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ISSN : 1225-7591(Print)
ISSN : 2287-8173(Online)
Journal of Korean Powder Metallurgy Institute Vol.26 No.6 pp.508-514
DOI : https://doi.org/10.4150/KPMI.2019.26.6.508

A Study on the Mechanical Properties of Al2O3 Cutting Tools by DLP-based 3D Printing

Hyun-Been Lee, Hye-Ji Lee, Kyung-Ho Kim, Kyung-Min Kim, Sung-Soo Ryu, Yoonsoo Han*
Engineering Ceramic Center, Korea Institute of Ceramic Engineering and Technology (Icheon), Gyeonggi-do 17303, Republic of Korea
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이현빈·이혜지·김경호·김경민: 학생, 류성수·한윤수: 책임연구원


Corresponding Author: Yoonsoo Han, TEL: +82-31-645-1457, FAX: +82-31-645-1492, E-mail: corundum69@kicet.re.kr
November 27, 2019 December 25, 2019 December 25, 2019

Abstract


In the development of advanced ceramic tools, material improvements and design freedom are critical in improving tool performance. However, in the die press molding method, many factors limit tool design and make it difficult to develop innovative advanced tools. Ceramic 3D printing facilitates the production of prototype samples for advanced tool development and the creation of complex tooling products. Furthermore, it is possible to respond to mass production requirements by reflecting the needs of the tool industry, which can be characterized by small quantities of various products. However, many problems remain in ensuring the reliability of ceramic tools for industrial use. In this study, alumina inserts, a representative ceramic tool, was manufactured using the digital light process (DLP), a 3D printing method. Alumina inserts prepared by 3D printing are pressurelessly sintered under the same conditions as coupon-type specimens prepared by press molding. After sintering, a hot isostatic pressing (HIP) treatment is performed to investigate the effects of relative density and microstructure changes on hardness and fracture toughness. Alumina inserts prepared by 3D printing show lower relative densities than coupon specimens prepared by powder molding but indicate similar hardness and higher fracture toughness values.



DLP 기반 3D 프린팅으로 제조된 Al2O3 절삭공구의 기계적 물성 연구

이 현빈, 이 혜지, 김 경호, 김 경민, 류 성수, 한 윤수*
한국세라믹기술원 이천분원 엔지니어링세라믹센터

초록


    Korea Ceramic Engineering and Technology

    1. 서 론

    세라믹은 우수한 특성으로 인해, 화학, 기계, 전자, 항공 우주, 바이오를 포함한 광범위한 분야에 응용되는 소재이 다. 이러한 특성은 높은 기계적 강도와 경도, 우수한 열 및 화학적 안정성 및 광학, 전기, 전자, 자기 성능에 기인한다. 세라믹 부품은 일반적으로 바인더 없는 분말, 혹은 바인더 및 다른 첨가물이 포함된 혼합물 형태의 원료를 기반으로, 사출성형, 다이 프레싱, 테잎캐스팅, 겔 캐스팅의 방법을 통해 성형이 되며, 이어 고온의 치밀과 공정을 거쳐, 치수 가공 및 표면 처리로 완성된다[1]. 단순한 모양이 아닌, 복 잡한 외형을 가지거나 부품 내부에 연결된 유로가 존재할 경우, 세라믹 부품 제조는 성형 공정에 긴 공정시간을 필 요로 하거나, 후가공으로 인한 비용이 급격히 상승한다는 한계를 가진다.

    적층가공(Additive manufacturing, AM)은 3D 프린팅이 라고도 명명되는데, 3차원 CAD 모델을 2차원 평면의 디 지털 단면도로 분해하여, 각각의 층을 성형하면서 쌓아 올 리는 첨단 제조 기술이다. 기존의 주조 및 가공으로는 구 현하기 어려운 복잡 형상의 정밀한 구조물을 유연하게 제 조할 수 있으며, 한 번의 실행으로 여러 개의 부품을 만들 수 있어 생산성을 높일 수 있다[2, 3]. 세라믹 부품 제조에 3D 프린팅을 접목하면, 앞서 언급한 기존 세라믹 공정의 단점을 쉽게 해결할 수 있는 가능성이 존재하므로, 현재 많은 연구자들이 관심을 가지고 있다. 세라믹 3D 프린팅 은 소재에 따라 슬러리 기반, 분말 기반, 벌크 소재 기반 으로 분류할 수 있는데, 이 중 슬러리 기반의 소재는 30 vol.%의 낮은 세라믹 고형분 함량의 저점도 슬러리에서 60 vol.%까지의 높은 고형분 함량을 가지는 고점도 페이 스트 형태를 사용한다. 슬러리 기반 3D 프린팅은 일반적으 로 세라믹 미세 분말이 모노머 형태의 액체 고분자에 분산 된 형태의 슬러리를 제조하여 사용하며, 이 슬러리에는 첨가 제의 하나로 광개시제가 포함되어, 자외선 영역의 파장을 가 진 빛에 의해 중합반응을 일으키도록 조성이 설계된다[2, 4].

    자외선 영역의 파장을 가지는 빛을 조사하는 방식으로 는 레이저를 2차원 평면상에서 아날로그적으로 스캔하는 스테레오리소그라피(Stereolithography, SL)와 마이크로 미 러를 이용해 디지털화된 픽셀을 단위로 자외선을 조사하 는 디지털 라이트 프로세싱(Digital Light Processing, DLP)로 크게 나눌 수 있다. 세라믹 SL 공정은 실리카, 알 루미나, 질화규소를 포함하는 최대 65 vol%의 고농도 슬 러리를 이용해, 1994년부터 Halloran에 의해 광범위하게 연구되었다[5]. 제품 출력을 위해 반드시 만족되어야 하는 핵심 변수는 슬러리의 균질한 분산도 및 장기 안정성이 있으며, 프린팅 소재 및 공정의 선택에 따라, 슬러리 점도, 고형분 함량, 분말 입도, 모노머와 분말의 굴절률 차이 등 이 고려되어야 한다[5, 6]. 한편, 제품의 x, y축 치수 정밀 도를 확보하기 위해서는 슬러리내 광산란을 최소화하도록 슬러리가 설계되어야 하며, z축 치수 정밀도를 위해서는 경화 깊이에 대한 제어가 필요하다. 세라믹 DLP 공정은 2001년 텍사스인스트루먼트사의 디지털 마이크로미러 (Digital Micro-mirror, DMD)을 이용하는데, DMD는 표시 할 이미지의 픽셀에 해당하는 수 십만개의 미세 반사판의 배열로 구성된 칩이다. 정전기력으로 구동되는 DMD는 10~12도의 각도로 고속 스위칭이 가능하며, 켜짐 신호를 받는 미세 반사판들은 입사된 빛을 렌즈방향으로 반사하 여 원하는 이미지를 형성한다[7]. DLP는 SL보다 프로세 스 속도가 빠르기 때문에 공정시간이 크게 단축되며, 수 마이크로미터까지 우수한 해상도를 얻을 수 있다. 이 방법 으로 제작된 알루미나 부품은 상대밀도 90% 이상이며, 출 력해상도는 25×25×25 μm3임이 보고되어 있다[8].

    세라믹 공구는 특수 절삭 분야에 최근 많은 연구가 이 루어지고 있는 제품이다. 특히, 난삭재인 인코넬과 같이 내열 합금의 경우 가공이 어려워 경도가 높은 세라믹 공 구가 필요하다. 하지만 세라믹 공구는 다축성형으로 제작 하기 때문에 복잡한 모양을 제작하는데 한계를 보인다. 또 한, 소량 다품종 특징이 있는 공구 산업에서, 고가의 프레 스 몰드를 제작하는 비용은 상당하다. 하지만, 3D 프린팅 을 이용하면 설계 자유도가 높아질 뿐 아니라, 프레스 몰 드를 제작할 필요가 없어 비용 측면에서 유리하고, 프레스 공법으로는 제작할 수 없는 내부 유로 등을 제작할 수 있 어, 효율 향상에도 큰 이점이 있다. 예를들면, 드릴팁의 냉 각과 피삭재의 배출이 용이하도록 설계된 나선형 내부유 로 드릴(helix drill with coolant channel)은 복잡한 내외부 형상을 가져 프레스 공법으로 제조가 어려우므로, 3D 프 린팅으로 실형상으로 제작한 후 간단한 후가공 처리를 통 해 제작할 수 있다면, 충분한 제품 경쟁력이 있다고 예상 된다.

    본 연구에서는 3D 프린팅으로 제조한 세라믹 공구의 물 성이 기존 프레스 공법으로 제조한 세라믹 공구의 물성과 어떤 차이가 나는지 확인해 보았다. 이를 위해 간단한 형 상이지만 대표적인 세라믹 공구인 알루미나 인서트를 3D 프린팅으로 제작하였다. 3D 프린팅으로 제작된 인서트 성 형체는 상압소결하였으며, 일부 시편은 HIP(Hot isostatic pressing) 처리하였다. 기준 시편으로 CIP(cold isostatic pressing) 한 쿠폰시편을 제작하였고, 일부의 시편을 HIP 처리하였으며, 이들 시편들의 상대밀도, 미세구조, 경도, 파괴인성을 측정하여 비교 분석하였다.

    2. 실험 방법

    알루미나 슬러리를 제조하기 위해 아크릴레이트 모노머 (HDDA, SigmaAdrich, USA)와 실란 커플링제(KBM, ShinEtsu, Japan)를 교반하여 비이클을 제조하였다. 준비된 비이클과 나노크기의 알루미나 분말(AKP-30)를 혼합하고, 200 rpm의 속도로 24시간 볼밀하였다. 알루미나 분말이 함량은 무게비로 73%가 되도록 하였다. 볼밀은 오염을 최 소화하기 위해 고순도 알루미나 볼을 사용하였다. 알루미 나 슬러리는 점도를 측정하였으며, TG-DTA(SDT Q 600, TA Instruments, KOREA)를 이용해 알루미나 고형분 함량 을 재확인하였다. 감광성 알루미나 슬러리를 제조하기 위 해서, 광개시제는 3D 프린팅 하기 6시간 전에 알루미나 슬러리에 넣고, 마그네틱 스터러로 상온에서 혼합하였다. 이후, 감광성 알루미나 슬러리 내의 기포를 제거하기 위해 서 진공 챔버에 넣고 감압처리 하였다.

    3D 프린팅은 수조용 DLP 방식의 프린터(IM-2, CARIMA, KOREA)를 사용하였다. UV 광원은 범용 3D 프린터에 가 장 많이 사용되는 405 nm 파장의 자외선 광원 대신 365 nm 파장의 자외선 광원을 사용하도록 주문 제작하였다. 프린 터의 구조는 그림 1과 같은데, SLA 방식이 슬러리의 표면 에서 새로운 층을 계속해서 형성하는 것과는 다르게 수조 의 밑바닥에서 성형체의 새로운 층이 계속해서 출력된다. 이를 위해 수조의 바닥은 광학적으로 투명함과 동시에 휘 어지는 성질을 가져야 함으로 플라스틱 필름으로 구성되 어 있다. 광학계는 UV 광원, DMD 칩, 렌즈로 구성되며, DMD 칩에 존재하는 백만개 이상의 미세거울들이 소프트 웨어적으로 개별 구동되어 원하는 상을 수조 밑마닥에 위 치한 필름에 맺히게 한다. 본 실험에 사용된 3D 프린터는 광학계를 조절하여, 한 픽셀의 크기가 30 μm가 되도록 하 였다.

    감광성 알루미나 슬러리는 수조에 200 g씩 투입된 후, 금속 재질의 플랫폼이 수조 밑바닥까지 내려오는데, 이때 수소 밑바닥과 플랫폼 사이의 공간은 25 μm이다. 캐드에 설계된 공구용 인서트의 3차원 모델을 25 μm 간격으로 잘 라, 디지털화된 2차원 이미지를 순차적으로 DMD 칩으로 내보내어 수조 바닥면에서 연속적으로 성형체가 생성되게 하였다. 완성된 성형체는 에탄올로 세정을 하고, 후처리용 경화기에 넣어, 표면에 남아 잇는 미반응 슬러리를 제거하 였다.

    분리된 3차원 인서트 성형체는 탈지 공정을 거치는데, 1 °C/min의 승온속도로 600°C까지 올리고, 4시간 유지한 후 로냉시켰다. 탈지가 완료된 시편은 전기로를 사용하여, 1500°C에서 3시간 상압 소결을 했다. 이후, 필요에 의해서 열간정수압소결(HIP, Hot isostatic pressing)를 진행했는데, 이 때의 조건은 1,500기압 하에서 1300°C, 1시간 유지하 였다. 3D 프린팅된 시편과 비교를 하기 위해서 쿠폰형 시 편을 제작하였다. 쿠폰 시편은 출발 물질은 3D 프린팅용 알루미나 슬러리 제조에 사용되었던 고순도 알루미나 (AKP-30)을 동일하게 사용하였다. 직경이 10 mm인 몰드 에 분말을 장입하고, 일축 프레스로 약하게 눌러 쿠폰형 모양을 만든 다음, 150 MPa의 압력으로 300초 동안 냉간 정수압성형(CIP, Cold isotatic pressing)를 하였다. 성형 시 편은 3D 프린팅 시편과 동일한 조건에서 소결 및 HIP 처 리를 하였다. 본 실험에서 제작된 시편에 대해 성형 및 열 처리 조건을 표 1에 정리하였으며, 이러한 일련의 실험 과 정을 그림 2에 나타내었다.

    소결이 완료된 시편은 다이아몬드 연마재를 이용해 3 μm까지 표면 연마를 진행하였다. 상대밀도는 미세연마 한 표면의 SEM 이미지를 기반으로 이미지 분석을 통해 구했다. 특정 시편에서 무작위로 위치를 선택해 SEM 이 미지를 얻고, 상용소프트웨어를 이용해 기공으로 보이는 영역의 픽셀 숫자와 전체 이미지의 픽셀 숫자를 검출하여, 상대밀도를 계산하였다. 각각의 조건 당 10장의 이미지에 대해 상대밀도를 측정하였고, 상대밀도 평균값을 산출하 였으며, 표준편차를 계산하여, 그래프에 에러바로 표시하 였다. 시편의 미세 연마면에는 마이크로 비커스 인덴터를 이용해 압자 자국을 내고, 경도와 파괴인성을 측정하였다. 시편 당 10개의 압자 자국으로부터 경도와 파괴인성 평균 치를 측정했으며, 표준편차를 계산하여, 그래프에 에러바 형태로 표시하였다. 기계적 물성 측정을 마친 시편은 파괴 하였고, 이 때 생긴 파단면을 SEM으로 관찰하여, 입자 크 기를 정성적으로 추정하였다.

    3. 결과 및 토론

    그림 3은 제조된 시편들의 상대밀도를 보여준다. 시편 A는 일축성형 후 상압소결한 시편으로 상대밀도는 99.55%이다. 이 시편을 HIP 처리한 것이 시편 C이며 상 대밀도는 99.66%이다. 3D 프린팅 후 상압소결이 완료된 것이 시편 B이며, 상대밀도는 99.00%이었다. 시편 B를 HIP 처리한 것이 시편 D이며, 상대밀도는 99.54%였다. 스 미토모사의 AKP-30은 1500°C에서 2시간 상압소결했을 때, 약 99.0% 이상의 상대밀도가 나온다고 알려져 있으므 로, 상대 밀도 측면에서 보면, 모든 시편의 경우 제조 공 정상 문제점은 없어 보인다. 시편 A와 시편 C의 상대 밀 도를 비교했을 때, HIP한 시편 C의 중심값이 조금 상승하 였으며, 측정값의 산포도 줄어들어, HIP 처리 효과는 존재 한다고 생각된다. 3D 프린팅한 시편 B의 경우, CIP 성형 한 시편 A보다 상대밀도 값이 현저히 낮은데, 이는 두 시 편 사이에 초기 성형 밀도 차이에 기인한다. 즉, 전통적인 고상소결 이론에서 제시하는 기본 가정이 물질 이동이 일 어나기 위해서는 성형체 내부의 분말 간에 최대한 많은 접점이 있어야 한다. 하지만, 응집된 분말들은 상호간의 마찰력에 의해 거대 기공을 만들어 분말 입자간 미접촉이 일어날 가능성이 존재한다. 성형체의 큰 기공은 CIP 공정 에서 제공되는 150 MPa 이상의 압력에 의해 붕괴될 수 있 으며, 최종적으로 이러한 가압 공정이 높은 상대 밀도 확 보에 유리한 조건이 된다. 같은 관점에서 보면, 3D 프린팅 공정 중 UV 경화에 의해 성형체 내부에 고정되는 세라믹 분말은 이웃하는 분말과의 최대 접점을 만드는데 상대적 으로 불리하다. 이는 3D 프린팅 성형체의 경우, CIP 처리 한 성형체보다 낮은 초기 성형밀도를 가지며, 동일한 시간 동안 소결했을 경우 상대적으로 낮은 상대 밀도를 갖는다. 3D 프린팅 시편을 소결 후 HIP 처리한 시편 D의 경우, 시 편 B에 비해 높은 상대밀도를 보이며, 고압 소결에 의한 치밀화 거동이 분명히 보인다.

    그림 4는 제조된 시편들의 파단면을 보여준다. 그림 4 (a)는 시편 A인데, CIP후 상압소결한 시편이다. 초기분말 의 평균 입자 크기가 200 nm인 것을 고려하면, 입자 성장 이 상당히 진행되었음을 알 수 있다. 2~3 μm 크기의 입자 가 대부분이나, 5 μm 이상 크기의 입자들도 확인된다. 입 경이 큰 입자들은 입내파괴에 의해 파손된 것이 보이며, 이 파단면에는 입자성장 중에 입자 내부로 포획된 미세 기공이 관찰된다. 반면, 그림 4 (b)는 시편 B의 파단면으 로 3D 프린팅 후 상압소결한 것이다. 대부분의 입자는 1 μm 이하의 크기를 갖으며, 주로 입계파괴의 양상을 띤 다. 또한, 입자 크기 정도의 기공들로 관찰된다. 그림 4 (c) 는 시편 C의 파단면으로 시편 A를 HIP 처리한 시편의 파 단면이다. 입자의 크기는 시편 A와 큰 차이가 없이 2~ 3 μm 크기의 입자가 대부분이고, 5 μm 이상 크기의 입자 들도 확인된다. 5 μm 이상의 입자의 경우, 입내파괴 거동 을 보인다. 그림 4 (d)는 시편 D의 파단면이며, 시편 B와 유사한 미세구조를 보인다. 대부분의 입자는 1 μm 이하의 크기를 갖으며, 주로 입계파괴의 양상을 띤다. HIP 처리를 한 시편 C와 시편 D는 상압소결 시편 대비 입자 성장은 거의 일어나지 않았는데, 이는 HIP 처리온도인 1,300°C는 입자 성장이 활발하게 일어나기에는 낮은 온도이며, 가스 압에 의한 치밀화 구동력만 존재하기 때문에 상대밀도 증 가만 관찰된다.

    그림 5는 제조된 시편들의 비커스 경도를 보여준다. 절 삭 공구가 만족해야할 물성 중에 경도는 가장 중요한 의 미를 가진다. CIP 처리한 시편 A의 경우, 17.90 GPa의 경 도를 가지며, 3D 프린팅한 시편 B의 경도인 17.80 GPa와 유사한 값을 보인다. 동일한 소재를 기준으로 경도에 영향 을 주는 인자로는 상대밀도와 입자 크기가 있다. 상대밀도 는 압자로 눌렸을 때, 소성 변형 영역의 크기를 결정하는 인자이다. 다결정 세라믹 소재가 소성 변형을 일으키기 위 해서는 입자 사이 기공의 붕괴, 그리고 입내 트윈/슬립 (twin/slip)에 의한 입계 미세균열(intergrain microcrack)이 일어나야 한다. 다기공 세라믹스가 가지는 기공이 외부 압 력에 의해 붕괴되어 소성변형을 일으키는 것은 직관적으 로 이해 가능한 현상이다. 반면, 입계 미세균열에 의한 소 성변형은 기존 연구를 고찰할 필요가 있다. F. Guiberteau 등에 의하면, 알루미나 입자의 크기에 따라 입계 미세균열 발생 양상이 다르며, 허츠 접촉손상(Hertzian contact damage)의 경우 3 μm 이상 크기의 입자를 가지는 시편에 서 입계미세균열에 의한 소성변형이 관찰된다고 보고하고 있다[9]. 입자의 크기는 압축 응력하의 트윈/슬립에 의한 변위량과 관련되며, 이러한 변위량과 입계 인성(grain boundary toughness)의 관계는 입계미세균열을 일으키는 기준이 된다고 설명하고 있다. 앞서 기술한 두 가지 관점 에서 본 실험이 결과를 해석해 보면, 다음과 같다. 즉, 다 결정 알루미나의 경우 상대밀도의 관점에서 시편 A는 시 편 B보다 높은 상대밀도 값을 보이므로, 기공 붕괴에 의 한 소성 영역이 발달하지 않아 상대적으로 높은 경도 값 을 가져야 하나, 입자 크기의 관점에서는 시편 A는 시편 B보다 입자가 크므로 입계 미세균열에 의한 소성변형이 쉽게 일어나 보다 낮은 경도를 가져야 한다[10]. 이처럼 경도와 관련된 소성변형에 영향을 주는 두 가지 인자의 상충되는 효과로 의해 시편 A와 B는 유사한 경도 값을 보 인다는 추정을 할 수 있다. 물론, 두 인자가 주는 영향의 정량적 비교에 대해서는 확인된 바가 없어, 실험적으로 얻 어진 경도를 명확히 설명하기에는 어려움이 존재한다. 한 편, 동일한 HIP처리 후에, 시편 A와 시편 B의 경도 변화 는 서로 양상이 다르다. 즉, CIP후 상압소결을 진행한 시 편 A의 경우, HIP 처리를 하면, 경도가 높아지는 반면, 3D 프린팅후 상압소결을 한 시편 B의 경우, HIP처리를 하면 경도값이 낮아진다. 그림 3의 상대밀도 측정 결과를 보면, 시편 C의 경우 상대밀도가 증가되는 경향을 보였으므로, 경도의 증가는 설명이 가능하다. 반면, 시편 D의 경우는 시편 B보다 높은 상대밀도를 보임에도 불구하고, 낮은 경 도값을 보여주는데, 이는 HIP 공정 중에 탄소에 의한 오 염으로 인한 탄소의 입계 편석으로 설명 가능하다. E. Marquis 등에 의하면, 탄소로 오염된 다결정 알루미나의 계면을 탐침을 사용해 조성 분석한 결과, 입자 내부에 비 해 높은 농도의 탄소가 입계에서 검출되었음을 보고하였 다[11]. 탄소/알루미나 복합재를 연구한 F. Inam 등은 탄소 가 포함된 알루미나 시편이 그렇지 않은 시편보다 낮은 경도값을 보였으며, 이는 복합재에 포함된 나노크기의 탄 소입자가 윤활작용을 하며, 인덴터 표면과 연마면 표면의 마찰력을 줄여, 더 깊은 인덴터 자국을 내기 때문이라 설 명하고 있다[12]. 본 실험에서도 HIP 처리시 오염된 탄소 가 시편의 입계에 편석되었으며, 윤활작용 효과로 인해 경 도 측정값을 낮출 수 있고, 이러한 효과는 입자가 작은 3D 프린팅 제조 시편에서 크게 나타날 수 있다고 설명 가능 하다.

    그림 6은 제조된 시편의 파괴인성을 보여준다. CIP 성 형 시편인 A의 경우 전형적인 고순도 알루미나의 파괴인 성 값인 4.11 MPa·m1/2를 보였으며, 이를 HIP처리한 시편 C의 경우 4.37 MPa·m1/2로 조금 증가한 값을 보였다. 3D 프린팅한 시편의 경우 6.85 MPa·m1/2의 상대적으로 높은 값을 보였는데, 이는 알루미나 입자 크기와 파괴인성의 관 계를 기존 연구에 의해 설명 가능하다. 비커스 인덴터로 파괴인성을 측정할 때, 하중값에 따라 파괴인성 값이 변화 하는데, 낮은 하중에서는 입자 크기가 작은 시편의 파괴인 성 값이 높고, 높은 하중에서는 입자 크기가 큰 시편의 파 괴인성이 높다고 보고되어 있다[13]. 본 연구에서 진행한 9.8N 하중은 낮은 하중에 해당하며, 그림 6 하단의 압자 자국에서 보듯이 형성된 균열은 작은 균열(short crack)이 다. 다결정 세라믹스에서 파괴인성 증진 기구 중 하나인 입자가교(grain bridging)에 의한 입자 뽑힘(pull-out)이 지 배적인 상황에서 작은 균열에 의한 파괴는 입자가 작은 시편에서 저항이 크기 때문에 일어나는 현상이라고 판단 된다[14, 15]. HIP 처리에 의한 치밀화는 입자 크기 변화 와 큰 관련이 없으므로, HIP 처리에 의한 파괴인성 변화 는 크게 없어 보인다. 그림 7

    4. 결 론

    본 연구에서는 DLP 방식의 3D 프린팅법을 사용하여, 대표적인 세라믹 절삭공구인 알루미나 인서트를 제조하였 다. 3D 프린팅으로 성형된 알루미나 인서트와 분말 프레 스법으로 제조된 쿠폰형 성형체를 동일한 조건으로 상압 소결하고, HIP 처리한 후 기계적 물성을 비교하였다. 3D 프린팅으로 성형되고 상압 소결된 알루미나 인서트의 상 대밀도는 99.00%로 분말 프레스법으로 성형 및 소결된 알 루미나 쿠폰 시편에 비해 낮은 상대 밀도를 보였다. 파단 면 분석 결과 입자는 1 μm 이하의 크기를 가져, 원료 분 말 크기를 고려할 때 입자성장은 상대적으로 적게 일어났 다. 3D 프린팅 알루미나 인서트 시편을 HIP 처리하면, 상 대밀도는 99.54%까지 증가한 반면, 입자성장은 거의 일어 나지 않았다. 절삭공구가 가져야하는 대표적인 기계적 물 성인 경도는 3D 프린팅 인서트가 분말성형 쿠폰 시편과 유사한 값을 보였으나, HIP 처리한 후 급격하게 경도가 감소하는 경향을 보였다. 파괴인성은 3D 프린팅 인서트 시편이 분말성형 쿠폰 시편보다 높은 값을 보였는데, 이는 작은 균열(short crack)영역에서 입자가교에 의한 파괴인성 강화에는 상대적으로 작은 입자를 가진 3D 프린팅 인서트 시편이 유리하기 때문이라고 판단된다. HIP 처리 중에 입 자 성장은 거의 없는 것으로 볼 때, HIP 처리한 3D 프린 팅 인서트 시편과 HIP 처리하지 않은 3D 프린팅 인서트 시편이 유사한 파괴인성 값을 보이는 것은 타당한 결과라 생각된다.

    Acknowledgments

    본 연구는 한국세라믹기술원 세라믹전략기술개발사업 지원을 받아 수행되었습니다.

    Figure

    KPMI-26-6-508_F1.gif
    Schematic diagram of a DLP-based 3D printer.
    KPMI-26-6-508_F2.gif
    Process flow chart for manufacturing 3D printed cutting tools.
    KPMI-26-6-508_F3.gif
    Relative density of (a) pressed, sintered coupon (b) 3D printed, sintered insert (c) HIPed coupon, and (d) HIPed insert.
    KPMI-26-6-508_F4.gif
    Micrographs of fracture surface of (a) sample A which is pressed, sintered coupon (b) sample B which is 3D printed, sintered insert (c) sample C which is HIPed coupon, and (d) sample D which is HIPed insert.
    KPMI-26-6-508_F5.gif
    Vickers hardness of (a) pressed, sintered coupon (b) 3D printed, sintered insert (c) HIPed coupon, and (d) HIPed insert.
    KPMI-26-6-508_F6.gif
    Fracture toughness of (a) pressed, sintered coupon (b) 3D printed, sintered insert (c) HIPed coupon, and (d) HIPed insert.
    KPMI-26-6-508_F7.gif
    Image of alumina insert as a cutting tool.

    Table

    Summary of process conditions for specimens

    Reference

    1. M. Bengisu: Engineering ceramics, Springer Science & Business Media (2013) 1.
    2. Z. Chen, Z. Li, J. Li, C. Liu, C. Lao, Y. Fu, C. Liu, Y. Li, P. Wang and Y. He: J. Eur. Ceram. Soc., 39 (2019) 661.
    3. T. D. Ngo, A. Kashania, G. Imbalzano, K. T. Q. Nguyen and D. Hui: Compos. B, 143 (2018) 172.
    4. T. Mühler and J. Heinrich: Int. J. Appl. Ceram. Technol., 12 (2013) 1.
    5. S. P. Gentry and J. W. Halloran: J. Eur. Ceram. Soc., 35 (2015) 1895.
    6. C. Hinczewski, S. Corbel and T. Chartier: J. Eur. Ceram. Soc., 18 (1998) 583.
    7. L. J. Hornbeck: Digital Light Processing for High-Brightness high-resolution applications, Ming-Hsien Wu (Ed.), SPIE, Vol. 3013, San Jose, CA (1997) 27.
    8. M. Schwentenwein and J. Homa: Int. J. Appl. Ceram. Technol., 12 (2014) 1.
    9. F. Guiberteau, N. P. Padture and B. R. Lawn: J. Am. Ceram. Soc., 77 (1994) 1825.
    10. A. Krell and P. Blank: J. Am. Ceram. Soc., 78 (1995) 1118.
    11. E. A. Marquis, N. A. Yahya. D. J. Larson, M. K. Miller and R. I. Todd: Mater. Today, 13 (2010) 34.
    12. F. Inam, B. R. Bhat, T. Vo and W. M. Daoush: Ceram. Int., 40 (2014) 3793.
    13. A. Franco, S. G. Roberts and P. D. Warren: Acta Mater., 45 (1997) 1009.
    14. C. J. Gilbert, R. H. Dauskardt and R. O. Ritchie: J. Am. Ceram. Soc., 78 (1995) 2291.
    15. Y. S. Han, D. K. Kim, C. J. Gilbert and R. O. Ritchie: J. Am. Ceram. Soc., 84 (2001) 551.