第 3 種郵便物認可

平成26年 1 月 1 日発行「まてりあ」

日本金属学会会報

昭和38年 6 月 6 日第 3 種郵便物認可・平成26年 1 月 1 日発行（ 毎月 1 回 1 日発行）

Vol.53 No.1 ISSN 1340-2625

第 巻 第 号︵ 〜
1

５３

■

１

■

SPS 装置を用いた透光性セラミックス開発

チタン合金のマルテンサイト変態「新技術・新製品」■︶
44

日 本 金 属 学 会

53

2014

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MTERE2 53（1）1〜44（2014）2014

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3

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2014
Vol.53
No.1◎

会告原稿締切毎月 1 日

翌月号(1 日発行)掲載です．
支部行事shibu＠jim.or.jp
本会記事stevent＠jim.or.jp
掲 示 板materia＠jim.or.jp

巻頭言

年頭のご挨拶

最近の研究

放電プラズマ焼結(SPS)装置を用いた透光性セラミックスの創製

掛下知行 …………………………………………………………………………………1
森田孝治 ………3

次世代高速焼結法として期待される放電プラズマ焼結(SPS)法を用いた透光性多結晶セラミックスの作製法に向けた取組みについて紹介．

チタン合金のマルテンサイト変態金煕榮 ……………………………………………………11

生体用形状記憶・超弾性合金，低ヤング率・高強度合金として注目を浴びている b 型チタン合金のマルテンサ
イト変態および特異な物性について紹介．

新進気鋭

GaAl フラックスを用いた AlN の液相エピタキシャル成長

新技術・新製品

ステンレス鋼の電解砥粒減面技術の開発
日下部

繁

河西寿雄

荒川基彦

武藤

泉

原

安達正芳 ………………18

信義 ……………………………………………23

寒冷地仕様大入熱溶接用 YP390MPa 級鋼の開発
中島孝一

長谷和邦

遠藤

茂

衞藤太紀

深井英明 ………………………………………………26

製鋼スラグを活用した海域環境修復技術の開発
宮田康人
はばたく
本会記事

桑山道弘

谷敷多穂

これまでの研究を通して

山本民次

卜部憲登 ………………………………………………29

山本晃生 …………………………………………………………………32

会告 ………………………………………………33

新入会員 …………………………………………39

2014年春期(第154回)講演大会ご案内ならびに材料系学協会情報コーナー ……………………39

参加申込みについて …………………………33

会誌・欧文誌 1 号目次 …………………………40

会誌・欧文誌編集委員会からのお知らせ ……35

まてりあ次号予告 ………………………………41

支部行事 …………………………………………37

分科会シンポジウム報告 ………………………42

掲示板 ……………………………………………38

行事カレンダー …………………………………43

会誌・欧文誌の投稿規定・投稿の手引・執筆要領，入会申込書，刊行案内はホームページを参照下さい．
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表紙デザイン北野玲

複写をご希望の方へ

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

年 頭 の ご 挨 拶
公益社団法人日本金属学会 会長

掛

下

知

行

皆様，新年明けましておめでとうございます．
昨年は国内外において経済の回復の兆しが見え始めたとは言え，様々な自然災害が日本を襲い，また 3 年前の未曽有の大災害以来のエネルギー問題や「原発」の後処理計画に対しては，依然として復興への明確な糸口がつかめない場面も多い中で迎えた新たな年明けとなりました．本会におきましても，金属及びその関連材料の学術及び科学技術に基づいて，上述した問題を始め我が国が抱える諸問題に対して真摯に貢献できる学会活動の環境整備と若手人材育成の重要性がより一層増していると感じております．
以下に，昨年会長就任の挨拶にて紹介させていただいた本会の活動方針について，現状と課題の一端を報告させていただき，それを踏まえて本年の方針を述べさせていただきます．
まず特筆すべきこととして，公益社団法人としての新たな活動を始めたことを挙げたいと思います．公益法人制度改革関連法令が2006年 6 月 2 日に公布され，以降歴代の本会関係者のご尽力により，本会は，2008年12月 1 日に特例民法法人に移行し，2012年 7 月31日に公益社団法人への移行認
定申請を行い，昨年 2013 年 3 月 1 日に現法人の解散と新法人の設立をいたしました．新法人では「金属及びその関連材料の学術及び科学技術の振興に関する事業を行い，不特定かつ多数の者の利益の増進に寄与すること」を目的としております．昨年はセルフガバナンスによる公正かつ適切な運営によって，公益目的事業をこれまで以上に推進して参りましたが，本年も引き続きさらに力を注ぎた
いと思いますので，会員の皆様方のご理解とご協力をお願いする次第です．
次に，魅力ある学会としての活動の充実に関して述べたいと思います．様々な材料の機能発現情報を得るための計測・分析機器の発展と計算科学の進展が著しいことから，理論構築への新たな展開および究極的なマテリアルデザインへの可能性に光明が射していると強く感じております．この学際的な色彩と材料科学・材料工学の未知の領域を開拓する精神を維持・発展することが，本会の特色であります．この特色が，本会の魅力であるとともに，関係学会や本会との両輪関係にある産業界，さらには若い科学者・技術者を惹きつける大切な要因であります．この特色をさらに際立たせるため，本会では，昨年，講演大会委員会で，講演大会セッションの改編の検討を推進しました．対策を合意す
れば本年秋期講演大会から実施する予定です．講演大会につきましては発表件数の増加を目指して，
これまでの様々な取り組みを精査し，講演大会の企画と運営にさらに工夫を重ねる必要があると思っております．学術組織としての一面をより一層魅力あるものにするために，本年は，次のステップとして，分科会のあり方について検討が深まることを期待しております．
3 点目として，魅力ある学会活動の情報発信の基盤となる学術論文誌事業の強化について述べます．本会では，2012年 1 月から，刊行後 1 年が経過した論文は電子ジャーナル上でフリーアクセスを可能とし，和文誌については昨年 1 月から個人の研究目的に限定してフリーアクセスを開始しました．そのため，アクセス数の増加が軌道に乗りつつあります．しかしながら，学術論文誌のインパク
トファクター向上が喫緊の課題であることから，本年 1 月から学術論文誌の Graphical Abstract の希望掲載を開始し，欧文誌につきましてはトムソン・ロイター・プロフェッショナル社の文献引用通知サービスを開始し，時期を見て引用分析等の情報の一斉配信サービスも実施します．欧文誌は，公開流通性をより一層高め，さらにレベルの高い論文を収録し，高い評価が得られるような地道な努力が必要であると痛感しておりますので，皆様のさらなるご尽力を期待しております．
4 点目として，国内外の学協会との連携活動について述べたいと思います．国内活動として，本会は，日本鉄鋼協会との連携を根幹に材料系学協会との連携によって材料連合協議会，材料戦略委員会，欧文誌共同刊行編集委員会などの活動を行ってまいりました．本年も継続して注力します．国外連携活動では，2 国間交流として大韓金属・材料学会(KIM)との KIM/JIM Joint Symposium 開催とThe Minerals，Metals & Materials Society(TMS)との若手研究者(Young Leader)交換派遣を継続します．また，材料分野の国際連携組織である IOMMMS との連携事業として，材料啓発活動に貢献した学生を顕彰する World Materials Day Award も継続します．さらに，環太平洋地区での連携として，昨年は 8 月にハワイで開催した TMS 主催の PRICM8(The 8th Pacific Rim International Conference on Advanced Materials and Processing)に共催参加しました．2016年の PRICM9 は本会が主催し京都で開催する予定です．本会の存在感をより一層高める絶好の機会でもあり，本年はその準備を推進しますので，会員の皆様方のご協力を切にお願いする次第であります．
5 点目に，本会に関わる各省庁等の施策への対応について述べたいと思います．総合科学技術会議
において2011～2015年の 5 ケ年間に第 4 期科学技術基本計画が推進されています．また科学技術イ
ノベーション総合戦略が推進され，将来にわたる持続的な成長と社会の発展の実現のための様々な大型プロジェクトが文科省，経産省等で策定・推進されております．材料工学分野では材料系学協会連
携の材料戦略委員会で対応を推進しており，一昨年から本会が世話学会となって活動を進めてまいり
ました．この材料戦略活動は，科学技術分野における材料科学・材料工学のより一層の発展のためには極めて重要であり，材料を扱う学協会の連携意識を深めて，将来的には材料系の連携体組織の構築への道を拓くものと期待します．
6 点目に，これからの金属およびその関連材料学の将来を考えるには，大学生の育成のみならず，
その候補者となる中高生を，この金属およびその関連材料学の分野に引き入れるための魅力創りも不可欠です．中高生を対象とした冊子やパンフレットの刊行や Web 上での情報発信等，将来を担う若者たちへの金属及びその関連材料学の重要さと面白さを伝えるための活動を関連学会と一致団結して推進することも大変大切な課題であると思いますので，皆様のご理解とご協力を切にお願いいたします．

最後になりましたが，会員各位のご健勝と益々のご発展を祈念し，年頭の挨拶とさせていただきます．
2014年 1 月



巻

頭

言

放電プラズマ焼結(SPS)装置を用いた
透光性セラミックスの創製
森

田

孝

治

そのような高緻密なバルクセラミックス，とりわけ難焼結

.

は じ

め

に

材料の緻密化には熱間等方圧加圧( HIP )法やホットプレス(HP)法などの加圧焼結法が広く用いられ，既に高品質な透光学材料には，単結晶材料が用いられることが多い．これ

光性多結晶体も創製されている(2)(4) ．しかし，これらの装は，光の吸収や散乱源となる不純物や欠陥構造などの要因を置は大規模で，更に昇・降温に長時間を要し，全てのプロセ

含まない完全単結晶は，理論的に予想される優れた透光性がスを終了するまでに長時間を必要とすることが課題とされて実現できるからである．しかし，低欠陥密度の単結晶の創製

いる．近年，従来の HIP や HP 法に替わる加圧焼結法としには，長時間をかけて結晶を育成する必要があり，経済性やて放電プラズマ焼結(SparkPlasmaSinteringSPS(13)(16))

生産性の面でデメリットとなる課題も多い．そのため，近年

法の利用が注目されている． SPS 法の最大の特徴は，毎分では粉末プロセスや焼結法を駆使した高緻密な透光性バルク

100°Cもしくはそれ以上の高速昇温および降温が可能なこと

多結晶体の創製が広く試みられている(1)(11)．
近年のこのような動向は，原料となる粉末の高品質化，焼結技術の進歩，および需要の高まりによると思われる．近年である．その結果，焼結に要するプロセス時間を既存のHIP や HP 法に比べ大幅に短縮でき，透光性に必要な緻密化に加え，細粒化による力学特性の改善も期待できる．

の技術進歩に伴い，高純度で微細な原料粉末が容易に入手で著者の知る限り， SPS 法を透光性セラミックスの創製にきるようになってきた．さらに，本稿で紹介するような新規

応 用 し た 最 初 の 事 例 は ， Wu ら に よ る PbZrO3 PbTiO3 

な焼結手法の登場や焼結技術の進歩が透光性バルクセラミッ

Pb ( Zn1/3Nb2/3) O3(17)で，その後 Al2O3 が報告(18) され，現在

クスの創製を可能にした．更に，米国，仏・独国などの欧州

では MgO, MgAl2O4, ZrO2, YAG, Y2O3, Lu2O3 など多くの酸に加え，韓国でも大型プロジェクトの話題を耳にし，また学化 物 に 応 用 さ れ て い る(19)(29) ． 近 年 ， 我 々 の グ ル ー プ で会等でも盛んに発表されている．その多くは，アーマーやレは，焼結条件の最適化を図り，既存手法より低温で透光性とーザー関連材料等の軍需や宇宙・航空材料に関するものであ

高強度を重畳したセラミックスの創性に成功しり，産官学連携のプロジェクトがこれを後押ししている．

た(5)(8)(22)(26)．図は， Kim らにより報告されたアルミナの例である(5)．透光性を左右する残留気孔は，焼結の際の昇.

多結晶透光性セラミックス

温速度に非常に敏感なことは知られている．これは，加圧焼当初，焼結により作製される多結晶セラミックスが透光性法の最大の特徴である100°
C/min の高速昇温では，多くの気を示すとは考えられていなかった．そんな中，Coble によっ孔が残留し，焼結体は常圧焼結でも見られるような白色を呈てアルミナ(aAl2O3)で最初に透光性が報告され(12)，現在です(図 1(a))が，昇温速度を 8°
C /min まで下げると，従来よ結法である SPS 法でも例外ではない． Al2O3 の場合， SPS

はルカロックス(Lucalox)の商品名でナトリウムランプの発りも低温の 1150 °C でも高緻密な多結晶透光性アルミナが実

光管材料として普及している．焼結法を利用して粉末から透現できた(図 1(b))．

光性バルク多結晶体を創製する場合に最も重要なことは，光

本稿では，マグネシアアルミナスピネル(MgAl2O4)をモの散乱源となる残留焼結欠陥(気孔)を極限まで低減させるこデル材とし，次世代高速焼結法として注目される SPS 装置とである(1)．

を用いた多結晶透光性セラミックスの創製法について，これ

独立行政法人物質･材料研究機構先端材料プロセスユニットセラミックス材料グループ主幹研究員(〒3050047 つくば市千現 1
21)
Fabrication of Transparent Ceramic Polycrystals by means of SparkPlasmaSintering (SPS) Technique; Koji Morita(Advanced Ceramics Group, Advanced Materials Processing Unit, National Institute for Materials Science (NIMS), Tsukuba)
Keywords: sparkplasmasintering (SPS), transparent, polycrystalline, oxide ceramics, residual pore, light scattering
2013年10月16日受理[doi:10.2320/materia.53.3]

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japan

図1

放電プラズマ( SPS )装置を用いて 1150 °C 20 minで焼結された多結晶アルミナの外観および組織写真(a)100°
C/min の高速昇温と(b) 8°
C/min の低速昇温(5)．

までに得られている著者らの成果(22)(25)(29) を中心に，知見と課題について紹介する．

.

放電プラズマ焼結( Spark Plasma Sintering 
SPS)

図2

放電プラズマ(SPS)装置の概略図．

SPS 装置の概略図を図に示す． SPS 法に関しては既に多くの解説(13)(16) が報告されているので，本稿では必要最低限の説明に止めることとする．
装置の概略は HP 法のそれとほぼ同じで，大きく分けて真空/雰囲気制御，荷重制御およびパルス電流制御の 3 つの制
御ユニットで構成される．まず，粉末をグラファイト製のダイスに充填した後，概略図の通り上・下のロッド間に装着する．HP 法では，外部ヒーターを用いた輻射熱による間接加熱で焼結するのに対して， SPS 法では，直流パルス電流をダイスに通電させ，発生するジュール熱で直接加熱する．
SPS 法ではその独特な加熱方式により，最大の特徴である

高速焼結(高速昇温および降温)を実現することが可能となる．
SPS 中の温度制御には，熱電対あるいは放射温度計を用い

図3

るが，いずれの場合も制御温度が必ずしもサンプル温度でな

SPS プロセスにおいて予想されるパルス通電効果の模式図(30)．

い点には注意が必要である．
SPS 法では，上述してきた高速昇温に加え，既存の HIPや HP 法より低温かつ短時間で焼結が完了すると報告されることがある．これは，図の模式図のように， SPS 中に印加するパルス電流が粉末間を通電する際，その名前の由来になった表面局所領域でのスパークやプラズマ，これらに起因した局所加熱(30)により焼結が促進されるためであると説明されている．ただ，絶縁材料における放電やプラズマ現象に関しては懐疑的な報告(31)(32) もなされていることもあり，
SPS 以外に様々な名称†が使われるようになってきた．その真偽については今も議論が続いている．

.

直線透過率(InLine TransmissionTin)

図4

多結晶体における光の散乱機構の模式図(1)．

料を通過する過程で種々の因子による散乱や吸収によりエネ
ルギーの一部を失い，強度 I の光として材料の反対側に透過

図は，多結晶材料に光を照射したときの光の散乱機構のされる．この時，散乱光まで含めた透過光の強度を全透過率

模式図である(1) ．材料に強度 I0 の光を照射すると，光は材

Ttotal ，散乱光を排除し，直線的に通過した光の強度を直線

透 過 率 Tin ( In Line Transmission ) と 呼 び ， 次 式 で 表 さ れ† SPS の他，pulsed electric current sintering (PECS), field assisted sintering technology (FAST), electric current assisted
sintering (ECAS), plasma active sintering (PAS)など，様々な名称が使用されている．



る(1)．
Tin＝(1－R) exp [－(gsca＋gabs)w],(1)

ここで，R は反射率で，屈折率 n を用いて R＝(n－1)2/(n2＋1)

最近の研究と表される．完全結晶の場合でも，材料固有の n 値に依存る．まず，結晶構造がスピネルのような等方的な立方晶系材

しサンプルの両表面での散乱により約 10 程度の損失が発料の場合は，光の屈折率も等方的であるため，結晶粒界での生するため，90程度が理論透過率 Tth となる．また，w は

光の散乱は無視できる程小さい(低波長の光は，粒界散乱がサンプルの板厚，gsca と gabs は散乱係数と吸収係数である．

発生するとの報告もある(35))．しかし，非立方晶系材料の場散乱係数は，残留気孔と粒界に起因した散乱係数 gpore と ggb

合は，結晶方位差に依存した屈折率の相違 Dn が大きいたの和として次式で表される．

gsca＝gpore＋ggb＝

p
p 2D n2 d
＝
＋
・
C
3
sca
(4/3)pr3l2
2

め，式( 3 )の第二項に従い光には粒界散乱により大きな損(2)(3)

失が生じる(1)．つまり，アルミナのように非立方晶系材料の場合は，残留気孔に加え結晶粒界での散乱も考慮する必要がある(1)．この問題は，結晶粒径を小さくし，粒界と光の相互ここで， p は残留気孔密度， r 気孔半径， Csca は Mie 散乱理作用を低減させるか，もしくは粒径を大きくし材料中の粒界論に基づき求められる気孔の散乱断面積，Dn は方位の異な

面積を小さくすることで解決が可能である(36)．ただし，粗る結晶粒間の屈折率の差，l は光の波長，そして d は結晶粒

大粒の場合は，力学特性が微細粒材に劣る点(36) ，透光性が径である．

板厚に強く依存する点で細粒化の取組みが主流である．

式( 3 )の右辺第一項から分かるように，残留気孔は透光

非立方晶系材料に対するその他の手法としては，配向(集性に大きな影響を及ぼす．気孔による散乱のみを考慮したス合)組織を形成させる方法である．これは，粒子間の方位差

ピネルの直線透過率 Tin と残留気孔密度およびサイズの相関を 小 さ く す る こ と で Dn の 影 響 を 小 さ く 出 来 る か ら で あを Bohren と Huffman により提案されたプログラム(33) を用る(37) ． Gandhi ら(38) は ， SPS 法 を 利 用 し て ア パ タ イ ト

いて算出したものを図(23)に示す．

( HAp )の c 軸配向制御に成功し，透光性の向上を確認し

波長 l ＝ 550 と 2000 nm の可視および赤外光の直線透過率

た．その他に粉末の成形段階で強磁場(＞10T)を用いて個々

Tin, 550 と Tin, 2000 は，残留気孔の密度とそのサイズに強く依の粉末の方位を揃える磁場配向法(39) が有効であることが実存することが分かる．気孔サイズ 2r が小さい場合には，散証されている．まだ，一般的な方法とは言えないが，この手乱による減衰は小さいが，サイズの増加に伴い減衰が起こり

法を使って創製した配向性アルミナでも透光性の改善が確認

始め， Tin, 550 と Tin, 2000 はいずれの場合も波長と 2r が同程されている(40)．

度となる領域で最も大きな散乱が起こり，極小値を示す．残.

留気孔密度が増加すると， Tin, 550 と Tin, 2000 の減衰はさらに焼結における SPS パラメーターの影響大きく，かつ広範囲に及ぶ．これは，透光性バルク多結晶体を創製する際には，光の散乱源となる残留気孔密度とサイズの両方を減少させる必要があることを意味する．

本稿で対象とするスピネルの場合は，上述の通り残留欠陥を極限( ppm オーダー)まで低減させることが透光性を左右多結晶の場合に次に問題となるのは，材料中には光の損失する大きな要因となる(1) ．密度計測にはアルキメデス( Ar-

源となり得る結晶粒界が無数に存在することである．これにchimedes)法が広く用いられるが，透光性材料の欠陥サイズ関しては，一定の条件を満足するとその影響を小さくできと量は，同手法では捉える事が困難な程微量な違いによって大きく影響を受けるため，その相関を議論するには電子顕微
鏡像を用いた定量評価が不可欠である．さらに，アルミナのような非立方晶系材料の場合には，結晶粒径の微細化も同時に必要となる．緻密体を得る(焼結を進行させる)には加熱による十分な物質移動が必要となるが，これは同時に粗粒化も招くことを意味し，粒成長を抑制した条件での焼結が必要となる．したがって，透光性を示す程緻密な細粒材料を創製す
るには，焼結条件の最適化が不可欠である．以下に透光性に及ぼされる SPS 中の各パラメーターの影響について紹介する．


粉末の成形およびパッキング

緻密で微細組織を有する多結晶体を創製する上で，原材料となる粉末の品質は当然極めて重要になる．微細な粉末になる程，高い焼結性と焼結後の細粒組織が期待できる．しかし，微粉末になる程，粉末間の凝集も強固となる傾向を示
す．凝集粒子間に一旦形成された空隙は加圧焼結でも消失さ
図5

波長 l ，直線透過率 Tin ，残留気孔密度 p および
気 孔 サ イ ズ 2r の 相 関 ． ス ピ ネ ル の 反 射 率 R ＝0.068(34) ，サンプルの板厚 w ＝ 1.8 mm を用いて計算した．比較のため，完全結晶の場合の理論直線透過率Tth＝87(34)も示した．

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Materia Japan

せることは容易ではなく，残留する可能性が高くなる．したがって，残留欠陥を極限( ppm オーダー)まで低減させるには，加圧焼結法と言えども，粉末の充填および成形過程で生じる凝集粉末の再分散処理が有効である(2)(3)(27)(28)．

本稿では紹介のみにとどめるが， SPS 処理の場合でも，

加とともにいずれも増加傾向を示す(23) ．図 5 中に組織計測

コロイドプロセスやフリーズドライなどの手法による凝集粉により得られた気孔サイズ 2r のおおよその分布範囲(斜線)

末の分散処理を施すことにより， HIP 処理で報告されていと 種 々 の a で 得 ら れ た 気 孔 の 平 均 値 (図 8 中 の 矢 印 ) を 示

る最高値(Tin＝87(35))に匹敵する値(Tin, 550 74 , Tin, 2000

84)が得られている(28)．


昇温速度 a 依存性

3 項で SPS 法の最大の特徴を高速昇温であると説明したが，低速昇温する程緻密体が得られることが分かってきた(5)(8)．図(a)は，種々の昇温速度 a で得られた多結晶ス
ピ ネ ル で あ る(22)(24) ． な お ， 直 線 透 過 率 で 評 価 す る 目 的で，サンプルはテキスト上 1 cm のところに配置して撮影した．焼結温度と保持時間はいずれも1300°
C20 min で同じであるが，アルミナの場合同様(5)(8) ，スピネルの透光性も昇温速度 a に強く依存することが分かる． SPS 法で広く利用される高速昇温( a ＝ 100°
C / min )の場合，スピネルは不透明であるが，a が小さくなるにしたがって，透光性を示すようになる．そして，昇温速度が 10 °C / min 以下の条件で 1 cm
下のテキストを明瞭に確認できる程度の透光性を示すようになる．
上記サンプルの直線透過率 Tin の測定結果を図 6 ( b )に示
す(23)． T

in は可視から赤外までの広い波長域にわたって， aの減少とともに上昇することが確認できる．赤外域付近では，スピネルの理論透過率( Tth  87 (35) )付近まで増加する．しかし，可視光域では，理論透過率を大きく下回っており， HIP 処理で得られたスピネル(35) や焼結助剤として LiFを用いて SPS 処理されたスピネル(20)に比べ，劣っている．
Tin の a 依存性を明確にするため，可視光( l ＝ 550 nm )および赤外域( l ＝ 2000 nm )で評価した直線透過率 Tin, 550 とTin, 2000 を図 6 ( c )に示した(22)(24) ． Tin, 2000 の a 依存性は比較的小さく， 100 °C / min の場合を除くといずれの条件でもTin, 20006070の高い透光性を示す．一方，Tin, 550 は a に強く依存し， a の減少とともに増加し， 10 °C / min 以下でTin, 55050が得られる．

図に種々の昇温速度 a で焼結したスピネルの SEM 像を示す(23) ．結晶粒サイズに大きな変化はなく，いずれも 0.4mm 程度の微細組織を有している．しかし，気孔密度 Ap と

サイズ 2r 分布は，図に示す通り a に強く依存し， a の増

図7



図6

スピネルの直線透過率 Tin に対する SPS 中の昇温
速度 a の影響(a)SPSで創製したスピネル(テキストより1cm上に配置)と(b) Tin と波長 l の相関および(c)Tin, 550 と Tin, 2000 の a 依存性(22)(24)．比較のため，スピネルの理論 直線透過率 Tth ＝ 87
(34)， HIP 法および LiF を添加し SPS で創製されたスピネルの Tin の最高値(35)(20)を示した．

1300 °C 20 min の条件で SPS 処理したスピネルの SEM 像( a ) 2 °C / min ，( b ) 10 °C / min および( c ) 100 °C/
min(22)．

最近の研究

図8

図9

スピネルの直線透過率 Tin に対する SPS 温度 Tの影響．( a )種々の温度で 20分間焼結したスピネ
ル(テキストより 1 cm 上に配置)と(b)直線透過率( Tin, 550, Tin, 2000 )と焼結温度 T および時間 t の相関(23)．

図 10

10 °C / min で 低 速 昇 温 し ( a ) 1350 °Cおよび(b)1500 °C で 20 min の SPS 処 理 し た ス ピ ネ ル のSEM 像(23)．

1300°
C20 minの条件で SPS 処理したスピネルの(a )単位面積当りの残留気孔 Ap と(b)サイズ分布の昇温速度 a 依存性(23)．

す．今回スピネル中に観察された気孔サイズの分布は，可視光の波長域に多く分布していることが分かる． Tin の 2r 依
存性と残留気孔組織を比較すると，Tin, 550 および Tin, 2000 のa 依存性は，残留気孔サイズとその密度変化と関連していることが理解できる．まず100°
C/min の高速昇温では大きな気孔が残留するため Tin, 2000 の減衰も顕著であるが，それ以下の昇温速度では Tin, 2000 への影響は小さく，高い透過性を示す．一方，残留気孔サイズの多くは可視光の波長域に分布し，かつ昇温速度に強く依存するため， Tin, 550 も同様に強い昇温速度依存性を示すものと思われる．図 5 の予測は，光域の Tin, 550 は T に強く依存し，1300°
C近傍の僅かな温度

計算の制約上単一サイズの気孔を仮定して評価したものであ域で Tin, 55050のピーク値を示す．

り，実際の結果を定量的に評価することはできない．しか焼結時間を長くしても顕著な改善は期待できない．図 9

し，昇温速度 a に依存した透光性と残留気孔の関係を定性(b)に 5 h 焼結した場合の Tin, 550 と Tin, 2000 もプロットした．

的には説明出来ていると思われる．

Tin, 550 のピーク位置が低温度側にシフトするたけで，Tin, 550

焼結温度 T と保持時間 t の影響

a＝10°
C/min の低速で昇温した後，温度12751500°
Cで20分間焼結して得られたスピネルの写真を図(a)に示す(23)．

と Tin, 2000 の上限値は， 20 min 焼結の場合と大差が無い．
1300 °
C 以上の場合は，焼結時間を長くすると， Tin, 550 は逆に低下することが分かる．これは，組織変化と密接に関連している．

焼 結 温 度 1275 °C で は 半 透 明 で あ る が ， 僅 か に 25 °C高い図に種々の焼結温度で得られたスピネルの SEM 写真の1300 °
C で焼結すると，急激な透光性の改善が得られること一例を示す(23) ．高温もしくは長時間焼結すると，粒径の急が分かる．それ以上の温度では， 1400 °C 以上で着色が顕著

激な増加を引起し， 1500°
C20 min では 1 mm 以上にも粗大となり， 1500 °C で不透明となる．上記サンプルの Tin, 550 と化する．一方，残留気孔は，焼結温度あるいは時間とともにTin, 2000 の測定結果を図 9 ( b )に示す(23) ．昇温速度の場合と密度自体は減少傾向を示すものの，粒成長にともなう合体･同様，焼結温度 T も Tin に強く影響することが分かる．赤凝集によるサイズの増加が認められる．また，粗大粒組織の外域の透光性 Tin, 2000 の T 依存性は比較的小さく，いずれの場合には，微細な第 2 相の析出も観察された(三角印)(23) ．

条件でも Tin, 2000  70の高い値を示す．これに対し，可視高温もしくは長時間焼結では，このような粒成長に伴う気孔

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japanの合体・凝集が透光性の低下を引起す原因となる(23)．


パルス通電の効果

スピネルに対する通電効果を検討するため，同様の熱履歴
条件で HP 処理を行い， SPS の結果と比較した．ここではサンプル温度が同じとなるよう，あらかじめ制御温度とサン
プル温度の補正を行っている．

速焼結が損なわれる．また，焼結挙動と透光性のいずれも
HP 法と大差はなく，SPS 法で期待されるような通電効果も皆無であることから，同手法を利用するメリットが見出せない． SPS 法を利用する上では，やはりその特徴である高速昇温を最大限に活用する手法が望まれる．
そこで重要となるのが SPS 中の荷重制御である． SPS の場合，昇温前に所定の全荷重を付加し，焼結中これを維持す

結果は図(a)から明らかなように，SPS および HP 処理

るプロセスが広く用いられる．しかし，荷重条件を僅かに変中の収縮曲線はほぼ重なることが分かる(41)．また，図11(b)えるだけで透光性を顕著に改善できることが分かってきの透光性に関しても，ほぼ同等の結果が得られた．Tin は残た(10)(11)(19)(43)(44)．図は，100°
C/min で1300°
Cまで高速昇留欠陥に極めて敏感であることから， SPS および HP 処理

温し， 20 min 保持して得られたスピネルで，昇温中に焼結材の透光性の相違は実験誤差と見なせ，いずれも同等の密度

荷重の負荷開始温度を10001300°
Cの範囲で変化させたものが得られていると結論出来る(41) ．この結果は，スピネルにある(25)．図12(b)の Tin と荷重負荷温度の相関から分かるよ

関しては議論されているような通電/放電効果は無い，仮にうに，焼結の温度履歴は同じでも負荷温度を単に変化させるあったとしても無視できる程小さいことを示唆している．

だけで， Tin は著しく変化し，高温負荷する程大きな Tin が透光性を発現するようなバンドギャップが大きい絶縁性を得られる．ただし，更に高温の1400°
Cで荷重負荷すると Tin

有する材料の場合，基本的には負荷した電流はサンプルに流の低下を招く結果となるため，闇雲に高ければ良い訳ではな

れることはなく，ダイスを通電することが理論計算でも報告

い．

されている(42) ．但し，通電効果の可能性を示唆するような高温負荷において焼結性が改善される理由は，昇温中の焼事例もイットリア(Y2O3)で報告(26)されており，高温時のイ

結組織形成と密接に関連すると考えられる．図は，室温負オン伝導性等が寄与する可能性が指摘されている．


荷重条件の影響

上述の通り，低速昇温すると確かに透光性多結晶セラミッ
クスが容易に得られる．ただし，低速昇温ではトータルの焼結処理に長時間を有し， SPS 法の最大のメリットである高図11



SPS と HP で焼結したスピネルの(a)収縮挙動と(b)直線透過率 Tin の比較(41)．

図 12

スピネルの透光性に対する荷重負荷温度依存性(a)種々の温度で荷重負荷したスピネルの写
真 と ( b ) そ の 直 線 透 過 率 Tin(25) ． Tin, 550(max) とTin, 2000(max) は，低速昇温 a ＝ 10°
C /min で得られた可視および赤外光の最高値(22)．

図13(a) a ＝100°
C/min および(b)10°
C/min で1300°
Cまで昇温し，保持時間無して中断試験したスピ
ネルの SEM 像(23)．

最近の研究

荷した後， 100°
C/ min と 10°
C /min で 1300°
Cまで昇温し，試験を中断した際の組織である(23) ．前者では大きな閉気孔が数多く形成されているのに対し，後者ではサイズ，密度ともに大幅に減少しており，ほぼ焼結が完了している．当然，高温で保持される時間が長いことも影響すると思われるが，高温負荷した場合の組織も後者と同様な特徴を呈す(41)ことから，時間だけの影響では説明できない．一般的に，焼結はネックの形成・成長，開気孔チャンネルを介しての気孔の消失，閉気孔の消失の初期・中期・後期，3 つの過程で説明される(45) ．高緻密化を実現するには，後期の段階で微細な閉気孔とすることが求められる．図13(a)のような大きな閉気孔が材料中に一旦形成されると，その後の高温あるいは長時間の焼結でも排除することは容易ではない．それは，粒成長

図14

単位面積当りの残留気孔と Tin, 550 および Tin, 2000の相関(23)(46)．

図 15

種々の昇温速度 a で SPS 処理したスピネルのラ
マンスペクトル(29)(46)．

も促進されるため，気孔が粒成長の過程で粒内に閉じ込められたり，合体・凝集による粗大化が起るためである．
荷重制御による透光性の改善はスピネル(25)(43) に加え，MgO(19)，Al2O3(44)，Lu2O3(10)(11)などでも報告されており，他の材料への適用も期待できる．残念ながら，透光性に関しては僅かながら室温負荷した後，低速昇温したスピネルで最も高い Tin が得られている(25)．しかし，前述の通り Tin は極
めて微量な残留欠陥にも強く依存することから，密度の相違は僅かであると思われる．したがって，高温荷重負荷は，微細な残留欠陥に対する依存性が小さいその他の機能性あるいは構造用セラミックスへの応用は可能であると思われる．

. SPS 法を用いた透光性材料創成の課題
低速昇温 SPS 法で透光性スピネルを創製できたが， HIP
材の Tin(35)に比べると，特に可視光域で大きく劣っている．
上述の通り，多結晶材料の透光性を支配する重要因子は残留気孔であり，そのサイズおよび密度の更なる低減が不可欠でドに対応することが分かった．2 つのピークは，高速昇温す

あるが，それだけでは必ずしも説明できない．図は，スピる程強く，かつシャープになる傾向を示す．更に，そのピーネルで種々の SPS 条件で得られた単位断面積あたりの気孔

ク位置が矢印で示したように僅かにシフトし， SPS に使用

密度 Ap と Tinの関係を示したものである(23)(46) ． A

p の低下

したカーボンダイスやペーパーのピーク位置と一致することに伴い可視・赤外光いずれの Tin も一定の値を境に改善されが分かった．この傾向は，焼結温度に依存せず，高速昇温にるが，それ以降は Ap の低下するにも拘らず飽和傾向を示なる程，低温荷重負荷になる程顕著になる(46)．また，酸素

す．残留気孔のみが透過率 Tin の支配要因であれば， Tin は欠損についても電子スピン共鳴法( ESR )を用いた評価を進点線で示すように Ap の低下に伴い理論値( Tth(34) )付近までめており，酸素欠損に起因すると思われるシグナルが SPS回復するはずである．

パラメーターに依存する傾向も確認されている(46)．これら

そうならない理由として， SPS 処理材における着色の影

分光法により得られた結果について今後さらに評価を進め報響が指摘されている． HIP と SPS の違いは，加熱方法のみ

告する予定であるが，これら 2 つの因子が着色の要因となで，これを除けばグラファイトダイスを使用して減圧中で加り，光の散乱・吸収源となっていることが予想される．

圧焼結をする点では大きな相違は無い．しかし，着色に関しては， HIP 処理材に比べ， SPS 処理材の方が顕著となる傾

.

お

わ

り

に

向を示す．着色の要因としては，ダイス由来のカーボンコン
タミネーションや減圧焼結により生成される酸素欠損が理由として挙げられる．

高速焼結法として期待される SPS 装置でも，昇温速度 a
を 10°
C /min 程度まで小さくすると，比較的低温 1300°
Cおよ

これらの要因を評価するため，現在分光法を用いた評価をび短時間焼結で透光性スピネルの作製が可能となり，可視お進めている．図は，種々の昇温速度で SPS 処理したスピ

よび赤外光域でそれぞれ Tin, 550  50と Tin, 2000  70の直ネルのラマンスペクトルである(29)(46)．スペクトルには，ス

線透過率を実現できた．これは，光の散乱源となる焼結体中ピネルに特徴的なピークの他に， 1350 と 1600 cm－1 付近にの残留気孔密度とサイズを小さくでき，微細粒組織の緻密体

ブロードなピークが観察され，カーボンの D および G バンが得られたためである． SPS 法の最大の特徴である高速昇

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japan

温を利用する場合でも，透光性は低速昇温のそれに劣るものの，高温荷重負荷により十分な透光性を発現する多結晶体を得ることが可能となる．
しかし，高速昇温による SPS 法を活用し， HIP 処理材で報告されているような理論値(Tth87)程度の透光性を実現するには，凝集粉末の再分散やパッキング処理等の前処理を行い，一層の残留気孔密度とサイズ減少を目指す必要がある．また，着色の原因改善に加え，昇温速度，焼結温度および荷重条件を含めたプロセス全体の更なる最適化が今後の課題であると思われる．
今回紹介したスピネルに関する一連の研究成果は，財団法人大澤科学技術振興財団，財団法人天田金属加工機械技術振興財団および科学研究費補助金(基盤研究(C)22560675)からの研究助成により得られたものである．ここに特記して感謝の意を表す次第である．

文

献( 1 ) R. Apetz and M. P. B. van Bruggen: J. Am. Ceram. Soc., 86(2003), 480486.
( 2 ) A. Krell, J. Klimke and T. Hutzler: J. Eur. Ceram. Soc., 29(2009), 275281.
( 3 ) A. Krell, T. Hutzler, J. Klimke and A. Potthoff: J. Am. Ceram.
Soc., 93(2010), 26562666.
( 4 ) K. Tsukuma, I. Yamashita and T. Kusunose: J. Am. Ceram.
Soc., 91(2008), 813818.
( 5 ) B.N. Kim, K. Hiraga, K. Morita and H. Yoshida: Scripta
Mater., 57(2007), 607610.
( 6 ) B.N. Kim, K. Hiraga, K. Morita and H. Yoshida: J. Eur. Ceram. Soc., 29(2009), 323327.
( 7 ) B.N. Kim, K. Hiraga, K. Morita, H. Yoshida, T. Miyazaki and
Y. Kagawa: Acta Mater., 57(2009), 13191326.
( 8 ) B.N. Kim, K. Hiraga, K. Morita, H. Yoshida and Y. Kagawa:
Acta Mater., 58(2010), 45274535.
( 9 ) H. Zhang, B. Kim, K. Morita, H. Yoshida, J. Lim and K. Hiraga: J. Am. Ceram. Soc., 94(2011), 29812986.
(10) L. An, A. Ito and T. Goto: J. Am. Ceram. Soc., 94(2011), 695
698.
(11) L. An, A. Ito and T. Goto: J. Eur. Ceram. Soc., 31(2011),
15971302.
(12) R. L. Coble: U.S. Patent No. 3 026 210 (1962).
(13) M. Omori: Mat. Sci. Eng. A, 287(2000), 183188.
(14) Z. A. Munir, U. Anselmi
Tamburini and M. Ohyanagi: J.
Mater. Sci., 41(2006), 763777.
(15) R. Orr àu, R. Licheri, A. M. Locci, A. Cincotti and G. Cao: Mat.
Sci. Eng. R, 63(2009), 127287.
(16) S. Grasso, Y. Sakka and G. Marizza: Sci. Technol. Adv.
Mater., 10(2009), 05300124.
(17) Y.J. Wu, R. Kimura, N. Uekawa, K. Kakegawa and Y. Sasaki:
Jpn. J. Appl. Phys., 41(2002), L219L221.
(18) R. S. Dobedoe, G. D. West and M. H. Lewis: Bull. Eur. Ceram.
Soc., 1(2003), 1924.
(19) R. Chaim, Z. Shen and M. Nygren: J. Mater. Res., 19(2004),
25272531.
(20) N. Frage, S. Cohen, S. Meir, S. Kalabukhov and M. P. Dariel:J. Mater. Sci., 42(2007), 32733275.

(21) U. AnselmiTamburini, J. E. Garay and Z. A. Munir: Scripta
Mater., 54(2006), 823828.
(22) K. Morita, B.N. Kim, K. Hiraga and H. Yoshida: Scripta
Mater., 58(2008), 11141117.
(23) K. Morita, B.
N. Kim, H. Yoshida and K. Hiraga: J. Am. Ceram. Soc., 92(2009), 12081216.
(24) K. Morita, B.N. Kim, H. Yoshida and K. Hiraga: J. Mater.
Res., 24(2009), 28632872.
(25) K. Morita, B.N. Kim, H. Yoshida, H. Zhang, K. Hiraga and Y.
Sakka: J. Euro. Ceram Soc., 32(2012), 23032309.
(26) H. Yoshida, K. Morita, B. Kim, K. Hiraga, K. Yamanaka, K.
Soga and T. Yamamoto: J. Am. Ceram. Soc., 94(2011), 3301
3307.
(27) Y. Aman, V. Garnier and E. Djurado: J. Eur. Ceram. Soc., 91(2010), 151
154.
(28) G. Bonnefont, G. Fantozzi, S. Trombert and L. Bonneau: Ceram. Inter., 38(2012), 131140.
(29) K. Morita, B.N. Kim, H. Yoshida, H. Zhang, K. Hiraga and Y.
Sakka: Ceramic Transactions (2014), accepted.
(30) http://sps.fdc.co.jp/jp/whats/whats4.html(31) D. M. Hulbert, A. Anders, J. Andersson, E. J. Lavernia and A.
K. Mukherjee: Scripta Mater., 60(2009), 835838.
(32) D. M. Hulbert, A. Anders, D. V. Dudina, J. Andersson, D.
Jiang, C. Unuvar, U. AnselmiTamburini, E. J. Lavernia andA. K. Mukherjee: J. Appl. Phys., 104(2008), 033305 17.
(33) C. F. Bohren and D. R. Huffman: Absorption and Scattering ofLight by Small Particles, New York, WileyVCH, (1983).
(34) A. F. Dericioglu and Y. Kagawa: J. Euro. Ceram. Soc., 23(2003), 951959.
(35) A. Krell, J. Klimke and T. Hutzler: Optical Mater., 31(2009),
11441150.
(36) Y.
T. O, J. B. Koo, K. J. Hong, J. S. Park and D. C. Shin:
Mater. Sci. Eng. A, 374(2004), 191195.
(37) C. Pecharrom áan, G. Mata
Osoro, L. A. Dáƒaz, R. Torrecillas and
J. S. Moya: Optics Express, 17(2009), 68996912.
(38) A. A. Gandhi, R. D. Gunning, K. M. Ryan and S. A. M. Tofail:J. Am. Ceram. Soc., 93(2010), 37733777.
(39) T. Suzuki and Y. Sakka: Trans. Mat. Res. Soc. Jpn., 27(2002),
2730.
(40) X. Mao, S. Wang, S. Shimai and J. Guo: J. Am. Ceram. Soc., 91(2008), 34313433.
(41) K. Morita, B.N. Kim, H. Yoshida, K. Hiraga, Y. Sakka, to besubmitted.
(42) U. AnselmiTamburini, S. Gennari, J. E. Garay and Z. A. Munir: Mater. Sci. Eng. A, 394(2005), 139148.
(43) C. Wang and Z. Zhao: Scripta Mater., 61(2009), 193196.
(44) S. Grasso, C. Hu, G. Maizza, B.
N. Kim and Y. Sakka: J. Am.
Ceram. Soc., 94(2010), 14051409.
(45) M. N. Rahaman: Sintering of Ceramics, CRC press, (2008).
(46) K. Morita, B.N. Kim, H. Yoshida, K. Hiraga, Y. Sakka, to besubmitted.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
1997年

森田孝治

九州大学大学院 総理工材料開発工学博士後期課程修了
1997年 4 月 科学技術庁 金属材料技術研究所(現
物材機構)研究員
2003年 4 月 独立行政法人物質・材料研究機構 主任
研究員〃
現職
2008年 4 月現在
専門分野構造/機能セラミックスの創製と特性評価◎酸化物セラミックスの超塑性，放電プラズマ焼結(SPS)装置を利用した機能性セラミックスの創製に従事★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

最近の研究

チタン合金のマルテンサイト変態
金

.

は じ

め

に

.

熙

榮

TiNb 合金のマルテンサイト変態および超弾性特性チタン合金は高い比強度，耐食性，耐熱性などの優れた特性を合わせ持つため，航空・宇宙，自動車，電力・化学プラ

TiNb 合金の二元状態図を図に示す． BCC 構造の b 相ント，医療・福祉などの幅広い分野で使用されている(1)．そと HCP 構造の a 相が平衡相であり， b 相から急冷するとマの中で，準安定 b 型チタン合金は加工性に優れ，低ヤング

ルテンサイト変態が起こる．マルテンサイト相の結晶構造は率と高強度が両立できることから人工骨・インプラントなど

Nb 濃度により異なり， Nb 濃度が約 7 at より少ないと六の生体材料として注目を浴びてきた(2) ．準安定 b 型チタン

方晶の a′相に 7 at以上で斜方晶の a″相に変化する．マル

合金は組成の制御により，形状記憶効果・超弾性が発現する

テンサイト相も母相の構造を引継ぎ不規則構造である(21)．b

ことから，構成元素として人体に対する毒性やアレルギー性

相から a″相へのマルテンサイト変態開始温度(Ms)は Nb 濃のある元素を含まない新しい生体用形状記憶・超弾性合金と度の増加に伴い単調に低下し， Nb 濃度が 25 at で室温付しても開発が進められてきた．これまでに， Ti Nb Sn(3),近になる．一方， Ta は変態温度に及ぼす影響が Nb より弱TiNbAl(4),TiMoSn(5),TiMoGa(6),TiNbTaZr(7),く， Ti Ta 二元合金の場合 Ta 濃度が合金約 38 at の添加

TiVFeAlN(8), TiNbZrSn(9)など多数の合金系で形状

で Ms が室温付近になる(22)．Mo は変態温度に及ぼす影響が記憶効果および超弾性が報告されている．著者らは Ti Nb

強く，約 5 at の添加で Ti Mo 合金の Ms が室温以下にな合金を中心としてマルテンサイト変態について系統的な研る．

究(10)(12)を行い，TiNbO(13), (14)

TiNb N

, TiNbZr

(15)

,

TiNbTa(16), TiNbPt(17), TiNbMo(18)など生体に安全な元素のみで構成された様々な超弾性合金を報告した．また，Ti Nb 合金に酸素・窒素などの侵入型元素を添加すると様々な特異な現象が現れることを見出した(19)(20)．その中で最も興味深い現象は酸素添加によるナノメートルサイズのドメ
イン(格子変調構造)の形成である．本稿では， Ti Nb 合金
を中心とし，形状記憶効果および超弾性の起源となるマルテ
ンサイト変態について紹介する．また， Ti Nb 合金のマル
テンサイト変態温度および超弾性特性に及ぼす添加元素の効果について述べる．次に，酸素誘起ナノドメインの起源とナ
ノドメイン構造がチタン合金の物性に及ぼす影響について紹介する．最後に準安定 b 型チタン合金に不可避的に現れる

v 相が変態・変形に及ぼす影響について述べる．
図1

Ti Nb 合金の状態図とマルテンサイト変態温度の Nb 濃度依存性．

筑波大学数理物質系物質工学域准教授(〒3058573 つくば市天王台 1
11)
Martensitic Transformation of Tibase Alloys; Hee Young Kim(Division of Materials Science, University of Tsukuba, Tsukuba)
Keywords: Ti alloys, martensitic transformation, superelasticity, shape memory alloy, lattice modulation, omega phase2013年11月 5 日受理[doi:10.2320/materia.53.11]

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japan



図2

変態歪みの Nb 濃度依存性および方位依存性．

 母相の{112}面
b 相から a″相へのマルテンサイト変態は 母相の{ 110 }面が 1 原子面おの〈 111 〉方向への剪断変形，

図3

Ti Nb 合金の超弾性特性に及ぼす添加元素の効
果．

図4

マルテンサイト変態開始温度および変態歪みの組成依存性．

きに〈11̃0〉方向へずれる{110}〈11̃0〉のシャフリングと表される．このような格子変形により変態歪みは図に示すように，[011]方向で最も大きく，[001]または[1̃11]に近づくと小さくなる(23)(24) ．各方向の変態歪みは Nb 濃度の増加に伴い減少し，室温で超弾性を示す組成では[011]方向でも 3
以下になってしまう． Ti Nb 合金で大きな超弾性歪みを得るためには Nb 濃度を減少させる必要がある．しかし， Nb
濃度を減少させるとマルテンサイト変態温度が上昇し室温で超弾性を示さない．そのため超弾性回復歪みを大きくするた
めには，変態歪みを減少させずに変態温度を低下させる元素の添加が望まれる．これまでに Ta, Mo, Zr, Sn, Al などを添加した様々な多元系合金が開発されてきたが，各添加元素
が変態温度および変態歪みに及ぼす影響を系統的に調べた研究は少ない．
変態温度が同程度であり室温で超弾性を示す Ti27Nb お
よび Ti 22Nb 7Ta, Ti 22Nb 6Zr などの多元系合金のサイ0.28の比率で減少する．一方，図 1 および図 3 に示したよ

クル試験から得られた応力歪み曲線を図に示す． Ti 

うに Ti Nb 二元合金の場合， Nb 濃度が 22 ～ 27 at の組成

27Nb の場合，最大回復歪みは 2.0 で，弾性歪みを除いた

範 囲 で ， Nb は 1 at  あ た り 変 態 温 度 を 40 K 低 下 さ せ ，

超弾性回復歪みは 1.2と小さいことが分かる．このように[011]方向の変態歪みを0.34減少させる．これらの結果か

超弾性回復歪みが小さい原因はマルテンサイト変態歪みが小ら各添加元素が変態温度の低下に及ぼす効果は Nb＞Zr＞Ta

さいことと永久歪みが導入されるすべり臨界応力が低いための順で，変態歪みの減少に及ぼす効果は Nb ＞ Ta ＞ Zr の順である．加工熱処理によりすべり変形応力を上昇させ超弾性であることが分かる．特に Zr は変態温度を低下させる効果

回復歪みの増加が可能(25)(26)である．しかし，変態歪みは母が Nb に匹敵するが，変態歪みの減少に与える効果が Nb の

相とマルテンサイト相の結晶構造と格子対応に依存するため半分以下である．即ち，変態温度を保つ条件で Nb の代わり

加工熱処理では大きく変化しない．図 3 に示すように Zr,に Zr を添加すると変態歪みが大きい超弾性が得られる．一Mo, Pt などの添加は超弾性回復歪みを増加させるが，Ta の方， Ta の添加は Nb に比べて変態温度を下げる効果より変添加は超弾性回復歪みに大きな影響はない．これは各添加元

態歪みを小さくする効果が大きいので，超弾性特性の改善は

素がマルテンサイト変態温度および変態歪みに与える効果が期待できないことが分かる．Mo も変態温度を低下させると異なるためである．図に Ti Nb 合金のマルテンサイト変共に変態歪みを減少させる． Ti Nb Mo 三元合金において態温度と[011]方向の変態歪みに及ぼす Zr および Ta 添加のTi 19Nb 1Mo および Ti 16Nb 2Mo が Ti 22Nb と類似な効果を示す．添加元素 1 at あたり Zr は 35 K, Ta は 30 K

逆変態終了温度を示すこと(18)から，1 atMo 添加による変程度マルテンサイト変態温度を低下させる．また，[011]方

態温度の低下は Nb 濃度を 3 at増加させる効果と等価であ向 の 変 態 歪 み は 1 at  Zr あ た り 0.13  , 1 at  Ta あ た り

ることが分かる．変態歪みは－0.89/1 atMo の傾きで低



最近の研究

下し 3 at Nb 増加による効果よりは少ない．従って，変態る．

温度を同じに保ちながら Nb を Mo に置換すると変態歪みはナノドメインの起源について考察する．内部摩擦(33) およ

増加することになる． Pt も変態温度を低下させると共に変び EXAFS の実験結果(34)から酸素は BCC 構造の b 相の八面

態歪みを減少させるが，変態歪みは Nb の 3 倍減少させるの体空隙に存在すると推察される．図に BCC 構造での 3 種に対し，変態温度は Nb の 4 倍低下させる(17) ．そのため，類の八面体空隙を示す．八面体位置に侵入した酸素は隣接原

8Nb を 2Pt に置換すると変態温度が変わらず変態歪みは増子を押し広げ弾性応力場を生み出す．例えば A サイトの酸加する．以上のことから，図 3 に示したように Zr, Mo, Pt

素は[001]方向に最も大きな歪みを発生させる正方対称性を添加による超弾性回復歪みの増加は変態歪みの増加に起因することが分かる．
図 3 から分かるように侵入型元素の添加は超弾性特性の改善に 2 つの側面で有効である．まず，代表的な侵入型元素である O, N は 1 atあたり 160200 K 程度変態温度を低下させるため，超弾性を示す Nb 濃度が低下し変態歪みが大きくなる．また， O および N の添加は固溶強化によるすべ
り臨界応力を大きく上昇させる．最大回復歪みは Ti22Nb
1O 合金が 2.7 ， Ti 22Nb 1N 合金が 3.9 を示し， N の添加が O の添加より回復歪が大きいことが分かった．これはN 添加材が O 添加材よりすべり臨界応力が高く，マルテン

サイト変態誘起応力が低いためである．さらに， Ti20Nb 
4Zr2Ta 0.6N 合金は N と Zr の両方の効果により，回復歪

み 4 以上の優れた超弾性を示した(27) ．また， N 添加はく図5

Ti Nb O 合金の回折図形および超格子反射の暗
視野像．

図6

b 相中の格子変調とマルテンサイト相のシャフリ
ングの対応．

り返し変形特性の安定化にも有効である(14)．

.

格子変調およびナノドメイン構造

前述のように酸素・窒素などの侵入型元素の添加はすべり
臨界応力を大きく上昇させ超弾性特性の改善に非常に有効である．一方，侵入型元素を添加した準安定 b 型 Ti 合金は応力ヒステリシスが非常に小さく，冷却だけではマルテンサイ
ト変態が起こらないことなど様々な特異な現象が報告されている(20) ．我々は酸素などの侵入型元素が添加された準安定b 型 Ti 合金の特異な変態・変形挙動は侵入型原子が試料内部に作り出すナノメートルサイズの格子変調ドメインが原因であることを報告した(19)(20)．


酸素誘起ナノドメイン

図に Ti26Nb(0, 0.3, 1.0)O 合金の b 相の[001]方向から得られた回折図形を示す(19)．いずれの試料も b 相からの

{

}

1
1
基本反射に加えて h ＋ k ＋ 0 の位置の超格子反射と22〈jj0〉方向へのストリーク(散漫散乱)が確認できる．超格子
反射と散漫散乱の強度は酸素添加量の増加にともない強くなることが分かる．この超格子反射は横波型{ 110}〈b 11̃0 〉
b格
子変調に起因し，それは図に示すようにマルテンサイト変態に伴うシャフリングに対応している(20) ．また，図 5 の下段に示すように超格子反射のスポットから暗視野像をとると
2 ～ 5 nm の領域(ドメイン)が酸素添加材の b 相中に確認でき る ． こ の よ う な 母 相 中 の 格 子 変 調 は Ti Ni(28)(29), Ni 
Al(30), Cu Al Ni(31), Ti Al Nb(32) などの形状記憶合金において，マルテンサイト変態の前駆現象とともに報告されていま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japan

図7

BCC 構造での 3 種類の八面体空隙位置．

有する弾性歪みを生み出す．同様に B サイトの酸素は[100]，

すると，酸素が発生させる応力場を緩和するように特定な優C サイトの酸素は[010]方向に大きな応力を発生する．我々

先ナノドメインが誘起する．ナノドメインの形成は局所的にはマルテンサイト変態のシャフリングモードに対応する格子はマルテンサイト変態に有利であるが，ランダムに侵入した変調によりこの弾性エネルギーが緩和できることを提案し酸素原子によって 6 つのバリアントのナノドメインがランた．図に 6 つのマルテンサイトバリアントに対応するシ

ダムに均一に形成され，互いの成長を抑制しあう．すなわャフリングモードを示す．V1 のシャフリングが生じると最ち，各バリアントは異なるナノドメインの成長に対して，局

隣接原子間の距離が長くなり，[001]方向への弾性歪みが緩所的な障壁として働く．そのため，特定のバリアントのナノ和できる．同様に V2～V4 のシャフリングモードも[001]方ドメインのみが成長することは無く，冷却だけではマルテン

向への弾性歪みが緩和できるが，V5 および V6 は[001]方向サイト変態が起こらないと考えられる．

の弾性歪みを緩和できない．一方，[100]方向の弾性歪みはナノドメインの形成は変形挙動にも大きな影響を及ぼす．

V3～ V6 のシャフリングモードにより，[010]方向の弾性歪

図に Ti 26Nb ( 0 ～ 1 ) O 合金の応力―歪み曲線を示す．

みは V1, V2, V5, V6 のシャフリングモードにより緩和できTi 26Nb では明瞭な 2 段階降伏およびヒステリシスを伴うる．各八面体空隙のサイトは等価であるため酸素はランダム

超弾性が確認できる．1 段目降伏は応力誘起マルテンサイトに分布することが考えられる．そのためナノドメインバリア

変態に起因する．マルテンサイト誘起応力に達した後，ほぼントもランダムに形成されることが考えられる．様々な方向

一定の応力でマルテンサイト変態が進行するプラトーな領域からの回折図形を系統的に調査した結果，6 種類全てのナノが存在する．酸素濃度の増加とともに 1 段目の降伏が不明

ドメインバリアントが均一に分布していることが明らかにな瞭になり，プラトー領域がなくなる．Ti26Nb1O 合金の場った(20)(35)．

合は見かけの降伏応力に達する以前からフックの法則からは{110}〈b 11̃0〉b 格子変調の発現は準安定 b 型 Ti 合金の小さ

ずれた非線形的な変形挙動を示している．即ち，酸素濃度のいせん断弾性定数 c′(＝(c11－c12)/2)に起因する．c′は{110}増加に伴いヒステリシスループがスリムになる．応力負荷下面の〈11̃0〉方向へのせん断変形に対する抵抗力に関係する．

その場 X 線回折測定の結果を図に示す． Ti26Nb 合金のマルテンサイト変態温度付近で母相の c ′は非常に小さく，場合変形前は母相のみのピークが確認できるが，1 段目降伏

シャフリングに対して非常に不安定である．このような TA
モードの軟化や弾性定数の低下はマルテンサイト変態の前駆現象として多数の BCC 構造の形状記憶合金において観測されている．このような系において，{ 110 }〈b 11̃0 〉
b 格子変調は酸素の侵入による弾性歪みを緩和するために非常に有利である．即ち，酸素による正方対称性の応力場は局所的に優先バリアントの{ 110}〈b 11̃0 〉
b 格子変調を誘発する．これが酸素誘起ナノドメインの起源であると考えられる．


ナノドメインが変態・変形挙動に及ぼす影響

前述のように酸素は局所的にはマルテンサイト変態に有利な格子変調を誘発するが，マクロ的なマルテンサイト変態を抑制する．例えば，マルテンサイト変態温度が 378 K の Ti
23Nb に酸素を 1 at添加すると冷却のみでは変態が起こらなくなってしまう．これは酸素の侵入位置がランダムである

図9Ti26Nb(0～1)O 合金の応力歪み曲線．

ことに起因する．ある一つの酸素とその周辺格子のみを考慮

図8

マルテンサイトバリアントに対応するシャフリ
ングモード．

図 10

Ti 26Nb および Ti 26Nb 1O 合金の引張その場
X 線回折測定結果．

最近の研究

に対応する e＝0.2でマルテンサイト相の{202}ピークが出

材の集合組織は{001}〈 110〉と同じであるため， asrolled 材

現する．また歪みの増加に伴い母相のピークは弱くなり，マにおける熱膨張挙動の異方性は集合組織によるものではな

ルテンサイト相のピークは強くなるがその際に角度の変化は

い．圧延材の RD 方向のみでインバー挙動を示すことから，殆どない．このことは Ti 26Nb 合金における応力誘起相変

冷間加工による組織変化や内部応力が特異な熱膨張挙動の原態が一次であることを示唆している．一方，Ti26Nb1O 合因として考えられる．図( a )( b )にナノドメインバリアン

金は母相と区別できるマルテンサイト相のピークは確認でき

ト V5 および V6 の暗視野像を示す．いずれの暗視野像からず，母相のピークがブロードになりながら高角側にシフトしも数ナノメートルサイズのドメインが分布し，そのサイズやているように見える．このことは酸素濃度の増加に伴いマル分布状態には大きな差がないことが分かる．しかし，図 12

テンサイト変態が一次から二次的に変化することを示唆す(c)(d)に示すように圧延材ではナノドメインバリアント V6

る．この現象もナノドメインの概念で説明できる．前述のよに対応するピーク強度が強くなり，ドメインのサイズも大き

うに酸素の形成する局所的な応力場のため無応力下において，くなっている．一方，圧延材でも V5 に対応するドメイン構

6 つのバリアントのナノドメインが均一に存在する．応力が造は確認できている．圧延の状況では RD 方向に引張応力，加えられると応力の緩和にもっとも有利なナノドメインが成ND 方向に圧縮応力がかかる．ゴムメタルは圧延加工により長するが，他のナノドメインバリアントの存在によりその成

強い{ 001 }〈 110 〉加工集合組織を形成しているため，圧延に長は抑制されるため，徐々に成長していくと考えられる．まより導入された応力場を緩和するバリアントとしては，ND

たナノドメインの成長に伴い構造はマルテンサイト相へ近づに縮み，RD に伸びるものが形成される．格子の対応を考え

き格子変形歪みは大きくなると考えられる．応力負荷によるると，ナノドメインバリアント V6 は圧延による RD 方向の優先ナノバリアントの成長はその場 TEM 実験(20) によって応力場を緩和するのにもっとも有利である． V6 の成長はも確認できている．荷重を取り除くと，成長したナノドメイ

ND 方向に負の歪みを発生し， RD 方向には正の歪みを発生

ンバリアントは他のドメインからの弾性応力のため元の状態する．それに対して V5 の成長は ND 方向には負の歪みを発に戻ることで形状回復が起こる．

生するが，RD 方向の歪みには殆ど影響がない．温度が低下

ゴムメタルのインバー挙動

するとマルテンサイト変態の駆動力は大きくなるため，優先バリアントの V6 は成長し，正の歪みを発生する．このこと

ゴムメタルは優れた機械的特性と様々な特異な現象を示すから，ゴムメタルにおけるインバー挙動は圧延時に導入されことから注目を浴びてきた．我々はゴムメタルにもナノドメ

た優先バリアントのナノドメインによる歪み成分と熱膨張にインが存在し，ゴムメタルの非線形弾性挙動やインバー挙動

よる格子定数変化による歪み成分が打ち消しあうことで発現などの特異な物性は酸素誘起ナノドメインで説明できることしたと考えられる．

を提案した．図に代表的なゴムメタル組成の Ti 23Nb 
2Zr
0.7Ta
1.2O 合金の熱膨張挙動を示す．圧延材の場合は，

.

マルテンサイト変態に及ぼす v 相の影響

RD 方向では非常に小さい負の熱膨張率を示すが， TD 方向

では通常の Ti 合金と同程度の正の熱膨張率を示す．焼鈍材

v 相がマルテンサイト変態に及ぼす影響について，熱的では異方性がなくなり RD および TD 方向において圧延材の TD 方向と同程度の熱膨張率を示す．圧延材および焼鈍

図 12
図 11

Ti 23Nb 2Zr 0.7Ta 1.2O 合金圧延材および焼鈍材の熱膨張挙動．

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia JapanTi 23Nb 2Zr 0.7Ta 1.2O 合金焼鈍材および圧延材におけるナノドメインバリアントの暗視野
像．

鏡像の観察結果からも a″相の内部では v 相は存在しないことが報告(11)されている．しかし， v→ a ″変態およびその逆変態に関する詳細なメカニズムについては不明な部分が多く興味深い研究対象である．
非熱的 v 相はマルテンサイト変態誘起応力を上昇させ，またヒステリシスを大きくするため超弾性特性の劣化につながる． b 相安定化元素として Nb の代わりに Mo や Zr を添加すると，超弾性組成での格子変形歪みが大きくなるため回復歪みが大きくなる．しかし，Nb 濃度の減少は非熱的 v 相の形成を促進させる．一方， Al および Sn の添加は非熱的

v 相の抑制に非常に有効である．
熱的 v 相は時効 v 相とも呼ばれ， 373573 K の温度範囲で形成されやすいが，b 相安定化元素の量が少ないと室温でも形成されることが報告されている．熱的 v 相の形成は変態温度の低下や試料の脆化を招くため避けられるが，その一方で微細に分散させることで超弾性特性の改善に利用できる場合もある． b 型 Ti 基形状記憶合金は主に生体用超弾性合金として開発が進められてきたが，b 相安定化元素の添加量
図13

応力歪み曲線の試験温度依存性．

を少なくすることにより，マルテンサイト変態温度を 373 K
以上に調整可能であるため，高温形状記憶合金の候補材料とv 相と非熱的 v 相で分けて考える．非熱的 v 相は a ″相としても検討されてきた．高温形状記憶合金としては，TiNb同様に熱弾性的に形成される． b → v 変態は bcc 構造の 2/3

および TiMo 合金に比べ TiTa 合金が有利である．それは( 111) LA モードのフォノン軟化に由来することが知られて前述のように Ta が Nb および Mo に比べ変態温度を低下さいる．一方， b → a ″変態は前述のように{ 110 }面の〈 11̃0 〉方せる効果が弱いため，同じ変態温度を示す組成で比較すると向へのせん断変形に対する不安定性と関連がある．b→v 変

Ti Ta 合金は Ti Nb や Ti Mo 合金に比べ b 相安定化元素

態は b→a″変態と競合関係にあり，b→v 変態が先に起こるの添加量が多くなり v 相が比較的形成しにくいためであと b→a″変態を阻害する．

る．しかし， Ti Ta 合金も熱的 v 相の形成を完全に抑制で

図に 試験 温度を 変えて 得ら れた Ti 27Nb, Ti 18Nb 

きないため熱サイクルの安定性は十分ではない(14)．Al およ

3Mo 合金の応力歪み曲線を示す．いずれの合金も室温で超び Sn 添加は Ti Ta 合金の熱的 v 相を抑制し，サイクル特弾性を示すが，異なる変形挙動の温度依存性を示す． Ti 

性の改善に有効である(37)(41)．

27Nb 合金の場合は，温度低下に伴いマルテンサイト変態誘起応力および逆変態終了応力が低下し，233 K では形状記憶

.

終

わ

り

に

効果を示す．これは通常の形状記憶合金と同様の傾向で，クラウジウス・クラペイロンの式に従う．一方， Ti 18Nb 

本稿では，TiNb を中心とした準安定 b 型 Ti 基合金のマ

3Mo 合金は試験温度の低下に伴い，マルテンサイト誘起応

ルテンサイト変態について紹介した．生体に安全な元素のみ力が上昇する特異な挙動を示す．この現象は b→v 変態と bで構成され優れた超弾性を示す b 型 Ti 基合金は新たな生体→ a ″変態の競合で説明できる．即ち，温度が低下すると b

用機能材料として期待される．しかし，各添加元素の役割に→ a ″変態の駆動力は大きくなるが，同時に b → v 変態が進

ついては不明な部分が多く今後の系統的な研究が必要であみ，b→a″変態を抑制する効果も強くなる．そのため b 相安る．特に製造過程で不可避的に混入される酸素などの侵入型定化元素が少ない Ti18Nb3Mo 合金の場合は試験温度の低

不純物はナノスケールの格子変調構造を生み出し，準安定 b

下に伴いマルテンサイト変態を誘起する応力が上昇する．ま型 Ti 合金の内部組織，変態・変形挙動に様々は影響を与えた，Ti18Nb3Mo 合金は無応力下でどこまで冷却してもマる．酸素誘起ナノドメイン構造は，超弾性合金，低ヤング

ルテンサイト変態が現れない．一方，逆変態終了応力は温度率・高強度合金，高強度制振合金における侵入型元素の役割低下に伴い低下する傾向を示す．その結果，試験温度の低下の解明に新たな知見を与えると期待される．また，準安定 bに伴い超弾性の応力ヒステリシスループは大きくなる．即型 Ti 基合金における不可避的脆化相である v 相が変態・変ち，準安定 b 型 Ti 合金における超弾性は非熱的 v 相を含む

形挙動に及ぼす影響についても詳細な研究が必要である．

b 相の応力誘起マルテンサイト変態として考察する必要があ
る．b 相のマルテンサイト変態に伴い，v 相はどうなるかは最後に，本稿の単著での執筆をお勧め頂き，内容について興味深い．引張その場 XRD 実験結果(36) により v 相も b 相

もご意見を頂戴した宮崎修一筑波大学教授に感謝申し上げる．

とともに a″相へ変態したと考えられる．高分解能電子顕微



最近の研究

文

献

( 1 ) D. Banerjee and J. C. Williams: Acta Mater., 61(2013), 844
879.
( 2 ) 新家光雄まてりあ，52(2013), 219228.
( 3 ) E. Takahashi, T. Sakurai, S. Watanabe, N. Masahashi and S.
Hanada: Mater. Trans., 43(2002), 29782983.
( 4 ) Y. Fukui, T. Inamura, H. Hosoda, K. Wakashima and S. Miyazaki: Mater. Trans., 45(2004), 10771082.
( 5 ) T. Maeshima and M. Nishida: Mater. Trans., 45(2004), 2096
1100.
( 6 ) H. Y. Kim, Y. Ohmatsu, J. I. Kim, H. Hosoda and S. Miyazaki:
Mater. Trans., 45(2004), 10901095.
( 7 ) N. Sakaguchi, M. Niinomi, T. Akahori, J. Takeda and H. Toda:
Mater. Sci. Eng. C, 25(2005), 363369.
( 8 ) T. Furuhara, S. Annaka, Y. Tomio and T. Maki: Mater. Sci.
Eng. A, 438(2006), 825829.
( 9 ) Y. L. Hao, S. J. Li, S. Y. Sun and R. Yang: Mater. Sci. Eng. A,
441(2006), 112118.
(10) H. Y. Kim, Y. Ikehara, J. I. Kim, H. Hosoda and S. Miyazaki:
Acta Mater., 54(2006), 24192429.
(11) Y. W. Chai, H. Y. Kim, H. Hosoda and S. Miyazaki: Acta
Mater., 56(2008), 30883097.
(12) Y. W. Chai, H. Y. Kim, H. Hosoda and S. Miyazaki: Acta
Mater., 57(2009), 40544064.
(13) J. I. Kim, H. Y. Kim, H. Hosoda and S. Miyazaki: Mater.
Trans., 46(2005), 852857.
(14) M. Tahara, H. Y. Kim, H. Hosoda and S. Miyazaki: Func.
Mater. Lett., 2(2009), 7982.
(15) J. I. Kim, H. Y. Kim, T. Inamura, H. Hosoda and S. Miyazaki:
Mater. Sci. Eng. A, 403(2005), 334339.
(16) H. Y. Kim, S. Hashimoto, J. I. Kim, T. Inamura, H. Hosoda
and S. Miyazaki: Mater. Sci. Eng. A, 417(2006), 120128.
(17) H. Y. Kim, N. Oshika, J. I. Kim, T. Inamura, H. Hosoda and S.
Miyazaki: Mater. Trans., 48(2007), 400406.
(18) Y. AlZain, H. Y. Kim, H. Hosoda, T. H. Nam and S. Miyazaki: Acta Mater., 58(2010), 42124223.
(19) Y. Nii, T. Arima, H. Y. Kim and S. Miyazaki: Phys. Rev. B, 82(2010), 214104.
(20) M. Tahara, H. Y. Kim, T. Inamura, H. Hosoda and S. Miyazaki: Acta Mater., 59(2011), 62086218.
(21) T. Inamura, H. Hosoda, H. Y. Kim and S. Miyazaki: Phil.
Mag., 90(2010), 34753498.
(22) P. J. S. Buenconsejo, H. Y. Kim, H. Hosoda and S. Miyazaki:

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japan

Acta Mater., 57(2009), 10681077.
(23) T. Inamura, Y. Fukui, H. Hosoda, K. Wakashima and S. Miyazaki: Mater. Trans., 45(2004), 10831089.
(24) H. Y. Kim, T. Sasaki, K. Okutsu, J. I. Kim, T. Inamura, H.
Hosoda and S. Miyazaki: Acta Mater., 54(2006), 423433.
(25) M. Tahara, H. Y. Kim, H. Hosoda and S. Miyazaki: Acta
Mater., 57(2009), 24612469.
(26) H. Y. Kim, J. I. Kim, H. Hosoda and S. Miyazaki: Mater. Sci.
Eng. A, 438(2006), 839843.
(27) M. Tahara, H. Y. Kim, H. Hosoda, T. H. Nam and S. Miyazaki:
Mater. Sci. Eng. A, 527(2010), 68446852.
(28) Y. Murakami and D. Shindo: Mater. Trans., 40(1999), 1092.
(29) G. D. Sandrock, A. J. Perkins and R. F. Hehemann: Metall.
Mater. Trans. B, 2(1971), 2769.
(30) K. Enami, J. Hasunuma, A. Nagasawa and S. Nenno: Scripta
Metall., 10(1976), 879.
(31) K. Otsuka, C. M. Wayman and H. Kubo: Metall. Mater. Trans.
A, 9(1978), 1075.
(32) X. Ren and M. Hagiwara: Acta Mater., 49(2001), 3971.
(33) L. Yu, F. Yin and D. Ping: Phys. Rev. B, 75(2007), 174105.
(34) T. Saito, T. Furuta, J. H. Hwang, S. Kuramoto, K. Nishino and
N. Suzuki: Science, 300(2003), 464.
(35) H. Y. Kim, L. Wei, S. Kobayashi, M. Tahara and S. Miyazaki:
Acta Mater., 61(2013), 48744886.
(36) Y. Al
Zain, H. Y. Kim, T. Koyano, H. Hosoda, T. H. Nam and
S. Miyazaki: Acta Mater., 59(2011), 14641473.
(37) Y. AlZain, Y. Sato, H. Y. Kim, H. Hosoda, T. H. Nam and S.
Miyazaki: Acta Mater., 60(2012), 24372447.
(38) F. Muhammad, H. Y. Kim, H. Hosoda and S. Miyazaki: Scripta
Mater., 7273(2007), 2932.
(39) P. J. S. Buenconsejo, H. Y. Kim and S. Miyazaki: Acta Mater.,
57(2009), 25092515.
(40) P. J. S. Buenconsejo, H. Y. Kim and S. Miyazaki: Scripta
Mater., 64(2011), 11141117.
(41) H. Y. Kim, T. Fukushima, P. J. S. Buenconsejo and S. Miyazaki: Mater. Sci. Eng. A, 528(2011), 72387246.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
1998年 韓国科学技術院大学院博士後期課程修了
2001年 東北大学大学院工学研究科講師
2002年 筑波大学大学院数理物質科学研究科講師
2007年 現職
専門分野マルテンサイト変態および組織制御◎高温形状記憶合金，生体用超弾性合金，低ヤング率・高強度 Ti 合金の開発と組織制御に関する研究
に従事．

金

熙榮

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★



GaAl フラックスを用いた
AlN の液相エピタキシャル成長
安

達

正

芳

入により貫通転位密度の低減が実現されているが，実用化に

.

は じ

め

に

向け今後さらなる高品質化が必要となる．
当研究室では，窒化反応の駆動力を制御しながらサファイ

AlGaN 系 LED は，GaN と AlN の混合比により，3.4から

ア基板表面を窒化し，厚さ 10 nm の高品質な AlN 薄膜を得

6.2 eV までの範囲で発光波長を選択できるため，殺菌光源る技術を確立している(3)(4)．この基板をテンプレートとしてや蛍光体と組み合わせた白色光源，高密度情報記録光源な用いることで AlN のホモエピタキシャル成長が実現し，ど，幅広い用途での使用が期待されている(1) ．この AlGaN

LEO 法のような溝加工プロセスを導入しなくとも格子不整系 LED の基板材料の候補として，AlGaN との格子整合性の合の問題を克服することができる．

高さから，SiC，GaN，および AlN が挙げられる．しかし，そこで筆者らは，深紫外発光素子用の基板の実用化を目指

SiC や GaN はそれぞれ 380 nm, 365 nm よりエネルギーの高し， Ga Al をフラックスとして用いた新しい液相エピタキ

い光を吸収するため，取り出せる波長領域が制限される．そシャル成長法( LPE )を開発し， AlN の厚膜化プロセスの研のため， AlN が基板候補として最良となるが， AlN の持つ究を行っている(5)(6) ．本稿では，この Ga Al フラックス法

融点の高さ，高温での解離圧の高さから，シリコン単結晶のを説明する．

ように自身の融液から AlN 単結晶を作製することは極めて困難である．これまでハイドライド気相成長法や昇華法など

.

Ga
Al 液相成長法の方法で，バルク AlN 単結晶の作製が試みられているが，結晶のサイズおよびコストに対して実用化に耐えうる製造プ

液相成長法を用いた AlN のエピタキシャル成長に関しロセスは確立されていない．そのため，現在多くの研究者がて ， こ れ ま で に Kamei ら(7) と Isobe ら(8) の 報 告 が あ る ．

紫外波長に対し透明なサファイア基板を用いた AlN ヘテロ

Kamei らはフラックスとして Cu Al を用い， 1873 1973 K

エピタキシャル成長法の開発を行っている．近年，サファイの常圧下で膜厚 180 mm の AlN を作製した．また Isobe ら

ア単結晶の口径は増大しており，8 インチ径の基板も入手では Ca Sn Al フラックスを用い， 1173 K ， 0.5 MPa におい

きるようになった．サファイアをテンプレートとして用いるて膜厚 1.8 mm の AlN の作製している．しかし，どちらもことで，大口径の AlN /サファイアテンプレートの作製が期

AlGaN 系発光素子の基板としては結晶品質が十分ではな待できる．サファイアをテンプレートとして用いた AlN のく，課題が残る．

ヘテロエピタキシャル成長では，格子不整合が問題となる．

筆者らは液相成長法に用いるフラックスとして Ga Al 二

有機金属気相成長法ではこの格子不整合を克服するため，表元系を用いている． Ga は 302.8 K の低融点を 示しながら

面を溝加工したサファイア基板上に AlN を成長させ，界面

2477 K の高沸点を示す物質である．また GaAl 二元系合金

応力の緩和と貫通転位密度の低減を意図した Lateral epitax-

は典型的な共晶系であり，融点の高い金属間化合物を形成しial overgrowth(LEO)法が用いられている(2)．この手法の導ない．また， Ga 自身も窒素と結合し GaN を形成するが，

東北大学助教多元物質科学研究所(〒980
8577 仙台市青葉区片平 211)
Liquid Phase Epitaxial Growth of AlN Using GaAl Flux; Masayoshi Adachi(Institute of Multidisciplinary Research for Advanced Materials(IMRAM), Tohoku University, Sendai)
Keywords: AlN, LPE, epitaxial growth, GaAl flux, nitrided sapphire substrate
2013年 8 月26日受理 [doi:10.2320/materia.53.18]



新 進 気 鋭

図1

実験装置概略図．
図2

GaN は 1119 K 以上の常圧窒素雰囲気下において分解する(9)(a)窒化サファイア基板，(b)窒化していないサファイア基板上に成長した AlN の( 0002 ) X 線ロッキングカーブ．

ため，1119 K 以上で保持することで AlN のみを選択的に成長させることが可能となる．これらの理由から Ga Al フラックスは本手法に適すると考えている．

arcsec である．この比較から，窒化基板をテンプレートと図に実験装置の概略図を示す．縦型管状炉内にアルミナして用いることで AlN のホモエピタキシャル成長が実現さ

製炉芯管を挿入し，炉芯管の上下に真空フランジを取り付けれ，成長した AlN の c 軸配向性が著しく向上していること

る．炉芯管内の均熱帯に Ga Al フラックスを入れたアルミが分かる．この結果により，窒化基板をテンプレートとしてナ製の坩堝を設置し，炉芯管内を窒素ガスで置換する．フラ用いることの利点が明らかとなった．

ックスを加熱・融解した後，アルミナ管で支えられたアルミ.

ナ製の基板ホルダーをフラックスに浸漬させ，基板上のフラックス組成の最適化

AlN 膜をホモエピタキシャル成長させる．これまでの Cu をフラックスとして用いた研究では，成長プロセス中の窒素供

フ ラ ッ ク ス の 最 適 な Al 濃 度 を 決 定 す る た め ， Ga 30

給のため，コールドクルーシブルを用い電磁撹拌させる方

mol  Al から Ga 60 mol  Al までの組成のフラックスを用法(10) や Ti を フ ラ ッ ク ス に 添 加 し 窒 素 溶 解 度 を 上 げ る 方

いて LPE 成長実験を行い，配向性と膜厚を評価した．この法(11)が報告されている．本研究では，簡便かつ直接的な窒実験での他の成長条件は， 3. の実験と同様に，成長温度を素の供給を実現するため，アルミナ管を通してフラックスに

1573 K，成長時間を 5 h，バブリングガスの流量を 20 sccm

直接窒素ガスを吹き込みバブリングした．この窒素ガスの導とした．表にそれぞれのフラックスを用いて成長した

入により，常圧下での AlN の成長に成功した．この窒素ガ

AlN の(0002)の XRC の半値幅を，テンプレートとして用い

スの吹き込みも本手法の独自性の一つである．

た窒化サファイア基板( LPE 成長させる前)の値と併せて示す．表 1 より， Ga 40 mol  Al および Ga 50 mol  Al の組.

窒化サファイア基板をテンプレートとする効果

成のフラックスで成長した AlN が高い c 軸配向性を示していることがわかる．図にそれぞれのフラックスで成長した

本研究では，テンプレートとして窒化サファイア基板を用

AlN の断面 SEM 像を示す．全ての像で AlN が観察されたいる．この窒化サファイア基板のメリットを確認するため，が， Ga 60 mol  Al のフラックスで成長した基板では，サ

窒化サファイア基板と窒化させていないサファイア基板を同ファイアに浸食された箇所が見られた．サファイアの浸食が時に試料ホルダーに設置し，LPE 成長実験を行った．

見られなかった他の組成から成長した AlN に関して，膜厚この実験では成長条件を，温度 1573 K ，成長時間 5 h ，フラックス組成 Ga 40 mol  Al ，バブリングガスの流量 20
sccm とした．また，窒化サファイア基板，サファイア基板

ともに c 面のジャスト基板を用いた．

は，Ga40 molAl で成長した AlN が最も厚く，1.2 mm であった．
これら c 軸配向性と膜厚の 2 つの観点から， 1573 K における成長では Ga
40 molAl が最適であることが分かった．

図にそれぞれの基板の(0002)の X 線ロッキングカーブ( XRC )を示す．( a )が窒化サファイア基板，(b )が窒化して.

成長温度の影響いないサファイア基板，上にそれぞれ LPE 成長させた AlNの XRC である．XRC の半値幅はそれぞれ(a) 50，(b) 1307

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japan

本手法において成長温度が結晶成長速度および品質に及ぼ



表1

各組成のフラックスで成長した AlN の LPE 前後の(0002)の XRC の半値幅(arcsec)．

Al 濃度

30 mol

40 mol

50 mol

60 molAl

液相成長前

36

36

54

43

液相成長後

79

50

68

374

図3

図4

1373 か ら 1673 K の 温 度 で 成 長 し た AlN の 断 面
SEM 像．文献(6)に掲載．

図5

各温度で成長した AlN の( 0002 )および( 101̃2 )のX 線ロッキングカーブの半値幅．文献(6)に掲載．

図6

AlN 結晶の成長速度のアレニウスプロット．文献(6)に掲載．

30 から 60 mol  Al までの濃度のフラックス中で成長した AlN の断面 SEM 像．文献(5)に掲載．

す影響を調べるため，1373から 1773 K までのそれぞれの温度で AlN の成長実験を行った．フラックスの組成は Ga 40
molAl とし，3. および 4. の実験と同様に成長時間を 5 h，バブリングガス流量を 20 sccm とした．この中で成長温度を 1773 K とした実験では，実験中にバブリングガスを流せ
なくなり，実験を遂行できなかった．これは，成長温度が高くなったことで AlN が基板上のみでなく，ノズルの先端などフラックス内のいたるところで核生成し，3 次元成長したため，ノズルが閉塞されたと考えられる．
図に 1373 K から 1673 K までの各温度で成長した AlNの断面の SEM 像を示す． 1373 K では結晶が部分的に成長しており，層を形成していないことが分かる．また 1473 K
以上の成長温度では温度の上昇とともに AlN が厚膜化しているのがわかる．しかし，1673 K で成長した AlN には，その基板表面に 3 次元形状を持った結晶が存在している．この 3 次元形成物の組成を SEM EDX で分析したところ，表面 の 3 次元結 晶も AlN であるこ とがわかっ た．これ は，
1673 K の比較的高温域において，フラックスの自由表面に
AlN が 3 次元核生成し，成長終了後基板をフラックスから引き揚げる際に，フラックス表面に現れた 3 次元結晶をフラックスとともにすくいあげ，その結果，表面に図 4 (a )のような 3 次元結晶が現れた，と考えられる．また，図に

図 4 に 示 し た 断 面 SEM 像 か ら ， 層 を 形 成 し て い な い

各温度で成長した AlN の( 0002 )および( 101̃2 )の XRC の半

1373 K を除いた各温度における結晶の成長速度を算出し値幅を示す．1673 K で成長した AlN の(0002)の半値幅が大た．図にアレニウスプロットした成長速度を示す．この傾きくなっているが，これは表面に現れている 3 次元形成物

きから算出したみかけの活性化エネルギーは 220 kJ/mol での影響であると考えられる．この 1673 K の(0002)の値を除あった．本プロセスは 3 つの素過程から構成される．それ

いてはほぼ変化は見られず，今回の実験の温度範囲では，結ぞれ，晶品質に成長温度は影響しないことが分かった．






窒素ガスのフラックスへの溶解

新 進 気 鋭

溶解窒素の基板上への輸送

ここで，回転ドメイン発生の起源及び単一化メカニズムに

基板上における溶解窒素と Al の反応による AlN 生成

ついて考察する．サファイアはコランダム構造を取る．コラ の溶解窒素と Al の反応において，1573 K 以下でである．

ンダム構造では，アニオンとカチオンの数の差から生じるクは AlN は基板表面でのみ生成する．しかしながら 1773 K

ーロン力の不均衡によって，アニオンの配置が歪むことが知では AlN の生成反応がフラックス内のいたるところで起こられている．サファイアの場合，この歪みによって，酸素原

り，その結果，ノズルを閉塞したものと考えられる． 1673

子の距離が 2 種類現れる．図にサファイア中の酸素原子

K の実験ではノズルを閉塞させるほどではないが 3 次元の配置を示す．太い線で示した距離が 0.252 nm ，細い線でAlN がフラックス中に生成したため，図 4( a )に示すような示した距離が 0.287 nm(いずれも室温)(12)である．この c 軸

表面の 3 次元形成物が現れたと考えられる．本プロセスにに対する原子一層分のモノレイヤーは 3 回対称で対称線をおける律速段階の決定には，さらに窒素ガスの溶解の活性化持た ないため， 180 °ず れた面は区 別される ．その互い にエネルギーやフラックス中の窒素の拡散に関するデータが必

ずれたモノレイヤーが c 軸に対し交互に現れる．我々180 °要となる．今後，動力学的な検討からも成長速度の上昇を目は，本研究で得られた窒化サファイアの回転ドメインが，こ指していきたい．

のサファイアの c 面内の酸素原子の配置に起因していると考えた．

.

面内配向性と回転ドメインの単一化

ここで，本手法における回転ドメインの単一化メカニズムについて考察する．上述の通り，我々は窒化サファイア中の本研究でシードとして用いる窒化 C 面サファイア基板に回転ドメインはそれぞれのモノレイヤー中の酸素イオンの配は，面内に互いに約 1 °
ずれた 2 つの回転ドメインが存在す置の歪みに起因していると考えている． 1573 K で窒化サフ

る．その窒化サファイア上に AlN を LPE 成長させること

ァイア基板をアニールした時，サファイアの酸素原子の格子で，回転ドメインが LPE 成長層にも引き継がれてしまう．

振動の振幅は室温より大きくなっている．この格子振動の振図(a)に窒化 C 面サファイア基板の(101̃0)の XRC，(b)に幅が酸素原子の平衡位置の歪みと同程度になることで，サフ

窒 化 サ フ ァ イ ア 基 板 上 に LPE 成 長 し た AlN の ( 101̃2 ) のァイア上の窒化膜は酸素原子の平衡位置の歪みを感じること

XRC を示す．図 7 より，窒化サファイア層の回転ドメインを引き継いで AlN が LPE 成長していることがわかる．
この回転ドメインを単一化するため， LPE 成長直前に窒素雰囲気下で 2 時間保持し，その後 LPE 成長させる実験を行った． LPE 成長直前に高温で保持することで，窒化サフ
ァイア基盤が面内で再配列し，単一ドメイン化することが期待できる．保持する温度は， 1173 K, 1373 K, 1573 K とした．図にそれぞれの基板の(101̃2)の XRC を示す．保持温度の上昇とともに，高 Omega 側のピークが低くなり，低Omega 側のピークが高くなっていることが分かる．これ

は，窒化基板を高温で保持することで，高 Omega 側に対応するドメインが再配列して低 Omega 側のドメインの一部になったことを示している．この結果より， LPE 前の高温保持により，成長する AlN を単一化できることが示された．

図7( a )窒化サファイア基板の( 101̃0) X 線ロッキング
カーブと( b )アニール処理なしで窒化サファイア
上に成長した AlN の( 101̃2 ) X 線ロッキングカー
ブ．文献(6)に掲載．

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japan

図8

各温度で LPE 成長前に 2 h 保持してから成長させた AlN の( 101̃2 ) X 線ロッキングカーブ．文献(6)に掲載．

図9

サファイア中の酸素原子の配置．太い線は 0.252
nm ，細い線は 0.287 nm の距離を表す．文献( 6 )
に掲載．



なく再配列することが可能となる．その状態で 2 時間保持

かし， Ishizawa らの測定の結果(14)から，サファイアの格子することで， AlN 中の回転ドメインが単一化できたと考えは温度とともに膨張するが，2 種の酸素原子距離の差はた．窒化サファイアを単一ドメイン化した後，5 時間液相成

2170 K まで 2 桁の範囲で変化していないことがわかってお長させ，基板を取り出す．その取り出しの際，基板は室温まり，室温における距離の差の値を使用することに関して問題で冷やされるため，再度サファイアの格子振動は小さくなはない．

り，酸素原子の平衡位置の歪みが顕著となる．しかし，液相.

成長した AlN は窒化サファイアとは違い mm オーダーの膜まとめと今後の展望厚を持つため，サファイアの酸素原子の平衡位置の歪みに引きずられることなく単一ドメインを保持できると考えた．

筆者らの一連の研究により，本手法における最適条件が決

この 回転ド メイ ン単一 化メ カニズ ムを裏 付け るた め，

定され，その結果，深紫外発光素子用の基板作製手法として1573 K での酸素原子の格子振動による平衡位置からの変位本手法が実用化に向け期待できる手法であることが示されを概算した．X 線散乱のデバイワラー因子はた．現在，大型化に向けた研究も行なっており，今後，実用

22(sinl u) ＝B(sinl u)

M＝8p〈u2〉(1)化を目指した研究を行っていく．

文と表される．ここで〈u2〉は原子の平均二乗変位，l は X 線の

献

波長である．また B は
B＝

(

6h 2T
x
F(x)＋
2
4
mkU

)

(2)

と表される．ここで，
x＝U/T

(3)

x

f

1
F(x)＝
x

j
dj
j
－
1
0e

(4)

である． h はプランク定数， T は温度， m は原子の質量， kはボルツマン定数， U はデバイ温度である．これらの式を用いることで，物質のデバイ温度から原子の平均二乗変位を算出することができる．過去の測定(13)により推測されるサ( 1 ) 福山博之金属，79(2009), 985.
( 2 ) M. Imura et al.: Appl. Phys. Lett., 89(2006), 221901.
( 3 ) H. Fukuyama et al.: J. Appl. Phys., 100(2006), 024905.
( 4 ) H. Fukuyama et al.: J. Appl. Phys., 107(2010), 043502.
( 5 ) M. Adachi et al.: Phys. Stat Sol. (a), 208(2011), 1494.
( 6 ) M. Adachi et al.: Mat. Trans., 53(2012), 1295.
( 7 ) K. Kamei et al.: Phys. Stat. Sol. (c), 4(2007), 2211.
( 8 ) H. Isobe et al.: Jpn. J. Appl. Phys., 44(2005), L488.
( 9 ) K. T. Jacob et al.: J. Mater. Res., 22(2007), 3475.
(10) T. Tanaka et al.: Phys. Stat. Sol. (c), 4(2007), 2227.
(11) K. Kamei et al.: Phys. Stat. Sol. (a), 203(2006), 1720.
(12) E. R. Dobrovinskaya et al.: Sapphire, Springer, (2009).
(13) Y. M. Sheu et al.: Solid State Commun., 151(2011), 826.
(14) N. Ishizawa et al.: Acta Crystallogr. Sec. B, 36(1980), 228.

ファイアのデバイ温度は 9001000 K であり，この値を用い★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

て 1573 K におけるサファイアの酸素原子の格子振動の平均

2010 年 3 月

学習院大学大学院自然科学研究科博士後期課程修了2010 年 4 月 東北大学多元物質科学研究所 博士研究員
2013年 1 月現職
専門分野窒化物結晶，高温融体の熱物性◎ Ga Al フラックスを用いた AlN 成長法の開発に従事．

二乗変位を算出すると， 0.012 0.013 nm を得る． 2 種の酸
素原子間距離の差は 0.035 nm であるため原子 1 個当たりの原子の平衡位置からのずれは 0.0170.018 nm であり，1573
K での格子振動の平均二 乗変位は平衡位置か らのずれの70 に達することがわかる．ここまでに比較してきた酸素原子の平衡位置からのずれは室温での値を使用している．し



安達正芳

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

新 進 気 鋭

ステンレス鋼の電解砥粒減面技術の開発

日下部 繁1
河 西 寿 雄2
荒 川 基 彦
)
)
3)
武藤
泉4
信 義5
) 原
)

.

は じ

め

に

.

EGR 技術の概要

東京ステンレス研磨興業は， 1951 年創業のステンレス鋼

EGR 法の概要を図に示す(1) ．減面ヘッドは，中央に通の研磨加工会社であり，ステンレス鋼研磨のパイオニアとし液孔を有した円板状の台座に，電極と砥石とが円周方向に交て，設備および技術の自主開発を実践してきた．コイル研磨

互に配置されている．このヘッドを被処理面に押し付け，電においては，ステンレス鋼薄板の量産化に対応した羽布研磨

解液( 30 NaNO3 )と高密度の電流( 5～ 40 A / cm2)とを供給

を 1967 年に， 1 パスで表裏両面が研磨可能なベルト研磨をしながら回転させる．

1996 年に国内で初めて実用化した．現在は，ステンレス鋼を主として，チタン，アルミ，銅およびそれらの合金等の，研磨加工およびコイルの剪断加工を生業としている．
研磨加工は，砥石系および，または羽布系の研磨材を用いるため，粉塵が発生し，作業環境が 3K かつ塵肺対象の職場となっている．この作業環境を改善することは，ステンレス鋼の研磨の大きな課題の一つである．一方，ステンレス鋼の焼鈍後の表面酸化物を除去するために，強酸による酸洗が一般的に行われている．特に，オーステナイト系ステンレス鋼の酸洗には硝酸とフッ酸との混合液が使用されており，環境負荷を低減のための廃酸の処理に大きな課題があると言われている．
今回開発した実用化技術は，中性塩の水溶液を用い，電解研磨技術と砥石研磨技術とを融合した新たな研磨方法であり，作業環境の改善と廃液の環境負荷の低減を同時に実現できる．この研磨技術を電解砥粒減面( Electrolytic Grinding

図1

Reducing，以下 EGR と記す．）技術と称している．

東京ステンレス研磨興業株式会社
1 )代表取締役 社長 2 )取締役 技術部長 3 )社長付 専任部長
東北大学4 )大学院工学研究科 准教授 5 )理事 大学院工学研究科
教授
Electrolytic Grinding Reducing for Stainless Steel; Shigeru
Kusakabe, Toshio Kasai, Motohiko Arakawa, Izumi
Muto, Nobuyoshi Hara(Tokyo Stainless Grinding Co.,
Ltd., Graduate School of Engineering, Tohoku University)
2013年10月24日受理[doi:10.2320/materia.53.23]

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japan

図2

EGR 法の概要．

EGR 法による酸化スケール表面材からの研磨例．
(熱延フラットバー，厚さ 9 mm ，幅 100 mm ，
長さ 1000 mm)(左酸化スケール表面→中央 EGR 研磨面→
右鏡面仕上)一般的な SUS304/ No. 1 仕上材を EGR 処理すると， 1 パ

電流の急上昇が起こる．これに対して， EGR 処理試料ではス当り厚みでおよそ 30 mm の減面量が得られる．EGR 技術

不働態維持電流が低下しており，また再不働態化性ピットには，ステンレス鋼のほとんどの鋼種に適用可能であり，熱延よる電流振動の数が著しく減少すると共に，孔食電位は大きスケールを有する鋼でも同様な減面が得られるので(図)，

く上昇している．

硝フッ酸による酸洗が不要な環境に優しいデスケール技術と得られた分極曲線から孔食電位 Epit を求め， 0.1 V 刻みにしても極めて有効である(2) ．加工可能なサイズは，厚み 4

区分し，各区間の頻度を表示した結果を図に示す(3)．SiC

mm 以上，幅 2500 mm 以下，長さ 7000 mm 以下である．

研磨試料の Epit は 0.3 V から 0.5 V の狭い範囲に限られるの

なお，電解液の処理はクローズドシステムで行い，回収さに対して， EGR 処理試料の Epit は 0.4 V から 0.9 V 以上のれるスラッジはステンレス鋼の原料として再利用されている．

広い電位範囲に分布しており，孔食が起こりにくいものがあることを示している．特に，EGR 処理試料 B の Epit の50.

EGR 処理材の表面特性




表面粗さ

以上は 0.9 V 以上の電位範囲に分布しており，この試料は耐孔食性に優れることが分かる．

表面粗さのプロフィールを図に示す(1)．表面の粗い No.




耐発錆性

1 仕上材(平均粗さ Ra ＝ 4.88 mm )は， EGR 処理により No.

海浜大気環境での発錆挙動に及ぼす EGR 処理の効果を調

2B 仕上材( Ra ＝ 0.19 mm )とほぼ同等の表面粗さ( Ra ＝ 0.21

べるために，著者の一人が開発した定露点型乾湿繰り返し腐mm )となる．また， No. 2B 仕上材が複雑な窪み(ピット)を食試験法(4) (最近， ISO16539 の Method A として規格化)に有しているのに対し， EGR 処理材は比較的平滑になっていよる試験を行った．露点は 28 °C ，塩化物付着量は 10 g / m2

る．この特性は高級研磨の下地研磨として活用されている．

(通常の海浜環境の約 10 倍)とした．図に SiC 研磨試料とすなわち，従来，厚み 4 mm 以上の鏡面研磨は困難とされてEGR 試料 B の外観写真を示す(3) ． SiC 研磨試料は試料全面きたが， EGR 処理材では容易に鏡面研磨ができる．新日鐵で均一にサビが発生するのに対して， EGR 処理試料では，住金ステンレス株式会社は， EGR による下地処理と鏡面研

サビの発生位置が局在化し，サビの面積率は 1/5～1/10にな磨を組み合わせたクリスタルシリーズを商品化しており，
2014 年 4 月にオープン予定の京都国立博物館新館の内装材に採用された．


耐食性

耐孔食性を評価するために， 0.5 M NaCl 溶液中におけるアノード分極曲線を測定した．図に， 0.5 M NaCl 溶液中に お け る EGR 処 理 試 料 A, B お よ び 比 較 材 と し て 用 い た
SiC #1500研磨試料のアノード分極曲線を示す(3)．試料 A は
EGR 後に直ちに水洗，乾燥したものであり，試料 B は大型の板を扱う実プロセスを模擬するため， EGR 後にそのまま
電解液中に 0.5 ～ 1 h 浸漬し，その後，水洗，乾燥したものである． EGR 処理試料に関しては，それぞれ 12回の測定を行ったうちの代表的な 3 回の結果を示してある．SiC 研磨試
料では 0.1 V 付近から再不働態化性ピットの発生による多数

図4

EGR 処 理 し た SUS304 鋼 の 0.5 M NaCl 中 に おけるアノード分極曲線．

図5

0.5 M NaCl 中の孔食電位に及ぼす EGR 処理の効果．

の電流振動が現れ，0.4 V 付近で成長性ピットの発生による

図3



表面粗さのプロフィール．

新技術・新製品.

まとめと今後の展望

電解研磨技術と砥粒研磨技術を融合した EGR 技術は，通常の研磨加工のような粉塵の発生を伴わず，また熱延スケー
ルの酸洗で問題となる環境負荷も軽減できる方法である．
EGR 処理をしたステンレス鋼板の表面粗さのプロファイル

は No. 2B 仕上材と同等以上で，かつピット等の表面欠陥がほとんど除去されるため，高級研磨の下地研磨として採用されている． EGR 処理材は，塩化物溶液中で優れた耐孔食性
図6

定露点型促進腐食試験後の試料外観の変化(露点28°C，塩化物(人工海水)付着量 10 g/m2)．

を示す． EGR により海浜大気環境における発錆も抑制される．したがって， EGR 処理材は一般住環境はもとより，食品，薬品，医療分野等への適用拡大が期待される．
EGR 処理は高温酸化スケールの除去が容易にできるので，難酸洗材と言われる二相系ステンレス鋼やスーパーステ
ンレス鋼の酸洗代替技術として有効である．
EGR 技術のさらなる発展により，ステンレス鋼コイルの焼鈍酸洗工程において，強酸による酸洗方法が一変するならば，ステンレス鋼は真に環境に優しい材料と言えるようになる．このように EGR 技術はステンレス鋼コイル製造変革の一助となることが期待される．
図7

SiC 研 磨 試 料 お よ び EGR 処 理 試 料 表 面 の AES
深さ方向組成プロファイル(深さは熱酸化 SiO2
皮膜のスパッタ速度より算出)．

.

特

許

本技術に関して以下の 2 件の特許を取得した．
1.

ることが分った．また， 2B 処理と比べてもサビの面積率は1/2 程度に低下することが確認されている．


不働態皮膜の性状

図に， SiC 研磨試料と EGR 処理試料 B の AES 深さ方
向組成プロファイルを示す(3)．酸素(O)のプロファイルより，

日下部繁，河西寿雄，荒川基彦，原敏夫特許第4859538号，ステンレス鋼板の製造方法，(2011)．
2.

原敏夫，青柳泰樹，河西寿雄，荒川基彦，日下部繁特許第 4878159号，回転減面ヘッド，電解減面装置
および電解減面方法，(2011)．
電解酸洗技術の開発・実用化の契機を与えて頂いた，故原敏夫氏に深謝いたします．

EGR 処理試料の表面酸化皮膜は， SiC 研磨試料上の空気中生成皮膜に比べて約 3 倍厚いことが分かる．皮膜中の Fe,

文

献Cr, Ni の分布は通常の不働態皮膜に類似しており，皮膜の内層部に Cr 濃縮した領域が認められる．これらのことから，図 4 で見られる不働態維持電流の低下は，比較的厚い
表面酸化皮膜の形成によるものと考えられる．一方，再不働
態化性ピットの発生数の減少や孔食電位の上昇に関しては，
表面皮膜の厚さの違いだけでは説明できず， EGR 処理の際

株 JSSC, 9(2012), 18
( 1 ) 東京ステンレス研磨興業
19.
( 2 ) 河 西寿 雄 ，荒 川 基彦 ，日 下 部 繁 ， 原 信 義 ，伊 藤 功CAMPISIJ, 23(2010), 443.
( 3 ) 原 信義，相馬才晃，淡 振華，荒川基彦，伊藤 功，武藤泉材料と環境2010講演集，(2010), 381384.
( 4 ) 武藤 泉，杉本克久材料と環境，47(1998), 519527.

に MnS 介在物などの孔食の起点となるサイトが溶解除去されるか，あるいは不活性化されることが原因であると推察される．

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japan寒冷地仕様大入熱溶接用YP390 MPa級鋼の開発
中 島 孝 一長 谷 和 邦遠藤
1)
1)
衞 藤 太 紀
深 井 英 明
3)
3)

茂
2)

HAZ には，最高到達温度により，旧オーステナイト( g )粒

. 緒

言

が粗大化して靭性が低下する粗粒域や Ac3 点直上に加熱される軟化域が形成される．粗粒域では靭性が低く継手靭性を

近年，輸送効率向上の観点から，船舶の大型化が進んでお低下させ，軟化域は継手強度を低下させる．大入熱溶接の場

り，一般商船に用いられる船体構造用 E 級鋼(母材靭性合は，高温域の滞留時間が長くなって，組織が粗大化し靱性－ 40 °
C 仕様，継手靭性－ 20 °C 仕様)では，降伏点( YP: yield の HAZ 粗粒域)．さらに，大入熱低下が助長される(図◯point ) が 460 MPa 級 ま で の 厚 鋼 板 が 実 用 化 さ れ て い

の溶 接 で は HAZ 軟 化 部 の 強 度 低 下 も 顕 著 で あ り (図 1 ◯る(1)(5) ．一方，溶接構造物の使用環境はより厳しくなる傾HAZ 軟化域)，継手強度が低下する．したがって，低温靭性向にあり，アラスカや北極圏などの低温地域でのエネルギー仕様の高強度鋼で大入熱溶接を可能にするには， HAZ 靱性開発が進められている．そこで，これら寒冷地仕様に対応すの確保と HAZ 軟化の抑制を両立することが必要となる．本るため低温靭性に優れた高強度鋼の開発が求められている．

課題に対して，硬質第 2 相である MA(martensiteaustenite

低温仕様の船体構造用鋼(F 級鋼母材靭性－ 60°
C 仕様，

constituent)の分散状態を最適化した．すなわち，粗粒域で継手靭性－ 40 °C 仕様)は， YP390 MPa 級鋼までが開発・実は HAZ 靭性を低下する MA を低減させ，軟化域では MA用化されている．このような厚肉鋼板においては，高能率溶を積極的に分散させて HAZ の硬化を図った(図 1)．

接の観点から，溶接入熱量を大きくして 1 パスでの溶接施工を行う大入熱溶接(エレクトロガスアーク溶接)が指向され

.

開

発

技

術

るが，低温仕様の F 級鋼では，溶接熱影響部(HAZ: heat affected zone)の低温靭性を保証するため，溶接入熱量が小さ

図  に HAZ 組 織 制 御 の コ ン セ プ ト を 示 す ． E 級 鋼 のい炭酸ガスアーク溶接による多層盛溶接法が適用されてきHAZ 靭性向上については，当社は「 JFE EWEL ｣(1)(2) 技

た．大入熱溶接では， HAZ 組織の粗大化による継手靭性低術を開発し，TiN による高温での g 粒成長抑制，および BN

下および HAZ 軟化領域の拡大による継手強度の低下が起こや Ca 系硫化物を核生成サイトにした旧 g 粒内での g → a 変る．継手強度を確保するためには， HAZ 軟化部の硬度上昇態促進によって HAZ 組織の微細化を図った．さらに，更なが有効な手段であるが， HAZ 硬さの上昇は同時に HAZ 靭

る HAZ 靭性向上のため，ベイナイト変態時に生成する MA性の低下を招く．そのため，継手靭性と継手強度を両立する
大入熱溶接用 YP390F 級鋼はこれまで実用化に至らなかった．
著者らは，高度なマイクロアロイング技術を駆使することで，母材の高強度化と低温仕様継手特性はもとより，現場での溶接施工性を飛躍的に向上させた世界初となる大入熱溶接用 YP390F 級鋼を開発した．本稿では，開発鋼の特徴ならびにその鋼板および溶接継手の性能について紹介する．

.

開 発

課

題

鋼材を溶接すると，溶接熱影響部( HAZ )が形成される．
JFE スチール株式会社 スチール研究所鋼材研究部1)主任研究員 2)部長 3)西日本製鉄所鋼材商品技術部主任部員
Development of YP390 MPa Grade Steel Plate with Superior
Low Temperature Toughness for Large Heat Input Welding;
Koichi Nakashima, Kazukuni Hase, Shigeru Endo, Taiki Etoand Hideaki Fukai(JFE Steel Corporation)
2013年10月30日受理[doi:10.2320/materia.53.26]



図1

大入熱溶接用 YP390F 級鋼の開発課題．

新技術・新製品

図2

HAZ 組織制御のコンセプト．

に着目し，上記の母相組織制御に加えて，第 2 相制御を図った． HAZ 粗粒域の MA 生成は Si 量に依存し，多層盛溶接について低 Si 化により MA 量が低減することが報告されており(6) ，本開発鋼における大入熱 1 パス溶接についても
低温靭性に対する MA 低減効果を確認した．ただし，単に，
HAZ 中の MA 低減を図った場合， HAZ 軟化域では硬度低下が助長され継手強度が確保できなくなる．そこで， HAZ
粗粒域では MA を低減して靭性を向上させつつ，HAZ 軟化
部では MA を増加することにより軟化を抑制して継手強度を向上する成分系の検討を行った．
この様な相反する特性を達成するために，低温・高歪速度条件下にて固溶軟化現象を示し，低温靭性を向上させる作用を有する元素に着目して検討した結果， Mn Cu Ni バランスが重要であることが分かった．これらの元素の添加量を最図3

開発鋼の HAZ 組織．

適化することにより，HAZ 軟化域での MA 分散を促進するとともに HAZ 粗粒域の靭性低下を避けることができる．

上げた．表に開発鋼の化学組成を示す．大入熱溶接におけ

粗粒域では，旧 g 粒界上にフェライトが生成し，その後，る継手強度と継手低温靭性を両立するために Si など種々の

旧 g 粒内でベイナイト変態が進行するのに対して，軟化域で合金元素添加量を最適化し，さらに予熱フリー溶接を可能に

は拡散型のフェライト変態が主体となるため，g への合金元するために低 Pcm 設計を適用した．表に鋼板の引張試験結素分配がし易く MA 生成が促進されたと考えている．図に果およびシャルピー衝撃試験結果を示す．母材特性は，引張HAZ 粗粒域と軟化域についての継手ミクロ組織の一例を示

特性，衝撃特性ともに YP390F 級鋼として十分な値である．

しており所望の HAZ 組織が得られている．すなわち，従来鋼では HAZ 軟化域で C が濃縮した相はパーライト分解しているのに対し，開発鋼では MA となっており，軟化域の硬




溶接性

耐低温割れ性に関して，JIS Z 3158 に準拠し，0°Cおよびさの上昇に寄与している．以上の手法により，継手－ 40 °C

室温 20 °C 湿度 60 の雰囲気に調整した恒温恒湿室中で，低温靭性と継手引張強度を両立することが可能となった．

それぞれ鋼板温度 0°
C ， 25°
C で溶接入熱 17 kJ/ cm で y 形溶
接割れ試験を行った．試験溶接条件および試験結果を表に. 開 発 鋼 の 特 性



母材の特性

示す．いずれの条件においても表面割れ，断面割れおよびルート割れが発生しておらず，低 Pcm 設計により優れた耐低温割れ性を有している．

開発した HAZ 組織制御の考え方に基づき，大入熱溶接用

溶接熱影響部最高硬さに関して， JIS Z 3101 に準拠し，YP390F 級 鋼 を 実 機 製 造 し た ． 鋼 板 は TMCP ( Thermo 

HAZ の最高硬さ試験を行った．試験片は板厚 50 mm(全厚)Mechanical Control Process)プロセスで YP390F 級鋼の母材とし，ビード長を 10 mm から 125 mm と変化させ，さらに規格を満足する最適条件を導出し，板厚 50 mm の鋼板に仕アークストライク条件での試験も実施した．図に，ビード

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japan



表1

化学成分(mass)

板厚
(mm)

YP390F 50

開発鋼の化学成分．

C

Si

Mn

Nb

Ti

Ceq1 Pcm2

Others0.05 0.06 1.56 0.01 0.01 Cu, Ni, Ca, 0.38
B etc.

0.16

1 Ceq＝C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15
2 Pcm＝C＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B

表2

開発鋼の機械的特性．

降伏点(MPa)

引張強さ(MPa)

伸び()vE－60( J)

476

567

26

334

表3

開発鋼の溶接熱影響部最高硬さ試験結果．

y 形溶接割れ試験条件および結果．

予熱
板厚 雰囲気 温度
(mm)
(°
C)

C
0°
60

図4

溶接条件
溶接材料

割れ率()電流 電圧
速度(A) (V) (cm/min)

0
DW
55L
(1.2 mmq)(Kobe Steel, 200
Ltd.)

50

25

表面 断面 ルート
割れ 割れ 割れ
0

0

0

0

0

0

0

0

0

0

0

0

0

0

0

0

0

0

17.6

20°
C
25
60

EGW 溶接継手のマクロ組織および溶融線近傍のミクロ組織．

図5

表4
長 と HAZ の 最 高 硬 さ の 関 係 を 示 す ． い ず れ の 条 件 で もHAZ の最高硬さは 350 ポイント以下であり顕著な硬化は起

こっていない．開発鋼は，日本鋼船工作法精度標準( JSQS:
Japan Shipbuilding Quality Standard)で規定された予熱フリ

EGW 溶接継手引張試験結果．

試験片形状

引張強さ(MPa)

破断位置

NKU2A

549, 545

母材

NKU2B

524, 517

母材

ー可能な鋼材の C 当量の上限値(0.36 mass)よりも若干高い成分系であるが，低 Pcm 設計によりアークストライク時の硬化を抑制し，予熱フリー溶接を可能にしている．


大入熱溶接継手の特性

大入熱溶接継手特性を評価するために，入熱量約 300 kJ/
cm で 1 パスのエレクトロガスアーク溶接(EGW: electrogas
arc welding)溶接継手を作製した．マクロ組織および溶接線

近傍のミクロ組織の例を図に示す．また，継手の引張強度を表に示す．継手強度の規格下限値(≧ 510 MPa )を上回る十分な継手強度を有している．継手シャルピー衝撃試験結果を図に示す．いずれのノッチ位置においても，高い吸収エネルギーが得られており，従来技術では実用化困難であっ

図6

EGW 溶接継手のシャルピー衝撃試験結果．

た YP390F 級鋼の継手靭性を大入熱溶接継手で達成した．

文
.

実用化状況および特許

低温靭性に優れ，かつ，高能率溶接に対応した，世界初の大入熱溶接用 YP390 MPa 級 F 級鋼を開発した．本開発鋼は 2012 年に実船適用され，今後ますます当該分野の大入熱溶接用鋼材として適用が拡大していくと考えられる．また，本技術に関連した特許も出願済みである．

献( 1 ) 鈴木伸一，一宮克行，秋田俊和JFE 技報，5(2004), 1924.
( 2 ) 一宮克行，角 博幸，平井龍至 JFE 技報， 18 ( 2007 ) , 13 
17.
( 3 ) 岡野重雄，小林洋一郎，柴田光明，塩飽豊明，長谷 薫，笹倉秀司R & D 神戸製鋼技報，1(2002), 25.
( 4 ) 金子雅人，泉学，古川直宏，安部研吾 R & D 神戸製鋼
技報，1(2008), 3941.
( 5 ) 皆川昌紀，石田浩司，船津裕二，今井嗣郎新日鉄技報，380(2004), 6
8.
( 6 ) 谷川 治，石井裕昭，板倉教次，天野虔一，中野善文，川端
文丸川崎製鉄技報，25(1993), 1319.

新技術・新製品

製鋼スラグを活用した海域環境修復技術の開発
宮 田 康 人1)

桑 山 道 弘2)

谷 敷 多 穂3)山 本 民 次 卜 部 憲 登
内港から採取した泥(表) 15 L に JFE スチール西日本製鉄

.

は じ

め

に

所産の製鋼スラグ(表)を 3.0 L 上置きまたは混合し，海水で容器を満たして蓋をした試験体を 1 水準につき 3 検体作

閉鎖性海域やヘドロが堆積している海域では､水塊の滞留製した．比較として，泥単体および天然石上置きの試験区もや堆積した有機物分解による貧酸素化などによって，硫酸還設けた．試験体には，ろ過海水を 3 L /日の流量で通水し元菌の増殖に適した環境が形成され，硫化水素が発生すた．約 6 ヶ月間，直上水および間隙水について pH，酸化還る(1)(2)．硫化水素は毒性が高く，生物の生息を困難にするだ

元電位，溶存硫化物，および発生ガス中の硫化水素濃度を測けでなく，異臭の主要因となる．

定した．

鉄鋼生産に伴い生成する副産物である鉄鋼スラグの一種の製鋼スラグについて，海域環境修復技術に関するいくつかの



実験室規模試験の結果

研究がなされている．製鋼スラグは年間 1,500 万 t 程度発生

各試験区の直上水および間隙水の硫化物濃度の経時変化をし，道路用，土木用などとして利用されている(3)が，高炉ス

図に示す．泥単体で平均 2～10 mg S/L の硫化物が検知さ

ラグのように物性や組成を活用した付加価値の高い用途は，れたが，製鋼スラグ上置きおよび製鋼スラグ混合試験区で充分開発されていなかった．近年，磯やけ対策(4)や閉鎖性海は，直上水の溶存硫化物濃度が定量限界( 0.1 mg / L )未満で域の底質改善(5)(6)への利用が報告されるようになってきたが，あった．間隙水も泥単体および天然石上置きに比べ低位であ

硫化水素生成量が多く，悪臭が問題となるような実海域の底った．泥単体試験区の間隙水中溶存硫化物濃度は120日後ま泥を対象とした底質改善に関する検討は十分されていない．

で上昇傾向，その後低下した．この理由は明確ではないが本研究は，製鋼スラグを活用し，悪臭原因となる海底のヘドロから溶出する溶存硫化物を抑制する技術を開発し，海域の環境修復に寄与することを目的とした．第 1 のステップ

表1

福山内港で採取した泥の性状．(底質調査法による)として，実験室規模の試験において，硫化水素臭が問題にな

含水比 硫化物 CODseg 全窒素 全リン 強熱減量


mg/g
mg/g
mg/g mg/gっている福山内港(広島県福山市)(7)の海域の底泥を用い，製
鋼スラグ撒布による硫化物抑制効果の室内実験による基礎検討を実施した．第 2 のステップとして，実海域において製生泥(採取のまま)

340

2.33

29.0

3.22

1.23

13.4

鋼スラグ実施工試験を行い，効果の検証を行った．
表2

.

実験室規模の試験




試験方法

製鋼スラグの化学成分．(単位mass)

全 Fe

SiO2

CaO

Al2O3 MnO

MgO

P2 O 5

TiO2

S

17.5

29.3

33.0

6.0

4.9

3.8

1.2

0.13

8.7

実験装置の模式図を図に示す． 30 L 容量の水槽に福山
JFE スチール株式会社 スチール研究所 スラグ・耐火物研
究部1)主任研究員 2)部長 3)スラグ事業推進部主任部員
広島大学大学院教授
福山市役所経済環境局次長
Restoration Technology of the Sea Environment by Steelmaking Slag; Yasuhito Miyata, Michihiro Kuwayama, Kazuho
Tanishiki, Tamiji Yamamotoand Norito Urabe(JFE
STEEL Corporation, Hiroshima University, Fukuyama
City Hall)2013年10月31日受理[doi:10.2320/materia.53.29]

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japan

図1

実験装置の模式図．



図4

図2

施工計画平面図．

直上水および間隙水の硫化物濃度の経時変化．

図3

図5

間隙水の溶存硫化物(上)及び酸化還元電位(下)．

図6

製鋼スラグ施工区(左)と非施工区(右)の水中観察．

図7

スラグ表面を EPMA 法による元素マッピング．
(硫化ナトリウム水溶液・製鋼スラグ反応後)(8)

硫化水素ガス濃度の経時変化．

120日以降，季節変動による水温低下により硫酸還元菌による硫化物生成の活性が低下した可能性がある．
図に，硫化水素ガス濃度の推移を示す．全期間において製鋼スラグ上置きおよび混合の試験区，泥単体および天然石
撒布と比較して，硫化水素ガス濃度は低位に抑えられた．

.

実 施 工 試 験




試験方法

2011年 8 月に広島県福山市の福山内港の図に示す 24 m

× 18 m の区域にて，製鋼スラグ( JFE スチール株式会社西日本製鉄所産)を施工した．施工後，製鋼スラグ施工区および対照区(周囲の非施工部)において，直上水および間隙水について pH，酸化還元電位，溶存硫化物などを測定した．



施工後の追跡調査結果

製鋼スラグ施工区および対照区の間隙水の溶存硫化物濃度について，測定結果を図(上)に示す．調査時期にかかわらず，対照区では 150～ 350 mg S/ L と高濃度の溶存硫化物が検知された．これに対し，製鋼スラグ施工区では全ての時期
において溶存硫化物濃度は，ほとんどが検出限界(0.1 mg S/
L )以下に抑えられ，硫化物が顕著に抑制されており，抑制

効果は施工 9.5 ヵ月後まで持続していることが確認された．
間隙水の酸化還元電位の結果を図 5(下)に示す．対照区では＋ 100 mV と対照区と比較して著しく高位であり， 8 週後を調査時期にかかわらず，酸化還元電位は－200 mV 前後と低除いて 0 mV よりも高く推移した．2 週後から 8 週後にかけ位で還元的であったのに対し，スラグ施工区では－ 20 ～て低下傾向が見られたが，冬季( 12 月)に高くなったことか

新技術・新製品

ら季節変動の影響も受けていると考えられる．
一方，直上水については製鋼スラグ施工区と対照区の差異は認められなかったが，これは干満差などによる海水の移動・混合の影響で差が出にくいためと考えられた．


.

本技術の優位性および適用性

従来技術に対する優位性

上述の結果より，今回開発した技術は，天然材による覆砂拡大施工試験の実施と冬季の生物着生などの従来技術に対して以下の優位性をもつと考えられる．
しゅんせつ

上記の結果が良好であったことを受け，製鋼スラグ施工エ天然材を使用せず，浚渫土砂が発生することも無いため，

リア拡大試験を実施した．施工面積は 8 倍以上となる 3510

新たな環境破壊を生じさせない．

m2 とした．2012年 7 月上旬に完工後に追跡調査を行い，拡単に物理的な効果に留まらず，硫化物固定や酸化雰囲気へ

大した試験エリアにおいても溶存硫化物低減などの底質改善の改質など化学的な効果が認められる．これは，製鋼スラグ

効果が認められた．さらに 2013 年 2 月調査において，製鋼中に豊富に含まれる鉄が寄与していると考えられる．

スラグ施工エリアの一部において，多数のホヤやスピオなど

冬季の溶存酸素の向上，ホヤなどの生物の着生などの生物の底生生物が製鋼スラグ表面に付着していることが確認され生息基盤となりうる．

たほか，カニなどの甲殻類や稚魚も観察された．一方，施工

専用設備を必要とせず，既存の製鋼スラグ製造設備が利用していない部位は多毛類のイトゴカイがわずかに生息するのできる，経済性に優れた技術である．

みであった(図)．冬季に海底近くの溶存酸素濃度が増えた

以上のように，本技術は従来技術に無く革新性に富んだ海域

こと，および溶存硫化物が抑制された状態に海底が改善され環境改善技術と考えられる．

たことにより，表面にて幼生が成長したと推察される．

.

硫化物抑制メカニズムの検討



本技術の適用可能な海域

全国には海底にヘドロが堆積した内湾部，飼料や糞などが堆積した養殖場，および東京湾のように航路浚渫などによっ 無酸素状態の泥中で硫海底堆積物からの H2S 生成は，◯てできた深堀部が貧酸素水や硫化水素生成の原因となり，青酸還元菌などの作用により海水中の硫酸イオン(SO42－)や有潮を引き起こしているような閉鎖性海域が多く存在する．今 海水中に溶存硫化物
機物中の S から硫化水素が生成し，◯後，本技術の適用によりこれらの海域の環境改善が期待できる．

として溶出することによると考えられる．著者らは，硫化ナ
トリウム水溶液と製鋼スラグを反応させたあとのスラグ表面

.

お

わ

り

に

を EPMA 法による元素マッピングを行った結果，スラグ表
面部分で硫黄(S)と鉄(Fe)の分布が良く一致した(図)(8)．

福山内港の実海域において製鋼スラグ施工試験を行い，製さらに，反応生成物の無反射 X 線回折分析および放射光分

鋼スラグによる硫化物抑制効果などを実証した．施工後 2析結果から，下記の式により硫化鉄の生成および単体硫黄の年経過後の現在も効果継続中であるほか，冬季に生物着生が生成が生じたと推定した(8)．

確認された．単に物理的な効果に留まらず，硫化物固定や酸HS－＋

Fe2＋ → FeS＋H＋

HS－＋2 Fe3＋ → S0＋2Fe2＋＋H＋(1)

化雰囲気への改質など化学的な効果が認められたが，これは(2)製鋼スラグ中に豊富に含まれる鉄分が寄与によるものと考え本研究でも，泥中に含まれる硫化物イオンが，製鋼スラグ

られた．これらの結果より，今回開発した技術が，海域環境と反応して，間隙水や直上水の硫化物が硫化鉄などの生成に改善が必要な閉鎖性海域へ適用しうることが示唆された．なより固定または無害化された可能性が考えられる．製鋼スラお，JFE グループは，特許第3963711号など本技術に関連す

グの硫化物無害化反応の推定の模式図を図に示す．

る特許を多数有している．

文

図8

製鋼スラグの硫化物無害化反応の推定の模式図．

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japan献( 1 ) 寒川 強，太田一之，鬼塚正光，富永 衛公害，22(1987),
3139.
( 2 ) L. S. Hansen and T. H. Blackburll: Mar. Ecol. Prog. Ser., 75(1991), 283
291.
( 3 ) 環境資材 鉄鋼スラグ鉄鋼スラグ協会編，東京，(2010).
( 4 ) E. Kiso, N. Tsutsumi, M. Shibuya and M. Nakagawa: 20th
Ocean Engineering Symp., JFOES, JASNAOE, Tokyo.,(2008).
( 5 ) 伊藤一明，西嶋 渉，正藤英司，岡田光正水環境学会誌，
20(1997) 10, 670673.
( 6 ) Y. Miyata, Y. Sato, S. Shimizu, K. Oyamada: JFE TECHNICAL REPORT, 13(2009), 4145.
( 7 ) 坪川弘樹，安田訓啓，福江正治第 9 回海環境と生物および沿岸環境修復技術に関するシンポジウム，(2010), 1318.
( 8 ) 林 明夫，渡辺哲哉，金子諒子 他鉄と鋼，17(2012), 207
214.



料として良い電子構造を持つ条件を提案し，実際に第一原理計算を用いることで材料を選定した結果，安価で無害な元素から構成され，且つ，良い電子物性(電子構造)をもった
Si2Ti 構造 AlMnSi 合金を見つけられました．ところが，

この材料では，フォノン分散が適切でないことに起因し，もう 一 つ の 因 子 で あ る 格 子 熱 伝 導 度 が 大 き い ( 約 10 Wm－1
K－1)ことが原因で ZT が低いという問題がありました．

私は，AlMnSi 合金の ZT を増大させることを目標に掲げ，いかに熱電材料としての良い電子構造を維持したまま格子熱伝導度を下げるかを課題としています．一般的に構成元素を質量差の大きい重元素で部分置換すると，格子熱伝導度が低減することが知られていますが，同時に電子物性を低下させる要因にもなります．そこで，電子物性を変えない置換
元素を第一原理計算(バンド計算とクラスター計算)を使って選定さえすれば，格子熱伝導度だけを低減させて ZT を増大できるであろうと考え，構成元素を重元素で部分置換するこ
私は，名古屋大学大学院工学研究科結晶材料工学専攻の博とによる AlMnSi 合金の物性改質を通して ZT を上げる取士課程 3 年として生田研究室に所属し，同大学エコトピア

り組みを始めました．選定した結果， Mn を重元素 Ru や科学研究所の竹内恒博准教授の下，環境調和元素から構成さ

Re で部分置換することが有効であることがわかり，さられる熱電材料を開発する研究をしております．この度，本稿に，実験により，これらの元素で部分置換しても電子物性をを執筆する貴重な機会を与えて頂けた中で，研究内容を述べ低下させずに格子熱伝導度のみ低減されることを確認しましると共に研究生活を通して感じたことを述べさせていただきた．次に， Ru と Re の単独で置換できた 3 at  Ru と 1 at

ます．

Re を共置換することもできるのではないかと考え，試料作

化石燃料枯渇問題やその燃焼に伴う地球温暖化ガスの排出製を行ったところ，格子熱伝導度のみをさらに下げることが問題が深刻になっている中，廃熱から有用な電力を再生する出来ましたが，ZT 値は目標値よりも未だに小さく，さらに熱電発電技術が近年注目されています．熱電発電は，ゼーベ

格子熱伝導度を下げる必要がありました．そこで，文献を調

ック効果を利用して熱エネルギーを電気エネルギーに直接変べつつ，自身の研究に生かせることができないかと考え悪戦換できる技術のことをいい，そのエネルギー効率は素子内に苦闘していたところ，竹内先生から「共置換したことによっ搭載された熱電材料の物性から算出される無次元性能指数て固溶域が広がっている可能性もあるのではないか」とのア(ZT＝S2s/(kel＋klat))の増加関数になっています(S, s, kel，

ドバイスを頂きました．実際に取りかかってみたところ，固及び klat はそれぞれゼーベック係数，電気伝導率，電子熱伝溶限が広がっていることを確認でき，このことを利用してさ導率，格子熱伝導度)．したがって，高い ZT を有する材料

らに ZT を上げることができ，結果として目的に近づくことを開発する必要があります．さらに，産業や民生において消が出来ました．ちなみに，含まれる貴金属 Ru と Re は数以下の低温廃熱になっており，且費される電力の大半は250°

at しか含まれていませんので，材料の価格は Bi Te 合金

つ，廃熱は拡散的に広がって消失することを踏まえると，電よりも1/4以下になっており，BiTe 合金の代替材料として力を回収するためには多量の熱電発電素子を必要とします．

有望であることがわかってきています．

したがって，低温廃熱から有効な電力を回収するには，そのここから得られた教訓として，私自身これまで成功する可温度域で高い ZT をもつだけでなく，材料が安価で無害な元能性の低いことに取り組むことには消極的でしたが，少しで素から構成されることも重要になります．ところが，低温廃も可能性があるのであれば実行することも研究への取り組み

熱温度域で高い ZT を有している代表的な既存の熱電材料に重要であると考えるようになりました．ただし，その可能(BiTe 合金)には毒性元素やレアメタルを多く含まれている性を見極めるには，高い専門性を備え，且つ，他の研究分野

ことが，実用化への足かせになっています．

のバックグランドを知ることが必要と思っています．ところ

ZT を決定している熱電物性の内，S, s, kel(以下では 3 つが，まだまだ未熟者であるため，至らない点が多いと痛感しを電子物性と呼ぶ)は電子構造によって一意に決まり，一方ております．幸いにも，身の回りには指導して下さっているklat はフォノン分散により決定されていることが知られてお竹内先生はもちろん，生田博志教授，竹中康司教授などのおり，特に高い ZT を示すためには熱電材料として良い電子構手本になる先生方がいらっしゃいますので，参考にさせてい造を持つことが必要条件になっています．私をご指導して下ただきつつ，今後も専門性を深め，幅広い知識を習得していさっている竹内准教授は，これまでの研究の一部ではありまくことによって研究者としての能力を磨いていきたいと考え

すが，様々な材料に対して理論と実験の双方から電子構造をております．

詳細に解析し，電子物性の支配因子とその制御因子を解明さ(2013年10月12日受理)[doi:10.2320/materia.53.32]

れてきました．さらに，そこで得られた知見をもとに熱電材(連絡先〒4648603 名古屋市千種区不老町)

は ば た く

本
会

告

会

記

事

2013年秋期講演大会の優秀ポスター賞受賞者の誤掲示に関するお詫び …………………………………………………33
2014年度の会費お払込について ………………………………33
2014年春期(第154回)講演大会ご案内ならびに参加申込みについて …………………………………………………………33
2014年春期講演大会機器・書籍・カタログ展示会出展募集
大会プログラム広告および講演概要集 DVD ジャケット広告
募集 ……………………………………………………………34
2014年春期講演大会会期中の託児室設置のお知らせ ………35
日本金属学会誌・Materials Transactions 掲載論文のGraphical Abstract 公開開始について ………………………35
2014年秋期講演大会公募シンポジウムテーマ提案募集 ……35
第62回論文賞候補論文推薦(自薦)のお願い …………………35
第 4 回まてりあ賞推薦(自薦)のお願い ………………………35
第12回学術貢献賞候補者推薦依頼 ……………………………36
第12回功労賞候補者推薦依頼 …………………………………36
第24回奨励賞候補者推薦依頼 …………………………………36
第11回村上奨励賞候補者推薦依頼 ……………………………36
欧文誌編集委員会からのお知らせ ……………………………36

支部行事……………………………37
掲示板………………………………38
新入会員……………………………39
材料系学協会情報コーナー………39

会誌・欧文誌 1 号目次……………40
次号予告……………………………41
分科会シンポジウム報告…………42
行事カレンダー……………………43

事務局 渉 外 ・ 国 際 関 係secgnl＠jim.or.jp
会員サービス全般account＠jim.or.jp
会費・各種支払member＠jim.or.jp
刊 行 物 申 込 みordering＠jim.or.jp
セミナーシンポジウム参加申込みmeeting＠jim.or.jp
講 演 大 会annualm＠jim.or.jp
総 務 ・ 各 種 賞gaffair＠jim.or.jp
学術情報サービス全般secgnl＠jim.or.jp
分
科会stevent＠jim.or.jp
まてりあ・広告materia＠jim.or.jp
会 誌 ・ 欧 文 誌editjt＠jim.or.jp

公益社団法人日本金属学会
〒


 仙台市青葉区一番町

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 FAX 
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
TEL 
http://jim.or.jp/〈機関誌総目次掲載について〉★｢まてりあ」「日本金属学会誌」「 Materials
Transactions 」の総目次は，ホームページに掲載しております．

★各種賞のご推薦(自薦)を募集しております．詳しくは，本号会告35頁からをご覧下
さい．

投稿規程・刊行案内・入会申込はホームページをご利用下さい．
ご連絡先住所変更等の手続きは本会ホームページからできます．
会告原稿の締切は毎月 1 日で，翌月号掲載となります．

会

告(ホームページもご参照下さい)
年春期(第回)講演大会ご案内ならびに参加申込みについて
年秋期講演大会の優秀ポスター賞受賞者の誤掲示に関するお詫び

2014年春期(第154回)講演大会を，3 月21日(金)から23日(日)までの日程で東京工業大学大岡山キャンパス(東京都目黒区大岡山)を会場として開催いたします．大会懇親会は 3 月 21 日(金)に行われ講演大会委員会

委員長

西田

稔

本会は， 2013 年秋期講演大会の優秀ポスター賞受賞者を 9 月 18日に掲示する際，掲示データ入力を誤ったため，1 名の方を受賞者だと誤掲示して，ご関係の皆様に大変不愉快な思いをさせてしまいました．ご関係の皆様に対し，誠に申し訳なく，心よりお詫び申します．以下のご案内と申込要領をご参照の上，お早めにお申込み下
さい．
尚，参加申し込みは，インターネット申込となります(出来るだけ
インターネットによる事前申込をご利用下さい．）詳細は，下記申込要領をご覧下さい．

上げます．本会は二度とこのようなことが起こらないよう対策を講日じますので，ご容赦のほどよろしくお願いいたします．
日年度の会費お払込について2014 年度の会費お払込のお手続きはお済でしょうか．会員の皆様には，昨年 11 月下旬頃，ご請求のご案内をお送りいたしました．お手続きが未だの方は，お早目のご対応をどうぞ宜しくお願いいたします．
尚，今年度より，本会ホームページ新設の 会員専用ページ から支払い確認が出来，クレジットカード等でもお支払ができるようになりましたのでご利用下さい．
(これまでの ID とパスワードでログインができます)

時

行

程
事

場

所

月
日(金)

900～ 940
950～1140

各賞贈呈式

70周年記念講堂

学会賞受賞記念講演，本多記念講演1300～
1200～1700

ポスターセッション

蔵前会館「くらまえホール」

1830～2030

懇親会

八芳園

学術講演会

南 2～4 号館，南 6～8 号館

学術講演会

南 2～4 号館，南 6～8 号館

学術講演会

南 2～4 号館，南 6～8 号館

月
日(土)

900～1700
月
日(日)

ホームページ→

会員専用ページ→

ID & パスワード入力

900～1630

懇親会会場八芳園 1 階「ジュール」(〒1080071 東京都港区白金台 111  033441
7888)

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japan

参加申込要領

会員価4,000円《インターネット申込》

参加申込・問合先

定価10,500円

送料500円(消費税込み)

 022
2233685〒9808544 仙台市青葉区一番町一丁目1432(公社)日本金属学会
事前の大会参加申込みおよび懇親会参加の申込み

FAX 0222236312(各ご連絡・お申込は，FAX でも可)%Email: member＠jim.or.jp〈登録期間〉月日(火)～月日(金)終了
大会参加申込み URL http://www.knt.co.jp/ec/2014/jim_sprng/index.html
予約申込締切後，予約申込者へ大会参加証，概要集 DVD を送付します．懇親会参加申込をされた方には，懇親会参加券もあわせて

年春期講演大会機器・書籍・カタログ展示会出展募集
大会プログラム広告および講演概要集 DVD ジャケット広告募集

お送りします．なお，領収書は，別途ハガキにて郵送いたします．

2 月21日以降は当日申込みとなります．
当日申込をご希望の方は，会場受付にて直接お申込み下さい．

2014 年 3 月 21 日(祝・金)から 23 日(日)までの 3 日間，東京工業大学大岡山キャンパスで開催される春期講演大会会場内で機器・書籍およびカタログの有料展示会を開催いたします．大会プログラ◆大会参加費(講演概要集 DVD 代含む)

ム，講演概要 DVD ジャケット掲載の広告の募集もいたします．

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

月日(金)(申込方法および支払期日)

会員資格

予約申込
当日申込
(インターネット申込･ (大会会場受付･事前支払い)
現金払いのみ)正員・前維持員会社社員・鉄鋼協会会員9,000円

10,000円

学生員

6,000円

6,500円■機器・書籍展示
研究開発用機器，書籍，ソフトウェア等の出展を募集します．
間口 1,800 mm，奥行き 900 mm(予定)
展示台(テーブル)，椅子，電源(100 V 1 kW まで)をご用

小間

意します．
＊電気容量の追加は 1 kW 毎に10,000円(税別)をご負担下さい．

出展料金

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

申込締切

2014年 2 月 6 日(木)

非会員

一般

19,000円

20,000円■カタログ展示

非会員

学生(大学院生含む)

14,000円

15,000円

出展料金

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

展示部数

別)追加)

◆懇親会費（消費税込み）

リクルート関連の展示は会社案内他添付資料の 2 点で予約申込締切日

月日(金)(申込および支払期日)

申込資格

当日申込
予約申込
(懇親会会場受付)(インターネット申込･ (大会会場受付･事前支払い)
現金払いのみ)一般

10,000円

12,000円

同伴者(ご夫人またはご主人)

5,000円

5,000円

30,000円(税別)，30部以内
2014年 2 月 6 日(木)申込締切

■大会プログラム広告
A4 版

1P 天地 260 mm×左右 180 mm/
1 2P 天地 125 mm×左右 180 mm
完全データ(グレースケール)
広告料金

原稿寸法
入稿形態

掲載場所

お支払後の取消は，ご返金いたしかねますのでご了承下さい．

普通頁

◆支払方法
銀行振込みおよびクレジットカードをご利用頂けますが，お振

後付
後付

頁

掲載料金

1
1/ 2

70,000円
40,000円

込みの場合は，手数料をご負担願います．また，振込み後のご返○上記の料金には消費税は含まれておりません．

金は致しかねます．2 月21日(金)の入金日をもって予約申込完了○原稿制作費は別途ご請求させていただきます．

となります．

2014年 1 月31日(金)2014年 2 月 5 日(水)

申込締切
原稿締切

インターネット申込問合せ先 (請求書・領収書)
株 近畿日本ツーリスト東北

仙台団体旅行支店■講演概要集 DVD ジャケット広告〒980
0021 仙台市青葉区中央 1720

原稿寸法天地120 mm×左右121 mm

FAX 0222216188%

入稿形態

完全データ(4 色カラー)

 0222224141

Email: sendaidantai＠or.kntth.co.jp◆講演概要集 DVD のみ購入する場合(※講演発表・聴講するためには，上記大会参加申込みが必要です．
）

掲載場所

頁

掲載料金

表紙 2 カラー
表紙 4 カラー1
1

50,000円
75,000円○上記の料金には消費税は含まれておりません．
件名を「年春期講演大会講演概要集 DVD 購入申込」とし，○原稿製作費は別途ご請求させていただきます．

 申込者氏名◯
 会員資格(会員番号も併記)◯
 申込数◯
 送付先住所を◯申込締切日ご記入の上，Email: ordering＠jim.or.jp 宛にお申込み下さい．

原稿締切日

2014年 2 月 4 日(火)2014年 2 月 4 日(火)

月日の発行後，請求書を添えて送付いたします．



本 会 記 事

■申込・問合先※Graphical Abstract として表示できる図は，本文中に使用してい〒1040061 東京都中央区銀座 7124(友野本社ビル)
株式会社

明報社

担当

るもののみといたします(改変はできません)．また，本文中モ

後藤一哲

ノクロの図を表示希望の場合はモノクロ表示となり，本文中カFAX 0335466306%

 0335461337(代)ラーの図を表示希望の場合はカラー表示となります．

Email: goto＠meihosha.co.jp

詳細は，執筆要領をご参照下さい．


年春期講演大会会期中の託児室設置のお知らせ年秋期講演大会公募シンポジウムテーマ提案募集

2014 春期講演大会期間中，日本金属学会と日本鉄鋼協会が共同で託児室を開設いたします．利用ご希望の方は，申込要領をお読み提案期限
年月日(木)の上，Email にてお申込下さい．

期日厳守

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

利用日時

2014年 3 月21日(祝・金)～23日(日)毎日，午前930から午後530まで施いたしており，活況を呈しております．本年の秋期講演大会(名申込期間

2014年 2 月 3 日(月)～3 月 7 日(金)東京工業大学 大岡山キャンパス(セキュリティ確保のあ 52 巻 12 号 586 頁

為，お申込者のみにご案内いたします．）

様式は HP よりダウンロードして下さい．）

場

所

料

金

申込方法

子供一人800円/時間

古屋大学)の公募シンポジウムテーマを募集いたします．まてりまたは HP →講演大会をご参照の上，活発な討論が期待できる有益なテーマを積極的にご提案下さい．(提案(託児室会場で当日支払い）

日本鉄鋼協会・日本金属学会男女共同参画委員会ホーム

第
回論文賞候補論文推薦(自薦)のお願い

ページ託児室案内記載の申込要領をお読みの上，3 月 7日(金)までにホームページ(下記 URL)の託児室案内よりお申込み下さい．

本会では秋の講演大会にて，前年 1 カ年の会誌，欧文誌に掲載された論文の中から特に優秀な論文に対し，毎年論文賞を授賞してhttps://www.isij.or.jp/godo/isijjim/
株 ファミリー・サポート)よりご確認後，シッター会社(おります．論文賞候補論文の推薦は会誌，欧文誌の「編集委員」ま

予約確認の返信メールをお送りします．

す．また，より広く推薦していただくため，「著者本人」からの自申込・問合先株 ファミリー・サポートBAMBINO CLUB

担当者星

たは「論文査読者」あるいは「代議員」の方々にお願いしておりま薦も認めております．つきましては，下記ご参照の上，奮ってご応募をお願いいたします．

 0333773177

FAX 0333773178%

Email: khoshi＠familysupport.co.jp
住所東京都渋谷区代々木 158
16 4F■第回論文賞の審査範囲(公社)全国保育サービス協会正会員

Materials Transactions: Vol. 54 No. 1～12(2013年)掲載分
注以下の論文は対象外となります※不測の事故に対応するために，シッター会社が保険に加入してお日本金属学会誌第77巻

1～12号(2013年)掲載分

り，保険適用範囲で補償いたします．また日本鉄鋼協会および日 寄書，Rapid Publication, Overview および Letters to the Editor◯

本金属学会は，事故の責任は負わないことを申し添えます．お子 他学協会で同様の論文が掲載されている論文◯

様の健康状態，留意点など必ず託児スタッフへお伝え下さい．お コピーライトが本会に帰属されていない論文◯

伝えいただけない事が原因となってお子様に損害が発生した場合

推薦部門

物性，組織，力学特性，材料化学，材料プロセシング，
工業材料

はお客様の責任となります．
※完全ご予約制となっておりますので，ご予約のない場合はご利用

年月日(木)推薦締切 詳

いただけません．

細まてりあ

52巻12号584頁

ホームページ表彰関係

なお，託児室のスペースの関係上，定員になり次第締め切らせていただきますので，予めご了承下さい．
(一社)日本鉄鋼協会

FAX 0336695934%

会報「まてりあ」に掲載された論文または記事の中から，金属及びその関連材料の学術及び科学技術の振興に顕著な貢献をした方に

詳細情報

Email: kaneko＠isij.or.jp
日本鉄鋼協会・日本金属学会男女共同参画委員会ホーム

 03
36695931

ページ

総務・会員グループ

第回まてりあ賞推薦(自薦)のお願い

問合せ先

金子智子

https://www.isij.or.jp/godo/isijjim/「まてりあ賞」授賞しております．
授賞候補論文および授賞候補記事の推薦は，「会報編集委員」，「著者本人」，「一般会員(正員 3 名以上の連名)」の推薦となります．
積極的なご推薦をお願いいたします．
■第回「まてりあ賞」推薦要領

日本金属学会誌・Materials Transactions 掲載論文のGraphical Abstract 公開開始について

賞の名称・概要および授賞件数

日本金属学会誌および Materials Transactions では，論文中の最もアピールしたい図を，JSTAGE 上で Graphical Abstract として

まてりあ論文賞 2 編以内
日本金属学会会報「まてりあ」に掲載した論文で，学術または科学技術上優秀で且つ金属およびその関連材料に係る分野の進歩発展に顕著な貢献をした論文に対し授賞する．

希望者は，テキストの Abstract に加えて Graphical Abstract のまてりあ啓発・教育賞 2 編以内
日本金属学会会報「まてりあ」に掲載した記事で，まてりあ

表示ができます．貴論文のビジビリティ(可視性，注目度)向上に，

記事の特徴を活かし，金属およびその関連材料に係る啓発や公開するサービスを開始いたします．

是非お役立て下さい．



教育に顕著な貢献をした記事に対し授賞する．
授賞対象記事※Graphical Abstract 公開に関して，著者の追加負担費用はございません．

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japan2011年～2013年掲載済記事(授賞済記事は除く授
賞済記事はホームページに掲載します．）

年月日(木)推薦締切 



詳

細

まてりあ

52巻12号584頁

により必要事項を記入の上，お送り下さい．

ホームページ表彰関係

年月日(木)推薦締切 

第
回学術貢献賞候補者推薦のお願い

詳

細本会では地域振興の観点から各地域に根ざした技術の進歩発達に

まてりあ

52巻12号585頁

ホームページ表彰関係

第
回村上奨励賞候補者推薦のお願い

貢献した個人あるいは組織を対象とした「学術貢献賞」を設けております．第12回の授賞式を2014年秋期講演大会(名古屋大学)の折，

本会では財団法人村上記念会からのご寄付を基に金属工学の分野

9 月24日に行います．多数の優秀な候補者を推薦いただくため，広く会員からの推薦をもとめております．下記要領により積極的にごで卓越した業績を挙げつつある若手研究者を奨励するため「日本金推薦下さい．

期講演大会(名古屋大学)の折，9 月24日に行います．多数の優秀な属学会村上奨励賞」を設けており，第 11 回の授賞式を 2014 年の秋
候補者を積極的にご推薦下さい．

候補者の対象

各地域において金属学または金属工業に関する学術
または技術の進歩発達に功労があった方．

受賞人数
推薦資格

候補者の対象各支部 1 名，但し関東支部と関西支部は 1～3 名程度
本会支部長，代議員または 3 名以上の正員連名による

推薦資格

推薦
推薦手続

所定の様式(ホームページからダウンロードして下さい）

年月日(木)推薦締切 
細本会代議員，分科会委員または 3 名以上の正員連名に
よる推薦

推薦手続

により必要事項を記入の上，お送り下さい．
詳

金属工学の分野で卓越した業績を挙げつつある，
年月日時点で歳以下の若手研究者．

まてりあ

52巻12号585頁

所定の様式(ホームページからダウンロードして下さい）
により必要事項を記入の上，お送り下さい．

日(木)推薦締切日 年月
ホームページ表彰関係

詳

細

まてりあ

52巻12号585頁

ホームページ表彰関係

第
回功労賞候補者推薦のお願い
本会では 45 歳以上の研究・技術分野に功績があった方を対象として，日本金属学会賞に次ぐ賞として「日本金属学会功労賞」を設けております．第 12 回の授賞式を 2014 年秋期講演大会(名古屋大学)の折， 9 月 24日に行います．多数の優秀な候補者を推薦いただ
くため，広く正員からの推薦(3 名以上連名)をもとめております．

■Crystallographic Orientation Distribution and
Related Properties in Advanced Materials IV(先端材料の結晶方位分布と関連特性)

下記要領により積極的にご推薦下さい．
金属やセラミックス等の結晶性材料の結晶方位は材料特性に影響
年月
日時点で
歳以上，各組織における定候補者の対象 
年までの方
部

門

おいて，特性向上の手段として集合組織の制御が注目されている．

学術部門金属学または金属工業に関する学術の進歩発展に功労があった方
技術部門金属学または金属工業に関する技術の進歩発展に功労があった方

推薦資格
推薦手続

を及ぼす重要な因子であり，複合材料や薄膜を含む広範囲な材料に本会代議員または 3 名以上の正員連名による推薦
所定の様式(ホームページからダウンロードして下さい）

本特集では，以前の特集号(48 巻 8 号， 51巻 4 号， 53巻 11 号)と同様に，集合組織形成機構に関する学術的関心のみならず，集合組織と関連した特性の工業分野への技術的応用のために，中性子回折，X 線回折， EBSD, TEM 等で評価された種々のスケールでの結晶方位分布について最近の研究成果を集約する．実験だけでなく計算に基づく集合組織研究論文も含めた企画とする．

により必要事項を記入の上，お送り下さい．
年月日(木)推薦締切 
詳

細

まてりあ

52巻12号585頁

ホームページ表彰関係

上記テーマに関する特集を， Materials Transactions 56 巻 1 号( 2015 年 1 月発行)に予定しております．多数ご寄稿下さいますよ
うお願いいたします．

第
回奨励賞候補者推薦のお願い
本会では次世代を託する優れた若手研究者を顕彰するために1991 年から「日本金属学会奨励賞」を設けており，第 24 回の授賞式を 2014 年の秋期講演大会(名古屋大学)の折， 9 月 24 日に行いま

実施予定号第56巻第 1 号(2015年)
予備登録日2014年 5 月 1 日
原稿締切日2014年 7 月 1 日

す．

 論文題目(仮題でも可)，◯ 投稿予定日，
本会 Web ページにて◯ 著者名，◯
 登録者の氏名および所属，住所，電話番号，◯ 概要な◯

歴史の転換期にある今日，若い世代の意識の高揚こそが何よりも望どをご入力の上，予備登録を行って下さい．

まれ，金属・材料工学ならびに関連分野で活躍しつつある若手研究執筆に際しては，日本金属学会欧文誌投稿の手引・執筆要領(本者の中から将来性豊かな人材をご推薦下さいますようお願いいたします．

会 Web ページ)をご参照下さい．
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

年月
日時点で歳以下の方，金属・材料工
候補者の対象 著者は，投稿・掲載費用をご負担願います．(別刷50部寄贈)．

定します．
学ならびに関連分野で卓越した業績を挙げつつある

対象部門〒9808544 仙台市青葉区一番町 114
32を対象とします．

(公社)日本金属学会欧文誌編集委員会

物性，組織，力学特性，材料化学，材料プロセシング，
工業材料，工業技術部門の 7 部門

推薦資格

予備登録・原稿提出先

研究者．工業技術部門は企業の研究者または技術者

本会代議員，分科会委員または 3 名以上の正員連名にhttp://jim.or.jp/
 022
2233685 %FAX 0222236312
Email: editjt＠jim.or.jp

よる推薦
推薦手続



所定の様式(ホームページからダウンロードして下さい）

本 会 記 事

支部行事

日本金属学会東海支部・日本鉄鋼協会
東海支部学術討論会のご案内

平成年度日本金属学会，日本鉄鋼協会
両北海道支部合同
冬季講演大会のお知らせ

日

時

場

所

2014年 1 月31日(金) 1000～1700
名古屋工業大学 講堂会議室

テーマ
日本金属学会，日本鉄鋼協会両支部共催の冬季講演大会を下記に可視化モノづくり技術プログラム

より開催いたします．
会員各位のご講演申込み並びに活発な討論の機会となりますよう1000

挨拶(浅野弘明支部長)

1008

開会，本学術討論会企画の趣旨説明(福本)

多数のご参加をお願い申し上げます．
テーマ材料創製・設計(司会西野)
開催日時
会

場

連絡先

2014年 1 月23日(木)，24日(金)北海道立道民活動センター(かでる27)

520・730研修室〒060
0002 札幌市中央区北 2 条西 7 丁目

 011204
5100 %
FAX 0112719827〒060
8628 札幌市北区北13条西 8 丁目
北海道大学

大学院工学研究院

1015

趣旨説明(西野)1020

講師 1名工大機能工 佐藤 尚 准教授
シリアルセクショニングによる巨大ひずみ加工複相材料の

1105

材料科学部門

大野直子

教授

フェーズフィールド解析による組織形成の可視化と材料設

FAX 0117066355%

 011706
6356

3 次元組織可視化
講師 2名工大物質工 小山敏幸
計Email: noono＠eng.hokudai.ac.jp
参加費 当日会場受付にて，お一人 1,000円の参加費を申し受けま

1150

討論

1200～1310―昼食休憩―す．(ただし，聴講のみの学生は無料(概要集は無し))
テーマ高融点液体金属の凝固，流動現象(司会溝口)
1310

趣旨説明(溝口)1315

講師 1京大材料工 安田秀幸

教授

時間分解・その場 X 線イメージングによる凝固現象の観第回東北支部研究発表大会

察とモデル化
1400

協賛

2014年 1 月13日(月) 1300～
日本鉄鋼協会東北支部，軽金属学会東北支部

会場

名取市文化会館

開催日

設計
1445

田 520  022 384 8900 仙台空港アクセス鉄道「杜せきのした」駅より徒歩 8 分 http://www.natori.or.jp/)
1300～1310

支部長挨拶

1310～14 00

基調講演「スピントロニクスデバイス・材料の開1400～1700

一般講演(口頭発表およびポスター発表)

1700～1715

閉会式(審査発表と学生表彰，閉会の挨拶)

1800～2000

懇親会(サッポロビール仙台ビール園

参加費

無料

問合先

〒981
1239 名取市愛島塩手字野田山48

1500

趣旨説明(福本)

1505

講師 1豊技大機械工 安井利明 准教授
数値解析およびモデル実験による摩擦攪拌接合現象の可視

准教授 手束展規

仙台高等専門学校マテリアル環境工学科

化

名取本館)

浅田

討論

テーマ摩擦攪拌接合(司会福本)

プログラム(予定)

東北大大学院工格

1550

講師 2阪大接合科研 藤井英俊 教授
高輝度 X 線透過装置による摩擦攪拌接合時の流動解析

1635

討論

1650

全体を通しての総括(必要に応じ適宜)，閉会(西野，溝口)

員 100名学術討論会参加費

無料

参加申込方法


氏名，

定

 & %
FAX 0223810337

jimtohoku12＠sendainct.ac.jp
大会情報 大会専用ホームページおよび講演申込み
勤務先・所属部課名・役職，

連

絡先(住所・電話・ FAX ・ E mail )，を明記の上，http://jimtohoku12.ccn.sendainct.ac.jp
仙台高等専門学校マテリアル環境工学科からのリンク

問合せ・申込先

http://natori.sendainct.ac.jp/ss/
申込締切◇

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japan

フェロー

数値シミュレーションによる鉄鋼プロセスの可視化と実機小ホール(〒 981 1224 名取市増田字柳発」

講師 2新日鐵住金 高谷孝司◇

Email にて下記申し込み先へご連絡下さい．
日本金属学会・日本鉄鋼協会 東海支部事務局
Email: tokai＠numse.nagoyau.ac.jp
当日受付も可2014年 1 月17日(金)◇◯NIMS 指定履歴書(写真貼付)◯業績リスト〈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 16,000円(消費税込み)
ホームページのみ掲載
10,500円(消費税込み)〈その他の記事〉 原則として有料掲載．
原稿締切・掲載号毎月 1 日締切で翌月号 1 回掲載
原稿提出方法電子メールと FAX 両方(受け取りメールの確認をして下さい)原稿送信先%FAX 0222236312 Email : materia＠jim.or.jp◇

東北大学金属材料研究所

教授

公募

公募人員

東北大学金属材料研究所

所

安全やエネルギーに関わる材料科学を担う部門

属

専門分野

◯研究概要(A4 用紙 1 ページ程度)◯自己アピール◯主要論文別刷り 3 編以内(コピー可)◯本人の研究活動に関して意見を聞ける方の連絡先(2 名以上)
公募締切

適任者が見つかり次第終了

書類送付・問合せ先〒3050047 茨城県つくば市千現 121
独立行政法人物質・材料研究機構
元素戦略磁性材料研究拠点
代表研究者

◇

教授 名

広沢

哲

Email: infoesicmm＠ml.nims.go.jp

集会

材料科学・工学の基礎基盤に立脚しながら，社会の安全◇レアメタル研究会◇と持続性を重視したエネルギーまたは環境に関わる分野の研究に意欲的に取り組める方．詳細は下記 URL へ．

■主

催

URL
公募資格

http://www.imr.tohoku.ac.jp/ja/op/201316.html
博士の学位を有する方■協力(一財)生産技術研究奨励会(特別研究会 RC40)

着任時期

2015年 4 月以降のなるべく早い時期
10年(審査後再任可)■共催東京大学マテリアル工学セミナー

任期

レアメタル研究会
主宰者東京大学生産技術研究所

履歴書(写真添付)

研究業績リスト(原著論文，国際会議の発表・プロNEXT Program)
東京大学生産技術研究所■開催会場

シーディング，著書，競争的資金獲得状況，論文被An 棟 2F コンベンションホール(〒 153 8505 東京
都目黒区駒場 461)

引用度データ等)

主要論文別刷10編(コピー可)

これまでの研究概要(2,000字程度)



着任後の研究計画(2,000字程度)

推薦書，または照会可能者 2 名の氏名と連絡先(最寄り駅駒場東大前，東北沢，代々木上原)■参加登録・お問合わせ
東京大学生産技術研究所
岡部研究室

学術支援専門職員

宮嵜智子

FAX 0354526313 Email: tmiya＠iis.utokyo.ac.jp%〒980
8577 仙台市青葉区片平 211
東北大学金属材料研究所

教授( 最 先 端 ・ 次 世 代 研 究 開 発 支 援 プ ロ グ ラ ム  JSPS




書類送付先

徹

レアメタルの環境調和型リサイクル技術の開発研究会

年月日(月)必着
公募締切 
提出書類

岡部

所長宛

＊封筒表面に「教授応募書類(安全・エネルギー材料科学)在中」と■第回 
年月日(金)
～ An 棟 2F コンベンションホール

朱書きし書留にて郵送して下さい．応募書類の返却はいたしませ

特別合同シンポジウム貴金属の製錬・リサイクル技術の最前線

んのでご了承下さい．）

東京大学生産技術研究所

問合せ先

教授

今野豊彦

 0222152125
そ の 他

URL

非鉄金属資源循環工学寄付研究部門(JX 金属寄付ユニット)，東京大学生産技術研究所

FAX 0222152126%

サステイナブル材料国際研究センター，レアメタル研究会による特別・合同シンポジウムEmail: tjkonno＠imr.tohoku.ac.jp
東北大学は，男女共同参画を推進しています．子育て支

午前1000～
銅製錬を利用した銅，貴金属，レアメタルの資源循環(30分)

援の詳細等，男女共同参画の取り組みについては下記

JX 日鉱日石金属株式会社

URL をご覧下さい．
http://www.bureau.tohoku.ac.jp/danjyo/

貴金属リサイクル市場の現状と回収精製技術について(30分)

環境リサイクル事業本部

田中貴金属工業株式会社

技術部 ◯宮林良次

化学・回収事業部

湘南工場

製造技術セクション ◯上田哲也◇元素戦略磁性材料研究拠点・ポスドク研究員 公募◇
公募する職名・人数

ポスドク研究員(任期制)・名貴金属製錬におけるコレクターメタルの熱力学的性質と選択指針について(仮)(30分)
岩手大学

詳細な所属部門・講座・研究室等

工学部

マテリアル工学科，兼，東京大学生産技術研究所

サステイナブル材料国際研究センター ◯山口勉功

NIMS，元素戦略磁性材料研究拠点
専門分野，仕事の内容

午後 130～
複合酸化物を経由する白金族金属の酸溶解プロセスの開発(仮)材料科学ならびに磁性材料に経験を有し，磁性材料の微粒子プロ(30分)

セスならびに焼結体の磁気特性評価に意欲的に取り組める方で，独立行政法人産業技術総合研究所

サステナブルマテリアル研究部門

金属微粉末のプロセシング◯粕谷金属，合金，金属間化合物の熱力学，および材料科学のテーマで研究を進められる方．

東京大学生産技術研究所

ment/hdfqf1000001kipf.html
任期

応募資格(望ましい経歴)博士号取得者または取得見込みの方
提出書類



同所

豊

サステイナブル材料国際研究センター，兼，非鉄金属資源循環工学寄付研究部門(JX 金属寄付ユニット)を必ず参照．

2014年 4 月(応相談)2015年 3 月31日まで(審査により更新可．最長 5 年)

健，多井

白金族金属の新規溶解プロセスの開発(仮)(30分)

詳 細 は ， http: // www.nims.go.jp / research / ESICMM / employ着任時期

物質変換材料研究グループ

亮，三木◯野瀬勝弘，岡部徹

マグネタイトを担体に用いた水溶液中からの貴金属回収( 30分)北海道大学工学研究院

環境循環システム部門◯広吉直樹，伊藤真由美
合金の溶解特性を利用した白金族金属の湿式リサイクルプロセ

本 会 記 事ス(30分)住友金属鉱山株式会社

東京大学生産技術研究所

午後 630～

サステイナブル材料国際研究センター，兼，代表取締役会長 家守伸正

研究交流会・意見交換会(An 棟 2F

講師

ホワイエ)

非鉄金属資源循環工学寄付研究部門(JX 金属寄付ユニット)同所◯佐々木秀顕，前田正史

米国版レアメタル研究会(RMW)のご案内

バイオ技術をベースにした貴金属リサイクルに挑戦(30分)
大阪府立大学

工学研究科

物質・化学系専攻

Workshop on Reactive Metal Processing (Reactive Metal Workshop)

化学工学分野◯小西康裕■ RMW9February 21 (Fri)22 (Sat), 2014, Pasadena, Caltech ←次回
詳しくは，Reactive Metal Workshop のホームページ参照

(※◯印は講演者，敬称略)
ポスター発表者によるショートプレゼン(希望者)司会
午後 600～ 研究交流会・意見交換会(An 棟 2F
★ポスター発表(企業からの申し込みも歓迎します)

http://www.okabe.iis.utokyo.ac.jp/coretocore/rmw/

野瀬勝弘

ホワイエ)

スプリング・サイエンスキャンプ 募集～高校生のための先進的科学技術体験合宿
プログラム～■第
回 年月日(木)
～ An 棟 2F コンベンションホール
テーマ環境問題，教育問題，レアメタル事情，非鉄金属全般，
ディレクターシップ
午後 300～

第一線で活躍する研究者・技術者から本格的な講義・実験・実習を

環境，教育問題から見た我が国の非鉄製錬業の持続可能性(仮)
(60分)

東京大学
東北大学

生産技術研究所

多元物質科学研究所

教授 中村

受けることができるプログラム

客員教授，

主

崇

開 催 日

講師

レアメタル供給のボトルネックについて(仮)(60分)～中国南部，イオン吸着鉱の生産地域・レアアース製錬所等の
訪問報告～

東京大学

生産技術研究所

教授 岡部

徹

講師

催

独立行政法人

科学技術振興機構

対象

2014年 3 月21日～3 月29日の 2 泊 3 日
高等学校生等会

場

大学，公的研究機関，民間企業等

年月日(金)必着
応募締切 

非鉄金属業界の過去，現在，未来(仮)(60分)

詳細URLhttp://jst.go.jp/cpse/sciencecamp/camp/～世界の非鉄リーダー，エクセレントカンパニーを目指して～
・

・

・

・
(2013年10月25日～2013年11月21日)

正

員

足立修一郎

学

生

石原綾乃
岩嶋大輔
大森俊博
倉科佑太
城 裕一朗

日立化成株式会社

員
群馬大学
富山大学
京都工芸繊維大学大学院
慶應義塾大学
早稲田大学

田口裕規
竹内一仁
竹部雄貴
田崎
亘
中野ゆき子

群馬大学

パク ノグン

京都大学

京都大学
早稲田大学

松島佑太
宮崎成正
宮脇
崇

東北大学金属材料研究所
大阪大学
筑波大学

芝浦工業大学
群馬大学

外国一般会員Wu Yan

Northeastern University

外国学生会員RIFAI MUHAMMAD Doshisha University
SALMAN Ahmad University of Alabama“材料系学協会情報コーナー”
〈軽金属

第巻

研究論文

りん酸水溶液中のアルミニウムの分極曲線を用いた腐食速度と電気化学パラメータの推定/世利修美，蘇

号

予定〉

冷間圧延を施した 3004 アルミニウム合金における再結晶挙動/梶浦拓也，山本厚之
解説 マグネシウム合金への耐食性 Al めっきプロセスに関する考察/安住和久，上田幹人，于航
連載講座 SEM EBSD 法による局所ひずみ・集合組織の評価/
森田博文

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japan〈ふぇらむ

第巻()号〉「鉄と鋼第100巻発行記念特集号」
歴代編集委員長座談会「鉄と鋼」の今後の方向を探る「鉄と鋼」の変遷「鉄と鋼」と私―他―Effect of Grain Boundary Segregation of InterstiPetch Coefficient in Steels
tial Elements on Hall
Setsuo Takaki, Daichi Akama,(Overview)

日 本 金 属 学 会 誌 掲 載 論 文Vol. 78, No. 1（2014）

Nobuo Nakada and Toshihiro Tsuchiyama

依頼解説論文シリコン対応粒界における原子構造評価と電子状態予
坂口紀史
測
論

and R. H. Wagoner文CuNiSi 合金鍛造材のミクロ組織および延性に及ぼす Zr, P 添加の影響
田中慎二

水澤

護

三浦博樹

萩沢武仁

硬球押し込みによる多軸残留応力場の応力腐食割れ試
験法への適用性評価
井岡郁夫

木内

清

滝沢真之

伊藤剛士

1050 アルミニウムにおける冷間圧延に伴う組織変化―その(2) 84 圧延まで―
山本厚之

大森裕之

梶浦拓也

塚本雅章

岡井大祐

硫酸酸性浴による亜鉛ニッケル合金めっきの均一電着性に及ぼすシリカナノ粒子共析の影響
日野

実

村上浩二

村岡

賢

永田教人

金谷輝人

C, V, Ti, Cr 添加による Fe36massNi 系低熱膨張合金の高強度化および Ni 低減による熱膨張への影響
中間一夫

龍谿

翔

杉田一樹

白井泰治

超微細粒金属の機械特性に対する粒内転位生成と粒界におけるすべり伝播の影響
都留智仁

青柳吉輝

加治芳行

下川智嗣

Al 合金の粒界腐食感受性に及ぼす Si の影響
大谷良行

兒島洋一

原

信義

Materials Transactions 掲載論文
Vol. 55, No. 1（2014）―Special Issue on Strength of Fine Grained
Petch ――
Materials ― 60 Years of HallPREFACE
Shin Takeuchi, Masaharu Kato and Takahito Ohmura

60 Years of Hall-Petch: Past to Present NanoScale Connections (Overview) Ronald W. Armstrong
Superior Strength in Ultrafine-Grained Materials
Produced by SPD Processing (Overview)
Ruslan Z. Valiev

Hall
Petch Relationship and Dislocation Modelfor Deformation of Ultrafine-Grained andNanocrystalline Metals (Overview)
Masaharu Kato

On the Yield Stress of Bulk Nano Grained PolyG. Saada
crystals (Overview)

A Practical Meso-Scale Polycrystal Model toPetchPredict Dislocation Densities and the Hall
H. Lim, S. Subedi, D. T. Fullwood, B. L. Adams
EffectOn the Roles of Grain Size Dispersion andPetch Relation on the Plastic BeMicroscale Hallhavior of Polycrystalline Metals
St áephane Berbenni, Francis Wagner andNathalie Allain-Bonasso

HallPetch Breakdown at Elevated Temperatures
Joachim H. Schneibel and Martin Heilmaier

Mechanical Responses of Copper Bicrystalline
Micro Pillars with ∑3 Coherent Twin Boundaries
by Uniaxial Compression Tests
Tomoyuki Hirouchi and Yoji Shibutani

Dislocation Multiplication from the Frank
Read
Source in Atomic Models
Tomotsugu Shimokawa and Soya Kitada

Atomistic Simulation of Shear Mode Deformationof Nanocrystalline Copper with Different Grain
Yoshiaki Kogure and Yosio Hiki
Sizes
Correlation between Continuous/Discontinuous
Petch Slope in High Purity Iron
Yielding and Hall
Si Gao, Akinobu Shibata,(Rapid Publication)
Meichuan Chen, Nokeun Park and Nobuhiro Tsuji

Yielding Behavior and Its Effect on Uniform Elongation of Fine Grained IF SteelSi Gao, Meichuan Chen, Shuai Chen, Naoya Kamikawa,
Akinobu Shibata and Nobuhiro Tsuji

Effect of Ferrite Grain Size on Dynamic Tensile
Properties of Ultrafine Grained Low Carbon
Steels with Various Chemical Compositions
Yoshitaka Okitsu and Nobuhiro Tsuji

EBSD Analysis of Microstructure Evolution ofPure Iron Subjected to Sliding Wear and Related
Change in Vickers Microhardness
Yoshihisa Kaneko and Taiyo Sugimoto

Microstructure and Mechanical Properties in
Progressively Drawn Pearlitic Steel
Jes áus Toribio, Beatriz Gonz áalez and Juan-Carlos Matos

Application of Harmonic Structure Design to BioCr
Mo Alloy for Improved Mechanicalmedical Co
Properties
Choncharoen Sawangrat, Osamu Yamaguchi,
Sanjay Kumar Vajpai and Kei Ameyama

本 会 記 事Mechanical Properties of Bulk Ultrafine Grained
Aluminum Fabricated by Torsion Deformation at
Various Temperatures and Strain Rates

Alloy Designs of High-Entropy Crystalline andBulk Glassy Alloys by Evaluating Mixing Enthalpy
and Delta Parameter for Quinary to Decimal EquiAkira Takeuchi, Kenji Amiya,
Atomic Alloys

Sunisa Khamsuk, Nokeun Park, Si Gao, Daisuke Terada,
Hiroki Adachi and Nobuhiro Tsuji

Takeshi Wada, Kunio Yubuta, Wei Zhang andAkihiro Makino

The Effect of Microstructure on Mechanical
Properties of Forged 6061 Aluminum Alloy

Evaluation of Surface Crack in Resistance Spot
Young Gon Kim,
Welds of Zn-Coated SteelManabu Nakai and Goroh Itoh

In Ju Kim, Ji Sun Kim, Youn Il Chung and Du Youl Choi

Influence of Grain Refinement and Texture Evolution on the Yield Strength of Mg Alloy Processedby Cyclic Extrusion and Compression

Engineering Materials and Their Applications

Effects of Fine Particle Peening on Oxidation BeTitanium Shape Memory Alloy
havior of Nickel

Jinbao Lin, Qudong Wang, Yanxia Chen and Xiaochao Cui

Shoichi Kikuchi, Yutaka Kameyama, Masayoshi
Mizutani and Jun Komotori―Regular Articles―
Materials Physics

Evolution of Texture in High Permeability Grain
Oriented Silicon Steel Produced by Casting Thin
Slab and Rolling Process

Effect of Micro-Alloying Elements on DeformaY Binary Alloys
tion Behavior in Mg
Hidetoshi Somekawa, Yoshiaki Osawa, Alok Singh,
Kota Washio, Akira Kato and Toshiji Mukai

Fan Li-feng, Qiu Sheng-tao, Xiang Li and Tang Guang-bo―Express Regular Articles―
Assessment of the Thermal Conductivity of YttriaKyong Jun An
Stabilized Zirconia Coating

Microstructure of Materials

Direct Observation of Grain Boundary Migration
during Recrystallization within the Bulk of aModerately Deformed Aluminium Single Crystal

A Slip Enhanced Superhydrophobic Surface Basedon Reticulated ZnO Nanostructure

Steven Van Boxel, Søren Schmidt, Wolfgang Ludwig,
YuBin Zhang, Dorte Juul Jensen and Wolfgang Pantleon

Jun Xia and Jun Wu

Microstructure and Mechanical Properties of FricDi Qiu He, Ning Li,tion Stir Welded Q345 SteelSize, Shape, Composition and Separation Analysis
of Products from Waste Refrigerator Recycling
Kihong Kim, Heechan Cho,
Plants in South Korea

Kun Yu Yang and Shao Yong Ye

Jinan Jeong and Sookyung Kim

Mechanics of Materials

Effect of Aging Treatment on Microstructure andMechanical Properties of Ti27Nb2Ta3Zr b TitaniLiqiang Wang,um Alloy for Implant Applications

Impact Response of Circular Aluminum Tube
Nirut Onsalung,
Filled with Polyurethane Foam
Chawalit Thinvongpituk and Kulachate Pianthong

Zhengjie Lin, Xueting Wang, Qiwei Shi, Weiqing Yin,
Di Zhang, Zhongtang Liu and Weijie Lu―Rapid Publications―Wear and Friction Properties of Mg
Zn
Y Alloy
with Dispersion of Quasi-Crystalline Phase

Materials Chemistry

Solvothermal Synthesis of Shape-Controlled
Perovskite MTiO3 (M＝Ba, Sr, and Ca) Particles
in H2O/Polyols Mixed Solutions

Hidetoshi Somekawa, Atsushi Shimoda, Tomoko Hirayama,
Takashi Matsuoka and Toshiji Mukai

Pronounced Structural Rejuvenation in Zr50Cu40
Al10 Metallic Glass Strained by Torsional Straining
at Elevated Temperature

Takeshi Kimijima, Kiyoshi Kanie, Masafumi Nakaya andAtsushi Muramatsu
Materials Processing

Fanqiang Meng, Koichi Tsuchiya and Yoshihiko Yokoyama

Experimental Verification and Accuracy Improvement of Gas Entrapment and Shrinkage Porosity
Simulation in High Pressure Die Casting Process

Formation of Fully Annealed NanocrystallineNi
C Alloy
Austenite in Fe

Yukio Otsuka

Shuai Chen, Akinobu Shibata, Si Gao and Nobuhiro Tsuji

Four-Dimensional Morphological Evolution of an
Aluminum Silicon Alloy Using Propagation-Based
Phase Contrast X-ray Tomographic Microscopy
Emine Begum Gulsoy, Ashwin J. Shahani, John W. Gibbs,
Julie L. Fife and Peter W. Voorhees

まてりあ

第
巻

［最近の研究］不揮発性メモリ用 GeCuTe 系相変化材料の研究…………………須藤祐司 齊藤雄太 小池淳一
チタン・チタン合金の表面改質と骨伝導性制御………………………………黒田健介 興戸正純

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japan

第号

予告

［新技術・新製品］4 編―他―(編集の都合により変更になる場合がございます．
）

分科会シンポジウム

射硬化・脆化が照射温度に強く依存すること，照射影響を予報告測するためには JMTR の温度制御照射技術が不可欠であると述べた．照射硬化が空孔集合体ではなく，格子間型転位ル

中性子・材料科学と新しい JMTR
―材料科学の発展と社会への貢献―

ープの挙動の直接的な影響を受けることを示し， JMTR を用いたバルク特性評価が重要であると述べた．
室賀健夫(核融合研)は，「核融合炉材料研究開発課題と中(第 1 分科企画)
開催日

2013年11月 6 日(水)場

東北大学金属材料研究所

所

性子照射」に関し，候補材料開発研究の現状と核融合炉の照射環境や試験装置を紹介した．フェライト鋼を用いた原型炉開発における課題として，ヘリウム(He )効果の評価の重要性が強調され，照射脆化の照射量依存性のモデルから当面の福島原発事故以来，我が国のエネルギー政策は予断を許さ

耐性目標値を 50 dpa とし，その実証を目指す試験の進め方

ない状況にあるが，今後も引き続き核エネルギーを安全に利の議論が紹介された．

用していくためには，原子力材料などの不断の研究活動が不福谷耕司( INSS )は，「産業界における原子力材料研究開可欠である．

発の現状と期待」の講演で，軽水炉の経年劣化にかかわる研本シンポジウムでは，当該研究分野の一層の発展に向け，究の必要性を説き，国の事業を中心に最近の研究，例えば，「材料と中性子」に焦点を当てて，今後の原子力材料に関わ照射による破壊靭性シフトと遷移温度シフトの相関についてる研究開発の意義や動向について議論し，これからの当該分は，原子力規制庁事業の研究， IASCC 機構については原子野を支える学生や若手研究者と新しい認識を共有することを力安全基盤機構の研究を紹介した．また，次世代炉に向けた目的として， 2013 年 11 月 6 日(水)東北大学金属材料研究所

材料の改良や新しい材料の開発研究が必要であると述べた．

にて開催された(参加者数43名)．

各講演の質疑応答や総合討論においては，材料照射研究の四竈樹男(東北大)は，「大学における中性子照射研究の現

在り 方に関 わる討論 が活発に 行われた ． JMTR につい て状と期待」と題する講演で， JMTR 利用による大学研究のは，福島事故の影響は甚大であり，運営と研究の両立の困難

経緯や最近の海外研究炉の状況などの国際的な動向を紹介しさが指摘されたことを受け，短期，中・長期的な社会貢献とた．また，大学を中心とする高経年対応研究の重要性は勿しての研究炉の位置づけについて議論された．人材育成につ論，中・長期的な視点での基礎的な材料研究を継続すること

いては，国際的な視野に基づいた活動並びに国内人材育成活の必要性を説くと共に，本来の JMTR のミッションの核心動の両面からの検討が必要との意見があった．高経年対応研となる骨格研究と周辺研究の位置づけを再検討する必要があ

究には，社会貢献と材料科学の展開の双方が求められており，
JMTR 温度制御照射の必要性と JMTR の他の研究炉に対すると述べた．

る優位性が再確認された．核融合炉材料に関しては，現在の荒木政則(原子力機構)は，「新しい JMTR と研究開発」の講演で，我が国の研究用原子炉の変遷及び改造・改修・更新

BA 研究活動に対し， JMTR や JOYO の利用促進を求めるを経て新生 JMTR への対応状況を報告した．この中で，新声があった．照射脆化予測に関する討論があり，現行の脆化

生 JMTR に求められる役割として，軽水炉安全研究に係る予測は機構論的考え方に基づいた半経験的工学モデルによる照射試験や核融合研究及び高温ガス炉開発に向けた技術開発とする意見や基礎となる反応速度式に誤りがあるとの指摘がのみならず，核医学検査薬の国産化に向けた研究・技術開発あった．脆化予測式の構築にあたっては，学協会のすそ野をなど従来の枠を超えた照射利用並びに新たな照射ニーズへの広げた協働作業が必要であり，予測式の精度向上に向け，新対応を進め，より広範な照射場の提供が可能であることを報しい知識や知見を予測式に反映させていくべきとの意見があ告した．

った．若手研究者からは，高経年研究の新展開を求める声があり，企画者からは若手研究者に対する期待が寄せられた．

木村晃彦(京大)は，「原子力材料科学と中性子照射」の講(文責木村)演で，福島事故を受け，原子力安全利用のための材料研究者(企画世話人東北大 阿部弘亨，JAEA 荒木政則，京大 木村晃彦)の社会貢献として，高経年化対応技術及び事故時の材料の挙動解明に向けた研究が必要であると述べた．材料の中性子照

◇



◇

◇

本 会 記 事

行
開催日
月
～

事

カ

名称・開催地・掲載号
第回グリーンエネルギー材料のマルチスケール
創製研究会(天草)開催(天草)(号頁)

レ

ン

主催・担当

ダ

ー 太字本会主催(ホームページ掲載)
問合先

研 究 会 No. 71 ・ TEL & FAX 096
3423720
連川(熊大)
turekawa＠kumamotou.ac.jp
日本セラミックス TEL 057227
6811
協 会 基 礎 科 学 部 kiso52＠crl.nitech.ac.jp
会・太田(名工大) http://www.crl.nitech.ac.jp/kiso52/
日本磁気学会TEL 0352810106
http://www.magnetics.jp/seminar/topical/
194.html
レ ア メ タ ル 研 究 tmiya＠iis.u
tokyo.ac.jp
会・宮嵜(東大生 http://www.okabe.iis.utokyo.ac.jp/
産研)

9 ～10

第52回セラミックス基礎科学討論会(愛知)10

第 194 回研究会/第 19 回日本磁気学会光機能磁性デバイス・材料専門研究会「光や磁気を用いた 3次元新機能デバイス」(中央大)10第 59 回レアメタル研究会「貴金属の製錬・リサ
イクル技術の最前線」(東大生産研)(本号38頁)

10

名古屋大学材料バックキャストテクノロジー
シンポジウム「材料研究におけるイノベーションの方法論」

名古屋大学附属材 MBTCenter＠numse.nagoyau.ac.jp
料バックキャスト TEL 052
7893258
テクノロジー研究 http://mbtcenter.numse.nagoyau.ac.jp/
センター・野村


第回東北支部研究発表大会(名取)(本号37頁)

16～17

第21回初心者のための疲労設計講習会(福岡)20～21

第21回超音波による非破壊評価シンポジウム(東京)東 北 支 部 ・ 浅 田 TEL & FAX 0223810337(仙台高専)
jimtohoku12＠sendainct.ac.jp
http://jimtohoku12.ccn.sendainct.ac.jp
日本材料学会TEL 0757615321 jimu＠jsms.jp
http://www.jsms.jp
日本非破壊検査協 TEL 035821
5105 oka＠jsndi.or.jp
会


～


日本金属学会・日本鉄鋼協会 両北海道支部合同
冬季講演大会(札幌)(本号頁)

23

表面科学技術研究会2014 太陽電池/太陽光発電の最先端情報―コア再生可能エネルギーにおける位置付けと役割―(神戸大)23

世界結晶年( IYCr2014 )オープニングシンポジウ
ム(東京)

23～24

第42回ガスタービンセミナー(東大)23～24

2013年度技術者継続教育「先進コース」〈材料〉
講習会(三鷹)

23～24
24～25
24～25
25

29～31

締切

北海道支部・大野 TEL 0117066356 FAX 0117066355(北大)noono＠eng.hokudai.ac.jp
日本表面科学会関 TEL 086
2569402
西 支 部 他 ・ 米 田 yoneta＠dap.ous.ac.jp(岡山理科大)http://www.sssj.org/Kansai/goudou140123.html
日本学術会議化学 TEL 066879
7410
委員会 IUCr 分科 secretariat＠iycr2014.jp
会他
http://www.iycr2014.jp
日本ガスタービン TEL 033365
0095
学会

日本マリンエンジ TEL 033539
5920 staff＠jime.jp
ニアリング学会
http://www.jime.jp
2013年度技術者継続教育「先進コース」〈舶用エ 日本マリンエンジ TEL 0335395920 staff＠jime.jp
ンジンのトライボロジー〉講習会(神戸)ニアリング学会
http://www.jime.jp
ゲートスタック研究会 ―材料・プロセス・評価 応用物理学会・近 hkondo＠nagoyau.jp
藤(名大)の物理―(第19回)(熱海)
http://home.hiroshimau.ac.jp/oxide/
第 45 回応力・ひずみ測定と強度評価シンポジウ 日本非破壊検査協 TEL 035821
5105
ム (大阪)
会・中村
nakamura＠jsndi.or.jp
第 19 回高専シンポジウム in 久留米 高専から発 高専シンポジウム TEL 094235
9410
進「科学技術・知の創造」(久留米)協 議 会 他 ・ 中 嶌 sympo19＠kurumenct.ac.jp(久留米高専)http://www.cc.kurumenct.ac.jp/sympo19
第134回塑性加工学講座「圧延加工の基礎と応用」 日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp(東京電機大)tokai＠numse.nagoyau.ac.jp

定員
42名

1.16

定員
80名
.



月
4～7

東海支部学術討論会(名工大)(本号
頁)

東海支部

第 8 回反応性プラズマ国際会議( ICRP 8 )/第 31
回プラズマプロセシング研究会(SPP31)(福岡)

7

第307回塑性加工シンポジウム「大手企業から中堅企業までの ものづくりイノベーションの推進～社外連携を活用して もう一歩先へ～」(大阪)

応用物理学会・山 TEL 092
8023723
木(九大)k.yamaki＠plasma.ed.kyushuu.ac.jp
日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp

12

第 54 回塑性加工技術フォーラム「中小企業での自社の強みを活かした金型作りを考える」(名古屋)

日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp

定員
50名

14

SPring 8 金属材料評価研究会(第 9 回)―金属組
織と加工・変形現象の解析―(東京)

2.7

18～19

第16回薄膜基礎講座(東京理科大)

21～22

レアメタル研究会(Workshop on Reactive Metal
Processing)(Caltech, Pasadena)(本号39頁)

SPring 8 利 用 推 TEL 0791580924
進協議会 研究開 kinzoku＠spring8.or.jp
発委員会・橋本
http://www.spring8.or.jp/ext/ja/iuss/
日本表面科学会
TEL 0338120266
shomu＠sssj.org http://www.sssj.org
レ ア メ タ ル 研 究 tmiya＠iis.u
tokyo.ac.jp
会・宮嵜(東大生 http://www.okabe.iis.utokyo.ac.jp/core
産研)tocore/rmw/

28

第365回講習会「加工変質層を御(ぎょ)する―加工変質層をうまく利用する策，修復する策，形成させない策―」(東京理科大)

精密工学会

28

理研シンポジウム第 16 回「トライボコーティン
グの現状と将来」(和光)

理化学研究所大森 TEL 033963
1611
素 形 材 工 学 研 究 tribo＠tribocoati.st室，トライボコー http://www.tribocoati.st/
ティング技術研究会・金第 5 回日本複合材料会議(JCCM5)(京都)

日本材料学会他

月
4～6

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia JapanTEL 0352265191
http://www.jspe.or.jp/

TEL 0757615321 jimu＠jsms.jp
http://www.jsms.jp/

定員
100名

2.12

定員
60名

200名

講演
11.15



開催日

名称・開催地・掲載号

主催・担当

問合先

7

第29回塗料・塗装研究発表会(東大)7Sprimg8コンファレンス2014(大阪)10～11

安全・安心な社会を築く先進材料・非破壊計測技
術シンポジウム―(宇宙航空研究開発機構)

13～14

第 17 回 磁粉・浸透・目視部門・電磁気応用部
門・漏れ試験部門合同シンポジウム「表面探傷技
術による健全性診断」(東京)

14

第 39 回組織検査用試料の作り方(組織の現出)講
習会「鉄鋼材料・非鉄金属材料・表面改質処理および異常組織材」(東京)

材料技術教育研究 TEL 047
4317451
会

14

第58回特別基金講演会(神戸)20

第 60 回レアメタル研究会「環境問題，教育問題
レアメタル事情，非鉄金属全般，ディレクターシップ」(東大生産研)(本号39頁)

日本マリンエンジ TEL 033539
5920
ニアリング学会
staff＠jime.jp
レ ア メ タ ル 研 究 tmiya＠iis.u
tokyo.ac.jp
会・宮嵜(東大生 http://www.okabe.iis.utokyo.ac.jp/
産研)21

平成25年度～

日本金属学会年春期(第回)講演大会(東京工業大学)(本号頁)

日本金属学会

COMPSAFE2014 (第 1 回安全・安心のための計算理工学国際会議)(仙台)

JACM 他 ・ 吉 村 secretary＠compsafe2014.org(東大)
http://www.compsafe2014.org

The 4th International Symposium on Advanced
Microscopy
andTheoretical
Calculations(AMTC4)(浜松)ファインセラミッ TEL 052
8713500
クスセンター ナ http://www.congre.co.jp/amtc4/jp/index.
ノ構造研究所html
日本材料学会
http://www.jsms.jp

月
13～16
月
8 ～10

高専女子フォーラム in 四国(高松)

日本塗装技術協会 TEL 036411
9236 http://jcot.gr.jp
tosoujimukyoku＠jcot.gr.jp
高輝度光科学研究 sp8conf2014＠spring8.or.jp
センター・藤原日本非破壊検査協 TEL 035821
5105
会・中村
nakamura＠jsndi.or.jp
日本非破壊検査協 TEL 035821
5105
会・中村
nakamura＠jsndi.or.jp

http//www.jsndi.jp/
http//www.jsndi.jp/

国立高等専門学校 TEL 087583
8506
機構・畑(香川高 syomu＠da.kagawanct.ac.jp
専)http://www.kosenk.go.jp/kosengirl/jyoshiforum/

TEL 0222233685
member＠jim.or.jp

FAX 0222236312

第19回分子動力学シンポジウム(福岡大)22～23

第31回希土類討論会(東京)26～30

第 21 回制御核融合装置におけるプラズマ・表面
相互作用国際会議(金沢)日 本 希 土 類 学 会 TEL 066879
7352
(阪大内)
kidorui＠chem.eng.osakau.ac.jp
http://www.kidorui.org/
核 融 合 科 学 研 究 TEL 057258
2168
所・増崎
masuzaki＠LHD.nifs.ac.jp

平成26年度塑性加工春季講演会(つくば)日本塑性加工学会 TEL 033435
8301

第 48 回 X 線材料強度に関するシンポジウム(大阪)日本材料学会TEL 0757615321
jimu＠jsms.jp http://www.jsms.jp/

国 際 材 料 研 究 学 会 連 合 ア ジ ア 国 際 会 議 2014
(IUMRSICA 2014)(福岡大)

日本 MRS・室井TEL 0452638538
iumrsica2014＠mrsj.org
http://www.iumrsica2014.org

日本セラミックス協会第 27 回秋季シンポジウム
特定セッション「次世代を切り拓くハイブリッド
マテリアル」(鹿児島大)

ハイブリッド材料 TEL 0527367345
研究会・増田(産 masuday＠aist.go.jp
総研)

日本金属学会年秋期講演大会(名古屋大学)

日本金属学会

月
24～30
月
9 ～11


～

月
2～6

The 7th International Symposium on Surface 日本表面科学会
Science (ISSS7)(松江)


年
月
5～8
Asia Steel International Conference 2015(Asia
Steel 2015)(横浜)

3.3

3.6

16

月
6～8
月
24～25

締切

日本鉄鋼協会

参加事前
2.21

講演
2.14
発表
1.24

http://www.jstp.or.jp

TEL 0222233685 FAX 0222236312
annualm＠jim.or.jp
TEL 0743726021 isss7＠sssj.org
http://www.sssj.org/isss7

講演'14.6.27

asiasteel2015＠issjp.com
http://www.asiasteel2015.com

ま て り あ 第巻 第号（）発行所



定価,円(本体 1,748円)(〒120円）
年間機関購読料金,円(税・送料込)
公益社団法人日本金属学会
発行日 2014年 1 月 1 日〒9808544 仙台市青葉区一番町一丁目1432 発 行 人 梶原義雅
印 刷 所 小宮山印刷工業株式会社
TEL 0222233685
発 売 所 丸善株式会社
FAX 0222236312
郵便振替口座 0221025592〒1050022 東京都港区海岸 1918

本 会 記 事���� ��������� 3-5-21 �������������
��� 06-6390-5993� E-mail�ntp@nihon-tp.com
URL� http://www.nihon-tp.com

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特殊冶具例

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本社：〒649-1528

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・各種の研究試料に応じた特殊冶具作製にも対応いたします。
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和歌山県日高郡印南町西ノ地1333

TEL.0738-43-0333

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FAX.0738-43-0485

大 阪 支 店 営業部：大阪市中央区南船場4-6-22心斎橋ＭＳビル602号 TEL.06-6258-4555 FAX.06-6258-4556
東京営業所 営業部：東京都千代田区外神田5-1-5末広ＪＦビル９階
TEL.03-6803-2270 FAX.03-3835-3324 お問合せメールアドレス：info@e-imt.co.jp

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第 3 種郵便物認可

平成26年 1 月 1 日発行「まてりあ」

日本金属学会会報

昭和38年 6 月 6 日第 3 種郵便物認可・平成26年 1 月 1 日発行（ 毎月 1 回 1 日発行）

Vol.53 No.1 ISSN 1340-2625

第 巻 第 号︵ 〜
1

５３

■

１

■

SPS 装置を用いた透光性セラミックス開発

チタン合金のマルテンサイト変態「新技術・新製品」■︶
44

日 本 金 属 学 会

53

2014

http://jim.or.jp/

MTERE2 53（1）1〜44（2014）2014

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