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10月 1 日発行（ 毎月 1 回 1 日発行）■

Vol.53 No.10 ISSN 1340-2625

ミニ特集「材料の高強度化・高機能化を実現する

凝固プロセス技術と解析技術の最前線」

■
■

53

http://jim.or.jp/

規則合金ナノ粒子の原子的構造と相変態

講義ノート 材料の組織形成とその理論 第３回〜組織粗大化過程の総合的解析〜

MTERE2 53（10）449〜502（2014）2014

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��� 06-6390-5993� E-mail�ntp@nihon-tp.com
URL� http://www.nihon-tp.com

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2014
Vol.53
No.10◎

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

ミニ特集「材料の高強度化・高機能化を実現する凝固プロセス技術と解析技術の最前線」
企画にあたって佐藤

尚 ……………………………………………………………………………449

電磁場を利用した凝固組織制御

岩井一彦 ……………………………………………………450

Cz シリコン単結晶の凝固プロセス中に水素を添加することで達成できるプロセスゾーンの拡大 杉村 渉 小野敏昭 宝来正隆 東田賢二 ………………………454
フェーズフィールド・シミュレーションによる凝固組織解析の進展
鋳造・凝固シミュレーションの動向と課題

大野宗一 …458

大中逸雄 ……………………………………462

放射光 X 線イメージングを利用した炭素鋼の凝固現象の解明
柳楽知也
最近の研究

安田秀幸

吉矢真人 ……………………………………………………………………467

強磁性 L10 型規則合金ナノ粒子の原子的構造と相変態
佐藤和久

今野豊彦

弘津禎彦 ……………………………………………………………………471

合金ナノ粒子における規則格子形成．粒径依存性とは収差補正電顕を用いた原子分解能イメージングを中心に
紹介．

講義ノート

材料の組織形成とその理論―第 3 回―～組織粗大化過程の総合的解析～
宮崎

亨 ………………………………………………………………………………………………479

組織粗大化過程においては，析出粒子の粗大化と均一微細化が生じる．この様な事がなぜ生じるかを安定性の分岐理論で説明する．

紹介

九州大学超顕微解析研究センター

松村

晶 …………………………………………………485

はばたく

ガラス特性への計算科学的アプローチに携わって本会記事

会告 ………………………………………………487

材料系学協会情報コーナー ……………………497

支部行事 …………………………………………491

新入会員 …………………………………………497

掲示板 ……………………………………………492

行事カレンダー …………………………………498

会誌・欧文誌10号目次 …………………………496

書評 ………………………………………………501

次号予告 …………………………………………497

新刊案内 …………………………………………502

宮崎成正 ……………………………486

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表紙デザイン北野玲

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6
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1

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2

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3

企画にあたって佐

近年の材料製造技術の発達に伴い，機械的性質や機能に優れた材料が数多く開発されている．このような優れた特性を有する材料の製造に用いる現象は相変態など様々であるが，凝固という現象はすべての材料の製造に関わる重要な現象である．さらに，凝固は，一般的に鋳造をイメージされがちであるが，溶接や溶射などにも大きく関わっている．そのため，凝固を理解することは，優れた材料や機械部品を製造する上で極めて重要である．
これまで，凝固に関する多くの研究は，構造材料における鋳造を中心になされてきた．また，これらの研究は，主に鋳造材の結晶粒微細化や凝固過程の解析を対象とした研究が多い．たとえば，古くから行われているアルミニウム鋳造材の結晶粒微細化に関する研究に， Al 5  Ti 合金あるいは Al 
5Ti1B 合金のような結晶粒微細化剤を用いた研究がある(1)(4) ．これらの結晶粒微細化剤は，アルミニウム溶湯中に少量の微細化剤を添加することによってアルミニウム鋳造
材の結晶粒を微細化することが可能である．過去の研究において，これらの結晶粒微細化剤による微細化メカニズムは，数多く報告されてきた．その際，結晶粒微細化メカニズムとして，異質核説(1)，包晶反応説(2)や Hulk 理論(3)など数多くの理論が提案されている．しかし，結晶粒微細化剤による微細化メカニズムがどの理論に従っているのかについては，未だに不明な状況である．このように，凝固に関する分野は，習熟した分野と思われがちであるが，鋳造材の結晶粒微細化について触れただけでも，まだまだ研究の余地が残されていることが明らかである．
最近の凝固に関する研究を鑑みると，鋳造材の組織微細化に関する研究では，新たな異質核物質を有する新規微細化剤の開発(5) ，超音波(6) や電磁場を用いた凝固組織の微細化技術(7)などが挙げられる．また，凝固に関するシミュレーショ
ンの研究では，湯流れや凝固過程を精度良く解析し，鋳造技術のめざましい発展を担っている(8)(9)．さらに，凝固中のその場観察を行うことによって，金属の凝固過程も明らかになってきた(10)．これらから分かるように，近年の凝固分野における研究の進展は著しい．
本ミニ特集では，材料の高強度化および高機能化を実現するための凝固に関する最新の研究について取り挙げることにした．凝固において，材料の高強度化および高機能化を実現するためには，組織微細化，鋳造欠陥の低減および生産効率藤尚

の向上などが挙げられる．また，これらのことを達成するた
めには，凝固現象を正しく理解するための解析も必要であろう．そこで，鋳造材の新しい組織微細化技術として，電磁場を用いた凝固組織制御について岩井氏(北海道大学)に解説して頂く．また，機能性材料の一つである Si の凝固に関する
株 SUMCO)に説明を頂くことにした．
技術について杉村氏(さらに鋳造欠陥の低減や生産効率の向上を実現する研究として鋳造・凝固シミュレーションの動向と課題を大中氏(大阪大学)に，フェーズフィールド・シミュレーションを用いた凝固組織解析の進展を大野氏(北海道大学)に解説して頂く．
柳楽氏ら(大阪大学)には，年々利用が増えている放射光 X線を用いた凝固現象の解析技術について解説をお願いした．
本ミニ特集をきっかけに，少しでも凝固に関する研究に興味を持って頂ければ幸甚である．また，本特集を企画するにあたり，ご執筆を頂いた先生方および多大なご尽力を頂いた
第 5 分科2 の編集委員に対し，この場を借りて御礼を申し
上げる．

文

献

( 1 ) A. Cibula: J. Inst. Metals, 76(19491950), 321360.
( 2 ) F. A. Crossley and L. F. Mondolfo: Trans. AIME, 191(1951),
11431148.
( 3 ) L. B äackerud and S. Yidong: Aluminium, 67(1991), 780785.
( 4 ) 神尾彰彦軽金属，52(2002), 479
488.
( 5 ) 渡辺義見，佐藤 尚軽金属，64(2014), 157163.
( 6 ) 大澤嘉昭軽金属，61(2011), 220
225.
( 7 ) S. Kawai, Q. Wang, K. Iwai and S. Asai: Mater. Trans., 42(2001), 275
280.
( 8 ) 大中逸雄鋳造工学，78(2006), 602608.
( 9 ) M. Ohno and K. Matsuura: Acta Mater., 58(2010), 57495758.
(10) 柳楽知也，安田秀幸，C. M. Gourlay，杉山 明，吉矢真人，
上杉健太朗，梅谷啓二まてりあ，51(2012), 561568.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

佐藤尚

2004年 東京工業大学大学院 総合理工学研究科 博
士課程修了
2004年2005年 マックスプランク鉄鋼研究所 博士
研究員
2005年2009年 名古屋工業大学 大学院工学研究科
助教
名古屋工業大学 大学院工学研究科
2009年現在
准教授
専門分野材料組織学，材料強度学◎鉄鋼材料の相変態に関する現象解明や傾斜機能材料の開発に従事．また，電子線後方散乱回折法を用いた鉄鋼材料の組織解析や表層巨大ひずみ加工組織の解析を中心に研究を行っている．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

名古屋工業大学准教授大学院工学研究科(〒4668555 名古屋市昭和区御器所町)
Preface on Special Issue for Recent Advances of Solidification ProcessingTechniques and Analysis Techniques for Improvement of
Mechanical and Functional Properties of Materials; Hisashi Sato(Graduate School of Engineering, Nagoya Institute of Technology,
Nagoya)Keywords: solidification, casting, grain refinement, simulation, solidification analysis
2014年 7 月20日受理[doi:10.2320/materia.53.449]

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan電磁場を利用した凝固組織制御
岩

井

一

彦

通電技術も開発されつつある(1)．通電や磁場を工業的に利用

.

は じ

め

に

可能な環境が整いつつある一方，これらの凝固プロセスへの適用，特に電流と磁場との重畳印加による凝固組織制御は

磁場は，静磁場，交流磁場，移動磁場などに分類される．

C. Viv àes(2)や A. Radjai, K. Miwa(3)等により多くの研究がな

これらの磁場を液体金属などの媒質に印加すると，応力，発されてきている．ここでは，電流と磁場との重畳印加を中心熱が生じる．これらの大きさ，分布状態は，磁場の強度，周に著者が行ってきた凝固組織制御について紹介する．

波数等の空間的，時間的分布ばかりではなく，媒質の形状，
サイズや，電気伝導度，透磁率などの物性値より決定され.

いつ，どこで，微細化は起きる

る．従って，応力，発熱を制動，流動，昇温などとして工業的に利用するためには目的に相応しい磁場を選択することが静磁場と交流電流とを Sn10 massPb 合金に重畳印加し必須である．例えば，鋼の連続鋳造では，静磁場，移動磁場つつ凝固させた試料の組織写真を図に示す．通電していな等が適宜利用されている．また，連鋳プロセスにおける溶鋼い試料((a), (b))は微細化されておらず，ミクロ的にはデン

図1

磁場，電流の有無によるマクロおよびミクロ組織の違い(4)．

北海道大学教授大学院工学研究院(〒0608628 札幌市北区北13条西 8 丁目)
Solidified Structure Control Using Electromagnetic Fields; Iwai Kazuhiko(Faculty of Engineering, Hokkaido University, Sapporo)
Keywords: solidification, magnetic field, electrical current, vibration
2014年 5 月30日受理[doi:10.2320/materia.53.450]

ミ ニ 特 集ドライトを呈している．一方，交流電流通電，あるいは電流とが分かる．従って，微細化の機構は印加電磁場の強度によと磁場との重畳印加試料((c), (d))は微細化されている．すり異なる．

なわち電磁気的に与えた振動は凝固組織に影響を及ぼすこと

微細化が行われる箇所を特定するために，先ほどの容器に金網を入れて凝固実験を行ったときの組織を図に示す(5)．

が分かる．
溶融した試料(Sn10 massPb 合金)を入れた矩形容器の金網を境界として，電極を含む領域と電極を含まない領域と左側面と右側面に温度差をつけた状態で冷却するときに静磁の組織の違いが一目瞭然である．ここで示した結果は，電極場を印加すれば，対流が抑制されるので温度差が維持されるを低温側側面の近傍に挿入した結果であるが，電極挿入位置(図)(5) ．試料の一部が液相線(

219 °C )以下の 215 °C 以下にを高温側にしても，電極を含まない領域はデンドライトであなったときに通電を開始すると，磁場強度が 1 T のときにることから，微細化は電極近傍で行われることがわかった．

は試料内の温度差が減少するとともに引き続き温度低下して上述の振動印加による流動誘起と併せて考えると，微細化さゆくことから，対流は誘起されるものの核生成は誘起されなれた固相粒子が電極から遠く離れた領域まで対流によって運いことが分かる．一方，磁場強度が 5 T と強ければ通電開ばれることが理解できる．

始直後に温度低下が止まることから，核生成が誘起されるこ電磁振動の印加時期が Sn10 massPb 合金の微細化に与

図3

図2

過冷試料に電磁場印加したときの温度変化(5)．

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan

金網を入れた容器で，電流と磁場とを重畳印加した試料のミクロ組織(5)．

図4

通電時期がマクロ組織に与える影響(6)．

 から◯
はえる効果を調査した結果を図に示す(6)．図中の◯晶に磁気異方性があれば液相内で磁気エネルギーを減少させ

試料番号を表している．いずれの試料に対しても磁場は常にる向きに回転する．従って，結晶軸あるいは結晶面がある特 以外の通電開始温度は液相線よ印加されており，かつ試料◯

定 の 向 き に 揃 っ た 多 結 晶 体 を 作 製 可 能 で あ る ． Sn 10 はリカレッセンス終了後から
り高温の250°Cである．試料◯

mass  Pb 合金の結晶配向の程度を XRD により評価した結通電を開始し，凝固が完全に終了した 170°
Cで通電を終了し果を図に示す(9)．図中の主なピークは初晶 Sn によるもの

 からた．図中には通電終了時の固相率が示してある．試料◯であり，それぞれ指数を示してある． Sample は磁場を印

 の組織は大部分が微細化されているものの，リカレッセン◯

加せず，凝固の最初から最後まで通電した試料， Samples

 は微細化されていない．従ス終了後から通電開始した試料◯

，，は凝固開始から終了まで磁場印加しつつ，液相状って，凝固初期に微細化されることが分かる．

態で通電開始した試料であり，通電終了時期が異なる．
Sample はリカレッセンスによる温度回復から10秒後に通. 使 い 方 は

通電による微細化

電を終了， Sample は 40 秒後に通電を終了， Sample は凝固終了まで通電し続けた試料である．磁場を印加しなかった Sample の第一ピークは( 101 )であるものの， Samples

凝固初期の電磁場印加で微細化可能であることから，溶解

，，のいずれも磁気エネルギーの観点から安定である

るつぼから鋳型へ鋳込む流路で通電したときの組織変化を調(200)が第一ピークとなっている．また，凝固初期に通電を査した．鋳造用 Al 合金である AC4C 合金のマクロ組織をみ止めることで，結晶配向の度合いが向上する．この方法を使ると，ポロシティーは通電により減少することが見て取れる(図(7))．また，全ての領域ではないものの，デンドライトが粒状化している(図(7))．


金属間化合物の分断

Mg Si 過共晶合金を凝固させたときに晶出する長く伸びた初晶 Mg2Si(図(a)(8))は機械特性低下の原因となる．そこで，交流電流を通電しながら凝固させたところ，初晶形態
が 大 き く 変 化 し ， 長 く 伸 び た Mg2Si が 消 失 し た ( 図 7( b )(8) )．通電凝固は合金ばかりではなく金属間化合物の形
態改質にも適用可能である．



結晶配向

強磁場は結晶配向機能を有する．そこで，第一段階として凝固の初期に電流と磁場との重畳印加により結晶を増殖させる．次に，通電を中止して静磁場のみを印加し続けると，結

図6

図5



流路内通電の有無による，アルミ合金マクロ組
織の違い(7)．

図7

流路内通電の有無による，アルミ合金のミクロ組織の違い(7)．

過共晶 MgSi 合金のミクロ組織．
(a) 通電無し (b) 通電あり(770740°
C)(8)．

ミ ニ 特 集つあり，本分野の更なる進展を願うものである．実験結果の羅列で非常にまとまりのない文章になってしまい，読者の方々に申し訳ない気がするがご容赦いただきたい．当時所属していた名古屋大学の先生方，凝固を含めていろいろとお教えいただいた他大学の先生方，学生の方々，秘書の方々，学会の事務関係者等，多くの方々にお世話になりました．紙面を借りて改めて感謝申し上げます．

文献( 1 ) 加藤 徹，塚口友一，川本正幸，武藤章史，太田晃三材料とプロセス，22(2009), 1.
( 2 ) C. Viv àes: Metall. Mater. Trans. B, 27B(1996), 445455.
( 3 ) A. Radjai and K. Miwa: Metall. Mater. Trans. A, 33A(2002),
30253030.
( 4 ) S. Kawai, Q. Wang, K. Iwai and S. Asai: Mater. Trans., 42(2001), 275
280.
( 5 ) K. Sugiura and K. Iwai: ISIJ Int., 45(2005), 962966.
( 6 ) K. Sugiura and K. Iwai: ISIJ Int., 44(2004), 14101415.
( 7 ) K. Iwai and J. Wan: Mater. Trans., 50(2009), 14931498.
( 8 ) J. Du and K. Iwai: Mater. Trans., 50(2009), 622630.
( 9 ) M. Usui, K. Iwai and S. Asai: ISIJ Int., 47(2007), 16131617.

図8★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

Sn10 massPb 合金の XRD による結晶配向評価(9)．

1993年名古屋大学大学院工学研究科博士課程修了
名古屋大学助手 名古屋大学助教授
2012年 7 月―現職
専門分野電磁場などを用いたプロセス開発◎電磁場を用いた液相制御，凝固制御，セラミックスの結晶配向制御等に従事．

えば，結晶軸の方向が揃った鋳造製品の製造が可能である．

.

終 わ

り

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

に電磁場を利用した凝固組織制御について述べた．冒頭にも岩井一彦述べたが，電磁場を高温環境下で工業的に使う環境は整いつ

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan

Cz シリコン単結晶の凝固プロセス中に水素を添加することで達成できるプロセスゾーンの拡大,渉
宝 来 正 隆
東 田 賢 二2) 小 野 敏 昭
)
1),1
2)
3)

杉村

.

は じ

め

に

微小な欠陥を含まない無欠陥シリコン結晶を育成するプロセス開発は，半導体デバイスの微細化に伴い極めて重要な課題である．ここでの欠陥は，凝固界面で結晶に取り込まれた空孔や格子間シリコンが，結晶の冷却過程で凝集し形成されるボイドや転位クラスターをさす．空孔および格子間シリコ
ンを一次欠陥と呼ぶのに対し，ボイドや転位クラスターを二次欠陥と定義し，一般には結晶の成長速度 n を固液界面近傍

図1

シリコン中の二次欠陥と n/G との関係．

の温度勾配 G で割った n/G 値の大小で，二次欠陥の種類が決定される(1)．
図に直径 200 mm のシリコン結晶を育成した時の二次欠陥の種類と n/ G の関係を示す．同一の Cz 炉(Czochralski

強い相互作用を有する水素に着目し， Cz シリコン単結晶を育成する装置の中に水素ガスを導入することで，プロセスゾーンの拡大可否を検討した．

炉)であれば G は一定となるので，横軸は結晶の成長速度と古くからシリコン中の水素の挙動は精力的に研究されてい同じ指標となる． n / G が大きい場合には，固液界面からのる．例えば高温で存在する点欠陥は容易に水素と複合体を形

空孔の供給量が格子間シリコンと比較し，相対的に多くな成し，かつ熱的に安定して存在することが，水素雰囲気中でる．その結果，シリコン中に空孔が優勢的に取り込まれ，結焼鈍急冷させたシリコン片の赤外光吸収測定から示されてい晶の冷却過程で過飽和の空孔が凝集し，ボイドや酸素析出のる(2)(3)．この事実は複合体の形成により点欠陥の過飽和度を核を形成する．一方， n / G が小さい場合には，格子間シリ下げることができれば，シリコン中の二次欠陥の形成を抑制

コンが優勢状態となり，過飽和となった格子間シリコンが転する可能性があることを示唆している．一方，水素を結晶育位クラスターを形成する．空孔と格子間シリコンの供給が中成プロセス雰囲気中に供給することで品質への弊害が報告さ立する n / G を選択すると，二次欠陥を含まない結晶を育成れている．T. H. Wang らは，水素濃度 10 vol 雰囲気中ですることができる．これが無欠陥結晶育成のコンセプトであFZ(Floating Zone)シリコン結晶を育成すると，転位クラス

る．厳密には完全に無欠陥となる n / G は 1 点のみである

ターの形成が抑制されるが，結晶中に巨大な欠陥が形成するが，空孔や格子間シリコンが熱平衡濃度に満たない場合にはことを報告している(4)．水素起因の巨大欠陥が発生するメカ

凝集せずに残存することになるので，二次欠陥が形成しない

ニズムについては詳細な記述はない．また杉田らは水素濃度成長速度の範囲が存在する．そのため無欠陥結晶を育成する

40 volで育成した FZ シリコンの特定領域に水素起因の欠n / G はある幅を持つことになる．これを我々は無欠陥結晶

陥が発生することを指摘している(5)．このようにシリコン中のプロセスゾーンと呼んでいる．今後，結晶の大口径が進展の水素は結晶の凝固過程で様々な振る舞いをすることが予測していく中で，無欠陥結晶のプロセスゾーンはますます狭くされるため，水素添加による品質への弊害有無を調査した上なることが予測され，プロセスゾーンを拡大するアプローチ

で，プロセスゾーンの拡大効果を検証する必要がある．

は Cz 結晶の歩留まり改善や高品質化へと繋がると考えられ

本報告は，まず水素添加による無欠陥結晶のプロセスゾー

る．以上のような背景で，我々は，空孔や格子間シリコンとンの拡大効果を検証した結果について述べる．次に水素が株式会社 SUMCO 評価・基盤技術部1)担当課長 2)課長 3)技師長(〒8494256 伊万里市山代町久原 1
52)
九州大学大学院工学研究院材料工学部門1)社会人博士課程 2)教授
The Effects of Hydrogen Doping on Expansion of a Process Zone of Cz Silicon Single Crystals; Wataru Sugimura, Toshiaki Ono,
Masataka Hourai, Kenji Higashida(SUMCO Corporation, Imari. Department of Materials and Engineering, Kyushu University,
Fukuoka)
Keywords: silicon, hydrogen, doping, defect, crave, COP, dislocation
2014年 5 月21日受理[doi:10.2320/materia.53.454]

ミ ニ 特 集Cz 結晶の品質に及ぼす影響について，水素起因の欠陥形成があるからである．位置ずれに相当する結晶長と成長速度から，水素分圧 320 Pa の条件で水素がシリコン融液中の飽和有無について調査した結果を述べる．
なお本稿中では，空孔が優勢な領域で無欠陥結晶ができる

濃度に到達するまで 2 時間以上の時間を要する．いずれに領域を Pv 領域( Vacancy rich Pure silicon region )，格子間

せよ水素ガスの供給により転位クラスターの形成が抑制されシリコンが優勢な領域で無欠陥結晶ができる領域を Pi 領域

る．この現象は，水素がシリコン中の格子間シリコンと強く(Interstitialrich Pure silicon region)と区別して表記する．

相互作用することを示唆している．
次に水素分圧を 240 Pa 一定に保持しながら，結晶の成長

.

実 験

条

件

速度を低速から高速へと徐々に速くして育成した結晶の二次欠陥分布を図に示す．比較のため，水素ガスを供給せずにCz 炉の水素分圧を制御し，直径 155 mm ，結晶長さ 800

育成した結晶の欠陥分布を，並べて示す．水素の供給有無以

mm ，酸素濃度 12 × 1017 atoms / cm3 ～ 15 × 1017 atoms / cm3

外はすべて同一の結晶育成条件である．水素分圧 240 Pa で

(2 mol/m3～2.5 mol/m3)[Old ASTM]，結晶軸〈100〉の n 型制御した結晶は，転位クラスターの形成が抑制され，無欠陥シリコン結晶を育成した．水素ガスは Cz 炉内へ供給する前結晶を育成する速度領域の幅が拡大している．拡大した無欠に，あらかじめアルゴンガスと混合させてから供給した．水

陥領域の幅に着目すると，結晶の中心から外周にかけて一様

素分圧は 120 Pa から 320 Pa の範囲で制御し，複数の単結に拡大している．この現象はシリコン融液を介して結晶中に晶を育成した．
水素添加による二次欠陥の形成挙動に与える影響を調査するため，育成した結晶を成長軸方向にカットしてウェーハを切り出し， 900°
C 30 min の Cu 修飾処理後， XRT 法( X ray
Topography 法)で転位クラスターやボイドなどの欠陥分布を評価した．ボイドの密度とサイズについては赤外線トモグ
ラフ法により計測した．Grownin の酸素析出核の形成挙動については，1100°
C 30 min の酸素雰囲気熱処理により酸素
析出核を顕在化させて，同様に XRT 法で欠陥の分布を評価した．
水素起因の欠陥評価は，原子間力顕微鏡(セイコー・イン
スツルメンツ製 SPA360)，集束イオンビーム(セイコー・イ

図2

シリコン中の二次欠陥分布．
水素分圧は 320 Pa ( 165 ～ 265 mm ) , 240 Pa ( 265～365 mm), 120 Pa(365～465 mm)．

図3

シリコン中の二次欠陥分布と成長速度の関係．
(a) 水素分圧 240 Pa，(b) 水素供給無し．

ンスツルメンツ製 SMI9800 )，透過型電子顕微鏡( JEOL 製
JEM2010)を用いて，欠陥の実体を調査した．

.


実験結果と考察

水素添加によるプロセスゾーンの拡大効果

図に水素分圧を制御して育成した結晶の二次欠陥の分布を示す．横軸は結晶長を示し，左側が Cz 結晶のトップ側に相 当 す る ． 結 晶 の 育 成 速 度 は ， OSF ( Oxidation induced
Stacking Fault )リングと呼ばれる Grow in の酸素析出核の集合体(6)が，結晶半径の半分の位置に形成されるように，成長速度を一定に保持した．水素ガスは，狙いの成長速度に到達後，十分に成長速度が安定している結晶長 165 mm の位置から供給を開始し，結晶長 465 mm の位置で水素ガスの供給を停止した．水素ガスを供給している間は水素分圧を結晶長 165 mm ～ 265 mm の位置で 320 Pa, 265 mm ～ 365 mmの 位 置 で 240 Pa ， 結 晶 長 365 mm ～ 465 mm の 位 置 で 120
Pa と， 3 段階に変化させた．図 2 の矢印 A は転位クラスターが完全に消滅する結晶位置(256 mm)を示し，矢印 B は転
位クラスターが出現する結晶位置(441 mm)を示している．
水素ガスの供給を開始した結晶位置と転位クラスターが完全に消滅する結晶位置がずれる理由は，シリコン融液中で転位
クラスターの消滅に有効な水素濃度に到達するまでに時間差

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan取り込まれた水素と格子間シリコンとの相互作用が，欠陥抑と水素の複合体がボイド形成時の温度まで安定して存在し，制の支配的要因であることを意味している．なぜならシリコ

結果，ボイド形成に寄与する空孔の数が減ると考えることでン中の水素の拡散長は， Van らが導出した実験式(7) から試

定性的には説明できる．

算すると，1200°
C×1 h の熱処理で拡散長は 8 mm であり，以上の結果を整理すると，シリコン中の水素はイントリン

凝固した後で結晶の外皮から導入されたのでは，結晶の中心

シックな欠陥である空孔および格子間シリコンと強く相互作

まで水素は到達しないからである．

用する．水素と点欠陥の複合体が熱的に安定して存在するの次に水素と空孔との相互作用を調査するため， OSF リン

であれば，二次欠陥の形成温度領域における点欠陥の過飽和

グの XRT 像を比較した．水素供給の有無で OSF リングの度が下がり，結果，欠陥形成が抑制される．このモデルが正形成挙動に差異があれば，水素と空孔との相互作用が示唆さしいと仮定すると，点欠陥との結合に関与する水素の量が増れる．図に結果を示す．水素分圧 240 Pa 下で育成した結加すれば，二次欠陥の形成挙動がさらに変化するはずである．

晶は，OSF リングの径が収縮し，また OSF リングの幅が狭そこで， Cz 炉内の水素分圧を 120 Pa, 240 Pa, 320 Pa お

くなっている．この結果から，シリコン中の水素は格子間シよび水素供給無しの 4 条件で結晶を育成し，成長軸方向のリコンのみならず，空孔とも相互作用していることが明らか

二次欠陥分布の評価から，二次欠陥の形成挙動の水素分圧依となった．これら水素と点欠陥が二次欠陥を形成する前の高存性を調べた．プロセスゾーンの拡大効果を精査するため，温の温度域から相互作用しているという Cz の実験結果は，ボイドを含む速い成長速度から転位クラスターを含む遅い成水素とシリコンの複合体が高温のシリコン中で安定に存在し長速度へ結晶の成長速度を徐々に下げ，1 本の結晶にすべてているという末澤ら(3)の報告と一致する．

の二次欠陥を含むシリコン単結晶を育成した．なお水素を添

さらに水素がボイドの形成挙動に与える影響を精査するた加する技術の Cz プロセスへの適用を視野に入れ，結晶面内

め，結晶長 630 mm 位置でのボイド密度とサイズ分布を比の温度勾配 G を最適化した Cz 炉を用いて，結晶を育成した．

較した．結果を図に示す．水素分圧 240 Pa 下で育成した

図に結晶中心位置における無欠陥結晶を育成する速度範

結晶に含まれるトータルのボイド個数は，水素供給無しの結

囲と水素分圧との関係を示す．縦軸は結晶の成長速度を規格晶のボイド個数と比較し増加するが，ピークサイズは小サイ化した値であり，成長速度 n を水素添加していない結晶の速ズ側にシフトする．これら密度とサイズ分布の結果をもと

度中立点である速度 ncri で割った商を定義している．水素分に，ボイドに消費される空孔の数を試算すると，水素供給に圧の上昇とともに無欠陥領域は拡大し，かつ速度範囲は低速

より空孔の数は 2 割減少することが明らかとなった．空孔側にシフトしていく．特に Pi 領域が顕著に拡大することが水素添加技術の大きな特徴である．以上から，無欠陥結晶育成プロセスの課題であった狭いプロセスゾーンを，水素添加により拡大できることがシリコン中の二次欠陥分布の評価か
ら明らかとなった．


水素添加による結晶品質への影響

次に，シリコン中の水素が結晶品質に与える影響について調査した．二次欠陥および無欠陥領域を含むウェーハを用いて，欠陥のサイズ分布を調べた．結果を図に示す．二次欠陥分布とサイズ分布は，軸対称に表記している．水素分圧 240
Pa で育成した結晶のボイド領域には，シグナルサイズ 1 ×

図4

OSF リングの形成挙動の比較．
(a) 水素分圧 240 Pa，(b) 水素供給無し．

10－6 を超える巨大な欠陥が形成されている．水素を添加し

図6
図5



ボイドの密度とサイズ分布．

二次欠陥の速度範囲と水素分圧との関係．
Pv 空孔優勢の無欠陥領域， Pi 格子間シリコ
ン優勢の無欠陥領域．

ミ ニ 特 集ない結晶のボイド領域には巨大な欠陥は観察されないことか.

ら，水素添加起因の欠陥であると考えられる．一方，水素添

ま

と

め

加により拡大した無欠陥領域においては，巨大な欠陥は形成されていない．特に無欠陥結晶の速度領域が顕著に拡大した

Cz シリコンの凝固プロセス中に水素を添加することで，Pi 領域においても新たな欠陥は形成されないことを確認した．

無欠陥結晶を育成するプロセスゾーンを拡大することができボイド領域に形成された欠陥の実体を解析するため，水素る．水素はシリコンの凝固過程で空孔および格子間シリコン

分圧 240 Pa 下でボイド領域を含む結晶から(100)ウェーハをと相互作用し，ボイドや転位クラスターの形成挙動に影響を切り出し，ウェーハ表面にあらわれたボイド領域に存在する

及ぼす．特に転位クラスターの形成を抑制し，格子間シリコ

巨大な欠陥を原子間力顕微鏡にて観察した．欠陥の表面モル

ン優勢側の無欠陥領域である Pi 領域の速度範囲を大きく拡

フォロジーを図に示す．欠陥の実体は片側に 0.5 mm 四方

げることが，水素添加技術の最大の特徴である．一方，水素の微小凹みを有する長さ 20 mm のライン状欠陥であり，ライ添加によりボイド領域に巨大な欠陥が形成される．これら欠ンは〈100〉方向に伸展している．さらに欠陥の全体像を把握

陥の実体は割れ欠陥であり，欠陥の中心部にはボイドが存在するため，集束イオンビーム加工によりウェーハ断面方向にしていることから，割れ欠陥はボイドを起点として形成したサンプルを切り出し，TEM(Transmission electron micros-

三次欠陥であると考えられる．

copy)観察をした．観察した欠陥の TEM 像を図に示す．

文

欠陥はナノレベルの極めて狭い空隙を有する割れ欠陥であ献り，(111)に沿って割れている形態を有することを確認した．
次にボイド領域に存在する複数の割れ欠陥の中心部を集束
イオンビーム加工によりサンプルを切り出し，断面方向から
TEM 観察した．結果を図に示す．観察した欠陥は(100)に平行に割れている欠陥であり，中心部にはボイドが存在している．割れ欠陥がボイドを起点として形成されたと仮定する
ならば，無欠陥領域に割れ欠陥が発生しない理由が説明できる．

( 1 ) V. V. Voronkov: J. Crystal Growth, 59(1982), 625643.
( 2 ) 末澤正志1999年応用物理学会結晶工学分科会，第110回研究
テキスト，1118.
( 3 ) M. Suezawa: J. Appl. Phys., 83(1998), 1958
1961.
( 4 ) T. H. Wang: J. Crystl. Growth, 109(1991), 155161.
( 5 ) Y. Sugita: Japan. J. Appl. Phys., 4(1965), 962
972.
( 6 ) M. Hasebe: Japan. J. Appl. Phys., 28(1989), L1999.
( 7 ) A. Van. Wieringen: Physica XXII, (1956), 849865.

結晶に取り込まれた水素が結晶の冷却中に過飽和状態とな★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

り，ボイド周囲の特定の結晶面に水素が凝集する．その後，結晶育成中の熱応力により，水素の凝集面で脆性破壊が生じたと推定され，詳細な欠陥形成メカニズムについては今後の課題としたい．

杉村

渉

1998年 早稲田大学大学院理工学研究科修士課程修了
同年 住友金属工業株式会社 入社
平成14年 三菱住友シリコン株式会社〈商号変更〉
平成17年 株式会社 SUMCO〈商号変更〉
平成24年 現職，同社の評価・基盤技術部に所属
平成25年 九州大学大学院工学府 社会人博士課程入学
専門分野材料工学◎ Cz シリコン単結晶育成中の欠陥形成挙動に関する開発に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

図7

各二次欠陥領域の欠陥サイズ．
(a) 水素分圧 240 Pa，(b) 水素供給無し．

図8

ボイド領域に発生する水素起因の欠陥像． 図 9

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan

小野敏昭

宝来正隆

東田賢二

水素起因の欠陥の TEM 像．

図10

水素起因の欠陥とボイド．

フェーズフィールド・シミュレーションによる凝固組織解析の進展
大

野

宗

一

 界面移動に伴うエネルギーおよび質量の保存則，そし
散，

.

は じ

め

に

 Gibbs
てThomson 効果が関与する．これらの物理を考慮

して界面移動を追跡する問題を，自由境界問題と呼ぶ．
凝固組織の形成過程を理解し，高精度に制御することは，

Ivantsov の解，組成的過冷却理論，MullinsSekerka の摂動

鋳造・凝固の分野における古くからの重要課題である．特に論やミクロ偏析モデルなどの解析解や理論(12)は，凝固分野

近年では，様々な場面で，高度な凝固組織制御法の発展に対において重要な役割を果たしているが，これらは上記する期待と要求が高まっている．しかしながら，凝固は，溶の関係式(の一部)に近似や仮定を導入して導かれたものに相質拡散，熱拡散，液相中の流動などが関与するマルチフィジ

当する．したがって，自由境界問題を望みの条件下で解くこックスの現象であり，複数の不均一場のダイナミックスと組とが，凝固組織シミュレーションにおける主たる課題となる．

織との関係を実験のみから解析することが一般には難しく，凝固分野のフェーズフィールド法は，自由境界問題を解く

理論によって取り扱える範囲も限られる．したがって，シミための数値計算手法として発展してきた．この手法は，

ュレーション研究がこの分野の発展の一翼を担ってきた(1)．
凝固組織をシミュレートする手法として，front

tracking

Kobayashi に よ る デ ン ド ラ イ ト 成 長 の シ ミ ュ レ ー シ ョン(13)(14)を契機に，現在までに多くの研究者によって発展と

method(2), boundary integral method(3), cellular automaton

応用が進められてきた．Wheeler, Boettinger, McFadden ら

method(4)，そしてフェーズフィールド法(5)(11)などが発展しに よ る 合 金 凝 固 の モ デ ル ( WBM モ デ ル )(15) ， Kim, Kim,てきた．これらの中でも，フェーズフィールド法は，計算ア

Suzuki よる界面物性と濃度場のデカップリングを可能にしルゴリズムが単純で，多種の現象への適用性や拡張性が高い

た合金凝固のモデル( KKS モデル)(16) ， Steinbach らによることから，最も注目され，最も高度化されてきた手法の一つ

界面三重点のエネルギー・バランスを再現する多相凝固のモである．しかし，一口にフェーズフィールド法といっても，

デル(マルチ・フェーズフィールド・モデル)(17)などがこの

この手法の応用範囲は，凝固の他，粒成長，拡散型および無手法の発展において重要な役割を果たしてきた．そして，拡散型の固相変態，規則―不規則相転移，そして転位ダイナ

Karma らは，純物質凝固を対象に thin interface limit に基ミックスなど，多岐にわたり(9)(11)，これらの対象に応じてづくモデルを提案した(18) ．この thin interface limit に基づ手法の発展段階は異なる．例えば，パラメーター・フィッテ

くモデルが定量的フェーズフィールド法と呼ばれるものであィングによって実験結果を模擬するという段階のものもあれ

り，二元系合金(19)や多元系合金(20)における単相凝固のモデ

ば，現象論に起因する任意性を排除し，測定可能な物性値のル，さらに多相凝固のモデル(21) へと拡張されてきた．ただみを用いて一意的な結果を算出できる高度なモデルもある．

し，これらの定量的モデルは，固相拡散が無視できる系のみ

凝固分野のフェーズフィールド法は後者の段階まで進んでいに適用可能であり，平衡凝固が再現できない，ミクロ偏析がる．その高度な手法は，定量的フェーズフィールド法と呼ば予測できない，固相/固相界面の移動が扱えない，といったれる．本稿では，定量的フェーズフィールド法を用いた解析

欠点があった．そこで，著者らは固相拡散を考慮した定量的例を紹介する．

モデルを開発した(22)(24) ．では，なぜこの定量的モデルが重要なのかを次に簡単に説明する．

.

定量的フェーズフィールド法

フェーズフィールド法は， diffuse interface に基づいて組織の時間変化を計算する．つまり，この手法において，界面組織形成モデリングにおける中心的課題の一つは，界面移は sharp ではなく有限の幅をもっており，その有限の界面幅 バルク相中の熱・溶質拡動の記述である．界面移動には，

のもとで組織形成がモデリングされる．この際，フェーズフ

北海道大学准教授大学院工学研究院(〒0608628 札幌市北区北13条西 8 丁目)
Advances in Phasefield Simulation of Solidification Microstructure; Munekazu Ohno(Faculty of Engineering, Hokkaido University,
Sapporo)Keywords: phasefield model, solidification, microstructure, dendrite, microsegregation
2014年 5 月29日受理[doi:10.2320/materia.53.458]

ミ ニ 特 集ィールド法は現象論であるために，係数の数や種類，そして次元化している．なお，2 次元計算でも 3 次元計算でも同様

関数形の選び方に自由度，または任意性が生じる．そのようの傾向が示されることから，ここには 2 次元計算の結果をな任意性は，この手法の方程式と，良く知られた物理法則と示した．黒色のプロットが定量的モデルの結果であり，白色の整合性をもとに排除することになる．その良く知られた物のプロットは従来のモデルの計算結果である．従来のモデル

理法則というのが，上記の自由境界問題における関係式であでは， GibbsThomson 効果に誤差が生じ，その大きさは界る．従来のモデルは，界面幅が 0 の極限( sharp interface

面幅に依存している．そして，ここには示さないが，界面のlimit)において，その解が自由境界問題の解と一致するよう

移動速度，界面形状，濃度プロファイルも同様に界面幅に依定式化されている．しかし，この手法において界面幅は有限存してしまう．既に述べたように，フェーズフィールド法にである．特に，計算コストの観点から界面幅は任意の値に設

おいては，界面幅は任意の値に設定される．つまり，従来の定される．すなわち，従来のモデルの計算結果は，自由境界モデルには，計算結果の一意性が欠如している．たとえ，高問題の解と完全には一致しない．この致命的な問題を解決し精度な物性値を用い，プロセスの境界条件を適切に設定できたのが，定量的モデルであり，このモデルは，有限の界面幅たとしても，従来のモデルでは定量的に意味のある結果を算において，自由境界問題と符合する一意的な結果を算出す

出することができない．これに対し，定量的モデルでは，解る．そして，このモデルはフィッティング・パラメーターをの一意性が保証されている．図 2 において，定量的モデル

必要とせず，測定可能な物性値のみでシミュレーションを可では，どの界面幅においても GibbsThomson 効果の関係式

能にする．その具体的な方程式等の詳細は，文献( 10 )やが高精度に成立していることがわかる．そして，界面の移動(11)などを参照していただきたい．

速度，界面形状，濃度プロファイルもまた界面幅に依存しない．つまり，与えられた物性値・境界条件のもとで，定量的.


凝固組織の解析例

デンドライト成長過程における定量的フェーズフィー
ルド法の精度に意味のある一意的な結果を算出できる．この事実こそ，定量的モデルが，凝固組織シミュレーション法の主流になりつつある所以である．
なお，単純な差分方程式による数値計算を考えると，3 次

まず，定量的モデルと従来のモデルの結果を比較し，定量

元フェーズフィールド・シミュレーションの計算コストは界的モデルの精度について議論する．図は，定量的モデルに

面幅の－5 乗に比例する．例えば，界面幅を 3 倍大きくする

よるデンドライト成長の計算結果である．紙面の制約のたと，計算コストは，約 1/240倍まで減少する．定量的モデル

め，詳しい計算条件を記さないが，二元系合金の等温凝固をの界面幅をどこまで大きく設定できるのかについては，現在計算したものである．優先成長方向(〈100〉)にデンドライトのところ明確な基準が求められていないが，著者の経験上，が成長し，複雑形態の組織が形成している．既に述べたよう

組織形成中に現れる最小の界面曲率半径よりも(定数倍だけ)に，このような複雑形態はバルク中の拡散と界面移動に伴う小さく設定する限り，高精度な結果を算出する．

溶質濃度の保存則，そして GibbsThomson 効果の結果として生じる．したがって，シミュレーションにおいてこれらのミクロ偏析の解析関係が正しく成立していなければ，当然，その結果に妥当性

著者らが開発した固相拡散を考慮した定量的モデがあるとはいえない．図は，デンドライト先端の界面におル(22)(24) によって，包晶反応などの固相中の界面移動が伴ける GibbsThomson 効果の誤差を算出したものである．横う現象やミクロ偏析の解析が可能になった．ここでは，ミク軸は計算に用いた界面幅に相当し，キャピラリー長 d0 で無ロ偏析の解析例を紹介する．

図1

二元系合金の等温凝固におけるデンドライト成長の計算結果．

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan

図2

フェーズフィールド・シミュレーションにおける GibbsThomson 効果の精度．

ミクロ偏析はデンドライト・レベルの濃度の不均一性であックスの問題であることを既に述べたが，凝固組織のシミュ

り，鋳片品質に直結する重要な因子である．ミクロ偏析を予レーションでは，一般に数桁異なる(時間と)空間スケールを測する解析モデルは過去に複数提案されており，数値計算に同時に取り扱う必要がある．簡単のため，合金の一方向凝固よる解析も行われてきた．しかし，ミクロ偏析に対する組織における定常状態を対象とし，流動の影響を無視すると，こ変化の影響については十分に議論されてきたとは言い難い．

のプロセスは熱拡散長 lT と溶質拡散長 lD といった特性長さ

ここでは，定量的モデルを用いた等軸デンドライト成長の 2によって特徴づけられる． lT は温度勾配の方向(凝固方向)

次元シミュレーションによって，ミクロ偏析挙動を解析したにおける液相線温度と固相線温度間の距離であり，固液二相

例を紹介する．
対象としたのは，Fe0.04 massC1.0 massMn 三元系

共存領域の長さに関係する． lD は固液界面前方に生じる溶質富化層の長さを表すものであり，固相間の競合成長が lD合金である．温度は空間的に均一として，一定速度 10 K / sのスケールで生じる． lT は温度勾配に， lD は成長速度に依で冷却する条件を想定した．また，初期条件として球形の固存する．そして，これら凝固条件(と合金系)によって決まる

相を中心に配置し，周期的境界条件を課して，単一デンドラ

長さに加えて，キャピラリー長 d0 は組織の最小サイズに関イトの成長から凝固終了までをシミュレートした．凝固終了

わる重要な特性長さである．したがって，凝固組織シミュレ

直後の Mn のミクロ偏析パターンを図( a )に示す． Mn 濃ーションにおける最小長さ(グリッド間隔 Dx)と最大長さ(シ度の低い領域は凝固初期に固相に変態した領域である．そしステム長)は，これら三つの特性長さを同時に扱えるようにて，凝固末期まで液相として残っていた領域において Mn

設定する必要がある．これらの特性長さは合金系と凝固条件

濃度が高くなっている．つまり，このパターンは組織の時間によって異なるが，一般に， d0 は 10－8 m 程度， lD は 10－6変化を直接反映したものに相当する．また，ここで詳細を説～ 10－3 m の範囲， lT は 10－4 ～ 10－2 m の範囲であることが明することはできないが，このミクロ偏析パターンの形成に多い．つまり， 10－8～ 10－2 m のスケールをシミュレーショ

は，凝固中のタイライン・シフトが影響を及ぼしており，そンで同時に扱わなくてはならない．実際には，最小の空間スの影響の大きさは組織変化と密接に関係している．

ケールは d0 そのものではなく，固液界面の最小の曲率半径

図 3(b )に示したのは，同じ合金系において同じ条件で計で決まるため，d0 よりも一桁，または二桁大きな Dx を設定算した Mn 偏析の結果である．ただし，この計算では潜熱できることがあるが，それでもシステム長はその 1000 ～発生に伴う復熱の効果を導入している．その結果，冷却は全10000倍以上の長さに設定することが求められる．したがっ体として緩慢になり，粗大な組織が成長した．それに伴いミて，現在までシミュレーションが対象とできる領域や条件にクロ偏析パターンも異なっている．Mn 濃度のピーク位置と大きな制約があった．しかし，この状況は年を追うごとに著ピーク値が図 3(a)とは異なり，最大の偏析量は図 3(b)の方

しく改善している．

が大きい．図 3 は，冷却条件の変化に対する組織の応答に

図に示したのは，凝固シミュレーションの計算規模の年

ミクロ偏析パターンが著しく影響を受けることを示した例で次推移である．白色のプロットは， 1980年から 2000 年の国ある．このように，定量的モデルによってミクロ偏析と組織際会議 ``Modeling of Casting, Welding and Advanced

形態との関係について高精度な解析が可能になっており，今Solidification Processes(MCWASP)'' の proceedings に掲載

後，詳細な調査を予定している．

されている大規模な凝固シミュレーション(伝熱・溶質拡散

大規模計算への展開のマクロ・シミュレーションなど)のうち，空間格子点数の上位三つの値を示したものである(25) ．時間ステップ数が考

フェーズフィールド法が種々の実用問題に応用される際に慮されていないため，やや正確さに欠けるが，計算規模が年は，大規模計算が重要な役割を果たすと考えられる．その点々増加していることがわかる．そして，図 4 における二つについて，ここで触れておきたい．凝固現象がマルチフィジの実線は，これらのデータ点から求めた外挿線であり(25) ，

図3



FeCMn 合金における等温凝固後の Mn 濃度の
ミクロ偏析パターン．( a ) 潜熱の効果なし，( b )潜熱の効果あり．

図4

凝固シミュレーションの計算規模の年次推移．

ミ ニ 特 集

これらは 1.5 年で 2 倍という増加率を示している．ここで，黒色のプロットがフェーズフィールド・シミュレーションのデータであり(14)(18)(26)(28)，著者が把握している大規模計算のデータをプロットしたものである．フェーズフィールド・
シミュレーションの計算規模も同様の速度で年々増加していることがわかる．2013年に Takaki らが報告した大規模計算においては，格子点数が約 7× 1010個であり，一辺が数 mmの 3 次元システムを対象にして，AlSi 合金の一方向凝固におけるデンドライト競合成長がシミュレートされている(28)．こういった大規模計算によってシミュレーションから得られる知見が一層豊富になっている．また，図 4 から将来の計算規模を予想してみると，例えば， 2020 年頃には1012，2030年頃には1014個の格子点数まで増加し，これは数百 nm のグリッド間隔を用いて，一辺が数 cm の 3 次元シス
テムや一辺が数 m の 2 次元システムを計算できる規模になる．こういった大規模計算によって凝固組織シミュレーショ
ンの有用性が飛躍的に向上することから，凝固組織の大規模計算の取り組みは HPCI 戦略プログラム分野 2 においても鋭意進められている(29) ．また，こういったスーパーコンピュータ・レベルの進展に加えて，一般のサーバ機も近年では並列計算指向の開発が進められており，計算能力の向上が著しいことを付記しておく．

.

お わ

り

に

本稿では，定量的フェーズフィールド法による凝固組織シ
ミュレーションについて紹介した．このモデルの発展により，現象論に起因する任意性を排除することができ，一意的な結果を算出することが可能になった．ただし，定量的フェーズフィールド法は，現在においても発展途上にある．例えば，現状のモデルは，濃度分配に関する局所平衡が成立する
条件でのみ適用可能である．つまり，急速凝固で問題となる
solute trapping を記述することはできない．この点を含め( 2 ) D. Juric and G. Tryggvason: J. Comput. Phys., 123(1996),
127.
( 3 ) R. Almgren, W.S. Dai and V. Hakim: Phys. Rev. Lett., 71(1993), 3461.
( 4 ) Ch.A. Gandin and M. Rappaz: Acta Mater., 45(1997), 2187.
( 5 ) T. Suzuki, M. Ode, S. G. Kim and W. T. Kim: J. Cryst. Growth,237239(2002), 125.
( 6 ) W. J. Boettinger, J. A. Warren, C. Beckermann and A. Karma:
Annu. Rev. Mater. Res., 32(2002), 163.
( 7 ) I. Steinbach: Modell. Simul. Mater. Sci. Eng., 17(2009),
073001.
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て，現在，モデルの高度化が精力的に進められている．モデ
ルの高度化と計算技術・計算機能力の向上により，凝固組織シミュレーションがさらに有効なものに進化すると期待して
いる．

文

献
大野宗一

( 1 ) M. Asta, C. Beckermann, A. Karma, W. Kurz, R. Napolitano,
M. Plapp, G. Purdy, M. Rappaz and R. Trivedi: Acta Mater.,
57(2009), 941.

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan

2004年 3 月 北海道大学 大学院工学研究科 博士課
程修了
2004年 4 月 クラウスタール工科大学 金属材料研究
所 博士研究員
2006年 2 月 北海道大学 量子集積エレクトロニクス
研究センター 博士研究員
2007年10月 北海道大学 大学院工学研究科 助教
2009年11月現職
専門分野計算材料科学，金属組織学◎合金材料の拡散相変態や粒成長の組織形成シミュレーション法の開発と応用に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★



鋳造・凝固シミュレーションの
動向と課題
大

中

逸

雄

湯流れシミュレーション精度は，湯流れの直接観察結果と

.

ま え

が

き

比較しないと分からない．直接観察法としては， X 線および透明鋳型を利用した観察がある(3)(5) ．この両者による観鋳型空隙部に溶湯を注入して，複雑な形状の金属製品を製察結果を比較した数少ない例では，両者はほぼ同じであっ造する型鋳造法は， 5000 年以上の歴史を有するが，今後とた(6)．しかし，流動現象は鋳型空隙部の形状や流速，溶湯とも重要な金属加工法の一つである．鋳造法の近年における革ガラスの濡れの程度等で異なるので一般的に同等と言えるか

新的な進歩は，鋳造シミュレーションの発達であろう．これどうかは疑問である．

により，芸術とも言われてきた経験的鋳造技術が科学を基本

シミュレーション結果と X 線による直接観察結果の厳密とした先進的技術に変身しつつある．すなわち，鋳造シミュな比較例も多くはないが，鋳型空隙部の大体の充満挙動はほレーションと経験を組み合わせることにより，鋳造品のよりぼ一致している(3)(5)．しかし，湯先の乱れはシミュレーシ

合理的な開発・設計，製造，評価等が可能になり，高品質

ョン結果とかなり異なっている(7)．市販ソフトでも，湯のス化，軽量化，高機能化，製造コストや納期の低減，省エネル

プラッシュや充満時間などはプログラムで異なっている(8)．

ギ，環境負荷の低減等に役立っている．

湯先挙動は鋳造欠陥に直結するガスや酸化物(のろ)の巻込み

鋳造には，種々の方法や多くの工程があり，必要なシミュ
レーションは非常に多い．ここでは，その内，品質や機能にの推定精度にも関係する重要なものであり，この精度向上が今後の重要課題である．

大きく影響する鋳込み時の流動および凝固シミュレーション

なお，湯流れ時の温度変化には，溶湯と鋳型間の熱抵抗がの最近の世界的動向と今後の課題について述べる．なお，

大きく関係する．熱抵抗は溶湯流速分布，鋳型からのガス発

2006年位までの動向は文献(1)などを参照されたい．

生，鋳型物性値等で変化するが，合理的推定法に関する最近の進歩はほとんどない．

.



湯流れシミュレーション

重力鋳造法，ダイカスト法などの湯流れシミュレーション

鋳型内空隙部を溶湯が充満する過程のシミュレーション



種々の鋳造法の湯流れシミュレーション

鋳造法によってはプロセス特有の現象を考慮する必要がある．

(湯流れシミュレーション)は，鋳造欠陥の発生や凝固組織，例えば，遠心鋳造の場合，遠心力やゲート位置の移動(9)をすなわち，鋳造品の品質や性能に大きく影響するため，非常考慮する必要がある．水平遠心鋳造に対して，水平軸の僅かに重要である．

な傾斜や鋳型粗さ(10) ，軸方向の熱による歪や鋳型の振動

このシミュレーションには，流れを層流と近似したものと等(11) を考慮した報告がある．特に薄肉パイプの製造で均一

ke モデルなど乱流モデルを使用したもの(2)があるが，層流な肉厚や組織を得るにはこのような種々の鋳造パラメータのモデルによるシミュレーションの研究・実用化はほぼ終了し

微妙な最適化が必要である．これをシミュレーションで決定ている．しかし，溶湯の乱流現象は，溶湯が高温で不透明なするには計算時間の短縮を含め，さらなる改善が必要である．

ため，本質的進展はこの数十年ほとんどない．従って，その消失模型鋳造法では，発砲樹脂模型のガス化による背圧のシミュレーション精度は明確ではなく，乱流モデルの必要性上昇により，普通鋳造法とは非常に異なる湯流れとなる(図も含めて，今後の課題となっている．また，溶融金属は表面

(12))．そして，溶湯と模型間の伝熱係数で模型のガス化が張力が大きいため，表面張力の取り扱いが重要であり，表面律速されるというモデルでの開発，実用化が進みつつある

張力を考慮した市販ソフトもあるが，詳細や精度が必ずしもが(12) ，このようなシミュレーションではガス化残渣物の巻明確ではない．

込み欠陥などに影響する湯面での消失模型特有の乱れ(13) を大阪大学名誉教授
The State of the Art of Casting and Solidification Simulation; Itsuo Ohnaka(Professor Emeritus of Osaka University, Toyonaka)
Keywords: shape casting simulation, solidification, fluid flow, casting defects, shrinkage, porosity, segregation, hot tear
2014年 5 月 7 日受理[doi:10.2320/materia.53.462]

ミ ニ 特 集図1

湯流れの X 線観察結果 ( a ) とシミュレーション
結果 (b) の比較例(消失模型鋳造)(12)．

予測できない．予測のためには，模型ガス化域の実態把握が重要であるが， X 線では模型，ガス，模型の液化相などの

図2

区別が困難である．また，耐熱ガラスなどの透明鋳型を使用しても，通気性や濡れ性が影響するので問題である．

.

ミクロ組織予測と連成させたミクロポロシティ
欠陥予測例(20)．
(a)～(c) はそれぞれ Al4Cu, Al7Si, W319
alloys 合金欠陥部の CT 像，(d)～(f) はそれぞれ(a)～(c) に対応したシミュレーション結果．

凝固シミュレーション

固相の移動がない場合の温度・固相率分布を推定する凝固シミュレーションはほぼ完成しており，実用化されている．
しかし，推定精度に大きく関係する溶湯と鋳型間の熱抵抗推

引巣，ポロシティ欠陥

鋳造欠陥の代表的なものであり，古くから多くの研究がある．

定法の進歩はあまりない．金型の場合，鋳型および鋳物の変形をシミュレーションすることで熱抵抗を推定することは不

可能ではない(14)(15)．しかし，砂型では添加物や粘結剤からこれらの合金鋳物に発生する引巣やポロシティ欠陥の形成発生するガスの影響が大きく，より困難である．現状ではこ機構はかなり明らかになっている(16) ．また，凝固遅れ部近のような計算を鋳物毎に実施するには，大変なコスト，時間傍に生じる引巣の定性的推定法(温度勾配や Niyama 指数ながかかる．さらに，関連する物性値等の誤差も明確でない場

どの欠陥判定指数を使用する)はほぼ確立している．最近

合が多いので，結果の精度は疑問である．

は，より定量的な推定方法の開発に関心が移っており，吸収Al 合金，鋳鋼等

また，固相率と温度の関係は，2 元合金等ではある程度分

ガス量や凝固収縮流を考慮してシミュレートする研

かっているが，実用合金についての精度の高いデータは少な

究(17)(19) が進み，一部実用化されている．また，ミクロ組

い．このデータ蓄積が課題である．組成から計算で求める市

織予測と組み合わせて，ポロシティの形態・寸法まで推定す販ソフトも存在するが，その精度に疑問がある場合も少なくる方法も提案(20)され(図参照)，一部実用化されている．

ないし，微量元素の違いで大きく変化する場合もあるので，

ただし，一般的実用化にはその計算負荷，精度等でまだ問題

注意が必要である．また，固相率にはミクロ偏析が関係するがある．さらに研究ではフェイズ・フィールド( PF )法によので，厳密には固相率は温度だけでなく冷却速度にも依存する気孔の成長シミュレーションも試みられている(21)(22)．
しかし，実際上重要な気孔生成の核の取り扱いについてはる．
一方， Al 合金等のミクロ凝固組織形成のシミュレーショ

極めて不十分である．気孔の核となる酸化物を多く含む汚れ

ンは研究としては非常に進み，一部実用化されている．これた溶湯ではポロシティが多く発生することは良く知られた事らについては，本誌でも他の解説(本号458頁)があるのでこ実である．また，Campbell を中心とした研究者達(23)は，湯こでは割愛する．マクロ組織形成シミュレーションについて

流れ時に生成あるいは巻き込まれる酸化被膜の考慮は引け巣 偏析」を参照されたい．
は「4.

やポロシティ欠陥の正確な推定に極めて重要であることを指摘している．しかし，このような気泡核を考慮したソフトは.

鋳造欠陥のシミュレーション の湯流れで述べたように湯面でのほとんどない．また，2.

酸化物の巻込みに関係する湯先挙動の予測精度は未だ十分で最近の関心は単なる湯流れ，凝固シミュレーションから，
鋳造欠陥の直接シミュレーションに移ってきている．

はなく，引け巣やポロシティ推定精度の向上にはさらなる努力が必要である．
また，固液共存域での凝固収縮によるダルシー流れを解く
場合，固液共存域での透過率が重要であり，ミクロ組織予測を基に透過率を計算する試みは多数あるが，工場毎に組成がま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan微妙に変化する実用合金に対する透過率を計算することは容ン(31)や放射光測定結果との比較(32)などが報告されている．

易ではない．

これらの結果はミクロ組織や偏析にも対流の影響が少なくないことを示しており，平衡状態での固相率と温度の関係を使

球状黒鉛鋳鉄用する場合には注意が必要である．

本合金は凝固時に膨張する点で，他の合金とは異なっておマクロ偏析り，その引巣生成機構がまだ十分理解されていない．このため，推定精度は Al 合金等に比較して良くない．筆者ら(24)はマクロ偏析は特に大型鋳鋼品で問題となる．多くの研究が早く凝固する部分(鋳物周囲)における黒鉛晶出による膨張があるが，ミクロ偏析と流動，固相移動などに関係する非常に内部の未凝固部の圧力を低下させるため，気泡が生成すると複雑な現象であり，未だに発展の途中である．側面から一方している．しかし，これを考慮したソフトは少なく，多くの向冷却される単純な矩形モデルでも，偏析線の数(チャンネ

市販ソフトでは，引巣推定指標に黒鉛膨張を考慮した実験式

ル数)やチャンネル内の濃度はソフト毎に異なり，メッシュを使用している．この場合，実験に近い条件からはずれるとサイズを小さくしても結果が収束しないという問題があ

推定精度が低下する．一方，鋳物内部の圧力場を計算する方る(33) ．また，より複雑なモデル化が進んでいる．例えば，法の場合，現在の市販ソフトでは，鋳型の影響が十分には考

柱状晶，等軸晶，デンドライト固相，周囲の液相などを考え慮されていない．しかし，欠陥生成に大きく影響する鋳物内

る 5 相モデル(34) や微細化剤の粒度，分布，流動などをモデ部の圧力は鋳型の強度，変形にも関係するので，鋳型を含むル化してミクロ組織とマクロ偏析に及ばす影響を調べた結応力解析が望まれる．さらに，これらの変形により，鋳型・果(35)などが報告されている．

鋳物間の熱抵抗が変化し，凝固の進行も変化する．従って，また，マクロ偏析生成機構の解明が有機材料における凝固

最終的には熱移動，凝固，変形解析を鋳型を含め全て連成さ現象のより詳細な観察と共に進んでおり，これまでのシミュせることが必要であろう．

レーションでは予想できていない対流構造が見出されている

この他，球状黒鉛鋳鉄の場合も， Al 合金等と同様に含ま(図参照(36))．さらに，放射光により固液共存域でのせん

れるガス量や酸化物などの引け巣の核の推定が重要である

断状況を観察し，そのモデル化が試みられている(37) ．このが，これも今後の課題である．

現象は，鋼塊の V 偏析や半凝固ダイカストにおけるバンド




外引け

状偏析などのマクロ偏析の生成に関する重要なものであるが，そのシミュレーションは遅れている．

外引けは，鋳物表面近傍の強度が鋳物内部圧力の低下に耐型鋳造におけるマクロ偏析は，形状や冷却制御等で制御でえられないと発生する．従って，その直接シミュレーション

きるが，大型インゴット鋳造の場合，対応が限られるのでシには，凝固と粘弾塑性解析を連成させる必要があるため，あミュレーションできても利用が限られる．合金の最適設計ままり進展はない．このような連成問題に粒子法(25)(28) の適で可能になれば役立つであろうが，現状では容易でない．

用も興味深い．粒子法は要素分割が不要でもあり，このような連成問題への対応が期待されるが，使用する粒子属性と実際の物性値や界面現象との関係を明確にすることと計算時間の短縮が課題である．


巻込み，ドロスの生成

ドロスの生成，巻込みは機械的性質や耐食性を損じるのみ

高温亀裂(鋳造割れ)

高温亀裂の生成機構やシミュレーションが特に欧州で進んだ．これは，高温亀裂が型鋳造だけでなく， Al 合金の連続鋳造などでも問題になるためであろう．均質体としての応力解析では推定精度に限界があり，ミクロ組織シミュレーショ
ンと連成させる取組みが始まっている．

ならず，引け巣生成の原因にもなり極めて重要であるが，従来あまりシミュレーションされていない．これらについての
本質的シミュレーションや予測は少ないが，ドロスが酸素の拡散境膜厚さで律速されて球状に成長するなどの仮定でのシミュレーション(29)がある．



偏

析




ミクロ偏析

セルオートマトン( CA )法や PF 法によるデンドライト成長とミクロ偏析生成のシミュレーションが進んでいる．例えば， 2D 解析ではあるが， CA 法を鋼に適用し，デンドライ
ト樹間の二重点より三重点の方がはるかに Si が濃化することを示した報告(30)がある．また，PF 法による対流を考慮したデンドライト成長とミクロ偏析生成のシミュレーショ



図3

粒子画像流速計( PIV )による 29.5  NH4Cl H2Oの凝固過程における対流観察例(36)．

ミ ニ 特 集る．そこで，湯流れ・凝固シミュレーション，組織シミュレーション，熱処理シミュレーション，残留応力シミュレーシ
ョンなどを全て実施し，機械的性質を推定することが一部の自動車メーカで試みられている(39)(40)．
これらのポロシティを含むミクロ凝固組織および熱処理時のミクロ組織変化予測などから機械的性質や性能を予測する
シミュレーションは統合化計算材料エンジニアリング( Integrated computational material engineering )あるいはプロ

セス一貫シミュレーション( Through process simulation)と呼ばれている．
図4

多面体粒子モデルによる高温亀裂発生のシミュ
レーション例(38)．

強度や性能予測問題は，ミクロな凝固組織から製品寸法まで数オーダー異なる多重スケール問題でもある．現状では，サブメッシュの利用でミクロな解析をしているが，マクロ偏析などではミクロ領域とマクロ領域の連成の程度が大きいの

例えば，多面体要素を利用した有限要素法を使用し，液相
中では溶質は完全混合，固相では拡散，液相移動はダルシー

でこのような単純な方法には限度があるであろう．何らかのブレークスル―が必要である．

流れ，液相は完全塑性・低降伏応力，固相は弾塑性体として

なお，機械的性質予測には実験データが不可欠である．従凝固および応力場を解いた例がある(図)(38) ．そして，結来，膨大なデータが企業や大学等で取られているが，多くの晶粒，ポロシティ量，透過率，パーコレーション(系内を連データは利用するのが困難である．それは利用するのに必要続する液相流路が存在すること)，流動応力，冷却速度などなデータが欠けているためである．そこで， Al 合金の場合と亀裂発生の関係を調べ，高温亀裂が結晶粒の微細化で生じの実験ガイドラインの提案がある(41) ．折角の実験データがにくくなる理由を明らかにしている．実用化には膨大な要素

無駄にならぬよう，少なくともこのガイドラインを考慮した数の計算が必要になるので，時間がかかるであろうが，興味実験が望まれる．

深い結果である．


その他の欠陥

.

お

わ

り

に

鋳造法により，湯回り不良，鋳型変形，型落ち，砂かみ，鋳造シミュレーションの最終目的は鋳造品の受注，設計か侵食，焼付き，差込み，破断チル層，ハードスポット，湯じら最後の品質保証までの工程を最適化することである．このわ，バンド状欠陥などの種々の欠陥が問題となるが，湯回りためには，設計から出荷までを最適化するための種々のソフ

不良や焼付き，差し込み欠陥以外のシミュレーションの報告

トツールの開発と効率的統合化が必要である．また，個々のはほとんどない．湯流れ不良予測も 10 年位前までは報告がプロセスシミュレーションはまだ十分ではなく，改良の余地あったが，最近は少ない．

が大きい．研究・開発すべき課題は極めて多い．

さらに，寸法不良や変形も欠陥であるが，これらの欠陥本特集のテーマである「高強度化・高機能化」には，最高は，プロセス特有のもの以外に，鋳物，鋳型の温度変化に起値と保証する値という視点がある．実際に鋳造品を使用する

因するものがある．後者は，凝固シミュレーション結果を利場合には，最高値ではなく，保証値(通常最低値)とコストで用して，予測可能になりつつあるが，弾塑性あるいは粘弾塑評価される．鋳造品の場合，均質にすることは非常に困難で性解析は高温域での機械的性質データが少ないこと，計算負あり，ばらつきは避けられない．従って，ばらつきを減ら荷が大きいことなどから一般的利用は限定的である．

し，保証値を上げることが，高強度化，高機能化ともなる(高機能化にはより複雑形状のものをより低コストで製造す.

物性・強度・性能予測および統合化計算材料エン
ジニアリングあるいはプロセス一貫シミュレーシ
ョン

ることも含まれる)．そこで，ここで概観したような種々のシミュレーションの開発と効果的な利用が必要である．このためには，学術的レベルでの研究，商業的レベルでのソフト開発等に対する研究開発者，鋳造工場，鋳造資材企業，鋳造

鋳造品の設計や応力解析には，機械的性質や残留応力が分品のユーザ・消費者が協力することが不可欠である．

布しているという事実があまり考慮されていない．これらをまた，この研究・開発には，狭い「金属学」だけでは不可考慮しないと，鋳造品の性能変化，真のリスク，さらなる軽能であり，熱および物質移動，化学反応，粉体工学，欠陥材量化などに役立てることができない．しかし，機械的性質

料の粘弾塑性学等，多くの学際的知識が必要である．シミュ

は，鋳造工程だけでなく，その後の熱処理や機械加工(残留レーション利用者にも同様に学際的知識と鋳造経験が要求さ応力が発生する)などで変化する．従って，最終的には溶解れる．これに対する最近の日本での対応は，大学における研から仕上げ工程までの全工程のシミュレーションが必要であ

究・教育も含めて極めて心もとない．このままでは，産業技

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan術力の国際競争に後れを取ってしまう危険性が大きい．このような状況をいかにして打破するのか，ぜひ議論して改善して頂きたいと願っている．

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M'Hamdi, A. Kumar and P. Dutta: MCWASP (2012), 33(2012), 012089.
(36) A. Kharicha, M. SKharicha, A. Ludwig and M. Wu:
MCWASP (2012), 33(2012), 012042.
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29.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
1968年 東京大学大学院工学研究科博士課程修了
1968
2004年 大阪大学工学部，工学研究科
2004年 大阪大学名誉教授
2004 年 6 月 アイ・イー・ソリューション株式会社
設立，現在に至る
専門分野凝固加工学，数値シミュレーション◎最近は鋳造プロセスの数値シミュレーション・コー
ド開発，教育改革に従事．

大中逸雄★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

† World Foundry Congress, http://www.thewfo.com/†† MCWASP
XIII, (2012), IOP Conference Series: Materials
Science and Engineering

ミ ニ 特 集

放射光 X 線イメージングを利用した炭素鋼の凝固現象の解明
柳 楽 知 也安 田 秀 幸 吉 矢 真 人1)
2)

射光 X 線イメージングを利用した炭素鋼の凝固その場観察

.

は じ

め

に

手法およびその場観察によって得られた炭素鋼のデンドライ
トや包晶凝固の特徴について紹介する．

一般的に金属材料は，凝固過程において，デンドライト成長，デンドライトの競合，デンドライトアームの溶断と粗大.

放射光 X 線を利用した時間分解その場観察

化および体心立方格子から面心立方格子への相変態などの様々な組織変化を経て，最終的な凝固組織に至る．また，成分

図は，鉄鋼材料の凝固その場観察装置の外観であ元素が不均一の偏析や割れなどの鋳造欠陥は，それらの凝固る(12) ．真空チャンバー内に設置されたカーボンヒータの炉現象の中で形成される．そのため，凝固後の組織観察や化学内に試料セルが配置されている．このセル内で試料が液相に分析だけでなく，凝固の組織形成過程を観察するその場観察

おいても均一な厚さ( 100200 mm)で保持されている．試料

からも，凝固組織の形成機構が検証されてきた．低融点の金セルの詳細については，文献( 12 )を参照されたい．上流側

属合金や金属と類似した凝固形態を有する透明有機物などのから X 線の経路上にスリット(整形用)，イオンチャンバー

モデル材料を対象とした凝固その場観察は古くから行われ，( X 線強度の測定)，真空チャンバー， X 線検出器が配置さ凝固理論の構築や鋳造欠陥機構の解明に大きく貢献してきれている．真空チャンバーの観察窓から試料セル内の観察試

た(1)(3) ．凝固現象をありのままに観察できるその場観察料を透過した X 線は，後方に配置された X 線検出器に到達

は，組織形成に関する実証的な知見を与える非常に強力なツし，透過像が撮像される．

ールの一つである．ただし，モデル材料では，実際の高融点

ここで， X 線イメージングによる透過像の撮影原理につの金属材料との物性値の違いなどから正確に組織形成を模擬

い て簡 単 に述 べ る． 透過 X 線 の強 度 I は ，入 射 X 線 強 度

することは困難である．近年，高融点の金属合金を対象とし

I0，線吸収係数 m，試料の厚さ t を用いて次式で表される．

たその場観察技術の開発が進んでおり，例えば，レーザー顕微鏡を利用した鉄鋼材料の試料表面の凝固その場観察が報告されている(4)．
一方， SPring 8 などの第三世代大型放射光施設において，硬 X 線単色光の X 線イメージングを利用した金属合金の凝固その場観察が盛んに行われるようになってきた．これまでに Sn 合金， Al 合金， Zn 合金を対象にデンドライト成長・粗大化，デンドライトアームの溶断などの時間分解その場観察が実施され，凝固の基礎現象の検証が行われている(5)(14)．また，固体と液体が共存した組織にせん断を付与した時の変形現象(15)(17) や静磁場下での組織形成(18) のその場観察など，適用範囲は拡大している．また， 1500 °C を越える高融点の鉄鋼材料を対象にその場観察技術も構築され，炭素鋼(11)(14) から鋳鉄(19) に至る幅広い炭素濃度の鉄鋼材料における凝固その場観察が可能となっている．本稿では，放図1

X 線イメージングを利用した鉄鋼材料の凝固
その場観察装置(12)．

大阪大学大学院工学研究科知能・機能創成工学専攻1)助教 2)准教授(〒565
0871 吹田市山田丘 21)
京都大学教授大学院工学研究科材料工学専攻
In Situ Observation of Solidification Behaviors in Carbon Steels Using Synchrotron Xray Imaging; Tomoya Nagira, Hideyuki Yasuda
and Masato Yoshiya(Department of Adaptive Machine Systems, Osaka University, Suita. Department of Materials Science and Engineering, Kyoto University, Kyoto)
Keywords: insitu observation, steel, Xray imaging, dendrite growth, peritectic solidification
2014年 7 月 2 日受理[doi:10.2320/materia.53.467]

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia JapanI＝I0 exp(－mt )(1)

また，線吸収係数は，構成元素 i の質量吸収係数( m/r)i と質目している金属材料の組織の形成過程をモデル実験であるその場観察により直接把握できる意義は大きい．

量密度 ri，平均密度 šr，質量分率 vi を用いて，次式となる．

また， X 線イメージングのもう一つの特徴として，透過( mr ) r ＝ šr∑( mr ) v

X 線強度から，濃度分布をリアルタイムで測定できること

m＝∑
i

i

i

i

i

(2)

i

が挙げられる．透過 X 線強度は，試料の線吸収係数と厚さ式( 1 ), ( 2 )から，試料中の構成元素の質量吸収係数と質量に依存(式( 1 ))するが，線吸収係数は，結晶構造に関係な密度の積の差，すなわち濃度もしくは密度変化によって吸収く，密度と組成により決まる(式( 2 ))．例えば，デンドラ

コントラストを得ることができる．炭素鋼の場合，炭素のイト前方に排出される溶質濃度の変化を時間分解で評価する

X 線吸収係数は鉄に比べて無視できるほど小さいため，濃ことができる． Fe Si 合金における液相中の Si 濃度の計測

度変化に応じたコントラストの画像を得ることができない．

が行われており，溶質濃化層がデンドライト成長に及ぼす影

従って，液相と固相の約 4の密度差によって吸収コントラ響が検証されている(23)．

ストを観察する必要があり， X 線エネルギーや試料の厚さ

.

の最適化により，その場観察は実現可能となっている．

包晶凝固のその場観察

その場観察の実験は，大型放射光施設 SPring8 のイメー
ジングのビームラインである 20B2 および 20XU で行われてFe C 系での包晶凝固では， d 相から g 相への変態においいる(20)(21) ．ピクセルサイズが約 5 mm 角，観察視野が約 5て約 1の体積収縮が起こる．数 100 K の熱収縮に相当する

mm 角の比較的マクロな観察では最大 250 fps (露光時間 4

体積変化であり，この急激な体積変化は，連続鋳造法においms)の観察が可能であり，デンドライト成長や後述する包晶て鋳片の表面縦割れなどの鋳造欠陥と関係していると指摘さ凝固における d / g 界面の移動のその場観察に利用されていれている(24)．

る．さらに，輝度の高いアンジュレーターと呼ばれる光源をdg 変態の組織形成に関する基礎的な知見を得るために，利用した場合には，ピクセルサイズが 0.51 mm 角，フレー

X 線イメージングを利用して，炭素鋼の d g 変態のその場

ムレートが約 10 fps (露光時間 0.1 s )の高空間分解能観察も観察が行われている．図は Fe 0.45 mass  C 合金におけ可能であり，デンドライト先端の曲率測定やデンドライトア

る冷却速度(a ) 0.16 K / s および(b )0.83 K / s の場合に観察さームの溶断過程の観察などに利用されている(22)．

れた dg 変態のスナップショットである(14)．冷却速度 0.16
K / s の場合(図 3 ( a ))，初晶の d 相のデンドライトが成長.

炭素鋼のデンドライトの観察例(111s)し，固液共存領域において，d 相のデンドライトが観察領域内の下部から上部に向けて，g 相へと変態(133s)後，図に一例として(a)極低炭素鋼(Fe25 ppmC)と(b)高炭

g 相の成長(160s)が観察された．このように固液共存領域で素鋼(Fe0.45 massC)のデンドライト成長のスナップショ

g 相が形成される形態は，一般的な包晶反応・変態である．

ットを示す(12) ．極低炭素鋼のデンドライトの特徴として，

一方，冷却速度 0.83 K / s の場合(図 3 ( b ))，通常の包晶反二次アームに比べて一次アームが太い．溶質濃度が低いの

応・変態とは異なるモードの変態過程が観察された．d 相ので，デンドライトアームの粗大化が急速に進行する．一方，デンドライトが成長(23s)し，包晶温度近傍では g 相は生成

高炭素鋼の場合，デンドライトの一次アームは細く，先端のせず，ほぼ完全に d 単相で凝固(145s)した後，d 相から g 相

曲率半径も小さくなる．また，二次アームが十分に発達してへおよそ 1 秒以内でマッシブ的に変態( 146s )した．変態直いる．このように炭素濃度によって，デンドライトの形態は

後の組織は，体積変化によって形成された多数の窪んだ白い大きく影響を受ける．つまり，金属合金は，デンドライト成領域やブラッグの反射条件を満たす多数の黒い領域が観察さ長する点では同じであるが，偏析などの鋳造欠陥の形成に関れている．

係するスケールや形状は，合金種・濃度に強く依存している．そのため，従来の有機物などのモデル材料ではなく，注

図は，Fe0.3 massC 合金において，液相線から約 80
K 過冷した時に起こった d g 変態過程の d / g 界面の移動を
250 fps で高速撮影した X 線透過像である(14) ．図中の線がd/g 界面を表している．d 相単相から dg 変態が起こり，d/g 界面が観察領域内の右上から左下へと約 25 mm / s の速度
で 移動 して いる ．移 動 速度 はお よそ 数 10 mm / s か ら 200
mm /s の範囲内であり， g 相の成長速度は， d 相のデンドラ

イトの成長速度(数 100 mm /s)よりも著しく速いことが分かる．変態時に d 相は平衡状態図上で g 相の単相領域に位置しており，d 単相から g 相への変態は，溶質の再分配を必要
図2

( a ) 極低炭素鋼( Fe 25 ppmC )および ( b ) 高炭素
鋼(Fe0.45 massC)のデンドライト成長のスナ
ップショット(12)．

としない．

d 単相で凝固する低炭素鋼だけでなく，亜包晶，過包晶組成においても，冷却速度に依存することなく，マッシブ的な

ミ ニ 特 集図3

Fe0.45 massC の dg 変態のその場観察 (a) 冷却速度 0.16 K/s，通常の包晶反応・変態 (b) 冷却速度 0.83
K/s，マッシブ的な変態(14)．

図5
図4

Fe 0.3 mass  C のマッシブ的な変態過程における d/g 界面の移動(14)．

Fe 0.45 mass  C のマッシブ的な変態過程における d 相と g 相のラウエ回折パターン(14)．

には，丸印で示しているように，歪みがほとんどない球形に変態が観察されている． d 相は，液相線から 100 °C 以上過冷近い別の g 相の回折点へと遷移していた．それぞれの相の回して，マッシブ的な変態が起こる場合もあり，g 相の核生成

折点より， d 相の最密面の{ 110 }面と g 相の最密面の{ 111 }は，非常に困難であることを示唆している．さらに g 相の核面が一致する傾向にあったが，マルテンサイト変態に見られ生成に関係する d/g 界面エネルギー(0.7 J/m2)は，L/d の界

る KS 関係のような方位関係は存在していない．

面エネルギー(0.2 J/m2)と L/g の界面エネルギー(0.3 J/m2)

X 線イメージングと白色 X 線回折のその場観察・結晶方の和よりも大きい(25)(26) ．つまり， d 相は， g 相の優先的な位測定の組み合わせは，組織形成過程の理解だけでなく，結核生成サイトでない可能性があり，g 相の核生成が困難であ晶方位の時間発展や結晶方位関係なども把握することができれば，通常の包晶反応・変態が起こりにくいことになる．

る．従来の凝固組織観察に比較して，より多くの実証的デー
タに基づいて組織や鋳造欠陥の形成を理解できる．

. X 線イメージング/ X 線回折によるその場観察・
結晶方位測定

.

お

わ

り

に

結晶学的な観点からマッシブ的な変態の特徴を調査するた

炭素鋼の凝固その場観察は， Fe C 系において， g 相が d

めに， X 線イメージングの d g 変態のその場観察と同時に相と液相の反応により生成する包晶凝固以外にも組織形成の

時間分解白色 X 線回折(ビームライン 28B2)が行われている．

ルートがあることを明らかにした．凝固後の組織観察から推X 線のビームサイズは， 300 × 300 mm2 である．図は，定した凝固過程には，ブラックボックス的な部分があり，材Fe 0.45 mass  C 合金における d g 変態の時間分解 X 線回料組織の制御やプロセスにおいて，常識とされてきた凝固の折のラウエパターンである(14)．0 s において丸印で示される基礎現象を検証する重要性や未知なる凝固現象の発見の可能回折点が， d 相のデンドライトを示している． 114s で d 相性など，その場観察が担う役割は大きい．さらに，凝固その単相からマッシブ的な変態が起こった時，d 相の回折点が完場観察に基づいた熱物性値の推定(22)，物理モデルの構築(27)

全に消失し，510°に広がった g 相の回折点が出現した．そなど凝固シミュレーションの基礎となる知見も得られつつあの後，冷却過程において， g 相の粗大化が進行し， 535s 後る．

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan吸収イメージングによるその場観察だけでなく，他の観察技術と融合した手法により，多面的な実験事実が得られると期待される(11) ．本稿で紹介した吸収イメージングと白色 X
線回折のその場観察・結晶方位測定だけでなく，蛍光 X 線
分析との組み合わせによる偏析形成の検証も可能である．また，力学的測定(引張・圧縮試験など)と組み合わせることにより，組織形成と力学挙動の関係性を明らかにできる可能性がある．さらに非破壊で 2 次元の断面写真を連続的に撮影して，3 次元構造として再構成する高速コンピュータトモグ
ラフィー( CT )の手法も含めると， 3 次元空間での材料組
織・欠陥形成の時間発展の観察・測定も期待される(28)．

文献( 1 ) H. Esaka and W. Kurz: J. Cryst. Growth, 72(1985), 578
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Int. J. Cast Met. Res., 22(2008), 125128.
(10) H. Yasuda, Y. Yamamoto, N. Nakatsuka, M. Yoshiya, T.
Nagira, A. Sugiyama, I. Ohnaka, K. Uesugi and K. Umetani:Int. J. Cast Met. Res., 22(2009), 1521.
( 11 ) 安田秀幸，柳楽知也，杉山 明，吉矢真人，中塚憲章，上杉
健太朗，梅谷啓二ふぇらむ，15(2010), 916.
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(13) H. Yasuda, T. Nagira, M. Yoshiya, M. Uesugi, N. Nakatsuka,
M. Kiire, A. Sugiyama, K. Uesugi and K. Umetani: IOP Conf.
Ser. Mater. Sci. Eng., 27(2011), 012084.
(14) H. Yasuda, T. Nagira, M. Yoshiya, A Sugiyama, N. Nakatsuka, M. Kiire, M. Uesugi, K. Uesugi, K. Umetani and K.
Kajiwara: IOP Conf. Ser. Mater. Sci. Eng., 33(2012), 012036.
(15) T. Nagira, C. M. Gourlay, A. Sugiyama, M. Uesugi, Y. Kanazawa, M. Yoshiya, K. Uesugi, K. Umetani and H. Yasuda: Scr.



Mater., 64(2011), 11291132.
(16) 柳楽知也，安田秀幸，C. M. Gourlay，杉山 明，吉矢真人，
上杉健太朗，梅谷啓二まてりあ，51(2012), 561568.
(17) T. Nagira, H. Yokota, S. Morita, H. Yasuda, M. Yoshiya, C.M.
Gourlay, A. Sugiyama, K. Uesugi and Keiji Umetani: ISIJ Int.,
53(2013), 11951201.
(18) H. Yasuda, K. Inoue, Y. Minami, T. Nagira, M. Yoshiya, K.
Uesugi and K. Umetani: J. Iron Steel Res. Int., 19(S11)(2012), 34
39.
( 19 ) 杉山 明，安田秀幸，柳楽知也，吉矢真人，上杉健太朗，梅谷啓二，大中逸雄鋳造工学，83(2011), 131
136.
(20) K. Umetani, K. Uesugi, M. Kobatake, A. Yamamoto, T.
Yamashita and S. Imai: Nucl. Instr. Meth. A, 609(2009), 38
49.
(21) K. Uesugi, Y. Suzuki, N. Yagi, A. Tsuchiyama and T. Nakano:Nucl. Instrum. Methods, A467A468(2001), 853856.
( 22 ) 安田秀幸，柳樂知也，吉矢真人，杉山 明，上杉健太郎，梅谷啓二日本結晶成長学会誌，37(2010), 82
87.
( 23 ) 安田秀幸，柳楽知也，吉矢真人，杉山 明，中塚憲章，森田周吾ふぇらむ，19(2014), 121125.
( 24 ) 梶 谷 敏 之 ， 山 田 亘 ， 山 村 英 明 ， 若 生 昌 光  鉄 と 鋼 ， 94
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Tech. Pub., (1989), 293.
(27) S. Morita, H. Yasuda, T. Nagira, C. M. Gourlay, M. Yoshiya
and A. Sugiyama: IOP Conf. Ser.: Mater. Sci. Eng., 33(2012),
012053.
(28) N. Limodin, L. Salve, E. Boller, M. Su áery, M. Felberbaum, S.
Gailli àegue and K. Madi: Acta Mater., 57(2009), 23002310.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
柳楽知也
2004年 3 月 大阪大学大学院マテリアル応用工学専攻博士課程修了
2004年 4 月 大阪大学大学院工学研究科マテリアル科学専攻・特任教員
2004 年 7 月 大 阪 大学 大学 院工 学研 究科 知能 ・機 能 創成 工学 専攻 ・助 手
(2007年 4 月同助教)
2010 年 3 月 インペリアルカレッジロンドン・客員研究員( 2011 年 1 月末まで)2004年 7 月現職
専門分野金属，セラミックスの凝固・結晶成長◎放射光 X 線などを利用したその場観察による，金属，セラミックスの凝固
組織形成機構の解明および鋳造欠陥に繋がる固液共存体の変形機構，力学挙動の解明に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

柳楽知也

安田秀幸

吉矢真人

ミ ニ 特 集

強磁性 L10 型規則合金ナノ粒子の原子的構造と相変態
佐 藤 和 久今 野 豊 彦弘 津 禎 彦1)
2)た(16)(18) ．この手法を用いて，個々の FePd ナノ粒子(粒径

.

緒

言

約 612 nm )における規則度とその粒径依存性( 8 nm 以下で規則度が約25低下)を明らかにし（18)，保磁力の粒径依存性

近年，マルチメディアの発展により取り扱うデータ量が急の起源を規則度低下による結晶磁気異方性エネルギーの低下

激に増大し，情報ストレージ技術の中心的な役割を果たしてに 求 め た(19) ． 本 手 法 の 詳 細 は 原 論 文(16)(18) ま た は 解いるハードディスクドライブ(HDD )のさらなる大容量化が説(20)(21)を参照されたい．

進んでいる(2012年時点で 750 Gbit/inch2)．これは垂直磁気

最 近 に 至 り ， よ り 微 細 な 粒 径 2 ～ 3 nm サ イ ズ の FePt,

記録媒体の導入だけでなく，トンネル磁気抵抗(TMR)効果

CoPt ナノ粒子の原子的構造に関心が集まっており，高分解を利用した磁気ヘッドの開発をはじめ，関係する諸技術の飛能透過電子顕微鏡( HRTEM )をはじめ X 線回折(放射光)や躍的向上によるものである(1) ． 90 年代以降，高い結晶磁気計算機シミュレーションにより種々研究がなされてい異方性エネルギーを有し，磁化が熱的に安定な新しい磁気記

る(22)(26) ．しかしながら，これら超微細原子クラスターを録材料探索が進められてきた(2)．その結果，L10 型規則構造対象とした場合，従来型電顕では HRTEM 観察時のディフを有する FePt 系規則合金が注目を集め，様々な手法によるォーカスによるアーティファクト(偽像)の発生をはじめ，ナ

ナノ粒子組織形成をはじめ，磁気特性評価，規則相低温合成

ノプローブ径や収束角(平行度)など NBED においても種々など多方面から研究がなされてきた(3)(6) ．これは本合金系の制約があり，精密な構造解析が難しい．このようなクラス

が現行の磁気記録媒体と比較して約 3 倍高い飽和磁化，1 桁

ター構造解明には，収差補正 HRTEM による原子的構造の以上高い結晶磁気異方性エネルギーを有することから，極直接観察が有効である(27)(28)．

薄・極微小結晶粒サイズにおいても室温で強磁性が安定に保

著者らの研究により， FePd ナノ粒子は FePt ナノ粒子と持されると考えられるためである( L10 型規則合金ナノ粒子

比較して単一バリアント粒子を形成しやすく，したがって粒に関する研究動向の一端は文献(7)を参照されたい)．

子形態が単純なことから規則構造観察に有利であることが判

上記のような背景のもと，著者らは粒径分布・組成分布を明している(10)(12)．一方，粒径 2～3 nm サイズの微細粒子の極力抑制した L10 型 FePt, CoPt, FePd 規則合金ナノ粒子方

合成と磁気特性に関して，近年 CoPt ナノ粒子に関する研究

位配向組織の創製に取り組み，電子線構造解析と磁性評価を報告が増加しており，その詳細な原子的構造解明が望まれ行ってきた(3)(8)(12)．これら合金系の優れた硬磁気特性は，る(22)(26) ．本稿では，粒径 2 ～ 10 nm サイズの L10 型 FePd

正方晶規則格子による高い一軸結晶磁気異方性エネルギーにならびに CoPt 合金ナノ粒子における規則格子形成とその原起因することから（13)(15) ，ナノ粒子内での規則格子形成が子的構造について，収差補正 HRTEM 観察に基づく著者ら

室温での優れた硬磁気特性発現のための重要因子と言える．

の最近の研究結果を中心に紹介する．

著者らは電子回折強度測定，回折強度計算，電子線ホログラ
フィー法を組み合わせ，規則合金ナノ粒子における長範囲規

.

実

験

方

法

則度を決定する新しい方法(制限視野電子回折( SAED)および ナ ノ ビ ー ム 電 子 回 折 ( NBED ) に 適 用 可 能 ) を 確 立 しFePd および CoPt 合金ナノ粒子の作製には超高真空電子

東北大学金属材料研究所 1)准教授 2)教授 大阪大学名誉教授
Atomic Structure and Phase Transformation of Ferromagnetic L10type Ordered Alloy Nanoparticles; Kazuhisa Sato, Toyohiko J.
Konno, Yoshihiko Hirotsu(Institute for Materials Research, Tohoku University, Sendai. Emeritus Professor, Osaka University,
Suita)
Keywords: magnetic nanoparticles, atomic ordering, L10type ordered structure, highresolution transmission electron microscopy, aberration
correction
2014年 6 月20日受理[doi:10.2320/materia.53.471]

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japanビーム蒸着法(～ 10－7 Pa)を用いた． FePd ナノ粒子では Pd

nm 以上のナノ粒子において合金組成は粒径に依存しないこと Fe の 逐 次 蒸 着 に よ り ， 673 K に 保 持 し た 単 結 晶 NaCl

とも判明している(18)．

( 001 )基板上にナノ粒子を形成した． Fe 蒸着後，ナノ粒子

本稿では，上記のような範囲で粒径分布・組成分布を有すの固定と保護(酸化防止)を図るため Al2O3 を蒸着し，ナノ粒

る規則合金ナノ粒子集団を対象に，その原子的構造と規則格

子表面を非晶質 Al2O3 膜にて覆った． CoPt ナノ粒子膜につ

子形成について HRTEM 観察に基づいて得られた実験結果

いても同様の方法で作製したが， Pt, Co 逐次蒸着の基板温を述べ，合金ナノ粒子における規則不規則変態に関する最度 は 653 K と し た ． 作 製 し た 試 料 薄 膜 を 蒸 留 水 に 浸 し て

近の研究の一端を紹介する．

NaCl 基板を除去し， q3 mmCu メッシュもしくは Mo マイ

クログリッド(高温対応)に掬い取り，透過電子顕微鏡( TEM )観察用試料とした．蒸着したままの試料は Fe (bcc )と Pd ( fcc )あるいは Co と Pt (ともに fcc )のナノ複合粒子であり，蒸着後の 873 973 K での熱処理により合金化・規則

. L10 型 FePd および CoPt ナノ粒子規則構造の粒
子サイズ・熱処理による変化


結像系収差補正電顕による FePd ナノ粒子の原子的構造観察化を図った．このとき，NaCl 基板除去後の試料薄膜について，真空炉(＜ 2 × 10－5 Pa )を用いて熱処理を行った．単結図(a)に 10 nm サイズの FePd ナノ粒子(平均組成Fe晶 NaCl ( 001 )基板上での蒸着金属のエピタキシャル成長に

49 at  Pd ) の HRTEM 像 と FFT パ タ ー ン ( 左 下 ) を 示

起 因 し て ， 規 則 化 熱 処 理 後 の 方 位 関 係 は〈 100 〉L10 ||す(31) ． 熱 処 理 条 件 は 873 K に て 3.6 ks 保 持 ， 冷 却 速 度である(7)．また，平均組成は0.167 K / s ( 10 K / min )である．著者らの以前の研究による

そ れ ぞ れ Fe 49 at  Pd, Co 61 at  Pt で あ る ( い ず れ もと，本熱処理条件で生成する L10 型規則格子は規則度 S 

TEM に搭載したエネルギー分散 X 線分光装置( EDX )によ

0.8 に相当する(等比組成換算)．粒子は周囲を非晶質 Al2O3

る分析値)．

に囲まれている．観察条件は，3 次球面収差係数 CS＝－340〈100〉NaCl, {001}L10||{001}NaCl

ナノ粒子の原子的構造観察には，結像系に収差補正装置を

nm(表示値)，ディフォーカスDf＝－13 nm(オーバーフォー

搭載した 300 kV 電界放射型 TEM (FEI TITAN80300，東カス)であり，入射方位は L10 型構造の[ 001 ]である．ディ

北大学百万ボルト電子顕微鏡室)を用いた．またナノ粒子組

フォーカス量は非晶質 Al2O3 膜での FFT パターンの解析に

織 と 電 子 回 折 パ タ ー ン の 観 察 に は 従 来 型 300 kV TEM

より見積もった．規則格子の(110)に対応した原子配列が白( JEOLい 輝 点 と し て 見 ら れ る ． L10 型 構 造 で は [ 001 ] 方 向 に Fe

JEM 3011 )も用いた．収差補正 TEM 観察に先立

ち，通常の光軸調整操作の後，非晶質カーボン薄膜を用いて残留収差の補正を行った．このとき，非晶質膜の厚さ・平坦性と事前の照射系光軸調整が，Zemlin tableau(29)を利用した
残留収差補正プロセスの収束性に大きく影響することが経験的に明らかとなっている(註入射電子線を 20 30 mrad 程度傾斜し，方位角も変化させながらアモルファス薄膜を高倍率(通常，直接倍率 30 万倍以上)で観察する．得られた一連の画像のフーリエ変換( FFT )パターンを傾斜角・方位角に対して 2 次元的に表示したものを Zemlin tableau と呼び，パターンの楕円度や対称性をもとに収差補正を行う)．マル
チ ス ラ イ ス 法 に よ る HRTEM 像 シ ミ ュ レ ー シ ョ ン に は
MACTEMPAS (Total Resolution LLC)と QSTEM(30)を用いた．合金組成は TEM に搭載したエネルギー分散 X 線分
光器(EDX)により分析した．
本手法で作製した合金ナノ粒子には，粒径分布だけでなく組成分布も存在するが，この組成分布範囲はナノビーム
EDX 分析によって明らかにした．粒径分布は対数正規分布

で近似され，標準偏差(ln s )は約0.2前後である(例えば平均粒 径 11 nm の 場 合 ， 粒 径 は 5 nm か ら 18 nm の 間 に 分
布)(12)．組成分布に関しては，平均組成 Fe58 atPd(直径1.2 mmq の広領域での分析結果)を有する試料の場合，個々の粒子毎の合金組成は 50 atPd から 62 atPd の間に分布
し，平均値 58 atPd(広領域での分析結果と一致)，標準偏差は 4 at Pd であり，標本中 45の粒子が平均組成を有していた(計 53個のナノ粒子を分析，積分強度統計誤差は Fe
Ka 線について約 2以下)(18)．さらに，少なくとも粒径 6.5



図1

( a ) L10 型 FePd ナノ粒子の HRTEM 像とナノ粒子(結晶)領域の FFT パターン(左下)，(b) 位相コントラスト伝達関数．

最近の研究( 001)と Pd ( 001)が交互に積層しており，このとき{220}面

しており，像シミュレーションで得られた傾向を再現した．

も〈110〉方向に Fe と Pd 原子面の交互配列に起因して像強度したがって，220反射の位相が反転した本観察条件の方が，の変調を有する．FFT パターンに見られる110規則格子反射

反転させない場合よりも Fe 原子位置， Pd 原子位置のコンは，この〈110〉方向への Fe と Pd 原子面の交互配列に起因す

トラストを引き立たせ，より明瞭な規則構造のコントラスト

る．図 1(a)の HRTEM 像を見ると，粒子内部のみならず非を与える．すなわち，本観察条件(CS と Df の組み合わせ)の晶質 Al2O3 膜との界面付近の原子配列も明瞭に観察できていもとでは， Fe, Pd 原子コラム像が高いコントラストで観察ることがわかる．これは収差補正により，最適ディフォーカ

されると同時に，ナノ粒子界面近傍のアーティファクトがほス(Scherzer focus )が正焦点近傍となり，エッジ部分でのア

ぼ消えることが判明した．

ーティファクトが低減されるためである．
図 1 ( b )に位相コントラスト伝達関数( PCTF )を示す．実

分解能の観点からは，FePd の(110)，(200)面等の観察には従来型電顕の性能でも十分可能である．従来型電界放射型

線は図 1(a)の HRTEM 像観察条件に対応している．また破電顕( 300 kV, CS ＝ 0.6 mm, Df ＝ 40 nm (アンダーフォーカ

線は CS ＝－ 340 nm の場合の最適ディフォーカス( Df ＝－ 1ス))における PCTF を図 1(b )(点線)に示す． 110, 200 を含nm )における PCTF を，一点鎖線は包絡関数を示す．情報

む広い空間周波数帯域にわたって|sin x (q)| 1 が成り立っ

限界はヤングフリンジテストに基づいて 10 nm－1 とした．

ていることがわかる( x ( q )は収差関数)．しかしながら収差

今回の観察条件下では，(1)PCTF は広い空間周波数帯域で補正電顕では CS を含め多くの高次収差が補正されているこ

正 の 値 を 取 り 散 乱 ベ ク ト ル q ＝ 4.2 nm－1 で 最 大 と な る ことから，ナノ粒子界面近傍を含め，より良い像質が得られてと，(2) 110反射， 200反射に対し 220反射の位相が反転している．特に収差補正電顕ではビーム傾斜，シフト，収束角いることが特徴である．ここで q ＝ 2 sin u / l ＝ 1/ dhkl である

等，照射系光軸がある程度変化しても，波面収差をもたらさ( u, l, dhkl はそれぞれ Bragg 角，電子線波長，面間隔)．図

ないことが指摘されており，収差補正の実用上の利点の 1

に L10 型規則構造の[001]入射シミュレーション像のディつと言える(32)．一方，従来型電顕とは異なり，CS が小さい

フォーカスによる変化を示す(厚さ 7 nmで計算，粒子厚さの収差補正電顕では，わずかなディフォーカス量でも PCTF

見積りは電子線ホログラフィーを用いた以前の研究結果に基が大きく変動する(収差関数の Df 項の位相角への寄与が大づく(18) )．最適ディフォーカス( Df ＝－ 1 nm )における緩や

きい， Fig. 1 ( a )の観察条件では Df 項の位相変化への寄与

かな PCTF での計算像と比較して，今回の観察条件下(Df＝( Df ＝ 1 nm あたり)は CS 項の約 103 倍)ことから，より複雑－ 13 nm )での像の方がより明瞭な規則構造のコントラスト

な結晶の構造像を観察する場合には特に注意が必要と言えるが得られている(原子位置は明るいコントラストで投影)．さ(実際に Df のわずかな変化に応じて，図 2 に示したシミュらに， Fe 原子コラムと Pd 原子コラムのコントラストの強レーション像のコントラストも変化していることがわか

弱が原子番号の大小(投影ポテンシャルの大小)を定性的に反る)．このほか，本研究ではナノ粒子内での格子歪が明瞭に映していることがわかる(原点が Fe 原子)．比較のため，CS観察された(図 1 ( a )の HRTEM 像においても格子が連続的値を－2 mm に設定し，Scherzer focus (Df＝－3 nm)にて像に緩やかに湾曲していることがわかる)．収差補正により，観察を行ったところ，図 1(a)と同様の HRTEM 像が得られ界面付近を含め非常に明瞭に局所的な原子配列の観察が可能たが(この場合，図 1(b)破線と同様，110, 200, 220反射位置となったため，このような格子歪の存在も容易に検出できる

で PCTF は全て正値を取り，緩やかに変化する)，ナノ粒子ようになったものと考えられる(31)(33)．

内(結晶領域)の像コントラストが図 1( a )の像と比べて低下

FePd 規則合金ナノ粒子における高温相(不規則相)の凍結

前節と同一の試料(平均組成 Fe 49 at  Pd )を用いて，種々の粒径を有する FePd ナノ粒子の HRTEM 像観察を行った(負の CS，わずかにオーバーフォーカス条件)．その例を図に示す．粒径はそれぞれ(a) 2 nm, (b) 4 nm, (c) 5 nm,(d) 5 nm, (e) 6 nm, (f) 9 nm である．粒径 25 nm サイズの微細なナノ粒子においても，原子的構造が明瞭に観察されている．しかしながら，これらの微細粒子では，規則格子は粒子内で部分的に観察されるのみであり，規則格子反射強度も極めて弱い．一方，粒径が約 6 nm 以上のナノ粒子では L10型規則構造が明瞭に観察される(図 3(e)，(f))．このとき，
図 3(b)に示す粒子は(c)，(d)に示す粒子よりも粒径がわずかに小さいものの，(110)面に対応した規則格子のコントラ
図 2 L10 型 FePd 規則合金における[ 001 ]入射 HRTEM 像のマルチスライスシミュレーション像( L10 構造を 5 × 5 で表示)．試料厚さ 7 nm における計算結果(CS＝－ 340 nm )．各計
算像下の数値はディフォーカス量(アンダーフォーカスを正値とする)．

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan

ストならびに規則格子反射(FFT パターン中の矢印)は(b)の粒子の方が明瞭に観察される．このようなわずかな相違は，粒子ごとの組成変動に起因すると推察される．著者らの経験では，粒径約 5 nm 以下の粒子からナノビーム EDX を用い

て合金組成を定量評価することは X 線強度( S / N )の観点か

ks )熱処理した 2 3 nm サイズの CoPt ナノ粒子において，

ら困難であった．本稿冒頭で述べたように，粒子ごとの合金

L10 型規則構造の形成を報告している(彼らは 923 K で熱処

組成分布はおおよそ±4 atの範囲に収まること，本試料に理した場合には規則相が得られたなかったと述べていおいて粒径約 5 nm 以下の粒子はいずれも同様の弱い規則格

る )(25) ． ま た ， Cu3Au ナ ノ 粒 子 で の 実 験 ( 平 均 粒 径 4 20

子コントラストを示すことから，組成による多少の変動はあnm )(35) および計算結果(36)(37) によると， Tc は粒径減少に伴るものの，全体として粒径 5 nm 以下の粒子では規則格子形

い低下する．現時点では粒径 5 nm 以下の微細な FePd ナノ成が不十分であると考えられる(規則度が極めて低い)．以前

粒子を用いた規則不規則変態の直接観察例はないものの，の NBED に基づく規則度定量解析結果によると，十分に熱平均粒径 1014 nm の範囲において著者らは電顕内加熱実験

処理を行った試料( 873 K にて 36 ks 保持，冷却速度 0.167

によって Tc の低下を観察している(この粒径範囲ではバルK / s )においても粒径 8 nm 以下で規則度 S の低下が検出さ

ク合金の Tc と比較して Tc 低下幅は最大 80 K 程度に留まれている．例えば，粒径 7.1 nm の粒子において S ＝ 0.60 ，る)(33)(38)(39)．バルクの FePd 合金では，L10 型規則相は最粒径 8.6 nm の粒子では S＝0.83という値が得られている(ナ大約 48.5 60.5 at  Pd の組成範囲で形成され，合金組成にノビーム元素分析での組成はともに Fe58 atPd であり，応じて変態温度 Tc が約 878 K ( 48.5 at  Pd )から 1063 ± 20

規則度の相違は粒径の違いに起因する)(18)．

K ( 58 at  Pd )の範囲で変化する(40) ．したがって， FePd ナ

粒径 34 nm サイズの FePd ナノ粒子に関する Pan らの研究によると，バルク合金の規則不規則変態温度(本稿では以ノ粒子では等比組成近傍の粒子の方が Tc 低下の影響を受けやすい．

下 Tc と表記)以上で熱処理(1073 K14.4 ks)した試料におい以上のような既往の研究報告を考慮すると，規則化熱処理て 室 温 で 不 規 則 相 の 存 在 が 報 告 さ れ て い る(34) ． 一 方 ，

後に徐冷する，あるいは粒径に依存した Tc 以下で熱処理す

Allyeau らは CoPt 合金ナノ粒子について，バルク合金の Tc

ることにより，規則化が進行すると考えられる．この様子を( 1098 K )と比較して相対的に低温( 773 K )で長時間( 57.6

模式的に図に示す(41)．ここで注意すべき点は，L10A1 変
態はバルク合金では 1 次変態であるが，ナノ粒子に関する理論計算では温度に対する連続的な規則度変化が多数報告されていることである(23)(42)(44) ．このため，図 4 においてもナノ粒子規則度の連続的な温度変化を仮定しているが，その実験的検証には粒径分布・組成分布を排した理想的なナノ粒
子集団を用いた加熱観察等の実験が必要であり，未だ実現には至っていない．図 4 に示すように粒径減少に伴い Tc が低
下し，やがて室温付近あるいは室温以下にまで達した場合，
もはや熱処理による規則化は望めず，準安定不規則相が凍結されることになる(35)(36) (合金ナノ粒子におけるマルテンサ
イト変態の場合には，変態は極低温でも進行する(45))．図 3(a)(d)の粒子において観察された弱い規則格子コントラス
トは，定性的にではあるが，このような Tc の粒径依存性に

図3

FePd ナノ粒子の HRTEM 像と FFT パターン．粒径はそれぞれ(a) 2 nm(FePd ナノ粒子の拡大像を左上に示す)，(b) 4
nm, (c) 5 nm, (d) 5 nm, (e) 6 nm, (f) 9 nm.



図4

粒径減少に伴う規則不規則変態温度(Tc)の低下を示す
模式図． NP1 ＞ NP2 ＞ NP3 ＞ NP4 の順に粒径が小さい． Ta は
熱処理温度を表す．

最近の研究

伴う冷却過程での部分的規則化あるいは凍結された不規則相

mm，アンダーフォーカスで観察した．熱処理条件は(a)873

中の短範囲規則構造と推察される．そこで，規則化に及ぼすK 3.6 ks ，徐冷，( b ) 873 K 3.6 ks ，急冷，( c ) 973 K 3.6

熱処理温度と冷却速度の影響について検討することとした．

ks，急冷であり，左右の像はそれぞれ粒径約 5 nm, 4 nm の次節では，粒径 2 3 nm サイズの CoPt ナノ粒子について得られた結果を述べる． L10 型 CoPt は FePd と同様に高い結晶磁気異方性エネルギーを有し(2)，粒径 5 nm 以下の極微細粒子においても室温で強磁性が保持されうると考えられることから，近年研究報告が実験・計算ともに増加しつつある(22)(26)．なお，合金ナノ粒子における規則不規則変態とその粒径依存性に関する過去の報告例については，文献(7)の5.3節を参照されたい．


CoPt ナノ粒子の規則化に及ぼす粒径と冷却速度の影響

本研究では平均粒径 4 nm の CoPt ナノ粒子を作製し，粒径分布(約 2 nm～7 nm の間に分布)を利用して規則度に及ぼす粒径と冷却速度の影響を調べた．比較のため，規則化熱処
理後の冷却速度を 1.83 K / s ( 110 K / min ，以下，急冷)および 0.025 K/s (1.5 K/min，以下，徐冷)とした．作製した試料 の 明 視 野 TEM 像 と 対 応 し た SAED 図 形 を 図  に 示す(46)．熱処理条件は，( a ) 873 K 3.6 ks，徐冷，( b ) 873 K 
3.6 ks，急冷，(c)973 K3.6 ks，急冷である．また，それぞ)( c ′)に示す．熱れに対応した粒径分布ヒストグラムを( a ′処理条件に関わらず規則格子反射が現れており，いずれの試料においても粒径 4 nm サイズの方位配向 L10 型 CoPt 規則
合金ナノ粒子が生成していることがわかる(合金組成は Co
61 atPt)．ここで，規則格子反射001と110はそれぞれ c 軸が膜面内方向，膜面垂直方向に配向した規則相粒子に起因する(それぞれ a，cドメインと呼称)．
図に粒径 4 5 nm サイズ(平均粒径付近)の CoPt ナノ粒
子 の HRTEM 像 と FFT パ タ ー ン を 示 す(46) ． CS 値 は 4

図6

粒径 4 5 nm サイズの CoPt ナノ粒子の HRTEM 像とFFT パターン．熱処理条件および粒径はそれぞれ( a ) 873 K 
3.6 ks (徐冷)， 4.5 nm (左)， 4 nm (右)，( b ) 873 K 3.6 ks (急冷)， 5 nm (左)， 4 nm (右)，( c) 973 K 3.6 ks (急冷)， 4.5 nm(左)，4 nm(右)．

図5CoPt ナノ粒子の明視野 TEM 像と対応した SAED パターン．熱処理条件はそれぞれ(a) 873 K3.6 ks(徐冷)，(b) 873 K)(c′)は対応した粒径分布ヒストグラム．
3.6 ks(急冷)，(c) 973 K3.6 ks(急冷)．(a′

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan粒子における観察結果である．いずれの場合にも，L10 型規ン上で 001 あるいは 110 規則格子反射の強度は極めて弱く，則構造が形成されていることが像および FFT パターンから

規則度は低いと考えられる．本試料において規則格子が観察わかる．また，粒子中心部と比較して周縁部では(110)面にされた最小粒径は約 2 nm であった．

対応した規則格子のコントラストがやや弱くなっている．こ一方， 873 K, 973 K いずれからの急冷試料においても，の起源について次節でモデルクラスターを用いた像シミュレ

これら規則格子に起因した像強度の変調や FFT での規則格

ーションに基づいて述べる．

子反射は全く見られず，不規則相(Al, FCC 構造)であること

図に粒径約 3 nm サイズの CoPt ナノ粒子の HRTEM 像が判明した(図 7 (b ) , ( c))．この観察結果は，粒径 3 nm サと FFT パターンを示す(46) ．熱処理条件は( a ) 873 K 3.6 ks

イズの Co61 atPt 合金ナノ粒子における規則不規則変態(徐冷)，(b)873 K3.6 ks(急冷)，(c)973 K3.6 ks(急冷)，

温度は 873 K 以下(バルク合金では Tc ～ 1023 K )(40) であるである．これらのナノ粒子は粒径分布ヒストグラムの下限付ことを示している．したがって，熱処理後に徐冷することに近に相当する．873 K で熱処理後徐冷した試料では L10 型規より冷却過程で規則化する(図 7 ( a )，ただし規則度は低則格子が生成しており，図 7 ( a )左では規則格子の( 001 )面

い)．一方，急冷した場合には不規則相が凍結されることにによる倍周期の格子縞が，図 7 ( a )右では( 110 )格子縞が見なる(図 7(b)，(c))．また，粒子サイズをパラメータとしたられる．このとき，前図 6 に示した粒径 45 nm サイズの粒

急冷試料に関する不規則相粒子の存在割合は，873 K 熱処理

子と同様に，粒子周縁部で規則格子のコントラストが徐々にの場合，全体の 14であり(図 7 ( d ))，一方， 973 K 熱処理

低下していることがわかる．さらに，対応した FFT パターの場合には 24であった．このように， Tc の粒径依存性が顕在化する粒径範囲のナノ粒子では，冷却速度が規則化を支配する重要な因子であることが判明した．これらの結果は，Alloyeau らの低温時効による規則化の報告と一致する(25)．

また， Co Pt 合金における相互拡散係数の文献値(47) を用いて拡散距離を見積もると， 873 K で 3.2 nm ， 773 K ではわ
ずか 0.3 nm となる(拡散時間 3.6 ks )．粒径減少による変態
温度の低下・規則度の連続的な温度変化ともに，このような速度論的制約により，規則度の低いナノ粒子が生成し易いことがわかる．

.

観察結果に対する HRTEM 像シミュレーションからの考察

粒径 3 5 nm サイズの CoPt ナノ粒子において，粒子中心部と比較して周縁部では(110)面に対応した L10 型規則格子のコントラストがやや弱くなっていることを前節で述べた(図 6 ，図 7 ( a ))．この起源が粒子形態に起因するものであ
るか，あるいは粒子表面近傍での規則度低下によるものかを明らかにする目的で，構造モデル(切頭八面体， L10 型構
造，規則度 S ＝ 1)を用いた像シミュレーションを行った(結像条件は， CS ＝ 1 mm, Df ＝ 1.7 nm ，加速電圧 300 kV )．この と き ， 粒 径 の 異 な る 2 種 類 の L10 型 構 造 モ デ ル に つ いて，それぞれ[ 001 ]入射および[ 100 ]入射にて計算を行った ． 構 成 原 子 数 は そ れ ぞ れ 8,000 個 ( Co4032Pt3968 ， 粒 径 は[100]方向に 5.7 nm，［001]方向に 5.5 nm)ならびに1,289個［001]方向に 2.9 nm)(Co657Pt632，粒径は[100]方向に 3 nm，である．まず，粒径 5.7 nm の構造モデルについて[ 001 ]入射で得られた計算結果について述べる．図(a)は構造モデ
ルの模式図(赤が Pt ，青が Co )を，図 8 ( b )はそのシミュレーション像を示す．図 8(b)を見ると，粒子中心部から{100}あるいは{111}ファセットに近づくにつれて像コントラスト
図7

粒 径 約 3 nm サ イ ズ の CoPt ナ ノ 粒 子 の HRTEM 像 とFFT パターン．熱処理条件と粒径はそれぞれ( a ) 873 K 3.6 ks(徐冷)， 3.5 nm (左)， 3 nm (右)，( b ) 873 K 3.6 ks (急冷)， 3
nm (左)， 3 nm (右)，( c ) 973 K 3.6 ks (急冷)， 3.5 nm (左)， 3
nm(右)．(d)粒径分布ヒストグラム(873 K
3.6 ks 熱処理，急冷)．

が弱くなっていることがわかる．それぞれのファセット方向についての像強度プロファイルと対応した構造モデル断面模({100}ファ式図を図 8(c)，(d)に示す．プロファイル AA′({111}ファセット間)においてセット間)と比較して， B B′

最近の研究

図9

粒径 3 nm サイズの構造モデル( Co657Pt632 )とシミュレーション像．(a)[001]入射，(b)[100]入射．

.

お

わ

り

に

図8

( a )[ 001]方向から投影した切頭八面体構造モデル(L10型構造，Co4032Pt3968，赤が Pt，青が Co)と(b)シミュレーショ
ン像．( c){ 100 }ファセット間(A A′)での像強度プロファイル)での像強度プ(d200＝ 0.19 nm )，( d){111 }ファセット間(B B ′ロファイル(d110＝0.27 nm)．

本稿では，L10 型強磁性規則合金ナノ粒子における最近の研究について，原子的構造と規則不規則変態に焦点を絞りその一端を紹介した．規則合金ナノ粒子において，粒径低下に伴う不規則構造の出現やその粒子サイズについて，合金系や粒子形成手法による相違など，これまでに数多くの実験結

顕著な Pt 位置での像強度の低下が見られ，規則構造像コン果が報告されてきた．この現象はバルク合金における規則化

トラストが低下している．このとき，ファセット近傍での厚と対比して，有限の原子数で構成された孤立粒子における規さ変化(減少)は{ 111 }ファセットにおいて著しい．すなわ

則化の駆動力(自由エネルギー変化)という観点から理解が可

ち，本研究で観察された粒子周縁部での規則格子コントラス

能である．本研究では統計熱力学的要因に加え，冷却速度とトの低下は，粒子形態(厚さ減少)による像強度変化により説いう速度論的観点から，従来の実験結果を説明できることを明可能である．［100]入射の場合にも全く同様の傾向が見ら示した．このとき，高々1.8 K/s 程度の冷却速度でも顕著なれた．回折強度計算によると，L10 型規則合金では試料厚さ

急冷効果が生じる点が合金ナノ粒子の特徴と言え，このようと共に多重散乱の影響で規則格子反射が増大する(例えばな実験結果を説明する速度論的解釈が必要となっている．

CoPt[001]入射の場合，厚さ約 3～12 nm の範囲で規則格子

本稿においては，結像系収差補正 HRTEM がナノ粒子構

反射強度が増加)．これにより，相対的に試料の厚い領域は造観察手法として重要であることを示した．この手法の利点

薄い領域に比べて見かけ上，より高い規則構造像コントラス

 正焦点近傍として以下の 3 点が挙げられる．すなわち，トを与えると考えられ，観察結果を説明できる．

での像観察が可能となったこと(アーティファクトの軽減，

図に粒径 3 nm の Co657Pt632 構造モデルについて得られ CS を始め多界面・粒界・ナノクラスターの観察に有利)，

た像計算結果を示す．図 9 ( a )は[ 001 ]入射，( b )は[ 100 ]入くの高次収差が補正されていること(分解能・像質の飛躍的射である．入射方向によらず，この場合にも粒子周縁部での 試料の高角度傾斜と超高分解能の両立(例えば本研向上)，

規則格子コントラストの低下が観察される．図 8 ( b )と同

究 で 用い た 電 顕で は ，通 常 の 2 軸 傾 斜 試料 ホ ルダ ー に て様，｛ 111 }ファセット近傍での像強度低下が著しい．さら± 35 °の傾斜が可能)，である．これら 3 要素はいずれも従に，晶帯軸からのわずかな試料傾斜(9 mrad(＝0.5°))により来型電顕には無く，材料科学の研究において極めて重要な意

規則格子のコントラストは大きく変化し，像および FFT パ味を持つ．収差補正電顕と付属分析技術による原子的構造とターンからの規則格子の識別が困難になることも判明した．

微細組織・組成の解明は，新しい材料創製や現象の解明に資

以上の結果から，本研究で観察された粒子周縁部での規則するところが大きいと期待される．

格子コントラストの低下は，粒子形態(厚さ)による像強度変化により定性的に説明できることが明らかとなった．

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan

最後に，本研究の遂行に際しお世話頂いた，東北大学先端



電子顕微鏡センター(旧百万ボルト電子顕微鏡室)の青柳英二
氏，早坂祐一郎氏ならびに東北大学大学院生の簗嶋啓吾氏(現株式会社千代田化工建設)にお礼申し上げます．本研究の一部は，科学研究費補助金，加藤科学振興会，村田学術振興財団の支援を受けて実施した．

文

献( 1 ) Y. Shiroishi, K. Fukuda, I. Tagawa, H. Iwasaki, S. Takenoiri,
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790.
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(42) R. V. Chepulskii and W. H. Butler: Phys. Rev. B, 72(2005),
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(45) K. Asaka, T. Tadaki and Y. Hirotsu: Philos. Mag. A, 82(2002), 463
478.
(46) K. Sato, K. Yanajima and T. J. Konno: Philos. Mag. Lett., 92(2012), 408
416.
(47) Y. Iijima, O. Taguchi and K. Hirano: Trans. Jpn. Inst. Met., 21(1980), 366
374.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
佐藤和久
1999年 3 月 大阪大学大学院工学研究科マテリアル科学専攻博士前期課程修了
1999年 4 月 大阪大学産業科学研究所助手(2007年 4 月より助教)
2006年 7 月 イリノイ大学客員研究員(併任，2007年 8 月まで)
2007年10月 東北大学金属材料研究所助教
2014年 6 月 現職
専門分野材料科学，電子顕微鏡◎ナノ磁性材料・金属材料の電子線構造解析に従事．これら構造・機能材料
における原子的構造・微細組織と機能発現メカニズムとの関わりに関心を持つ．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

佐藤和久

今野豊彦

弘津禎彦

最近の研究

材料の組織形成とその理論―第 3 回―
～組織粗大化過程の総合的解析～
宮

.

崎

亨

組織の粗大化過程の総合理論

･ 析出物の粒径と平衡濃度(GibbsThomson の関係)
ゾーンであれ析出物であれ，形成された相分解組織は粗大化の過程に入る．粒子が形成された直後では，粒子の周囲に過飽和に固溶している溶質原子がまだ十分残存するので，これを吸収することにより粒子は粗大化する．しかし，ある期間この状態が続くと，地相中の溶質濃度は固溶限度近くまで減少し，地相中から溶質原子を集めることが困難になる．この段階では，すでに微細な粒子が多数形成されているので，今度は全表面エネルギーを減少させるよう粒子は集合し，粗大化する．勿論この期間，粒子数は減少して行く．この粗大化過程において，小さい粒子は地相中へ再固溶し，原子状態
で地相中を拡散して大きな粒子の表面へ再析出する過程をとる．このような粗大化現象を理解する上に最も重要な関係式

図5･1

粒子サイズによる界面平衡濃度の差異． G b小,
G b大 はそれぞれ小粒子と大粒子の Gb を示している．

は，粒子径と粒子界面における平衡溶質濃度の関係を表わしたギブスートムソン(GibbsThomson)の式(1)である．

g V( 2RTr)c(r)≒ce(∞) 1＋

Sm

ネルギーが増加し小粒子の b 相の自由エネルギーは高くな(5･1)る(G b小 と表示)．その結果として，a 相との平衡濃度は c2 となり，粒径が大きい場合の c1 よりも高濃度側へずれる．

ここで c(r)および c(∞)は，それぞれ半径が L と∞の析出

さて式(5･1)の関係を用いて，粒径の違いによる粒子の安粒子の界面における溶質の平衡濃度， gS は単位面積当りの定性を考えよう．粒子が形成された直後では，図･(a)のよ表面エネルギー，Vm は析出粒子のモル体積，R はガス定数，

うに全ての粒子の平衡溶質濃度 c ( r )は地相濃度 cM ( c0 )よT は温度である．この式の意味するところは，析出物の粒り低いので地相から粒子へ溶質の流入が生じ，各粒子は粗大

径 r によってその界面で平衡する溶質濃度が異なり，粒子径化する．この過程における粒径の粗大化速度 r· は，時間 t のが小さいほど平衡濃度が高いことである．このことは図･

約(1/2)乗に比例することが知られている．その後，時間経より容易に理解できよう．a 相中に粒径の異なる 2 つの b 粒

過して地相濃度 cM が減少すると，図( b )のように粒径の小子が存在する場合，粒径の小さい粒子の方が粒子表面の曲率

さい粒子では，その平衡濃度 c(r1)が cM より高くなり，このが大きいので表面エネルギーが大きくなり，その分だけ全エ

粒子では溶質は逆に地相へ流出し粒子は小さくなる．一方，

名古屋工業大学名誉教授(〒4708555 名古屋市昭和区御器所町)
The Formation of Microstructure in Materials and Its Theoretical Basis () ～Synthetic Analysis of Microstructure Coarsening～; Toru
Miyazaki(Emeritus Professor, Nagoya Institute of Technology, Nagoya)
Keywords: stability bifurcation of coarsening of precipitates, synthetic analysis of microstructure coarsening, elastic interaction energy, splitting of
precipitate particle
2014年 3 月27日受理[doi:10.2320/materia.53.479]

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan図 5･ 3

図5･2

時効時間の経過に伴う粒子成長則の変化．

Gibbs Thomson の式に基づく析出粒子界面における溶質原子の流れ．

粒径の大きな粒子では c ( r )＜ cM であるため溶質は流入し粗大化する．この段階では平均粒径 rš を持つ粒子は，図(b)の中央の粒子のようにまだ粗大化傾向にある．したがって，粒子の体積比はこの段階ではまだ増加している．さらに時間が経 過 す る と 地 相 濃 度 cM は ほ ぼ 平 衡 組 成 ce1 に ま で 減 少 する．この段階に至ると平均半径の粒子の c ( rš )は cM と等し
く，消滅も粗大化も生じないが， r ＜ rš の粒子は粗大化す

図 5･ 4

る．この時，大きい粒子の粗大化は，溶解した小さい粒子の弾性拘束の弱い合金に於ける g′粒子の成長粗大化挙動(オストワルド成長)．

溶質原子が大きな粒子へ固相中を拡散することによってまかなわれる．したがって，この図(c)段階では析出物の地相に対する体積比 fV はほぼ不変である．この過程を繰り返すこ

rš 3－r 30＝とにより平均粒径は徐々に大きくなる．この図(c)のような

8DBgSc(∞)V 2m( t － t 0)
9kT

(5･4)

粗大化過程をオストワルド成長(Ostwald ripening)と呼び，以上のことを平均粒径 rš の時効時間 t に対する変化で示す

析出が完了した後の粒子の粗大化機構である．

と，図･のように最初ほぼ t 1/2 に比例して粗大化した粒子は過渡的段階を経て，t 1/3 に比例するオストワルド成長段階

･ オストワルド成長(Ostwald ripening)へ到達する．図中の(a), (b), (c)は図5･2の三つの段階にそオストワルド成長は，析出粒子と地相との間の界面積を減れぞれ対応している．

らすことにより全界面エネルギーを減少させるようとする結果生じる．オストワルド成長の理論としてよく知られている

長粗大化が進んでも変化しない．すなわち，サイズ分布には平均粒子で規格化された粒子のサイズ分布 f(r, t)は，成のが， Lifshitz と Slyozov(2) および Wagner(3) が提案した，自己相似性があり，式(5･5)で表わされるサイズの分布関数

いわゆる LSW 理論であり，析出粒子成長を考える上では，

f (r, t)は，粒子の平均半径 rš (t)によりスケーリングが可能で今日まで常に基本となって来た．この理論が示唆する重要なある．

ポイントは次の 2 点に集約される．


f (r, t)＝

時間 t における粒子の平均サイズ rš (t )は，
rš (t )m－rš (0)m＝Kt

(5･2)

1

(5･3)

で表わされる． K は速度定数である．成長が原子の体拡散に支配されているならば，m＝3 となる．すなわち，



0

(5･5)

ここで n(t)は粒子数，rš (t)は平均半径，r は平均半径で規格化した粒子半径 r(t)/rš (t)で，P0( r)はスケールされたサイズ

または，事実上 rš (0)＝0 であるから
rš (t )＝Kt m[nrš ((tt))]･P ( r)分布関数であり時間 t に無関係である(2)．
LSW 理論を支持する実験結果は多い．その例として，Ni基合金の g′析出物の粗大化(4)を図･に示す．図( a )は時効

講義ノート

時間 t と粒子の平均サイズ(半径)rš の関係を示したもので，

･･ 析出粒子の成長分岐理論

log t と log rš の間には直線関係が認められ，その傾きは，ほLSW 理論では粗大化の駆動力は界面エネルギーのみであぼ 1 / 3 で， LSW 理論の rš ∝ t 1/3 の関係が成立している．図ると考えられてきた．しかしながら，析出粒子の粗大化は弾(b)は g′粒子のサイズ分布の広がりを示す標準偏差 s で，粒性歪を生じやすい合金でも生じることは紛れもない事実であ子が粗大化しても s の値はほぼ一定である．このことは組り，弾性的な拘束が固体中の析出粒子の成長挙動に影響を及

織に自己相似性があること，言い換えれば，平均粒子サイズ

ぼすと考えることは当然のことである．したがって，合金にrš に関するスケール則が成りっていることを意味している．

おいては，析出粒子の成長に関する理論を展開する上で，界

しかしながら，LSW 理論では説明できない実験結果も多面エネルギーに加えて弾性歪エネルギーをも考慮する必要がく，成長速度が t 1/3 則に従わない例もかなり多い．特にサイある．

ズ分布については，ほとんどの合金系において LSW 理論の予想と一致していない．これらの不一致は，LSW 理論が本




組織モデル

来，粒子の体積分率の極めて低い，広い粒子間隔でまばらに組織の安定性を論ずるには，その組織自由エネルギーを評分布している粒子の成長を対象とした理論であることに起因価しなければならない．時効，析出により形成された組織にしている．つまり，多数の粒子からの拡散フラックスの相互は多数の析出粒子が関連するので，本来，エネルギー評価は干渉を考慮していないことに起因する．

多体問題として取り扱われなければならない．しかし，その･ 弾性拘束系における析出粒子成長の分岐ような計算は複雑なので，最も簡単なモデルとして，非等方弾性体の地相中に，地相と弾性係数の異なる 2 個の球状析

LSW 理論あるいは修正を施した MLSW 理論でも説明で

出粒子 a と b (体積は各々 Va, Vb )が，距離 L を隔れて対に 同一
きない粒子の成長挙動は多い．その代表的な現象は，

なって存在している組織を考えよう． Va ＋ Vb ＝ V (一定)と合金系でも合金組成によって成長速度が，図･に見るよういう条件下で両粒子のサイズが変化する時，相対的なサイズ

 粒子径によって成長速度が異なり，大に大幅に異なる事，

の違いを示すパラメータ R(6)を式(5･6)にて定義する．

 の現粒径では成長が極めて遅く停止する場合がある事，

R＝ これらの現象
象に連動して粒径分布が大きく変化する事，

ra － rbra ＋ rb(5･6)は弾性拘束が大きい合金系で著しい，ことなどである(5)．こここで ra と rb はそれぞれ a および b の半径であり－1R1

れらの現象は界面エネルギー支配のオストワルド成長理論でである．R＝0 で ra＝rb となり，a と b が同じサイズ(すなわは全く説明できない現象で，完全に別の成長機構が生じていち平均半径 rš )で存在する状態を表わしている． R が 0 からると考えざるを得ない．以下に，新しく導入された析出粒子＋1 へ増加することは，a 粒子が大きくなり b 粒子が小さくの粗大化現象についての総合的な理論を記述する．これによなることを，逆に R が 0 から－1 へ減少することは，b 粒子って，析出粒子のオストワルド成長挙動と説明不可能であっが成長し a 粒子の方が消滅していくことを意味している．

た粗大化現象を統一的に理解することができる．

R＝±1 では a, b 粒子のいずれか一方のみが存在する．

いま析出組織が，距離 L を周期として分布している多数の粒子からなっていると仮定すれば， a, b の 2 体粒子は，地相中で 2L3 の体積を持った領域を占有していると考えることができる．したがって，粒子の体積分率は f＝V/2L3 である．V は両粒子の体積の和で一定であるから，
V＝

( )

4p 3
4p 3
(r a＋r 3b)＝2
rš
3
3

(5･7)

である．したがって，粒子の平均直径 2rš 3 で規格化した粒子
間距離 d(＝L/2rš )を導入すれば，結局次式が得られる．
f＝

( )

V
4p 3 1
p
＝2
＝
rš
2L3 6
2L 3
3

3

(2Lrš ) ＝6pd

3

( 5･ 8)

よって，f は V に依存せず，d のみの関数である．


径の異なる粒子間の弾性相互作用エネルギーa, b 粒子を含む系の組織自由エネルギー Esys は式(5･9)で表される．
Esys＝Gc＋Estr＋Eint＋Esurf( 5･ 9)

このうち，ここで設定されている粒子の体積比と形状が変わ
図 5･5

CuCo 合金における粗大化速度指数 m 値(lm＝Kt)の組成依存性．

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan

らない条件下では，相対的粒径 R が変化しても， Gc と Estrはほとんど変化しない．したがって，Eint＋Esurf のみを考慮においても，両粒子がわずかに離れている位置で弾性相互作

すればよい．

a, b 両粒子間の弾性相互作用エネルギー Eint は幾人かの研用が最大となる．さらに，その値は R が 0 に近づく程小さ究者(7)(9) によって示されている．ここではハチャトリアン

くなる．すなわち，二つの粒子が同サイズの時に弾性相互作(Khachaturyan)(8)の方法を示す．

用は強く，両粒子のサイズの差が大きくなるにつれて弾性相Eint(L)＝

1∑Fab(n)Sa(q)Sb(－q)exp(iq･L)
V0 q(5･10)

ここで， V0 は a, b 粒子を含む系全体の体積， n はフーリエ

互作用は弱くなる．
次に，2 粒子の平均サイズを rš ＝100 nm に固定した時の両粒子が持っている全エネルギーの R 依存性を見よう．粒子

波数ベクトル q に沿った単位ベクトル， L は a, b 粒子の中間距離 d をパラメータとして求めた結果が図･である．二心間の位置ベクトルである．式(5･10)の Fab (n)はフーリエつの粒子が離れている時(d＝2.5)には，エネルギーの最大が空間における弾性エネルギー関数で，式( 5 ･ 11 )を用いて計R ＝ 0 に，最小が R ＝± 1 の所に現われている．しかし，粒算できる．太字は 3 次元表記である．

子の間隔が狭くなる(d ＝ 1.6)と， R＝ 0 の所が窪み，エネルb1Fab(n)＝Vab－F aj (n)G－jk (n)F k (n)(5･11)

ギーの極小が現われる．さらに粒子が接近する(d＝1.1)と R

F aj (n)＝Cjklmh almnkb
Vab＝Cjklmh ajkh lm＝0 におけるエネルギーの落ち込みは大きくなり，ついにはGjk(n)＝Cjklmnl hm

つまり，1 個の粒子よりもその粒子が分裂して 2 個の粒子に

hij は変形勾配テンソルで，ここではなった方がエネルギー的に安定になる．この図ではパラメー

R ＝± 1 に代わって R ＝ 0 の状態がエネルギー最小となる．

 1 0 0abh ＝ h ＝h 0 1 0
0 0 t 

h＝ e T
11

タとして粒子間距離 d をとったが，d と粒子の体積比 f との
(5･12)

間には式( 5･ 8)の関係があるので， f をパラメータとしても

eT
33
t＝ T
e11

のような対角化した形となる．h は歪の大きさを表わすスカ
ラー量である．t は歪場の正方晶比で，a, b いずれの粒子も
a 軸もしくは b 軸方向の t 倍の歪が c 軸方向に生じている事を示している．このような正方晶歪場を導入すると，一般形状の粒子が持っている異方性歪場を近似的に計算することができる．式(5･10)の Sa(q)は，フーリエ空間における形状関数で，Sa(q)＝ua(q){1－d(q)}(5･13)と示される．d(q)はフーリエ空間の原点で 1，他の領域では0 となる関数である．また ua(q)は形状関数で，q(＝|q|)の変域は，a を格子定数とした時，
4p 3
pqmax＝32 3
3
a

図5･6

相対粒径パラメター R による 2 体粒子間の〈100〉方向の弾性相互作用エネルギーの変化．

図 5･7

粒子間距離の異なる 2 体粒子の組織自由エネル
ギーの R 依存性．

(5･14)

から，その最大値 qmax が定義される．また形状関数の具体的式は次式にて与えられる．

u a(q)＝3Va

sin(qra)－cos(qra)( q r a )3

(5･15)

界面エネルギーa, b 両粒子の界面エネルギーの和 Esurf は，Esurf＝gS(sa＋sb)(5･16)

で与えられる． gS は粒子の単位表面あたりの界面エネルギ
ーで，sa と sb はそれぞれ a 粒子と b 粒子の表面積である．
･･ 析出粒子安定性に対する分岐図(5)図･は， Cu 中の〈 100 〉方向に並んだ一対の球状 Co 析出
粒子について，2 体粒子の相対的なサイズパラメータ R を変化させた場合，弾性相互作用エネルギーが粒子間距離 d に対してどのように変化するかを示している．いずれの R 値



講義ノート

同様の議論ができる．すなわち， f が増えれば R ＝ 0 におけほど粒径均一化領域に入りやすい事が判る．

るエネルギーの落ち込みは大きくなる．
R および d (または f )が変化する時の全エネルギーの変化

･･ 分岐理論から予測される析出粒子の挙動
粒子径の均一化と成長粗大化の停止(10)を，立体的に表わしたのが図･の模式図である．図中の太

実線はエネルギー面の尾根を示している．この図は Region

NiMo 合金中の Ni4Mo 析出物について，平均サイズ rš と(領域)と呼ばれる影をつけた領域と，その外側に広がっ

時効時間 t との関係は，図･( a)のようになる．時効初期ている Region (領域)と呼ばれる領域から成り立っていには t 1/3 則に従い粒子は成長するが，分岐図形の領域に入る．領域では，エネルギーの最小は， R＝±1 の所にある

ると成長速度は遅くなり，ついには成長がほとんど停止すためエネルギーは黒矢印で示す方へ向けて下がっている．一る．それに伴って，サイズ分布の標準偏差 s の値は，時効方領域では， R＝0 に沿ってエネルギーが極小となる谷がが進むにつれて徐々に小さくなる(図5･11(b))．つまり，粒存在する．このようなエネルギーの谷ができるのは，粒子サ子の成長が停止すると共に，粒子サイズのばらつきも少なく

イズの均一化に伴って粒子間弾性相互作用が大きくなり界面なって来る．したがって，この合金系の場合，多くの粒子がエネルギーの増分を上回った結果である．さらに f が大きく

30 ～ 40 nm のサイズに揃って来る．すなわち，組織の均一(d が小さく)なるにつれて全エネルギー極小の谷はますます化が起こる．同様の現象は多くの合金で観察されている．こ深くなり，ついには R＝±1 のレベルよりも低くなってエネの粒子成長の速度論についての理論的計算は川崎，榎本(11)ルギー最低となる．

が行なっており，粒子成長の粗大化の停止がよく再現されて図･は図 5 ･ 8 を底面に投影したもので，実線は rš ＝ 100

いる．

nm ，点線は rš ＝ 50 nm の分岐図で，粒径の増加によって領このように，弾性拘束が強く弾性エネルギーが支配的な系

域が拡大することがわかる．これは平均粒径の増加によっ

では，成長速度に関する t 1/3 則およびサイズ分布に関するスて弾性相互作用が増加したことによるものである．この分岐ケール則の両者ともに成立せず， LSW 理論あるいはその修

図形は R, d(または f )および r から構成されているので，こ正理論は全く役に立たない．さらに TEM 観察で明らかとな

れらの3 軸空間で記述すると判りやすい．図･はそれを示しており，弾性相互作用が支配する領域は，粒子径 r と f
が共に大きい領域にワインカップ状に存在する．領域の広がりは，析出粒子と地相の格子ミスフィットが大きい合金系ほど広い．この 3 次元分岐図形から，体積率 f の大きな合金

図5･10

図 5･8

領域(Region)の立体表示．

相対粒径パラメター R と粒子間距離 d に対する
Gsys の局面．

図 5 ･ 11
図 5･ 9組織分岐図形の平均粒径 rš による差異．

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan

弾性拘束が強い Ni Mo 合金中の Ni4Mo 粒子の成長挙動(平均サイズと標準偏差)．



真に見られるように，下駄の歯状に〈100〉方向に並んだ 1 対の板状粒子が地相中に分散した状態となる(5) ．あるいは 8個の小粒子に分裂する場合もある．これも粒子間弾性相互作用エネルギーの効果で，周囲に相互作用する粒子がない場合には，自ら分裂して全エネルギー Esys を減じているのである．

(次号へつづく)

文

図5･12g′粒子の分裂．(a) 分裂の過程(b) 形成された2 枚の板状粒子．

った組織の均一化は，分岐理論による予測通りの現象である．この現象は析出粒子の成長粗大化が遅い事から，材料の高温劣化が遅くなることが期待され，実用的にも重要な意義を持っている．
( 1 ) J. W. Martin and R. D. Doherty: Stability of Microstructure in
Metallic System, Cambridge (UK), Cambridge University
Press,(1976).
( 2 ) L. M. Lifshitz and V. V. Slyozov: Solids, 19(1961), 35.
( 3 ) C. Wagner: Electrochem., 65(1961), 581.
( 4 ) T. Miyazaki: Progr. Mater. Sci., 57(2012), 10101060.
( 5 ) T. Miyazaki and M. Doi: Mater. Sci. Eng. A, 110(1989), 175185.
( 6 ) W. C. Johnson: Acta Metall., 32(1984), 465.
( 7 ) H. Yamauchi and D. DeFontaine: Acta Metall., 27(1979), 763.
( 8 ) A. G. Khachaturyan: Theory of Structural Transformation in
Solids, Dover, Pub., USA, (2008).
( 9 ) 村外志夫，森勉マイクロメカニックス，培風館，(1976).
(10) R. Wagner and K. Reinhard: Phase Transformation in Materials in (Vol 5) Materials Science Technology, (ed. by P. Haasen), VCH, New York, (1991).
(11) K. Kawasaki and Y. Enomoto: Physica A, 150(1988), 1399.

析出粒子の分裂★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

弾性拘束の強い合金系では，さらに珍しい現象が起きるこ

1960年名古屋工業大学卒業
1965年東北大学大学院工学研究科博士課程修了
東北大学金属材料研究所助手，名古屋工業大学助教授，
教授，副学長を経て名誉教授
専門分野相変態論，材料強度学◎スピノーダル分解，組織自由エネルギー論，組織分
岐理論，組織シミュレーション，組成傾斜時効法などの開発．

とがある． Ni Al や Ni Si 合金を g ′析出線直下で時効すると，g′粒子が地相中にまばらに析出する．格子ミスマッチ hの値は前者の合金で 0.563 ，後者の合金で－ 0.30とかな
り大きいため，弾性歪エネルギーの効果により粒子の形は立方体である．このような状況下でさらに時効を続けると粒子は成長していくが，あるサイズに達すると図･の TEM 写



献

宮崎

亨

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

講義ノート

標題のセンターは，本年( 2014 年) 4 月 1 日に，本学超高圧電子顕微鏡室を改組して新たな学内共同利用施設として発足した．本誌の“紹介”記事では組織変更についても扱うこととなっており，編集委員より寄稿のお声がけをいただいた．学部や大学院など学会員に大きく関わる改組を主に対象としているのではと思うが，折角頂いた機会なので九州大学
での電子顕微鏡共同利用体制についてご紹介したい．
九州大学の超高圧電子顕微鏡室は， 1975 年に本学に超高圧電子顕微鏡が設置されたことによって発足し，先端的な電子顕微鏡を用いた研究環境を学内の研究者に提供することを使命として運営されてきた．開所当初から全学的な共同利用と協力体制が構築され，関係者の努力によって逐次先端的な研究設備のキャッチアップが進められ，物質の微細構造に関する新しい研究の実施を可能にしてきた．九州大学は，
2005 年度から福岡市西区元岡に新たに造成した伊都キャン
パスへの統合移転を進めているが， 2005 年 5 月にはいち早
く新キャンパスにオメガ型電子分光エネルギーフィルターを内蔵した新規超高圧電子顕微鏡の設営を開始するとともに，その後も収差補正高分解能電子顕微鏡や超伝導マイクロカロ
リメーター X 線分光器を装備した走査電子顕微鏡等の特色ある設備の整備が行われ，現在ではそれぞれ特徴ある機能をもつ 11 台の透過電子顕微鏡と走査電子顕微鏡，集束イオン加工装置等の周辺機器を配備した施設となっている(1)．
超高圧電子顕微鏡を核とする同様の共同利用施設は国内主要大学に設置されているが，九州大学の特徴としては利用者が学内の様々な部局に広がっていることが挙げられよう．最大利用部局の工学研究院においても，物質系に限らず機械
系，環境系も含めたほとんどの部門が利用しており，専門が閉じていない．新しく開設された部局・センターからの利用も少なくなく，新任の研究者による新たな研究開始にも本施設は有効に活用されており，利用登録者は年々増加している．
このような先端的研究施設の共用システムは，機関内に限らず我が国の研究振興の上で極めて重要とされている．現
在，文部科学省はナノテクノロジー材料分野の研究振興のために「ナノテクノロジー・プラットフォーム」事業(2)を進めており，本センターはその一つの「微細構造解析プラットフ
ォーム」(3)に国内の主要な 9 機関とともに参画して，学外の研究者にも利用されている．さらに，北大，名大，阪大と協力して「超高圧電子顕微鏡連携ステーション第 2 期」事業(4)を進めて，我が国の独自技術である超高圧電子顕微鏡の利用を国内の研究機関に開放している．この他にも，九州大学学
術研究都市推進機構(OPACK)と連携して主として民間企業との産学連携研究を推進する自主事業「超高圧電子顕微鏡フォーラム」(5)も実施しており，本施設は学外者に対しても開かれた共同研究，研究支援，ならびに産学連携研究を推進し

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan

図1

九州大学に設置されているオメガ型電子エネルギーフ ィ ル タ ー を 内 蔵 し た 超 高 圧 電 子 顕 微 鏡 JEM 
1300NEF ( 左 ) と 超 伝 導 マ イ ク ロ カ ロ リ メ ー タ ー
XEDS を装着した走査電子顕微鏡 ULTRA55(右)．

ている．
このような研究施設の開放的共用運営は，単に先端的研究設備を利用開放するだけでは達成できない．先端装置を新し
い研究の可能性を拓く“栄養素”に例えるならば，栄養素の“摂取”(開発と導入)とともに，それを“消化”する活動，
すなわち先端装置を利用した課題解決に向けた実践的解析手法の確立を進めるとともに，そこで得られた“エネルギー”
を必要としているところに運ぶ“血液”の役割(新技術の普及，研究協力支援，講習教育活動)があって初めて，先端的研究施設の共用による研究先導が可能になる．同施設では，主要な学内利用者によってそれぞれが培った研究成果を基に，相互に技術提供や相互協力による装置開発，教育研究の先進化を進めてきた．しかしながら，昨今の急速な研究動向の変化や発展に対応するには，装置の先端性に合致した研究
開発機能の充実と高度化がますます求められており，ボラン
ティア的な学内協力だけでは対応が難しくなってきている．
海外でも主要な大学や研究機関で電子顕微鏡施設の共用化とネットワーク化が急速に進んでおり，そこでは先端装置の重点的設置だけでなく，それと併せて運営する研究体制の充実も進められて多様化する先端研究のニーズへの迅速な対応を可能にしている．ここでのキーワードは装置の先鋭化とそれに見合った人的体制の構築である．たとえ装置が最先端であっても，それに見合った研究展開力がないと宝の持ち腐れになりかねない．今回の改組は，このような顕微解析研究の動向を背景にして，電子顕微鏡による先端的な物質材料研究を推進しながら，同施設の共同利用の運営に携わる教授 2 名のポストが配置されたことによる．もちろん，高々 2 名の教員配置だけで事が済むわけではなく，これを核にしてさらに体制を充実させていかねばならない．引き続き多くの方々に関心を持っていただければ幸いである．

文献( 1 ) URL: http://www.hvem.kyushuu.ac.jp( 2 ) URL: https://nanonet.go.jp( 3 ) URL: http://www.nims.go.jp/acnp/( 4 ) URL: http://www.uhvem.osakau.ac.jp/jp/st/( 5 ) URL: http://www.hvem.kyushuu.ac.jp/forum.html(2014年 6 月30日受理)[doi:10.2320/materia.53.485](連絡先〒819
0395 福岡市西区元岡744)エネルギーを加え状態遷移を強制的に起こすことで，現象を加速するとともに熱活性化過程の詳細を明らかにする手法があります．私は，この ABC 法を用いて金属ガラスの緩和過程の温度依存性の解析を行うため，まず既存の分子動力学法の計算コードに本手法をインプリメントすることから始めました．プログラムの作成を通して，計算ループや順序を少し変えることで並列計算効率が何倍にもなることなど実感しま
した．学部の演習の授業では並列化効率や計算効率までを考えてプログラム作成をしていませんでしたので，このとき身についたプログラミングの知識や技術が，その後の計算機を用いた研究において大変な力となりました．その後，緩和過程の解析に成功し，翌年度に成果をまとめて無事論文として発表することができました．この年度より金属ガラスの原子論に造詣の深い譯田真人助教が尾方研究室に赴任され，執筆に際して金属ガラスの実験的・原子論的な背景に関して様々な観点からアドバイスを頂くことができたのも幸いでした．
また，その後も現在に至るまで，先生方の人脈を通じて，海
私は，大阪大学大学院基礎工学研究科機能創成専攻の博士

外留学や国際会議での発表，各種金属ガラスの研究会やプラ

後期課程 2 年に在籍し，同専攻尾方成信教授にご指導いた

イベートなミーティングにも同行させて頂き，駆け出しの学

だき，金属ガラスの変形能や形成能に関するモデリングおよ生にとっては最先端の議論に触れる多くの良い経験を与えてびシミュレーションに取り組んでいます．本稿を執筆する貴

いただきました．

重な機会を与えて頂き感謝申し上げます．この機会を利用

学部の卒業研究のまとめが終わるころ，尾方先生より博士

し，現在の研究経過とともに研究に携わって感じたことにつ

課程への進学を勧められました．当初は就職を考えており 1

いて述べさせて頂きたいと思います．

度はお断りしましたが，ちょうど少し前に出身の高校に立ち

私の所属する尾方研究室では主に，電子・原子論に立脚し寄り在籍時の担任の先生から，「もしも教授が博士課程進学

たマルチスケール・マルチフィジクスモデリング手法を用いを勧めるなら，それは 1 つのチャンスと思って勝負に出てて，拡散や転位といった材料変形の素過程が，種々の材料のみるのも悪くないよ．」といった言葉を頂いていたのを思いマクロな変形様式や強度や靱性などの機械的特性に与える影出しました．後日，博士課程進学の意思を伝えた際，尾方先

響およびそのメカニズムの解明を行っています．私が学部 4生より「ガラスの緩和のモデリングについては修士終了まで

年生での配属先選択時には，計算機を使うのが得意だからとに世界のトップで通用する専門性を持つつもりでやりなさいうのと，幼い頃より身近にあったゲーム機やパソコンが動い．博士課程修了時には Ph.D. すなわち哲学博士と呼ばれく仕組みを知っておきたいとの思いで，単純に尾方研究室をる学位を持つのだから，材料モデリングや力学だけでなく幅希望しました．配属して最初に頂いた研究テーマは，加速分広い領域でプロフェッショナルとしての仕事ができるように

子動力学法を用いた金属ガラスの過冷却液体の緩和メカニズ

しなさい．」といったアドバイスを頂きました．以降，後輩

ムの検討でした．原子モデリング法の代表である分子動力学への指導や関連するテーマの論文や学会発表のチェックを通法を用いて直接解析することができる時間窓はフェムト秒～

し，自身で研究課題を設定できる力を涵養するよう努めてお数ナノ秒です．したがって，この研究のカギとなる点は，通

ります．

カンヨウ

常の分子動力学法では捉える事のできない長い時定数（数秒

金属ガラスに限らず固体材料の変形ダイナミクスは，原～数時間）を有するガラスの動的な緩和現象を，どのように子・電子スケールでのエネルギー論的な観点からみると，多して分子動力学法で捉えるかという点にあります．時間スケ次元の複雑なエネルギー曲面上での振る舞いであるため，分ール問題を克服する方策として，1 つは計算機の高速化が挙からない事が多く，それ故にやりがいのある研究と感じておげられます．計算機の性能はこの10年でも約100倍も向上しります．変形ダイナミクス現象と同じく，私の研究にも数多ており，特に近年は CPU の複数のコアを並列し計算する技

くのエネルギー障壁が存在しており，再三それにぶつかり立術が進歩しています．またスパコンでも数万コアでの並列にち止まった状態になります．そこから研究室の先生方，学生より 1 秒あたり 1 京回以上もの演算処理が可能な時代になや家族などの周囲のサポートに助けられながらなんとか山をりました．このように計算機の高速化は著しいものの，上記

越え，そして再び谷に落ちるといった，山あり谷ありの経路のような長い時定数に対して分子動力学解析を為し遂げるにを歩む毎日です．しかし，博士課程修了後には，独り立ちしは至りません．2 つ目に，モデリング手法や理論の発展が挙て自力で山を越え，次の道を切り開いていけるように，日々げられ，分子動力学法を時間粗視化して加速する種々の手法

全力で研究に取り組みたいと考えています．

が近年多く提案されております．そのひとつに ABC ( Au-(2014年 7 月 4 日受理)[doi:10.2320/materia.53.486]

tonomous Basin Climbing）法と呼ばれる，相互作用する原(連絡先〒5608531 豊中市待兼山町 1
3)子モデル系のポテンシャルエネルギー極小点付近にブースト

は ば た く

本
会

告

会

記

事

講演大会講演申込および参加申込システムリニューアルのお知らせ ………………………………………………………487
2015年春期講演大会における企業説明会への学生参加者募集…………………………………………………………………488
2015年春期講演大会の外国人特別講演および招待講演募集…………………………………………………………………488
第23回奨学賞の推薦校募集について …………………………488
第38回技術開発賞募集 …………………………………………488
第65回金属組織写真賞作品募集 ………………………………488
平成27・28年度代議員候補者の立候補者募集 ………………489
平成27・28年度の監事候補者の立候補者募集 ………………489
平成27・28年度代議員選挙管理委員会委員募集 ……………489
金属学会セミナー ………………………………………………490
会誌編集委員会からのお知らせ ………………………………490
欧文誌編集委員会からのお知らせ ……………………………490

支部行事 …………………………491
掲示板 ……………………………492
会誌・欧文誌10号目次 …………496
次号予告 …………………………497

材料系学協会情報コーナー ……497
新入会員 …………………………497
行事カレンダー …………………498
新刊案内 …………………………502

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 





TEL 
http://jim.or.jp/
会告原稿の締切は毎月 1 日で，翌月号掲載となります．

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 マイページ からできます．

会

告(ホームページもご参照下さい)
講演大会講演申込および参加申込システムリニューアルのお知らせ

2015年春期講演大会の申込より，講演および参加の WEB 申込システムが新しくなります．

これにより，講演申込と同時に参加申込が可能となります．是非，ご活用下さい．
年春期講演大会申込期間
2014年
11月10日

11月25日

12月 5 日

12月15日2015年
1 月31日

2 月20日

3月4日

公募シンポジウム講演申込期間
一般・ポスター・共同セッション講演申込期間
講演大会参加申込期間
会費納入期日概要 DVD 発行

リニューアル内容
講演申込と同時に同画面で参加申込(大会参加費支払)登録・決済が出来ます．
聴講のみの方も参加申込(大会参加費支払)登録・決済が出来ます．
非会員の方は，登壇料と非会員参加費の事前納付を条件に，WEB で講演申込登録・決済が出来ます．
参加申込システムにマイページ機能(申込者専用ページ)を導入
大会マイページに，参加登録番号とパスワードでログインし，参加申込状況や参加費の支払い状況を即座に確認でき，申込内容の変更や参加費の決算，見積書・請求書・領収書の印刷発行が申込者自身で行えます．
クレジットカード決済およびにコンビニ決済が出来ます．(クレジットカード決済，コンビニ決済を推奨いたします．）

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan




第
回奨学賞の推薦校募集について
年春期講演大会における企業説明会への学生参加者の募集(予告)

奨学賞はこれまで全国大学材料関係教室協議会参加大学の学部学生を対象にしておりましたが，材料分野の発展の貢献が期待できる2015 年春期講演大会に合わせ，キャリアサポートの一環として本会主催による企業説明会を開催します．本説明会は，学生にでき多くの優秀な学生を幅広く奨励するため，全国大学材料関係教室協るだけ多くの素材・材料関連企業に接してもらい，進路選択に役立によりご応募下さい．

ててもらおうというものです．講演大会に参加する学生を対象に募集しますので，奮ってご応募下さい．

議会参加大学以外の教育機関からも広く募集いたします．下記要項

奨学賞募集要項
教育機関の募集

開催日時

2015年 3 月17日(火)(春期講演大会の前日)
1000～1630

国内の材料系の学科又はコース等を有する大学および高等専

開催場所

東京大学

同一の教育機関(1 校)の応募数は，関係する材料系の学科又主催

日本金属学会

協賛

東京大学キャリアサポート

門学校

駒場キャンパス

はコース等に拘らず 1 件とします．
教育機関における候補者の対象

素材，材料関連の企業約30社

参加企業

スケジュール

10 : 00～13 : 45 企業プレゼンテーション
13 : 45～14 : 15 特別講演「材料を学ぶ学生に期待

大学は学士課程 4 年に在学する学生．
高等専門学校は専攻科 2 年に在学する学生．
推薦校の推薦者資格するもの(仮)」
応募資格
応募方法
募集期間

教育機関の代表専攻長(代表学科主任)

14 : 30～17 : 00 企業ブース説明
金属学会の春期講演大会の参加学生
2015 年春期講演大会の参加申し込み期間中にネット上で申し込みをする．

同一教育機関の応募窓口は事前にご調整願います．
全国大学材料関係教室協議会の参加大学はこれまで通り，推薦校の資格が与えられます．
手続き

2014年11月10日(月)～2015年 2 月10日(火)(予定)

所定の応募用紙(本会ホームページよりダウンロードできます)により必要事項を記入の上，ご応募下さい．

応募締切
問合先

(公社)日本金属学会 企業説明会係

申込問合先

Email: gaffair＠jim.or.jp

2014年11月 1 日(土)〒9808544 仙台市青葉区一番町一丁目1432(公社)日本金属学会
 022
2233685

奨学賞係

FAX 0222236312%

Email: gaffair＠jim.or.jp
年春期講演大会の外国人特別講演および招待講演募集第
回技術開発賞募集

講演者著名な外国人研究者とする．

賞の名称

2014年10月31日(金)第38回公益社団法人日本金属学会技術開発賞

講演時間30分(討論10分)
採択件数3～4 件

選

本賞は“まてりあ”の「新技術・新製品」に掲載された

滞在費補助10,000円

新技術・新製品記事の問合先

.

特別講演

応募締切
考

記事が選考対象となります．

その他大会参加費免除，懇親会招待
.

(公社)日本金属学会

講演者有益な講演が期待される国内に滞在する外国人研究者と 022
2233685

する．
講演時間15分(討論 5 分)
採択件数5 件程度

詳細滞在費補助なし

まてりあ 8 号377頁

各賞係Email: gaffair＠jim.or.jp
ホームページ → 表彰

第回金属組織写真賞作品募集

その他大会参加費免除
.

Email: materia＠jim.or.jp〒9808544 仙台市青葉区一番町 11432

まてりあ係
申込送付先

招待講演

応募締切

推薦用紙

所定様式(ホームページからダウンロード下さい)により，下記メ

申込送付先

2014年10月31日(金)〒9808544 仙台市青葉区一番町 11432

ールアドレス宛に「外国人特別講演推薦」と明記しお送り下さい．

(公社)日本金属学会

送信後 2～3 日過ぎても受理メールの無い場合はお問合せ下さい．

 022
2233685.

年
月日(木)推薦書提出期日 .

照会・推薦書提出先

詳細まてりあ 8 号378頁

金属組織写真賞係Email: gaffair＠jim.or.jp
ホームページ → 表彰〒9808544 仙台市青葉区一番町一丁目1432(公社)日本金属学会
 0222233685

国際学術交流委員会宛

FAX 0222236312%

Email: gaffair＠jim.or.jp

◇



◇

◇

本 会 記 事.

公益社団法人日本金属学会の
平成
年度・
年度代議員候補者の立候補者募集

.

監事候補者対象地区東北地区
監事の職務および権限(定款第25条)
第 25 条監事は，理事の職務の執行を監査し，法令で定めるところにより，監査報告を作成する．
平成 27 年度・ 28 年度の代議員の選挙を次の要領で実施しますので，立候補希望者は，ご応募願います．
会.

長

監事は，いつでも，理事及び使用人に対して事業の報告を求め，この法人の業務及び財産の状況の調査をすることができる．

新家光雄

監事は，理事会に出席し，必要があると認めるときは，意見を地区別代議員候補者改選数
地

区

定

員

述べなければならない．
留任

監事は，理事が不正の行為をし，若しくはその行為をするおそ(改選数)新任

れがあると認められるとき，又は法令若しくは定款に違反する

北海道地区

3名

1名

2名

東北地区

9名

4名

5名

関東地区

32名

15名

17名

東海地区

9名

4名

5名

の招集を請求することができる．ただし，その請求があった日

北陸信越地区

4名

2名

2名

関西地区

15名

8名

7名

から 5 日以内に，2 週間以内の日を理事会とする招集通知が発せられない場合は，直接理事会を招集することができる．

中国四国地区

6名

2名

4名

監事は，理事が社員総会に提出しようとする議案，書類その他

九州地区

5名

3名

2名

法令で定めるものを調査し，法令若しくは定款に違反し，又は

総

83名

39名

44名

計

事実若しくは著しく不当な事実があると認めるときは，これを理事会に報告しなければならない．
監事は前号の報告をするため必要があるときは，会長に理事会著しく不当な事項があると認めるときは，その調査の結果を社
員総会に報告しなければならない．

代議員の任期監事は，理事がこの法人の目的の範囲外の行為その他法令若し留任定時社員総会の選任日(2014年 4 月 23日)から，2 回目

くは定款に違反する行為をし，又はこれらの行為をするおそれに終了する事業年度に関する定時社員総会の終結まで．

がある場合において，その行為によってこの法人に著しい損害

新任定時社員総会の選任日( 2015 年 4 月 24 日予定)から， 2が生ずるおそれがあるときは，その理事に対し，その行為をや

回目に終了する事業年度に関する定時社員総会の終結めることを請求しなければならない．

まで．

監事は，監事に認められた法令上の権限を行使することができ(各地区の選挙定員は2014年 2 月28日現在の会費納入正員数に基づいて決定しています).

立候補受付期間.

2014年10月 1 日～10月25日(当日消印有効)る．
.

立候補受付期間

.

立候補応募方法

立候補応募方法

所定の用紙(ホームページにあります)に「日本金属学会監事立候

所定の用紙(ホームページにあります)に「日本金属学会代議員

補者」と記載し，住所，氏名(押印)，勤務先および連絡先(TEL,

選挙の○○地区の代議員候補者に立候補します．」と記載し，住所，氏名(押印)，勤務先および連絡先(TEL, FAX, Email).

Email)をご記入の上，上記期日までに郵送下さい．
応募先 〒9808544 仙台市青葉区一番町一丁目1432
公益社団法人日本金属学会「監事選挙管理係」御中をご記入の上，上記期日までに郵送下さい．
.

応募先

.

注意事項

〒980
8544

仙台市青葉区一番町一丁目1432

公益社団法人日本金属学会「代議員選挙管理委員会



.
御中」

注意事項
 監事候補者はその他の地区(東北地区在住以外の方)に限ります．
◯
 立候補届出時に 2014 年度正員会費を納入していない正員の届◯出は無効になります．

本会ホームページの「情報公開」の「主要規程」に公開して

 郵送以外の FAX や E◯mail での届出は無効です．

ある「代議員選挙規程」を予めご承知願います．


2014年10月 1 日～10月25日(当日消印有効)

次の方は代議員に立候補出来ません．
本会名誉員，永年会員，留任代議員(平成 26 年度選任)，学生員，外国会員， 2014 年度会費未納者，会員資格停止中の

 選挙投票用紙の立候補者名は受付順に記載します．
◯

.

問合せ先
公益社団法人日本金属学会

監事選挙係(gaffair＠jim.or.jp)

者








.

代理人(本会の正員に限る)が立候補を届出する場合は，代理◇監事選挙日程(予定)◇

人の住所，氏名(押印)，勤務先および連絡先( TEL, FAX,

平成 27年度・ 28年度の監事選挙は，平成26年 12月 1 日～12月31日

Email)もご記入下さい．

を予定しておりますので，ご承知おき願います．

FAX や E mail など文書以外の手段による届出は無効であり，受付けしません．
選挙投票用紙の立候補者名は受付け順に記載されます．
問合先

公益社団法人日本金属学会
事務局

斎藤

代議員選挙管理委員

公益社団法人日本金属学会の
平成
年度・
年度代議員選挙管理委員会委員募集Email: gaffair＠jim.or.jp
受付期間
応募方法

2014年10月 1 日～10月20日(当日消印有効)
応募用紙(ホームページに公開します)に「日本金属学会の代議員選挙の選挙管理委員会委員に応募します」と記

公益社団法人日本金属会の
平成
年度・
年度の監事候補者の立候補者募集

載し，住所，氏名，勤務先および連絡先( TEL, FAX,

Email)をご記入の上，郵送で上記期日までにご応募下
さい．

平成27年度事業に関する定時社員総会(平成27年 4 月中旬開催見込み)で選任される監事の候補者は，細則では立候補制で正員によ

募集人数 名る選挙を実施することができると定めており，監事選挙を次の要領

応募先〒9808544 仙台市青葉区一番町一丁目1432
公益社団法人日本金属学会 代議員選挙管理委員会

問合先

公益社団法人日本金属学会

で実施しますので，立候補希望者は応募願います．
.

監事候補者選挙数名

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan

斎藤

代議員選挙管理委員会事務局

Email: gaffair＠jim.or.jp

材料における拡散―基礎および鉄鋼材料における拡散
と関連現象
日

時

場

所

2014年10月24日(金)930～1700
東京工業大学 田町地区 キャンパスイノベーションセン
ター(CIC)2 階

募集定員
申

込

詳

細

問合先

日本金属学会誌の投稿・掲載費用を無料化いたします2014年10月 1 日
日本金属学会誌編集委員会

多目的室 2(東京都港区芝浦 336)

委員長

50名
事前申込締切白井泰治

2014年10月10日(金)着信
まてりあ 8 号376頁またはホームページ→セミナー

日本金属学会誌編集委員会では， 2013 年 1 月 1 日から個人の研究目的使用に限定して電子ジャーナルのフリーアクセス化を実施〒980
8544 仙台市青葉区一番町 11432

し，日本金属学会誌の読者の便を図りましたが，このたび日本金属(公社)日本金属学会

セミナー参加係

学会誌への投稿者の便を図るため， 2014 年 10 月 1 日受付原稿かEmail: meeting＠jim.or.jp
 022223
3685 %
FAX 0222236312

ら，投稿・掲載費用を無料化することにいたしました．何卒日本金属学会誌にご投稿いただき，研究成果の情報発信にご活用下さい．
なお，著者希望によるカラー印刷費用および別刷費用につきましプログラムては，従来通り実費をご負担いただきます(下記ご参照願います)．

930～1030

拡散の原子論1030～1200

拡散の現象論多成分系における拡散と多相拡散

大阪府大 沼倉宏

1200～1300(昼

1300～1350

鉄中の自己拡散と溶質原子の拡散

阪大 南埜宜俊

食)大阪府大 沼倉

1350～1440

鉄中の水素の拡散とトラッピング

1440～1500(休

1500～1550鉄鋼における拡散型相変態の解析宏

上智大 高井健一

憩)JFE スチール 山下孝子

1550～1640

東工大 林

鉄鋼の高温酸化1640～1700

質問・技術相談 等

重成

http://jim.or.jp/PUBS/thesis_j/j_index.html
投稿者負担金(すべて税別表記)

1.

投稿・掲載費用は，無料とする．（別刷の寄贈はありません．）

2.

カラー図面の掲載を希望する場合は，別途実費を負担する．
(刷上り 1 頁当り

35,000円)

3. 別刷購入希望の場合は，別途費用を負担する．
別刷料金
部数

50部

100部

150部

200部

250部

料金

4,000円

8,000円

12,000円

16,000円

20,000円※別刷に表紙を希望する場合には，上記の他に表紙代として12,000円を負担する．

■Nanostructured Functional Materials and Their
Applications(ナノ構造を有する機能性材料とその応用)
ナノ構造を有する金属やセラミックス等の材料はバルク材料とは異なる，特異な機能を発現するものが多数見い出され，それらの機能を工学的に応用して広く社会に浸透してきている．現在までのナ
ノ構造物質に関する研究成果を集約すると共に，今後の更なるナノ構造を有する材料開発の発展に向けて，以下のトピックスを中心に成果を集める．
―ナノ構造を有する磁性体，誘電体，圧電体―ナノ構造を有する半導体，複合材料，フォトニクス材料―ナノ構造作製技術―ナノ構造を有する物質の応用
本特集号は，公募による論文と共に 2014 年 10 月にベトナム，ハノイにて開催される国際シンポジウム International symposium onnanomaterials, technology, and applications (http://www.uet.vnu.

edu.vn/nanomata2014/)の Selected Papers を掲載する予定である．

◇◇◇
上記テーマに関する特集を， Materials Transactions 56 巻 8 号( 2015 年 8 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．
実施予定号第56巻第 8 号(2015年)
予備登録日2014年12月 1 日
原稿締切日2015年 2 月 2 日
 論文題目(仮題でも可)，◯ 投稿予定日，◯

本会 Web ページにて◯
 登録者の氏名および所属，住所，電話番号，◯ 概要など
著者名，◯



本 会 記 事

をご入力の上，予備登録を行って下さい．

座長小島真由美(東大)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［一般講演］ 13  30 ～ 14  00

理研小型中性子源 RANS を使った鋼会 Web ページ)をご参照ください．

材内部腐食の可視化研究通常の投稿論文と同様の審査過程を経て，編集委員会で採否を決定します．

理化研中性子ビーム技術開発チーム 山田雅子

［一般講演］ 14  00 ～ 14  30

SPring 8 における回折・散乱を用いた金属材料評価技術の紹介［一般講演］1430～1500

巨大ひずみ加工により作製した超微細著者は，投稿・掲載費用をご負担願います．(別刷50部寄贈)．

東工大理工材料工 宮澤知孝

予備登録・原稿提出先〒9808544 仙台市青葉区一番町 11432

粒材料の力学特性とその改善(公社)日本金属学会 欧文誌編集委員会

http://jim.or.jp/
 0222233685

千葉工大工機械サイエンス 寺田大将

(休憩15分)FAX 0222236312
%

座長高久

Email: editjt＠jim.or.jp

茜(IHI)［一般講演］1515～1545

成形性に優れた1.2 GPa 級冷延鋼板の［一般講演］1545～1615

改良 9Cr
1Mo 鋼の相変態挙動［一般講演］1615～1645

隣接するオーステナイト粒の結晶方位

開発

支部行事

新日鐵住金君津技研 川田裕之

IHI 技開本部基盤技研材料研 田中勇太

平成年度総会・連合講演会開催のお知らせ

関係が粒界フェライトの核生成および結晶方位におよぼす影響
JFE スチールスチール研薄板研 田中孝明

(休憩15分)共催

日本鉄鋼協会北陸信越支部

日

時

場

所

2014年12月 6 日(土)(900～1700)
新潟工科大学(柏崎市藤橋1719番地)

司会宮嶋陽司(東工大)［ポスターセッション］1700～1800［懇親会・表彰式］

プログラム
900～ 905

開会の挨拶

参加費

1800～1930

無料

910～1200

一般講演

月日(金)参加申込締切 年

1300～1315

支部総会

申込・問合先1315～1400

本多光太郎記念講演(日本金属学会)

Email: ntakata＠mtl.titech.ac.jp
03
57343585

宮嶋陽司

Email: miyajima.y.ab＠m.titech.ac.jp
045
9245864

講演題目
「材料の熱力学物性の電子論計算と状態図計算への応用」
東北大多元研1415～1700

一般講演

1720～1920

懇親会

参加費等

講演申込締切問合せ先技術交流フォーラム『画像処理・パターン認識が発展させる生物科学と材料工学』開催のお知らせ

2,000円，
一般4,000円，学生2,000円

講演申込
講演概要提出

申込方法

教授 大谷博司

概要集代・参加登録費
懇親会会費

2014年10月23日(木)2014年11月 3 日(月)懇親会参加申込 2014年11月27日(木)以下の URL より Web にて申し込みをお願いします

http://hlab.eng.niigatau.ac.jp/hpjin2014/〒950
2181 新潟市西区五十嵐 2 の町8050
新潟大学 工学部 機能材料工学科

東京工業大学高田尚記

材料工学の発展は異分野の進歩にも支えられており，分野を超えた交流はヒントも多く，ますます重要になっています．そこで，画像処理・パターン認識の進歩とその生物科学への適用について解説
いただき，視点を変えた材料工学へのアプローチと応用例をご紹介

原田修治

いただきます．

 0252626763

Email: sharada＠eng.niigatau.ac.jp

日

時

場

所

2014年12月 4 日(木)1330～1630
名古屋工業大学 2 号館 3 階0232講義室
名古屋市昭和区御器所町

第
回ヤングメタラジスト研究交流会
日

時

場

所

(http://www.nitech.ac.jp/access/index.html)
プログラム

2014年10月31日(金)1000～1930
東京工業大学 すずかけ台キャンパス 大学会館 2 階 集会

画像処理・パターン認識の進歩と生物科学への応用



材料内部の 3 次元観察システムの開発と画像処理・幾何形

横田秀夫(理化学研究所 画像情報処理研究チーム)室(〒2268502 横浜市緑区長津田町4259)

状処理を用いた組織の数値解析とデータベース構築

プログラム
開会の挨拶

山下典理男(理化学研究所 画像情報処理研究チーム)
関東支部 支部長 福富洋志

1000～1010定透過型電子顕微鏡の基礎と応用
東工大物質科創造 三宮

工(休憩10分)［基調講演］1110～1200

無料

員 100名
参加申込方法 11月 24 日(月)までに，所属，氏名，TEL ， FAX ，

座長高田尚記(東工大)［基調講演］1010～1100

参加費

透過型電子顕微鏡を用いた最新の分析
技術(休憩90分)日本電子 安原聡

E mail を明記の上，下記申込み先へご連絡下さい．なお，定員になり次第締め切らせていただきます．
問合せ先・申込み先

日本金属学会・日本鉄鋼協会
事務局

東海支部

松永憲一

Email: tokai＠numse.nagoyau.ac.jp

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan平成年度材料セミナーのご案内
テーマ「金属材料の腐食損傷の基礎とその評価」
日時

2014年11月13日(木)1000～1700～11月14日(金) 930～1700

場

所

大阪大学工学研究科材料開発・物性記念館(R4 棟)2 階研修室

プログラム
【11月13日(木)】1000～1200 【講義】水溶液腐食の基礎(藤本)

1300～1430 【講義】電気化学測定の基礎1430～1700 【実習 1】基本的な電気化学測定(土谷)〈公募類記事〉
無料掲載募集人員，締切日，問合先のみ掲載．
有料掲載1/4頁(700～800文字)程度．
「まてりあ」とホームページに掲載15,000円＋税ホームページのみ掲載
10,000円＋税〈その他の記事〉 原則として有料掲載．
原稿締切・掲載号毎月 1 日締切で翌月号 1 回掲載
原稿提出方法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(土谷，宮部)◇茨城大学工学部・物質工学領域【11月14日(金)】930～1130 【講義】金属材料の腐食損傷の評価法
1230～1500 【実習 2】孔食電位の測定(春名)(土谷，宮部)

1500～1630 【講義・演習】材料損傷データの確率・統計処理(藤本)

募集人員 名
所

属

研究分野

師

阪大工

マテリアル実験，マテリアル工学演習．他に，工学
部共通の数学または物理学の科目，教養科目や他学科及び他専攻の科目を担当していただく場合があり

参加費用

ます．

宮部さやか助教

匠教授

応募資格

18名
会員30,000円，非会員40,000円，学生3,000円

(テキスト代・消費税込み)




関西大工学

春名

博士の学位，または外国で取得可能な同等の学位を有する
方，または着任までに取得見込みの方．
学部および大学院の教育に熱意を持って取り組める方．

着任時期
テーマ「材料における拡散―基礎および鉄鋼材料における拡散と時

場

所

2015年 4 月 1 日

提出書類

関連現象｣
日

助教または准教授

材料のナノレベルでの制御に関係する分野．

授業担当科目藤本慎司教授
土谷博昭准教授

募集人員

公募◇

工学部・物質工学領域

1630～1700 【質疑・応答】講師全員

講教員

2014年12月 5 日(金) 930～1700
大阪科学技術センター 8 階小ホール




履歴書




研究業績リスト(著書，解説等，学術誌論文，国際会議論
文，および特許に分類)

プログラム




主要学術論文 5 編以内

930～1030 【講義】拡散の原子論

これまでの外部資金獲得実績



所属学会，社会における活動および国際的活動状況
受賞の実績がある場合，その名称と内容(沼倉)

1030～1200 【講義】拡散の現象論多成分系における

(南埜)




1300～1350 【講義】鉄中の自己拡散と溶質原子の拡散

(沼倉)




これまでの研究概要と成果

1350～1440 【講義】鉄中の水素の拡散とトラッピング

(高井)




今後の研究計画および教育・研究に関する抱負

1500～1550 【講義】鉄鋼における拡散型相変態の解析

(山下)




拡散と多相拡散1550～1640 【講義】鉄鋼の高温酸化応募締切

1640～1700 【質疑・技術相談等】 講師全員

講

大阪府立大工 沼倉師

応募者に関して意見をお聞きできる方，2 名の氏名の所属・
連絡先

(林)

選考方法

宏教授

第二次選考

大阪大学工学 南埜宜俊教授
上智大理工高井健一教授

東工大理工林

2014年10月30日(木)(必着)第一次選考 書類審査

〒3168511 茨城県日立市中成沢町 4121
茨城大学工学部 工学部長 米倉達広

書類提出先

重成准教授

JFE スチールスチール研 山下孝子主任研究員

募集人員
参加費用

第一次選考通過者を対象とした面接(交通費の支給はありません)

40名
会員15,000円，非会員20,000円，学生6,000円

問合せ先

物質工学領域(テキスト代・消費税込み)

 029438
5073 %
FAX 0294385226＊詳細は茨城大学工学部採用案内のページ

教授

マテリアル工学科長鈴木徹也

http://www.eng.ibaraki.ac.jp/employment/ をご覧下さい．

※テーマ 3 は 10 月 24 日(金)に東京で開催される日本金属学会のセミナーと同じ内容のものです．詳しくは，日本金属学会のウェ
ブサイト http://jim.or.jp/をご参照下さい．
申込み・問合せ先◇大阪大学大学院工学研究科〒5500004 大阪市西区靱本町 184(一財)大阪科学技術センター

ニューマテリアルセンター内(一社)日本鉄鋼協会(公社)日本金属学会関西支部
ナー係

 0664435326

材料セミ

募集人員

助教および特任助教

所

マテリアル生産科学専攻・マテリアル科学コース

属

FAX 0664435310%

Email: nkansai＠ostec.or.jp
申込書はホームページにあります．

構造

専門分野

社会基盤構造材料(鉄鋼・非鉄材料，耐熱合金，金属間

応募資格




化合物等)の力学特性と組織制御
博士の学位を有すること，または着任時点で取得見込みであること．


着任予定時期

若干名

機能制御学講座＊テーマ 1「技術者のための鉄鋼材料入門」10月 3 日(金)の詳細はホームページをご覧下さい．

教員公募◇

｢3.

専門分野」の研究に意欲的に取り組めること．

2015年 4 月 1 日

本 会 記 事

給 与 等

助教の場合は国立大学法人大阪大学教職員給与規定(ただし，現在検討中の年俸制が適用される可能性があります)，特任助教の場合は国立大学法人大阪大学任期付年

選考方法

俸制教職員給与規程による．
提出書類

応募者について意見を伺える方 2 名以上の氏名，
所属および連絡先

書類による 1 次審査後，面接(プレゼンテーションを含む)による 2 次審査実施

公募締切 2014年11月17日(月)必着
応募書類提出先および問合せ先

履歴書(写真添付，連絡先，電子メールアドレスを明記)



業績リスト(原著論文，国際会議報告，解説，著書，特許，〒8190395 福岡市西区元岡744受賞，その他(獲得研究費等)に分類)

九州大学大学院工学研究院



主要論文の別刷 3 編以内(コピー可)

教授




所属学協会および同学協会における活動状況

現在までの研究概要(A4 用紙 1 ページ以内)

着任後の教育と研究に関する抱負(A4 用紙 1 ページ以内)

照会可能者の氏名・所属・連絡先(2 名) 092
8023246

マテリアル科学コース

備考

九州大学では，男女共同参画社会基本法(平成11年法律78 号)の精神に則り，教員の選考を行っています．なお，九州大学は文部科学省科学技術人材育成費「女性研マテリアル生産科学専攻

コース長

FAX 0928020001%

Email: toda＠mech.kyushuu.ac.jp※「応募書類在中」と朱書し，簡易書留で郵送下さい．
なお，応募書類は返却いたしませんので，予めご了承下さい．

2014年11月10日(月)17時必着
書類提出先 〒565
0871 大阪府吹田市山田丘 21

応募締切

大阪大学大学院工学研究科

機械工学部門戸田裕之

荒木秀樹

究者養成システム改革加速」事業を実施しており，女性＊封筒の表に「教員応募書類(構造機能制御学講座)」と朱書の上，が採用される場合，全学の研究戦略委員会による審査を簡易書留にて上記に郵送して下さい．なお，提出書類の返却には経て，同事業の支援対象となる場合があります．

応じられません．

機械工学部門の詳細は， http: // www.mech.kyushu u.

選考方法

ac.jp/indexj.html を参照下さい．

書類審査による第一次選考の後，必要に応じて面接による第二次選考を行います．

問 合 先

マテリアル生産科学専攻(構造機能制御学講座)
安田弘行
 06
68797497

そ の 他◇熊本大学大学院自然科学研究科
産業創造工学専攻 マテリアル工学講座
女性教員公募◇FAX 0668797495%

Email: hyyasuda＠mat.eng.osakau.ac.jp
大阪大学は男女共同参画を推進しています．

公募人員

ただし，業績が優れていると認められた場合には，当◇九州大学大学院工学研究院機械工学部門 教員 募集◇
募集人員

准教授 名所

九州大学

属

大学院工学研究院

担当科目

学

初より准教授(任期なし)または教授(任期なし)としての採用もあり得ます．

機械工学部門材料力学講座
教育研究分野助教名(任期 5 年，審査により再採用可，なお再採用
は 1 回までとする)

専門分野
採用予定日

材料科学および材料工学全般に関する分野

2014年度内の出来るだけ早い時期

造・機能材料の信頼性の評価や力学的性質の評価

2014年10月31日(金)1700必着
応募資格，選考方法，提出書類等公募内容の詳細

と制御

下記 URL をご参照下さい．

部工学部機械航空工学科機械工学コースにて，材

http: // www.kumamoto u.ac.jp / daigakujouhou / saiyou /index_file/koubo659.pdf

材料力学，破壊力学，材料強度学などに基づく構

応募締切

料力学に関する講義科目，実験・実習科目などを担当(例えば，材料力学，弾性力学など)

書類送付先

大学院工学府機械工学専攻にて，構造材料関連の科目

リアル工学講座を担当
着任時期

採用決定後，できるだけ早い時期

勤務形態

常勤(任期なし)

応募資格

博士の学位を有し，大学・大学院で教育・研究指導を行〒8608555 熊本市中央区黒髪 2 丁目391
熊本大学大学院自然科学研究科産業創造工学専攻マテ
講座主任

松田元秀

＊封筒に「教員応募書類」と朱書の上，必ず郵便書留にて送付して下さい．

う能力を持ち，当該研究分野において優れた業績のある方．新しい研究分野を基礎的見地から積極的に開拓する意欲のある方．
提出書類◇豊橋技術科学大学

機械工学系




履歴書(写真貼付，学歴，職歴，資格を記載．連絡先と Email を明記)
研 究 業 績 ( 学 術 論 文 ， 国 際 会 議 Proceedings ， 原

募集人員

助教 名




所

材料・生産加工分野

著・編著書，総説，学術資料，特許等に分類．主要

専門分野

属

論文の別刷(コピー可)を 5 編添付)

科学研究費・共同研究費・受託研究費，その他の研
教育実績




所属学協会および社会における活動歴




受賞歴




これまでの主要研究の概要(2,000字以内)



今後の研究計画(2,000字以内)



応募の動機ならびに教育と研究についての抱負

公募◇

各種構造・機能材料におけるナノレベルでの材料設計および破壊特性評価に関する分野

担当科目

究費の獲得状況(代表者分のみ)


教員

工学実験，機械創造実験，プロジェクト研究などに関す
る科目

応募資格

当該専門分野に関する教育・研究に優れた業績を有する
こと，着任時に博士または Ph. D の学位を有すること※本学は，男女共同参画を積極的に推進しています．

任期条件

5 年(ただし，審査により任期の定めない教員となる可
能性あり)

採用予定

2015年 4 月 1 日以降のできるだけ早い時期(1,000字以内)

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan




提出書類

開会の挨拶

1000～1005

履歴書(写真貼付，生年月日，国籍(日本の場合，記入不東京大学 生産技術研究所 JX 金属寄付ユニット 特任教授

要)，現住所，連絡先と電話番号，電子メールアドレス，学歴(大学卒業以降)，学位，資格，職歴を記入)(東北大学

最近の鉱物資源をめぐる状況

1045～1115Escrap リサイクルの現状と方向性

研究業績目録






経済産業省

論文等に係る業績学術誌に発表した査読付論文(インパクトファクター明記)，著書，国際会議プロシーディング

東京大学



東北大学

Escrap の収集とリサイクル

1145～1300―休憩―

資金(代表のみ)に分類して記載(研究題目，研究期間，獲得金額を明記)

最近 5 年間の主要論文 3 件の写し各 1 部



採用された場合の研究計画(2,000字程度)



教育における実績と今後の抱負(1,000字程度)

本人について参考意見を伺える方 2 名の氏名・所属・連絡

司会

東京大学

連続製銅プロセスを利用した貴金属リサイクルの1330～1400

JX 日鉱日石金属の Escrap リサイクル

1400～1430

ビジネスと E
scrap リサイクル

1430～1500

宅配システムを利用した廃小型電子の収集

1500～1520―休憩―

イノベーション

用いたしません．

司会

東京大学

交通費等は支給できませんのでご了承下さい．

小型家電リサイクルの取組の現状

1630～1710リサイクルに関する取組について

1630～1710

閉会の挨拶

環境省
経済産業省

送 付 先〒4418580 愛知県豊橋市天伯町雲雀ヶ丘 1
1
豊橋技術科学大学機械工学系

東京大学

 053244
6692

■集合場所
■対

東京大学

生産技術研究所

象

非鉄金属資源循環工学寄東京大学

生産技術研究所

質科学研究所，独立行政法人

多元物

シンポジウム交流会

産業技術総合研究所

東京大学

1000～1730
1730～2000

8 : 15

東京大学生産技術研究所

13号館(正門正面の建物)の前に
下記サイトのキャンパスマップを参考

http://www.iis.utokyo.ac.jp/access/campusmap.html
貸切バスでつくばへ移動

8 : 30

産業技術総合研究所

10 : 00 ～ 11 : 00

(SURE)

無料(シンポジウム)，未定(交流会)
生産技術研究所

11 : 00～

日立へ移動，昼食

12 : 30～16 : 30
16 : 30～

JX 日鉱日石金属 HMC 工場ならびに日鉱記念館見学
東京へ移動

18 : 00

東京駅にて解散

 0902124
7301
飯塚

Email: hideakis＠iis.utokyo.ac.jp
淳(東北大学・中村研・助教)

 0806165
4210 Email: iizuka＠tagen.tohoku.ac.jp■参加登録・お問い合わせ東京大学

生産技術研究所

岡部研究室

学術支援専門職員

宮嵜智子■プログラム【敬称略】
東京大学

戦 略 的 都市 鉱山 研 究 拠 点

施設見学

佐々木秀顕(東京大学・前田研・助教)

生産技術研究所前，東北沢，代々木上原)

13 号館(正門正面の建■当日の緊急連絡先

An 棟 2F コンベンションホール
〒 153 8505 目黒区駒場 4 6 1 (最寄り駅駒場東大

司会

ペリカーノ

2,000円程度(変更となる可能性あり)

程(一社)軽金属学会，(一社)資源・素材学会，(公社)日Escrap シンポジウム■日
程 2014年11月 6 日(木)費

カポ

全国の非鉄製錬・リサイクルに関心を持つ学生( 4 年

集合本化学会，(一社)日本鉄鋼協会，(公社)日本金属学会■会

2014年11月 7 日(金)東京大学 生産技術研究所■行

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，東北大学■開催会場

An 棟 1 階

各自ご負担下さい)■参 加 費付研究部門(JX 金属寄付ユニット)

賛

生産技術研究所生， M1, D1, D2 )および公的機関の若手研究者(ただし，当日東京からの往復ですので，東京までの旅費は◇東京大学 生産技術研究所
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)E
scrap シンポジウムと見学会のご案内◇■協理事・副学長) 前田正史

物)の前

会

力

生産技術研究所 JX 金属寄付ユニット

リサイクル施設見学会■開 催 日■協

リサイクル推進課 信田哲宏

交流会

1730～2000

東京大学

http://www.me.tut.ac.jp/

催リサイクル推進室 櫻井義夫

特任教授(東京大学

 0532446694

問合せ先教授 伊o昌伸(コース長)
豊橋技術科学大学機械工学系ホームページ

崇1550～1630

応募書類の送付先および問合せ先■主特任教授 中村

生産技術研究所Escrap リサイクルのターゲットとしての ELV
東京大学大学院 工学系研究科 村上進亮

選考に際して面接を実施する場合があります．その際，福本昌宏(系長)真1520～1550

しません．なお，応募書類は教員選考の目的以外には使集

三菱マテリアル株式会社 田中史人

リネットジャパン株式会社 黒田武志

書留で郵送して下さい．応募書類は原則として返却いた教授

客員教授 大和田秀二

生産技術研究所

13 00～ 1330

ハリタ金属株式会社 張田

封筒表面に「材料・生産加工分野教員公募」と朱記し，

そ の 他

崇

JX 金属環境株式会社 鈴木義昭

先(電話，E
mail を含む)
年
月日(水)必着
提出期限 
提出方法

特任教授，

DOWA エコシステム株式会社 狩野信吾

所属学協会およびそこでの活動，社会貢献実績(産学連携を含む)，受賞等

崇

萩原崇弘

教授 中村

多元物質科学研究所

1115～1145

競争的外部資金の獲得実績科学研究費補助金(代表と分担に分ける)，共同研究・受託研究(代表のみ)，公募研究

鉱物資源課

生産技術研究所 JX 金属寄付ユニット

ス，解説・総説，作品，招待講演，その他(特許・発明・考案等)に分類し，全著者名を掲載順に記載

教授) 中村多元物質科学研究所

1005～1045

教授 岡部

徹

Email: tmiya＠iis.utokyo.ac.jp

FAX 0354526313%
本 会 記 事

集

■第回 年 月日(金)会★貴金属シンポジウム(第 2 回)＋新年会★(合同開催)

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◇レアメタル研究会◇

1000～
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)とサス■主催

レアメタル研究会■協力(一財)生産技術研究奨励会(特別研究会 RC40)

テーマ貴金属製錬・リサイクル■共催

東京大学マテリアル工学セミナー
レアメタルの環境調和型リサイクル技術の開発研究会

午前1000～★企業の活動や研究を中心にプログラムを組む予定★

(一社)軽金属学会，(一社)資源・素材学会，(公社)日★ポスター発表会も開催予定★

本化学会，(公社)日本金属学会，(一社)日本チタン協

午後 630～

主宰者東京大学生産技術研究所

■協

賛

岡部

徹

教授

テイナブル材料国際研究センターとの特別・合同シンポジウム

研究交流会・意見交換会(An 棟 1F カポペリーノ)会，(一社)日本鉄鋼協会，(五十音順)■開催会場■第回 
年月日(金) ～ An 棟 2F コンベンションホール

東京大学生産技術研究所

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)(平成26年度 最終回)
テーマ非鉄金属の未来(最寄り駅駒場東大前，東北沢，代々木上原)

午後 300～
午後 630～■参加登録・お問い合わせ
東京大学
岡部研究室

学術支援専門職員

■

第64回

■

第65回

ホワイエ)

http://www.okabe.iis.utokyo.ac.jp/japanese/rc40_ j.html〈米国版レアメタル研究会(RMW)のご案内〉

平成26年度 レアメタル研究会のご案内(予定) (2014年 8 月28日現在)
第63回(An 棟 2F

＊研究会ホームページ＊宮嵜智子

FAX 0354526313 Email: tmiya＠iis.utokyo.ac.jp%■

研究交流会・意見交換会

生産技術研究所

Workshop on Reactive Metal Processing(Reactive Metal Workshop)

2014年11月28日(金)2015年 1 月 9 日(金)★貴金属シンポジウム(第 2 回)＋新年会★(合同開催)

2015年 3 月13日(金)(平成26年度■RMW10 March 20 (Fri)21 (Sat), 2015, Cambridge, MIT

最終回)

詳しくは Reactive Metal Workshop の HP 参照

http://www.okabe.iis.utokyo.ac.jp/coretocore/rmw/■第回 
年
月日(金) ～ An 棟 2F コンベンションホール
テーマ非鉄金属製錬の発展に向けて
午後 300～
アルミニウムの工業電解の歴史と将来展望(仮)(60分)
代表取締役社長 岡本一郎

日本軽金属株式会社募

講師(変更となる可能性あり)

高校生のための先進的科学技術体験合宿プログラム「ウインター・サイエンスキャンプ '
'」
参加者募集

チタンの資源の現状とチタン鉱石のアップグレード法などについて(仮)(60分)
東京大学

生産技術研究所 姜

正信(JungshinKang)講師

マグネシウム新時代の到来(仮)(60分)
熊本大学

開 催 日

先進マグネシウム国際研究センター・センター長，
自然科学研究科

対マテリアル工学専攻・教授（併任）河村能人
午後 630～

集

研究交流会・意見交換会(An 棟 2F

象

2014 年 12 月 21 日～ 2015 年 1 月 7 日の期間中の 2 泊 3 日～3 泊 4 日高等学校，中等教育学校後期課程( 4 ～ 6 学年)または高等専門学校(1～3 学年)講師

2014年10月24日(金)必着
応募・問合先 サイエンスキャンプ本部事務局

ホワイエ)

応募締切

(公財)日本科学技術振興財団
 0332122454

Emai: campboshu25＠jsf.or.jp

◇

◇

◇

◎講演大会概要集 DVD の販売について◎
春秋講演大会の概要集 DVD を発行および販売しております．ご購入希望の方は，Email または FAX にて下記要領により
 件名○年○期講演大会講演概要集 DVD 購入申込
お申込下さい．◯

記)

 申込数
◯

 送付先住所◯

 申込者氏名◯

 会員の場合は会員資格(会員番号併◯をご記入下さい．

ホームページに申込書がございます．
会員特価3,810円＋税
申込先Email: ordering＠jim.or.jp

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan

定価10,000円＋税

送料360円

FAX 0222236312



Materials Processing

日 本 金 属 学 会 誌 掲 載 論 文

In-Situ Monitoring of Oxide Ion Induced Breakdown in Amorphous Tantalum Oxide Thin Film Using Acoustic Emission Measurement

Vol. 78, No. 10（2014）
論文

チタン粉末積層造形成形体への Mg Zn 合金およびMg
Al 合金の自発的溶浸
山口

篤

富田友樹

福本信次

オーステナイト系ステンレス鋼中の加工誘起マルテン
サイトの組織形態と磁気特性の相関三浦滉大 小林 悟 鎌田康寛
小貫祐介 Jerzy A. Szpunar

種々のマグネシウム合金における AE によるき裂進
展検出と破壊じん性評価
武藤有輝

松元光輔

白岩隆行

榎

学

微粒子ショットピーニングによるガス浸炭材の表面改
澤田俊之
質挙動に及ぼす投射材硬さの影響
1173 K に お け る Na2O B2O3 系 溶 融 塩 の Fe2O3,
Cr2O3 の溶解度測定
土岐隆太郎

土井教史

大塚伸夫

Takashi Tsuchiya, Kaita Ito, Shogo Miyoshi, Manabu Enoki
and Shu Yamaguchi

Mechanical Properties and Tool Life of FrictionStir-Welded DP590 Using the Si3N4 Tool
Young-Gon Kim, In-Ju Kim, Ji-Sun Kim and Jae-Hyun Park

Tensile Strength of Al/ABS-CFRP Joint Reinforced by Nickel Coated Carbon Fiber Cloth
Kazuma Shiraishi, Shigehito Inui, Sho Ishii,
Yoshihito Matsumura and Yoshitake Nishi

Microstructural Evolution of As-Cast 3.5 
NiCrMoV Steel Containing Centimeter-Scale
Grain Structure during Reheating and Plastic
Wen Long Zhao and Qing Xian Ma
Deformation
The Effects of Fe2P and Fe3P Intermediate
Equilibrium Phases on Glass-Forming Ability of
Fe76Si9B10P5 Bulk Metallic Glass
Akira Takeuchi and Akihiro Makino
Engineering Materials and Their Applications

Materials Transactions 掲載論文

Effect of Annealing on Magnetic Properties of
Ultrafine Jet-Milled Nd-Fe-B Powders

Vol. 55, No. 10（2014）

Michihide Nakamura, Masashi Matsuura, Nobuki Tezuka,
Satoshi Sugimoto, Yasuhiro Une, Hirokazu Kubo andMasato Sagawa―Regular Articles―
Materials Physics

Effect of Doping for Epitaxial (Ba1－xYbx)(Fe0.2
Zr0.8)O3－d Thin Films with Yb
Ryoichi Shinoda, Norie Hirao, Yuji Baba, Akihiro Iwase andToshiyuki Matsui
Mechanics of Materials

Effects of Temperature and Strain Rate on Plastic
Deformation of Ultrafine-Grained Copper Prepared by Equal-Channel Angular Pressing
Satoshi Okubo, Hiroki Abe, Yoji Miyajima, Toshiyuki Fujii,
Susumu Onaka and Masaharu Kato

Peierls Barrier of Screw Dislocation in bcc Iron at
Hideki Mori
Finite Temperature

Shear Strength of Adhesive Lamination Joint of
Aluminum and CFRP Sheets Treated by
Homogeneous Low Energy Electron Beam Irradiation Prior to Lamination Assembly and Hot-Press
Takumi Okada, Masae Kanda, Michael C. Faudree andYoshitake Nishi―Express Regular Articles―
Computer Simulations on Barkhausen Effects andMagnetizations in Fe Nano-Structure Systems
Shuji Obata

Two-Dimensional Observation of Grain Boundary
Sliding of ODS Ferritic Steel in High Temperature
Hiroshi Masuda, Satoshi Taniguchi,
TensionEiichi Sato, Yoshito Sugino and Shigeharu Ukai

Materials Chemistry

Preparation of Iron Doped
Microsphere by Mist Process

Hydroxyapatite

Mitsutaka Sato and Atsushi Nakahira

The Effect of Surface Machining on the High-Temperature Oxidation of a Single Crystal Ni-BasedNairong Sun, Lanting Zhang, Zhigang Li,
Superalloy

Effects of O2 and N2 Flow Rate on the Electrical
Yukiko Ogawa,
Properties of Fe-O-N Thin Films
Daisuke Ando, Yuji Sutou and Junichi Koike

The Kinetics of Isothermal Hydrogen Reduction of
Nanocrystalline Fe2O3 Powder

Feng Sun, Xianping Dong and Aidang Shan

Geon-Yong Lee, Joon-Phil Choi, Jun-Il Song, Sung-Soo Jungand Jai-Sung Lee

Nano Structure and Electrochemical Behavior of
the Rust Formed on Ni Bearing Steel after Exposure Tests in a Tropical Indian Environment

Corrosion Behavior of Superalloys in a LiCl-Li2O
Jong-Ho Lim and Woo-Jin Jung
Molten Salt

T. Nishimura and N. Rajendran

本 会 記 事―Express Rapid Publication―
Magnetic Susceptibility of Zr-Cu Binary Alloys

Microstructure and Mechanical Properties of
Cobalt-Based Alloys Strengthened with Tantalum
Carbide Powder via Vacuum Sintering and HIP
Shih-Hsien Chang and Chien-Chung Chen
Treatments

Seung-Pyo Hong, Yeong-Mu Ko and Chung-Seok Kim―Rapid Publication―
Microstructure and Magnetic Property of Sm2Fe17
Nanopowder Synthesized by Modified ReductionJoon-Chul Yun, Su-Min Yoon,
Diffusion Process
Geon-Yong Lee, Joon-Phil Choi and Jai-Sung Lee

◇

◇

◇

まてりあ

第巻

第号

〔受賞者紹介〕小特集「励起反応場を用いた多次元ナノ材料創成」
 企画にあたって ………………………………………田中俊一郎
 keV 級イオン励起反応場でのナノ・マイクロ材料創成………………………………………………………田中俊一郎
 単一粒子反応場を用いたナノ材料創成………………佃 諭志 関 修平 田中俊一郎 杉本雅樹
 電子照射による元素・電子軌道・サイト・方位選択的原子操
作 …………………………………………………………保田英洋
 放射線照射反応場でのナノ材料創成………………………………山本孝夫 中川 貴 清野智史

予告

レーザー励起反応場でのナノ構造創成……………………………………………中村貴宏 佐藤俊一
 単色可視光照射によるサイズ選択的六角板銀ナノ粒子の形成―光励起場を利用した金属ナノ粒子の形態制御に向けて―…………………………………………………………谷本久典
 超音波・マイクロ波励起反応場でのナノ・マイクロ材料創成…………………………………………………………林 大和
 化学反応場制御による低次元ナノ構造酸化物の創成と高次機
能 …………………………………………関野 徹 田中俊一郎―他―

(編集の都合により変更になる場合がございます．
）“材料系学協会情報コーナー”〈軽金属

第巻号（月日発行）予定〉

研究論文

Al Mn 系合金のクリープ挙動に及ぼす固溶 Mn および Fe 量の影響/安藤 誠，鈴木義和，新倉昭男，伊藤吾朗
金型鋳造した Al10  Si0.3  Mg 系合金の二段時効
特性/才川清二，森岡竜一，松田健二，寺山清志，池野 進
結晶粒径の異なる 1100アルミニウムにおける Insitu
X 線回折法を用いた引張変形中の転位密度測定/足立大樹，宮嶋陽司，佐藤眞直，辻 伸泰
MgAl 系合金の不連続析出挙動とミクロ組織/竹下哲
史，渡邊千尋，門前亮一，才川清二
アルミニウムのポーラス型アノード酸化皮膜とナノファブリケーション/菊地竜也，中島大希，西長 理，
夏井 俊，鈴木亮輔

解説LM レビュー 試見 日本における“アルミニウム”語の変遷/
宮木美光
連載講座 その場加熱実験と環境電子顕微鏡法/佐々木勝寛，荒井重勇，着本 享，坂 公恭

〈ふぇらむ

第巻

第号

予定〉

エポックを作った人物紹介8 電子顕微鏡鉄鋼科学研究を築いた井村 徹先生/坂 公恭
エポックを作った人物紹介9 カンの操業から科学的計測操業
へ/本多 敏
入門講座 鋼の凝固入門 各種鋳造法 精密鋳造法の品質制
御/岡 照恭躍動 物質の世界を探検するこころ/江場宏美
解説 研究会成果報告 高温鋼材の急速冷却時における過渡
沸騰現象/大久保英敏(2014年 7 月25日～2014年 8 月22日)

正

員

池田亜矢子
斉藤英生
学

生

今倉伸浩

独立行政法人 物質・材料研究機構
日産自動車株式会社

鈴木基純
森
賢一

株式会社フコク

奥村真彦

東北大学

◇

◇

山田晋也

大阪大学

村上将大

弘前大学

並木精密宝石株式会社員
神戸大学

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan

◇




行
開催日
月
2～3

事

カ

名称・開催地・掲載号
講習会「もう一度学ぶ機械材料学」機械・製造技
術者のための基礎講座―(東京)

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

日本機械学会・石 TEL 035360
3506
澤http://www.jsme.or.jp/mpd/
LPSO2014 熊大・ TEL 0963423547 内線3547
河村
lpso1＠kumamotou.ac.jp
http://www.msre.kumamotou.ac.jp/
LPSO2014/

5～8International Sympojium on LongPeriod Stacking Ordered Structure and Its Related Materials
2014(LPSO2014)(熊本)

第回材質制御研究会「複合材料の加工・組織制
御と高機能化(鳥取大)

9 ～10

第 9 回高崎量子応用研究シンポジウム―暮しに役立つ量子ビーム―(高崎)～

研究集会「第回結晶と組織の配向制御による材料高性能化研究会」(軽井沢)(号頁)

10

第 17 回「拡大 M  P サロン「見学会ワークシ
ョップ」(東京)

11～13



第65回塑性加工連合講演会(岡山大)

17～18

第 59 回塑性加工技術フォーラム「微細粒鋼材開発の最前線と医療用途への期待」(諏訪)21～22

第10回固体潤滑シンポジウム

22～23

第42回日本ガスタービン学会定期講演会(熊本)23～242014 年度技術者継続教育「基礎コース」講習会
(岡山)

23～24

第 7 回トライボロジー入門西日本講座―トライ
ボロジーの基本知識と考え方―(同志社大)

23～24

ADMETA Plus 2014(Advanced Metallization
Conference 2014: 24th Asian Session)(東大)

24

第66回白石記念講座「枯渇する金属資源に「今」 日本鉄鋼協会・楢 TEL 033669
5933
我々ができること・すべきこと～金属資源確保と 岡
educact＠isij.or.jp
材料設計の元素戦略～」(早大)
http://www.isij.or.jp/mupjrwnge
金属学会セミナー「材料における拡散―基礎およ 日本金属学会
TEL 0222233685 FAX 0222236312
び鉄鋼材料における拡散と関連現象」(東工大)
meeting＠jim.or.jp
(号
頁)




H年度秋季講演会(熊本大)(号頁)(東京理科大)定員60名

中国四国支部・赤 TEL/FAX 0857
316760
尾(鳥取大)
akao＠mech.tottoriu.ac.jp
日本原子力研究開 takasympo＠jaea.go.jp
発機構
http://www.taka.jaea.go.jp/
研 究 会 No. 67 ・ TEL 0722549316 FAX 0722549912
井上(大阪府大)inoue＠mtr.osakafuu.ac.jp
日本機械学会・石 TEL 035360
3506
澤http://www.jsme.or.jp/
日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp

申込
9.30
定員
50名

九 州 支 部 ・ 高 島 TEL 0963423716(熊本大)
takashik＠gpo.kumamotou.ac.jp
日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp

定員
80名
定員
60名

日 本 ト ラ イ ボ ロ TEL 033434
1926
ジー学会
http://www.tribology.jp
日本ガスタービン TEL 033365
0095 gtsjoffice＠gtsj.org
学会
http://www.gtsj.org/

定員90名

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
日 本 ト ラ イ ボ ロ TEL 033434
1926
ジー学会
http://www.tribology.jp
応用物理学会・吉 TEL 036801
5685
田
jimukyoku＠admeta.org
http://www.admeta.org/

10.10

事前
10.10

27～30

EcoBalance 2014
(つくば)

30～31

第50回 X 線分析討論会(東北大)31「新たな価値を創るイノベーション塗装・塗料技術」(東京)

日本塗装技術協会 TEL 036228
1711
tosoujimukyoku＠jcot.gr.jp
http://jcot.gr.jp/

31

平成 26 年度溶接工学専門講座
承講座(東京)溶接学会

31

第42回溶接学会東部支部実用溶接講座(見学会
講演会)「鉄道車両製造工場見学と車両製造における最新の溶接技術」(横浜)

溶 接 学 会 東 部 支 jwseast＠ide.titech.ac.jp
部・東工大(三田
尾)

10.22

31

第205回塑性加工技術セミナー「成形シミュレー
ションと成形限界」(大同大学)

日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp

第回ヤングメタラジスト研究交流会(東工大)（本号頁）

関 東 支 部 ・ 高 田 TEL 03
57343585
ntakata＠mtl.titech.ac.jp
or 宮嶋

定員
50名
参加
10.24

The 9th International Symposium on Advanced
Science and Technology in Experimental
Mechanics(New Delhi)

日本実験力学会・ officejsem＠mech.ous.ac.jp
林(岡山理科大)TEL 0862569615
http://jsem.jp/ISEM9/
世界結晶年実行委 www.iycr2014.jp/
員会

月
1～6

第11回エコバランス国際会議

締切

ものづくり力伝

日 本 LCA 学 会 ・ TEL 033503
4681
末次
ecobalance2014＠sntt.or.jp
http://ilcaj.sntt.or.jp/EcoBalance2014/
日 本 分 析 化 学 会 TEL 022
2175624
X 線 分 析 研 究 懇 shinoda＠tagen.tohoku.ac.jp
談会・篠田
http://res.tagen.tohoku.ac.jp/～x50/

2

世界結晶年記念講演会

2～6

The 7th International Symposium on Surface 日本表面科学会
Science (ISSS7)(松江)
第 17 回ミレニアム・サイエンスフォーラム(東 ミレニアム・サイエ
京)
ンス・フォーラム

5
5～8
6



TEL 0358254073
jwsinfo＠tg.rim.or.jp
http://www.jweld.jp/

TEL 0743726021 isss7＠sssj.org
http://www.sssj.org/isss7
TEL 0363728966 msf＠oxinst.com
http://www.msforum.jp/
トライボロジー会議2014秋 盛岡(盛岡)
日 本 ト ラ イ ボ ロ TEL 033434
1926
ジー学会
http://www.tribology.jp
E scrap シンポジウムと見学会(東大生産研)(本 東京大学生産技術 tmiya＠iis.utokyo.ac.jp
号494頁)
研究所非鉄金属資 FAX 035452
6313
源循環工学寄付研
究部門(JX 金属寄付ユニット)・宮
嵜

定員
50名

講演
'14.6.27

本 会 記 事

開催日

名称・開催地・掲載号

主催・担当

問合先

6～7

第 4 回若手研究者および技術者のための高温強度講習会(実習つき)(神戸)

日本材料学会

6～8

第44回結晶成長国内会議(NCCG44)(東京)

6～8

第34回表面科学学術講演会(松江)6～8

第 32 回疲労シンポジウム第 3 回日中合同疲労シ
ンポジウム(高山)7

関西支部第 27 回技術研修会「塑性加工における熱処理技術の最新動向」(大阪)7

平成 26 年度材料科学基礎講座「医療機器開発のための材料科学」(東京)8～9

日本銅学会第54回講演大会(横浜国大)

日 本 結 晶 成 長 学 TEL 035950
4741
会・安部
jacg＠wordssmile.com
http://www.jacg.jp/jacg/japanese.top.html
日本表面科学会
TEL 0338120266 taikai14＠sssj.org
http://www.sssj.org
日本材料学会TEL 0757615321
http://www.jsms.jp
日本塑性加工学会 TEL 090
92800383
関西支部
kansai＠jstp.or.jp
日本材料科学会
TEL 0332629166 mssj＠shokabo.co.jp
http://www.mssj.gr.jp
日本銅学会
TEL 0338368801
kazu＠copperbrass.gr.jp
https://www.copperbrass.gr.jp/

11

第 22 回国際アコースティック・エミッションシ
ンポジウム(東北大学)

日本非破壊検査協 TEL 035609
4015
会・中村
nakamura＠jsndi.or.jp
http://www.jsndi.jp/

11～14

第22回 AE 国際シンポジウム(東北大)12～14

グリーン・イノベーション EXPO2014

日本非破壊検査協 TEL 022
7957996
会
iaea22＠ml.jsndi.or.jp
日本能率協会・大 TEL 033434
1988
森green＠convention.jma.or.jp
http://www.jma.or.jp/green/


～


平成
年度材料セミナー「金属材料の腐食損傷の基礎とその評価」(阪大)(本号頁)

13～14

第46回溶融塩化学討論会(木更津)

14

(東京)

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

締切

10.1
参加
10.10

10.17
10.31

関西支部

TEL 0664435326 FAX 0664435310
nkansai＠ostec.or.jp
電気化学会溶融塩 TEL 043
2903433
委員会・岩舘(千 ohkubo.takahiro＠faculty.chibau.jp
葉大)http://msc.electrochem.jp/

定員18名

第312回塑性加工シンポジウム「金型耐久性を向上させる表面処理技術と素材開発の現状と未来」(東京)

日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp
他

定員
100名

14

日本希土類学会第32回講演会(東京)

日本希土類学会14

第 13 回フラクトグラフィシンポジウム(立命館大)日本材料学会

16～18

第40回固体イオニクス討論会(東工大)

16～19

ENGE 2014(Jeju.Korea)
第43回 薄膜・表面物理基礎講座(2014)3D プリ
ンター技術の基礎と今後の発展―薄膜・表面物理
技術で拡がる可能性―(筑波大東京キャンパス)日本固体イオニク TEL 035841
7140
ス 学 会 ・ 山 口 研 ssij＠alto.material.t.utokyo.ac.jp(東大)
http://www.ssij.org/index.html
KIM
http://www.enge2014.org

17

TEL 0668797352
kidorui＠chem.eng.osakau.ac.jp
http://www.kidorui.org/lecture.html
fractosym＠jsms.jp
http://www.jsms.jp/

応 用 物 理 学 会 薄 TEL 035802
0863 oda＠jsap.or.jp
膜・表面物理分科 https://annex.jsap.or.jp/
会・小田

18

第219回西山記念技術講座「材料設計を先導する
物理解析技術・計算科学―活用事例と今後への期
待―」(大阪)日本鉄鋼協会・楢 TEL 033669
5933 educact＠isij.or.jp
岡http://www.isij.or.jp/

18～20

第55回真空に関する連合講演会(大阪府立大)日本真空学会

18～21
19～21

Plasma Conferene 2014 (PLASMA 2014)(新潟)
第 84 回マリンエンジニアリング学術講演会(下関)日本物理学会他

20

第370回講習会「切削・研削の高付加価値加工～最前線から学ぶ微細・超精密加工～」(東京理科大)

第回学生による材料フォーラム(名工大)(号
頁)

20～21

キャビテーションに関するシンポジウム(第 17回)(東大生産研)

22～24

第35回日本熱物性シンポジウム(東工大)

22～24

第55回高圧討論会(徳島大)

25
25

講演
7.14
講演
9.2

参加
11.11

TEL 0334314395
ofcvsj＠vacuumjp.org
http://www.vacuumjp.org
plasma＠jspf.or.jp

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
精密工学会
TEL 0352265191
http://www2.jspe.or.jp/

定員60名

TEL 0527355124
koyama.toshiyuki＠nitech.ac.jp
http://tkoyama.web.nitech.ac.jp/tokai/
zairyoforum.html
日本学術会議第三 TEL 035452
6190
部・加藤(東大生 cav17＠iis.utokyo.ac.jp
産研)
http://www.iis.utokyo.ac.jp/～cav17/

10.20

日本熱物性学会・ TEL 035876
1826
元祐(東京理科大) jstp2014＠rs.tus.ac.jp
http://www.rs.tus.ac.jp/jstp2014/
日本高圧力学会
TEL 07056587626
touronkai55＠highpressure.jp
http://www.highpressure.jp/new/55forum/

参加
10.17

第206回塑性加工技術セミナー「有限要素の基礎と実践」(東工大)

日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp

定員50名

第220回西山記念技術講座「材料設計を先導する
物理解析技術・計算科学―活用事例と今後への期
待―」(早大)日本鉄鋼協会・楢 TEL 033669
5933 educact＠isij.or.jp
岡http://www.isij.or.jp/

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan

東海支部

講演
7.25

講演
7.18




開催日

名称・開催地・掲載号

25～27

第27回国際超電導シンポジウム(ISS2014)(東京)28

日本表面科学会関西支部主催 実用表面分析セミ
ナー2014(神戸大)28

第63回レアメタル研究会(東大)(本号495頁)

29～30

第 11 回材料の衝撃問題シンポジウム(豊橋技科大)日本材料学会

第 35 回超音波エレクトロニクスの基礎と応用に関するシンポジウム(明治大)

超音波シンポジウ TEL 045
9245598
ム運営委員会・小 terry＠ip.titech.ac.jp
野寺(東工大)http://usejp.org
東海支部・松永tokai＠numse.nagoyau.ac.jp

月
3～5

主催・担当

問合先

国際超電導産業技 TEL 044
8501612
術研究センター
http://www.istec.or.jp/ISS
日本表面科学会関 TEL 078
9926143
西支部・高橋(コ takahashi.shin＠kki.kobelco.com
ベルコ科研)
http://www.sssj.org/Kansai/kansai_
jitsuyou17.html
レ ア メ タ ル 研 究 TEL 035452
6314
会・宮嵜(東大生 tmiya＠iis.u
tokyo.ac.jp
産研)

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



技術交流フォーラム『画像処理・パターン認識が発展させる生物科学と材料工学』(名工大)(本号
頁)

4～5

2014 年度「先進コース」≪舶用燃料とその燃焼≫講習会(東京)

4～5

第 6 回つくば国際コーティングシンポジウム(つ
くば)

4～5

第22回新粉末冶金入門講座(京都産業大)4～5

第52回高温強度シンポジウム(函館)5

第 51 回 X 線材料強度に関する討論会テーマ「非破壊評価の最前線」」(名古屋)

日本材料学会

平成年度材料セミナー「材料における拡散基
礎および鉄鋼材料における拡散と関連現象」(大阪)(本号
頁)

関西支部



平成年度総会・連合講演会(新潟工科大)(本号
頁)

北陸信越支部・原 TEL 0252626763
亜(新潟大)
sharada＠eng.niigatau.ac.jp
http://hlab.eng.niigatau.ac.jp/
hpjin2014/

8 ～10

第41回炭素材料学会年会(福岡)

炭素材料学会

10

第19回資源循環型ものづくりシンポジウム(名古屋)

第 19 回 資 源 循 環 TEL 0527365680
型ものづくりシン ims＠nipc.or.jp
ポジウム実行委員会

11～12

第28回信頼性シンポジウム安心・安全を支える
信頼性工学の新展開
(大阪)

日本材料学会12

関西支部第 16 回塑性加工基礎講座「金属薄板の成形性試験(実習付き）」(京都工芸繊維大)

20
20

23

高専女子フォーラム in 関西(神戸)


年月
第53回セラミックス基礎科学討論会(京都)8～9

粉体粉末冶金協会 TEL 075
7213650
inoue＠jspm.or.jp
日本材料学会TEL 0757615325
http://www.jsms.jp/

定員
100名

TEL 0757615321
x51touron＠jsms.jp
TEL 0664435326 FAX 0664435310
nkansai＠ostec.or.jp

TEL 0353896359
tansodesk＠bunken.co.jp
http://www.tanso.org/contents/event/conf2014/

TEL 0757615321
RESYMPO2014＠jsms.jp
http://www.jsms.jp/

11.21
講演
9.8

定員
40名
講演
10.23

講演
8.25

講演
9.12

11.27

国立高等専門学校 TEL 074355
6012
機構他・端無(奈 ssoumu＠jimu.narak.ac.jp
良高専)
http://www.kosenk.go.jp/kosengirl/jyoshiforum/
日本セラミックス TEL 077
5437466
協 会 基 礎 科 学 部 ifujii＠rins.ryukoku.ac.jp
会・藤井(龍谷大) http://www.chem.ryukoku.ac.jp/kiso53
レ ア メ タ ル 研 究 TEL 035452
6314
会・宮嵜(東大生 tmiya＠iis.u
tokyo.ac.jp
産研)9

第64回レアメタル研究会(第 2 回貴金属シンポジ
ウム)(東大)(本号495頁)

10

第20回高専シンポジウム in 函館

高専シンポジウム協議会，函館工業
高等専門学校・神山(函館高専)15

講習会「薄膜結晶の評価基礎と応用」(東京)

日本結晶学会

15～16

2014年度「先進コース」≪推進軸系≫講習会(神
戸)



講演
8.4

日本マリンエンジ TEL 033539
5920
ニアリング学会
staff＠jime.jp http://www.jime.jp
産 総 研 ， 物 材 機 TEL 029
8592560
構・村上(物材機 murakami.hideyuki＠nims.go.jp
構)日本塑性加工学会 TEL 090
92800383
関西支部
kansai＠jstp.or.jp
2014年度計算力学技術者(CAE 技術者)「1・2 級」 日本機械学会・関 TEL 0353603506 caenintei＠jsme.or.jp
認定試験・講習会(東京)根
http://www.jsme.or.jp
平成26年度 高専女子フォーラム in 中国(広島)
国立高等専門学校 TEL 082373
8200
機構他・白井(呉 kikaku＠kurenct.ac.jp
高専)
http://www.kosenk.go.jp/kosengirl/jyoshiforum/
平成26年度

締切

TEL 0138596312
sohmucho＠hakodatect.ac.jp
http://www2.hakodatect.ac.jp/site1_
symp/

発表
10.31

TEL 0353896372
crsjdesk＠bunken.co.jp
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

本 会 記 事

開催日
月
13

名称・開催地・掲載号

主催・担当

走査型プローブ顕微鏡の最新活用術(川崎)26～272014 年度「先進コース」≪機装設計≫講習会(高松)

神奈川科学技術ア TEL 044
8192033 ed＠newkast.or.jp
カデミー
http://www.newkast.or.jp
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

月
5

第30回塗料・塗装研究発表会(東大)13

第65回レアメタル研究会(東大)(本号495頁)



年春期講演大会・企業説明会(東大)(本号 日本金属学会
頁)


～


日本金属学会春期講演大会(東京大学駒場キャン
パス)

月
7 ～10

月

～

月
5～8

問合先

締切
定員
20名

日本塗装技術協会 TEL 036228
1711
tosojimukyoku＠jcot.gr.jp
http://jcot.gr.jp
レ ア メ タ ル 研 究 TEL 035452
6314
会・宮嵜(東大生 tmiya＠iis.u
tokyo.ac.jp
産研)

TEL 0222233685
gaffair＠jim.or.jp
annualm＠jim.or.jp
TEL 0222233685 FAX 0222236312

日本金属学会11.10～
2.10

The Fifth International Conference on the 粉体工学会・多々 iccci2015＠ml.ynu.ac.jp
Characterization and Control of Interfaces for 見(横国大)http://ceramics.ynu.ac.jp/iccci2015/
High Quality Advanced Materials (ICCCI2015)(富士吉田)
日本金属学会秋期講演大会(九州大学伊都キャン
パス)

日本金属学会

annualm＠jim.or.jp
TEL 0222233685 FAX 0222236312

Asia Steel International Conference 2015(Asia
Steel 2015)(横浜)

日本鉄鋼協会

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

X 線・中性子の散乱理論入門
竹中章郎

藤井保彦 共訳 D. S. Sivia 著

本書は，タイトルの通り X 線・中性子散乱実験と解析に取り組ある．本書は X 線・中性子を同時に扱うことで両者の解析上の共もうと志す初学者向けの教科書と位置付けることができる．金属材

通点と差異を明瞭にしている．実験技術としても，反射率等の弾性料の評価・解析手法として X 線・中性子の利用は欠かせないもの

散乱だけでなく非弾性散乱に至るまでが統一的な視点で解説されてとなってきており，日本語による参考文献の少ない現状において貴おり，理解の助けとなっている．初学者向けとは言え，各実験技術

重な教科書である．

の解析上の要点は網羅されているため，本書を丁寧に読み進めるだ

第 1 章は原子・分子の構造とこれを観測する手法について述べ，

けで，実際のデータの解析手法を理解できるようになるだろう．よX 線・中性子散乱への導入となっている．第 2 章は，散乱実験をり実用的な解析を行うためには他の専門的な文献等へステップアッ

物理的に理解する基礎となる波の性質とフーリエ変換の数学的取扱

プすることになろうが，本書はその入口に適した一冊である．

いを述べている．第 3 章では，いよいよ原子による X 線・中性子

金属材料への応用のみを対象とした本ではないため，金属研究者

散乱の基礎的概念が解説される．第 4～7 章は，様々な弾性散乱実は自らの分野に合わせて語句を読み替える必要がある．また，汎用

験(反射率，小角散乱，高エネルギー回折・全散乱，回折)を紹介し的な教科書のため，解析の目的を見失いがちになるので，読者にはている．第 8, 9 章では非弾性散乱実験が扱われている．

解析によって得られる情報の意味を意識して読むことが求められる．
(京都大学原子炉実験所

X 線散乱と中性子散乱は，実験施設や科学者コミュニティ等，

大場洋次郎)[2014年 212頁 3,600円＋税 森北出版株式会社]

外見的には差異を感じさせる面もあるが，原理や解析手法には共通する部分が多く，ユーザーは両者の使い分けに戸惑いを覚えがちで

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ま て り あ 第巻 第号（）発行所

定価(本体,円＋税)〒120円
年間機関購読料金,円(税・送料込)
発行日 2014年10月 1 日
公益社団法人日本金属学会〒9808544 仙台市青葉区一番町一丁目1432 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

ま て り あ 第53巻 第10号(2014)
Materia Japan《新刊案内》『バイオマテリアル研究の最前線』―2014年10月発行予定―◆

日本発の最新バイオマテリアル研究がこの一冊に濃縮◆

金属系バイオマテリアルを中心にセラミックス系，高分子系，細胞，
計算機シミュレーションまで広くカバー
◆

手元に是非置いておきたい渾身の一冊

成島尚之・中野貴由編
版型・頁

A4 判

約300頁

定価

(5,900円＋税)国内送料 700円

発行

公益社団法人日本金属学会

日進月歩のバイオマテリアル研究を行うには，学問分野や研究領域を越えた広く深い理解が必要である．そのため研究の最前線を理解することは必ずしも容易ではない．本書は2000年以降の日本発の最先端・最重要研究である116報の原著論文と 9 冊の書籍を取り上げ， 83名の新進気鋭の研究者の手で，それぞれのエッセンスを 2 ページに凝縮し，その後の進展も踏まえつつ解説することでバイオマテリアル研究のバイブルとした．
本書は，(第 1 章)総合書にみるバイオマテリアル研究の基礎と最前線，(第 2 章)チタン系バイオマテリアル研究の最前線，(第 3 章)コバルトクロム系バイオマテリアル研究の最前線，(第 4 章)その他の金属系バイオマテリアル研究の最前線，(第 5 章)セラミックス系・高分子系バイオマテリアル研究の最前線，(第 6 章)表面処理・形状制御研究の最前線，(第 7 章)
骨組織・骨組織再生研究の最前線，(第 8 章)細胞ならびに細胞外基質制御研究の最前線，(第 9 章)バイオマテリアルならびに生体組織への計算機シミュレーション研究の最前線，により構成されている．初心者から専門家まで教科書・参考書として幅広く活用できるおすすめの一冊となっている．

申込方法書名，部数，送本先，氏名を明記の上，Email または FAX にてお申し込み下さい．代金は送本時に請求させていただきます．
申込・問合せ先〒9808544 仙台市青葉区一番町一丁目1432
公益社団法人日本金属学会
TEL 0222233685

企画・会員サービスグループ

FAX 0222236312

Email: ordering＠jim.or.jp「バイオマテリアル研究の最前線」予約申込書
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本 会 記 事

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1

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2

第 3 種郵便物認可

平成26年10月 1 日発行「まてりあ」

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