Vol. 61

MTERE2 61（9）539 〜 626（2022）

No.9
2022

・ 金属素描〜レニウム〜

特 集ミルフィーユ材料における多様なキンク現象

・ 先端材料開発に向けた，AI 先端計測技術の多角的視点からの考察（第 2 回）
講義
ノート

平面波基底の第一原理計算法（第一回）

・ 先達からのお便り
・ 思い出の教科書、この一冊！
付録

https://jim.or.jp/2022 年秋期講演大会プログラム

https://www.jim.or.jp/journal/m/ ［ オンラインジャーナル ］

日本金属学会会報 2022年9月1日発行（毎月1回1日発行）Vol.61 No.9 ISSN 1340-2625

https://www.jim.or.jp/journal/m/2022
Vol.61
No.9

No. 24金属素描

レニウム(Rhenium)

八木良平 …………………………………………………………539

特集「ミルフィーユ材料における多様なキンク現象」
企画にあたって
井田駿太郎

鈴木真由美

島克利

寺本武司

長谷川

誠

松本洋明

眞山

剛……………541

LPSO 型 Mg 合金のキンク形成観察とキンク導入加工プロセスの最適化
光原昌寿

山R重人

安藤大輔…………………………………………………………………………543

3 大材料におけるキンク変形帯の微視的構造 江草大佑 戸木田雅利 阿部英司 ……550
キンク形成とキンク強化の結晶塑性解析 眞山 剛 只野裕一……………………………558
幾何学的理論に基づくキンク変形のモデリングと解析 稲邑朋也 垂水竜一 ………563
ミルフィーユ構造を有する高密度ポリエチレン結晶の高強度化メカニズム斎藤

拓……………………………………………………………………………………………………569

MAX 相セラミックス Ti3SiC2 焼結体におけるキンク変形とキンク強化の可能性について 池田賢一 …………………………………………………………………………………………572
Ti 基合金におけるミルフィーユ構造の形成とキンク帯導入への展開
江村
解説

聡……………………………………………………………………………………………………576

先端材料開発に向けた，AI 先端計測技術の多角的視点からの考察(第 2 回)
岡本和也

杉山昌章

武藤俊介

青柳里果

冨谷茂隆………………………………………………579

先端計測技術と人工知能・機械学習の融合による将来の姿を考察する第 2 回．機能の動的変化を時間発展的に見る「オペランド計測」とスペクトルピークの多様性を数値化できる「情報エントロピー計測」，そして本領域の産業的価値にも言及．

講義ノート

平面波基底の第一原理計算法(第一回)

香山正憲 ……………………………………………588

第一原理計算の汎用コードで用いられる「平面波基底の第一原理計算法」の原理，概要，計算技術を，総合的に，わかりやすく講義．重要な式の展開も丁寧に記述．従来のテキストにない部分も説明．四回連載．

先達からのお便り

縁は研究を結ぶ

思い出の教科書，この一冊

英語で書く科学・技術論文 谷口滋次・田中敏宏・飯田孝道・J. D. Cox(著)

本会記事

会告 ………………………………………………600
支部行事 …………………………………………607
2023年度講演大会委員候補者推薦のお願い…608
掲示板 ……………………………………………612
金属学会セミナー(特別講座) …………………614

付録

2022年秋期講演大会プログラム …………………………………………………………………別冊

今月の表紙写真（江草大佑
LPSO 型 Mg 合金より取得した HAADF
STEM 像．

里

達雄 ……………………………………………………………………………595
袴田昌高 …599

日本金属学会オンライン教育講座 ……………615
新入会員 …………………………………………620
会誌・欧文誌 9 号目次 …………………………622
次号予告 …………………………………………622
行事カレンダー …………………………………623

戸木田雅利

阿部英司

著

551頁

図 1(b)より掲載)

表紙デザインビーコン コミュニケーションズ株式会社 グラフィックスタジオ
複写をご希望の方へ

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）
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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

No. 24

レニウム(Rhenium)
東京大学 生産技術研究所

八

木

良

平

元素名Rhenium，原子番号75，原子量186.2，電子配置［Xe］4f145d56s2，密度21.023 Mg･m－3(299 K)，結晶構造最密六方晶，融点3453 K，沸点5900 K(1)，地殻存在量0.188 ng･g－1 (2)【写真】(a) レニウムを含むニッケル基超合金を使用したジェットタービン概略図，(b) レニウムペレット(Umicore S.A. 提供)．

ドイツの Walter Noddack と Ida Tacke および Otto Bergは1925年に75番元素の発見を報告し，ライン河(ドイツ語
Rhein )にちなみレニウム( Rhenium, Re )と命名した(3) ．レ
ニウムの発見以降，種々の鉱石からの製錬法が開発されたが，現在では，モリブデン精鉱の酸化焙焼工程において発生する炉排ガスの洗浄液からレニウムを回収・精製し，過レニ
ウム酸アンモニウム( APR )として晶析させ，水素還元して金属レニウムを得る手法が最も工業利用されている(4)．
レニウムの融点は 3453 K で金属元素の中ではタングステ
ン( 3653 K )の次に高い．また，密度も 21.0 g ･ cm－3 と大き
く，オスミウム，イリジウム，白金に次いで高い．室温での弾性率も 465 GPa と大きく，温度による延性脆性遷移を起
こさず，また，高温でも強度と延性を失わない点も特徴である(3)(4) ．高い融点と高温耐久性で知られるレニウムであるが，金属レニウムは高温酸化雰囲気において酸化し，生成した Re2O7 や ReO3 などの酸化物は 1000 K 以下でも容易に揮発するため，高温で優れた機械的強度を発揮させるには金属やセラミックスでのコーティング処理が必要となる．
レニウムは地殻中存在量が 0.2 mass ppb 以下の極めて稀少な金属であり，近年の鉱石からのレニウムの生産量はわず
か年間約 50 t である．さらに，レニウムは銅やモリブデンの副産物として限られた量しか生産されず，産出国はチリやアメリカなどの特定の国に大きく偏っている．このため，レニウムは需要に応じて供給を調整することが難しく，供給障
害や価格高騰のリスクを常に有している(4)．
世 界 で は 年 間 約 75 t の レ ニ ウ ム が 消 費 さ れ お り ( 2018年)，その約80は，ニッケル基超合金の添加元素として用いられる(5)．ニッケル基超合金は高温における優れた耐酸化性および機械的強度を有し，航空機のジェットエンジンや発電所のガスタービンの高圧タービンブレードなどに用いられている．超合金には種々の元素が添加されているが，それらの中でもレニウムの添加は，超合金母相を固溶強化し高温強度を高める効果があり，現在のタービン用超合金製造に欠か

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan

せないものとなっている．
アルミナ担体に白金とレニウムをそれぞれ0.3 mass程度
担持した触媒は高オクタン価ガソリン製造用の石油改質に用いられる．触媒表面に炭素が一定量付着しても触媒能が劣化しないという性質を持ち，触媒を反応塔に装填後， 3 ～ 4 年
は触媒活性を維持できる．現在，レニウムの年間需要の約10がこの改質触媒に用いられている．
また，一般的に展延性が低く，加工が難しいとされるタン
グステンやモリブデンの単体あるいは合金にレニウムを添加すると，低温での延性と高温での強度およびクリープ特性が向上する(レニウム効果)．このため，レニウム添加合金は，超高温用の温度測定プローブや特殊耐震電球フィラメントなどに使用されている．
以上のように，航空機向け材料用途を中心に高温での耐久性を要求される様々な合金や触媒の添加元素としてレニウムは用いられている．レニウム資源の稀少かつ地域偏在性の高い性質から，代替材料の開発も進められているが，レニウム
含有材料の高温性能は極めて高く，現時点ではレニウム含有材料に代わる材料は見つかっていない．このため，レニウムの需要は今後も増大すると予測されており，代替材料の開発と並行して，製錬・リサイクル技術開発を加速させ，稀少な資源であるレニウムの供給能力強化が望まれる．

文

献( 1 ) 金属データブック改訂 4 版，日本金属学会，丸善，(2004).
( 2 ) R. L. Rundnick and S. Gao: The Crust, Elsevier Ltd., (2004),
164.
( 3 ) F. Habashi: Discovery of rhenium and its consequences, Rhenium: Properties, Uses and Occurrence, Nova Science Publishers, NY, (2016).
( 4 ) 八木良平，岡部徹日本金属学会誌，80(2016), 341349.
( 5 ) Roskill Information Services Ltd.: Markets Outlook to 2029,
11th Edition, (2019).

次回

金属素描 No. 25

亜鉛



企画にあたって
井田駿太郎1
長谷川 誠5

鈴木真由美2
松 本 洋 明6

 島 克 利3
眞山
剛7

寺 本 武 司4

現代社会が直面するエネルギー問題や持続性社会の実現に

光原昌寿准教授(九州大学)らには「 LPSO 型 Mg 合金の向け，構造材料の高強度化・軽量化は重要な課題である．こキンク形成観察とキンク導入加工プロセスの最適化」と題しれまでに固溶強化，析出(分散)強化，転位強化，結晶粒強化て，変形や加工に伴うキンク形成挙動に関する詳細な解析おを利用して構造材料の高強度化，軽量化が図られてきたが，

よびキンクを優先的，かつ，大量に組織中に導入するための

平成 23～ 27年度(2011～ 2015)に実施された新学術領域研究

塑性加工プロセスについて解説をいただいた．

「シンクロ型 LPSO 構造の材料科学」で長周期積層( LPSO )江草大佑助教(東京大学)らには，「 3 大材料におけるキン構造を有する Mg 合金( LPSO 型 Mg 合金)における「微視ク変形帯の微視的構造」と題して，キンク現象に関して金的な硬質/軟質の層状構造のキンク強化」という新しい材料

属，セラミックス，高分子の材料の観点から代表的なキンク

強化機構が見出された．さらに，平成 30年度( 2018)に発足

組織・構造における知見を解説いただき，液晶性ブロック共した新学術領域研究「ミルフィーユ構造の材料科学」におい

重合体におけるキンク組織および構造に関しては詳細に解説ては LPSO 構造から発展した上位概念であるミルフィーユをいただいた．

構造における現象として，金属に高分子とセラミックスを加眞山剛准教授(熊本大学)らには，「キンク形成とキンク強えた 3 大材料におけるキンクの形成と強化に関する組織的化の結晶塑性解析」と題して，結晶塑性解析手法により，塑な研究が展開されている．そうした中で，LPSO 構造のよう性異方性の強い HCP 金属と塑性異方性は小さいが 2 相の強に結晶構造スケールで硬質層と軟質層が積層する，いわゆる度が著しく異なるミルフィーユ構造体におけるキンク帯形成「結晶構造型ミルフィーユ構造」に加えて，共晶/共析合金のについて解説いただいた．また，キンクの形態がキンク強化

ように複相組織スケールで硬質層と軟質層が積層する，いわに及ぼす影響についても解説をいただいた．

ゆる「組織制御型ミルフィーユ構造」においても顕著なキン

稲邑朋也教授(東工大)らには，「幾何学的理論に基づくキク形成が観察されており，多様な組織の制御によるキンク強ンク変形のモデリングと解析」と題して，ミルフィーユ構造化の実現にも期待が寄せられている．一方で，キンクは材料体に生じるキンク変形の形成機構とそれに伴う材料強化機構

種によらない変形局所化の一様式であることから，普遍的なを対象とした連続体力学に基づく解析理論について解説をい現象として理解・表現する理論的アプローチの対象としてもただいた．

魅力的であり，ひずみ勾配塑性論や回転型の結晶欠陥である

斎藤拓教授(東京農工大)には「ミルフィーユ構造を有する回位としての記述も試みられている．本特集では，多様なミ

高密度ポリエチレン結晶の高強度化メカニズム」と題して，

ルフィーユ構造を有する材料創製から実験・理論・数値解析

高密度ポリエチレン(HDPE)のミルフィーユ構造形成と熱延に基づいたキンクの形成・強化メカニズムの解明に関する 7

伸による高強度化について，高分子の結晶構造に関する概説

件の解説をいただいた．

と共に解説をいただいた．

1

東北大学工学研究科知能デバイス材料学専攻助教
富山県立大学工学部機械システム工学科教授
3 JFE スチール株式会社 スチール研究所 接合・強度研究部
4 神戸大学大学院工学研究科機械工学専攻助教
5 横浜国立大学大学院 工学研究院教授
6 香川大学創造工学部先端材料科学領域教授
7 熊本大学大学院先端科学研究部准教授(〒860
8555 熊本市中央区黒髪 2 丁目391)
Preface to Special Issue on ``Various Kink Phenomena in MilleFeuille Structure Materials''; Shuntaro Ida1, Mayumi Suzuki2, Katsutoshi
Takashima3, Takeshi Teramoto4, Makoto Hasegawa5, Hiroaki Matsumoto6 and Tsuyoshi Mayama7
Keywords: kink, deformation, strengthening, MFS, LPSO, alloys, polymers, ceramics
2022年 7 月26日受理[doi:10.2320/materia.61.541]
2

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan池田賢一准教授(北海道大学)には「MAX 相セラミックス
Ti3SiC2 焼結体におけるキンク変形とキンク強化の可能性に最後に，ご多忙の中ご執筆いただきました先生方に対し，心より御礼申し上げます．

ついて」と題して， MAX 相における Mn＋1Xn 層と A 層の結合の強さが異なる層が交互に積層されたミルフィーユ構造に由来するキンク強化の可能性について解説をいただいた．
江村聡氏(物質・材料研究機構)には「 Ti 基合金におけるミルフィーユ構造の形成とキンク帯導入への展開」と題して，固溶強化能が大きな元素を含まない b 系 TiMo 系ならびに Ti Cr 系合金に対し，冷間軽圧延と時効処理を組み合わせることで hcp 層と bcc 層から成る組織制御型ミルフィ

井田駿太郎

鈴木真由美

島克利

長谷川誠

松本洋明

眞山

寺本武司

ーユ構造の導入が可能であることや，この構造へのキンク導入に関する研究について解説をいただいた．
本特集では，ミルフィーユ構造を有する 3 大材料(金属，
高分子，セラミックス)における多様なキンク現象について，材料創製からキンク形成・強化メカニズムの解明を目指した実験的・理論的・数値的アプローチによる研究を取り上げた．本特集が材料の力学特性を考える上で，新しい視点を剛「まてりあ」読者にもたらす一助となることを期待する．



特

集

LPSO 型 Mg 合金のキンク形成観察とキンク導入加工プロセスの最適化
光 原 昌 寿 山 R 重 人 安 藤 大 輔


一般的な Mg 合金では，塑性変形の際にすべりと双晶変形

.

は じ

め

に

が活動する．LPSO 型 Mg 合金でもすべりは生じるが，双晶
変形はその活動を著しく抑制される．そのような状況で，底昨今のエネルギー問題を背景に，インフラ設備，輸送機器

面すべりをも活動させないような方向から力を加える(例え等で使用される構造用金属部材の軽量化は喫緊の課題となっば，底面法線方向と垂直な方向から圧縮する)と，巨視的にている．軽金属に分類されるマグネシウム(Mg)，アルミニ

は座屈とも捉えられるような結晶面の屈曲が突如として出現

ウム( Al )，チタン( Ti )等の高特性化(特に高強度化)は，こする．ただし，この突発的な変形モードは座屈とは似て非なの課題に対して直接的で工業的価値の高い解決策となり得るものである．それは，この変形モードの発現が変形応力のる．実質的に構造用金属材料中で最軽量である Mg では，低下と直接的には結びつかないことから明らかである．この長周期積層(LPSO: Long Period Stacking Ordered)構造を有ような変形モードを「キンク」と呼び，古くは 1942 年にカし全く新たな概念で強化された合金が我が国で発明(1)され，ドミウム単結晶の変形で発見され(3)，亜鉛単結晶などでも生

世界中から高い関心を集めている．LPSO 型 Mg 合金は，一じることが報告されている(4)．また，高分子材料や地殻・岩般に，MgTM(遷移金属)RE(希土類金属)系の合金組成を石の変形においても同様の変形モードが生じることが知られ有し， LPSO 相と a Mg 相の複相で構成される(1) ．その一ている(5)．しかし，多くの金属材料では転位すべりや双晶変方で，合金の性質を研究する上で，LPSO 相単相で構成され形が容易であり，キンクを発生させるような変形の拘束条件

る Mg 合金(例えば，Mg9Y6Zn 合金(数字はat.，以下でが満たされる場合は稀である．そのため，ここ 60 年は忘れも同様に表現する)など)も広く利用されており，これも広義

られた変形モードであったと言っても過言ではない．そのよ

で LPSO 型 Mg 合金に含まれる．

うな変形モードが現代の最先端の合金において蘇ったことは

Mg は HCP 構造をとり，原子最密面が 2 周期で積層したノスタルジックではあるが，一方で， 60 年超の研究空白期

2H 構造を有する．一方で，LPSO 相は，添加元素が偏析し間がゆえに，塑性変形による「キンク形成」と，導入されたた層が周期的に積層欠陥として導入されることで，より長い

キンクによって後続の変形が強く抑制される(つまり材料が周期構造を有する(2)．このように，濃度変調と積層構造が同強化される)「キンク強化」については，現在でも不明な点期している構造を「シンクロ型 LPSO 構造」と呼び，これが多く残されている．

までに 5 周期( 10H )， 6 周期( 18R )， 7 周期( 14H )， 8 周期

本稿では，はじめにキンク形成挙動を詳細に解析した研究( 24R )の 4 種類が確認されている( H は六方晶， R は斜方例を紹介し，それに加えて，キンクを優先的に，かつ，大量晶)(2)．

に組織中に導入するための塑性加工プロセスを検討した内容

LPSO 型 Mg 合 金 が 従 来 の Mg 合 金 と 大 き く 異 な る 点について報告する．

は，その塑性をもたらす変形モードにある．純 Mg または
九州大学大学院総合理工学研究院准教授(〒8168580 春日市春日公園 61)
九州大学大学院工学研究院准教授
東北大学大学院工学研究科准教授
Microstructural Observation and Wrought Processing Optimization for Kinking in LPSO Type Mg Alloy; Masatoshi Mitsuhara, Shigeto Yamasaki, and Daisuke Ando(Department of Advanced Materials Science and Engineering, Kyushu University, Kasuga.
Department of Materials, Kyushu University, Fukuoka. 
Department of Materials Science, Tohoku University, Sendai)
Keywords: long period stacking ordered type Mg alloy, kink deformation, microstructure, electron microscopy, wrought processing, hardness
2022年 5 月25日受理[doi:10.2320/materia.61.543]

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japanけている結晶方位を，図に併記する標準ステレオ三角形に合. LPSO 単相 Mg 合金におけるキンク形成挙動

わせて色付けている．(c)のGROD(Grain Reference Orientation Deviation)マップと(d)の KAM(Kernel Average Mis-

ここでは，LPSO 単相合金である Mg9Y6Zn 合金一方向orientation )マップは，いずれも結晶方位変化に基づいてひ凝固材を用いた研究成果を示す．一方向凝固時の成長方向とずみを表現するものである． GROD は結晶粒の平均方位か平行に荷重軸を設定して，合金を圧縮すると，図に示すよらの各測定点の方位変化を，KAM は隣接する測定点間の方

うな激しい表面凹凸が発生する．この激しい表面凹凸は，細位差の平均値をそれぞれ表している．図 2 より，初期(変形かなくさび状キンク(Ridge キンクと呼ばれる)が瞬間的・局

前)では各結晶粒内の結晶方位は均一であることがわかる．

所的・連鎖的に生じた結果である．

圧縮変形が開始すると，1st の段階ですでに，視野の一部に

図  に ， SEM ( Scanning Electron Microscope )内 そ の 場

おいて局所的な結晶方位変化が捉えられている． 2nd から

圧 縮 試 験 中 に 実 施 し た EBSD ( Electron Backscattered

4th へと変形が進むに連れて，結晶方位回転の角度が増加

DiŠraction )結晶方位解析結果を示す．すべての画像についし，その領域も拡大している． GROD マップより，結晶方て，圧縮方向は紙面左右方向と一致している．その場圧縮試

位変化が生じた領域はくさび状の形態に発達していくことが験を 4 回中断( 1st ～ 4th と表記)し，それぞれの段階にて，わかる．また，結晶方位変化が生じていない部分とくさび状(a )の SEM 二次電子像中に赤枠で示した領域の EBSD 測定の方位変化領域は，高い KAM 値で色付けられる境界で区を実施した．毎回の観察視野は，極めて精度良く一致させて切られており，さらに，くさび状領域の中にも，同様の境界いる．(b)の結晶方位分布図では，各測定点が観察方向へ向が存在している．ここで( a )の SEM 二次電子像に着目すると， 3rd の段階までは EBSD 測定視野内に目立った変化は観察されていないことがわかる．4th の段階において初めて表面起伏が生じ，組織内部にキンクが形成されたと認識される．そのキンク形成領域は， EBSD 測定において早期に結晶方位変化が生じていたそれと完全に合致する．したがって，
1st から 3rd の間で観察された結晶方位回転は，表面起伏としてキンクが発現する前駆段階であると捉えることができる．我々はこの前駆段階をプレキンクと名付けている(6)．
次に，このプレキンクの発達挙動に着目する．図は，図2 の GROD マップ中に記した白線 A ， B 上における結晶方位回転角の変化(方位差角)を表したラインプロファイルであ
図1

圧縮変形させた Mg9Y6Zn 合金に発生した Ridge キンクの SEM 二次電子像．

図2



る．このプロファイルは白線の左側を起点としており，(a)の Point to origin では起点と白線上の各測定点の方位差角

SEM 内その場圧縮試験により観察した Mg9Y6Zn 合金のキンク形成挙動(a)70度傾斜して撮影した SEM 二次電子像，(b)結晶方位分布図，(c)GROD マップ，(d)KAM マップ．

特

集

図3

図4

圧縮した Mg 9Y 6Zn 合金に発生した Ridge キンクの(a)SEM 二次電子像と(b)GROD マップ．

図5

シリアルセクショニングによるキンクの 3 次元形態観察
結果．

キンク発生領域における結晶方位回転角の線分析結果
(a)Point to origin，(b)Point to point．

を，( b )の Point to point では隣接測定点間の方位差角を示している．変形が進行した 3rd の段階の Point to origin のプ
ロファイルをみると， A と B のいずれも 2 つの方位差角のピークを持つ M 字形状であることがわかる．また， 1st から 3rd へと変形が進むにつれて両ピークの方位差角は増加している．このような傾向は，図 3 において評価した 2 つのキンク以外でも同様であった．次に， Point to point の方位差角プロファイルに着目する．このプロファイルにおけるピークは，上述した高 KAM 値境界に対応する．各 Point topoint プロファイル中で最も右側に位置するピークに着目す

ると，変形の進行に伴って方位差角が増加しているが，位置の変化はほとんどない．一方で，中央のピークや左のピーク
は，方位差角が増加しつつ，位置が左側へと移動している．
このように，表面起伏としてのキンクの前駆段階と考えられ
るくさび状の方位変化領域は左右の 2 領域に分けられ，それの発達挙動には順序や方向性が存在することがわかる．

果を示す．図 5 では，左上に試料の初期表面での GROD マ

続いて，キンクの 3 次元形態について観察した例を紹介

ップを示しており，6 度スライスを繰り返した観察結果を順する．図は，圧縮した Mg 9Y 6Zn 合金一方向凝固材にに並べて示している．各図に付記する数値は初期表面からの発生した Ridge キンクの SEM 二次電子像と GROD マップ

距離であり，括弧内の数値は一つ前のスライスからの変化量である．視野内には(I)～()と記号をつけた 3 つのキンクである．本実験では手動の機械研磨によってスライスを行っが観察される．(I)と()のキンクは Ridge キンクに分類さたため，その間隔を一定にすることは困難であるが，1 スラれる形態を持ち，特に(I)のキンクでは底面の屈曲が急峻でイス当たり平均 17 mm である．初期表面では，先に述べたある．()のキンクでは，像上部と下部にのみ明瞭な屈曲が()の Ridge キンクと()のプレキンクが認められる． 22

認められ，像中央部では底面の曲がりが緩やかである．このmm のスライス像では()のキンクの中央部に急峻な底面屈ような急峻もしくは緩やかな結晶方位回転は GROD マップ

曲が認められるようになり，その形態が図 4 の()のキンの色の変化により明確に捉えることができる．()のキンク

クに類似する．また，()のプレキンクにおいては，その領は表面凹凸が小さく SEM 像では存在を認識しにくいが，域 が 拡 大 し て い る こ と が わ か る ． 37 mm の ス ラ イ ス 像 でGROD マップではくさび型の結晶方位変化領域として判別は，()のプレキンクの領域がさらに拡大し，くさび型の先できる．この特徴から，()のキンクはプレキンクに分類で端が認められるようになるが，キンク内部での底面の湾曲はきる．次に，図に，()と()のキンクについて，機械研

緩やかなままである．さらにスライスを進めると，()と磨の繰り返しによるシリアルセクショニング観察を行った結()のキンクはともに結晶方位変化が増大していくが，そのま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan一方で，領域の拡大はほとんど生じなくなる．特に，どちらおけるキンク形成について述べる．前章にて，LPSO 相に形のキンクでも，くさびの先端の位置が前方の大角粒界に接す成するキンクについて触れた．本章では，aMg 相に形成さる状態で保持され，それ以上の成長を起こしていないことはれるキンクに着目する．これまでに純 Mg においてキンク

興味深い．また，()のキンクは， 92 mm のスライス像以の発生が報告された例はなく，本来，aMg 相においてキン

降においては，()や()のキンクとほぼ同様の形態を示す

ク と い う 変 形 モ ー ド は 活 動 し な い ． し か し ， a Mg 相 とようになる．これらの観察結果は，プレキンクが，成熟した

LPSO 相から成る複相 Mg 合金では，aMg 相においてもキ

Ridge キンクの成長フロントに形成される組織であることをンクが形成する．

示唆しており，プレキンクが Ridge キンクの前駆段階であ

図に，圧縮変形を加えた複相合金( Mg 2Y 1Zn 鋳造まろうと考えた図 2 の SEM その場観察の結果と良く整合すま材)に発生した表面起伏部の観察結果を示す．(a)の SEMる．キンクのさらに詳細な 3 次元形態については，既報の二次電子像において濃灰色で示される部分が母相である a 

論文(7)を参考いただきたい．

Mg 相，淡灰色で示される部分が LPSO 相である．(b )中に

.

れ，結晶方位変化が生じている．興味深いことに，この境界示す よう に，圧 縮変形 によ り a Mg 相中に 境界 が形成 さaMg 相と LPSO 相から成る複相 Mg 合金におけるキンク形成は明らかに aMg 相内で途絶えている．(c)には，この境界での結晶方位回転角を 10 mm ごとに測定した結果を示す．

ここでは， a Mg 相と LPSO 相から成る複相 Mg 合金に

ここで図中の A ， B および C は，( b )中に記した位置に対応
する．(c)より，この境界での回転角が，A 点から C 点に向
かうに伴って徐々に小さくなることがわかる．以上のような特徴は一般的な結晶粒界や双晶境界とは明らかに異なっており，これまでに報告されているキンク境界の特徴と類似している．
図は，図 6 で示した境界の STEM(Scanning Transmission Electron Microscope )明視野観察結果である．( a )は境界中央部であり，図 6 の B 点の位置に対応する．この図より，底面に沿うすべり線が境界で屈曲していることが確認でき，この境界がキンク境界であることがわかる．また，底面の回転角は EBSD の解析結果とおおよそ一致していた．(b)は境界先端部であり，図 6 の C 点の領域である．境界近傍に強いコントラストを与える等傾角干渉縞によって，境界が結晶粒内で途切れている様子が確認できる．また，( c )と

図6



圧縮変形を加えた Mg2Y1Zn 合金の(a)SEM 二次電子像，( b ) GROD マップおよび( c )変形により導入された
境界での結晶方位回転角の変化．

図7aMg 相に形成したキンク境界の STEM 明視野観察結果．

特集

( d )は，( b )中にそれぞれ記載した領域を二波励起条件下で撮影したものである．これらの図から，境界先端部において，aMg 相の室温変形ではほとんど生じることのない非底面すべりが活動していることがわかる．このことは，境界の先端部において非常に大きな弾性応力場が生じていることを示唆している．
以上のように，LPSO 型 Mg 合金では，本来，キンク変形を生じないはずの a Mg 相にもキンクが導入される．このことが，LPSO 型 Mg 合金に発現する優れた力学的性質に繋がると考えられる．

.

加工プロセスによるキンク導入量の違いとその強化量

LPSO 相を含有する Mg 合金では再結晶を積極的に生じさせない温間押出加工を施すことで，晶出相の LPSO 相や a 
Mg 母相自体にキンクの導入が可能であり，そのキンクが転位すべりの障害となることで機械強度が向上することが広く知られるようになった．特に， LPSO 相分率が 86 程度であ る Mg 7Y 4Zn 合 金 に お い て 鋳 造 材 の 引 張 強 度 は 150
MPa であるが，温間押出加工により470 MPa まで上昇する

図8

様々な塑性加工方法で得られた組織形態(a)圧延，(b)鍛造，(c)押出，(d)ECAE，(e)溝ロール圧延，(f)HPT．

ことが報告されている(8)．ここで，この著しい強化量には温間押出加工で形成された集合組織による強化だけでは説明で避ける狙いがある．塑性加工法には，鍛造，圧延，押出，ね

きない強化が約2030存在し，これがキンク導入による効

じりという単純な塑性加工法に加えて，溝ロール圧延，果，つまりキンク強化であろうと推察されている(9)．また，

Equal Channel Angular Extrusion ( ECAE )，高圧ねじり加一方向凝固により得られた LPSO 単相合金(Mg9Y6Zn)に工(HPT: High Pressure Torsion)と強加工方法も選択した．

おいて，結晶構造の c 軸方向に垂直に圧縮応力/ひずみを与また，可能な限り塑性加工温度を350°Cに統一している．強えることで容易にキンク変形帯を導入でき，その加工材を元化量の指標にはビッカース硬さ試験(300 gf，10 s 保持)を用の c 軸から 45 度回転して切り出すことで，容易に底面すべいた．ここで，鋳造で得られたランダム方位の多結晶体

り変形できる試料を作製して，再度圧縮変形することで，導LPSO 単相材の硬さはおよそ80 Hv であった．

入したキンクにより底面すべりが抑制されて高強度化するこ

図に，各塑性加工プロセスで得られた典型的な金属組織とも確かめられている(10)．さらに，キンク量と強化量との写真を示す．いずれの塑性加工方法でも，加工中に複数のキ関係性について調べた結果では，単位面積当たりの折れ曲がンクが形成されていることがわかる．それらは，特定の結晶り回数が多いほど(11)(12)，キンク変形による結晶回転角度が粒の内部に高密度に存在している場合が多い．また，このス

大きいほど材料強化に有効であること(13) も示された．ここ

ケールでの組織観察では，キンク形態は主に Ridge タイプ

で，キンク変形による結晶回転には大きな回転角度を有するであるが，緩やかに LPSO 相が湾曲している箇所も散見さ

くさび型 Ridge キンクや，小さな回転角度でキンクが密にれ，TEM レベルでは Ortho タイプも観察されることが示唆

並んで形成され扇型に組織回転させる Ortho キンクが報告された．図に，各塑性加工プロセスで得られた材料のビッされており，これらキンク導入がどうして材料強化に寄与す

カース硬さを塑性加工で与えた相当ひずみ量で整理したグラ

るのかについては，新学術領域研究「ミルフィーユ構造の材

フを示す．このグラフには既報(14) の内容に新たに単純ねじ料科学」において回位や幾何学的理論での解釈が試みられてり変形，渦状押出の結果を加えたものである．ビッカース硬いる．その詳細な解説は後述の特集記事をご参照いただきた

さは相当ひずみ量と強い正の相関があることが見受けられい．本稿では，キンク変形帯を高密度・高体積分率導入するる．一方で，各塑性加工プロセスにおいて同一の相当ひずみ

こ と で LPSO 型 Mg 合 金 が 高 強 度 化 す る と い う 前 提 に 立

量に着目すると，単純圧縮である鍛造に比べて，溝ロール圧

ち，最も多く研究されている温間押出加工と，様々な塑性加

延や HPT のような材料拘束があり，多方向から複雑な変形工方法で得られた材料の強化量を同一方法で測定・比較してが加わるような加工方法の方がビッカース硬さの増分が大き最適な塑性加工法の提案を試みた研究を紹介する．

いことが示唆される．その理由は初期材にランダム配向の鋳サンプルには， LPSO 相がほぼ 100 (その他金属間化合造材を用いているので，鍛造などの単純な加工方法ではその物相を微量に含有する)である Mg 9Y 6Zn 鋳造材を用い変形方向と初期結晶方位においてキンクを形成しやすい粒にた．これは，aMg 相を含むことで問題が複雑化することをのみキンクが形成されるが，多方向から複雑な変形が加わる

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan




図9

様々な塑性加工方法で得られた材料の Vickers 硬さと相当塑性ひずみの関係．

場合には多くの粒で，かつ二次的，三次的なキンクの導入が可能になるからだと考えている．また，溝ロール圧延ではその材料の上下方向と挿入方向を変えることで，材料に一定方向の大きなせん断を加える「リバース圧延」を施すことが可能であり，通常の方法と相当ひずみ量は同じであっても，せん断変形が大きな試料ではキンクの形成割合が大きく，強化
量も大きくなること(15) が報告されている．このように強化量をせん断ひずみ量で整理できる可能性が示唆され，現在，各塑性加工プロセスの FEM 解析を行って強化量を比較する研究を新学術領域研究の活動の中で行っている．
しかし，たとえ多方向から複雑な変形が加わる強加工法で超高強度材が創製できたとしても，その加工可能なサイズはごく小さく，構造用部材として用いるのは困難である．そこ

図10(a)押出比 R4 の通常押出，(b)90度のねじり変形を加えた押出比 R4 の渦状押出により得られた組織形態．

で，押出加工においてダイス形状を工夫することで，ねじり変形を導入する強加工法である渦状押出に注目した研究を行っている．図で示すように，渦状押出では通常押出に比べマグネシウム合金の既存の強度延性バランスを凌駕するよて，Ortho タイプのキンクの割合が多く，明確な Ridge タイ

うな材料にすべく研究を続けていきたいと考えている．

プのキンクは稀であった．ここで， 450 °C で R4 の押出比で加工した通常押出ではビッカース硬さが 117 Hv であった一

.

ま

と

め

方で，同一形状のダイスに材料回転に寄与する溝を加えた渦状押出においては 107 Hv とその強化量は相当塑性ひずみ量

本稿では LPSO 型 Mg 合金におけるキンクの組織的特徴が大きいのにも関わらず小さかった．このような特徴は，単およびその形成，さらにはキンクをより効果的に導入するた

位面積当たりの折れ曲がり回数が多いほど(11)(12)，または，めの塑性加工方法の探索について紹介した．本新学術領域研

キンク変形による結晶回転角度が大きいほど(13)材料強化に究を通して，新たな Mg 合金(例えば，MgMg2Ca 共晶合金

有効であるとする報告と一致する．その一方で，圧縮変形能など)や他の金属系(例えば Ti 合金， Fe C 合金， Al 基共晶を比較すると，渦状押出材の方が約 3 倍圧縮(破断ひずみ合金など)，さらにはセラミックスや高分子といった金属と30強)できることがわかった．このような力学特性の変化

は結合性が全く異なる材料においても，キンクの発現が報告

は，渦状加工によって導入されたキンクの種類が，Ortho タ

され始めている．今後は，キンクが材料強化に寄与するメカイプに優勢であることに起因していると推察される．すなわ

ニズムを明らかにすることで，従来の固溶強化，析出強化，ち，強化量が小さい理由は Ridge タイプのキンクが少ない

加工強化，結晶粒微細化強化，複合強化に次ぐ第 6 番目のためであり，Ortho タイプのキンクはキンク強化能自体が小

新しい材料強化法として広く認知されることを目指し，キン

さい一方で，加工硬化率を増加させ，均一変形を助長する効ク強化理論構築のための研究を推進していく予定である．キ

果に優れることが示唆された．今後はこの結果も踏まえて，ンクを発現させるために必要不可欠な微細組織とその変形条



特

集

件およびキンク導入のための塑性加工方法が確立されることで，日本発の新奇的な材料創成が一層加速されることを期待してやまない．
本研究は科学研究費補助金(新学術領域研究 18H05475 ，
18H05477 ， 18H05481 ， 19H05116 お よ び 21H00088 ) の 補助を受けて遂行されました．また，本研究の遂行にあたり，
物質・材料研究機構

染川英俊博士，豊橋技術科学大学

戸義一教授，足立望助教，同志社大学

湯浅元仁准教授，九州大学

修士課程の福島碧氏

博士課程の徳澄翼氏，同大学の協力を得ました．また，SEM 内その場圧縮試験は九州大学

西田稔名誉教授，赤嶺大志助教のご協力のもと実施されました．この場をお借りして感謝いたします．

文献( 1 ) 河村能人まてりあ，54(2015), 4449.
( 2 ) 阿部英司まてりあ，54(2015), 5054.
( 3 ) E. Orowan: Nature, 149(1942), 643644.
( 4 ) J. B. Hess and C. S. Barrett: J. Miner., Met. & Mater. Soc., 185(1949), 599606.
( 5 ) A. S. Argon: Philos. Mag., 28(1973), 839865.
( 6 ) S. Yamasaki, T. Tokuzumi, W. Li, M. Mitsuhara, K. Hagihara,
T. Fujii and H. Nakashima: Acta Mater., 95(2020), 2534.
( 7 ) T. Tokuzumi, S. Yamasaki, W. Li, M. Mitsuhara and H.
Nakashima: Materialia, 12(2020), 100716.
( 8 ) K. Hagihara, A. Kinoshita, Y. Sugino, M. Yamasaki, Y.
Kawamura, H.Y. Yasuda and Y. Umakoshi: Intermetallic, 18(2010), 1079
1085.

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan( 9 ) K. Hagihara, Z. Li, M. Yamasaki, Y. Kawamura and T.
Nakano: Acta Mater., 163(2019), 226239.
(10) K. Hagihara, M. Yamasaki, Y. Kawamura and T. Nakano:Mater. Sci. Eng. A, 763(2019), 138163.
(11) H. Somekawa, D. Ando, K. Hagihara, M. Yamasaki and Y.
Kawamura: Mater. Charact., 179(2021), 111348.
(12) Y. Nakasuji, H. Somekawa, M. Yuasa, H. Miyamoto, M.
Yamasaki and Y. Kawamura: Mater. Lett., 292(2021),
129625.
(13) H. Somekawa and D. Ando: Mater. Sci. Eng. A, 780(2020),
139144.
(14) H. Somekawa, Y. Todaka, D. Ando and M. Yuasa: Mater.
Lett., 304(2021), 130653.
(15) H. Somekawa, M. Yamasaki, Y. Kawamura and T. Inoue:
Mater. Charact., 175(2021), 111080.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
光原昌寿
2008年 3 月 九州大学大学院総合理工学府 博士課程修了
2008年 4 月2010年 3 月 九州大学大学院総合理工学研究院 特任助教
2010年 4 月2016年 2 月 九州大学大学院総合理工学研究院 助教
2016年 3 月現職
専門分野高温材料学，金属組織学，材料強度学◎主に高温材料の変形・強度・破壊に関わる材料組織を対象とした研究に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

光原昌寿

山l重人

安藤大輔




3 大材料におけるキンク変形帯の微視的構造, 
江 草 大 佑
戸木田雅利 阿 部 英 司

1)
2) 

ットである元素濃化積層欠陥(SESF)が hcpMg マトリクス

.

は じ

め

に

中に無秩序かつ疎に配列する組織が生成し，それらもキンク
変形を通して高強度が発現する．この事実から，LPSO 構造

一般に構造材料設計においては，多結晶材料の連続かつ安を内包する「硬質層・軟質層よりなるミルフィーユ構造群

定な塑性変形のため「結晶構造には独立な 5 つのすべり系(MFS)」を上位概念として，現在の展開へとつながった．

が必要」とするフォン・ミーゼス条件が金科玉条となる．新キンクが材料強化に有効である，との視点に立つと， Mg

学術領域研究「ミルフィーユ構造の材料科学」(1)では，あえ合金以外にも鉄鋼材料，Ti 合金や Al 合金にも類似の変形帯て容易すべり系が限定される「微視的な硬質層・軟質層によがしばしば見受けられる事に気づく．さらに，キンク変形・る層状構造」を創製し，キンク変形を効果的に誘発すること

キンク形態はセラミックス(5)，高分子材料(6)，炭素繊維(7)，で，従来にない新しい概念での材料高強度化を目指している．

液晶(8) といった多様な物質・材料においても報告されていキンク変形は，六方晶系(hcp)金属である亜鉛やカドミウ

る．これら様々な材料におけるキンク強化発現の可能性につム単結晶の容易すべり面(稠密面)に対して平行に圧縮応力をいては，現在研究が進行中である．本稿では，三大材料であ与え，転位運動を抑制した際に発現する変形形態としてる金属・セラミックス・高分子の例として，それぞれ Mg

1942 年 Orowan により報告された(2) ．巨視的には座屈の様合金・MAX セラミックス相・液晶性ブロック共重合体に形相を呈し，微視的には双晶に類似の結晶回転を生じている．

成されたキンク変形組織の微視的構造の特徴について紹介すこれらの特徴は，強度劣化の原因とされることはあっても，る．

材料強化に寄与し得るとは考え難い．その発見から半世紀以上を経て，キンク変形が注目されるきっかけとなったのは，.

キンク変形における課題

長周期積層規則(LPSO)型 Mg 合金のキンク変形帯導入による顕著な高強度化である(3)(4)．hcpMg の積層多形を基本格双晶と同様の格子回転型の変形であるにもかかわらず，な子とする LPSO 構造は結晶異方性が大きく，その多結晶材

ぜキンクがミクロな破壊起点を与えず，材料強化に有効となの高温押出加工中に容易にキンク変形が進行する．キンク変り得るのであろうか．その解明へ向けて，キンクの微視的構

形帯を高密度に導入することによって初めて強度発現する造の解析を進めている．ここでは，キンク変形の本質的課題「キンク強化現象」は，全く予想外の発見であった．その後と，既存のモデルについて簡単に触れておきたい．

の研究により，キンク変形を誘発するために LPSO 構造が

hcp 金属のキンク変形で生成した急峻な界面(キンク界面)

必須ではないことも明らかとなっている．例えば，元素添加の形成機構として，結晶内に逆向きの符号を有する転位対量を抑えた希薄 LPSO 型 Mg 合金系では， LPSO 構造ユニ

(dipole)の生成・再配列によりキンク界面の形成を説明する

東京大学大学院工学系研究科1)助教 2)教授(〒1138656 東京都文京区本郷 731)
東京工業大学物質理工学院教授
物質・材料研究機構 構造材料研究拠点チームリーダー
Kink Microstructure in Alloys, Ceramics, and Polymers; Daisuke Egusa, Masatoshi Tokitaand Eiji Abe,(Graduate School ofEngineering, University of Tokyo, Tokyo. School of Materials and Chemical Technology, Tokyo Institute of Technology, Tokyo.
Research Center for Structural Materials, National Institute for Materials Science, Tsukuba)
Keywords: kink, millefeuille structure, magnesium alloys, MAX phase, block copolymers, lamellae, electron microscopy, smallangle xray
scattering
2022年 6 月23日受理[doi:10.2320/materia.61.550]



特

集

Hess Barrett モデル(9) が知られている．このモデルでは，

典型的にはポリゴニゼーション等による乱れを多数含む界面となることが予測される．この予測特徴は，Mg 合金中に観察される原子レベルで平滑なキンク界面構造とは一致しない．一方，双晶は一般に急峻な界面を生成する．例えば hcp
構造における双晶変形では，幾何学的には双晶界面の取り得
る構造は無数に考えられるが，実際にはせん断量およびシャ
フリング量が少ない構造が優先的に選択され，母相と双晶領域は特定の格子対応のみが許されることになる．これは，キンク変形が連続的な結晶回転変形を許容する特徴とは相容れない．キンク界面は，転位変形・双晶変形の一見相反する特徴を同時に有しており，これを矛盾無く説明する変形機構は明らかとなっていない．
我々は，キンク変形の微視的理解のためには回位( disclination)が鍵であると考えている．回位は，転位と同様に連続体の変形を表現する線状欠陥の一つであり，古くからVolterra の円筒モデルにより示されている(10) ．転位がせん

断変形に対応する一方，回位は回転変形に対応する変形素子となりうる．回位を用いれば，結晶回転をベースとするキンク変形領域の表現自体は見通しがよくなるであろう．しかしながら，回位導入に伴う体積変化は(転位のそれと比較して)一般に非常に大きく，変形領域のサイズに依存した大きな弾性エネルギーを生じてしまう(11) ．実際，結晶性材料における回位の存在は微粒子(12) ，強加工材料(13) ，二次元材料(14)など，回位形成に伴うエネルギーの増大を自由表面や界面等で緩和しうる系での報告に留まっている．バルク体でのキンク界面近傍における回位の有無，およびそのキンク変形中のダイナミクスが明らかとなれば，上述の転位変形，双晶変形とも異なる，新しい回位変形のモデル構築が期待される．

.

図1(a), (b)LPSO 型 Mg 合金および(c), (d)MFS 型 Mg 合金より取得した HAADFSTEM 像．各合金組成は以下の 通 り ， LPSO 型  Mg97Zn1Y2 ( at  ) ， MFS 型 
Mg97Zn1Gd2(at)．(オンラインカラー)

金属材料Mg 合金におけるキンク組織・構造

本節ではミルフィーユ構造を有する Mg 合金の事例とし

MFS 型 Mg 合金に対して透過型電子顕微鏡(TEM)観察によて， LPSO 型 Mg 合金 ，および近年進展が著 しい MFS 型

り変形組織を解析した(17) ．図( a )に示す TEM 像より，

Mg 合金での解析結果を紹介する．図に LPSO 型・ MFSLPSO 型 Mg 合金は LPSO 相および a Mg 相の 2 相から構型 Mg 合金より取得した高角環状暗視野( HAADF )走査透

成されており，点線で示す LPSO 相の形態から結晶の折れ過型電子顕微鏡( STEM )像を示す． LPSO 相は hcp 構造の曲がり，すなわちキンク界面が導入されていることが確認で2H 積層(ABAB…)に対して， Intrinsic II 型に相当する積層

きる．界面近傍より取得した電子回折図形より，キンク界面欠陥( ABCA )を周期的に導入した積層秩序を持つ．また，での回転角度は数度～数十度までの多様な値を取っており，

STEM 像のコントラストから確認できるように，積層欠陥

いわゆる双晶界面などとは異なる特徴を示している．キンク

部に添加元素が選択的に濃化した化学秩序を有しており，積界面近傍の領域において，hcp 構造の底面方向に対応する二層秩序と化学秩序が同期したシンクロ型 LPSO 構造と名付

波励起条件で取得した TEM 像(図 2 ( b ))を見ると，底面方けられている(15)．一方で，MFS 型 Mg 合金では，LPSO 型

向の成分を有する転位(a 転位，b＝1/3〈112̃0〉)がキンク界面合金に含まれる添加元素濃化積層欠陥(SESF)が積層方向にに沿って配列している．この転位は HB モデルで示されてランダムに分布した構造として理解されている(16) ．いずれ

いる結晶回転を埋め合わせるために導入された幾何学的に必の Mg 合 金 に お い て も ， 軟 質 層 に 相 当 す る Mg 層 に 対 し要な転位(GN 転位)に相当すると考えられる．

て，硬質層として振る舞う SESF が導入された積層構造を続いて，MFS 型 Mg 合金の場合については，図 2(c)に示有しており，その構造異方性に起因してキンク変形が発現す

す TEM 像より，ほぼ a Mg 相のみから組織が構成されてると考えられている．
高 温 押 出 加 工 に よ り キ ン ク 組 織 を 導 入 し た LPSO 型 ・

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japanおり，局所的に SESF に相当する底面方向に伸長した線状のコントラストが確認できる．SESF の方位変化から，矢頭




図2

(a), (b)LPSO 型 Mg 合金および(c), (d)MFS 型 Mg 合
金 押出材より取得した TEM 明視野像．押出条件は以下の通り，押出温度 350 °C，押出比 10 ，ラム速度
2.5 mm/s．(b)は文献(17)から許諾を得て一部改変して転載．(オンラインカラー)

で示す部分で数度程度の結晶回転が起きており，キンク界面

図3(a), (b)LPSO 型 Mg 合金および(c), (d)MFS 型 Mg 合
金 押出材のキンク界面近傍 HAADF STEM 像． (オンが導入されていることが確認できる．LPSO 型 Mg 合金と同ラインカラー)

様に二波励起条件で取得した TEM 像(図 2 ( d ))より，キンク界面に沿って a 転位が配列している様子が観察される．興拡張に伴う積層変化(hcp→fcc)によって，LPSO 型の場合と味深いことに，上記の転位に由来するコントラストは底面方は反対に添加元素濃度が上昇したと考えられる．図 3 ( f )に

向にやや分裂しているとともに，その間の領域では SESF

示す模式図の通り，MFS 型 Mg 合金におけるキンク界面上に類似した線状のコントラストが確認できる．

の転位はナノスケールの SESF を導入した構造として理解

キン ク界面 近傍 に存在 する 欠陥構 造の詳 細に つい て，できる(18)．

HAADF STEM 観察により解析した． LPSO 型 Mg 合金のLPSO 型・ MFS 型 Mg 合金に形成されたキンク界面の構

場合，図(a)に示されるようにキンク界面に沿って STEM

造は， a 転位を伴うナノスケールの hcp Mg 構造もしくは像強度が低下した領域が配列している．当該領域を拡大した

SESF 構造の導入として理解できる．特に LPSO 型 Mg 合STEM 像(図 3(b))より，像強度が低下した領域は LPSO 構

金において硬質層に相当する SESF 上に転位が存在するこ造中の SESF 上に存在することが分かる．図中に示すバーとは興味深い結果である．観察された転位構造から，高温下ガース回路から，この領域に原子余剰面が導入されているこでのキンク界面の形成においては， H B モデル(9) にて想定と，すなわち TEM 観察で確認された a 転位が SESF 上にされる底面転位の運動に加えて，溶質元素の拡散や転位の上存在していることが確認できる．加えて，転位部分では積層

昇運動といった，熱活性化過程を含む構造変化が起きているが局所的に fcc から hcp に変化しており，積層変化に起因しことが示唆される．この考察は，室温下で加工を施したて添加元素濃度が低下したと考えられる．上記結果から，キLPSO 型 Mg 合金では異なる偏析挙動を示すキンク界面が形

ンク界面上に存在する転位は図 3(c)の模式図で示すように，成されていることとも対応する(19) ．また，近年の調査でSESF 上で Shockley 部分転位に拡張した a 転位であり，拡は，キンク変形後の試料に対して熱処理を施した場合に，非張に伴う積層変化( fcc → hcp )によってナノスケールの hcp 

底面方向の成分を含む転位構造の導入によるキンク界面構造

Mg 領域を導入した構造に相当している．

の緩和が示唆されており，キンク変形組織の安定性に強く影一方で，MFS 型 Mg 合金の場合には図 3(d)に見られるよ響を及ぼすと考えられる．今後，加工条件の異なるキンク界

うに，キンク界面に沿って STEM 像強度が上昇した領域が面構造の解析および，キンク変形過程の動的観察等により，配列している．図 3( e )に示す拡大像より，当該領域はキン

キンク界面の構造を支配する微細構造因子および力学特性へ

ク界面上の a 転位に対応しており， Shockley 部分転位へのの影響が検討されることと期待される．



特

集

図に室温変形後の Ti3SiC2 より取得した TEM 明視野

セラミックス材料 MAX 相におけるキンク組
織・構造

像(5)を示す．Mg 合金の場合と同様に，結晶回転を伴うキン

.

MAX 相とは Ti3SiC2 に代表されるように M遷移金属元

ンク組織の特徴として，キンク界面が導入された領域近傍に素，AAl, Si, Ga, Ge など，XC または N の組合せからな

おいて，微小な層間剥離(デラミネーション)を伴うことが挙る三元系化合物であり，セラミックス材料および金属材料のげられる．このような空隙の形成は TEM 観察等の薄膜試料いずれにも類する特異な特性を有する材料として注目されてに特有の現象ではなくバルク状態でも確認されている．

ク界面が複数導入されており，像コントラストよりキンク界
面に転位が配列していると推定される．MAX 相におけるキいる．MAX 相の結晶構造の特徴として，結合様式の異なる

MAX 相におけるキンク組織・構造の詳細については，近層により構成される積層構造を取ることが知られている．例

年岸田らによる精力的な研究成果が報告されている(21)．キ

えば Ti3SiC2 の場合， Ti および C により構成される共有結

ンク界面の微細構造について，HAADFSTEM 観察による合性の強い硬質層と Si 元素からなる金属結合性を示す軟質

解析結果を図( a )に示す．バーガース解析により，界面上層から構成されており，一種のミルフィーユ構造であるとみに存在する欠陥は稠密構造における底面 a 転位と同定され，なすことができる．MAX 相の詳細については下記文献を参硬質層( Ti C )と軟質層( Si )の境界に存在することがわか照されたい(20)．

る．また，上記転位は 1 nm 程度の幅でわずかに拡張していMAX 相は高温下での優れた耐酸化性といったセラミック

るが，当該領域における元素偏析等は確認されない．図 5

スに特有の特徴を示す一方で，高い電気伝導率といった金属(b)に示す，より回転角度の大きい，すなわち GN 転位密度に類似の特徴も示す．特に，配向制御した MAX 相では，の高いキンク界面における転位分布についても，転位の存在

一般的なセラミックス材料では困難な室温下での塑性変形がする原子層および拡張幅はほぼ一定であることが確認できる．

可能である(5)．この塑性変形能については，キンク変形が変形素子として寄与していることが示唆されている．

MAX 相で観察されるキンク界面構造は H B モデルの描像とおおよそ一致している．ただし，HB モデルのみでは，
MAX 相のキンク変形に伴うデラミネーションの導入については説明が困難である．そこで，HB モデルの拡張として，
Stroh により提案されているモデル(22) に基づくキンク界面の分布による組織変化を考える．キンク界面が結晶粒などの変形体内部で連続的に分布している場合(図(a))， HB モ
デルで表されるように GN 転位列として表現することができる．しかし，キンク界面が不連続に分布する場合には，結晶回転量の不連続に起因して，空隙の形成(図 6(b ))もしくは，非底面方向のせん断を担う欠陥の導入による緩和が必要となる．それぞれの組織は，MAX 相におけるデラミネーシ
ョンの形成および，Mg 合金における c 成分を含む転位構造の導入，に対応している．
一般に構造材料において空隙の形成は破壊起点として働く
ため，図 6( b )に示すような緩和形態は変形素子として働く
こ とは 困 難で あ ると 捉え ら れて い る． Barsoum らに よ ると(23) ， MAX 相ではキンク界面を形成した領域ではデラミ
ネーションも同時に導入される．デラミネーションを含む領域では，周囲の拘束を受けないことに起因して結晶回転に相

図4(上段) Ti3SiC2 室温圧縮材 TEM 明視野像および(下段)
変形領域の模式図．文献(5)から許諾を得て一部改変して転載．

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan

図5

室温圧縮を施した Ti3SiC2 キンク界面近傍 HAADFSTEM
像．文献(21)から許諾を得て転載．(オンラインカラー)

分子量比を制御して合成し，ラメラ状ミクロ相分離させれ
ば，室温で PS はガラス状態の硬質層(弾性率は109 Pa)，PB
はゴム状態の軟質層(同106 Pa)を形成し，ミルフィーユ構造ができる．
ミルフィーユの積層方向が全体にわたって一方向に揃った
単一ドメイン試料を用いると，試料を変形したときの構造変形(キンク形成)や応力応答が明確に捉えられる．本節では，容易に単一ドメイン試料が調製できる液晶ブロック共重合体
での研究例を紹介する．液晶ブロック共重合体は構成ブロックの 1 つを液晶性高分子とした共重合体である．


液晶ブロック共重合体が形成するミルフィーユ構造

液晶ブロック共重合体 B5xEMAy は，液晶性ポリエス
テル BB 5 ( 3 Me )の両端にポリ(エチルメタクリレート)
図6

キンク界面分布による組織変化模式図．

( PEMA )が結合した ABA 型ブロック共重合体である(図(a))(25)～(30)．ここで xは BB
5(3Me)の分子量(kg mol－1)，
y は PEMA の体積分率()である． BB 5 ( 3 Me )はベンゼ

当する弾性変形(バックリング)が誘起され，キンク界面の形

ン環 2 つが連結したビフェニルと柔軟なアルキル鎖がエス

成がより促進される．結果として，外部応力はバックリング

テル結合を介して交互に連結されたポリエステル(高分子)でおよびキンク界面の形成による緩和に用いられることとな

ある．液晶性高分子には剛直棒状の液晶構造を形成するメソ

り，空隙の拡大には寄与せず，塑性変形が進展する，とされゲンが含まれる．BB5(3Me)はメソゲンであるビフェニルている．このような塑性変形に寄与する非底面方向のせん断が一方向に並ぶ(配向する)とともに，層状に凝集してスメク

もしくは空隙については，層状構造物質特有の変形素子

チック(Sm)液晶構造を形成する(31)．分子鎖中にあるメソゲ

Ripplocation として提唱されている(23)．

ンが配向することでそれらを連結するスペーサーは伸びた形態をとる．この Sm 液晶は結晶化せず， Tg ＝ 35 °C でガラス.



高分子材料液晶性ブロック共重合体におけるキンク組織・構造
高分子材料はミルフィーユ構造の宝庫

転移，150°Cで液体に相転移する．一方，PEMA は非晶性で，Tg は 70°
C である． BB 5 ( 3 Me )の Sm 層法線方向のヤング

率 E は 27 MPa ， PEMA の E は 1.4 MPa ( 100 °C，周波数 1
Hz の動的粘弾性測定)であり，この液晶ブロック共重合体

高分子材料には硬質層と軟質層が交互に積層したミルフィがラメラ状ミクロ相分離すると，100°
Cでは液晶ブロックがーユ構造が多くみられる(24)．ポリエチレン(PE)もその 1 つ

硬質層， PEMA ブロックが軟質層のミルフィーユ構造となである．PE は薄板(ラメラ)状の結晶と非晶が10 nm スケー

る．

ルで交互に積み重なった積層構造を形成する．ラメラ状結晶

B5x EMAy は y が 20 ～ 50の幅広い組成範囲でラメラ状の融点はラメラ厚に依存して 130 ～ 140 °C の範囲にある一方，非晶が柔らかくなるガラス転移温度( Tg )は－ 30 °C である．したがって PE は室温で結晶が硬質層，非晶が軟質層のミルフィーユ材料になっている．PE をはじめとする結晶性高分子は，ラメラ状の結晶と非晶が交互に積層した形態を形成する．結晶の融点が 100 °C 以上である一方，非晶の Tg が室温よりも十分低ければ，室温でミルフィーユ構造を形成す
る．
ミルフィーユ構造を形成するもう 1 つの高分子材料群として 2 種の高分子鎖 A, B が共有結合したブロック共重合体がある．一般に高分子どうしは混ざりにくく(仲が悪く)，2種の高分子が結合しているブロック共重合体は分子鎖の大きさ(10 nm)スケールでミクロ相分離する．相分離形態は 2 種の高分子の分子量比(厳密には体積比)に依存し，分子量比が
1 : 1 程度であるとラメラ状にミクロ相分離する．例えば，

ポリスチレン( PS ，ガラス転移温度 Tg ＝ 100 °C )とポリブタ
ジエン( PB ， Tg ＝－ 100 °C )からなるブロック共重合体を，



図7

B5xEMAy の(a)化学構造式，B529EMA22フィル
ム試料の( b ) SAXS 像，( c ) TEM 像と( d )構造モデル．
(b), (c)の矢印は延伸方向．(d)の黒い楕円体はメソゲンを示している．文献(30) から許諾を得て一部改変して転載．(オンラインカラー)

特集ミクロ相分離する(27)(28) ． B5 29 EMA 22 を溶媒に溶かし決定し， l に対してプロットした(図)．l＝ 1.0(未延伸)でた溶液をシャーレに入れ，ゆっくりと溶媒を蒸発させてフィも uLAM が 20 °で あ る の は 構 造 の 揺 ら ぎ に よ る ． l ＜ 1.7 でルムを調製する．そのフィルムを 160 °C で延伸， BB 5 ( 3 までの増加にとどまる一方， d は 31 nm から 44
uLAM は 25 °Me)が液晶状態になる100°
Cで熱処理して試料を調製した．

に急増(SAXS は 4
nm に増加する．l＞1.7では，uLAM は60°

小角 X 線散乱(SAXS)像と TEM 像から，フィルム試料内で点スポット像に変化)したのち80°に漸近する．一方，増加しラメラが延伸方向に積層していることが確認できる(図 7

た d は減少し， l ＝ 2.8 で l ＝ 1.0 での値に回復する． SAXS(b), (c))．また，広角 X 線散乱で BB5(3Me)のメソゲン像と同時測定した応力延伸比( s l )曲線(図)で，公称応が凝集した Sm 層がラメラに平行に積層していることがわか

力 s は弾性領域を経て l ＝ 1.15 で最大値 0.95 MPa をとり，る．以上からフィルム試料内での分子の凝集構造は図 7( d )その後 l が 1.6 から 3 に至るまで一定値 0.75 MPa をとる平のように描くことができる．液晶ブロック共重合体を用いる

坦領域を示す．以上から，弾性領域はラメラ間隔の拡大に，ことで溶融物を延伸，熱処理するだけで，ラメラ構造が延伸

s が最大値から一定値に減少する領域はミルフィーユ構造の方向に積層した単一ドメイン・ラメラ構造のフィルム試料が波うちに，平坦領域はミルフィーユ構造の折りたたみと調製できる．熱処理中，延伸で付与された液晶セグメントのuLAM の増加に対応していることが分かる．高分子ミルフィ

配向は維持される一方，非晶成分は移動してミクロ相分離構

ーユ構造に波うちや折りたたみが生じる(キンクが導入され造が再配向，試料内で一様となって単一ドメインが形成される)と，s は降伏したのち一定値を保つ．

る(26)．


伸長変形によるキンク形成と応力応答

B529EMA22フィルム試料を100°Cに昇温すると，BB5(3Me)からなる硬質層と PEMA からなる軟質層が一方向に積層した単一ドメイン・ミルフィーユとなる．フィルム試料を 100°Cで積層方向に延伸しながら，ミルフィーユ構造の変形を放射光 SAXS で観察した(図(a)(e))．延伸比 l の増加に伴い， SAXS 像は次のように変化した反射の数と強度が増加し(図 8(b ))，反射が方位角方向に広がったのち(図 8( c))， 4 点にスプリットした(図 8( d) , ( e))．所定の lに延伸後， 25 °
C に急冷した試料の TEM 像(図 8 ( f )( h ))から， X 線反射の方位角方向への広がりと， 4 点スプリット
が，それぞれミルフィーユ層の波うちと折れ曲がり(キンク)に対応することが分かる(29)(30)．
ミルフィーユ構造の間隔 d と傾き角 uLAM を SAXS 像から

図8B529EMA22フィルム試料の(a)(e)SAXS像(伸長方向は上下)および(f)(h)TEM像(矢印は伸長方向，スケールバー 500 nm )．各パネルの右下の数字は延伸比 lの値．文献(30) から許諾を得て一部改変して転載． (オンラインカラー)

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan図9

B529EMA22フィルム試料の(〇)ラメラ間隔 d，(△)
ラメラ法 線が伸長方 向となす角 uLAM の l に対する 変化．●は B5 29 EMA 44 延伸フィルム試料の d ．値はSAXS で決定した．文献(30)から許諾を得て転載．

図10(a)B529EMA22および(b)B529EMA44フィルム
試料の sl 曲線．温度100°
C，引張速度 5 min－1 で測
定．文献(30)から許諾を得て転載．(オンラインカラー)







硬質層の広さに依存するミルフィーユの変形と応力

図10には B529EMA44の sl 曲線も示してある． B5
29 EMA 44 は B5 29 EMA 22 の 2 倍 の 非 晶 体 積 分 率( PEMA 分子量)を持ち，ラメラ構造を形成する．これら 2
つのブロック共重合体の s l 曲線は弾性領域では重なるものの， B529EMA22の s が最大値をとって減少するのに対し， B529EMA44の s は，増加率は小さくなるものの増加し続け，l＝2.8では B529EMA22の s の 2 倍にもな

図12る．この応力応答の違いの要因は何であろうか．
B529EMA 44のミルフィーユ構造は，広さの狭い硬質層からなっている．ラメラ状ミクロ相分離構造に由来する(a)B529EMA44のラメラ間隔 d(■)，液晶ブロック
ラメラ厚 dLC (●)と非晶ブロックラメラ厚 dam (▲)の lに対する変化．白抜き印は B5 29 EMA 22 の値．( b )伸長変形に伴う d, dLC, dam の変化．マークは(a)と同じ．文献(30)から許諾を得て転載．(オンラインカラー)

SAXS 反射は B529EMA22の反射に比べると，ラメラ方向に広がっている(図(a))．このようなラメラ方向への反射の広がりは広さの狭いラメラ層の積層と対応する．狭いラ

SAXS 強度プロファイルを二相ラメラ構造モデルの散乱

メラは TEM 像で BB5(3Me)鎖が凝集したラメラ(黒色の強度理論式でフィッティングして， BB 5( 3Me )と PEMA

ストライプ)が所々切断されていることから確認できる(図のラメラの厚さ(dLC, dam)を決定した(図(a))．l の増加に

11(f))．切断されたラメラの間には PEMA 鎖が存在する．y

伴い dLC に比べて dam が顕著に増加する．このことは延伸前が大きな B5xEMAy 共重合体に見られる分断ラメラ構造のラメラ厚との比( dLC / dLC,0, dam / dam,0 )で見るとより明確にである(27)．

なる(図 12(b ))．B529EMA 22では dLC/dLC,0 の値と dam/

硬質層が分断されたミルフィーユ構造を積層方向に伸長し

dam,0 の値は一致しているのに対して，B529EMA44ではながら測定した SAXS 像では， l の増加に伴って反射位置l の増加に伴い dam / dam,0 の値は dLC / dLC,0 の値の 2 倍以上にが小角側に移動してゆく(図11(b)(e))．反射位置から決定

なり， dam が dLC よりも顕著に増加していることが分かる．

したラメラ間隔は 55 nm から 120 nm ( SAXS 分解能の限界)

TEM 像を見ても明るいストライプ( PEMA 層)のほうがよ以上まで広がる(図 10 )．延伸でラメラが波うちや折りたたり厚くなっている．厚くなった PEMA 層はより伸長したみ(キンク形成)なしに間隔を広げる様子は TEM 像(図 11

PEMA 鎖で充填される．応力の増加は PEMA 鎖が伸長する(g)(i))でも確認できる．

ことで失ったエントロピーに起因すると考える．

応力は高分子鎖が引っ張られて増加するのだろうか．高分
子鎖が十分に長く絡み合っていればそうかもしれない．しか




まとめ

し，B529EMA44で BB5(3Me)の両端から 1 本ずつ成液晶ブロック共重合体が形成する単一ドメイン・ミルフィ

長している PEMA の分子量(10500)は PEMA が絡み合う臨ーユを積層方向に伸長変形させながら SAXS と s の同時測

界分子量 12000 よりも小さく， PEMA 鎖が絡み合っている定を行い，ミルフィーユの変形(キンク導入)と応力応答とのことはない．

関係を調査した．キンク導入(ラメラ層の波うち)は s の降伏を伴った．s が降伏後一定値をとる間，層はより大きく傾いた．硬質層が狭いミルフィーユでは，l の増加に伴いキンクが導入されないまま，d は拡大，s は増加し続けた．このs の増加は，硬質層よりも顕著に厚さを増加させる軟質層を形成する高分子鎖のエントロピー損失に由来すると考えた．

.

お

わ

り

に

金属材料・セラミックス材料・高分子材料の代表的なキンク組織・構造の解析現状を概説した．金属材料・セラミック
ス材料から発案された「ミルフィーユ構造」「キンク強化」
であったが，その視点から改めて高分子材料を捉えたとき，
builtin での微視的ミルフィーユ構造の形成や，多数の系で
図 11



B529EMA44フィルム試料の( a)( e) SAXS 像(伸長方向は上下)および(f)(i)TEM 像(矢印は伸長方向，スケールバー 500 nm )．各パネルの右下の数字は l の値．文献(30)から許諾を得て一部改変して転載．(オンラのキンク形態の報告例等，宝の山であったことは本稿で述べ

インカラー)

えると，元々キンク変形を生じやすい物質であるとも言えられている通りである．結晶性高分子材料では，ミクロなせん断変形(すべり面)が分子鎖方向に限定されていることを考特集

る．変形素過程の基礎的理解も含めて，互いに学ぶべきところは非常に多いと実感する(32)．元来，軽量構造材料の開発
は 3 大材 料 に 共通 す る 主要 課 題 であ る ．領 域 研 究を 通 して，真に分野横断的な学理連携に基づく新しい展開をもたら
したい．

文

献

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★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
江草大佑
2014年 東京大学大学院工学研究科博士課程修了
2014年 4 月2017年 9 月 株式会社 UACJ 勤務員
2017年10月－ 現職
専門分野材料科学◎電子顕微鏡法による材料組織・微細構造の解析を中心に，高機能軽量材料(Mg・Al 合金)の特性解析および新規材料の開発に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

江草大佑

戸木田雅利

阿部英司




キンク形成とキンク強化の結晶塑性解析
眞

山

剛 只

野

裕

一


が著しく異なる 2 相が層状に積層した層状構造体(ミルフィ

.

はじめに

ーユ構造体)におけるキンク帯形成解析結果を示し，その類似性と相違点等について概説する．本節で示す解析は，古典

キンク変形帯は，そのせん断方向がキンク界面と垂直に近的な速度依存型結晶塑性構成則を静的陽解法有限要素法に導く大きな回転を伴う変形の局所化領域として特徴付けられ入した解析手法を用いて実施したものであるが，その詳細にる．キンク帯の形成を固体力学の手法を用いて解析・理解す

ついては文献(4)(7)を参照頂きたい．

る試みは古くから行われており，特に結晶スケールの変形機構を考慮した結晶塑性解析手法を用いた解析は，キンク帯形HCP 金属の底面すべりにより形成されるキンク帯(7)成を合理的に説明できるものとして有用である(1)(4) ．しか

図は底面すべり系が支配的に活動する HCP 金属におけしながら，実験的に顕著なキンク帯形成が認められている塑るキンク帯形成に及ぼす負荷方位依存性を示している．本解性異方性の強い材料における現象の理解は不十分であり，さ析では図 1(a)に示すように，負荷方向を[112̃0]から角度 uini

らに長周期積層( LPSO )型マグネシウム( Mg )合金で実験的だけ底面が傾いた結晶方位に対して z 軸圧縮を与えている．

に確認されているキンク強化(3)を対象とした研究は限定的で

図 1 ( b )は圧縮負荷時の応力ひずみ曲線，図 1 ( c )は圧縮ひある．したがって，結晶塑性解析により結晶スケールにおけずみ 1時の形状変化と累積すべり分布を示している．まずるキンク形成機構と強化機構を解明し，キンク強化と他の強の結果に着目すると，応力ひずみ挙動としては塑性
uini＝3°化機構の相違点と類似点を明らかにすることで，キンク強化

変形の開始直後に急激な軟化を示した後，ほぼ一定の応力でを最大限に活用した材料創成に貢献することが期待される．

変形が進行しており，図 1 ( c )に示す 1 変形後のコンター

本稿では，まず第 2 章で塑性異方性の強い材料系におけ

図からは試料中央付近に著しくすべりが蓄積した変形帯が形

るキンク形成の解析結果について示す．続く第 3 章では，成され，明確な屈曲を伴う形状変化が生じていることがわか

キンク強化機構の解明を目指した結晶塑性解析について概説

る．変形帯の境界面が底面すべり系のせん断方向(z 軸方向)

する．格子欠陥の影響を導入した高次勾配結晶塑性モデルにと垂直に近いこと，さらにここには示していないがすべりがよる解析を通じて，キンク強化に寄与する要因の検討と，キ蓄積した領域において大きな結晶回転が生じていることかンクの形態がキンク強化に及ぼす影響について検討する．

ら，ここで形成された変形帯がキンク帯に対応するものと解釈することができる．すなわち，キンク帯内の大きな結晶格

.

キンク形成の結晶塑性解析

子回転は底面すべり系のシュミット因子を増加させ，その結

本章では結晶塑性有限要素法によるキンク形成に関する解き起こしたものと考えられる．これは，数値解析において仮析例として，マグネシウムのように塑性異方性の強い最密六

想的に結晶格子回転を考慮しない計算を実施すると，キンク

方晶( HCP )金属に加えて，塑性異方性は小さいものの強度の形成が著しく抑制されることからも確認されている(7)．

果図 1(b )にみられた顕著な応力の低下(幾何学的軟化)を引熊本大学先進マグネシウム国際研究センター准教授
佐賀大学理工学部機械工学部門教授
Crystal Plasticity Analysis for Kink Band Formation and Kink Strengthening; Tsuyoshi Mayamaand Yuichi Tadano(Magnesium
Research Center, Kumamoto University, Kumamoto. Department of Mechanical Engineering, Saga University, Saga)
Keywords: kink, crystal plasticity, deformation, anisotropy, finite element analysis
2022年 4 月20日受理[doi:10.2320/materia.61.558]



特

集

図2

柱面すべりによるキンク帯形成(8) ，( a ) 解析モデル，(b) 粒内方位差分布，( c) 累積すべり分布． (オンライン
カラー)に近い境界面を持つことがわかる．さらに柱面すべり系の局所化領域を挟むように大きな粒内方位差領域が帯状に発達していることから， uini ＝ 5 °に見られる変形の局所化領域はキ
図1

底面すべりによるキンク帯形成(7) ，( a ) 解析モデル，(b) 応力ひずみ挙動，(c) 累積すべり分布．(オンライン

ンク帯に対応するものと考えられる．一方，図 2(c)の uini＝

カラー)

では，PRI1 のせん断方向と平行に近い方向に柱面すべり
15°の活動が大きな領域が広がっているが，図 2( b)においてはそれと対応する粒内方位差分布が確認されない．このような

次に uini が解析結果に及ぼす影響に注目すると， uini が大すべりの局所化領域はすべり帯に対応するものと考えられきくなるにつれて図 1(b)に示す応力ひずみ挙動における応の場合には，粒内方位差分布および柱る．さらに， uini＝25°

力の低下量が小さくなり，さらに図 1 ( c )に示す底面すべり

面すべり分布のいずれにおいても比較的局所化の程度が小さの局所化が弱まることがわかる．これは，底面すべり系のシい．これは 2 つの柱面すべり系 PRI1 と PRI3 のシュミット

ュミット因子が大きくなると，変形初期から試料全体が比較

因子が比較的近いことにより，2 重すべりにより変形が進行的一様に変形することにより，幾何学的軟化による変形局所

し，その 2 つのすべり系の活動による格子回転が互いに打化が抑制されることに起因している．すなわち，塑性異方性

ち消し合うことによるものと考えられる．

が強く，シュミット因子が小さなすべり系が活動することが以上に示したように，底面と平行に圧縮負荷を受ける際顕著なキンク帯形成を引き起こす要因であると考えられる．

は，前節の底面すべり系が活動する場合とは異なり，等価なHCP 金属の柱面すべりにより形成されるキンク帯(8)複数の柱面が存在することにより，その負荷方位依存性は複数のすべり系の競合を考える必要がある．このような競合は

図は底面と平行に圧縮した際に柱面すべり系が活動した

非等価なすべり系間でも生じ得るものであり，純 Zn におけ場合のキンク帯形成に関する解析結果を示している．この解

る底面すべり系と 2 次錘面すべり系の競合により形成され析では図 2(a)に示すように[101̃0]圧縮から c 軸周りに uini＝るキンク帯についても報告されている(9)．

回転させた初期方位に対する z 軸圧縮解析を実5°, 15 °, 25 °
施し，圧縮ひずみ 9 における粒内方位差分布(図 2 ( b ))と

硬質/軟質層からなる積層構造体におけるキンク形成

柱面すべり系の累積すべり分布(図 2 (c ))を比較し，柱面す

図は同じ FCC の結晶構造を持ち初期降伏応力が10倍異べりにより形成されるキンク帯の負荷方位依存性を検討してなる硬質層と軟質層からなる積層構造体を想定したモデル材

いる．

料の圧縮解析結果を示している．ここでは，両層ともに 1の結果に注目すると，図 2(b)より大きな粒内
まず uini＝5°

つのすべり系のシュミット因子が 0.5となる同一初期方位を方位差を持つ領域が帯状に形成されていることがわかる．ま設定している．図 3 の応力ひずみ曲線より，塑性変形の初た図 2( c )に示す柱面すべり系の累積すべり分布からは，破期には応力が徐々に増加し，圧縮ひずみ 15 程度から顕著

線で囲んだ領域において顕著なすべりの局所化が生じているな軟化が生じていることがわかる．また，図中に示したコン

こともわかる．これらの結果と結晶方位より，すべりが局所

ター図は 25 変形時の形状と相当ひずみ分布であり，軟質化した帯状の領域は柱面すべり系 PRI1 のせん断方向と垂直層により大きなひずみが導入されると共に顕著な屈曲が生じ

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan密度のそれぞれについて支配方程式を導出した材料モデルを導入した(10)(11)．本モデルは，メゾスケールにおける LPSO
型マグネシウム合金のキンク強化を表現するのに有効であると考えられるが，連続体解析で広く用いられている有限要素法を用いた数値解析を本モデルに適用した場合，両支配方程式に対して同じ有限要素を用いる，すなわち同じ内挿関数と積分方法を用いると，適切な解が得られない場合があることが報告されている(12)．そこで，メッシュフリー法と呼ばれる数値計算手法のひとつである Reproducing Kernel Particle
Method (RKPM)(13)(14)を導入した．これにより，高次勾配

結晶塑性解析の解析精度向上と安定化を図ることができる(15)．
図3

積層構造体におけるキンク帯形成．(オンラインカラー)




解析条件

実験的に観察されるキンクにはさまざまな形態のものが存在し，キンクの形態や変形モードによってキンク強化の様相ている．

は異なると考えられる．本章では一例として，正方形形状の本積層構造体は前節までに示した例とは異なり，構成相の試験片にキンク帯を導入した LPSO 型マグネシウム合金にFCC 結晶は塑性異方性が小さい．しかしながら，硬質層と対する単純せん断解析を実施し，キンクの形態とキンク強化

軟質層の強度が大きく異なるため，軟質層側の大きな塑性変の相関について評価した結果を紹介する．解析モデルの模式形が生じる一方で，硬質層側は小さな塑性変形で大きな圧縮

図を図に示す．LPSO 型マグネシウム合金を想定している

変形を引き起こすことのできる弾性的な曲げが主に生じていことから，すべり系は底面に限定し，母相の底面が圧縮方向る．これは，軟質層を主な塑性変形媒体として硬質層間が相に対して垂直であるとしている．試験片中央部にキンク帯を対的にずれたと見做し，硬質/軟質層界面と平行なすべり面

導入し，キンク帯と母相のなす角 u をキンク角と定義した．

を持つ構造体として粗視化することで，前 2 節と同様に塑

キンクは双晶とは異なり，キンク角の大きさに幾何学的な制性異方性の強い材料におけるキンク帯形成と同様に解釈する

約はないため，様々なキンク角を持つキンクが存在し得る．

ことが可能である．

そこで，キンク角を変化させた複数のモデルを解析すること

本節では同じ結晶方位を持つ FCC 結晶を構成相とする積で，キンク形態の違いがキンク強化にどのような影響を及ぼ

層構造体を想定したが，例えば金属における代表的な積層構

すかを数値的に調査した．境界条件として母相の底面と同方造体である共晶合金では，異なる結晶構造が特定の方位関係

向にせん断力を加え，得られる流れ応力を評価する．

を持つことも多い．さらに各相の特性比や配置等の組み合わ前述の通り，キンク強化には格子欠陥が重要な役割を果たせによってもキンク帯の形成頻度が著しく異なることが予想

すと考えられる．ここで使用する高次勾配結晶塑性モデルでされる．このように多数のパラメータを含む積層構造体におは，すべりの勾配から格子欠陥である GN 転位密度が算出

けるキンク挙動を実験的に調査することは容易では無いた

され，これが背応力を介して材料挙動に影響を及ぼすモデル

め，結晶塑性有限要素法による数値的探査による支援が特にである．この格子欠陥がキンク強化に及ぼす影響を評価する

有用であると考えられる．

ために，高次勾配の影響を考慮しない従来の結晶塑性モデル
による数値解析もあわせて実施することで，格子欠陥がキン.


キンク強化の結晶塑性解析

ク強化に及ぼす影響について定量的に調査する．

解析方法

前章ではキンク形成について，メゾスケール材料モデルである結晶塑性モデルにより解析例を示したが，本章ではキンクが導入された材料における材料強化発現について，結晶塑
性モデルによって表現した解析例を示す．キンク強化の発現には，転位運動を阻害する結晶格子欠陥の存在が重要な役割を果たすと考えられるため，幾何学的に必要な転位(Geometrically Necessary Dislocation; GND)をすべりの勾配として結晶塑性モデルに導入した，高次勾配結晶塑性モデルを用いる．高次勾配結晶塑性モデルの一形式として本章では， GN
転位密度を新たな独立変数とすることで，変位と GN 転位



図4

キンク帯を導入した解析モデル．

特

集

図5

キンク帯を導入した試験片の応力
ひずみ挙動，(a) 高次勾配結晶塑性モデル，(b) 従来型結晶塑性モデル．(オンラインカラー)

図6




変形形状と GN 転位密度分布，(a) キンク角 u＝15°，(b) キンク角 u＝75°．(オンラインカラー)

解析結果

高いキンク強化が得られる条件である．いずれの条件においても，解析領域中央に導入したキンクと母相の境界付近にから u ＝ 150 °まで変化させて得られた
キンク角を u ＝ 15 °GN 転位密度の蓄積がみられるが，これはキンク界面におい応力ひずみ挙動を，図(a)に示す．比較のために，キンクてすべり方向が大きく変化するためすべりの勾配が生じ，が存在しない条件(解析領域全体が全てせん断方向と平行なGN 転位が蓄積することによる．この GN 転位密度による背底面を有する条件)による解析も併せて実施した(図 5(b))．

応力の増大が，流れ応力の上昇を引き起こしている．また，いずれのキンク角の場合も，キンクを導入しない場合と比較

図 6(a)と(b)を比較すると GN 転位密度の大きさが異なってすると高い流れ応力を示すことが確認でき，これがキンク強おり，キンク強化がより大きく得られる u ＝ 75 °では GN 転化に対応していると考えられる．また，キンク角とキンク強位密度も高く発生している．すなわち，キンク境界周辺によ化には明瞭な相関があることが確認できる．図 5(b )より，

り多くの格子欠陥が導入される条件において，キンク強化は格子欠陥を考慮しない従来型の結晶塑性モデルを用いた解析より顕著に発現すると考えられる．

でも，キンク強化は発現することが確認される．これは，キキンク形態とキンク強化の相関をより詳しく検討するたンク領域の結晶方位が母相と異なることからシュミット因子

め，キンク角とせん断ひずみ 24 における流れ応力の相関が変化し，これによる流れ応力の変化が生じたためである．

を図に示す．前述の通り，キンク角とキンク強化には明瞭

これは，従来から知られている幾何学的硬化と対応付けるこ付近でキンク
な相関が見られ，本条件ではキンク角 u ＝ 75 °とができる．一方で，いずれのキンク角においても，高次勾強化は最大となる．このことは，キンク強化に最適なキンク配結晶塑性モデルは従来型結晶塑性モデルよりもさらに高い形態が存在する可能性を示唆している．また，高次勾配結晶

流れ応力を示している．幾何学的硬化による強化は，両モデ

塑性モデルと従来型結晶塑性モデルによる結果を比較する

ルに等しく発現するため，両モデルによる流れ応力の差異はと，キンク角とキンク強化の相関の傾向はほぼ一致している

高次勾配結晶塑性モデルにのみ導入されている格子欠陥に起が，強化量は高次勾配結晶塑性モデルによるものが全ての条因する背応力によるものである．すなわち，キンク強化は幾件において高い結果を示す．前述の通り，両モデルの差は格

何学的硬化と格子欠陥の存在の 2 つの要因によって引き起子欠陥によるキンク強化の度合いであると考えられるが，本こされると推察される．

条件においては，いずれのキンク角に対しても幾何学的硬化および u＝ 75°に対して，高次勾配結晶塑
キンク角 u ＝15°と比較して格子欠陥のキンク強化への寄与が大きくなってい性 モ デ ル に よ っ て 得 ら れ た GN 転 位 密 度 分 布 を 図  に 示ることが確認された．以上より，幾何学的硬化，格子欠陥のと比較して u ＝ 75 °はよりす．図 5 に示したように， u ＝ 15 °いずれもキンク強化の発現メカニズムであると考えられる

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan




文

図7

キンク角および格子欠陥とキンク強化の相関．(オンラインカラー)が，格子欠陥の存在がより重要な因子である可能性が示唆された．
なお，本モデルにおいてはすべりの空間勾配を GN 転位
密度と定義しているが，すべりの空間勾配はその点近傍に格子欠陥が存在することを表現するものであり，その格子欠陥は必ずしも転位には限定されない(例えば回位などの存在であっても構わない)と解釈できる．すなわち，キンク界面に蓄積される格子欠陥は必ずしも GN 転位とは限らないことに注意されたい．キンク界面における力学挙動には未解明な

献( 1 ) R. J. Asaro and J. R. Roce: J. Mech. Phys. Solids, 25(1977),
309338.
( 2 ) S. Forest: Acta Mater., 46(1998), 32653281.
( 3 ) A. Marano, L. G áel áebart and S. Forest: Acta Mater., 175(2019),
262275.
( 4 ) D. Peirce, R. J. Asaro and A. Needleman: Acta Metall., 31(1983), 19511976.
( 5 ) 黒田充紀，志澤一之塑性と加工，43(2002), 299309.
( 6 ) 眞山 剛まてりあ，56(2017), 484487.
( 7 ) T. Mayama, T. Ohashi, Y. Tadano and K. Hagihara: Mater.
Trans., 56(2015), 963972.
( 8 ) M. Yamasaki, T. Mayama, T. Matsumoto, K. Hagihara, D.
Drozdenko and Y. Kawamura: Mater. Sci. Eng. A, 819(2021),
141466.
( 9 ) K. Hagihara, T. Mayama, M. Honnami, M. Yamasaki, H.
Izuno, T. Okamoto, T. Ohashi, T. Nakano and Y. Kawamura:Int. J. Plasticity, 77(2016), 174191.
(10) M. Kuroda and V. Tvergaard: J. Mech. Phys. Solids, 56(2008), 15911608.
(11) M. Kuroda and V. Tvergaard: J. Mech. Phys. Solids, 56(2008), 25732584.
(12) M. Kuroda: Int. J. Solids Struct., 48(2011), 33823394.
(13) J. S. Chen, C. Pan, C. T. Wu and W. K. Liu: Comput. Methods
Appl. Mech. Eng., 139(1996), 195227.
(14) J. S. Chen, C. T. Wu, S. Yoon and Y. You: Int. J. Numer.
Mech. Eng., 50(2001), 435466.
(15) T. Niiro and Y. Tadano: Key Eng. Mater., 794(2019), 214
219.

点も多く，一般的な粒界や双晶界面との相違点，類似点を今後明らかにしていく必要がある．種々の実験観察との連携を深め，より詳細なキンク界面における物理描像を提案モデルへ組み込むことで，キンク強化のメカニズムの本質をより深く理解することが今後の課題となる．

.

ま と

め

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
眞山 剛
2001年 北海道大学大学院工学研究科修士課程修了
2001年 北海道大学大学院工学研究科 助手
2008年 熊本大学大学院先導機構 特任助教
2017年 4 月～現職
専門分野材料力学◎構造と材料の異方性に起因する力学現象を表現可能な解析手法の構築，およびその力学機能化への応用に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

用いて形成と強化を別々に解析したが，キンクの形成過程は

只野裕一
2002年 慶應義塾大学大学院理工学研究科修士課程修了
2002年 九州大学工学研究院 助手
2005年 慶應義塾大学大学院理工学研究科後期博士課程修了
2005年 慶應義塾大学理工学部 助手
2008年 佐賀大学理工学部 准教授
2022年 4 月～現職
専門分野計算固体力学◎金属材料のマクロ～結晶スケールを結びつけるマルチスケール材料モデルを構築するとともに，それらのモデルに対する高精度な数値解析手法の開発に従事．

それに続くキンク強化へも影響を及ぼすことが予想される．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

本稿では結晶塑性有限要素法によるキンク形成およびキンク強化の解析例を示した．今後はさらに材料特性や微視組織等の各種パラメータを系統的に変化させた解析を実施し，実験観察結果との整合性も検証することにより，キンク形成/
強化機構のさらなる理解の獲得を目指した研究を進める予定である．また，本稿では単結晶や小さな規模の解析モデルを

このため，多結晶解析や形成～強化の一貫解析等も現象の本
質的な理解には不可欠であり，そのためにも大規模計算や解析手法のさらなる拡張が必要である．
本研究は，科学研究費補助金・新学術領域研究「ミルフィー ユ 構 造 の 材 料 科 学 」 ( 18H05480,

19H05133

21H00104)の補助を受けて実施しました．



および
眞山

剛

只野裕一

特

集

幾何学的理論に基づくキンク変形のモデリングと解析
稲

邑

朋

也 垂

水

竜

一


粒界状のシャープな界面を持っており(3)，この界面を挟んで

.

緒

言

明瞭な結晶回転が発生する．
金属のキンク変形は1942年に Orowan によって Cd 単結晶

長周期積層構造(Long Period Stacking Order: LPSO)型のにおいて発見されたが(4)，材料工学的な価値が見出されなか

Mg 合金を圧縮変形すると，キンク変形と呼ばれる特異な塑ったこともあり，その後研究が活性化されることはなく，現性変形が生じる(1) ．図はキンク変形によって生じる 3 つ在に至ってもキンク変形の基礎研究は欠落している．ところの形態であるキンクバンド，Ridge キンク，Ortho キンクをが近年，熱間加工によって多量のキンク変形が導入された模式的に表している．物体に描かれた縦線はすべり面を表し

LPSOMg 合金が高い強度を持つことが発見され(5)，キンクており，すべり面上でのせん断変形と剛体回転が同時に起こバンドの存在自体が材料強化に寄与していることが明らかにり，キンクバンドやそれらが結合した特徴的な変形組織が出なっている(6)．この「キンク強化」の機構を解明するために現する．キンク変形は，マクロには塑性座屈に類似した屈曲は，まずキンク組織の幾何学的な特徴を明確にする必要があ

形態を有しており，塑性ひずみはキンクバンドに集中する．

る．

一方，ミクロには，Hess と Barrett(2)が提唱したような傾角

著者らは，新学術領域研究「ミルフィーユ構造の材料科学」
において，ミルフィーユ構造体に生じるキンク変形の形成機
構，およびそれに伴う材料強化機構の理論構築を進めている．この理論解析の要点は，キンクを対象とした幾何学と力学の相関解明，すなわち，キンクの持つ特異な変形形態を幾
何学的に特徴付けるとともに，その帰結として発現する力学特性を明らかにすることである．この一連の解析では，これまで材料科学分野で多用されてきた線形近似(線形弾性理論)は適用できず，これを一般化した連続体力学が必須である．
また，通常のユークリッド空間内で得られる知見は多分に限定的となるため，詳細な力学特性の理解には多様体上の弾塑性理論が有用である．換言すると，キンク変形を理解し，実
材料の新しい強化機構として応用するためには，既存の枠組
みに囚われない新しい学術理論の構築が必要である．
本稿では，これまで著者等が進めてきた理論解析の現状について説明する．解析手法は何れも連続体力学を基盤として

図1

キンクバンド，Ortho キンク，Ridge キンクの模式図．

いる．前半では，Rank1 接続を応用したキンク変形の形態

東京工業大学 科学技術創成研究院 フロンティア材料研究所教授(〒2268503 横浜市緑区長津田町4259)
大阪大学 大学院基礎工学研究科教授
Modeling and Analysis of Kink Deformation Based on Geometry; Tomonari Inamuraand Ryuichi Tarumi(Institute of Innovative
Research, Tokyo Institute of Technology, Yokohama. School/Graduate School of Engineering Science, Osaka University, Toyonaka)
Keywords: continuity of deformation, disclination, diŠerential geometry, RiemannCartan manifold
2022年 5 月31日受理[doi:10.2320/materia.61.563]

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan解析について取り上げる．これはキンク変形をアフィン変形

キンク組織は，ただひとつのすべり系しか作動できない結として捉えた際に，キンク界面において不連続な変形勾配を晶塑性系において，変形量の異なる 2 領域が変形の連続性

接続して変形の連続性を保持するための必要十分条件である．

を保ちながら結合したものと捉えることができる．また，キRank1 接続解析によって，材料内部に埋め込まれたキンク

ンク内部の結晶回転は数十度に及ぶ．こうしたキンクバンド

バンド結合部は不可避的に回位を伴うことが示される．まが複雑に連結した幾何構造がキンク組織であることから，キた，複雑なキンク組織の形成とその変形には，キンク界面のンク組織の幾何を正確に捉えるためには，幾何学的非線形性

移動に関わる外部仕事が必要となり，これが強化機構の一因を考慮した定式化が必要である．

となることを述べる．一方，後半では微分幾何学を用いたキ

キンクバンドを構成する 2 領域のアフィン変形をそれぞ

ンク解析について概説する．ミクロなキンク界面は刃状転位

れ y ＝ S1x, y ＝ S2x とする．このとき， 2 領域が単一の界面列としてモデル化できるが，格子欠陥の微分幾何学を用いるにおいて連続接続されるための必要十分条件は，与えられたことで，任意のキンク組織を RiemannCartan 多様体として

変形勾配行列 S1, S2 に対してモデル化することができる．ここでは数値解析の一例として
Ortho 型と Ridge 型の二つのキンクを取り上げ，Ridge 型キ×m
QS2－S1＝b◯â(1)が解(Q, b, mâ )を持つことである(8)．ここで Q は領域 2 に要ンクの近傍には，回位による顕著な応力集中が生じることを求される剛体回転，b は両領域の相対的な変形方向および量示す．

に関わるベクトル， m
â は両領域の結合面単位法線ベクトルである．この条件は Rank1 接続，Kinematic compatibility,.


変形の連続性に基づくキンク変形の記述

Hadamard jump condition などと呼ばれており解法は Ball とJames により明らかにされている(8) ．単一のすべり系によ

変形の連続性って構成されるキンク変形の場合，単位行列を I，すべり面

キンク変形を幾何学的にモデル化するにあたって，まずは単位法線ベクトルを ez ，すべり方向の単位ベクトルを ey とキンクバンドの観察結果(7)から読み取ることのできる特徴，

すると，変形勾配 S1，S2 はすべり量を表す相異なる実数(s1， キンク変形部は平均的には(すくなくとも区分的すなわち◯s2)を用いて， シャープなキンク界面を介してには)均一な変形を被る，◯

× e z ， S2 ＝ I ＋ s 2 e y ◯× ez
S 1 ＝ I＋ s 1 e y ◯(2)

 試料表面のケガキ線がシャープなキン
結晶回転が生じる，◯である．このとき，s1＝s2 を除く任意の s1, s2 において，

 はキ
ク界面で途切れない，の 3 点は注目に値する．特に◯Q＝I, b＝dey, m＝ez，および(3)ンク界面では変形の連続性が保たれることを意味している．

1

0

0 

0

4 － d24 ＋ d24d
4＋ d 2 ,0－ 4d
4 ＋ d24－ d 24＋ d 2



Q＝





4＋ s 2b＝
4 ＋ d2

 0 
0
1
2
－d , m2
â ＝4＋ s 2
 2 
 s

 



(4)

の 2 つの解が得られることが証明されている(9)．ここで d＝s2－ s1, s ＝ s1＋ s2 である．式( 3 )の解はすべり量の異なる 2

領域がすべり面 ez を介して結合した状態を表しており，領域 2 が領域 1 に対してすべり量 d だけ相対的に ey 方向に滑った，単純なすべり変形を表している．それに対して解(4)は，領域 2 がゼロでない結晶回転 Q を被り，すべり面ではない面 m
â で領域 1 と結合している．解(4)を用いると典型的なキンク形態であるキンクバンド，Ridge キンク，Ortho キ
ンクの幾何学を知ることができる．詳細は文献(9)に譲り次
節で主要な結果を述べる．


キンクバンド解(4)において，s1＝0, s2＝s とすればキンクバンドが得られる．図( a )に得られるキンクバンドの模式図を示す．キンクバンド内の結晶回転量を u ，キンク界面法線と ey 軸のなす角を q とする． u, q の s 依存性を図 2 ( b )に示す． s に依存せず u ＝ 2q であることからキンク界面はつねに対称傾

図 2 Rank1 接続から求められるキンクバンド．
(a)はキンクバンドを表す解の模式図でありすべり面の回転角
を u, ey 面とキンク界面がなす角を q とすると，( b )のように
q＝ u/2 でありキンク界面を介してすべり面が対称傾角の関係になる．キンクバンドを形成するすべり s の符号が異なると(c)に示す様に ey 面に対して鏡像関係にあるキンクバンドが得られる．後述するように Ridge キンクは s の符号が異なるキンクバンドが結合したものである．

特集

角粒界となることが保証され，刃状転位列による HessBar-

ところが，回転 W による回転角 v が 0 になるためには s1＝

rett 型のキンク界面の描像(2)と一致する．また s の増加に伴

s2 ， s1 ＝ 0, s2 ＝ 0 でなければならず， Ridge キンクの条件

い u, q は増加し， lim u ＝ 180 °である． s の絶対値および符s1s2＜0 に反する．つまり Ridge キンクには角度 v の空隙がs→∞号に応じてキンク形態は図 2( c )の様に変化する．これらの特徴は実際に観察されるキンクバンドの特徴と定量的に一致する(9)．キンクバンドが物体を貫通していない場合には，キンクバンド先端には正負の回位対が形成され(10)，その強度から180°
までのあらゆる値
は u に等しく，s の値に応じて 0°をとり得る．


必ず出現する．v は s1, s2 の関数であり次式で与えられる(d 節と同じ)．
の定義は 2.

|v|＝cos－1

4(s12＋s22－s1s2＋4)2－s12s22d2(4＋s12)(4＋s22)(4＋d2)(8)

Ortho キンクの場合も同様に考えることができる． Ortho

キンクはゼロでない相異なる同符号の s1 と s2 によって形成された 2 つのキンクバンドの結合によって形成される( s1 ≠Ridge キンクと Ortho キンク

s2，s1s2＞0)．図 3(c)に示すように Ortho キンクにおいてもキンク変形により形成される組織はキンクバンド同士が結合したものである．個々のキンクバンドはマトリクスと
Rank1 接続していると考えると，キンクバンド同士の結合には必然的に回位が発生することが示される．
Ridge キンクは符号の異なるゼロでないせん断変形によって形成された 2 つのキンクバンドが結合したものであり，
s1s2＜0 である．図(a)に示すようにすべり方向の異なるせん断変形 S1, S2 が働き，図 3(b )に示すような 1 対のキンクバンドが形成されるとする．各キンクバンドはマトリクスと
Rank1 接続され，
× ân1
Q 1S 1－ I ＝ a 1◯

(5)

× ân2
Q 2S 2－ I ＝ a 2◯

(6)である．しかし Ridge キンクとなるためにはキンクバンド
同士も Rank1 接続されなくてはならないので，さらに次式が要求される．
×m
WQ2S2－Q2S1＝b◯
â(7)Ridge キンクの場合と同様に角度 v の空隙が必ず出現する．
Ridge， Ortho 共にキンクバンド同士の結合面が物体を貫通していれば，結合面を境にして一方が W の回転を被ればすべての界面で Rank1 接続が保たれるが，結合面が物体内部に存在する場合には角度 v の空隙を埋めるために，必ず回位対が発生することになる．その回位強度は式( 8 )で与えられ，フランクベクトルは ex に平行である．図に回位
強度 v の s1, s2 依存性を示す． Ridge キンクは s1, s2 が異符号の領域に対応し， Ortho キンクは s1 と s2 が同符号の領域に対応する．いずれの場合もフランクベクトル w は

|v|t
0 , t＝sign(s1s2d(d2＋s1s2＋4)), 0 である．この図から明らかな様に，キンクバンド同士の結合からによって生じる回位の大きさもまた，幾何学的には 0 °までのあらゆる値をとり得る．これらの回位は幾何学
180 °

 

w＝

図 3 Ridge キンクおよび Ortho キンクの模式図．
(a)は Ridge キンクの基準配置であり，未変形部と変形部での変形の連続性が保たれているとせん断部には回転が作用せざるを得ず(b)の現配置を得る．上下のキンクバンド間には不可避的にゼロでない回転性のギャップ(v)が発生する．(c)は同様の考え方で得られる Ortho キンクの現配置であり，キンクバンド間には角度 v に相当する回転性のギャップが不可避的に出現する．物体が変形の連続性を保った場合，これらのギャップ v は回位をもたらす．

図 4 Ridge および Ortho キンクに生じる回位強度 v の s1, s2 依存性．
図中 s1s2＜0 の領域は Ridge キンクの回位強度，s1s2＞0 の領域は Ortho キンクの回位強度を表す．v＝0 となるのは s1＝0, s2＝0,
s1＝s2 のいずれかの場合であり，Ridge や Ortho キンクが単一のキンクバンドになった状態である．

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan

的非線形性を考慮して初めて検知し正確に定量化できるものていると考えられる．ひとたび形成されたキンク組織に外力であり，歪みを線形近似して解析すると回位が存在しないかを負荷し，高いシュミット因子をもつキンクバンド内ですべのように見える点には，注意が必要である．

り変形が生じた場合，変形の連続性を保ち，なおかつ結合部すべり系が多数ある一般的な材料であれば，回位は局所的の回位を大きくしないように，そのキンクバンドに結合してな塑性変形によって緩和されてしまうだろう．だが本解析はいるキンクバンドは連携的に変形せざるを得ない．この連携

すべり系が 1 つしかない場合には回位の塑性緩和は不可能

変形は理論的には連結したキンクバンドすべてに及ぶ．ここであることを明示している．したがって回位の存在はキンク

で本質的に重要なのは，キンク変形が容易く生じる材料はそ

組織の形態やその変形を考える際に本質的である．

もそもすべり系が極めて限定的なので，隣接キンクバンドに

弾性エネルギーゼロのキンク組織連携した変形が必ずしも外力に沿った変形とはなり得ない点である．ここが通常の多結晶体とは大きく異なる点であり，熱力学的には，変形に伴って形成するキンク組織は，外力著しい変形応力の上昇をもたらす一つの要因であると考えら

ポテンシャル，組織形成(変形)に伴う散逸エネルギー，キンれる．このようにキンク組織には，すべり系が限定的である

ク組織のもつ弾性エネルギーのバランスによって変分原理的ことに起因した強い幾何学的拘束がもたらす強化機構が，転に決定されると考えることができる．したがって，弾性エネ

位論的な強化機構と共存していると考えられる．また残存しルギーゼロの組織が存在しうるのかという点は明確にしておた回位と転位の相互作用も強化機構として働くだろう．最近

く必要がある．キンク組織は互いに結合したキンクバンドのの研究ではキンクバンドにすべりが交差すると新たに回位が集合体である．前節で見た様にあらゆるキンクバンドの結合

生まれることも明らかになっている(12) ．回位と転位の相互部には必然的に回位が発生する．後述するように回位は巨大

作用はキンク強化を論じる上で不可欠であり，次節で紹介すな弾性エネルギーを持つので，キンク組織は回位による弾性

る微分幾何学に基づく力学解析が重要になってくる．

エネルギーを低減するように形成するであろう．だが果たして弾性エネルギーをゼロにすることは可能であろうかここでは 1 例だけを示す．図( a )は Ortho 型結合によって形成される回位四重極子である．図 5(b )のようにこの回位を打.


微分幾何学に基づくキンク変形の力学解析
格子欠陥の微分幾何

ち消す回位を先端に持ったキンクバンドが必ず存在する．し微 分 幾 何 学 に 基 づ く 転 位 論 は Kondo に よ り 提 案 さ れたがって図 5( c )のような交差キンクでは回位は対消滅してた(13) ．その後， Bilby ら(14) や Kroner ら(15) がこの考え方をおり弾性エネルギーはゼロになる．回位を対消滅させうる組

支持し，Yavari と Goriely が現代的な立場から転位の応力場

織 の 形 態 は 他 に も 存 在 し ， Lei と Nakatani が 示 し た よ う

を求めている(16) ．近年， Kobayashi と Tarumi は Kondo 理に(11)，マトリクスがわずかにすべり変形することでも回位論を数値計算に実装することで，自由境界を持つ連続体内部を消滅させることができる．この様に弾性エネルギーゼロのにおける転位の力学解析に成功した(17)(18)．キンク界面のミ

キンク組織は理論上存在する．キンク組織形成は回位を緩

クロ組織は刃状転位列として表現できるため，この数値解析

和・対消滅するように進行すると考えることは妥当に思われ法を応用することで微分幾何学に基づいたキンク変形の解析

る．

が可能である．



キンク組織形成による強化



RiemannCartan 多様体上の弾塑性理論

上記の解析から明らかになったように，キンク同士は変形

Kondo に よ り 提 案 さ れ た 微 分 幾 何 学 に 基 づ く 転 位 論の連続性を保つように，また回位を小さくするように結合しは(13) ，現代では Riemann Cartan 多様体上の弾塑性理論と

図 5 交差キンクによる回位対消滅．
( a )に示す様な回位 4 重極子による屈曲したキンクバンドに，( b )に示すキンクバンドが連結した場合，任意の s1, s2 に対して|＝|v|となる s3 が必ず存在するので，(c)のように回位が対消滅した弾性エネルギーゼロの組織(交差キンク)の形成が可能で
|v ′
ある．



特

集

して理解することができる(16) ．ここで Riemann Cartan 多様体とは， Riemann 計量 g と接続 :が備わった性質の良い多様体であり，接続に含まれる捩率が転位を，曲率が回位を表している．この理論の中心的な考え方は，連続分布転位論
における転位密度テンソルと，微分幾何学における捩率形式の同値性にある．通常，連続体内部に存在する転位密度テン
ソル a は次のように定義することができる．

( &&x )◯(n d dx )a＝ fbi

i

×

j

jk

k

ここで b は Burgers ベクトル，n は転位線の方向を表している．係数 f は転位線の中心からの距離に依存した転位密度の分布関数である．一方，この二階テンソルの Hodge 双対は
次のように表される．
×t＝a＝( fbinleljk)dxj∧dxk◯

&
&
× i
＝ti◯
&xi
&x

図6

Ortho 型キンクおよび Ridge 型キンクの転位モデル．いずれのモデルも Burgers ベクトルは x1 軸と平行，転位
線方向は x2 軸と平行な刃状転位より構成されており，
転位密度分布はレベルセット関数を用いて表現している．(オンラインカラー)

図7

アイソジオメトリック解析により得られた Ortho 型キンクの 巨視的変形と Piola KirchhoŠ の第二応力の 分
布．転位密度の集中するキンク界面ではキンク変形に特有の屈曲変形が認められるものの，キンク界面での応力集中は比較的小さい．(オンラインカラー)

こうして定義された t が捩率形式となる． RiemannCartan
多様体上の捩率形式は，Cartan の第一構造方程式 ti＝dui を満たすことから，これを積分することで双対枠 ui が得られ，転位の導入による塑性変形が数学的に決定される．こうして得られた塑性変形状態は，通常のユークリッド空間内には存在しないが，ここへ補足変形を加えることでユークリッ
ド空間内へ埋め込むことができる．この補足変形が弾性変形
で あ る ． こ こ で 超 弾 性 体 の 変 分 原 理 と St.Venannt KirchhoŠ 型ひずみエネルギーを用いると，弾性変形は次のひずみエネルギー汎関数の最小点として特徴付けられる．

f

W(y)＝

R

1 ijklC EijEkl det FpnR
2

ここで C は弾性係数テンソル， E は Green ひずみテンソルであり，次のように定義されている．
Eij＝

(

)

dij &yi &yj
× dxl－(Fp)ik(Fp)jl dxk◯
2 &x k &x l

上式において， Fp は転位による塑性変形勾配を表しており，双対枠 ui から求めることができる．このエネルギー最(b)は Ridge 型キンクの解析モデルを表している． Ridge 型

小化問題をアイソジオメトリック解析へ実装する．これは，の解析もレベルセット関数を用いて転位列を表現することでGalerkin 法を用いた弱形式解析の一種であり，基底関数に

進 め て い る が ， こ こ で は Ridge の 中 心 部 に 側 面 の 2 倍 の

NURBS(NonUniform Rational BSpline)を用いる点に最大Burgers ベクトルを持つ転位列を配置することが特徴である．

の特徴がある．


数値解析結果Ortho 型キンクモデルに対して行った応力場の解析結果を図に示す．これより明らかなように，転位列を用いて表現したキンク界面では明瞭な屈曲変形が認められる．この転位

ここでは二種類のキンク変形モデルに対する解析結果を説

列を傾角粒界と考えると，理論的に予想される粒界方位差と明する．図は解析に用いた転位の配置を示している．この

キンク変形の屈曲角は一致することから，本研究によるモデうち(a)は，x1 軸と平行な Burgers ベクトルを持ち，転位線

ル化は適切に行われたものと考えられる．次に，キンク変形

方向は x2 軸と平行な刃状転位列を表している．ここで，転による内部応力場について考察する．本研究におけるレベル

位列は互いの距離( x2 軸方向の間隔)が十分に小さいと考セット関数を用いた転位列のモデリングでは，キンク界面をえ，転位密度が薄い板面(キンク界面)に集中したモデルを考構成する転位列は互いの距離が十分に小さい事から，個々のえる．これを数値計算へ実装する際にはレベルセット関数を転位による応力場は互いに打ち消し合って消滅している．そ用いている．ここでは，正負の刃状転位列をモデルの中心かのため，図 2 の応力場はキンクの幾何形態に起因して生じら等距離の位置に導入しており，これによってキンク特有のるものである．解析の結果， s33 および s13 はキンク界面に屈曲変形を発生させるとともに，屈曲角の向きを逆に取るこ

沿ってわずかに発生するものの，他の応力はほぼ発生しないとで， Ortho 型キンクの変形形態を再現している．一方，ことが確認される．

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan




文

図8

アイソジオメトリック解析により得られた Ridge 型キンク の巨視的変形 と Piola KirchhoŠ の第二応力 の分布．転位密度の集中するキンク界面ではキンク変形に特有の屈曲変形が認められるものの，キンク界面での応力集中は比較的小さい．(オンラインカラー)

同様の解析を Ridge 型キンクモデルに対して行った結果を図に示す．まず変形形態に着目すると，Ridge 型特有のくさび型形状が現れており，転位モデルによって何れのキンク形態も再現できることが確認される．一方，内部応力場に着目すると，Ortho 型キンクと比較してキンク界面に沿って高い応力集中が生じており，とりわけ Ridge の先端での応力集中が顕著である．この結果は，Ridge 先端における回位の形成を力学的に裏付けている．Ridge 型キンクが持つ高い
内部応力は，後続の転位運動に対して大きな移動障壁となることから，回位に起因した新しい材料強化機構になることが示唆される．

.

結言

以上の様に，変形の連続性というプリミティブな原理に基づきキンクバンドの幾何を正確に捉えると，すべり系が 1つに限定された系では，キンクバンドの結合部には必ず回位

献( 1 ) K. Hagihara, A. Kinoshita, Y. Sugino, M. Yamasaki, Y.
Kawamura, H.Y. Yasuda and Y. Umakoshi: Intermetallics, 18(2010), 10791085.
( 2 ) J.B. Hess and C.S. Barrett: Metals Transactions, 185(1949),
599606.
( 3 ) T. Matsumoto, M. Yamasaki, K. Hagihara and Y. Kawamura:Acta Mater., 151(2018), 112124.
( 4 ) E. Orowan: Nature, 149(1942), 643644.
( 5 ) 河村能人まてりあ，54(2015), 4449.
( 6 ) K. Hagihara, Z. Li, M. Yamasaki, Y. Kawamura and T. Nakano: Acta Materialia, 163(2019), 226239.
( 7 ) J.J. Gilman: J. Metals, 6(1954), 621629.
( 8 ) J.M. Ball and R.D. James: Archive for Rational Mechanics andAnalysis, 100(1987), 1352.
( 9 ) T. Inamura: Acta Materialia, 173(2019), 270280.
(10) A.E. Romanov and V.I. Vladimirov: Disclinations in Crystalline
Solids, NorthHolland, Amsterdam, (1992).
(11) X.
W. Lei and A. Nakatani: J. Applied Mechanics, 82(2015),
07101610710166.
( 12 ) 稲邑朋也ミルフィーユ構造の材料科学 令和 3 年度研究会
予稿集，(2022), 7576.
(13) K. Kondo: RAAG memoirs the unifying study of basic
problems in engineering and physical sciences by means of geometry, 1(1995), 617.
(14) A. Bilby, R. Bullough and E. Smith: Proceedings of the Royal
Society A: Mathematical, Physical and Engineering Sciences,231(1995), 263273.
(15) E. Kroner and A. Seeger: Archive for Rational Mechanics andAnalysis, 3(1959), 97119.
(16) A. Yavari and A. Goriely: Archive for Rational Mechanics andAnalysis, 205(2012), 59118.
( 17 ) 小林舜典，垂水竜一日本機械学会論文集， 87( 2021 ), 20 
00409.
( 18 ) 小林舜典，垂水竜一日本機械学会論文集， 87( 2021 ), 21 
00031.
(19) S. Yamasaki, T. Tokuzumi, W. Li, M. Mitsuhara, K. Hagihara,
T. Fujii and H. Nakashima: Acta Mater., 195(2020), 2534.

が発生することが明らかになった．キンク組織形成には回位★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

が隠然と関与していることを示唆する実験結果も得られつつ

稲邑朋也
2003年 東京工業大学総合理工学研究科材料物理科学専攻博士課程終了(博士(工学), 2003年東京工業大学)．
主な略歴 2003年 東京工業大学精密工学研究所助手
2010年 東京工業大学精密工学研究所准教授
2018年 4 月現職
専門分野金属組織学，形状記憶合金，マルテンサイト変態◎変形の幾何に基づく相変態組織，変形組織の解析と材料設計に関する研究に従事．

ある(19)．
実験で観察されるキンク強化は，回位や幾何学的拘束だけ
でなく従来の転位論的な強化量も重畳していると考えられ，これらの寄与を識別するためには回位による強化量を精密に見積もる必要がある．微分幾何学に基づく転位論を応用した
連続体力学解析は，回位の応力場だけでなくフランクベクト★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

ルの同定も精密に行えることが明らかになりつつあり，キンク強化理論を構築する上で今後欠かせない解析方法になると期待される．
本研究は新学術領域研究「ミルフィーユ構造の材料科学」（JP18H05481）の支援による．



稲邑朋也

垂水竜一

特

集

ミルフィーユ構造を有する
高密度ポリエチレン結晶の高強度化メカニズム
斎

.

は じ

め

藤

拓

に

高密度ポリエチレン(HDPE: high density polyethylene)は密度が 0.942 以上のポリエチレンで，密度が 0.910 ～ 0.930 の低密度ポリエチレンに比べて硬く，ガソリンタンク，ドラム
缶，水道・ガスパイプ，ケース，レジ袋などに利用されている結晶性の高分子である．一般に HDPE のような結晶性高分子を高強度化させるためには結晶の度合い(結晶化度)を高

図1

高分子の結晶構造の模式図．

くさせる，あるいは高配向させることが考えられている．それに対して，マグネシウム合金において硬質層と軟質層から成るミルフィーユ構造にキンクを導入することで高強度化さ 隣り合う結晶を晶領域が 30 ～ 50 存在して，非晶領域は◯れるという高分子の分野では考えられていなかった概念での

 結晶表面付近で折り畳まれた
連結する分子鎖(タイ分子)，◯高強度化が見出されている(1) ．最近， HDPE においてサイ 一方の結晶のみにつながっている分子鎖，◯
 結晶
分子鎖，◯

ズがナノメートル次元のミルフィーユ構造を形成させること

 のタイ分子はラメラ間のに拘束されない分子鎖から成る．◯

ができ，それを熱延伸することで高強度化できることが見出力の伝達を担うため，高分子結晶の力学的性質に大きく寄与された(2) ．本報では高分子の結晶構造について概説して，すると考えられている(3)．延伸などの外場を印加しないで結HDPE におけるミルフィーユ構造の形成，力学挙動とその晶化させると，結晶が中心から放射状に成長して球晶とよば

発現メカニズムについて述べる．

れる直径が数 mm～数百 mm の球状の結晶が形成される．

.

高分子の結晶の高次構造.

ミルフィーユ構造の形成と力学特性

高分子は構造単位( HDPE であればエチレンCH2 )が数

高密度ポリエチレン(HDPE)の結晶層のラメラは硬いのに千個つながった分子鎖とよばれる長い鎖状の分子から成る．

対して非晶層は室温でガラス転移温度以上にあるために軟ら

HDPE のような結晶性高分子を溶融状態から融解温度以下

かい．ラメラと非晶層は交互に積層されているため，図 1に冷却すると，分子鎖は折り畳みを伴い規則正しく配列しなに示した未配向の球晶においても局所的には硬質層と軟質層

がら結晶化して，厚みが数 nm～数十 nm のラメラとよばれから成るミルフィーユ構造が形成されている．溶融状態からる板状の結晶が形成される(図)．一般に高分子では 100

成形加工機を用いてダイとよばれる吐出口から押し出して配結晶化することはなく，ラメラの間に非晶領域が存在して，向しながら結晶化させると巨視的にミルフィーユ構造を形成

ラメラと非晶領域は交互に積層されている． HDPE では非させることができる．配向して得られた配向 HDPE では 2

東京農工大学工学府教授(〒1848588 東京都小金井市中町 2
2416)
Strengthening Mechanism of Heat Elongated Millefeuille Structured HighDensity Polyethylene Crystallites; Hiromu Saito(Tokyo
University of Agriculture and Technology, Tokyo)
Keywords: highdensity polyethylene, polymer, millefeuille structure, crystallization, smallangle xray scattering, strengthening
2022年 5 月 2 日受理[doi:10.2320/materia.61.569]

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan点スポット状の小角 X 線散乱(SAXS: small angle eray scat-

して分子鎖が配向しても隣の分子鎖同士が滑るために大きな

tering )像が現れることから，長いラメラから成り，ラメラ

高強度化は見られなかったと考えられる(2)．また，ラメラ間の長軸方向が配向方向 EX に対して垂直で長周期がおよそ非晶領域の分子鎖の数密度を低下させると，伸長によるラメ

20 nm のミルフィーユ構造が形成されることがわかった(図ラの変形が生じやすくなることで降伏点応力が低下して，厚(a))(2)．

いラメラが不均一に大きくたわみ，その近傍で大きなボイド

図 1 に示した球晶が形成されている未配向 HDPE と図 2が形成されることで強度が著しく低下してしまう(3)．

(a)に示した巨視的にミルフィーユ構造が形成されている配向 HDPE の応力―ひずみ曲線を図に示す．ここで伸長方.

ミルフィーユ構造の秩序化による高強度化

向 SD はラメラの長軸方向に対して垂直方向である．巨視的なミルフィーユ構造が形成された配向 HDPE では未配向

配向 HDPE を熱延伸すると図 2(a)で示された長いラメラ

HDPE に対して降伏応力は増加したが，破断強度は増加せが短いラメラへと変化することが，スポット状から層状へのず，大きな高強度化は見られなかった．配向 HDPE をラメ

SAXS 像の変化から明らかにされた(図)．ここで延伸方向

ラの長軸方向に対して垂直方向に伸長すると，降伏時に強い

ED はラメラの長軸方向に対して垂直方向である．延伸倍率

楕円状の SAXS 像が現れ(図 2(b))，伸長に伴いストリーク

l が増加しても層状の SAXS 像は保持され，l の増加に伴い状の SAXS 像へと変化することから(図 2(c))，降伏時にお散乱プロファイルが鋭くなり，散乱強度が増加することから，

いてラメラが破壊されてボイドが形成され，伸長に伴いラメl の増加に伴いミルフィーユ構造を保持したままラメラの配ラが繊維状の構造へと変化してフィブリル化することが示唆

列の秩序性が増加することが示唆された(2)．

された．配向 HDPE では長いラメラから成るミルフィーユ

図 4 に示した熱延伸 HDPE の応力―ひずみ曲線を図に構造が形成されたが，長いラメラが伸長により低い降伏応力示す．ここで伸長方向は EX と ED に平行方向，ラメラの長で破壊されたことでボイドが形成され，さらにフィブリル化

軸方向に対して垂直方向である．熱延伸倍率 l の増加に伴い降伏点強度が増加して l＞300で降伏点が現れなくなり，400  熱 延 伸 す る こ と で 破 断 強 度 が 170 MPa と な り 配 向
HDPE の約 5 倍に増加した．これらの結果から HDPE を熱延伸してミルフィーユ構造を秩序化することで大きく高強度化することが見出された．l＞200の熱延伸 HDPE では引張試験後においても層状の SAXS 像が観察されることからミルフィーユ構造が保持されることが，また配向 HDPE を伸長することで現れた楕円状やストリーク状の強い SAXS像が現れなかったことからボイドの形成やフィブリル化が抑

図2

図3



配向 HDPE とその伸長過程における SAXS 像と構造の模式図．

未配向 HDPE と配向 HDPE の応力―ひずみ曲線．

図4

配向 HDPE と熱延伸 HDPE の SAXS 像と構造の模式図．

特集高強度化しなかった配向 HDPE の高ひずみにおける配向度よりも低かった．また， DSC 測定の結果から l の増加に伴う結晶化度の増加が見られなかった(2)．このようなミルフィーユ構造を利用した結晶性高分子の高強度化は，高分子の分野で考えられていた高結晶化度あるいは高配向度による高強度化とは異なる．

.

お

わ

り

に

高密度ポリエチレン(HDPE)を熱延伸して短いラメラか成る秩序性の高いミルフィーユ構造を形成させることで，伸長時の降伏が抑制されて高強度化することがわかった．ミルフ
図5

配向 HDPE と熱延伸 HDPE の応力―ひずみ曲線．

ィーユ構造形成による高強度化は HDPE に特異なものではなく，ポリプロピレンやポリフッ化ビニリデンのような結晶性高分子においても見出されている．またゴム材料として知られているポリウレタンを熱延伸することで硬いハードセグ
メント層と軟らかいソフトセグメント層から成るミルフィー
ユ構造を形成させて，さらにハードセグメント層を伸長しても破壊されないように強固にさせることで，変形回復性を損なうことなく破断応力が 130 MPa を超える高強度ゴム材料を得ることができた(4)．以上のようにマグネシウム合金において提案されたミルフィーユ構造の概念をポリマーに適用することで高強度化できることが明らかになった．
キンク状のラメラ構造を形成させると伸長によりラメラが折れ曲がりボイドが形成されやすくなるため高強度化の度合
いが小さくなることが超臨界二酸化炭素下で得られた熱延伸
HDPE の結果から示されており，結晶性高分子の高強度化には座屈の抑制が必要であると考えられる．

文
図6

熱延伸 HDPE(l＝400)の伸長過程における SAXS 像と構造の模式図．

制されることがわかった(図)．さらに，伸長により SAXS
像が散漫になることから，ラメラが伸長により緩やかに湾曲することが示唆された．高 l の熱延伸 HDPE では硬質層が( 1 ) Y. Kawamura, K. Hayashi, A. Inoue and T. Masumoto: Mater.
Trans., 42(2001), 11721176.
( 2 ) T. Murayama, E. Abe and H. Saito: Polymer, 236(2021),
124343.
( 3 ) M. Fukuoka, T. Aya, H. Saito, S. Ichihara and H. Sano: Polym.
J., 38(2006), 542547.
( 4 ) M. Takano, K. Takamatsu and H. Saito: Polymers, 14(2022),1470.

軟質層中の伸ばされたタイ分子により結ばれて規則正しく配★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

列したミルフィーユ構造が形成され，伸長しても結晶中の分子鎖間での滑りが生じず，硬質層が破壊されないためにラメラの破壊やボイドの形成による降伏が抑制され，高強度化したと考えられる．また，伸長中に座屈しない緩やかなキンク構造が形成されたことでラメラの破壊が抑制されて降伏応力が増大したと考えられる．広角 X 線回折の結果から l の増加に伴い熱延伸 HDPE の結晶鎖の配向度は高くなったが，

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan

献

斎藤

拓

1987年 3 月 東京工業大学修士課程有機材料工学専攻修了
1987年 6 月 東京工業大学工学部有機材料工学科助手
1999年 9 月 東京農工大学工学部助教授
2008年 4 月現職
専門分野高分子物性◎結晶性高分子やゴム材料を対象にポリマーブレンドや高次構造制御による高性能ポリマー材料の設計に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

MAX 相セラミックス Ti3SiC2 焼結体におけるキンク変形とキンク強化の可能性について
池

田

賢

一

MAX 相セラミックスにおけるキンク強化の可能性について

.

は じ

め

に

MAX 相は，Mn＋1AXn(n＝1～3)の一般式で示される三元

述べる．

.

Ti3SiC2 配向焼結体の力学特性の方位依存性

化合物の総称であり， M は Ti, Cr, Zr, Nb などの遷移金属
元素， A は Si, Al, Ge などの A グループ元素， X は C もし

結晶性材料の力学特性の方位依存性を評価する場合は，単く は N で あ る(1)(3) ． MAX 相 は 六 方 晶 系 の 結 晶 構 造 を 有結晶を用いた研究が有効である．単結晶を作製することが困し，結晶を構成する Mn＋1Xn 層と A 層が c 軸方向に積層す

難な金属材料の場合は，加工熱処理や一方向凝固等によっるような層状構造を持つため，強い異方性を示すことが知らて，特定の結晶方位を配向させた結晶の集合体，いわゆる集れている．Mn＋1Xn 層と A 層がそれぞれ共有結合と金属結合合組織を有する多結晶体を用いた研究が行われる．MAX 相を有することに起因して，セラミックス的性質と金属的性質

セラミックスの場合も，単結晶を作製することが困難であるを兼ね備えたユニークな材料(4)(6)としても注目されている．

ため，特定の結晶方位が揃った(配向した)結晶粒で構成されMAX 相のように結合の強さが異なる層が交互に積層されたる多結晶体を用いることが有効である．以降，本報ではこの構造をミルフィーユ構造(7)と呼び，ユニットセルが原子レベような特徴を有する多結晶体のことを配向成形体や配向焼結

ルの硬質層と軟質層で構成されるため，長周期積層規則体のように呼称する．近年，セラミックスの結晶配向制御技(LongPeriod Stacking Ordered: LPSO)構造を有する Mg 系

術が多く提案されているが，本研究では，その中でもコロイ合金と同様に，結晶構造型ミルフィーユ構造に分類すること

ドプロセスを用いた結晶配向制御技術である磁場中スリップができる．セラミックスに分類される MAX 相でも LPSO

キャストに注目した．これは，結晶異方性を有する物質の粉相と同様にキンク変形が生じること(1)(3) が知られており，末を分散したスラリーに対してスリップキャストする過程でグラファイト(8)や雲母(9)などでも同様にその形成過程につい強力な磁場を印加することにより配向成形体を作製する手法ての研究がなされてきた．セラミックスにおけるキンク変形である． Ti3SiC2 に対しても本手法による配向焼結体の作製は，主に層状物質で生じることが知られており，キンク変形が報告されている(10)(12) ．図は，磁場中スリップキャス

した結晶粒の形態は LPSO 相と同様であるが，層間の結合トの模式図と得られた成形体から放電プラズマ焼結( Spark

力の違いから，層間剥離(デラミネーション)が伴うことに違Plasma Sintering: SPS)によって作製した Ti3SiC2 配向焼結いがある．このため，層状化合物のキンク強化についてはほ体の結晶方位分布と0001正極点図である．Ti3SiC2 の場合はとんど議論されていないのが現状である．

スリップキャスト時に回転磁場を印加することでスリップキ

そこで本報では，著者らが MAX 相セラミックスの一種

ャスト方向に結晶の c 軸が配向することが明らかにされておである Ti3SiC2 焼結体を用いて行った力学特性の方位依存性

り，実際に図 1(b)と(c)に示すように強い結晶配向組織が形とキンク変形，キンク境界の特徴を評価した内容を紹介し，成される．このような配向焼結体について荷重負荷方向と c

北海道大学大学院工学研究院材料科学部門准教授(〒0608628 札幌市北区北13条西 8 丁目)
Kink Deformation and The Possibility of Kink Strengthening in Ti3SiC2 MAX Phase Ceramics; Ken-ichi Ikeda(Division of Materials
Science and Engineering, Faculty of Engineering, Hokkaido University, Sapporo)
Keywords: MAX phase, kink deformation, kink strengthening, textured Ti3SiC2 sintered body, high magnetic ˆeld, electron backscattered
diŠraction
2022年 5 月30日受理[doi:10.2320/materia.61.572]



特

集

図1

(a)磁場中スリップキャストの模式図，(b), (c)スリップキャスト後に SPS による焼結を行った Ti3SiC2 配向焼結体の結晶方位分布と0001正極点図．(b)スリップキャスト方向垂直面，(c)スリップキャスト方向平行面．

図2

Ti3SiC2 配向焼結体を1200°
Cで高温圧縮した試料の(a)(c)試験前後の光学顕微鏡像と(d)反射電子像．

軸とのなす角度が 0 °， 45 °
および 90 °になるような試験片をンク変形機構の解明やキンク強化の可能性について議論する

作製し，ビッカース硬さの荷重依存性を評価した．その結ことが可能であることが示唆された．

果，全ての試料において， 10 N 以下の低荷重では，荷重が低いほどビッカース硬さの値が大きくなり， 10 N 以上では

.

Ti3SiC2 焼結体中に形成されるキンク境界の特徴

ほぼ一定の値となる傾向を示した．また，どの荷重において試料が 90 °試料よりも約 2 GPa ， 45 °
試料よりも約 3.5
も 0°

これまでの研究で， Mg TM RE ( TM 遷移金属， RE 

GPa 高い値を示すことが明らかになった．試験後の圧痕近

希土類元素)合金中の LPSO 構造相内に導入されるキンク境

試料において顕著にキンクが形成
傍の表面観察を行うと 90°

界には，結晶学的な特徴を有することが報告されており，共していることが確認できた(13)．さらに著者らは，Ti3SiC2 配

通回転軸や回転角等の特徴について明らかにされてき向焼結体を高温環境下で圧縮することでキンク変形が生じる

た(14)．そこで著者らは，Ti3SiC2 焼結体に導入されるキンク

試料を SPS 装置
か否かについても調査した．その結果，90°

境界の結晶学的な特徴を評価するために電子線後方散乱回折内で 1200°
C ，真空環境下で圧縮負荷を施すと図( a)( c)に(Electron Back Scattered DiŠraction: EBSD)法を用いた解示すように大きく塑性変形することがわかった．内部の変形析を行い， LPSO 相のキンク境界の特徴と比較した．ここ

組織を観察すると図 2(d )の矢印で示すように多くの結晶粒で，キンク境界の解析に用いた試料は，周りの結晶粒からのにキンク変形が生じていることを確認した．このように拘束を弱め，キンク導入を促進するために意図的に気孔を導Ti3SiC2 配向焼結体を用いることで，高温環境でキンク境界

入した配向ポーラス焼結体(15)(16)を用いた．配向ポーラス焼を意図的に導入することができ，MAX 相セラミックスのキ結体を作製するために，スラリーには Ti3SiC2 粉末とポリメ

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan




図3

Ti3SiC2 配向ポーラス焼結体を1200°
Cで高温圧縮した試料の(a)変形後の結晶方位分布図((b)で示したカラーキーに従い，測定面法線方向の結晶方位を示している)．(c)キンク変形が生じた結晶粒の解析線における回転軸分布．論文(15)(16)から改変して引用．

タクリル酸メチル(polymethyl methacrylate: PMMA)粒子を混合させた．PMMA はスペーサーとして入れており，SPS.

おわりに～キンク強化の可能性について～

による焼結の際に焼結温度よりも低い温度で保持して焼き飛ばすことで，焼結体に意図的に気孔を導入する役割を持つ．

おわりに MAX 相セラミックスにおけるキンク強化の可試料を作製し，SPS 装
得られた配向ポーラス焼結体から90°

能性について述べる．松井らは，Ti3SiC2 ランダム焼結体に置内で 1200 °C ，真空環境下で圧縮負荷を施した．図( a )高温圧縮クリープ試験で導入されたキンク境界近傍に，ナノは，高温圧縮負荷を施した配向ポーラス焼結体の荷重負荷方

インデンテーションによる力学特性評価を行い，圧子圧入に向と平行な面を測定面とした結晶方位分布図である．図 3より形成した底面すべり線がキンク境界で止められているこ(b)の標準ステレオ三角形のカラーキーに従い，測定面法線とを示した(17) ．この結果は，高温で導入されたキンクが室方向の結晶方位を示している．図 3( a )中の白矢印で示すよ温での塑性変形の抵抗，すなわち強化に寄与することを示唆

うに PMMA に起因した気孔が導入されていること，ほぼ全するものである．

ての結晶粒が( 0001 )面と垂直方向の面が測定面に現れてい導入されたキンク境界がその後の塑性変形の抵抗になりうることから，本手法により配向ポーラス焼結体の作製が可能

るのかを定量的に評価するためには，結晶配向させた試料をであることが示された．また，図 3( a )の白四角で囲んだ結用いることが有効である． Hagihara らは， Mg Zn Y 合金

晶粒の拡大像である図 3 ( c )で示すように結晶の c 軸に垂直の一方向凝固材を用いてキンクを導入した後，これらが底面方向からの圧縮によって多くの結晶粒がキンク変形している

すべりの活動の抵抗になりうるのかを検証し，キンク強化量

ことが明らかになった．図中の上下方向の矢印で示す点線上の定量的な評価を行った(18) ．本報で紹介した配向焼結体をの測定点間の回転角の変化を左のグラフに示した．同一結晶用いることができれば，MAX 相セラミックスのキンク強化

粒内に複数の回転角のピークが確認できる．結晶方位分布図についての議論を進めることが可能である．しかし，MAXとの対応からこのピーク位置がキンク境界であると判断し

相セラミックスのような層状物質におけるキンク変形には，た．複数の結晶粒内のキンク境界の共通回転軸と回転角を評

最初にも述べたようにデラミネーションを伴う場合が多い．

価した結果，共通回転軸は c 軸と垂直な方位を有しているこ

キンク強化量を単独で評価するためには，デラミネーションと，回転角は図 3( c )にも示しているように様々な角度を有を考慮に入れた評価を行わないといけない．そこで，配向焼することが明らかになった．これは，MgTMRE 合金中の結体と配向ポーラス焼結体を用いることが，キンク強化量を

LPSO 相内に導入される主なキンク境界の特徴と一致してお評価するのに有効であると考え，現在，評価を進めているとり，六方晶系の結晶構造を有するミルフィーユ物質のキンクころである．

境界の共通の特徴であると言える．

本報では，MAX 相セラミックスを対象としたキンク変形の特徴について紹介した．キンク変形については，多くの研



特

集

究者がその機構解明等に取り組んでいるが，導入したキンクを強化や強靭化に応用するという研究はあまり行われていな
い．今後，様々な温度域における変形・破壊にキンクがどのように関与するのかについて明らかにすることで，新たな構造用セラミックスへの展開が開けると考えている．
本研究は JSPS 科研費・新学術領域研究「ミルフィーユ構
造 の 材 料 科 学 」 ( JP19H05115, JP21H00087 お よ び
JP18H05482 )の助成を受けて実施しました．また，研究の遂行に当たり，北海道大学大学院工学研究院の三浦誠司教授，北海道大学大学院工学院・大学院生の白紙悠之氏(現
株 式 会 社 C&A, 東 北 大 学 金 属 材 料 研 究 所 ) ， 橋 本 菜 々 氏(現株式会社 LIXIL )ならびに物質・材料研究機構の森田孝治博士，鈴木達博士，目義雄博士に多大なるご協力をいた
だきました．ここに特記して謝意を表します．

文( 8 ) M. W. Barsoum, A. Murugaiah, S. R. Kalidindi, T. Zhen and Y.
Gogotsi: Carbon, 42(2004), 14351445.
( 9 ) S. Misra and J.-P. Burg: Tectonophysics, 548
549(2012), 2233.
(10) C. Hu, Y. Sakka, S. Grasso, T. S. Suzuki and H. Tanaka: J.
Am. Ceram. Soc., 94(2011), 742748.
( 11 ) 佐藤仁俊，平野洋人，鈴木 達，石垣隆正，目 義雄粉体工学会誌，51(2014), 163168.
(12) Y. Uchida, K. Morita, T. S. Suzuki, T. Nishimura, K. Fujimoto
and Y. Sakka: Mater. Trans., 59(2018), 829834.
( 13 ) 白紙悠之，池田賢一，三浦誠司，森田孝治，鈴木 達，目義雄粉体および粉末冶金，67(2020), 607
614.
(14) M. Yamasaki, K. Hagihara, S. Inoue, J. P. Hadorn and Y.
Kawamura: Acta Mater., 61(2013), 20652076.
( 15 ) 橋本菜々，池田賢一，三浦誠司，森田孝治，鈴木 達，目義雄日本金属学会誌，85(2021), 256
263.
(16) N. Hashimoto, K. Ikeda, S. Miura, K. Morita, T.S. Suzuki and
Y. Sakka: Mater. Trans., 63(2022), 133140.
( 17 ) 松井大輝，森田孝治，寺田大将，池田賢一，三浦誠司日本
金属学会誌，85(2021), 439448.
(18) K. Hagihara, M. Yamasaki, Y. Kawamura and T. Nakano:Mater. Sci. Eng. A, 763(2019), 138163.

献★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
2001 年 3 月( 1 ) M. W. Barsoum: Prog. Solid St. Chem., 28(2000), 201
281.
( 2 ) M. W. Barsoum and M. Radovic: Annu. Rev. Mater. Res., 41(2011),195
227.
( 3 ) Z. M. Sun: Int. Mater. Rev., 56(2011), 143166.
( 4 ) M. W. Barsoum, D. Brodkin and T. El-Raghy: Scr. Mater., 36(1997), 535541.
( 5 ) M. W. Barsoum and T. El-Raghy: J. Am. Ceram. Soc., 79(1996), 1953
1956.
( 6 ) Z. M. Sun, H. Hashimoto, Z. F. Zhang, S. L. Yang and S. Tada:
Mater. Trans., 47(2006), 170174.
( 7 ) http://www.mfs-materials.jp/

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan池田賢一

九州大学 大学院総合理工学研究科 博
士後期課程修了
2001 年 4 月 九 州 大 学 大 学 院 総 合 理 工 学 研 究 院
助手2007 年 4 月 九 州 大 学 大 学 院 総 合 理 工 学 研 究 院
助教
2014年11月現職
専門分野材料強度学，材料組織学◎金属やセラミックス等の結晶性材料の力学特性と微細組織の関係ならびに金属材料の組織形成機構に関する研究に従事．各種顕微鏡法を用いた微細組織評
価と様々な力学特性評価を組み合わせて現象解明に取り組んでいる．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★



Ti 基合金におけるミルフィーユ構造の形成とキンク帯導入への展開
江

村

聡

製 した Ti 12 mass  Mo (以 下 mass を 省略 )合金 およ び

.

はじめに

Ti9Cr 合金のインゴット(重量約 1 kg)に熱間鍛造，熱間圧

延(一部はさらに冷間圧延)を施し，1 mm 厚ないし 6 mm 厚
筆者は科研費新学術領域研究「ミルフィーユ構造の材料科の板材を作製した．板材を 10 mm 程度の幅に切断後 Ar 雰学」において，Mg 合金等で見いだされている「キンク強化」

囲気中で 1173 K, 18 ks の溶体化処理を施し，粒径数百 mm

を Ti 系合金に展開することを目的とした研究を行っていの粗大な b 単相材を得た．この b 単相材にこれまでの圧延

る．本稿では， TiMo， TiCr など Ti 系合金にミルフィー

方向と垂直な方向に 5程度の冷間軽圧延を加え，さらに a

ユ構造，さらにはキンク状の変形組織を導入した研究につい相の析出する温度領域で最大 180 ks の時効処理を加えた．

て紹介する(1)(2)．

図は 5 の冷間軽圧延を加えた 1 mm 厚の Ti 12Mo 合金板材を TD 方向(圧延材の側面)から観察した光学顕微鏡

.

Ti 系合金へのミルフィーユ構造の導入

写真である．直線状に見えるコントラストは{ 332 }〈 113〉双晶と呼ばれる b 型チタン合金に広く見られる変形双晶であTi 系合金において，経験的ミルフィーユ条件( 1. 硬質層

り，冷間軽圧延時に導入されたものである．図はこの軽圧と軟質層からなる層状構造であること， 2. 層間距離がサブ

延材を 973 K で 180 ks 時効処理し a 相を析出させた試料をミクロン程度以下であること， 3. 結晶の容易すべり系が層TD 方向から走査型電子顕微鏡( SEM )の反射電子像( BEI

面に限定されていること， 4. キンク形成時において層間剥像)によって観察したものである． SEM 観察によって明る離を起こさないこと)のすべてを一度に満たすミルフィーユ
構造を実現するのは難しいと考えられる．そこで，まずは六方最密構造( hcp )の a 相を硬質層，体心立方構造( bcc )の b
相を軟質層と考え，この二相によってなるべくサブミクロン程度に近いところまで層間距離を小さくしたミルフィーユ構造を実現することを目指した(1)．
「はじめに」で述べたように，対象とする Ti 系材料として， Ti Mo ， Ti Cr といった二元系の b 型チタン合金( b 相
を主相とし，熱処理によって a 相が析出する合金)を選択した．本二元系合金では a 相を固溶強化する Al のような元素を含まないため，すべり系の少ない a 相の強度を下げ，通常 b 相が主に担うであろう変形を a 相にも担わせることで，キンク変形が生じやすくなることを期待したためである．
物質・材料研究機構の超清浄浮揚溶解炉( CCLM )にて溶

図1

5 冷間軽圧延を加えた Ti 12Mo 合金の光学顕微鏡写
真(TD 面)(1)．

物質・材料研究機構 構造材料研究拠点主幹研究員(〒3050047 つくば市千現 1
21)
Formation of Millefeuille Structure in Titanium-based Alloys and its Development to the Introduction of Kink Bands; Satoshi Emura(Research Center for Structural Materials, National Institute for Materials Science (NIMS), Tsukuba)
Keywords: beta titanium alloys, hcp phase, bcc phase, cold rolling, aging, twin, compression tests
2022年 4 月19日受理[doi:10.2320/materia.61.576]



特

集

図2

5  冷 間 軽 圧 延 後 973 K, 180 ks の 時 効 処 理 を 施 し たTi12Mo 合金の SEM 写真(TD 面)(1)．
図3

573 K で50まで圧縮変形を加えた Ti9Cr 合金ミルフ
ィーユ材の断面 SEM 写真(上下方向が圧縮方向)(2)．

く見える b 相と暗く見える a 相が交互に重なっているのがわかる．この a 相は，冷間軽圧延によって導入された変形双晶の界面に優先的に析出したものである．集束イオンビー
ム(FIB)と SEM を組み合わせた三次元観察によって，このa 相と b 相は三次元的に積層したミルフィーユ構造を形成していることがわかっている．
同様の手法を用いることで， 6 mm 厚の Ti 9Cr 合金板材においても a / b 二相からなる層状ミルフィーユ構造が得られている(3)．

.

Ti 系合金へのキンク変形の導入得られたミルフィーユ構造に圧縮変形や圧延を加えること
でキンク変形の導入を試みている．室温での圧縮変形挙動やキンク変形の導入については他で報告している(4)(5)．ここでは中温域での圧縮変形によってキンクの導入を試みた結果を紹介する(2)．
5 の冷間軽圧延および 923 K, 180 ks の時効処理によって a/b のミルフィーユ構造を導入した 6 mm 厚の Ti9Cr 合金板材から冷間軽圧延時の TD 方向が圧縮方向となるように直径 5 mm ，高さ 7.5 mm の円柱試験片を採取し， 473 Kから 673 K の温度範囲で最大 50 の圧縮試験(ひずみ速度0.1/s)を真空中で行った．

図 3 に 573 K で 50まで圧縮変形を加えた T9Cr 合金ミルフィーユ材の断面の BEI 像を示す．紙面の上下方向が圧縮方向に対応している．図の左上に見られるように圧縮後の試験片には内部に一部き裂が発生していたが， 50 までの圧縮では試験片の破壊は生じなかった．試験片の一部ではあるがキンク状に折れ曲がった変形組織が観察されている．
合わせて写真の横方向に a 相が流れたような組織も観察さ

図4

図 3 と同じ箇所の EBSD 解析結果(2)．

れており，圧縮変形によってせん断変形が導入されていることが示唆される．同様のキンク状の変形組織は他の温度での測定した逆極点方位マップ(IPF)を示す．図 4 に示した方位圧縮試験でも観察されている一方，どの温度での圧縮においは圧縮方向(紙面の上下方向)に向いたものである． a 相， bても試験片の一部にとどまっており，今後より多くのキンク

相ともに結晶方位の変化や方位回転が確認されている．今後を導入するための変形条件や変形手法の検討が必要である．

詳細な解析を進めることでせん断変形とキンク状変形の関係

図に図 3 の箇所を電子線後方散乱回折(EBSD)によってま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan等を検討していく．



本研究は JSPS 科研費新学術領域研究「ミルフィーユ構造の材料科学」における計画研究 JP18H05482の助成を受けたものです．ここに謝意を表します．また物質・材料研究機構( 4 ) H. Liu, F. Briffod, T. Shiraiwa, M. Enoki and S. Emura: Mater.
Trans., 63(2022), 319328.
( 5 ) F. Briffod, J. Zhu, T. Shiraiwa, M. Enoki and S. Emura軽金属学会第142回春期大会講演概要(2022), 149150.

構造材料研究拠点上路林太郎博士，東京大学大学院工学系研★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

究科榎学教授，白岩隆行講師，Fabien Briffod 助教をはじめとする共同研究者の方々に厚く御礼申し上げます．

文献( 1 ) S. Emura and X. Ji: Mater. Trans., 61(2020), 856861.
( 2 ) 江村 聡，上路林太郎軽金属学会第142回春期大会講演概要(2022), 147148.
( 3 ) 江村 聡軽金属学会第 140 回春期大会講演概要( 2021 ) , 87 
88.



江村

聡

1991年 3 月 東京大学大学院工学系研究科修士課程修了
1991年 4 月 科学技術庁金属材料技術研究所(現国立
研究開発法人物質・材料研究機構)研究員
2016年 4 月 現職
専門分野チタン合金，熱処理，金属組織制御◎b 型チタン合金を中心としたチタン系材料の加工熱処理による金属組織制御や機械的性質の向上に関する研究に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

特集

ating の意味を持つ．計測・分析領域にオペランドという用第 2 回のはじめに語を最初に用いたスペインの触媒研究者 Ba ãnares らは，「オペランド計測とは触媒動作中に分光学的評価と触媒活性測定

先端材料研究において重要な先端的な検査・計測・分析技

を同時に行う手法である」と定義している(1)．このようにオ術(本稿では「先端計測技術」と略す)において， AI / ML

ペランド計測は触媒研究から端を発したが，その後，電池や( Machine Learning 機械学習)技術の視点が大きく取り込

半導体デバイスなど他の領域に適応され，実際の使用環境下

まれようとしている．ここにはデータ駆動という新しい概念

で反応やデバイスを動作させながら，変化する現象を観察すが含まれ，従来のような単なるハードウエア開発を主軸におることで測定対象と機能との相関を見出す手法として広がっいた領域だけではなく，この思想を巧みに活用することで先ている．しかし，実際の使用動作環境を分析装置内で再現す

端計測分野の装置開発や原理に関わる研究への新しい糸口にることは容易ではなく，そのための技術開発課題は多々あなりえる．前回は，この AI 先端計測技術に関わる背景と概り，その意味でも AI/ML を組み合わせた新たな取組みが必要を述べ，さらに電子顕微鏡分野における「マルチモーダル要な領域である．一方，Operando 分析を包含する，より広計測」を取り上げた(前回 3.1節)．これは，多角的な測定情い意味で in situ 分析という用語を用いられることもある

報に対し異なる技術の組み合わせ・複合化によるデータの記が，この文字通りの意味は on site, in position(本来の場所)

述座標軸を増やし，かつ変数相互の相関関係を巧みに取り入であり，必ずしも時間の概念が十分に含まれていない点で区れ，高効率かつ高精度に物理量を統合解析する概念である．

別できる．ここでは，「適切に材料・デバイスに光・電気な

さて，第 2 回はこれを時間軸に展開した「オペランド計測」

どの外場を与え，その機能の動的変化を時間発展的に観察・について 3.2節から解説を始める．次に，スペクトルにおけ計測する手法」をオペランド計測の定義とし，時間発展といるピークの多様性を数値化する「情報エントロピー計測(3.3

う視点から様々な事例を取り上げ，AI/ML 技術の活用につ

節)」について述べる．さらに，先端計測分野の産業動向を

いて今後の展望について述べる．以下では，取り扱う現象の知的財産情報等の視座から捉えた社会科学思想についても言

時間スケールを短時間(フェムト秒から秒)と長時間(時間か及する．

ら年)とに大別して考える．

. オペランド計測「Operando」はラテン語の動名詞であり，Working, Oper-.. 短時間の領域で考える現象
光・電子デバイスでは電子などのキャリア挙動，触媒や電池など化学デバイスでは化学反応，また，構造材料の場合は山口大学大学院教授・副研究科長(〒7558611 宇部市常盤台 2161)，大阪大学エマージングサイエンスデザイン R3 センター
招聘教授
大阪大学大学院特任教授 名古屋大学未来材料・システム研究所教授 成蹊大学教授 ソニーグループ株式会社
R&D センター主幹研究員
Advanced Measurement and Analysis Systems Using AI/ML for Next Generation Materials Development―Multifaceted View 2―;
Kazuya Okamoto, Masaaki Sugiyama, Shunsuke Muto, Satoka Aoyagi, Shigetaka Tomiya(Graduate School of Innovation and Technology Management, Yamaguchi University, Ube. Graduate School of Engineering, Osaka University, Suita.
Institute of Materials and Systems for Sustainability, Nagoya University, Nagoya. Faculty of Science and Technology, Seikei
University, Tokyo. R&D Center, Sony Group Corporation, Atsugi)
Keywords: measurement, metrology, electron microscopy, AI (artificial intelligence), machine learning, multimodal, operando, information
entropy, innovation, intellectual property
2022年 3 月30日受理[doi:10.2320/materia.61.579]

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan瞬間的な破壊挙動などが短時間で生じる現象が対象となる．

射光などの共用設備を利用する場合など，限られた使用時間

図に半導体における光励起ダイナミクスの流れを示す．光

内で目的を達成するために逐次ベイズ推定法を活用することを吸収してから様々な素過程を経て，おおよそフェムト秒

により，次に行うべき実験条件をリアルタイムに推挙してく(fs)からナノ秒(ns)の範囲で現象が完了する．フォトポリマ

るシステムの構築が必要となる．この超高速現象の計測はの重合反応の場合，その化学反応機構により異なるが，時間

SEM や TEM の分野でも精力的に研究されている．図にスケールはおおよそマイクロ秒( ms )から秒( s )の範囲であSEM への応用であるがポンププローブ法を用いた 2 次元

る．このような現象に対するオペランド計測では，目的とすイメージングの例としての走査超高速電子顕微鏡法

る機能が発現できるような環境を構築もしくは加工すること(SUEMScanning Ultrafast Electron Microscopy)を模式的が必須となる．例えば，実際の Li イオン二次電池構造のまに示す．短パルスレーザで試料を光励起すると同時に短パル

までは，電池内部の活物質の充放電時における電子化学反応

ス電子線をプローブとして試料上に走査し 2 次電子像を得に伴う電子状態の変化を X 線吸収微細構造( XAFS  X ray

る．例えば， pn 接合を有する半導体試料に電子線が照射さ

Absorption Fine Structure)により把握することはできない

れると内蔵電位(拡散電位)が発生し，p 型表面と n 型表面でため，図( a )に示すような実電池と同様に充放電が進行すコントラスト差が生じるため， SUEM での 2 次電子像コンる特殊な電気化学セルを工夫して作製する必要がある(2)．図

トラストの時間変化をトレースすることにより pn 接合近傍

2 ( b )にはこのセルにより得られた LiCoO2 の Co K 吸収端のキャリア再結合などキャリアダイナミクスをピコ秒オーダ

XANES(Xray Absorption Near Edge Structure)スペクトルーで時間変化を可視化できる(4)．

の充放電に伴う変化の実例を示す．オペランド計測の成否は近年では 3 次元イメージング可視化のニーズが高まってこのように測定環境の構築やデバイス化設計・製作が鍵とないる．鉄鋼材料を始めとする構造用金属材料には析出物・粒る．超高速現象のオペランド計測手法として，レーザ光を用界といった微細構造が存在し，その結晶粒径や結晶方位に依いたポンププローブ法がよく用いられる．短いレーザパル

存する材料の機械的性質はその多結晶材料の 3 次元構造に

ス光を試料に照射・励起することで非平衡状態を作り，プロ

大きく依存する(5) ．また，半導体デバイスでも 2 次元構造ーブ光で光学定数の変化を検出するなど光物性評価によく用での微細化の限界から GAA(Gate All Around)など複雑な 3

いられる．この手法を放射光計測に適応することで，光触媒

次元トランジスタ構造が検討されており，3 次元的な構造形反応における構造変化を 100 ps という高い時間分解能での状やその界面近傍における不純物元素分布の解析など，従来観察が可能となっている(3)．このように高速な現象を捉えるのドーパント分布解析とは異なる新たな 3 次元可視化の要 現象の時間速度に応じた光源・プローブ，◯
 短時間
には，◯

求 が 強 い ． 3 次 元 微 細 構 造 の 観 察 に は X 線 CT 法 ( X ray

 制御
で大量な計測データに対応する保管・転送する技術，◯

CT  X ray Computed Tomography)や透過電子線トモグラ

 効率的に実験を行う方法論のためのデータ読み出し技術，◯フ ィ ( TEMT  Transmission Electron MicroTomography ) においては，放などの多角的視点からの検討が望まれる．◯などの手法がある． X 線 CT 法の空間分解能は 1 ～ 2 mm ，
TEMT のそれは 1 nm 程度であり，目的に応じて使い分けられる．但し，これらの手法は光源・検出器もしくは試料を回転させながら投影像を取得し時分割で再構成する手法であるため，投影像データセットの取得時間が時間分解能となる．現状では数秒(s)～数百秒(s)にとどまっており(6)(7)，より速い現象の変化を捉えるには不十分である．後述するが，試料回転時のデータ欠如部分や画像処理技術への AI/ML の

図1

図2



半導体材料における光励起ダイナミクスの流れ．

 オペランド計測用評価電池セル．
 LiCoO2 の Co K 吸収端 XANES スペクトルの充放電に伴う変化．

図3

走査超高速電子顕微鏡の像形成メカニズム．

解説

活用が進む．超高速での現象解明には，上述の SUEM と共に UTEM ( Ultrafast TEM )がこの 10 年間，精力的に世界中で研究されている．
.. 長時間の領域で考える現象
先端材料やデバイスの劣化機構の解明や寿命の予測は，安心・安全なものづくりに必須である．このため，素材やデバイスの摩耗劣化や材料の疲労・腐食など何らかの特性劣化現象を捉えるには，(加速寿命試験を行う場合においても)長時
間にわたる計測は必須となる．
半導体デバイスの例で考えると，LSI の基本構成要素であ

図4

マルチタスク学習を用いた高信頼性・高機能電池デバ
イス作製条件探索法の概念図．

る MOS トランジスタにおいてゲート酸化膜の絶縁破壊がし
ばしば問題となる．酸化膜の絶縁破壊強度よりも低い実使用
電界強度で時間の経過とともに破壊が起こる現象は，経時的いて実施する外観検査の回数を減らしたい一方，安心・安全

絶縁破壊(TDDBTime Dependent Dielectric Breakdown)のためには検査頻度を減らすわけにはいかない．この相反に故障と呼ばれる．この TDDB のメカニズムとして，電流注対峙する施策としての取り組みも，時間軸の長いオペランド

入による電子トラップが発生・増殖し，電流パスが形成され計測と考えると興味深い．最近では，腐食データなどの蓄積るというパーコレーションモデルが広く知られており，ゲー

や気象環境データまでをも併せて AI/ML により統合化し，ト酸化膜の膜厚が薄くなるにつれ TDDB 故障は顕在化す

インフラ維持管理の効率化のプロジェクトが国土交通省などる(8)．半導体微細化の進展に伴いゲート酸化膜の材料変革とを中心に展開している．このような長期現象よりももう少し薄層化は継続しているため， TDDB 故障は引き続き重要な

時間軸は短いものの，製品を上市する前のオペランド加速試

信頼性課題である．例えば，薄膜化を回避するため Highk験により何らかの特徴指標を抽出することも重要である．例

材料など高誘電率の代替材料などが用いられるが，この場

えば，組織学的因子(粒径，結晶方位変化など)，電気的因子

合，多量の電子トラップが内在する課題が生じている．この(電位など)や機械的因子(残留応力，塑性歪)など複数のデー

ように TDDB 故障は，膜厚，膜密度，膜組成や不純物など

タセットから，マルチモーダル学習など AI / ML 技術によ複数の要因が複雑に絡み合う．これらの破壊現象に対してり，機械的特性に紐づいた劣化指標を導き出す研究もおこな

は，静的な分析・解析結果のみから正しく寿命・劣化予測をわれている．ただそのためには種々の特徴因子と劣化指標と行うことは困難であるため，寿命加速試験を行いワイブル分の相関を見出すことがまず必要であり，最近では，微小クラ布に従って予測する．しかしながら，複雑で複数の要因が絡

ックの形状から機械学習により破壊との相関を見出そうとす

みあうため単純な物理モデルでは予測できない場合も生じ，る研究なども始まっている(10)．

様々なモデルが提案されている．さらに近年，単一のモデル

また近年，文化財保護制度の見直しが行われるなど，文化のみでは整合せず複数のモデルを組み合わせるとよいという財の劣化に対する対策にも社会的ニーズが高まっている．文

報告がなされている(9)．また，電子トラップ密度の時間変化

化庁では木造建築物の劣化を AI で点検するシステムの試験を追いながら，複数モデルを融合するアンサンブル学習など運用を始めるという動きも始まっている．文化財の保存にはの AI/ML モデルを活用した寿命予測が考えられる．

カビの発生が大敵である．微生物による損傷例などの研究に電池材料など機能部材をデバイスメーカに提供する材料メ

基づき，カビ臭のイオン移動度スペクトルやガスクロマトグ

ーカでは，デバイスに実装された状態で材料の信頼性評価を

ラフィ質量分析(GC/MS)データベースを構築し，真菌種同行う必要性がある．それはデバイス特性との相関性を理解す

定ソフトウェアの開発に伴い未知の真菌種の特定などに役立ることで，より良い製品の提供につながるからである．例えてられている(11)．現在では，温湿度や空気の質(CO2 や有機

ば，サイクリックボルタンメトリー( CV  Cyclic Voltam-

物など)をリモートでモニタリングし，マルチモーダル学習

metry )や交流インピーダンスなどのデバイス特性評価と Xによりカビの発生を予測することも検討されており， AI と線回折， XAFS 測定など物理解析を同時に行える評価デバ

IoT 技術を活用したリモートオペランド計測による劣化予測

イスを作製する．この評価デバイスによるオペランド分析かは文化財保護にも期待がかかる．

ら材料の劣化度を予測し，劣化モデルを導く．さらにデータ

.. オペランド計測に必要な AI/ML 技術を蓄積し，オペランド分析結果から電極材料の化学・物理構

上述の通り，オペランド計測に関し時間スケールを 2 つ造，電極材料製造などの最適化条件を導き出すマルチタスクに大別し，具体例をあげながら今後の展望や課題などを述べ

深層学習モデルを構築し，より良いデバイスの作製指針を見てきた．特に，AI/ML 技術の活用が必要な事項を以下に要出すことができることが期待される．これらの一連の流れを約する．

概念図として図に示す．



ため，定期的な外観検査で劣化具合を判断し，保守・修繕時期を推定している．しかし，コスト削減には現地・現場に赴

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan

逐次ベイズ推定法などにより，次に行うべき実験条件
をリアルタイムに情報を抽出する技術．

社会インフラを担う構造材料は多様な環境下で使用される

少ないデータを補間しつつ，物理的に有意な情報を抽出する技術．



アンサンブル学習法などの AI/ML 技術から，複数の物理モデルに対応した結果を予測する技術．








て，スペクトルにおけるピークの多様性を数値化できる．
.. 情報エントロピーのスペクトルへの応用

簡易計測のみからマルチタスク学習など AI/ML 技術

スペクトルデータを数値化する際の代表的な課題として，

で最適化特性/条件を見出し，結果を予測する技術．

ピークとノイズの区別，重なり合ったピークの分離などを実

複数の計測手法から得られるマルチモーダル学習など

施するピーク認識が挙げられる．実際の計測では，ノイズとの AI/ML 技術から結果を予測する技術．

明確に区別できる高強度で形状の整ったピークが必ずしも得

AI/ML 技術と IoT 技術を活用したリモート計測で結られるわけではない．ここではピーク認識手法については論果を予測し，所望の状態を維持する技術．

じず，何らかの方法でスペクトル上のほぼ全てのピーク強度

 から
 は従来型の個別の研究により技術進化
上記の項目
 に関してはオペラさせていくことが可能である．特に項目を数値化したものと仮定し，情報エントロピーがどのように応用できるかを説明する．

ンド計測では多量のデータが得られるものの，その時々で得データ例として飛行時間型二次イオン質量分析( TOF られる(信号強度，エネルギー分解能や空間分解能などの)情SIMS )を取り上げる． TOF SIMS では一般に質量電荷比

報量が静的な計測に比べて少ないことにある．それゆえ，少m /z : 0～ 2000 程度の範囲でスペクトルが得られ，一般的なないデータから多くの意味ある情報を復元し，抽出すること

有機物の分析では 1000 本程度の質量ピークがスペクトル上が重要である．しかし，ここで注意すべきは完全なデータに存在する．

(真値)からどこまでデータが削減されていたら，科学的に妥

情報エントロピーにおける確率が TOFSIMS スペクトル

当な結果が担保されているかを見極めておくことである．項の何にあたるか考えると，値として 0～1 の間に収まるデー はデバイスメーカと材料メーカとの連携，さらには AI/
目

タと捉えればピーク強度を 1 以下に規格化すれば良いこと

 は異なる先端計測技
ML 技術の専門家集団との連携，項目

になる．最小値を 0 に最大値を 1 とする規格化(正規化，術の専門家の融合が必要であり，垣根を越えた研究連携の必min max scaling,min max normalization ) を 適 応 さ せ れ のリモート計測の領域では，情報管要性が問われる．項目

ば，ピーク強度を確率 p として情報エントロピーは式( 1 )理における社会的ルールの構築も必要であり，真に未来社会で計算できる．もしくは，各ピークのスペクトル上での存在を構築するという前提での大きな議論が必要である．このよ

確率を考えると物理的意味が捉えやすいかもしれない．そのうにオペランド計測という本当に望まれる環境下での計測技

場合，全てのピーク強度の合計(総二次イオン強度)で割った術を深化させていくためには，その研究開発体制や情報交換

ピーク強度(相対強度)を確率として，式( 1 )に代入するこの進め方においても新しい挑戦的仕組みと取り組んでいかなとができる．どちらの求め方でも，スペクトル上に一本だけ

いといけない．このような議論が学会や産官学連携の場でもピークが存在する場合は情報エントロピー S ＝ 1 ＊ log 1 ＝ 0

必要になるであろう．

と最小値になる．スペクトル上に多数のピークがほぼ同強度で存在する場合，情報エントロピーは最大値に近い．例えば

. 情報エントロピー計測

スペクトル上に 10 本のみピークが存在し，全てのピーク強

20 世紀中頃に Claude Shannon が情報量を表す指標として，確率に基づいて計算する情報エントロピー(Shannon エントロピー)(12)を提唱してから70年以上経った現在，情報エ

度が 0.1 であるとし，この強度をそのまま p として計算すると，情報エントロピー S は式( 2 )で求められる．
S＝(0.1 log 0.1)×10＝1(2)

ントロピーの応用先は様々に広がっている．統計力学と情報

したがって，スペクトルの情報エントロピーはスペクトル上

科学に基づいた量子情報科学分野は，物理学と情報科学の両のピークの多様性を表す指標と考えることもできる．ピーク

分野に刺激を与えている．特に，シグナル検出が関係する計の多様性が高いということは一般的には測定部の物質の多様測分野にとって，量子情報科学は今後大きな影響を及ぼす可性(物質の種類および配向・混合状態などの種類が多様であ能性がある．ただし，本稿では現状の多くの計測におけるシること)が高いと考えられる．つまり，情報エントロピーはグナル検出は古典物理学で説明されるものとして，量子情報

異なる物質が接する界面や多くの物質が混合した部分で高い

科学に深くは触れない．本節で用いる情報エントロピーは，値を示す傾向があると言える．モデル試料データとして，ガ

次式( 1 )の Shannon エントロピー S を指す．

スクラスターイオンビーム( GCIB )を用いた TOF SIMS 測

n

S＝－∑ pi log pi

(1)

i＝1

定におけるマトリックス効果について評価した例を示す．これは2014年の VAMAS プロジェクト(15)で用いられた 2 種類

ここで，p は各事象が起こる確率，n は事象の総数を示す．

の有機物多層膜の TOF SIMS データ(16) である．マトリッ

情報エントロピーは，例えば文章の情報量を使用された文字

クス効果は二次イオン質量分析(SIMS)の場合，共存物質なの多様性で表す(12) ことができるが，同様の考え方をスペク

どの影響によって二次イオン収率が変化することを指し，マトルデータやイメージデータに適用することができトリックス効果の影響が大きいと二次イオン強度が由来する

る(13)(14)．具体的には，検出される各情報を 0 から 1 の間に物質濃度に応答せずに増大したり抑制されたりするため定量規格化すれば，式( 1 )を用い様々なデータの情報エントロ

分析が難しくなる．マトリックス効果の程度は物質の組み合

ピーが計算できる．例えば，スペクトル上のピークの強度がわせや試料の種類などによって大きく異なるため，未知物質

出現確率に対応すると考えると，情報エントロピーを用いも含む多成分系の測定が多い TOFSIMS では大きな課題の



解

説

図5

有機物積層試料(
Irganox 1010 & FmocPFLPA)の正二次イオンス
ペクトルの例．
Irganox1010: Pentaerythritol tetrakis ( 3 ( 3,5 di tert butyl4hydroxyphenyl)propionate)FmocPFPLA: FmocpentafluoroLphenylalanine

一つである．ここで紹介するデータは，スパッタリングに
Ar クラスターイオンビーム，分析に Bi クラスターイオンビ

図6(a) FmocPFPLA(Fmoc)と Irg1010(Irg)混合試料における正二次イオンスペクトル情報エントロピー(縦軸)の各深さ(スパッタ時間)の関係，( b) Irganox1010 由来の二次イオン m/z 163(縦軸が二次イオン強度)の深さ方
向プロファイル．
A: Fmoc 100, B: Irg 100, C: FmocPFLA 100, D:
Fmoc : Irg＝20 : 80, E: Fmoc : Irg＝80 : 20, F: Fmoc :Irg＝50 : 50, G: Fmoc 100 (中央に 3 nm の Irg 層)，
H: Irg 100(中央に 3 nm の Fmoc 層)．

ームを用い，有機物の深さ方向分析で推奨されているように分析領域より十分に大きなスパッタ領域を確保した．GCIB
によるスパッタリングで試料の最表面層数 nm 程度を除去しことにより，注目すべき二次イオンが分からない試料についたのち，Bi クラスターイオンで測定し TOFSIMS スペクトても，物質の変化や混合状態変化について概要が得られるこルと二次イオンイメージデータを取得する過程を試料の最表とになる．

面から基板に到達するまで繰り返した．TOFSIMS スペク

.. 未知試料からのスペクトルへの応用

トルの例(16)を図に示す．試料に含まれる物質が既知であ

化学イメージングが得られる計測データでは，スペクトル

り，その物質から発生する質量ピークについての知見がある

上のそれぞれのピークに対応する分布図がある．一般的に場合，注目するピークの強度を各深さについてプロットする

は，注目する物質に関連するピークについて分布図を描くこことで(図( b ))，各深さでの試料の状態が分かる．しかとによって解析を進めるが，注目するピークが分からない場

し，未知試料や注目すべき質量ピークに関する知見がない場

合，スペクトル上の全てのピークの分布図を確認するのは現合，スペクトルを解釈し重要な質量ピークを探さなければな

実的ではない．多変量解析や AI/ML による解析によって重らない．未知試料の TOFSIMS スペクトルの解釈は一般に要なピーク候補が示されることも多いが，そのような解析結容易ではないため，スペクトル解釈を待たずにスペクトルの果を得るためには時間と労力が求められる．そこで，データ情報エントロピーから試料の状態の概要を知ることができれの概要が分かる解析法があれば未知試料についてどのようなば解析にとって有用である．図 6( a )に示すように，スペク

解析を進めるべきかの指標が得られ，数値解析をする際にもトルの情報エントロピーの値は最表層(第一層図 6 ( a ) A

有用である．スペクトルの情報エントロピーはスペクトル上層)と第二層(図 6( a ) B 層)の間，および第二層と第三層(図の全ての質量ピーク情報に基づいて試料の概要を示す手法で6(a)C 層)の間のような純成分層の界面では上部層と下部層あり，このような目的には有効と考えられる．実際に，このの物質両方に由来する質量ピークが検出されスペクトル上の有機物多層膜試料の断面(2 次元データ)について，各ピクセ

ピークの多様性が高まるため，結果として情報エントロピー

ルでのスペクトルの情報エントロピーを計算すると，図

値が上昇する(13)．また，有機物膜と基板との界面(スパッタ(a)に示すように各位置におけるスペクトルの情報エントロ

時間 180～190 s 近傍)で情報エントロピー値の上昇が顕著にピー値を用いたイメージングが可能である．スパッタリング

現れている．ここでは有機物層由来と Si 基板由来の質量ピ

時間は試料の深さに対応し，この試料の場合は情報エントロークが検出されることに加え， Si 基板上の有機物膜が最薄

ピー値が上昇するスパッタリング時間(破線で示す)がほぼ界となることで基板の影響を受け有機物由来の質量ピーク強度面に対応している．情報エントロピーは物質の変化によってが増大する．すなわちスペクトル上でほとんど無視されてい値が変化するため総二次イオン像(図 7(b ))よりも情報エンた低強度ピークも十分な影響力を示す強度に増大することにトロピー像の方が物質変化が分かりやすい．総二次イオン像

より，結果としてピーク多様性がより増大したと考えられと情報エントロピー像の両方を比較することにより，試料のる(13)．さらにスパッタリングが進むと有機物膜が完全に除概要が理解しやすくなることが期待される．

去され Si 基板の露出する部分が増え，質量ピークの多様性

このように，数値化した測定データ(デジタルデータ)は測が減少し最終的には Si 基板由来のみの質量ピークだけ検出定手法が示す物理・化学信号だけではなく，データそのもの

され情報エントロピーは最小値となる．このように，各深さが持つ情報量を手掛かりに解析することが可能であり，さら(1 次元データ)でのスペクトルの情報エントロピーを求めるにそのように得られたデジタルデータの情報から物理化学的

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan熱・統計力学のエントロピー S は異なるものではあるが，両方を考慮する重要性は以前から指摘(17)(19)されていた．熱力学第二法則 DS ≧ 0 に情報量 I を含めて( DS ＋ DI )≧ 0 に拡張した場合，情報の変化量 DI は情報エントロピーの減少分－DSinfo と等しくなるため，DI＝－DSinfo であり，DS－DSinfo≧0(4)DS≧DSinfo

(5)

∴
図7

FmocPFPLA と Irg1010混合試料における断面図．
(a) 各ピクセルにおける正二次イオンスペクトルの情報
エントロピー強度図(図中のプロットは数値強度の変化を示す)，(b) 総二次イオン像(正二次イオン)となる．これは物理系を測定することにより情報を DI 得ると，それ以上に測定装置も含めた全体のエントロピーが増加することを意味する(17)(18)．ただし，情報エントロピーの変化量は熱・統計力学のエントロピーよりもはるかに小さく，一般に無視できる．現在では，先端計測機器の技術が発展し
1 原子・1 分子(場合によってはそれ以下)の計測が可能になり，極めて高い空間分解能で物質の物理化学情報(結晶構
造・化学構造など)を複数の視点で得られるようになった．
さらに，このような高度な計測手法から得られた複雑な計測データを AI/ML 技術によってより高度に数値解析できるよ
うになった現在，情報量と物理量の関係を改めて見直すことに意義があると考える．実際に， 2010 年に「マクスウェルの悪魔」と同様の状況の実験的再現(19) が報告され，フィー
ドバックする情報をシラードのエンジン(分子の存在を観測
図8

Fmoc PFPLA と Irg1010 混合試料 TOF SIMS 正二次
イオンスペクトルの情報エントロピー S と混合のエントロピー DSmix の関係．

し，その結果に応じて操作を変えることでエネルギーを取り出すこと)のように表現することにより，熱・統計力学のエントロピーに変換できることが明確に示された(20)．情報エントロピーが熱・統計力学のエントロピーに変換できる系があることから，条件が整えばスペクトルの情報エントロピーな知見も得られる．例えば，図にモル数に基づいて求めたから熱・統計力学のエントロピーを導ける可能性もあること

混合のエントロピーと TOFSIMS スペクトルの情報エントが分かる．つまり，試料の化学情報が得られるスペクトルを

ロピーの関係を示す．同図の混合のエントロピーは式( 3 )測定することにより，試料のエントロピー，自由エネルギーで求めた．

などが予測できる可能性がある．この点については慎重な検

DSmix＝－nA R lnnAnB－nB R lnn A＋ nB
n A＋ nB(3)

討が必要であるが，先端計測技術から得られる情報が大いに広がることが期待できる．

nA と nB はそれぞれ物質 A と B のモル数を示し， R は気体定数である．ただし，混合によって体積変化および熱変化が.

AI 先端計測の社会科学的考察ないものとして，二種類の物質 A と B の混合によるエント
ロピー変化を求めた．スペクトル上の質量ピークは，試料中本章では先端計測技術の産業を俯瞰し，知的財産情報を中の物質の混合状態を反映しているが，各物質の濃度に線形応心にした社会科学的な考察を行う．各産業における市場の競答するとは限らない．二種類の物質の混合比とピークパター

争状態(集中度)を表す指標の一つとして，寡占度指数である

ンが線形応答する場合は，スペクトルから求めた情報エント

ハーフィンダール・ハーシュマン指数( HHI : Herfindahl ロピーは，二種類の物質が等分ずつ存在する(濃度 0.5)で最

Hirschman Index )があり，式( 6 )のように当該産業に属す

大値を取るはずである．しかし，マトリックス効果によってる全ての企業の市場占有率の 2 乗和で定義される(21)．

TOFSIMS データの濃度応答性が崩れたため，スペクトルから求めた情報エントロピーの最大値は Irganox 1010 低濃N

HHI＝∑ S 2i

(6)

i＝1

度域で得られている．一方で混合のエントロピーは Irganox

ここで， Si は市場占有率， N は当該産業の企業数である．

1010 と Fmoc PFLPA が同 濃 度 存 在す る 0.5 が 最 大値 と な

本稿の対象である先端計測分野 18 領域( 35 項目)の国内市

る．マトリックス効果の影響が小さい TOFSIMS データの場(22) における HHI の年次推移を 1992 年から 30 年間を計算

場合は実際に情報エントロピーの最大値は混合のエントロピ

した結果，分野により年次変動は見られるものの，いずれのーと等しく0.5に近づく(13)．

機 器 分 野 に お い て も HHI ＞ 2500 に あ り(23) ， 高 位 寡 占 市

.. 熱・統計力学でのエントロピーとの関連場(21) に該当することがわかった．つまり，どの先端計測機

本節の最後に，情報エントロピーと熱・統計力学のエント

器も平均 30 程度以上の市場占有率を有する数社独占で市

ロピーの関連について簡単に述べる．情報エントロピーと場は形成されており，この前提をもとに考察を展開する．



解

説

図9

電子顕微鏡に関する学術論文数(破線)と国別発表率(実線)の推移．
(US米国，CN中国，JP日本)．
図10

. 学術性と産業性に関する考察

特許出願数と論文数との相関性および SEM の累積出願
数の特許出願数年次推移．

SEM については，1980年から2020年現在までの全世界ファ

学術的価値を示す代表的指標が学術論文である．一方，産ミリで年間出願数および Elsevier ・ Scopus データベースに業的価値の当該指標として知的財産権の一つである特許権の抄録された当該領域の単年論文数を抽出し，両者の相関性を行使に至る特許を本稿では提起する．ここでは，その出願状

図に示す．特徴的なのは 1980 年において高い論文数に比況から技術と産業へ視野を広げ，代表的な先端計測技術およして特許出願数は少なく(SEM90件，TEM13件)，電子

び機器の動向を把握すると共に，AI/ML 活用との親和性を顕微鏡分野は学術指向で推進され，その後に産業化に至った

考察した．誌面の都合上，委細は省略するが，特許出願数か

分 野 と 考 え ら れ る ( 2018 年 国 内 市 場 は SEM  131 億 円 ，ら見る研究開発投資効率(24) は先端計測産業全般として低下

TEM72億円)．一方，論文数と特許数には強い相関性(決の傾向にある．その中で調査研究(25) の結果として得られた

定変数 R 2＞0.98)を有し，両者には類似した伸長傾向を有し日本での産業競争力の強い分野の一つは SEM であり，これている点が見出された．さらに，両者の特許出願数の増加傾を中心に TEM や他の技術との比較を行い学術性と産業性の向を確認してみる．ここでは，全世界の INPADOC ファミ

双方から考察する．

リでの累積出願数およびロジスティック回帰にて近似計算しまず，学術性について，図に両者の全世界の学術論文のた． 1980年には 90件の出願に留まっていたが， 2015 年には年次数(破線worldwide)及び国別発表率(実線)の推移を示

1,577件と 20倍弱に至り，累積出願数から計算される成長係

す．学術論文数(破線)は両者とも増加の傾向にあるが，その数 r は0.11とゆるやかな延伸にあると試算され，特許出願の伸長率は 2000 年ごろから急伸するものの， 2005 年以降，視点からは SEM 領域は産業分野では「萌芽から成長期」と

SEM と TEM の年平均成長率(CAGRCompound

Annualいえる．同様に TEM 領域についても， 1980 年には 13 件のRate)には差異が拡大している．また，国別の傾向

出願が 2015 年には 572 件と 40 倍強になっており， SEM より

Growthからは中国の急伸と 2008 年のリーマン・ショック時期からはやや急峻な成長係数0.14と延伸にあり「成長期」と判断さは発表率が一定化する傾向が確認されるものの，論文数はれた(比較として，スマートフォンの成長係数 r は 0.68 であ

35 以上の伸長を示している．日本と米国は SEM ， TEMる)．すなわち，電子顕微鏡分野の歴史は古いものの，新しともに発表率は減少しているが，米国に比して日本の減少率

い分野創成が可能な期待領域と考えられる．

は小さく国際競争力の担保に繋がっている．これは半導体技術への先端計測技術適用の重要性と SEM や TEM がその主

. AI 関連特許についての考察軸であることに起因するものと考えられる．しかし， AI /AI 関連の国内特許出願状況について，特許識別子 FI(File

ML 活用の概念の中で今一度，日本の先端計測技術の底上げ

Index )のサブクラス G06N で見ると 2015 年から 2019 年までが必要と考える．

の 4 年間は CAGR ～ 26.1 であり急伸性が理解できる．し次に，産業性について特許出願動向から技術の掘り下げをかし，AI/ML を活用した電子顕微鏡分野については，2020試みる．各機器の特許出願動向(全世界)について， 1980 年

年現在でも出願率は 0.1以下と低く萌芽期にあることが判からの代表的な先端計測技術の全世界の累積出願総数

明した．その出願内容について全世界での特許出願データよ(INPADOCInternational Patent Documentation Center

り抽出された INPADOC ファミリ 151 件について， IPC ( In-Family)の時系列変化からいずれの機器分野も増加傾向にあternational Patent Classification)サブグループを用い，共起り，産業的価値の意義は深化している．ここでは，SEM おグラフからの考察を試みた．結果を図に示す．自然言語処

よび TEM 領域における過去 40 年の特許出願動向および学

理の分野では，任意の文書や文においてある文字列とある文術論文発表から当該技術を確認した．なお，各装置本体(物)字列が同時に出現することを「共起」という．ここでは，各に絡む内容とその方法を抽出できるようにクエリを工夫した．

特許に付与された IPC を文字列と認識し，その共起性を見

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan




図11

AI に絡む SEM(装置及び方法)特許出願の IPC コード共起グラフ．

出すことで特許技術の関連性を視覚化した．同図で，○の大きさは出現頻度，○の濃度が高いほど他のクラスタとの媒介中心性が高いことを示す．なお，出現頻度が多く媒介中心性

. AI 先端計測におけるデータの取扱い
AI 先端計測におけるデータの取扱いは機微な状況にあの高い IPC のみその内容を記述した．ここでは， 5 つのクる．先述のとおり，AI/ML 活用のためには優れた基礎デー

ラスタ( Cluster )にわけられた．さらに，第 1 回で述べたよタが必要であり，数多く質の高いデータを有する日本は AI

うに，AI 先端計測を 2 つの分類，すなわち，分類(I)機器の進化において国際的競争優位に立つ格好の機会を得ていにAI を活用し機器の性能・Usability を高める自律型，分類

る．そこでは，データの価値とあり方を再認識すべきであ(II)単体もしくはつながる様々な機器から得られた情報にる ． デ ー タ の 共 有 化 ( Data Sharing ) に お い て は ， Open /AI を有効活用し新しい領域を発見する複合型，を含めて各

Closed 戦略のありかたをグローバルに進めるべきであり，クラスタの考察を深めた．

研究であっても戦略立案に絡む技術マーケッティング手法のCluster1顕微鏡およびイメージ分析に機械学習を適用す導入が必要であろう．以下，3 点を提起する．

るクラスタ分類(II)が主体．



Cluster2AI システムに関する分類(I)が主体．AI 技術

一般的に企業の分析データがオープンになれば，クラウドの基本となる IPC 識別子 G06N であり， Neural Network

データ化の時代においては情報拡散による機会損失の恐れがを主軸に Cluster1 とつながる．

指摘される．オープン化による価値(特に経済的，産業競争

Cluster3測定装置・データ処理AI システムにつながる力の視点)向上について，具体的なイメージを示しつつ，期測定装置に関する．分類(II)が主体．

待効果とリスクの両側面から検討される場が真に設定される

Cluster 4サンプリング・検査分析に関する．分類(II)がことが重要である．

データオープン化の困難性とその対応

主体．




Cluster5半導体リソグラフィに関するこの分野のマス

マテリアルズ・インフォマティクス( MI)は材料開発効率

ク検査，パターン検査等に繋がっている．分類(II)が主体．

をあげる上で重要で，その展開においては膨大なデータベー

先端材料向けの適用ではなく半導体の検査計測に関わる出願スが必要になる．公知の論文や特許情報から，MI 戦略としオープン化の可能事例

が 主 体 で あ る ． 特 許 出 願 人 を 見 る と ， 蘭 ASML ， 米て基本的なデータベースが国内では物質・材料研究機構を中AMD ，東京エレクトロン，米 Intel，米 KLA など半導体デ心に集約されているが，産業界単位，もしくは大企業の場合

バイス，半導体製造装置および検査装置の各製造業が圧倒的は企業単位で，何らかの形での分析データにおけるデータベ

である．結論として，SEM については半導体製造におけるースの保有活動が行われているであろう．それらの相互活用

測 定 検 査 へ の 応 用 が 圧 倒 的 に 多 く ( い わ ゆ る ， Virtualで新たな競争が起きることが想定される．

Metrology 領域)，得られたデータへ積極的に AI / ML を適

オープン化に向けた提言

用する分類(II)が2021年現在では主流である．最近では，セ様 々 な 分 野 に お い て ， 商 品 上 市 ま で の TAT ( Turn

マンティック分類(画像の意味的分類)に関わるもの，インフAround Time)短縮と一層の品質向上に向け，先端計測と制ォマティクス応用も含まれる．また，装置の自動校正等の分御が一体となった判断の高速化(自律化・インテグレーショ類(I)に関する出願も確認された．

ン)が求められる時代が来るときには，オープン化戦略は必



解

説

須と思われる．ユーザーと装置製造業との個別技術開発は非期であり，新しい産業創成の機会が期待され，いくつかの興開示と考えられるが，顧客製品に依存しない重要データ含

味深い事案の出願特許も見出された．

め，相互に発展できるモデル(本質的に相互に付加価値が低

今後はデータ駆動の特性を活かした新しい領域への期待がく非効率な領域を共通化することにより効率化・一般化できかかる．ESG(環境，社会，ガバナンス)・SDGs 投資が加速るモデルを含む共通言語的なもの)およびインフラを整備しする中，これは一企業で成り立つものでなく，無駄を排除すていくことが出来ればオープン化の可能性があり，それによる全体最適の視点でのサーキュラーエコノミーの時代においり今後その戦略において利益を得てくる企業群が現れるであて， AI 先端計測においてもその重要性から全く異次元のろう．また，共有化することで価値が高まるデータであれ

Startup 企業の創発など新たな風が起きる気配を感ずる．

ば，その新たな仕組みが求められる．そのために暗号化や一最後に，DX 人材育成が加速している今，AI 先端計測にお部情報のブラックボックス化のような，解析は可能だが個々いても，情報系技術と分析系技術および社会全体を俯瞰できのデータ内容が判らないような仕組みづくりが出来れば良る人材が求められる．その基盤は多種多様な断片的な情報をい．例えば，「暗号化したま AI / ML を行うシステム」が構その人なりに組み合わせて(統合)，自分の次の行動や他の人築されれば，機密保持しつつ AI/ML 結果の恩恵を享受できに提案するための新しい知識を作り上げていくリテラシー，

るという点で，有望な仕組みとなるであろう．

すなわち「トランスリテラシー人材の育成」にあることを強調し，産官学連携のさらなる重要性を提起し結論としたい．

.

総

論

本解説にあたり，日本学術振興会研究開発専門委員会「自律型・複合型 AI 先端計測の新しい価値創造」の委員各位に

本解説では，社会基盤を支える先端材料研究において鍵となる，先端計測分野に焦点をおき， AI 活用による技術と産業動向について解説した．研究開発の進め方そのものに変革を迫る第 3 次 AI ブームにおいて，各種データからの情報抽出によるインフォマティクス研究が活況にある．本稿では，
AI/ML の歴史から紐解き，先端計測技術への適用性に踏み込んだ．ここでは，データ駆動という新しい概念を含んでおり，従来のような単なるハードウエア開発やソフトウエア開発を主軸においた領域だけではなく，この概念を巧みに活用することで分析装置間の複合化が進むだけでなく，装置開発や原理に関わる研究においても新しい糸口になり得る可能性を秘めている．その具体例として，電子顕微鏡のマルチモー
ダル計測，時間軸を加味したオペランド計測，二次イオン質
量分析を主体とした情報エントロピー計測の 3 点に注目した．上記，マルチモーダル計測処理に関わり，多種多様な種類の膨大なデータに対し多角的にアプローチしつつ統一的な解を導くために必要とされる工夫や仕組みについて，次の 3点が考察される．第一が，共通座標軸の設定(3.1節で述べた
STEM スペクトラムイメージデータでは，電子ビーム走査の各標本点で同時に異種分光データを収集するため空間座標が共通な多次元データ構造となる)，第二がデータフォーマ
ットの共通化である．第三として，スキームの構築段階での各スクリーニングステップにおける各計測手法の専門家，情報・材料科学者の洞察による総合的判断が重要であることを掲げる．そのためには，各分野の専門家が混然一体となり議論し正しい解釈を進めるといった場の形成が求められる．分析技術・機器が産業的に高位寡占状態にある今，上記 AI 活
用計測の可能性を自然科学および社会科学の双方の広い視野まで拡張し考察した．社会科学思想においては，産業の固定化を見出し日本の産業競争力の高い SEM に着目した．学術的価値として学術論文，産業的価値として出願特許を一指標として提起し，両者に高い相関性を見出した．また，同分野の AI 活用は圧倒的に半導体産業への適用性が高いものの，
2020年時点においても特許出願率は0.1にも満たない萌芽

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
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深く感謝する．

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香

山

正

憲

で，平面波基底を用いた第一原理擬ポテンシャル法のハミル

.

は じ

め

に

トニアン，全エネルギー，電子密度分布，原子に働く力等の表式や演算の方法・手順を具体的に説明する(ここまで，第理論と計算手法の進歩，汎用コードの開発・普及により，二回，三回掲載分)．原子近傍のポテンシャルや波動関数の

物質・材料の研究開発で，第一原理計算が頻繁に用いられる取り扱いが鍵であり，また，フーリエ変換など逆空間表現をようになっている．結晶や表面・界面，合金や格子欠陥，ア

駆使して効率化を図る．第 7 章では，CarParrinello の第一モルファスなど，様々な系の安定構造やエネルギー，諸性質

原理分子動力学法に端を発する基底状態計算の「高速化技法」

を電子挙動まで掘り下げて探ることができる．実験観察と組について説明する(第四回掲載分)．

み合わせて物性発現の機構を解明したり，近年では機械学習やデータベースと組み合わせて，物質・材料の探索・予測・設計の可能性を広げるなど，第一原理計算は，材料科学・工学に広範なインパクトを与えている．材料研究者も，第一原
理計算の原理や汎用コードの計算の概要を理解し，精度や適用性，計算条件の知識を持つことが望ましい．

.


第一原理計算の基礎基本的近似と密度汎関数理論
第一原理計算とは

本章と次章では，「平面波基底の第一原理計算法」以外の手法も含めた，第一原理計算全体の基礎や方法論を概説す

筆者はこれまで，密度汎関数理論に基づく「平面波基底のる．物質・材料の安定構造や性質は，原子間結合の担い手で第一原理計算法」のプログラム開発や関連する計算手法開発

ある電子に支配される．第一原理計算とは，量子力学と統計を行い，それらを微視的観察と連携させ，エネルギー環境材

力学の理論のみにより，物質・材料中の電子や原子の挙動を料や構造材料の構造や性質の解明・設計に取り組んできた．

高精度に再現・予測する計算手法である．分子を扱う量子化第一原理計算では，電子の波動関数を何らかの「基底関数」学の理論や手法もあるが，結晶や固体には，固体物理で発展の線形結合で展開する．平面波基底の第一原理計算法は，基したバンド理論が用いられる(1)(4)．本講義では後者を扱う．

底関数に平面波を用いる手法であり，「第一原理擬ポテンシ

結晶のように周期性のある系(同じ構造単位(単位胞，ユニ

ャル法」と総称される手法である．原子間結合を担う価電子ットセル)が繰り返す系)の電子構造は，バンド理論に基づいのみを扱うので，全電子を扱う方法よりも負荷が少なく，巨て計算される(バンド計算という)．さらに電子構造に基づい大な固有値問題を新規アルゴリズムで効率的に解くので，比て，全エネルギー(凝集エネルギー)，安定原子配列，原子に較的大規模な構造が扱える． VASP, CASTEP, ABINIT な

働く力，応力，弾性定数，熱的・電子的・磁気的・光学的性

どの汎用ソフトは，全て，この手法を実行するものである．

質等，様々な物理量が計算できる．点欠陥・転位，表面・界

今回，平面波基底の第一原理計算法の原理，概要，計算技

面，アモルファスなどの諸構造や，拡散，偏析，変形・破術を講義する．大学院集中講義や勉強会で用いたノートを基

壊，吸着・反応といった諸現象も，大きなセル(スーパーセにしている．第 2 章，3 章で密度汎関数理論に基づく第一原ル)が繰り返すモデル構造を用いて扱える．結晶の単位胞

理計算の全体像を概説する(第一回掲載分)．第 4 章では，は，比較的単純な金属や化合物では通常 1～数原子，スーパ

第一原理擬ポテンシャル法の原理を説明し，第 5 章， 6 章

ーセルは数十～数百の原子を含む．計算時間は原子数(電子国立研究開発法人 産業技術総合研究所 エネルギー・環境領域 電池技術研究部門名誉リサーチャー(〒5638577 池田市緑が丘 18
31 産総研関西センター)
Lecture Notes on FirstPrinciples Methods Using a PlaneWave Basis Set (Part 1); Masanori Kohyama(Research Institute of Electrochemistry, Department of Energy and Environment, National Institute of Advanced Industrial Science andTechnology, Ikeda, Osaka)
Keywords: densityfunctional theory, KohnSham equation, Brillouin zone, Bloch's theorem, band structure, selfconsistent field
2021年12月 1 日受理[doi:10.2320/materia.61.588]



講義ノート

数)の 2 ～ 3 乗に比例して増えるので限界があるが，計算機

F ( x )が対応するが，汎関数は関数形 f ( x )に対し値 F [ f ]が能力と手法・アルゴリズムの進歩で扱える対象が拡大してい対応する．また，汎関数 F[ f ]は関数 f で微分できる(汎関数る．

微分dF[ f ]/df )．
全エネルギー Etot[ r]は次のように表される．

こうした第一原理計算は，基礎である密度汎関数理論の確
立，第一原理擬ポテンシャル法など高精度且つ高効率の手法

f

Etot[ r]＝T[ r]＋ V(r… )r(r… )dr… ＋の開発，基底状態計算の高速化技法の開発など， 1980 年代

f
f…… … …

)r(r )r(r ′dr… dr… ′||r－r ′e22＋Exc[ r]＋EI－I

から 90 年代に飛躍的に発展し，基幹部分が開発された．原(1)

子の動きのたび毎に大規模電子構造計算を行い，原子の挙動

第一項は電子系の運動エネルギー，第二項は核(イオン)電を高精度に扱う第一原理分子動力学法も実現している．材料

子間のポテンシャルエネルギー，第三項は電子間静電相互作の機械的性質に関する第一原理計算も急増している(5)(7)．

用エネルギー，第四項が複雑な多電子間相互作用を全て含む



交換相関エネルギー Exc，第五項は原子核間の静電相互作用

断熱近似と平均場近似

エネルギーである．第三項に 1 / 2 が付くのは，この積分形

原子核に比べて桁違いに小さな質量の電子は，原子核の動では二重に数えるからである．最初の四項が r の汎関数できに速やかに追随し，その時の原子配置に対し瞬時に最安定ある．平面波基底法では，価電子と価電子を取り去った正イ状態をとると見なせる．従って，通常の第一原理計算では，オンの集団を扱うので， r(r… )は価電子密度分布， V (r… )は正固定した原子配置の電子構造を計算する(断熱近似， Born 

イオンからのポテンシャル， EI－I は正イオン間静電相互作

Oppenheimer 近似)．多くの現象はこの立場で扱えるが，電用になる．

子系と原子系の間に直接のエネルギー移動が生じる現象(格

子振動による電子の散乱など，電子格子相互作用)は扱えな

KohnSham 方程式

密度汎関数理論から，全エネルギー汎関数 Etot [ r ]を最小

い．
一方，物質中の電子集団は，静電相互作用とパウリの原理にする r ( r… )が求まれば，電子構造を解明したことになる．

の元で複雑な多体相互作用により運動しており，単純な解析

それを求める方程式が KohnSham 方程式(9)である．r(r… )が的取り扱いは不可能である．通常，各電子が他の電子からの占有された一電子波動関数ψi(r… )の電子密度分布の重ね合わ

平均的ポテンシャル場の中で独立に運動しているという描像

せを用いる(平均場近似)．

occr(r… )＝2∑|ψi(r… )|2

パウリの原理からフェルミ粒子である電子の集団の全体の(2)i多電子波動関数は，スピンを含めた電子の交換に対しマイナで表されるとする(2 はスピンの和，i の和は占有状態のスになる(反対称)．この性質を満たす多電子波動関数の形の和)．運動エネルギーを一つがスレーター行列式で，ここから平均場近似として，多

f (

occ

T＝2∑ ψi(r… ) － 静電相互作用と◯ 交換相互作用を持って平均電子が互いに◯i)

2 2: ψi(r… )dr…
2m

(3)

場中を運動する描像が構築される(HartreeFock 近似)．こ

とすると

 ，◯
 以外の電子間のダイナミックな相互作用の段階では，◯
 相関相互作用(電子相関))は取り入れられない．次節の密(◯(－2m : は運動エネルギー演算子，:＝&&x ＋&&y ＋&&z )，

 ，◯
 ，◯
 の多電
度汎関数理論は，実質は平均場近似だが，◯

Etot を最小化するための KohnSham 方程式が導出される．

子間相互作用を全て取り入れる試みである．



2

2

2

2

2

2

2

2

[ 2m :＋V (r… )]ψ(r… )＝E ψ(r… )Hψi(r… )＝ －密度汎関数理論

2

2

eff

i

i

i

Veff(r… )＝V(r… )＋VH(r… )＋mxc(r… )多電子間相互作用の取り扱いが計算の精度を決定する．バンド計算では密度汎関数理論( density2functional

theory;DFT)(8)(9)を用いる．分子を扱う量子化学では多電子波動関

f… … …

VH(r… )＝e 2)r( r ′
dr… ′||r－r ′

mxc(r… )＝dExc[ r]/dr

(4)
(5)
(6)
(7)

数の組み立て(スレーター行列式の線形結合など)を工夫する

これは一電子波動関数のセット{ψi( r… )}を決める方程式であ理論が発達したが，密度汎関数理論は，多電子波動関数でなる．Veff は，原子核(イオン)からのポテンシャル V，電子かく電子密度分布 r ( r… )に着目する．これは，場所 r… に電子がらの静電ポテンシャル VH，複雑な多体相互作用を表す交換存在する確率，電子雲の密度分布である．

相関ポテンシャル mxc の和である． mxc は汎関数 Exc の関数

密度汎関数理論の結論は，(1)原子核やイオンからのポテ

微分で，それ自体も r の汎関数である．

ンシャル場 V ( r… )の下での電子集団の基底状態(絶対零度のこの方程式は Lagrange の未定係数法から導出される．式

最安定状態)は，ただ一つの電子密度分布 r(r… )を持つ，( 2)( 1 )の汎関数 Etot は，式( 2 )から一電子波動関数のセット

基 底 状 態 の r ( r… ) は ， r ( r… ) の 汎 関 数 で あ る 全 エ ネ ル ギ ー{ψi}の汎関数 Etot [{ψi}]と見なせる． r についての最小化を

Etot [ r ]を最小にする，ということである．ここで汎関数と{ψi}の規格直交条件付きの最小化で実行する．そのためには，関数の関数という意味．通常の関数は，値 x に対し値

Qtot[{ψi}]＝Etot[{ψi}]－∑i jli j(＜ψi|ψj＞－di j)

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Materia Japan

(8)




の 変 分 dQtot[{ψi}]/dψ
i ＝0 を 扱 う (注＜ψi|ψj＞＝∫ψi (r… )
ψj(r… )d r… )．直交化は別過程で付加するとすればているのは，式( 1 )の全エネルギー汎関数 Etot を最小化す
る電子密度分布 r が基底状態の正しい r と Etot を与えると

Qtot[{ψi}]＝Etot[{ψi}]－∑ili(＜ψi|ψi＞－1)(9)

いうことだけである．一電子波動関数のセット{ψi}は，(極で，変分は dEtot [{ψi}]/ dψ
i－ lψ
i i＝ 0 である．式( 1 )の汎関論すれば)式( 2 )を通じて式( 1 )の最小化を実行する手段

数微分 dEtot [{ψi}]/ dψi は，第二項～第四項について r での(パラメータ)である．KohnSham 方程式の導出時に用いた微分を先に行い，式( 2 ), ( 3 )から KohnSham 方程式が導運動エネルギーの一電子波動関数による表現式( 3 )も，T＋出される．

Exc に封じ込められた多体相互作用を扱う際の一つの選択でV(r… )r(r… )dr…
{f)er(r )r(r ′＋f|r…… －r… ′… | dr… dr… ′＋E [r]}/dr･dr/dψ2f＝ －[ 2m :＋V(r… )＋e f|rr… －(r… r′… )′| dr… ′＋dE [r]/dr]ψ

dEtot[{ψi}]/dψ
i ＝dT[{ψi}]/dψ
i ＋d
2

xc

i

2

2

2

xc

＝Hψi

ある．つまり，KohnSham 方程式の一電子波動関数ψi とその準位 Ei の物理的な意味が明確でないという弱点がある．
一電子波動関数とその準位という概念自体がモデルであるためである．固有値 Ei は最高占有準位が，系からその電子を取り去るエネルギーに対応することが知られているが，他のi準位の意味は明確でない．固有値 Ei は，観測されるバンド(10)構造(多電子系のスペクトル)を少なくとも定性的には再現す式( 2 ), ( 3 )はスピンを区別して扱わないので 2 が係数についている．式( 10 )にも係数 2 がつくかと思われるが，一つのスピンの状態についての汎関数微分なので係数 2 は無くる．


局所密度近似と密度勾配近似てよい．ここで dEtot [{ψi}]/ dψ
i＝ Hψi の関係は重要である

密度汎関数理論の最大の問題点は， r ( r… )の汎関数である(第 7 章で用いる)．式( 1 )の第五項 EI－I は r を含まないの

交換相関エネルギー Exc [ r ]とその汎関数微分である交換相で Kohn Sham 方程式には関わらない．なお，ψi でなくψi

関ポテンシャル mxc[r]の厳密な形がわからないことである．

についての汎関数微分を行っても，ψi についての同様の方

一方，一様電子ガス(一様な正電荷バックグラウンド下の自程式になり同じである(第 6 章(5)節で扱う)．

由電子集団)については，理論や数値解析から関数形がわか式( 5 )の Veff は系の全電子に共通である．静電ポテンシっている．そこで，r(r… )の空間変動が小さいとして，r… 毎に

ャル VH は，全電子からの寄与で，各状態ψi の自分自身か

その地点の電子密度を一様電子ガスの表式に代入して用いるらの寄与(自己相互作用)も含むが， mxc 内の自己相互作用で簡便法が局所密度近似(local density approximation; LDA)で打ち消される．電子相関の強い系では，この点がうまくいかある(10)．exc(r… )を交換相関エネルギー密度としてず精度を悪くする(文献(3)の第 9 章に詳しい)．一方，電子
スピンについて区別せずに扱ってきたが，スピン分極する系
等では，up と down の各スピンの波動関数ψsi (s＝↑or↓)でExc[r]＝ exc(r… )r(r… )dr…

f

(12)

mxc(r… )＝dExc[r]/dr＝exc(r… )＋dexc/dr･r(r… )(13)

別々に KohnSham 方程式が組み立てられ，交換相関ポテンとなり，実空間メッシュ点 r… m 毎に r(r… m)の値から exc(r… m )，シャル mxc が msxc でスピン毎に異なる．

mxc(r… m)の値を計算して与える．

式( 4 )はシュレディンガー方程式の形 Hψi＝Eψ
i i をしてお実際には r ( r… )の空間変動は小さくない．そこで，電子密り，固有値 Ei ，固有状態ψi を求める問題となる．異なる固度に加えて密度勾配 :r(r… )(厳密には|:r(r… )|)も取り入れて有状態の波動関数は互いに直交化している(∫ψi(r… )ψj(r… )dr… ＝Exc, mxc を表す一般化密度勾配近似(generalized gradient ap-di j)．Veff は r の寄与({ψi(r… )}の寄与)を含むので，方程式はproximation; GGA)(11)(12)も提案されている．

入力と出力の r ( r… )が一致するように解く．これを自己無撞局所密度近似を用いた計算は，物質の凝集エネルギーを高着(selfconsistent field; SCF)計算という．最終解の{ψi(r… )}めに，ボンド長を短めに再現する傾向がある(実験値との誤からの r ( r… )が Etot を最小にする基底状態の電子密度分布で差 2 ～ 5 内外)．密度勾配近似ではかなり改善される． Fe

ある．

の最安定構造が強磁性の bcc 構造であることも密度勾配近ここで，式( 4 )の両辺に左からψi を作用させて積分し，

似で初めて再現される(文献(1)の第 5 章)．しかし，密度汎占有状態の和をとると，右辺は 2∑occ
Ei となり( 2 はスピンi

関数理論は基底状態を扱う理論であり，励起状態に関わる物の和)，左辺の各項は r やψ
i をかけた積分となり，式( 1 )と性値(光学的性質等)の精度は良くない(LDA, GGA 共にバンの比較から次式が導出される．

ドギャップ値は実験値の 1/2～2/3)．また，フォンデルワー

occ

Etot[r]＝2∑Ei－
i

1
2

ルス相互作用は動的な電子相関に起因し，従来の LDA ，

f…

VH(r )r(r… )dr… ＋Exc[r]f－ mxc(r… )r(r… )dr… ＋EI－I

GGA では扱えなかったが，最近，密度汎関数理論の枠内で(11)扱う手法が開発されている(13)．一方，強相関系といわれる物質群(例えば NiO など)について，密度汎関数理論では，

右辺第二項は，式( 6 )からの∫VH(r… )r(r… )dr… が式( 1 )の第三

金属か非金属かなど基本的な電子状態の再現性も難しい場合

項の 2 倍になっているためである．

がある．密度汎関数理論の限界を超える理論や手法(量子モ

ところで，密度汎関数理論で厳密に正しいことが証明されンテカルロ法等(14))も研究されている．

講義ノート

.




第一原理計算の基礎周期的ポテンシャル場における固有値・固有関数
格子と逆格子結晶やスーパーセルの周期系では格子点毎に同じ単位胞が繰り返す(図)．格子点(単位胞)の位置を示す格子ベクトルR• は，基本並進ベクトル a… 1, a… 2, a… 3 を用いて R• ＝ l1a… 1 ＋ l2a… 2 ＋
l3a… 3(l1, l2, l3 は整数)である．単位胞は，a… 1, a… 2, a… 3 を稜とする平行六面体を取ることができ，原子位置は単位胞内相対位置ベクトル t• a を用いて R• ＋t• a である．
結晶やスーパーセルでは，式( 5 )のポテンシャル Veff( r… )が格子周期性(並進対称性)を持ち，任意の R• に対しVeff(r… ＋R• )＝Veff(r… )

(14)

図1

結晶の単位胞の並びとボルンフォンカルマンの周期境界条件．単位胞(体積 Qc )が基本並進ベクトル …a1, …a2, …a3の周期で繰り返す．一方，三方向に N1 …a1, N2 …a2, N3 …a3 のサイズの体積 Q の結晶部分が，さらに外側に繰り返す
ボルンフォンカルマンの境界条件を考える．

図2

ブリルアンゾーンと既約領域(正方晶の例)．黒丸が G•
点．図に垂直方向が kz 軸，ブリルアンゾーンは kx － ky
面が正方形，kz 軸に沿って正と負の正四角柱． •k1～ •k7 点
は，既約領域の •k 点を系の対称操作で回転した S •k 点．
既約領域は kz が正の領域の三角柱( 1 / 16 の部分)．反転
対称のある正方晶( D4h など)では対称要素は 16 個， S •k
により既約領域がブリルアンゾーン全体を埋める．反転対称のない場合(C4v など)，対称要素数は 8 個，時間反転対称で－ •k や－ S •k も同じ固有値，既約領域は同じ(1/16)．

となる．ポテンシャルは単位胞毎に同じものが繰り返す．
一方，基本逆格子ベクトルが，実空間の格子に対応して，b• 1＝2pa… 2×a… 3/a… 1･a… 2×a… 3, b• 2＝2pa… 3×a… 1/a… 1･a… 2×a… 3,b• 3＝2pa… 1×a… 2/a… 1･a… 2×a… 3(15)で定義され，a… i･ •bj＝2pdi j を満たす．逆格子点(逆格子ベクトル)が G• ＝ m1b• 1＋ m2b• 2＋ m3b• 3( m1, m2, m3 は整数)のように周期的に繰り返す逆格子空間(k• 空間)が設定できる．格子ベク
トルとの内積がG• ･R• ＝2pM(M は整数)

(16)である．実格子の単位胞に対応して，逆格子空間の単位胞がブリルアンゾーン(Brillouin zone)である(図)．b• 1, b• 2, b• 3 を稜とする平行六面体でもよいが，逆格子点を中心に近接する
逆格子点へのベクトルの垂直二等分面で区切られた同じ体積の領域が取られる．実空間の単位胞の体積は a… 1, a… 2, a… 3 による平行六面体の体積 Qc ＝| a… 1 ･ a… 2 × a… 3 |で，逆格子空間のブリル ア ン ゾ ー ン の 体 積 は b• 1, b• 2, b• 3 に よ る 平 行 六 面 体 の 体 積1である．単位胞の体積 Qc が大きいほ|b• 1･b• 2×b• 3|＝(2p)3Q－c

どブリルアンゾーンの体積は小さくなる．


ブロッホの定理，k• 点，ブリルアンゾーン内積分

格子ベクトル R• ，逆格子ベクトル G• で特徴付けられる周期系(並進対称性のある系)において KohnSham 方程式を解く計算が，バンド計算である．KohnSham 方程式は 2 次の偏微分方程式(波動方程式)で，解は波動の性質を持つ．ブロッホの定理( Bloch's theorem )から，周期系の固有関数は，以下の性質を持つ(厳密には群論を用いて証明される(15)(16))．固有関数は，必ず波数ベクトル k• を持つ波(進行方向 k• ，波長 2p /|k• |)であり， k• はブリルアンゾーン内に限

2|Ukn• (r… )| であり，式(18)から，その分布も格子周期関数でられる．さらに固有関数は以下の形を持つ(図)．

ある．

ψkn
• (r… )＝Ukn• (r… )exp[ik• ･r… ]

(17)

本稿でのブリルアンゾーンは，原点を中心とした第一ブリ(18)を持つ固有状態，例えば，理ルアンゾーンから外に出た k• ′Ukn
• (r… )は格子周期関数で，任意の R• の並進についてUkn• (r… ＋R• )＝Ukn• (r… )ルアンゾーンのことである．図 2 に示すように，第一ブリを満たす．n はバンド指標である．単位胞当たりの電子数に想的な自由電子として，波動関数が exp [ ik• ′･ r… ]の電子状態

応じて k• 点毎に数個の固有状態を求めるが，エネルギーの低＝k• ＋G• として，を考えよう．何らかの逆格子ベクトル G• で k• ′い順に番号 n を付ける．式( 17 )から，固有状態ψkn• ( r… )の電k• が第一ブリルアンゾーンに入るようにできる．波動関数は2子密度分布の式( 2 )への寄与|ψkn• ( r… )| は， exp 項が消えて･ r… ]＝ exp [ iG• ･ r… ] exp [ ik• ･ r… ]＝ UG• ( r… ) exp [ ik• ･ r… ]で，式exp [ ik• ′ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japanれらの和として実行する．例えば，式( 2 )の電子密度分布は，
occr(r… )＝∑2
n

f

Qc
(2p)3

BZ

occ

2
fkn
• |ψkn• (r… )| dk• ＝∑∑wk• i n|ψ•ki n(r… )|2
n

•ki

occ

＝∑∑wk• in|Uk• in(r… )|2
n

(19)

•ki

で与えられる．一行目の表現は占有されたバンド毎のブリル
アンゾーン( BZ )内の占有状態部分の積分で， 2 はスピン，
図3

結晶中の固有関数の概念図．(a)格子の周期ポテンシャ
ル V ( r… )のもとでは，ブロッホの定理から，( b )格子周
期関数 u •k(r… )と(c)平面波 ei •k･r… の積の形を(d)電子の固有関数ψ•k(r… ) が有する．u •k(r… )や ei •k･r… , ψ•k(r… )は複素数であるが，簡単のため実数成分のみを模式的に示す．

Qc/(2p )3 はブリルアンゾーン体積で割る規格化因子， fkn• は

バンド毎の k• 点について占有部分で 1，非占有で 0 に取る．
金属の場合，同じ n でもブリルアンゾーン内で k• 点によって，占有状態と非占有状態があり得る．式( 19 )の一行目の右側と二行目は，ブリルアンゾーン内積分をメッシュの k• i
点の値の重み付きの和で実行する．スピンや占有，非占有含( 17 )のように第一ブリルアンゾーン内の k• の固有状態と見なせる．exp[ik• ･r… ]の状態より上のバンドの状態(n＞1)になる．

めて，重み wk• in で調整する．
積分の精度と効率の観点から，ブリルアンゾーン内の k• 点のサンプル法，メッシュ法が提案されている(17) ．金属の場

格子ベクトルから逆格子ベクトルやブリルアンゾーンを組

合，フェルミ面近傍の占有部分と非占有部分の区別のため，

み立てる理由は，周期系の電子の固有状態は k• で識別され，細かな k• 点メッシュ点が必要になる．限られた k• 点数で積分

ブリルアンゾーン内の全 k• 点で固有値，固有関数を求めれ精度を上げる方法として，フェルミ面付近で Gaussian 等でば，電子構造が完全に解けたことになるからである．式

ボカした占有率を導入する方法等がある(18)(19)．

( 14 ) , ( 17 ) , ( 18 ) を 式 ( 4 ) と 組 み 合 わ せ る と ， 周 期 系 のKohn Sham 方程式は k• 点に依存した形となり， k• 点毎に固
系の対称性とブリルアンゾーンの既約領域

有値 Ekn• ，固有関数ψkn• を求める．求まった Ekn• ，ψkn• は，バメッシュの k• 点を抽出する領域は，ブリルアンゾーン全域

ンド指標 n を固定し k• を変化させると少しずつ変化し，k• にではなく，時間反転対称性と結晶系の持つ対称要素{S|t• S}かついての連続関数とみなせる．ブリルアンゾーン内の連続なら，既約領域( irreducible part )に絞ることができる(15) (図固有状態の一集団を「バンド」と呼ぶ(複数のバンドが重な

2)．既約領域の k• 点について固有値，固有関数を求めれば，る場合， n の値の入れ変わりがある)．ブリルアンゾーン内

Sk• や－ k• の固有値や固有関数との関係から，ブリルアンゾの k• に応じた Ekn• の変化の様子をバンド構造(バンド分散)とーン全体から k• 点を抽出したことになるのである．

いう．

既約領域とは，その領域の k• 点を，系の全ての対称要素のブリルアンゾーン内には，稠密に k• 点が存在する．周期系

回転行列 S で回転した Sk• で，ブリルアンゾーンの全体(反全体の単位胞(格子)の数 N とブリルアンゾーン内の k• 点の転対称性を持つ系)または半分(反転対称性を持たない系)が数は理念上，同じである．図 1 のマクロの周期境界条件(ボ埋め尽くせる領域である．例えば，対称要素が48個ある dia-

ルン・フォンカルマン(Bornvon Karman)の周期条件)で，mond 構造では，既約領域はブリルアンゾーン全体の 1 / 48

単位胞が a… 1, a… 2, a… 3 方向に各々 N1a… 1, N2a… 2, N3a… 3 のサイズでの部分である．反転対称のない zincblende 構造では，対称繰り返す体積 Q＝NQc(N＝N1N2N3，N は巨視的な数)の結晶

要素は24個だが，既約領域は同じく 1/48である．

部分を考え，そこでの並進自由度の総数 N に対応して k• 点

まず，時間反転対称から，－ k• の固有値 E－kn
• は k
• の固有

が定義されるからである(16) ．従って，ブリルアンゾーン

値 Ekn• と同じ値で，固有関数(波動関数)も互いに複素共役のは ， バ ン ド 毎 に ス ピ ン 含 め て 2N の 状 態 ( 電 子 ) を 収 容 す関係がある(15) ．従って，必要な領域は，ブリルアンゾーン

る(16)．単位胞当たりでは 2 電子である．bccNa 金属の価電の半分に絞られる．上記の diamond 構造と zinc blende 構子バンドを考えると，bcc 単位胞に 1 原子，価電子 1 個なの造の比較で，反転対称のない系でも反転対称のある系と同じで， bcc のブリルアンゾーンは半分だけ埋まる． Diamond

既約領域になる理由は，この時間反転対称の効果である(た構造の Si は，単位胞 2 原子，価電子が 8 個， diamond 構造

だし，スピンが関わると成り立たない場合もある)．

のブリルアンゾーンでは，重なった 4 バンド分が全て埋ま

次に対称要素の効果を考える．{ S | t• S }は，行列 S で回転る．単位胞当たり 2 電子が常に一つのバンド(ブリルアンゾ(鏡映含む)した後， t• S の並進を施す操作(t• S は基本並進ベクーン全体)を埋める(スピン分極した場合は 1 電子が 1 バン

トルより小さい並進で「らせん」「映進」の場合にのみ存在)

ド)．

である(15)．結晶が{S|t• S}を対称要素として持つ(その操作でさて，式( 2 )，( 3 )，( 11 )などの占有状態についての和結晶が不変)なら，Sk• での固有値が k• での固有値と同じ値で，は，ブリルアンゾーン内の k• 点の占有部分の積分になる．実Sk• での固有関数は k• の固有関数を{ S | t• S }で移したものにな

際には，メッシュ点など離散的な k• 点で Ekn• , ψkn• を求め，そ

る．



講義ノート

こ の 証 明 は 以 下 で あ る ． 実 空 間 で の 対 称 操 作 は r… ′＝が関わる原子位置 R• a ＝ R• ＋ t• a について， R• a′＝{ S | t• S} R• a＝ SR•{ S | t• S} r… ＝ Sr… ＋ t• S である．関数 f( r… )に作用させると，括弧内＋( St• a ＋ t• S )＝ R• ″＋ t• a ′のように，原子座標の調整にのみ t• S がの r… には逆変換で関わる．

{S|t• S}f(r… )＝f({S|t• S}－1r… )＝f(S－1(r… －t• S))(20)

以上のように， k• での固有値 Ekn• ，固有関数ψkn• ( r… )が求まと表される．k• での固有値，固有関数の KohnSham 方程式

れ ば ， Sk• で の 固 有 値 は 同 じ 値 で ， Sk• で の 固 有 関 数 は ，ψkn• ( r… )を実空間で対称操作したものになる． k• と Sk• の固有の両辺に対称操作を作用させると{S|t• S}Hψkn• ＝{S|t• S}Ekn
• ψkn
• ,
H{S|t• S}ψkn• ＝Ekn• {S|t• S}ψkn•

関 数 の ノ ル ム の 二 乗 ( 電 子 密 度 ) の 分 布 は ， 式 ( 22 ) か ら(21)－1 ( － ))|2 で，後者は前者を実空間で
2|Ukn
r… t• S• ( r… )| と| Ukn• (Sとなる．ハミルトニアンと対称操作が可換であるためであ{S|t• S}の操作で移したもの．ψSkn• (r… )を求めなくても，ψkn• ( r… )る．これから，波動関数{S|t• S}ψkn• は， k• の固有状態ψkn• と同の電子分布の対称操作でその寄与を得ることができる．なじ固有エネルギー Ekn• を持つ固有状態であると言える．

お，対称性(空間群)の議論は文献(15)を参照のこと．

一方，{S|t• S}ψkn• は，式(20)と式(17)を用いて



{S|t• S}ψkn• (r… )＝{S|t• S}Ukn• (r… )exp[ik• ･r… ]
－1(r－t ))exp[ik･S－1(r－t )]
＝Ukn
• (S
… •S
•
… •S
－1(r－t ))exp[iSk• ･r… ]
＝exp[－iSk• ･t• S]Ukn
• (S
… •S

第一原理計算の手順

第一原理計算は，以下のような手順となる(図)．
(22)となる．内積の関係式 k• ･S－1r… ＝Sk• ･r… を用いている．式(22)－1 ( r － t ) ) の 部 分 に つ い て ，の exp [ － iSk• ･ t• S ] Ukn
• (S
… •S
exp[－iSk• ･t• S]は定数なので無視し，残りの部分は

 実格子から逆格子，ブリルアンゾーンを組み立て，規約領◯域と k• 点メッシュ，各種計算条件を決定する．
 単位胞内初期原子座標の設定，初期の input の電子密度分◯

布 rin(r… )の設定(自由原子の電子密度分布の重ね合わせ等)．

－1(r＋R－t ))＝U (S－1(r－t )＋S－1R )
Ukn
• (S
•
… • •S… •S•kn

 原子配列と rin(r… )を式( 4 )～( 7 )に入れて，ポテンシャル◯－1(r－t )＋R′
＝Ukn
(23)
• (S
… • S • )＝Ukn• (S－1(r… －t• S))－1 ( r － t ))が格子周期関数と言となり， exp[－ iSk• ･tS]Ukn
• (S
… •S

Veff(r… )＝V(r… )＋VH(r… )＋mxc(r… )，ハミルトニアンを組み立て••る． k• 点毎に Kohn Sham 方程式を解き，固有値 Ekn• ，固有える． R ′
＝ S－1R が同じ格子の格子ベクトルであること(回関数ψkn• を求める(この部分の詳細は次章以降で論じる)．

転 S や S－1 で同じ格子系に移る)，Ukn• ( r… )が格子周期関数で 求めた全 k• 点の全固有状態をエネルギーの低い順に並べ，◯あることを使っている．こうして，{S|t• S}ψkn• ( r… )はブロッホ

フェルミ準位を決める．各状態の占有率を決める．

の定理を満たす Sk• の固有状態ψSkn• ( r… )と言える(複素数の位2
 占有された固有関数の電子密度分布|ψkn◯• ( r… )| のブリルア

相の不定性はある)．

ンゾーン内積分から，output の電子密度分布 rout(r… )を計算．

なお，系の対称要素{ S | t• S }について， k• と Sk• の関係には

 rin(r… )と rout(r… )を比較，前回の rin(r… )に rout(r… )との差の成◯並進成分 t• S は関わらない．また，上記で出てきた格子ベク に戻分を加え(chargemixing )，次回の rin ( r… )を構築し，◯トルの対称操作にも t• S は直接には関わらない．内部座標 t• aる．

図4

第一原理計算の手順．SCF ループと構造緩和ループ．右下の二重四角部分が狭義のバンド計算で，KohnSham 方程式の固有値・固有関数を •k 点毎に求める．最近のアルゴリズムでは，入力した初期波動関数(破線の四角部分)の繰り返し法による最適化計算として解く．

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan 以上の過程を rin ( r… )と rout ( r… )が一致するまで繰り返す◯( SCF ループ)．収束条件は，例えば，単位胞内全メッシュ
点 r… m で|rout(r… m)－rin(r… m)|D(24)のように入出力差が閾値 D 以下になること．実空間メッシ
 節)．
ュについては後述(第 6 章

簡単な chargemixing 法としては，例えば
N＋1N
N(r… m)＝rN
rinin(r… m)＋a(rout(r… m)－rin(r… m))

(25)

N＋1
を前回の rNのように，次回の rin
in に入出力差の a 倍( a ＜1)を r… m 毎に加え作成する．金属では振動が起きやすいので

a を小さくする．後述(第 7 章)のように r のフーリエ成分を扱ったり，振動を防ぐ工夫が提案されている(20)．
SCF 計算で{ψkn• ( r… )}と r ( r… )が求まれば，式( 1 )から全エ 節)や応力(21) がネルギーが決まる．原子に働く力(第 6 章計算できる．力に従って原子変位を与える過程を繰り返せば安定原子配列が求まる．応力に従って格子ベクトルを変えて計算を繰り返せば，格子定数や単位胞(格子)の形が最適化できる．


バンド構造図と状態密度バンド構造図や状態密度の計算は， SCF 計算が終了した
後，確定した r(r… )による Veff(r… )のもと，様々な k• 点についての Kohn Sham 方程式の固有値計算で行う． k• 点は SCF計算で用いた k• 点とは異なる．バンド構造図では，特別の対称性を持つブリルアンゾーン内のエッジや頂点の k• 点で計算

( 4 ) R.M. マ ー チ ン  物 質 の 電 子 状 態 ( 上 ， 下 ) ， 丸 善 出 版 ，(2012).
( 5 ) S. Ogata, Y. Umeno and M. Kohyama: Model. Simul. Mater.
Sci. Eng., 17(2009), 013001(133).
( 6 ) J. Pokluda, M. Cerny, M. ½Sob and Y. Umeno: Prog. Mater.
Sci., 73(2015), 127158.
( 7 ) R. F. Zhang, S. H. Zhang, Y. Q. Guo, Z. H. Fu, D. Legut, T. C.
Germann and S. Veprek: Phys. Rep., 826(2019), 149.
( 8 ) P. Hohenberg and W. Kohn: Phys. Rev., 136(1964), B864
B871.
( 9 ) W. Kohn and L. S. Sham: Phys. Rev., 140(1965), A1133
A1138.
(10) J. P. Perdew and A. Zunger: Phys. Rev. B, 23(1981), 5048
5079.
(11) J. P. Perdew, K. Burke and M. Ernzerhof: Phys. Rev. Lett., 77(1996), 38653868.
(12) J. A. While and D. M. Bird: Phys. Rev. B, 50(1994), 4954
4957.
(13) I. Hamada: Phys. Rev. B, 89(2014), 121103(14).
(14) W. M. C. Foulkes, L. Mitas, R. J. Needs and G. Rajagopal:
Rev. Mod. Phys., 73(2001), 3383.
(15) G. バーンズ物性物理学のための群論入門，培風館，(1983).
(16) 香山正憲まてりあ，60(2021), 717721.
(17) H. J. Monkhorst and J. D. Pack: Phys. Rev. B, 13(1976),
51885192.
(18) C.
L. Fu and K.M. Ho: Phys. Rev. B, 28(1983), 54805486.
(19) M. Mathfessel and T. Paxton: Phys. Rev. B, 40 (1989), 3616
3621.
(20) G. P. Kerker: Phys. Rev. B, 23(1981), 30823084.
(21) O. H. Nielsen and R. M. Martin: Phys. Rev. B, 32(1985),
37803791.
(22) G. Lehmann and M. Taut: Phys. Stat. Sol. B, 54(1972), 469477.
(次号へつづく)され， Ekn• の変化の様子(バンドの分散)を探る．状態密度★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

は，既約領域内の緻密な均一メッシュの k• 点で固有値計算を

1985年 東京大学大学院工学系研究科(金属材料学専攻)博士課程中退
同年 工業技術院 大阪工業技術試験所(現産業技術総合研究所関西センター)入所
2004年 産業技術総合研究所 ユビキタスエネルギー研究部門 グループ長
2015年 産業技術総合研究所 エネルギー・環境領域
電池技術研究部門 首席研究員
2021年～現職
専門計算材料科学，粒界・界面・ナノ構造の材料科
学，新規手法・コードの開発
Modelling and Simulation in Materials Science andEngineering 誌 Editorial Board memberE
mail: mkohyama＠aist.go.jp

行い，エネルギー軸でのヒストグラム(各エネルギー刻みに存在する固有状態の数)から求める．内挿補間から連続曲線の状態密度を求める方法もある(四面体(tetrahedron)法(22))．

文献( 1 ) 金森順次郎，米沢富美子，川村 清，寺倉清之固体構造と物性，岩波書店，(1994).
( 2 ) 小口多美夫バンド理論，内田老鶴圃，(1999).
( 3 ) 藤原毅夫固体電子構造論，内田老鶴圃，(2015).



香山正憲

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

講義ノート

縁は研究を結ぶ
東京工業大学名誉教授

里達雄

長く勤めた東京工業大学を 2015 年 3 月に定年退職しました．学生の教育指導はもとより研究活動，大学の運営業務などに携わり，多くの人達と様々な交流の機会を得，経験をしてきました．本欄への寄稿の依頼を受け，ささやかながら思うところを記してみたいと思います．「先達」として若い皆様に何か申し上げるほどのことは特には持ち合わせていませんが，自分がこれまで実験などを通して経験したことを振り返り，いくらかでもご参考になれば幸いと思い筆を進めることにします．
1973 年 4 月に学部 4 年の卒研生として金属工学科の非鉄金属材料学講座に配属されました．卒研テーマとして与えられたのが「アルミニウム合金の時効析出」でした．与えられたというよりは配属された同期 4 名によるくじ引きの結果
で決まったテーマでした．これが私の長い研究生活の主要テーマになることなど思いもしませんでした．アルミニウム合
金の「GP ゾーン」ということばを授業で確かに聞いた気は

図1

Al 4  Cu および Al4 Cux Sn( x: 0.02 ～ 0.1 )合金の時効による硬さおよび電気比抵抗変化(卒論図面)．(a)昇温時効での硬さ変化，( b) 0 °C 時効での電気比抵抗変化したもののそれが何であるのか，また，一体何をすればいいのかなど皆目理解しておらず，言い知れぬ不安にかられたス
タートだったことを今でも鮮明に覚えています．

化したり，電気比抵抗が変化するのはなぜか」という素朴当時，直接ご指導いただいた小島陽先生(元長岡技術科学な疑問が沸いてきました．私は鹿児島県の離島の徳之島で高大学学長)には，「ともかく，手足を動かして実験データを出校まで過ごしました．何もない島ですが，海や山や川はいつしてみなさい」と言われ，理解もないままに Al Cu 合金のもそこにあり，子どもの頃は時間を忘れて仲間と遊びまわっ

溶解鋳造，圧延，線引き加工などを行って試料を作り，時効ていました．遊びの中で子どもにとって不思議なことに多く処理を行って測定データを取り始めました．手書きのグラフ

出会い，「なぜ」，「どうして」と始終自問していたときの用紙に硬さや電気比抵抗をプロットしていきましたがプロッ

気持ちが突如沸いてきました．島のことば(シマ口 )では，

ト数が増えるにつれて興味が徐々に沸いてきました．驚きが「ヌナティガヤ」となります．このデータは研究生活の原あったのです． Al Cu 合金にほんのわずかに( 0.01 ～ 0.05点ともいうべき大きな驚きを与えてくれました．

グチ

mass ) Sn を添加すると硬さや電気比抵抗変化が大きく変当時，国内外の研究者が精力的に時効に関する実験を行わることに驚いたのです．今も強烈に印象に残っているのがい，論文などが次々に発表されていました．時間に伴う変化

そ の と き 得 た 図  の グ ラ フ で す ． 図 1 ( a ) は Al 4  Cu

は時効( aging )とよばれ，この変化は GP ゾーンが形成され(mass)合金と Al4Cu0.05Sn 合金を高温から水に焼るためだと説明されていました． GP ゾーンとは Guinier 

入れたあと一定速度で昇温したときの硬さの変化です．試料

Preston Zone のことであり，二人の発見者の名前が付いてを多数用意し，昇温しながら所定の温度になったときに試料いることを知りました．「では，GP ゾーンとは何か」，「なを電気炉から素早く取り出して水冷し，硬さを測ったものでぜできるのか」など，次々に疑問が沸き，論文を読んだ

す．微量の Sn で硬化挙動が大きく異なります．また，図 1

り，学会で聴講するなどして自分の疑問の答えを見つけよう(b)は Al4Cu 合金に Sn をほんの微量入れた合金を 0°
Cでとしていました．硬さや電気比抵抗に加え X 線で調べる必保持したときの電気比抵抗変化です．微量の Sn で電気比抵

要性を感じ，まずは単結晶つくりに取り組みました．研究室

抗変化は大きく遅れます．「なぜ，Sn がほんの微量入っただの先輩に「ひずみ焼鈍法」というのを教わり， Al Cu 合金

けでこんなに違うのだろうか」，「そもそも， Al4 mass

の短冊状板材を使って何十枚もトライし，目指す結晶方位のCu というのは約 2 atCu であり，Al 原子が98個で Cu 原子

粗大結晶粒つくりに挑戦しました．一晩かけて結晶を成長さがたったの 2 個だけなのに，時間とともに硬さが大きく変せるのです．大きめの結晶粒を選び出しては X 線ラウエ法

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan




図2

Al 4  Cu および Al 4  Cu 0.03  Sn 合金の 140 °C 時効
試料の X 線ラウエ写真(卒論図面)．( a ) , ( b ) : Al 4 Cu, (c), (d): Al4Cu0.03Sn．(a), (c): 1.5 h, (b),(d): 24 h(オンラインカラー)

図3

Al 4  Cu 合 金 の GP ( 1 ) ゾ ー ン の 高 分 解 能 電 顕 写 真(150°
C, 24 h)．
母相の(100)面上に円板状に Cu 原子が集合．

を用いて板面が(100)面に近い方位を選び出す作業です．ラ
ウエ写真を見てもなかなか思うようには見つかりませんでしが導入され，自由に観察できるようになりました．とは言た．そのうち先輩とのディスカッションで，試料をエッチン

え，電顕はトップエントリー型の試料ステージで試料の挿グしてその光り具合，すなわち，試料を傾けたときの輝く角

入・取り出しや傾斜操作には細心の注意が必要でした．ま度具合から(100)面の当たりがつくことを見出し，その技でた，部屋の関係で電顕は建物の 4 階に設置されており，廊( 100 )面方位の単結晶をいくつも選び出すことができまし

下を歩く人の振動が伝わるため真夜中に撮影していました．

た．これらの単結晶を使って時効処理した試料の X 線ラウ

図の高分解能写真は「真夜中に出会った GP ゾーン」の一

エ写真を何枚も撮影しました．図に例を示します．今では例です．Al の(100)面に Cu 原子が板状に集まっている姿をほとんど行われない方法ですが，当時はこの方法で時効析出

観察できましたが， Cu 原子の層は 1 枚だけでなく複数の層の進行過程を調べていました．基本反射点から伸びるストリをもつものも観察され，GP ゾーンの実際の姿は複雑であるークの強さや形から時効過程を判断していました．当時，研こともこのとき分かりました．フィラメントの交換，電子銃

究室ではこの単結晶選びは自慢の「技」でした．後になってや試料室のクリーニングなどは自分で行っていましたので電単結晶は X 線ラウエ写真のほかに X 線小角散乱測定にも活顕の構造を肌で感じることができました．

用し，様々なデータを得ることができました．ただし， GP
ゾーンの実際の姿はまだ分かりませんでした．

もう一つ忘れられない研究室の装置は熱分析装置です．普通にある示差走査型熱分析装置( DSC )ではなく，断熱型比

この頃，指導教官(当時は「教官」とよばれていました)の

熱測定装置でした．試料室は外部からの熱の出入りがないよ高橋恒夫先生が名古屋大学の美浜和弘先生を紹介して下さい

うに断熱型構造に工夫され，試料に常に一定の熱量が供給さました．美浜先生は透過電顕の専門家で，高橋先生とは東工れ一定間隔の温度上昇に要する時間を計測して比熱変化を求大で同じ研究室だったとのご縁です．美浜先生の研究室にはめる方式です．試料から発熱があれば時間は短くなり，吸熱

当時加速電圧 100 kV の高分解能電顕があり，これで GP ゾがあれば長くなります．この装置によりごく初期の GP ゾー

ーンを高倍率で直接観察してみようと計画を立てました．こンの形成・消滅挙動を明瞭に捉えることができました．試料の電顕には試料傾斜装置が付いていないとのことで，試料の室を液体窒素で冷却できる工夫もさらに加え，0°C以下の低( 100 )面を観察するには( 100 )面の薄膜試料を用意する必要

温から測定できるようにしました．AlMgSi 合金の微小ながありました．このとき役立ったのが先ほどの面方位鑑識の溶質クラスタの形成を初めて捉えたのもこの装置でした．熱

技でした．研究室で時効した(100)面方位の試料から自作の分析を用いた時効の研究は当時東北大学におられた平野賢一

電解研磨装置で慎重に薄膜をつくり，翌日名古屋大学まで持先生が精力的に行っておられました．平野先生は東工大のごって行き観察しました．GP ゾーンの結晶格子像がくっきり出身とのご縁で親しく議論をしていただいたり，アドバイスと観察できた感動は今も心に残っています．薄膜試料を壊さをいただいたりして多くの刺激を受けました．

ないように気にしながら何度も新幹線で名古屋に通いまし話しは前後しますが，外部の大型装置での実験も GP ゾー

た．その数年後に研究室に加速電圧 200 kV の高分解能電顕ンの研究に大変有用でした． 1980 年代後半につくば市の高

先達からのお便り

エネ研(現 高エネルギー加速器研究機構，KEK)の放射光実

A. Guinier 先 生 に 直 接 会 っ て 話 を 聞 く こ と が で き ま し た

験施設(PF)でビームラインを用いた X 線小角散乱強度のそ(1996年)．英国のケンブリッジでは Al Cu 合金の時効硬化の場連続測定(時分割測定)を行いました． Al Cu 合金の単の研究で知られる J. M. Silcock 先生にも会い，直接話をす

結晶試料を用いて研究室から持ち運んだ小型電気炉内で時効る機会となりました( 2002 年)．論文を読んだだけでは得ら

処理し，ごく初期過程を連続的に調べました．これによりれない経験となり，研究へのモチベーションが高まりました．

GP ゾーン形成初期における形状変化や電気比抵抗変化との1988 年から 1989 年にかけて英国のマンチェスター大学に対応を定量的に結びつけることができました．特に，低温時留学しました．ちょうど日本の元号が昭和から平成に変わっ

効のごく初期段階から形状の異方性が見出され，(100)面上た年です．マンチェスター大学の Materials Science Centreに Cu 原子が集合することを明らかにできました．マシンタの客員研究員として滞在しました．G. W. Lorimer 先生の研イムが 3 日ほどだったので，睡眠時間を極力けずって実験究室に滞在し，主に分析電顕を用いて合金中の微細析出物のを行いました．高エネ研のスタッフをはじめ研究仲間の協力

組成分析の研究を行いました．Lorimer 先生は時効の研究でを得て実施できた実験でした．
もう一つの大型装置での実験として東海村の日本原子力研

もよ く知られて おり，無析 出帯( PFZ )形成 機構に関す る
LorimerNicholson モデルを提唱しています． Lorimer 先生

究所(現 日本原子力研究開発機構)にあった中性子回折装置と G. CliŠ 先生は電顕による組成分析の基礎を築かれておを使った AlMg 合金の GP ゾーンの測定があります．Al とり，アルミニウム合金中の析出物の電顕による分析手法を手

Mg は原子番号が隣接しているため X 線では十分なコント

取り足取り教えていただきました．CliŠLorimer factor (k

ラストがつかず測定が難しかったのですが，中性子回折装置

factor )の意味や決定方法，合金の母相中に埋もれている析

では明瞭なコントラストを得ることができました．この測定

出物の分析手法( CliŠ Lorimer plot )などを学びました．こにより AlMg 合金の室温時効で L12 型規則構造の GP ゾー

れらの技法はその後の研究に大いに役立っています．図はンが形成されることを明らかにできました．これらの大型装

マンチェスター大学本館と Lorimer 先生， CliŠ 先生の写真

置での実験はいずれも人の縁が結び付けてくれたお陰で実施

です．マンチェスター大学に滞在中に印象に残ったことがあできたものです．

りま す．それ は午前 10 時 と午後 3 時 に皆が仕 事の手を 休

振り返ってみると，人の縁の繋がりで様々な研究を進める

め，お茶(紅茶，コーヒーなど)を飲みに集まってくる部屋がことができたと思っています．時効析出の研究グループに参あったことです．教職員や学生たちが三々五々集まってきて加できたのも貴重な縁でした． 1980 年代初頭に，当時京都

誰もが分け隔てなく談笑するのです． Common Room とよ

大学におられた村上陽太郎先生が代表となり，アルミニウム

ばれたゆったりとした部屋でした．分野の異なる先生方，著

合金の時効に関する研究グループができました．私は助手に名な研究者，学生たちが気さくに声を掛け合い，たわいのななりたてでしたがグループに加えていただきました．研究グい話から専門の話，さらには装置の話など話題は何でもありループには時効析出に関わる著名な先生方が参加しておられでした．この部屋で新たな知遇を得たり，研究の相談をした

ました．京都大学からは村上先生の他に高村仁一先生，長村り，異分野の研究者から斬新なヒントを得たり，などが日々

光造先生，東京大学からは鈴木寿先生，菅野幹宏先生，東北できる部屋でした．中には一人でコーヒーを飲みながら考え

大学からは平野賢一先生，そして東工大からは高橋恒夫先生

を 巡 ら せ た り ， 一 息 入 れ る 人 も い ま す ． こ の Commonが参加しておられました．また，米国のノースウエスタン大学の J. B. Cohen 先生も参加されており，それぞれ異なる視点から時効の研究を進めておられ，最新の実験結果を相互に発表し，ディスカッションしていました．時効研究に対する刺激を受けたのみでなく，研究に対する姿勢や心構えなども多く教わりました．研究グループで連名の論文も発表しました．多くの先生方が今は鬼籍に入られましたが忘れられない経験であり，自分の研究生活を鼓舞していただきました．
受けた刺激といえば，海外での国際会議参加でも忘れえぬ経験を多くしました．初めて海外で発表したのは 1987 年に米国のデンバーで行われた「GP ゾーンに関する国際シンポジウム」でした．GP ゾーンに関する著名な研究者と直接会う機会となり，また，初めての米国ということもあり夢のような時間でした．ただ，自分の力不足を思い知る機会ともな
りました．また， 1986 年から始まったアルミニウム合金国
際会議(ICAA)でも参加のたびに刺激を受け，研究のヒントを得，さらには交流の実を広げることができました．特に，仏国のグルノーブルでは GP ゾーンの発見者の一人である

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan

図4

マンチェスター大学(英国)および Lorimer 先生， CliŠ先生．( a )マンチェスター大学本館建物(スケッチ)，( b ) Lorimer 先生，奥様(マンチェスター大学の結晶学の教授)と息子さん，( c ) CliŠ 先生と高精度分析電顕(VG
STEM)(オンラインカラー)Room で私もいろいろな人と知り合いになり，自分の研究のできるようになりました．図に AlMgSi 合金の自然時効ことを話したり，相手の研究の面白い点などを多く教えても(室温時効)で形成された微小な溶質クラスタの例を示しまらいました．マンチェスターの美味しいレストランやお勧めす(1)．硬さ変化や電気比抵抗変化としてマクロ的に捉えていのパブなども教えてもらいました．豊かで濃密な時間を過ごたものが，現在では原子レベルで観測が可能となり，個人的すことができ，強く印象に残っています．

に感慨深いものがあります．これらの結果と第一原理計算な
どの計算科学とを結びつけた解析も近年行われるようになり大学を定年退職後は素材メーカーの顧問として企業の皆さました．工業材料としてのアルミニウム合金を考えるとき，んと一緒に研究開発の議論をしていますが，ここで感じるこ

強度，延性，成形性などの特性は基本的に重要であり，自動とがあります．それは，企業の現場で直面する諸課題やユー

車用軽量材料としても適用が広がっています．

ザー企業からのニーズへの対応において，大学で行っていた

自分の研究生活の中で卒研のテーマが契機となり，時効析

基礎研究や経験が大いに役立つとの実感です．産学の連携が出の研究は中心テーマとしてこれまで取り組んできました．

常に謳われますが，課題やテーマは共通性が意外と高いと感研究の入口として時効析出はありましたが，奥は深く，進む

じています．その意味では大学等での基礎研究をしっかりとほどに様々に興味が広がり，力学的挙動，熱力学的挙動，速深め展開するとともに，大学等と企業の双方が目を向けあっ

度論的挙動，さらには微視的構造の関わる諸現象に関心が向ていけば研究上の協力・連携のハードルは意外と低いはずだ

き，最近ではナノスケールの溶質クラスタの 3DAP によると実感しています．現役の頃を思い出すと，研究室で定期的解析や原子間相互作用の第一原理計算による解析などと結びに行う輪講はきわめて有意義なものだったと思います．様々

つけ，より普遍性のある理解を求めて自問しています．今後な研究テーマについて輪番で発表を行い，その内容をもとには AI とのコラボレーションによる全く新しい展開も出てく

ディスカッションするもので，分かりやすいプレゼンの仕方

ると思います．その中にあっても「なぜ」を考え，基礎現や質疑応答の仕方などを習得するのはもちろんですが自分の象の理解を深めることはますます重要になると思います．あ誤解や考え不足に気がつき，さらには研究の新たなヒントがる意味では一つのことを深化させることにより，そこから様生まれてきます．東工大の材料工学専攻では輪講に他の研究々な広がりが出てくることを身をもって感じています．以前

室の学生の発表も組み込まれ，多岐にわたるテーマに接するに文筆家の白洲正子が，一つのことをどんどん掘り下げて行ことができました．発表を単に無難に終えるのではなく，デ

けばやがては地下水脈に至り，地下水脈はいろいろな流れにィスカッションを通してむしろ何が足りないのか，何が問題

繋がり広がっていく，というようなことを話していました．

なのかを見つけ，気付くことに大きな意味があると感じてい同じような感慨を覚えています．

ます．
GP ゾーンに関する研究の進展に伴い，最近では GP ゾー

ささやかな自分の研究生活を振り返ると，いろいろなとこ

ン形成のさらに前駆段階の挙動の重要性が認識されていまろで人や装置との出会いという縁があり，その縁がまた次のす．きわめて微小な溶質クラスタ(ナノクラスタ)がごく初期縁を生むという形で研究が進んできたとの感慨があります．

に形成され，これらの構造や組成が続く時効硬化に大きく影研究は基本的には自分で考え，自分で推し進め，自分で整響することが明らかになってきています．ナノクラスタはこ理・理解して発信することですが，その過程で多くの人とのれまでの研究，たとえば，電気比抵抗測定や熱分析などから交流やディスカッションなどを通してはじめてより深化させその存在が示唆されていましたが，最近では三次元アトムプ

ることができると思います．また時には先達の人達と言わばローブ(3DAP)装置により原子の集合状態や組成を直接観測

仮想的な対話を行い，そこから様々なヒントを得，より深い
普遍的な展開が可能だと思います．私のささやかな体験がい
くらかでもご参考になれば望外の喜びとするところです．

文献( 1 ) Y. Aruga, M. Kozuka, Y. Takaki and T. Sato: Metall. Mater.
Trans. A, 45A(2014), 59065913.
(2022年 6 月 6 日受理)[doi:10.2320/materia.61.595]★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

図5



Al 0.62 Mg 0.93  Si 合金の自然時効(室温， 108 ks)
試料の三次元アトムプローブ( 3DAP )原子マップ． Mg
原子および Si 原子からなる微細な溶質クラスタが形
成．(オンラインカラー)

1979年
1979年
1988年
1991年
1999年
2012年
2015年
現在

里

達雄

東京工業大学大学院博士課程 修了
東京工業大学工学部金属工学科助手
英国マンチェスター大学客員研究員
東京工業大学工学部金属工学科助教授
東京工業大学工学部金属工学科教授
東京工業大学精密工学研究所教授
東京工業大学定年退職
放送大学客員教授
日本アルミニウム協会顧問(株)神戸製鋼所鉄鋼アルミ事業部門顧問
専門分野金属材料組織学，非鉄金属材料学★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

先達からのお便り

英語で書く科学・技術論文
谷口滋次・田中敏宏・飯田孝道・J. D. Cox(著)東京化学同人 1995年
京都大学大学院エネルギー科学研究科

袴田昌高■教科書の表紙．

このコーナーではこれまでに金属をはじめとする材料科学

論文紹介をさせると，プロジェクタの画面に，明らかに英文関連の専門書がたくさん紹介されていますので，少し違う観を翻訳サイトで訳したであろう日本語のメモが見えることが点から，こちらの教科書を挙げます．本書の末尾に示されてあります．その院生は英文を読むのではなく，機械翻訳されいるように，著者らの専門は，腐食科学・表面工学(谷口)，た日本語を(おそらく最初に)読んでいる，というわけです．

材料熱力学(田中)，材料熱物理学(飯田)，有機物理化学

そういう姿勢に，私などは物足りなさや不安を感じてしまい(Cox)であり，金属工学・材料科学の広い分野に関連する，ますが，論文誌の数そのものが増えている現状などもありま

良質な英作文の例(と，もちろん，よくない例も)が豊富に示すから，考え方を変えないといけないのかもしれません．

されています．

『英語で書く科学・技術論文』を読み直して気になったの

この教科書を私が手にしたのは，博士後期課程に進学する

で，試しに，以下の和文を，機械翻訳にかけてみました．

前後，さあ投稿論文を英語で書かなくては，と意気込んでい「熱電対を埋め込んだ試料を用いて，温度を較正した．」

たころではなかったかと思います．英文で書かれた論文を読むことにある程度慣れてきたころに，いざ自分で英語論文を2 種類の翻訳サイトは，いずれも以下の英文を翻訳結果として返してきました．

書いてみようと，まずはそれまで読んできた先行研究論文の“Temperatures were calibrated using samples with embed-

表現をまねしようとするわけです．が，もちろん自分の研究の論文ですから，いわゆる完全に「コピペ」というわけにも

ded thermocouples.”2 つの翻訳サイトが一字一句同じ英文を返してきたことにいきません．自分のやろうとしていること，実験装置，結果も驚きますが，例えば，この英文をそのまま英文の論文投稿がどのようなものであるかはわかっているわけですが，それに用いられるかどうかを考えると，自分で英文を書いたことを英語で正確に表現しようとすると，行き詰まってしまう．

のある人なら「thermocouples と複数形になっているのは変」……英語の勉強は実際のところ大学 1，2 年生で一度終えてしまっていますから，どうしたものかと大学の書店に行き，と気づけるでしょう(較正はふつう 1 つの熱電対で行うでしこの良書に出会ったのでした．当時(約 20 年前)はインターります．『英語で書く科学・技術論文』には，以下のようにょうから)．ただ，もっと気づきにくい，注意すべき点があ

ネットで書籍の評判を事前に調べてから書店に行くようなこ書かれています．

とはほぼあり得ませんでしたから，ふらっと書店に行って材「日本語では『温度を較正』，『温度を検定』するといっても

料科学研究者の書くこの教科書に出会えたのはラッキーだっ不自然に聞こえないし，実際この表現は使われている．しかたとも，また，書店の品ぞろえの良さのおかげだとも思いまし，温度は物理量(熱力学量)であるので，較正や検定はでき

す．

ない．(中略)The thermocouple was calibrated with ～. と書

この教科書をよすがとして，あとは高校生のころに使ってくべきである」

いた英文法の参考書をときどき見返しつつ，最初の英語論文……というわけで，最初の日本語が厳密でなかったものを書き上げたものでした．私の書いたものが結果としてよいを，機械翻訳はそのまま英語に直してしまいました．厳密でものだったかどうかはわかりませんが，以降も，英語論文執ない日本語が全く間違っている，とも言えませんから，難し

筆のよいナビゲーションとして何回も参照し，今では，小口い問題です．機械翻訳ソフトにももっと学習してもらいたい(ページを指でめくる部分)が他の専門書と同じかそれ以上にところですが，論文を英文で書く(のが必ずしも得意ではな

汚れてしまっています．

い，私のような)研究者も，もうしばらくは本書のようなル

さて現在，機械翻訳の技術が急速に向上し，インターネッ

ールブックを頼りに，勉強しつづける必要がありそうです．

トで簡単に，かなりの量の文章を(少なくとも見かけ上は)翻(2022年 5 月17日受理)[doi:10.2320/materia.61.599]

訳できる時代になりました．実際に，研究室の院生にゼミでま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan




本
会

告

会

記

事

2022年秋期講演大会ご案内と参加申込みについて …………600

懇親会参加募集案内 ……………………………………………601
新型コロナウイルス感染拡大防止対策と参加者へのお願い…………………………………………………………………602
ランチョンセミナー開催のお知らせ …………………………602
ランチタイム学生キャリアサポートセミナー開催のお知らせ…………………………………………………………………603
付設展示会開催のお知らせ ……………………………………603
女性会員のつどいのご案内 ……………………………………604
託児室設置のお知らせ …………………………………………604

事務局 渉 外 ・ 国 際 関 係secgnl＠jimm.jp
会員サービス全般account＠jimm.jp
会費・各種支払member＠jimm.jp
刊 行 物 申 込 みordering＠jimm.jp
セミナーシンポジウム参加申込みmeeting＠jimm.jp
講 演 大 会annualm＠jimm.jp
総 務 ・ 各 種 賞award＠jimm.jp
学術情報サービス全般secgnl＠jimm.jp
調 査 ・ 研 究stevent＠jimm.jp
まてりあ・広告materia＠jimm.jp
会 誌 ・ 欧 文 誌sadoku＠jimm.jp

会費自動振替制度のご案内 ……………………………………605
シニア制度について ……………………………………………605
永年会員制度について …………………………………………605
終身会員制度について …………………………………………605

公益社団法人日本金属学会〒 仙台市青葉区一番町




 FAX 




TEL 
https://jim.or.jp/

第46回技術開発賞募集 …………………………………………605
第73回金属組織写真賞作品募集 ………………………………605
欧文誌編集委員会からのお知らせ ……………………………606
研究集会 …………………………………………………………607
2023年度講演大会委員候補者の推薦のお願い ………………608
2023年春期講演大会の外国人特別講演および招待講演募集＊本会のメールアドレスのドメイン変更のお知らせ＊
2022 年 8 月 1 日より，本会のメールアドレスのドメインを＠jimm.jp に変更いたしました．
皆様にはお手数をおかけしますが，ご承知おき願います．

…………………………………………………………………613
金属学会セミナー(特別講座)開催案内 ………………………614
日本金属学会オンライン教育講座

開催案内 ………………615

支部行事 …………………………607 次号予告 …………………………622
掲示板 ……………………………612 新入会員 …………………………620
会誌・欧文誌 9 号目次 …………622 行事カレンダー …………………623

会

告(ホームページもご参照下さい)年秋期(第回)講演大会のご案内と参加申込みについて
2022年秋期講演大会は，月日(火)から日(金・祝)まで福岡工業大学にて開催いたします．(新型コロナウイルス感染症の状況によってはオンライン開催に変更する場合があります．）高校生・高専学生ポスターセッションは月日(水)にオンラインにて開催いたします．
尚，参加申込みは，すべてインターネット申込みとなります．詳細は，同封の付録プログラムの参加申込要領をご覧下さい．
日日時

月日(火)程行

事

ポスターセッション

1300～
月日(水)900～ 940
1000～1700
1830～

贈呈式
学術講演
懇親会

月日(木)900～1700

学術講演

月日(金・祝)

900～1700

学術講演

月日(水)高校生・高専学生ポスターセッション(オンライン)

本 会 記 事

参加申込要領(参加申込みは全てウェブサイトからとなります)
大会参加申込期間および URL(事前申込)2022年 5 月25日～9 月 2 日
https://www.jim.or.jp/convention/2022autumn/(後期(当日)申込)2022年 9 月 8 日～9 月28日
https://www.jim.or.jp/convention/2022autumn_after/

年秋期講演大会懇親会参加募集案内
2022年秋期講演大会における懇親会を日本鉄鋼協会と合同で下記の通り開催いたします．お申込みにあたり，参加資格や注意事項がございますので，ご熟読し，ご了承の上でお申込み下さい．

開催日時 年月日(水) 
開催場所

ザ・ルイガンズ．スパリゾート(〒8110321 福岡市東区大字西戸崎1825)

開催形式

屋内会場の Grand Garden において全員着席形式での飲食．

会場への移動講演会場からシャトルバスを運行いたします．

参加資格

月日から当日までの PCR 検査または月日から当日までの抗原検査(医療用，研究用を問わず)の陰性を

募集人数

40名

注意事項

飲食時以外はマスクを着用し，席の移動やお酌はご遠慮下さい．また，大声を出しての会話は控えて下さい．シ

確認できるものを，月日に懇親会受付に提示できる方．

※検査費用はご負担下さい．

※上限に達し次第締め切らせて頂きます．(招待者や関係者は申し込み不要です．）ャトルバス乗車時の検温，入場前の手指の消毒にご協力願います．
留意事項

新型コロナウイルスの感染状況によっては，懇親会の中止やお酒の提供を中止することがあります．

申込期間

年月日(月)～月日(金)※事前予約のみとなります．また，期間内であっても募集人数に達し次第締め切らせて頂きます．

参 加 費

8,000円

申込方法

https://forms.gle/TxEEunJdMGvQPwcd7(こちらからお申し込み下さい．8/1 より受け付け開始)

当日の参加方法・参加費支払い方法
9 月21日(水)午後12時から C 棟 1 階金属学会受付に懇親会専用受付を設置します．
◯

懇親会受付に 9 月18日から当日までの PCR 検査陰性を確認できるもの，または 9 月20日から当日までの抗原検査陰性を確認できるものを提示下さい．(提示頂けない場合は，お申込みされていてもご参加頂けません)◯

検温を受け，参加費を現金でお支払い下さい．(37.5°
C以上の方はご参加いただけません)◯

領収書と懇親会参加証をお受け取り頂き，懇親会バス出発時間までにバスに乗車下さい．

◯

シャトルバスの出発時間は当日受付でご確認下さい．

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

講演大会係

FAX 0222236312%

Email: annualm＠jimm.jp

年秋期講演大会会場周辺のご案内
まてりあ61巻 7 号448頁をご覧下さい．皆様のご参加をお待ちしております．

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan日本金属学会年秋期講演大会
新型コロナウイルス感染拡大防止対策と参加者へのお願い
新型コロナウイルスの感染拡大防止と参加者の安全のため，講演大会開催にあたり以下の対策を実施いたします．参加者の皆様にはご不便をおかけいたしますが，ご協力をお願いいたします．
なお，公的機関(保健所等)から法令や正当な理由に基づいた要請があった場合には，参加者の個人情報を提供することがあ
ることをあらかじめご了承下さい．
参加者への要望事項
新型コロナウイルスワクチンを 3 回接種するか，参加前の72時間以内の PCR 検査または24時間以内の抗原検査で陰性を確認してご参加下さい．
接触確認アプリ(COCOA)をインストールし，起動しておいて下さい．
当日の受付での参加申込の中止について
受付での三密回避のため，受付での参加申込の受付は行いません．
事前・当日に関わらず参加申し込みおよび参加費支払いは Web 上で行って下さい．
◇詳細は，同封の付録プログラムにてご確認下さい．

ランチョンセミナー開催のお知らせ
秋期講演大会にて，ランチョンセミナーを開催いたします．本セミナーは，参加者の皆様に講演大会の昼食時間を利用して昼食をとって頂きながら，企業による最新の技術情報を聴講いただく企画です．参加無料です．多くの皆様のご参加をお待ちしております．
主催

公益社団法人

企

画

株式会社

日

時 年月日(水) ～

会

場

参加費

明報社

福岡工業大学無料

日本金属学会

金属学会講演会場(下記各参加企業参照)

昼食(ドリンク付)を無料提供いたします．

参加方法 月日(水) より参加券を「付設展示会場」にて配布いたします．
日本金属学会，または日本鉄鋼協会の大会参加証をご提示下さい．引き換えにご希望のセミナー参加券をお渡しいたします．
時間になりましたら，参加券をご持参の上，セミナー会場までお越し下さい．
※予定数(30枚)に達し次第，配布は終了いたします．(参加券をお持ちでない場合でもご聴講頂ける場合がございます)※ランチョンセミナーは同業者様等のご入場(セミナー参加券をお持ちの場合でも)をお断りする場合がございます．予めご了承下さい．
参加企業(7/末現在)
株 G 会場(D 棟31講義室)〇オックスフォード・インストゥルメンツ
株「EBSD 解析ソフト AZtecCrystal の材料解析への応用例」(オックスフォード・インストゥルメンツ森田博文)

動画版は，大会ホームページよりご覧下さい．
株〇オックスフォード・インストゥルメンツ



本 会 記 事

ランチタイム学生キャリアサポートセミナー開催のお知らせ
秋期講演大会にて，ランチタイム学生キャリアサポートセミナーを開催いたします．本セミナーは，学生参加者の皆様に講
演大会の昼食時間を利用して昼食をとって頂きながら，各社の会社概要，今後の採用情報，インターンシップ募集情報，研究
開発動向等を解説する企画です．学生参加者の皆様には，是非ご視聴頂き，リクルート活動にお役立て下さい．参加無料です．多くの皆様のご参加をお待ちしております．
主催公益社団法人

企

画

株式会社

日

時 年月日(祝・金) ～

会

場

参加費

福岡工業大学無料

日本金属学会

明報社
金属学会講演会場(下記各参加企業参照)

昼食(ドリンク付)を無料提供いたします．

参加方法 月日(水) より参加券を「付設展示会場」他で配布致します．
日本金属学会，または日本鉄鋼協会の大会参加証をご提示下さい．引き換えにご希望のセミナー参加券をお渡しいたします．
(福岡工業大生の皆様はどなたでもご参加できます．学生証をご提示下さい)
時間になりましたら，参加券をご持参の上，セミナー会場までお越し下さい．
※予定数(各会場40枚)に達し次第，配布は終了いたします．(参加券をお持ちでない場合でもご聴講頂ける場合がございます)プログラム
月日(祝・金)※時間は，多少前後する場合がございます．

参加企業
C 会場(D 棟22講義室)
1210～

株
住友電気工業「世界の社会インフラを支える住友電工の金属製品及び技術のご紹介」
1235～

株大和工業

大和工業グループ「会社概要説明～鉄で未来を
1300～

未来の鉄を～」

株
住友金属鉱山

E 会場(D 棟24講義室)
1210～

株 豊田中央研究所
「企業研究所の研究職の働き方
1235～～研究テーマ事例，働く環境・大学との違い，キャリアのご紹介～」株東邦チタニウム東邦チタニウム株式会社「会社概要説明会～私たちの暮らしに広がる“チタン”」

付設展示会開催のお知らせ
秋期講演大会にて，付設展示会を開催いたします．金属材料関連各社の製品やサービスを紹介いたします．また，展示会場
では，ランチョンセミナーのチケット配布(無料)，無料ドリンク(ペットボトル)の提供もいたします．是非，展示会場へご来場下さい(大会ホームページでも出展情報を掲載いたします)
開催期間 年月日(水)～日(祝・金) ～(日はまで)
展示会場

E 棟 3F(R1)

出展企業(8/10現在)
株〇アドバンスソフト

株〇日本テクノプラス

株 アントンパール・ジャパン〇株〇パルステック工業

株〇伊藤忠テクノソリューションズ

株〇ヴァーダー・サイエンティフィック

株〇オックスフォード・インストゥルメンツ

他株〇カールツァイス
株 TSL ソリューションズ〇株〇東芝ナノアナリシス

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan日本金属学会・日本鉄鋼協会

第回女性会員のつどいのご案内

日本金属学会と日本鉄鋼協会は，2007年に男女共同参画合同委員会を設置し，学会期間中の託児室合同設置，若い会員向けのキャリアパスを考えるランチョンミーティング，合同ホームページや育児・男女共同参画等の情報交換をするためのメー
リングリストの開設を行うなど，金属・材料分野における女性会員の活動を支援し，女性会員の増強を目指しています．
秋期講演大会期間中に開催していた，「女性会員の集い」を今年は 3 年ぶりにオンサイトで行います．女性会員同士，気軽に意見交換をして楽しいひとときを過ごしませんか．
主催

日時 年月日(金)～

日本金属学会・日本鉄鋼協会男女共同参画委員会

会

場

福岡工業大学 B 棟 3 階 B32(金属学会 R 会場)

内

容

女性会員の交流・人脈作り．キャリアデザイン意見交換．仕事場や上司・部下への困ったこと等本音トーク．学会への要望．などなど

参加資格

金属学会・鉄鋼協会女性会員，学生さん

参加申込

申込みは不要です．直接，会場へお越し下さい．※お弁当やお茶のご用意はございませんのでご了承下さい．

問 合 先

梅津理恵(東北大学)

Email: rie.umetsu[at]imr.tohoku.ac.jp

年秋期講演大会会期中の託児室設置のお知らせ
2022 年秋期講演大会期間中，日本金属学会と日本鉄鋼協

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がありますので，あらかじめご了承下さい．

ムページ掲載の託児室利用規約をご確認の上「利用規約及び株 テノ．サポート■利用シッター会社

同意書・申込書」「連絡票」に記入頂き，下記シッター会社■お申込み方法

へ直接お申し込み下さい．

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，「利用規約及び同意書・申込■設置期間および利用時間(開始，終了時間は予定です)
設置期間

利用時間

2022年 9 月20日(火)12:30～18:00

2022年 9 月21日(水)8:30～17:30

2022年 9 月22日(木)8:30～17:30

2022年 9 月23日(祝・金)

8:30～16:30■場所

福岡工業大学キャンパス内(お申し込みの方へ直接ご連絡いたします)

下記シッター会社へメールにてお申し込み下さい．尚，ご利用にあたり「託児サービスをご利用のお客様へ」を必ずお読み下さい．
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，利用申込書を添付して下さい．
株 テノ．サポートより返信※申込受領後 3 営業日以内に，

メールをお送りします．
■申込期間2022年 8 月 1 日(月)～9 月 6 日(火)1600まで■対象・利用料金(定員に達し次第締め切らせて頂きます)

0 歳～2 歳

お子様 1 人につき2,000円/1 日

3 歳～学童まで

お子様 1 人につき1,500円/1 日※利用時間外の場合※兄弟割引あり書」「連絡票」をダウンロードし，必要事項を記入の上，500円/1 時間の追加料金がかかります．

■申込・問合せ先
株式会社テノ．サポート前田 0922633580(代表)

FAX 0922633581%

下のお子さん(弟もしくは妹)は上記金額のEmail: info＠teno-support.co.jp

半額．

URL: https://baby.teno-support.co.jp/

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．

＊託児室利用規約・託児室利用申込者は本会託児室案内ホー
ムページでダウンロードして下さい．

本 会 記 事

会費の自動振替のご案内

終身会員制度について

2023 年度会費自動振替のご案内を申し上げます．ホーム

入会歴が 40 年に満たないために永年会員となっていただ

ページからのお手続きを宜しくお願いいたします．

けない方に，満 60 歳以上満 65 歳以下の会員が 70歳までの会

ホームページ入会・会員→会費支払方法

費を前納いいただくと「終身会員」の称号を贈り，以降の会

2023年度会費自動振替申込締切 年月日(月)費を免除いたします．前納会費の額は 70 歳までの会費の総問合せ・申込書送付先額に比べて割安となっておりますので，ぜひご利用下さい．

〒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

会員サービス係宛

年齢(2023年 1 月 1 日時点)

FAX 0222236312%

Email: member＠jimm.jp

シニア会員制度について前納会費 (70歳までの通常会費)

60歳80,000円(110,000円)

61歳

70,000円(100,000円)

62歳

65,000円(90,000円)

63歳

55,000円(80,000円)

64歳

50,000円(70,000円)

65歳

40,000円(60,000円)

65 歳以上の正員の会費を半額とする「シニア会員」制度を設けることとしました．

ご希望される方は，月日までに，氏名，会員番号，生年

シニア会員には「まてりあ」の冊子は送付せず，電子ジャ

月日を添えて下記連絡先にご連絡下さい．前納会費の請求書

ーナルの閲覧のみが可能ですが，冊子希望者は実費相当額のをお送りします．

3,000 円をお支払いいただければ冊子を購読することができ

問合先(公社)日本金属学会
 0222233685

ます．

会員サービス係Email: member＠jimm.jp

シニア会員を希望される方は申し出が必要ですので， 11
月 30 日までに，氏名，会員番号，生年月日を添えて下記問第回技術開発賞「新技術・新製品」記事募集

合せ先にお申し出下さい．
問合せ先(公社)日本金属学会
 0222233685

会員サービス係

応募締切年月日(火)Email: member＠jimm.jp

永年会員制度について

賞の名称

第46回公益社団法人日本金属学会

賞の対象

まてりあ「新技術・新製品」記事に掲載された記

技術開発賞

事(第62巻 1 号から)
本会では長年にわたり本会の発展に尽された会員の労に報表彰2023年 9 月の秋期講演大会

いるため，「永年会員」制度を設けております．自己申告制

申込 URLhttps://gijyutsu.jim.or.jp/entryとなっておりますので，該当すると思われる方は，はがき，

詳

まてりあ 8 号 528 頁 or ホームページ→本会賞の細募集

FAX 又は E mail にて会員番号，生年月日およびおおよその入会年を記入の上，本会事務局宛お問合わせ下さいますよ

問 合 先(公社)日本金属学会各賞係
 0222233685

うお願いいたします．
申し出られた方について調査確認し，該当者については理事会に諮り，承認の上ご案内申し上げます．

FAX 0222236312%

Email: award＠jimm.jp「新技術・新製品」記事の問合先
まてりあ係 Email: materia＠jimm.jp

永年会員制度会員歴が継続して 40 年以上でかつ満 71 才以上の会員に対し「永年会員」の称号を贈る．

第
回金属組織写真賞作品募集

永年会員は正員会費を免除する．
受付締切

毎年 9 月30日

永年会員資格付与
問合先

応募締切年月日(火)毎年 1 月 1 日(公社)日本金属学会

会員サービス係〒9808544 仙台市青葉区一番町 11432
 0222233685

Email: member＠jimm.jp

募集部門
1.

光学顕微鏡部門

2.

走査電子顕微鏡部門(分析，EBSD 等を含む)

3.

透過電子顕微鏡部門(STEM，分析等を含む)

4.

顕微鏡関連部門(FIM, APFIM, AFM, X 線 CT 等)

注光学顕微鏡と透過電子顕微鏡写真，走査電子顕微鏡と透過電子顕微鏡写真等の組写真を応募する場合，応募

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan者が最も適切と判断する部門を選択して下さい．
申込要領

応募は，下記 URL の申込フォームにより説明文を入力し，写真作品データを提出して下さい．

申込 URLhttps://picture.jim.or.jp/entry

詳

まてりあ 8 号 529 頁 or ホームページ→本会賞の

細

募集
問 合 先

■Nanostructured Functional Materials and Their
Applications IV(ナノ構造を有する機能性材料とその応用(その))
本特集号は， 2015 年， 2018 年， 2020 年に，それぞれ第 1号 vol. 56, No. 9(40件の論文)，第 2 号 vol. 59, No. 7(15件の〒9808544 仙台市青葉区一番町 11432論文)，第 3 号 vol. 61, No. 8(31件の論文)として計 3 回の特(公社)日本金属学会 金属組織写真賞係

集号として刊行したものの後継となる第 4 号に当たるもの

FAX 0222236312%

であり，前回刊行後の当該分野の進展に関する先端的な論文

 0222233685

Email: award＠jimm.jp

を募集する．
ナノ構造を有する材料はバルク材料とは異なる，特異な機能を発現するものが多数見いだされ，それらの機能を工学的

欧文誌編集委員会からのお知らせに応用して広く社会に浸透してきている．現在までのナノ構造物質に関する研究成果を集約する共に，今後の更なるナノ特集企画の投稿募集

構造を有する材料開発の発展に向けて，以下のトピックスを中心に成果を集める．

■Superfunctional Nanomaterials by Severe Plastic
Deformation

ナノ構造を有する磁性体，誘電体，圧電体
ナノ構造を有する半導体，複合材料，フォトニクス材料
ナノ構造物質の作製と評価技術

This special issue covers recent progress regarding the de-ナノ構造を有する物質の応用

velopment of advanced functional materials by severe plastic

計算材料科学deformation (SPD). The SPD process is now considered aマテリアルズインフォマティクス及びデータ駆動型材料科

major technology to produce ultrafinegrained materials.

学

Althoughtheseultrafine grainedmaterials

originallyreceived attention due to their enhanced mechanical proper-

上記テーマに関する特集を，Materials Transactions 64巻

ties, recent studies introduced these materials as a new fami-

8 号(2023年 8 月発行)に予定しております．多数ご投稿下さ

ly of functional materials with high potential for various appli-

いますようお願いいたします．

cations. In addition to grain refinement, SPD is also capable
to control the atomic and electronic structure of different
kinds of metallic and nonmetallic functional. This special
deals with the influence of SPD on microstructure, crystal
structure and properties of functional materials. Although themain focus of the special issue is on functional properties, articles on various experimental aspects, simulation, modeling,processing, commercialization and history are welcome.

上記テーマに関する特集を，Materials Transactions 64巻

掲載予定号

第64巻第 8 号(2023年)

原稿締切日 年月日(金)投稿に際しては，日本金属学会欧文誌投稿の手引・執筆要領(本会 Web ページ)に従うこと．
通常の投稿論文と同様の審査過程を経て，編集委員会で採否を決定する．
著者は，投稿・掲載費用をご負担願います．
問合せ先〒9808544 仙台市青葉区一番町 11432

7 号(2023年 7 月発行)に予定しております．多数ご投稿下さ(公社)日本金属学会欧文誌編集委員会

いますようお願いいたします．

 0222233685

FAX 0222236312%

Email: sadoku＠jimm.jp

掲載予定号

第64巻第 7 号(2023年)

https://jim.or.jp/

原稿締切日 年月日(水)～

ご投稿をお待ちしております．～

本 会 記 事

支部行事
研究会 No. 82

第回 日本金属学会東北支部
研究発表大会 開催案内

“微小領域の力学特性評価とマルチスケールモデリン
グ”



［共催］

[共催]

第 4 分科2019 年度に発足しました「微小領域の力学特性評価とマ

ルチスケールモデリング」の第 4 回研究集会を徳島市内にて開催いたします．今回の招待講演テーマは，「微小材料試
験法の最前線」です．圧入・単軸変形，それらの関係や応用例を議論します．招待講演のほかに，学生・若手研究者を対象としたポスター発表会(現地開催)を行い，ポスター賞を授
与いたします(副賞あり)．

日本金属学会東北支部では，下記の要領で研究発表大会を開催することといたしました．
2020 年度はオンライン， 2021 年度はハイブリッドでの開催としておりましたが，今年度は対面にて開催いたします．
皆様の積極的なご参加をお待ちしております．
※発表申込は締め切りました．現在，聴講参加の申込を受付中です．

皆様どうぞ奮ってご参加下さい．
日時 年月日(木)時分～時分
月日(金)時分～時分
場所

ザ・グランドパレスホテル 徳島市寺島本町西 1601(JR 徳島駅
4F

参加費

至近)

メイプルルーム

企画責任者

日(予定)時 年月日(火) 

会

場

い下さい)
＊対面を基本としますが，オンライン参加(参加費確定次第，参加申込を頂いた皆様にご連絡致
します．
参 加 料

無料

聴講申込

下記 Google フォームより申し込み頂きますようお願いいたします．
QR コードからも読み取り可能です．

別途ご案内(11/24予定

基調講演 3 件，口頭発表 6 件程度，ポスター
セッションを行う予定です．

は同額)も受け付けます．
交流会費

54号館中講堂(〒9638642 郡山市田村町徳定中河原 1)

https://www.gphotel.jp/

学生 1,000 円(現地にて現金でお支払

日本大学工学部プログラム

大村孝仁(物質・材料研究機構)

一般 5,000 円

日本大学工学部，日本鉄鋼協会東北支部

コロナの状況により判断)

申込・問合先
下記の A. または B. を選択いただき，下記項目をメールにてお申込み下さい．

申込締切

学生(高専/学部/修士/博士)〕，
メールアドレス

正午まで

https://forms.gle/ZMKTgiw7M1SN2s347

．ポスター発表希望者ポスター題目，発表者氏名，所属・身分〔若手( 35 歳未満) or月日(金)問合せ先日本金属学会東北支部 事務局(東北大学大学院工学研究科
 0227957324

締切月日(金)＊先着20編

吉見研究室内)Email: tohoku＠jimm.jp

．聴講のみ希望者氏名，所属，メールアドレス，現地or オンラインの別締切当日まで申し込み受付可
申し込み先

◇

micromech_jim＠nims.go.jp◇◇“微小領域の力学特性評価とマルチスケールモ
デリング”2022
事務局物質・材料研究機構

井口

http://nims.nims.go.jp/group/sdg/micromech-jim/

宿泊各自で手配願います．研究会会場ホテルを割引価格でご利用いただけます．ご予約の際，研究会名をホテルにお伝え下さい．

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan年度講演大会委員候補者の推薦のお願い
講演大会委員および調査研究委員は，2023年 4 月の定時社員総会日が交替時期となっており，学会活動の一層の活性化を図るため，各界から積極的にご協力いただける気鋭の人材を求めております．
以下の要領で，次期講演大会委員候補者の推薦を募集いたします．
.

講演大会委員選出約170名程度を選出します．

.

構成員の任期2023年定時社員総会当日から 2 年後の定時社員総会終了時まで．

.

組織の体制(講演大会委員会，調査研究委員会)
講演大会委員会

調査研究委員会

1 分野

1 分科

材料と社会および先進機能材料

2 分野

2 分科

物性および電気・磁気関連材料

3 分野

3 分科

組織および計算科学

4 分野

4 分科

力学特性

5 分野

5 分科

材料化学

6 分野

6 分科

材料プロセシング

7 分野

7 分科

生体・医療・福祉

8 分野

8 分科

構造材料

9 分野

9 分科

エネルギー関連材料

.

大

分

類

講演大会委員会の構成員



委員長

1名




副委員長




各分野の委員長

1名
1名




各分野の副委員長



各分野の幹事数名



各分野の委員数名



その他理事会の決議による構成員

.

1名

数名

調査研究委員会組織の構成員



委員長




副委員長




各分科の委員長




各分科の副委員長



各分科の幹事

その他理事会の決議による構成員

1名
1名
1名
1名

数名
数名

.

委員候補者の資格金属学会正員であり，2023年 4 月末時点で45歳以下の方.

推薦資格現講演大会委員および現調査研究委員または名以上の正員の連名による推薦(自薦も可)自薦の場合も，上記の推薦者は必要です．

.

推薦用紙記入方法
所定の推薦用紙で以下を明記の上，金属学会事務局宛(下記メール宛)に推薦下さい．
推薦された方は，講演大会企画委員会において次期委員候補者を協議いたします．
推薦用紙はホームページよりダウンロード出来ます．
 候補者氏名◯.

 生年月日◯ 推薦分野(分科)◯ 勤務先・職名◯候補者推薦締切年月日(月)問合・送付先〒9808544 仙台市青葉区一番町 11432
公益社団法人日本金属学会講演大会委員会担当係



 連絡先住所・電話・E◯mail 0222233685

Email: stevent＠jimm.jp

本 会 記 事ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan






本 会 記 事ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan2023年春期講演大会の外国人特別講演および招待講演募集
春秋講演大会における外国人研究者による特別講演と招待
講演については会員からの推薦をもとに，国際学術交流委員会において審議採択し，講演実施細目については講演大会委
員会で決定いたします． 2023 年春期講演大会の特別講演と招待講演を募集いたしますので，下記要領によりご推薦下さい．尚，新型コロナウイルスの感染拡大状況により春期講演大会がオンライン開催に変更になる可能性もありますこと予〈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．
原稿提出先電子メール(受け取りメールの確認をして下さい)Email : materia＠jimm.jp

めご了承下さい．
.

特別講演

公

講演者著名な外国人研究者とする．
講演時間30分(討論10分)◇東北大学金属材料研究所磁性材料学研究部門 教授 公募◇

採択件数3～4 件
滞在費補助 10,000 円× 5 日(上限日数)(現地開催の場合)
その他大会参加費免除，懇親会招待
.

募

公募人員

教授名

所

磁性材料学研究部門

属

研究分野の開発を両輪とする磁性材料研究およびその発展

招待講演の基盤となる新たな学理の開拓に意欲的に取り組

講演者有益な講演が期待される国内に滞在する

んで頂ける方．

外国人研究者とする．

.

磁性材料学分野．新しい磁性材料の創製と新機能

講演時間15分(討論 5 分)

応募資格

博士の学位を有する方

採択件数5 件程度

着任時期決定後，できるだけ早い時期
任期なし(定年65歳)

滞在費補助なし

勤務形態

常勤

その他大会参加費免除

待東北大学の規定による

遇

公募締切 年月日(木)必着

推薦用紙
所定様式(ホームページからダウンロード下さい)に提出書類

より，下記メールアドレス宛に「外国人特別講演推

 履歴書(写真添付)
薦」と明記しお送り下さい．送信後 2～ 3 日過ぎて

 研究業績リスト(原著論文，その他の論文(プロも受理メールの無い場合はお問合せ下さい．

シーディング等)，総説・解説，著書，特許，国.

推薦書提出期日 年月日(金)際会議の招待講演，競争的資金獲得状況等，およ.

照会・推薦書提出先

び Publons ID, ScopusID, ORCID ID 等のご自身〒9808544 仙台市青葉区一番町 11432の業績が登録された論文データベースの ID)(公社)日本金属学会 国際学術交流委員会宛

 主要論文の PDF ファイル(10編以内)
 0222233685

 これまでの研究概要(2000字程度)

FAX 0222236312%

 着任後の研究計画(2000字程度)
Email: stevent＠jimm.jp

 照会可能者 2 名の氏名と連絡先


書類送付先

〒9808577 仙台市青葉区片平 211
東北大学金属材料研究所

URL

所長

宛

http: // www.imr.tohoku.ac.jp / ja / news / open _ position/detail―id-583.html※応募書類の封筒表面には「教授応募書類(磁性材料学研究

◇

◇

◇

部門)在中」と朱書きし，全て PDF ファイルとして USB
メモリーに入れて書留にてお送り下さい．
※応募書類の返却は致しませんのでご了承下さい．
※履歴書は本応募の用途に限り使用し，個人情報は正当な理由なく第三者へ開示することは一切ありません．
問合せ先東北大学金属材料研究所 野尻浩之
 0222152015
Email: nojiri＠imr.tohoku.ac.jp



本 会 記 事◇東京工業大学

物質理工学院

教員公募◇◇龍谷大学先端理工学部(助教)公募◇

公募人員

准教授名(任期なし)

公募人員

助教(任期付)名所

物質理工学院 材料系

所

応用化学課程材料理工学分野，特に，計算材料科学を活用した

専門分野

無機・セラミックス系分野

構造材料の力学解析および設計

担当科目

化学合成実験，アドバンスト物質科学合成実験，

属

専門分野
職務内容

上記専門分野の研究遂行，大学院および学士課程
学生への授業と研究指導，および組織の運営に関

応募資格

属

化学の英語などの予定
 博士の学位を有するか，着任までに学位取得の応募資格◯

する業務

見込みがあること．

博士の学位もしくはそれに相当する能力を有する

 大学教育・学生指導に熱意があること．
◯

こと 専門分野に研究実績があり，新しい研究分野の◯開拓に意欲があること．

勤務予定地

大岡山キャンパス(最寄り駅大岡山)

着任時期

令和 5 年 4 月 1 日以降，できるだけ早い時期

 課程・学部の諸業務に意欲的に取り組んでいた◯

応募締切

令和年月日(木)必着

だけること

1. 略歴調書， 2. 業績調書， 3. 主要原著論文別刷

 本学の建学の精神を尊重するとともに，教育活◯り， 4. 競争的研究資金及び外部研究資金の獲得

動を始めとする業務に意欲的に取り組む意志を有

提出書類

実績， 5. 研究に関する実績ならびに着任後の研究構想， 6. 教育に関する実績および着任後の抱

提出方法

問合せ先

すること
着任時期

2023年 4 月 1 日(予定)負， 7. 社会活動に関する実績， 8. 参考意見を伺

勤務形態

常勤，任期 5 年(再任はありません)

える関連分野の研究者の氏名，所属及び連絡先，応募書類

 履歴書(様式 1，写真貼付)


9. 応募者情報の Excel ファイル．

 教育業績・職務実績書(様式 2 )，研究業績書
詳細は以下の URL より確認し，それに従って下(様式 3 ，著書や論文などカテゴリに分けて記載

さい．

して下さい)

http: / / www.hyoka.koho.titech.ac.jp / eprd / re- 主要論文別刷り(3 編以内，コピー可)

cently/koubo/koubo.php#7499

 現 在 ま で の研 究 概 要 (様 式 5 ， 図 表 を 入 れ て

JRECIN Portal Web 応募システム

2,000字程度)

https: // jrecin.jst.go.jp / seek / SeekJorDetail?id ＝

 教育と研究に関する抱負(様式 6，1,000字程度)
D122071325&ln_jor＝0

 本人に関する所見を求めうる人(二人)の氏名・


物質理工学院 材料系

教授

藤居

俊之

Email: fujii.t.af＠m.titech.ac.jp

所属および連絡先※ 書 式( 様式 )に つ いて は https: // www.ryukoku.ac.jp / employment/index.html よりダウンロードして下さい．

＊東京工業大学では，多彩な人材を確保し，大学力・組織力を高めるため，全ての研究分野において外国人や女性の参画

書類送付先〒5202194 滋賀県大津市瀬田大江町横谷 15
龍谷大学先端理工学部応用化学課程

する均等な機会を確保します．

課程主任◇豊橋技術科学大学

機械工学系

教員公募◇

中沖隆彦

＊封筒の表には「助教応募書類」と朱書し，簡易書留にて郵送して下さい．

公募人員

准教授名

応募期限 年月日必着所

機械工学系 材料・生産加工分野

問合せ先

属

専門分野

応用化学課程課程主任

各種金属基構造材料の X 線，電子線，中性子線

教授

等の放射光を用いたナノレベルの構造解析を実施(Email: nakaoki＠rins.ryukoku.ac.jp)

し，加工熱処理による特性改善と先端構造材料の待遇などの詳細は直接メールにてお問合せ下さい．

中沖隆彦

開発に関する分野
応募締切 年月日(金)必着
問合せ先〒4418580 愛知県豊橋市天伯町雲雀ヶ丘 11
豊橋技術科学大学
教授

機械工学系

三浦博己

 0532446697

◇

◇

◇

＊公募詳細は下記 URL をご覧下さい．
https://www.tut.ac.jp/about/kyoin-koubo.html

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan金属学会セミナー(特別講座)

拡散解析基礎から最先端へ
日本金属学会「セミナー・シンポジウム委員会」企画［協賛予定]

合金状態図研究会，エネルギー資源学会，金属系材料研究開発センター，素形材センター，資源・素材学会，自動車技術会，軽金属学会，日本鋳造工学会，日本塑性加工学会，日本鉄鋼協会，日本チタン協会，日本材料学会，日本材料科学会，ステンレス協会，日本アルミニウム協会，軽金属製品協会，日本ガスタービン学会，日本機械学会，日本 MRS，日本物理学会

合金中の拡散は，ナノ・ミクロ組織の形成過程や合金間の反応を理解するための基盤となります．Fick の法則で記述される拡散の基本関係式は，多くの教科書で説明されていますが，異相間の拡散問題や多元系実用合金に対する取り扱いなどの記
述，あまり見かけません．近年では，CALPHAD 法に代表される平衡熱力学計算法により多元・多相の相平衡を精度よく評価することが可能になりました．また，この計算法と多元系拡散方程式を組み合わせることにより，多元系・多相系における拡散現象をも容易に取り扱えるようになってきています．そこで今回は，合金中の拡散の基礎から応用までを学ぶことができるセミナーを企画させていただきました．当該分野における材料工学の基礎から応用までを効率的に学ぶよい機会ですので，多くの皆様のご参加をお待ちしております．
日時 年月日(木)～，月日(金)～

場

所

オンライン

100名
受講料(★受講料に，以下のテキスト代は含まれませんので，ご注意下さい)

募集定員

受講資格

事前申込

正

員

15,000円

学生

8,000円

非会員

23,000円

テキスト(受講者は各自でご購入下さい)
テ

キ

ス

ト

金

小山敏幸材料設計計算工学(増補新版) ―計算組織学編―，内田老鶴圃(1999)

額

3,520円(本会維持員会社社員，協賛学協会会員は会員扱い．学生は会員，非会員の区別なし)

申込締切(事前予約のみ) 年月日(月)
参加申込方法WEB 申込

受講料支払方法
問合先

https://www.jim.or.jp/seminersymposium/

 カード決済◯ コンビニ決済◯〒9808544 仙台市青葉区一番町 11432
Email: meeting＠jimm.jp

 銀行振込◯(公社)日本金属学会

 0222233685

セミナー・シンポジウム参加係

FAX 0222236312%

プログラム(予定)◆【第日目月日 ～】1000～1100｢拡散律速型の界面移動」講師

梶原正憲

1100～1200｢反応拡散の基礎と応用」講師

梶原正憲

1200～1300―昼食・休憩―1300～1400｢エネルギー散逸関数と広義のフィックの法則」講師

1400～1415―休

1415～1545｢CALPHAD法からフェーズフィールド法へ(拡散現象を対象に)」講師

1545～1600―休

1600～1700｢スピノーダル分解理論」講師

1700～1730

質疑応答

小山敏幸

憩―

小山敏幸

憩―

小山敏幸

◆【第日目月日 ～】1030～1200｢CALPHAD法をベースとした拡散理論体系」講師

1200～1300―昼食・休憩―1300～1430｢多成分系における拡散対解析」講師

1430～1445―休1445～1630｢拡散対シミュレーションと機械学習」講師

1630～1700

質疑応答

小山敏幸

小山敏幸

憩―

小山敏幸

講師梶原正憲(東工大名誉教授)，小山敏幸(名大教授)★テキスト各講義の資料を，pdf ファイル(pptx ファイルの pdf も含む)にて配布予定です．また市販の教科書【小山敏幸
「材料設計計算工学(増補新版)―計算組織学編―」，内田老鶴圃，()．】も使用します．
(注)受講者は，上記の教科書を事前に購入されることをお勧めします．なお受講料には，上記の教科書代は含まれておりませんので，ご注意下さい．

本 会 記 事

～日本金属学会オンライン教育講座

開催案内～『状態図・相平衡・拡散の基礎』
日時

一日目 年月日(火) ～
二日目 年月日(水) ～

状態図は，「材料設計の地図」であると形容されるように，目的のミクロ組織を得るため，製造プロセスの最適化のための重要な役割を担っています．現在では，カルファド法による状態図計算が広く行われており，多くの熱力学計算ソフトウェア
や熱力学データベースが市販・公開され，材料開発に用いられています．本講座では，ミクロ組織の形成過程を理解するために必要となる状態図・相平衡・拡散理論に関してそれらの基礎から解説を行います．

梶原正憲先生

講師東京工業大学名誉教授［講師紹介］1978年 3 月 東京工業大学 工学部 金属工学科 卒業1983年 3 月 東京工業大学 理工学研究科 金属工学専攻 博
士課程 修了1983年 4 月～2020年 3 月 東京工業大学 工学部，総合理工学研究科および物質理工学院で教育・研究活動に従事2020年 4 月～ 東京工業大学 名誉教授

講師物質・材料研究機構主席研究員

阿部太一先生［講師紹介］1992年 3 月 東海大学大学院工学研究科修士課程終了，同年科学技術庁金属材料技術研究所(現物質・材料研究機構)入所．現在，同構造材料研究拠点主席研究員．この間20022003年スウェーデン王立工科大学客員研究員．博士(工学)．

講師名古屋大学准教授

塚田祐貴先生［講師紹介］2007年 3 月名古屋大学工学部物理工学科卒業．2011年 3 月名古屋大学大学院工学研究科博士課程修了，博士(工学)．2011年 8 月名古屋工業大学工学部助教．2015年 4 月名古屋大学工学部助教．2016年11月より現職．

講師物質・材料研究機構上席研究員

大沼郁雄先生［講師紹介］1993年 3 月 東北大学大学院工学研究科材料物性学専攻博士課程前期修了，2006年 東北大学大学院工学研究科金属フロンティア工学専攻准教授，2015年 物質・材料研究機構主席研究員，2016年 グループリーダー，現在，同上席研究員．博士(工学)．
［協賛予定］合金状態図研究会，エネルギー資源学会，金属系材料研究開発センター，素形材センター，資源・素材学会，自動車技術会，軽金属学会，日本鋳造工学会，日本塑性加工学会，日本鉄鋼協会，日本チタン協会，日本材料学会，日本材料科学会，ステンレス協会，日本アルミニウム協会，軽金属製品協会，日本ガスタービン学会，日本機械学会，日本 MRS，日本物理学会，日本化学会，電気化学会，電気学会，応用物理学会，日本セラミックス協会，日本分析化学会，粉体粉末冶金協会，日本磁気学会

参加方法
受 講 料

オンライン(Zoom)による講義．申込者へは 3 日前までに参加方法をご連絡いたします．
対象者

1 講座基本料金

2 講座目以降割引料金※

正員

20,000円

15,000円

学生

8,000円

6,000円

非会員

40,000円

30,000円(本会維持員会社社員，協賛学協会会員は会員扱い．学生
は会員，非会員の区別なし)※本年度および次年度開催のオンライン教育講座を複数申込される場合，2 講座目からは割引料金となります．一日目，二日目の区分ではありません．
申込締切(事前予約のみ) 年月日(月)
参加申込方法WEB 申込

事前配布資料

事前配布資料があれば，開催 3 日前頃までにメール配信いたします．

受講料支払方法
問合先

https://www.jim.or.jp/seminersymposium/よりお申込み下さい．

 カード決済◯ コンビニ決済◯〒9808544 仙台市青葉区一番町 11432
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ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan

 銀行振込◯(公社)日本金属学会

 0222233685

セミナー・シンポジウム参加係

FAX 0222236312%



＜プログラム＞
一日目 月日(火)1030～1200


相平衡の熱力学

1200～1315

―休

講師

梶原正憲

1315～1445
相平衡の熱力学1445～1500

―休

講師

梶原正憲

1500～1600

CALPHAD 法による熱力学計算

1600～1630

質疑応答

憩―

憩―

講師

阿部太一

二日目 月日(水)1030～1200
拡散の基礎

1200～1315―休

1315～1445


拡散の基礎

1445～1500―休

1500～1600

平衡化法および拡散対法による状態図実験

1600～1630

質疑応答

★テキスト

講師

塚田祐貴

講師

塚田祐貴

憩―

憩―

講師

大沼郁雄

以下の教科書，および各講義スライドの pdf ファイル(必要に応じて講義資料の pdf ファイル)を使用します．

 梶原正憲相平衡の熱力学 ―熱力学体系の理解のために―，コロナ社(2021)
 阿部太一材料設計計算工学(増補新版) ―計算熱力学編―，内田老鶴圃(2019) と の教科書を事前に購入されることをお勧めします．なお受講料には，上記の教科書代は含まれて(注)受講者は，上記

おりませんので，ご注意下さい．

・・

日本金属学会オンライン教育講座『材料強度の基礎』
日時

一日目 年月日(木) ～
二日目 年月日(金) ～

 結晶塑性学の基盤となる転位論の基礎，
 種々の結晶構造における転位構造の特徴とその強度特性との本講座ではまず，
 各種強化機構の基礎等について述べる．さらに材料破壊の基礎についても材料科学的な立場から論述する．そこでは，関係，
 材料破壊の基盤としてのクラック論基礎， 転位
クラック相互作用を通して破壊靭性について考える．水素脆化の問題についても触れたい．

講師九州大学名誉教授

東田賢二先生［講師紹介］1975年 3 月京都大学工学部金属加工学科卒業，1980年 3 月京都大学大学院工学研究科博士課程単位取得退学，同年 4 月同研究科研究生， 1982年 6 月京都大学工学部助手， 1984年 1 月工学博士(京都大学)． 1992年 4 月九州大学工学部材料工学科助教授，2007年 1 月九州大学大学院工学研究院材料工学部門教授，2016年 3 月同退職(九州大学名誉教授)．同年 4 月国立高等専門学校機構佐世保工業高等専門学校校長，2018年 4 月2020年 3 月国立高等専門学校機構理事(校長兼任)，2021年 3 月同退職(国立高等専門学校機構顧問)．同年 4 月九州大学鉄鋼リサーチセンター学術研究員(特任教授)，現在に至る．
［協賛予定］エネルギー資源学会，応用物理学会，金属系材料研究開発センター，軽金属学会，軽金属製品協会，合金状態図研究会，資源・素材学会，自動車技術会，ステンレス協会，素形材センター，電気化学会，電気学会，日本アルミニウム協会，日本 MRS，日本化学会，日本ガスタービン学会，日本機械学会，日本材料科学会，日本材料学会，日本磁気学会，日本セラミックス協会，日本塑性加工学会，日本チタン協会，日本鋳造工学会，日本鉄鋼協会，日本物理学会，日本分析化学会，粉体粉末冶金協会

参加方法



オンライン(Zoom)による講義．申込者へは 3 日前までに参加方法をご連絡いたします．

本 会 記 事受 講 料対象者

1 講座基本料金

2 講座目以降割引料金※

正員

20,000円

15,000円

学生

8,000円

6,000円

非会員

40,000円

30,000円(本会維持員会社社員，協賛学協会会員は会員扱い．学生
は会員，非会員の区別なし)※本年度および次年度開催のオンライン教育講座を複数申込される場合，2 講座目からは割引料金となります．一日目，二日目の区分ではありません．
申込締切(事前予約のみ) 年月日(火)参加申込方法WEB 申込

事前配布資料

事前配布資料があれば，開催 3 日前頃までにメール配信いたします．

受講料支払方法
問合先

https://www.jim.or.jp/seminersymposium/よりお申込み下さい．

 カード決済◯ コンビニ決済◯ 銀行振込◯〒9808544 仙台市青葉区一番町 11432(公社)日本金属学会

セミナー・シンポジウム参加係

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 0222233685

FAX 0222236312%＜プログラム＞
一日目 月日(木)1300～1400

結晶塑性(転位論)と破壊(クラック論)との結びつき

1400～1415―休

1415～1515

FCC, BCC, HCP 構造をもつ材料の力学特性の特徴

1515～1530―休1530～1630

転位論の基礎(転位の概念は何故必要か)憩―憩―

二日目 月日(金)1300～1400

FCC, BCC, HCP 結晶における転位構造の特徴と強度特性の関係

1400～1415―休

1415～1515

クラック論の基礎(材料科学における破壊力学の重要性)

1515～1530―休1530～1630

転位クラック相互作用を通した破壊靭性の考え方(水素脆化の特徴にも触れる)

憩―

憩―

・

・

日本金属学会オンライン教育講座『金属製錬の熱力学』

New!!
日

時

一日目 年月日(木)～
二日目 年月日(金)～

金属製錬は，鉱石から酸素や硫黄，不純物を除去して目的の金属を得る技術として，現代社会の構築に大きく貢献してきました．資源の枯渇や地球温暖化が進み，低品位鉱石や都市鉱山の活用が求められ，カーボンニュートラルに向けて様々な取り組みがなされる中，その重要性はさらに高まっています．
本講義では，高温反応での乾式製錬に焦点をあて，その原理となる化学熱力学における化学ポテンシャル，相平衡，状態図などの基礎概念や法則について解説します．さらに，不純物除去のためのスラグ金属気体間平衡反応など製錬プロセス解析
への化学熱力学の活用について解説します．これらは同様に化学熱力学を活用する湿式製錬や電解精錬を学ぶ上での基礎にもなります．

講師東京大学名誉教授

月橋文孝先生［講師紹介］1977年 3 月東京大学工学部金属工学科卒業．1982年 3 月東京大学大学院工学系研究科金属工学専門課程博士課程

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan修了，工学博士． 1982年 4 月東京大学工学部金属工学科助手， 1986年 10月東京大学講師，1988年 1 月東京大学
助教授を経て，1999年 4 月東京大学大学院新領域創成科学研究科物質系専攻教授．2020年 3 月東京大学定年退職．
2020年 6 月東京大学名誉教授．
［協賛予定］エネルギー資源学会，エレクトロニクス実装学会，応用物理学会，化学工学会，環境資源工学会，金属系材料研究開発センタ
ー，軽金属学会，軽金属製品協会，合金状態図研究会，資源・素材学会，自動車技術会，ステンレス協会，スマートプロセス学会，素形材センター，電気化学会，電気学会，日本アルミニウム協会，日本 MRS，日本化学会，日本ガスタービン学会，日本機械学会，日本混相流学会，日本材料科学会，日本材料学会，日本磁気学会，日本伸銅協会，日本セラミックス協会，日本塑性
加工学会，日本チタン協会，日本鋳造工学会，日本鉄鋼協会，日本熱物性学会，日本物理学会，日本分析化学会，日本マグネシ
ウム協会，日本溶接協会，熱処理技術協会，廃棄物資源循環学会，粉体粉末冶金協会，溶接学会

参加方法
受 講 料

オンライン(Zoom)による講義．申込者へは 3 日前までに参加方法をご連絡いたします．
対象者

1 講座基本料金

2 講座目以降割引料金※

正員

20,000円

15,000円

学生

8,000円

6,000円

非会員

40,000円

30,000円(本会維持員会社社員，協賛学協会会員は会員扱い．学生
は会員，非会員の区別なし)※本年度および次年度開催のオンライン教育講座を複数申込される場合，2 講座目からは割引料金となります．一日目，二日目の区分ではありません．
申込締切(事前予約のみ) 年月日(火)
事前配布資料

事前配布資料があれば，開催 3 日前頃までにメール配信いたします．

参加申込方法WEB 申込

受講料支払方法
問合先

https://www.jim.or.jp/seminersymposium/

 カード決済◯ コンビニ決済◯ 銀行振込◯〒9808544 仙台市青葉区一番町 11432(公社)日本金属学会

セミナー・シンポジウム参加係

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 0222233685

FAX 0222236312%＜プログラム＞
一日目 月日(木)1300～1455

熱力学変数

1455～1505―休

1505～1700

化学ポテンシャルと平衡憩―

二日目 月日(金)1300～1455

状態図と相平衡1455～1505―休

1505～1700

製錬プロセスへの適用

憩―

・

・

日本金属学会オンライン教育講座

New!!

 水溶液腐食の基礎―平衡論・速度論』『金属材料の耐環境性日

一日目 年月日(月)～

時

二日目 年月日(月)～
近年，金属材料が使用される環境は多様化し，使用環境と金属材料の相互作用により生じる腐食・劣化現象やその要因も複雑化する傾向にあります．様々に異なる腐食の要因を把握して適切な防食対策を施すためには，腐食現象を基礎から理解することが必要とされます．本講座では水溶液が関わる腐食を理解するために不可欠な平衡論や速度論を中心とした基礎理論，ならびに鉄鋼材料や非鉄金属材料で生じうる腐食の機構について学びます．



本 会 記 事

大塚俊明先生

講師北海道大学名誉教授［講師紹介］1971年 3 月北海道大学工学部応用化学科卒業．1976年 3 月北海道大学工学博士．北海道大学助手・同大助教授・名古屋工業大学助教授を経て，1998年 4 月北海道大学教授．現在，北海道大学名誉教授．

講師東北大学教授

武藤泉先生

株 研究員・新日鐵住金［講師紹介］1986年 3 月東北大学工学部金属工学科卒業．1998年 3 月東北大学博士(工学)．新日本製鉄
株 主任研究員・東北大学助教授・同大准教授を経て，2014年 1 月より現職．
ステンレス

講師東京工業大学教授

多田英司先生［講師紹介］1993年 3 月東京工業大学工学部金属工学科卒業．1998年 3 月東京工業大学博士(工学)．秋田大学助手・秋田大学
准教授・東京工業大学准教授を経て，2021年 4 月より現職．
［協賛予定］安全工学会，化学工学会，火力原子力発電協会，軽金属学会，鋼管杭・鋼矢板技術協会，色材学会，資源・素材学会，ステンレス協会，精密工学会，石油学会，電気化学会，土木学会，日本化学会，日本ガス協会，日本機械学会，日本原子力学会，日本建築学会，日本
高圧力技術協会，日本工学会，日本鋼構造学会，日本材料学会，日本伸銅協会，日本水道協会，日本セラミックス協会，日本チタン協会，日本鉄鋼協会，日本非破壊検査協会，日本プラントメンテナンス協会，日本防錆技術協会，日本溶接協会，表面技術協会，腐食防食学会，溶接
学会

参加方法
受 講 料

オンライン(Zoom)による講義．申込者へは 3 日前までに参加方法をご連絡いたします．
対象者

1 講座基本料金

2 講座目以降割引料金※

正員

20,000円

15,000円

学生

8,000円

6,000円

非会員

40,000円

30,000円(本会維持員会社社員，協賛学協会会員は会員扱い．学生
は会員，非会員の区別なし)※本年度および次年度開催のオンライン教育講座を複数申込される場合，2 講座目からは割引料金となります．一日目，二日目の区分ではありません．
申込締切(事前予約のみ) 年月日(木)事前配布資料

事前配布資料があれば，開催 3 日前後までにメール配信いたします．

参加申込方法https://www.jim.or.jp/seminersymposium/

受講料支払方法
問合先

 カード決済◯ コンビニ決済◯

よりお申込み下さい．

 銀行振込◯〒9808544 仙台市青葉区一番町 11432(公社)日本金属学会

セミナー・シンポジウム参加係

Email: meeting＠jimm.jp

 0222233685

FAX 0222236312%＜プログラム＞
一日目 月日(月)1300～1430

水溶液腐食の平衡論(大塚俊明先生)

1430～1450―休1450～1620水溶液腐食の速度論(大塚俊明先生)

1620～1630―休1630～1700

質疑応答

憩―

憩―

二日目 月日(月)1300～1430

鉄鋼材料の全面腐食・局部腐食(武藤1430～1450―休1450～1620

非鉄金属材料の腐食(多田英司先生)

1620～1630―休1630～1700

質疑応答

泉先生)

憩―

憩―

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan(2022年 6 月21日～2022年 7 月20日)

正

員

井上謙一
川村史朗

田中貴金属工業株式会社
国立研究開発法人物質・材料
研究機構

北川真也
栗田陽一
佐久間穂崇
鈴木慎太郎
高橋菜保
学

生

青木
翼
赤石幸起
秋元佑作
安達隼介
足立龍斗
安彦祐輝
天池友哉
雨宮直輝
新井佑梨
荒内隆誓
有賀才貴
阿波千寛
安藤空我
家氏優行
五十嵐壮太
井口颯太
石川蓮太
石原島弘明
泉
隆博
磯村龍一
市瀬浩将
伊藤耕太郎
伊藤栞子
伊東祐斗
糸山森羅
稲葉太郎
稲村岳士
井上空詩
井上
格
岩崎宗将
岩崎将成
岩田健史
於
華萌
上田佑理
漆間元貴
江面じゅん
遠藤七洋
遠藤守琉
大江弘拳
大川裕輝
大串一真
大栗洋人
大崎翔太郎



竹原万莉那
田中智大
仲川枝里

東静工業株式会社
東京理科大学
ユニチカ株式会社

富士通株式会社
国立研究開発法人物質・材料

松尾哲司
眞部弘宣
遊佐
斉

研究機構

本田技研工業株式会社
株式会社クリタ

JFEスチール株式会社

仲沢達也
藤原比呂
星野智之
堀内
潤

田中貴金属工業株式会社
九州大学
東邦亜鉛株式会社

京都大学
日本電子株式会社
国立研究開発法人物質・材料
研究機構

吉岡
吉田
李

謙
智
燕

吉岡技術士事務所
東ソー株式会社
大阪大学

JFEスチール株式会社

員
名古屋大学
鹿児島大学
名古屋工業大学
九州大学
弘前大学
群馬大学
金沢大学
東京大学
東北大学
大阪府立大学
東京工業大学
北海道大学
九州工業大学
大阪大学
東北大学
大阪大学
名古屋工業大学
長岡技術科学大学
九州工業大学
東京工業大学
東京工業大学
東京工業大学名古屋工業大学
東京大学
九州大学
名古屋大学
金沢大学
広島大学
兵庫県立大学
芝浦工業大学
九州工業大学
東京大学
京都大学
東京工業大学
東京医科歯科大学
富山大学
東京工業大学
東京大学
北海道大学
東北大学
大阪大学
大阪大学
富山県立大学

大 澤 周 平 名古屋工業大学
大 澤 史 哉 愛媛大学
大島
菫 愛媛大学
大須賀脩介 東京大学
大 谷 樹 生 芝浦工業大学
大 谷 祐 貴 名古屋大学
大 塚 祥 人 芝浦工業大学
小笠原 遼 東北大学
岡 田 雄 司 東京工業大学
岡田柚実香 大阪大学
沖
能 瑠 熊本大学
奥 山 勇 輝 福岡工業大学
小 田 健 太 富山大学
男 澤 桜 子 岩手大学
小 野 晃 生 東京工業大学
小山真里奈 群馬大学
小 山 裕 也 弘前大学
恩田
真 芝浦工業大学
Kaiyuan YAO 大阪大学
加 賀 考 成 滋賀県立大学
片 桐 大 智 東北大学
片山遥 熊本大学片 山 里 南 東京工業大学
加 藤 淳 也 東海大学
加 藤 有 真 名古屋大学
金 原 生 奈 芝浦工業大学
鎌 田 龍 介 東海大学
粥 川 俊 介 名古屋大学
刈部健太郎 東京都立大学
河 内 玲 奈 大阪大学
川 津 孝 介 九州大学
川鍋
渉 群馬大学河 邊 巧 直 芝浦工業大学
姜
信 英 東北大学
菊 地 凌 太 芝浦工業大学
北 上 真 幸 大阪大学
北野
亘 関西大学金庚 民 大阪大学
木 村 光 貴 芝浦工業大学
木 山 智 輝 九州大学
日 馬 真 夏 芝浦工業大学
久 慈 聖 太 岩手大学
國吉宏太朗 東京工業大学

久 米 望 介 富山大学
倉 林 康 太 東北大学
栗 野 晃 一 九州大学伍
沢 西 大阪大学
小 嶋 優 輔 金沢大学
小 杉 静 花 大阪大学
兒玉涼 熊本大学
小西陽一郎 金沢大学
小 林 正 人 福岡工業大学
是 永 琢 斗 名古屋大学
近藤謙太郎 九州大学
蔡
嗣 閣 大阪府立大学
嵯 峨 功 大 大同大学
嵯峨山 葵 関西大学
佐々木達也 関西大学
佐 瀬 浩 平 東京大学
眼 目 健 翔 北海道大学
佐藤祥太郎 室蘭工業大学
佐藤
幹 北海道大学
佐藤祐 北海道大学
佐 藤 悠 然 関西大学
柴 田 聖 大 弘前大学
芝 本 健 志 大阪大学
清水
憩 群馬大学
清水健太郎 東京工業大学
清 水 雄 太 九州大学
清 水 友 斗 北海道大学
清 水 崚 雅 神戸大学
下 村 昌 輝 九州大学
庄 子 智 明 東北大学
白 木 翔 大 中部大学
白 土 泰 裕 北海道大学
神宮
輝 神戸大学鈴 木 海 渡 長岡技術科学大学
鈴 木 華 音 仙台高等専門学校
鈴 木 駿 介 愛知工業大学
鈴 木 敬 康 東京工業大学
鈴 木 弓 景 名古屋大学鈴 木 涼 介 京都工芸繊維大学
鈴 村 勇 介 東京工業大学
競芭裸就 馬廼米 螺児盈 弛无

広島

大学

千藤

翼

北海道大学

本 会 記 事

高島充希
高島
良
高田悠介
田口貴哉
竹内彰汰
竹内友哉
武田良樹
多田陸人
辰島
諒
田中嵩純
田中宏季
田中陸平
谷口航平
田畑浩大
田原千大
丹羽侑希
趙
艶華
口隼人
土部
慶
恒川
開
寺崎保裕
戸崎
烈
富永隼矢
内藤拓人
仲田
玲
中出大晴
中村太輔
中村弘和
中元航太
中山
恵
七海詩音
名波拓馬
成川皓泰
成瀬卓弥
新妻佑斗
新野拓夢

富山県立大学神戸大学
芝浦工業大学
金沢大学
室蘭工業大学
神戸大学
名古屋大学
東北大学
北海道大学
名古屋大学
東京工業大学
大阪大学
関西大学
東京大学
九州工業大学
熊本大学
大阪大学
富山大学
大阪大学
大阪大学・工大阪府立大学東北大学
兵庫県立大学
三重大学
東北大学
関西大学
金沢大学
大阪大学
鹿児島大学
芝浦工業大学東北大学
名古屋大学
名古屋工業大学
京都大学
東北大学
北海道大学

西尾拓哉
西岡彪吾
西口ありさ
西野紗衣
沼倉恭平
野田幸伸
野々村俊希
羽切颯汰
橋本
航
畑
勇気
畑中辰汰朗
八田佳剛
早野彩夏
原
聖也
春名瞭平
韓
東瑾
半田俊喜
比嘉良太
疋田直規
肥田
輝
日野聖人
百歩
明
檜 山 快
平栃健太
福澤颯太
福島幸大
福本圭祐
藤井謙成
藤原孝哉
藤本隆誠
藤原
陸
舩o隆史郎
侯
林楓
細川智哉
堀井雄斗
堀江
典

大阪公立大学
宇部工業高等専門学校
京都大学
茨城大学
岩手大学
神戸大学
群馬大学
芝浦工業大学
東北大学
東京大学
東北学院大学
芝浦工業大学
北海道大学
秋田大学
大阪大学
東京工業大学
東京工業大学
九州大学
名古屋工業大学
近畿大学
名古屋工業大学
大阪大学
東北大学
千葉工業大学
北海道大学
北海道大学
北海道大学
北海道大学
熊本大学
兵庫県立大学
九州大学
九州大学
大阪大学
大阪大学
大阪公立大学

堀口真輝
本田有作
松井祐弥
松下雄介
松田貴大
松田幹大
松田
陸
松盛光敏
満江茉由
三戸陽奈太
南
達哉
美野輪光樹
宮川靖弥
村井田拓希
室津陽香
杢谷成道
持丸駿哉
森
千紘
森
雄志
森下泰智
柳
和弥
山本和輝
山本健太朗
横江
翼
横田尚也
吉田圭吾
吉田壮太
吉竹
巧
林
學毅
王
貞元
若井颯音
和田眞弥
渡部
樹
渡邊未来
渡辺
岬

大阪大学

朴

AIST

東北大学
北見工業大学
大阪大学
熊本大学
東京大学
大阪市立大学
芝浦工業大学
九州工業大学
宇部工業高等専門学校
北海道大学
東北大学
東京工業大学
長岡技術科学大学
千葉工業大学
九州工業大学東北大学
東京工業大学関西大学
名古屋工業大学
京都大学
名古屋工業大学
京都大学
東北学院大学
東北大学
九州大学
東北大学
長岡技術科学大学
北海道大学
東京大学
京都大学
豊橋技術科学大学
群馬大学
東北大学
芝浦工業大学

京都大学

外国一般会員Issariyapat Ammarueda 大阪大学
RATANAPONGPIEN Kanawat 金沢大学

ナンダル

ヴィッキー

廣宰

国立研究開発法人物質・材料研究機構

外国学生会員LIM SUNGLOCK 大阪大学
NGUYEN Thi Huong 長岡技術科学大学
PETERSON Jack 大阪大学
Qarooni Abdulwahab 東京大学
RATANAPONGPIEN Kanawat 金沢大学
RODRIGUEZ Adrian 帝京大学
SHEN Yu 東京大学
顏
紹 宇 国立研究開発法人物質・材料研究機構

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan厳
靖 園 東京大学
陀仁獲 陀仁獲 帝京大学
GONG Shuang 東京大学
ケイコ ウィディヤニサ 東京工業大学
孔
奇 東京大学孫
浩 田 北海道大学
ZHU Xinzhe 物質材料研究機構
税
翔 静岡大学
SONG YUXIN 東北大学

陳紅 新 広島大学
陳
宇 聡 千葉工業大学
Pham Thai Anh 群馬大学
黄晋 賢 東北大学
明
祖 東北大学楊凡 東北大学李卓 航 九州大学

Crack Tip Deformation during Dwell Fatigue and
Its Correlation with Crack/Fracture Surface Mor6Al
4V Alloyphologies in a Bi-Modal Ti

日 本 金 属 学 会 誌 掲 載 論 文Vol. 86, No. 9（2022）

Yuma Aoki, Motomichi Koyama, Masaki Tanaka andKaneaki Tsuzaki―オーバービュー―

Materials Processing

Ni 基単結晶超合金のラフト組織
齊藤拓馬

原田広史

―論

横川忠晴
川岸京子

大澤真人
鈴木進補

文―

パラジウム電析膜中に共析した水素の存在状態解析
橋本倫也

中村友哉

福室直樹

八重真治

電析ナノ結晶 Ni 合金の超塑性接合
兼山

凱

瀧川順庸

Ti 6Al 4V 合金のアルゴンイオンスパッタエッチン
グによる微細孔および微細突起物の形成
中佐啓治郎

高

三徳

久保

隆

北御門雄大

李木経孝

Materials Transactions 掲載論文

Improvement of Corrosion Resistance of the AZ91
Magnesium Alloys with Sputtered Aluminum Layer Using Interdiffusion Treatment, Anodic Oxidation Treatment and Sealing Process
Masahiko Hatakeyama, Kenichi Nakano, Ryosuke Yoshita,
Daichi Nakato, Satoshi Sunada and Masateru Nose

Effect of Large Particles in Central Band of Al
4Mn
1Si High-Speed Twin-Roll Cast Strip on
Elongation of Cold-Rolled and Annealed Sheets
Thai Ha Nguyen, Ram Song, Yohei Harada, Shinji Muraishi
and Shinji Kumai

Solute Distribution of a-Al Dendrite in Al
Si andCu Binary Aluminum Alloys during SolidificaAl
tion and Cooling Process
Takuma Minoura, Jun Yaokawa, Hiroaki Iwahori,
Yuko Aoki, Mina Iwai, Shuxin Dong and Yasushi Iwata

Vol. 63, No. 9（2022）

Engineering Materials and Their Applications―Regular Article―

Ionic Conductivity of Ca2＋ Doped NaILiI Solid
Electrolyte and Its Stability with Li Metal

Microstructure of Materials

Formation and Dispersion of Precipitates during
1Mn Alloys
Hot Deformation in Al
Hiroki Tanaka, Katsuhiro Sasaki and Shinji Tateyama

Investigation of Nanoscale Phase Formation in
Rapidly Solidified Fe20Co20Ni20Cr20B20xSix Alloys
Yicheng Zhang, Koji Inoue, Manabu Ishimaru,
Tatsuya Tokunaga and Hidenori Era

Reona Miyazaki, Takamasa Hirai and Takehiko Hihara

Effects of Sulfur and Phosphorus on Binder
Decomposition Behavior of Nickel Powder
Seiyu Teruya, Noritaka Saito and Kunihiko Nakashima

Effect of Binder Chemistry on Dynamic Percolation in Electrically Conductive Carbon-NanotubeFilled Pastes during Curing
Subaru Tsujimura and Masahiro Inoue

Mechanics of Materials

Analysis of Concentration Dependence of Interdiffusion Coefficient under the Condition of aTime-Varying Surface Concentration
O. Olaye and O. A. Ojo

Environment

pH Dependance of Scorodite Formation in As(V)
Solution Using Magnetite as the Solid Iron Source
Ken Adachi, Takumi Anezaki, Tomoro Karube,
Atsushi Iizuka and Etsuro Shibata

Synergistic Effect of Different Plastic Deformation Modes: Molecular Dynamics Study on
Strength of Crystalline/Amorphous Mixed SysTomotsugu Shimokawa, Kazuki Hara andtems

Announcement

Tomoaki Niiyama

まてりあ

第巻号

特集「結晶欠陥に形成される「機能コア」研究の最前線」［最近の研究］非磁性半導体 FeSi における強磁性金属表面の発現とスピンオービトロニクス機能…………………………東大 金澤直也 平山元昭
［講義ノート］平面波基底の第一原理計算法(第二回)……………………………………産総研 香山正憲



予告

［実 学 講 座］17 透過型電子顕微鏡を用いた組織観察(続き)………………………………………名大 山本剛久
―他―

―編集の都合により変更になる場合もございます―

本 会 記 事

行
開催日

事

カ

名称・開催地・掲載号


年月
関西支部第 26 回塑性加工基礎講座「金属薄板の
2, 9, 16,
成形性試験」(京都工芸繊維大)
30

レ

ン

主催

ダ

ー 太字本会主催(ホームページ掲載)
問合先締切

日本塑性加工学会 TEL 090
92800383
関西支部
kansai＠jstp.or.jp
軽金属学会
http://www.icaa18.org/

8.12

4～8

第 18 回アルミニウム合金国際会議( ICAA18 )(富山)

4～9

第 18 回 液 体 及 び ア モ ル フ ァ ス 金 属 国 際 会 議(LAM18)(広島)

第 18 回 液 体 及 び TEL 082
4246555
アモルファス金属 masinui＠hiroshima-u.ac.jp
国際会議組織委員 https://lam-18.hiroshima-u.ac.jp/
会

5～6

第16回水素若手研究会(琉球大)

水素若手研究会

hydrogen.wakate＠gmail.com
https://sites.google.com/view/hydrogen
wakate/6～8

2022年度資源・素材関係学協会合同秋季大会(福岡工大)

資源・素材学会

7～92022 年度工学教育研究講演会(関東地区大学とWeb 開催)日本工学教育協会

9

第102回レアメタル研究会(東大生産技研/Web 開催)(7 号459頁)

レアメタル研究会

11～13

第 16 回 プ ラ ズ マ エ レ ク ト ロ ニ ク ス ・ イ ン キ ュベーションホール(御殿場)

応用物理学会プラ
ズマエレクトロニ
クス分科会

11～16

The 22nd International Vacuum Congress(IVC 日本表面真空学会
日本学術会議22)(札幌)TEL 0334020541 info＠mmij.or.jp
https://confit.atlas.jp/guide/event/mmij2022b/top?lang＝ja
TEL 0354421021
kawakami＠jsee.or.jp
https://www.jsee.or.jp/event/conference/
TEL 0354526314
tmiya＠iis.utokyo.ac.jp
https://www.okabe.iis.u-tokyo.ac.jp/
japanese/index_j.html
TEL 0143465560
ktakahashi＠mmm.muroran-it.ac.jp
http://annex.jsap.or.jp/plasma/PE_files/
PE_SS_2022
TEL 0338120266 ivc22＠jvss.jp
https://ivc22.org/

14～16

日本セラミックス協会第 35 回秋季シンポジウム
(徳島大)

16

第 109 回 アノード酸化皮膜の機能化部会( ARS )例会 ― 2022 年度チュートリアルアノード酸化の基礎―(オンライン開催)


～


日本金属学会秋期講演大会(福岡工業大学)(本号頁)(懇親会/ランチョンセミナー/展示会)

日本金属学会

日本金属学会・日本鉄鋼協会第 11 回女性会員のつどい(福岡工業大学)(本号頁)

日本金属学会・
日本鉄鋼協会

25～26

SPring8 シンポジウム2022(兵庫)

日本金属学会秋期講演大会第 8 回「高校生・高
専学生ポスターセッション」(オンライン開催)(7 号448頁)

SPring8 ユーザー TEL 0791582785
協 同 体 ( SPRUC ) sp8sympo2022＠spring8.or.jp
他
http://www.spring8.or.jp/ja/science/meetings/2022/sp8sympo2022/
日本金属学会TEL 0222233685 FAX 0222236312
annualm＠jimm.jp

28～29

KISTEC 教育講座「“つける”と“はがす”の新技術―分子接合と表面制御コース」(川崎)29～30

第 54 回溶融塩化学討論会(岩手大学＋オンライ
ン)

30

第347回塑性加工シンポジウム「高強度材料の成形と高精度成形」(オンライン開催)

定員60名

日本セラミックス TEL 033362
5232
協会
fall35＠ceramic.or.jp
https://fall35.ceramic.or.jp/
表面技術協会・金 TEL 079
2674911
属のアノード酸化 yae＠eng.u-hyogo.ac.jp
皮膜の機能化部会 http://ars.sfj.or.jp/

TEL 0222233685
annualm＠jimm.jp
TEL 0222233685

FAX 0222236312

神奈川県立産業技 TEL 044
8192033 manabi＠kistec.jp
術総合研究所
https://www.kistec.jp/learn/researcher/molecularbonding/
電気化学会溶融塩 TEL 019
6216340
委員会
ms54.electrochem＠gmail.com
https://msc.electrochem.jp/touron.html
日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp

参加予約
9.2

7.15

定員
80名


年月
第 21 回日本金属学会東北支部研究発表大会(日大)(本号
頁)

東北支部

TEL 0227957324

～

オンライン教育講座(状態図・相平衡・拡散の基礎)(オンライン開催)(本号頁)

日本金属学会

9.26

6～7

第44回安全工学セミナー(東京)

安全工学会

～

金属学会セミナー(特別講座)「拡散解析基礎から最先端へ」(オンライン開催)(本号頁)

日本金属学会7

第73回白石記念講座攻めの操業を支えるシステ
ムレジリエンス―環境の揺らぎへの対応力―(早稲田大)日本鉄鋼協会TEL 0222233685 FAX 0222236312
meeting＠jimm.jp
TEL 0362062840 jsse-2004＠nifty.com
https://www.jsse.or.jp/
TEL 0222233685 FAX 0222236312
meeting＠jimm.jp
TEL 0336695933
educact＠isij.or.jp
https://www.isij.or.jp/

11

腐食防食部門委員会

9.30

11～12

第 5 回 EBSD 法による損傷評価講習会(京都＋オ
ンライン)

11～14

第57回真空技術基礎講習会(和泉市)

TEL 0757615321 jimu＠office.jsms.jp
http://www.jsms.jp/
日本材料学会TEL 0757615321 jimu＠office.jsms.jp
http://www.jsms.jp/
日本表面真空学会 TEL 033812
0266 office＠jvss.jp
https://www.jvss.jp/jpn/activities/18/
detail.php?eid＝00004

第344回例会(京都)

ま て り あ 第61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan

日本材料学会

tohoku＠jimm.jp

参加
9.30正午

9.26

9.9




開催日

名称・開催地・掲載号

主催

問合先

締切

TEL 0757615321 jimu＠office.jsms.jp
http://www.jsms.jp/
TEL 0358254073
jwsinfo＠tg.rim.or.jp
http://www.jweld.jp/

10.5

11～14

第 8 回材料 WEEK(京都)日本材料学会12

2022年度 溶接工学専門講座(大阪大)

溶接学会

12～13

第40回初心者のための疲労設計講習会(京都＋オ
ンライン)

12～13

第50回日本ガスタービン学会(九大)12～14

ADMETA Plus 2022(Advanced Metallization
Conference 2022: 31st Asian Session)(東大/オンライン)

TEL 0757615321 jimu＠office.jsms.jp
http://www.jsms.jp/
日本ガスタービン gtsj-office＠gtsj.or.jp
学会
https://www.gtsj.or.jp/
応用物理学会TEL 0358217120
jimukyoku＠admeta.org
http://www.admeta.org/

13

第17回フラクトグラフィシンポジウム(京都)日本材料学会14～16

日本銅学会第62回講演大会(仙台)

日本銅学会

19

2022 年度日本セラミックス協会 資源・環境関連材料部会講演会「エネルギーの未来の話をしよう」(オンライン開催)

19～21

第41回電子材料シンポジウム(EMS41)(橿原)日本セラミックス sakamoto＠fitc.pref.fukuoka.jp
協会
https://www.ceramic.or.jp/bgenryo/index_
j.html
電子材料シンポジ TEL 035841
3840
ウム運営委員会
kazu-n＠g.ecc.u-tokyo.ac.jp
https://ems.jpn.org/


～


オンライン教育講座(材料強度の基礎)(オンライン開催)(本号
頁)

日本金属学会20～21

第35回疲労シンポジウム(名護)

日本材料学会25

第238回研究会「マテリアルズインフォマティク
スの進展と磁性材料への応用」(オンライン開催)

日本磁気学会

25～27

第43回日本熱物性シンポジウム(和歌山)

27～28

第31回

TEL 0862518046
jstp＠okayama-u.ac.jp
http://jstp-symp.org/symp2022/
傾斜機能材料研究 https://fgms.net/
会

29

日本機械学会関東支部山梨講演会(山梨大)31

第51回 薄膜・表面物理 基礎講座(2022) Beyond
5G と薄膜・表面物理の接点(ハイブリッド開催)

31～11.1

第176回塑性加工学講座「板材成形の基礎と応用～基礎編～」(東京)16～21

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

TEL 0368030587
dou-gakkai＠copper-brass.gr.jp
http://copper-brass.gr.jp/society/6095
ALC'22 (14th International Symposium on Atom- 日本表面真空学会 TEL 0338120266 alc＠jvss.jp
ic Level Characterizations for New Materials andhttps://www.jvss.jp/division/mba/alc/
Devices, '22)(沖縄)
alc22/

傾斜機能材料シンポジウム(壱岐)年月
第 18 回 SPring 8 金属材料評価研究/第 80 回 SPr1
ing 8 先端利用技術ワークショップ(オンライン
開催)

TEL 0222233685 FAX 0222236312
meeting＠jimm.jp
TEL 0757615321 jimu＠office.jsms.jp
http://www.fatigue.jsms.jp/
TEL 0352810106
msj＠bj.wakwak.com
https://www.magnetics.jp/event/topical_
238/

事前
10.11

日本熱物性学会

参加
9.26

日本機械学会関東 TEL 055
2208161
支部
http://society.me.yamanashi.ac.jp/jsme//2022
応 用 物 理 学 会 薄 TEL 033828
7723 divisions＠jsap.or.jp
膜・表面物理分科 https://annex.jsap.or.jp/tfspd/kiso2022/
会
日本塑性加工学会 https://www.jstp.or.jp

SPring 8 利 用 推 suishin＠spring8.or.jp
進協議会他
http://www.jasri.jp/iuss/research_activity/
2022/221101.html
日本セラミックス encera＠cersj.org
協会
http://www.ceramic.or.jp/bkouon/index_
j.html
レアメタル研究会 TEL 035452
6314
tmiya＠iis.u-tokyo.ac.jp
https://www.okabe.iis.u-tokyo.ac.jp/
japanese/index_j.html
日本機械学会TEL 0343357615
https://www.jsme.or.jp/

定員
50名

4

第 53 回 エ ン ジ ニ ア リ ン グ セ ラ ミ ッ ク ス セ ミ
ナー「セラミックスの信頼性向上に貢献するシミュレーション技術」(東大)4第 103 回レアメタル研究会(チタン関係シンポジ
ウム)(東大生産技研/オンライン開催)

6 ～10

機械材料・材料加工国際会議2022(沖縄)7

第245回西山記念技術講座「失敗しない評価・分析・解析技術の最前線(不確定要素の理解と適切な手法の選択に向けて)」(大阪)

7～9

第 43 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)TEL 0336695933 educact＠isij.or.jp
https://isij.or.jp/event/event2022/
nishiyama245.html
超音波エレクトロ TEL 042
4435166 h.nomura＠uec.ac.jp
ニクス協会
https://www.use-jp.org/

8

2022年度 溶接工学企画講座(大阪大)

溶接学会

TEL 0358254073
jwsinfo＠tg.rim.or.jp
http://www.jweld.jp/

11.1

9

日本希土類学会第40回講演会(横浜)

10.19

10～11

第58回 X 線分析討論会(姫路)

TEL 0668797352
kidorui＠chem.eng.osakau.ac.jp
http://www.kidorui.org/lecture.html
日 本 分 析 化 学 会 TEL 079
2674005
X 線 分 析 研 究 懇 nozaki＠eng.u-hyogo.ac.jp
談会
https://xbun.jsac.jp/conference/no58.html



定員
100名

日本鉄鋼協会

日本希土類学会

本 会 記 事

開催日

名称・開催地・掲載号

主催

問合先

11

第 24 回ミレニアム・サイエンスフォーラム(東
京)

11～12

オータムスクール 2022 「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)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/
日本計算工学会
TEL 0338688957 office＠jsces.org
http://www.jsces.org/

11～13

軽金属学会第143回秋期大会(東工大)

軽金属学会

https://www.jilm.or.jp/

14

第246回西山記念技術講座「失敗しない評価・分析・解析技術の最前線(不確定要素の理解と適切な手法の選択に向けて)」(東京)

日本鉄鋼協会15～16

第44回安全工学セミナー(東京)

安全工学会

TEL 0336695933 educact＠isij.or.jp
https://isij.or.jp/event/event2022/
nishiyama243.html
TEL 0362062840 jsse-2004＠nifty.com
https://www.jsse.or.jp/

16～18

～


第35回計算力学講演会(Web 開催)
オンライン教育講座(金属製錬の熱力学)(オンライン開催)(本号頁)

日本機械学会

22～25


～


https://confit.atlas.jp/cmd2022
TEL 0222233685 FAX 0222236312
meeting＠jimm.jp
The 1st International Symposium on Iron Ore Ag- SynOre2022 組 織 TEL 0363699984
glomerates (SynOre2022)(第 1 回鉄鉱石塊成鉱 委員会，日本鉄鋼 synore2022＠issjp.com
に関する国際シンポジウム)(島根)協会
https://synore2022.com/index.html
研究集会“微小領域の力学特性評価とマルチス 研究会 No. 82
micromech_jim＠nims.go.jp
ケールモデリング”2022(徳島)(本号頁)
http://nims.nims.go.jp/group/sdg/
micromech-jim/
電気加工学会全国大会(2022)(名工大)電気加工学会TEL 0527122323
Ukai.Yoshikazu＠aj.MitsubishiElectric.co.jp
http://www.jseme.or.jp/

25

オータムスクール 2022 「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

TEL 0338688957 office＠jsces.org
http://www.jsces.org/

年月1～22022 年度粉末冶金入門講座(ハイブリッド開催)

粉体粉末冶金協会 TEL 075
7213650
info＠jspm.or.jp https://www.jspm.or.jp/

, オンライン教育講座(金属材料の耐環境性( 1 )水溶液腐食の基礎平衡論・速度論)(オンライン開催)(本号
頁)

日本金属学会

6～8

第48回固体イオニクス討論会(仙台)7～9

第49回炭素材料学会年会(姫路)8～9

第37回分析電子顕微鏡討論会(オンライン)

日本固体イオニク TEL 022
2175832
ス学会
ssij48＠grp.tohoku.ac.jp
https://www.ssi-j.org/symp/ssij48/
炭素材料学会
tanso-desk＠conf.bunken.co.jp
http://www.tanso.org/contents/event/conf2022/index.html
日本顕微鏡学会
TEL 0928022971
http://zaiko13.zaiko.kyushuu.ac.jp/

13～15

第63回高圧討論会(立命館大)

7～8

第61回セラミックス基礎科学討論会(岡山大)26～27

第44回安全工学セミナー(東京)

日本金属学会春期講演大会


年月
25～30
ITC Fukuoka 2023 (9th International Tribology
Conference, Fukuoka 2023)(福岡)

11.11

参加
10.31

11.10

11.24

11.30
参加事前
11.16

レアメタル研究会 TEL 035452
6314
tmiya＠iis.u-tokyo.ac.jp
https://www.okabe.iis.u-tokyo.ac.jp/
japanese/index_ j.html
日本セラミックス kishim-a＠cc.okayama-u.ac.jp
協会基礎科学部会

TEL 0362062840 jsse-2004＠nifty.com
https://www.jsse.or.jp/

レアメタル研究会 TEL 035452
6314
tmiya＠iis.u-tokyo.ac.jp
https://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＠jimm.jp
日 本 ト ラ イ ボ ロ TEL 033434
1926
ジー学会
https://www.itc2023.jp/

2022年 9 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61巻 第 9 号(2022)
Materia Japan

11.8

FAX 0222236312

TEL 07055453188
jimu＠highpressure.jp
http://www.highpressure.jp/new/63forum/

安全工学会


年月
第105回レアメタル研究会(東大生産技研/Web 開
10
催)

ま て り あ 第巻 第  号（） 発行日

TEL 0222233685
meeting＠jimm.jp

日本高圧力学会

年月
第104回レアメタル研究会(貴金属シンポジウム)
6 or 13(東大生産技研/オンライン開催)

発行所

参加
10.31
事前
10.7

日本金属学会

24～25

21～24

締切

発
印
発

行
刷
売

定価,円(本体,円＋税)送料円
人
所
所

山村英明
小宮山印刷工業株式会社
丸善雄松堂株式会社〒1600002 東京都新宿区四谷坂町 1010

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2022年 9 月 1 日発行「まてりあ」