レーザーアトムプローブによる絶縁体材料のナノ解析
大久保

忠

小

雅

塚

勝

Yimeng Chen
也 宝 野 和 博る(6)．商用アトムプローブで一般的に使われている可視光の

.

は じ

め

に

ピコ秒レーザーに比べて，紫外光のフェムト秒レーザーを用いると，試料破壊頻度が著しく軽減されること，エネルギー

3 次元アトムプローブは合金を構成する元素の位置を原子補償器なしで高い質量分解能が実現できること，さらにレー分解能で表示することのできる唯一の 3 次元トモグラフィ

ザー脱離を用いて絶縁体の解析も可能であることを示してきー法である．トモグラフィー中の個々の原子の質量と位置情た．また，これらのレーザー補助電界蒸発のメカニズムを理報が測定されているので，任意の選択領域から局所濃度を定解するために，種々の半導体・酸化物材料のレーザー補助電量できるナノ解析法でもある．従来の 3 次元アトムプロー

界蒸発の実験的な検討も行ってきた．ここでは，いくつかの

ブ法では，針状試料に印加した定常電圧に ns の電圧パルス

絶縁体材料について著者らが行ったレーザーアトムプローブを重畳することによって原子を電界蒸発させていたので，そ解析結果を示しながら，紫外光超短レーザーを用いることにの応用範囲は導電性材料に限定されていた(1)．高電気抵抗材

より広がった 3 次元アトムプローブの応用例を紹介する．

料をアトムプローブ分析するために，1 次元アトムプローブ
をレーザーパルスで駆動する実験が 1980 年代に行われた

.

レーザーアシスト次元アトムプローブ

が(2) ，当時数 10 Hz 程度のパルスレーザーでは実用的なデータ収集速度が得られなかったために，その後，ほとんど普3 次元アトムプローブ分析を行うには，先端直径 100 nm

及しなかった．2004年に Deconihout らは 3 次元アトムプロ

程度の針状試料を超高真空容器に導入し， 5 kV ～ 15 kV 程ーブ分析に超短パルスレーザーを用いた結果を初めて発表

度の高電圧を印加することで，試料先端に 30～60 V/nm 程

し，金属や表面酸化物層から電圧パルス駆動による 3 次元度の高電界を形成する(7)．～100 mm に収束されたフェムト

アトムプローブとほぼ同等の原子トモグラフィーの取得が可

秒パルスを針の先端に側面から照射すると，レーザーによる能であることを実証した(3)．その数年後にパルスレーザーは熱励起で電界蒸発が促進される．図に示されるように，我商用装置にも装備されるようになり，最近では半導体などの々の装置では基本波 1030 nm(赤外光)のフェムト秒(400 fs)

高電気抵抗材料の解析手法として急速に普及し始めていレーザーパルスから非線形光学結晶によって変換された 515

る(4) ．我々もほぼ同時期に 3 次元アトムプローブを超短パ

nm(可視光)，343 nm(紫外光)を針の側面から試料先端に照ルスレーザーで駆動する実験を開始し，最近レーザーの波長射し電界蒸発を誘起する．最短波長として， 4 倍波の 258

を紫外域まで短波長化することで，絶縁体物質の 3 次元ア

nm (紫外光)の波長も使うことができる(6) ．金属試料の場

トムプローブ分析が可能であることを示し(5)，現在では広範合，電界蒸発はこれらのレーザーの熱励起により促進されるな酸化物材料の 3 次元アトムプローブ解析を行っていことが明らかとなっている．そのため，イオン化のタイミン

物質・材料研究機構磁性材料ユニットナノ組織解析グループリーダー(〒3050047 つくば市千現 12
1)
筑波大学大学院数理物質科学研究科物質・材料工学専攻NIMS ジュニア研究員
物質・材料研究機構フェロー
Nanoscale Characterization of Ceramics by Laser Assisted Atom Probe Tomography; Tadakatsu Ohkubo, Yimeng Chen, Masaya
Kodzuka, Kazuhiro Hono (National Institute for Materials Science, Tsukuba)
Keywords: laser assisted atom probe tomography, ceramics, insulator, oxide, ultraviolet laser, nanostructure analysis
2011年 4 月11日受理

ま て り あ 第50巻 第 9 号(2011)Materia Japan




図1

短波長レーザーアトムプローブの原理図と装置外観．

グには試料の熱伝導性が影響し，一般に熱伝導性の高い金属で実用的に最低限の質量分解能 m/Dm FWHM～500が得られるが，ステンレス鋼や金属ガラスなどの熱伝導性の低い材料ではその質量分解能は m/Dm～ 49(試料ZrCuAg 金属ガラス，波長 1030 nm )程度にまで落ちてしまう(6) ．レーザ
ー照射に同期して蒸発したイオンは，遅延線型位置敏感型検出器によって検出され，飛行時間測定から質量/電荷比( m /n )を測定し，原子座標と飛行時間，印加電圧をコンピューターに保存し，それらのデータセットから全元素の 3 次元
トモグラフィーを再構成する．ただし，検出効率はマルチチャネルプレートの開口面積が上限で，現在のところ 50程
度 で あ る ． 本 機 で は デ ッド タ イ ム 1.5 ns ，時 間 分 解 能 70
ps ，位置分解能 1 mm ，有効直径 80 mm のディレイライン

検 出 器 を 採 用 し(8) ， 試 料 検 出 器 間 距 離 を 120 mm と し ての開口角( 0.32 sr )を達成しており(従来は 10 °
程度)，面
30 °

図2

Ga ド ー プ ZnO の マ ス ス ペ ク ト ラ ム ． Adopted
from ref. 9, 2011, with permission from Elsevier.

内方向 100 nm 程度(従来は 20 nm 以下)の広領域からの測定が可能となっている．紫外光を用いた場合， W3＋ で m /Dm

上する．一方，Green レーザーの場合，1.7 mJ/pulse のパル～680程度，飛行距離を 280 mm とした場合，m/Dm～3000

ス強度でも，質量スペクトラムが観察されずノイズしか検出の実用的に十分な質量分解能が達成される．

できなかった．この大きな違いは ZnO 試料の光学特性に関連していると思われる．すなわち， ZnO はバンドギャップ

.

酸化物のレーザーアシスト電界蒸発( 375 nm )より短い光に対して 2.0 × 105 cm－1 の高い光吸収率を示しているが，375 nm より長い光を殆ど吸収しない．

金属試料の場合，フェムト秒レーザー照射による瞬間的な

ZnO のバンドギャップは Green と UV のフォトンエネルギ

温度上昇が電界蒸発を誘起すると考えられているが，半導ーの中間にあり，UV レーザーの場合電子励起によりイオン体・酸化物試料の場合，レーザーアシストによるイオン化に化効率が高く，一方で Green レーザーのフォトンエネルギ

は電子励起によるレーザー脱離によることを示唆するデータ

ーはバンドギャップよりも小さく電子励起によるイオン化がが得られている．フォトンのエネルギーは波長に反比例する

十分に起こらなかったと解釈できる．このことから，半導ので，バンドギャップを有する半導体や絶縁体の場合，その体，絶縁体などバンドギャップにより光学特性が大きく左右レーザーアシスト電界蒸発が波長に大きく依存するのではな

される試料を解析する場合，短波長レーザーによる照射が有いかと考え，Ga ドープした ZnO のレーザーアシスト電界蒸効であることが明らかになった．

発によるマススペクトラムのレーザー波長とパルスパワーの

この実験から紫外光などの短波長レーザーを用いることに依存性を調べた(9) ． Ga ZnO のバンドギャップは 3.3 eV ( lより，絶縁性セラミクスでもレーザーアシスト電界蒸発が可＝ 375 nm )で，電気抵抗率はおよそ 104 Qcm である． Green

能になると期待された．図は，紫外光レーザーを用いるこ( l＝ 515 nm )と UV (l ＝ 343 nm)二種類のレーザーを用いてとにより得られた ZrO2 MgAl2O4 ナノコンポジットセラミ

得られたマススペクトラムが図に示されている．UV レーックスから得られた Al, Mg, Zr, O 原子の 3DAP マップと，ザーで解析した場合 Zn＋, O＋ の単体イオンと ZnO＋ などの原子マップ中で選択した領域から得られた組成プロファイル

分子イオンが検出されるが，レーザーの強度を強くすると高である(5)．絶縁体であっても，試料の針の形状とナノ結晶組

質量側のバックグランドノイズが低減され全体の SN 比が向織を反映した元素分布が詳細に再現されている． A の選択




最近の研究

図5

MgO の FIM 像．( a )はレーザー照射なし，( b )はレーザー照射あり．Adopted from ref. 9, 
2011, with permission from Elsevier.

のフォトンエネルギーを有している．いずれの波長でも測定
図3

ZrO2MgAl2O4 ナノコンポジットセラミックス試料から UV レーザーアトムプローブによって得ら れ た 3D 原 子 マ ッ プ と 組 成 プ ロ フ ァ イ ル ．
Adopted from ref. 5, 2009, with permission
from Elsevier.

は可能であったものの， 343 nm ではバックグランドノイズ
が約 1 桁少なく，質量分解能も向上した( CeO2＋ ピークm / Dm ＝ 390 FWHM ( l ＝ 515 nm ) , m / Dm ＝ 487 FWHM ( l＝ 343 nm ))．すなわち，酸化物のレーザーアシスト電界蒸発にバンドギャップを超えるフォトンエネルギーは必須ではないが，短波長レーザーの方がイオン化効率も質量分解能も改善されることが明らかになった．フォトンエネルギーがバ
ンドギャップよりも低くてもレーザーアシストイオン化が起こる原因としては，熱励起による電界蒸発，表面準位がバル
ク準位と大きくことなること(12)(13)，さらにレーザー照射によって正孔が試料先端部に集積し，励起ポテンシャル面上の脱離運動の障壁が比較的低下すること(14)などが起因していると考えられる．
レーザー照射された絶縁体試料の電界イオン顕微鏡( FIM )観察において，正孔蓄積に起因すると考えられる興
味深い現象を見出した(10) ．図( a )は MgO 試料の FIM 像
で，中心の( 001 )を軸として 4 回対象の{ 011 }極が観察されている．そこにレーザーを照射すると，( b )のように FIM

図4

Gd ドープ CeO2 のマススペクトラム． Adopted
from ref. 10, 2011, with permission from Elsevier.

像が拡大し，照射前後の像の比較(c)から，FIM 像の倍率が2.0 × 105 倍から 2.05 × 105 倍まで拡大したことが分かった．

これは，レーザー照射による電子励起により正孔が形成され試料の電導率が変化し，試料先端部での電界が変化したことに起因すると考えられる．さらに，試料のレーザー照射によ領域から得られた濃度プロファイルから各酸化物相の組成はる電気抵抗変化はマススペクトラムのピーク位置の移動とし

約 Zr40.6O58.4Y1.0, Mg10.2Al29.8O60 であり，ZrO2(Zr33.3O66.7)とても観察された．図は強度 0.01 から 0.44 mJ / pulse の UV

MgAl2O4 ( Mg14.3Al28.6O57.1 )の組成と定性的な一致を示してレーザーで得られたマススペクトラムの拡大図である．レー

いる．B の領域から得られた濃度プロファイルでは結晶粒界ザー強度を強くするのに従い，Mg2＋ のピーク位置は質量のにおける Al, Y の粒界偏析が検出されている．このデータ

低い側シフトした．これは，レーザー強度によりイオンの飛は，複相を含む絶縁体材料の 3 次元アトムプローブによる

行時間が短くなったことに相当し， 0.01 mJ / pulse に比べ

原子トモグラフィーが可能なことを実証した初めての例であ0.44 mJ / pulse の場合 Mg イオンは 0.5 ns ほど早く検出器にる．また，同時にレーザーを短波長化することで，試料破壊

到着している．針試料先端に掛かっている電圧を飛行時間か頻度が低減されるとともに，質量分解能も向上し，広開口角

ら試料先端の電圧上昇量を見積もると，図に示されるようの直線型でもエネルギー補償型並の質量分解能が達成され，にレーザー強度がある程度高くなると電圧変化は飽和し，アトムプローブ解析手法に大きな進展がもたらされた．

0.44 mJ / pulse のレーザー照射で先端電圧は約 9 V 上昇する

図に 515 nm と 343 nm の異なる波長で得られた Gd ド

ことが確認された．これらは，理論計算によって示唆されたープ CeO2 から得られたマススペクトラムを示す(10) ． CeO2

強電界とレーザー照射による正孔の試料先端部への集積に起のバンドギャップは約 3.4 eV ( l ＝ 364 nm )(11) であり， 515

因していると考えられる(14)．

nm はバンドギャップ以下， 343 nm はバンドギャップ以上

ま て り あ 第50巻 第 9 号(2011)Materia Japan




.

酸化物セラミクス解析の応用例

以上のように，紫外光の短波長レーザーを用いることで，絶縁体であっても，試料のナノ組織を反映した元素分布が詳細に再現することができ，さらに，粒内の組成の同定や，粒界偏析の定量解析が可能になってきた(15)．前述の絶縁体材
料以外にも， Al2O3 や MgO などの絶縁体やさまざまな酸化物セラミクスの 3DAP 解析に成功している(6)．
イットリア安定化ジルコニア(YSZ)は酸素空孔を含むために，高温で高いイオン導電性を有し，固体燃料電池の固体電解質として期待されているが， 1000 °
C 程度の長時間使用でイオン伝導率が低下することが知られている． ZrO2 Y2O3
図6

レーザー強度の増加に伴う MgO のマスピークのシフト．Adopted from ref. 9, 2011, with permission from Elsevier.

擬二元平衡状態図によると， Y2O3 を 4 mol 以上含むジル
コニアは965°
C以上で，Y2O3 固溶度の低い正方晶と Y2O3 固
溶度の高い立方晶 ZrO2 の 2 相が平衡状態にある．よって，
この共析温度以上で長時間使用されると準安定相である立方晶ジルコニアから正方晶ジルコニアが相分離により析出すると予測される．図は焼結材と1000°
C 2000 h 熱処理された
8 mol  Y2O3ZrO2 試料のレーザー 3 次元アトムプローブ解析結果である．焼結後では均一に分散していた Y は，高温
長時間熱処理によって分布に揺らぎが生じている．これは，立法晶ジルコニアと正方晶ジルコニアの相分離により各相のY2O3 の固溶度が異なるためであると考えられる．平衡状態

図によると tZrO2 中の Y 濃度は約 1.7 at  , cZrO2 の Y 濃
度は 6.9 at であり，本実験結果で得られた Y 濃度揺らぎ
は，長時間熱処理(1000°
C 2000 h)によって 3～7 atと，平衡組成に向かって拡大傾向を示した．これは，正方晶ジルコ
図7

レーザー照射による試料先端の電圧増加量．
Adopted from ref. 9, 2011, with permission
from Elsevier.

ニアが相分離して立方晶ジルコニアが析出する過程に対応すると考えられる．
リチウムイオン電池の陽極材料の基本化合物は LiCoO2 であるが，実際の陽極材料は低コスト化を図るために， Co の一部を Ni で置換されている．また，充放電寿命の向上のた

図8




焼結後と熱処理後のジルコニア中の Y アトムマップと各元素の組成プロファイル(アトムマップ中央部 4 nm
×4 nm×25 nm から計算)．Adopted from ref. 6, 2011, with permission from Elsevier.

最近の研究

図9

Li ( Ni0.75Co0.15Al0.05Mg0.05 ) O2 の粉体試料から得られた O, Ni, Li, Al アトムマップと組成プロフ
ァイル．Adopted from ref. 6, 2011, with permission from Elsevier.

図10

CuNi/Au ジャンクションのレーザーアトムプローブによる解析結果．

図 11

残存基板厚さの影響評価のために作製した針状
試料．異なる残存基板厚さを持っている．～ 3mm(a, b), ～1 mm(c, d)～0.6 mm(e, f). Adopted
from ref. 16, 2011, with permission from Elsevier.

め， Mg や Al などの元素も一部置換されていることが多い．しかしながら， Mg や Al などの添加元素の分布状態とその役割については十分な解析結果がなく良く理解されていない．図は Li ( Ni0.75Co0.15Al0.05Mg0.05 ) O2 の粉体試料から得られたレーザー 3 次元アトムプローブによる解析結果である．解析結果として得られた組成は Li0.24Ni0.17Co0.04Al0.01
Mg0.02O0.52 で あ り ， 試 料 の 公 称 組 成 ( Li0.26Ni0.19Co0.04Al0.01
Mg0.01O0.49 )に近い値が得られた．得られた 3D 原子マップ

で Al の組成揺らぎが観察されており，組成プロファイルから， Al が濃化した領域では Li 組成も増加， Ni と O 組成が減少していることが確認された．また， O 組成が LiMO2 相から期待される組成から大きく変動している領域の存在は，異なる第 2 相の存在を示唆している．このように，紫外光レーザーを用いることにより，バルク絶縁体中の組成変動等の定量的な原子レベルの 3DAP 解析が可能になり， 3DAPTa ボンド層を介して成膜された Cu Ni / Au の二層膜であによる絶縁性酸化物解析はフィージビリティー研究から実用る ． こ の 薄 膜 試 料 を 用 い ， UV レ ー ザ ー ( 343 nm ) お よ び

的なレベルに到達したといえる．

Green レーザー( 515 nm )による解析を行った．図に示す

ように Cu Ni / Au ジャンクションの解析結果では，明らか

.

絶縁体基板に成膜された金属薄膜の解析

な Cu と Ni の組成揺らぎが観察され，膜面に対して垂直方向にピラー状の Cu 濃化相が確認された(17) ．この薄膜試料

3 次元アトムプローブによる薄膜材料の微細組織解析例はからアトムプローブ試料をリフトアウト法により作製する際これまでにも多数報告されているものの，それらの多くは金に，SiO2 の残存基板厚さを変え，図に示すよう～3 mm(a,属針，シリコンポスト，ドープシリコンなどアトムプローブb), ～1 mm(c, d), ～0.6 mm(e, f)と異なる絶縁膜厚さを持つ

測定用に特別に作製された“ポスト”上に成膜されていた．

試料をタングステン針状に固定し，レーザーアトムプローブ

薄膜基板は薄膜との格子整合性などを考慮して選択されるこ測定結果に対する絶縁膜厚さの影響を調べた．

とから，実デバイスの作製に多用されている絶縁性酸化物基

図にそれぞれの試料から得られたマススペクトラムと，板，特に熱酸化 Si 基板上に成膜された薄膜の解析がデバイ

Cu Ni 層の Cu65＋ ピークから算出された質量分解能 m / Dm

ス解析者から求められていた．このような実際に使われていおよび SN 比を示す．比較のために，Cu0.55Ni0.45合金試料かる平坦基板上に作製された薄膜から針状試料を作製し，それらのデータも示されている．絶縁性基板を含む試料から得らをアトムプローブ分析することにより，初めて薄膜の構造とれた m / Dm および SN 比はいずれも合金試料から得られた特性の因果関係を解明できる．そこで，熱酸化 Si に成膜さ値に比べて低くなっているものの，半値幅から算出した m/

れた金属薄膜から集束イオンビーム法(FIB)により針状試料

Dm は 380に達しており，十分に実用的な値となった．ここを作製し，それをレーザー 3 次元アトムプローブで解析しで，残存基板が最も薄い(～ 0.6 mm )試料において最も低いた例について紹介する(16)．
測定試料は，熱酸化 Si 基板( amorphous SiO2 )上に薄い

ま て り あ 第50巻 第 9 号(2011)Materia Japanm / Dm と SN 比を示していることがわかる．一般にレーザーアトムローブの質量分解能は熱(電気)伝導度の良い試料で

ザーの照射径は半値幅で 150 mm ほどであり，UV レーザーを使用したために熱吸収は SiO2 層では起きずに，金属薄膜とタングステン接合部のみで起こると考えられる．それぞれの試料の先端形状がほぼ同じであるので，金属薄膜部分の発熱は同等であると考えられる．従って， SiO2 層が厚くなると，タングステン接合部から試料先端部への熱拡散を抑制する効果が大きくなり，金属薄膜に接する SiO2 層はより低い温度に保持され，金属薄膜の冷却効果が増大したと考えられ
る．

.
図12

(a)それぞれの CuNi 層から得た Cu＋
65 ピーク(シグ ナ ル  64.80 ～ 65.25 u / e ， ノ イ ズ  65.26 ～69.00 u/e)．～0.6 mm(緑),～1 mm(赤)，～3 mm(青) a SiO2 基板バルク Cu Ni (グレー)．( b )と( c ) は そ れ ぞ れ 質 量 分 解 能 と SN 比 ． Adopted
from ref. 16, 2011, with permission from Elsevier.

ま

と

め

従来の電圧パルスや，Green レーザーパルスを用いたアト
ムプローブでは，絶縁薄膜材料の解析は非常に困難であり，バルク絶縁体材料の原子トモグラフィーの解析例は報告がなかった．これに対して，我々が最近行った UV レーザーを用いたアトムプローブ解析により，これら絶縁体のトモグラ
フィー解析が実用的なレベルで可能であることが実証された．同時に，レーザーによる絶縁体電界蒸発機構についても理解が進んできた．今やレーザーアトムプローブの解析対象が全ての無機材料に広がり，また FIB / SEM を用いた試料作製により，粒界や薄膜といった任意の注目箇所から試料が作製可能になってきている(19)．異なる電界蒸発閾値を有す
る材料の積層膜，コンポジット材等は依然として成功の歩留まりが低いものの，今後，測定条件を最適化することで克服できるものと考えられ，レーザーアトムプローブの活躍の場は大きく広がってくるものと期待できる．さらに，実際の薄膜デバイスに常用される絶縁性基板上の薄膜材料のアトムプ

図 13( a )( c)それぞれの試料から得られた Au マップ（( a ) 3 mm, ( b ) 1 mm, ( c ) 0.6 mm ）．( d )フーリエ変換図形の〈001〉軸に沿った強度プロファイル．
0.6 mm 厚の a SiO2 層を持つ試料から得られた
Au マ ッ プ は ( 002 ) 面 を 分 解 で き て い な い ．
Adopted from ref. 16, 2011, with permission
from Elsevier.

ローブ解析が一般的なリフトアウト法によって作製した針状
試料から実用的なレベルで行うことができることが示された
ことで，今後，アトムプローブ法の応用範囲はモデル薄膜の微細組織解析手段にとどまらず，実際のデバイス用薄膜の微細組織と特性との関係を解明するための手段として広がっていくものと思われる．
本研究は， CREST JST の研究領域「物質現象の解明と応用に資する新しい計測・分析基盤技術」の研究課題「レー

高くなることが報告されており(18)，絶縁体基板をタングス

ザー補助広角 3 次元アトムプローブの開発とデバイス解析

テンサポートと薄膜に挟んだ試料で，絶縁体層が厚い方が高への応用」の支援により行った．

い質量分解能が得られるのは非常に興味深い結果である．
さらに，絶縁膜基板厚さに依存してアトムマップの空間分

文

献

解能が変化することも確認された．図(a)(c)にはそれぞれの Au 層から得られたアトムマップを示す．残存基板厚さが 3 mm の試料では明瞭であった Au ( 002 )格子面が，～ 0.6mm 試料では消失してしまっている．また，それぞれのアト

ムマップのフーリエ変換図形の〈001〉軸に沿った強度プロフ
ァイル(d)において残存基板厚さの減少に伴い，格子縞に起因する強度ピークが減少しており，空間分解能の減少は明らかである．空間分解能の減少は試料温度の上昇による表面拡散の促進によるものと考えられ，これは金属薄膜と a SiO2層との界面周辺の熱伝導に起因している可能性がある．レー( 1 ) M. K. Miller: Atom Probe Tomography: Analysis at the Atomic Level, Kluwer Academic, New York, (2000).
( 2 ) G. L. Kellogg and T. T. Tsong: J. Appl. Phys., 51(1980),
11841193.
( 3 ) B. Deconihout, F. Vurpillot, B. Gault, G. Da Costa, M. Bouet
and A. Bostel: IFES04 Program and Abstracts, (Graz, 2004),
84.
( 4 ) T. F. Kelly, D. J. Larson, K. Thompson, R. L. Alvis, J. H. Bunton, J. D. Olson and B. P. Gorman: Annu. Rev. Mater. Res., 37(2007), 681727.
( 5 ) Y. M. Chen, T. Ohkubo, M. Kodzuka, K. Morita and K. Hono:
Scripta Mater., 61(2009), 693696.

最近の研究( 6 ) K. Hono, T. Ohkubo, Y. M. Chen, M. Kodzuka, K. Oh-ishi, H.
Sepehri-Amin, F. Li, T. Kinno, S. Tomiya and Y. Kanitani:
Ultramicroscopy, 111(2011), 576583.
( 7 ) M. K. Miller, A. Cerezo, M. G. Hetherington and G. D. W.
Smith: Atom Probe Field Ion Microscopy, Oxford University
Press, (1996).
( 8 ) G. Da Costa, F. Vurpillot, A. Bostel, M. Bouet and B. Deconihout: Rev. Sci. Instrum., 76(2005), 013304.
( 9 ) Y. M. Chen, T. Ohkubo and K. Hono: Ultramicroscopy, 111(2011), 562566.
(10) F. Li, T. Ohkubo, Y. M. Chen, M. Kodzuka and K. Hono:
Ultramicroscopy, 111(2011), 589594.
(11) S. Phoka, P. Laokul, E. Swatsitang, V. Promarak, S. Seraphin
and S. Maensiri: Materials Chemistry and Physics, 115(2009),
423428.
(12) S. Stankic, J. Bernardi, O. Diwald and E. Knzinger: J. Phys.
Chem. B, 110(2006), 1386613871.
(13) M. Sterrer, O. Diwald, E. Knozinger, P. V. Sushko and A. L.
Shlugers: J. Phys. Chem. B, 106(2002), 1247812482.
(14) M. Tsukada, H. Tamura, K. P. McKenna, A. L. Shluger, Y. M.
Chen, T. Ohkubo and K. Hono: Ultramicroscopy, 111(2011),
567570.
(15) F. Li, T. Ohkubo, Y. M. Chen, M. Kodzuka, F. Ye, D. R. Ou,
T. Mori and K. Hono: Scripta Mater., 63(2010), 332335.
(16) M. Kodzuka, T. Ohkubo and K. Hono: Ultramicroscopy, 111(2011), 557561.
(17) A. Sugihara, M. Kodzuka, K. Yakushiji, H. Kubota, S. Yuasa,
A. Yamamoto, K. Ando, K. Takanashi, T. Ohkubo, K. Honoand A. Fukushima: Appl. Phys. Express, 3(2010), 065204.

ま て り あ 第50巻 第 9 号(2011)Materia Japan(18) R. Rachbauer, S. Massl, E. Stergar, P. Felfer and P. H.
Mayrhofer: Surf. Coat. Technol., 204(2010), 18111816.
(19) http://www.nims.go.jp/apfim/SpecimenPrepFIB.html★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
1989 年 3 月

大久保忠勝

長岡技術科学大学大学院工学研究科修士課程修了
1992年 7 月 長岡技術科学大学機械系助手
1994年 4 月 大阪大学産業科学研究所助手
2002 年 4 月 物質・材料研究機構材料研究所ナノ組
織解析グループ主任研究員
2006 年 4 月 物質・材料研究機構磁性材料センター
ナノ組織解析グループリーダー
2011年 4 月 現職
専門分野機能性無機材料の組織解析◎電子顕微鏡，アトムプローブを用いて磁性材料他のマルチスケール組織解析に従事．最近は，セラミックス，半導体など無機材料一般に展開して活動中．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

Yimeng Chen

小塚雅也

宝野和博


