脆性硬質材料におけるプラストンの活性化
岸

.

は じめ

田恭に

半導体材料，セラミックス材料，金属間化合物材料などの輔
乾1)

.

晴行
2)

6H 型 SiC

六方晶多形の SiC ( 4H 型， 6H 型)は，バルクサイズの単結晶性材料は非常に高強度ではあるが，多くの場合一般的な結晶の一軸圧縮試験では550°C以上の高温域においてのみ底変形条件では室温付近で脆性的な性質を示す，いわゆる脆性

面 a すべりの活動により塑性変形し，底面すべり以外の変形硬質材料である(1)(3) ．これらの脆性硬質材料は，様々な構モードは活動しないことが知られている(13)(14)．また底面 a

造用金属材料中に析出物として形成した場合にも材料全体のすべりを担う転位は高温域では 2 本のショックレー部分転脆化を引き起こすことが多いため，しばしば忌み嫌わる存在位に分解したいわゆるグライド・セット転位として運動するとして扱われてきた．一方最近の研究により，ステンレス鋼ことが明らかにされている(13)(14)．このような 6H 型 SiC(空や新規構造材料の候補であるハイエントロピー合金におい間群P63/mc,て，適切な組織形態で析出させることでバランスに優れた力サイズの四角柱形状微小単結晶試験片(マイクロピラー試験学特性を発現しうることが報告されるようになり，これらの片，正方形断面の辺の長さ L ＝ 1 ～ 7 mm )を作製し，底面 a合金系を中心に強化相としての脆性硬質材料が注目を集めるすべりが活動する方位(底面 45°方位)で圧縮したところ，室ようになっている(4)(5)．これら脆性硬質材料の力学特性の理温においても底面 a すべりによる塑性変形が可能であること

解には，複雑な結晶中の転位をはじめとする塑性変形の担いがわかった(図( a ))．底面 a すべりの臨界分解せん断応力

a＝0.31 nm, c＝1.51 nm)についてミクロン手(プラストン Plaston )の理解が必要であると考えられる(CRSS)は 5 GPa 以上の非常に高い値をとり，軟質な面心立が，その詳細についてはいまだ不明な点が多い．その理由の方金属や体心立方金属で報告されているような顕著な試験片一つとして，これら結晶のバルク材においては，プラストンサイズ依存性は見られない(図 1(b ))．また底面を運動するの活性化のために必要な応力が，マイクロクラックなどの微a 転位は，バルク材の高温変形後にみられる部分転位に分解

小欠陥を起点とする破壊応力よりも高く，塑性変形の導入がしたグライド・セットとは様相が大きく異なり，らせん方向困難であることが考えられる．近年，このような微小欠陥にに強く配向した完全転位であることがわかった(図)．これ起因した塑性変形導入の困難さに関してはミクロンサイズのまでに報告されている高温変形時の CRSS の温度依存性と微小単結晶試験片を用いることで回避でき，脆性硬質材料に室温マイクロピラー試験で得られた CRSS の値を比較しておいても室温近傍で塑性変形能を示す場合があることが明らみると，室温での CRSS 値は高温変形時の CRSS の温度依かにされてきた(6)(12)．以下では，脆性硬質材料の例として存性の外挿から推定される値よりもはるかに低い値となって

6H 型 SiC(10) と Fe Cr 系 s 相(12) をとりあげ，それらにおけおり，室温での CRSS を決定する熱活性化過程が高温変形る室温でのプラストンの活性化について詳述する．

時のものとは全く異なっていることがわかる(図)．さらに
1300°
Cで約 7の圧縮変形後のバルク単結晶試料から作製したマイクロピラーを室温にて再圧縮試験しても応力ひずみ京都大学大学院工学研究科材料工学専攻，京都大学構造材料元素戦略研究拠点1)准教授，2)教授(〒6068501 京都市左京区吉田本町)
Activation of Plaston in Hard and Brittle Materials; Kyosuke Kishidaand Haruyuki Inui(Department of Materials Science andEngineering, Kyoto University, Kyoto. Center for Elements Strategy for Structural Materials (ESISM), Kyoto University, Kyoto)
Keywords: plaston, hard and brittle materials, dislocations, zonal dislocations, micropillar compression
2022年 7 月25日受理[doi:10.2320/materia.61.837]

ま て り あ 第61巻 第12号(2022)
Materia Japan. FeCr 系 s 相ステンレス鋼や耐熱鋼中の析出物としてしばしば観察される s 相化合物は，その複雑な結晶構造のため脆性的であると考えられてきた． s 相の結晶構造は正方晶 D8b 型(空間群 P42/ mnm, c / a ～ 0.5 )で，単位格子内に含まれる 30 個の原子が5種類の異なる原子サイトを占めている(図(a))(15)．代表的な s 相であるFeCr系 s 相では 5 種類の原図1

6H 型 SiC 単結晶マイクロピラーの室温圧縮変形．
( a ) 変形後試料の外観，( b ) 底面 a すべりの CRSSのサイズ依存性．

子サイトはすべて Fe 原子と Cr 原子により混合占有されているため，実質的には b U の結晶構造である正方晶 Ab 型と等価な構造である．また D8b / Ab 型構造は 3 種の原子層(A, B, C 層)が c 軸方向に ACBC の順で積層した構造と記述でき，これらの 3 種の原子層のうち同じカゴメ型原子配置をとる A, B 層(以下では A カゴメ層，B カゴメ層と呼ぶ)はc 軸周りに互いに 90度の回転関係にある(図 4( b))． D8b /Ab型構造を有する結晶の塑性変形挙動に関しては， b U において{110}[001]すべりが主として活動する(16)ことが報告され，またそのすべり変形を担う転位として Zonal 転位という特異な転位のモデルが Kronberg により提案されている(17)．
Zonal 転位モデルでは 2 枚の平行なすべり面により定義される Shear Zone と呼ばれる領域内において，転位が完全に通図26H 型 SiC 単結晶マイクロピラー中で活動する底面 a 転位(b＝1/3[21̃1̃0])のウィークビーム像．

過することにより A カゴメ層だった原子層の原子配列が Bカゴメ層のものへと変化する(またその逆の変化も起こる)ように，転位芯部分において協調的原子移動が生じていると考えられている．しかしながら，これまでそのモデルの実験的検証は全く行われていなかった．このような D8b/Ab 型構造を有する結晶において活動する転位の詳細を明らかにするため， Fe 50 at  Cr 組成を 有する s 相 単相多結晶試料か ら
Fe Cr 系 s 相の単結晶マイクロピラーを作製し，圧縮試験と転位組織観察を行った(12)．荷重軸方位[5̃611]を有する単結晶マイクロピラーを室温にて圧縮変形したところ， b Uの主要な変形モードと同じ( 11̃0 )[ 001]すべりの室温での導入に成功した(図)．変形後の試料中に存在する(11̃0)上の

図3

6H 型 SiC の単結晶マイクロピラーの室温圧縮により得た CRSS と高温変形時の CRSS との比較．

曲線の様相や CRSS の値にほとんど変化がなかったことから，高温で導入されたグライド・セット転位は室温ではすべり運動できず転位源とならないことも明らかとなった(10) ．
これらの結果から，6H 型 SiC の室温単結晶マイクロピラー
圧縮において活性化されたプラストンはシャッフル・セット転位であり，実験により得た CRSS の値は試料表面でのシャッフル・セット転位(プラストン)の核生成に必要な応力に相当すると結論付けられる．



図4( a ) FeCr 系 s 相の結晶構造ならびに( b) 3 種の原子層の原子配列．

特集

図5Fe Cr 系 s 相単結晶マイクロピラーの室温圧縮変形組織．( a) SEM 像，( b) TEM 明視野像，( c) ウィークビーム像．

図7

図6Fe Cr 系 s 相中の{ 110 }[ 001 ]刃状転位の Zonal 転位モデル．(a) Shear zone 内の転位芯近傍での層構造の変化(A, B カゴメ層のみ表示)，(b) A, B カゴメ層内における原子移動モデル．

Fe Cr 系 s 相中の( 11̃0 )[ 001 ]刃状転位の転位芯部分の高分解能 STEM 像．

.

おわりに脆性硬質材料である 6H 型 SiC と Fe Cr 系 s 相において[001]刃状転位の転位芯構造の高分解能走査透過電子顕微鏡

室温で活動可能なプラストンとその活性化のための CRSS観察により，完全転位のバーガースベクトル b が[001]であを，単結晶マイクロピラー圧縮試験法により同定した例を紹ること，また( 11̃0)すべり面に対してほぼ垂直な方向に約 1介した．いずれも従来法では同定が非常に困難なものであnm ほど離れた位置にあたかも 2 本の部分転位(バーガースり，微小機械試験法が脆性硬質材料の室温力学特性の調査にベクトルはともに 1/2[001]に相当)が並んで存在しているよ非常に有効な手法であることがわかる．特に Fe Cr 系 s 相うに見える転位芯構造をとっていることがわかった(図)．

において，多くの原子の協調的移動を伴うタイプの特異な転仮に通常の転位のように 1 枚のすべり面上で 1 本の 1/2位，Zonal 転位の活動を世界で初めて実験的に確認できたこ[001]部分転位がすべり運動した場合を考えると，その部分とは，特筆すべき成果である．今後，同様の微小機械試験法

転位の後ろには積層欠陥(A カゴメ層と B カゴメ層がすべりを他の脆性硬質材料に対しても適用することで，脆性硬質材面で接する構造を持つ面欠陥)が形成されるはずであるが，料全般の塑性変形機構の解明が進むとともに，得られた知見

転位芯の外側の領域ではそのような積層欠陥の形成は認めらをもとにした脆性硬質材料の有効利用策の確立が大いに期待れない．これらの結果により， Fe Cr 系 s 相中で室温におできる．本研究をご支援いただいた文部科学省およびその委いて活動する( 11̃0 )[ 001 ]転位が， 2 枚の原子面の間( Shear

託研究先・京都大学構造材料元素戦略研究拠点( ESISM )にzone)に存在する転位芯部分での協調的原子移動を伴うタイ感謝いたします．

プの転位，すなわち Zonal 転位であることが実証できた．さらに詳細に転位芯構造を見ていくと，Kronberg により提案文献された Zonal 転位モデル(17)とは(1)Shear zone を規定する 2枚のすべり面の位置と( 2 ) Shear zone の高さ( 2 枚のすべり面間の距離)が異なることが明らかとなったことから，観察結果を基に Zonal 転位の転位芯構造を再現しうる協調的原子移動モデルを新たに提案した(図)．新しいモデルは Kronberg モデルにおいて考えられていたカゴメ層間の原子移動を必要とせず，すべての原子移動がそれぞれのカゴメ層内でのみ協調的起こるタイプのものであり， Kronberg モデルよりもはるかに容易に起こりうるモデルであると考えられる．

ま て り あ 第61巻 第12号(2022)
Materia Japan( 1 ) 日本金属学会編結晶の組成，丸善，(1977).
( 2 ) 山口正治，乾 晴行，伊藤和博金属間化合物入門，内田老鶴圃，(2004).
( 3 ) 坂 公恭結晶転位論鉄から窒化ガリウムまで，丸善出版，(2015).
( 4 ) C. H. Shek, D. J. Li, K. W. Wong and J. K. L. Lai: Mater. Sci.
Eng. A, 266(1999), 3036.
( 5 ) Y. H. Jo, W. M. Choi, D. G. Kim, A. Zargaran, K. Lee, H.
Sung, S. S. Sohn, H. S. Kim, B. J. Lee and S. Lee: Mater. Sci.
Eng. A, 743(2019), 665674.
( 6 ) J. Michler, K. Wasmer, S. Meier, F. Ostlund
Äand K. Leifer:Appl. Phys. Lett., 90(2007), 043123.

( 7 ) K. Kishida, T. Maruyama, H. Matsunoshita, T. Fukuyama andH. Inui: Acta Mater., 159(2018), 416428.
( 8 ) M. Higashi, S. Momono, K. Kishida, N. L. Okamoto and H.
Inui: Acta Mater., 161(2018), 161170.
( 9 ) K. Kishida, T. Fukuyama, T. Maruyama and H. Inui: Sci. Rep.,
10(2020), 17983.
(10) K. Kishida, Y. Shinkai and H. Inui: Acta Mater., 187(2020),
1928.
(11) K. Kishida, S. Nakatsuka, H. Nose and H. Inui: Acta Mater.,
223(2022), 117468.
(12) K. Kishida, M. Okutani and H. Inui: Acta Mater., 228(2022),117756.
(13) S. Fujita, K. Maeda and S. Hyodo: Philos. Mag. A, 55(1987),
203215.
(14) A. V. Samant and P. Pirouz: Int. J. Refract. Met. Hard Mater.,
16(1998), 277289.
(15) G. Bergman and D. P. Shoemaker: Acta Cryst., 7(1954), 857
865.
(16) A. N. Holden: Acta Cryst., 5(1952), 182
184.
(17) M. L. Kronberg: J. Nucl. Mater., 1(1959), 8595.

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岸田恭輔
1998年 3 月 京都大学大学院工学研究科博士後期課程修了
1999年10月 科学技術庁 金属材料技術研究所 研究員
2005年 4 月 京都大学大学院工学研究科材料工学専攻 助手
2007年 4 月 現職
専門分野 結晶物性学◎構造用材料の力学特性，格子欠陥に関する研究に従事．
微小試験片を用いた力学特性評価，透過電子顕微鏡法を用いた結晶・欠陥
構造解析を中心に活動．

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岸田恭輔

乾晴行

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