合金化溶融亜鉛めっき鋼板皮膜を構成する

FeZn 系金属間化合物の結晶構造と力学特性
岡

.

は じ

め

本

範

彦 乾

晴

行


図1

( a ) GA 鋼板めっき皮膜断面および FIB 法によるマイクロピラー加工の模式図．( b )マイクロピラ
ー 圧 縮 試 験 の 模 式 図 ． ( c ) Fe Zn 二 元 系 状 態
図(4)(5)．(オンラインカラー)に合金化溶融亜鉛めっき( Galvannealed: GA )鋼板は，耐食性，塗装性や溶接性が優れており，自動車・家電・建材など幅広く用いられている(1)(3) ．溶融亜鉛浴中に鋼板を浸漬した後，合金化熱処理が施され，相互拡散によりめっき被膜内に Fe Zn 系金属間化合物相が形成される． GA 鋼板のめっき被膜は通常，鉄基板に近い方から順に G, G1, d1k, d1p, z と呼ばれる 5 種類の Fe Zn 系化合物相の薄い層から構成され(図(a))，その順序は FeZn 二元系状態図(図 1(c))中におけるそれと同一である(4)(5)．合金化熱処理を施さない通常の亜鉛めっき( Galvanized: GI )鋼板と比較して， GA 鋼板はプレス成型加工するとめっき被膜が剥離しやすいという問題を抱えている．これは形成された Fe Zn 系金属間化合物相の一部もしくは全部が脆いことに起因する．合金化熱処理過剰の場合には， Fe 組成に富む G 相が主相となりめっき皮膜の粉末状剥離が生じる(パウダリング現象)．一方，熱処理不足の場合には z 相もしくは Zn 相が主相となり薄片状剥離が生じる(フレーキング現象)．そのため中程度の熱処理( 450 
500°
C ，数秒数十秒)が施され， d1( d1k/ d1p)相を主相とする
GA 鋼板が実用されている．これらの現象から G 相は塑性変

形せず脆く，一方で d1 ( d1k / d1p )相は比較的塑性変形能を有するのではないかと経験的に考えられてきた．より耐剥離性に富んだ最適な GA 皮膜構造設計を行うためには，各金属間化合物相の力学・機械特性が必須であるが，いずれの化合
物相が脆性的なのか等，めっき剥離の主たる原因についての京都大学大学院工学研究科材料工学専攻助教(現東北大学金属材料研究所准教授)(〒9808577 仙台市青葉区片平 21
1)
京都大学大学院工学研究科材料工学専攻教授
Crystal Structures and Mechanical Properties of the Intermetallic Compounds in the FeZn System Comprising the Coating of
Galvannealed Steel Sheets; Norihiko L. Okamoto, Haruyuki Inui(,Department of Materials Science and Engineering, Kyoto
University, Kyoto (Present: Institute for Materials Research, Tohoku University, Sendai)
Keywords: Galvannealed steel, intermetallic compounds, complex crystal structure, icosahedron, plastic deformation, dislocation, scanningtransmission electron microscopy (STEM), synchrotron xray diffraction, focused ion beam (FIB), micropillar compression
2018年 2 月16日受理[doi:10.2320/materia.57.169]

ま て り あ 第57巻 第 4 号(2018)Materia Japan詳細は充分解明されていないのが実状である．これは，めっき被膜内の各金属間化合物層が数 mm 程度と薄いために，各化合物相の物性を個別に調査するのが非常に困難であることが一因である．
近年，集束イオンビーム(Focused Ion Beam: FIB)法やナ
ノインデンテーション法技術が急速に普及し，サブ mm スケールでの試料作製および力学特性評価が可能となってきた(6)(8) ．そこで我々は， FIB 法により GA 鋼板めっき被膜から単相微小試験片(マイクロピラー・マイクロビーム)を加工し(図 1 (a ))，微小スケールで圧縮・曲げ破壊試験を行う
ことによって(図 1(b))，各 FeZn 系金属間化合物相の塑性
変形能や破壊靭性を調査してきた(9)(13)．各化合物相の塑性変形能が得られたとしても，それを理解する上で結晶構造に関する情報は必要不可欠である．しかしながら意外にも Fe
Zn 系化合物の結晶構造についての知見は乏しく詳細はわかっていないため，走査型透過電子顕微鏡(Scanning

Trans-

mission Electron Microscopy: STEM)と放射光 X 線回折を相補的に併用した構造解析・精密化を行ってきた(14)(18) ．
本稿では，最近著書らが行った FeZn(Al)系化合物の結晶
構造解析および微小スケール力学特性試験についての概要を
紹介する．
図2

.



結 晶

構

造

d1p 相結晶構造の決定

d1p 相の結晶構造モデル．(a)Belin ら(19)のモデル．
Fe 原子はすべて 20 面体クラスターの頂点を占有している．( b ) Okamoto ら(14) のモデル． Fe 原子
はすべて Zn1220面体クラスターの中心を占有している．(オンラインカラー)

d1p 相の結晶構造については，2000年になって初めて原子座標が報告された(図(a))(19)．他の FeZn 系化合物の構造解析は1930年代から報告があるのに対して d1p 相の構造解析がこれほどまで遅れた理由は，六方晶系の単位胞が556個もFeZn 系化合物の結晶構造に関する共通原理の原子を含み非常に複雑な構造であることが挙げられる．し前項の d1p 相の解析結果から，いずれの Fe Zn 系化合物

かし， Belin ら(19) によって報告された結晶構造には， Zn 原

も Fe＠Zn1220面体クラスターを構成ユニットとしているこ子だけで構成される大部分の領域中に， Fe 原子が頂点を優とがわかった．すなわち，最も Zn に富む z 相では，図(d)

先的に占有する 20 面体クラスターが孤立して点在しておりに示すように Zn1220面体クラスターが単斜晶の c 軸方向に

(図 2( a))，相平衡の観点から考えて非常に不可解である．

頂点共有して結合しているのに対して(10)(20) ，次に Fe に富実際，著者らが実験により得た STEM 像(図(a), (b))は，

む d1p 相では， Fe ＠ Zn1220 面体クラスターが頂点共有だけ

Belin らの構造モデルを元に計算した STEM 像(図 3 ( c ))とでなく面共有によっても結合している(図 4( c ))(14) ． z 相と幾つかの点で異なっており(図中丸印)，Belin らの構造モデ

d1p 相のいずれにおいても， Fe 原子と結合していない Zn 原ルにおいて少なくとも 2 つの Wyckoff サイトの原子座標に子(glue Zn )が存在する．最も Fe に富む G 相では， glue Zn

誤謬があることを見出した(14) ．原子座標の精密化および X

原子は無く， 20 面体クラスターの中心だけでは収まりきら

線原子散乱因子の差異が小さい Fe および Zn 原子の占有状ない Fe 原子が，面共有している20面体クラスターの頂点サ態を明らかにするため，放射光 X 線単結晶回折実験を行っ

イトを部分的に占有している(図 4 ( a ))(18) ． G 相と d1p 相のた． 20 万反射以上の非常に統計精度の高い回折データが得中間の組成を有する G1 相は，G 相と同様の特徴を持ちつつ，られたため， Fe と Zn の占有率を高い確度で決定すること

glue Zn 原子が存在する(図 4 ( b ))(18) ．このように， Fe Znができた．構造精密化の結果，すべての Fe 原子は20面体ク系化合物は Fe＠Zn1220面体クラスターを構成ユニットとす

ラスターの頂点ではなく， Zn が頂点を占める Zn12 20 面体

る共通原理のもとに結晶化していることを明らかにした(18)．

クラスターの中心に位置し， Fe が中心位置を占める Zn12 
20 面体クラスター(以下， Fe ＠ Zn12 20 面体クラスターと表記する)同士が頂点共有および面共有した構造(図 2(b))であることを明らかにした(14)．



d1k 相結晶構造の決定

d1k 相の結晶構造は，六方晶系 d1p 相を母構造とし a 軸方
向に 3 倍周期性を有する超格子構造であることが電子回折によりわかっていたが(21)，その詳細については明らかにさ




最近の研究

図4




( a ) G 相，( b ) G1 相，( c ) d1p 相および( d ) z 相の結晶構造．Fe 濃度が増加するに従い，Fe＠Zn1220面体クラスターは頂点共有から面共有へシフトし，Fe 原子と結合しない glue Zn 原子の割合は減少
する(18)．(オンラインカラー)

FeZnAl 系 G2 相結晶構造の決定―FeZn 系 G1 相との相違
GA 鋼板の作製の実際上，純 Zn 浴ではなく，Al を僅かに溶解した ZnAl 浴が使用される．これは，鉄基板と Zn めっき皮膜界面に拡散抑止層として Fe2Al5 相を形成させ， Fe 
Zn 系化合物の急速な成長を制御するためである．FeZnAl

三元系状態図(図(a))(22)に示すように，液相と平衡する三元系化合物 G2 相が存在する．そのため，浸漬した鋼板から
図3

d1p 相の( a ) STEM 環状明視野( Annular Bright
Field: ABF)像．四角の点線は単位胞を表す．(b)(a)の四角の実線で囲んだ領域の拡大像．(c)Belin ら(19)および(d)Okamoto ら(14)の結晶構造モ
デルをもとに計算した STEMABF 像．(e)Belin
ら(19) お よ び ( f ) Okamoto ら(14) の 結 晶 構 造 モ デル．入射/投影方向はすべて[ 112̃0 ]． (オンライン
カラー)

Fe が Zn Al 浴中に溶出した後， Fe2Al5 相， z 相や d1 ( d1k /d1p)相に加えて G2 相のドロス粒子(溶融 Zn(Al)めっき浴中に溶出した過飽和状態の Fe が浴中の Zn (および Al )と反応して形成される金属間化合物)が形成され，鋼板表面にこれらが付着した場合にはその品質が劣化してしまう．このような観点から，三元系化合物 G2 相の形成機構および結晶構造情報は重要である．FeZnAl 系 G2 相は，FeZn 系 G1 相と同一構造と考えられているが(22) ，なぜ同一構造であり格子定数もほとんど等しい(相対差 0.3 以下)にも関わらず Fe 

れていなかった．著者らは， d1k 相の STEM 観察を行い(図Zn 系 G1 相と平衡しないのかは不可解である． d1p 相の場合

(a))， d1p 相の単位胞の半分の高さ(c/2)のユニットレイヤと同様に，著者らが実験により得た STEM 像(図 6(b))は，ーが(図 5 ( b ))， a 軸方向に 3 倍周期性を持ちつつ c 軸方向報告されている FeZn 系 G1 相の構造モデル(図 6(e ))(23)をの積層の仕方にランダム性がある，いわゆる OrderDisord-

元に計算した STEM 像(図 6(c))と幾つかの点で一致しなか

er(OD)構造を有することを明らかにした(図 5(c)(e))(15)．

った(図中丸印)．放射光 X 線単結晶回折実験および

a 軸方向の 3 倍周期性は， d1p 相の固溶限以上の Fe 原子が規

STEM EDS 元素マッピング(図 6( f)( h ))により， Al 原子則配列していることに起因すると考えられる． d1p 相と d1kの位置を特定し， Fe Zn 系 G1 相と Fe Zn Al 系 G2 相は同

相は，母構造と超格子構造というほぼ同一の構造のように見一 の 空 間 群 F4̃3m に 属 し な が ら も ， 原 子 が 占 有 す る Wy-

えるが， d1k 相は 1 次元方向に並進対称性が欠落していると

ckoff サイトが異なる(14種類のサイトのうち12種類は共通)いう点で大きく異なる．

ことを明らかにした(17)．このことが，FeZn 系 G1 相と Fe

ま て り あ 第57巻 第 4 号(2018)Materia Japan




図6

図5

( a ) d1k 相の[ 11̃00 ]入射 STEM 高角環状暗視野(HighAngle Annular Dark Field: HAADF)
像(15)．四角の実線は d1p 相の単位胞に相当する．
(b) d1p 相および(c)(e) d1k 相の構成レイヤーの積
層の仕方の模式図．(オンラインカラー)(a )Fe Zn Al 三元系状態図(22)．( b )FeZn Al 系
G2 相の[110]入射 STEMHAADF 像．(c)FeZn
系 G1 相の構造モデル(23) を元に計算した STEM 
HAADF 像．(d )放射光 X 線回折により決定したFeZnAl 系 G2 相の構造モデル(17)．(e)FeZn 系
G1 相の構造モデル(23) ．( f )( h ) EDS マッピング
像．(オンラインカラー)

Zn に富む最外層の z 相多結晶マイクロピラーは，すべり線の拡大写真に示すように，圧縮変形能を有することを明らか
Zn
Al 系 G2 相の間に溶解度ギャップが存在する理由である．

にした(9)． z 相多結晶は最大で 1程度の塑性歪しか示さな
かったが，G 相多結晶は数以上の塑性歪を示し，5 種類の

.



力 学

特

性

多結晶マイクロピラー圧縮変形試験

GA 鋼板およびそれを塩浴中で熱処理し，めっき皮膜を厚膜化させた試料から，各 Fe Zn 系化合物の単相多結晶マイ化合物の中でも圧縮変形能は最も優れている．これは，G 相が塑性変形せず脆いという従来の経験的知見と異なる．


単結晶マイクロピラー圧縮変形試験

フラックス法による結晶成長では，粗大な単結晶は得られ

クロピラーを FIB 法により作製した(図 1(a))．図に示す

ず，直径数百 mm 程度の微結晶しか得られなかった．そこ

ように， G1 ， d1k および d1p 相多結晶マイクロピラーはほとで ， す べ り 系 の 同 定 お よ び 臨 界 分 解 せ ん 断 応 力 ( Criticalんど塑性変形を示すことなく 1 GPa 以上の高い応力レベル

Resolved Shear Stress: CRSS)を決定するために，単結晶マで破断する一方，最も Fe に富む最内層の G 相および最もイクロピラー圧縮試験を行った(10)(12)．




最近の研究

図7

FeZn 系化合物単相多結晶マイクロピラーの圧縮変形後の SEM 二次電子像(上段)および応力歪曲線(9)．
(オンラインカラー)

まず，単斜晶系 z 相について様々な荷重軸方位で圧縮試験を行った結果(図(b))，[001]近傍の方位では塑性変形を示さなかったが，それ以外の方位では 10 以上の大きな塑性歪を示した(図 8(c))．ほとんどの荷重軸方位で{110}〈11̃2〉
すべり系が活動し(図 8 ( d ) , ( e ))，一辺約 4 mm のマイクロ
ピラーの平均 CRSS は 107 MPa であった．{110}〈11̃2〉すべり系のシュミット因子がゼロとなる[ 3̃07 ]方位近傍では，(100)[001]すべり系が活動し，一辺約 4 mm のマイクロピラ
ーの平均 CRSS は 359 MPa であった．原子面間隔は{ 110 }
面 ， ( 010 ) 面 ， ( 100 ) 面 の 順 に 広 く ( 図 8 ( a ) ) ， Peierls Nabarro モデルの観点からはこの順ですべり活動が容易であると予想される．しかし実際には， 1 番目と 3 番目の{110}面および( 100 )面すべりの活動は確認されたが， 2 番目の(010)面すべりは活動しない．これは図 8(a)に示すように，{110}面および(100)面すべりでは，Fe＠Zn1220面体クラス
ターを切断せずに済むが，( 010 )面すべりでは Zn1220面体
クラスターを切断せざるをえないことに起因すると考えられる．つまり，Fe＠Zn1220面体クラスター内の FeZn 原子結合は強固であり， 20 面体クラスターを切断しないようなす
べり面が選択されている．このすべり変形において， Zn12
20 面体クラスターがあたかも一つの大きな原子のように振る舞うと考えられる(11)(12)．実際，{110}〈11̃2〉すべり転位の部分転位芯および積層欠陥の原子分解能 STEM 観察によって， Zn1220面体クラスターを単位としてすべり変形が生じている証拠を得ている(24)．
一方，立方晶系 G 相についても標準ステレオ三角形内の様々な荷重軸方位で圧縮試験を行った結果，全ての方位で10 以上の大きな塑性歪を示した．ほとんどの荷重軸方位

範囲に亘って{110}〈1̃11〉すべり系が活動し，[1̃11]近傍の荷

図8( a ) z 相構造の[ 001 ]投影図．( b )圧縮荷重軸方位のステレオ投影図．(c) z 相単結晶マイクロピラー
圧縮試験の応力歪曲線．( d ) , ( e )圧縮変形後のSEM 二次電子像(10)．(オンラインカラー)

重軸方位でのみ{ 110 }〈 001 〉すべり系が活動した．一辺約 4mm のマイクロピラーの平均 CRSSは{ 110}〈 1̃11〉すべり系が約 370 MPa ， { 110 }〈 001 〉す べ り 系 が 約 660 MPa で あ っ

ま て り あ 第57巻 第 4 号(2018)Materia Japanに富む G ， G1 および d1k 相は低い破壊靭性値(～ 0.4 MPa ・m0.5 )を示す一方で， Zn 組成に富む d1p 相(～ 0.61.2 MPa ・m0.5)と z 相(～0.7 MPa・m0.5)は比較的高い破壊靭性値を示した(13)．第一原理計算により求めた各化合物相の表面エネ
ルギーの傾向(G 相＞G1 相＞ d1p 相＞ z 相)を考慮すると(13)，Fe 組成に富むほど亀裂先端近傍での塑性変形による応力集中緩和が減少すると予想される．これは，前述したように
Fe 組成に富むほど容易すべり系の CRSS が高いことと矛盾

しない．

.

お

わ

り

に

走査型透過電子顕微鏡法( STEM )と放射光 X 線回折を相
図9

G 相構造の[111]投影図．(オンラインカラー)

補的に併用することにより， Fe Zn 系化合物の非常に複雑な結晶構造および原子散乱因子の差が小さい Fe / Zn 占有状
態を明らかにすることができた．このような相補的な解析手

た(25) ． G 相 の { 110 }〈 1̃11 〉す べ り 系 の CRSS 値 が z 相 の法が非常に強力であることも同時に示せた．工業的には， d1{ 110 }〈 11̃2 〉すべり系のそれ( 107 MPa )よりも 3 倍以上も高( d1k/ d1p)相もしくは z 相が最表層になるような GA 鋼板が生いのは，図に示す[111]投影図からもわかるように，G 相産されている．破壊靭性値の低い G， G1， d1k 相内で発生・では高密度に Fe＠(Zn, Fe)1220面体クラスターが存在し，伝播した亀裂の進展が，破壊靭性値の高い d1p 相や z 相で抑それらが互いに面共有して結合しているため，どのようなす制され，めっき皮膜の剥離が抑制されていると考えられる．

べり面を選択しても， Fe ＠( Zn, Fe )1220面体クラスターを耐剥離特性を向上させるためには，まず破壊靭性値が大きく

切断しなければならないためだと考えられる(25)．

異なる d1k 相と d1p 相を区別した上で，最表層を d1p 相もし

最近， d1p および d1k 相の単結晶マイクロピラー圧縮試験

くは z 相に保ちつつ， d1k 相形成をできるだけ回避もしくはも行っており， d1p 相では底面すべり系と柱面すべり系が，抑制することが重要である．破壊靭性値の低い G および G1d1k

相の抑制も効果があると考えられる．

相では底面すべり系が活動することを確認している(25)．

ただし予歪を与えない限り，降伏と同時に巨大なストレイン
バーストが生じ，試料がダイヤモンドフラットパンチによっ

本稿で紹介した研究は，山口周教授(東京大学)，竹林浩史て押し潰されることが多々生じた．前述の多結晶マイクロピ

株 )，安原聡氏(日本電子
株 )，田中克志教授
氏(新日鉄住金

ラー圧縮試験において， d1p および d1k 相が塑性変形しない(神戸大学)，足立大樹准教授(兵庫県立大学)，樫岡大輔氏と誤判断したのは(9)，このような急激な変形を制御すること

株 )，井元雅弘氏(現
株 神戸製鋼所)，道下勝太(現川崎重工業

が非常に困難だったことに加えて，c 軸成分を含むすべり変株 )，橋爪志周氏(現 JFE スチール
株 )と共同氏(現関西電力

形が活動せず，von Mises の条件が満たされないことに起因で行われました．また，日本学術振興会科学研究費助成事業

する．ヴィッカース圧子の圧入により予歪を与えた場合，一(科研費番号15H02300，16H04516，16K14373)，文部科学

辺約 4 mm のマイクロピラーの底面すべり系の平均 CRSS は，省元素戦略プロジェクト構造材料元素戦略研究拠点，科学技

d1p 相が約 250 MPa， d1k 相が約 380 MPa であり，各化合物

術振興機構端的低炭素化技術開発(ALCA)および日本鉄鋼協

相の容易すべり系の CRSS は，G 相(370 MPa) d1k 相(380会鉄鋼研究振興助成(第 20 および 24 回)の助成を受けて行わ

MPa )＞ d1p 相( 250 MPa )＞ z 相( 107 MPa )のように，ほぼれました．放射光実験は，高輝度光科学研究センター SPr-

Fe 組成の順に従って高くなる(25)．

ing 8 のビームライン BL02B1 にて行われました(課題番号

多結晶マイクロピラー圧縮試験において，G 相が最も優れ
た圧縮変形能を示したのに対して， z 相は僅かな塑性変形能2014B1228, 2015A1468, 2016B1096, 2017A1243 ) ． こ こ に謝意を表します．

しか示さなかったのは， G 相は高対称性の立方晶系に属し{ 110 }〈 1̃11 〉すべり系の活動のみで von Mises の条件が満た文献されるのに対して， z 相は低対称性の単斜晶系に属し{ 110 }〈11̃2〉および(100)[001]すべり系が活動しても von Mises の条件が満たされないからである(9)．


単結晶マイクロビーム曲げ破壊試験

シェブロンノッチ付き単結晶マイクロビーム曲げ破壊試験を行い，各化合物相の破壊靭性値を測定した結果， Fe 組成( 1 ) M. F. Shi, G. M. Smith, M. Moore and D. J. Meuleman: Zinc
based steel coating systems: metallurgy and performance, edited by G. Krauss and D. K. Matlock, TMS, Warrendale, PA,(1990), 387.
( 2 ) A. R. Marder: Prog. Mater Sci., 45(2000), 191271.
( 3 ) S. M. A. Shibli, B. N. Meena and R. Remya: Surf. Coat. Technol., 262(2015), 210215.
( 4 ) O. Kubaschewski: IronBinary Phase Diagrams, Springer
Ver-

最近の研究

lage, Berlin, (1982), 172175.
( 5 ) K. Han, I. Ohnuma, K. Okuda and R. Kainuma: J. Alloys Compd., 737(2018), 490504.
( 6 ) D. M. Dimiduk, M. D. Uchic and T. A. Parthasarathy: Acta
Mater., 53(2005), 40654077.
( 7 ) M. D. Uchic, D. M. Dimiduk, J. N. Florando and W. D. Nix:
Science, 305(2004), 986989.
( 8 ) J. R. Greer and J. T. M. De Hosson: Prog. Mater Sci., 56(2011), 654724.
( 9 ) N. L. Okamoto, D. Kashioka, M. Inomoto, H. Inui, H. Takebayashi and S. Yamaguchi: Scripta Mater., 69(2013), 307
310.
(10) N. L. Okamoto, M. Inomoto, H. Adachi, H. Takebayashi and
H. Inui: Acta Mater., 65(2014), 229239.
(11) M. Inomoto, N. L. Okamoto and H. Inui: Mater. Res. Soc.
Symp. Proc., 1516(2013), 157162.
(12) M. Inomoto, N. L. Okamoto and H. Inui: Adv. Mater. Res., 922(2014), 264269.
(13) N. L. Okamoto, S. Michishita, Y. Hashizume and H. Inui: ISIJ
Int., 58(2018), in press.
(14) N. L. Okamoto, K. Tanaka, A. Yasuhara and H. Inui: Acta
Crystallogr. B, 70(2014), 275282.
(15) N. L. Okamoto, A. Yasuhara and H. Inui: Acta Mater., 81(2014), 345357.
(16) N. L. Okamoto, A. Yasuhara, K. Tanaka and H. Inui: Mater.
Res. Soc. Symp. Proc., 1760(2015), opl.2015.2010.
(17) N. L. Okamoto, H. Inui, A. Yasuhara and S. Yamaguchi: J.
Alloys Compd., 644(2015), 287296.
(18) N. L. Okamoto, M. Inomoto, H. Takebayashi and H. Inui: J.
Alloys Compd., 732(2018), 5263.
(19) C. H. E. Belin and R. C. H. Belin: J. Solid State Chem., 151(2000), 8595.

ま て り あ 第57巻 第 4 号(2018)Materia Japan(20) R. Belin, M. Tillard and L. Monconduit: Acta Crystallogr. C, 56(2000), 267
268.
(21) M. H. Hong and H. Saka: Scripta Mater., 36(1997), 1423
1429.
(22) P. Perrot, J. C. Tissier and J. Y. Dauphin: Z. Metallkd., 83(1992), 786
790.
(23) A. S. Koster and J. C. Schoone: Acta Crystallogr. B, 37(1981),
19051907.
(24) N. L. Okamoto, M. Inomoto and H. Inui: unpublished work.
(25) Y. Hashizume, N. L. Okamoto and H. Inui: unpublished work.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
岡本範彦
2003年 9 月 日本学術振興会 特別研究員(DC1)
2006年 3 月 京都大学大学院工学研究科 博士後期課程修了 博士(工学)学位取得
2006年 4 月 日本学術振興会 特別研究員(PD)2006年 6 月 米国カリフォルニア大学デイヴィス校 博士研究員
2008年 2 月 京都大学大学院工学研究科材料工学専攻 助教
2017年 6 月～ 現職
専門分野金属物性，結晶塑性，結晶学◎金属や金属間化合物における結晶欠陥と物理・力学特性の相関解明に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

岡本範彦

乾

晴行


