アモルファス酸化物の構造変化および結晶化に伴うナノポーラス化
仲 村 龍 介
石丸1)

学2)

平 田 秋 彦多 根 正 和君塚2)

肇
 今 野 豊 彦2 中 嶋 英 雄)
3)

表1

.

は じめ

酸化物におけるアモルファスと結晶の密度．にアモルファスは液体を凍結したランダム状態であり，通常，結晶よりも密度が低い．金属では，アモルファスと結晶の密度差は 1～ 2程度であることが知られている(1) ．それ

佐 藤 和 久1)Al2O3(2)(3)WO3(4)(5)
Ta2O5(6)(7)

アモルファス(103 kg/m3)

結 晶(103 kg/m3)

密度差()

2.8～3.2
5.0～5.6
7.31～7.68

3.69
7.16
8.36

18～22
22～30
8～13に対して，酸化物の場合，表に示すように，アモルファスと結晶間の密度差が大きいものが存在する(2)(7) ．例えば，知られているが(14) ，化学的なプロセスとは異なり，著者ら

Al2O3 では，アモルファスと g Al2O3 相(アモルファスの結がここで取り扱う現象はアモルファス酸化物が固有に有する晶化によって出現する相)の密度差は20(2)(3)，WO3 では約特性に依拠している．

30である(4)(5)(アモルファスの密度は作製プロセスに依存

本稿では，原子レベルの空隙である自由体積の自己組織化

し多少の変動はあるようであるが，結晶との密度差が大きいが引き起こすナノポーラス化現象に関するこれまでの研究結ことは多くの文献で示されている)．これは，表に示すよう果を概説する．3 つのアモルファス酸化物の結晶化に伴うナなアモルファス酸化物が潜在的に過剰な空隙(自由体積)を含ノボイドの形成挙動の特徴，Ta2O5に見られる配向性ナノボ有することを示唆している．低密度のアモルファス酸化物がイドの成長，および，第 3 元素の導入が引き起こすアモル構造緩和あるいは結晶化し高密度化する過程において，「マファス構造の変化とボイド形成の促進効果，の 3 つの内容クロな密度差」が「局所的なボイド」に形を変えれば，ポーについて記す．

ラス構造が得られる可能性がある．著者らは，最近の研究により，アモルファス Al2O3(8)(9), WO3(8)および Ta2O5(10)薄膜

.

実

験

方法

を結晶化させると高密度のナノボイドが形成される現象を見い出し，新しいナノポーラス酸化物構造体が得られることをアモルファス酸化物薄膜は，電子ビーム蒸着および抵抗加示した．電気化学プロセスによって， Al(11), W(12) および

熱 蒸 着 装 置 ( Al2O3 ) と 高 周 波 ス パ ッ タ リ ン グ 装 置 ( WO3,Ta(13)表面にナノポーラス酸化物層が形成されることはよくTa2O5 )を用いて作製された．蒸着源およびスパッタリング

大阪大学産業科学研究所1)助教 2)准教授 3)教授(〒5670047 茨木市美穂ヶ丘 81)
東北大学原子分子材料科学高等研究機構助教東北大学金属材料研究所1)助教 2)教授
大阪大学大学院基礎工学研究科准教授
Formation of Nanoporous Structures Through Structural Change and Crystallization of Amorphous Oxides; Ryusuke Nakamura,Manabu Ishimaru, Akihiko Hirata, Kazuhisa Sato, Masakazu Tane, Hajime Kimizuka, Toyohiko J. Konnoand HideoNakajima(The Institute of Scientific and Industrial Research, Osaka University, Ibaraki. WPI Advanced Institute for Materials
Research, Tohoku University, Sendai. Institute for Materials Research, Tohoku University, Sendai. Graduate School ofEngineering Science, Toyonaka)
Keywords: amorphous oxides, crystallization, nanoporous, TEM, radial distribution function, HAADFSTEM, molecular dynamics simulation
2012年 1 月 6 日受理

ま て り あ 第51巻 第 3 号(2012)Materia Japan

のターゲットには純度 99.9 以上の酸化物を用いた． NaCl

Al2O3 の ( a ) 蒸 着 後 ( 加 熱 前 ) お よ び 大 気 中 ( b ) 973 K, ( c )結晶をへき開して現れる清浄な面に成膜し，蒸留水中で1073 K, ( d ) 1123 K で 1 hr 加熱した後の明視野像と対応す

NaCl 基板から分離した薄膜を透過型電子顕微鏡(TEM)観察)(d′)を示す．蒸着後(a)には見られないる電子回折図形(a′用の Pt メッシュですくい， TEM 試料とした．膜厚は， 15コントラストの変化が 973 K での加熱後に出現しており，～30 nm 程度である．アモルファス酸化物薄膜を 573～1123

平均径約 2 nm のボイドの形成が認められる．電子回折図形

K の範囲で 1 hr ，大気中で加熱し，結晶化に向けた構造変はハローパターンを呈しており， 973 K, 1 hr の加熱後には化とボイド形成挙動を Hitachi H 800, JEOL 3000F およびアモルファス構造が維持されていると判断される．したがっFEI Titan80300 の 3 つの TEM を用いて観察した．て，結晶化前のアモルファス構造を保った状態でボイド形成が起こると言える．1073 K でのアニール後(c)には，アモル.

アモルファス酸化物の構造変化および結晶化に伴うボイド形成
Al2O3 および WO3 におけるボイド形成(8)図 に，電 子ビ ーム蒸 着に より作 製した アモ ルフ ァス

ファス相中に結晶相が出現している．図 1 ( c )のアモルファ
ス領域 A と結晶領域 B の拡大像からも明らかなように，結晶中のボイドはアモルファス中のボイドよりも大きい．結晶相中の平均ボイド径は 2.6 nm であった．1123 K で加熱すると薄膜全体が g Al2O3 に結晶化し，ボイド平均径は 3.0 nm

図1

アモルファス Al2O3 を大気中で加熱した際のボイド形成挙動を示す TEM 像(8)．( a)加熱前，(b ) 973 K, (c ))～(d′)は(a)(d)に1073 K, (d) 1123 K で 1 hr 加熱後．(A)および(B)は(c)中の対応する領域の拡大図．(a′対応する電子回折図形．

図2

アモルファス WO3 の加熱に伴うボイド形成挙動(8)．(a)加熱前および(b) 573 K, (c) 623 K, (d) 673 K で 1 hr
加熱後．(A)および(B)は(c)中の対応する領域の拡大図．(a′)～(d′)は(a)(d)に対応する電子回折図形．

最近の研究

であった．
同様に，アモルファス WO3 におけるボイド形成挙動を図に示す．結晶化する前の 573 K での加熱後に，2 nm 程度のボイドが生成し( b )， 623 K 以上の加熱による単斜晶型WO3 への結晶化に伴ってボイドが成長した( c, d )．結晶化後の最大ボイド径は 13 nm にもなり，Al2O3 に比べてボイド成長が顕著である．
 成膜したアAl2O3 および WO3 のボイド形成挙動には，結モルファスを加熱することによりボイド形成が起こる，晶化によってボイド成長が起こる，という共通する特徴が見られる．加熱後のアモルファス Al2O3 および WO3 にはナノメーター(ボイドサイズ)レベルの密度揺らぎが存在し，アニールによる構造変化によって低密度な領域がボイドとなって出現したものと考えられる(8)．低密度領域には，過剰な原子レベルの空隙，すなわち，自由体積が多量に含有されると予想される． Tane らは，弾性率測定および分子動力学シミュレーションに基づきアモルファス Al2O3 の構造変化の詳細を明らかにした(15)．アモルファス Al2O3 は主に，O が Al に 4,5, 6 配位した AlO4, AlO5, AlO6 多面体を基本単位として構成されるが(3)(15)(16) ，アモルファスの密度増加と AlO6 の割合の増加に相関関係があることが示された．密度揺らぎの本質は， AlO6 の割合の違いであり，これが高密度化過程における不均質な体積収縮をもたらし，ナノボイド形成の主要因と考えられる(15)．


Ta2O5 における配向性ナノボイドの形成(10)アモルファス Al2O3 や WO3 で見られたようなボイド生成
お よ び 成 長 は ， アモ ル フ ァ ス Ta2O5 に お い ても 観 察 さ れ

図3

アモルファス Ta2O5 の加熱によるボイド形成挙動を示す明視野像および電子回折図形(10)．(a)加熱前および(b) 773 K, (c) 873 K, (d ) 923 K, (e)973 K で 1 hr 加熱後．

る．しかしながら，Ta2O5 の場合には，結晶中に生成するボイドは特定方向に配向する自己組織化挙動を示す．この特異なボイド形成挙動の観察結果を以下に示す．

折シミュレーション像を図に示す．電子回折図形の解析結図は，アモルファス Ta2O5 薄膜の加熱前から 973 K ま果より，結晶相は斜方晶型で低温相( L Ta2O5 )(7)(17) と呼ばでの加熱による構造変化を示した TEM 像および電子回折図れる相と一致した． L Ta2O5 は，単位セルの a, b, c 軸がそ形である． Al2O3 や WO3 の場合と同様に，アモルファス構

れぞれ 0.389, 4.029, 0.620 nm(17) であり， b 軸が a および c造を維持したままボイドの生成が起こる．しかしながら，加軸に比べて著しく長く，強く異方的な結晶構造をとる．図 4

熱後のアモルファス Ta2O5 に生成するボイド平均径は，773( a )および( b )の領域は，入射電子の方向が a 軸に垂直となK で 2.3 nm，973 K で 3.5 nm と加熱温度の上昇に伴って増っている． 2 つの異なる領域の写真から，ボイドは[100]方加しており，結晶化前の段階でボイドの成長が起こってい向に配向し，長軸の b 軸に対しては垂直という特徴が見いる．これは， Al2O3 や WO3 では見られない傾向である．ア出せる．図に示す 3 次元像からも，ボイドが特定の方向モルファス構造中で起こるボイド成長は，アモルファスに配向する様子が捉えられた．ボイドの配向化と斜方晶型

Ta2O5 中に潜在的に含まれる自由体積の量が著しく大きいこ

Ta2O5 の異方的結晶構造には相関があると推測される．とに起因するものであろう．図 3(e )に示す 973 K での加熱

ボイドの配向および伸長は，結晶の成長に連動していると後の TEM 像には，アモルファス母相中に結晶化領域が見ら考えられる．図 3(e)に示すように，結晶の中心付近(写真のれる．結晶の中心付近(写真の左上側)のボイドは球状である左上側)のボイドが球状に近い形状であるのは，結晶成長のが，アモルファスとの界面に近い領域では，成長面に対して初期段階では多様な方位への成長が起こるためである．結晶垂直方向にボイドが伸長する傾向が見られており，特定面の成長の進行に伴って，成長速度の速い面が消滅し，成長の遅成長とボイドの配向化に関係があることが示唆される．
さらに高温の 1023 K で加熱すると薄膜全体が結晶化し，い面(この場合は(100))が残ってファセットを形成すると，図 3( e )の界面付近に見られるようなボイドの配向および伸ボイドの配向化が明瞭に観察された．ボイドが特定方向に配長化が付随して起こると考えられる．おそらく，b 軸方向の向した 2 つの領域の明視野像，電子回折図形および電子回周期性が長いために，(100)面内での b 軸方向への原子の積

ま て り あ 第51巻 第 3 号(2012)Materia Japan図5HAADF STEM により観察された斜方晶 Ta2O5( 1023 K, 1 hr ) 中 の 配 向 性 ボ イ ド の 3 次 元 構 築像(10)．

構造変化に伴って生じるボイド形成挙動について解説した．
この節では，アモルファス Al2O3 中に導入された第 3 元素がボイド形成挙動に与える影響を見ていきたい．
コイル状の W ヒーターを抵抗加熱源として Al2O3 を真空蒸 着 す る と ， 10 at  程 度 の W を 含 有 す る ア モ ル フ ァ ス
Al2O3 膜(以下，Al2O3W)が得られる(9)．このアモルファス
Al2O3W を加熱すると，電子ビーム蒸着により作製した Wを含まない Al2O3 (以下， EB Al2O3 )同様にナノボイドが形成されるが，以下に示すように， W を含まない EB Al2O3に比べてボイド径が増大する“ボイド形成の促進効果”が観察された．著者らは，第 3 元素としての W がボイド形成の
図4

アモルファス Ta2O5 を 1023 K, 1 hr 加熱し結晶化した異なる 2 つの領域( a )( b )の明視野像，電子回折図形および電子回折シミュレーション
像(10)．

促進効果に寄与していると推測し，このボイド促進効果の解明に向けて， W の有無によるアモルファス構造の動径分布関数の比較，および，走査型透過電子顕微鏡( STEM )観察による W の存在状態の観察からアプローチした．その研究結果を紹介する．

層には時間を要すると考えられる． b 軸方向の長周期構造は，(100)面の成長速度が遅いことに関連していると思われ

ボイド形成挙動の観察

る．(100)面の成長が遅いことにより，結晶中の既存のボイ図に Al2O3 W 薄膜の( a )加熱前，( b ) 973 K および( c )ドが，界面でアモルファス側の自由体積を吸収し一方向的な1073 K でそれぞれ 1 hr 加熱した後の明視野像と電子回折図成長が起こるのであろう．

形を示す．図 1 に示した EBAl2O3 の場合と同様に，973 Kで結晶化前のアモルファス構造を維持したままボイドが生成

.

W を含むアモルファス Al2O3 におけるボイド形成の促進(9)し， 1073 K での結晶化に伴いボイドの成長が起こる．図 6(c)の電子回折図形は gAl2O3 の回折パターンと一致しており， W を含有してもアモルファス Al2O3 は g Al2O3 へ結晶

前節では，3 種類のアモルファス酸化物の結晶化に向けた

化する． Al2O3 W の 973 および 1073 K での平均ボイド径

最近の研究

図6

抵抗加熱蒸着により作製された W を含むアモルファス Al2O3 の( a)加熱前および( b) 973 K, (c ) 1073 K で 1hr 加熱後の TEM 像(9)．

は，それぞれ 3.3 および 6.9 nm である．結晶化前の Al2O3 
W の ボ イ ド 径 は EB Al2O3 の 結 晶 化 後 の 値 を 上 回 っ て おり，ボイド成長の促進は明らかである．
ボイド成長の促進の原因としては， W の添加がアモルフ
ァス Al2O3 の結晶化速度を高める効果やアモルファス Al2O3の相安定性を低下させ結晶化温度を下げる効果が考えられる．しかしながら，アモルファス状態での Al2O3W のボイド径が結晶化後の EBAl2O3 のボイド径を上回っているという事実から，結晶化の促進によりボイド形成が見掛け上早まるという効果は本質的な原因とはならない．アモルファス構
造自体の変化がボイド径の増大を引き起こしているという立場に立ち，アモルファス構造の評価を行った．その結果を次節に示す．


図7

アモルファス EB Al2O3 (実線)および Al2O3 W(太線)の加熱前の動径分布関数の比較(9)．

図8

アモルファスおよび液体 Al2O3 における動径分
布 関 数 の 分 子 動 力 学 シ ミ ュ レ ー シ ョ ン ( 9) ． 実線  ア モ ル フ ァ ス Al2O3 モ デ ル ( 300 K, 3.34 ×103 kg / cm3 )，点線アモルファス Al2O3 モデル(700 K で加熱，3.29×103 kg/cm3)，太線液体モデル(2600 K, 2.82×103 kg/cm3)．

W の導入による動径分布関数の変化

図に蒸着後の EB Al2O3 および Al2O3 W の電子回折図形を解析して得られた動径分布関数を比較して示す．アモル
ファス EB Al2O3 の動径分布関数には， Al O, O O およびAl Al 結合に対応するピークが 0.18, 0.28 および 0.32 nm 付近に出現する特徴が見られる．一方， Al2O3 W の動径分布関数は，EBAl2O3 と大きく異なっている．特徴的なのは，
Al2O3 W の Al O 結合に対応する第 1 ピークの強度が EB Al2O3 に比べて半分程度であり，結合距離 r の大きい側にブロードに分布している点である．これは， W の導入が，アモルファス Al2O3 の構造に大きな変化をもたらしたことを表している．アモルファス WO3 中の W は 5 価と 6 価の状態で存在し，それに応じて WO ボンド長は 0.14～0.24 nm と広範に分布すると言われている(18)(19) ． Al2O3 W の第 1 ピークの分布範囲は，WO ボンド長の分布範囲とよく一致している．したがって， W の導入による W O ボンドの形成が，第 1 ピークのブロード化の主な要因と解釈できる．
この第 1 ピークのブロード化はいったい何を意味するのか分子動力学シミュレーションによって得られた Al2O3 の液体モデルおよびそれを急冷して得られるアモルファスモデルの動径分布関数から議論をしたい．図には， 2600 K の液体状態(太線)，これを 300 K に急冷したアモルファス状態(実線)および 700 K でのアモルファス状態(点線)の動径K )，の密度はそれぞれ， 3.34, 3.29 および 2.82 × 103 kg / m3分布関数を重ねて示す．(分子動力学シミュレーションの詳である．密度の低下に伴い，第 1 ピークの強度は低下しブ細については文献( 9 )および( 15 )を参照されたい)．アモルロードになり，液体ではそれが顕著となる．アモルファスとフ ァ ス ( 300 K ) ， ア モ ル フ ァ ス ( 700 K ) お よ び 液 体 ( 2600

液体の動径分布関数の違いは，図 7 に示した加熱前のアモ

ま て り あ 第51巻 第 3 号(2012)Materia Japanルファス EB Al2O3 と Al2O3 W の状況に類似しており， Wるのに対して，加熱後にはブロード化しており， EB Al2O3の導入が疑似的に液体 Al2O3 状態に見られるような局所構造の形状に近づいているように見える．

を作り出していることを示唆する．アモルファス Al2O3 はアモルファス Al2O3 W の温度に伴う構造変化を，次の4, 5 および 6 配位の AlOn 多面体( n ＝ 4, 5, 6 )によって構成

STEM を用いた高角度環状暗視野法(HAADF)による W 存

されるのに対して，液体 Al2O3 にはこれらに加えて 3 配位在状態の観察結果と照らし合わせて，詳しく見ていきたい．の構造単位が加わる(3)(15)(16)(20) ．つまり，配位構造の多様性の増大が密度の低下，すなわち，自由体積の増大をもたらすと推測される． W の導入は，アモルファス Al2O3 の原子レベルの構造をより乱雑にする効果があると言える．



HAADFSTEM による W 存在状態の観察

図( a )および( b )にそれぞれ加熱前および 773 K で 1 hr
加熱した後のアモルファス Al2O3 W の HAADF STEM 像

次に，各加熱温度での動径分布関数を図に比較して示を示す．加熱前の HAADF STEM 像には， 1 nm を下回るす．図 9 ( a )のアモルファス EB Al2O3 においては，加熱前サイズの輝点が分布している． HAADF 法では，原子番号と， 973 および 1073 K で加熱した後の動径分布関数はほぼの二乗に比例したコントラストが得られることから，輝点は一致しており，動径分布関数からは明瞭な構造変化は観測さW を主成分とするクラスターと見なしてよい．この解釈がれていない．一方，図 9(b)に示す Al2O3W から得られた動 均一な膜厚のアモルファス Al2O3 に妥当であることは，径分布関数には，加熱温度の増加に伴う変化が見られる．温 W 原子が固溶した場
W クラスターを埋め込んだ場合，度上昇に伴って，第 1 ピークの強度が増加してシャープに アモルファス Al2O3 ( W を含有しない)の膜合，および，なる傾向が表れ，また，第 2 ピーク付近にも変化が観測さ厚に大きな変動がある場合，の分子動力学法によるシミュレれる．これらの傾向は，高温における原子移動によりアモルーション像を比較し，検証している(9) ． W ヒーターを抵抗ファス Al2O3
W の構造が変遷していることを示唆している．

加熱源として Al2O3 を蒸着すると， W クラスターが埋め込

0.28 nm 付近の第 2 ピークの形状は，加熱前はシャープであまれた特異なアモルファス構造が形成されることを図10(a)は示している．これが図 8 の動径分布関数に表れる劇的な構造変化の要因となっている．773 K で加熱すると，輝点は

図9




アモルファス( a ) EB Al2O3 および( b ) Al2O3 Wの加熱前および加熱後の動径分布関数(9)．

図 10

アモルファス Al2O3 W の( a )加熱前および( b )773 K, 1 hr 加熱後の HAADFSTEM 像(9)．

最近の研究

消滅しコントラストは平坦化する．これは，クラスターを形成していた W が解離して拡散しアモルファスマトリックスに固溶したことを示している．加熱による W の存在状態の変化は，図 9(b )に示した動径分布関数の温度上昇に伴う変化と対応している．例えば，温度上昇に伴う第 1 ピーク強度の増加は， Al O マトリックスへの W 原子の固溶によるボンド長の均一化と解釈することが可能である．第 2 ピー
クの変化については解釈が難しいが， W に由来する結合の変化を反映していると思われる．
動径分布解析と HAADFSTEM 観察の 2 つの解析手法により，アモルファス Al2O3 への W の導入がアモルファス構
造における原子レベルの不均一性を助長し，疑似的に液体状態のような局所構造を誘起することがわかった．配位数や原子結合間距離の多様性の増大は，原子レベルの空隙である自由体積の増大をもたらすと推測される．この自由体積の増大がボイド径増大の主な要因となるというのが我々の解析によって得られた結論である．

.

お わりにアモルファス Al2O3, WO3 および Ta2O5 内部で起こるボイド形成に関する最近の研究結果を紹介した．アモルファス酸化物が潜在的に含有する過剰な体積が，結晶化に向けた構造変化の過程でナノボイドとなる．それぞれの酸化物のアモルファス構造や第 3 元素の影響によって，ボイド形成挙動にも変化が表れる．Tane ら(15)の解析が示すように，酸化物の配位構造を整理して理解することが，種々のアモルファス酸化物におけるボイド形成挙動を解明するポイントになると思Metall., 19(1971), 779788.
( 2 ) I. Levin and D. Brandon: J. Am. Ceram. Soc., 81(1998), 1995
2012.
( 3 ) G. Gutierrez and B. Johansson: Phys. Rev. B, 65(2002),
104202.
( 4 ) M. S. Mattsson: Phys. Rev. B, 58(1998), 11015.
( 5 ) Y. Kimura and C. Kaito: J. Crys. Growth, 250(2003), 450457.
( 6 ) D. L äuzenkirchenHecht and R. Frahm: Physica B, 283(2000),108113.
( 7 ) Y.N. Wu, L. Li and H.P. Cheng: Phys. Rev. B, 83(2011),144105.
( 8 ) R. Nakamura, T. Shudo, A. Hirata, M. Ishimaru and H.
Nakajima: Scr. Mater., 64(2011), 197200.
( 9 ) R. Nakamura, M. Ishimaru, A. Hirata, K. Sato, M. Tane, H.
Kimizuka, T. Shudo, T. J. Konno and H. Nakajima: J. Appl.
Phys., 110(2011), 064324.
(10) R. Nakamura, K. Tanaka, M. Ishimaru, K. Sato, T. J. Konno
and H. Nakajima: Scr. Mater., 66(2012), 182185.
(11) H. Masuda and K. Fukuda: Science, 268(1995), 14661468.
(12) H. Tsuchiya, J. M. Macak, I. Sieber, L. Taveira, A. Ghicov, K.
Sirotna and P. Schmuki: Electrochem. Comm., 7(2005), 295
298.
(13) K. Kamada, M. Mukai and Y. Matsumoto: Electrochim. Acta,49(2004), 321327.
(14) 土谷博昭，藤本慎司金属，80(2011), 743
750.
(15) M. Tane, S. Nakano, R. Nakamura, H. Ogi, M. Ishimaru, H.
Kimizuka and H. Nakajima: Acta Mater., 59(2011), 4631
4640.
(16) S. K. Lee, S. B. Lee, S. Y. Park, Y. S. Yi and C. W. Ahn: Phys.
Rev. Lett., 103(2009), 095501.
(17) R. S. Roth, J. L. Waring and H. S. Parker: J. Solid State Chem.,2(1970), 445461.
(18) A. Kuzmin and J. Purans: J. Phys. Condens. Matter, 5(1993),
2333.
(19) G. A.de Wijs and R. A.de Groot: Phys. Rev. B, 60(1999),16463.
(20) C. Landron, L. Hennet, T. E. Jenkins, G. N. Greaves, J. P.
Coutures and A. K. Soper: Phys. Rev. Lett., 86(2001), 4839
4842.

われる．また，結晶化後のボイド形態にも酸化物の結晶構造★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★に応じて特異性が生まれることがわかった．結晶構造とボイ

2004年 3 月 東北大学大学院工学研究科博士課程修了
2004年 4 月 東北大学金属材料研究所研究機関研究員
2005年 4 月 大阪大学産業科学研究所特任研究員，同年 9 月特任助手
2006 年 5 月大阪大学産業科学研究所助手( 2007 年 4月より助教)
専門分野固体材料の拡散，格子欠陥ド形態の関連性についても引き続き研究を進めている段階である．今後の研究を通じて，ナノボイドの制御性についての指針が得られれば，各酸化物の特性に応じた物性評価の研究にもつながってゆくと考えている．本研究の内容に多くの方★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

が興味を持っていただければ幸いである．
仲村龍介

本稿の内容は，酒道武浩氏と田中康太氏の大阪大学大学院修士学位論文研究結果の一部である．本研究の実施にあたって，大阪大学超高圧電子顕微鏡センター，大阪大学産業科学研究所総合解析センターおよび東北大学百万ボルト電子顕微鏡室の透過型電子顕微鏡を利用させていただいた．関係者の皆様への謝意を表する．本研究の一部は，文部科学省・科学石丸学

平田秋彦

佐藤和久

君塚肇

今野豊彦

中嶋英雄

多根正和

研究費補助金・若手研究( B )およびグローバル COE プログ
ラム「構造・機能先進材料デザイン教育研究拠点」の支援のもとに実施された研究である．

文献( 1 ) D. Weaire, M. F. Ashby, J. Logan and M. J. Weins: Acta

ま て り あ 第51巻 第 3 号(2012)Materia Japan