放射光その場観察と高温高圧技術を組み合わせた Ti 系合金水素化物に関する研究
遠藤成

輝齋1)

藤寛之
2)

町田晃

彦
片2)

山芳則
3)

材料として最も多くの研究がなされているのが TiFe 合金で.

は じめにある(7)． TiFe 合金は LaNi5 と並び典型水素吸蔵合金の 1 つであり，その優れた水素吸蔵放出特性以外に構成元素が Ti

新規材料探索において圧力というパラメータを加えることと Fe からなるため安全で安価・資源量が豊富というメリッで，材料探索の自由度を増すことができる．それは圧力を印トも有している．最近では主に定置式水素貯蔵装置システム加することで構成元素の価数，物質の融点，結晶および電子に組み込む貯蔵材料として着目され，初期活性化の改善や耐構造などに変化がもたらされ，常圧下とは異なる熱力学的平久性の向上等の研究開発(8)(10)が精力的に行われている．

衡状態が実現されるためである．現在までに様々な分野で高われわれが TiFe 合金を選んだ理由は CsCl 型構造に注目

圧合成によって常圧近傍では得ることのできない新奇物質がしたためである．図に示すように CsCl 型構造の単位格子報告されている(1)(3)．

は体心立方晶( BCC )に類似した構造をとる．この図では体キュービックマルチアンビルプレス(以下マルチアンビル

心の位置に Ti 原子，コーナーの位置に Fe 原子が配置してプレス)を用いた金属水素化物の高温高圧合成は，これまでいる．この単位格子中に水素が侵入する格子間侵入サイト

系(5) を中心に多数報告されてきた．本稿ではは，金属原子 1 個当たり八面体( O )サイトが 3 個，四面体高圧を 1 GPa(1 万気圧)を超える圧力領域とする．この圧力( T )サイトが 6 個存在する(6) ． TiFe 合金の常圧近傍の水素Li系 ( 4) やMg

領域では水素の分子間距離が短くなり，水素はガス(気体)と化では水素は全て O サイトにのみ侵入し，水素吸蔵量が金してではなく水素流体として存在する(6)．水素の化学ポテン

属原子 1 個当たり 1 個程度(H/M～1)の g 相と呼ばれる水素シャルが急増し，常圧近傍(本稿では数十 MPa 以下の圧力化物を形成する(11)．つまり残りの 8 個(O サイト 2 個，T サ領域とする)では水素化しない難水素化金属も水素化物を形成するようになる．また，高圧下ではファントホッフの関係より水素化物の熱力学的安定性が増すため，常圧近傍では脱水素や不均化(水素吸蔵による分解)を生じる高温でも水素化物が安定に存在できるようになる．常圧近傍よりも高い温度で水素化が可能となり，良く知られた水素吸蔵合金であっても高温高圧下特有の水素化反応を生じ新規水素化物を形成することも考えられる．
本稿では CsCl 型構造を有する Ti 系合金の高温高圧水素化反応について紹介する．CsCl 型 Ti 系合金の中で水素貯蔵

図1CsCl 型 TiFe 合金の単位格子と水素の格子間侵入
サイト．

日本原子力研究開発機構 量子ビーム応用研究部門 高密度物質研究グループ 1)博士研究員 2)研究副主幹 3)副部門長(〒 6795148
兵庫県佐用郡佐用町光都 111)
Researches on Tialloy Hydrides under High Pressure and High Temperature with the Aid of Insitu Synchrotron Radiation Xray
Diffraction Measurements; Naruki Endo, Hiroyuki Saitoh, Akihiko Machida, Yoshinori Katayama(Quantum Beam Science Directorate,
Japan Atomic Energy Agency, Sayo, Hyogo)
Keywords: metal hydrides, synchrotron radiation Xrays, insitu measurements, high pressure synthesis, TiFe
2013年12月28日受理[doi:10.2320/materia.53.94]



最近の研究

イト 6 個)は非占有で残存していることになる．われわれはの生じる温度・圧力・時間を迅速に決定でき，新規金属水素これらの残存格子間サイトへ GPa 級の高圧と高温の極限環化物の合成条件を短時間で最適化できる．加えて高温高圧下境を利用して強制的に水素を吸蔵させ，高水素濃度化を実現

における試料の熱力学的安定条件も調べられ，温度圧力反できないかと考えた．これが TiFe 合金を高温高圧下で水素応図などの様々な知見が得られる．

化させる最大のモチベーションである．加えて CsCl 型構造

このように放射光その場観察と高温高圧合成を組み合わせは最密充填構造に比べて低充填率であることから圧力誘起のた手法は極めて有効であるが，その実験を可能とする設備が構造相転移を生じやすい．新規高圧相が水素流体と反応し，世界的にも限られている．そのため，本手法を用いた新規金その結果として新規水素化物が形成される可能性も考えられ属水素化物の合成例は少数にとどまっている．われわれのグる．

ル ー プ で は 本 手 法 を 駆 使 し 難 水 素 化 金 属 Al(13) ・ Al 基 合

未知な CsCl 型 Ti 系合金の高温高圧水素化反応を調べる

金(14)(15) の水素化， Fe 錯体水素化物(16) ならびにペロフスカ

上では TiH2 の高温高圧状態図がレファレンスとして必要とイト構造 Li 水素化物(17)などの合成に成功している．より詳なる．本稿では先ず TiH2 の高温高圧状態図の決定について

細な実験手法については文献を参照されたい(18)．

紹介し，その後に CsCl 型 Ti 系合金の高温高圧水素化反応

. TiH2 高温高圧状態図の決定について説明する．

.

実 験手法

Ti 系合金の高温高圧水素化反応を調べる上で TiH2 の高温高圧下における状態図が必要となる．それは高温高圧水素化
マルチアンビルプレスによる高温高圧合成において放射光反応で生じる TiH2 の生成を伴う不均化反応を検出するためその場観察は極めて有力な実験技術となる．なぜなら高温高である．参照できるデータが無ければ高温高圧水素化反応中圧下の試料の構造情報を迅速にその場で得ることが可能になに生じる X 線回折プロファイルの変化が，新規水素化物のるからである．マルチアンビルプレスによる高圧発生は，試形成で生じているのか，あるいは不均化反応による TiH2 の料をセットした立方体形状の圧力媒体を 6 方向からピスト生成により生じているのか判断することが困難である．

ン(アンビル)で押し込むことによって行われる．圧力媒体中

図にわれわれが求めた TiH2 の温度圧力状態図(19) を過には試料の他ヒーター，水素発生源や水素封止材などが組み去の報告(20)と併せて示す．過去の報告の低圧側では高温相込まれる．このような種々のパーツを圧力媒体中に組み込ん(面心立方晶構造 FCC )と低温相(体心正方晶構造 BCT )だ一式を高圧セルと呼ぶ．試料周囲がいくつもの高圧セルパの二相共存が約200°Cの温度範囲で観察され，高圧側では全ーツで覆われているため，実験室系の X 線回折測定装置でての温度域で BCT となっている．この状態図は測定範囲がは高温高圧下の試料の構造情報を得るには長時間の測定が不限られ相境界も不明確なため，定量的に高温高圧状態図が決可欠である．大型放射光施設 SPring8 から発生される高輝定されているとは言い難い．より詳細な実験を行い，正確な度 X 線を利用することで高温高圧下の試料の構造情報を短相転移温度を求めることが必要であると考えた．われわれは時間( 2 分以下)で得ることが可能になる(12) ．図に本研究広い二相共存領域を示す理由を加圧によって導入された歪がで用いた高温高圧放射光その場観察システムの模式図を示相転移を妨げているためと考え，各圧力での測定前に熱処理す．アンビルの隙間から放射光 X 線を高圧セル中の試料にで歪を緩和させてから相転移温度を求めた(19)．その結果，照射し，試料からの回折 X 線を検出することで高温高圧下の試料の構造情報が得られる．その場観察が行えると，反応

図2

キュービックマルチアンビルプレスを用いた高温高圧放射光その場観察の模式図(上部と手前のアンビルは省略してある)．

ま て り あ 第53巻 第 3 号(2014)
Materia Japan

図3

放射光その場観察によって決定された TiH2 高温相と低温相の相境界(図中菱形および点線)．四角は文献(20)の報告．

図 3 に示すように明瞭な相境界とその圧力依存性を決定すが進み， II 相単相となった． II 相の格子膨張後は不均化反ることに成功した．また TiH2 の格子体積の温度圧力関係応を生じて TiH2 と TiFe2 に分解した． TiFe 合金の常圧近(状態方程式)を決定した．これは以下に紹介する合成実験に

傍の水素化では水素吸蔵に伴い水素固溶体の a 相( H / M ＜おける参照値として利用した．

0.1)，水素化物の斜方晶構造(11)の b 相(H/M～0.5)および斜方晶構造(11)あるいは単斜晶構造(22)の g 相(H/M～ 1)を形成

. TiFe 合金の高温高圧水素化反応

し，立方晶から大きく結晶格子を歪ませる．高温高圧下では常圧近傍の水素化反応とは異なる水素吸蔵プロセスで水素化°の条件で行った(21) ．

TiFe 合金の水素化は 5 GPa ， 600 C

この温度で行った理由は，試料の表面酸化物などが水素化を反応が進行することが分かった．
図に I 相と II 相の格子体積を反応時間に対してプロッ阻害し500°Cまでの条件では反応が十分に進行しなかったた

トした結果を示す．II 相は600°Cに加熱した10分後に出現しめである．なおマルチアンビルプレスを用いた高温高圧実験

た．I 相と II 相の共存下において，I 相は格子体積を増加さ

では試料と空気の接触を完全に避けることができないため，せるが， II 相の格子体積はほとんど増加しなかった． II 相

試料は活性化処理を行わずに用いた．図に高温高圧水素流が単相となる 62 分後から格子体積は増加し，不均化が生じ体中に保持した TiFe 合金から得られた X 線回折プロファイ

る150分後までほぼ連続的に膨張した．

ルを示す．試料を600°Cに加熱した直後(図 4(a))は水素を吸ここで， I 相から II 相への構造変化をより詳細に見てみ蔵していなかった．図 4(b)の 8 分保持した X 線回折プロフる．図(a)に図 4 で示した X 線回折プロファイルの拡大図

ァイルを見ると， 110 と 200 ブラッグピークが低エネルギーを示す． I 相のピーク強度が減少するに伴い， II 相の 110 お側へ僅かにシフトしている．これは格子の膨張に対応しておよび200のピーク強度は増加した．一方，CsCl 型構造由来のり，水素が金属格子間に侵入し，水素固溶体(I 相)を形成し111および 210ピーク強度は図 6(a)矢印で示したように徐々たことを示す．続けて水素流体中に保持すると，I 相のピーに減少し，図 6 ( a )上段の 150 分経過後ではほとんど消失しクが低エネルギー側へシフトすると共にその強度は低下した．これは II 相では 111および 210ピークが禁制反射となるた．またそれと併せて新たなピークが I 相の低エネルギー側BCC 構造に変化し，回折ピークが測定されなくなるためとに出現した(図 4( c ))．これは新たな相(水素化物相)を形成説明される(23)．つまり Ti と Fe 原子が定まったサイトに配したことを示す．この水素化物を II 相とする． II 相のピー置している規則相の CsCl 型構造から，各原子がランダムにクは立方晶の単位格子で指数付けすることができた．このこ配置した不規則相の BCC 構造へ規則不規則転移(図 6(b ))とから金属格子に歪が導入されず，立方晶を維持して水素をを生じたことが分かった．これは高温高圧下においても吸蔵していることが分かった．図 4(d )から見てとれるとおTiFe 合金単体では観察されない現象で，水素化物特有の構り，その後続けて水素流体中に保持すると II 相の格子膨張造相転移である．本研究によって BCC 構造の TiFe 合金水素化物が初めて見出された．この BCC 水素化物は常温常圧下に回収することはできず高温高圧下でのみ存在した．
高温高圧下で生じる水素誘起規則不規則転移には主に 2つの要因があると考察している(21) ． 1 つは高温によるエントロピー効果の増加である．先に述べたように高圧の効果に

図4




5 GPa，600°Cの水素流体中に保持した TiFe 合金から得られた X 線回折プロファイル．

図5

水素固溶体( I 相)および水素化物( II 相)の単位格
子体積の時間変化．

最近の研究

より水素化物の熱力学的安定性が上昇し，高温でも存在できり，それぞれがランダムに配置した BCC 構造を形成するよるようになる．常圧近傍の水素化では水素吸蔵により結晶格うになると考えている．

子を歪ませることで系のエネルギーを下げて安定化していBCC 水素化物は水素化反応によって最大で 21 ほど体積る．一方，高温高圧下ではギブスの自由エネルギーにおけるを膨張させた．これは常圧近傍の水素化で得られる最大水素エントロピーの効果が増え，結晶格子を歪ませるよりも各原量の g 相(H/M～1)の18よりも大きな値であった．一般に子をランダムに配置させた方がエネルギー的に有利になると侵入型水素化物では水素吸蔵量と体積膨張は比例関係にある考えられる．2 つ目が格子膨張による拡散の促進である．高ので(6)，この結果は水素吸蔵量の増加を示唆する．最近理論

圧下では合金の水素固溶度が増え常圧近傍に比べて高水素濃計算によって TiFeH4(H/M＝2)の安定性が報告された(24)．

度の固溶体が形成される(6)．そのため水素固溶体(I 相)は常この水素化物は常圧近傍では不安定であるため，実現するた

圧近傍と比べ CsCl 型構造を維持したまま格子を大きく膨張めには合金組成・温度・圧力などの制御が必要と報告されてする．すると構成元素の Fe および Ti 原子が拡散し易くないる．また常圧近傍の水素化で最大水素吸蔵量を示す吸蔵合
金は TiV 系などの BCC 系合金である(25)．高温高圧下で実現された BCC 水素化物も，その水素吸蔵量が常圧近傍の水素化で得られる規則相である g 相よりも増加することが考えられる．しかし BCC 水素化物は常温常圧下に回収することができず高温高圧下でのみ存在するため，定量的に水素吸蔵量を評価することが困難であった．そこで間接的な評価ではあるが，水素吸蔵量が既知の g 相の格子体積と BCC 水素化物の格子体積を同一の温度圧力条件で比較し，その大小からBCC 水素化物の水素吸蔵量を見積もることを試みた． BCC水素化物の格子体積が g 相よりも大きければ水素吸蔵量が増加したと判断できると考えた．
なお圧力を上げた 10 GPa ， 600 °C の条件においても同様に，規則不規則転移を生じ BCC 水素化物が形成される結果が得られた．圧力を上げた場合でも BCC 水素化物の体積膨張は 5 GPa と等しく21程度であった．

図6

図7(a)図 4 の拡大図．矢印で示した CsCl 型構造由来の 111 および 210 ピークが II 相形成と共に消失する過程が見て取れる．これは結晶構造が CsCl 型構 造 か ら BCC 構 造 へ 変 化 し た こ と を 表 し て いる．(b)CsCl 型構造から BCC 構造への規則不規則転移の模式図．放射光実験では水素位置を求めることができないため水素は示していない．

.

TiFe0.8Mn0.2 合金を用いた BCC 水素化物の水素吸蔵量評価

格子体積の比較によって水素吸蔵量を見積もるためには g相の調製が必要となる．しかし二元系の TiFe 合金では活性化処理が煩雑で時間もかかり，g 相の調製が難しい(7)．そこ(a)高温高圧水素流体中に保持した TiFe0.8Mn0.2 合金から得られた X 線回折プロファイル．(b)図 7(a)の拡大
図．(c)g 相(H/M＝0.9)の高圧下における X 線回折プロファイル．

ま て り あ 第53巻 第 3 号(2014)
Materia Japan

で Fe の一部を Mn で置換した三元系 TiFe0.8Mn0.2 合金に着目した．この合金は活性化処理をしなくても水素を吸蔵し(10)， g 相が調製可能というメリットを有している(26) ．さらに水素吸蔵量は H/M＝0.9 と TiFe 合金に近い．
本実験での水素化反応温度は TiFe 合金の場合と比べて200°C低い400°Cに設定した(27)．図(a)に水素流体中に保持した TiFe0.8Mn0.2 合金から得られた X 線回折プロファイル
を示す．この結果から TiFe0.8Mn0.2 合金は TiFe 合金と同様に立方晶構造を維持したまま格子を膨張させていることが分かる． 30 分保持した回折プロファイルでピークが非対称なのは固溶体から水素化物が形成したためである．形成した水素化物相は170分ほどで単相となり，その後ゆっくりと格子を膨張させた．格子膨張は530分で終了し，不均化を生じることなく水素化物はそのまま安定して存在した．これによりTiFe0.8Mn0.2 合金は 400 °C でも水素化反応が進行し不均化を生じないことが分かった． TiFe 合金の高温高圧水素化反応が観察された600°
Cでは，わずか10分程度で格子膨張が終了し，不均化を生じた．これらの結果は Mn 部分置換効果が高温高圧水素化反応でも現れたことを示している．図 7( b )は図 7(a)で示した X 線回折プロファイルの拡大図である．
合金中に存在するラーベス相や Ti 相などの不純物からのピークが見られるが(26)，TiFe 合金の場合と同様に水素化物のピークが出現して低エネルギー側にシフトすると共に CsCl型構造由来の 111 および 210 ピークが消失していく過程が観測された(図 7 ( b )矢印)．この結果より TiFe0.8Mn0.2 合金においても水素誘起規則不規則転移を生じ，BCC 水素化物が形成されることが分かった．形成された BCC 水素化物はTiFe 合金の場合と同様に常温常圧下に回収できず，高温高圧下でのみ存在した．

図8( a ) CsCl 型構造と g 相の単位格子の比較． CsCl型構造の単位格子は平面図中の点線で示した．
(b) 400°
Cにおける BCC 水素化物および g 相の格子体積の圧力依存性．

g 相(H/M＝0.9)の高圧下における X 線回折プロファイル
を図 7(c)に示す．下段が室温における X 線回折プロファイ
ルである．高圧下における室温の構造は常温常圧下の構造とおり g 相の単位格子を形成する原子数は， CsCl 型構造の単変わらず，単斜晶構造を示した． g 相の構造は単斜晶(22) お位格子に含まれる原子数の 2 倍に等しい．図 8(b)に400°
Cによび斜方晶(11) の報告があるが本研究では単斜晶を採用しおける BCC 水素化物および g 相の格子体積の圧力依存性をた．なおいずれの構造で格子体積を算出しても以下の議論に示す． BCC 水素化物の格子体積は比較のため 2 倍した値を影響を及ぼす違いは生じないことを確認している．中段はプロットしている．格子体積の誤差は最大で 0.6× 10－3 nm3400°
Cにおける X 線回折プロファイルを示す．加圧によってであった．この値を水素量に換算すると H / M  0.1 となっ導入された歪が加熱によって緩和されピークがわずかにシャた． 2 つの水素化物の格子体積は何れも誤差の範囲内にあープになった．58 keV 付近の－111と111のピーク強度が低り，有意な差はなかった．水素雰囲気下における g 相水素化くなったが，各ピークの d 値にはほとんど変化は無かった．

物の格子体積は(図 8( b))，わずかに大きな値を示したが，g 相は高温高圧下で数時間保持しても構造は変わらず，BCCその差も誤差の範囲内であり有意な差はないものと結論づけ構造に変態しなかった．これは g 相を水素流体中に保持してた．以上より， BCC 水素化物と g 相はほぼ同一の体積を有も同様であった(図 7(c)上段)．

することが明らかとなった．

次に BCC 構造と g 相の単斜晶構造についてみていく．図

ここで水素流体中に保持することで合金中に導入される空( a )に CsCl 型構造と g 相の結晶構造を示す(22) ． CsCl 型構孔の影響について言及する．一般に水素流体中に合金を保持造の単位格子は図 8(a)上段の点線で示している．なお BCC

すると，多量の空孔が導入される(6)(28)．合金中に多量の空構造は CsCl 型構造での各原子がランダムに配置したもので孔が生成されれば，格子の収縮が観測される(6)(28) ．しかしある．常圧近傍での水素化では水素が特定の O サイトに侵本研究では水素流体中に数時間 BCC 水素化物を保持しても入するために，図 8( a )下段に示したように水素化によって格子パラメータに変化はなく，格子の収縮は観測されなかっ金属格子が立方晶から単斜晶に歪む(22)．図 8(a)に示したとた．よって，空孔の影響は無視できると考えられる．以上の




最近の研究

結果から，BCC 水素化物の水素吸蔵量は g 相(H/M＝0.9)にわれました．本研究は産総研水素エネルギーグループや東北( 7 ) J. J. Reilly and R.H. Wiswall: Inorg. Chem., 13(1974), 218222.
( 8 ) 天 野 宗 幸 ， 佐 々 木 靖 男 ， 吉 岡 孝 之  日 本 金 属 学 会 誌 ， 45(1981), 957
964.
( 9 ) L. Schlapbach and T. Reisterer: Appl. Phys. A, 32(1983), 169
182.
( 10 ) 天野宗幸，柴田美智男，佐々木靖男日本金属学会誌， 51(1987), 871
878.
(11) L. Schlapbach, editor: Hydrogen in intermetallic Compounds I,Springer, (1998), 6382.
(12) W. Utsumi, K. Funakoshi, Y. Katayama, M. Yamakata, T.
Okada and O. Shimomura: J. Phys.: Condens. Matter, 14(2002), 10497.
(13) H. Saitoh, A. Machida, Y. Katayama and K. Aoki: Appl. Phys.
Lett., 93(2008), 25504.
(14) H. Saitoh, A. Machida, Y. Katayama and K. Aoki: Mater.
Trans., 52(2011), 602604.
(15) H. Saitoh, S. Takagi, N. Endo, A. Machida, K. Aoki, S. Orimo
and Y. Katayama: APL Mater., 1(2014), 032113.
(16) M. Matsuo, H. Saitoh, A. Machida, R. Sato, S. Takagi, K.
Miwa, T. Watanuki, Y. Katayama, K. Aoki and S. Orimo: RSC
Advances, 3(2013), 10131016.
(17) R. Sato, H. Saitoh, N. Endo, S. Takagi, M. Matsuo, K. Aoki
and S. Orimo: Appl. Phys. Lett., 102(2013), 091901.
(18) 齋藤寛之高圧力の科学と技術，20(2010), 166174.
(19) N. Endo, H. Saitoh, A. Machida, Y. Katayama and K. Aoki: J.
Alloys Compd., 546(2113), 270274.
(20) R. S. Vennila, A. Durygin, M. Merlini, Z. Wang and S. K.
Saxena: Int. J. Hydrogen Energy, 33(2008), 66676671.
(21) N. Endo, H. Saitoh, A. Machida and Y. Katayama: Int. J.
Hydrogen Energy, 38(2008), 67266729.
(22) W. Sch äafer, G. Will and T. Schober: Mat. Res. Bull., 15(1980),627634など．
( 23 ) 早稲田嘉夫，松原英一郎 X 線構造解析 原子の配列を決める，内田老鶴圃，(1998), 5982.
(24) A. Kinaci and M. K. Aydinol: Int. J. Hydrogen Energy, 32(2007), 24662474.
(25) E. Akiba and H. Iba: Intermetallics, 6(1998), 461470.
(26) J. R. Johnson and J. J. Reilly: Proceedings of the International
Conference on Alternative Energy Sources, Florida, (1977),
BNL23860.
(27) N. Endo, I. Matsumoto, H. Saitoh, A. Machida, Y. Nakamura
and Y. Katayama: Int. J. Hydrogen Energy，投稿中．
(28) K. Watanabe, N. Okuma, Y. Fukai, Y. Sakamoto and Y.
Hayashi: Scripta Materia, 34(1996), 551557.
(29) N. Endo, K. Ishikawa, H. Saitoh, A. Machida and Y. Katayama : 投稿準備中．

大金研折茂研究室など，金属学会水素セッションの多くの方★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

ほぼ等しいと見積もられた．この結果は二元系 TiFe 合金においても同様であろうと考えている．
本稿の最後に TiFe 合金の Fe を Co および Ni で置換した
TiFe1－xTMx(x ＝ 0.5, 1.0; TM ＝ Ni, Co )合金の高温高圧水素化反応について簡単に触れておく(29) ． TiCo および TiNi 合
金も TiFe 合金と同一の CsCl 型構造を有している． 5 GPa,500°
C で水素化させると， TiNi 合金以外の合金で規則不規則転移を生じ BCC 水素化物が形成された．TiNi 合金では水素化反応途中に不均化を生じるが，水素化物の安定性が増加する，より高圧下では規則不規則転移が生じると考えている．これらから CsCl 型 Ti 系合金の高温高圧下における規則不規則転移の普遍性が示唆される結果が得られている．

.

お わりに

本研究により CsCl 型 TiFe 系合金が高温高圧下で水素誘起規則不規則転移を生じ，BCC 水素化物が形成されることを見出した． GPa 級高温高圧の極限環境下で水素化することにより高水素濃度化を試みたが，残念ながら常圧近傍の水素吸蔵量と同程度と見積もられる結果が得られた．しかしながら放射光その場観察と高温高圧技術を組み合わせることで，典型水素吸蔵合金である TiFe 合金が高温高圧下で新規水素化物を形成することを発見できた．これは良く知られた典型水素吸蔵合金であっても本手法を用いることで，新たな水素化物を形成する可能性があることを示している．今後，高温高圧放射光その場観察技術によって新規金属水素化物が次々に合成され，本研究分野が大きく進展することを期待している．
本稿で紹介した研究は NEDO 「水素貯蔵材料先端基盤研究事業」，「燃料電池自動車用水素貯蔵材料に関する調査研究」および JSPS 科研費若手研究 B(No.24760586)のもと行々にご協力頂いて遂行しました．深く感謝申し上げます．本
稿で紹介した放射光察実験は SPring8，BL14B1(課題番号2011A3602,

2011B3602,2012A3602,2012B3603,2013A3603, 2013B3603)で実施されたものです．

文献( 1 ) 毛利信男新しい高圧力の科学，講談社，(2003), 84.
( 2 ) 日本化学会超高圧と化学，学会出版センター，(1979), 203.
( 3 ) 特集超高圧を利用した新機能材料の創製，高圧力の科学と技術，15(2005), 284323.
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( 5 ) A. Kamegawa, Y. Goto, R. Kataoka, H. Takamura and M.
Okada: Renew. Energy, 33(2008), 221225など．
( 6 ) Y. Fukai: The Metal Hydrogen System, 2nd Edition, Springer,
Berlin, (2005).

ま て り あ 第53巻 第 3 号(2014)
Materia Japan

遠藤成輝

齋藤寛之

2011年 3 月 東北大学大学院工学研究科博士課程修了
博士(工学)
2011年 4 月現職 日本原子力機構 量子ビーム応用研究部門 博士研究員
専門分野金属水素化物の高圧合成，水素吸蔵合金◎高圧合成と放射光その場観察を組み合わせた技術を駆使して新規金属水素化物の合成に従事．最近は新規材料合成だけでなく水素エネルギーシステムのシステム開発にも興味を持っている．

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町田晃彦

片山芳則