高機能構造材料開発への取り組み
萩

原

幸

司

とによる，原子配列・結晶方位制御」により実現すべく検討

.

は じ

め

に

を進めている．本稿ではこれら各研究の概要，現在の研究動向について述べさせて頂きたいと思う．

この度村上奨励賞受賞を機に，本稿への執筆の機会を頂き. Mg 基シンクロ型 LPSO 相の塑性挙動解明

ました．つきましては現在進めさせていただいている「高機能構造材料開発」の内容，研究の動向等について御紹介させ2001年熊本大学 河村らにより，粉末冶金法により作製さて頂きたいと思います．

れた Mg 基 MgYZn 三元合金が 5程度の延性を保持しつ

.

研 究

概

念

つ 600 MPa 以上の降伏強度を示すという革新的発見がなされた(1) ．本合金中には Mg 母相に加え， Mg と共通の最密2010 年 5 月に材料分野と機械分野の融合を目指した大学( 0001 )底面を有するもののその積層周期が c 軸方向に長周院専攻である，大阪大学大学院知能・機能創成工学専攻に異期化した，long-period stacking ordered phase(LPSO 相)と動後，独立准教授として研究室を立ち上げて 4 年が経過し呼ばれる第二相が共存していることが見出された．現東京大た．新たな出発にあたり，それまで行ってきた「金属間化合学

物の塑性変形挙動解明」というテーマをさらに発展させるべ

相中では Y, Zn が特定の積層面上に選択的に偏析するといく，「機能性構造材料の開発」を新たに目標に掲げ，研究室う，特異な構造を有することが確認された(2)．この構造は後も高機能構造材料創成研究室と命名した．すなわち，我々のにシンクロ型 LPSO 構造と命名され，その特異な構造と各社会を支える基盤的材料から次世代先進材料に至るまで，各

種材料特性との相関を解明すべく現在研究が進められている

種金属系構造材料の新規開発，特性向上を目指した研究を進(新学術領域研究めるにあたり，軽量，高強度，高耐熱性，生体適合性，高耐

代軽量構造材料への革新的展開代表

食性といった，複数の機能を同時に高度に併せ持つ，先進人 ) ． 筆 者 は こ の 特 異 な シ ン ク ロ 型 LPSO 構 造 を 有 す る

的・multifunctional な材料の開発を目標に設定した．その実

Mg12YZn 相の塑性変形挙動を明らかにすべく現在研究を進現のための具体的テーマとして，現在主に以下の三研究を推めている．研究内容の詳細については，近年別紙にて報告を進している．

行ったため(3)，詳細はそちらをご参照頂くとし，本稿では筆

超軽量高強度を有するシンクロ型マグネシウム LPSO
合金






阿部らによる HAADFSTEM 観察により，この LPSO

シンクロ型 LPSO 構造の材料科学次世
熊本大学

河村能

者における本研究の出発点について述べたい．
筆者がこの Mg 基 LPSO 相合金に強い興味を持った理由

低炭素社会の実現を目指した，超高温構造材料としては，学位取得時に研究していた Ni 基 LPSO 相との構造の類のシリサイド合金

似性にある．私は 1997 年より大阪大学・馬越佑吉教授研究

生体内で力学機能を発揮しつつ徐々に自発分解する，室に在籍し，以来学位のテーマともなった「 Ni3X 型金属間

生体内溶解性(Mg, Ca)基金属間化合物合金

化合物の塑性挙動と結晶構造との相関」に関する研究を行った．Ni3Al に代表される Ni3X 組成(X＝Al, Ti, Nb, V…)を有

学問的観点，キーワードとしては，上述の各機能性構造材

する各化合物は，X 元素の種類により L12, D024, D0a, D022

料の創成，特性解明を，「単結晶，方位制御結晶を用いることいった様々な構造に結晶化するが，それらはすべて剛体球大阪大学准教授大学院工学研究科知能・機能創成工学専攻(〒656
0871 吹田市山田丘 21）
Approach for the Development of Multifunctional Structural Materials; Koji Hagihara(Department of Adaptive Machine Systems,
Graduate School of Engineering, Osaka University, Suita)
Keywords: multifunctional structural material, LPSO phase, silicide, high-temperature structural material, biodegradable material
2014年 5 月22日受理[doi:10.2320/materia.53.348]




最近の研究

モデルにおいて原子充填率が 74 となる，いわゆる最密充御することで，図 1 ( a )に示すように 4 層積層構造を有する

填構造(GCP: geometrically close-packed structure)を有す

D024 Ni3Ti から派 生して， 種々に 積層周 期を変 化させ た

る．すなわち，各化合物は面心立方格子(fcc)の{111}面，稠

LPSO 相単結晶を育成できることを見出した．この積層周期

密六方格子(hcp)の(0001)面に対応する最密充填面の周期的構造制御は，先に述べた GCP 構造共通の最密すべり面以外な積層により構成されており，その最密面の積層周期の規則の交差すべり面(図 1( a )中ハッチングにて表示)上にて形成

性と，最密面上での X 原子の幾何学的配列構造の組み合わされる APB のエネルギーを幾何学的に制御することを意図

せにより上述の各結晶構造が規定されている(4)．これら化合し，行ったものである．図は，実際に各 Ni 基 LPSO 相単物のうち Ni3Al は，温度の上昇に伴い降伏強度が増大すると結晶において底面すべりが単一すべりとして活動する荷重軸いう，いわゆる異常強化現象が発現することが 1950 年代ににて圧縮試験を行い，得られた降伏応力より評価した底面す見出され，現在も Ni 基超合金の強化相として使用されていべりの臨界分解せん断応力(CRSS)の温度依存性を示したもる．この異常強化発現の際，転位が運動する面は GCP 構造のであり，期待通り積層周期構造変化を介した APB エネル

共通の最密面であることから，筆者は他の GCP 化合物でもギーの制御により，異常強化挙動の最大ピーク応力を制御で同様に最密面上での転位運動により異常強化が発現する可能

きることが明らかとなった(5)．このような研究を行っている性があると考え，それを実証すべく研究を行った．この結際，上述の Mg 基 LPSO 相の存在，これによる Mg 合金強果，予測通り各 GCP 化合物で異常強化が発現することが見化の可能性に言及した報告を知り，非常に大きな興味を持っ出され，さらにその異常強化挙動の支配因子として，すべりた．というのも，LPSO 構造は一見すると非常に複雑な構造面である最密面とは異なる交差すべり面上において，超格子を有する変形し難い相のように見えるかもしれないが，実は転位が 2 本の超格子部分転位に分解する際にその部分転位

上述のように共通の最密面が周期積層した「シンプルな構造」

間に形成する逆位相境界( APB )のエネルギー異方性が重要である．実際に Ni 基 LPSO 相においては，異常強化発現をである可能性を見出した(4)．このことを実験的に証明するた

促す熱活性化過程の影響が出ない196 °C といった極低温度めに作製したのが図( a )に示す各 Ni 基 LPSO 相である．

域では，図 2 に示すように比較的低応力でも変形可能であNi3(Ti, Nb)三元系合金においては，Ti, Nb の原子量比を制ることを既に認識していた．故にこの LPSO 相により材料が強化される，というのが筆者には極めて不思議に思えた．
この疑問をきっかけに，熊本大学 河村教授との共同研究を開始させて頂き，その塑性挙動解明を始めた．前述のように本研究の詳細は他紙に譲るが，代表的な結果として図に示すのが， GCP 構造における最密面である(0001)底面が成長方向に平行に配列したような集合組織を有する Mg 基 LPSO
相一方向性凝固 DS 結晶を用い圧縮試験を行った結果得られた，降伏応力の温度依存性，荷重軸方位依存性である．図 3に示すように，Mg 基 LPSO 相は圧縮変形に対し強い塑性異方性を示すことが見出された．すなわち，予測通り底面すべ

図1(a) Ni 基 LPSO 相，(b) Mg 基シンクロ型 LPSO
相の結晶構造を示す模式図([112̃0]方向からの投影図)．

ま て り あ 第53巻 第 8 号(2014)
Materia Japan

図2

Ni 基 LPSO 相が示す底面すべりによる異常強化
挙動．積層周期構造に依存して異常強化最大ピー
ク応力が変化する(5)．

りが活動可能な方位，例えば荷重軸が成長方向と 45 度をなク変形帯である可能性を提案しているが，この点に関してはすような方位では比較的低応力を示すが，一方で底面と荷重

現在も議論が続けられている．正直に申せば，学位研究時，軸方位が平行なため底面すべりの活動が抑制される 0 度方

Ni 基 LPSO 相という複雑構造化合物の塑性挙動解明に専心

位では，ある程度の圧縮延性を伴いつつも 45 度方位と比較したのは，「知的，学問的好奇心の追及」という欲求に突きし て 3 倍 以 上 もの 高 強 度を 示 す こと を 初め て 明 らか に し動かされた感があるのも事実であるが，それが後にこのようた(6)．さらに，熊本大学に実用化研究に幾許かでも役立つことができたのは，望外の河村能人教授，山崎倫昭准教授らとの共同研究としてその他多くの実験を積み重ねることによ喜びである．

り， Mg / LPSO 二相合金の強化は，図 3 に示す LPSO 相の塑性異方性を積極的に利用した組織制御による短繊維状複合
強化の誘導や，加工熱処理時に LPSO 相の存在が Mg 母相.

超高温耐熱材料としての NbSi2 / MoSi2 層状複相
シリサイド合金開発の微細再結晶粒発達を促すことによる微細粒強化など，多種の強化機構が協調的に組み合わさることで実現されているこ

近年のエネルギー問題， CO2 削減問題解決のための一方とを明らかにした(7)(8)．また，LPSO 相が底面すべりがマク策として，発電所等におけるタービン稼働温度の向上が期待

ロに活動できない荷重軸方位でも変形できる要因として，応されている．ただしこの実現のためには，従来の Ni 基超合力負荷により図に示すような特異な変形帯が導入されるこ金を上回る高い耐熱性を有する超高温耐熱材料の開発が必須とを見出した．現在筆者らはこの変形帯の起源についてキンである．我々は現在 JST 先端的低炭素化技術開発( ALCA )プロジェクト「界面機能化に基づく MoSi2 基 Brittle/Brittle
複相単結晶超耐熱材料の開発(代表

京都大学

乾

晴行)」

に おい て MoSi2 基化 合物 複 相合 金の 可 能性 に着 目し て おり，特にその中でも筆者を含むグループでは C40 NbSi2 /C11bMoSi2 の二相からなる層状シリサイド合金に着目し開発を進めている．本合金は筆者学生時からの直接指導教員である中野貴由先生(現大阪大学教授)らが 1998 年に見出した合金(9)(10) であり，以来共同研究開発をさせて頂いている．
C11b 相， C40 相は活動すべり系の数などからそれぞれ延性相，強化相として振る舞うことが期待されることから，両者を層状複相化することにより，遷移金属ダイシリサイドの弱点である低温靱性，高温クリープ強度の改善を実現すべく研究を進めている．図に MoSi2, NbSi2 の結晶構造，ならび
図3

Mg88Zn5Y7 Mg 基シ ン ク ロ型 LPSO 相 の 一 方 向性凝固( DS )結晶が示す降伏応力の温度，荷重軸
方位依存性(6)．

に両結晶が複相合金中で示す結晶方位関係を示す．両結晶は一見すると異なる結晶構造を有するが， C11b の( 110 )面，
C40の(0001)面は互いに類似な原子配列を有しており，その共通の結晶面の積層周期が 2 層，3 層周期と異なるのみであ

図5
図4




Mg 基シンクロ型 LPSO 相の変形において見られる特異な変形帯．

C40 NbSi2, C11b MoSi2 相の結晶構造，および層状複相結晶中，両相間に見られる結晶方位関係(10)．

最近の研究

る．すなわちこれは上述の Ni 基 GCP 化合物群において見は結晶構造の特徴に由来し比較的良い相関を示すことが見出られたのものと同様の関係であり，筆者らはこのような結晶された．図 7 の横軸に示したミスフィット値はあくまで仮構造の類似性に着目した特性制御アプローチを進めている．

想値であり，実際に実験により C11b MoSi2 と各 C40 XSi2

このような結晶学的特徴に由来し，まず帯溶融( FZ)法によ相からなる複相合金を作製した際には，C11b, C40 両相に元り，( Mo0.85Nb0.15 ) Si2 という Mo を高濃度に含む C40 相単素が分配されそれぞれが( Mo, X )Si2 固溶体となることで，結晶を育成し，これを二相域である 1400 °C で保持すること

ミスフィット値は図 7 に示す値から変化する．ただしここにより，C11b 相が C40 相単結晶中に共通の最密面を平行とで中野らは，実験によりこの固溶体形成によるミスフィット

するように析出することで上述の層状複相結晶が得られる．

変 化 は ， 添 加 元 素 種 に よ ら ず C11b MoSi2 と 準 安 定 C40 

ただし厳密には， C11b 結晶中( 110 )面上では C40 相中と比MoSi2 を組み合わせた際のミスフィット値に近づく傾向を示

較したわずかな原子位置のゆがみ( C11b 相( 110 )面 2 回対すことを過去に報告した(10) ．このことを踏まえると，仮想称， C40 相(0001)面 6 回対称)が存在するため，両相は複ミスフィット値が 1 以上である Cr, Ir の添加においては，相結晶中で以下の様な 3 種のバリアント方位関係を示す．

もしそれらが界面に偏析するとすると，その偏析により界面V1(0001)C40//(110)C11b, [1̃21̃0]C40//[11̃0]C11b,

ミスフィット値が変化する過程において原理上界面上にミス[101̃0]C40//[001]C11b(1)[01̃10]C40//[001]C11b(2)

V3(0001)C40//(110)C11b, [1̃1̃20]C40//[11̃0]C11b,[1̃100]C40//[001]C11b

フィットが存在しない完全整合状態を通過することになり，層状組織熱的安定性の向上に大きく寄与する期待がもたれV2(0001)C40//(110)C11b, [21̃1̃0]C40//[11̃0]C11b,

る．一方この仮説に基づくと，原子半径の大きな Zr の添加による界面偏析は，無添加材中と比較してむしろ界面ミスフ(3)

ィットの増加をもたらすことが予測された．この仮説の真偽

複相層状組織化は，耐熱材料における先行成功例であるを確かめるべく，実際に(Mo, Nb)元素の 3を X 原子で置TiAl 合金にも見られるように力学特性制御のための有効な換した( Mo0.85Nb0.15 )0.97 X0.03Si2 合金の C40 相単結晶を作製

組織制御法と期待できる．ただしここで問題となるのがこのし，熱処理による組織変化を評価した．1400°
Cにて 168 h 熱層状組織の熱的安定性である．図は上述の( Mo0.85Nb0.15 )処理後試料の組織観察を行った結果を図に示す．いずれの

Si2C40単相単結晶を1400°
Cにて168 h 保持した試料中にて観結晶においても C40/C11b 相からなる微細層状組織の発達が察された C11b 析出相の EBSP 結晶方位マップを示す．上述

認められたが，その形態は添加元素種によって明瞭に異なっの V1 V3 バリアントは図 6 中の赤，ピンク，紫色の C11bた．図 6 にも示したように，無添加材中では微細な層状組

結晶粒に対応し，期待されたような微細な層状組織を形成し織に加え界面が平滑でない粗大 C11b 粒の発達が認められたていることが見て取れる．しかし長時間熱処理後にはそれらが，第四元素を微量添加することによりいずれの場合もそのC11b バリアント層状組織粒に加え，特定の方位関係を持たような粗大 C11b 相の量は低下した．特にその傾向は Cr, Zr

ない粗大な C11b 相粒が頻繁に発達し，最終的には層状組織

添加材において極めて顕著であり，熱処理時間を 504 h までの崩壊をもたらすことが見出された．このような粗大 C11b

延長した場合でも粗大 C11b 相の発達は劇的に抑制された．

相が発達する駆動力として，C40/C11b 異相界面における両実際に Cr 添加材においては，STEMEDS 解析により C40/

相間の格子ミスフィットに由来して生ずる界面ひずみが考えC11b 界面近傍数 nm の領域に限定された Cr 元素の偏析も確られる．高温耐熱材料としての利用を検討する上では，この認され，第四元素添加による界面改質が実現された．このよような組織の高温不安定性は致命的である．そこで筆者らはうな第四元素の微量添加により実際に生じた C40/C11b 相界

これを改善すべく現在，Cr, Re, V, Zr, Ir といった第四元素

面のミスフィット値変化について，TEM による界面モアレを微量添加し，それらの界面偏析誘導を介した格子ミスフィ

縞観察により定量的解析を行った．図にモアレ縞解析によットの低減を試みている(11) ．これら添加元素を選択したコ

り実測された界面ミスフィット値と，図 7 に示した MoSi2/

ンセプト，すなわち本研究を立案した際の筆者の仮説をまず

XSi2 を仮想的に組み合わせた際の仮想ミスフィット値との説 明 し た い と 思 う ． 図  は 横 軸 に C11b MoSi2 と C40 型

相 関 を ， C40 / C11b 異 相 界 面 上 の [ 12̃10 ]C40 // [ 1̃10 ]C11b ,XSi2 ( X は各添加元素)の各二元系シリサイドを仮想的に図[ 12̃10 ]C40//[ 11̃1 ]C11b の両方向にてそれぞれ評価した結果を中に示すような方位で組み合わせた際に層状組織界面上に生赤線で示す．また図中青線として，EBSP 解析により定量化

じる格子ミスフィットの平均値を示したものである．これはした，図 8 に示す各複相結晶中にて全 C11b 結晶粒中バリア

複相シリサイド中にて各添加元素が C40/C11b 異相界面に偏ント方位関係を持たない C11b 相結晶粒の体積率比と，仮想析した状況を想定したものであり，この値を低減することがミスフィット値との相関を併せ示している．図中赤線の挙動

層状組織の熱的安定性向上のために重要であると推察した．

よりわかるように，当初の予測と異なりいずれの第四元素添

この評価の際，自然界で実際にはダイシリサイドとして

加においてもミスフィット値は無添加材中と比較して低減す

C40 相を形成しない Zr, Ir に関しては，共同研究として京都る傾向が認められた．ただしその低減の程度は添加元素種に

大学 弓削是貴先生に第一原理計算により仮想的な格子定数

よって大きく異なり，注目すべきことに組織の熱的安定性がを算出頂いた．一方，図中の縦軸は複相合金の主成分である

劇的に向上した Cr, Zr 添加材中では他の元素添加の場合とMo と添加 X 原子の原子半径比を示したものであり，両者比較してミスフィット値が大きく低減しているのが確認され

ま て り あ 第53巻 第 8 号(2014)
Materia Japan




図6

C40 型構造を有する(Mo0.85Nb0.15)Si2 単結晶を，1400 °C にて 168 h 熱処理した際に C40 単結晶中に析出した C11b 相の結晶方位マップ(11)．

図9

図 7 に 示し た C11b 型 MoSi2 と C40 型 XSi2 間の仮想的ミスフィット値と，実際に各 X 元素添加
複相結晶中にてモアレ縞観察により定量評価した
ミスフィットひずみ値との相関(赤線)(11)．図中，
EBSP 解析により評価した，各結晶中に存在する
C11b 相中におけるバリアント方位関係を持たな
い C11b 相の体積率比の変化も青線にて併せて示している．

た．さらに全体の傾向として，モアレ縞解析によって評価されたミスフィット値変化(赤線)と，バリアント方位関係を持
図7

C11b 型 MoSi2 と C40 型 XSi2 を 仮 想 的 に 図 5 に示した結晶方位関係にて組み合わせた際に，層状組織界面上に生じる格子ミスフィット(横軸)と Mo/X 原子半径比(縦軸)との関係(11)．

たない C11b 相の体積率の増減(青線)は類似のプロファイルを示すことが見出された．本結果はまさに第四元素添加を通じた C40/C11b 相間の界面ミスフィット制御が複相層状組織の熱的安定性向上に重要な役割を果たしていることを示唆す
る結果といえる．ただし一方で特筆すべきは，筆者が当初ミスフィットの増加を予測した Zr においてもミスフィットの低減による組織安定化が生じているという事実であり，これは元素添加種に依存した界面構造変化が，当初着目した原子
半径比による予測だけで説明できるほど単純ではないことを同時に示唆している．現在この点に関し，より精緻な予測を実現すべく，実験からのアプローチに加え，京都大学 弓削，東北大学 小泉らによる計算機解析が進められており，既に多くの興味深い成果が得られている(12) ．また更にこのような組織制御が高温力学特性制御，室温靱性向上に与える
寄与についても明らかにすべく，現在さらに精力的に検討を進めている．

図8

1の X 元素添加が( Mo0.85Nb0.15 ) Si2 複相結晶の1400 °C 168 h 熱 処 理 後 組 織 形 態 に 与 え る 変化(11) ．( a ) ( Mo0.85Nb0.15 ) Si2 無添加材，( b ) Re
添加材，(c) Cr 添加材，(d) V 添加材，(e) Zr 添
加材，(f) Ir 添加材．

.

生体内溶解性(Mg, Ca)基金属間化合物材料の開発

これまで述べたような主に力学機能に重きを置いた高機能構造材料に加え，「力学機能以外の機能共有」に重きを置いた構造材料開発にも近年取り組み始めている．その一例が生体内溶解性金属材料の開発である．近年，血管狭窄等を改善




最近の研究

するステントや，骨プレート，骨ピンといった一時的に力学素発生量を市販の純 Mg インゴット(純度99.98 mass)と比特性を発揮することが望まれるインプラント材，さらには骨較したところ，同一浸漬時間中における水素発生量は市販代替材料としての利用を目指し，インプラント後摘出再手術

Mg 材 の 約 1 / 80 程 度 と 見 積 も ら れ た ． Mg ＋ 2H2O →の必要がない「生体内溶解性構造材料」の開発が強く望まれ

Mg(OH)2＋H2，という反応式から明らかなように，水素発ている．生分解性材料としては， PLA に代表される高分子

生量は溶解速度と相関することから，すなわち本結果は系や， aTCP などのセラミックス系材料があるが，上記のMg2Si 化合物の形成により Mg の溶解速度が劇的に低減しような高い力学的信頼性を同時に必要とする用途においてたことを示唆している．過去の報告によると， Mg2Si は水

は，生分解性の金属材料開発が望まれている．人間の体内にと反応し表面に SiO2 を形成することが指摘されており(17)，存在する元素として存在量が 1以上のものには，O, C, H,

この SiO2 被膜が溶解性低減に寄与している可能性がある．

N, Ca, P の 6 種が，0.1以上存在するものには S, K, Na,

この Mg2Si 化合物の細胞毒性，生体為害性について評価

Cl, Mg の 5 種が，さらに極微量存在する元素としては Fe,するため，大阪大学 中野貴由教授との共同研究として，F, Zn, Si, Sr, Rb, Pb, Mn, Cu 等が知られている(13)．「生分解ISO 10993 5, 12 に基づき， Mg2Si バルク体を 3 日間浸漬し性」という特性を考えた場合，できれば上記元素の組み合わた aMEM 溶液(エキス)を準備し，このエキス内でマウス由せからなる材料開発が望ましい．この観点から，現在生分解

来骨芽細胞様細胞 MC3T3E1 の培養試験を行った．この際性金属材料として，Mg 合金(14)，Fe 合金(15)がその候補とし浸漬エキスをバルク体を浸漬していない元の aMEM で50，て主に注目され研究が進められている．ここで筆者らは，こ10 に希釈した溶液も準備し同様に培養試験を行うこと

れをベースとしつつさらに金属間化合物を積極利用する新たで，溶出イオン量と細胞量変化の相関についても評価した．

なアプローチを模索している．金属間化合物中では原子種の図に，コントロール(試料浸漬のない aMEM 溶液で培養)

組み合わせにより，異種原子間に自由電子による金属的な結と比較した 2, 4 日間培養に伴う細胞数変化を示す．図中に合が支配的なものから，セラミックスに見られるような共有は比較として市販 Mg を浸漬したエキス中における増殖挙

結合的性質の強いものまで様々な結合形態が生じる．原子間動を合わせ示している．また実際の観察例として，図にの結合性は金属材料の特性に直接的な影響を与える重要な因50エキス中 4 日培養後の細胞形態を示す．100エキス中子であることから，原子配列の規則化は金属材料の特性を制御する一つの方策として期待できる．このような観点に立ち筆者は現在，Mg, Ca をベースとし，生体内に微量存在する元素である Si, Zn といった元素を組み合わせた金属間化合物による，溶解性，生体親和性，力学特性といった各種機能制御の可能性について検討を進めている．
具体的には，CaMgSi 三元系に着目した研究をこれまでに先行して実施している(16) ．本三元系中に存在する( Mg,Ca)rich 化合物として Mg2Ca, Ca2Si, Mg2Si, CaMgSi の四種に着目し，溶解法により各合金の化学両論組成を有する母合金の試作を行った．本合金について， SEM EDS, XRD
解析を行った結果，Mg2Ca, Mg2Si については若干の第二相

図 10100  Mg2Si, Mg 浸漬エキス，およびそれらを50  , 10 に希釈したエキス中にて MC3T3 E1
細胞を 2, 4 日培養した際の細胞数変化(コントロール中の細胞数にて規格化)(16)．

図 11

各 エ キ ス 中 4 日 培 養 後 の MC3T3 E1 細 胞 形態(16) ．( a ) Mg2Si 50 エキス，( b ) Mg 50 エ
キス．

を含むもののほぼ期待通りの単相組織が得られたが，Ca2Si,
CaMgSi に お い て は Ca の 溶 解 の 困 難 さ か ら ， そ れ ぞ れ
Ca5Si3, CaSi を多量に含む二相組織であることが確認された．これら各化合物合金の溶解挙動について，生体疑似溶液
である Hanks 溶液への浸漬試験により評価し，純 Ca ，純Mg の溶解挙動との比較を行った．この結果，浸漬により数分間で溶解が完了するような Ca 単体で見られる溶液との爆発的な反応性は，期待通り化合物化により低減することが確認された．ただし現状では Ca を含む合金は化合物化によっても 6 時間以上溶液中にて完全なバルク形態を保つことは困難であり，いずれの試料も粉砕に至ることが確認された．
骨置換材として適応を目指すためには現状の特性では不十分
であり，合金組成制御による更なる安定性の向上が必要不可
欠である．一方， Mg と Si の化合物である Mg2Si においては，浸漬後の溶液 pH 変化も小さく，溶解性の低減が示唆された．このことを定量的に評価すべく浸漬時の反応に伴う水

ま て り あ 第53巻 第 8 号(2014)
Materia Japanでは高い溶出イオン量のため， Mg, Mg2Si 両エキス中にて研究(B)，財団法人

細胞数は共に大きく低減した．しかし， 50 エキスに着目

成果の一部である．記して御礼申し上げます．

稲盛財団の支援等により実施した研究

すると図10からも明らかなように，Mg エキスでは依然細胞文

数が大きく低下しているのに対し， Mg2Si エキス中では 4

献日後培養後には 90 以上の高い値を示すことが確認された．このような差異が現れる要因は， Mg2Si における溶解速度の低減により培養液中の Mg イオン濃度が大きく低下するためであることが明らかとなり， Mg2Si の生分解性イ
ンプラント材料としての可能性が示された．ただし大きな問題点として， Mg2Si は室温靱性が低く実用化を実現するた
めには力学特性向上策の検討が必須である．その他の利用法，例えば生分解性 Mg 合金のコーティング材料としての可能性等についても現在検討を進めている．現在さらに適切な溶解性，力学特性を具備した生分解性インプラント材料の開発を実現すべく，合金系を Ca Mg Zn 系等に拡張し合金探査を進めるとともに，組織制御，結晶方位制御による特性制御の可能性についても検討を進めている．この他にも，生
体用機能性構造材料と成り得る材料の候補として，生体内に埋入可能なピエゾセラミックスの開発についても検討を行い，圧電性を利用して積極的に骨再生をアシストするような材料の開発を目指している．

.

結

言

成熟した現代社会は，高いレベルで複数の機能を具備した材料の開発という厳しい要求を突き付けている．筆者もこれに貢献すべく研究を進めているわけであるが，その過程で昨今多くの方から指摘されている，異分野研究者間の連携，また実験と計算の協調の重要性を改めて実感している．筆者が4 年前に機械系と材料系の融合を目指した知能・機能創成工( 1 ) Y. Kawamura, K. Hayashi, A. Inoue and T. Masumoto: Mater.
Trans., 42(2001), 11721176.
( 2 ) E. Abe, Y. Kawamura, K. Hayashi and A. Inoue: Acta Mater.,
50(2002), 38453857.
( 3 ) 萩原幸司日本金属学会分科会シンポジウムセミナーテキス
ト，シンクロ型 LPSO 構造の材料科学―次世代軽量構造材料へのイノベーション―，(2013), 1922.
( 4 ) 萩原幸司まてりあ，45(2006), 813816.
( 5 ) K. Hagihara, T. Tanaka, T. Nakano, P. Veyssiere and Y.
Umakoshi: Philo. Mag. Letters, 87(2007), 705712.
( 6 ) K. Hagihara, N. Yokotani and Y. Umakoshi: Intermetallics, 18(2010), 267
276.
( 7 ) K. Hagihara, A. Kinoshita, Y. Sugino, M. Yamasaki, Y.
Kawamura, H. Y. Yasuda and Y. Umakoshi: Acta Mater., 58(2010), 62826293.
( 8 ) K. Hagihara, A. Kinoshita, Y. Fukusumi, M. Yamasaki and Y.
Kawamura: Mater. Sci. Eng. A, 560(2013), 7179.
( 9 ) T. Nakano M. Azuma and Y. Umakoshi: Intermetallics, 6(1998), 715
722.
(10) T. Nakano, Y. Nakai, S. Maeda and Y. Umakoshi: Acta
Mater., 50(2002), 17811795.
(11) K. Hagihara, Y. Hama, K. Yuge and T. Nakano: Acta Mater.,
61(2013), 34323444.
(12) K. Yuge, Y. Koizumi, K. Hagihara, T. Nakano, K. Kishida and
H. Inui: Intermetallics, 42(2013), 165169.
(13) 桜井 弘，田中英彦生体微量元素，広川書店，(1994).
(14) X. N. Gu, Y. F. Zheng, Y. Cheng, S. Zhong and T. Xi:
Biomaterials, 30(2009), 484498.
(15) M. Schinhammer, A.C. H äanzi, J. F. L äoffler and P. J. Uggowitzer: Acta Biomater., 6(2010), 17051713.
(16) K. Hagihara, K. Fujii, A. Matsugaki and T. Nakano: Mater.
Sci. Eng. C, 33(2013), 41014111.
(17) K. A. Yasakau, M. L. Zheludkevich, S. V. Lamaka and M. G.
S. Ferreira: Electrochim. Acta, 52(2007), 76517659.

学専攻に異動したことも，その思いを強くするきっかけの一★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

つとなった．実際に今回紹介させて頂いた各研究について
も，文中お名前を挙げさせて頂いた先生以外にも，非常に多くの先生方に御力添え頂き，共同研究を実施させて頂いたことで得られた成果ばかりである．この場を借りまして諸先生方に改めて御礼を申し上げます．
萩原幸司

本稿に記載の内容は，文部科学省

新学術領域研究，JST

先端的低炭素化技術開発(ALCA)，科学研究費補助金

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基盤

2002年 3 月 大阪大学大学院工学研究科博士後期課程修了
2002年 4 月 日本学術振興会特別研究員(PD)2002年 6 月 大阪大学大学院工学研究科 マテリアル
生産科学専攻 助手
2010年 5 月現職
専門分野金属間化合物等をベースとする先進材料に着目し，複数の機能を同時に高いレベルで具備した「高機能構造材料」の開発に従事している．単結晶，
方位制御結晶を用いることで，本質的観点から力学的特性を主とした各種機能の発現機構解明を実現している．

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最近の研究