日本金属学会会報

■
■

57

http://jim.or.jp/

平成30年 7 月 1 日発行（ 毎月 1 回 1 日発行）

Vol.57 No.7 ISSN 1340-2625

ミニ特集「ハイエントロピー合金の研究最前線」

水素昇温脱離解析のモデリング

MTERE2 57（7）311〜368（2018）2018

http://www.jim.or.jp/journal/m/（←まてりあ記事オンライン）

http://www.jim.or.jp/journal/m/

2018
Vol.57
No.7

ミニ特集「ハイエントロピー合金の研究最前線」
企画にあたって乾晴行

辻伸泰 ………………………………………………………………311

FCC 型等原子量ハイエントロピー合金の平均原子変位と強度特性
岡本範彦

弓削是貴

乾

晴行…………………………………………………………………………312

ハイエントロピー合金におけるミクロ組織制御の可能性
辻

伸泰

白

玉

朴

魯謹

李

翔

Rajeshwar Reddy Eleti

黒川

Pinaki Prasad Bhattacharjee

吉田周平

Tilak Bhattacharjee

修 ……………………………………………………317

陽電子寿命測定と第一原理計算から視えてきたハイエントロピー合金
CoCrFeMnNi 中の空孔形成と移動のエンタルピー
杉田一樹

水野正隆

荒木秀樹

白井泰治 ………………………………………………………323

金属積層造形によるハイエントロピー合金の造形
桑原孝介

尾越周平

大坪靖彦

陳

美伝

藤枝

正………………………………………………328

メカニカルアロイングによる CoCrFeMnNi ハイエントロピー合金粉末の作製とその放電プラズマ焼結
朱

修賢

和田

武

加藤秀実

Hong SoonJik

Kim Hyoung Seop …………………………333

鉄鋼材料における水素昇温脱離解析のモデリングの現状と課題

最近の研究

海老原健一 ……338

水素昇温脱離曲線から鋼材中の水素の存在状態を推定するために有用な数値シミュレーションモデル，およびその最近の適用例を紹介．

b チタン形状記憶合金におけるマルテンサイト単結晶の塑性変形挙動

新進気鋭

田原正樹……………………………………………………………………………………………………345
はばたく新・転位密度解析手法確立への挑戦

増村拓朗 ………………………………………………349

スポットライト人力飛行機における CFRP の利用

山家椋太 …………………………………………………350

本会記事

会告 ………………………………………………351

次号予告 …………………………………………363

支部行事 …………………………………………359

新入会員 …………………………………………363

掲示板 ……………………………………………360

書評 ………………………………………………363

会誌・欧文誌 7 号目次 …………………………361

行事カレンダー …………………………………364

まてりあ・会誌・欧文誌の投稿規定・投稿の手引・執筆要領，入会申込書，刊行案内はホームページをご参照下さい．
http://jim.or.jp/
今月の表紙写真

77 K で圧縮変形したバルク多結晶試料の(111)すべり面内の転位組織の(上)TEM 明視野像および(下)ウィークビーム暗視野像．(岡本範彦 弓削是貴 乾 晴行本号313頁図 2 より抜粋・改変)

表紙デザイン北野玲

複写をご希望の方へ

本会は，本誌掲載著作物の複写に関する権利を一般社団法人学術著作権協会に委託しております．本誌に掲載された著作物の複写をご希望の方は，(一社)学術著作権協会より許諾を受けて下さい．但し，企業等法人による社内利用目的の複写については，
当該企業等法人が社団法人日本複写権センター((一社)学術著作権協会が社内利用目的複写に関する権利を再委託している団体)と包括複写許諾契約を締結している場合にあっては，その必要はありません．
（社外頒布目的の複写については，許諾が必要です．
）
権利委託先 一般社団法人学術著作権協会〒1070052 東京都港区赤坂 9
6
41 乃木坂ビル 3F FAX 03
3475
5619 E
mailinfo＠jaacc.jp http://www.jaacc.jp/
複写以外の許諾（著作物の引用，転載，翻訳等）に関しては，直接本会へご連絡下さい．

O

1

O

2

O

3

企画にあたって乾

近年，ハイエントロピー合金に関する研究が世界的に隆盛
で，関連した論文の出版数も被引用回数も指数関数的に増大している(図)．いわゆる High Impact Journal に多数の論文が掲載されることからも注目度の高さは明らかで，TMS,
MRS での定期的なシンポジウムのほか，多くの国際会議が世界各地で開催されている．ドイツ共和国，大韓民国，台湾などでは，数年間にわたる大型プロジェクトが，最近，緒に就いたばかりである．このようにハイエントロピー合金は，
現在，金属系材料科学分野で世界的に最も活発に研究の行われているテーマの 1 つであり，わが国においても包括的な研究の必要性を感じて，本ミニ特集を企画した．
ハイエントロピー合金という概念は， 2004年に Yeh ら(1)によって導入された．多元系高濃度合金のギブスの自由エネ
ルギーにおいては，相分離や化合物形成をもたらすエンタル
ピー項に比して構成元素の配置のエントロピー項の寄与が大きくなり，不規則固溶体が安定化されるというものであり，5 種類以上の構成元素がほぼ等原子分率で混ぜ合わされるとこのハイエントロピー条件が満足されるとしている．ハイエ
ントロピー合金は次の 4 つの特徴( core effects )を持つと考 高い配置のエントロピーによる固溶体相のえられている．
 多種類の構成元素の原子サイズの違いにより不均安定化，
 結晶格子中の原子結合の揺らぎに由一に歪んだ結晶格子，
 多様
来した原子空孔のトラップ効果による遅い原子拡散，
な構成原子間の非線形相互作用に起因する(単純混合則では表現できない)物性発現をもたらすカクテル効果，である．
実際に，こうした特徴に基づいた，従来合金には見られない
特異で優れた力学特性を示すハイエントロピー合金が数多く見つかっている．低温で非常に強度が高く，しかも同時に靭性も高い FCC 型 CrMnFeCoNi 合金(2)(3) や，高温になっても高強度が殆ど低下しない BCC 型 VNbMoTaW 合金(4)などがその典型例である．一方で，ハイエントロピー合金の概念
が，「 5 種類以上の構成元素から成る等原子分率単相固溶体合金」という狭義の定義から拡大しつつあり，最近では，
Compositionally Complex ( CC ) Alloy や Multi Principal
Element ( MPE ) Alloy と呼ばれる等原子分率から外れた高濃度固溶体合金や析出物を含む 2 相合金にまで対象を広げた合金探索の試みも始まっている．いかなる 5 元素の組合せでも不規則固溶体単相合金が形成されるわけではないことから，「ハイエントロピー合金」という技術用語の妥当性には初期から疑問が投げかけられていたが，すでに市民権を得た技術用語となっているため， CC 合金や MPE 合金も含めて「ハイエントロピー合金」と呼ばれている．ハイエントロ
ピー合金は，ある 1 種の特定元素を主要元素として状態図における角隅の化学組成近傍で探索された従来合金(Ni 基合
金，Al 基合金など)とは全く異なり，これまで探索が行なわれなかった未開の多元系状態図の中央近傍領域の化学組成をもつ新規な合金であり，探索を続けることで更に優れた特性

晴

行 辻

伸

泰

図 1 ハイエントロピー合金に関する論文の(a)出版数と(b)被引用回数の年次変化(Web of Science, 2018年 2 月)．
を示す未知の合金系が数多く見つかる可能性は高い．
本ミニ特集では，格子欠陥，力学特性や種々の製造法による組織制御の可能性など，最近のハイエントロピー合金に関する知見を解説いただいた．本会会員の皆様方を始め多くの方々に興味を持っていただく契機となれば幸甚である．最後に，本ミニ特集を企画するにあたり，ご尽力いただいた東北大学 和田武先生はじめ会報編集委員の皆様，執筆を快諾い
ただいた著者の先生方に心より御礼申し上げます．

文献( 1 ) J. W. Yeh, S.
J. Lin and T.S. Chin, et al.: Metall. Mater.
Trans. A, 35(2004), 25332536.
( 2 ) B. Cantor, I. T. H. Chang, P. Knight and A. J. B. Vincent:Mater. Sci. Eng. A, 375377(2004), 213218.
( 3 ) B. Gludovatz, A. Hohenwarter, D. Catoor, E. H.Chang, E. P.
George and R. O. Ritchie: Science, 345(2014), 11531158.
( 4 ) O. N. Senkov, G. B. Wilks, J. M. Scott and D. B. Miracke: Intermetallics, 19(2011), 698706.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
乾 晴行
1988年 大阪大学大学院工学研究科博士後期課程修了
1988年 アメリカ合衆国ペンシルバニア大学材料科学科 博士研究員
2004年11月現職
専門分野結晶塑性学，金属間化合物◎金属間化合物，ハイエントロピー合金をはじめとする金属系構造材料の結晶塑性に関する研究に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

乾

晴行

辻

伸泰

京都大学大学院工学研究科材料工学専攻教授(〒6068501 京都市左京区吉田本町)
Preface to Special Issue on Recent Advances in the Understanding of Peculiar Properties of HighEntropy Alloys; Haruyuki Inui andNobuhiro Tsuji(Department of Materials Science and Engineering, Kyoto University, Kyoto)
Keywords: highentropy alloy, CC (CompositionallyComplex) alloy, MPE (Multi Principal Element) alloy, solid solution, configurational entropy, phase stability, strained lattice, trap effect, sluggish diffusion, cocktail effect
2018年 5 月10日受理[doi:10.2320/materia.57.311]

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia JapanFCC 型等原子量ハイエントロピー合金の平均原子変位と強度特性
岡 本 範 彦弓 削 是 貴
乾
1)
2)

晴 行
3)

系等原子量 HEA)，などの理由により，2 元系希薄固溶体合

.

はじめに ― ハイエントロピー合金の固溶強化

金を基に確立された従来の固溶強化理論(2)(6) を多元系高濃度固溶体合金である HEA に適用し，その固溶強化量を予測

ハイエントロピー合金(High Entropy Alloy: HEA)とは，することは不可能である．ゆえに，HEA の固溶強化量を記

5 種類以上の元素から構成される等原子量もしくはほぼ等原述しうる，従来固溶強化理論を代替するアプローチが必要で子量の組成を有する合金であり，ギブス自由エネルギーに対ある．HEA では，多かれ少なかれ原子半径の異なる多種元する配置エントロピーの寄与が大きいため，金属間化合物の素が混合して結晶を構成しているため，いずれの原子も理想形成を伴わずに FCC (面心立方)， BCC (体心立方)や HCP的な格子位置から変位しており，結晶の至るところに格子ひ(六方最密)構造などの単純な結晶構造を有する単相固溶体をずみが存在すると考えられる(図 1(b ))．しかし，その格子形成しやすいと考えられている(1)．単相固溶体でありかつ短ひずみ量を各元素の原子半径から直接見積もるのは容易では範囲規則化などがない場合，HEA の強度を支配する主たるない．そこで我々は，結晶全体の平均原子変位量を放射光強化機構は固溶強化であると考えられる．既往の固溶強化理

X 線回折により精密に実測するとともに，第一原理計算に論では，溶媒原子と溶質原子の原子サイズミスフィットおよ

よる見積もりを行い，格子ひずみの大きさと強度の相関を調

び剛性率ミスフィットに起因して溶質原子周りに形成された

査してきた．

格子ひずみ場と運動転位の応力場との相互作用力を求めるこ本 稿 で は ， マ イ ク ロ ピ ラ ー 試 験 法 に よ る FCC 型とにより固溶強化量を表式化している(図(a))(2)(6)．しかCrMnFeCoNi 等原子量 HEA の臨界分解せん断応力(CRSS)

し HEA では，(i)溶質，溶媒元素の区別ができない，(ii)原測定および塑性変形挙動解析(7)の概要と，構成元素の平均原子サイズミスフィットや剛性率ミスフィットの定義が困難で子変位量が FCC 型等原子量ハイエントロピー合金の強度予ある，(iii)溶質原子周りの格子ひずみ場同士が重畳し，その測パラメータになりうること(8)を紹介する．

見積もりが困難である，( iv )溶質濃度が高い( 20 at  5 元

. 単 結 晶 マ イ ク ロ ピ ラ ー 圧 縮 変 形 試 験 法 に よ る
CRSS 測定と塑性変形挙動
単結晶マイクロピラー試験法は，多結晶材の各結晶粒からmm サイズの単結晶試験片を集束イオンビーム(FIB)法により切削加工し，その CRSS のピラーサイズ依存性からバルク CRSS を見積もる手法であり，バルク単結晶が得られな
い場合に大変有効な強度測定法である(9)(10)(11)(14) ．冷間圧
延(圧下率 60)および再結晶(1,373 K, 3 h)により作製した
図1( a )希薄固溶体および( b ) HEA における結晶構造の模式図．希薄固溶体では溶質原子周りのみに格子ひずみが存在するが， HEA では至るところで格子が歪んでいる(8)．(オンラインカラー)

FCC 型 CrMnFeCoNi 等原子量 HEA 多結晶材について，電子後方散乱(EBSD)により結晶方位解析を行った後，[1̃26]
および[ 1̃23 ]の結晶方位を有する単結晶マイクロピラーをFIB 法により作製した．ダイヤモンドフラットパンチを備京都大学大学院工学研究科材料工学専攻1)助教(現東北大学金属材料研究所准教授)(〒980
8577 仙台市青葉区片平 211)2)准教授 3)教授
Atomic Displacement and Strength Properties in Equiatomic High Entropy Alloys with the FCC Structure; Norihiko L. Okamoto,
Koretaka Yuge and Haruyuki Inui(Department of Materials Science and Engineering, Kyoto University, Kyoto(Present: Institute forMaterials Research, Tohoku University, Sendai)
Keywords: high entropy alloys, atomic displacement, crystal disorder, solid solution strengthening, critical resolved shear stress(CRSS), plastic
deformation, dislocation, synchrotron xray diffraction, focused ion beam(FIB), micropillar compression
2018年 3 月27日受理[doi:10.2320/materia.57.312]

ミ ニ 特 集えたナノインデンテーション装置を用いて，定歪速度(初期CRSS 値は 38± 5 MPa であり，純 Ni のバルク CRSS 値(3.2歪速度1×10－4 s－1)で室温圧縮試験を行った．いずれの方

MPa)(24)の10倍以上も高い(7)．

位でも(111)[1̃01]すべりの活動を確認した．0.2耐力を降

HEA の高強度の原因を探るべく，塑性変形前後の組織観

伏応力とみなして求めた( 111)[ 1̃01]すべり系の CRSS は，察を行った．透過電子顕微鏡，電子回折や三次元アトムプロ

ピ ラ ー サ イ ズ が 小 さ く な る に つ れ て 増 加 し て い る ( 図ーブによって，いかなるサイズスケールにおいても偏析や短( a ))．両方位単結晶間では CRSS の大きさもピラーサイズ

範囲規則化が変形前にないことを確認している．図 2(b )は依存性も実質的に等しく，方位依存性はない．CRSS はほぼ

77 K で圧縮したバルク多結晶試料の典型的な転位組織の透べき乗則に従っており，多くの FCC および BCC 金属単結

過電子顕微鏡( TEM )明視野像である． TEM 試料は，変形晶マイクロピラーで同様の傾向が報告されていした多結晶試料から(111)すべり面に平行になるように切りる(9)(10)(15)(17)．CrMnFeCoNi 等原子量 HEA のべき指数(傾出した．ほとんどの転位は(111)面内で特定の方向に優先的き)は－0.63であり，純 FCC 金属で観察されたべき指数の範に配向することなく滑らかに湾曲しており，刃状およびらせ囲(－ 1.0 ～－ 0.5)に収まる(9)(10)(15)(18)(21)．バルク CRSS 値

ん転位の易動度にほとんど異方性がないことがわかる．このは，マイクロピラー単結晶 CRSS のべき乗曲線をピラーサことから，パイエルスポテンシャルが高い BCC 金属等とは

イズ 20～30 mm まで外挿することによって得られることが，異なり，多くの FCC 純金属・固溶体合金と何ら変わりのな

Ni, Cu や Al な ど の 純 FCC 金 属 で 報 告 さ れ て いい転位組織を示す．ウィークビーム暗視野法観察により得らる(15)(20)(22)(23) ． こ の 手 法 に よ り 求 め た 本 HEA の バ ル ク

れ た Shockley 部 分 転 位 の 分 解 幅 ( 積 層 欠 陥 幅 ) か ら ， 本
HEA の積層欠陥エネルギーは30±5 mJ/m2 と見積もられた(図 2 ( c ))．この値は Cu(25), Ni(26) や Al(27) などの純 FCC 金属よりも比較的小さく，バーガースベクトルで規格化したShockley 部 分 転 位 の 分 解 幅 は 純 FCC 金 属 よ り も 相 当 広い(7)．以上のような低い積層欠陥エネルギーおよび広い分解幅のために，交差すべりが生じにくく(図 2(b ))，また低温で双晶変形が生じやすいと考えられ(28) ，それらが優れた低温靭性(29)(31)に寄与していると考えられる．
Basinski ら(32)によって，二元系 FCC 合金の室温および低温( 77 K )での強度比が合金系や溶質濃度に依らず一定であるという“Stress Equivalence”なる概念が提唱されている．
CrMnFeCoNi 等原子量 HEA の強度レベルは極めて高いもの の ， 他 の FCC 合 金 と 同 様 の 強 度 比 を 示 し ，“ Stress
Equivalence”に従う．このことからも CrMnFeCoNi 等原子量 HEA の塑性変形挙動は，通常の FCC 金属・合金と何ら変わりなく，通常の FCC 合金の範疇に含まれると言える．
それではなぜ HEA の強度は極めて高いのであろうか．原子半径の異なる多種元素が混合し局所格子ひずみが大きいことに起因しているのではないかと考え，次節以降，
CrMnFeCoNi 等原子量 HEA およびその派生四元系，三元系等原子量合金における格子ひずみ量と強度の相関について
述べる．

.



平均原子変位量

放射光 X 線回折実験

HEA では，多かれ少なかれ原子半径の異なる元素がランダムに混合しているため，全ての原子は理想的な格子点位置から変位し，有限温度ではその平衡位置を中心として熱振動
図2( a ) CrMnFeCoNi 等原子量 HEA 単結晶マイクロ
ピラーの CRSS のピラーサイズ依存性(7)．挿入写
真は，圧縮試験後のマイクロピラーの SEM 二次
電子像． 77 K で圧縮変形したバルク多結晶試料の(111)すべり面内の転位組織の(b)TEM 明視野像および(c)ウィークビーム暗視野像(7)．

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japanしている(図( a ))．一般に，平衡位置の格子点からの変位量( static disorder )と平衡位置周りでの熱振動量( dynamic
disorder )の自乗 和， すな わち 原子 変位 パラ メー タ( ADP:
atomic displacement parameter)が大きいほど，高角側でのX 線回折強度の減退が顕著となる(33)．熱振動の寄与をでき

るだけ抑えるために，極低温での X 線回折測定を行った．

をもって決定することはできなかった．そこで，各元素の原

前述の CrMnFeCoNi 等原子量 HEA の再結晶試料から直径

子変位量を求めるべく，また本実験結果の妥当性を確認する

約 18 mm ，長さ約 20 mm の円柱状単結晶試料を FIB 加工しため，以下の第一原理計算を行った．

たのち，先端を鋭くしたガラスキャピラリーに取り付け，
SPring8 のビームライン BL02B1 での放射光 X 線回折実験



第一原理計算に 供 し た ． 入 射 X 線 エ ネ ル ギ ー は 25.18 keV ( X 線 波 長

固溶体の第一原理計算を行う際に「限られた原子数で不規

0.04928 nm)，測定温度は 25 K とした．全元素の ADP は等

則配列をいかに表現するか」という問題がある．本研究でしいと仮定し，SHELXL ソフトウェア(34)を用いて精密化をは，有限の原子数で理想的なランダム固溶体の構造を可能な行 っ た と こ ろ ， 5 元 素 平 均 の ADP は 23.5 pm2 と 求 ま っ

限り模倣する Special

た(8)．得られた ADP は，熱振動成分を含まない静的な原子

ル(35)を採用した．FCC 単位胞の 5×4×4 倍のサイズの 5 元

変位量であるとみなせる．一方，各元素の ADP を独立に変系等原子量ランダム固溶体合金の SQS(320原子)を，第 5 近化させて解析すると収束せず，また K 吸収端近傍での異常接までの 2 体相関関数の理想値との差ができるだけ最小に分散を用いた実験を行っても各元素の ADP を高い統計精度なるようにモンテカルロ法により探索した．SQS を構築後，

Quasirandom

Structure ( SQS )モデ

VASP コード(36)により構造緩和し(磁性を含めず)，各元素の 原 子 変 位 量 ( FCC 格 子 点 か ら の 変 位 量 の 平 均 二 乗 値 ，Meansquare atomic displacement: MSAD)を得た(図 3(b))．
5 元素の平均原子変位量は 25.2 pm2 であり， X 線回折実験により得られた値( 23.5 pm2 )と良く一致している．この値は，多くの希薄・高濃度二元系合金のそれよりも 2 倍以上高いことを確認している．各元素の原子変位量は原子番号の増加とともに減少しているが，この理由については既報文献(8)を参照されたい．
次節において FCC 型等原子量固溶体合金の強度と格子ひずみの大きさとの相関を調査する．そこで CrMnFeCoNi 等
原子量 HEA から元素を 1 種類および 2 種類取り除いた派生
4 元および 3 元系等原子量合金の平均原子変位量を，5 元系

等原子量 HEA の場合と同様に求めた． 4 元および 3 元系等
原子量合金についてそれぞれ FCC 単位胞の 4×4×4 倍(256原子)および 3×4×4 倍(192原子)のサイズの SQS を探索・構築し，構造緩和を行い平均原子変位量を得た．図 3 ( c )に
5 元系等原子量 HEA および派生 4 元， 3 元系等原子量合金の平均原子変位量を示す．平均原子変位量が最も大きいのは，
Fe を除いた 4 元系の CrMnCoNi 等原子量合金であり，元素数が多いほど原子変位量が大きくなるわけではなく，元素の組み合わせに大きく依存することがわかる．

.

平均原子変位量と強度の相関

Wu および George ら(37) によって，ほぼ同一の結晶粒径(～30 mm)の CrMnFeCoNi 等原子量 HEA およびその派生 4元，3 元系等原子量合金の降伏強度の温度依存性が報告されている． 4 元系合金は 5 種類の組合せ(5 C4 )が考えられるが
図3(a)FCC 型 HEAの(001)原子面(左)および格子点から変位した平衡位置を中心に熱振動する原子のポテンシャル(右)の模式図(8) ．( b )第一原理計算に よ り 求 め た CrMnFeCoNi 等 原 子 量 HEA の 各
元素の原子変位量，およびその平均値(点線)(8)．
( c )第 一 原理 計 算 に より 求 めた 5 元 系等 原 子 量
HEA およびその派生 4 元， 3 元系等原子量合金の平均原子変位量(8)．(オンラインカラー)

MnFeCoNi ， CrFeCoNi ， CrMnCoNi の 3 種のみが， 3 元系

合 金 は 10 種 類 の 組 合 せ (5 C3 ) が 考 え ら れ る が CrCoNi ，
MnFeNi，MnCoNi，FeCoNi の 4 種のみが単相 FCC 組織を示す．各合金の強度を比較するため， Wu ら(37) が行っているように降伏強度の温度依存性を指数関数で近似し，0 K における降伏強度を算出した(図( a ))．元素数の最も多い 5元系等原子量 HEA の強度が最も高いわけではなく， 4 元系の CrMnCoNi および 3 元系の CrCoNi 等原子量合金が最も

ミ ニ 特 集ルc＜数 at)(5)(6)のように溶質濃度範囲によって異なり統一的な解釈がない．溶質原子周りに形成される格子ひずみ場
は，溶媒原子と溶質原子の原子サイズミスフィット(動径方向の変位に相当)および剛性率ミスフィット(円周方向の変位に相当)を使って解析的に見積もられているが，溶質および溶媒の純金属単体の格子定数や剛性率から見積もられるミス
フィット値が，実際の固溶体におけるそれと等しいかは定かではない．一方，格子全体の平均原子変位量は，動径および円周方向の変位を内含し，格子ひずみを表す単一パラメータであると考えられる．もしこれが正しければ，原子変位量の溶質濃度依存性ひいては固溶強化量の溶質濃度依存性は，単一のべき指数で表され得ないことを示唆する． 2 元系 FCC
合金についても広い溶質濃度範囲に亘って強度と原子変位量の比例関係が成り立つか否かを現在調査中である．
本稿で紹介した研究は，Easo P. George 教授(テネシー大学/オークリッジ国立研究所)，田中克志教授(神戸大学)，
河村麻莉乃氏，神原佑季氏，陳正昊氏と共同で行われました．
また，日本学術振興会科学研究費助成事業(科研費番号
15H02300， 16H04516，16K14373 ，16K14415 )，文部科学

図4(a) 5 元系等原子量 HEA およびその派生 4 元， 3
元系等原子量合金の 0 K における降伏強度(37) ．
(b)規格化降伏強度と規格化原子変位量の相関(8)．(オンラインカラー)

省元素戦略プロジェクト構造材料元素戦略研究拠点および科学技術振興機構端的低炭素化技術開発(ALCA)の助成を受けて行われました．放射光実験は，高輝度光科学研究センター
SPring 8 のビームライン BL02B1 にて行われました(課題

番号 2014B1228 ， 2014B1553 ， 2015A1468 ， 2016B1096 )．
高い強度を示し，元素の組み合わせが重要であることがわか

ここに謝意を表します．

る．
0 K での降伏強度を多結晶剛性率で規格化し，また平均原文

献

子変位量( MSAD )の平方根をバーガースベクトルの大きさで規格化した．このような規格化強度と規格化原子変位量の間には強い正の相関があり(図 4(b ))，かつ近似直線はほぼ原点を通り，比例関係にあることがわかる(8) ．このことから，原子変位量は固溶体合金(特に HEA や等原子量合金など)の強度予測パラメータとなり得ると考えられる．運動転
位が固溶体中の溶質原子から受ける抵抗は，結晶が平均してどれだけ歪んでいるか，つまり構成原子が格子点から平均的にどの程度変位しているかによって決まることを意味している．また逆に，平均原子変位量を計算することで，等原子量
組成からどのようにずらせば最も高い強度が得られるのかを予測することが可能であろう．

.

お わ

り

に

強度と原子変位量の比例関係は，多元系高濃度の HEA や等原子量合金だけでなく 2 元系合金(高濃度か希薄に関わらず)においても成立し，原子変位量が，転位運動の摩擦応力が小さい FCC 固溶体などの種々の合金における普遍的な固溶強化予測パラメータとなりうると考えている．既往の固溶強化理論では，固溶強化量の溶質濃度( c )依存性は c1/2 則( Fleischer モデル c ＜ 0.1 at)(3)(4) や c2/3 則( Labusch モデ

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan( 1 ) J. W. Yeh, S. K. Chen, J. Y. Gan, S. J. Lin, T. S. Chin, T. T.
Shun, C. H. Tsau and S. Y. Chang: Metall. Mater. Trans. A, 35(2004), 25332536.
( 2 ) N. F. Mott and F. R. N. Nabarro: Report of the Conference on
Strength of Solids, (1948), 1.
( 3 ) R. L. Fleischer: Acta Metall., 11(1963), 203209.
( 4 ) R. L. Fleischer: The Strengthening of Metals, edited by D.
Peckner, Reinhold Pub. Co. Ltd., New York, (1964).
( 5 ) R. Labusch: Phys. Status Solidi, 41(1970), 659669.
( 6 ) R. Labusch: Acta Metall., 20(1972), 917
927.
( 7 ) N. L. Okamoto, S. Fujimoto, Y. Kambara, M. Kawamura, Z.
M. T. Chen, H. Matsunoshita, K. Tanaka, H. Inui and E. P.
George: Sci. Rep., 6(2016), 35863.
( 8 ) N. L. Okamoto, K. Yuge, K. Tanaka, H. Inui and E. P. George:
AIP Advances, 6(2016), 125008.
( 9 ) M. D. Uchic, D. M. Dimiduk, J. N. Florando and W. D. Nix:
Science, 305(2004), 986989.
(10) M. D. Uchic, P. A. Shade and D. M. Dimiduk: Annu. Rev.
Mater. Res., 39(2009), 361386.
(11) N. L. Okamoto, M. Inomoto, H. Adachi, H. Takebayashi and
H. Inui: Acta Mater., 65(2014), 229239.
(12) Z. H. M. T. Chen, N. L. Okamoto, M. Demura and H. Inui: Scr.
Mater., 121(2016), 2831.
(13) S. Korte and W. J. Clegg: Philos. Mag., 91(2011), 11501162.
(14) R. Soler, J. M. MolinaAldareguia, J. Segurado, J. Llorca, R. I.
Merino and V. M. Orera: Int. J. Plast., 36(2012), 5063.
(15) D. Kiener, C. Motz, T. Schoberl, M. Jenko and G. Dehm: Adv.
Eng. Mater., 8(2006), 11191125.
(16) A. S. Schneider, D. Kaufmann, B. G. Clark, C. P. Frick, P. A.

Gruber, R. Monig, O. Kraft and E. Arzt: Phys. Rev. Lett., 103(2009), 105501.
(17) S. Brinckmann, J. Y. Kim and J. R. Greer: Phys. Rev. Lett.,
100(2008), 155502.
(18) J. R. Greer and J. T. M. De Hosson: Prog. Mater Sci., 56(2011), 654724.
(19) A. T. Jennings, M. J. Burek and J. R. Greer: Phys. Rev. Lett.,
104(2010), 135503.
(20) D. M. Dimiduk, M. D. Uchic and T. A. Parthasarathy: Acta
Mater., 53(2005), 40654077.
(21) J. R. Greer, W. C. Oliver and W. D. Nix: Acta Mater., 53(2005), 1821
1830.
(22) D. M. Dimiduk, C. Woodward, R. LeSar and M. D. Uchic:
Science, 312(2006), 11881190.
(23) J. R. Greer and W. D. Nix: Phys. Rev. B, 73(2006), 245410.
(24) P. Haasen: Philos. Mag., 3(1958), 384
418.
(25) C. B. Carter and I. L. F. Ray: Philos. Mag., 35(1977), 189
200.
(26) C. B. Carter and S. M. Holmes: Philos. Mag., 35(1977), 1161
1172.
(27) L. E. Murr: Interfacial Phenomena in Metals and Alloys, AddisonWesley, Reading, Massachusetts, (1975),(28) F. Otto, A. Dlouhy, C. Somsen, H. Bei, G. Eggeler and E. P.
George: Acta Mater., 61(2013), 57435755.
(29) B. Gludovatz, A. Hohenwarter, D. Catoor, E. H. Chang, E. P.
George and R. O. Ritchie: Science, 345(2014), 11531158.
(30) Z. J. Zhang, M. M. Mao, J. W. Wang, B. Gludovatz, Z. Zhang,
S. X. Mao, E. P. George, Q. Yu and R. O. Ritchie: Nat. Commun., 6(2015), 10143/110143/6.
(31) G. Laplanche, A. Kostka, O. M. Horst, G. Eggeler and E. P.
George: Acta Mater., 118(2016), 152163.
(32) Z. S. Basinski, R. A. Foxall and R. Pascual: Scr. Metall., 6(1972), 807814.

(33) J. D. Dunitz, V. Schomaker and K. N. Trueblood: J. Phys.
Chem., 92(1988), 856867.
(34) G. M. Sheldrick: Acta Crystallogr. A, 64(2008), 112122.
(35) A. Zunger, S. H. Wei, L. G. Ferreira and J. E. Bernard: Phys.
Rev. Lett., 65(1990), 353356.
(36) G. Kresse and J. Furthmuller: Phys. Rev. B, 54(1996), 11169
11186.
(37) Z. Wu, H. Bei, G. M. Pharr and E. P. George: Acta Mater., 81(2014), 428
441.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
岡本範彦
2003年 9 月 日本学術振興会 特別研究員(DC1)
2006年 3 月 京都大学大学院工学研究科 博士後期課程修了 博士(工学)学位取得
2006年 4 月 日本学術振興会 特別研究員(PD)2006年 6 月 米国カリフォルニア大学デイヴィス校 博士研究員
2008年 2 月 京都大学大学院工学研究科材料工学専攻 助教
2017年 6 月～ 現職
専門分野金属物性，結晶塑性，結晶学◎金属や金属間化合物における結晶欠陥と物理・力学特性の相関解明に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

岡本範彦

弓削是貴

乾

晴行

ミ ニ 特 集

ハイエントロピー合金におけるミクロ組織制御の可能性
辻

伸 泰1
)

朴

魯 謹

李

翔2
)


Rajeshwar Reddy Eleti2
) 吉 田 周 平2
) Tilak Bhattacharjee
白玉3 黒 川) Pinaki Prasad Bhattacharjee

修4)

2004年のことであり(9)(14)，ハイエントロピー合金は金属材

.

は じ

め

に

料の長い歴史の中では非常に若い新しい材料群である．これまでのハイエントロピー合金の研究は，実験室レベルで少量

最近世界的に活発に研究が行なわれているハイエントロピの合金を溶解・鋳造し，得られた試料をそのまま，あるいはー合金(High Entropy Alloy: HEA)とは，5 種類以上の元素

せいぜい均質化熱処理を施して用いられることが多かった．

をほぼ等原子量ずつ混ぜ合わせて作製される，高い配置のエ

一方，金属材料の重要な特徴の一つはミクロ組織を有する点

ントロピーを有し単一固溶体相を示す合金と狭義には定義さにあり，加工や熱処理によってミクロ組織を制御すると，同れる(1)(3)．一方，MultiPrincipal

Elements Alloy(MPEA)

一化学組成であってもその特性を幅広く変化させることがでや Compositionally Complex Alloy(CCA)といった用語も用きる．従来金属・合金の工業生産において熱間・冷間加工やいられ，研究が進展するにつれその研究対象は複相組織を有熱処理が種々の順序・組み合わせで施されるのは，素材の形する合金等にも拡大されるようになっている(4)．固溶体相の状を制御することだけが目的ではなく，内部のミクロ組織を安定化には高い配置のエントロピーが重要であるとはいえ，変化させ特性を制御するためである．ハイエントロピー合金

任意の異なる 5 元素を等原子量混ぜ合わせれば必ず単相固の場合にも，加工熱処理(Thermomechanically Controlled

溶体が得られるわけではないことから明らかなように，ハイProcess: TMCP)を適用してミクロ組織を制御すれば，鋳造

エントロピー合金においても元素の組合せ(あるいはエンタままに近い状態で試験されてきた初期の研究とは異なる結果ルピー)の重要性は明白であり，狭義の定義にこだわる必要が得られ，より優れた特性を実現することが可能であると考性は高くないと考えられる．本稿では， MPEA や CCA な

えられる．我々の研究室ではそうした観点から，ハイエント

どを含めた高濃度合金全般を，広くハイエントロピー合金とロピー合金の加工熱処理を通じたミクロ組織および特性制御

呼ぶことにする．状態図の化学組成空間における中心近傍のを目指した基礎研究を行なっている(15)(23) ．本稿では FCC

組成を有するこうした合金は，ある特定の金属に相対的に少固溶体を主相として示すハイエントロピー合金に関する研究

量の合金元素を加えることで作製されてきた従来合金(例え

成果を紹介する．

ば，鉄合金(鉄鋼材料)，アルミニウム合金，チタン合金など)とは，概念が大きく異なるものである．ハイエントロピ

.

CoCrFeMnNi 合金の熱間加工

ー合金が示す種々の特異な物性・特性・現象は，材料科学の基礎の観点から大変興味深く，金属材料学の新たな発展をも

CoCrFeMnNi 等原子量合金は，ハイエントロピー合金のたらすであろう．またいくつかのハイエントロピー合金が示最初の例として 2004 年に報告され(9) ，報告者の名前をとっす優れた高温強度(5)(6)，高い室温強度と延性(6)(7)，際立ったて Cantor 合 金 と も 呼 ば れ て い る ． CoCrFeMnNi 合 金 は

低温破壊靭性(8)などは，実用の観点からも注目に値する．

FCC 単相固溶体が安定な合金であり，最も数多く研究がな

ハイエントロピー合金という言葉と概念が提起されたのはされている．従来金属・合金の製造工程においては，鋳造に京都大学大学院工学研究科材料工学専攻1)教授 2)大学院生 3)助教 4)准教授(〒6068501 京都市左京区吉田本町)京都大学大学院工学研究科材料工学専攻日本学術振興会外国人特別研究員．現大韓民国・嶺南大学材料工学院助教
京都大学構造材料元素戦略研究拠点ポスドク研究員
インド工科大学ハイデラバード校准教授
Possibility of Microstructure Control in High Entropy Alloys; Nobuhiro TsujiNokeun Park, Xiang Li, Rajeshwar Reddy Eleti,Shuhei Yoshida, Tilak Bhattacharjee, Yu Bai, Pinaki Prasad Bhattacharjeeand Shu Kurokawa(Department of Materials
Science and Engineering, Graduate School of Engineering, Kyoto University, Kyoto. Department of Materials Science andEngineering, Graduate School of Engineering, Kyoto University, Kyoto. Present: School of Materials Science and Engineering,
Yeungnam University, Gyeongsan, Republic of Korea. Elements Strategy Initiative for Structural Materials (ESISM), Kyoto
University, Kyoto. Indian Institute of Technology Hyderabad, Hyderabad, India)
Keywords: high entropy alloys, microstructure control, thermomechanically controlled process, recrystallization, grain growth, sluggish
diffusion
2018年 5 月 8 日受理[doi:10.2320/materia.57.317]

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan

より作成されたインゴットは，高温での鍛造や圧延といった

図は，種々の温度でひずみ速度 100 s－1 または 10－3 s－1

熱間加工工程によって形状を整えられるとともに，鍛錬効果

で 圧 縮 試 験 を 行 な っ た 場 合 の 真 応 力 真 ひ ず み 曲 線 で あによって鋳造欠陥が除去され，またミクロ組織が制御される．

る(20) ．通常の金属・合金と同様に，変形温度が高くなるほ

CoCrFeMnNi 合 金 の 熱 間 変 形 挙 動 と そ れ に 伴 う 組 織 形 成

ど，またひずみ速度が低くなるほど変形応力は低くなる．ひ

を，加工熱処理物理シミュレーター(富士電波工機製・

ずみ速度 100 s－1 の場合は変形初期の加工硬化後変形応力がThermecmastor Z )を用いて調べた(20) ．高純度な構成純金

ほぼ一定となり，ひずみ速度 10－3 s－1 の場合には変形初期属をアーク溶解・鋳造することにより，直径 80 mm ，厚さの加工硬化後ピーク応力を示しその後は変形応力が低下して20 mm の円盤状インゴットを得た．インゴットを 1100 °Cでいる．変形応力の低下は，後述する動的再結晶によるものと

6 h 均質化熱処理後， 800 °C で圧下率 30 の熱間鍛造を行な考えられる．こうした応力ひずみデータから，例えばひずみ

った．熱間鍛造材から直径 8 mm ，高さ 12 mm の円柱状試

0.9 における変形応力( s )とひずみ速度( e· )，温度( T )の関係

験片を切り出し，加工熱処理シミュレーターによる高温加工について，以下のような構成式を得ることができた．

熱 処 理 プ ロ セ ス に 供 し た ． 試 験 片 を 加 熱 速 度 20 °C s－1 で

e· ＝A[sinh(as)]n exp

1000 °C ま で 加 熱 し ， 900 s 等 温 保 持 し た の ち ， 1000 °C～800°
Cの種々の温度で圧下率60(真ひずみ0.92)の一軸圧縮

A＝2.36×1015

加工を種々のひずみ速度( 10－3 s－1 ～ 100 s－1 )で行なった．

a＝0.0035

1000°
C加熱後，加工温度までの冷却が必要な場合は20°
C s－ 1n＝5.3の冷却速度で冷却し，各温度で 10 s 保持後に熱間圧縮を行

Q＝350 kJ mol－1(－RTQ )

(1)

なった．圧縮後直ちに試験片を窒素ガスにより冷却した．こ

ここで R はガス定数である．得られた高温変形の見かけのれらのプロセスは真空チャンバー中で行ない，試験片の加活性化エネルギーの値( 350 kJ mol－1 )は， CoCrFeMnNi 合

熱・冷却は高周波誘導加熱により制御した．

金中で最も拡散の遅い元素( Ni )の拡散の活性化エネルギー(317.5 kJ mol－1)の値(24)に近い．こうした構成式は，同合金の熱間加工プロセスを制御する上で，また高温材料としての特性を考える上で重要になる．

図2

図1



種々の温度で熱間圧縮された CoCrFeMnNi 合金の応力ひずみ曲線(20) ．( a )ひずみ速度 1 s－1 ．
(b)ひずみ速度 0.001 s－1．(オンラインカラー)

種々の温度・ひずみ速度で 60 熱間圧縮された
CoCrFeMnNi 合金の EBSD 像( IQ マップ＋粒界
マップ)(20)．(a), (b), (c)ひずみ速度 1 s－1．(d),( e ) , ( f )ひずみ速度 0.001 s－1 ．( a ) , ( d )変形温度
800 °C ．( b ) , ( e )変形温度 900 °C ．( c ) , ( f )変形温度1000°
C．(オンラインカラー)

ミ ニ 特 集

種々の温度・ひずみ速度で圧縮変形された試料の EBSD
(electron backscattering diffraction)測定により得られた組織を図に示す(20)．図は，IQ(image quality)マップに粒界未満の小角粒界は赤
マップを重ねたものである．方位差 15°
色で，方位差15°以上の大角粒界は青色で描かれている．組織観察は試料中央部付近の圧縮軸に並行な断面で行なった．
ひずみ速度 10－3 s－1 変形材において明確であるが，圧縮方向に垂直に伸長した初期結晶粒の粒界近傍に，大角粒界に囲まれた多数の微細な等軸結晶粒がネックレス状に形成されている．これらは高温変形中に生じた動的再結晶粒であり，図1 の応力ひずみ曲線に見られた変形応力の低下と対応している．動的再結晶により形成されたネックレス構造は，ひず
み速度 100 s－1 変形材においても観察される．動的再結晶率
および動的再結晶粒径は，変形温度が高いほど，ひずみ速度が低いほど増大しており，これらは従来金属・合金の動的再結晶で報告されている傾向と同じである(25)． 1000°
C ・ 10－3s－1 変形材においてはほぼ全面で動的再結晶が生じており，その粒径は他の試料よりも大きいが，平均粒径は約 5 mm であり，高温での動的再結晶により得られる粒径としては微細である．低温・高ひずみ速度条件下では，部分再結晶状態ではあるが粒径 1 mm 以下の超微細粒組織が形成されている．
こうした微細粒径は，ハイエントロピー合金において提唱され て い る 4 つ の 核 心 的 効 果 ( core effect )(1)(4) の 一 つ で ある，拡散の起こりにくさ(sluggish diffusion)を反映している可能性がある．本研究の結果は， CoCrFeMnNi 合金の熱間加工性は良好であり，熱間加工を通じても微細粒組織が比較的容易に得られる可能性を示すものである．

.

図3( a ) CoCuCrFeNi 合金出発材(鋳造＋ 1100 °C, 12h )の SEM BSE 像(16) ．( b ) CoCuCrFeNi 合金出発材およびその HPT 加工材の X 線回折プロファ
イル(16)．

CoCrCuFeNi 合金および CoCrNi 合金の巨大ひ
ずみ加工と焼鈍に伴う組織変化
験片に付与される(ディスク状試験片端部における)最大せん

CoCrFeMnNi 合金熱間加工材において微細な動的再結晶

断ひずみは196である．

粒 が 観 察 さ れ た よ う に ， 拡 散 の 起 こ り に く さ ( sluggish

図( a )は， CoCrCuFeNi 合金の出発材の SEM BSE 像で

diffusion)(1)(4)がハイエントロピー合金に共通する特徴の一ある(16) ． 1100°
Cの均一化熱処理後ではあるがセル状の凝固つであれば，微細粒組織を安定に保つことができると考えら組織が観察され，セル間の最終凝固部と思われる領域はマトれる．そこでいくつかの等原子量合金に対して加工と焼鈍をリクスとは異なる暗いコントラストを示している(白矢印)．

施し，超微細粒組織が得られるかどうかを確認し

図 3 ( b )に出発材および種々の回転数(種々のせん断ひずみ

た(15)(16)(21) ． Cantor 合 金 の Mn を Cu に 置 き 換 え た量)まで HPT 加工を施した試料の X 線回折結果を示す(16)．

CoCrCuFeNi 等原子量合金は，やはり FCC 単相固溶体を示

出発材は 2 つの異なる FCC 相の回折ピークを示している．

すという予測がある(26) ． CoCrCuFeNi 合金に対して，室温規則相に対応する超格子反射の回折ピークは確認されなかっで High Pressure Torsion ( HPT )(27) 法による巨大ひずみ加

た． SEM EDS 分析の結果，図 3( a)の灰色のマトリクス部

工と，種々の温度での焼鈍熱処理を施した(16) ．同合金の鋳は Cu 量の少ない( 9.4 at  Cu ) FCC 固溶体(図 3 ( b )の FCC造材に対して， 1100°
C で 12 h の均一化熱処理を施し，出発

1)であり，図 3(a )において白矢印で示した暗いコントラス

材(starting material)とした．出発材から直径 10 mm，厚さトの部分は Cu rich な( 85.7 at  Cu ) FCC 固溶体( FCC 2 )で0.8 mm のディスク状試験片を切り出し， HPT による巨大

あ る こ と が 明 ら か と な っ た(15) ． FCC 1 相 の 格 子 定 数 は

ひずみ加工に供した． HPT によるねじり加工は，室温で0.35859 nm ， FCC 2 相 の 格 子 定 数 は 0.36148 nm で あ っ

7.5 GPa の圧縮応力下，回転速度 0.2 rpm で種々の回転角

た(15) ．本合金を構成する 5 種類の元素からなる 2 元系合金

(5 回転)HPT(種々のせん断ひずみ量)まで行なった．1800°の混合のエンタルピー変化( DHmix )を調べたところ， Cu と加工材に対しては， 500 °C ～ 650 °C で 1.8 ks の焼鈍熱処理を他の 4 種類の元素の間の DHmix が常に正の値を示す一方，施し，組織観察等を行なった． 1800 °HPT 加工の場合に試Cu 以外の 4 元素間の組み合わせの場合は， DHmix がゼロもま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japanしくは負の値であった(15)．すなわち，Cu は他の 4 元素と互いに反発する相互作用を有しており，相分離する傾向があると考えられる．以上のように， Cantor 合金の Mn を Cu に置き換えた CoCrCuFeNi 合金の鋳造・均一化熱処理材は，単相固溶体組織は示さず，濃度と格子定数の異なる二種類のFCC 固溶体からなる特異な組織を有することが明らかとなった．
図 3( b )が示すとおり， HPT 加工が進行するとともに， 2
つの FCC 相の(200)回折ピークの強度は減少し，一方(111)
回折強度は増大する．これは HPT 加工時のねじり変形(ディスク状試験片の円周方向の単純せん断変形)に伴い，FCC
結晶のせん断集合組織が形成されるためである．また，HPT による巨大ひずみ加工の進行に伴い，FCC 1 相の回折ピークと FCC 2 相の回折ピークが近づき， 1800°
HPT 加工材においては単一の FCC ピークのみが観察された．1800°
HPT 加工材の( 111 )回折ピークの位置は，出発材の FCC 1

相(マトリクス)の(111)回折ピークの位置より明らかに低角側に移動しており，これが単一の相の回折ピークであるとす
ると，格子定数が増加したことを示唆している．実際に組織観察と 3D AP(三次元アトムプローブ)法による元素分析を行なったところ， 1800 °HPT 加工材は五種類の元素がほぼ均一に混合した単一 FCC 固溶体を示すことが明らかとなった．これは巨大ひずみ加工時のメカニカル・アロイング(機械的合金化)効果(28)(32)により，Cu rich な FCC 2 相が分解してマトリクスに固溶したことによると考えられる．巨大ひずみ加工によるメカニカル・アロイングはいくつかの合金系において確認されており，強制(過飽和)固溶体だけでなくCu Zr 系などでは非晶質相が形成されることも明らかとなっている(30)(33)．本合金 HPT 加工材は，せん断ひずみ約30

図4

室温で 1800 °HPT 加工後 650 °C で 1.8 ks 焼鈍された CoCuCrFeNi 合 金 の 3D AP 分 析 結 果(16) ．
(a)(e) Co, Fe, Ni, Cr, Cu 各元素の分布マップ．
( f ) 50 at  Cu 等濃度界面マップ．( g ) ( f )中の特定領域の Cu 濃度プロファイル． (オンラインカラー)以上で大きな硬化を示したが(16)，これは FCC 2 相の分解・強制固溶によるものと考えられる．

(元素間の相互作用)が組織形成に大きな影響を及ぼすことを1800 °
HPT 加工時のメカニカル・アロイング効果により示している．しかし従来合金においても微細析出物などの第CoCrCuFeNi 合金が単相固溶体に変化するが， HPT 加工材

二相を利用して材料特性の向上が図られてきたことを考える

を焼鈍すると，再び二相分離が生じることが明らかとなった．

と，材料特性の観点からは，ハイエントロピー合金の狭義の1800 °
HPT 加工後 650 °C で 1.8 ks 焼鈍した試料の 3D AP 分

定義，すなわち単相固溶体にこだわる必要性は必ずしもな

析結果を図に示す(16)．Co, Fe, Ni, Cr の 4 元素は試料中にい．実際に今回用いた CoCrCuFeNi 合金においても，一旦ほぼ均一に分布しているが(図 4(a)～(d ))， Cu の分布は不強制固溶されたマトリクスから形成されたナノサイズの Cu

均一であることがわかる(図 4 ( e ))．図 4 ( f )は， 50 at  Cu

rich 相は，マトリクスの超微細粒組織の粗大化を妨げ，そのの等原子量界面を示す図，図 4 ( g )は( f )中の一部領域の Cu

結果高い室温引張強度を維持できることが判明している(35)．

量プロファイルである．10 nm 以下の Curich 領域が形成さ

CoCrCuFeNi 合金においては Curich 第二相の形成が生じれていること，Curich 領域の Cu 濃度は 70 at以上に達したことから，より広い温度範囲で FCC 単相が安定な合金にており， Cu rich 領域の側には Cu がほぼ枯渇した領域が形おいて，巨大ひずみ加工と焼鈍による結晶粒超微細化を試み成されていることが分かる．すなわち CoCrCuFeNi 合金中た ． 図  に は ， FCC 単 相 組 織 が 広 範 囲 で 安 定 で あ っ たの Cu は 強 い 相 分 離 傾 向 を 有 し て い る ． と こ ろ で ，CoCrNi 3 元系等原子量合金の結果を示す(21)．こうした合金

CoCrCuFeNi 合金に比べると単一固溶体相が安定に存在すは，配置のエントロピーが 5 元系合金ほど高くないことかる Cantor 合金(CoCrFeMnNi 合金)においても，低温で熱処ら，中エントロピー合金(medium entropy alloy: MEA)とも

理すると s 相などの第二相が析出することが最近明らかと呼ばれている．特に CoCrNi 合金は，5 元系合金と比べてもなっている(22)(34) ．これは Gibbs の自由エネルギーの定義

優れた強度延性バランスを示すことが知られている(36)．こ(G≡HT S)が示すように，ハイエントロピー合金においての合金の出発材(鋳造後， 90 冷間圧延と 1200 °・ 12 h の熱も低温ではエントロピーの効果は小さくなり，エンタルピー

までの HPT 巨大ひ処理を施したもの)，および室温で1800°



ミ ニ 特 集

.

お

わ

り

に

ハイエントロピー合金の加工熱処理による組織制御研究の初期の成果として， CoCrFeMnNi 合金の熱間加工，およびCoCuCrFeNi 合金と CoCrNi 合金の巨大ひずみ加工と焼鈍に伴う組織形成例を示した．固溶体を主たる組織とするハイエ
ントロピー合金は，通常の金属・合金と同等以上の熱間・冷間加工性を有する場合が多いと考えられる．また熱間加工の見かけの活性化エネルギーの値が大きいこと，微細な動的・
静的再結晶粒組織が得られることなどが判明し，これらは従来から言われているハイエントロピー合金における拡散の起
こりにくさ( sluggish diffusion )を反映している可能性がある．合金系と熱処理履歴によっては第二相が現れるが，これらを用いて材料特性を向上させることも可能であると考えら
図5

種 々の 平均粒 径の CoCrNi 合金 の( a ) , ( b ) , ( c )SEM BSE 像および( d )室温引張試験により得られた公称応力公称ひずみ曲線(21)．(a)出発材(鋳造＋90冷間圧延＋1200°
C, 12 h 焼鈍)．(b)出発
材＋1800°
HPT 加工＋900°
C, 1.2 ks 焼鈍．(c)出発材＋1800°
HPT 加工＋700°
C, 1.8 ks 焼鈍．

れる． FCC 単相ハイエントロピー合金においてしばしば見られる優れた加工硬化特性は，高強度と高延性・靭性をもたらす原因として重要である．加工熱処理を通じた組織制御によって(広義の)ハイエントロピー合金の材料特性を大きく向上させることが可能であると考えられ，重要な研究分野になるものと考えられる．

ずみ加工を施し，種々の条件で焼鈍を施した試料の SEM 

本稿で紹介した研究は，文部科学省元素戦略プロジェク

BSE 像を図 5( a)～( c)に示す(21)．いずれも等軸形状で多数

ト・構造材料元素戦略研究拠点および日本学術振興会科学研の焼鈍双晶を含む完全再結晶組織を示している． HPT ＋焼究費助成事業(科研費番号15H05767，18J20766)の援助によ

鈍材は微細な完全再結晶組織を有しており，特に700°C焼鈍り行なわれました．ここに謝意を表します．

材は(双晶境界を含む)平均粒径 199 nm という，完全再結晶
組織としては驚くべき超微細粒組織を示している．最近，平文献

均粒径 1 mm 以下の完全再結晶組織がいくつかの合金系で実現されているが(37)(41)，本 CoCrNi 合金における粒径はその中でも際立って微細である．図 5(d )には，種々の平均粒径( d )を有する CoCrNi 合金の室温引張試験により得られた公称応力公称ひずみ曲線を示す(21) ．粗大粒材は FCC 金属・合金の常として降伏強度が低いが，結晶粒超微細化によって降伏強度は大きく増大し，199 nm 材の降伏応力は 1 GPa 以
上に達している．こうしたデータをもとに，本合金やハイエ
ントロピー合金における強度の基本となる摩擦応力(friction
stress )を議論することができる(21)(42) ．特筆すべき点は，
CoCrNi 合金が結晶粒を超微細化しても十分大きな引張延性を示すことである．超微細粒金属材料は HallPetch 効果によって大変高い強度(特に降伏強度)を示すが，塑性不安定条
件の早期発現によって均一伸びが限られることが多い(43)(44)．図 5(d)の応力ひずみ曲線の形状からも明らかなように， CoCrNi 合金は平均粒径が 286 nm まで微細化しても，降伏後十分大きな加工硬化を示している．その結果，塑
性不安定の達成が遅延され，大きな引張延性が得られるのである．ハイエントロピー合金・中エントロピー合金におけるこうした優れた加工硬化特性は，これら合金が示す高い強度と大きな延性・靭性の根源であり，多元系高濃度合金における加工硬化の本質の理解が望まれる．

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan( 1 ) B. S. Murty, J. W. Yeh and S. Ranganathan: HighEntropy Alloys, ButterworthHeinemann, Elsevier (2014).
( 2 ) J. W. Yeh: JOM, 65(2013), 17591771.
( 3 ) Y. Zhang, T. T. Zuo, Z. Tang, M. C. Gao, K. A. Dahmen, P. K.
Liaw and Z. P. Lu: Prog. Mater. Sci., 61(2014), 193.
( 4 ) D. B. Miracle and O. N. Senkov: Acta Mater., 122(2017), 448511.
( 5 ) O. N. Senkov, G. B. Wilks, J. M. Scott and D. B. Miracke: Intermetallics, 19(2011), 698706.
( 6 ) Y. Lu, Y. Dong, S. Guo, L. Jiang, H. Kang, T. Wang, B. Wen,
Z. Wang, J. Jie, Z. Cao, H. Ruan and T. Li: Sci. Rep., 4(2014),
6200.
( 7 ) Y. F. Ye, Q. Wang, J. Lu, C. T. Liu and Y. Yang: Mater.
Today, 19(2016), 349362.
( 8 ) B. Gludovatz, A. Hohenwarter, D. Catoor, E. H. Chang, E. P.
George and R. O. Ritchie: Science, 345(2014), 11531158.
( 9 ) B. Cantor, I. T. H. Chang, P. Knight and A. J. B. Vincent:Mater. Sci. Eng. A, 375377(2004), 213218.
(10) J. W. Yeh, S. K. Chen, J. W. Gan, S. J. Lin, T. S. Chin, T. T.
Shun, C. H. Tsau and S. Y. Chang: Metall. Mater. Trans. A, 35(2004), 25332536.
(11) J. W. Yeh, S. K. Chen, S. J. Lin, J. Y. Gan, T. S. Chin, T. T.
Shun, C. H. Tsau and S. Y. Chang: Adv. Eng. Mater., 6(2004),
299303.
(12) T. K. Chen, T. T. Shun, J. W. Yeh and M. S. Wong: Sur. Coat.
Technol., 188189(2004), 193200.
(13) C. Y. Hsu, J. W. Yeh, S. K. Chen and T. T. Shun: Metall.
Mater. Trans. A, 35(2004), 14651469.
(14) P. K. Huang, J. W. Yeh, T. T. Shun and S. K. Chen: Adv. Eng.



Mater., 6(2004), 7478.
(15) N. Park, I. Watanabe, D. Terada, Y. Yokoyama, P. K. Liaw
and N. Tsuji: Metall. Mater. Trans. A, 46(2015), 14811487.
(16) N. Park, X. Li and N. Tsuji: JOM, 67(2015), 2303
2309.
(17) I. S. Wani, T. Bhattacharjee, S. Sheikh, P. P. Bhattacharjee, S.
Guo and N. Tsuji: Mater. Sci. Eng. A, 675(2016), 99109.
(18) I. S. Wani, T. Bhattacharjee, S. Sheikh, I. T. Clark, M. H.
Park, T. Okawa, S. Guo, P. P. Bhattacharjee and N. Tsuji: Intermetallics, 84(2017), 4251.
(19) T. Bhattacharjee, R. Zheng, Y. Chong, S. Sheikh, S. Guo, I. T.
Clark, T. Okawa, I. S. Wani, P. P. Bhattacharjee, A. Shibata
and N. Tsuji: Mater. Chem. Phys., 210(2017), 207212.
(20) R. R. Eleti, T. Bhattacharjee, L. Zhao, P. P. Bhattacharjee and
N. Tsuji: Mater. Chem. Phys., 210(2017), 176186.
(21) S. Yoshida, T. Bhattacharjee, Y. Bai and N. Tsuji: Scripta
Mater., 134(2017), 3336.
(22) N. Park, B. J. Lee and N. Tsuji: J. Alloys Comp., 719(2017),
189193.
(23) T. Bhattacharjee, I. S. Wani, S. Sheikh, I. T. Clark, T. Okawa,
S. Guo, P. P. Bhattacharjee and N. Tsuji: Sci. Rep., 8(2018),
3276.
(24) K. Y. Tsai, M. H. Tsai and J. W. Yeh: Acta Mater., 61(2013),
48874879.
(25) F. J. Humphreys and M. Hatherly: Recrystallization and Related Annealing Phenomena, Pergamon, (1995)(26) K. Zhang and Z. Fu: Intermetallics, 22(2012), 2432.
(27) R. Z. Valiev, R. K. Islamgaliev and I. V. Alexandrov: Prog.
Mater. Sci., 45(2000), 103189.
(28) N. Tsuji, S. Kato, S. Ohsaki, K. Hono and Y. Minamino: J.
Metastable Nanocryst. Mater., 2425(2005), 643646.
(29) Y. Sun, N. Tsuji, S. Kato, S. Ohsaki and K. Hono: Mater.
Trans., 48(2007), 16051609.
(30) S. Ohsaki, S. Kato, N. Tsuji, T. Ohkubo and K. Hono: Acta
Mater., 55(2007), 28852895.
(31) Y. F. Sun, Y. Todaka, M. Umemoto and N. Tsuji: J. Mater.
Sci., 43(2008), 74577464.
(32) Y. F. Sun, T. Nakamura, Y. Todaka, M. Umemoto and N.
Tsuji: Intermetallics, 17(2009), 256261.
(33) Y. F. Sun, H. Fujii, T. Nakamura, N. Tsuji, Y. Todaka and M.
Umemoto: Scripta Mater., 65(2011), 489492.
(34) F. Otto, A. Dlouhy, K. G. Pradeep, M. Kubenova, D. Raabe, G.
Eggeler and E. P. George: Acta Mater., 112(2016), 4052.
(35) X. Li: Master Thesis, Kyoto University (2016).
(36) B. Gludovatz, A. Hohenwarter, K. V. S. Thurston, H. Bei, Z.
Wu, E. P. George and R. O. Ritchie: Nature Commun., 7(2016), 10602.
(37) R. Saha, R. Ueji and N. Tsuji: Scripta Mater., 68(2013), 813
816.
(38) Y. Z. Tian, L. J. Zhao, S. Chen, D. Terada, A. Shibata and N.
Tsuji: J. Mater. Sci., 49(2014), 66296639.
(39) Y. Z. Tian, Y. Bai, M. Chen, A. Shibata, D. Terada and N.
Tsuji: Metall. Mater. Trans. A, 45(2014), 53005304.
(40) Y. Z. Tian, L. J. Zhao, S. Chen, A. Shibata, Z. F. Zhang and N.
Tsuji: Sci. Rep., 5(2015), 16707.
(41) R. Zheng, T. Bhattacharjee, A. Shibata, T. Sasaki, K. Hono,
M. Joshi and N. Tsuji: Scripta Mater., 131(2017), 15.
(42) Shuhei Yoshida: Master Thesis, Kyoto University (2018).
(43) N. Tsuji, Y. Ito, Y. Saito and Y. Minamino: Scripta Mater., 47(2002), 893
899.
(44) N. Tsuji, N. Kamikawa, R. Ueji, N. Takata, H. Koyama and D.
Terada: ISIJ Int., 48(2008), 11141121.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

辻伸泰

1994年 京都大学大学院工学研究科博士後期課程修了
1994年 大阪大学大学院工学研究科助手
2000年 大阪大学大学院工学研究科助教授(のち准教授に職名変更）2009年 3 月現職
専門分野 金属材料学，材料組織学，材料強度学◎構造用金属材料のナノ・ミクロ組織と力学特性の関係を一貫して研究．特に超微細粒材料・バルクナノ
メタルの研究に注力してきた．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

朴魯謹

Tilak Bhattacharjee

李翔

Rajeshwar Reddy Eleti

吉田周平

白

玉

Pinaki Prasad Bhattacharjee

黒川修

ミ ニ 特 集陽電子寿命測定と第一原理計算から視えてきた
ハイエントロピー合金 CoCrFeMnNi 中の空孔形成と移動のエンタルピー, 
杉 田 一 樹水 野 正 隆荒 木 秀 樹白 井 泰 治
1)
2)
3)
4) 

.

は じ

め

に

これまでの金属材料の設計思想とは異なる，全く新しい概.


陽電子寿命法による原子空孔挙動の解析

原子空孔の移動エンタルピーの評価念を持った金属材料として High Entropy Alloy ( HEA )が近

CoCrFeMnNi 合 金 と ， 比 較 用 に 準 備 し た 3 元 系 の Cr15

年注目されている． HEA は 5 種類以上の元素がそれぞれ 5

Fe45Ni40 (以降， CrFeNi )合金をアーク溶製した．いずれも～35 atの組成で配合された固溶体合金で FCC 単相およびFCC 単相組織を有していた．溶製後1100°
C 34 h 溶体化処理

BCC 単相もしくはその混相と定義されている(1) ．従来の固を行った試料に対して電子線照射を施した． CoCrFeMnNi

溶体合金の設計思想は，ある一種類の金属元素を母相とし，合金，CrFeNi 合金の溶体化材に対する照射量はそれぞれ1.8

そこに少量の合金添加元素を加えて固溶させ，母材の特性を× 10－4 dpa, 1.3 × 10－4 dpa であり，照射中に温度が上昇し改善するというものであるが， HEA は配合する元素の種類ないよう試料は水冷した．電子線照射された試料に対して，を増やすことによる高エントロピー効果により，全く新しい

100°
C から 25°
C ごと 1 h の等時焼鈍を施し，回復挙動を陽電特性を持った固溶体合金を作り出すというコンセプトに基づ

子寿命法により調査した．図に電子線照射後の回復焼鈍材

いている．大格子ひずみ，低拡散性，元素のカクテル効果等の平均陽電子寿命を示す．CoCrFeMnNi 合金，CrFeNi 合金

によって，高強度，高靭性，優れた高温特性などの発現が期の溶体化材の平均陽電子寿命はそれぞれ 108, 107 ps であっ

待されている．

た．この陽電子寿命は構成元素の完全結晶における陽電子寿HEA 中の拡散については，放射性トレーサーや拡散対を用いた実験により研究が進められている． Tsai らは拡散の活 性 化 エ ネ ル ギ ー Q を 融 点 Tm で 規 格 化 し た Q / Tm が
HEA では純金属や従来の固溶体合金と比較して有意に高い

こと(2)を報告しており，低拡散性(sluggish diffusion)の論拠になっている．一方で活性化エネルギーや拡散係数を直接比較した場合は大きな差が見られないことが指摘されており(3)，HEA 中の原子拡散が本当に遅いのかどうかについては議論の余地がある．
本稿 では， Cantor 合金と して広 く知ら れる ，典型 的な
FCC 単 相 固 溶 体 HEA で あ る 等 モ ル Co20Cr20Fe20Mn20Ni20(以降， CoCrFeMnNi )合金中の原子空孔の移動エンタルピ
ー，形成エンタルピーを決定し， CoCrFeMnNi 合金中の原子拡散についての基礎的理解が可能になったので紹介する．
図1

CoCrFeMnNi 等 モ ル HEA 合 金 お よ び Cr15Fe45
Ni40 合金の電子線照射材の等時焼鈍過程における平均陽電子寿命変化．

大阪大学大学院工学研究科1)助教 2)准教授 3)教授 4)名誉教授(〒5650871 吹田市山田丘 21)
京都大学名誉教授
Evaluation of Vacancy Formation and Migration Enthalpies in CoCrFeMnNi Highentropy Alloy using Positron Lifetime Measurements
and Firstprinciples Calculations; Kazuki Sugita, Masataka Mizuno, Hideki Arakiand Yasuharu Shirai,(Graduate School ofEngineering, Osaka University, Suita. Kyoto University, Kyoto)
Keywords: high entropy alloys, positron annihilation, firstprinciples calculations, vacancy, defect2018年 5 月17日受理[doi:10.2320/materia.57.323]

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan命(純 Fe 107 ps ，純 Ni 105 ps )とほぼ等しいことから，これらの陽電子寿命を CoCrFeMnNi 合金中の格子欠陥フリー状態での陽電子寿命 tf として以降の空孔濃度評価に用いた．電子線照射材では平均陽電子寿命が溶体化材と比較して顕著に増加している．これは電子線照射によって，試料中に原子空孔が導入されたことを示している．電子線照射された試料の陽電子寿命スペクトルを 2 成分解析して得られる長寿命成分が，空孔中で消滅する陽電子の寿命 tv と考えられる．CoCrFeMnNi 合金では tv＝195 ps，CrFeNi 合金では tv＝ 187 ps であった．このとき， CoCrFeMnNi 合金中でも他の金属と同様にトラッピングモデル(4)が成り立つと考えられるので，空孔濃度 Cv と平均陽電子寿命 tm との間には，式( 1 )の関係が成立する．

k＝ m C v ＝

1 tm － t f
t f tv － t m

図2

CoCrFeMnNi 合金の空孔濃度比の焼鈍温度によ
る変化．

(1)

ここで k は陽電子捕獲速度，m は陽電子捕獲速度と欠陥密度

ルピー Hm を評価した．

との比率を表す，比捕獲速度である．実験結果から得られた

C v( t , T ) 6 ∞ 1＝ 2 ∑ 2 exp
C 0v
p n＝1 ntm, tf, tv を 式 ( 1 ) に 代 入 す る こ と で CoCrFeMnNi 合 金 ，{－D exp (－kHT ) n rp t } ( 3 )
m

0

B

2 2
2

CrFeNi 合金の陽電子捕獲速度 k はそれぞれ k ＝ 5.0 × 10－9

ここで n は整数，r は有効結晶粒半径(sink までの距離)，kB

s－1, 2.7 × 10－9 s－1 と求 め ら れ る ． こ こ で CoCrFeMnNi 合はボルツマン定数である．D0 は拡散係数の前指数項であり，

金や CrFeNi 合金中の原子空孔の比捕獲速度として，構成元

Le Claire の提唱する以下の式(8)を用いて求めた．

素であり，同じ FCC 構造を持つ，純 Ni の単空孔の比捕獲

ln(D0(a2n0)＝0.22Q/RTm(4)

速 度 2.2 × 1015 s－1 (5) を 仮 定 す る と ， CoCrFeMnNi 合 金 ，

ここで a は格子定数， n0 はデバイ振動， R はガス定数であCrFeNi 合金の電子線照射後に残留していた原子空孔濃度はる．上記の式に kB ＝ 8.62 × 10－5 eV / K, t ＝ 3600 s, n0 ＝ 1013

それぞれ Cv ＝ 2.3 × 10－6, 1.2 × 10－6 と推定される．図 1 に

s－1, R ＝ 8.314 J / K ･ mol として代入した．融点 Tm について示すように，電子線照射による原子空孔の導入により平均陽は文献値を用い， CoCrFeMnNi 合金については Tm ＝ 1553

電子寿命は顕著に増加したが，その後の回復焼鈍過程では平K(9) ， CrFeNi 合金については Tm ＝ 1697 K(2) とした．拡散

均陽電子寿命の減少が観測されており，この過程では原子空の活性化エネルギー Q については CoCrFeMnNi 合金中の各孔濃度が減少している．原子空孔が消滅するためには粒界や元 素 で 270 313 kJ / mol(3) と 報 告 さ れ て い る こ と ， Cr17.4

表面などの消滅場所(sink)への拡散が必要であるから，回復

Fe39.4Ni43.2 合金の各元素の重みつき平均が 302 kJ/mol(10) と過程における平均陽電子寿命変化は原子空孔の移動速度の情報告されていることから，両合金ともに 300 kJ/mol と仮定

報を含んでいる．CoCrFeMnNi 合金，CrFeNi 合金どちらのした．R と a はそれぞれ光学顕微鏡観察，X 線回折測定によ合金においても200250°
Cの温度域で平均陽電子寿命が顕著

り求め，CoCrFeMnNi 合金については r＝20 mm, a＝3.59 Å

に減少しており，原子空孔の移動ステージがほぼ一致してい( 0.359 m ) , CrFeNi 合 金 に つ い て は r ＝ 30 mm, a ＝ 3.57 Å

る．両合金中の原子空孔の移動エンタルピーに顕著な差がな(0.357 m)とした．以上のパラメータを式( 4 )に代入するこいことは，この結果から明らかである．次に両合金の移動エとで，拡散係数の前指数項 D0 は CoCrFeMnNi 合金， CrFe-

ンタルピーを， Dryzek らの方法(6)を参考にして，回復過程

Ni 合金についてそれぞれ D0 ＝ 2.2 × 10－4, 1.3 × 10－4 m2 s－1

における原子空孔の濃度比の変化から算出した．単空孔換算と見積もられた．純 Ni 中の自己拡散係数の前指数項 D0 はの空孔濃度比の変化は等温焼鈍過程における陽電子寿命測定( 0.3 3.4 ) × 10－4 m2 s－1 (11) と ， CoCrFeMnNi 合 金 中 で は結果を用いて式( 2 )のように求められる．

10－510－3 m2 s－1 (4)と報告されており，式( 4 )から見積もら

tv－t0mCv(t, T ) tm(t, T )－tf＝
C 0v
t0m－tftv － tm ( t , T )(2)

れた値と良く一致する．次に実験で得られた空孔濃度変化が式( 3 )の理論曲線を最も良く再現するように空孔の移動エここで Cv(t, T )は時間 t，絶対温度 T における等時焼鈍後のンタルピー HM を決定すると， CoCrFeMnNi 合金では HM

原子空孔濃度， C 0v は回復焼鈍前，ここでは電子線照射まま＝1.08 eV, CrFeNi 合金では HM＝1.09 eV であった．これらの試料の原子空孔濃度である．tf は溶体化材の平均陽電子寿の空孔の移動エンタルピーは， Cr17.4Fe39.4Ni43.2 合金につい命値を用い，空孔成分の陽電子寿命 tv については各温度のての電気抵抗測定による実験値 1.17 eV(10)，SUS321鋼中の焼鈍後の空孔成分の陽電子寿命値を用いた．以上のパラメー

陽電子消滅ガンマ線ドップラー幅広がり法による実験値

タを代入することにより，空孔濃度比の温度変化は図のよ1.215 eV(6)と比較して僅かに小さいものの，概ね良く似た値

うに求められる．次に式( 3 )に示す， Dryzek らの板状試験である．また，純 Ni では空孔の移動エンタルピーは 0.98,

片でのモデル式(6)(7)を用いることによって空孔の移動エンタ

1.04 eV(12) と報告されており， CoCrFeMnNi 合金の値はこミ ニ 特 集

れらの合金よりは多少小さいものの，合金元素の数の増加に

CrFeNi 合金と比較して高い空孔形成エンタルピーを示すこよりそれほど顕著には変化していない．以上の結果より，とが明らかになった．

CoCrFeMnNi 合金の空孔の移動エンタルピーは，CrFeNi 合.

金や純 Ni と比較して顕著な差が見られないことが明らかに
なった．






空孔形成エネルギーの評価

第一原理計算による原子空孔挙動の解析

空孔形成エンタルピーの第一原理計算

本稿では Special Quasirandom Structure(SQS)(15)を用い

前節と同様に CoCrFeMnNi 合金， CrFeNi 合金の溶体化て CoCrFeMnNi 合金における空孔形成エンタルピーの第一材を準備した．溶体化材を石英管中に封入した後に 1100 

原理計算を行った．ある固溶体合金において，近接原子の原

1250°
Cで 1 h 加熱後，氷水中で破砕し急冷することで熱平衡

子種の分布状態は平均的にその固溶体合金の組成と一致する

空孔を凍結した．焼き入れ材に機械研磨，電解研磨を施したと考えられる． SQS は限られた原子数の周期的なモデルで後に陽電子寿命測定を行った．図に焼き入れ材の平均陽電近接原子の平均的な分布状態を固溶体合金の組成に近づける

子寿命の測定結果を示す．CrFeNi 合金の場合，1100°
Cにおことによりランダムな分布状態を再現する手法である．SQS

いては溶体化材と同等の平均陽電子寿命を示しているが，焼はなるべく少ない原子数でランダムな分布状態を再現させる

き入れ温度の上昇とともに平均陽電子寿命は顕著に増加し，ためにプリミティブ・セルを基にした非等方なセルになって

1250°
Cからの焼き入れでは 50 ps もの増加が見られた．陽電いる場合が多い．スーパーセルを利用した欠陥の計算を行う

子寿命スペクトルの 2 成分解析を行った結果，単空孔に相場合，スーパーセル間の欠陥同士の相互作用を少なくするた

当すると考えられる 180 ps 前後の欠陥成分が増加している

め，計算可能な範囲で大きなサイズのスーパーセルを用いる

ことが明らかになった．このことから CrFeNi 合金においてことが望ましく，欠陥の分布を等方向にするため，スーパーは高温熱処理・急冷による単空孔の凍結が確認された．このセルの形状は等方的なものがよい．そこで本稿では FCC 構

ときの原子空孔濃度は，式( 1 )を用いて評価することがで造のプリミティブ・セルを各方向に 5 倍した125原子からなきる．アレニウスプロットを用いて CrFeNi 合金の空孔濃度るスーパーセルを用いて， 5 元系合金の SQS のモデルの構の焼き入れ温度依存性から空孔形成エンタルピー H Vf を見積

築を行った．CoCrFeMnNi 合金には Fe 原子などスピン分極

もると， 1.86± 0.4 eV であった．この値は純 Ni で報告されを示す原子が含まれているため，スピン分極を考慮した計算ている 1.73(13), 1.76(14) eV と比べて顕著な違いはない．

が必要になるが，熱平衡空孔が導入される温度域ではスピン

一方で CoCrFeMnNi 合金では，焼き入れ温度が変化しての向きが乱れた常磁性状態になっていると考えられる．そこ

も平均陽電子寿命の有意な増加は見られず，凍結空孔は検出で，同じく125原子のスーパーセルを用いて作成した 2 元系

されなかった．このことは融点直下である 1250 °C においての SQS モ デ ル を 用 い て ， 初 期 の ス ピ ン 配 置 と し て Up とも熱平衡空孔濃度が検出下限界( 10－7 )以下であることを示

Down をランダムな状態で配置した．空孔形成エンタルピー

唆している． CrFeNi 合金と同等の空孔形成の前指数項を仮を計算するには，空孔として取り除いた原子の化学ポテンシ

定した場合，空孔形成エンタルピーはおよそ 2.1 eV 以上でャルを求める必要がある．本稿では 5 元系から 1 元素を抜あると推測される．以上の結果から， CoCrFeMnNi 合金は

いた各 4 元系の計算を同様の方法で行い，求めるべき構成元素を抜いた 4 元系との相平衡を考えて，化学ポテンシャ
ルが濃度に比例すると仮定して計算した．第一原理計算には
平面波疑ポテンシャル基底を用いたプログラムである
VASP コード(16)(17) を利用し，交換相関ポテンシャルにはPerdew Burke Ernzerhof ( PBE )(18) を用いた．各原子のポ

テ ン シ ャ ル に は 全 電 子 計 算 の 手 法 で あ る Bloch の PAW
法(19)(20) を用いて，平面波のカットオフ・エネルギー 350
eV で計算を行った．図に本稿で作成した 125 原子の SQSモデル( SQS125 )と， Zaddach らによる 20 原子の SQS モデル(SQS20 )(21)における原子体積と全エネルギーの関係を示す．CoCrFeMnNi 合金は 38 K まで強磁性であり，スピングラスの状態を経て 93 K 以上で常磁性になるとの報告がある(22)．20原子の SQS(図 4(a))では原子数が少ないため強磁性と常磁性の差が上手く表現できていないが， 125 原子の
SQS は，強磁性が基底状態となる結果を再現している．表

に各元素のスピン分極の平均値を示す．強磁性の計算は，
図3

CoCrFeMnNi 合 金 お よ び Cr15Fe45Ni40 合 金 の 焼
入温度と平均陽電子寿命の関係．

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan

全ての原子のスピンが同じ向きになっている状態が初期値となっているが， Cr は強磁性の場合でも反転するスピンが多




図5

図4

CoCrFeMnNi 合金における体積とエネルギーの関係( a ) 20 原子の SQS モデル(20) ，( b ) 125 原子の SQS モデルを利用した場合．

CoCrFeMnNi 合金における空孔への移動に伴うエネルギー変化(a) Cr, (b) Mn, (c) Fe, (d) Co,(e) Ni が隣接する空孔に移動した場合．

CoCrFeMnNi 合金では各元素の空孔形成エンタルピーの平均値は 2.00～2.04 eV とほぼ一定の値を示している．空孔形
成エンタルピーの分布幅は Ni が 0.33 eV と最も小さく， Crが 0.79 eV と最も大きくなっている．表 1 に示したように
Ni はスピン分極が小さいため，空孔形成エンタルピーの分

表1

CoCrFeMnNi 合 金 に お け る 各 元 素 の 平 均 磁 気モーメント．
平均磁気モーメント(mB)
強磁性
常磁性
Up
Down
Up
Down

Cr
Mn
Fe
Co
Ni

0.399
1.167
1.797
0.653
0.189

0.868
0.943
0.164
0.016
0.007

0.327
1.123
0.742
0.207
0.025

0.451
0.854
1.009
0.319
0.081

布は主に近接原子種の分布により生じていると考えられる．
一方， Cr はスピンが近接原子と反平行になる傾向があり，空孔形成時に周辺のスピン分極に影響を与えるため，より大きな空孔形成エンタルピーの分布幅を持つと考えられる．
Fe も同様に分布幅が広くなっているが，これは Fe のスピ

ン分極が大きいことに起因していると考えられる．


移動エンタルピーの第一原理計算

125 原子からなる SQS モデルの全てのサイトについて原

子空孔を導入した計算を行ったが，それらの中には原子空孔
表2

CoCrFeMnNi 合 金 に お け る 空 孔 形 成 エ ン タ ル
ピー．
空孔形成エンタルピー(eV)
分布範囲
平均値

Cr
Mn
Fe
Co
Ni

1.622.41
1.812.38
1.652.29
1.692.25
1.902.22

2.01
2.03
2.00
2.00
2.04

の移動の始点と終点になり得る組み合わせが150経路存在す
る．それらの中の 10 経路について，第一原理計算を用いた
NEB ( Nudged Elastic Band )法(23)(24) により計算した隣接する原子空孔への移動に伴うエネルギー変化を図に示す．経験的なポテンシャルを利用した計算では Co や Ni の移動に
伴 う エ ネ ル ギ ー 障 壁 が 高 く ， Mn が 低 い と の 報 告 が ある(25) ．本研究の結果も同様の傾向が現れており， Cr や Mnに比べ Co や Ni の移動エンタルピーが高くなっている．第一原理計算により得られた 10 経路についてのエネルギー障
壁の高さの平均値は 0.89 eV であり，陽電子寿命測定から得数存在し， Mn も半分程度のスピンが反転している． Fe はられた空孔の移動エンタルピー 1.08 eV と比較するとやや低最も大きいスピン分極を示すが，反転するものは少なく，い値となっているが，実験値との定量的な比較を行うには他

Co と Ni はスピン分極が小さい．この結果は強磁性の状態の経路についても計算を行っていく必要がある．

においても Cr や Mn は周辺の原子とスピン分極が反平行になる傾向があり Cr はその傾向がより強いことを示している．

.

お

わ

り

に

表に CoCrFeMnNi 合金における空孔形成エンタルピーの理論計算値を示す．純金属では空孔形成エンタルピーは融

本稿では陽電子寿命法と第一原理計算を用いて，典型的な点に比例して大きくなることが知られており，

HEA である CoCrFeMnNi 合金について，原子空孔の移動

CoCrFeMnNi 合金の構成原子の融点は Cr が1907°
Cで最も高エンタルピー，形成エンタルピーを求めた．陽電子寿命法にく，原子番号が増えるとともに低くなり， Ni で 1455°
C となより求めた CoCrFeMnNi 合金の(平均)空孔移動エンタルピっている．報告されている空孔形成エンタルピーの実験値やーには， CrFeNi 合金や純 Ni と比較しても顕著な差が見ら

理論計算値もおおよそこの傾向に従っているが，れなかったが，第一原理計算による結果では空孔の移動を担

ミ ニ 特 集う元素により移動エンタルピーが異なる可能性が示唆された．また空孔の形成エンタルピーに関しては，陽電子寿命測定の結果，3 元系合金よりも高いことが明らかになった．これらの結果は拡散実験では得られない知見であり，本手法の有効性を示している．今後は他の成分系の HEA に対する検討を行うことにより，HEA における様々な合金元素の機能を明らかにすることができれば，合金設計への適用も期待できると思われる．
最後に，電子線照射の実験において多大な御協力を頂いた，京都大学複合原子力科学研究所の木野村淳教授，薮内敦
助教に深く感謝の意を表します．

文献( 1 ) J. W. Yeh, S. K. Chen, S. J. Lin, J. Y. Gan, T. S. Chin, T. T.
Shun, C. H. Tsau and S. Y. Chang: Adv. Eng. Mater., 6(2004),
299303.
( 2 ) K. Y. Tsai, M. H. Tsai and J. W. Yeh: Acta Mater., 61(2013),
48874897.
( 3 ) M. Vaidya, K. G. Pradeep, B. S. Murty, G. Wilde and S. V.
Divinski: Acta Mater., 146(2018), 211224.
( 4 ) A. Seeger: Appl. Phys., 4(1974), 183199.
( 5 ) G. Dlubek, O. Br äummer and E. Hensel: Phys. Stat. Sol. (a), 34(1976), 737746.
( 6 ) J. Dryzek, C. Wesseling, E. Dryzek and B. Cleff: Mater. Lett.,
21(1994), 209214.
( 7 ) J. Dryzek: Mater. Sci. Forum, 255
257(1997), 533535.
( 8 ) A. D. Le Claire: Acta Met., 1(1953), 438447.
( 9 ) Z. Wu, H. Bei, G. M. Pharr and E. P. George: Acta Mater., 81(2014), 428441.
(10) C. Dimitrov and O. Dimitrov: J. Phys. F: Met. Phys., 14(1984),
793811.
(11) J. R. MacEwan, J. U. MacEwan, and L. Yaffe: Can. J. Chem.,
37(1959), 16231628.
(12) H. R. Schober, W. Petry and J. Trampenau: J. Phys.: Condens.
Matter, 4(1992), 93219338.

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan(13) J. Wolffs, M. Franz, J.E. Kluin and D. Schmid: Acta Mater.,
45(1997), 47594764.
(14) P. H. Dederichs, T. Hoshino, B. Drittler, K. Abraham and R.
Zeller: Physica B, 172(1991), 203209.
(15) A. Zunger, S.
H. Wei, L. G. Ferreira and J. E. Bernard: Phys.
Rev. Lett., 65(1990), 353356.
(16) G. Kresse and J. Hafner: Phys. Rev. B, 47(1993), 558
561.
(17) G. Kresse and J. Furthm äuller: Phys. Rev. B, 54(1996), 11169
11186.
(18) J. P. Perdew, K. Burke and M. Ernzerhof: Phys. Rev. Lett., 77(1996), 38653868.
(19) P. E. Bl äochl: Phys. Rev. B, 50(1994), 17953
17979.
(20) G. Kresse and D. Joubert: Phys. Rev. B, 59(1999), 17581775.
(21) A. J. Zaddach, C. Niu, C. C. Koch and D. L. Irving: JOM, 65(2013), 17801789.
(22) O. Schneeweiss, M. Fri áak, M. Dudov áa, D. Holec, M. ½Sob, D.
Kriegner, V. Hol áy, P. Beran, E. P. George, J. Neugebauer and
A. Dlouh áy: Phys. Rev. B, 96(2017), 014437.
(23) H. J áonsson, G. Mills and K. W. Jacobsen: Classical and Quantum Dynamics in Condensed Phase Simulations, vol. 385,
World Scientific, Singapore (1998).
(24) G. Mills, H. Jonsson and G. K. Schenter: Surface Science, 324(1995), 305
337.
(25) W. M. Choi, Y. H. Jo, S. S. Sohn, S. Lee and B. J. Lee: npj
Comput. Mater., 4(2018), 1.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
杉田一樹
2008年 3 月大阪大学大学院工学研究科博士課程修了
2010年 4 月京都大学大学院工学研究科助教
2016年 6 月現職
専門分野陽電子消滅法，格子欠陥◎陽電子消滅法を用いた金属材料中の格子欠陥評価に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

杉田一樹

水野正隆

荒木秀樹

白井泰治




金属積層造形によるハイエントロピー合金の造形
桑 原 孝 介1尾 越 周 平大 坪 靖 彦
)
1)
2)
陳
美 伝1
正
) 藤 枝2)
という課題に対し，筆者らは粉末を局所的に溶融して急速に

.

緒

言

凝固できる金属積層造形プロセスを適用することとした．例
えば，金属積層造形プロセスの代表例である粉末床(パウダ

近年の資源採掘環境の過酷化による耐食部品の長寿命化ーベッド)積層造形(図)では原料である金属粉末を薄い一や，化学プラント機器の長寿命化による操業コスト低減のニ

定厚に敷き詰め，予め生成した 3 次元設計データ( CAD )にーズに応えるため，ステンレス鋼に代表される耐食合金には合わせてレーザ，電子線などの収束熱源を照射する(7)(10)．

さらなる高強度化と高耐食化の両立が求められている．この照射部位の粉末は瞬間的に溶融し，再び凝固することで造形ような強度，耐食性などに優れた材料へのニーズに応える新物の一部となる．粉末の供給と熱源の照射を繰り返して材料として，ハイエントロピー合金が注目されていCAD 上の各層の形状を積上げることで最終的な造形物を得る(1)(3) ．ハイエントロピー合金は 5 種以上の元素が等量含る．現在用いられている金属積層造形装置では直径 0.1 mm

まれる合金として定義され，過半を占める主要元素が存在し前後の熱源を 1000 mm /s 程度の速度で高速走査することかないことが特徴である．これまでに面心立方構造(Face Cen-

ら，通常の鋳造プロセスなどと比較すると温度勾配は大きな

tered Cubic, FCC)を有する 3d 系(CrMnCoFeNi など)，体値となる．積層造形装置への入力パラメータで制御できる加心立方構造(Body Centered Cubic, BCC)を有する耐火金属系

熱特性と，大きな温度勾配による急速冷却がハイエントロピ( WMoTaNbV など)，希土類系の構成元素からなる六方最ー合金の組織制御に有利に寄与すると考えた．また，一般に密構造(Hexagonal Close Packing, HCP)のハイエントロピー

高強度材料は難加工材である．求める部品に近いニアネット

合金が報告されている(4)．ハイエントロピー合金は当初は原

シェイプ形状を得られる金属積層造形は後加工を軽減できる

理通りに各元素が等モル量含まれる材料を中心に検討されてという利点もある．

きたが，各元素の量比を等モル量から離れて制御し，混相も本報では金属積層造形により造形したハイエントロピー合

許容する多種主要元素合金(MultiPrincipalElement Alloy)

金の組織と特性について報告する(11)(13) ．用いるハイエンの概念も提唱され(5)，強度や耐食性，耐摩耗性などに優れた

トロピー合金はこれまでに高耐食性と強度を兼ね持つ系とし合金が報告されている(6)．本報で扱うハイエントロピー合金て報告されている Co1.5CrFeNi1.5Ti0.5Mo0.1 とした(14)(15)．積にはこのより広い概念の多種主要元素合金を含むものとする．

層造形プロセスは粉末床積層造形である電子ビーム積層造形

一方，ハイエントロピー合金の固溶相は自由エネルギーの(Selective Electron Beam Melting, SEBM)と粉末レーザ積

エントロピー項が大きくなる高温域で安定となる傾向があ

層造形(Selective Laser Melting, SLM)の 2 方式を用い，そり，より低温で観察される相は製造条件によって異なることれぞれの積層造形材の特性を比較した．なお，本稿で扱う合が指摘されている(4)(6) ．この生成相が製造条件に依存する

金は等モル量比からは外れて析出相を含むが，多種主要元素

図1

粉末床(パウダーベッド)積層造形法の工程模式図．

日立金属株式会社 グローバル技術革新センター1)主任研究員 2)主管技師(〒3608577 熊谷市三ヶ尻5200)
株式会社日立製作所 研究開発グループ 材料イノベーションセンタ1)研究員 2)主任研究員
Additive Manufacturing of High Entropy Alloys; Kosuke Kuwabara, Shuhei Ogoshi, Yasuhiko Otsubo, Meichuan Chenand Tadashi
Fujieda(Global Research and Innovative Technology Center GRIT, Hitachi Metals Ltd., Kumagaya. Center for Technology InnovationMaterials, R&D Group, Hitachi Ltd., Hitachi)
Keywords: high entropy alloys, additive manufacturing, selective electron beam melting, selective laser melting, nanoprecipitates
2018年 3 月12日受理[doi:10.2320/materia.57.328]

ミ ニ 特 集表1

(mass)

Co

Cr

Fe

Ni

Ti

Mo

目標組成

27.8

16.4

17.6

27.7

7.5

3.0

原料粉末

27.2

16.8

17.8

27.8

7.4

3.0

0.024

SEBM 材

27.9

16.3

17.4

27.8

7.3

2.9

0.029

原料粉末

28.0

16.9

17.3

27.2

7.6

3.1

0.031

SLM 材

27.5

16.8

17.4

27.7

7.6

3.0

0.045

SEBM

SLM

図2

原料粉末と造形材の化学組成(高周波誘導結合プ
ラズマ発光分析法(ICPOES))．
O

本研究で用いた金属積層造形設備．( a ) SEBM
(Arcam 社 A2X)，(b) SLM (EOS 社 M290)．

から成り FCC を主相とする点でハイエントロピー合金の設計思想に沿うものである．

.

積層造形プロセス

図3得られた試験体の XRD スペクトル．( a) アーク
溶解材と SEBM 造形体，(b) SLM 造形体．

原料には目標組成の Co1.5CrFeNi1.5Ti0.5Mo0.1 の組成を持つガスアトマイズ粉を用い， SEBM には平均粒径 70 mm,
SLM には平均粒径 36 mm の粉末をそれぞれ用いた．
SEBM プロセスは A2X ( Arcam 社)(図( a ))にて実施しh 相のピークは検出されなかった．また， FCC の規則相と見られる単純立方格子のピークもわずかに検出された．

た．造形チャンバを 7× 10－1 Pa のヘリウムガスで満たし，各試験片のミクロ組織を図に示す．アーク溶解材には多基板(スタータプレート)上に供給した粉末を電子線のラスタ

くのクラックが生じ，断面の電子線プローブ微小分析法

スキャンにて 1223 1253 K に予熱した．その後，造形物の(Electron Probe MicroAnalysis, EPMA)による評価で粗大各層の断面形状に合わせて電子ビームで走査して粉末を溶融

な金属間化合物が確認された(図 4(a))．一方，SEBM 材でした．新たな粉末層の供給，予熱，溶融の各工程を繰り返す

は母相と一定の方向性を有する板状の h 相が多く生じた(図ことで，角型試験片(20×20×16 mm3)，棒状試験片(q14×4(b))．Thermocalc(データベースSSOL4)による計算か

85 mm3)を得た．

らは SEBM における予熱温度帯( 1223 1253 K )で h 相が安SLM プロセスには EOSM290 (EOS 社)(図 2(b))を用い

定に存在すると算出され，SEBM の予熱時に母相の FCC 相

た．造形雰囲気は酸素濃度 0.1以下のアルゴンガス雰囲気

から h 相が析出したと考えられる． FCC 単相が安定と予測とした．353 K で一定保持した基板(ベースプレート)上に粉される 1393 K での溶体化処理を施すことによりこの板状の末を供給し，造形物の各層の断面形状に従いレーザを走査し

析出物は消失した．溶体化処理後の組織はミクロレベルではて溶融部を形成した．新たな粉末層の供給とレーザ走査を繰

均質であったが，高分解能走査透過電子顕微鏡におけるエネ

り返すことで，角型試験片(10×10×10 mm3)，棒状試験片

ル ギ ー 分 散 X 線 分 光 ( Scanning(15× 15× 65 mm3)を得た．また，比較材として同組成のア

Microscopy

ーク溶解材(50×80×18 mm3)を作製した．

STEMEDS)を用いた元素マッピング像(図 4(c)(d))におい― Energy Dispersive

Transmission
X rayElectron

Spectroscopy,て，Ti と Ni が濃化した円状の領域が観察された．制限視野

. ミ ク ロ 組 織

電子線回折図形では図中に丸印で示した FCC 起因のピーク
を 2 分する位置の規則化ピークが見られることから，この

表に原料とした粉末と SEBM, SLM それぞれの手法で相( L12 相，
濃化した領域は母相と結晶格子を共有する g ′製造した試験片(以下，SEBM 材，SLM 材と呼ぶ)の組成を

Ni3Al 型)の微小な析出物と考えられる．この微小析出物は示す．何れも粉末組成からの大きな変化はなく，狙い通りの溶体化後の冷却速度が遅い空冷材でより大きく成長する傾向

組成が得られていることを確認した．

が見られた．

図にそれぞれの試験片から得た X 線回折プロファイル

SLM における造形工程には予熱工程がなく， SLM 材にを示す．いずれの材料も主相は FCC 相であった．また，は板状の析出物は見られなかった．STEMEDS による元素

EBM 材では金属間化合物の Ni3Ti ( h 相)に対応するピークマッピングでは SLM 材には微細な相分離が見られ，回折図が検出されたが，SLM 材と溶体化処理した積層造形材では

形には規則化ピークが確認された(図 4( e))．溶体化処理材

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan




図4

得られたハイエントロピー合金(Co1.5CrFeNi1.5Ti0.5Mo0.1 )のミクロ組織( Ni 元素分布像)，( a ) は EPMA，他
は STEMEDS にて取得した．(c), (e)～(g) の左下の挿入図は該当部分の制限視野電子線回折図形である．
(a) アーク溶解材，(b) SEBM 材(熱処理なし)，(c) SEBM 材(溶体化処理後に水冷処理)，(d) SEBM 材(溶体化処理後に空冷処理)，(e) SLM 材(熱処理なし)，(f) SLM 材(溶体化処理後に水冷処理)，(g) SLM 材(溶体化処理後に空冷処理)．

表2

評価合金の平均粒径ならびに析出物平均直径．
SEBM 材

SLM 材

溶体化1
―

溶体化1
―

水冷

空冷

水冷

空冷

平均粒径(mm)

111

85

150

51

74

73

析出物平均直径(nm)

―

3.8

15.7

＜2

8.6

30.3

1 1393 K
3 時間．

図5
においては SEBM 材と同様に Ti と Ni が濃化した g′
相と見得られたハイエントロピー合金( Co1.5CrFeNi1.5
Ti0.5Mo0.1 )の応力ひずみ曲線，( a ) アーク溶解材および SEBM 材，(b) SLM 材．

られる明確な析出物が生じた(図 4(f)(g))．
SLM 材，SEBM 材のミクロ組織を特徴づける平均結晶粒径と微小析出物の平均直径を表に示す．熱処理を施す前のMPa 以上の高い引張強度を示し，積層造形の適用によって平均粒径は SEBM 材よりも SLM 材の方が小さくなる傾向

機械的特性が改善されることが示された．積層造形材の機械が見られた．また，溶体化処理で得られる微小析出物は特性を比較すると，SEBM 材は延性，SLM 材は強度が優れ

SLM 材の方が SEBM 材よりも大きくなる傾向があった．

る傾向にある．この特性は前節で示した微小析出物のサイズ

以上のように，今回検討した積層造形材( SEBM 材， SLMとの相関があり，析出サイズが大きくなるほど高強度，低延材)では溶製材に見られた粗大な金属間化合物が生じず，微性となる傾向が見られた．

細かつ均一な分布を持つ析出物を有することが確認された．
析出物のサイズは造形方法や熱処理によって調整可能であっ

.

耐

食

性

た．
高腐食環境下に用いる材料の代表的指標として，高温塩水. 機 械 的 特 性( 353 K, 3.5  NaCl )中の分極曲線と 5 沸騰硫酸中の重量減少曲線を取得した．図の分極曲線を見ると，試料電位の前節でミクロ組織を評価した各材料の機械的特性を示す．

増加に対して腐食電流密度が急上昇する電位で定義される孔図に各材料の室温引張試験時の応力ひずみ曲線を示す．

食電位はミクロレベルの h 相析出物を含む SEBM 材に比べ，アーク溶解材は粗大な析出物を起点として低い荷重で破断しSLM 材，各種溶体化処理材で改善された． SLM 材と各種

た． SEBM 材は板状の h 相と母相の界面を起点に破断した

溶体化処理材については何れも 0.80 V vs. Ag / AgCl 以上のが，他の SEBM 材， SLM 材は 15 以上の破断伸びと 1000

高い値となった．今回作成した積層造形材は全般に高い孔食

ミ ニ 特 集図7
図6

得られたハイエントロピー合金( Co1.5CrFeNi1.5
Ti0.5Mo0.1 )の分極曲線( 353 K, 3.5  NaCl 水溶液中)．参照電極は Ag / AgCl (飽和 KCl 水溶液中)を用いた．(a) SEBM 材，(b) SLM 材．

表3得られたハイエントロピー合金( Co1.5CrFeNi1.5
Ti0.5Mo0.1 ) の 5  沸 騰 硫 酸 中 の 重 量 減 少 ． ( a )SEBM 材，(b) SLM 材．

評価したハイエントロピー合金の特性．
Alloy718

開発材(ハイエントロピー合金)
アーク
溶解材

SEBM 材

SLM 材

1
溶体化

―

室温引張特性

圧延材

溶体化1
時効処理2

―

―
水冷

空冷

水冷

空冷

0.2耐力(MPa)

665

743

759

867

888

888

939

1169

引張強度(MPa)

775

932

1139

1323

1225

1345

1471

1321

破断伸び()

3.0

4.0

35

17

22

29

17

27

シャルピ衝撃値( J/cm2)3

―

4.4

61.3

30.4

44.5

90.7

37.3

90

孔食電位 VC100(V vs. Ag/AgCl)

―

0.50

0.90

0.84

0.91

0.96

0.80

0.62

5沸騰硫酸中腐食速度(g/m2･h)4

―

3.66

1.02

0.49

1.39

0.79

0.61

1.16

1 1393 K
3 時間，2 1339 K10時間の溶体化処理後に649°
C8 時間の時効処理を経た後に空冷．
3 V ノッチ試験片にて JIS Z 2242に準拠して実施，4 48時間浸漬後の重量減少から算出．

耐性を示した．

.

結言また，沸騰硫酸中の重量減少速度(図)についても溶体化
処理材において重量減少速度が低減した． SEBM 材は母相

ハイエントロピー合金の製造方法として金属積層造形(電と h 相の界面が腐食起点となって腐食速度が高くなったと

子ビーム積層造形，粉末レーザ積層造形)を検討した．高耐考えられる．SLM 材の耐食性が劣る原因としては造形で生

食性と強度を兼ね持つ系として過去に報告されている Co1.5

じた残留応力の影響が示唆されるが，詳細はさらなる調査がCrFeNi1.5Ti0.5Mo0.1 に対し，熱処理による微小析出物の形態必要である．

制御を加えることにより高い機械的特性を得られることが確

本報で報告した開発材の物性を表に纏める．前述のよう認された．得られた造形物はアーク溶解材と比較して延性，に積層造形材はアーク溶解材では実現しなかった優れた機械

強度共に優れ，既存のニッケル基合金よりも高い機械特性な特性を実現し，耐食性にも優れることが確認された．特に溶らびに耐食性を示した．今後は微小領域での相分離挙動や，

体 化処 理材 にお いて は比 較材 の Alloy718 より も優 れた 強

ハイエントロピー合金中の微細組織と機械特性，耐食性との度，耐食性を有する特性を有することが確認された．積層造相関について詳細な検討を継続する．

形の特性を活かした本材料を用いた部品試作も既に示されており，早期の実用化が可能と期待される(16)．また，溶体化

本研究の一部は東北大学金属材料研究所の千葉晶彦教授と処理により生じる微小析出物の形態で機械特性を調整できるの共同研究にて推進しました．また，本研究で実施したミク点など組織と特性の関連についても興味深い点が多く，相変ロ組織評価は文部科学省ナノテクノロジープラットフォーム

態挙動のより詳細な理解に向けて今後も評価を継続する．

事業の支援により，北海道大学の渡辺精一教授のご協力にて実施しました．本研究にご協力頂いた皆様に謝意を表します．

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan




文

献

( 1 ) J. W. Yeh, S. K. Chen, S. J. Lin, J. Y. Gan, T. S. Chin, T. T.
Shun, C. H. Tsau and S. Y. Chang: Adv. Eng. Mater., 6(2004),
299303.
( 2 ) B. Cantor, I. T. H. Chang, P. Knight and A. J. B. Vincent:Mater. Sci. Eng. A, 375377(2004), 213218.
( 3 ) Y. Zhang, T. T. Zuo, Z. Tang Z, M. C. Gao, K. A. Dahmen, P.
K. Liaw and Z. P. Lu: Prog. Mater. Sci., 61 (2013), 193.
( 4 ) F. Tian, L. K. Varga and L. Vitos: Theoretial design of single
phase highentropy alloys, LAP Lambert Academic Publishing, (2017), 116.
( 5 ) 竹内 章日本金属学会誌，79(2015), 157168.
( 6 ) M. C. Gao, J.W. Yeh, P. K. Liaw and Y. Zhang: HighEntropy
Alloys Fundamentals and Applications, Springer International
Publishing Switzerland, (2016), 181265.
( 7 ) W. E. Frazier: J. Mater. Eng. Perform., 23(2014), 19171928.
( 8 ) A. Bandyopadhyay and S. Bose: Additive Manufacturing, CRC
Press, (2015), 97142.
( 9 ) 小泉雄一郎，千葉晶彦，野村直之，中野貴由まてりあ， 56(2017), 686
690.
( 10 ) 中本貴之，木村貴広，四宮徳章まてりあ， 56 ( 2017 ) , 704 
707.
(11) T. Fujieda, H. Shiratori, K. Kuwabara, T. Kato, K. Yamanaka,
Y. Koizumi and A. Chiba: Mater. Lett., 159(2015), 1215.
(12) H. Shiratori, T. Fujieda, K. Yamanaka, Y. Koidzumi, K.

Kuwabara, T. Kato and A. Chiba: Mater. Sci. Eng. A, 656(2016), 3946.
(13) T. Fujieda, H. Shiratori, K. Kuwabara, M. Hirota, T. Kato, K.
Yamanaka, Y. Koizumi, A. Chiba and S. Watanabe: Mater.
Lett., 189(2017), 148151.
(14) Y. L. Chou, J. W. Yeh and H. C. Shih: Corr. Sci., 52(2010),
25712581.
(15) Y. L. Chou, J. W. Yeh and H. C. Shih: Corrosion, 67(2011),
085002.
(16) 株式会社日立製作所ニュースリリース，2016年 2 月15日付．
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
桑原孝介
2002年 京都大学大学院工学研究科修士課程 修了
株 日立製作所 日立研究所 材料研究センタ 研究員
2002年
2013年 (2008年2011年 京都大学大学院工学研究科博士課程)
株 日立製作所 研究開発グループ 材料イノベーションセン2013 年2017 年 タ 主任研究員
2017年 4 月現職
専門分野金属積層造形，金属材料プロセス技術◎金属積層造形の特性を活かす材料制御技術とその応用に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

桑原孝介

尾越周平

大坪靖彦

陳

美伝

藤枝

正

ミ ニ 特 集メカニカルアロイングによる CoCrFeMnNi
ハイエントロピー合金粉末の作製とその放電プラズマ焼結
朱

修 賢
和田
武
加 藤 秀 実
1)
2)
3)

Hong Soon
Jik Kim Hyoung Seopてきた．一方でボトムアップ手法である粉末冶金法は固相法

概要でありニアネットシェイプ品の作製が可能であることから，
液相法で通常必要となる仕上げ加工が不要となり，コストのメ カ ニ カ ル ア ロ イ ン グ ( MA ) お よ び 放 電 プ ラ ズ マ 焼 結低減にもつながる．また，メカニカルアロイング(MA)法で( SPS )を用いて CoCrFeMnNi ハイエントロピー合金を作製は液相法では得ることが困難なナノ結晶や非平衡相の金属粉した． MA 時間， SPS 温度および MA に伴う不純物混入が末を作製することが可能であり，放電プラズマ焼結(SPS)を

CoCrFeMnNi ハイエントロピー合金の組織に及ぼす影響を併用することで結晶粒微細材料や非平衡材料のバルク体の作調査した．その結果，MA によって FCC 固溶体相が生成し，製が可能である．この利点に着目し，これまで， MA 法とMA 時間を増加させることで FCC 相の安定性が増大するこ

SPS 法を用いてハイエントロピー合金バルク材料の作製がとが分かった． MA 粉末中のナノ結晶 FCC 相は 900 °C およ

試みられてきた(10)(14) ．しかしながらこれらの先行研究でび 1100°
Cでの SPS においても維持されたが，SPS の条件にはハイエントロピー合金生成およびその組織に及ぼす金属粉

よっては，焼結型に由来する炭素不純物の影響で焼結体表面

末サイズ， MA 混入不純物の影響に対する十分な研究がなに炭化クロムが生成した．

されてこなかった．
様々なハイエントロピー合金の中で，Co, Cr, Fe, Mn, Ni

.

背

景

が当原子比率で含まれる Co20Cr20Fe20Mn20Ni20 は室温ではもちろんのこと，むしろ低温において優れた機械的性質を発鉄，チタン，アルミニウムに代表される従来合金のほとん

揮することで注目されている(4)(7)(15)(20)．本稿では Co20Cr20

どは 1 種類もしくは 2 種類の主成分を有しており，これにFe20Mn20Ni20 ハイエントロピー合金を MA および SPS で作

様々な元素を添加することによって特性が改善されてきた．

製した際の， MA 時間， SPS 温度および MA 不純物が組織

一方でハイエントロピー合金はこれらの従来合金とは異なりおよび機械的性質に及ぼす影響を系統的に調査した結果を報

主成分を有さず，5 元素以上で構成され，各元素濃度が 5～

告する．

35 at の範囲にある．従来合金とは異なる性質を呈するこ.

とから最近注目され研究が活発になっている(1)(3)．

実

験

方

法

ハイエントロピー合金では配置エントロピーを大きくする
ことで化合物形成が抑制され，BCC や FCC の固溶体単相が原料として粒径 300ミクロン以下の高純度金属粉末( Co 

生成しやすい特徴を有する．これは全ての多成分合金に当て＞99.0 mass,Cr＞99.99 mass,Fe＞99.9 mass,はまるわけではないが，ハイエントロピー合金において単相Mn＞99.9 mass，Ni＞99.9 mass)を用いた．これら

固溶体が形成することは様々な応用に対して好都合であり，の 5 元素が等原子比率となるように電子天秤で秤量し，こ

このことが最近ハイエントロピー合金の研究が注目を集めての金属粉末と直径 5 mm のジルコニアボールをミル容器に挿いる理由である(4)(6)．

入し，容器内をアルゴンガスで満たした．ジルコニアボール

ハイエントロピー合金開発の先行研究の多くは，アーク溶と金属粉末の重量比は101 とした．この容器を遊星ボール

解(7)，高周波溶解(8)，ブリッジマン法(9)などの液相法を用いミル装置にセットして毎分 1000 回転で 20分もしくは 60 分保東北大学金属材料研究所1)助教 2)准教授 3)教授(〒9808577 仙台市青葉区片平 2
11)
Kongju National University; ProfessorPohang University of Science and Technology; Professor
Spark Plasma Sintering of CoCrFeMnNi Highentropy Alloy Powders Produced by Mechanical Alloying; SooHyun Joo, Takeshi
Wada, Hidemi Kato, SoonJik Hongand Hyoung Seop Kim(Institute for Materials Research, Tohoku University, Sendai. Division of Advanced Materials Engineering & Institute for Rare Metals, Kongju National University, Cheonan, South Korea. Department of Materials Science and Engineering, Pohang University of Science and Technology, Pohang, South Korea)
Keywords: high entropy alloy, mechanical alloying, spark plasma sintering, chromium carbide, microstructure
2018年 3 月16日受理[doi:10.2320/materia.57.333]

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan




持した．

おいても球状およびフレーク状の粉末が存在していることがMA 後の粉末の形態は走査型電子顕微鏡( SEM, COXEM分かる．

CX 200 )で観察した．粒子サイズおよび真球度は画像処理

ボールミルによる MA では，粉末の平坦化，積層接合，法(SYMPATEC QICPIC RODOS/L Analyzer)により統計的

破壊，再接合が繰り返して起こり，衝撃力によって粉末が強に決定した．MA および SPS 後の試料の結晶構造は X 線回加工されることが知られている21)．図 1(c)および(d)におけ

折(XRD, RIGAKU D/MAX2500)によって決定した．作製

る高倍での観察結果より，強加工されたフレーク形状の微細した MA 粉末の組成及び混入不純物は ICP AES によってな一次粒子が重なり合って接合し二次粒子を形成しているこ分析した．

とが分かる． 60MA についても同様な粉末形態が観察されMA 後の粉末は SPS 装置(Dr. Sinter3.20 MK, SCM)を用た が ， 60MA が 粉 末 表 面 の 凹 凸 が 大 き く な っ て お り ， ま

い て ア ル ゴ ン 雰 囲 気 下 で 900 も し く は 1100 °C に お い て 50

た，一次粒子および二次粒子の何れも 20MA に比べて小さ

MPa の応力で 8 分間保持して焼結した．得られた試料の組くなっていることが確認された．

成は SEMEDX(FESEM, Zeiss Ultra55, EDX: BukerAXS

図( a )および( b )はそれぞれ MA 後の粒子サイズおよびXflash Detector 4010)により分析した．試料の硬度をビッカ

真球度分析の結果を示している．MA20および MA60の体積

ース硬度計(島津 HMV)を用いて測定した．荷重および保持平均径はそれぞれ90.3および51.2 mm となっており，粒子サ

時間はそれぞれ 200 g, 10秒とした．

イズは MA 時間の増加によって減少することが統計的分析
結果からも確認できた(21)(22)．一方で粒子サイズ分布につい. 結 果 と 考 察

メカニカルアロイングては MA20 および MA60 で中央値が異なっているが，どちらの試料でも類似した粒度分布形状となっている．
図 2 ( b )に示す真球度の粒径依存性についても 20MA と

図(a)および(b)は 20分および 60分間 MA を施した試料

60MA の試料で同様の分布形状となった．すなわち，いずの SEM 像 で あ る ． 以 降 ， こ れ ら の 試 料 を 20MA お よ び

れの試料においても 8.5 mm 以下の粉末では 0.88 の高い真球60MA と略して呼ぶこととする．20MA の粉末粒径は60MA度となっており，粒径が 18.5 mm までは真球度が 0.75 までの粉末粒径に比べて大きいことが分かるが，いずれの試料に単調に減少した．
Benjamin と Volin はメカニカルアロイングにおける粉末 粒子の平坦化，◯
 平坦粒子積層接合，◯
 等軸粒子の変化は◯ 粒子ランダム方位接合，◯
 定常状態の段階を経るの形成，◯と報告している(23) ． 20MA と 60MA では粒子径や真球度の値に違いがあるものの，両者は粒子形態，粒度分布，真球度が互いに類似している．それゆえ， 20MA および 60MA は
 粒子ランダム方位接合と◯ 定常段階の間に状態に位置し，◯粒子の破壊や接合が平衡状態に達し始めた段階たにあると考えられる．
図 2 ( c )は MA 前および 20MA ， 600MA の試料の X 線回折パターンである． MA 処理20分後ですでに FCC 相が主相となっており，それに加えて ZrO2 の弱い回折パターンも確認できる． ZrO2 は MA のボール由来の不純物であると考えられ，同様の現象は過去にも多数報告されている(24)(26) ．
一方で原料粉末である未反応の Cr や Mn の弱いピークも確
図1

MA を施した試料の SEM 像． (a), (c )MA 時間20分，(b), (d) MA 時間60分．

図2



認できる．しかし 60 分後の試料ではこれらの原料粉末のピークは観測されず，FCC 相と ZrO2 のピークのみとなった．

MA を20分間および60分間施した試料の(a) 粒度分布，(b) 真球度，(c) X 線回折パターン．

ミ ニ 特 集ZrO2 のピーク強度は 20分の場合に比べて高くなっており，がこれと反応して炭化物が形成したと考えられる． Cr と炭

MA 時間の増加とともに ZrO2 の混入量も増加していること

素を含むハイエントロピー合金を熱処理することで Cr 炭化が示唆された．過去の研究によって， ZrO2 粒子が混入する物が生成することが文献で報告されており，本研究結果と一ことで金属粉末の局所的な塑性変形により加工硬化が進行す致している(28)(30)．

る結果，破断が促進することが報告されている(21) ．従っ

一方で， 20MA1100 および 60MA1100 の試料には 900°
Cのて，図 2(a)に見られるように MA60では ZrO2 量が増加する

場合とは異なり， Cr7C3 相が生成していることが分かる．

ことによって破断が促進され粒子サイズは低下したと考えら

Stepanov 等によれば CoCrFeMnNiC0.1 ハイエントロピー合れる．同様に， ZrO2 量が増大することによって原料粉末に金は Liquid → Liquid ＋ FCC → Liquid ＋ FCC ＋ M7C3 → FCC ＋

より大きな変形が生じることで， FCC 相への元素固溶が促

M7C3 の相変態を生じる(30) ． M23C6 は 800 °C 以上の熱処理に進されるため MA60では原料 Cr や Mn のピークが観察されよって相変態するが， M7C3は 1100°
Cにおいても変態せず，なかったと考えられる．

M23C6 よりも安定である．また FeAlMnCrC 合金におい加工による欠陥密度の増大もハイエントロピー合金の形成ては焼結温度を高くすることで Cr23C6 から Cr7C3 への相変を促進すると考えられる．ICPAES 分析結果によれば ZrO2態が生じることも報告されている31) ．本研究で確認されたの混入量は MA20で 1.3 at であり MA60 では 5.1 at と増SPS 温度の違いで Cr23C6 と Cr7C3 の異なる炭化 Cr 相が生大した． ZrO2 粒子はメカニカルアロイング粉末中に不均一じる現象は，過去の文献報告とよく一致していた．

に分散しており，延性金属中で脆性強化粒子として作用して60MA900においては炭化物の生成によるピークはほとんいる．延性金属は加工により変形するが，脆性材であるど確認できない．20MA においては MA 不十分で原料 Cr が

ZrO2 粒子は加工によって破断し断片化し，金属粉末表面に残留していることが X 線回折により確認できたが，この原分散する．断片化した ZrO2 粒子はハイエントロピー粒子同料 Cr は汚染炭素と容易に反応し，Cr23C6 を形成したと考え士がメカニカルアロイングにより接合する際に粒子界面に分られる．一方で， 60MA では原料 Cr の残留は無く， Cr は

散すると考えられる．

ほとんどが FCC 相中に固溶しているためより安定であり，



放電プラズマ焼結

汚染炭素と接触しても反応し難く，炭化物の生成が抑制されたと考えられる．

図は SPS 後の試料の X 線回折パターンである．図中のまた， MA 時間も炭化物の成長に影響していると考えら

各試料名の末尾の数字は SPS 温度を示している．図 2(c)にれる． MA 時間増加によって不混和元素同士の固溶度が増示したように SPS 前の 20MA 粉末は FCC 主相と，未加工大することが文献で報告されているが(32)，同様の現象によCr, Mn を含んでおり， 60MA では FCC 相となっていた．

って 20MA と 60MA ではハイエントロピー相の安定性も異

SPS 後には 60MA900 以外の試料において FCC 固溶体相になっていると考えられる． 60MA ではより大きな MA 加工

加えて Cr 炭化物が生成していることが X 線回折から確認でが施されているため， FCC 固溶体相中の合金元素の固溶度きる．また，すべての試料において SPS 後にも FCC 相は存が 20MA に比べて大きくなっていると考えらえれ，これに在しているが，回折ピーク幅が SPS 後にはシャープになる

よって FCC 相からの Cr 分解が抑制されていると考えるこ傾向が見られ，これは SPS の加熱による熱活性化によってとができる．その結果 60MA900 では炭化 Cr の生成は抑制

試料の内部エネルギーが放出され結晶性が向上した結果であされ，また，60MA1100では Cr7C3 の生成量が20MA1100にると考えられる．

比べて減少したと考えられる．

20MA900 の試料では FCC 主相と微量の ZrO2 相に加えて

図は SEM EDX で観察した SPS 試料表面の Cr の分布

Cr23C6 相の生成が確認できる． SPS に用いた黒鉛製焼結型を示している． 20MA900 においては Cr23C6 の粒径は 1 mm

によって粉末焼結体の最表面が汚染され(27)，合金構成元素

以下と微細あるが，20MA1100では Cr7C3 は数ミクロンまでである Co, Cr, Fe, Mn, Ni の中で炭素と最も反応性が高い Cr

粗大化している．画像解析から得られた各試料中の Crrich

図3(a) 20MA および(b) 60MA 粉末を用いて SPS した試料のエックス線回折パターン．

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan




表2

20MA1100 試料における FCC 相および Cr7C3 相の組成分析結果(at)．
Co

Cr

Fe

Mn

Ni

Zr

FCC 相 23.1±0.2 9.3±0.7 22.8±0.1 19.8±0.1 24.8±0.4 0.2±0.1
Cr7C3 相 3.9±0.2 76.2±1.0 8.0±0.4 10.2±0.2 1.5±0.1 0.2±0.2

.

結

論

MA および SPS を用いた CoCrFeMnNi ハイエントロピー

合金の作製において， MA 時間， SPS 温度，不純物が組織
図4( a ) 20MA900, ( b ) 20MA1100, ( c ) 60MA900and (d) 60MA1100の各試料の表面における Cr
分布像．

および機械的性質に及ぼす影響を系統的に調べた．得られた結果を以下にまとめる．


20MA 試料では FCC 固溶体相が生成したが，未加工の原料 Cr および Mn が残留した． 60MA 試料では未加工
Cr および Mn は確認されなかった． MA 時間を大きくする

表1

画像解析によって算出した各 SPS 試料の Crrich
相体積分率．
試

20MA
900

20MA
1100

60MA
900

60MA
1100

5.2±0.717.6±0.2

0.1±0.0

1.6±0.6

料Crrich region, ことでボールからの ZrO2 の混入量が増大した．


SPS 後も FCC 相は維持されたが黒鉛型からの汚染に

よ っ て ， 主 に 表 面 層 に お い て ， Cr 炭 化 物 が 生 成 し た ．
60MA 試料では Cr 炭化物の生成は抑制されていたことから60MA 試料のハイエントロピー相の安定性が 20MA のそれよりも高いことが示唆された．
相の体積率を表にまとめた．20MA1100が17.6の最も高文

献い体積率を示しており，同一の SPS 温度で比較した場合では20MA の試料よりも多くの Cr 炭化物が形成していることが明らかになった．
60MA900中の Cr 炭化物の形成は SEM 像からはほとんど確認されないが，60MA1100中の Cr7C3 の生成は顕著である．
1100 °C の高温においては拡散が活性化されるとともに，焼結体が熱膨張するため黒鉛型との密着度が高くなるため
SPS 型からの炭素汚染と合金中の Cr 相互作用が大きくなり，その結果ハイエントロピー FCC 相からより多くの Cr
炭 化 物 を 生 じ た と 考 え ら れ る ． SEM EDX で 調 べ た
20MA1100 中の FCC 相および Cr7C3 相の組成を表にまとめた．Cr7C3 相の生成によって FCC 相中 Cr 濃度が大きく低下しおり，一方で， Cr7C3 相中には Mn や Fe が固溶していることが明らかとなった．
Cr7C3 の量は SPS 試料の表面から内部に向かうにつれて減少しており，炭素で汚染された層は表面から約 200 mm 厚さであった．炭化 Cr 相は硬度が高いため材料の耐摩耗性を向上させることが知られている．本研究で作製した SPS 試料の表面および内部の硬度を測定したところ表面で 347±10
HV ，内部で 246 ± 2 HV となり表面硬度が増大していることが分かった．このことから本試料においても耐摩耗性の向上などの表面改質効果が期待されるが， SPS 試料の炭化 Cr
生成による表面特性への影響をさらに調査する必要がある．

( 1 ) J. W. Yeh, S. K. Chen, S. J. Lin, J. Y. Gan, T. S. Chin, T. T.
Shun, C. H. Tsau and S. Y. Chang: Adv. Eng. Mater., 6(2004),
299303.
( 2 ) J. W. Yeh: Ann. Chim. 
Sci. Mat., 31(2006), 633648.
( 3 ) Y. Zhang, T. T. Zuo, Z. Tang, M. C. Gao, K. A. Dahmen, P. K.
Liaw and Z. P. Lu: Prog. Mater. Sci., 61(2014), 193.
( 4 ) B. Gludovatz, A. Hohenwarter, D. Catoor, E. H. Chang, E. P.
George and R. O. Ritchie: Science, 345(2014), 11531158.
( 5 ) O. N. Senkov, G. B. Wilks, D. B. Miracle, C. P. Chuang and P.
K. Liaw: Intermetallics, 18(2010), 17581765.
( 6 ) O. N. Senkov, J. M. Scott, S. V. Senkova, D. B. Miracle and C.
F. Woodward: J. Alloys Compd., 509(2011), 60436048.
( 7 ) P. P. Bhattacharjee, G. D. Sathiaraj, M. Zaid, J. R. Gatti, C.
Lee, C.W. Tsai and J.W. Yeh: J. Alloys Compd., 587(2014),
544552.
( 8 ) T.
T. Shun and Y.C. Du: J. Alloys Compd., 478(2009), 269
272.
( 9 ) Y. Zhang, X. Yang and P. K. Liaw: JOM, 64(2012), 830838.
(10) K. B. Zhang, Z. Y. Fu, J. Y. Zhang, W. M. Wang, S. W. Lee
and K. Niihara: J. Alloys Compd., 495(2010), 3338.
(11) S. Praveen, B. S. Murty and R. S. Kottada: Mater. Sci. Eng. A,
534(2012), 8389.
(12) W. Chen, Z. Fu, S. Fang, H. Xiao and D. Zhu: Mater. Des., 51(2013), 854
860.
(13) Z. Fu, W. Chen, H. Xiao, L. Zhou, D. Zhu and S. Yang: Mater.
Des., 44(2013), 535539.
(14) W. Ji, W. Wang, H. Wang, J. Zhang, Y. Wang, F. Zhang and Z.
Fu: Intermetallics, 56(2015), 2427.
(15) N. D. Stepanov, D. G. Shaysultanov, M. S. Ozerov, S. V.
Zherebtsov and G. A. Salishchev: Mater. Lett., 185(2016), 1
4.

ミ ニ 特 集(16) B. Cantor, I. T. H. Chang, P. Knight and A. J. B. Vincent:Mater. Sci. Eng. A, 375377(2004), 213218.
(17) N. D. Stepanov, D. G. Shaysultanov, N. Y. Yurchenko, S. V.
Zherebtsov, A. N. Ladygin, G. A. Salishchev and M. A.
Tikhonovsky: Mater. Sci. Eng. A, 636(2015), 188195.
(18) G. D. Sathiaraj and P. P. Bhattacharjee: J. Alloys Compd., 637(2015), 267276.
(19) G. Laplanche, O. Horst, F. Otto, G. Eggeler and E. P. George:
J. Alloys Compd., 647(2015), 548557.
(20) F. Otto, N. L. Hanold and E. P. George: Intermetallics, 54(2014), 3948.
(21) J. B. Fogagnolo, F. Velasco, M. H. Robert and J. M. Torralba:
Mater. Sci. Eng. A, 342(2003), 131143.
(22) R. Shashanka and D. Chaira: Mater. Charact., 99(2015), 220
229.
(23) J. S. Benjamin and T. E. Volin: Metall. Trans., 5(1974), 1929
1934.
(24) C. Suryanarayana: Prog. Mater. Sci., 46(2001), 1
184.
(25) C. C. Koch: Nanostruct. Mater., 9(1997), 1322.
(26) Z. Fu, W. Chen, H. Wen, D. Zhang, Z. Chen, B. Zheng, Y. Zhou
and E. J. Lavernia: Acta Mater., 107(2016), 5971.
(27) A. J. Mackie, G. D. Hatton, H. G. C. Hamilton, J. S. Dean and
R. Goodall: Mater. Lett., 171(2016), 1417.
(28) M. J. Yao, K. G. Pradeep, C. C. Tasan and D. Raabe: Scripta
Mater., 7273(2014), 58.

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan(29) S. Fang, W. Chen and Z. Fu: Mater. Des., 54(2014), 973979.
(30) N. D. Stepanov, N. Y. Yurchenko, M. A. Tikhonovsky and G.
A. Salishchev: J. Alloys Compd., 687(2016), 5971.
(31) C.
F. Huang, K.L. Ou, C.S. Chen and C.H. Wang: J. Alloys
Compd., 488(2009), 246249.
(32) G. A. Dorofeev, E. P. Elsukov and A. L. Ul'yanov: Inorg.
Mater., 40(2004), 690699.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
朱 修賢
2011年 POSTECH(韓国)材料工学科 修士課程修了
2014年 POSTECH(韓国)材料工学科 博士課程修了
2016年 3 月東北大学 金属材料研究所 助教
専門分野金属変形挙動，金属溶湯脱成分法◎ハイエントロピー合金や金属ガラスの作製および変形挙動を実験およびシ
ミュレーションを用いて研究している．最近では金属溶湯脱成分法による
ポーラス金属の作製と応用の研究にも取り組んでいる．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

朱

修賢

和田

武

加藤秀実

Hong SoonJik Kim Hyoung Seop

鉄鋼材料における水素昇温脱離解析のモデリングの現状と課題
海老原

健

一

Vacancies HESIV )機構が提案されている(5)(7)．しかし，

.

は じ

め

に

それぞれにおいて議論の余地が残されており，今なお精力的に研究が進められている．

近年，低炭素社会の実現のため，水素を化石燃料の代替と水素脆化機構を理解するには，応力や温度，材料組織などする水素社会を目指す動きが活発になっている．特に，燃料のさまざま条件において，材料中のどこに水素が存在する

電池車の実用化・普及は目前であり，水素貯蔵タンクの材料

か，また条件の変化でそれがどのように変わるかを知ること

開発・選定が急がれている。しかし，一方で，水素による金が重要である．このような材料内部での水素の状態，いわゆ

属材料の劣化，いわゆる水素脆化が喫緊の問題となっている水素存在状態を推定するために有用な実験方法として，水る(1) ．水素脆化は，水素貯蔵タンクの材料の劣化のみなら

素昇温脱離分析(Thermal Desorption Analysis: TDA)が広くず，軽量化や経済性のため強度を増した高力ボルトなどの高用いられている(8)(9)． TDA では，水素を含有する試料を一強度材料での遅れ破壊(2)や，溶接により熱影響を受けた箇所定の割合で過熱しながら水素の脱離を測定し，試料温度に対における冷間割れ(3)などの原因としても知られている．そしする水素脱離割合の関係である水素熱脱離曲線を得る．材料て，このような現象を予測・予防するために水素脆化機構の中で水素は各種の欠陥に異なる強さで捕らわれているため，解明が望まれている．

欠陥から水素が放出される温度はその強さに依存し，捕獲さ水素脆化は，製造時や使用時に侵入した水素原子が，応力れる水素量も欠陥の種類や量に依存する．このことから，水集中部に集まり，その部分の原子状態を変化させることで起

素熱脱離曲線は試料中の水素を捕らえる欠陥の種類や量を反こると考えられている．ジルコニウム合金のように集まった映し，特に水素を多く捕獲している欠陥に関しては熱脱離ピ

水素が水素化物をつくり脆化が起こる場合(4)もあるが，鉄鋼ークが現れる．よって，水素熱脱離曲線の形状やピーク温度

やアルミニウム合金などでは，材料中の空孔や転位，粒界，などを調べることで，水素を捕らえている欠陥の種類や捕ら界面などの欠陥と水素原子との相互作用によって水素脆化がわれている水素量の推定が可能である．つまり，試料中の水起こると広く考えられている．主な水素脆化の機構として，

素存在状態を推定することができる．近年では，液体窒素温水素が転位の発生や移動を助長することによって局所的な塑

度程度からの測定を可能とした低温水素昇温脱離分析装置(9)性変形が促進され延性破壊をもたらすとする水素助長局所塑

が開発され，比較的弱く水素を捕らえる欠陥に関する情報も性( Hydrogen Enhanced

得られるようになってきている(6)．

Localized

Plasticity  HELP )機

構，粒界やすべり面などに偏析した水素が母材原子の凝集エ

水素熱脱離曲線は，水素をトラップしている欠陥の情報を

ネルギーを低下させることで微視的なき裂の発生や進展を促反映しているが，試料の形状や大きさ，昇温割合などの実験

進し，大域的な破壊に至るとする水素格子脆化(Hydrogen

条件の違いによっても大きくその形状を変化させる．さらInduced Decohesion:HID)機構，水素が変形に伴う空孔の発に，昇温開始前の試料内部での水素の分布，つまり，水素添

生を安定化し，凝集を助長して延性破壊を導くとする水素助加の方法や水素が添加された試料の昇温開始までの保持温度

長 歪 み 誘 起 空 孔 ( Hydrogen Enhanced

や保持時間にも影響される．そのため，同じ内部組織の材料

Strain Induced

国立研究開発法人日本原子力研究開発機構研究主幹(〒3191195 那珂郡東海村大字白方 24)
Current Status and Problems of Modeling of Thermal Desorption Analysis of Hydrogen in Steel Materials; Kenichi Ebihara(Center for
Computational Science & eSystem, Japan Atomic Research Agency, Tokaimura, Nakagun, Ibaraki)
Keywords: thermal desorption analysis, hydrogen embrittlement, modeling, numerical simulation2018年 3 月30日受理[doi:10.2320/materia.57.338]



最近の研究

でも，測定の条件によって水素熱脱離曲線の形状が大きく異なることがあり，実験で得られた熱脱離曲線から水素存在状
態を推定することはそれほど容易ではなく，水素熱脱離過程

dX＝A(1－X) exp
dt(－RTE(t)), X＝C －CC(t)
a

0

(1)

0

ここで， C ( t )， C0 は，それぞれ時刻 t 及び初期時刻での欠のモデリングによるシミュレーションが，熱脱離曲線の解釈

陥トラップサイトの水素濃度， A は脱離の強さを表す定数に必要となってくる．

を表す．また， Ea はデトラップ活性化エネルギーを， R は

本稿では，水素熱脱離曲線の数値計算によるシミュレーシ

気体定数を表す．この式は，Kissinger(11)によって提案され，ョンに焦点を当て，文献( 10 )を基にモデルやその適応例にChoo と Lee(12)によって純鉄の水素熱脱離曲線の解釈に適用ついて解説し，さらに最近の進展について記述する．

されている．また，文献( 13 )においてもこのモデルは用いられている．このモデルは，水素拡散の影響を除いているた.

水素昇温脱離解析のモデリング

め，試料サイズに依存する熱脱離曲線への適用は適切ではな
い．しかし， Wei ら(14) や Cheng ら(15) によって，式( 2 )の

以下では，体心立方( BCC )格子の鉄鋼を例として水素昇ように定数 A に水素の拡散係数や試料形状の影響を含める

温脱離解析のモデリングについて解説する．図に示すようことによって，ある程度の拡散の影響が見られる熱脱離曲線に，欠陥のトラップサイトに捕獲されている水素は，試料温へ適用できるように拡張されている．

度の上昇にともない熱活性化過程によりトラップサイトから

A＝放出され，格子間サイト(BCC 鉄の場合は四面体格子間サイ

cD0NL
a 2N t(2)ト)を移動し，試料表面から脱離する．水素添加時などで

ここで，NL， Nt は，それぞれ，水素拡散サイト濃度，水素は，逆に試料外部から侵入した水素は格子間サイトを移動

トラップサイト濃度を， D0 は拡散係数の温度に依存しない

し，欠陥のトラップサイトに捕獲される．格子間サイトにお係数を，a は試料サイズ(平板の場合は厚さの1/2，球や丸棒

ける水素の移動は巨視的には水素拡散と見なされるが，水素の場合は半径)を表す．また， c は試料形状に依存した係数

拡散の影響の強さによって水素昇温脱離解析のモデルは主にであり，平板，丸棒，球，それぞれに対し p2/4，p2/1.71，

三種類に分類される．1 つは，水素の拡散速度が速い場合や

p2 の値をとる．式( 1 )に式( 2 )を組み入れたモデルによる

試料サイズが小さい場合，つまり，欠陥における水素の捕計算例を図に示す．文献( 15 )では，トラップサイト濃獲・放出(トラップ・デトラップ)過程に対し水素拡散過程が度，デトラップ活性化エネルギーなどの値にも依存するが，無視できる熱脱離律速過程のモデル，1 つは，逆に拡散過程

初期水素量が少ない場合ほど再現性がよくなると報告されてが水素放出過程より遅い拡散律速過程のモデル，最後は，熱いる．文献( 16 )では，拡張したモデルを高純度鋼中の炭化脱離過程における律速条件を仮定しないモデルである．以下

チタンによる水素トラップの評価に用いている．

では，それぞれのモデルについて解説する．


熱脱離律速に基づくモデル

Choo と Lee は 式 ( 1 ) を 変 形 し ， 以 下 の 式 を 導 い て いる(12)．
& ln (q/T 2c)＝－Ea/R&(1/Tc)

このモデルは，水素拡散の影響を無視したモデルであるため，欠陥からの水素デトラップのみを考慮した以下の式で表(3)

ここで，Tc はピーク温度を，q は初期温度 T0 からの温度変

される．

図1

エネルギー状態図と水素挙動Q, Ea, Eb は，それぞれ，拡散の活性化エネルギー，デトラップ活性化エネルギー，結合エネルギーを表し， E ′は Ea－Eb－Q である．

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan

図2

拡張した熱解離律速モデルによる計算例(15) 実
線が拡張した熱解離律速モデルによる結果，破線は律速条件を仮定しないモデルによる計算結果を
示す．




化を T(t)＝T0＋qt と表したときの昇温割合を表す．式( 3 )は，( 1 / Tc, ln ( q ( T 2c ))の関係をプロットした場合の傾きがEa と関係していることを表している．つまり，昇温割合の異なるいくつかの水素熱脱離曲線のピーク温度からデトラッ
プ活性化エネルギーを見積もることができることを示しており，水素をトラップする欠陥の種類を特徴づける結合エネル
ギーの評価を可能とする非常に有用な関係である．また，ここでのプロットは Choo
Lee プロットと呼ばれることもある．


拡散律速に基づくモデル

このモデルは， Oriani(17) による局所平衡仮説に基づく．
局所平衡仮説は，トラップサイトと拡散サイト間で水素が局

図3

Kirchheim のモデルによる 2 つのトラップサイトを仮定した場合の水素昇温脱離曲線の計算例トラップサイトの結合エネルギーは，それぞれ，30
kJ/mol，50 kJ/mol であり，トラップサイト濃度
は，ともに，拡散サイト濃度に対して 1×10－4 である．曲線の違いは昇温割合の違いに対応する．
また，初期水素量は，拡散サイト濃度に対し 1×
10－4 である．この結果は筆者が文献( 21 )を基に作成したコードによって計算した．

図4

試料サイズ依存性の水素量温脱離曲線におけるKirchheim のモデル( K )と律速条件を仮定しないモデル( F )の比較計算条件は，初期水素量 0.1
ppm ， Q ＝ 3.9 kJ / mol ， D0 ＝ 4.2 × 10－8 m2 / s ， Nt
＝2×1026/m3，Eb＝32 kJ/mol，p0＝6.3×102，k0＝1.2×10－27 m3/s を用いた．

所的に平衡となっていると仮定するものであり，冷間加工された鉄鋼における水素拡散係数が，加工の割合によって大きく散らばることを説明するモデルとして導入された．この仮説に基づき欠陥による水素トラップの影響を考慮した水素拡
散係数が得られ，その拡散係数を組み入れた拡散方程式によって拡散律速に基づくモデルは表される．
&C＝DÂ DC,&t

DÂ ＝

D0 exp (－Q/RT)
1＋(Nt/NL) exp (Eb/RT)(4)

ここで， Eb は水素と欠陥の結合エネルギーを表し， Ea＝ Eb＋Q＋E′の関係がある． Yamaguchi と Nagumo(18) が，この式を鉄鋼の水素熱脱離曲線へ適用し，その特性を調べている．文献(19)(20)でも，このモデルによる水素熱脱離曲線の解釈がなされている．最近， Kirchheim(21) は，局所平衡を仮定した場合のトラップ水素量，結合エネルギー，拡散サイト
水素量の関係を直接拡散方程式に組み入れ，熱脱離過程における試料表面での水素流束を計算するモデルを提案している．このモデルでは，拡散サイトと平衡となる複数のトラッ
プサイトを導入できるため，式( 4 )のモデルが一種類のトラップサイトのみの場合を扱うことに対し，複数のピークをもつ熱脱離曲線への適用が可能となっている(図)．さらに，提案されたモデルを用い，熱脱離曲線から ChooLee プ
ロットで見積もったデトラップ活性化エネルギーの解析的な評価も行っている．また，文献( 22 )では， Kirchheim と同様の考えに基づいた解析により，デトラップ活性化エネルギ
ーとトラップ密度の空間に，最大流束及びその温度に関する
等高線マップを作成し，浅いトラップと深いトラップに関連した領域にマップを分割できることを示している．
しかし，Kirchheim のモデルも，式( 4 )のモデルと同様，



律速条件を仮定しないモデル

文献( 23 )で言及されているように，水素拡散が非常に速い

このモデルは，以下の反応拡散方程式の形で表される．

場合や試料サイズが小さい場合の拡散律速が成り立たない条&C&uQ＋Nt ＝D0 exp －
DC，
&t
&t
RT

件では，熱脱離曲線の再現性が悪くなる．図には，熱脱離曲線の試料サイズ依存性について，このモデルの計算結果と次節の律速条件を仮定しないモデルの計算結果との比較を示( )&u
E ＋E ′＝k exp －( Q＋RTE′)C(1－u)－p exp (－Q＋RT
)u
&t
b

0

0

している．この図において，試料サイズ 5 mm の場合，両モ(5)デルの計算結果はほぼ同じであるが，サイズが小さくなるに

ここで，第一式の左辺第二項は，トラップサイトによる水素

したがって，律速条件を仮定しないモデルではサイズ依存性のトラップ及びデトラップを表しており，トラップサイトのが小さくなり，両者の差が大きくなることが見られる．



種類が複数の場合には ∑i Nti& uiとなる．第二式の右辺第一
&t

最近の研究

項はトラップ項，第二項はデトラップ項を表し，u はトラッ
プサイトの水素占有率を表す．トラップサイトが水素で満たされている場合 u＝1 となる．トラップ項及びデトラップ項の前指数因子は，それぞれ，k0，p0 で表されている．式( 5 )の形が，冷間加工された鉄鋼の水素拡散係数の異常な散らばりを説明するために McNabb と Foster(24)によって提案された 式 に 類 似 し て い る こ と か ら ， こ の モ デ ル は McNabb 
Foster モデルと呼ばれることが多い．しかし，水素熱脱離曲線のシミュレーションモデルとして，式( 5 )の特性を調べたのは Turnbull ら(25)が最初と思われ，また，このモデルと同様の考え方で，水素熱脱離曲線の解釈の試みもある(26)(27)．
このことから，本稿では，式( 5 )のモデルを水素熱脱離の基本モデルと呼ぶこととする． Turnbull ら以降，この基本モデルは，さらに水素熱脱離曲線の解釈に用いられている(28)(30)．
水素熱脱離曲線のシミュレーションにおいて，広く一次元
近 似 が 用 い ら れ る ． つ ま り ， 式 ( 5 ) の DC を &2C / &x2 や&2C/&r2＋&C/r&r で置き換えた式が用いられる．これらは，平板試料の広がりに対して厚さが小さい場合や丸棒試料の長さに対して直径が小さい場合に対応している．計算では，水素の添加条件に対応した初期水素分布を設定し，これらの一次元の式を差分法で解き，表面境界での水素流束や内部水素量の変化から水素脱離割合を算出し，水素熱脱離曲線を得る．この計算では，昇温に伴って拡散係数が変化するため各
時間ステップで拡散係数が異なり，それに伴う誤差が生じる．純鉄の拡散係数(31)を用いた場合，その誤差は－200°
Cから400°
Cの範囲で最大 1程度と見積もられている(10)．
基本モデルは，律速条件による仮定を設けていないため，
前述の他の 2 つのモデルに比べ複雑となり，必要な計算パラメータが多くなるが，律速過程があらかじめ分からない水
素熱脱離曲線の再現や予測に用いることも可能である．以下
では，基本モデルによるシミュレーションに関して，文献

図5

初期水素分布の偏りの昇温脱離曲線への影響．
(a)拡散サイト及び(b)トラップサイトの初期水素分布，(c)(e)拡散サイト及び(d)(f)トラップサイ
トの温度に対する水素量変化，( g )水素熱脱離曲線を示す．

(10)以降の進展について紹介する．

. 最 近 の 進 展

初期水素分布の影響

TDA の実験では，水素侵入を促進する溶液への浸漬や陰(g))．この結果は，直径 30 mm の丸棒試料を設定し，拡散の影響が顕著となるように計算しているが，同様の結果は，格子中の水素拡散が遅いステンレス鋼でも計算及び実験で確認されている(33)．

極電解などにより水素を添加した試料を用いることが多い．

文献( 29 )では，異なる水素添加方法による初期水素分布

BCC 格子の鉄鋼では，格子中の水素拡散が早いことから短の違いが，同一試料において異なる形状の水素熱脱離曲線を時間で均一に水素が添加されると考えられるが，面心立方生じさせることを数値シミュレーションによって示してい( FCC )格子の鉄鋼では，拡散が遅いため，長時間添加してる．予ひずみを与えたマルテンサイト鋼に対して 50°
C 20 

も水素が試料表面付近に偏って分布する場合がある．そしNH4SCN 水溶液への浸漬で水素添加した場合とサイクル腐て，そのような偏りは水素熱脱離曲線の形状に影響する．文食試験で水素添加した場合では，得られる熱脱離曲線の形状

献( 32 )では，マルテンサイト鋼の計算パラメータを用い，が異なる(図(a)(b ))．前者では 125°
C 付近の脱離ピークのその影響を調べている．図のように，昇温開始前に試料表

高温側に新たな肩形状のピークが現れ，後者では，250°
C付

面に水素が偏って分布している(図 5(a)(b))と，昇温中に拡

近に新たなピークが現れる．計算では，元の転位に関するト

散サイトの水素が内部方向に拡散(図 5( e ))し，トラップ水ラップの他に，予ひずみにより新たな欠陥が生成したとし

素による脱離ピークとは別の脱離ピークが現れる(図 5て，転位と新たな欠陥に対する二種類のトラップサイトを仮

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan




図6

図7

純鉄における試料直径に対する ChooLee の方法
で見積もられたデトラップ活性化エネルギー破線で示される Ea ， Q は数値シミュレーションで用いたデトラップ活性化エネルギー及び拡散の活性化エネルギーを示す．

図8

マルテンサイト鋼における試料直径に対するChoo Lee の方法で見積もられたデトラップ活性化エネルギー(35) 実験値及び計算値は，それぞれ垂直誤差線及び破線で示されている．細い水平
破線は EB＝35 kJ/mol の場合のデトラップ活性化
エ ネ ル ギ ー を 示 す ． EB は 結 合 エ ネ ル ギ ー を 表
す．また，○は昇温前に等温で脱水素した場合の計算を表す．

(a)水溶液浸漬の場合と(b)サイクル腐食試験の場
合の実験水素熱脱離曲線破線は無ひずみ材，実
線は予ひずみ材，(c)水溶液浸漬の場合と(d)サイ
クル腐食試験の場合の計算水素熱脱離曲線及び各
トラップサイトの水素量変化実線は熱脱離曲線，破線は各トラップサイトの水素量変化を表している．

定し，添加水素量を実験値に合わせた数値シミュレーション
によって，それぞれの熱脱離曲線を再現している(図 6 ( c )( d ))．さらに，各トラップサイトの水素量変化を評価することで，どちらの添加方法でも，新たなトラップサイトは飽
和状態であるが，サイクル腐食試験は添加水素量が少ないため，転位に関するトラップサイトに多くの水素が入らないこと，一方，浸漬添加では多くの水素が添加されるため，転位に関するトラップサイトに十分な水素が入ることにより，両者の間に熱脱離曲線の違いが現れたことが示されている．


ChooLee の方法の適用性の評価

デトラップ活性化エネルギーを水素熱脱離曲線から見積もる ChooLee の方法は，熱脱離律速条件つまり水素拡散を無視したモデルに基づいている．しかし，実際は必ず水素拡散を伴い，その影響は試料サイズに依存する．つまり，試料サ
イズが大きくなると見積もられたデトラップ活性化エネルギ
ーの本来の値からのずれが大きくなる．文献( 34 )では，純報告されている．純鉄とマルテンサイト鋼の違いは，トラッ

鉄に対してそのずれの大きさを数値シミュレーションで評価

プサイト密度が，約 4 桁程度異なることに起因している．

している(図)．また，文献(35)では，マルテンサイト鋼に対して実験および数値シミュレーションでずれを評価してい

トラップ・デトラップ項の前指数因子についてる(図)．純鉄の場合は，概ね直径 2 mm 程度までは本来の

水素熱脱離の基本モデルにおいて，トラップ・デトラップ

値からのずれが小さいが，8 mm 程度を超えると見積もった項の前指数因子 k0 ， p0 は，熱脱離ピークの形状や位置に影値が拡散の活性化エネルギー Q になる．この傾向は，初期響するパラメータである．式( 5 )の第二式で &u / &t ＝ 0 とし水素量に依存する．一方，マルテンサイト鋼の実験では，直たとき局所平衡に関する式が成り立つとすることで， p0 / k0

径 1 mm 程度から徐々に見積もった値が小さくなるが，測定＝ NL の関係を得ることができるが，トラップサイト密度や範囲において拡散の活性化エネルギーの値まで小さくはなら

トラップエネルギーのように TDA 以外の方法で同定できるない．その傾向は計算によっても概ね再現されている．ま量ではなく，これまで多くの計算では熱脱離曲線を再現する

た，昇温開始前に等温で水素を抜いた場合には，直径 10ためのフィッティングパラメータとして用いられている．そ

mm 程度まではずれが小さい．同様の傾向は文献( 36 )でものため，基本的には，対象とした熱脱離曲線に特化したパラ



最近の研究

メータとなってしまう．ここでは，なるべく広範囲で使える
前指数因子を決定する試みについて紹介する．

Lee の方法で得た Ea についてはピーク温度を再現できるよ文献(37)では，式( 1 )の係数 A を p0 として，式( 3 )を導(Tq )＝－RTE ＋ln (pER)a2c

うに調節した値を用いている．一方，文献( 38 )では，厚さ0.3 mm の平板マルテンサイト鋼試料の実験熱脱離曲線から出する過程で得られる関係ln

る(図)．このとき， k0 は p0 / k0 ＝ NL から決定し， Choo 

0

c

(6)

a

に基づき， Choo Lee プロットにおける Tc の高温極限，つp0 を決定し，その後，厚さ 0.2 mm ， 0.3 mm ， 0.5 mm の試料に対する熱脱離ピークの厚さ依存性を用いて調節した p0と k0 を決定している．得られた前指数因子と Choo Lee のまり，式( 6 )の ln ( p0R / Ea )から p0 を評価する方法を提案

方法で得た Ea を用いて，薄い試料の実験熱脱離曲線を再現

し，数値シミュレーションを用い，得られる p0 に対する試すると共に，文献( 35 )の実験熱脱離曲線をよりよく再現し料直径の影響を純鉄及びマルテンサイト鋼について調べ，直ている(図)．この結果は，水素拡散の影響が少ない試料

径 0.3 mm 以上で本来の値とのずれが生じるとしている．ま(サイズが小さい試料)から決めた前指数因子は，鋼種が同じた，文献( 35 )では，丸棒マルテンサイト鋼試料の実験熱脱場合，形状やサイズに関係なく利用できる可能性を示してい離曲線から上記の方法で p0 を決定し，直径 1 mm，2.5 mm，る．

5 mm，10 mm の試料の熱脱離曲線のピーク温度を再現でき

試料形状によらない前指数因子が実験熱脱離曲線から得らるようその p0 を調節し，実験熱脱離曲線の再現を試みていれるも，基本モデルによる水素熱脱離曲線のシミュレーショ
ンの信頼性や汎用性の向上には， TDA 測定以外の実験や計算による前指数因子の同定が望まれる．デトラップに関する前指数因子については，微視的な議論において，一般に，格子振動に関する振動数1014/s 程度の値が用いられることが多い(39)が，基本モデルによる再現シミュレーションでは， 10～105 程度の値が用いられ，それらは対象とする鋼材やトラ
ップサイトの種類によっても異なる(40) ．この微視的な議論との差に関する明確な考察は見られない．また，トラップに関する前指数因子については，トラップエネルギーやトラッ
プサイト濃度の選び方にも依存するが，実験熱脱離曲線の再現において，必ずしも p0/k0＝NL の関係が保たれることはな
いようである．これらのことから，今後，前指数因子の特性
や根拠について考察することは，基本モデルによるシミュレーションの信頼性を向上させる上で重要である．

図9

文献(35)における水素熱脱離曲線の試料サイズ依存性に対する実験結果と計算結果の比較実線は計算結果，○，△，□，＋は，それぞれ，直径 1mm ， 2.5 mm ， 5 mm ， 10 mm の場合の実験結果
を表す．




基本モデルの拡張

これまで，基本モデルの計算パラメータは，主として定数として扱われている．しかし，最近，計算パラメータを可変としたシミュレーションが試みられている．文献( 41 )では，水素誘起格子欠陥(42)である空孔を含むマルテンサイト
鋼の水素熱脱曲線について，空孔トラップサイトの濃度やト
ラップエネルギーを計算中に変化させるモデルによる再現を試みている．また，文献( 43 )では，残留オーステナイト相を含むマルテンサイト鋼の水素熱脱離曲線に対して，二次元領域に BCC 格子の場合とは水素拡散係数が異なる FCC 格
子の相が含まれるモデル，つまり，拡散係数が領域によって異なるモデルを提案している．このようなモデルは，基本モデルの拡張と見ることができ，これまでより複雑な熱脱離過程の再現を目指したものである．

.

お

わ

り

に

本稿では，TDA のシミュレーションモデルのうち熱脱離
図 10

厚さ 0.5 mm 以下の平板試料の実験水素熱脱離曲線から決めた前指数因子を用いた計算結果(38)．

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan

律速条件によらない基本モデルに関する研究例を中心に解説した．TDA の水素熱脱離曲線を解釈し水素存在状態を推定するために基本モデルによるシミュレーションは有用である．しかし，基本モデルやその拡張の計算結果は，信頼できる計算パラメータや材料内における素過程の理解を通じた仮定や近似に基づいている．そして，それらは基本的に微視的考察に基づいて得られることが多い．さらに，そのような仮定や近似を用いた計算結果は実験熱脱離曲線による検証が必要である．これらのことから，第一原理計算や分子動力学な
どの原子スケールでの計算結果，多様な手法による材料組織
や水素の詳細な観察や TDA のよく制御された測定(44) などの情報は，数値シミュレーションによる水素熱脱離曲線の解釈に非常に重要であり，今後ますます，そのような研究との連携が不可欠になると考えられる．

文献( 1 ) 大村朋彦，小林憲司，宮原光雄，工藤赳夫材料と環境， 55(2006), 139145.
( 2 ) 松山晋作鉄と鋼，80(1994), 679684.
( 3 ) 石川信行，末吉仁，鈴木裕士，秋田貢一溶接学会論文集，
29(2011), 218224.
( 4 ) D. O. Northwood and U. Kosasih: International Metals Review,
28(1983), 92121.
( 5 ) M. Dadfarnia, A. Nagao, S. Wang, M. L. Martin, B. P.
Somerday and P. Sofronis: Int. J. Fract, 196(2015), 223243.
( 6 ) K. Takai: Sanyo Technical Report, 22(2015), 1420.
( 7 ) 南雲道彦まてりあ，50(2011), 205211( 8 ) 南雲道彦材料と環境，55(2006), 4250.
( 9 ) 高井健一材料と環境，60(2011), 230235.
(10) K. Ebihara and H. Kaburaki: ISIJ Int., 52(2012), 181
186.
(11) H. E. Kissinger: Anal. Chem., 29(1957), 17021706.
(12) W. Y. Choo and J. Y. Lee: Metall. Trans. A, 13(1982), 135
140.
(13) J. Abrefah, D. R. Olander and M. Balooch: J. Appl. Phys., 67(1990), 3302
3310.
(14) F. G. Wei, M. Enomoto and K. Tsuzaki: ISIJ Int., 51(2012),
322330.
(15) L. Cheng, M. Enomoto and F. G. Wei: ISIJ Int., 53(2013),
250256.
(16) F. G. Wei and K. Tsuzaki: Metall. Mater. Trans. A, 37(2006),
331353.
(17) R. A. Oriani: Acta Metall., 18(1970), 147157.
(18) T. Yamaguchi and M. Nagumo: ISIJ Int., 43(2003), 514
519.
(19) K. Ono and M. Meshii: Acta Metall. Mater., 40(1992), 1357
1364.
(20) E. Abramov and D. Eliezer: Metall. Mater. Trans. A, 25(1994), 949959.
(21) R. Kirchheim: Metall. Mater. Trans. A, 47(2016), 672696.
(22) A. Raina, V. S. Deshpande and N. A. Fleck: Acta Mater., 144(2018), 777785.

(23) K. Ebihara, H. Kaburaki, T. Suzudo and K. Takai: ISIJ Int., 49(2009), 19071913.
(24) A. McNabb and P. K. Foster: Trans. Metall. Soc. AIME, 227(1963), 618
627.
(25) A. Turnbull, R. B. Hutchings and D. H. Ferriss: Mater. Sci.
Eng. A, 238(1997), 317328.
(26) K. L. Wilson and M. I. Baskes: J. Nucl. Mater., 76&77(1978),291297.
(27) M. Iino: Metall. Trans., 18(1987), 1559
1564.
(28) M. Enomoto, D. Hirakami and T. Tarui: Metall. Mater. Trans.
A, 43(2012), 572581.
(29) K. Ebihara, T. Iwamoto, Y. Matsubara, H. Yamada, T.
Okamura, W. Urushihara and T. Omura: ISIJ Int., 54(2014),
153159.
(30) C. Hurley, F. Martin, L. Marchetti, J. Chene, C. Blanc and E.
Andrieu: Int. J. Hydrogen Energy, 41(2016), 1714517153.
(31) H. Hagi: Mater. Trans. JIM, 35(1994), 112117.
( 32 ) 海老原健一，蕪木英雄水素脆化研究の基盤構築 中間報告
会 (6)，社団法人日本鉄鋼協会 材料の組織と特性部会，東京(2012), 2734.
(33) M. Enomoto, L. Cheng, H. Mizuno, Y. Watanabe, T. Omura, J.
Sakai, K. Yokoyama, H. Suzuki and R. Okuma: Metal. Mater.
Trans. E, 1(2014), 331340.
(34) K. Ebihara, H. Kaburaki and K. Takai: International Hydrogen
Conference (IHC 2012), ASME Press (2014), 553562.
(35) M. Enomoto and D. Hiragami: ISIJ Int., 55(2015), 24922498.
(36) 海老原健一，蕪木英雄，高井健一 CAMPISIJ, 26(2013),
976.
(37) 海老原健一，蕪木英雄，高井健一 CAMPISIJ, 27(2014),
418.
(38) K. Ebihara, K. Saito and K. Takai: International Hydrogen
Conference (IHC 2016), ASME Press (2017), 470477.
(39) T. Suzudo and M. Yamaguchi: J. Nucl. Mater., 465(2015),
695701.
(40) 土田豊，海老原健一鉄と鋼，103(2017), 653
659.
( 41 ) 海老原健一，斉藤圭，高井健一水素脆化の基本要因と特性評価研究会 中間報告会 ( 10 )，社団法人日本鉄鋼協会 材料の組織と特性部会，東京(2016), 3035．
(42) T. Doshida, H. Suzuki, K. Takai, N. Oshima and T. Hirade:
ISIJ Int., 52(2012), 198207.
(43) M. Enomoto: Int. J. Hydrogen Energy, 42(2017), 10579
10590.
(44) 高井健一ふぇらむ，21(2016), 639644.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

海老原健一

1992年 3 月 千葉大学理学研究科修士課程修了
1992年 4 月 特殊法人日本原子力研究所 入所
2004年11月 博士(工学) 筑波大学
2016 年 4 月 国立研究開発法人日本原子力研究開発機構現職
専門分野計算材料科学◎水素昇温脱離解析の数値シミュレーションのほか，
原子レベル計算に基づく不純物偏析シミュレーショ
ンに従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

最近の研究b チタン形状記憶合金におけるマルテンサイト単結晶の塑性変形挙動
田

原

正

樹

マルテンサイト相における塑性変形機構としては転位すべ

.

は じ

め

に

〈
り(12) (バーガースベクトル b //〈 110 〉o )と｛ 130 ｝
o 3̃10 〉
o 変形
双晶(12)(14)が数件報告されているのみである．(本稿では下生体用金属材料としての Ti 合金はその優れた生体適合性付き‘ o ’と‘ b ’はそれぞれマルテンサイト相と母相を表と特異な機械的性質により，近年活発に研究開発が行われてす．）このように報告例が少ないことの一因として，塑性変形

いる(1)(2)．特に形状記憶・超弾性を示す b 型 Ti 合金は従来機構の研究に重要となる単結晶試料の作製が a ″マルテンサの Ti Ni 系合金に替わる新しい生体用形状記憶合金として

イト相では困難なことが挙げられる．母相単結晶を冷却によ注目を集めている(3)(6) ． Ti Ni 系合金は優れた形状記憶特りマルテンサイト変態させてもマルチバリアントからなる自性を有し，医療分野でも安全に使われているが， Ni を多量

己調整組織を形成するため単結晶は得られない．そこで著者に含有している．そのため， Ni を含まない新たな生体用形

らは母相単結晶からの応力誘起変態による a ″マルテンサイ状記憶合金が求められており， b Ti 系形状記憶合金の開発

ト単結晶の作製を試みた．一軸応力を負荷することで生成すが盛んに行われてきた． b Ti 系形状記憶合金における形状

るマルテンサイトバリアントを一種類に制限する方法であ

記憶効果と超弾性は b 相(母相， bcc )と a ″相(マルテンサイ

り，これを用いて Otsuka ら(15)は CuAlNi 合金において単ト相， orthorhombic)間のマルテンサイト変態とその逆変態

結晶マルテンサイトを作製することに成功している．本稿でによって生じる．これまでにより優れた形状記憶特性の発現は，このようにして作製した a ″マルテンサイト単結晶におを目指した材料設計(3)(4)(添加元素の選定や加工熱処理プロ

ける塑性変形機構についての著者らの最近の研究(16) につい

セスの最適化など)やマルテンサイト変態に関連する様々なて紹介する．

基礎研究(5)(6)が行われてきた．現時点における bTi 系形状記憶合金の最も大きな問題の一つはすべり臨界応力(塑性変. 応力誘起変態による a″マルテンサイト単結晶の作製

形開始応力)が低いことである．bTi 系形状記憶合金においては応力誘起マルテンサイト変態中に塑性変形が容易に生じ

室温で b 相であり， a ″相が応力誘起によって生成するこるため，形状回復歪みが小さくなる(4)とともに繰り返し変形とが報告(17)されている Ti27 molNb 合金の単結晶を光学による著しい機能劣化が起こってしまう(7)．これまでにすべ式浮遊帯域溶融法にて作製した．表及び図( a )に示すよ

り臨界応力の向上を目的として様々な試みが行われてきた

うに圧縮方向を変化させた11種類の試験片(2 mm ×2 mm×が，そもそも bTi 系形状記憶合金において活動する塑性変5 mm)を用意し，室温にて圧縮試験を行った．試験片側面の形モードについての報告は非常に少ない． Ti 合金の b 相に

うち，隣り合う 2 面について光学顕微鏡(OM)を用いて圧縮おける塑性変形についてはこれまでに単結晶を用いた精緻な変形中その場観察を行ったところ，全ての試料において応力研究が多数ある(8)(11)．しかし，通常の形状記憶合金におけ誘起マルテンサイトによる表面起伏が観察された．例としてる塑性変形は再配列，もしくは応力誘起したマルテンサイト

図に#3 の試料における応力歪み曲線と変形中の試料表面において生じるため，形状記憶・超弾性の観点からはマルテの OM 写真を示す．いずれの試料においても応力誘起したンサイト相における塑性変形も重要となる．これまでに a ″マルテンサイトには内部双晶の起伏は観察されなかった．従東京工業大学科学技術創成研究院助教(〒2268503 横浜市緑区長津田町4259R2
27)
Plastic Deformation Behavior of Single Crystalline Martensite in bTitanium Shape Memory Alloy; Masaki Tahara(Institute of Innovative
Research, Tokyo Institute of Technology, Yokohama)
Keywords: stressinduced martensitic transformation, shape memory alloy, titanium alloy, slip, deformation twinning, single crystal
2018年 5 月 7 日受理[doi:10.2320/materia.57.345]

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan

表 1 実験に用いた11種類の試料についての b 相及び応力誘起し相での圧縮軸，観察された晶癖面と対応する CV，a″
相のすた a″
べり変形開始応力(sslip)(16)．
試料
番号

応力誘
b相
sslip
での 観察された晶癖面 起した a″相での圧縮軸
(MPa)
圧縮軸
CV

#1

[1̃28]b (0.45, 0.57, 0.68)b CV5 [0.98, 0.06, 0.18]o

267

#2

[1̃25]b (0.50, 0.52, 0.70)b CV5 [0.95, 0.09, 0.28]o

315

#3

[1̃48]b (0.47, 0.51, 0.72)b CV5 [0.94, 0.17, 0.29]o

343

#4

[1̃23]b (0.55, 0.51, 0.66)b CV5 [0.89, 0.14, 0.44]o

375

#5

[1̃34]b (0.46, 0.45, 0.77)b CV5 [0.88, 0.21, 0.43]o335#6 [7̃811]b (0.49, 0.52, 0.70)b CV5 [0.82, 0.04, 0.56]o

455

#7

#8

#9

[001]b[013]b[035]b#10 [1̃211]b(0.52, 0.49, 0.70)b CV5

―

―

―

―

―

―

―

―

―

―

(0.54, 0.50, 0.68)b CV6(0.49, 0.52, 0.70)b CV5(0.53, 0.48, 0.70)b CV6(0.54, 0.47, 0.70)b CV5(0.49, 0.48, 0.73)b CV6(0.51, 0.50, 0.70)b CV5

図1( a ) b 相と( b )応力誘起により生成した a ″相単結晶における圧縮軸(16)．

図2(a)試料#3 における応力歪み曲線．(b)(d)圧縮変形中のその場 OM 写真．(a)中の bd に対応(16)． (オンライン(0.46, 0.47, 0.75)b CV6(0.69, 0.49, 0.53)b CV2#11 [1̃11]b (0.59, 0.65, 0.47)b CV3(0.50, 0.48, 0.73)b CV5って本合金の応力誘起マルテンサイトプレートは 1 種類の格子対応バリアント(Lattice Corresponding Variant, CV)のみで構成されていることがわかる．2 面解析により応力誘起
マルテンサイトの晶癖面を実験的に求め，これをマルテンサ
イト変態の結晶学的理論(Phenomenological Crystallographic Theory of Martensitic Transformation, PTMC)により求めた晶癖面と比較することで誘起したマルテンサイトの CVを同定した(表 1)．#7～11の試料では複数の CV が同時に生成したが，# 1 ～ 6 の試料では変形の進行に伴い CV5 のみが成長し，試料全面が CV5 で覆われた．このことは# 1 ～ 6 のカラー)

試料において，応力誘起変態により CV5 のマルテンサイト
単結晶が得られたこと意味している．マルテンサイト単結晶( CV5 )となったときの圧縮軸を表 1 と図 1 ( b )に示す．な.

お，# 1 ～ 6 の試料のうち，# 1 と# 6 の試料では除荷による b相への逆変態は起こらず，応力誘起した a ″相が完全に残留した．組成分析の結果，これら 2 つの試料では Nb と不純物
酸素の濃度が他の試料と比べて低く，マルテンサイト変態温

マルテンサイト単結晶の塑性変形挙動
a″

すべり変形

# 1 ～ 6 の全ての試料で図( a )に示すようなすべり線が観度がやや高かったことが a ″相残留の原因であると考えられ察された．変形中その場 OM 観察の結果，これらのすべりる．マルテンサイト変態温度にわずかな差はあるものの，塑

線は試料全体が a ″相単結晶になった後に導入され，除荷に性変形挙動には大きな影響を与えないと考え，マルテンサイ

よる逆変態後もそのまま残留していることがわかった．多く

ト単結晶となった#1～6 の試料において更に圧縮応力を加えのすべり線が波状であったが，試料エッジ部分の比較的直線

塑性変形( 2 ～ 3 程度)させた．観察された塑性変形の詳細であったすべり線(図 3(b))を用いて 2 面解析を行い， a″相について次に記す．

単結晶試料におけるすべり面を同定した．#1～6 の試料において観察されたすべり面を大円として 001o ステレオ投影図に示す(図( a ))．様々なすべり面が観察されたがそれらは

新 進 気 鋭

図3

圧縮変形後の試料#4(a, b)と試料#1(c, d)における組織観察結果．(a, c)微分干渉 OM 写真と(b, d)走査電子顕微
鏡写真(16)．

図5(a)〈111〉b すべり，(b)［110］o すべり，(c)［101］o すべりのバーガースベクトル(16)．

a ″相における tMRSSP の異方性は bcc 金属におけるそれと同様の機構で発現した可能性が高いと考えられる．
上述のように a ″相単結晶の圧縮試験で活動した 2 つのす
べり系は b 相へ逆変態させると〈 111 〉b すべりに対応する．
また， a ″相において観察されたすべり変形の特徴の多くがb Ti 合金をはじめとした bcc 金属のそれと一致した．本合
金の a ″マルテンサイト相は orthorhombic ではあるが， b 相からの格子変形歪みが小さく，その結晶構造は比較的 bcc
図4a ″相におけるすべり変形についてのトレース解析の結果．( a )観察されたすべり面．( b ) MRSSP と tMRSSP (単位は MPa)(16)．

に近い(17)．そのため，bTi 合金で報告されている〈111〉b す
べりに対応するすべり変形が活動したものと考えられる．
観察された 2 つのすべり系のうち，［ 110 ］o すべりはこれまでに報告(12)があるが，［ 101］o すべりは本研究で初めて見出されたものである．図に b 相の〈111〉b すべりと a″相のいずれも［ 110］o 晶帯もしくは［ 101］o 晶帯に属していた．こ［101］o すべりのバーガースベクトルを示す．
［110］o すべり，のことはこれらの 2 つの晶帯軸がすべり方向であることを［ 101 ］o すべりのバーガースベクトルは a ″相における底面意味している．主に# 2, 4, 6 の試料では［ 110 ］o すべりが，((001)o 面)のシャッフリング方向〈 010〉o と直交するため，#1, 5 の試料では［101］o すべりが観察された．いずれのすべ

完全転位のバーガースベクトルの大きさは〈 111 〉b すべりやり方向も b 相へ逆変態させた場合，b 相におけるすべり方向［ 110 ］o すべりと比較して 2 倍程度になる．このように大きである〈 111 〉b に対応する．観察されたすべり線が波状を呈

なバーガースベクトルを有する完全転位が活動するとは考えしていたこと，後述する塑性変形応力の方位依存性とあわせにくい．変形後の単結晶試料(除荷後も a″相が残留した試料て考えると， a ″相のすべり変形は母相である b 相のすべり#1)を用いて詳細な透過電子顕微鏡観察を行ったところ，こ変形の特徴を強く引き継いでいることが示唆される．

の完全転位は 2 本の部分転位に分解し，部分転位間には a ″図 4(b)の001o ステレオ投影図中に各試料における圧縮軸とすべり方向(［ 110 ］o もしくは［ 101 ］o )を結ぶ大円を破線で示す．各すべり方向から90°の角度をなす大円とこの破線の交点が最大分解せん断応力面(Maximum

Resolved

Shear

相のシャッフリング位相が反転した面欠陥が形成していることがわかった．


双晶変形

Stress Plane, MRSSP)の極点に対応する．［110］o すべりに

いずれの a ″相単結晶においても主たる塑性変形機構は転おいては観察されたすべり面と MRSSP とのばらつきは大位すべりであったが，試料# 1 においてのみ複数の変形双晶

きいが，［ 101 ］o すべりのすべり面は MRSSP から比較的近も観察された(図 3(c))．2 面解析により K1 面(双晶面)を同くに位置していた．応力歪み曲線から決定した a″相のすべ定したところ A～C の 3 種類の双晶が形成していることがわり変形開始応力(表 1 の sslip )を用いて MRSSP への分解せか っ た ． 双 晶 A と 双 晶 C の K1 面 は そ れ ぞ れ ( 1̃30 )o とん断応力( tMRSSP )を求め，図 4 ( b )にプロットした．［ 110 ］o( 130 )o であったことからこれらの双晶はこれまでに報告さ

すべりにおいては圧縮軸が［ 001］o に近づくほど tMRSSP が大(12)(14) と一致する．一方，双晶れている｛ 130 ｝〈
o 3̃10 〉
o 双晶

#2
#3
#6
4
＜ tMRSSP＜ t#MRSSP＜ tMRSSP)が認きくなる方位依存性( tMRSSP

B の K1 面は( 103 )o となった(図 3 ( d ))．これまでに( 103 )o

められた．同様の現象は Ti 合金の b 相をはじめ，多くのを K1 面とするような双晶はチタン合金の a ″相をはじめ，bcc 金属において見出されており，らせん転位の芯構造に起orthorhombic 構造を有する他の金属(TiNi 系合金の B19マ

因した方位依存性(圧縮変形の場合双晶方向〈 001〉b，反双ルテンサイト相や aU)でも報告されていない．そこで本研

晶方向〈 110 〉b )として理解されている(10)(11) ． a ″相の［ 110 ］o

究で新しく発見したこの変形双晶(双晶 B)について，その他

すべりにおいては， tMRSSP が最も低い# 2 では b 相での圧縮の双晶要素(h1, K2, h2, s)を図に示すように実験的方法(18)軸が［001］b に近く，tMRSSP が高くなった#3, 4, 6 の圧縮軸はによって決定した．隣り合う 2 面について双晶変形による［011］b(もしくは［1̃11］b)に近づいている(図 1(a))．従って，試料表面の傾きを求め，マトリクス(M)と双晶(T)部分の試

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan




.

お

わ

り

に

本稿では bTi 系形状記憶合金の a″マルテンサイト相単結晶における塑性変形挙動を紹介した．これまでに多結晶で報告されていた転位すべりと変形双晶に加え，新たに 2 つの塑性変形モードを発見することができた．しかし，本研究では試料のマクロな塑性変形として観察されたものを取り扱った．応力誘起変態中の晶癖面の移動に伴うすべり変形など，
より形状記憶・超弾性特性に直結するであろうミクロな塑性
変形挙動の解明が今後の重要な課題である．
本稿で紹介した研究は東京工業大学細田秀樹教授，稲邑朋
也教授のご指導，ご助言のもと院生の岡野奈央氏(現 新日鐵住金)と共同で遂行されました．また本研究は科学研究費補
助 金 ( 若 手 B 26870194 ， 若 手 A 17H04959 ， 基 盤 S
26220907，基盤 B 15H04143)および日本チタン協会チタン

研究助成の支援により実施されました．ここに深く感謝の意を表します．

文

献

成には複雑な構造シャッフルが必要であることが指摘されて( 1 ) M. Niinomi: Mater. Sci. Eng. A, 243(1998), 231236.
( 2 ) D. Kuroda, M. Niinomi, M. Morinaga, Y. Kato and T. Yashiro:
Mater. Sci. Eng. A, 243(1998), 244249.
( 3 ) S. Miyazaki, H. Y. Kim and H. Hosoda: Mater. Sci. Eng. A,
438440(2006), 1824.
( 4 ) H. Y. Kim and S. Miyazaki: Mater. Trans., 56(2015), 625634.
( 5 ) T. Inamura, J. I. Kim, H. Y. Kim, H. Hosoda, K. Wakashima
and S. Miyazaki: Philos. Mag., 87(2007), 33253350.
( 6 ) Y. W. Chai, H. Y. Kim, H. Hosoda and S. Miyazaki: Acta
Mater., 56(2008), 30883097.
( 7 ) M. Tahara, H. Y. Kim, H. Hosoda and S. Miyazaki: Acta
Mater., 57(2009), 24612469.
( 8 ) S. Hanada and O. Izumi: Metall. Trans. A, 11(1980), 1447
1452.
( 9 ) S. Hanada, M. Ozeki and O. Izumi: Metall. Trans. A, 16(1985), 789
795.
(10) K. Hagihara, T. Nakano, H. Maki, Y. Umakoshi and M.
Niinomi: Sci. Rep., 6(2016), 29779.
(11) Y. Kamimura, S. Katakura, K. Edagawa, S. Takeuchi, S.
Kuramoto and T. Furuta: Mater. Trans., 57(2016), 1526
1534.
(12) H. Tobe: Ph. D thesis, University of Tsukuba (2012).
(13) H. Tobe, H. Y. Kim, T. Inamura, H. Hosoda and S. Miyazaki:
Acta Mater., 64(2014), 345355.
(14) E. Bertrand, P. Castany, Y. Yang, E. Menou and T. Gloriant:Acta Mater., 105(2016), 94103.
(15) K. Otsuka, C. M. Wayman, K. Nakai, H. Sakamoto and K.
Shimizu: Acta Metall., 24(1976), 207226.
(16) M. Tahara, N. Okano, T. Inamura and H. Hosoda: Sci. Rep., 7(2017), 15715.
(17) H. Y. Kim, Y. Ikehara, J. I. Kim, H. Hosoda and S. Miyazaki:
Acta Mater., 54(2006), 24162429.
(18) A. B. Greninger and A. R. Troiano: Trans. AIME, 185(1949),
590598.

〈いるが(13)，本研究で見出した｛103｝o 3̃01 〉
o 双晶の場合は h1★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

図6

試料#1 で観察された双晶 B の双晶要素の同定(16)．

料表面をステレオ投影図(投影面は K1 面)に大円として描いた(図 6(c))．双晶変形に伴うせん断により，点 A は点 B へと移動している．ステレオ投影図から h1, K2, h2 を決定し，
角度 u から s を求めたところ( s ＝ 2 cot u )，以下のようになったh1＝［3̃01］o，K2＝(1̃01)o，h2＝［101］o，s＝0.3327.
除荷後の試料#1 を室温から 373 K まで加熱したところ，b相への逆変態に伴う起伏が確認されたが，すべり線や変形双晶の起伏には変化がなかった． b 相と a ″相( CV5 )の格子対
応から双晶 B の K1 面である( 103 )o を元の b 相へ変換した
ところ，( 33̃2̃ )b となる．従って本研究で発見した｛ 103 ｝o(12)(14)〈 3̃01 〉o 双晶も既に報告されている｛ 130 ｝〈
o 3̃10 〉
o 双晶(双晶 A，C)と同様に b 相の｛332｝〈b 113̃〉b 双晶に対応するも〈のであることがわかる．また，｛ 130 ｝
o 3̃10 〉
o 変形双晶の形

2011 年 3 月

筑波大学大学院数理物質科学研究科博士後期課程修了
2011年 4 月 東京工業大学精密工学研究所 助教
2016年 4 月 現職
専門分野金属組織学，形状記憶合金◎ Ti 系合金を中心に新規形状記憶合金の研究開発に従事．

方向がマルテンサイトの底面シャッフリング方向(＝〈010〉o)と直行するため，｛ 130 ｝〈
o 3̃10 〉
o 双晶以上により複雑な構造
シャッフルが必要であることが予想される．従って｛ 103 ｝o〈 3̃01 〉o 双晶の形成機構の解明のためには双晶界面近傍の詳細な組織観察をはじめとしたさらなる研究が必要となる．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
田原正樹



新 進 気 鋭

図1

九州大学学位授与式にて(2017年 3 月24日)．
右高木節雄教授(当時 64 歳)，左筆者(今はもっと痩せています)．

な手法ですが， Direct Fitting 法により得られた結果と材料
私は九州大学材料工学部門の高木節雄教授の研究室に学部の強度に良い相関があることから，工学的に有用な手法であ4 年生で配属されて以来，修士，博士課程を経て今では特任ることは明らかです．非常にシンプルな解析手法であり，い助教として鉄鋼材料の研究に従事させていただいています

ずれの金属材料にも適用できる手法(HCP 金属については検(図)．未だに高木研究室をはばたいたことのない私です

討中)ですので，皆様にも是非お使いいただきたく存じまが，これまで，そしてこれからの研究について少しお話させす．私はこの手法の理論構築や計算手法の確立などのお手伝ていただきたいと思います．

いをさせていただいています．学生のころは組織観察をメイ

学生の時に頂いた研究テーマは「準安定オーステナイト系

ンにしていたため，数メガバイトはあったプレゼン用スライステンレス鋼のマルテンサイト変態挙動に及ぼす炭素およびドが，今では点や線だけの数百キロバイトに激減したことに窒素の影響の相違」でした．鉄鋼中での炭素と窒素の影響を

不安を感じながらも国内では何度か発表する機会を頂きまし

見ることは高木研究室における王道テーマの一つであり，オた．また，高木教授の広報活動の甲斐もあって，ありがたい

ーステナイト鋼に限らず，様々な鉄鋼材料における両者の影ことに国内では Direct Fitting 法が徐々に認知されているよ響を重要視してきました．金属材料の研究者の方々には炭うに感じます．昨年には満を持してヨーロッパでの国際学会

素・窒素の重要性や両者を区別する必要性をすぐに理解してに当研究室から 3 件の発表を持って行きましたが，結果はいただけましたが，異分野の方には鉄・炭素・窒素というイ惨敗でした．時代に逆行した解析手法だ， Modified WH /ンパクトのなさを指摘されることも多々あり，この研究のな

WA 法を知らないのか，とネガティブな反応ばかりで，新にが重要で新しいのかを説明するのにいつも四苦八苦していたな手法を確立する難しさを痛感させられました．今後は解たのを覚えています．幸いにも私の研究では炭素と窒素でマ

析データを蓄積し，材料の強度特性を評価するのに有効な手

ルテンサイト変態挙動に明瞭な相違が現れ，その研究の重要法であるということをアピールしていかなければならないとさを証明することができたと思います．このテーマで学位を思っています．そして， Direct Fitting 法をスタンダードな授与していただいたのですが，同時に高木教授の下で指導をものにすることが最大の目標であり，大きな置き土産を残し受けた最後のドクターにもなり大きな責任を感じています．

てくださった高木先生への恩返しになると勝手ながら考えて現在は，オーステナイト鋼の転位密度解析に関する研究をおります．

主に行っています．この研究も，今更のような研究テーマで最後に，柔軟な発想と豊富なアイディアで常に教科書を書

すが，意外にもオーステナイト鋼ではほとんど転位密度解析

き換えるような研究を行ってきた高木教授に深く御礼申し上が行われていません．転位密度解析法の一つとして X 線回げます．また，高木研を引き継いだ土山教授とともに，鉄鋼折を用いた Williamson Hall 法がありますが， FCC 構造の材料の発展に貢献すべく精進し，今後大きくはばたけるため

オーステナイト鋼では回折面ごとの弾性異方性が強く，WHの土台をつくっていきたいと考えています．

法を適用することは困難です．近年ではこの問題を解消した
新手法(Modified WH/WA 法)が開発されてきましたが，理文

献論の難しさ，フーリエ変換を必要とするなどの解析の難しさがあり，独学で始めるにはハードルが高い手法です．高木教授は回折ヤング率比という弾性異方性を補正できるパラメー( 1 ) S. Takaki, F. Jiang, T. Masumura and T. Tsuchiyama: ISIJ
Int., 58(2018), 769775.

タにより WH 法を補正する「Direct Fitting 法(1)」という手(2018年 4 月13日受理)[doi:10.2320/materia.57.349]

法を 2 年前に考案されました．理論的にはまだまだ未完成(連絡先〒8190395 福岡市西区元岡744)

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan

～第15回 World Materials Day Award† 受賞～

人力飛行機における CFRP の利用
北海道大学理学部物理学科

.

は じ

め

山家椋太

に

北海道大学 Northern Wings(工学部同好会鳥人間研究会)
では人力飛行機を製作しています(図( a ))．人力飛行機と

図1(a)Northern Wings の人力飛行機．
(b)破壊試験と(c)荷重試験の様子．

は人間の筋力のみを動力とする飛行機です．現在私達が制作している飛行機では，体重 58 kg のパイロットが 216 W の出力で巡航速度 7.0 m/s の飛行を実現することを目標として120MPa である桁に対し 137 MPa の測定値を得ました．こ

います．この目標を達成するためには機体(翼幅 32 m，胴体

れより分割された状態で桁は強度面の目標を達成していると

長 7.3 m )の重量が 37 kg と軽量でなくてはいけません．さ判断できます．

らには，人が安全に乗れるように高強度であることも当然必

荷重試験(図 1( c ))では定常飛行時における荷重分布に従い，62 kg 相当の荷重をペットボトルで製作した88個の重り要です．
しかしただ軽く高強度なだけでは人を乗せることは可能でに分割し接合後の桁に掛け，たわみ量を測定することで強度

も，まだまだ高性能な飛行機にはなりません．例えば安定しと飛行時の安定性を同時に確認します．実際の飛行では静的

た飛行のためには，主翼には風を受けて反り上がり，ある程負荷試験と違い動的負荷を受けるため，動的負荷に耐えるこ度たわむようなしなやかさが必要です．

とが可能か調べるために定常飛行時の 1.5倍の荷重を作用さこういった出力，安全性，安定性の観点から主翼に課されせる試験も実施しています．定常飛行時で桁は 1.4 m たわむ

る 3 つの制限「軽量であること・高強度であること・たわ

設計となっていますが，測定値は 1.7 m と余分にたわみまし

み量を確保すること」を実現するために私達は主翼の主要部

た．原因の一つとしては接合部の影響があると考えていま材である桁の材料として CFRP(Carbon Fiber Reinforced

す．この問題は例年見られ，接合部の構造および設計・試験

Plastics)を採用しています．World Materials Day Award で方法の見直しの必要を感じています．

は主翼桁に用いる CFRP パイプの製作設計及び各種試験に

.

ついて発表しました．

.

発 表

内

容

発表と活動を振り返って

私達の活動には二つの目的があります．一つはより良い人
力飛行機を製作し，飛行距離を毎年更新していくことです．

CFRP パイプはプリプレグをアルミパイプに積層して製

もう一つは専攻等に関わらず様々な人にとって，活動を通じ作しているため，設計ではプリプレグの種類や積層構成を決て材料や工学について興味を持ち，学ぶことができる場所でめます．設計の際に参考にするのは定常飛行時における揚力あることです．実際，文系も含め多様な学部の人が所属して分布下での垂直応力分布，破壊試験のデータを参考に決めたいます．私も理学部に所属していますが，活動を通して材料

許容応力，翼のたわみ量，パイプ重量等です． 30 m に及ぶを始めとする工学の知識，技術等を学べました．今回の発表

主翼桁は 9 分割して製作し，それぞれを接合することで完においても得るものは多く，改めてこういった場所の大切さ成します．破壊試験では分割された桁の強度を調べ，荷重試を再認識しました．これからも多くの人に材料に関わる機会

験では接合した桁の強度とたわみ量を調べます．

を提供できる場所であり続けたいです．

分割された状態の桁の破断応力は破壊試験(図 1( b ))で測

最後に，今回の発表と執筆の機会を与えて下さった金属学定し，得た値から安全率を 3 とした許容応力を求め設計の会と，賞への応募を勧めてくださった柴山環樹教授，日々の妥当性を評価します．今年度の試験では許容応力の設計値

活動を支えてくださる加藤博之准教授にこの場をお借りして御礼申し上げます．

† World Materials Day Award材料系国際学協会連携組織である IOMMMS では，材料系分野のプレゼンス向上のため「材料に関する知識とその重要性を社会や若者に啓発する活動」に貢献した学生を顕彰している．

(2018年 3 月16日受理)[doi:10.2320/materia.57.350](連絡先〒0608628 札幌市北区北13条西 8 丁目
北海道大学工学部 R310)

スポットライト

本
会

告

会

記

事

2018年秋期(第163回)講演大会講演募集 ……………………351
2018年秋期(第163回)講演大会ご案内ならびに参加申込について…………………………………………………………………352
2018年秋期(第163回)講演大会会場周辺のご案内 …………353
第16回 World Materials Day Award 募集 …………………354
2018年秋期講演大会機器・書籍・カタログ展示会出展募集
および大会プログラム・DVD ジャケット広告 募集 …354
2018年秋期講演大会託児室設置のご案内 ……………………355
2019年春期講演大会公募シンポジウムテーマ募集 …………355
2019年春期講演大会企画シンポジウムテーマ募集 …………356
2019年度若手研究グループ申請募集 …………………………356「研究会」新規・更新申請募集 ………………………………357

支部行事 …………………………359 次号予告 …………………………363
掲示板 ……………………………360 新入会員 …………………………363
会誌・欧文誌 7 号目次 …………361 行事カレンダー …………………364

事務局 渉 外 ・ 国 際 関 係secgnl＠jim.or.jp
会員サービス全般account＠jim.or.jp
会費・各種支払member＠jim.or.jp
刊 行 物 申 込 みordering＠jim.or.jp
セミナーシンポジウム参加申込みmeeting＠jim.or.jp
講 演 大 会annualm＠jim.or.jp
総 務 ・ 各 種 賞gaffair＠jim.or.jp
学術情報サービス全般secgnl＠jim.or.jp
分
科会stevent＠jim.or.jp
まてりあ・広告materia＠jim.or.jp
会 誌 ・ 欧 文 誌editjt＠jim.or.jp
公益社団法人日本金属学会
〒


 仙台市青葉区一番町




 FAX 





TEL 
http://jim.or.jp/

投稿規程・出版案内・入会申込はホームページをご利用下さい．
会告原稿締切毎月 1 日で，翌月号掲載です．
掲示板や行事のご案内は，ホームページにも掲載しております．

会

告(ホームページもご参照下さい)年秋期(第回)講演大会講演募集◎ただ今，下記の通り講演募集を行っております．ご確認の上，お申し込み下さい．
会期年月日(水)～月日(金)会場東北大学川内北キャンパス(〒9808576 仙台市青葉区川内41)・仙台国際センター(〒9800856 仙台市青葉区青葉山無番地)

共催東北大学工学研究科，環境科学研究科，金属材料研究所，多元物質科学研究所

協賛公益財団法人仙台観光国際協会□非会員でも大会参加費と登壇費を前納すれば，講演申込ができます(詳細は「申込要領」の「講演資格」参照．）．
□講演申込は同時に大会参加の事前予約となります．月日(金)までに参加費を納入下さい．
講演申込 URL

http://www.jim.or.jp/convention/2018autumn/

講演申込および概要原稿提出期限(締切厳守)
講演申込と講演概要提出は同時に行う．(同時に行わない場合は，講演申込として受理されない)
講演種別

全講演(公募シンポジウム，一般，ポスター，共同セッション)

講演申込・大会参加事前予約期間

5 月25日(金)13時～7 月 6 日(金)17時

講演についての問合先

公益社団法人日本金属学会

講演大会係

annualm＠jim.or.jp

これから入会して講演申込をされる方へ□インターネットで入会申込み下さい．入会申込確認後は ID(会員番号)とパスワードが即日メール返信されます．
□会員認定期限内に入会手続きを行い，年会費を納入下さい．→期日までの払込がない場合は講演不許可の措置をとります．
入会申込 URL
入会申込期限入会・会費の問合せ◎プログラム公開

http://www.jim.or.jp.memberinfosys/member/
7 月 4 日(水)会員サービス係

年会費納入期限7 月31日(火)member＠jim.or.jp

プログラムは 7 月末頃ホームページに掲載予定です(会報付録は 9 号)．

◎ポスター発表展示サイズ

ポスターボードのサイズは 8 月にホームページに掲載します．

◇

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan

◇

◇




年秋期(第回)講演大会ご案内ならびに参加申込みについて会期年月日(水)～月日(金)会場東北大学川内北キャンパス(〒9808576 仙台市青葉区川内41)・仙台国際センター(〒9800856 仙台市青葉区青葉山無番地)

共催東北大学工学研究科，環境科学研究科，金属材料研究所，多元物質科学研究所

協賛公益財団法人仙台観光国際協会

大会参加予約申込締切 2018年 8 月17日(金)参加申込みは，すべてインターネット申込となります．詳細は，下記申込要領をご覧下さい．

参加申込要領インターネットによる事前の大会参加申込みおよび懇親会参加の申込み 〈登録期間〉月日(金)～月日(金)大会参加申込み URL

http://www.jim.or.jp/convention/2018autumn/

予約申込締切後，予約申込者へ大会参加証引換券，講演概要集 DVD を送付します．懇親会の参加申込者には，懇親会参加券もあわせてお送りします．なお，領収書は，決済完了後に申込画面から各自印刷して下さい(WEB 画面講演大会 MyPage よりダウンロード)．8 月 18日以降は当日申込となります．当日申込をご希望の方は，会場受付にて直接お申込下さい．

◆大会参加費(講演概要集 DVD 代含む)※年会費とは異なります．
参加費・講演概要集 DVD・懇親会の消費税扱については，ホームページ(一覧表 PDF)をご参照下さい．
予約申込締切日

月
日(金)(申込および入金期日)

会員資格

予約申込
(インターネット申込・事前支払い)

当日申込(大会会場受付・現金払いのみ)

10,000円

13,000円

正員・維持員会社社員
学生員※

6,000円

7,000円

非会員

一般

24,000円

27,000円

非会員

学生(大学院生含む)

14,000円

16,000円

お支払後の取消は，ご返金致しかねますのでご了承下さい．
※ 学生員 卒業予定変更等により会員種別に相違がある場合，事前に会員種別の変更手続きを行ってから，大会参加をお申込下さい．
※ 非会員の(有料)参加申込者には，1 年間「まてりあ」を寄贈するとともに，会員価格でイベント等(講演大会以外)に参加できる特典を付与いたします．
ただし特典は重複して付与いたしません．

◆懇親会費(消費税込み)
懇親会月日(水)～ 於ホテルメトロポリタン仙台(〒980
8477 仙台市青葉区中央 1 丁目 11)

予約申込締切日

月
日(金)(申込および入金期日)
予約申込(インターネット申込・事前支払い)

当日申込(懇親会会場受付・現金払いのみ)

一般

8,000円

10,000円

同伴者(ご夫人またはご主人)

5,000円

5,000円種別

お支払後の取消は，ご返金致しかねますのでご了承下さい．

◆支払方法
事前予約のお支払いはクレジットカードおよびコンビニ振込決済をご利用頂けます．また，入金後のご返金は致しかねます．

8 月17日(金)の入金日をもって予約申込完了となります．

◆参加証・概要集 DVD 発送
事前予約をされ，参加費を納入された方には，概要集発行日 9 月 5 日に順次，「参加証引換券」，「概要集 DVD」，「懇親会参加証」を発送いたします．

◆講演概要集 DVD のみ購入する場合
 申込者氏名 ◯ 会員資格(会員番号も併記) ◯ 申込数
件名を「年秋期講演大会講演概要集 DVD 購入申込」とし，◯の上，Email: ordering＠jim.or.jp 宛にお申込み下さい．月日の発行後，請求書を添えて送付いたします．

会員価本体,円＋税

定価本体,円＋税 住所をご記入◯

送料円

参加申込・問合先〒9808544 仙台市青葉区一番町 11432
 0222233685

(公社)日本金属学会

FAX 0222236312 Email: annualm＠jim.or.jp%

本 会 記 事年秋期(第回)講演大会会場周辺のご案内
2018年秋期講演大会
今年の秋期講演大会は，9 月19日(水)から 9 月21日(金)までの 3日間にわたり，日本鉄鋼協会と合同で東北大学川内(北)キャンパス
および仙台国際センターにて開催されます．東北大学では 1997 年
秋期(第121回)講演大会以来21年ぶりの開催となります．東北大学
は 10 学部， 15 の研究科， 6 つの研究所および約 20 の研究センターなどからなる総合大学であり，片平，星陵，青葉山および川内の 4
つのキャンパスにおいて教育と研究が行われています．講演会場となる川内キャンパスは，仙台城二の丸跡地にあり，キャンパス北側
は全学部学生が入学から 2 年間学ぶ全学教育に利用されていて，講義室の配置がコンパクトであり移動が容易です．今回の秋期講演
大会では，講演に当てる時間を増やすため，従来 2 回に分けて行われていたポスターセッションを 1 回にまとめることを試行します．そのために，数年前に完成したばかりの仙台国際センター展示
棟をポスターセッション会場として利用することと致しました．講演会場から多少離れてはいますが，散歩にはちょうど良い距離であり，たとえ悪天候でも地下鉄を利用することで移動が可能です．
さて，東北大学や仙台を取り巻く環境として 21 年前の大会から大きく変化した点としては，仙台空港アクセス線( 2007 年)や仙台
地下鉄東西線( 2016 年)の開業が挙げられます．特に東西線は，沿線に片平，川内，青葉山キャンパスがあり，仙台駅や中心部(飲み屋街)からのアクセスが格段に向上しました．今回会場となる川内
北キャンパスと国際センター展示棟は共に，東西線「川内駅」および「国際センター駅」に隣接しており，仙台中心部からのアクセス
はこれ以上ないほどに恵まれています．また，空港アクセス線を利用すれば，仙台空港から仙台駅まで約 25 分ほどであり，遠方から参加される方にとっても便利になりました．東北大学は，近年各キャンパスの景観整備に努めており，以前は殺伐としていた川内キャンパスも今は見違えるようにきれいになりました．また，会場からは，東北大学付属植物園，仙台城址，仙台市博物館や宮城県美術館が近く，講演の息抜きに徒歩での見学が可能です．
懇親会は，日本鉄鋼協会と合同で仙台駅に隣接したホテルメトロ
ポリタン仙台にて催されます．大会会場から懇親会会場へは，地下
鉄東西線を利用して 10 分程度と非常に便利です．ビジネスホテル
は仙台駅周辺に数多くあるので，これらのホテルをご利用いただけ
れば懇親会前にホテルでリフレッシュすることもできます．仙台駅
は，松島，山寺，蔵王山，平泉，秋保温泉といった観光地へのアクセスの拠点です．また，市内観光バス「るーぷる仙台」をご利用頂くことで，瑞鳳殿，仙台城本丸，大崎八幡宮といった伊達政宗ゆかりの地をめぐる半日観光もできます．講演大会前後の日程を利用して，気持ちの良い東北・仙台の秋を是非お楽しみ下さい．皆様のご参加をお待ち申し上げます．

◇

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan

実行委員長

貝沼亮介

川内北キャンパス講義棟．

川内キャンパスメイン通り．

仙台城大手門隅櫓付近より仙台国際センターを望む．

◇

◇




第
回 World Materials Day Award 募集
材料系国際学協会連携組織である IOMMMS ( International Or-

ganization of Materials, Metals and Minerals Societies)では，国際連携活動の一環として，材料系分野のプレゼンス向上のため■機器・書籍展示
研究開発用機器，書籍，ソフトウェア等の出展を募集します．

1 小間

間口1,800 mm，奥行き900 mm(予定)
展示台(テーブル)，椅子，電源( 100 V

World Materials Day を制定し(毎年11月の最初の水曜日)，この日に世界同時に，「材料に関する知識とその重要性を社会や若者に啓ご用意します．

発する活動」に貢献があった学生を顕彰しております．本年は，下さい．

11月 7 日(水)に顕彰いたします．
募集要項
.

1 kW まで)を＊電気容量の追加は 1 kW 毎に10,000円(税別)をご負担
出展料金

機器展示1 小間140,000円(税別)
書籍販売1 小間 90,000円(税別)

対象となる活動次の 3 部門で募集します．
第 1 部門社会における材料の重要性を示すホームページ

申込締切

2018年 8 月 2 日(木)第 2 部門学園祭やキャンパスオープンデー等での該当する展示■カタログ展示

物，作品等
第 3 部門その他(材料教育プロジェクト，青少年対象の材料実験等).

2 点(A4 サイズ，8 頁以内)につき，30部以内
2 点につき30,000円(税別)(1 点増すごとに 10,000円(税

展示部数
出展料金

別)追加)

応募資格者
日本在住の学部学生，修士課程大学院生(グループも可)．

2018年 8 月 2 日(木)申込締切

日本金属学会の会員でなくても応募できるが授賞決定後には会■講演大会プログラム広告員になることが望ましい．
.

展示方法
日本金属学会秋期講演大会( 2018 年 9 月 19 ～ 21 日，東北大学)

発行予定日において，応募作品を展示する．

原稿寸法

展示場への作品の搬入および搬出は応募者が行う．
展示パネルと電源は準備しますがそれ以外の備品などは応募者各自が準備すること．
.

2018年 9 月 1 日(土)天地260 mm×左右180 mm
A4 版 1P
1/2P 天地125 mm×左右180 mm
入稿原形態 完全データ(グレースケール)
広告料金

審査方法

掲載場所

審査員は理事会で決定し，展示場で審査する．
審査の観点材料啓発活動への寄与度，内容の新鮮さ，表現

普通頁

力，意欲などの個別項目を 5 点法で採点し総合点で審査する．
.

後付
後付

頁

掲載料金

1
1/ 2

70,000円
40,000円○上記の料金には消費税は含まれておりません．

授賞○原稿制作費は別途ご請求させていただきます．

◯World Materials Day Award
最優秀作品 1 作品(または 1 グループ)◯

各部門賞各部門 1 作品に表彰賞状のみ．

副賞 5 万円

2018年 7 月26日(木)2018年 8 月 2 日(木)

申込締切
原稿締切

贈呈は World Materials Day に受賞者の所属する機関で行う．
.

■講演概要集 DVD ジャケット広告

応募要領メールによる申込み記載事項(応募者名，住所，所属，作品
名，応募分野・部門，展示方法( web ，実物，写真，ビデオ等)，展示必要スペース・重量などを明記して応募下さい．

申し込み 下記アドレス宛にお申込下さい．

発行予定日
原稿寸法
入稿形態

(応募様式はホームページからダウンロード下さい)
応募期間年月日～月日
.

参考
昨年の受賞者による体験記事を「まてりあ」にて紹介しておりま

すのでご参考にして下さい(まてりあ57巻 5 号～7 号)．

2018年 9 月 5 日(水)天地120 mm×左右121 mm
完全データ(4 色カラー)
広告料金

掲載場所

頁

掲載料金

表紙 2 カラー
表紙 4 カラー1
1

50,000円
75,000円○上記の料金には消費税は含まれておりません．
申込・問合先〒9808544 仙台市青葉区一番町 11432(公社)日本金属学会
 022
2233685

各種賞係

FAX 0222236312%○原稿製作費は別途ご請求させていただきます．
申込締切日
原稿締切日

2018年 8 月 2 日(木)2018年 8 月 2 日(木)Email: gaffair＠jim.or.jp■申込・問合先年秋期講演大会
機器・書籍・カタログ展示会出展募集
大会プログラム広告および講演概要集
DVD ジャケット広告募集〒1040061 東京都中央区銀座 712
4(友野本社ビル 7F)
株式会社

明報社

担当

 033546
1337(代)

月岡太郎

FAX 0335466306%

Email: tsukioka＠meihosha.co.jp
URLhttp://www.meihosha.co.jp/

2018 年 9 月 19日(水)～21 日(金)の 3 日間東北大学川内北キャン
パスにて開催される秋期講演大会会場内で機器・書籍およびカタロ
グの有料展示会を開催いたします．あわせて講演大会プログラム，
講演概要集 DVD ジャケット掲載の広告の募集もいたします．



本 会 記 事採択された場合，提案者(企画責任者)はテーマ責任者として，積極的に講演募集を行い，また講演プログラムを編成する．シ
年秋期講演大会会期中の託児室設置のお知らせ

ンポジウムの企画に積極的な方々が将来，分科会・講演大会な2018 年秋期講演大会期間中，日本金属学会と日本鉄鋼協会が共同で託児室を開設いたします．利用ご希望の方はホームページ掲載

.

の申込要領をご確認の上「託児室利用申込書」に記入頂き，下記シ.

どで主導的に活躍されることを期待する．
講演の種類基調講演と応募講演
 テーマ，◯
 テーマ英語名，◯
 趣旨，◯
 基調講
提案書の内容◯ 推定講演数，◯
 関連分科
(関連分科
演の予定題目と講演者，◯ッター会社へ直接お申し込み下さい．

 提案者所属・役職/氏名，◯
 通信先住所・複数記入可)，◯■設置期間および利用時間(開始，終了時間は予定です）

■場所

設置期間

利用時間

2018年 9 月19日(水)8:30～17:30

2018年 9 月20日(木)8:30～17:30

2018年 9 月21日(金)8:30～16:30

TEL・FAX，Email第 1 分科エネルギー材料，第 2 分科エコマテリアル
第 3 分科電子・情報材料，第 4 分科生体・福祉材料
.

第 5 分科社会基盤材料，第 0 分科材料と社会提案書送付先下記宛てに Email で送付して下さい．2, 3 日
過ぎても受理返信通知のない場合はご連絡下さい．

.

テーマの選定講演大会委員会で選定し，結果は提案者に通知.

採択テーマの告知と講演募集「まてりあ」11号2019年春期講します．

仙台国際センター内(お申し込みの方へ直接ご連絡いたします)

演大会講演募集会告ならびに本会ホームページで行う．

■対象・利用料金

0 歳～2 歳
3 歳～学童まで

お子様 1 人につきお子様 1 人につき2,000円/1 日
1,500円/1 日

500円/1 時間の追加料金がかかります．
下のお子さん(弟もしくは妹)は上記金額の半額

.

講演申込締切日2019年 1 月 8 日(火)予定.

講演プログラムテーマ責任者がプログラム編成し，講演大会

.

講演時間応募講演15～25分(＋討論時間 5～10分＝合計20※利用時間外の場合※兄弟割引あり

委員会へ提出する．
～35分)
基調講演30分(＋討論時間10分＝合計40分)

利用者は利用当日，シッターの方(保育スタッフ)に利用料金をお支払い下さい．
なお，申込締切後のキャンセルはキャンセル料を頂く場合がありますので，あらかじめご了承下さい．
株 マザーズありすサポート■利用シッター会社. 講演概要原稿分量A4 判 1 ページ(応募講演，基調講演とも)【公募シンポジウム企画の採択基準】


企画責任者(シンポジウム chair)およびテーマ責任者(シンポジウム cochair)
 企画責任者は会員であること．
◯■お申込み方法
日本金属学会・日本鉄鋼協会ホームページ託児室案内の託児室利
用規約をご確認の上，「利用申込書」をダウンロードし，必要事 テーマ責任者は複数テーマを兼任しないこと．
◯

項を記入の上，下記シッター会社へメールにてお申し込み下さい．

 企画責任者またはテーマ責任者には，了解を得た講演大会委◯員が入っていること．

申込の際は，件名に「秋期講演大会の託児室予約」とご記入の上， 講演大会委員(専門分野)リストはホームページに掲載し，連◯利用申込書を添付して下さい．
株 マザーズありすサポートより返※申込受領後 3 営業日以内に，

信メールをお送りします．
■申込期間

2018年 8 月 1 日(水)～9 月 7 日(金)(定員に達し次第締め切らせて頂きます)■申込・問合せ先株 マザーズありすサポート 0223801117(代表)

絡先等は事務局に問合せする．


担当

講演大会委員会でテーマ責任者(代理者可)は企画提案の説明を行うこと．



継続テーマの採択条件(上記に追加)
今後も同一テーマのシリーズ化で公募シンポジウムを希望す佐藤Email: alice＠mothers.jp

る場合は，会員の研究活動一層の活性化を図ることを目的とした下記の採択基準の条件を満たす提案が求められます．
 全講演数の半数以上の応募講演数が見込まれること．
◯
 基調講演の非会員枠は原則， 1 ～ 2 件とし，会員の発表の場◯

年春期講演大会 公募シンポジウム
テーマ募集とすること．
 提案書の趣旨にどのような科学的知見が得られるかの記載が◯提案期限

年月日(土)

期日厳守

あること．
 継続テーマ提案が採択条件を満たさない場合，採択を否決す◯

会員の研究活動の一層の活性化を図ることを目的として，春秋講演大会において会員からの提案テーマによるシンポジウム講演を実る．

施いたしており，活況を呈しております．明年の春期講演大会の公否決テーマに対しては，一般講演を容認することもある．

募シンポジウムテーマを募集いたします．次の要領をご参照の上，活発な討論が期待できる有益なテーマを積極的にご提案下さい．
(提案様式はホームページよりダウンロードして下さい．）【募集対象の講演大会】

2019年春期講演大会(東京電機大学東京千住キャンパス)【実施要領】
境界領域を取り込むもの，最新の情報を含むもの，適時な討論展開ができるもの．
一般会員，若手・中堅研究者の，斬新なアイディアによる提案を期待する．

［参考］2018年春期講演大会における公募テーマ
S1

プラストンの材料科学

S2

医療・福祉のための Additive Manufacturing の材料科学

S3

金属表面の材料化学―めっき・耐食性・耐酸化性・触媒研究の新展開―

S4

照射欠陥形成制御機構の解明と耐照射性材料開発への新展開

S5

グリーンエネルギー材料のマルチスケール創製シンポジウム

S6

ナノ・マイクロ造形構造体の材料学

S7

ミルフィーユ構造の材料科学

これまでの金属学会になかったテーマを歓迎する．一つのシンポジウムの講演件数は10件以上であることを目安とする．
採択したテーマは，公募シンポジウムとして，講演申込を募集
会告する．

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan

問合・照会先Email: stevent＠jim.or.jp
 0222233685 %FAX 0222236312(公社)日本金属学会 講演大会委員会宛







年春期講演大会 企画シンポジウム
テーマ募集

公益社団法人日本金属学会「年度若手研究グループ」申請募集

最新の研究や技術を発信し，多くの研究者・技術者が集い交流す若手および調査・研究事業を活性化することを狙いとして，
2018 年度より若手主体の研究グループを設置いたしました．若手研究グループの登録を希望される方は下記を参照の上，申請用紙(ホームページにあります)でお申込下さい．
申請締切
年月日(土)概
要 研究会又は新規研究テーマの開拓に向けた課題の抽出や目標の明確化のための調査の実施や構成員による討論会や会議の開催等を行なう．目的・目標・活動計画を明確にし，機関誌等での活動報告を義務化した上で，活動費を支給する．
 対 象 者 申請者および構成員は 40 才以下の研究者であること．申請代表者は正会員であること．申請時には，構成員は 5 名以上であり，非会員を構成員とすることができるが，過半数は正会員であること．なお，構成員に最低 1 名は産業界のメンバーが入っていることが望ましい．また，活動開始時には，非会員の構成員は会員になること．
 活 動 費 年間50万円を上限とする．
 活動期間 2019 年 3 月 1 日～ 2021 年 2 月 28 日の 2 年間とし，原
則として延長は認めない．
 活動報告 研究成果報告として，講演大会において講演(研究グ
ループの企画セッション等が望ましい)を行うこと．
および，1 年経過後および活動終了後の 7 月に報告書を調査研究推進委員会に提出すること(必要な場合は説明いただく)．活動終了後， 6 ヶ月以内にまてりあに研究会の活動に関する記事を掲載すること．
 採択件数 2019年度の採択数は 5 件以内とする．

 応募方法 名称，申請代表者，構成員，申請理由，活動の概要，

活動計画，予算，成果の報告予定，関連分野を記載した申請書を提出する．
審
査 調査・研究推進委員会(分科会)で審査の後，理事会で決定する．必要に応じ，面談等を行うことがある．
備
考 その他は研究会の規程に準ずる．
活動費の使途は，会議費(会場費，会議中のお茶代・
弁当代)，旅費交通費，通信運搬費，消耗品費，印刷製本費等の運営費用とする．本会規程に基づく旅費・交通費の支給は可とする．ただし，講演大会中および講演大会と連続する日程で開催される構成員の会議等の旅費は不可．
会計担当者を置き，予算の消化状況の管理を行なうこと．予算の使用状況は半年毎に実績報告を行なうこと．費用の支出は，活動費申請書を事務局に提出して請求し，事務局が送金する．会計担当は，収入および支出を現金出納帳に記載するとともに，活動費の残金および参加等収入等の現金ならびに領収書を管理す
る．年度末に，決算書および出納簿，領収書を事務局に提出すること．これらの会計処理方法の詳細は会計マニュアルに定める(分科活動費会計処理に準ずる)．
審査基準 研究会への発展や新規研究テーマの開拓に貢献でき
るか．
研究会に類似のテーマはないか．
構成員は適切であるか．
必要性が高いか．
目的や目標が明確にされているか．
成果を広く周知する活動報告が計画されているか．
申 請 先 申請書を下記 E mail アドレスに送付して下さい． 2,
3 日過ぎても受理返信通知のない場合はご連絡下さい．
問 合 先 (公社)日本金属学会 若手研究グループ係
Email: gaffair＠jim.or.jp  0222233685

る魅力ある講演大会を目指して， 2017 年秋期講演大会より企画シンポジウムを実施しています．従来の公募シンポジウムとは違い，企業の方に積極的に講演頂くため，講演概要原稿の提出は問いません．講演発表は，一般(応募)講演枠は設けず，依頼講演および基調講演に限定いたします．
次の要領をご参照の上，活発な討論が期待できる有益なテーマおよび他学会との連携企画等積極的にご提案下さい．(提案様式はホームぺージよりダウンロードして下さい)
提案期限
年月日(水)【実施要領】

1.

企画責任者企画責任者は会員であること

2.

共同責任者公募シンポジウムの co chair と重複してもよいが，同時期開催の企画シンポジウム責任者と重複しないこと．

3.

講演の種類依頼講演および基調講演(一般会員からの講演募

4.

講演時間15分，20分，25分，基調講演(30分)

5.

質疑応答時間5 分または10分

6.

概要原稿A4 サイズ 1 枚(他の講演種別と同じ)集は行わない)

または

提

出不要

7.

非会員講演者の取扱い参加費，交通費，謝金は公募シンポ

8.

テーマの選定講演大会企画委員会で書面審査を行い，講演

ジウムに準ずる．
大会委員会において採択を決定し，結果は提案者に通知します．

9.

採択テーマの告知「まてりあ」11号ならびに本会ホームペー

10.

講演プログラム企画責任者がプログラム編成し，講演大会

11.

提案書送付先下記宛てに E mail で送付して下さい．2, 3日

ジで行う．
委員会へ提出する．
過ぎても受理返信通知のない場合は，ご連絡下さい．
問合せ・照会先Email: stevent＠jim.or.jp
 0222233685(公社)日本金属学会

◇



◇

講演大会委員会宛◇

本 会 記 事

日本金属学会
公益社団法人日本金属学会「研究会」新規・更新申請募集

研究会規則(規則の目的)第1条

この法人の研究会規程を公正かつ適切に運用するため，調査・研究委員会の決議により，この規則を定める．
研究会の登録を希望される方は研究会実施要領および下記規則を(運営費)

ご参照の上，お申込下さい．新規申請の研究会は新規申請用紙，継第2条

研究会規程第 14 条第 1 項によるこの法人の運営費の限度額は100,000円とする．

続延長申請の研究会は継続更新申請用紙でお申込下さい．(申請用
紙はホームページよりダウンロードして下さい)

2

この法人の運営費以外の運営は参加費等収入で充当する．

申請締切
年月日(土)3

企業からは原則として分担金を徴収しない．

4【実施要領】

前項に定める同系統のテーマで継続的活動を目的とする更新申請の承認にあたっては，会告や会場の手配などの支援はす研究会の目的研究会は先端領域又は学術領域における研究会を効るが活動支援金を提供しない場合もある．

率的に推進するために活動することを目的とする．


年間運営費100,000円(研究会の申請)

活動期間新規申請の場合 1 期 5 年間以内，継続更新の場

第3条

合は，延長期間 1 期 3 年以内．
最長活動期間は 2 期 8 年以内
研究会名称，◯
活動目的，◯
活動期間，
新規申請書の内容◯2

 代表世話人，◯
 世話人(複数可)，◯ 構成員名簿◯3

 研究会名称，◯
 継続理由，◯
 延長
継続更新申請書の内容◯ 代表世話人，◯
 世話人，◯
 構成員，◯
 これまでの成期間，◯

研究会の新規申請書ならびに継続更新申請書は 9 月上旬までに調査・研究委員会に申請するものとする．
調査研究推進委員会は申請書を審査の上，調査・研究委員
会の議を経て，理事会の承認を得るものとする．
研究会の年間採択数は新規は 2 件以内，継続更新は 2 件以
内とする．

4

 今後の活動計画書
果報告，◯

新規に採択された研究会は 3 年経過後に継続する目処がた
たなくなった場合は研究会を解散することが出来る．



年間採択数新規 2 件以内，継続(延長)申請は 2 件以内



研究会の審査調査研究推進委員会で 1 次審査をし，理事

5

研究会の活動期間中に春秋公募シンポジウムを 1 回以上開会で最終審査を行う．

(研究会の新規申請)




審査基準

第4条

催しなければならない．

学術貢献出来る研究会が望ましい．

新規申請は代表世話人が所定の研究会申請書を期日までに調査・研究委員会に提出する．

2

類似の研究会に属しない．

新規応募の申請書に記載する事項は次の通りとする．

構成員は適切か．



研究会の名称および活動目的

そのテーマの研究会が必要か．




活動計画

研究会活動期間中に講演大会公募シンポジウムや金属学会



期待される成果

代表世話人(氏名，所属，役職名，TEL，E
mail)




世話人の名簿 2019 年 2 月に終了する研究会で，過去に継続(延長)の申請



構成員の名簿をしている研究会は，現在の活動期間で終了となります．



活動期間は 1 期 5 ヵ年以内とする

 2019 年 2 月に終了する研究会で，これまで継続(延長)の申(更新申請)

シンポジウムを計画しているか．
現在活動中の研究会の留意事項



請をしていない研究会は，1 期 3 年の継続(延長)の申請が出

第5条

1 期 5 年終了後，さらに活動を継続する場合，代表世話人
は更新申請書を期日までに調査・研究委員会に提出する．

来ます．ただし，研究会の審査により 2 件以内の採択とな

2

ります．







更新申請に記載する事項は次の通りとする．

申請書送付先下記宛に Email で送付して下さい． 2, 3 日

研究会の名称および継続理由

過ぎても受理返信通知のない場合はご連絡

代表世話人(氏名，所属，役職名，TEL，E
mail)

下さい．




世話人の名簿問合・照会先E
mail: gaffair＠jim.or.jp

構成員の名簿

これまでの成果報告書



今後の活動計画書



延長期間 1 期 3 ヵ年以内とする



最長活動期間は 2 期 8 ヵ年以内とする

 0222233685(公社)日本金属学会

研究会係※調査研究推進委員会旧分科会企画委員会
調査・研究委員会

旧分科会委員会(研究会の構成員)
第6条

この法人の会員は当該代表世話人に申し込むことで，その研究会の定常的構成員になることができる．

2

代表世話人は新たに参加した構成員を事務局に通知する．

3

研究会の定常的構成員は少なくともその 2 / 3 以上をこの法人の会員で構成されなければならない．

4

◇

◇

◇

同一人が複数の研究会に登録しても差し支えないものとする．

(研究会の審査)第7条

2
3

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan

研究会の新規および継続更新の審査は，下記による．
調査研究推進委員会で 1 次審査をし，理事会で最終審査を行う．
研究会の審査は次の基準による



学術貢献出来る研究会であるか

類似の研究会に属しないか

構成員は適切か

そのテーマの研究会が必要か







本会の講演大会公募シンポジウムや金属学会シンポジウムの開催を計画しているか(研究会の開催)
第8条

2

研究集会を催す場合は，下記による．
研究集会は，会告により，会員に公開する．ただし，緊急の会合の場合は前項の定常的構成員のみに通知することもあり
得る．

3 春秋大会会期中の研究集会は，原則として開催は認めない．
(研究会の運営)
第9条

研究会の運営に関する事務処理は代表世話人のもとで行う．

2

研究会が内外の学協会と共催または協賛のもとにシンポジ
ウムまたは国際会議等を開催しようとする場合は，研究会の代表世話人が所定の手続きを経て理事会に申請するものとし，その可否は理事会の決議を要する．

これまで設置された研究会
1．高融点金属基礎研究会(1977.2～1982.3)

2．高温質量分析研究会(1977.9～1982.3)

3．アモルファス金属に関する研究会(1977.9～1982.3)

4．チタン研究会(1977.9～1982.3)

5．マルテンサイト変態に関する研究会(1978.2～1983.3)

6．核融合炉研究会―総合評価のための―(1978.5～1983.3)

7．材料照射研究会(1978.5～1983.3)

8．磁石材料研究会(1978.5～1983.3)

9．結晶粒界研究会(1981.2～1986.3)

10．高温変形および破壊研究会(1981.9～1986.3)

11．金属間化合物の機械的性質研究会(1983.2～1988.3)

12．材料重照射研究会(1984.2～1989.3)

13．ステンレス鋼研究会(1984.2～1989.3)

14．形状記憶合金の基礎と応用に関する研究会(1985.2～1990.3)

15．エレクトロニクス材料の物理化学研究会(1985.2～1990.3)

16．気相急冷非平衡合金研究会(1985.2～1990.3)

17．計算機支援による材料設計研究会(1986.2～1991.3)

18．金属とセラミックスの接合研究会(1986.2～1991.3)

19．高温強化研究会(1987.3～1992.2)

20．高純度金属研究会(1988.3～1991.2)

21．破壊の物理と化学研究会(1988.3～1991.2)

22．ベイナイト研究会(1988.3～1991.2)

23．結晶粒界研究会(1991.3～1994.2)

24．水素機能研究会(1991.3～1994.2)

25．照射材料評価研究会(1992.3～1995.2)

26．金属と社会研究会(1992.3～1997.2)

27．めっき膜の構造および物制制御研究会(1993.3～1998.2)

28．高純度ベースメタル研究会(1993.3～1998.2)

29．集合組織と材料特性研究会(1994.3～1999.2)

30．相安定性・相変態研究の新技法研究会(1994.3～1999.2)

31．金属系バイオマテリアル研究会(1994.3～1998.2)

32．結晶性材料の高温強度特性研究会(1995.3～2000.2)

11テーマ研究会

33．チタン合金の基礎物性研究会(1995.3～2000.2)

No.

代表世話人

34．コンピューターシミュレーションによる原子・電子レベルでの材料創成研究会(1995.3～2000.2)

晴行(京 都 大 学)

35．界面の原子論研究会(1996.3～1999.2)

36．拡散研究会(1998.3～2003.2)(研究会の活動および成果報告)
第10条

2

研究会の活動および成果報告は，下記による活動期間中の研究会の代表世話人は 2 月中旬までに，その年度の活動報告書を調査・研究委員会に提出しなければならない．また，2 月中旬までにその年度の経費の使用明細書(領収書添付)を事務局に提出しなければならない．

3

研究会を終了する代表世話人は 2 月中旬までに成果報告(A4版 1 頁講演大会やシンポジウム開催報告)を調査・研究委員会に提出し，金属学会ホームページに公表しなければならない．

4

最終成果報告書は欧文誌，会誌の投稿またはまてりあ特集号に掲載しなければならない．

(委員会の関与)
第 11 条

この規則に疑義が生じた場合は，調査研究推進委員会で協議する．
(規則の改廃)第 12 条

この規則を改廃する場合は，調査・研究委員会の決議を

要する．

年度活動中の研究会
名

称

活動期限

プラストンに基づく変形 2013年 3 月～
1 70 現象研究会
2021年 2 月

乾

水素化物に関わる次世代 2014年 3 月～
2 72 学術・応用展開研究会
2019年 2 月

折茂

慎一(東

北

大)

水素誘起超多量空孔研究 2014年 3 月～
3 73 会
2019年 2 月

藤浪

真紀(千

葉

大)

チタン製造プロセスと材 2014年 3 月～
4 74 料機能製研究会
2019年 2 月

成島

尚之(東

北

大)

2015年 3 月～
2020年 2 月

中島

英治(九

高温変形の組織ダイナミ 2015年 3 月～
6 76 クス研究会
2020年 2 月

佐藤

裕之(弘

5 75 キンク研究会

7 77 高度超塑性成形研究会

2016年 3 月～
2021年 2 月

佐藤

8 78 触媒材料の金属学研究会

2017年 3 月～
2022年 2 月

亀岡

金属・無機・有機材料の結晶 2017年 3 月～
9 79 方位解析と応用技術研究会
2022年 2 月

高山高エネルギー環境用材料 2018年 3 月～
10 80 評価研究会
2023年 2 月

橋本

材料機能特性のアーキテ 2018年 3 月～
11 81 クチャー研究会
2023年 2 月
期間延長研究会



木村

大)
前

大)

英一(宇宙航空開発機構)
聡(東

北

大)

善匡(宇 都 宮 大)
直幸(北
好里(東

大)
工

大)

36．ハイパフォーマンス・バイオマテリアル研究会(1998.3～2001.2)

38．超高純度金属研究会(1998.3～2003.2)

39．材料集合組織研究会(1999.3～2002.2)

40．高温材料設計研究会(2003.3～2005.2)

41．ストラクチャーダイナミックス研究会(2000.3～2003.2)

42．機能性薄膜研究会(2000.3～2003.2)

43．可逆的インターコネクション研究会(2001.3～2004.2)

44．ナノプレーティング研究会(2002.3～2005.2)

45．水素新機能研究会(2002.3～2005.2)

46．エキゾチック金属間化合物の構造・相安定性と物性研究会(2003.4～2005.2)

47．強ひずみ加工微細組織制御研究会(2004.3～2008.2)

48．照射場材料制御研究会(2004.3～2009.2)

49．次世代軽負荷マグネシウム研究会(2004.3～2009.2)

50．超高純度ベースメタル研究会(2004.3～2007.2)

51．先進材料の高温強度と組織研究会(2005.3～2009.2)

52．ベリリウム金属間化合物研究会(2005.3.～2008.2)

54．ナノプレーティング研究会(2006.3～2013.3)56．結晶方位と組織の制御研究科(2006.3～2011.2)

57．変位型相変態を利用した構造・機能性材料研究会(2007.3～2012.2)

58．機能性ポーラス材料研究会(2008.3～2013.3)

59．機能性チタン合金研究会(2008.3～2013.3)

60．格子欠陥制御工学研究会(2008.3～2013.3)

61．核融合システム・材料統合研究会(2009.3～2012.2)

本 会 記 事

申 込 先〒1138656 東京都文京区本郷 7
31

62．励起反応場を用いた低次元ナノ材料創成研究会(2009.3～2015.2)

63．計算材料科学研究会(2009.3～2012.2)

東京大学大学院工学系研究科マテリアル工学専攻

64．触媒材料研究会(2009.3～2015.2)

日本金属学会関東支部事務局

65．高温強度と組織形成の材料科学研究会(2010.3～2015.2)

66．熱電変換材料研究会(2011.3～2014.2)

Email: nakaya＠wood3staff.t.utokyo.ac.jp
/%
FAX 0358417107

67．結晶と組織の配向制御による材料高性能化研究会(2011.3～2017.2)

68．シンクロ型 LPSO 構造研究会(2011.3～2014.2)

69．エレクトロニクス薄膜材料研究会(2013.3～2018.2)

71．グリーンエネルギー材料のマルチスケール創製研究会(2013.3～2018.2)

中屋宛

平成
年度材料セミナー■テーマ「電子顕微鏡による組織観察・分析の基礎と応用」
開催日時
開催場所

2018年10月 4 日(木)～5 日(金)/1000～1630(両日)大阪府立大学中百舌鳥キャンパス B5 棟 3 階 3B34号室(堺市中区学園町 11)

支部行事

(プログラム)［10月 4 日(木)］関東支部講習会
材料データベースの最前線―何がどこにどれだけあるの―

10 : 00 ～ 10 : 55 【講義】 走査型電子顕微鏡を用いたミクロ組織

11 : 05 ～ 12 : 00 【講義】 透過型電子顕微鏡の仕組みと電子線回

13 : 00～16 : 30 【実習】

観察と元素分析の基礎
折と結像の基礎

オープンサイエンスの普及の観点からも，世界的に金属材料を中心とした材料，素材の基礎特性を多面的に収録した材料データベー
スが公開，販売されています．これらの情報は，今後のデータサイ

課題 1(EPMA) 金属材料のミクロ組織観察と定性・定量分析
課題 2(TEM) 金属・鉄鋼材料の高分解能 TEM/STEM 観察

エンスと材料科学の連携に必要なだけでなく，マルチマテリアル化［10月 5 日(金)］などにおいても極めて有効なツールとなってきています．本支部で10 : 00～12 : 00 【講義】 高分解能 TEM/STEM 法の基礎と応用

は，広く公開されている材料の基礎特性データベースの紹介，利用13 : 00～16 : 30 【実習】

方法の説明および収録されているデータの信頼性などを解説する講

課題 1(EPMA)

金属材料のミクロ組織観察と定性・定量分析

習会を企画いたしました．多くの皆さまの参加をお待ちしておりま

課題 2(TEM)

金属・鉄鋼材料の高分解能 TEM/STEM 観察

す．

(注実習は 2 班に分かれ，1 日と 2 日で課題を入れ換えます)

日

時

場

所

2018年 9 月 5 日(水) 9 : 45～17 : 15
東京大学(本郷キャンパス)■テーマ「技術者のための鉄鋼材料入門」

工学部 4 号館 3 階

419・42講義室
http://www.material.t.utokyo.ac.jp/contact.html

開催場所

最寄駅本郷三丁目駅(東京メトロ丸の内線・都営大江(プログラム)

開催日時

戸線) 徒歩15分
根津駅(東京メトロ千代田線)

徒歩 9 分

東大前駅(東京メトロ南北線)

徒歩 7 分2018年11月13日(火) 930～1730(一財)大阪科学技術センター 4 階 405 号室(大阪市西区
靱本町 18
4)

9 : 30～11 : 30 【講12 : 45 ～ 14 : 45 【講(京都大学 先生)義】 鉄鋼材料の力学特性
高強度鋼

JFE スチール 木村英之

15 : 00 ～ 17 : 00 【講義】 鉄鋼の熱処理と相変態～拡散変態と支部長挨拶

9 : 50～10 : 50

NIMS 物質・材料データベース(MatNavi)とその他
NIMS 桑島 功の材料情報

17 : 00～17 : 30 【質疑・応答】

10 : 50～11 : 35

ICSD をはじめとする結晶構造データベースの紹介
化学情報協会 藤井久美子■テーマ「材料系のための第一原理マテリアルデザイン入門」

11 : 35～12 : 50

―昼食―

開催日時

2018年11月29日(木)10 : 00～17 : 00
30日(金) 9 : 00～17 : 00

開催場所

大阪大学大学院工学研究科

座長

マルテンサイト変態(京都大学 柴田先生)

NIMS 大出真知子

12 : 50～13 : 50

熱力学データベースの紹介
材料設計技術研究所 橋本

13 : 50 ～ 14 : 50
14 : 50～15 : 00

座長周

～変形の基礎と(千葉工業大学 寺田先生)

9 : 45～ 9 : 50

関東支部長

東大 山口

～鉄鋼材料の魅力とその

科学

プログラム
座長

義】 鉄鋼材料基礎清

材料開発・物性記念館(R4棟) 2 階研修室(吹田市山田丘 21)

DICTRA を用いた鋼の相変態挙動解析およびそのJFEスチール 山下孝子
mobility データについて［11月29日(木)］―休憩―

10 : 00～10 : 45 【講義】 第一原理計算の基礎義】 計算機マテリアルデザイン研究事例(プログラム)(大阪大学 佐藤先生)

東芝 藤田敏之

15 : 00 ～ 16 : 00

NIMS クリープデータシートの概要及び活用事例
NIMS 木村一弘と注意点

10 : 50～12 : 30 【講16 : 00 ～ 17 : 00

NIMS 疲 労 デ ー タ シ ー ト の 収 録 デ ー タ ， 活 用 方NIMS 古谷佳之
法，注意点

13 : 30～17 : 00 【演17 : 00～17 : 05

閉会の挨拶

［11月30日(金)］9 : 00～ 9 : 45 【講義】 スピントロニクス材料のデザイン講義

9 : 50～12 : 30 【演習】 スピントロニクス材料のデザイン演習

定

員

申込方法

実行委員会代表

NIMS 御手洗容子

80名
申込書(ホームページ)を添えて月日(月)までに下記宛てに申込下さい．

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan(大阪大学 濱田先生

福島先生

北海道大学 國貞先生)

習】 MedeA チュートリアル(MOLSIS 社講師)

(大阪大学 佐藤先生)(大阪大学 佐藤先生，福島先生)

13 : 30～14 : 15 【講義】 表面吸着系のマテリアルデザイン講義

問合せ先

材料システム工学専攻長

14 : 20～17 : 00 【演習】 表面吸着系のマテリアルデザイン演習(大阪大学 濱田先生

北海道大学 國貞先生)

 0664435326

裕Email: ytksato＠material.tohoku.ac.jp※封筒に「教員公募(材料システム工学専攻 微粒子システムプロ

申込み・問合せ先 〒5500004 大阪市西区靱本町 184(一財)大阪科学技術センター
ニューマテリアルセンター内(一社)日本鉄鋼協会(公社)日本金属学会関西支部

佐藤・%
FAX 0227957352(大阪大学 濱田先生)

セス学分野教授)」と朱書きし，郵送の場合は書留とすること．なお，応募書類は返却いたしませんのでご了承下さい．

材料セミナー係

FAX 0664435310%

Email: nkansai＠ostec.or.jp
詳細は，本会ホームページ →◇金沢大学

関西支部行事をご覧下さい．

理工研究域

公募人員

准教授

所

理工研究域

属

専門分野

もしくは

機械工学系

教員公募◇

テニュアトラック(TT)助教

名

機械工学系

http://www.me.se.kanazawau.ac.jp
機械材料，構造・機能材料等の分野で，金属学を基礎に研究活動できる方〈公募類記事〉
無料掲載募集人員，締切日，問合先のみ掲載．
有料掲載1/4頁(700～800文字)程度．
「まてりあ」とホームページに掲載15,000円＋税ホームページのみ掲載
10,000円＋税〈その他の記事〉 原則として有料掲載．
原稿締切・掲載号毎月 1 日締切で翌月号 1 回掲載
原稿提出方法電子メールと FAX 両方(受け取りメールの確認をして下さい)原稿送信先%FAX 0222236312 Email : materia＠jim.or.jp

公募

公募人員

教授 名

所

材料システム工学専攻

専門分野

理工学域

機械科学専攻，大学院自然科学研究科博士後期課程
担当科目

学類・大学院での上記専門分野に関する科目，ならびに製図，実験などの実習科目

勤務形態

准教授常勤(任期なし)， TT 助教常勤・任期 5 年(任期中にテニュア付与の審査有り)

給

年俸制

与

応募資格

着任時に博士の学位を有する研究者．研究，教育に熱意

着任時期

2019年 4 月 1 日
 履歴書


教員

公募◇

提出書類




研究業績




主要論文の別刷(5 編以内，コピー可)子システムプロセス学分野



学会および社会における活動

微粒子・粉体を創製し，その活用による材料の創形や新

科学研究費補助金，受託研究，共同研究，寄附金な

応募資格

マイクロシステム学講座

微粒

どの外部資金の獲得状況

博士の学位を有し，当該分野の教育・研究に意欲があ

これまでの研究活動および教育活動とその状況

り，日本語と英語で講義のできる方

教育・研究に対する抱負

担当授業科目 「学部」粉体加工学，材料破壊力学，材料システム

工学コース研修等

応募者に関して意見を伺える方 1 名以上の氏名，
連絡先「大学院」(前期)応用粉体加工学，疲労と破壊の材
料学，弾塑性力学等，(後期)材料システ

応募締切 2018年10月19日(土)必着
応募書類提出先 〒9201192 石川県金沢市角間町

ム工学博士研修等期

機械科学専攻(准教授のみ)

機能の創出に関する教育と研究を行う．

任

機械工学類，フロンティア工学類，大学院自然科学研究科博士前期課程を有し，産学連携等への積極性があること．

◇東北大学大学院工学研究科
属

教育担当

なし

問合せ先

年月日(金)公募締切 

金沢大学理工研究域機械工学系

系長

教授

金沢大学理工研究域機械工学系

教授

渡邊千尋

木綿隆弘

 076
2344677

2019年 4 月 1 日(月)
 履歴書，
 学位論文題目，
 研究業績概要( A4 版 2
提出書類 

Email: chihiro＠se.kanazawau.ac.jp※応募書類は，封筒表面に「材料工学分野教員公募書類」と朱書き

 研究業枚以内)と主要論文 5 編の別刷り(コピー可)，
績リスト(学術論文，参考論文，著書，特許(出願件数

の上，簡易書留にて郵送して下さい．なお，応募書類は原則とし

着任時期

申請中を含む，登録件数，主要特許 10 件前後のリストて返却しません．
※詳細な情報は以下の URL をご覧下さい．

(特許出願・公開・公告 No ，発明者氏名，発明題目))

https://www.se.kanazawau.ac.jp/researcher/koubo.html

 獲得外部研究資金(科研費等)一覧(大学や公的な等)，
 受賞，
 招待講演等，
教
研究機関に所属の場合)，
学会活動歴(委員 所属学会，
育業績(担当科目等)，

助

研究活動，社会活動等に関する一覧表，

会等)，

成

教育活動に関する今後の研究計画(A4 版 2 枚以内)，
照会可能な方 2 名の氏名と連抱負(A4 版 2 枚以内)，

助成事業

応募者の連絡先(住所，
絡先(住所，電話，Email)，



国際学会出席旅費の支援

電 話 ， E mail ) ( マ テ リ ア ル ・ 開 発 系 ホ ー ム ペ ー ジ

国際学会開催の支援( http: // www.material.tohoku.ac.jp / news / jobs.html )上応募締切に掲載の「公募提出書類作成の注意点」に留意して書類

応募要領

2018年 8 月31日，2019年 2 月28日
http//www.spss.or.jp をご覧下さい．

を作成すること)

問合せ先

公益財団法人宇宙科学振興会

書類送付先

〒980
8579 仙台市青葉区荒巻字青葉 6602
東北大学大学院工学研究科
三原

宇宙科学振興会

 042
7511126

公募

Email: admin＠spss.or.jp

マテリアル・開発系長毅

本 会 記 事Fabrication and Thermoelectric Properties of Al/
Yuta Hayashibara,
Mg2Si Composite Materials

日 本 金 属 学 会 誌 掲 載 論 文

Kei Hayashi, Ikumi Ando, Masataka Kubouchi,
Yohei Ogawa, Wataru Saito and Yuzuru MiyazakiVol. 82, No. 7（2018）―論文―
鋼中 MnS の優先析出サイトとして作用するアルミナ
クラスター介在物の形態的特徴
上島良之

竹林聖記

山本研一

宮嵜雅文

水上和実

Ti
Nb 合金の高温酸化挙動と酸化被膜の構造
小川裕也

三浦永理

エッチングアルミニウムワイヤー触媒担体のメタノー
平松宏美 桜井 誠 亀山秀雄
ル改質反応への応用
MgCa 合金圧延材の室温成形性および制振性に及ぼすカルシウム濃度の影響
野口智之

鈴木一孝 黄 新
塚田祐貴 小山敏幸

斎藤尚文
千野靖正

Ti-42 massNb 合金のマルテンサイト変態に伴う電竹元嘉利 丸山拓也 井尻政孝
気抵抗変化

超伝導加速空洞用高純度ニオブの再結晶挙動と集合組
織
山口裕太

泉

拓水

湯浅元仁

宮本博之

山中

将

陽極酸化により形成した自己組織化ナノホール構造を有する SUS316L ステンレス鋼上での細胞挙動評価
宮部さやか
土谷博昭

末廣隆史
廣本祥子

藤永悠志
藤本慎司

―Special Issue on Nanostructured Functional
Materials and Their Applications II―
Tomoyuki Yamamoto
PREFACE
Nanostructure Analysis

Crystalline Approximant of Amorphous Fe-Si-B
Akihiko Hirata
Structures
Crystallographic Relationship between the n (Mn82
Si18) and H (Mn7Si2V) Phases in the Mn-Si-V Alloy
SystemKei Nakayama, Daichi Kurihara and Yasumasa Koyama
Advanced Ab Initio Simulations

Ab-Initio Multiplet Calculations Using Iterative
Algorithms for X-ray Absorption Spectra at Transition Metal L2,3-Edges
Masato Urasaki and Hidekazu Ikeno

First-Principles Calculations of Ionic Conduction
in Olivine-Type LixFePO4
Ippei Kishida, Shota Koyama and Yoshiyuki Yokogawa
Nanomaterials with Highly Correlated Electron Systems

Crystal Structure and Magnetic Properties of
La0.8R0.2(Fe0.88Si0.12)13 (R＝Sm and Tb) ComVuong Van Hiep, Nguyen Khac Thuan,poundsDo Thi Kim Anh and Hoang Nam Nhat

Materials Transactions 掲載論文
Vol. 59, No. 7（2018）―Special Issue on Thermoelectric Conversion
Materials X―
Roles of Carrier Doping, Band Gap, and Electron
Relaxation Time in the Boltzmann Transport Calculations of a Semiconductor's Thermoelectric
Yukari Katsura, Hidenori Takagi andProperties
Kaoru Kimura

Synthesis of High-Density Bulk Tin Monoxide andIts Thermoelectric Properties
Shimpei Kuwahara, Sora-at Tanusilp, Yuji Ohishi,
Hiroaki Muta, Shinsuke Yamanaka and Ken Kurosaki

Thermoelectric Properties of p-Type Half-Heusler
Compounds FeNb0.9M0.1Sb (M＝Ti, Zr, Hf)
Wanthana Silpawilawan, Yuji Ohishi, Hiroaki Muta,
Shinsuke Yamanaka and Ken Kurosaki

Observation of Interface between ThermoelectricMaterial Zn4Sb3 and Electrodes by Resistance
Scanning and Seebeck Coefficient Mapping Techniques
H. Kunioka, H. Obara, A. Yamamoto and T. Iida

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan

Enhancements of Critical Current Density in the
Pb
Sr
Ca
Cu
O Superconductor by Na SubstiBi
Duc H. Tran, Tien M. Le, Thu H. Do,
tutionQuynh T. Dinh, Nhan T. T. Duong, Do T. K. Anh,
Nguyen K. Man, Duong Pham and Won-Nam Kang

Dynamical Susceptibility and Elementary Excitations in Monolayer Ferroic Films Described by XZ
Niem T. Nguyen, Thao H. Pham,
Heisenberg Model
Giang H. Bach and Cong T. BachAdvanced Spectroscopy

Role of Gap Size and Gap Density of the Plasmonic
Random Gold Nanoisland Ensemble for SurfaceEnhanced Raman Spectroscopy
Oanh T. T. Nguyen, Dat Tran, Quynh N. Nguyen,
Nghia X. Nguyen, Lien H. Nghiem, Thang D. Dao,
Tadaaki Nagao and Chung V. Hoang

Interaction of Arachidic Acid Langmuir Monolayers with Trivalent Ions La3＋ and Fe3＋ Studied byVibrational Sum-Frequency Spectroscopy
Nguyen Thi Hue, Nguyen The Binh and Nguyen Anh Tuan
Advanced Processing of Nanomaterials

Fabrication of Microsized Magnetic Materials by
Ink-Jet Printing
L. V. Cuong, N. K. Thuan and P. D. ThangSynthesis and Properties of Fe3O4/Polyaniline
Nanomaterial and Its Ability of Removing Arsenic
Vu Q. Trung, Nguyen T. H. Trang,in Wastewater

Analysis of Microstructure and Its Effect on Yield
Strength of Pure Alpha-Titanium Consolidated byPeng Luo
Equal Channel Angular Pressing

Tran M. Thi, Khongvilay Vorayuth, Nguyen M. Nghia and
Mai A. Tuan

Materials Chemistry

Formation of Corrosion-Resistant Films on Al
Zn
Mg Alloy by Steam Coating Using AcidicZn(NO3)2 Aqueous Solutions

Application of Nano-Ag Fabricated by the Electrical Spark Discharge Method for Restraining
Aspergillus Niger

Tetsuya Yokomizo, Yuta Shimada, Mika Tsunakawa,
Ai Serizawa and Takahiro Ishizaki

Kuo-Hsiung Tseng, Meng-Yun Chung and Juei-Long Chiu

An Investigation of Silver Nanoparticles Formation under Presence of Graphene Quantum Dots as
Reducing Reagent and Stabilizer

Effects of Solution Treatment on Corrosion
Properties of Mg 6 mass  Al 1 mass  Zn 2
6 massAl
1 massmassCa (AZX612) and Mg
Motohiro Yuasa, Xinsheng Huang,Zn (AZ61) Alloys

Hoang Vinh Tran, Anh Duc Chu, Tuan Van Nguyen,
Nghia Duc Nguyen, Thu Dieu Le and Chinh Dang Huynh

Kazutaka Suzuki, Naobumi Saito and Yasumasa Chino

Synthesis of ZnTiO3 and Ag/ZnTiO3 and Their
Antibacterial Performances

Reduction of Nickel and Iron from Low-Grade
Nickel Laterite Ore via a Solid-State DeoxidizaBo Li, Zhiguang Ding,tion Method Using Methane

Le H.T. Anh, Nguyen Tri, Nguyen T.T. Van and
Huynh K.P. Ha

Yonggang Wei, Shiwei Zhou and Hua Wang

Photoactivity of Reducing Graphene Oxide andTitanium Dioxide Composite for Cinnamic Acid
Nguyen Phung Anh,
Degradation

Materials Processing

Influence Factors for the Determination of Vermicular Graphite Ratio in Cast Iron Measured by
Qingyi Liu, Ailong Jiang,
Ultrasonic Method

Huynh Thi Kim Chi, Nguyen Tri and Hoang Thi Kim Dung

Junbo Wang and Dequan Shi―Regular Article―

Joining of Metals by Super-Spread Wetting on
Surface Fine Crevice Structure Created by Reduction-Sintering Copper Oxide Powder

Microstructure of Materials

Effects of Tempered Microstructure and Hydrogen Concentration on Hydrogen-Induced Embrittlement Susceptibility of 10B21 Screws at Low
Kuan-Jen Chen, Fei-Yi Hung,
Temperature

Jaebong Yeon, Yuya Ishida, Masashi Nakamoto andToshihiro Tanaka

Truan-Sheng Lui and Chien-Hao Tseng

Formation of Multiscale Protrusions on Commercially Pure Titanium and Stainless Steel by TwoStage Sputter Etching Using Different Cathode
Keijiro Nakasa, Akihiro Yamamoto,Disks

Mechanical Properties and Fatigue Behavior of
1.2Mg
1.0Si
1.0Cu AlumiCast/Forged Al
Teng-Shih Shih and Jia-Wey Lin
num Alloys

Takashi Kubo, Rongguang Wang and Tsunetaka Sumomogi

Determination Approach of Dislocation Density
and Crystallite Size Using a Convolutional Multiple Whole Profile Software―Rapid Publication―
Effects of Milling Time and Process Control Agenton the Austenite Stability of Nanocrystalline Fe10Mn Alloy Obtained via Spark Plasma SinterKeunhak Kim, Seung-Jin Oh, Dongsung Park,
ing

Kodai Murasawa, Masato Takamura, Masayoshi Kumagai,
Yoshimasa Ikeda, Hiroshi Suzuki, Yoshie Otake,Takayuki Hama and Shinsuke Suzuki

In-Jin Shon and Seok-Jae Lee

Effect of Rotary Forging on Microstructure and
3Al
1Zn Magnesium
Mechanical Properties of Mg
Shan Jiang, Chengrong Wu and Taibin Wu
Alloy

Sterilization by a Pulsed Electric Field with Dendritic Gold Electrodes
Soichiro Deguchi, Masataka Hakamada andMamoru Mabuchi

Mechanics of Materials

Texture and Mechanical Properties of Al
Mg Alloywith Unimodal and Bimodal Grain-Structures
Formed by Accumulative Roll Bonding and AnKeizo Kashihara and Nobuhiro Tsujinealing

Erratum

Characterization of All Solid State Batteries with
LiPON Thin Films Obtained with Different SubChaomin Zhang,strates and RF Sputtering Times
Linjun Wang, Xin Ji and Guishun Li

◇



◇

◇

本 会 記 事

まてりあ

第
巻

第号

予告

［巻 頭 記 事］貨幣をつくる金属材料［最近の研究］酸化物系セラミックのフラッシュ焼結と今後の進展 ………………………………山本剛久 吉田英弘
新規酸化物強誘電体 BaAl2O4 の低エネルギーフォ
ノンと構造相転移 …………………………石井悠衣

液相法によるナノ粒子表面への金属酸化物のナノ
コーティング ………………………………大野智也―他――編集の都合により変更になる場合がございます．―(2018年 4 月21日～2018年 5 月21日)

正

員

森
英明
和田正弘
森川勝美
学

生

高野宏大
鈴木陽大
岩井
愛
加藤勇一
牧
伸浩

独立行政法人造幣局
三菱マテリアル株式会社
黒崎播磨株式会社

江藤徹二郎
西村美郎
梯 伸一郎

久留米工業大学

中田
匠
津田和人
長尾哲郎
楠木啓介
工藤大輔

京都大学

あいち産業科学技術総合センター

屋代如月
阿部一彦

岐阜大学

安岡
佑
野口晃輔
藤本
誠
内田勇樹

大阪大学

宮城県産業技術総合センター

三菱マテリアル株式会社

員
北海道大学
北海道大学
北海道大学
京都大学
横浜国立大学

富山高等専門学校
東北大学
東北大学

東京工業大学
京都大学
新居浜工業高等専門学校

東北大学

外国一般会員Kim Jaewoong

Korea Institute of Indus-

Li Peng

Dalian University of Technology

trail Technology

外国学生会員Kingkam Wilasinee

Harbin Engineering

REN Yongsheng

東京大学

University

― ・

―

・

―

バイオマテリアルサイエンス―基礎から臨床まで―(第版)
山岡哲司

大矢裕一

中野貴由

石原一彦 著

2003年，高分子を学ぶ大学学部用の教科書として「バイオマテリ

章では，人工臓器・医療デバイスの構造・機能，8 章では，ドラッ

アルサイエンス」が出版された．その後，幹細胞研究の急速な進グデリバリーシステム， 9 章では，再生医療の変遷について，広く

歩，医薬品・医療機器等に関する法律や認可制度の変革等により，解説されている．また， 10, 11章では，バイオマテリアルの評価技

バイオマテリアルを取り巻く状況が大きく変化する一方で，金属材術，医療現場で診断や検査に利用されるバイオマテリアルについて料やセラミック材料の重要性が再認識されるようになった．これに解説されている．最後の12章では，バイオマテリアルの実用化にお対応すべく，本書では，高分子に加え，金属やセラミックスに関すいて避けて通れない，医薬品，医療機器等の品質，有効性および安る内容を充実させ，バイオマテリアル全般において基礎事項がわか

全性の確保等に関する法律や許認可制度，生物学的安全性評価につりやすく刷新された．臨床応用を念頭においた，この第 2 版では，いて紹介されている．

「―基礎から臨床まで―」というサブタイトルが付けられている．

多岐にわたる内容が非常にコンパクトにまとめられている．これ

本書は，全12章で構成されている．1 章では，生体の仕組みにつからバイオマテリアルの研究をスタートさせる学部生，大学院生はいて解説され，臓器・組織の構造・機能の大枠を捉えることができ

もとより，これまで金属やセラミックスを中心に研究してきた方々

る．2～4 章では，バイオマテリアルの具体的な例が，金属，セラミが，高分子化学や生物学に立脚したバイオマテリルを学ぶ 1 冊目のックス，高分子の諸特性と関連付けて詳細に解説されている．ここ教科書として最適と思われる．

では，細胞や組織も生体由来バイオマテリアルとして扱われている．

5 章では，成形加工技術，6 章では，血液凝固反応等の生体応答，7

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan(関西大学

化学生命工学部

上田正人)〔2018年 A5 版 東京化学同人 212頁 2600円＋税〕




行
開催日

事

カ

レ

ン

ダ

ー 太字本会主催(ホームページ掲載)

名称・開催地・掲載号

主催

6th International Indentation Workshop (IIW6)(北大)IIW6 実行委員会

2～3

平成 30 年度「デジタルラジオグラフィに関する技術講習会」（大阪）

3～4

第28回電子顕微鏡大学(東大)3～5

第 21 回 X 線 分 析 講 習 会(東京理科大)（第10回）

TEL 0358236324
http://www.jwes.or.jp/
日本顕微鏡学会
jsmdenken＠bunken.co.jp
http:/microscopy.or.jp/univ/
日 本 分 析 化 学 会 TEL 035228
8266
X 線 分 析 研 究 懇 inakai＠rs.kagu.tus.ac.jp
談会
http://www.achem.eng.osakacu.ac.jp/
xbun/

4

日 本 表 面 真 空 学 会 関 西 支 部 合 同 セ ミ ナ ー 2018
「物質中を探る科学と技術―溶液や機能性材料のその場観察―」(阪大)月
1～6

蛍光 X 線分析の実際

問合先

締切

TEL 0298513354(6426)
iiw6_2018＠nims.go.jp

日本溶接協会6.15

日本表面真空学会 TEL 066879
7855
関西支部
sv2018＠ap.eng.osakau.ac.jp//
http: www.vacuumjp.org/
紛体工学会
The 6th International Conferenceon the CharacTEL 0453393959
terization and Control of Interfaces for High Qualhttp://ceramics.ynu.ac.jp/iccci2018/
ity Advanced Materials (ICCCI2018)(倉敷)iccci2018＠ml.ynu.ac.jp
第188回腐食防食シンポジウム「化学プラント設 腐食防食学会
TEL 0338151161
備における外面腐食」～保温材下腐食を中心に現
ysm.hng1130033＠jcorr.or.jp
状とその管理や検査技術について～（東京）http://www.jweld.jp/

定員
180名

12

第59回塗料入門講座 後期(東大駒場)

定員
100名

12～13

第 52 回 X 線材料強度に関するシンポジウム(静
岡)




平成
年度日本金属学会・日本鉄鋼協会 両北海道支部合同サマーセッション(札幌)(号
頁)

18～20

スマートエンジニアリング TOKYO2018(東京)20

第328回塑性加工シンポジウム「塑性加工シミュ
レーションを活用した最適設計法とその適用事例」（名工大）23～24

平 成 30 年 度 J PARC MLF 産 業 利 用 報 告 会 ( 東京)JPARC MLF 他

23～25

平成30年度溶接工学夏季大学（阪大）

溶接学会

24

腐食防食部門委員会第323回例会(大阪)

日本材料学会27

平成 30 年度アンコール大阪講演会「塗装の新時
代壁を越えた，塗装技術の新たなチャレンジ」
(大阪)

27

第 76 回技術セミナー「腐食を理解するための電気化学入門」(東京)

27

第395回講習会 見学会付き基礎講座「難削材切 精密工学会
削加工～基礎から最新技術まで～」（東京電機大）27

レアメタル研究会（東大生産技研）（6 号294頁）

27

第 46 回 薄膜・表面物理セミナー( 2018 )ダイヤ
モンドの形成技術から応用・未来技術―センシン
グからグリーン・パワーデバイスまで―(東京)30～31

第 48 回初心者のための有限要素法講習会（演習付き）（京都）30

日本学術会議公開シンポジウム「SDGs 時代における資源開発後の鉱山環境対策のあり方」(東京)31～8.2

第24回結晶工学スクール(2018年)(東京農工大)

9 ～12

12

月
1～3

色材協会・関東支 TEL 033443
2811
部
adminr＠jscm.or.jp
http://www.shikizai.org/
日本材料学会TEL 0552436111
yatsushirovvm＠pref.yamanashi.lg.jp
北海道支部(北大) TEL/FAX 0117066352
jim_hokkaido＠eng.hokudai.ac.jp
化学工学会・日本 TEL 033434
1988
能率協会
set＠jma.or.jp
日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp

TEL 0292195300
m_shiraishi＠cross.or.jp
TEL 0358254073
jwsinfo＠tg.rim.or.jp
http://www.jweld.jp/

講演
3.9

定員
80名

定員
70名

TEL 0757615321 jimu＠jsms.jp
http://www.jsms.jp
日本塗装技術協会 TEL 036228
1711
tosoujimukyoku＠jcot.gr.jp

腐食防食学会TEL 0338151161
naito1130033＠jcorr.or.jp
TEL 0352265191
http://www.jspe.or.jp/

レアメタル研究会 TEL 035452
6314
tmiya＠iis.utokyo.ac.jp
http://www.okabe.iis.utokyo.ac.jp/
japanese/index_ j.html
応 用 物 理 学 会 薄 TEL 033828
7723
膜・表面物理分科 igarashi＠jsap.or.jp
会
http://www.jsap.or.jp/

TEL 0757615321 jimu＠jsms.jp
http://www.jsms.jp/
日本学術会議 材 TEL 033402
0541
料工学委員会他
info＠mmij.or.jp
http://www.mmij.or.jp/events/4236.html
応用物理学会TEL 0338287723
divisions＠jsap.or.jp
http://annex.jsap.or.jp/kessho/index.html
日本材料学会第 45 回コロージョン・セミナー「サステイナブ
ル社会を支える腐食防食エキスパートを目指して」（幕張）

腐食防食学会2

精密加工の次世代スタイルを垣間見る 株式会社
入曽精密(入間)3

第 219 回研究会/第 82 回ナノマグネティックス専
門研究会「ひずみと磁性の相関における新展開」
(中央大)

5～8

15TH INTERNATIONAL SYMPOSIUM ON
FUNCTIONALLY GRADED MATERIALS―Structural Sector Approaches for New Functionalities and Durability―(北九州)

TEL 0352265191
http://www.jspe.or.jp/
日本磁気学会TEL 0352810106
https://www.magnetics.jp/event/research/
topical_219/
傾斜機能材料研究 TEL 0527355293会
fgms_2018＠fjast.or.jp
http://www.fgms.net/isfgms2018



定員
70名

精密工学会

定員
60名

参加
7.5

7.20

7.9

TEL 0338151161
naito1130033＠jcorr.or.jp
定員20名

本 会 記 事

開催日

名称・開催地・掲載号

7～8

第31回 DVXa 研究会(長岡)8 ～12

6th International Solvothermal & Hydrothermal
Association Conference(ISHA2018)(東北大)20～21

第48回初心者のための有限要素法講習会(演習付き)（京都）

21～23

第230回塑性加工技術セミナー「はじめての塑性
力学(準備編・基礎編・応用編)」(東京)222018年茨城講演会(茨城大学)

23～24

第10回「役に立つ真空技術入門講座」（大阪電気
通信大）

25～26

SPring 8 シンポジウム 2018
への取り組み」(姫路)27～29

日本実験力学会2018年度年次講演会(山梨大)

29～31

第 157 回塑性加工学講座「有限要素法入門セミ
ナー(名古屋)29～31

平成30年度工学教育研究講演会(名工大)


～


金属・無機・有機材料の結晶方位解析と応用技術研究会(堺)(号頁)

主催

問合先

DVXa 研究会動き出した「将来TEL 0258479345
tagaya＠mst.nagaokaut.ac.jp
http://mst.nagaokaut.ac.jp/nanobio/
2018DVXa.html
東 北 大 学 多 元 物 TEL 022
2176322
質科学研究所isha2018＠grp.tohoku.ac.jp
http://www2.tagen.tohoku.ac.jp/general/
event/ISHA2018/

締切

TEL 0757615321 jimu＠jsms.jp
http://www.jsms.jp/
日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp
日本材料学会

日本機械学会関東 TEL 035360
3500
支部
ktstaff＠jsme.or.jp
日本表面真空学会 TEL 066397
2279
関西支部
shinkukansai＠prec.eng.osakau.ac.jp
http://www.jvss.jp/

SPring 8 ユ ー TEL 0791582785
ザ ー 協 同 体 sp8sympo2018＠spring8.or.jp(SPRUC)他
http://www.spring8.or.jp/ja/science/meetings/2018/sp8sympo2018/
日本実験力学会
TEL 0552208673
yasumii＠yamanashi.ac.jp
http://www.jsem.jp/event/Annual18/
index.html
日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp
日本工学教育協会 TEL 035442
1021 kawakami＠jsee.or.jp
他
https://www.jsee.or.jp/
研 究 会 No. 67 ・ TEL 0286896033
高山(宇都宮大)FAX 0286896078
takayama＠cc.utsunomiyau.ac.jp

発表
2.28

7.20
定員
70名

定員
100名

定員
25名

6.15

月
3～5

第21回 XAFS 討論会(北大)日 本 XAFS 研 究 TEL 011
7069113会
xafs＠pcat.cat.hokudai.ac.jp
https://pcat.cat.hokudai.ac.jp/xafs

事前
8.10

3～5

第12回インキュベーションホール(御殿場)

応用物理学会プラ http://annex.jsap.or.jp/plasma/PE_files/
ズマエレクトロニ PE_SS_2018/
クス分科会

定員
60名

4～5

2018電気化学セミナー 3「初心者のための電気化学測定法―実習編」
（東工大）

電気化学会

4～5

第34回分析電子顕微鏡討論会（幕張メッセ）日本顕微鏡学会

4～6

サマースクール2018 in 東京「非線形有限要素法
による弾塑性解析の理論と実践」(中央大)日本計算工学会

4～6

第20回日本感性工学会大会（東京大）日本感性工学会



関東支部講習会 材料データベースの最前線―何がどこにどれだけあるの―(東大)(本号
頁)

～

高温変形の組織ダイナミクス研究会「平成 30 年度 夏の学校」（武雄）(号頁)

nakaya＠wood3staff.t.utokyo.ac.jp
TEL/FAX 0358417107
No. 76  高 温 変 TEL/FAX 0172393643
形の組織ダイナミ mineta＠hirosakiu.ac.jp
クス研究会

5～7

日本セラミックス協会第 31 回秋季シンポジウム
(名工大)

6～7

第 9 回塗装入門講座(東京)10～12

平成 30 年度資源・素材関係学協会合同秋季大会
(福岡)

13

第231回塑性加工技術セミナー「金属材料の組織解析と表面分析の基礎(装置見学付)」(東工大)

13～14

第43回複合材料シンポジウム(富山)14

レアメタル研究会（東大生産技研）（6 号294頁）

18～19

第40回安全工学セミナー物質危険性講座(東京)

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia JapanTEL 0332344213
ecsj＠electrochem.jp
http://electrochem.jp/promotion/index.
html
TEL 0774383057
bunseki34＠eels.kuicr.kyotou.ac.jp
http://eels.kuicr.kyotou.ac.jp/bunseki2018/
TEL 0338688957
nonlinearfem＠grp.tohoku.ac.jp
http://www.jsces.org/
TEL 0336668000 jske＠jske.org
http://www.jske.org/taikai/jske20

関東支部

日本セラミックス TEL 033362
5232 fall31＠cersj.org
協会
http://www.ceramic.or.jp/igsyuki/31/
日本塗装技術協会 TEL 036228
1711
tosoujimukyoku＠jcot.gr.jp
資源・素材学会
info＠mmij.or.jp
https://confit.atlas.jp/guide/event/mmij2018b/top?lang＝ja
日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp

8.20

事前参加
8.24

8.21

事前
7.13
定員
80名
発表
7.13
参加
8.3

定員
40名

日本複合材料学会 TEL 035981
6011 jscm＠asas š mail.jp
http://www.jsms.jp
レアメタル研究会 TEL 035452
6314
tmiya＠iis.utokyo.ac.jp
http://www.okabe.iis.utokyo.ac.jp/
japanese/index_ j.html
安全工学会
TEL 0362062840
jsse2004＠nifty.com
http://www.jsse.or.jp




開催日

名称・開催地・掲載号

主催

問合先

締切

TEL 0757615321 jimu＠jsms.jp
http://www.jsms.jp
TEL 0222233685 FAX 0222236312
annualm＠jim.or.jp

定員
60名
講演
7.6
参加
8.17
申込
7.20

19～20

第32回初心者のための疲労設計講習会(東京)

日本材料学会～

日本金属学会秋期講演大会(東北大学川内北キャ
ンパス・仙台国際センター)(仙台)（号頁)

日本金属学会

26～28

第6回若手研究者および技術者のための高温強度講習会(実習付き)(神戸)

日本材料学会TEL 0757615321
jimu＠jsms.jp
http://www.jsms.jp/

平成年度材料セミナー「電子顕微鏡による組織観察・分析の基礎と応用」(大阪府大)(本号頁)

関西支部

9 ～12

EcoBalance 2018(東京)

日本 LCA 学会

TEL 0664435326 FAX 0664435310
nkansai＠ostec.or.jp
TEL 0452287696
ecoBalance2018＠ilcaj.org
http://www.ecobalance2018.org/

10～11

第46回ガスタービン学会定期講演会(鹿児島)

月
～

10～12

14～18

第13回エコバランス国際会議

日本ガスタービン gtsj
desk＠gtsj.org
学会
http://www.gtsj.org/
第37回電子材料シンポジウム（EMS37）（長浜） 電子材料シンポジ TEL 066879
7548
ウム運営実行委員 tatebaya＠mat.eng.osakau.ac.jp
会
http://ems.jpn.org/
日本鉄鋼協会

16～17

第 9 回材料電磁プロセッシング国際シンポジウ
ム(EPM2018)(兵庫)
第34回疲労シンポジウム(京都)17

第 2 回 EBSD 法による損傷評価講習会（京都）

日本材料学会17～18

第33回初心者のための疲労設計講習会(京都)18～19

キャビテーションに関するシンポジウム(第 19回)(北大)

19

第15回フラクトグラフィシンポジウム（京都）TEL 0757615321 jimu＠jsms.jp
http://www.jsms.jp
日本学術会議第三 TEL 011
7066430(直通)部
masao.watanabe＠eng.hokudai.ac.jp
http://cavitation19.sakura.ne.jp/index.html
日本材料学会
fractosym＠jsms.jp
http://www.jsms.jp/

25～26

第54回 X 線分析討論会(東京理科大)

日 本 分 析 化 学 会 TEL 035228
8266
X 線 分 析 研 究 懇 inakai＠rs.kagu.tus.ac.jp
談会

25～27

結晶塑性の原子過程に関する国際シンポジウム―
結晶強度の定量的理解に向けて―(東大)(3 号130
頁)

27～28
29～31

第69回塑性加工連合講演会(熊大)日本学術振興会産 TEL 035452
6111
学協力第 133 委員 yasushi＠iis.utokyo.ac.jp
会
http://www.apcp.iis.utokyo.ac.jp
日本塑性加工学会 http://www.jstp.jp/

第65回材料と環境討論会(富山)

腐食防食学会29～31

第 39 回 超音波エレクトロニクスの基礎と応用に関するシンポジウム(同志社大)30～11.2

The 13th International Symposium on Advanced
Science and Technology in Experimental
Mechanics(Taiwan)

超音波エレクトロ TEL 042
4435166
ニクス協会
h.nomura＠uec.ac.jp
http://www.usejp.org/
日本実験力学会
TEL 0253689310
officejsem＠clg.niigatau.ac.jp
http://201813thisem.webnode.tw/

月
3～4

第25回機械材料・材料加工技術講演会(山形大)

日本機械学会9

レアメタル研究会（東大生産技研）（6 号294頁）

9

第 21 回ミレニアム・サイエンスフォーラム(東京)

レアメタル研究会 TEL 035452
6314
tmiya＠iis.utokyo.ac.jp
http://www.okabe.iis.utokyo.ac.jp/
japanese/index_j.html
ミレニアム・サイ TEL 036732
8966
エンス・フォーラ msf＠oxinst.com
ム
http://www.msforum.jp/

11～16

第14回核破砕材料技術国際ワークショップ( 14th
International Workshop on Spallation Materials
Technology, IWSMT14)(いわき)J  PARC セ ン TEL 0992858265
ター
ksato＠mech.kagoshimau.ac.jp

12～14

第13回日本磁気科学会年会(東北大）

日本磁気科学会



平成
年度材料セミナー「技術者のための鉄鋼材料入門」(大阪)(本号頁)

関西支部

13～15

第39回日本熱物性シンポジウム(名古屋)

日本熱物性学会



定員
12名

日本材料学会TEL 0336695932 ryo＠isij.or.jp
http://www.epm2018.org/index.html
TEL 0757615321 jimu＠jsms.jp
http://fatigue.jsms.jp
TEL 0757615321
jimu＠jsms.jp
http://www.jsms.jp/

日本材料学会TEL 0338151161
ysm.hng1130033＠jcorr.or.jp
https://www.jcorr.or.jp/

8.24
定員
40名
定員
50名
講演
6.4
講演
7.6
講演
7.27

8.22

講演
7.23

TEL 0238263197
furukawa＠yz.yamagatau.ac.jp
http://www.jsme.or.jp/conference/
mpdconf18/

TEL 0222152017
mogi＠imr.tohoku.ac.jp
http://www.magnetoscience.jp/index.html
TEL 0664435326 FAX 0664435310
nkansai＠ostec.or.jp
TEL 0357342435 jstp＠op.titech.ac.jp
http://jstpsymp.org/symp2018/index.html

定員
55名
事前参加
9.28

本 会 記 事

開催日

名称・開催地・掲載号

主催

問合先

16

第 47 回 薄膜・表面物理基礎講座( 2018 )データ
サイエンスを活用した固体材料・表面研究の最前線(東京理科大)応 用 物 理 学 会 薄 TEL 033828
7723 igarashi＠jsap.or.jp
膜・表面物理分科 http://www.jsap.or.jp/
会

26～28

第59回高圧討論会(岡山理科大）日本高圧力学会

29～30

電気加工学会全国大会(2018)(阪大)

電気加工学会


～


平成
年度材料セミナー「材料系のための第一原理マテリアルデザイン入門」(大阪大)(本号頁)

関西支部

エコデザイン・プロダクツサービスシンポジウ
ム 2018(EcoDePS2018)(早稲田大)

エコデザイン学会 secretariat＠ecodenet.com
連合
http://ecodenet.com/EcoDePS2018/
日本固体イオニク TEL 075
7536850
ス学会
yamamoto.kentaro.4e＠kyotou.ac.jp
https://ssi2018.sympsiumhp.jp
日本材料学会TEL 0757615321
http://www.jsms.jp/

月
5

5～7

第44回固体イオニクス討論会(京大)

6～7

第56回高温強度シンポジウム(石垣）


年月
レアメタル研究会(東大生産技研）(6 号294頁）
11

26

第24回高専シンポジウム in Oyama(小山高専）


年月
レアメタル研究会（東大生産技研）（6 号294頁）
8


～


日本金属学会春期講演大会（東京電機大学東京千住キャンパス）（東京）


年月
世界水素技術会議2019(東京)
2～7

締切
定員
100名

TEL 07055453188
touronkai59＠highpressure.jp
http://www.highpressure.jp/new/59forum/
watanabe＠triosaka.jp
TEL 0725512954
http://www.jseme.or.jp/

講演
7.10

TEL 0664435326 FAX 0664435310
nkansai＠ostec.or.jp

定員
20名

講演
9.10

レアメタル研究会 TEL 035452
6314
tmiya＠iis.utokyo.ac.jp
http://www.okabe.iis.utokyo.ac.jp/
japanese/index_ j.html
高専シンポジウム TEL 028520
2141
協議会他
senkou＠oyamact.ac.jp
レアメタル研究会 TEL 035452
6314
tmiya＠iis.utokyo.ac.jp
http://www.okabe.iis.utokyo.ac.jp/
japanese/index_ j.html
日本金属学会TEL 0222233685
FAX 0222236312
annualm＠jim.or.jp
水素エネルギー協 TEL 029
8618712会
org＠whtc2019.jp
http://whtc2019.jp


年月

～

日本金属学会秋期講演大会（岡山大学津島キャン
パス）（津島）日本金属学会TEL 0222233685
FAX 0222236312
annualm＠jim.or.jp～事務局より～第16回 World Materials Day Award の募集をしております．毎年秋期講演大会期間中に発表，審査を行い授賞する賞です．学生の皆様，こちらにも Try してみませんかエントリーをお待ちしております(本号354頁）．
本号では「若手研究グループ」「研究会」等の申請募集を行っておりますので，皆様の積極的な活動をご申請下さい(本号356, 357頁）．

ま て り あ 第巻 第号（） 発行日
発行所

2018年 7 月 1 日

公益社団法人日本金属学会〒9808544 仙台市青葉区一番町一丁目1432
TEL 0222233685 FAX 0222236312

ま て り あ 第57巻 第 7 号(2018)Materia Japan

発
印
発

定価(本体,円＋税)送料円
年間機関購読料金,円(税・送料込)
行 人 山村英明
刷 所 小宮山印刷工業株式会社
売 所 丸善雄松堂株式会社〒1600002 東京都新宿区四谷坂町 1010平成30年 7 月 1 日発行「まてりあ」