및 상대적으로 양호한 17.3%의 인장 연신율을 나타낸다. 반면, 이와 달리 Z 방 향 인장 시 조형체는 낮은 응력 수준에서 항복이 일어나며(항복 강도 ~283 MPa), 그와 동시에 변형 증가에 따른 응력 강하 및 이른 파단이 일어나게 된다.

    이러한 방향 별 물성 차이는 조형체의 불균질한 미세조 직 및 특정한 방향성을 갖는 기공들에 기인하는 것으로 판단할 수 있다. 우선 항복 강도에 미치는 texture의 영향 을 고려하기 위해, EBSD 맵(Y 면) 기반 Schmid factor 계 산을 수행하였다. 계산된 방향 별 인장 시 Y면 미세조직 의 평균 Schmid factor 값은 각각 X 방향에서 0.463, Z 방 향에서 0.456이다. 비록 Z방향에서 더 낮은 Schmid factor 값을 보이나 실제 항복 강도 차이에 비해 그 차이는 미미 한 형태임을 알 수 있다. 마찬가지로 columnar structure를 나타내는 결정립 형상에 따른 강도 차이의 경우에도, 선행 연구들[25, 26]에서 나타나는 차이에 비해 본 연구 결과에 서의 강도 차이가 더욱 극심한 것을 알 수 있다.

    이 때, 시편 내부 기공이 방향 별 인장 물성에 미치는 영향을 정량적으로 분석하기 위해 실제 미세조직(Y면) 기 반 내부의 기공을 구현하여 수행한 FEM 결과는 그림 6과 같다. 일반적으로 재료 내부 개재물(inclusion) 혹은 기공 이 존재할 시 해당 영역 주변부에는 극심한 응력 집중 (stress concentration) 및 그에 따른 변형률 집중(strain localization)이 발생하게 된다. 상하로 인장 하중을 받고 있는 시편의 내부에 폭이 2a, 높이가 2b인 기공이 존재할 시 해당 기공 주변부의 응력 집중 양상은 6(b)와 같이 표 현된다[27]. 해당 개략도와 같이 이러한 기공의 폭(2a)이 증가할수록 기공 주변의 최대 응력은 급격히 증가하게 된 다. 그림 6(a)와 같이 본 연구에서 제작된 SLM 조형체 내 부의 기공들은 대부분 Z 방향에 수직하게 연신된 형태의 형상을 갖는다. 그림 6(c)와 (d)는 방향 별 인장 시험 시 시편 내부 기공 주변의 변형률 집중 양상에 대한 FEM 결 과를 나타낸다. 해당 그림에서 나타나듯이 Z 방향 인장 시 X 방향 인장 조건에 비해 기공 주변부 극심한 변형률 집 중 양상을 보이게 된다. 또한, 붉은 원으로 표시된 영역과 같이 해당 기공 주변부의 응력 및 변형률 집중으로 인한 Z 균열의 전파를 확인 가능하며 이러한 양상은 날카로운 기공 선단부를 따라 전파됨을 알 수 있다. 해당 분석을 통 해 조형체 내부 기공 주변부는 Z 축 인장 변형에서 더욱 높은 수준의 응력 집중이 작용하게 됨을 확연히 알 수 있 다. 즉, Z 축 인장 변형 조건에서 조형체는 항복 강도에 비해 훨씬 낮은 응력 수준에서도 기공 주변부의 국부 항 복이 일어나게 되고, 그와 동시에 균열 성장이 동반되며 응력 수준의 강하를 야기하는 것으로 판단할 수 있다.

    그림 7은 X 및 Z 방향의 인장 변형에 따른 시편 내부 국부 변형률 분포를 보여준다. 그림 6의 FEM 분석 결과 와 동일하게 X 방향 인장 시편은 Z 방향에 비해 상대적 으로 균질한 변형률 분포를 보이며 변형 후반부에는 상대 적으로 조대한 기공들이 위치한 영역에서의 균열 형성 및 기공 확장으로 인한 시편의 파단이 일어남을 알 수 있다. 이와 달리 Z 축 인장 변형 하에서는 시편 내부 얇은 국부 부위에서 변형이 극심하게 집중되고 날카로운 기공 형상 으로 인해 기공 주변부 균열 전파가 더욱 빠르게 진행됨 을 알 수 있다. 그림 8은 각각 X 및 Z 방향 별 인장 시험 이후 파단된 시편의 파면을 보여준다. 해당 파면에서 흰색 타원으로 강조되어 있는 영역과 같이 표면부에 녹지 못한 분말들이 잔존하는 것을 알 수 있다. 이러한 영역은 그림 4의 개략도에서 나타낸 것과 같이 층간 기공이 존재하였 던 영역에 대응된다. 이 때, 그림 8(b)의 Z 축 인장 파면 이 그림 8(a)의 X 축 인장 파면에 비해 상대적으로 평탄 한 양상을 보이는 것을 알 수 있다. 즉, 인장 방향에 수직 한 판 형태의 기공으로 인하여 Z 축 인장 시 상대적으로 균열 전파 및 파단이 X 축 인장에 비해 훨씬 용이하게 진 행되었음을 해당 파면을 통해 간접적으로 알 수 있다. 따 라서 본 연구에서 제작된 조형체의 방향 별 물성 차이는 공정 기반 특유의 방향성과 형상을 가지는 기공이 가장 지배적으로 기여하는 것을 본 실험 결과를 통해 유추할 수 있다.

    4. 결 론

    본 연구에서는 316L 스테인리스강 분말을 통해 제작된 SLM 기반 3차원 조형체의 기계적 이방성에 미치는 미세 조직 및 기공의 영향에 대해 탐구하여 보았다. 제작된 조 형체의 미세조직의 경우 <001> texture를 갖는 적층 방향 에 평행한 columnar structure로 이루어진 결정립으로 구성 되어 있었다. 또한, 해당 조형체 내부엔 날카로운 판 형태 의 기공들이 melt pool 사이에 다수 분포하였다. 해당 기 공들은 SLM 공정 중 높은 스캔 속도 혹은 낮은 레이저 출력에 기인하는 층간 기공임을 알 수 있었다. 즉, 불충분 한 입열량으로 인해 분말 층에서 미처 녹지 못한 분말들 이 잔존하게 되고 이러한 영역이 melt pool 사이에 초승달 모양의 형상을 갖는 기공으로 형성되게 된 것이다. 조형체 에 대한 방향 별 인장 시험 결과 X 방향 인장 조건에서는 상대적으로 양호한 인장 물성을 나타내는 반면 Z 축 인장 물성은 크게 열화된 것을 확인하였다. 이러한 방향 별 기 계적 물성 차이는 미세조직 기반 FEM 및 DIC 이미지 분 석을 통해 기공의 영향이 지배적인 것을 확인할 수 있었 다. 즉, SLM 공정 중에 형성된 층간 기공들은 형상 및 방 위로 인해 조형체의 적층 방향 물성을 크게 열화시키는 것을 알 수 있었다.

    감사의 글

    This work was supported by Fundamental Research Program “Development of High Performance Materials and Processes for Metal 3D Printing (Grant No. PNK5520)” of the Korean Institute of Materials Science (KIMS).

    Figure

    KPMI-25-475_F1.gif
    (a) SEM image showing morphologies of 316L stainless steel powders, (b) Size distribution of the 316L powders.
    KPMI-25-475_F2.gif
    Schematics of (a, b) the scanning strategy for the SLM process and (c) as-built sample in present works.
    KPMI-25-475_F3.gif
    The microstructure (Y plane) of the SLM produced 316L stainless steel: (a) OM image, (b) EBSD IPF map, (c) EBSD KAM map, (d) high magnified SEM images indicating solidified sub-structures, (e) representative OM image for inter-layer pores, and (f) high magnified SEM image for this type of pore.
    KPMI-25-475_F4.gif
    Schematic of the formation of inter-layer porosity during the SLM process.
    KPMI-25-475_F5.gif
    Engineering stress-strain curves of the as-built 316L stainless steel under the tensile loading conditions along the X and Z axis, respectively.
    KPMI-25-475_F6.gif
    (a) 3D OM image of the SLM produced sample and (b) the schematic of the stress concentration around a pore in the tensile sample. The porosity based FEM results for the tensile sample along (c) X axis and (d) Z axis-loading conditions, respectively.
    KPMI-25-475_F7.gif
    Local strain distribution maps of the tensile samples extracted by DIC methods for (a) X and (b) Z axis loading conditions, respectively.
    KPMI-25-475_F8.gif
    SEM-fractographs of the specimens after (a) X and (b) Z axis-tensile deformations.

    Table

    Reference

    1. J. Choe, J. Yun, D. Y. Yang, S. Yang, J. H. Yu, C. W. Lee and Y. J. Kim: J. Korean Powder Metall. Inst., 24 (2017) 187.
    2. T. D. Ngo, A. Kashani, G. Imbalzano, K. T. Q. Nguyen and D. Hui: Composites Part B, 143 (2018) 172.
    3. L. E. Murr, S. M. Gaytan, D. A. Ramirez, E. Martinez, J. Hernandez, K. N. Amato, P. W. Shindo, F. R. Medina and R. B. Wicker: J. Mater. Sci. Technol., 28 (2012) 1.
    4. D. D. Gu, W. Meiners, K. Wissenbach and R. Poprawe: Int. Mater. Rev., 57 (2012) 133.
    5. M. C. Kang, D. H. Ye and G. H. Go: J. Welding and Joining, 34 (2016) 9.
    6. Y. M. Wang, T. Voisin, J. T. Mckeown, J. Ye, N. P. Calta, Z. Li, Z. Zeng, Y. Zhang, W. Chen, T. T. Roehling, R. T. Ott, M. K. Santala, P. J. Depond, M. J. Matthews, A. V. Hamza and T. Zhu: Nat. Mat., 17 (2018) 63.
    7. S. Gorsse, C. Hutchinson, M. Gouné and R. Banerjee: Sci. Technol. Adv. Mater., 18 (2017) 584.
    8. D. C. Hofmann, J. Kolodziejska, S. Roberts, R. Otis, R. P. Dillon, J. O. Suh, Z. K. Liu and J. P. Borgonia: J. Mater. Res., 29 (2014) 1899.
    9. B. V. Hooreweder, Y. Apers, K. Lieraert and J. P. Kruth: Acta Biomater., 47 (2017) 193.
    10. M. Brandt, S. Sun, M. Leary, S. Feih, J. Elambasseril and Q. Liu: Adv. Mater. Res., 633 (2013) 135.
    11. M. Seabra, J. Azevedo, A. Araújo, L. Reis, E. Pinto, N. Alves, R. Santos and J. P. Mortágua: Procedia Struct. Integrity, 1 (2016) 289.
    12. N. J. Harrison, I. Todd and K. Mumtaz: Acta. Mater., 94 (2015) 59.
    13. C. Qiu, C. Panwisawas, M. Ward, H. C. Basoalto, J. W. Brooks and M. M. Attallah: Acta. Mater., 96 (2015) 72.
    14. M. Xia, D. Gu, G. Yu, D. Dai, H. Chen and Q. Shi: Int. J. Mach. Tools Manuf., 116 (2017) 96.
    15. G. Kasperovich, J. Haubrich, J. Gussone and G. Requena: Mater. Des., 105 (2016) 160.
    16. N. T. Aboulkhair, N. M. Everitt, I. Ashcroft and C. Tuck: Addit. Manuf., 1-4 (2014) 77.
    17. R. Li, J. Liu, Y. Shi, M. Du and Z. Xie: J. Mater. Eng. Perform., 19 (2010) 666.
    18. N. P. Lavery, J. Cherry, S. Mehmood, H. Davies, B. Girling, E. Sackett, S. G. R. Brown and J. Sienz: Mater. Sci. Eng., A,693 (2017) 186.
    19. A. Martens, S. Reginster, H. Paydas, Q. Contrepois, T. Dormal, O. Lemaire and J. L. Beckers: Powder Metall., 57 (2014) 184.
    20. J. G. Kim, B. H. Park, S. K. Kim, K. G. Chin and H. S. Kim: Trans. Mater. Process., 23 (2014) 311.
    21. J. W. Oh, H. Na and H. Choi: J. Korean Powder Metall. Inst., 24 (2017) 494.
    22. T. Niendorf, S. Leuders, A. Riemer, H. A. Richard, T. Tröster and D. Chwarze: Metall. Mater. Trans. B, 44 (2013) 794.
    23. J. Suryawanshi, K. G. Prashanth and U. Ramamurty: Mater. Sci. Eng., A, 696 (2017) 113.
    24. M. S. Pham, B. Dovgyy and P. A. Hooper: Mater. Sci. Eng., A, 704 (2017) 102.
    25. M. Cloots, K. Kunze, P. J. Uggowiter and K. Wegener: Mater. Sci. Eng., A,658 (2016) 68.
    26. S. H. Sun, Y. Koizumi, S. Kurosu, Y. P. Li, H. Matsumoto and A. Chiba: Acta. Mater., 64 (2014) 154.
    27. S. K. Hyun, K. Murakami and H. Nakajima: Mater. Sci. Eng., A, 299 (2001) 241.