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27年 3 月 1 日発行（ 毎月 1 回 1 日発行）

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54

http://jim.or.jp/

Vol.54 No.3 ISSN 1340-2625

原子クラスターが切り開く金属の未知の特性

Ni 基メタ磁性形状記憶合金の磁気的性質

冷間多軸鍛造マグネシウム合金の組織と特性

鉄鋼の粒界破壊におけるマルチスケール解析

講義ノート 鉄鋼の相変態Ⅲ〜パーライトとベイナイトの成長に及ぼす合金元素の効果〜

春期講演大会プログラム（別冊付録）

MTERE2 54（3）91〜136（2015）

2015

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

http://www.jim.or.jp/journal/m/

2015
Vol.54
No.3◎

会告原稿締切毎月 1 日

翌月号(1 日発行)掲載です．
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掲 示 板materia＠jim.or.jp

原子クラスターが切り開く金属の未知の特性とその応用

解説

橋啓介

大貫惣明 …… 91

理論と実験で解説する原子クラスターの基礎から未知の特性，さらに工学的応用までを紹介．

最近の研究

メタ磁性形状記憶効果を示す Ni 基ホイスラー合金の磁気特性
梅津理恵

許

伊東

航

鹿又

武

貝沼亮介 ………………………………………………… 98

Ni 基メタ磁性形状記憶合金のマルテンサイト相と母相の磁気的性質を紹介．

冷間多軸鍛造マグネシウム合金の組織と特性

三浦博己

小林正和 ……………………105

超微細粒 MDFMg 合金の開発．多軸鍛造(MDF)によって結晶粒を超微細化した高強度 Mg 合金の開発状況の紹介．

鉄鋼の粒界破壊におけるマルチスケール熱力学解析

山口正剛 ………………………110

粒界偏析の第一原理計算と二種類の破壊力学試験を組み合わせることにより，粒界の電子論的エネルギー低下がもたらす CT 試験片の破壊靭性低下を理解する．

講義ノート

鉄鋼の相変態―パーライトとベイナイトの成長に及ぼす合金元素の効果―

榎本正人……………………………………………………………………………………………………118
パラパーライト，定常パーライト，発散パーライトの生成メカニズムとベイナイトの不完全変態のメカニズムの
解説．

研究室紹介

高温における酸化物および金属の冶金現象の根本的な理解をめざして
柴田浩幸……………………………………………………………………………………………………124

本会記事

会告 ………………………………………………125

会誌・欧文誌 3 号目次 …………………………132

支部行事 …………………………………………128

次号予告 …………………………………………134

掲示板 ……………………………………………129

材料系学協会情報コーナー ……………………134

新入会員 …………………………………………131

行事カレンダー …………………………………135

2015年春期講演大会プログラム

付録

別冊

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表紙デザイン北野玲

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れている．つまり原子クラスターとは原子の集合体のことを

.

は じ

め

に

意味している．しかしながら，“原子の集合体”といってもかなりあいまいな定義になってしまう．例えば酸素などの分原子クラスターは原子数が数個から数十個からなる原子の子やナノ粒子も原子の集合体と定義することができるため，集合体である．原子クラスターの物性は原子の数及び構造に原子クラスターの定義をより厳密にしなければならない．で依存し，そのためバルクともナノ粒子とも異なった物性を持は最初に，原子クラスターと分子はどう異なるのかを表にっている．例えば元来バルクの鉄は水素と結合することは特まとめてみた．表 1 に示すように原子クラスターは分子と殊な環境下を除いては起こりえないが，数個からなる鉄クラ

比べて多様な状態を持つことがわかる．また多数の原子クラスターは水素と結合することが起こりえる．このように原子スターは非常に高い反応性を持っており，真空または不活性

クラスターはバルクやナノ粒子とは異なる物性を持ってお環境で存在することが安定させる条件となる．更に異性体のり，特に触媒，磁性，エネルギー貯蔵などにおいて活躍が期数も多く，原子数が増えるにつれて異性体の数も急激に増え待される．しかしながら原子クラスターに対する研究は欧米ていく．構成する原子数も物質も多様なため，結合状態も多を中心に活発化しており，日本ではあまり知られていないの様である．例えば C20O10 のような想像もしないようなものが現実である．

も原子クラスターでは起こり得る．言い換えれば，分子は原数個から数十個からなる原子の集合体である原子クラスタ

子クラスターに含まれると言える．

ーを現存の実験手法だけで研究するのは困難なため，理論計

原子クラスターとナノ粒子の違いを定義するのは実は難し

算と実験の両方からアプローチする必要がある分野である．

い．図はバルクの物性がサイズが小さくなるにつれてどの

本稿では，密度汎関数理論を用い，様々な金属原子クラスタ

ように変化していくかをグラフにしたものである．わかりやーの特性(磁性，反応性，エネルギー貯蔵，融点，光学特性)

すい例として金を例に取る．バルクの金は図 1 に示したよの紹介，更に理論計算を用いたクラスターの構造決定方法を

うに面心立方格子構造を持っている．このバルクの金のサイ紹介する．また，実験によるクラスターの作成と解析方法および結果，計算結果との整合性などを紹介する．理論及び実表1

験の両方から原子クラスターを理解することにより，私たち

原子クラスターと分子の違い．
原子クラスターの知っている金属とは全く異なった材料の開発を可能にする子ことができ，それは金属の新しい未来の指針となることを期

存在条件

待する．

異性体

多

数

少

数

原子数

多

様

固

定

結合状態

多

様

構成原子

多

様

.

原子クラスターの定義

クラスターの定義を辞書で調べると，“集合体”と定義さ真空又は不活性環境分

大気中

イオン又は共有結合
固定JSPS 特別研究員・PD，北海道大学工学院工学研究科(〒0608628 札幌市北区北13条西 8 丁目)
北海道大学特任教授工学院工学研究科
Atomic Clusters: Unveiling New Properties of Metal and Applying Them to Modern Engineering Applications; Keisuke Takahashi andSomei Ohnuki(Division of Engineering, Graduate School of Engineering, Hokkaido University, Sapporo)
Keywords: atomic cluster, density functional theory, global optimization, catalysis, magnetism, hydrogen storage, tailored materials
2014年10月31日受理[doi:10.2320/materia.54.91]

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japanベイシンホッピング法は，現在原子クラスターの構造決定に最も多く用いられている方法であり，原子数が数百からなる
原子クラスターの構造も見つけ出すことが可能となっている．ベイシンホッピング法の流れを下記に示した．
1.

ランダムな構造を生成する．

2.

密度汎関数理論を用いてその構造を緩和させる．この時のエネルギーを E0 とする．

3.

緩和した構造を下記の 2 つの方法を用いて壊す．
 シェイク
全原子を同時にランダムに動かす．

 交換

ランダムに選ばれた 2 つの原子を交換する(特に元素が 2 個以上の時)．

図1

サイズによるバルクから原子クラスターまでの物性変化．原子モデルは金．

4.

3. で壊した構造を 2. と同様に緩和する．この時のエネ

5.

ここでモンテカルロ法とメトロポリス法を用い， E1 とルギーを E1 とする．
E0 の評価をする．
 もし E1E0 であれば E1 を受け入れる．
ズ を 小 さく し て いく と 図 1 に 示 した よ うに ナ ノ 粒子 と な

 も し E1  E0 で あ れ ば ， メ ト ロ ポ リ ス 法 を 用 い

る．この時，ナノ粒子の物性は原子数に関係なく一定を保つ

e－DE/kBT (ランダムに選ばれた 0 か 1 )の時 E1 を受傾向にある．しかしながら，ある一定のサイズまで小さくなけ入れる．

ったとき，ナノ粒子の物性が原子数によって著しく変わる境

いずれの場合も E1 を受け入れたとき， E1 を E0 と再定界線がある．この境界線以降の物質を原子クラスターと定義する．この時原子クラスターの物性は原子数，構成物質及び構造に非常に強く依存するため，原子レベルでの理解が必要となってくる．例えばある原子数 7 個のクラスターは磁性を持っているが，原子数 8 個の時は磁性を持たないなど，
原子数によって物性が変わる．しかしながら，現存の実験手

義する．
6.

2 から 5 のステップを繰り返す(ステップが多いほど安定した構造を見つけ出す確立が高くなる)．
こうすることによって，常に安定した構造を自動で確実に見つけ出すことが出来る．

法だけでは，原子クラスターの物性や構造を特定することがよりわかりやすくするため，ベイシンホッピング法の手順困難なため，第一原理計算などの理論計算を使っての研究がを図に示した．それぞれの緩和後の極小の部分が“たらい非常に重要になる(1)(2)．

(ベイシン)”の底のようで，それが次の極小へと跳ねている

このように原子クラスターはバルクやナノ粒子とは全く異なる物性を持っているため，材料の根本的な概念が覆ることように見えるため，ベイシンホッピング法という呼び名がつけられた．

すらありえる．例えば，導電体の金属が絶縁体になったり，

ベイシンホッピング法と密度汎関数理論を用いて得られた磁性を持たないものが強磁性をもったり，不活性な材料が活

代表的な原子クラスター(金(7)，プラチナ(7)，ルテニウム(7)，性になったり，不透明なものが透明になったりすることが可鉄(8))の構造を図に示した．金クラスターはその高い反応能になってくる．そのため，原子クラスターの原子数，構成性により触媒効果が期待されている原子クラスターである．

原子，そして構造を制御する実験手法が確立されれば，思い基底状態の金の構造は特殊なもので 2 次元状態で三角形ののままの材料を設計し生成することが可能になる．そうする

形に向かって成長していくことがわかる．プラチナクラスタ

ことで原子クラスターは材料工学の分野において無限の可能

ーも金クラスターと同様に 2 次元状態の構造を持っている性を導き出してくれる．

が，原子数が 4 個と 9 個の時は正方形になり，原子数が 6個の時は三角形と不規則に成長することがわかる．さらに興

.

構 造

決

定

味深いのは原子数が10個の時，3 次元の構造をとることである．ルテニウムクラスターは原子数が 8 個のとき立方体に原子クラスターの構造の決定手法は現在 3 つ知られてい

なり，原子数が 12 個のときは立方体が 2 つ結合した構造に

 手動で存在しえる構造を予測し密度汎関数理論(3)(4)でる．

なることがわかる．鉄クラスターにいたっては，原子数が 4

 遺伝的アルゴリズム法(5)．

計算し安定したものを探す．

個のときから 3 次元の構造を持ち，対照的な構造を維持し に関しては多大な労力を要
ベイシンホッピング法(6)(7) ．

ながら成長することがわかる．このように原子クラスターはし，原子クラスターの構造は非対称の構造のものも多く，す不規則に成長するため先に述べた大域的最適化手法を用いる

 の遺伝的アルゴリ
べての構造を予測するには限界がある．

ことが必須となる．また，合金クラスターもバルクやナノ粒
ズム法は生物学の“遺伝”を元に開発されたものである．

子では考えられないような事象が起こりえる．例えばルテニのベイシンホッピン法は 3 つの手法の中で現在最も基底状

ウムと銅はバルクの状態では混ざり合うことはないが，ルテ

態及び多数の準安定構造を予測するのに適した手法である．

ニウムと銅の合金クラスターは非常によく混ざり合う(7)．こ




解

説

図2

ベイシンホッピング法の手順．

図4( A )赤外線分光法による Au7 に対するスペクト
ル，( B )密度汎関数理論計算による基底状態のAu7 と Au7 の異性体(CF)(9)．

が用いられることになる．
気体状態の原子クラスターの理論計算と実験の比較は下記のような実験手法によって行われることが多い．一番多い例
は赤外分光法を使った方法である(9)．密度汎関数理論を用いて計算した振動準位とレーザーアブレーションで生成した原子クラスターを分子線内に閉じ込め赤外分光法を用いて測った振動準位を比べると，どのような形の原子クラスターが実験によって生成されたかを理解することができる．もちろん構造決定した原子クラスターの物性は密度汎関数理論によって明らかにすることができる．図は金クラスターの原子数
図3

基底状態の原子クラスター( a )金(7) ，( b )プラチナ(7)，(c)ルテニウム(7)，(d)鉄(8)．

が 7 の時(Au7)の密度汎関数理論計算と実験の比較である．
図 3(a)に示したように Au7 は三角形に金原子が 1 個ついた様な構造をしている．実験上クリプトンの単原子が不純物としてついているため， Au7Kr の実験と理論計算の振動準位のようにバルクで作り出すことが不可能とされていた合金もを比べた．準安定な Au7 も生成されている可能性があるた

原子クラスターを使うことによって作り出すことができる．

め，異性体の Au7(図 4(CF))の理論計算の振動準位も求めそのため，特殊な物性を持つ合金クラスターの発見が期待さる．図 4( A )と( B )で比べると，振動準位が一致しているのれる．

がわかる．このように理論計算と実験を併用することで原子クラスターの構造を明らかにすることができる．

. 実 験 と の 比 較

赤外線分光法の他に光電子分光を用いることによって理論計算と実験との電子親和力を比較することも可能であ

実験による原子クラスターの研究はここ 10 年で飛躍的にる(7)(10) ．図( a )はスズクラスターの実験(10) と密度汎関数

成長している．原子クラスターの生成には大きく分けて 2

理論計算(7) の電子親和力をグラフ化したものである．図 5

つの方法がある．1 つはレーザーアブレーションを用いて金(a)の示すように，実験と理論計算は似た傾向を示すことが属の一部を飛ばし，それを分子線の中に閉じ込めて分析する

わかる．それに対応する基底状態のスズクラスターの構造は方法である．2 つ目はコロイドからの生成である．コロイド

図 5(b )に示している．このように電子親和力からもクラスの利点は原子数の制御が比較的容易であることがあげられる

ターの構造決定をすることができる．

が，生成された原子クラスターは気体状態ではないので，基図 4 と図 5 で示した金クラスターとスズクラスターは気板上に担持した原子クラスターとなる．そのため，気体状態

体状態における原子クラスターの構造分析であるが，近年のの原子クラスターの分析には前者のレーザーアブレーション

収差補正透過型電子顕微鏡の急速な発展により基盤上に担持

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japan



図5

(a)スズクラスターの電子親和力の実験(10)と(b)密度氾関数理論計算(7)による比較，またそれに対応する(b)ス
ズクラスター原子数 1 個から12個の基底状態の構造(7)．

スターの物性について，特に磁性，反応性，エネルギー貯蔵
特性，融点，光学特性を最近の研究も含め紹介していく．


磁性

磁性は現代社会において最も重要な地位を占めている．磁性を応用したものには，ハードディスク，核磁気共鳴画像法(通称 MRI )や電気モーターなど分野を越えて扱われている．磁性の起源は対を持たない電子のスピンである．周期表を見てみると半分の元素は少なくとも 1 つの不対電子を持っていることがわかる．しかしながら，実際に強磁性を持つ
ものは，鉄，コバルト，ニッケル，ガドリニウム，ジスプロ
シウム等の限られた元素だけである．その他の磁性を持つものは常磁性や反磁性を持っている．さらに，上記の 5 つの強磁性を持つ元素はバルクの状態になると周りの原子と結合
図6( a ) Au309 のモデル，( b ) Au309 の走査型透過電子顕微鏡による暗視野像(矢印はサイズを示している)，(c)シミュレーションによる Au309 の走査型
透過電子顕微鏡による暗視野像(11)．

状態を作るため単体の原子よりかなり小さい強磁性になってしまう．例えば単体の鉄原子は d 軌道上に 4 つの不対電子があるため磁気モーメントは4.0 mB と非常に強い強磁性を持っている．しかし，体心立方格子内の鉄原子は 1 個あたり約2.2 mB とほぼ半減してしまう．そのため，様々な金属と合した原子クラスターの解析が可能となってきている．例えば

金を作ることで，より強い強磁性を持つ材料の研究が現在もAu309 の構造は理論計算の結果と透過型電子顕微鏡の結果がなされている．特にネオジム磁石( Nd2Fe14B )の発見は非常一致するのが図に示されている(11) ．原子クラスターはスに大きな影響をもたらした．密度汎関数理論計算で計算する

パッタリングによりアモルファス上の炭素上に吸着させることネオジム磁石内のネオジム原子は3.1 mB を持ち，鉄原子はとができる(12)(13)．原子数の確認には飛行時間質量分析計を2.1 mB から 2.9 mB の磁気モーメントを有している(16) ．しか用いることによって原子数の特定をする(14)．図 6 に示されしながらネオジムはレア・アース金属であり，その希少性か

た通り，理論計算と透過型電子顕微鏡の解析で Au309 の構造

らネオジム磁石に代わる磁石が必要となってくる．また，も一致が確認された．このように近年の実験の急速な追いつきしネオジム磁石より更に強い強磁性の磁石が発見されれば，により，原子クラスターは理論上の議論から現実世界での応

今より大容量の記憶が可能なハードディスクの開発が可能と用につながりつつある．今後の実験の更なる発展に期待したなってくる．それゆえに，さらなる強磁性材料が今後必要とい．

なってくる．
磁性の強さは周囲の元素との結合状態，原子間距離，更に.

原子クラスターの物性次元に依存する(17) ．例えば原子間距離が短く，共有結合を作っていれば，不対電子の数が減るため，結果として弱い磁原子クラスターはバルクやナノ粒子とは全く異なる物性を性になる．また，2 次元の構造は 3 次元の構造より強い磁性持っているため，いままでに想像すらできなかった未知の物を持っている．その理由は 1 原子あたりの周囲の原子数が 2

性が眠っていると考えられる(15) ．ここでは様々な原子クラ次元の状態のほうが少ないため，結果として結合に使われる



解

説

不対電子の数が少なく，強い磁性を持ちやすい傾向にある．

様且つそれ以上の磁気モーメントを持っていることがわかる．

それゆえに，原子クラスターはバルクやナノ粒子と比べて強このように，バルクの状態で強磁性のもつ物質は鉄，コバ

い磁性が起こりやすいといえる(18)(19)．また，バルクで常磁

ルト，ニッケル，ガドリニウム，ジスプロシウム等の限られ性であるバナジウムやロジウムは，原子クラスターでは強磁た元素だけであるが，原子クラスターの磁性を原子数単位で性になるなど磁性の性質までもがバルクとは異なることさえ探ることによって強磁性材料が大量に発見されることが期待ある(20)(22) ．さらにマンガンに関しては，バルクでは一般される．

的に反磁性だが，原子数が 7 個の時には強磁性と，原子数が 1 個異なるだけで全く真逆な磁性を持つこともある(23)．




反応性

異性体のなかでも異なる磁性を持つことがある．原子クラ原子クラスターのもう 1 つの重要な物性に反応性があ

スターは多数の異性体が存在することで知られているが，こる．一般に物質が活性化する因子の 1 つに表面積がある．

こで言う異性体とは原子数が同数であるが，構造が異なるこ

物質の表面積と体積の比で表面積が大きいほど物質は活性化とを表している．代表的なのが Li4 クラスターである．図する．原子クラスターはバルクやナノ粒子と比べて，この表( a )に示したように Li4 クラスターは四面体の構造が基底状

面積比が圧倒的に大きいため，より活性化する(24)．代表的態であるが，図 7( b )のような準安定な正方形の異性体が存な例として金クラスターがある．バルクの金は不活性である在する．この時のそれぞれの磁気モーメントを見ると更に興が，特定のサイズの金の原子クラスターは非常に活性であり味深いことがわかる．Li4 クラスターが四面体の時，頂点の触媒としての効果が期待されている(25) ．このように，バル

スピンは下に向いているが底の 3 原子のスピンは上を向いクの状態で不活性なものが，原子クラスターでは活性化になている．そのため一組の電子が対を作り磁性がなくなり，結ることがある．そのため，現在使用されているプラチナなど

果的に四面体の Li4 は 2.00 mB の磁気モーメントを持つ強磁の高価な触媒も，安価な元素の原子クラスターに置き換える性であることがわかる．しかし Li4 クラスターが正方形の構ことも可能となりえる．原子クラスターの反応性をさらに向造を持つとき，2 原子のスピンが上を向き，他の 2 原子のス上させるために，合金クラスターにすることが効果的という

ピンは下を向いている．それによって，それぞれ電子対を作ことが知られている(26) ．例えばルテニウムクラスターは様り，磁気モーメントが 0 となり，反強磁性であることがわ々な水素化反応で効果的な触媒効果を持つことで知られていかる．このように異性体の中には真逆の磁性を持つものもあるが，スズとの合金クラスターを作ることで触媒効果が劇的るため，基底状態の磁性だけでなく準安定の原子クラスターの磁性に着目することが重要である．
先に述べたように現時点で最も強い磁性を持つ材料はネオジム磁石であるが，それと同等かそれ以上の磁性を持つ原子
クラスターがある．鉄クラスターの磁気モーメントを図に示した．図 8(a)は鉄クラスターの原子数が25個から700個まで の 120 K で の 磁 気 モ ー メ ン ト の 実 験 デ ー タ を 示 し て いる(18)．図 8(a)が示すようにバルクの磁気モーメントと比べて鉄原子数25個から300個の時，かなり高い磁気モーメントを示している．図 8( b )は密度汎関数理論計算で鉄クラスタ
ーの原子数が 2 個から 9 個の磁気モーメントである．実験
結果同様，原子数が 2 個から 9 個の時，極めて高い磁気モーメントを示していることがわかる．特に原子数が 1 つ変わるだけで磁性も変化し，磁性の変化も一定ではないことがわ
かる．もちろん応用するには様々な問題があるが，単純な気体状態の鉄クラスターの磁性をみるかぎりネオジム磁性と同

図8
図7Li4 クラスターの(a)基底状態構造，(b)準安定の異性体．

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japan( a )実験による 120 K での原子数が 25 個から 700
個の鉄クラスター磁気モーメント(18) ．理論計算による原子数が 1 個から 9 個の鉄クラスター磁気モーメント．



に向上することが示されている(27)．この他にもコア・シェ
ルクラスターという研究も行われている．例えば Al13 クラ




光学特性

スターを Pt42 で覆うことによってプラチナの酸素還元反応

物質の光学特性はバンドギャップによって決定されるが，が飛躍的に向上するという実験結果が示されている(28) ．こ

原子クラスターは原子数や構造によって様々なバンドギャッのように単純に合金クラスターにするだけではなく，コア・プを持っている．例えば金クラスターは更に合金クラスター

シェル構造の合金クラスターの生成など構造に変化を加えるにすることによってバンドギャップを制御することも明らか

ことによって反応性を更に向上させる可能性を秘めている．

になっている．更にシリカクラスターに対し金原子を加える

エネルギー貯蔵特性

ことによってシリカクラスターのバンドギャップが縮まり，赤外線を吸収できることが示された(35) ．また，金クラスタ

原子クラスターは水素貯蔵材料としての大きな可能性を持

ー自体は光の吸収を抑えることができるため，全光リミッタっているが，理論計算上で原子クラスターの水素貯蔵特性はとしての応用が期待されている(36) ．このようにバルクとは予測できるが，実験のほうが追いついていないというのが現違った光学特性も原子クラスターではみることが可能である．

状である(29)．例えば一般的にバルクの鉄は水素と反応しな.

いが，鉄クラスターは水素に対してとても活性することが実

原子クラスターの担持験により知られている(30)．更に最近の研究で，鉄の原子クラスターは大量の水素を吸着し，安定した鉄の水素化物が原

原子クラスターの構造と特性を維持するために様々な基盤

子クラスターとして存在するという予測が理論計算から図が試されたが，炭素をベースにした材料が原子クラスターのに示されている(8)．鉄が原子クラスターの時，水素を大量に物性や構造を保持するということが近年わかってきた(37) ．

吸着するという，バルクとは正反対の現象が起こりえる．ま更に密度汎関数理論計算によるスクリーニングの結果，2 次

た，最近の研究でチタン鉄合金クラスターはバルクのチタン

元材料であるグラフェン(38) が原子クラスターを保持するの鉄同様，常温で水素を吸蔵および放出ができ，さらにバルクに適した材料であることが示された(37) ．しかし，単層グラと比べて 6 倍の水素を吸蔵することが明かになった(31)．鉄

フェンは炭素原子 1 層からなる材料のため，グラフェンをやチタン鉄クラスターなどの遷移金属クラスター及び合金ク

担持しなければならない．近年の研究で，単層グラフェンは

ラスターはバルクでは想像も出来ないほどの水素貯蔵量を誇

銅基盤上で安定し，大量生産に適しているという観点から銅ることが予測される．

はグラフェンの担持に用いられる(39)．図は銅基盤上に単




融点

層グラフェンを担持し，鉄クラスターと水素化した鉄クラス

原子クラスターはバルクと違う融点を持っていることが明らかになってきた．一般的に材料の融点はナノ粒子や，バルクと比べて小さくなることが知られている(32) ．しかし，数多くの原子クラスターの融点はバルクの状態より低いという結果が示されている(33) ．もちろん原子クラスターの融点は原子数によってかなりのばらつきがあることもわかっている．ところがガリウムクラスターはバルクのガリウムと比べて約250度ほど高い融点を示している(34)．今後バルクの状態
より融点が高くなるクラスターがまだ他に見つかるのではな
いかと期待される．

図10
図9



原子数 2 個から 9 個の鉄クラスターの水素化物(8)．原子コード鉄黒色，水素白色．

銅基板上の単層グラフェン上の(a)FeH(横から)( b ) FeH (上から)( c ) Fe4 ( d ) Fe7 ( e ) Fe4H8 ( f ) Fe7
H7．原子コード水素白，鉄灰色，炭素黒，銅黒(37)．

解説

ターを担持したものである(37) ．図 10 ( c )( d )に示したように，鉄クラスターはグラフェン上で構造を維持したまま安定
することがわかる．また，それらの鉄クラスターは水素化物を作り，安定していることが図10(e)(f)に示されている．このようにグラフェンを用いることによって，原子クラスターの担持が可能になることが予測される．

.

原子クラスターをバルクへ

ここまで原子クラスターはバルクやナノ粒子とは全く異なった物性を持つことが示されたが，近年原子クラスターに対する新しい動きが始まっている．同じ構造の原子クラスター
同士を集合させ，原子クラスターの構造を維持しながら結晶構造の持つバルクの新材料を組み立てるという試みである(40)(41)．代表的な試みに，炭素原子60個からなるフラーレ
ンクラスターを集合させることによって薄膜を生成することがあげられる(42)．フラーレンクラスターの特殊な電子状態によって生成された薄膜は n 型半導体の物性を持ち，太陽電池の分野に応用が期待される．また，ヒ素クラスターの原子数が 7 個と11個のクラスターは 1 次元，2 次元，3 次元と3 つの異なる次元のバルクを作る可能性が示されている(41)．このように特定の物性をもつ原子クラスター同士を集合させ，それを結晶にすることができれば，様々な機能を持った材料が次々に生まれてくる可能性がある．しかしながら，実験手法などが確立されていないため，今後の研究が期
待される．

. ま

と

め

原子クラスターは原子数が数個から数十個からなる集合体
であり，バルクやナノ粒子とは全く異なる物性をもつ材料である．理論計算からそれらの原子クラスターは特有の物性を持つことが示されており，我々が一般的に理解している金属とは正反対の物性を持っていることが示されている．さらに
近年の実験の急速な発展により原子クラスターは理論上のものから現実の世界のものへとなりつつある．もし原子クラス
ターの物性を最大限に生かすことが可能となれば，用途に応じた材料を思いのままに合成することができる可能性を秘めている．このように原子クラスターは次世代の材料として存在すべく，日々躍進を遂げている．

文★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
橋啓介
2008年12月 アリゾナ大学工学部材料科学工学科 学士課程修了
2011年 6 月 チャルマース工科大学工学部最先端工学材料 修士課程修了
2014年 3 月 北海道大学工学院 工学研究科 博士課程修了(工学)2014年 4 月 現職 日本学術振興会 特別研究員 PD
専門分野計算科学，原子クラスター，触媒，材料科学，情報材料学◎理論及び計算科学を通して，実験に頼らない材料の設計や生成ができる基盤を構築している．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

献( 1 ) J. Li, et al.: Science, 299(2003), 864867.
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( 3 ) P. Hohenberg and K. Walter: Phys. Rev., 136(1964), B864.
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ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
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(11) Z. Y. Li, et al.: Nature, 451(2007), 4648.
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橋啓介

大貫惣明



メタ磁性形状記憶効果を示す

Ni 基ホイスラー合金の磁気特性
梅 津 理 恵
鹿又

許



伊東

航


武

 貝 沼 亮 介


Ni2MnGa と同様に高温では立方晶型の強磁性体であるが，

.

は じ

め

に

温度が低下するとマルテンサイト変態に伴い磁化が大きく減少することが示された．母相強磁性相は磁場印加によって安ホイスラー合金とは X2YZ 型の分子式を持つ合金で，こ定化するため，マルテンサイト変態温度以下で磁場を印加す

こでは X が Ni, Y が Mn, Z は Ga, In, Sn, Sb など第13～15

るとメタ磁性的磁化挙動が現れる．これは磁場誘起逆マルテ

族元素の一部を指す．この化学量論組成 Ni2MnGa ホイスランサイト変態に伴うものであり，母相強磁性相がゼーマンエー合金(Ni50Mn25Ga25)が熱弾性型マルテンサイト変態を生じ

ネルギーの利得によって出現したからである．さらに 2006

ることは，中性子回折実験により 1983 年に Webster 等によ

年 に Kainuma 等 は Ni の 一 部 を Co で 置 換 し た Ni45Co5って発見された(1)．その研究によると，376 K にキュリー温

Mn36.6In13.4 合金においても磁場誘起逆変態が観測されるこ度を有する強磁性相は L21 型と呼ばれる立方晶規則化構造とを示した上，マルテンサイト変態温度直下の温度で 3のであるが，温度低下に伴い約 200 K で正方晶構造のマルテ

歪を予め加えたあと，磁場印加によってほぼ完全に形状回復

ンサイト相に変態することが示された．その後， 1996 年

することを報告した(5)．この振る舞いは「メタ磁性形状記憶

Ullakko 等により Ni2MnGa がマルテンサイト変態温度直下効果」と呼ばれ，NiCoMnSn 合金等でも同様な性質が確で約 0.2もの磁歪を示すとの報告がなされ(2)，多くの研究認されている(6)．これらの Ni(Co)MnZ 系合金は母相とマ者が Ni Mn Ga ホイスラー系合金の研究を始めるきっかけ

ルテンサイト相との大きな磁化の違いに特徴があり，磁場誘となった．この合金の場合，磁場印加に伴う結晶学的ドメイ

起逆変態に伴うメタ磁性的磁化挙動や形状記憶効果だけでなン(バリアント)の再配列により巨大な歪が得られ，温度変化

く ， 巨 大 磁 気 抵 抗 効 果(7)(9) や 負 の 巨 大 磁 気 熱 量 効により駆動する従来の形状記憶合金とは異なり，磁場による果(10)(13) ，熱輸送特性の大きな変化を示すなど(14)(16) ，学

高速駆動が可能となることから応用面でも大いに注目され術・応用の両面において非常に興味深い物質群である．

た．そして，精力的な研究が行われた結果，Sozinov 等によ

図に Ni50Mn50－xSnx の状態図を示す(17)(19) ． 2004 年のり Ni48.8Mn29.7Ga21.5 の単結晶において 9.4もの巨大双晶磁

Sutou 等による状態図の報告以降，さらに Ito 等によって詳歪が報告され(3)，一層この種の研究が加速した．
その中で， Sutou 等は 2004年に Ni Mn Z (Z ＝ In, Sn, Sb )細に調べられた．この Ni50Mn50－xSnx 三元系合金では，概ね
x＜16の組成領域にてマルテンサイト変態が観測され，16＜合金の状態図を示し，これらの物質の非化学量論組成においx では基底状態が母相強磁性である． x ＝ 0 の NiMn 等比組てマルテンサイト変態が観測されることを新たに報告した(4)．

成(Ni50Mn50)，ならびにx ＝25のホイスラー化学両論組成で東北大学特任准教授金属材料研究所(〒9808577 仙台市青葉区片平 211)
東北大学研究員大学院工学研究科金属フロンティア工学専攻 仙台高等専門学校准教授マテリアル環境工学科
東北学院大学名誉教授 東北大学教授大学院工学研究科金属フロンティア工学専攻
Magnetic Properties of Nibased Heusler Alloys Showing MetaMagnetic Shape Memory Effects; Rie Y. Umetsu, Xiao Xu, Wataru
Ito, Takeshi Kanomataand Ryosuke Kainuma(Institute for Materials Research, Tohoku University, Sendai. Department of Materials Science, Graduate School of Engineering, Tohoku University, Sendai. Materials and Environmental Engineering,Sendai National College of Technology, Sendai. Tohoku Gakuin University, Tagajo.)
Keywords: Nibased Heusler alloy, metamagnetic behavior, shape memory effects, martensitic transformation, magnetic structure
2014年 9 月10日受理[doi:10.2320/materia.54.98]




最近の研究

ある Ni2MnSn ( Ni50Mn25Sn25 )の磁気特性に関しては古くかす Ni Mn Sn 三元系合金に着目し，マルテンサイト相と母ら報告がある．NiMn の場合，マルテンサイト変態温度は約

相の磁気的性質に関して著者等が最近行った実験結果を紹介

970 K と非常に高く，基底状態の磁気特性は反強磁性であする．次節(第 2 節)ではマルテンサイト相のメスバウワー

る(19)． Mn の磁気モーメントは 3.7 m

分光測定の結果と交流磁化測定の実験結果を示し，マルテン

B であり， Ni はモーメントを有しない．磁気構造は L10 型結晶構造の c 面内で Mn

サイト相の磁気特性について概説する．第 3 節では NiMn

が反強磁性的配列をしたコリニアー型構造で，ネール温度はSn ，および Ni の一部を Co で置換した 4 元系合金について

中性子回折測定において反強磁性的長距離磁気秩序による磁中性子粉末回折測定を行った結果を紹介し， NiMSn 合金

気反射強度の温度依存性から，約 1100 K であると推測されの母相の磁気状態に及ぼす Co 置換の影響について述べる．

ている(19) ．電子状態は非常に特徴的であり，フェルミ面近傍にて凝ギャップが形成され，トータルの電子状態密度が非常に低いことが理論計算，ならびに低温比熱測定による電子比熱係数の値から実験的にも検証されている(20),(21)．この研究は著者等が以前に行ったものであるが，常磁性状態を仮定

. Ni50Mn50－xSnx 合金のマルテンサイト相の磁気特性

メスバウワー分光測定

図  に 57Fe ( Fe 同 位 体 元 素 ) を 微 量 添 加 し た Ni50Mn36.5した電子状態の理論計算では凝ギャップが消失することか

57Fe

ら，高いネール温度を有する安定な反強磁性的磁気秩序と，

0.05 T の磁場中にて測定を行った熱磁化曲線を示す(23)．図0.5Sn13 合金粉末試料の DSC (示差走査熱量測定)曲線とこのような特徴的な電子状態は密接に関連していると結論付

中の TC はキュリー温度，TMs, TMf, TAs, TAf はそれぞれマル

けていた(21) ．この NiMn 合金に Sn が置換されるとマルテ

テンサイト変態開始温度，終了温度，ならびに逆変態開始温

ンサイト変態温度はほぼ直線的に低下する．マルテンサイト

度とその終了温度である(23) ．零磁場中で試料を冷却し，磁相の結晶構造は L10 から単斜晶系の積層構造(6M )を経て斜場を印加して昇温過程を測定した後，同じ磁場を印加したま

方晶構造( 4O )へと変化していくが，基底状態の磁性は明ら

ま冷却過程の測定を行った．290 K 近傍に観測される磁化のかにされていなかった．一方， Ni2MnSn は L21 型立方晶構

明瞭な変化はマルテンサイト変態に伴うものであり， DSC

造の強磁性体であり，キュリー温度は 342 K, Mn の磁気モ曲線における変化とも対応している．マルテンサイト変態温ーメントは 3.7 mB であると報告されている(22)．強磁性母相度直下では磁化の値は小さく，低温では磁場中冷却効果が見から磁化の低いマルテンサイト相への相変態が観測されるのられる．この試料において様々な温度における磁気状態を調は，13＜x＜16 近傍の非化学両論組成であるため，近年はそべるためにメスバウワー分光測定を行った結果を図に示の周辺組成において盛んに研究がなされてきたが，磁気変態

す(23) ．( a )は 312 K における吸収スペクトルで，熱磁化曲を伴う一次の相変態の機構解明のためにはマルテンサイト相線と照らし合わせると母相のキュリー温度より高い温度域のと母相両方の磁気特性を詳細に調べる必要があると著者らはものであり，常磁性状態であることを明瞭に示すシングレッ

考え，広い組成領域にて磁化測定のみならず，中性子粉末回ト型のスペクトルが観測されている．(b)は 293 K における折，メスバウワー分光，交流磁化測定などの手法を用いて多スペクトルであるが，この温度はちょうど変態途中の過程に角的に研究を行ってきた．
本稿では，磁場誘起逆変態に伴いメタ磁性的磁化挙動を示

図2

図1

Ni50Mn50－xSnx合金の状態図(17)(19)．

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japan

Ni50Mn36.557Fe0.5Sn13合金粉末試料の DSC(示差走
査熱量測定)曲線と 0.05 T の磁場中にて測定を行った熱磁化曲線(23)．図中の TC はキュリー温度，
TMs, TMf, TAs, TAf はそれぞれマルテンサイト変態開始温度，終了温度，ならびに逆変態開始温
度，終了温度．



図3

図4

293 K, 199 K ，および 80 K における内部磁場分
布(23)．

図5

Ni50Mn38.5Sn11.5 合金の 0.05 T の磁場中における熱磁化曲線(24)．

各温度における Ni50Mn36.557Fe0.5Sn13 合金のメス
バウワースペクトル(23)．図中の M 相はマルテン
サイト相，P 相は母相を意味する．

おける状態であり，シングレット型のスペクトルの裾野の広がりは母相強磁性の成分であろう．最も注目すべき結果は( c )の 264 K における観測結果であり，( a )と同様なシング
レット型のスペクトルがはっきりと観測される．この温度域はマルテンサイト相であり，磁気状態が常磁性であることを明確に示している．つまり，マルテンサイト変態時に伴う大きな磁化の跳びは，構造が変化すると同時に常磁性から強磁性への磁気状態変化に因るものであることが明らかとなった．
199 K のスペクトルはブロードになり(d )，この温度では磁Sn 合金について交流磁化測定を行った．図に Ni50Mn38.5

化が少し大きくなっており，内部磁場の存在が示唆される．

Sn11.5 合 金 の 0.05 T の 磁 場 中 に お け る 熱 磁 化 曲 線 を 示

80 K のスペクトルではさらに幅が広がり，分裂もやや観測

す(24) ．メスバウワー分光測定を行った試料よりも，さらにされる(e)．この温度は，磁化測定において磁場中冷却効果

磁場中冷却効果がはっきりと観測される試料組成を選択した．

が観られる温度である．図は 293 K, 199 K, 80 K におけ

150 K 前後で大きく磁化が変化することから，この変化がマる内部磁場分布を示す(23) ．上述したように， 293 K では常ルテンサイト相におけるキュリー温度に対応するとみなす文

磁性状態に母相強磁性の成分が混じっていることがこの図か献もあった．

らも判る． 199 K の内部磁場に比べて 80 K ではさらに分布が高磁場側に拡がり，明らかに内部磁場の存在を示唆していると言えるが，磁気状態に関しての詳細はこの実験からだけでは明らかにすることは出来ない．


交流磁化測定メスバウワー分光測定により，マルテンサイト変態温度直磁性体の磁化 m は交流磁場 h によって次のように展開される．
m ＝ m 0 ＋ x 0h ＋ x 2h 2＋ x 3 h3

(1)

ここで， m0 は自発磁化， x0 は線形磁化率， x2 や x3 は高次項の非線形磁化率である．線形磁化率 x0 は，次式のようにさらに実部 Rex と虚部 Imx の成分に分けられる．

x0＝Rex－j Imx(2)下では常磁性であることが判明したが，より低温における磁Ni50Mn38.5Sn11.5 合金について 15 から 9000 Hz の周波数， 1

気状態は解明されなかった．それを調べるために，NiMn

mT の磁場中で測定を行った結果を図に示す．( a ) , ( b ) ,



最近の研究

(c)はそれぞれ線形磁化率の実部成分 Rex，虚部成分 Imx，が，それを判別するのに非線形磁化率の挙動が重要になってならびに非線形磁化率 x2 である．(a), (b)の図において 155

くる．理論的には，スピングラス転移温度 Tg において非線

K 近傍にピークが観測され，周波数が高くなるにつれて高形磁化率は負の発散を示すことが導かれている(25)(26) ．( c )温側にシフトしていることが明らかである．周波数依存性をの図より明らかなように，そのような発散はこの試料におい示す，という点でキュリー温度における 2 次の磁気転移現ては観測されず，磁気状態はブロッキング状態であると結論

象ではないことが明らかである．となると，直流磁化測定に

付 け ら れ た ． 同 様 な 交 流 磁 化 測 定 が Ni50Mn35In15 と Ni50

おいて磁場中冷却効果が観測され，線形磁化率が周波数依存

Mn40Sb10 合金についても行われた(24)．データの詳細な紹介

性を示すのであればスピングラス秩序の可能性が考えられるはここでは割愛するが，Ni50Mn35In15 の非線形磁化率においては何の成分も見えなかったのに対し， Ni50Mn40Sb10 の非線形磁化率では周波数依存性を示す負のピークが観測されたことから，前者の基底状態の磁性はブロッキング状態，後者はスピングラスと結論した．なぜ，合金系によってこのような違いが現れるのかは現時点において明らかにはされていな
い．しかしながら，次章の中性子回折測定による母相の磁気状態に関する研究結果において，Mn の磁気モーメントの局所的な磁気配列が合金系によってそれぞれ特色を有することが分かっており，母相の磁気状態がマルテンサイト相の磁性にも何かしらの関連性をもたらしているのではないか，と憶測される．今後の研究の進展が待たれる課題のうちの一つである．また，前節のメスバウワー分光測定の結果からだけでは断言できなかったが，低温において磁化の値が大きくなり，一見強磁性のように見える熱磁化曲線の挙動が，「強磁性的磁気秩序によるものではない」ことがこの交流磁化測定の結果より明らかにされた．

.

中性子回折測定による Ni50Mn50－xSnx 合金の母相の磁気特性

前節において Ni Mn Sn 三元系合金のマルテンサイト相における磁気状態について研究結果を紹介した．本節では，
中性子粉末回折実験を行い，母相の磁気配列を決定した実験
結果について紹介する．
試 料 は Ni50Mn33Sn17 と Ni の 一 部 を Co で 置 換 し た Ni45
Co5Mn33Sn17 の 2 種の粉末試料を用意した．図にこの 2 種の試料の磁化曲線(a)と熱磁化曲線(b)を示す(27)．(a)についてアロットプロット( H / M M 2 plot )から得た自発磁化は，それぞれ 4.18 と 5.12 mB / f.u. で， Co 置換によって磁気モーメントが増大したことが明らかである．熱磁化曲線からキュリー温度を求めたが，Ni50Mn33Sn17 のキュリー温度が約 340K であるのに対し， Ni45Co5Mn33Sn17 の場合は 385 K と 45
K も上 昇した．次に中性子粉 末回折実験の結果を紹 介す

る．なお，実験は仏国グルノーブルの ILL ( Institute Laue Langevin)に設置されている，高分解中性子粉末回折測定装置( D2b )を用いて行われた．ここでの波長は 0.159 nm であり，解析には RIETAN2000 を用いた(28)．
図に 5 K にて測定を行った( a ) Ni50Mn33Sn17 と( b ) Ni45
Co5Mn33Sn17 の中性子回折測定による回折パターンをそれぞ

図6

Ni50Mn38.5Sn11.5 合金の交流磁化率(24) ．( a )線形磁化率の実部成分，(b)線形磁化率の虚部成分，(c)非線形磁化率

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japan

れ示す(27)．図中の点線は実験回折強度，実線は Rietveld 解析による計算強度，およびそれらの差である．解析により各元素がサイトを占める占有率(規則度)や磁気モーメントの大

きさが得られるが，占有率はそれぞれの試料についてキュリ合は強磁性的結合を示す結果が得られ， Co 置換によって局

ー温度より高い温度での測定，つまりは，磁気反射を含まな所的な磁気配列が変化したと考えられる．磁気配列が変化しい回折パターンより予め決定し，その値を固定して 5 K のたことは，図 8( c )からも伺うことができる．この図はそれ

回折パターンの解析を行った．L21 合金の 8c サイトと 4a サ

ぞれの試料における常磁性領域と強磁性領域の回折パターン

イトはそれぞれ Ni ，および Mn 元素によって完全に占めらを差し引いたもの，すなわち，長距離磁気秩序による磁気反れ，4b サイトは余剰な Mn と残りの Sn がランダムに占める射の成分を示したものである． Ni50Mn33Sn17 の場合は 200ことが分かった．また，Co を置換した場合は，8c サイトに
Co と Ni がランダムに占有することも確認された．解析により得られた数値データを表にまとめる．5 K における格子定数 a ( nm ) , 4a ，および 4b サイトの Mn の磁気モーメン
ト m4a, m4b( mB)，その値から算出したトータル磁気モーメン
ト， mtotal ( mB / f.u. )．また，解析の際の各パラメータ， Rwp,
Re, S(＝Rwp/Re)と等方性原子変位パラメータ Q も併せて記

す．なお， Ni と Co の磁気モーメントは理論計算値， 0.2

mB ，および 1.0 mB の値を用いた(29)(30) ．表に示すように，
Ni50Mn33Sn17 の場合は 4a サイトと 4b サイトの Mn の磁気モーメントの符号が異なり，つまり，これらのサイトに位置する Mn の磁気モーメントが反強磁性的に配列をしている
場合が最も安定な解であった．一方，Ni45Co5Mn33Sn17 の場

図8

図7



Ni50Mn33Sn17 と Ni45Co5Mn33Sn17 合金の 4.2 K における磁化曲線( a )，および 0.5 T の磁場中における熱磁化曲線(b)(27)．

粉末中性子回折測定による 5 K の回折パター
ン(27) ．( a ) Ni50Mn33Sn17, ( b ) Ni45Co5Mn33Sn17 の実験回折強度と Rietveld 解析による計算強度，
およびそれらの差．(c)はそれぞれの試料における常磁性状態と強磁性状態の回折パターンの差．すなわち，長距離磁気秩序による磁気反射成分を示す．

最近の研究

表1

Ni50Mn33Sn17 と Ni45Co5Mn33Sn17 について 5 K の
中性子回折パターンから得た格子定数 a ( nm ) ,4a，および 4b サイトにおける Mn の磁気モーメ
ント m4a, m4b ( mB )，それから算出したトータル
磁気モーメント， mtotal( mB/f.u.)(27)．解析の際の各パラメータ， Rwp, Re, S(＝ Rwp /Re)と等方性原子変位パラメータ Q も併せて記す．

Alloy

a(nm)

m 4a ( m B )m4b( mB) mtotal( mB/f.u.)

Ni50Mn33Sn17

0.5986(1)3.7(1)－1.1(3)3.7(2)

Ni45Co5Mn33Sn17

0.5984(1)3.6(1)

2.0(3)

4.8(2)

Ni50Mn33Sn17: Rwp＝5.83, Re＝4.12, S＝1.41, Q＝0.52×10－2 nm2
Ni45Co5Mn33Sn17: Rwp＝6.55, Re＝4.62, S＝1.42, Q＝0.59×10－2 nm2

図9(Ni, Co)50Mn50－xSnx 合金の母相の Mn の磁気配列．
図 10ピークに比べて 111 ピークの強度の方が大きいのに対して
Ni45Co5Mn33Sn17 の場合はその大小関係が反転しており，こ4.2 K における( Ni, Co )50Mn50－xSnx 合金( a )，および(Ni, Co)50Mn50－yIny 合金(b)の自発磁化の組
成 依 存 性(31)(33) ． 図 中 の 点 線 は 計 算 値 を 示
す(18)(31)．

のことからも，両者において磁気配列が異なっていることが明瞭である．解析より決定した磁気配列の模式図を図に示す． 4a サイトの Mn と 4b サイトに Sn に代わって置換されに磁化が減少するが，x＝20 近傍で上昇に転じ，下に凸の様

た Mn の磁気配列の直接観測は，この中性子回折測定が初相 を示 して いる ． Ni の 一部 を Co で 置換 した 場合 ( 5Co －めてであるが，実は磁化測定の結果からもその磁気配列の違

xSn, 8Co － xSn )は Mn の置換濃度が増えるにつれて磁化がいは Kanomata 等により指摘されていた(18)(31)．

上昇し，8Co－xSn ではほぼ直線状に増加している．先の中図に 4.2 K における(Ni, Co)50Mn50－xSnx 合金(a)，およ性子回折実験の結果と対応しており，Co 置換によって 4a サび( Ni, Co)50Mn50－yIny(b )合金の自発磁化の組成依存性を示

イトと 4b サイトの Mn が強磁性配列に転じたからである．

す(31)(33) ．図中の点線は計算値である．( a )における直線図( b )は( Ni, Co )50 Mn50－yIny の自発磁化の組成依存性であ( 1 )と( 2 )はそれぞれ反強磁性配列と強磁性配列を仮定した

り，図中の点線は上の( 4 )式において Ni2MnIn の場合の磁場合の直線で，直線(1)は次のような式を基にした．

気モーメントの理論計算値を用いた(29) ． In の場合は Co 置

( 25x )m ＋25x m

mtot＝2mNi＋mMn 1－

Mn

Sn

(3)

mNi, mMn, mSn はそれぞれ Ni, Mn, Sn の磁気モーメントであ

換系合金の場合だけでなく， Ni50Mn50－yIny で既に強磁性的配列をしていると考えられる．実験値と理論計算値の組成変化の割合が同等なのは，上のモデル式( 4 )の仮定が妥当でり，この場合理論計算値を用いた(29)(30)．4b サイトの Mn のあることを示唆している．しかしながら，なぜ Ni Mn In

磁気モーメントは 4a サイトと同じ大きさであると仮定して系の場合は Co を置換していなくとも強磁性的配列をし，いる．右辺の第 3 項が－(マイナス)であることが反強磁性

Ni Mn Sn 系と振る舞いが異なるのかは，原因が解明され的配列によって磁化が打ち消されていることを意味する．反ていない．

対に，その第 3 項を＋(プラス)にした場合の式，( 25x )m ＋25x m

mtot＝2mNi＋mMn＋ 1－

MnSn

なお，本合金系のマルテンサイト変態時において，大きな(4)

諸物性変化を得るためには母相強磁性とマルテンサイト相の磁化の跳びが大きければ大きいほど有利である．したがって，が強磁性的配列の場合である．Ni50Mn50－xSnx(0Co－xSn)のNiMnZ(Z＝Ga, In, Sn, Sb)合金において Co 添加は母相の自発磁化の組成依存性の振る舞いは非常に興味深く， 4b サ

強磁性を増強するという意味で効果的である．それと同時

イトの Mn 置換濃度が低い組成では一見直線(1)に従うように，マルテンサイト相の磁化の値は Co 添加によって減少す

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japanることが実験事実として知られており，応用上，より有利な方向に働くのだが，この起源もまだ明らかにされておらず，解明が待たれている．

.

お わ

り

に

非化学量論組成 NiMnZ(Z ＝In, Sn, Sb)合金が示すマルテンサイト変態の起源を調べる目的で，主に Ni Mn Sn 系に着目し，広い組成範囲において様々な諸物性を調べてきた．構造相変態と磁気転移が同時に起こる，この興味深い現象の起源解明には，母相とマルテンサイト相両方の磁気特性を詳細に捉える必要があると考えたからである．その中で，メスバウアー分光測定，交流磁化測定，ならびに粉末中性子
回折測定の結果を本稿にて紹介した． Ni Mn Sn の変態温度直下のマルテンサイト相が常磁性であり，さらに低温ではブロッキング状態であること．また，母相強磁性の局所的な磁気配列が Co 元素添加で大きく変化すること等，明らかになった部分もあるが，まだまだ未解決の問題が残されている．これらの合金系において物性解明と同時に応用に関連した研究が今後大いに進展することを期待している．
本稿で紹介した研究は，日本学術振興会

科学研究費補助金，二国間交流事業，ならびにグローバル COE プログラムの支援の下に行われたものである．本研究においてメスバウ
ワー分光測定，交流磁化測定，中性子粉末回折実験は，それぞれ信州大学天児寧教授，東北大学(現産業技術総合研究所中部センター

藤田麻哉准教授
研究チーム長)，ケ

ンブリッジ大学キャベンディッシュ研究所 Ziebeck 教授，ラフ バ ラ 大 学 Amer 博 士 ， ラ ウ エ ・ ラ ン ジ ュ バ ン 研 究 所
Ouladdiaf 博士との共同研究により行われました．多大なご協力を得たことを，この場を借りて御礼申し上げます．

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(13) J. Liu, T. Gottschall, K. P. Skokov, J. D. Moore and O. Gutfleisch: Nature Mater., 11(2012), 620626.
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(16) L. S. Sharath Chandra, M. K. Chattopadhyay, V. K. Sharma, S.
B. Roy and S. K. Pandey: Phys. Rev. B, 81(2010), 195105.
(17) 伊東 航東北大学大学院博士学位論文，(2009), pp. 6869.
(18) T. Kanomata, K. Fukushima, H. Nishihara, R. Kainuma, W.
Ito, K. Oikawa, K. Ishida, K.U. Neumann and K. R. A. Ziebeck: Mater. Sci. Forum, 583(2008), 119129.
(19) L. P áal, E. Kr áen, G. K áad áar, P. Szab áo and T. Tarn áoczi: J. Appl.
Phys., 39(1968), 538544.
(20) A. Sakuma: J. Magn. Magn. Mater., 187(1998), 105
112.
(21) R. Y. Umetsu, A. Sakuma and K. Fukamichi: Metals Mater.
Proc., 15(2003), 6794.
(22) T. Shinonara: J. Phys. Soc. Jpn., 28(1970), 313
317.
(23) R. Y. Umetsu, R. Kainuma, Y. Amako, Y. Taniguchi, T.
Kanomata, K. Fukushima, A. Fujita, K. Oikawa and K. Ishida:Appl. Phys. Lett., 93(2008), 042509.
(24) R. Y. Umetsu, A. Fujita, W. Ito, T. Kanomata and R. Kainuma: J. Phys. Condens. Matter, 23( 2011) , 326001.
(doi:10.1088/0953
8984/23/32/326001)(25) S. Katsura: Prog. Theo. Phys., 55(1976), 10491063.
(26) S. Fujiki and S. Katsura: Prog. Theo. Phys., 65(1981), 1130
1144.
(27) R. Y. Umetsu, A. Sheikh, W. Ito, B. Ouladdiaf, K. R. A. Ziebeck, T. Kanomata and R. Kainuma: Appl. Phys. Lett., 98(2011), 042507.
(28) F. Izumi and T. Ikeda: Mater. Sci. Forum, 321324(2000),198203.
(29) E. ºSa ºsƒo ¾glu, L. M. Sandratskii and P. Bruno: Phys. Rev. B, 71(2005), 214412.
(30) Y. Kurtulus, R. Dronskowski, G. D. Samolyuk and V. P. Antropov: Phys. Rev. B, 71(2005), 014425.
(31) T. Kanomata, T. Yasuda, S. Sasaki, H. Nishihara, R. Kainuma,
W. Ito, K. Oikawa, K. Ishida, K.U. Neumann and K. R. A.
Ziebeck: J. Magn. Magn. Mater., 321(2009), 773776.
(32) W. Ito, X. Xu, R. Y. Umetsu, T. Kanomata, K. Ishida and R.
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(33) T. Miyamoto, W. Ito, R. Y. Umetsu, R. Kainuma, T. Kanomata and K. Ishida: Scr. Mater., 62(2010), 151154.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
梅津理恵
2000年 3 月

東北大学大学院工学研究科博士課程修了
日本学術振興会特別研究員(PD)，科学技術振興機構 CREST 研究員等を経て2007年 4 月より東北大学多元物質科学研究所助教
2010年 5 月より東北大学金属材料研究所助教
2013年 2 月より現職
専門分野固体物性，磁性材料◎ Mn 系反強磁性合金，ハーフメタル型 Co 基ホイスラー合金， Ni 基磁性形状記憶合金の基礎物性に関する研究に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

梅津理恵

許

伊東 航

鹿又

武

貝沼亮介

最近の研究

冷間多軸鍛造マグネシウム合金の
組織と特性
三

.

緒

浦

博

己
小
1)

林

正

和
2)

言

近年，金属・合金の結晶粒超微細化による材質・特性改善に関する研究が注目されている．これは元素添加による固溶
強化や析出強化に頼らずに高強度化を図ることを主たる狙いとし，したがって高いバランスで強度と加工性を両立できる可能性を有す．また添加元素を多用しないため，リサイクル性にも優れる．例えばアルミニウム合金では高強度化しつつ延性低下を防ぐことができ，また銅合金においては添加元素の低減は導電率低下を避けることができるため，特に魅力的な手法と期待されている．最近の研究によれば，機械的性質

図1

MDF 法の概略図．

の他，水素貯蔵性，耐食性等，種々の特性改善が見込めることが報告され始めている(1)．
結晶粒の超微細化法としては，巨大ひずみ加工( Severe
Plastic Deformation/SPD)法が特に注目を集め，多くの巨大材毎にプロセスも自由に変化させることができ，したがって難加工性材料にも適用が可能である．

ひずみ加工法が考案されるとともに，数多くの研究がなされこれら種々の SPD 法を用いて，実際に平均粒径 200 nmている．その中でも，繰り返し重ね接合圧延(Accumulative

前後の超微細粒組織が得られ，優れた特性が明らかにされて

Roll Bonding / ARB )法(2) ，高圧ねじり加工( High Pressureいる(1)(8)．

Torsion/HPT)法(3)(4)，側方押出し(

Equal Channel Angular

Pressing / ECAP ) 法(5) ， 多 軸 鍛 造 ( Multi Directional Forging/MDF)法(6)(7)等が，一般的である．これら巨大ひずみ加工法は“形状不変”下での加工を前提としている．

. MDF 法による Mg 合金の結晶粒超微細化

降温多軸鍛造による Mg 合金の超微細粒化と高強度化

MDF 法のプロセス概略図を図に示す． MDF 法は，矩Mg 合金は軽量構造材料として期待されているものの，難形状試験片に所定の加工ひずみを付与し，パス毎に 90 度ず

加工性材料の一つであり，その加工性の向上と高強度化が望

つ試料を回転させる方法である(6)(7)．MDF は汎用試験機をまれていた．Mg の機械的性質は特に結晶粒径に大きく依存用いて容易に行うことが可能で，また任意の中断ひずみでのすることが知られており，結晶粒微細化により室温強度の上組織観察ができるため，微細粒の発達過程の基礎研究にも適昇とともに延性も改善される(6)．MDF による結晶粒微細化

する．動的再結晶を利用した高温 MDF および降温 MDF

では，基本的に化学組成や集合組織を変える必要が無く，しや，加工組織導入を主目的とした冷間 MDF 等，適用する素たがって強度増加に伴う延性や靱性の低下は小さい．Miura

豊橋技術科学大学機械工学系1)教授，2)准教授(〒4418580 豊橋市天伯町雲雀ヶ丘 11)
Microstructure and Properties of Roomtemperature MDFed Mg Alloys; Hiromi Miura and Masakazu Kobayashi(Department of
Mechanical Engineering, Toyohashi University of Technology, Toyohashi)
Keywords: Mg alloy, MDF, twin, ultrafine grain, severe plastic deformation, texture, strength
2014年10月23日受理[doi:10.2320/materia.54.105]

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japan

et al. は ， 動 的 再 結 晶 を 利 用 し た 降 温 MDF 法 に よ り ，MPa 程度で塑性伸びが 18程度と大きい．降温 MDF の累

AZ61Mg 合金の結晶粒超微細化を試み，強度・延性が大き

積ひずみ増加とともに降伏強度，最大引張強度ともに徐々にく改善されることを報告した(6)．本稿では，より高い強度が増加し，累積ひずみ∑De ＝ 4.8 以上でそれぞれ 420 MPa と期待できる AZ80Mg 合金(以下 AZ80Mg )を MDF 加工した

500 MPa が達成された．ただし塑性伸びは約 5 まで低下

結果を紹介する．


降温 MDF 材の微視組織と機械的性質の変化

初 期 粒 径 19 mm ， 15.0 × 22.2 × 33.3 mm3 ( 軸 比 1.00 
1.49  2.22 )の矩形状 AZ80Mg 試料に，初期ひずみ速度 3.0

× 10－3 s－1 で降温 MDF を施した．鍛造パス間ひずみを De＝ 0.8 とし，温度 623 K ～ 393 K まで鍛造パス毎に逐次降温し な が ら 降 温 MDF を 行 っ た ． 粗 大 粒 組 織 か ら な る
AZ80Mg を 1 パス目から低い温度で鍛造を行うと，試料が破壊してしまう．そのため，各パス毎の鍛造温度は，降温MDF 中の各鍛造パスで組織が動的再結晶により最も均一・微細になる温度として，あらかじめ調査して決定された(6)(8)．すなわち，各 MDF 温度での鍛造中に動的再結晶による結晶粒組織の微細化が起こり，その結果徐々に鍛造温度を下げることを可能とし(6)(8) ，最終的に 393 K でパス間ひずみ0.8での鍛造加工が可能となった．累積ひずみ∑De＝4.8,
7.2 まで行って得られた降温 MDF 材の透過型電子顕微鏡

図3

AZ80Mg の MDF 温度と結晶粒径の関係．

図4

AZ80Mg の降温 MDF 材の引張試験結果．

(TEM)写真を図に示す．累積ひずみ∑De＝4.8, 7.2 で，それ ぞ れ 平 均 結 晶 粒 径 0.30 mm と 0.26 mm が 達 成 さ れ た ．
MDF 温度の低下とともに転位密度が増加し，またわずかだが析出物も増える傾向が見て取れる．
図に MDF 温度と平均結晶粒径の関係をまとめた結果を示す．MDF 温度の低下とともに平均粒径も小さくなり，最終的に Dš ＝ 0.26 mm が得られた．降温 MDF 温度低下に伴い，動的析出や回復の遅れが発生する(図 2)．そのため，鍛造温度低下は結晶粒微細化の他に，析出強化と加工硬化がMDF 材の室温の強度をさらに上昇させる効果をもたらす．

実際，累積ひずみ∑De＝7.2 での硬さ(Hv)は約 1.1 GPa と極め て 高 くな っ た ．し か し ，図 3 はよ り 高累 積 ひ ずみ ま でMDF を施しても，さらなる結晶粒径の低下には限界がある

ことも示唆する．実際には，さらなる低温側での MDF は割れの発生により困難であった．
AZ80Mg の降温 MDF 材の室温での引張試験結果を図に示した．初期材(∑De＝0/熱間押出材)の降伏強度は約 200

図2



AZ80Mg の降温 MDF 材の TEM 写真例(a)∑De＝4.8，(b)∑De＝7.2.

最近の研究した．降温 MDF 中，低累積ひずみ域では強度が一旦低下する組織分割と結晶粒超微細化が起こり，これも強度上昇に寄るが，これは熱間押出材中の集合組織の破壊による結果であ与した．図 5 で高累積ひずみ域での変形抵抗増加が緩やかる．この結果は，Mg の強化には集合組織形成が極めて有効となったのは，これら因子がほぼ飽和状態に達したためと考であることを示しており，興味深い．相当ひずみで 4.8以上えられる．室温硬さもほぼ同様の増加傾向を示し，低累積ひの巨大ひずみ加工を受けた AZ80Mg が 5 もの塑性伸びをずみ域では急激に，中・高累積ひずみ域では徐々に上昇した有するのは，主として集合組織の破壊による結晶粒方位のラ(図)．そして，超々ジュラルミンの硬さに匹敵する 1.26

ンダム化と室温粒界すべりの結果と推察される．

GPa が達成された．

一般的に Mg 合金は回復と軟化が起こりやすく，393 K でもその影響は避けられない．そのため，これらが最終的な硬

冷間 MDF 材の組織変化

さや引張強度の低下をもたらし，超微細粒材であるにもかか

AZ80Mg 冷間 MDF 材の微視組織の一例として，累積ひわらず，降伏強度が 420 MPa 程度にとどまったと考えられる．

ずみ∑De ＝ 0.2, 2.0 の TEM 写真を図に示す．鍛造 2 パス
目で幅 1 mm 以下の細長い変形双晶が高密度に，しかも複雑

AZ80Mg の降温 MDF のまとめ




AZ80Mg 合金に動的再結晶を利用した降温 MDF をみ∑De ＝ 2.0 では，さらに細い数百 nm 以下の変形双晶がお適用し，初期粒径 19 mm から累積ひずみ∑De＝7.2 で平均結互いに切断し合い，最終的に平均粒径約 0.3 mm が達成されに交差して発達していることが分かる(図 7(a ))．累積ひず

晶粒径 0.26 mm を達成した．その時の Vickers 硬さは約 1.1

た．図 7(a)では主として{101̃2}{101̃2}双晶，{101̃1}{101̃1}

GPa で，最大引張強度は 500 MPa であった．

双晶の様々なバリアントの組み合わせの多重双晶が確認され

結晶粒超微細化により塑性加工性が大幅に改善され，温間域 393 K でパス間ひずみ0.8の鍛造が可能となった．


冷間 MDF と AZ80Mg への適用

上述の通り，降温 MDF は熱間・温間鍛造中に起こる回復による軟化が避けられず，最大引張強度は 500 MPa 以上が達成されるものの，降伏強度は 400 MPa 前後とやや低くなる弱点があった．実際，降温 MDF 材の10程度の冷間圧延により，引張強度は 50 MPa～100 MPa 上昇した(6)．この回
復軟化の問題点を克服するために考案されたのが冷間 MDFである．Mg 合金は，冷間塑性加工性が極めて低い．しかし
冷間 MDF では，小さなパス間ひずみの採用により，室温で累積ひずみ∑De＝2.0 以上の大ひずみ加工を可能とした(7)(9)．
平均粒径約 20 mm の AZ80Mg 合金熱間押出材をスタート
材 と し ， 22.2 × 21.2 × 20.0 mm3 の 矩 形 状 試 験 片 を 切 り 出
し，これに初期ひずみ速度 ·e＝3.0×10－3 s－1，パス間ひずみ

De ＝ 0.1 の条件で，最大累積ひずみ∑De ＝ 2.0 ( 20 パス)まで

図5

MDF 中の真応力累積ひずみ曲線(7)．

室温で MDF を行った．


真応力累積ひずみ曲線と硬さ変化

MDF を行った際の，真応力累積ひずみ曲線を図に示した．クラック等が発生することなく，累積ひずみ∑De ＝
2.0 までの大ひずみ加工ができた．累積ひずみの増加に伴い，加工硬化と結晶粒微細化によって，低累積ひずみ域では急激に，中・高累積ひずみ域では徐々に変形抵抗が増大し，最終的には 450 MPa 前後に達した．この値は，非底面すべりや圧縮双晶の活動のための臨界応力，それぞれ数十 MPa,
114 MPa よりはるかに高い(7)(9) ． 3 パス周期の鍛造応力の振動が現れるが，これは初期集合組織の影響である． MDF
中の高い負荷応力は，活発な室温での多重すべりの発生と高密度な圧縮・引張変形双晶の発達を促進し(後述図 7)，その結果，Mg 合金の塑性変形を容易にするだけではなく，同時に大きな加工硬化をもたらした．さらに，多重双晶発生によま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japan

図6

累積ひずみと硬さの関係(7)．




図7

図8

AZ80MgMDF 材の TEM 写真∑De＝0.2, (b)∑De＝2.0. F.A. は最終鍛造方向(7)．

MDF 中の累積ひずみ増加に伴う低面集合組織の強度変化．全て同一面を分析．

図9

MDF 材の引張試験によって得られた応力ひず
み曲線．

た．Mg 合金中での多重双晶の発生は破壊をもたらす，という説が数多く発表されている(10)．しかし，図 5, 7 の結果はMPa, 650 MPa が達成された．注目すべきは，室温での大これを強く否定する．すなわち，高密度の変形双晶の発達やひずみ加工後にもかかわらず，約 10の塑性伸びを達成し多重双晶そのものがき裂発生や破壊をもたらすのではなく，ている点である．これは，バス間ひずみを De ＝ 0.1 としたき裂発生付近での局所的応力集中が高密度の変形双晶や多重ことにより，底面集合組織の発達の抑止と結晶粒の超微細化

双晶の発達をもたらしているのである．

の効果である(7)(9)．すなわち，高い引張応力と結晶方位のラ冷間 MDF 中の底面集合組織の発達を結晶方位分散分析装
置( OIM )により観察し，その最大強度の変化をまとめた結ンダム化により，多重すべりが容易に起こり，その結果として塑性伸びが大きくなったと考えられる．

果を図に示した．全て同一鍛造面での測定結果である．1

図 4 の AZ80Mg 降温 MDF 材の結果と比較して，降伏強

パス目の鍛造により底面集合組織は急増するものの，その度，最大引張応力，伸びの全てで冷間 MDF 材の方が高くな

後，鍛造パスの増加に伴い，集合組織強度が徐々に低下してり，機械的性質がさらに改善されたことがわかる．

いることがわかる．これは，変形双晶の高密度発生によるものと考えられる(図 7)．すなわち，母相と大きく方位の異な

冷間 MDF の大型材への適用

る変形双晶の高密度発達によって結晶方位のランダム化が起

工業的実用化を考慮し，大型材( 150 × 150 × 150 mm3 前

こり，さらに小さなパス間ひずみの採用と 3 軸方向からの後)に冷間 MDF を適用した(図)．しかし引張強度は 560

鍛造により，底面集合組織の再発達が抑制された(7)．

MPa 程度，塑性伸び数で，小型試料に比べて機械的性質



冷間 MDF 材の引張試験結果

AZ80Mg の MDF 材を引張試験し，その真応力公称ひず

み曲線を図に示す．累積ひずみ増加に伴い降伏応力と最大は大幅に低い結果となった(図)．これは大型熱間押出材に含まれる各種欠陥や組織不均一性に起因するものと判断された．作製された大型 MDF 材は切削加工され，各種機械のパーツとして利用され始めている．

引張応力は増大し， 20 pass (∑De ＝ 2.0 )材ではそれぞれ 530



最近の研究

特性も同様に大きく異なる．加工硬化も効果的に取り入れる
ことが可能な冷間 MDF でより高い強度が得られるが，延性は降温 MDF とほぼ同等と見なされた．この機械的性質の差
異は，室温での変形機構が異なることが影響していると考えられる．すなわち，降温 MDF 材では室温粒界すべりの寄与が大きく，一方，冷間 MDF 材では，ランダムな結晶方位と高い変形抵抗が，多重すべりと結晶粒の塑性変形をもたらした，と推察された．冷間 MDF 材の大型化は可能であるが，サイズ効果等により強度が低くなる傾向がある．
本研究は，軽金属奨学会および文部科学省科学研究費新学
図 10株に
冷間 MDF 材の大型試料． MDF は川本重工
よる．

術領域研究「バルクナノマテリアル」課題番号 22102004 の研究費支援によって行われました．ここに記し感謝申し上げ
ます．

文

図 11

大型 AZ80Mg MDF 材の引張試験結果．初期ひ
ずみ速度は 3×10－3 s－1.




AZ80Mg 合金の冷間 MDF のまとめ


パス間ひずみ De ＝ 0.1 は集合組織の発達を抑制し，その結果，累積ひずみ∑De＝2.0 までの室温大ひずみ加工が可能となった．


累積ひずみの増加とともに，降伏強度と最大引張強度は増大し，累積ひずみ∑De＝2.0 で降伏強度 530 MPa，最大引張強度 650 MPa が達成された．また，その場合でも約献( 1 ) Z. Horita (ed.): Nanomaterials by severe plastic deformation,
Mater. Sci. Forum, 503504(2006), Trans Tech Publications.
( 2 ) N. Tsuji, Y. Ito and Y. Saito, Y. Minamino: Scripta Mater., 47(2002), 893899.
( 3 ) R. Z. Valiev, M. Yu. M. Elena, V. Bobruk and G. I. Raab:Mater. Trans., 50(2009), 8791.
( 4 ) 赤間大地，李 昇原，堀田善治，松田健二，廣澤渉一軽金属，62(2012), 448453.
( 5 ) M. Kai, Z. Horita and T. G. Langdon: Mater. Sci. Eng. A, 488(2008), 117124.
( 6 ) H. Miura, G. Yu and X. Yang: Mater. Sci. Eng. A, 528(2011),
69816992.
( 7 ) H. Miura and W. Nakamura: Philos. Mag. Lett., 93(2013),
601607.
( 8 ) J. Xing, H. Soda, X. Yang, H. Miura and T. Sakai: Mater.
Trans., 46(2005), 16461650.
( 9 ) H. Miura, T. Maruoka, X. Yang and J. J. Jonas: Scripta Mater.,
66(2012), 4951.
(10) I. J. Beyerlein, J. Wang, M. R. Barnettn and C. N. Tom áe: Proc.
R. Soc. A, February (2012), 121.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
三浦博己
1989年 3 月 東京工業大学大学院総理工博士課程中退
同年 4 月 電気通信大学電気通信学部機械工学科助手
1997年 4 月 同 助教授
現職
2014年 2 月 豊橋技術科学大学教授 
専門分野材料工学◎金属材料の加工熱処理による組織と特性制御に関する研究を中心に活動．
特に近年は超微細粒材料の実用化に重点を置く．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

10の塑性伸びが確保された．


冷間 MDF 材の優れた機械的性質は，室温多重すべりによる大きな加工硬化，多重双晶の高密度発達による結晶粒の超微細化，集合組織の破壊による結晶方位のランダム化，によってもたされた．

. ま

と

め

三浦博己

小林正和

降温多軸鍛造(降温 MDF)と冷間 MDF による Mg 合金の結晶粒微細化機構は異なる．前者は動的再結晶を，後者は変形双晶による結晶粒微細化機構を主とする．得られる組織と

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japan鉄鋼の粒界破壊におけるマルチスケール熱力学解析
山

口

正

剛

壊力学試験を用いた解析結果(7)について述べる．粒界の原子

.

は じ

め

に

間結合の強さを表す電子論的エネルギーと，マクロな破壊靭性値(KIc)がどのようにつながるかについて，筆者の考えを

鉄鋼材料の旧オーステナイト粒界に沿った割れ(粒界破壊)

基礎から詳しく説明していきたい．

は，熱時効や水素環境，腐食環境などによって生じる．粒界.

破壊の特徴は，低い負荷応力下において高速な破壊が生じうる点であり，破壊事故をもたらす重大な劣化現象である．古
典的な代表例としては，不純物元素であるリン(P)が熱時効

粒界脆化の破壊力学

GriffithOrowanIrwin の微視き裂進展条件

によって粒界に偏析し，粒界破壊を引き起こす「焼戻し脆性

粒界破壊は多くの場合，脆性的な破壊である．脆性的な破(temper embrittlement)」がある(1)．今日では，合金鋼の純壊とは，多くの塑性変形を伴わずに生じる破壊のことであ度を高め P 等の不純物元素濃度を十分に下げることによる．まずガラスのような，塑性変形を伴わない完全な脆性体

り，脆化を抑制できることが分かっている．しかしながら，から考察を始めたい． Inglis(8)は応力集中を初めて定量的に粒界破壊の基礎的な物理・化学的メカニズムは，十分に理解求めた．無限に広い板の中の長軸の長さ 2a，短軸の長さ 2bされているとは言い難い．また，水素による粒界破壊は鉄鋼の楕円形のき裂における長軸先端の集中応力 sA は，き裂全

材料の高強度化を妨げている現在も未解決の問題であり，そ体に垂直に負荷される遠方応力 s に対して，以下のようにのメカニズムはさらによく分かっていない(2)．

書ける．

計算機と計算コードの進歩により，粒界や表面などの格子欠陥に対する第一原理計算は今日では十分に可能であるが，あまり十分な計算のできなかった 1980 年代から，粒界の電( 2ba)＝s(1＋2 ra )s A＝ s 1＋(1)

ここで，r は長軸先端の曲率半径である．仮にき裂の先端が子構造や偏析元素の影響などが調べられてきた．粒界脆化の無限に鋭いと，そこにかかる集中応力 sA は数式上無限大に原因として，粒界を構成する金属元素と偏析元素間の電子移なる．つまり無限に鋭いき裂を持つ材料があれば，理論的に動(3)(4)や原子サイズの差(5)が注目され，また理想破壊強度(6)は無限小の荷重で破壊することになる．これは，「鋭いき裂なども計算され，様々な議論がなされてきた．しかしながらのパラドックス」と呼ばれ，後の Griffith に，き裂先端の局

自戒を込めて言えば， Griffith OrowanIrwin の破壊条件と所応力ではなくエネルギーバランスに基づいた破壊理論を生して知られる微視き裂進展開始のエネルギーバランス(平衡)

み出させる動機になったと言われている(9)．

条件に基礎を置かない議論は，しばしば正しくない結論を導き出してきたように思われる．

現実には物質は原子から構成されているため，き裂先端の鋭さには原子レベルサイズの限界があり，無限に鋭いという

本稿では，より複雑な水素誘起粒界破壊については触れことはない．しかしき裂先端が原子レベルで鋭く，かつ，きず，合金鋼の不純物偏析による粒界破壊(焼戻し脆性)にテー

裂長さが十分に長ければ，その先端で物質の理想破壊強度

マを絞る．そして，最近筆者らが発表した第一原理計算と破(数十 GPa 程度)を超える力は容易に発生する．この原子間日本原子力研究開発機構システム計算科学センター研究主幹(〒3191195 茨城県那珂郡東海村白方白根 2
4)Multiscale Thermodynamic Analysis on Intergranular Fracture of Steel; Masatake Yamaguchi(Center for Computational Science andesystems, Japan Atomic Energy Agency, Tokaimura, Ibaraki)
Keywords: intergranular fracture, segregation, steel, firstprinciples calculations, fracture toughness
2014年11月26日受理[doi:10.2320/materia.54.110]



最近の研究

結合を切る必要があるという破壊の「応力条件」に加えて，合，すなわち小規模降伏条件を満たす場合， Griffith の式をGriffith はき裂の進展開始に対して系全体の「エネルギーバ

修正した GriffithOrowanIrwin の式が適用可能であること

ランス条件」を導入した(10) ．ポアソン比を n ，ヤング率をが確かめられている(12)(13)．粒界破壊の場合で書くと， 2 つ

E ，き裂長さを 2ac ，破壊表面の表面エネルギーを gfs としの表面エネルギー 2gfs を 2gint で置き換えて，(1－n2)s2pac/E＝2gint＋gpて，平面歪条件下においては，(1－n2)s2pac/E＝2gfs(2)が Griffith 条件である．これは，き裂進展により解放される
弾性歪エネルギーが，新たに形成される破壊表面エネルギーに等しい時を示している．つまり，破壊の応力条件が達成さ(3)となる．一般的に，右辺はまとめて有効表面エネルギーと呼ばれ，温度に依存した材料定数と考えられている．


粒界破壊におけるジレンマ

れるとしても，き裂進展による弾性歪エネルギーの解放が破

小規模降伏条件が満たされていれば，式( 3 )によって脆壊表面の表面エネルギーを供給できず系全体のエネルギーが性破壊が支配される．つまり，粒界脆性破壊も式( 3 )によ

上昇する場合には，熱力学の第一法則(エネルギー保存則)にって支配されるはずであるが，ここで，粒界破壊に関するジ反するのでそういうことは起こらない，ということである．

レンマが生じる(14)(15)．脆性的な粒界破壊が生じずに延性的

原子レベルで鋭い微視き裂が存在する場合には，応力条件はに破壊する場合には， gp 項は非常に大きくなっており，式容易に達成されるため，き裂進展は式( 2 )のエネルギーバ( 3 )の前提条件である小規模降伏条件を満足しないはずで

ランス条件によって支配される．破壊の応力条件とエネルギ

ある．そして，P 等の脆化元素の粒界偏析によって粒界破壊

ーバランス条件の議論については，文献(9)(11) を参照されたが生じるということは， P 偏析が gp 項を大きく減少させてい．

いるはずである．しかしながら，P の粒界偏析が増大しても一方，通常の金属における破壊は，たとえ脆性的な破壊で降伏強度には変化がないため，材料中の転位の活動に影響がも微視き裂先端からの転位射出を伴い，破壊表面の近傍にはあるとは考えにくい．P の粒界偏析は，その偏析エネルギー塑性変形領域を伴うことが知られている．その概念図を図

によって 2gint を顕著に減少させることは可能と考えられる

右側に示した．(図 1 左側の微視き裂発生等については，後が，なぜ，き裂先端の転位射出によって生み出される gp をに説明する．）その塑性変形に要した仕事(エネルギー)は塑

減少させるのだろうか性仕事(plastic work)と呼ばれ，gp と表す．粒界エネルギーる微視き裂先端からの転位射出を抑える可能性も考えられを ggb とすると，粒界破壊を生じさせるための最低限のエネる．しかしながら，格子中で転位の運動を強くトラップする

粒界偏析した P が，粒界上にあルギーは 2gfs ggb である．これを 2gint と表し，粒界凝集エことが知られている炭素(C)が粒界に偏析すると，転位射出

ネルギー，あるいは，粒界の理想破壊仕事(ideal work of in-が抑えられて脆化するどころか，逆に脆化が抑制されるた

separation)と呼ぶ．これはたかだか数 J/m2 程度のめ，転位射出が増加すると考えられる．これらの振る舞い

terfacial

エネルギーである．それに対して，低温における劈開破壊のは，どのように理解すればよいだろうか

微視き裂進展が生じる場合でも，gp は表面エネルギー gfs のこのジレンマを解くには，「gp は 2gint にも依存しており，10 倍程度大きいとされている．さらに，脆性破壊が生じな

2gint が小さくなるほど gp も小さくなる」と考えるのが妥当

い場合にはもっと桁違いに大きくなる．つまり， gp は 2gfs

である．この考え方によって， C の粒界強化効果と P 等のや 2gint よりずっと大きいと考えられる(gp≫2gint)．ただし，粒界脆化効果が矛盾なく説明できるようになる．つまり，式塑性変形領域の大きさがき裂長さにくらべて十分に小さい場( 3 )は以下 のように書き 換えられるべ きであり，右辺 は

図1

粒界上析出物における転位堆積による()微視き裂の発生，()粒界上の微視き裂進展，進展に伴う塑性仕事(gp)等の概念図．

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japan

2gint が支配していると考えられる．

(1－n2)s2pac/E＝2gint＋gp(2gint)(4)

塑性仕事 gp は転位の活動に由来するため，材料組織や温度等に依存するが，ここではそれらの効果は省略し，粒界の原子間結合の強さを表すエネルギーである 2gint への依存性のみに注目している．
「2gint が粒界脆化の支配的パラメータである」という仮説
は，溶質元素の偏析による 2gint の変化と延性脆性遷移温度(DBTT)の変化との相関を実験データの解析から最初に指摘した Rice と Wang の名前をとり，「 Rice Wang モデル」と呼ばれることが多い(16) ．しかし，彼らの構築した熱力学的モデルは「 DBTT は 2gint の関数である」という仮定を導入した上で， 2gint と偏析エネルギーの関係を熱力学的に示したものである．その仮定の根拠は，すでに述べた「 gp は2gint に依存する」という仮説である．その最も重要な仮説とそれを説明する物理モデルを示したのは， Jokl,

図2

Vitek,

McMahon の1980年の論文であり，その内容を JVM モデル

JVM モデルにおける微視き裂先端近傍の応力分
布．微視き裂先端の応力(stip )は，時刻 t ＝ 0 で無限大であり，時間の経過とともに減少していく．

と呼ぶことにする(14)(15)．
JVM モデルにおいては，gp は 2gint やその他のパラメータに依存する関数として表されるが，その依存関係やモデルの張している．実際の転位はき裂面から傾いた特定のすべり面

前提条件は複雑であり，あまり簡単に言い表してしまうと誤をすべるが，ここではき裂面上に転位が配置しているという解を招く恐れがある．それでも敢えて言えば， JVM モデル

近似の下で応力・塑性域分布を考えている．転位射出は容易

は「負荷応力下で発生した微視き裂先端における，原子間結であり，射出に必要な障壁エネルギーはないものと仮定す

合切断と転位射出の競争」を扱い，「き裂面の原子間結合がる．ただし，転位の速度は stip の n 乗( n ＝ 1 2 )に比例する

強いほど，結合切断に要する時間が長くなる上に転位射出速と仮定し，一つのすべり面上をすべりつつ隣り合う転位間に度が速くなるため，結果として結合切断までの転位射出数がはある程度の間隔が必要であるため，単位時間あたりに射出増えて塑性仕事が増える」ということである．以下ではそのできる転位数には限界があるとする．転位射出によりその転内容をできるだけ詳しく説明する．

位のバーガースベクトル分だけき裂の開口が生じ，それによ Jokl
VitekMcMahon(JVM)モデル

このモデルの骨子を以下に示す．

る応力緩和によって stip が減少していく中で，塑性仕事 gpが増加していく．結果として， gp はき裂発生からの経過時
間 t に 依 存 す る ． さ ら に ， gp は 発 生 し た 微 視 き 裂 の 長 さ

負荷応力 s の下，粒界上析出物のところでせき止め( 2ac )をパラメータとして含むミクロな応力拡大係数 k ＝られた転位の堆積により，析出物自身の割れあるいは析出

s pacにも依存する．なぜなら，き裂先端の応力場(stip)は k

物母相界面の割れが発生する．そして析出物サイズ程度のに 依 存 す る か ら で あ る ． 結 果 と し て ， gp は t と k の 関 数

長さの微視き裂が，時刻 t＝0(sec.)において瞬間的に発生すgp(t, k)として求まる．



ると仮定する(図 1 の左側参照)．発生した微視き裂先端は

上記のように微視き裂先端における転位射出が生じ，原子レベルで鋭いため，そこでは高い応力集中が発生する．

その応力緩和により stip が減少していく中で，原子間結合切モデルにおける数学上の取り扱いにおいては，時刻 t ＝ 0

断のプロセスも進行すると仮定する．微視き裂先端の 2 つ(sec.)で微視き裂は無限に鋭いとするため，その先端の応力の金属原子に対する単純な運動方程式による結合モデルか( stip )は無限大(＋∞)である(図)．つまり，原子間結合のら，切断に要する時間を推定する．原子間結合の強さを表す

理想破壊応力を容易に超える高い応力が，発生した直後の微2gint から推定される限界の結合距離 d (原子間結合力が最も視き裂の先端にかかるとする．これが，第二相粒子において大きくなる距離)が存在し，その距離を超えて 2 原子が離れ発生した微視き裂の特徴である．

れば結合切断が生じたと考え，それに要する時間を tB とす

図 2 に示すように，時間の経過(t＞0)とともに微視きる．つまりこれは，原子間結合切断に必要な応力条件を表し

裂先端からは転位が射出され，応力の緩和が生じるとする．

ている．また stip は応力拡大係数 k に依存するため，tB も k

微視き裂先端の応力と塑性域の分布に関しては，塑性域内のの関数 tB ( k )として求まる． k が十分に小さい場合，原子間

応力を一定とする DugdaleBilbyCottrelSwinden の帯状降結合切断が生じる以前に stip が理想破壊応力以下へと速やか

伏( strip yield )モデル(17) をベースとする．それをクリープに減少するため， tB は計算上無限大となり，原子間結合切現象に応用した Ewing(18)の例を参考にして，第二相粒子に断すなわち微視き裂進展は生じない，ということになる．こおいて発生した微視き裂先端応力場の時間依存モデルへと拡の限界の k を kmin とする．



最近の研究




gp ( t, k )において t ＝ tB ( k )として式( 4 )を解くこと

で，微視き裂進展のエネルギーバランス条件を満たす k＝kGが求まる．式の両辺に k が現れるため解析的には解けず，数値的に kG を求める． kG ≧ kmin であれば tB ( kG )が有限の値として求まり，微視き裂進展の応力条件とエネルギーバランス
条件(式( 4 ))の両方を満たす kG が求まったことになる．そして最終的に，原子間結合切断に要する時間 tB ( kG )内に射出された転位による塑性仕事 gp(tB(kG), kG)が求まる．
以上が JVM モデルの内容である．2gint が大きくなると，
原子間結合切断に必要な stip が大きくなり，射出される転位の速度が速くなる上に，結合切断に必要な時間も長くなる．
そのため，結合切断までに射出される転位数が増え， gp が大きくなるのである．

図3

微視き裂と巨視き裂の概念．r は曲率半径．巨視
き裂の進展がマクロな(通常の)破壊靭性値 KIc で表され，一つの微視き裂の進展が，ミクロな破壊
靭性値 kIc で表される．

このようにして微視き裂進展に伴う塑性仕事 gp は，転位
射出と原子間結合切断の挙動を通して 2gint に複雑な形で依存し，結果として gp は 2gint の増加関数になる．そしてあるのマクロな破壊力学の取り扱いでは，巨視き裂の進展を考え

限界の 2gint 以上では，き裂進展は生じなくなりき裂の鈍化るのみで，その先端における微視的(ミクロ)な挙動は考えなが生じるということが，微視き裂進展条件式( 4 )を満たす

いが，粒界脆化の原因を考える際には，そのマクロな挙動と応力拡大係数の解 k が存在しなくなることにより，数学的にミクロな挙動をつなげて考える必要がある．

表される．つまり JVM モデルは，粒界破壊における延性脆微視き裂と違い，巨視き裂はそれ自身が原子間結合の分離性遷移を数学的に表した物理モデルとなっている．一方，転によって進展するのではなく，その先端で微視き裂の発生・位の速度は温度にも強く依存するため， gp は温度によって進展を生み出す応力集中源として働く(9)．つまり巨視き裂のも変化する．ある温度以下において， gp が小さくなり小規

先端は，曲率半径が mm オーダー程度のノッチ(切り欠き)と

模 降伏条件を満 たし，式( 4 )に解 が存在するよ うになれ

考えるのが妥当である．巨視き裂の先端では，その曲率半径ば，それは，温度低下によって延性から脆性へと遷移したこが小さいため高い応力集中が生じ，応力を付加すると容易にと(低温脆性)を意味する．

塑性変形が生じる．そのため，析出物等にせき止められた転

上記で説明したモデルは，詳しくは JVM モデルのうちの位の堆積によって，微視き裂が容易に発生する．しかし曲率静的( static)モデルであり，微視き裂は負荷応力下で瞬間的半径が小さいことから，応力集中の最大値は大きくてもそのに 発 生 す る と い う 仮 定 が 置 か れ て い る ． こ れ は injected

集中範囲が狭く限定されている．そのため発生した微視き裂

crack(射出き裂)と呼ばれるが，第二相粒子における微視き

は，進展できたとしてもその狭い範囲でしか進展できず，最裂の発生を模擬したものである．さらに Jokl らは，負荷応

終的には鈍化する．一旦鈍化した微視き裂は再び進展するこ

力のない状態で存在する pre existing crack(潜在き裂)からとはできず，その後も十分な応力がかかり続けるならばボイ出発する動的( dynamic )モデルも構築した(19) ．それによるドとして塑性変形により成長していく．このようにして巨視と，鉄や鉄鋼のように転位が発生しやすい材料では，き裂先

き裂の先端では，微視き裂の発生・進展・鈍化(ボイド成長)

端の転位射出による応力緩和が負荷応力の増大に十分に追随が，折り重なるように次々に生じ，全体として巨視き裂が進できるため，原子間結合切断は生じず，潜在き裂は進展せず展していくと考えられる．

に鈍化する，という結果を得ている．つまり，静的モデルとその微視き裂の「進展」過程の量の多寡により，巨視き裂

動的モデルを合わせた JVM モデルの全体は，「鉄鋼の破壊

進展に対するマクロな破壊靭性値の低下すなわち脆化の程度

は第二相粒子から発生する」という実験事実を説明し得るのが決まっていると考えられる．もし発生した微視き裂の「進である．

展」過程がほとんど存在しなくなれば，それは微視き裂が発

微視き裂と巨視き裂生したというよりボイドが発生したと見るべきで，ボイドの発生・成長・連結による延性破壊が進行している状態と言えここまでは，発生する際の長さとしては mm オーダーであ 節で述べたように，粒界凝集エネルギー 2gint
る．それは2.

り，その先端は原子レベルで鋭い「微視き裂」を考えてきた．

が大きい場合や，温度が高く転位の活動が活発な場合に，gpそれに対して，通常の破壊力学試験片(曲げ試験片， Com-が大きくなりすぎて微視き裂進展条件式( 4 )を満たすこと

pact Tension ＝ CT 試験片)で繰り返し応力により導入されができなくなるため，脆性破壊ではなく延性破壊が生じる状

る疲労予き裂は，その先端は原子レベルに比べれば桁違いに態と理解することができる．

大きな曲率半径を持っている．それは「巨視き裂( macro 

また， GriffithOrowanIrwin のエネルギーバランス条件

crack)」と呼ぶべきものであり，その振る舞いは「微視き裂式( 4 )は，一つの微視的なき裂進展に対して成り立つだけ(microcrack)」とは異なる．図にその違いを示す．通常

でなく，微視き裂の集合体である巨視的なき裂進展に対して

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japan

も成り立つ．巨視き裂進展の場合，式( 4 )の右辺は多くの微視き裂の発生や鈍化に費やされる塑性変形エネルギーを含
む，桁違いに大きなエネルギーになるが，その塑性変形領域の大きさが巨視き裂の長さに比べて小さければ小規模降伏条( 5 )においては無視した．


ノッチ材の曲げ試験(ミクロな破壊靭性値 kIc)

通常の破壊力学試験で観測される疲労予き裂すなわち巨視
き裂の進展は複雑であり，微視き裂進展の集合体であること

件が成り立ち，同様の式が適用可能である．
以上，第 2 節全体を通して，粒界凝集エネルギー 2gint のをすでに述べた．ここで，ノッチ材の曲げ試験からひとつの変化がマクロな疲労予き裂すなわち巨視き裂の進展にまで影微視き裂進展の挙動を観測する方法を紹介する．亀田響を及ぼしているという，ひとつのシナリオを説明した．

ら(21)(22)は，粒界破壊しやすい NiCr 鋼(粒径 120 mm，降伏
強度 840 MPa )において Sb または Sn, P を添加した材料を.

第一原理計算と二種類の破壊力学試験による解析

用い，疲労予き裂を入れないノッチ材を用いた曲げ試験を行い，ノッチによる応力集中によって高まった局所破壊応力

筆者らの最近の論文(7) において，第一原理計算によってsを，有限要素法による弾塑性解析によって求めた．図

2gint を計算し，その結果を用いて破壊力学試験結果を整理に示すように，ノッチ材の応力集中は広くフラットなため，することで，前 2 節で述べたシナリオが正しいことの一つ

その中に多数の結晶粒と粒界を含む．そして，最も脆化したの根拠を示した．その概要の紹介と補足的な説明を以下で行

一つの粒界における微視き裂の発生・進展が生じると，直ちう．

に全体の破壊が生じるような破壊試験となっているが，これ

は次のことから分かる．均質化処理により偏析被覆率の粒界

粒界凝集エネルギー(2gint)の第一原理計算

ごとのばらつきの少ない材料と，処理しないためばらつきの

2 次元の欠陥(粒界/表面)はその周囲の応力場やひずみ場

大きい材料の両方において，粒界破面のオージェ分析からが非常に小さいため，対称性が高く小さいユニットセルで表Sb, Sn, P の偏析被覆率が求められている．その両方の材料

せる結晶粒界や表面の第一原理計算は，格子欠陥の中でも最の粒界破壊の sが，粒界面ごとの偏析被覆率の中の最大値も早くから行われてきた．粒界エネルギー ggb，その粒界が(Xmax)でよく整理されるからである．

割れた時の破壊表面のエネルギー gfs，粒界凝集エネルギー

応力集中範囲が広くてフラットなため，析出物の長さを発

2gint などは容易に計算できる．粒界や表面に溶質元素が存生した微視き裂のサイズ 2ac とし，き裂にかかる遠方負荷応在するときも同様であり， 2gint の偏析原子による変化も計

力 s を局所破壊応力 sで置き換え，式( 4 )の微視き裂進展算できる．

条件を適用する．析出物が楕円体であり界面剥離により微視

粒界/表面偏析エネルギーの計算結果は，実験結果と比較

き裂が発生することから，き裂形状の補正項(f第二種完全すると，一致が悪いことが知られている(20)．その比較には楕円積分の逆数)を考えて，一つの微視き裂進展に対するミ

様々な問題が含まれており，紙面の都合で詳しくは触れない

クロな破壊靭性値 kIc を定義でき，それによって微視き裂進が，主に固溶状態のエネルギーの求め方に起因した問題があ

展条件を表すことができる．

るらしい．幸いにして， 2gint は表面と粒界における偏析エ

kIc＝fsp ac, wf＝(1－n2)k2Ic/E＝2gint＋gp(2gint)(6)

ネルギー差であり固溶状態のエネルギーは相殺するので，上式( 6 )を用いることで，一つの微視き裂進展の破壊エネル記の問題は影響しない．第一原理計算の結果，対象としていギー wf，つまり粒界凝集エネルギーと塑性仕事の和(2gint＋

る Ni Cr 鋼を考慮した粒界に対して，以下の様な 2gint の式が得られた．
2gint＝2gCint－7.2×1018DepXgb( J/ m 2)

脆化能エネルギー Dep(eV/atom)．

表1

(5)

2gCint は，被覆率0.25の炭素偏析による強化効果を含めた粒界

C

P

Sn

Sb

Ni

Cr

凝集エネルギー( 4.02 J / m2 )であり，偏析のない状態の値

－0.51

0.38

0.99

1.36

0.07

－0.10

(3.87 J/m2)より少し大きい．7.2×1018 という係数は，計算上の偏析被覆率 Xgb が 1.0 ( full coverage ＝飽和被覆率)のときに粒界面の面積 1 m2 あたり 7.2 × 1018 個の偏析原子が存在することを意味する．計算上の飽和被覆率は，これ以上偏析させてもエネルギーの利得がない偏析量のところで決定できる．Dep は，偏析原子 1 原子あたりの脆化能エネルギーであり，表面と粒界における偏析エネルギーの差に対応する．
この値がプラスで大きいほど，すなわち粒界より表面でエネ
ルギー的に安定なほど，脆化能力が高いことを意味する．逆にマイナスの値ならば，粒界強化効果をもつことを意味す
る．その計算結果を表に示した．Ni と Cr は偏析エネルギ
ーが低い上に脆化能エネルギーが小さいので，その影響は式



図4

ノッチ材と予き裂材の応力分布． k / K ミクロ/
マクロな応力拡大係数， s22 主応力， sy 降伏
応力．

最近の研究

gp )を求めることができる．塑性仕事以外にもエネルギーの亀田(23) は， Ni Cr 鋼の疲労予き裂を入れた CT 試験とオ散逸があるかもしれないが，それは gp 項に含めるとする．

ージェ分析を行い，多数の粒界破面における偏析被覆率の平塑性仕事 gp と粒界凝集エネルギー 2gint の関係

上記で述べたように，ノッチ材の破壊力学試験及び破面の均値(Xav)が KIC をよく支配していることを見出した．これ
はノッチ材でも行ったように，均質化処理のため偏析被覆率の粒界面ごとのばらつきの小さい試料と，未処理のためばら

オージェ分析から， Ni Cr 鋼の局所破壊応力 s及びミクロつきの大きな試料の両方の KIC が，Xav でよく整理されるこな破壊靭性値 kIc が，脆化元素(Sb, Sn, P)偏析の最大被覆率とから分かる．これはおそらく，予き裂先端の最大応力は高Xmax の関数として求まる．そして， Xmax を計算上の偏析被

いが狭い応力集中範囲にその原因があると考えられる(図 4

覆率 Xgb に等しいと仮定すると，一つの微視き裂進展の破 節で説明したように，多くの微視き裂の発生・参照)． 2.

壊エネルギー wf(＝2gint＋gp)と，2gint の関係を得ることがで進展・鈍化が次々に生じていく必要があるため，少なくともきる．その結果を図に示した．脆化元素の異なる wf が半分以上(平均偏析被覆率以上)の粒界で微視き裂進展が生じ

2gint の 関 数 と し て ， 1 本 の 曲 線 上 に ま と ま っ た ． こ れ はないと巨視き裂が全体として進展しないためではないかと考JVM モデルが示すように，微視き裂進展に伴う塑性仕事 gp

えられるが，あまりよく分かっていないところである．

が 2gint に依存していることを示している．こうして，JVM

以上のように， KIC は Xav の関数 f(Xav)，kIc は Xmax の関モデルを支持する結果を初めて得ることができたと考えてい

数 g(Xmax)として表せる．ここで，Xmax＝Xav とすることで，る(7) ．また， JVM モデルのパラメータを適当に選んでプロ

KIc と kIc の間に以下のような関係式を導入できる．
KIC＝f(g－1(kIc))

ットした結果も重ねて図 5 に示したが，よく似たモデル曲(7)線が得られた．特に， 2gint が大きくなると粒界破壊が生じ

亀田らはこの方法を用い， KIc と kIc の間に相関関係がある

なくなる様子が，モデル曲線が途切れることでよく表されてことを示し，さらに，予き裂先端の応力場中の微視き裂進展

いる．途切れるのは式( 6 )の微視き裂進展条件が満たされとして破壊力学的な表式による説明が可能であることを示しなくなるためであり，粒界脆化における延性脆性遷移を表した(23)．図にその結果を示す．ある kIc の値を超えると急激ている．

に KIc が増大するという非線形関係が得られている．この理CT 試験から求まるマクロな破壊靭性値 KIc と，ミクロな破壊靭性値 kIc の関係
通常，破壊靭性値 KIc は巨視き裂の進展に関する量であり，巨視き裂は微視き裂の発生・進展・鈍化(ボイド成長)が 節)，微視き裂が進展しなくな
由はすでに述べたように(2.

れば巨視き裂も進展できなくなるため，巨視き裂の進展を可能にするある閾値が kIc に存在するためと考えられる．
KIc と 2gint のマルチスケール関係

多数折り重なるようにして生じている状態と考えられる．そ式( 6 )で表される kIc と 2gint の関係，および，式( 7 )で表のため非常に複雑な状態ではあるが，微視き裂の「進展」過される kIc と KIc の関係を組み合わせることで，最終的な，程がなければ巨視き裂の進展もないため，両者には依存関係

KIc と 2gint の間の関係を導くことができる．それを図に示があると考えられる．

す．非常に非線形な関係が得られており，粒界破壊にはある閾値の 2gint が存在し，その閾値以下で急激に KIc が減少して粒界破壊が現れることを示している．今回の解析に用いた
NiCr 鋼は，わずかな脆化元素の偏析によりすぐに粒界破壊が始まる材料であるため，その閾値は脆化元素の偏析のない
ときの 2gint の最大値( 2gCint )に非常に近いところにある．こ図5

粒界凝集エネルギー(2gint)と微視的破壊エネルギ
ー wf (＝( 1 － n2 ) kIc2 / E ＝ 2gint ＋ gp )の関係．(室温における)粒界破壊の実験データは Sb, Sn, P 偏析によるもの．(低温における)劈開破壊のデータ
は，脆化元素の偏析のない場合の下限として用いた． JVM モデルによりフィッティングした結果も示した．2gCint は，脆化元素の偏析のない場合の2gint の最大値であり，炭素による強化効果を含む．

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japan

図6

KIc と kIc の実験的相関．



に応じて KIc が低下することを示した．その依存関係は非常に非線形であり， 2gint にはある閾値が存在し，それ以下で急激に KIc が低下することを示した．
上記のマルチスケール関係における重要なポイントの一つ
は，微視き裂先端からの転位射出量(塑性変形量)が，き裂面の原子間結合の強さに依存するということであり，JVM モ
デルはそれを説明する物理モデルである．さらにこのモデル
は様々な示唆に富んでおり，鉄鋼が第二相粒子から破壊する
理由を説明するとともに，延性脆性遷移をき裂進展のエネル
ギーバランス条件式( 4 )における解の有無により数学的に
図7

KIc と 2gint のマルチスケール関係．図 5 と図 6 の結果を組み合わせたもの．

 節参照)．すでに1980年に発表されたモデル表している(2.

でありながら，その内容がほとんど知られていないようなので，本稿ではできるだけ詳しく解説した．
もう一つのポイントは，微視き裂と巨視き裂の振る舞いの 節)．ただし，相違いやその相関を理解することである(2.

関があることは実験から確かだが，巨視き裂の振る舞いに関する本稿の説明は筆者の想像による部分が多い．この点について詳述している教科書が見当たらず，実験観察や理論的な取り扱い，シミュレーションについても筆者はよく知らない．最近ではき裂先端の電子顕微鏡観察や X 線トモグラフ
ィーによる 3D/4D 観察技術に進歩が見られるため，それらとシミュレーションの協力による今後の理解の進歩を期待したい．
長年にわたって粒界脆化メカニズムは謎とされ，様々な仮
図8

KIc と平均偏析被覆率 Xav との関係( symbol )，および，第一原理計算と破壊力学試験に基づく解析
結果(Semitheoretical curves)．

説が論じられてきたが，その全貌がようやく見えてきたのかもしれない．原子・電子の振る舞いから CT 試験片の挙動までを理解するのは容易ではないが，粒界破壊を正しく理解するためには，本稿で説明したマルチスケール・アプローチが必要である．そして次の重要な課題の一つに，水素誘起粒界のマルチスケール関係は，材料(および温度)に依存して決ま破壊がある．本稿で述べた考察に加えて，転位―水素相互作っているため，粒界破壊しにくい材料では，その閾値はもっ用や微視き裂進展中にも動きまわる水素の効果(24)等，未解と低エネルギー側にずれるだろう．

明な点が多く残されている．第一原理計算及び分子動力学計

この KIc vs. 2gint のマルチスケール関係に，第一原理計算から求めた式( 5 )の 2gint の式を当てはめると，それぞれの算，応力分布や水素拡散を取り扱うマクロなシミュレーショ
ンも，その解明に果たす役割は大きいだろう．

脆化元素( Sb, Sn, P )の偏析被覆率 Xgb に依存した KIc の変化を表すことができる．それを，実験で得られている KIc
vs. Xav のデータと比較すると，両者は非常によく一致した

破壊力学的な知見を提供していただいた亀田純博士に感謝いたします．

(図)．以上，第 3 節全体を通した解析によって，偏析による 2gint の変化が KIc を支配していることが明らかとなった．

. ま

と

め

粒界/表面における溶質元素の偏析の第一原理計算結果と，ノッチ材棒曲げ試験，予き裂材 CT 試験という二種類の破壊力学試験結果を組み合わせることで，粒界の電子論的なエネルギーとマクロな破壊靭性値をつなげるマルチスケール
な解析を行った．その結果，粒界の凝集エネルギー(理想破壊エネルギー)がマクロな破壊靭性値を支配しているということを示した．つまり，表面偏析が粒界偏析よりエネルギー的に安定な脆化元素が粒界に偏析すると，そのエネルギー差



文

献

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2194.

最近の研究

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ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japan(21) J. Kameda and C. J. McMahon, Jr.: Metall. Trans. A, 11(1980), 91
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Kaburaki: Philos. Mag., 92(2012), 13491368. (Corrigendum,
92(2012), 31213124).
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
1994年 3 月

山口正剛

東京大学大学院理学系研究科博士課程修了
1994年 4 月 特殊法人日本原子力研究所
2001年10月 米国ノースウェスタン大学 客員研究員(1 年間)2005年10月 独立行政法人日本原子力研究開発機構(統合改組)
2009年 7 月現職
専門分野固体電子論(第一原理計算)，計算材料科学◎原子炉材料の劣化メカニズム，粒界脆化，水素脆化研究等に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★



鉄鋼の相変態―パーライトとベイナイトの成長に及ぼす合金元素の効果―
榎

本

正

人

･ パーライト変態
本シリーズの 3 回目の講義である．パーライトについて
最 初 に 研 究 発 表 を 行 っ た の は Sorby と 言 わ れ て い る よ うに，パーライトの層状組織は早くから研究者の興味を惹き付けている．層状構造の発生メカニズムについては十分に解明されたとは言えないが，成長については基本理論が確立されており，それをもとに詳細な議論が展開されている．一方，ベイナイトは「表面起伏を伴いながらゆっくりと成長する変態組織」というせん断機構に基づいた見方が長い間有力であったが(1)(2)，拡散変態とする見方や層状構造を持たない共析

図 3･ 1

パーライトノジュールの成長．

変態組織と捉える見方もあり(3)，大いに議論されている．
･･ 共析 FeC 合金におけるノジュールの成長速度だけの炭素が a 前面から u へと輸送される．ここで， c u, c a
および c 0 はそれぞれ，セメンタイト，フェライト，および

図･にパーライトノジュールの成長を模式的に示す． g

バルクの炭素濃度，S a と S u はフェライトとセメンタイトの母相中に一様に分布している炭素原子が，フェライト(a )の層の厚さ，S＝S a＋S u は層間隔である．3 つ目の等号は左側

前面から排除され，セメンタイト(u )の前面へ拡散する過程の等号で結ばれる 2 つの式から導かれる．g 粒内の拡散によがノジュールの成長を律速すると考える．炭素の拡散経路にり炭素原子が輸送されるとすると，Fick の第一法則により，は g 粒内やノジュール/母相界面の他にコロニー内部†での a
から u への拡散が考えられる．

J＝－D VC&cc g/a－c g/u
－D VC&x
S a/2( 3･ 2)ノジュールの成長速度は，a と u に分配される炭素の質量である(S a/2 の代わりに，S/2 も考えられるが，拡散勾配と釣り合いから求められる．図 3･ 1でノジュール界面が速度 v

してはあまり大きな違いを生じない)． c g/u および c g/a はそで紙面の上方へ移動したとすると(太い矢印)，単位時間当た

れぞれ， u の前面と a の前面における g 中の炭素濃度， D VCり，

は g 中の炭素の拡散係数である．このような拡散が起こるの

m＝vS a(c 0－c a)＝vS u(c u－c 0)＝v

S aS uS( c u－ c a )(3･1)

は，界面から～ S a / 2 の範囲内とすると， u 層に左右両側から供給される炭素の量は，

茨城大学名誉教授理工学研究科(〒316
8511 日立市中成沢町 4121)Phase Transformations in Steel―Effects of Alloying Elements on the Growth of Pearlite and Bainite―; Masato Enomoto(Emeritus
Professor, Graduate School of Science and Technology, Ibaraki University, Hitachi)
Keywords: steel, diffusion, phase interface, growth, mobility, local equilibrium, pearlite, bainite, incomplete transformation† ノジュールは通常いくつかのコロニーから成る
2014年 1 月24日受理[doi:10.2320/materia.54.118]



講義ノート

mV＝2D VC(c g/a－c g/u)

(3･3)

成速度最大の原理である．前者の場合は式(3･7)の v を S のと書き表わされる．一方，界面内を拡散して輸送される炭素関数とみなし，v が最大になる S が実験で観察される層間隔の量は，と考える．粒内拡散のみであれば，初歩的な微分演算により

mB＝2dD BCk(c g/a－c g/u)

4dD BCk(c g/a－c g/u)

S/ 2

S

＝

(3･4)

と書き表わされる．ここで，d は界面の厚さ， k は界面における炭素の分配係数(kc g/a や kc g/u が界面内の濃度を表す)，

S ＝ 2S0，界面拡散のみであれば， S ＝ 3S0 /2 のとき v は最大になることがわかる(5)．粒内と界面の拡散の双方を考慮したときは，数値解析により求める．
後者の場合，エントロピー生成速度は，

D BC は炭素の界面拡散係数である．

_Sir＝－v

コロニーの内部には大量の a/u 界面が形成される．図･

DG D
T

(3･8)

に示すように，層間隔が S のコロニー内には，単位体積当であることから(5)，式( 3･ 5)より( 1－ S0/ S )の次数が 1 つ増たり 2 / S 枚の a / u 界面が存在するから，界面エネルギーをえ，粒内拡散のときは S＝3S0，界面拡散のみのときは，S＝sau とすると，全界面エネルギーは， DGs＝ 2sau/S である．

2S0 で _Sir が最大となる(添え字の ir は不可逆の意)．パーラ

変態の駆動力 DGg→P が全部 a /u 界面エネルギーに転化し，イトの成長速度の測定値は g 中の体拡散律速とした理論値よ実質的な成長の駆動力がゼロになるような層間隔を S0 とす

り大きくなることが報告されていたが(6)，粒内と界面の双方ると( DGg→P ＝ 2sau / S0)，ノジュールの成長を駆動する自由を考慮することにより，成長速度の実測値をよく説明できエネルギーは，る(4)(7)．

DGD＝DGg→P－DGS＝2sau(S1 － S1 )

(3･5)

0

セメンタイト層の厚さが，コロニー内部と界面近くであまり変わらないことから，コロニー内部を経由する炭素の拡散と なる． Ae3 と Acm を低 温に外 挿し た相境 界濃度 を c ge/a,についてはあまり重視されてこなかったが，フェーズフィー

c ge/u とすると，ルドシミュレーションによってこの経路についても研究され

DG D
c g/a－c g/u
S0
～
g/ a
g/ u＝ 1 －
→
g
P
－
DG
ce
ce
S

(3･6)

と置き換え，式( 3･ 1)の m ＝ mV とすれば，粒内拡散によるている(8)．
･･ Fe C X 3 元合金におけるパーライトの形態とノジュールの成長

ノジュールの成長速度， m ＝ mB とすれば，界面拡散によるノジュールの成長速度が得られる．双方の式を実験と比較

フェライト変態に及ぼす合金元素の効果については，局所

し，いずれの過程がパーライトの成長を律速しているか議論

平衡，パラ平衡理論で多くの実験事実を説明できた．パーラ

されてきたが，g 粒内と界面に沿っての拡散が同時に起こっ

イト中のフェライトと g 母相は特定の方位関係を持たないのているとすると，現実の成長速度は m＝mV＋mB，すなわち，

で(9)，ノジュール界面は易動度の大きい非整合界面と考えら( )1
S＋ 4 dD k ( c － c )
1－ )
S(
S

れる．そこで，ノジュール/ g 母相界面で炭素と合金元素のv

Sa S u u aS0(c －c )＝2D VC(c ge/a－c ge/u) 1－
S
S
B
C

g/ a
e

g/ u
e

0

双方の局所平衡を仮定して議論を進めることにする．従っ(3･7)で決まると考えられる(4)．
式(3･7)は S と v の関係を表しているが，現実にはばらつて，パラパーライト(parapearlite)とは NPLE モードで生成し，合金元素の巨視的な分配が起こっていない(合金元素濃度が母相と同じ)パーライトという意味である．非整合界面であってもパラ平衡の可能性を否定するのではなく，パラモ

きはあるものの，一定の層間隔が選ばれるというのが我々のードか NPLE モードかを判断する決定的な実験事実を欠い経験するところである．層間隔を決めるメカニズムとして有ているというべきであろう．これに対し，合金元素の分配が力視されているのが，成長速度最大の原理とエントロピー生

起こっているパーライトはオルソパーライト(orthopearlite)，もしくは分配(partitioned)パーライトと呼ぶ．
図･は Fe C Mn 合金を想定した状態図の Fe 付近の等温断面である．(a＋g)および(u＋g)2 相域内に描かれている
一点鎖線は，それぞれ， a と u の成長に対する分配局所 平衡(PLE)と不分配局所平衡(NPLE)の境界であり，点線は(a＋ g＋ u )3 相領域を示す．パーライトがフェライトとセメン
タイトの双方に過飽和な領域，すなわち，( a ＋ g )および( u＋g)2 相域の共通部分で生成するとすれば，図に示すように，
2 本の PLE / NPLE 境界によって， 4 つの領域に分かれる．

図の領域 P は， a と u のいずれの成長についても NPLE モ
図 3･2

単位体積当たりのパーライトコロニーに含まれる a/u 界面エネルギー．

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japanードが働く領域，領域 R はいずれについても PLE モードが働く領域である．また，領域 Q と S は片方が NPLE で，も図 3･ 4

図3･3

定常パーライトの生成領域と界面共役線．

3 元合金における 2 相および 3 相平衡の相境界と PLE/NPLE 境界(一点鎖線)の模式図．

う一方に対しては PLE モードが働く領域である．領域 P ではフェライト，セメンタイトとも炭素の拡散が律速し，協調的に成長すると期待される．実際， Mn 濃度が低い合金では，パラパーライトが生成することが実験で示されている(10)．
これに対し，Mn 濃度が大きく，過冷度が小さいとオルソ

図 3･ 5発散パーライトが生成する領域と界面共役線．

パーライトが生成する(10)．初析フェライトの PLE モードによる成長では炭素の等活量線が大きな役割を果たしたが，オ
ルソパーライトの成長においてもしかりである．すなわち，ーライトの定常的な成長を可能にするため，パーライト変態

合金元素の拡散で律速されると成長速度が遅くなり，a 層の分率は 100 に達する(10)(11) ．界面前方の炭素の活量が低い

前面と u 層の前面で炭素の活量が等しくなると考えられるの領域も幅が一定のまま移動し，組織は均一で微細な層間隔をである．オルソパーライトの成長におけるもう 1 つの重要有するパーライトで覆われる．定常パーライトが生成する合な点は，( a ＋ g ＋ u ) 3 相領域の内側と外側( Mn 濃度の低い

金組成の範囲は PLE / NPLE 境界， e を通る炭素の等活量方)で，形態の異なる 2 つのパーライトが存在することであ線，および 3 相域と(a＋u)2 相域の境界で囲まれる領域である．

る．この領域内の右側ではノジュール前面の炭素活量はバル

はじめに，3 相域の外側で生成するパーライトについて述

ク組成の炭素の活量より小さいが，領域の左側ではノジュー

べる．このパーライトは生成初期から変態完了まで，層間隔

ル前面の炭素活量がバルクの炭素活量より大きくなる．定常と成長速度が一定である．そのため，定常パーライト( con-

パーライトが(g＋u)2 相域の外側でも生成することに注意さ

stant pearlite )と呼ばれる(10)(11) ．また，合金成分が a と u

れたい．

の 2 相域にあることから察せられるように，100パーライ

次に， 3 相域の内側で生成するパーライトについて述べ

トに変態する．たとえば，図･に示すような合金 A を考える．このパーライトは変態の進行とともに層間隔が増大し，る．共析組成の 2 元合金では，母相と同じ炭素濃度のパー

それに伴って成長も遅くなるので，発散パーライト( diver-

ライトの成長を考えたが，3 元合金においても母相と同じ炭gent pearlite)と呼ばれる(12)(13)． 3 相域の内側であるから，素濃度のパーライトの成長が可能か否かを考察する．そのた

変態分率が100に到達する前に発散パーライトの成長は停めには， A を通って， a/(a＋g)境界から u/(u＋ g)境界へ到止する．図･に示すように， 3 相領域内の合金を考える．

る直線を引き，それぞれの境界との交点 a, b とする． a, b

変態の初期では，g 中の炭素の活量はバルクのそれとあまりから g/(a ＋ g)と g/(u ＋ g)境界へ共役線を引き，交点をそれ変わらないとし， A を通る炭素の等活量線を引く．この等

ぞれ c, d とする．このとき，c と d が 1 本の炭素の等活量線

活量線が g /( a ＋ g )と g /( u ＋ g )境界と交わる点を f および gに乗れば，パーライトの前面における炭素の活量は等しくなとし，これらの点を通る共役線の他端をそれぞれ，h およびり，合金元素の拡散で律速される分配局所平衡の条件を満たi とする． h と i はパーライト中のフェライトとセメンタイ

すことになる．実際，c と d における炭素の濃度差はあまり

トの組成を表している．今，g 中の合金元素の拡散が非常に大きくない．このとき， a 層前面から u 層の前面に向かっ遅く，合金元素の組成は母相とパーライト全体では等しいとて，点 c と d の Mn 濃度差に誘起された Mn の拡散が起こ仮定すると，パーライトの組成は h と i を結ぶ直線上で Mn

る．図からわかるように，この c, d を通る炭素の活量線は濃度が A と等しい点 j に相当する．点 j は A より炭素濃度

合金のバルク組成を通らないが，母相と同じ組成を有するパが大きいので，パーライトは炭素を取り込みながら成長す



講義ノート

徴付けるのは，主相がアシキュラー(acicular，針状ないし板状)な形態を有することと，不完全変態である．ただし，globular (塊状，もしくは球状)べイナイトがあり， Fe C 合

金では不完全変態が存在しないなど，いずれの特徴にも例外が存在する．それにも拘わらず，メカニズムの議論にはこの2 つの特徴が必ず含まれるので，基礎的な観点から最近の進展を整理しておく．
･･ プレートの生成温度と成長速度
1 回目の講義でも述べたように，初析フェライトの形態は大きく分けて，等軸状フェライトとプレートもしくは針状の
図3･6

3 相域の外( Ae1 点より高温)でオルソパーライ
トが生成するときの界面共役線．

アシキュラーフェライト†の 2 つが存在する． Ae3 点直下の過冷度が小さいところでは粒界アロトリオモルフが生成する
が，温度の低下とともにアシキュラータイプのフェライトの割合が増加する．プレート状フェライトが出始める温度をウる．従って，g 母相では炭素の枯渇が進行し，f は g/(g＋a)

イドマンステッテン開始温度とよび，Ws と書き表す．図･

境界に沿って，また g は g /( g ＋ u )境界に沿って点 e に近づ

に示すように， Ws は Fe C 2 元合金では炭素濃度が 0.1 

く．これに伴い，フェライト層とセメンタイト層の前面の付近で Ae3 点より～50°
C低い．いい方を変えれば，Ws 温度

Mn の濃度差が減少するため，成長速度が遅くなり，層間隔

はアシキュラーフェライトの Ae3 点である．FeCX 3 元合は増加する．これが発散パーライトである．発散パーライト

金における Ws は，合金元素の濃度とともに，ほぼ一定の過は変態分率が100に達する前に変態が停止し，ノジュール

冷度を保ちながら Ae3 点と平行に変化する(16)．

の周辺に行くにつれて，層間隔が広がった花びらを想起させるような組織となる．発散パーライトが生成する領域は 3

プレートの成長がプレート先端付近の母相中の炭素の拡散に律速されるとすると，成長速度は ZenerHillert の式，

相領域と(a＋u)2 相域の境界，e を通る炭素の等活量線，おv＝

よび u 成長の PLE/NPLE 境界の内側であり，g/(a＋g)境界の外へも広がっていることに注意されたい．

D gC V
8r c 1－ V( 3･ 9)で書き表される．ここに， D gC は g 中の炭素の拡散係数， V

次に， 3 相域の外側で g /( a ＋ g )境界より高 Mn 濃度の領は炭素のスーパーサチュレーション，rc は成長が停止するプ

域，すなわち状態図の縦断面では Ae1 点より上の温度でパレート先端の曲率半径である††．Hillert(17)は上式を変形し，ーライトが生成することを示す(13)(14) ．図･に示す合金 A

成長速度の実測値から，は 3 相域より高温の(u＋g)2 相域にあり，かつ u の析出に関して， PLE 領域にある．そこで， A を通る炭素の等活量線をひき， g/(g＋ u)相境界との交点を m とする． m は u 層の前方の g 組成を表しているが，( a ＋ g ) 2 相域の中にあり， a生成の駆動力を有するのでパーライトが成長できる．すなわ
ち，バルク組成は(u＋g)2 相域にあっても，u 層前面の局所領域は a の生成が可能な組成になっている．このパーライ
トは極めてゆっくりと成長し，バルクより炭素を多く含むので，成長とともに g 母相の炭素は枯渇し，層間隔は増加する(発散パーライトである)．このパーライトは変態初期から aより u の体積分率の方が大きく，変態の進行とともに a の体積分率は急速に減少していく．また，この合金は 3 相域の外にあるので，最終的には a も消滅し，u と g の 2 相組織となる．実際，FeCSi や FeCMn 合金で発散パーライト
が Ae1 以上の( u ＋ g ) 2 相域で生成することが報告されている(13)(14)．

･ べ イ ナ イ ト
パーライトとマルテンサイトに挟まれた温度域で起こるべイナイトは中間段階組織とも呼ばれる(15) ．べイナイトを特

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japan

図3 ･7

FeC 2 元合金におけるウィドマンステッテン開始温度(Ws)．

† 溶接では，粒内に生成した微細なフェライトプレートをアシキュラーフェライトと呼んでいるが，ここでは用法が異なることに注意．
†† 曲率半径を小さくしていくと， Gibbs Thomson 効果により，界面における g 中の炭素濃度が減少し，ついには合金のバルク濃度に等しくなる．




v＝

RTD gC (x g/a－x 0)2
DgT
2500000･ C0 (x g/a－x 0)20
x
8s V mxm/s

T0 メカニズム

べイナイトはせん断機構で生成し，長さが 10 mm 程度の(3･10)

サブユニットの核発生と周囲の g 母相への炭素の拡散というという半経験式を提唱している．ここで， x 0 と x g/a はそれ

過程の繰り返しにより生成する．未変態母相には炭素が濃縮ぞれ，バルクと界面における g 中の炭素濃度， Vm はフェラ

され，炭素濃度がせん断機構で変態できる限界の T0 組成にイトのモル体積である．プレート先端の界面エネルギーは，

なると変態は停止する．ただし，変態によって発生し蓄積さ

s＝0.23 J/mol と推定されている(18)．3 元合金のうち，炭化温度が上限と考えれた歪や応力の影響で， T0 より低い T0 ′物を生じない Fe CNi についてはデータがかなり蓄積されられる． T0 と T0 ′の差は，自由エネルギーに換算して 400ているが(19)(20)，それ以外の元素に対してはあまりプレート

J/mol 程度である(22)．

成長速度のデータがないのが実情である．a/g 界面易動度やこのメカニズムはベイニティックプレートが母相 g の炭素

ソリュートドラッグの観点からも 3 元合金における研究が濃度をそのまま受け継いで生成することを想定している．通期待される(21)．

常の変態温度ではプレートに取り込まれた炭素は極めて短時

･･ 不完全変態

間に周囲の母相に拡散するが，低温ではプレート中に炭素が残留することが期待される．実際，Si と少量の Mn, Cr およ

フェライト変態が最後まで起こらず，途中で止まったようび Mo を含む高炭素合金で，200°
C で生成したベイニティッにみえることを不完全変態(incomplete transformation)と呼ク プ レ ー ト は 6.7 at  も の 炭 素 を 含 む と 報 告 さ れ て いぶ．不完全変態は炭素と強い親和力を有する Cr や Mo を含る(23) ．この合金においては，変態は数日かけてゆっくりとむ合金で観測され，等温変態曲線を模式的に示すと図･の進行する．

ようになる．横軸が時間の対数であることに注意する．途中で変態曲線がほぼ水平になるところを変態停留(stasis)と呼

ぶ．「最後まで」というのは，若干のあいまいさを含んでいウイドマンステッテンプレートとベイニティックプレート

WBs メカニズム

る．たとえば，パラ平衡で変態が起こったとすると，炭素のの生成メカニズムには本質的な差異はなく，ウイドマンステ

拡散による変態が完了し，合金元素の拡散による変態が開始

ッテン開始温度 Ws を WBs と書く．従って，WBs はべイナ

されるまでは，界面はほとんど停止したままである．完全平イト生成開始温度を意味する．この温度は FeC 2 元合金で衡を達成した状態を最後の状態とすれば，これは変態停留では， T0 や T0 ′より高温に位置する．多数の低合金鋼のベイある．筆者の知る限りでは，最終状態に関する厳格な規定はナイト開始温度の実験値が T0 と WBs の計算値と比較されなく，目視で100変態した状態が最終状態であろう．

ているが，T0 と WBs の間に大きな差が生じない合金系もあべイナイトの不完全変態はアサーマルマルテンサイトの変る(24)．

態挙動を想起させるので，べイナイトの生成にせん断が関与することを示唆すると受け取られた．その後，せん断以外で演習問題 3も変態停留が起こる可能性がいくつか指摘され，現在に到っFe C 合金と Fe C 2Mn 合金におけるプレートの成ている．これまで，不完全変態のメカニズムとして以下のも長において，プレートの先端における炭素の拡散スパイのが提唱されている．

クの幅 w～DgC/v を計算せよ．DgC は g 中の炭素の拡散係
数，v はプレートの成長速度で式(3･10)を使用する．w
を g の原子面間隔と比較することにより，プレートの先端で炭素の化学平衡はが成立するのは何°
Cくらいまでと考えられるか．FeCMn 合金ではパラ平衡とし，ソリュートドラッグ効果は無視できるとする．
(解答は最終回に掲載します)

PLE/NPLE 遷移境界

ベイニティックプレートの生成温度はほとんどの合金でNPLE 領域である．生成の初期段階では炭素の拡散でプレートが成長するが，未変態母相の炭素濃度が PLE/NPLE 境界に達すると，合金元素の拡散が必要になり，成長速度が非常に遅くなると考えられる．実際， 2  Mn を含む低炭素
Fe C 合金で，母相中 g の炭素濃度が PLE / NPLE 境界に達すると，変態停留が起こることが観察されている(25) ．この
図 3･ 8

変態停留のある等温変態曲線．

とき，変態が完全に停止するか，あるいは合金元素の拡散に

講義ノート

より進行するとすれば，変態曲線がわずかに右上がりになることも考えられる．


ソリュートドラッグ効果

a/g 境界に合金元素が集積して界面移動を妨げることにより，変態停留が発生すると考えられる． Quidort ら(26) によると， Fe 0.2C 1.5Mn 合金に Cr を 0.5, 1, 1.5 および 2 添加した合金はいずれも変態停留を起こし，停留時の変態分率はそれぞれ，40, 50, 55および65であった．Cr 量のわずかな変化で停留時の変態相の体積が大きく変わるので，母相や変態相の熱力学的安定性よりは合金元素と界面の相互作用が原因と考えられている．また，Chen ら(27)は変態の駆動力とソリュートドラッグにより消費される自由エネルギーが変態の駆動力より大きくなると変態停留が起こると考え，FeCMo や FeCMnSi 合金における変態停留や TTT 曲線のベイを解析している．

(つづく)

文

献

( 1 ) T. Ko and S. A. Cottrell: JISI, 172(1952), 307313.
( 2 ) H. K. D. H. Bhadeshia: Bainite in Steels, 2nd ed., IOM Communications Ltd., London, (2001).
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( 5 ) M. P. Puls and J. S. Kirkaldy: Metall. Trans., 3(1972), 2777
2796.
( 6 ) N. Ridley: Phase Transformations in Ferrous Alloys, eds. A. R.
Marder and J. I. Goldstein, TMSAIME, Warrendale, PA,(1984), 201236.
( 7 ) K. Hashiguti and J. S. Kirkaldy: Scand. J. Metall., 13(1984),
240.
( 8 ) K. Nakajima, M. Apel and I. Steinbach: Acta Mater., 54(2006), 3665
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( 9 ) G. V. Smith and R. F. Mehl: Trans. AIME, 150(1942), 211.

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japan(10) M. Hillert: Proc. of SolidSolid Phase Transformations, eds. H.
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(11) C. R. Hutchinson, R. E. Hackenberg and G. J. Shiflet: Acta
Mater., 52(2004) 35653585.
(12) J. W. Cahn and W. C. Hagel: Acta Metall., 11(1963), 561574.
(13) J. Fridberg and M. Hillert: Acta Mater., 18(1970), 12531260.
(14) C. R. Hutchinson and G. J. Shiflet: Scripta Mater., 50(2004),
15.
( 15 ) 荒木 透，榎本正人，柴田浩司鉄と鋼， 77 ( 1991 ) , 1544 
1550.
(16) H. I. Aaronson, P. G. Boswell and K. R. Kinsman: Mechanical
Properties and Phase Transformations in Engineering Materials, eds. S. D. Antolovich, R. O. Ritchie and W. W. Gerberich,
TMSAIME, Warrendale, PA, (1986), 467473.
(17) M. Hillert: Metall. Mater. Trans. A, 25(1994), 19571966.
(18) A. Borgenstam and M. Hillert: Phase Transformations in
Steels, vol.1, eds. E. Pereloma and D. V. Edmonds, Woodhead
Publishing Ltd., Oxford, (2012), 468501.
(19) 矢田 浩，大岡耕之日本金属学会誌，31(1967), 766771.
(20) 矢田 浩，大岡耕之日本金属学会誌，31(1967), 771776.
(21) X. L. Wan, R. Wei, L. Cheng, M. Enomoto and Y. Adachi: J.
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(22) H. K. D. H. Bhadeshia: Acta Metall., 29(1981), 1117
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(23) F. G. Caballero, M. K. Miller and C. Garcia
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Mater., 58(2010), 23382343.
(24) M. Hillert, L. H äoglund and J. Ågren: Metall. Mater. Trans. A,
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(25) Z. Q. Liu, G. Miyamoto, Z. G. Yang and T. Furuhara: Acta
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(26) D. Quidort and Y. Br áechet: Scripta Mater., 47(2002), 151156.
(27) H. Chen, K. G. Zhu, L. Zhao and S. van der Zwaag: Acta
Mater., 61(2013), 54585468.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
1972年 東京大学理系大学院物理学専攻修士課程修了
1972年 科学技術庁金属材料技術研究所研究員
1982年 米 国 カ ー ネ ギ ー メ ロ ン 大 学 博 士 課 程 修 了(Ph. D)
1992年 茨城大学工学部マテリアル工学科教授
2013年 4 月 同大学大学院理工学研究科特任教授
2014年 3 月 退職，茨城大学名誉教授
専門分野材料組織学，金属物理学

榎本正人★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

高温における酸化物および金属の冶金現象の根本的な理解をめざして

図1

多元研のロゴマーク．

4 本の曲線は，4 つの研究部門・センターとそれぞれ，物理，化学，生物，材料を表しています．DNA の染色体にも似たその触手は，力強く天へと伸び，緑の球体で表す地球とこれからの社会を，多元物質科学研究所が支えている様を表しています．全体として，IMRAM の頭文字，

東北大学 多元物質科学研究所 サステナブル理工学研究センター「i」を象徴としています．

材料分離プロセス研究分野(柴田研究室)
なぜその物性値が発現するのかという部分はなかなか議論が多元物質科学研究所［略称多元研(たげんけん)，英名

深まりませんでした．しかし，近年，高温での各種物性値のInstitute of Multidisciplinary Research for Advanced Materi-

計測方法が高度化，高精度化するという計測上の進歩があり

als(IMRAM)］は，50年以上の歴史を持つ旧 3 研究所(選鉱ます．また，高温における冶金現象の直接観察の手法が開発

製錬研究所・素材工学研究所，科学計測研究所，非水溶液化

され普及してきています．さらに，物質を理解する上での基学研究所・反応化学研究所)が，2001年 4 月に一緒になり，

礎情報となる構造の解析手法(核磁気共鳴法，ラマン分光法

一つの大きな大学附置研究所として設立されています．多元など)が格段の進歩を遂げております．このような手法を複

研は学際的な研究所であり，対象となる研究分野は非常に幅合的に活用することによって，いままであいまいであり仮説

広く，研究の対象はナノサイズからギガサイズまで，また生にとどまっていた高温冶金現象の理解に対する実証的な研究

物から鉱物まで非常に多岐に渡っています(図)．各研究室が可能になってきていると考えています．すなわち，素材のはそれぞれ協力関係にある研究科(理学研究科，工学研究

生産のプロセスの研究は，最終的な材料の特性を決定づける科，環境科学研究科，生命科学研究科)あるいは学部から学

材料の誕生に関わる部分の研究ということができます．プロ生が配属されています．4 研究部門と 4 研究センターで構成

セス全体の理解，その要素になる個々のプロセスの詳細な理されており，職員は常勤研究職は132名(常勤，内教授43名，解，各プロセスを構成する要素の物性の理解の研究を踏まえ2013年 4 月時)，事務部門と技術部門は75名であり，国内でて，素過程の現象を追跡し，解析する研究が必要でありまも最大級の研究所となっております．学生は，院生，学部生

す．本研究室では，そのために「プロセス研究と物性研究の合わせて約300名が在籍しております．私どもの研究室はサ融合」を図り，総合的な研究を展開しています．ミクロ的なステナブル理工学研究センターに所属しております． 2010

視点からの物性の発現に関わる研究を基礎として，素材が最年 4 月 1 日に多元物質科学研究所の改組により発足したサ

終プロダクツとして機能を発現させることまでを考慮した研ステナブル理工学研究センターは，前身の資源変換・再生研

究に基づいて，高効率な素材製造プロセスの構築を目指して究センターのミッションを踏まえて，地球持続社会構築のたいます．

めの資源エネルギー技術を多元的な物質科学を基に次世代に

現在は，下記のような研究テーマを推進しております．

継承する基礎学理として構築する使命を共有した研究分野教1．溶融珪酸塩中の伝熱機構員でスタートしています．希少金属の有効利用や環境に優し

2．溶融珪酸塩の粘性と構造

い循環型素材製造プロセスの物理化学と太陽電池・二次電

3．Fe 基合金における包晶反応・変態の速度論

池・燃料電池などのエネルギー変換デバイスのエネルギー技

4．マグネシウム合金を軸としたエネルギー循環社会の構築

術をベースにして最先端科学を構築する基礎研究を 6 研究分野で行い，その中に私どもの研究室も所属しております．
本研究室は 2012 年 10 月に発足した比較的新しい研究室です．新規に研究室を発足させましたので，スタート当時は教授 1 名の研究室でした．半年後の 2013 年 4 月に助永助教が九州大学から赴任され，田代技術職員と照井技術補佐員の 4名で，実質的に研究をスタートしております． 2014 年からはポスドク 1 名と学部学生 1 名が配属になっております．
本研究分野のミッションは，高温における素材あるいは材料の製造プロセスを高効率化するための高温における酸化物

学生の方には各テーマが少々抽象的かもしれませんが，実際の実験は大変ダイナミックです．高温における計測や観察は今までにない経験をもたらしてくれます．得られる結果の中にはこれまでの説明では理解が難しいものも見られます．
研究室の見学はいつでも歓迎しております．ぜひ，高温計
測・観察にインスパイアーされてみてください．
(文責柴田浩幸)(2015年 1 月13日受理)[doi:10.2320/materia.54.124](連絡先〒980
8577 仙台市青葉区片平 211)

および金属の冶金現象の根本的な理解を目指すことと考えております．これまでは高温融体の物性値は計測にとどまり，



研究室紹介

本
会

告

会

記

事

2015年春期(第156回)講演大会ご案内 ………………………125
2015年春期講演大会概要集 DVD の販売について …………125
日本金属学会・日本鉄鋼協会講演大会相互聴講のお知らせ…………………………………………………………………125
2015年春期講演大会期間中の託児室設置のお知らせ ………125
第 7 回男女共同参画ランチョンミーティング開催 …………126
シンポジウム 人材育成のための材料工学とは～学士課程教育の参照基準と科学・夢ロードマップ～開催 ………………126
平成27年度春期全国大学材料関係教室協議会講演会 ………126
2015年秋期講演大会外国人特別講演および招待講演募集 …126
日本金属学会国際会議企画提案募集 …………………………127
新設研究会のお知らせ …………………………………………127
会報編集委員会からのお知らせ ………………………………128

支部行事 …………………………128
掲示板 ……………………………129
新入会員 …………………………131
会誌・欧文誌 3 号目次 …………132

次号予告 …………………………134
材料系学協会情報コーナー ……134
書籍紹介 …………………………134
行事カレンダー …………………135

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
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公益社団法人日本金属学会
〒


 仙台市青葉区一番町





 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．

ご連絡先住所変更等の手続きは，本会ホームページ 会員マイページ からできます．
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．

会

告(ホームページもご参照下さい)
年春期(第回)講演大会ご案内

会

期

場

所

2015年 3 月18日(水)～ 3 月20日(金)東京大学駒場キャンパス(〒 153 8505 東京都目黒区

日本金属学会・日本鉄鋼協会講演大会相互聴講のお知らせ
日本金属学会・日本鉄鋼協会の講演大会相互聴講をご案内します．
申込方法当日受付
鉄鋼協会の講演を聴講する場合は，金属学会で従来の参加受付を済ませた後，鉄鋼協会受付で相互聴講の申込をして下さい．

駒場 381)
各種賞贈呈式鉄鋼協会で発表し，金属学会で聴講のみされる場合は，鉄鋼協会

2015年 3 月18日(水)午前 9 時より東京大学駒場キャンパス900番教室(講堂)

懇 親 会

2015年 3 月18日(水)1800～2000

場

東京大学駒場キャンパス

所

で従来の参加受付を済ませた後，金属学会受付で相互聴講の申し込
みをして下さい．

コミュニケーションプラザ(註) 金属学会で講演発表する場合は，金属学会の正規大会参加

南館 1 階「カフェテリア若葉」(キャンパス内での開催
です.)
参加申込

当日受付(事前受付終了)

講演発表

本号付録およびホームページ掲載

詳

ホームページ→講演大会をご参照下さい．

細申込みが必要です．
料

金

一般・学生・非会員を問わず同一料金

聴講のみ(概要集 DVD 無し)

3,000円聴講と概要集 DVD(1 冊)

6,000円年春期講演大会概要集 DVD の販売について年春期講演大会会期中の託児室設置のお知らせ

2015年春期講演大会の概要集 DVD を販売いたします．
ご購入希望の方は， E mail または FAX で下記要領をご記入の利用日時

2015年 3 月18日(水)3 月19日(木)900～1730
900～1730

3 月20日(金)900～1400

申込締切

2015年 3 月 5 日(木)東京大学駒場キャンパス(お申込者のみにご案内いた

上お申し込み下さい．
 件名「
申年春期講演大会講演概要集 DVD 購入申込」，◯◯
 会員資格(会員番号併記)，◯
 申込数，◯
 送付先住所
込者氏名，◯

場

所

料

金

ホームページに申込書があります．

します.)

3 月 4 日の発行後，請求書を添えて送付いたします．

子供一人800円/時間(託児室会場で当日お支払い頂きます.)
会員価本体3,810円＋税 定価本体10,000円＋税 送料360円
申込先Email: member＠jim.or.jp

FAX 0222236312%

申込方法

日本鉄鋼協会・日本金属学会男女共同参画委員会ホーム
ページ託児室案内記載の申込要領をお読みの上，3 月 5日(木)までにホームページ(下記 URL )の託児室案内よりお申込み下さい．

https://www.isij.or.jp/godo/isijjim/
株 ファミリー・サポート)よりご確認後，シッター会社(
予約確認の返信メールをお送りします．

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japan申込・問合先

株 ファミリー・サポートBAMBINO CLUB

共催

日本金属学会，日本鉄鋼協会，全国大学材料関係教室協議

担当者星

会

 0333773177

FAX 0333773178%

Email: khoshi＠familysupport.co.jp
住所東京都渋谷区代々木 158
16 4F(公社)全国保育サービス協会正会員
問合せ先(一社)日本鉄鋼協会
 0336695931

詳細情報

総務グループ野村茂樹

FAX 0336695934
%

開催日時
開催場所

2015年 3 月20日(金)920～1155
東京大学駒場キャンパス 21KOMCEE「レクチャー

ホール」(B1F)(東京都目黒区駒場 3
81)
森田一樹(東京大学)

司会
920

開会

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

920～ 940

https://www.isij.or.jp/godo/isijjim/

940～1010

材料工学分野の参照基準について

1010～1040

材料工学分野の夢・ロードマップについてページ

日本学術会議における材料工学委員会の活動
日本学術会議材料工学委員会委員長

物材機構 吉田豊信
東大 山口

第回男女共同参画ランチョンミーティング開催

物材機構 長井「金属材料分野での多様なキャリアパス」
1050～1120

中等教育の理工学分野への展開と次世代育成活動

1120～1150

ものづくり産業における材料工学の役割と期待

1150～1155

閉会の辞

東大 大島まり株 井上昭彦新日鐵住金

業といっても様々な分野で活躍可能です．金属材料を学んだ先輩達がどのような進路で活躍しているか話を聞いてみませんか．仕事のこと，キャリアの積み上げ方，家庭のこと，気になるいろいろなこ

日本学術会議材料工学委員会副委員長
若狭湾エネルギー研究センター 中嶋英雄とを，お昼を食べながら，気楽に質問してみて下さい．学生さん，
若手の研究者，技術者の方，若い方にエールを送りたい方，大勢の

参加費

無料

方のご参加をお待ちしております．

定

参加申込

200名
申込は不要です．どなたでも自由にご参加下さい．

問合先

東京大学大学院工学系研究科マテリアル工学専攻

員

主

催

男女共同参画委員会日本金属学会・日本鉄鋼協会

協

賛

男女共同参画学協会連絡会

教授

日

時

 0358418977

会場

2015年 3 月20日(金)1200～1300
東京大学駒場キャンパス 1 号館162講義室(鉄鋼協会第 2
会場)

参加費

森田一樹

Email: kzmorita＠material.t.utokyo.ac.jp(東京都目黒区駒場 381)

無料 弁当30名までは無料提供．
(学会参加申込の有無にかかわらず，このミーティングに参加できます!!)

司会

寿

―休憩―

金属材料分野でのキャリアパスとしてどのようなものがあるでしょうか．企業，大学，独法研究機関など様々です．また，一言で企周〈共催行事〉講演会
平成年度春期 全国大学材料関係教室協議会
講演のご案内梅津理恵(東北大学)

1205～1210
1210～1225

開会の挨拶

主

催

全国大学材料関係教室協議会

男女共同参画委員会委員長 東京大学 松野泰也

共催

日本金属学会，日本鉄鋼協会

Strength as being a Female Workforce in TechnicalFieldPersonal point of view(英語での発表になり

日

時

場

所

2015年 3 月20日(金) 1430～1530
東京大学駒場キャンパス 21KOMCEE「レクチャーホます)
株 宮下直子
エイチ・シー・スタルク

1225～1240

Women Scientists and Engineers in USA
Washington State University Dr. Qizhen Li

1240～1255

総合討論

1255～1300

閉会の挨拶

聴講料

ール」(B1F)
無料〈講演会〉
1430～1530(日本語でも OK)

男女共同参画委員会副委員長(東京都目黒区駒場 3
81)

東京大学の総合的教育改革について
東大副学長，工学系研究科マテリアル工学専攻 小関敏彦

物・材機構 御手洗容子

年秋期講演大会外国人特別講演および招待講演募集〈共催行事〉シンポジウム
人材育成のための材料工学とは～学士課程教育の参照基準と科学・夢ロードマップ～

春秋講演大会における外国人研究者による特別講演と招待講演については会員よりの推薦をもとに，毎年 6 月と 12 月に開催される
国際学術交流委員会において審議採択いたし，講演実施細目につい日本学術会議において策定された「大学教育の分野別質保証のための教育課程編成上の参照基準

材料工学分野」ならびに改訂されては分科会運営委員会で決定いたします． 2015 年秋期講演大会における特別講演と招待講演を募集いたしますので，下記要領によりた「材料工学分野 科学・夢ロードマップ」を紹介し，大学におけご推薦下さい．

る材料工学教育・研究のあり方について，産官学の立場から議論を特別講演行う目的で， 2015 年 3 月 20 日に東京大学駒場キャンパスにて，講演者著名な外国人研究者とする．

シンポジウム「人材育成のための材料工学とは

講演時間30分(討論10分)～学士課程教育の参照基準と科学・夢ロードマップ～」を開催いたします．皆様のご参加をお待ちしております．
主




催

採択件数3～4 件
滞在費補助10,000円
その他大会参加費免除，懇親会招待

日本学術会議材料工学委員会

本 会 記 事14

招待講演
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

当該分野における国内外の代表的研究者の参加が予定されていること．

とする．

会議の Proceedings を刊行する場合は，多重投稿等ミスコン講演時間15分(討論 5 分)
採択件数5 件程度

ダクトが生じないよう対策をとること．実施する対策を事前に届け出て本会の承認を得ること．

滞在費補助なし

.

本会主催国際会議の区分と規模所定様式(ホームページからダウンロード下さい)によ

JIMIS国際シンポジウム―参加者150名未満
JIMIC国際コンファレンス―参加者150名以上

り，下記メールアドレス宛に「外国人特別講演推薦」と


その他の国際会議―国際的要請に基づいて主催する国際集会その他大会参加費免除
推薦用紙




明記しお送り下さい．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．

2015年 5 月29日(金)照会・推薦書提出先

等
.

開催頻度

推薦書提出期日

必要に応じて随時開催する．
.

〒980
8544 仙台市青葉区一番町一丁目1432(公社)日本金属学会 国際学術交流委員会宛
 0222233685

テーマの公募，選定方法
 「まてりあ」会告で定期的に企画提案を募集する．


提案された企画案は，まず分科会運営委員会において検討，

FAX 0222236312%

優先順位を付けて，国際学術交流委員会に提示する．

Email: gaffair＠jim.or.jp

国際学術交流委員会において実施企画，会議の区分，貸与金(内定)を決定して，理事会に答申する．

日本金属学会主催国際会議企画提案募集
本会が主催する国際会議につきまして，ダイナミックな国際化の理事会において正式決定し，提案責任者に対して文書により



決定通知と開催準備推進の依頼を行う．
.

財

源

動きに即したタイムリーな企画を選定するため，次の方針で提案募




参加費

集を行います． 2017 年度以降開催の国際会議が対象です．ご参照

文部科学省補助金の上，期日までに有意義な企画をご提案下さいますようお願いいた

地方公共団体補助金

します．




民間財団補助金

2015年 5 月29日(金)下記事項を記載した文書( A 判)をもって，本会会長宛



本会国際学術交流資金からの貸与金(上限 100 万円会議後返に申請して下さい．

(今回から上記のように補助金から貸与に変更となりました)

提案締切日
提案要項

却)




会議の名称(和文名・英文名)




会期




開催地・会場予定

本会の「国際会議開催準備マニュアル」と「国際会議会計処理マ

会議の目的・特徴ニュアル」に準拠する(これらの資料は採択決定後に提案責任者



日本開催の経緯と意義




計画概要




.

に送付する)．
.

．協賛，後援団体

寄付金
業務処理の会計処理

本会主催の国際会議開催予定
 PRICM9 国際会議(第 9 回環太平洋先端材料とプロセシング◯

．主要準備日程

国際会議)

．使用語

開催時期2016年 8 月 1 日～ 5 日
開催場所国立京都国際会館予定

．参加予定国(国名・国数)
．参加予定者数(国内外)
．著名な国内外参加予定者(氏名・所属・役職)

新設研究会のご案内．パラレルセッション数およびポスターセッションの有無
．プロシーディングスの出版(出版元・予定頁数，製作部
数・頒価・配布方法)

本年 3 月から新たに下記の研究会が発足いたします．メンバー
として登録を希望される方は，氏名，勤務先，連絡先( E mail ad-

準備委員会委員(氏名・所属・役職)

dress 含む)を明記の上，世話人宛にお申込み下さい．研究会の設
置期間は 5 ヶ年ですが，特に活動の継続を必要とする場合は，2 年

提案(連絡)責任者(氏名・所属・役職・住所・電話・ E を限度として更新することができます．

．予算(収入・支出明細))

mail)提案書送付先(研究会新設募集7 号会告/申請締切日9 月 1 日)
〒9808544 仙台市青葉区一番町一丁目1432(公社)日本金属学会 国際会議募集係宛■．キンク研究会
設置期間 期年間(2015年 3 月～2020年 2 月)

―公益社団法人日本金属学会主催国際会議実施方針(年月改訂抜粋)―
.



基本的要件
開催要望が国内外で高まっており，かつ本会会員からも要望

HCP 構造を基盤とする金属合金に代表される塑性異方性の強い材料では，一般に立方晶とは異なった特異な変形挙動が現れる．キ

関係国内学協会の協賛が得られること．

ンク変形は，その 1 つとして古くから知られているが，キンク変形が注目されることは無かった．しかし最近，このキンク変形によ

会議の計画内容が本会主催の会議としてふさわしいと認めらる延性発現が HCP 積層構造を持つ TiSiC 系セラミック等で見出れること．

されるとともに，高強度マグネシウム合金で見出された長周期積層されていること．

11 会議の構成，主要題目，日程，使用語が適切である．
12 参加国数および国外参加者が10カ国50名以上予定されて
いること．
13

参加予定国および参加予定者は確実な根拠に基づいて推定されていること．

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japan

構造(LPSO)がキンク変形し，その結果形成されたキンクバンドにより著しい強化が起こることが明らかになり，キンク変形に注目が集まっている．
本研究会は，キンク変形という特異な変形挙動を題材に，回位な
どの新たな視点から材料の変形と破壊についての基礎的議論を深めるとともに，キンク変形を利用した高性能材料の応用的議論を進括的に分かり易く記述したもので，そのめ，新しい材料研究領域の構築に展開していく．

分野の研究を進める上で参考となる内容

代表世話人

中島英治

とする．
トピックス

九州大学院総合理工学研究院教授
 092
5837521・%
FAX 0925837523

Email: nakashima.hideharu.792＠m.kyushuu.ac.jp

最近の情報を手短に紹介するもので，話題は限定しない．

企画決定

会報編集委員会で採否の決定を行う．

費用負担

■
．高温変形の組織ダイナミクス研究会

企画総頁

1 頁28,000円＋税
35頁以内

設置期間 期年間(2015年 3 月～2020年 2 月)

著 作 権

日本金属学会に帰属する．

査

会報編集委員会が行う．論文毎の複数名査読候補者を含読

高温での合金の変形特性は，変形速度依存性を持ち，複雑な挙動めた企画書を提出してもらい一括して審議する．

を示す．この複雑な挙動を整理するために，いわゆる定常状態に注

執筆依頼目して特性を整理し理解する試みが続けられ，多くの知見が得られ執筆方法 「まてりあ」執筆要項に準じる．

てきた．一方で従前より，定常状態が現れない場合があることもよ

送付・問合先特集関係の執筆依頼方法と同じ方法で事務局が行う．

く知られており，高温では材料の組織と力学応答が時々刻々変化〒980
8544 仙台市青葉区一番町一丁目1432(公社)日本金属学会 会報編集委員会

し，それらがダイナミックに相互作用を起こしていることも明らか

 0222233685

である．高温における変形と破壊の様相を理解し社会に還元するたEmail: materia＠jim.or.jp

FAX 0222236312%

めには，動的に変化する組織と力学的挙動の関係を系統的に明らかにする必要がある．近年の力学挙動の評価技術や材料学的組織解析

支部行事

技術は飛躍的な発展を遂げており，本研究会では，各研究グループが得意とする実験手法によって得られるさまざまな情報を共有し，

平成年度高温における力学的挙動と組織変化の相互作用をより深く理解する
ための情報交換と討論の場を提供することを目的として活動する．
代表世話人

日本金属学会関東支部
講演見学会

佐藤裕之
弘前大学

下記の要領で日産自動車横浜工場の見学会を実施しますので，奮大学院理工学研究科教授

 0172393673

FAX 02046668008%ってご参加下さい．

Email: g4sato＠cc.hirosakiu.ac.jp
日

時

場

所

集合時間
集合場所

まてりあ「プロジェクト研究報告」企画公募

2015年 6 月12日(金)1400～1630
日産自動車株式会社 横浜工場(横浜市神奈川区宝町 2)
1340京浜東北線 新子安駅/京急線 京急新子安駅(詳しい集合場所は申込受付後お知らせします)

エンジン博物館，MR，VR エンジン組立ラインなど
技術講演会 「自動車の軽量化について」(講師 神戸洋史様)
工場見学

特定領域研究新学術領域研究，学術研究，戦略的創造研究など，
これまで公的資金補助によるプロジェクト研究が行われているが，

注

意

その研究成果は一部の関係者に資料配布されるに留まっているのがサンダル，ヒールの高い靴，短パン，半ズボンはお控え下さい．カウンタービジットが可能であれば同業他社の現状である．

方にもご参加いただけます．

その成果を多くの研究者が目を通す会報「まてりあ」にまとめて

申込方法

氏名，所属(学生の場合は学年も)，連絡先を明記の上，下記宛 E メールにてお申込み下さい．

掲載しませんか．
「まてりあ」には，有料で掲載できる「プロジェクト報告」とい定

うカテゴリーがあり，通年応募を受け付けております．下記参照の申込締切

30名(定員になり次第締め切ります)2015年 5 月29日(金)必着

上，奮ってご応募下さい．

申 込 先

日本金属学会関東支部事務局員(jimkanto＠mtl.titech.ac.jp)
種別名称 「プロジェクト研究報告」
主旨

公的資金を得ているプロジェクトの最終研究成果を有料

平成年度春季講演会

掲載する．
応募期間

通年とする．

応募資格

企画提案者および執筆者に本会会員 2 名以上が含まれ提出書類

2015年 3 月10日(火) 1315～1650
新日鐵住金株式会社 八幡製鐵所 総合センターていることを要する．

日

時

企画書(プロジェクト名，責任者名，企画趣旨，希望場

所号，企画主題，記事種別・題目・執筆者・執筆頁・執筆

1階
プログラム

マルチホール(北九州市戸畑区飛幡町 1
1)

1315～1415

湯川記念講演会のねらい，責任者連絡先)を提出する．
企画内容[共催]日本鉄鋼協会九州支部

プロジェクト紹介(1 頁)，解説，最近の研究，トピック
ス記事スタイルの組み合わせとする．
解説

ホットスタンピング技術の現状と今後の展開

新しい特定の問題を取り上げて，専門外の会員にも分かるように記述する．
さらに勉強しようとする人のために参考

岡山大 瀬沼武秀氏
1425～1650

講演討論会

テーマ「自動車用鋼材の最近の進展」



自動車部品向け特殊鋼棒線の開発



自動車用ステンレス鋼の進展



自動車用電磁鋼板の最近の進展

新日鐵住金 江頭となる文献も示しておく．
最近の研究

最近の重要な研究のうち，比較的せまい

新日鐵住金ステンレス 濱田純一氏

範囲のテーマを取り上げて，国内外の最近の研究成果を紹介する．各分野の現状，現在の問題点などを取り上げて，総




誠氏

新日鐵住金 藤倉昌浩氏

本 会 記 事

参加費

無料

定

200名
〒804
8501 北九州市戸畑区飛幡町 11

員

問合先

書類提出先及び問い合わせ先〒0608628 札幌市北区北13条西 8 丁目
北海道大学大学院工学研究院材料科学部門

株 八幡製鐵所生産技術部生産技術室
新日鐵住金

 093872
6010

宮城康司

准教授

FAX 0938711841%

大野宗一

 011
7066344Email: mohno＠eng.hokudai.ac.jp

Email: miyagi.r6a.yasushi＠jp.nssmc.com
又は〒807
0873 北九州市八幡西区藤原 4522(一社)日本鉄鋼協会九州支部
 093691
2531

事務局

北岡

◇東北大学金属材料研究所

宏

FAX 0939801570%

公募人員

Email: kitaoka.hiroshi＠iwa.bbiq.jp

准教授名

准教授

公募◇

(東北大学は，男女共同参画を推進してい

ます.)
所

属

専門分野

結晶材料化学研究部門
結晶成長メカニズムの理解に基づいて，広い意味でのバ
ルク結晶の育成を中心に，新規結晶の創製，新規結晶成長方法の探索と展開に興味と意欲を持つ方．

応募資格〈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◇北海道大学・東京農工大学

博士研究員

公募◇

博士の学位を有する方

着任時期決定後なるべく早い時期

任10年
 履歴書(写真貼付)
◯

期

提出書類

 研究業績目録(原著論文，国際会議プロシーディング◯

ス，著書・解説，招待講演，その他に分類)

10編 (コピー可) 研究業績概要(2,000字程度)◯
 主要論文別刷◯

 今後の研究展望(2,000字程度)◯
 推薦書または，照会可能者 2 名の氏名と連絡先◯

応募締切 年月日(金)
書類送付・問い合せ先

募集人員

博士研究員(常勤) 名

業務内容

戦略的イノベーション創造プログラム(SIP)の研究課題〒980
8577 仙台市青葉区片平211
東北大学金属材料研究所 教授 宇田の一つである「マテリアルズインテグレーションシステ

書留で「結晶材料化学研究部門 准教授

ムの開発(領域代表東京大学 小関敏彦教授)」の一環のこと

として，共同研究機関である北海道大学・東京農工大学

 0222152100

 凝固，もにおいて，構造用鋼の溶接プロセスにおける

Email: uda＠imr.tohoku.ac.jp
http://www.udalab.imr.tohoku.ac.jp/

 拡散型固相変態による組織形成を予測するフェ
しくは聡
応募書類」と朱書

FAX 0222152101%

ーズフィールド・モデルによる数値シミュレーション法の開発を行う．
応募資格

雇用期間

着任時に博士または Ph.D の学位を有すること．
C 言語もしくは Fortran 言語によるプログラミングの◇横浜国立大学 大学院工学研究院 機能の創生部門 教員公募◇

作成，改良の経験を有する方，または今後取り組む意欲

職がある方が望ましい．

所属・担当

名

平成27年 4 月 1 日以降～平成28年 3 月31日

助教(年任期)所属大学院工学研究院 機能の創生部門担当大学院工学府 システム統合工学専攻 材料設計

(雇用更改時期に更新基準を満たした場合には更新の可

工学コース

能性あり.)
勤 務 地

兼務理工学部機械工学・材料系学科材料設計工学教

下記のいずれか(業務内容により決定)



北海道大学

大学院工学研究院

組織制御学研究室(大野宗一

東京農工大学

育プログラム

材料科学部門

准教授)

大学院工学府

山中研究室

工学部生産工学科人(山中晃徳 准教授)

数

1名

任

期

2015年 9 月 1 日 または，これ以降のできるだけ早い時期
5 年間，ただし，再任はありません．

遇

給与年俸制．本学規則に従います．

採 用 日

選考方法

原則として書類選考とし，場合によっては面接を行う．

待

提出書類

履歴書(書式は自由．ただし，顔写真を貼付し，生年

専門領域

金属材料工学分野

月日，国籍，現住所，連絡先，メールアドレス，学

研究内容

これまで以下のいずれかに直接的または間接的に関わる

歴，学位，職歴を記入すること)研究を行ってきており，今後もこれらの分野に関連した

業績リスト(書式は自由．ただし，論文の査読の有無研究を行う意志がある者を記すこと)

また，金属材料の機械的試験ならびに微視的組織観察の研究業績の概要(1,000字程度)
研究に関する抱負(1,000字程度)経験があること．

年月日
公募締切 
提出方法

金属組織学，材料強度学，計算材料学

博士号修得を確認できる書類

特に，透過型電子顕微鏡観察の経験を有することが望ま(ただし，決定次第終了)

下記の提出先に郵送，もしくはメールで提出．郵送の場

しい．
選考方法

書類選考と個別面接により選考します(面接にかかる交合は，封筒表面に「博士研究員公募」と朱記して下さい．

通費，宿泊費等は応募者の負担とします)．書類選考に応募書類は原則として返却いたしません．なお，応募書合格した場合の個別面接は， 2015 年 5 月に実施する予類は本選考の目的以外には使用いたしません．

定です．

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japan

応募資格・要件

博士の学位を有する者，または着任時までに取得見込みの者
教育研究と大学業務に支障がない程度に日本語をと朱書し郵送して下さい．

使うことができること
提出書類







履歴書(写真貼付，学歴，職歴，研究歴，教育歴，照会可能な方 2 名の氏名と連絡先
簡易書留にて「材料技術研究所 研究員 応募書類在中」


◯

提出方法

原則として提出書類は返却致しません．
書類送付先・問合先所属学会，博士の学位(写し学位を有する者)，〒4568587 名古屋市熱田区六野二丁目 4 番 1 号

賞罰)

一般財団法人ファインセラミックスセンター

公募内容に対するこれまでの研究の関連性と今後の

人事担当

事務局

小西

FAX 0528713505%

研究展望の説明書(書式自由，A4 用紙 1 枚程度)

 052
8713500




研究業績リストEmail: akira_konishi＠jfcc.or.jp

査読付き学術雑誌論文と主要な国際会議論文の別刷
り，またはコピー

照会可能な方 2 名の連絡先
年月日(必着)応募締切 



送 付 先

応募方法

◇株式会社豊田中央研究所 正社員【研究職】 募集◇〒240
8501 横浜市保土ケ谷区常盤台795横浜国立大学大学院工学研究院材料設計工学コース長

募集人員

正社員【研究職】名

職務内容

パワーモジュール実装技術の研究

教授

専門分野

電気電子工学/熱工学/材料工学

応募資格

電子デバイスの実装技術(放熱/材料/接合/設計/解析な向井剛輝

応募書類の封筒に「教員応募書類」と朱書し，簡易書留
で送付のこと．

勤務形態

ど)があり研究/開発の経験を有する修士または博士の関連分野の教授・准教授のサポートを受けながら，独創的な研究を推進していただきます．また，理工学部機械

学位を有する方
待遇・勤務

工学・材料系学科材料工学教育プログラムおよび大学院

問合せ先

そ の 他

システム統合工学専攻材料設計工学コースにおける実験

応募締切

演習および研究指導補助を担当します．さらに教育研究

応募書類

弊社ホームページをご覧下さい

http://www.tytlabs.co.jp/recr/index.html
順次選考，採用が決定次第終了 履歴書(写真添付)，◯
 職務歴(研究実績)，◯
 論文リス◯

業務とともに大学内の管理運営等の業務を分担します．

 主要論文別刷(コピー可)ト，◯

横浜国立大学大学院工学研究院 教授 廣澤渉一

※職務内容を明記の上，以上の書類をお送り下さい．

 0453393856※応募の秘密は厳守いたします．応募書類は返却いたしEmail: hirosawa＠ynu.ac.jp
提出書類については選考に係る審査にのみ利用し，本学の規則に基づき適切に管理します．
提出書類は返却いたしません．

ません．
着任時期
選考方法

2015年 4 月 1 日～(相談に応じます)
書類審査，面接，適性検査〒4801192 愛知県長久手市横道411

書類送付先

株式会社豊田中央研究所

本学では，女性の方及び海外での教育・研究経験者の

 056163
6509

応募を歓迎いたします．
下記 URL にて必ず詳細をご確認下さい．

人材開発室

採用担当

FAX 0561635744%

Email: saiyo＠mosk.tytlabs.co.jp

http://www.ynu.ac.jp/hus/engk/12932/detail.html◇京都大学原子炉実験所◇一般財団法人ファインセラミックスセンター研究員公募◇

職名及び人数

助教

公募◇

助教名

募集人員 名所

属

安全原子力システム研究センター

所

職

務

研究用原子炉( KUR )及び各種照射設備を用いた金属・

属

専門分野

材料技術研究所
プラズマやレーザー・電子線等の高エネルギーを利用し半導体等の材料照射効果の研究を中心として，陽電子ビた耐熱性・耐環境性コーティング技術，及び，コーティームを用いた材料評価技術の開発，関連実験設備の保守管理，並びに学生の教育指導．

ング材の特性評価・解析技術※すべてができる人を募集するということではない．

必要とされる要件

定する．
応募資格

任

期

任期は 5 年(ただし 1 回限り再任可，審査により原子力
基礎工学研究部門(任期なし)に配置換となる場合があ

無機材料，表面工学，材料力学，応用物理等に関連したる)テーマで既に博士の学位を有する方あるいは近い将来取得見込みの方

任用予定日※着任後，実験研究者として研究を行える方

提出書類

着任時期

応相談

1.

任

1 年毎の契約とし，最長 3 年を原則とする．
ただし，当財団として必要と判断した場合は，上記によ期博士の学位を有するか，近く取得見込みであること※当財団でのニーズと本人の経験を考慮し，テーマを決決定後なるべく早い時期．

本人による直接応募の場合


履歴書(市販されている通常規格の用紙を使用のこと.)



研究歴の概要及び研究業績(業績一覧(業績は査読の有無で区別すること)及び論文別刷 5 編以内．各 3 部(コピー可))らず，別途相談とする．
応募締切

随時受付，適任者が決まり次第終了

推薦状(自薦も可)

提出書類


◯

履歴書(形式は自由，写真貼付)

応募理由を記した書類(上記職務の内容における研究に向け◯

研究業績(原著論文・解説・特許・口頭発表)に分類

た抱負及び関連する分野における実務経験については詳細に

して下さい

◯

主要論文別刷り(5 編以内，コピー可)研究業績の概要(A4 用紙 1～2 枚程度)◯

今後 3 年間に希望する研究(A4 用紙 1～2 枚程度)


◯




記述すること.)

その他(各種研究助成金の取得状況，学会活動，社会活動など．研究歴および実務歴について照会可能な方複数名について氏名・連絡先を記載すること.)

本 会 記 事2.

第三者による推薦の場合
〈平成26年度

推薦状

レアメタル研究会のご案内〉

推薦を受けた場合，助教選考委員会から被推薦者に対しそ(2015年 2 月 2 日現在)

■第回 年月
日(金)
～の旨連絡し，必要書類を提出していただきます．

年月日(金)必着(午後時まで受付)
募集締切 

時間午後3 : 00～講演

京都大学原子炉実験所

講

演

総務掛気付

レアメタル資源の現状と将来(仮)(60分)

助教選考委員会

 0724512310
原子力基礎科学研究本部長 森独立行政法人 産業技術総合研究所 地圏資源環境部門

義治

鉱物資源研究グループ グループ長 高木哲一

 0724512346
その他

Email: mori＠rri.kyotou.ac.jp
詳細は原子炉実験所ホームページ

東京大学 生産技術研究所 教授 岡部

視察報告～

非鉄産業の過去・現在・未来(仮)(60分)
三井金属鉱業株式会社 代表取締役社長 仙田貞雄
午後6 : 30～ 研究交流会・意見交換会＊研究会ホームページ＊

会

徹

講師

講師

(An 棟 2F

ホワイエ)

http://www.okabe.iis.utokyo.ac.jp/japanese/rc40_ j.html◇レアメタル研究会◇
催レアメタル研究会
主宰者東京大学生産技術研究所 教授 岡部

講師

レアアースの資源・製錬の現状と将来展望(仮)(60分)～中国・内モンゴル地地区の鉱山・製錬所・廃棄物処分場などの(http://www.rri.kyotou.ac.jp)を参照して下さい．

集

コンベンションホール

テーマ非鉄資源・非鉄金属の未来〒590
0494 大阪府泉南郡熊取町朝代西二丁目

提 出 先

問合せ先

An 棟 2F〈平成27年度 レアメタル研究会の予定(変更となる可能性あり）〉■ 第66回 2015年 7 月17日(金)(7 月10日から変更になりました)

■主

徹

協

力(一財)生産技術研究奨励会(特別研究会 RC40)■

共催東京大学マテリアル工学セミナー

■

第67回
第68回

2015年 9 月18日(金)2015年11月27日(金)協賛(一社)軽金属学会，(一社)資源・素材学会，(公社)日本

■

第69回

2016年 1 月 8 日(金)★貴金属シンポジウム(第 3 回)＋新年会★(合同開催)

■

第70回

2016年 3 月11日(金)(平成27年度

化学会，(公社)日本金属学会，(一社)日本チタン協会，(一社)日本鉄鋼協会(五十音順)

最終回)■開催会場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 目黒区駒場 461(最寄り駅駒場東大前，東北沢，代々木上原)■参加登録・お問い合わせ岡部研

学術支援専門職員★備考関連研究会〈米国版レアメタル研究会(RMW)のご案内〉

Workshop on Reactive Metal Processing(Reactive Metal Workshop)■RMW10 March 20(Fri)21(Sat), 2015, Cambridge, MIT宮嵜智子

(tmiya＠iis.utokyo.ac.jp)＊Reactive Metal Workshop のホームページ＊

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

◇

◇

◇

(2014年12月20日～2015年 1 月22日)

正

員

赤石直也
川端
敦
学

生

伊藤大輔

株式会社東芝光洋鉄線株式会社

徳富淳一郎
冨島一樹

矢崎総業株式会社

川部浩隆

東京工業大学濱中泰

名古屋工業大学

株式会社ヴァレオジャパン員
名古屋工業大学

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japan日 本 金 属 学 会 誌 掲 載 論 文

Materials Transactions 掲載論文

Vol. 79, No. 3（2015）

Vol. 56, No. 3（2015）―Regular Articles―

特集「固体中の水素と材料特性」Materials Physics

特集「固体中の水素と材料特性」によせて
市川貴之

金谷輝人

日野

実

福室直樹 堀川敬太郎
宮岡裕樹 村上浩二

電析 Cu 膜における水素誘起粒成長
吉田裕輝

山崎貴昭

安達貴良
八重真治

福室直樹
深井 有

純チタンの水素脆化における水素化物および固溶水素
鈴木啓史 福島寛登 高井健一の役割
SCM435 鋼の水素脆化に関与する環境水素の挙動
堀川敬太郎

小川拓也

小林秀敏

光輝性を有する AlMg
Zn 系合金の水素脆化特性
福田忠生

小武内清貴
金築秀樹

尾崎公一
村上浩二

田辺晃弘
日野 実

水素チャージを施した高圧水素用省 Mo オーステナイ
ト系ステンレス鋼の機械的性質と室温クリープ変形
窪田和正

渡邊義典

Mg の水素吸蔵/放出における Nb 酸化物触媒の In 
Situ X 線吸収分光
木村

通

花田信子

市川貴之

B2 型 Ti1＋y ( Fe1－xMnx )1－y ( 0.2 ≦ x ≦ 0.5,0.08)合金の水素吸蔵特性の合金組成依存性

0≦y≦

榊

宮岡裕樹

浩司

Hyunjeong Kim 町田晃彦
綿貫 徹 中村優美子

金属ナノ粒子を用いた水素吸蔵材料の分光学的手法に
小川智史 内山直樹 藤本大志
よる化学状態分析
金井友美

樋口健介 片山芳則 榊 浩司
Hyunjeong Kim 中村優美子

焼き入れ速度が V0.79Ti0.2Zr0.01 の水素吸蔵特性に与えHyunjeong Kim 榊 浩司 浅野耕太
る影響
池田一貴

大友季哉

町田晃彦

綿貫

徹

中村優美子

伊藤吾朗

小山僚人

引張変形した Al
Mg 合金中の水素挙動
真中俊明

無電解ニッケルりんめっきを施した Al2Cu および Al2Zn 合金の疲労強度に及ぼす表面組織と水素
の影響
永田教人

金谷輝人

堀川敬太郎

村上浩二

日野

実

Al 4  Ge 合金の機械的性質に及ぼす無電解ニッケ
永田教人 金谷輝人 中川惠友ル
りんめっきの影響
福原

実

堀川敬太郎

村上浩二

日野

実

無電解ニッケルりんめっき処理した Al 1.2  Si 合
金の疲労強度に及ぼす表面組織と水素の影響
永田教人




金谷輝人
堀川敬太郎

中川惠友
村上浩二

Lin Yang, Mingxu Xia, Nadendla Hari Babu and Jianguo Li

On the Periodicity of〈001〉Symmetrical Tilt Grain
Kazutoshi Inoue, Mitsuhiro Saito,
Boundaries
Zhongchang Wang, Motoko Kotani and Yuichi Ikuhara

Improvement of Magnetic and Dielectric Properties of BaFeO3－d Thin Films by Sn Substitution
Ryoichi Shinoda, Akihiro Iwase and Toshiyuki Matsui

Electric and Magnetic Evolutions in Composite
Assemblies of Fe and Si Nano-Particles
Kenji Sumiyama, Minoru Yamazaki, Yuichiro Kurokawa,Nobuyuki Shinohara and Takehiko Hihara
Microstructure of Materials

Precipitation Behavior and Properties of Cu-Ti Alloys with Added Nitrogen
Jun Ikeda, Satoshi Semboshi, Akihiro Iwase,
Weilin Gao and Akira Sugawara

Texture Evolution in Aluminum Sheet Subjected
to Friction Roll Surface Processing and Subsequent Annealing
Yoshimasa Takayama, Ryuichi Hamano, Takuya Arakawa,
Kenta Nonaka, Hideo Watanabe and Hirofumi Inoue

Preparation and Characterization of MoSi2/WSi2
Composites from MASHSed Powder
Jianguang Xu, Yuchen Wang,
Baicheng Weng and Fang Chen

八木伸也

時分割 X 線回折による LaNi4.75Sn0.25 の水素吸蔵過程における過渡的構造変化の観測
町田晃彦

Formation of MgAl2O4 at Al/MgO Interface

福原日野Mechanics of Materials

Differences in Wear Behaviors at Sliding Contacts
for b-Type and (a＋b)-Type Titanium Alloys in
Ringer's Solution and Air
Yoon-Seok Lee, Mitsuo Niinomi, Masaaki Nakai,
Kengo Narita and Ken Cho

Estimation of Stress Corrosion Cracking Initiation and Propagation in High-Pressure, HighTemperature Water Environment Utilizing AcousTakuma Matsuo, Keita Sano,tic Emission
Yohei Sakakibara and Gen Nakayama

Carbide Spray Coating Influence on Wear Behavior of Carburized Steel against Two CounterLiu-Ho Chiu, Shu-Hung Yeh, Bo-Rong Chen
Rollersand Heng Chang
Materials Chemistry

Separation of Nickel and Cobalt Utilizing Selective Reduction of Nickel in Acidic Aqueous SoluSakae Shirayama and Tetsuya Uda
tion

実
実

本 会 記 事Fabrication of Three-Dimensional Titania Building Blocks on Glass Substrate from MonoDispersed Titanium Glycolate Spheres and Their
Photocatalystic Properties

Effect of Annealing Temperature on Microstructure and Superelastic Properties of Ti-Au-Cr-Zr
Alloy
Yuri Shinohara, Masaki Tahara, Tomonari Inamura,
Shuichi Miyazaki and Hideki Hosoda

Duck-hyun Song and Tetsuji Hirato

H2 Oxidation Activity and Tolerance to CO Poisoning of the Electrochemically Reduced Pt Oxide
Masami Taguchi, Yoshihide Kametani and
Catalyst

Ammonia Synthesis via Non-Equilibrium Reactionof Lithium Nitride in Hydrogen Flow Condition
Kiyotaka Goshome, Hiroki Miyaoka,
Hikaru Yamamoto, Tomoyuki Ichikawa,
Takayuki Ichikawa and Yoshitsugu Kojima

Hiroki Takahashi

Sliding Wear Properties of Ti/TiC Surface Composite Layer Formed by Laser Alloying
Takuto Yamaguchi, Hideki Hagino, Yasuhiro Michiyama
and Atsushi Nakahira

Formation of Inter-Diffusion Layer between
NiCrAlY Coating and Nb Substrate during Vacuum Heat-Treatment
Shigeru Saito, Toshiyuki Takashima, Katsumi Miyama,
Toshio Narita and Linruo Zhao

Site Preference and Stabilization of Antiferromagnetism in M-Substituted Mn2－xMxSb (M＝Junya Goto, Takatoshi Kakimoto,
Ti, Cr, Co, or Cu)
Shinpei Fujii and Keiichi Koyama

Application of Diffraction-Amalgamated Grain
Boundary Tracking to Fatigue Crack Propagation
Behavior in High Strength Aluminum Alloy
Hui Li, Hiroyuki Toda, Kentaro Uesugi, Akihisa Takeuchi,
Yoshio Suzuki and Masakazu Kobayashi

Engineering Materials and Their Applications

Production of Nanocrystalline (Fe, Co)-Si-B-P-Cu
Alloy with Excellent Soft Magnetic Properties forCommercial Applications

Effect of Nb Addition on Martensitic Transformation Behavior of AuTi-15Co Based Biomedical
Shape Memory Alloys

Kana Takenaka, Albertus D. Setyawan,
Yan Zhang, Parmanand Sharma,
Nobuyuki Nishiyama and Akihiro Makino

Hyunbo Shim, Masaki Tahara, Tomonari Inamura,
Kenji Goto, Yoko Yamabe-Mitarai and Hideki Hosoda

Photoassisted Electrodeposition of a Copper(I)Seunghun Kim, Yongkuk Kim,
Oxide Film

Flotation Behavior of Arsenopyrite and Pyrite,
and Their Selective Separation
Kyuhyeong Park, Junhyun Choi,
Allan Gomez-Flores and Hyunjung Kim

Jaegoo Jung and Won-Seok Chae

Effects of Heterogeneous Cracking of Superconducting Layer on Voltage-Current Curve, Critical
Current, and n-Value in High-Temperature Superconducting Layer-Coated Conductor Tape
Shojiro Ochiai, Hiroshi Okuda,
Noriyuki Fujii and Kozo Osamura―Express Regular Articles―
Effect of Hybrid Surface Treatments on Fretting
Fatigue Strength of Stainless SteelToshihiro Omori, Tatsuro Morita,
Kohei Okada and Hideaki Maeda

Evaluation of Corrosion Critical Variables of 304
Stainless Steel by Delay Time of Acoustic EmisKaige Wu, Woo-Sang Jung and Jai-Won Byeonsion

Microstructure, Mechanical and High-Temperature Electrical Properties of Cyanide-Free AuCoated Ag Wire (ACA)
Yi-Wei Tseng, Fei-Yi Hung and Truan-Sheng Lui

Feasibility Application of Cu-Contaminated Soilon the Removal of H2S from Hot Coal Gas
Lan-Chien Huang and Tzu-Hsing Ko―Rapid Publications―
Effects of Titanium and Boron Additions with
Mechanical Stirring on Mechanical Properties in
Al-Si Alloys
JaeHwang Kim, KyungMoon Lee, HooDam Lee,
TaeGyu Lee, HoonMo Park and HyunDal Park

Removal of Impurity Fe from Mg-3 mass Al Alloy Melt by CO2 Injection
Taiki Morishige, Kazuchika Kurino andToshihide Takenaka

機関誌フリーアクセスのご案内日本金属学会会報「まてりあ」 日本金属学会誌

Materials Transactions

本会発行の上記機関誌は，JSTAGE のオンラインジャーナルにおいて，「まてりあ」過去
1 年前まで，「Mater. Trans.」過去半年前まで，「会誌」は全ての掲載記事・論文に関して，

フリーアクセスが可能です．どうぞご活用下さい．

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia Japan




まてりあ

第
巻

小特集「材料科学分野に於ける教育現状と発展契機のための活動
事例」
企画にあたって ……………………池田大亮 大沼郁雄 森戸茂一
中高の材料科学分野に於ける教育の現状と課題 …………秋重幸邦
東北大学創造工学センターによる体験学習の取り組み―子ども科
学キャンパス― …………………………………大沼郁雄 伊藤 聰
島根大学における理工系分野の啓発教育活動―高校生を対象とした「理工特別塾」の開設― …………………………………舩木修平「NPO ものづくり教育たたら」の活動事例 ………………渡邊 玄
産業技術総合研究所による出前講座・実験教室事業～双方向コミュニケーションを目指して～ ………………………………下村正樹

◇

第号

予告

高等学校の材料科学教育 ……………………………………木浪信之
材料教育の未来・今後の展望 ………………………………藤林晃夫
一般論文［講義ノート］鉄鋼の相変態 ―オーステナイト化の速度論―………………………………………………榎本正人―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”〈溶射第巻号 年月〉〈軽金属

コールドスプレー Cu 基複合皮膜の付着率に及ぼす
Cu 粒子形態の影響/菊池 茂
コールドスプレー耐食コーティングされた Ni 基超合
金 IN738LC の熱機械疲労損傷挙動/山崎泰広他〈特集 溶射技術の総括と展望，日本溶射学会としての方向性〉
日本溶射協会と溶射技術の歩み/上野和夫
日本溶射協会，学術団体への脱皮の時代/恒川好樹
溶射技術の総括と展望，日本溶射学会としての方向性/福本昌宏，黒田聖治，榊 和彦
解説 防食溶射シリーズ 3〉
防食溶射皮膜の腐食性評価/高谷泰之，戸越健一郎，
原田良夫
防食溶射協同組合の活動状況と施工実績/面出隆男
研究論文

第号予定〉説小山田記念賞 二輪車サスペンション用の高強度アル
ミニウム合金管と加工方法の開発/金兒龍一，平野克也，越岡悟史，加藤勝也，箕田 正，中井康博
研究論文 摩擦攪拌接合を併用したアルミニウム板の展開ブランクによる気密性を有する深い角筒容器の成形/畑中伸夫，脇 彰吾，飯塚高志
AlMgSi 合金の多段時効における時効硬化挙動に及ぼす自然時効の影響/高木康夫，増田哲也，小林郁夫，里 達雄
―他―

〈ふぇらむ
入門講座
躍
動
―他―

◇

第巻

解

◇

第巻

第号〉

鉄鋼の日本工業規格2 JIS ステンレス鋼の特性/宇城 工
鉄鋼業でのプロセス研究開発を通じて/黒木高志◇～2015年度の会費お払込について～
2015年度の会費お払込のお手続きはお済みでしょうか．会員の皆様には，既にご請求のご案内をお送りいた

しておりますが，お手続きが未だの方は，ご対応をお願いいたします．
尚，本会ホームページの会員専用ページからは支払いの確認や，クレジットカード決済などができます．また，ご連絡先住所の変更もこのページからできますのでご利用下さい．
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◇

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会費決済 or 各種変更届手続きへ◇

書籍紹介
原書 6 版

ヤリーヴーイェー

光エレクトロニクス

Amnon Yariv, Pochi Yeh 著，多田邦雄
A5




538頁

株
丸善

展開編

神谷武志

監訳

定価(本体8,000円)＋税

本 会 記 事

行
開催日
月
2～3

事

カ

主催・担当

第 74 回熱測定講習会―初心者のための熱分析の基礎と応用―～高分子材料と医薬品～(早稲田大)

日本熱測定学会

第 40 回組織検査用試料の作り方(組織の現出)講
習会「鉄鋼材料・非鉄金属材料・表面改質処理および異常組織材」(東京)

4～6

第 6 回日本複合材料会議(JCCM6)(東京)

5～6



6
6

ン

名称・開催地・掲載号

4

5

レ

ダ

ー 太字本会主催(ホームページ掲載)
問合先

TEL 0358217120
netsu＠mbd.nifty.com
http://www.netsu.org/
材料技術教育研究 TEL 047
4317451
会

日 本 複 合 材 料 学 TEL 035981
6011 jscm＠asas.or.jp
会・吉田
http://www.jscm.gr.jp
第30回塗料・塗装研究発表会(東大)日本塗装技術協会 TEL 036228
1711
tosojimukyoku＠jcot.gr.jp
http://jcot.gr.jp
第 7 回 講習会「もう一度学ぶ機械材料学」機 日本機械学会・石 TEL 035360
3506 ishizawa＠jsme.or.jp
械・製造技術者のための基礎講座―(大阪)澤http://www.jsme.or.jp/mpd/
平成年度支部会議(岡山)(号頁)
中国四国支部
森戸(島根大)TEL/FAX 0852326398
tatara＠riko.shimaneu.ac.jp
湯川・本多光太郎記念支部講演会(岡山)(号 中国四国支部
森戸(島根大)TEL/FAX 0852326398
頁)
tatara＠riko.shimaneu.ac.jp
第 60 回塑性加工技術フォーラム「粉末積層造形 日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp(3D プリンタ)による金属部材製造」(東京)

2.25

定員
60名

2.27
2.27
定員
70名
定員
100名

砥粒加工学会

9 ～10

2015年度砥粒加工学会先進テクノフェア(ATF2015)(東京)
第 18 回 磁粉・浸透・目視部門・電磁気応用部
門・漏れ試験部門合同シンポジウム「表面探傷技
術による健全性診断」(京都)

平成年度春季講演会(北九州)(本号
頁)

定員
名

13

第59回特別基金講演会(東京)13

第65回レアメタル研究会(東大)(本号131頁)

16～17

安全・安心な社会を築く先進材料・非破壊計測技
術シンポジウム(沖縄)九 州 支 部 ・ 宮 城 TEL 0938726010(新日鐡住金)FAX 0938711841
miyagi.r6a.yasushi＠jp.nssmc.com
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
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)
http://www.okabe.iis.utokyo.ac.jp/
japanese/rc40_ j.html
日本非破壊検査協 TEL 035609
4015 nakamura＠jsndi.or.jp
会・中村
http//www.jsndi.jp/

年春期講演大会・企業説明会(東大)(号 日本金属学会頁)

11.10～
2.10

17～18

第 3 回物構研サイエンスフェスタ(つくば)TEL 0222233685
gaffair＠jim.or.jp
高エネルギー加速 imss
festa＠pfiqst.kek.jp
器 研 究 機 構 ， J  http://imss
festa.kek.jp/2014/
PARC セ ン タ ー
他


～

日本金属学会春期講演大会(東京大学駒場キャンパス)(号頁)

第回ランチョンミーティング「金属材料分野での多様なキャリアパス」(東大駒場)(本号頁)

annualm＠jim.or.jp(講演)member＠jim.or.jp(参加申込)
TEL 0222233685 FAX 0222236312
男女共同参画委員 TEL 0222233685
会・御手洗(NIMS)

人材育成のための材料工学とは～学士課程教育の参照基準と科学・夢ロードマップ～(東大駒場)
(本号
頁)

日本学術会議材料 TEL 03
58419877
工学委員会・森田 kzmorita＠material.t.utokyo.ac.jp
(東大)




平成年度春期 全国大学材料関係教室協議会講演会(東大駒場)(本号頁)

全国大学材料関係
教室協議会

27

第 201 回研究会/第 53 回スピンエレクトロニクス
専門研究会 スピン流を利用したスピン輸送現象の理解とその応用(中央大)日本磁気学会TEL 0352810106
http://www.magnetics.jp/

第 66 回技術セミナー金属材料のリサイクルと防食技術～リサイクル金属をいかに利用するか～(東京)

腐食防食協会TEL 0338151161
ysm.hng1130033＠jcorr.or.jp

月
15～17

軽金属学会第128回春期大会(東北大)

軽金属学会

http://www.jilm.or.jp/

21～22

第32回希土類討論会(鹿児島)22

第20回分子動力学シンポジウム(米沢)日 本 希 土 類 学 会 TEL 066879
7352
(阪大内)
kidorui＠chem.eng.osakau.ac.jp
http://www.kidorui.org/
日本材料学会
http://www.jsms.jp

27～30

トライボロジー会議2015春(姫路)

29～31
月



平成27年度塑性加工春季講演会(横浜)月
22平成年度日本金属学会関東支部講演見学会(横浜)(本号
頁)

ま て り あ 第54巻 第 3 号(2015)
Materia JapanTEL 0333624195 staff＠jsat.or.jp
http://www.jsat.or.jp
日本非破壊検査協 TEL 035609
4015
会・中村
nakamura＠jsndi.or.jp

締切

日本金属学会

参加
2.27

参加
2.20

予約申込
4.16
発表
1.23
講演
2.13

日 本 ト ラ イ ボ ロ TEL 033434
1926 jast＠tribology.jp
ジー学会
http://www.tribology.jp
日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp
関東支部

jimkanto＠mtl.titech.ac.jp

5.29




開催日

名称・開催地・掲載号

18～19

第20回動力・エネルギー技術シンポジウム(東北
大)

18～19

ESICMMG8 Symposium on HighPerformance
Permanent Magnets(物材機構)

月
3

主催・担当

問合先

締切

日本機械学会・江 TEL 022
7957905
原(東北大)
shinji.ebara＠qse.tohoku.ac.jp
http://www.jsme.or.jp/pes/event/index.
html
物材機構元素戦略 Info
esicmm＠nims.go.jp
磁性材料研究拠点・広沢(NIMS)

日本真空学会関西 TEL 075
7247489 miura＠kit.jp
支部他・三浦http://www.vacuumjp.org/
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)

7.2

14～16

NIMS Conference 2015「最先端計測が切り拓く
マテリアルイノベーション」(つくば)

物材機構

800名

15～17

第34回電子材料シンポジウム(EMS34)(守山)

電子材料シンポジ TEL 029
8615042
ウム運営委員会・ jiro.nishinaga＠aist.go.jp
西永(産総研)16～17

第 49 回 X 線材料強度に関するシンポジウム(大阪)日本材料学会・八 TEL 055
2436111
代
yatsushiro-vvm＠pref.yamanashi.lg.jp

半導体デバイスの明日を担う新規材料開発の現状と展望(大阪大学)

7 ～10

月
16～20

月
2～4

The 13th World Conference on Titanium (Ti The
Minerals,
2015)チタン世界会議2015(サンディエゴ)
MetalsandMaterials Society(TMS)・新家(東北大金研)
平成27年度工学教育研究講演会(九大)6 ～11

XVIII International SolGel Conference (SolGel2015) (Kyoto)

7 ～11

12th International Conference on Superplasticity
in Advanced Materials (ICSAM) 2015(東大)日本金属学会秋期講演大会(九州大学伊都キャン
パス)


～
月
5～8
月
11

11～13

月
2～4

nims_conference＠nims.go.jp

TEL 0222152574
niinomi＠imr.tohoku.ac.jp
http://www.tms.org/meetings/2015/
Ti2015/home.aspx#.VE85Emflrcs

日 本 工 学 教 育 協 TEL 035442
1021
会・川上
kawakami＠jsee.or.jp
ISGS & J. Sol TEL 0757532925
solgel2015＠kuchem.kyotou.ac.jp
Gel Society
http://kuchem.kyotou.ac.jp/solgel2015/
ICSAM2015 ・ 北 TEL 0425858679
薗(首都大東京)kitazono＠tmu.ac.jp
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

第18回ミレニアム・サイエンス・フォーラム(東京)

ミレニアム・サイ TEL 036732
8966 msf＠oxinst.com
エンス・フォーラ http://www.msforum.jp/
ム

The Joint Conference of HSLA Steels 2015,
Microalloying 2015, OES 2015 ( Hangzhou,
Zhejiang Province, P. R. CHINA)

CSM,CAE (The Tel ＋861065211205 or 65211206
Chinese Society Fax ＋861065124122
for Metals Mr. hslasteels2015＠csm.org.cn
WANG Lei andMrs. LIU Fang)

講演
3.6
アブストラクト
12.15

5.7

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

EcoDesign 2015国際会議(9th InternationalSym- エコデザイン学会 TEL 0358416499
posium on Environmentally Conscious Design and 連合他・高橋(東 ecodesign2015_secretariat＠ecodenet.com
大)Inverse Manufacturing)(東京)

18～20

TWENTYFOURTH International Symposium Kansai Universi- http://pfam24.jp/
on PROCESSING AND FABRICATION OF AD- ty ・ Prof. Ikeda
VANCED MATERIALS [PFAM XXIV] (12.18 (Kansai Univ.)20) (Osaka university)
月(年)
～
日本金属学会春期講演大会(東京理科大学葛飾キ 日本金属学会
annualm＠jim.or.jp
ャンパス)
TEL 0222233685

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 2015年 3 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

本 会 記 事

第 3 種郵便物認可

平成27年 3 月 1 日発行「まてりあ」

５