日本金属学会会報■■

2019年 7 月 1 日発行（ 毎月 1 回 1 日発行）

Vol.58 No.7 ISSN 1340-2625

金属素描

ミニ特集「超合金を凌駕せよ！次世代を狙う

耐熱材料と皮膜の現状と将来展望」

■

58

入門
講座

放射光による工業材料評価〜1．放射光と放射光施設〜

MTERE2 58（7）361〜420（2019）https://jim.or.jp/

2019

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

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

2019
Vol.58
No.7◎会告原稿締切毎月 1 日(翌月号(1 日発行)掲載です．）

No. 4

金属素描

コバルト(Cobalt)

大森俊洋 ………………………………………………………………361

ミニ特集「超合金を凌駕せよ次世代を狙う耐熱材料と皮膜の現状と将来展望」
企画にあたって 長谷川 誠 …………………………………………………………………………362
MoSi 基金属間化合物から MoSiBTiC 合金への展開
吉見享祐

関戸信彰

井田駿太郎………………………………………………………………………363

Nb を中心とした耐火金属高濃度固溶体基耐熱合金の開発と今後の展望
三浦誠司……………………………………………………………………………………………………371

セラミックス複合材料の最近の進歩 香川 豊 七丈直弘 …………………………………376
熱遮蔽コーティングの最近の研究・技術動向 松原秀彰 …………………………………382
環境遮蔽コーティングの現状と将来展望 北岡 諭…………………………………………387
入門講座

放射光による工業材料評価

新進気鋭

相変態を利用した高性能マグネシウム合金の開発

学会・研究会だより

第13回本会派遣

JIM/TMS～1.

放射光と放射光施設～

廣沢一郎 ………………391

小川由希子 …………………………395

Young Leader International Scholar

出張報告

川西咲子……………………………………………………………………………………………………401
はばたく

共同研究の中で学んだこと

本会記事

会告 ………………………………………………404

新入会員 …………………………………………415

支部行事 …………………………………………413

追悼 ………………………………………………417

掲示板 ……………………………………………413

書評 ………………………………………………417

会誌・欧文誌 7 号目次 …………………………414

行事カレンダー …………………………………418

永田達己 ……………………………………………………………402

次号予告 …………………………………………415
まてりあ・会誌・欧文誌の投稿規定・投稿の手引・執筆要領，入会申込書，刊行案内はホームページをご参照下さい．
https://jim.or.jp/
今月の表紙写真

特徴的な多孔質構造の焼結・粒成長のシミュレーション．（松原秀彰

本号386頁

図 3）

表紙デザイン北野玲

複写をご希望の方へ

本会は，本誌掲載著作物の複写に関する権利を一般社団法人学術著作権協会に委託しております．本誌に掲載された著作物の複写をご希望の方は，(一社)学術著作権協会より許諾を受けて下さい．但し，企業等法人による社内利用目的の複写については，
当該企業等法人が社団法人日本複写権センター((一社)学術著作権協会が社内利用目的複写に関する権利を再委託している団体)と包括複写許諾契約を締結している場合にあっては，その必要はありません．
（社外頒布目的の複写については，許諾が必要です．
）
権利委託先 一般社団法人学術著作権協会〒1070052 東京都港区赤坂 9
6
41 乃木坂ビル 3F FAX 03
3475
5619 E
mailinfo＠jaacc.jp http://www.jaacc.jp/
複写以外の許諾（著作物の引用，転載，翻訳等）に関しては，直接本会へご連絡下さい．

No. 4

コバルト(Cobalt)
東北大学

大

森

俊

洋

元素名 Cobalt，原子番号 27，質量数 58.93，電子配置［ Ar ］3d7 4s2 ，密度 8.80 Mg ･m－3( 293 K)，結晶構造 a Co 六方晶(室温～ 690 K )， b Co 立方晶( 690 K ～融点)，融点 1765 K ，沸点 3150 K ，地殻存在量 26.6
mg･g－1【写真】(a) 電気 Co，純度99.99(著者所有物)，(b) Co スパッタリングターゲット，外径400～500 mm，純度 99.999 (JX 金属 写真提供)，(c ) Co 基 g′
析出型超耐熱合金棒の鍛造の様子 (出典NEDO 平成21～23年度成果報告書
省エネルギー革新技術開発事業「耐用温度800°
C級蒸気タービン用新鍛造材料の開発」），( d) Co
9 at Al7.5 atW 合金のTEM 暗視野像(出典J. Sato, T. Omori, K. Oikawa, I. Ohnuma, R. Kainuma and K. Ishida: Science, 312(2006), 9091)
コバルトは銅やニッケルの副産物として採取されることが多く，コバルトの生産量は銅やニッケルに左右される．地殻中の存在量は約 27 ppm で金属元素中20番目であり，アルミ
ニウムや鉄に比べるとその量は多くはない．しかし，コバル
ト・アルミニウムの酸化物の深く鮮やかな青色であるコバル
トブルーは 4 千年以上前から顔料として用いられており，現代では，様々な工業製品において欠かせない役割を果たしている．
コバルトの近年の国内最大需要先は，リチウムイオン電池の正極材である．スマートフォンやパソコン，デジタルカメ
ラなどの幅広い電子機器に利用されている．しかし，コバル
トは材料コストが高く，さらに電気自動車の普及などで需要が増加すればコバルトの供給が不足してしまう懸念があり，
コバルト代替技術の開発も行われている(1)(2)．リサイクル技
術開発も重要であり，より多くの循環利用が望まれる．
また，コバルトは，構造材料の主要構成元素や添加元素としても従来から用いられている．例えば，高速度鋼などの工具鋼やマルエージング鋼などの特殊鋼の添加元素として利用されている(3)．工具や金型などで使用される超硬合金は，炭化タングステン(WC)をバインダーであるコバルトと混合させて焼結したものである．コバルトは，航空機のジェットエ
ンジンや発電機のタービンなどに利用されるニッケル基超合
金に添加されるほか，コバルト基超合金も利用されている(4)(5)．一般に，コバルト基超合金はニッケル基超合金に比相により強化
べて高温強度が低いが，近年， Co3( Al,W )g ′された材料の開発も行われている．また，耐摩耗性に優れる
特徴も有している．コバルトは， 690 K ( 417 °C )付近で高温の FCC 構造から低温の HCP 構造へ同素変態し，これが耐摩耗性や加工性に関係していると考えられている(5)．耐摩耗

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan性に優れる性質に加え，比較的高い濃度のクロムを含み耐食性にも優れることから，人工関節や歯科材料，ステントなど，生体材料としての利用にも発展している(6)．
コバルトの特徴のひとつは強磁性元素であることであり，キュリー温度は 1394 K(1121°
C )と非常に高く，磁気モーメ
ント 1.7 mB を有する．サマリウムコバルトはキュリー温度が高い優れた永久磁石である．Slater
Pauling 曲線において，
FeCo 合金の40Co 付近の組成で最も磁気モーメントが大きくなり，パーメンジュール( Fe Co V )として知られている．このように，コバルトは磁性材料としても重要な元素である(7)．
その他，顔料，触媒としても利用されており，古代から鮮やかな青色で人々を魅了してきたコバルトは，現代の産業を支え，情報化社会や地球環境技術において注目される元素として存在感を示している．

文献( 1 ) 林 克也エレクトロニクス実装学会誌 16(2013), 443
449.
( 2 ) 田中 保まてりあ，38(1999), 484487.
( 3 ) 日本鉄鋼協会編集鉄鋼材料と合金元素，日本鉄鋼協会，(2015), 443452.
( 4 ) ASM Specialty Handbook: Nickel, Cobalt, and Their Alloys,
ASM International, (2000), 6891.
( 5 ) ASM Specialty Handbook: Nickel, Cobalt, and Their Alloys,
ASM International, (2000), 362370.
( 6 ) 浜中人士まてりあ，37(1998), 834837.
( 7 ) 近角聡信，太田恵造，安達健五，津屋 昇，石川義和磁性体ハンドブック，朝倉書店(2006).

次号

金属なんでもランキング No. 4

導電率



O

2

O

3

企画にあたって長 谷 川

2011 年における東日本大震災以降の日本国内における全発電量の割合は，太陽光，風力を中心に，自然エネルギーの割合が年々大きくなっているものの(2018年においては17程度)，依然として，火力による発電量は全体の80程度と大きく，主要な電源となっている． 2016 年に「パリ協定」が発効し，日本では「 2030 年度の温室効果ガスの排出を2013 年度の水準から 26 削減すること」が目標となっており，火力発電においても CO2 排出量低減のための熱効率の向上は急務となっている．火力発電のなかで最も効率の良い発電手法は，ガスタービンと蒸気タービンを組み合わせたコ
ンバインドサイクル発電と言われており，近年では熱効率が60 程度にも達していると言われている．さらなる高効率化のためには，より高い温度での動作が求められているが，既存の材料のみでの対応は難しい状況となってきている．
近年，科学技術振興機構における先端的低炭素化技術開発(ALCA)や，内閣府の戦略的イノベーション創造プログラム(SIP)，革新的構造材料などにおいて，再び，耐熱材料が注目されてきている．特に，従来の耐熱材料の主力である耐熱鋼やニッケル基超合金の次を狙う， 1000 °C をはるかに超える温度域での利用を想定する新規耐熱材料および環境保護皮膜については，新たな局面を迎えている．例えば，すでに航空機用エンジンメーカーの 1 つである GE 社は，ターボファンエンジンの高温部位をニッケル基超合金製からセラミック
ス複合材料製に置き換えつつあることが報道されている．そこで本ミニ特集では，次世代の耐熱材料と目される材料系およびコーティングを対象として，組織設計原理や相安定性，
構造安定性，力学特性などについて解説をいただいた．
前半の 3 件は，ニッケル基超合金を代替あるいは凌駕する耐熱材料に関する記事である．吉見享祐教授ら(東北大学)には，「 Mo Si 基金属間化合物から MoSiBTiC 合金への展開」と題して，MoSiB 3 元系合金から Ti を添加した Mo
TiSiB 4 元系合金の研究動向についてご紹介をいただくとと も に ， Mo 相 の 連 続 性 向 上 に と も な う Ductile Phase
Toughening 機 構 の 発現 を 狙 っ た TiC を 添 加 し た Mo Ti 
SiBC 5 元系合金(モシブチック合金)について，微細組織形成とそれにともなう高靭化について解説をいただいた．三浦誠司教授(北海道大学)には，「 Nb を中心とした耐火金属
高濃度固溶体基耐熱合金の開発と今後の展望」と題して，解説いただいた．MASC(metal and silicide composite)合金に範を取られ，靭性を担う耐火金属基固溶体( BCC 固溶体)と相平衡する T2 型金属間化合物を高強度化するための強化相

誠

として選択されるとともに，耐酸化コーティングとして B2
アルミナイドを選定され，互いに平衡する相で構成されるよ
うに合金設計されているが，膨大な探索範囲の中から複数の拘束条件によりその範囲を狭める方策についてご紹介をいた
だいた．香川豊教授ら(東京工科大学)には，「セラミックス
複合材料の最近の進歩」として，酸化物系 CMC および非酸化物系 CMC における開発状況をご紹介いただくとともに，
CMC における製造・プロセス技術や時間依存性までを含めた力学特性および材料の特性や損傷の理解のための計測技術などについて解説いただいた．
後半の 2 件については，耐熱材料を使用環境から保護するためのコーティングに関する記事である．松原秀彰教授(東北大学)には，「熱遮蔽コーティングの最近の研究・技術動向」として，これまでの TBC に関する材料およびプロセ
ス技術の研究・開発動向をお示し頂くとともに， TBC の使用にともなう劣化および寿命(膜の剥離)の現状の理解について解説いただき，ご自身の TBC 膜の組織変化による特性変化にともなう性能劣化および寿命予測のシミュレーション研
究についてご紹介いただいた．北岡諭氏(ファインセラミッ
クスセンター)には，「環境遮蔽コーティングの現状と将来展望」と題して，最近の EBC に関する技術動向をご紹介いた
だいた．さらには，EBC の設計手法として，EBC 候補材料
中の物質移動データに基づいたコーティングの環境遮蔽性および構造安定性の評価手法や，より苛酷な環境における適応を検討した輻射熱反射機能を有する新規 EBC についても解説をいただいた．
最後に，本特集を企画するにあたり，ご多忙にもかかわらず執筆をご快諾頂きました著者の先生方および企画の実現にご協力頂きました第 1 分科の編集委員の皆様に対して，この場をお借りして心より御礼申し上げます．
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

長谷川誠

2002年 3 月 横浜国立大学大学院工学研究科博士後期課程修了
2004年 5 月 東京大学 大学院工学系研究科・先端科
学技術研究センター 助手
2006年 4 月 横浜国立大学大学院工学研究院 助手・特別研究教員2010年12月現職
専門分野材料強度学，高温変形，集合組織，コーテ
ィング◎金属間化合物や合金の高温加工や力学特性評価，セラミックス皮膜の創成に関する研究に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

横浜国立大学大学院工学研究院 システムの創生部門准教授(〒2408501 横浜市保土ヶ谷区常盤台79
5)
Preface to Special Issue on Present Status and Future Perspectives of NextGeneration Heat Resistant Materials and Coatings Superior toSuperalloys; Makoto Hasegawa(Division of Systems Research, Faculty of Engineering, Yokohama National University, Yokohama)
Keywords: high temperature structural materials, intermetallic compounds, ceramic matrix composites, thermal barrier coatings, environmental
barrier coatings, solid solution, phase diagram, equilibrium, diŠusions, mechanical properties
2019年 6 月 4 日受理[doi:10.2320/materia.58.362]

ミ ニ 特 集MoSi 基金属間化合物から
MoSiBTiC 合金への展開
吉 見 享 祐
関 戸 信 彰
井田駿太郎
1)
2)
3)

よる Ductile Phase Toughening 機構(8) である．ところが，

.

は じ

め

に

少なくとも Mo Si 二元系平衡状態図上では， MoSi2 は金属相とは相平衡しない(9)．そこで，第 3，4 元素のマクロ添加

Mo Si 基金属間化合物は，耐熱性の高い金属材料として注目されてきた．MoSi2 はスーパーカンタルという商品名でと Mo:Si 組成の検討によって金属相の導入を含めた低靭性克服のための材料研究が進められた．

知られる発熱体の主成分として実績があり，その耐熱性能にその大きな契機となったのが，ホウ素(B)添加の効果であは一定の評価が得られている(1)(2)．残念ながら，低温側の破る ． 1996 年 ， 米 国 の Iowa 州 立 大 学 Ames 国 立 研 究 所 の壊靭性が乏しいため，MoSi2 が構造部材，とりわけその耐熱

Meyer と Akinc は，適量の B を加えることで，それまで壊性を活かしたエネルギー変換部材として用いられた実績は，滅的と考えられていた Mo5Si3 金属間化合物の耐酸化性が劇筆者が知る範囲において無い．また，MoSi2 は400600°
Cの的に改善することを見出した(10)(11)．この研究成果の重要な中温域で，ペスト現象と呼ばれる極めて脆弱な酸化挙動を示

点は，酸化機構に対する B の役割である．酸化初期においすことがよく知られている(3)．ペスト現象を抑制するには，て， Mo と Si と B は同時に酸化され酸化物になるが， Mo

Al の添加(4) や材料欠陥の制御(5) などが有効であるとされては MoO3 となって揮発する．一方，基材上では SiO2 に B がいる．MoSi2 の作製に関しては，発熱体への実用化の経緯か溶け込んだ流動性の高いホウケイ酸ガラスが生成し，これがら粉末焼結法が主である．しかし，シリサイド粉末の表面に基材表面を直ちに覆うことで良好な耐酸化性が発現すると考は SiO2 不動態皮膜が生成しているため，焼結プロセスの過えられた(12)．しかもこのホウケイ酸ガラスは，実用上重要程で非晶質 SiO2 が粉末境界に凝集し，高温下でのクリープとなる 600 800 °C においても比較的良好な流動性を示すた

強度を低下させるという問題が生じる(2)．一方向凝固法など

め，この温度範囲の脆弱な耐酸化性に対しても効果を発揮すの特殊凝固法によりこの問題は解消され，良好な高温強度をることが見出された．この B 添加の効果は， Mo Si 基金属

示すこともよく知られている．近年，萩原らは， C11b 構造間化合物の酸化抵抗の本質的な改善というよりは，生成するの MoSi2 と C40 構造の NbSi2 からなる二相ラメラ構造体の酸化物の改質であったため，他の MoSi 基金属間化合物に

高温圧縮クリープ強度を調査し，ラメラ界面の配向とクリー

対しても有効であると考えられ，研究対象は直ちに MoSiプ挙動の関係についても明らかにしている(6)．

B 基へと拡張した．そこで注目を集めたのが Mo5SiB2 相で

Mo Si 基金属間化合物の大きな課題は，破壊靭性の改善ある． Mo5SiB2 は， Mo Si B 三元系状態図中に存在する唯の破壊靭性値はせいぜい 4 MPa ( m )1/2 程度

一 の 三 元 化 合 物 で あ り(13) ， 高 温 強 度 が 著 し く 高 く(14) ，である(1)．これに対して，耐熱部材として要求される室温のMo5Si3 相で問題となった熱膨張係数の結晶学的異方性も小

破壊靭性値は 15 MPa(m)1/2 と言われており(1)(7)，MoSi 基

さい(15) ．しかし最も重要だったのは，金属 Mo 相と相平衡

金属間化合物の耐熱部材への応用には大きな壁となっていすることである． Mo5SiB2 相と金属 Mo 相の複合化によっである． MoSi2

た．したがって， Mo Si 基金属間化合物の研究開発の歴史て， Mo Si 基金属間化合物類で Ductile Phase Toughening

は，致命的な破壊靭性の克服の歴史と言っても過言では無い．

機構による高靭化の可能性が示唆された．しかし後述するよMoSi2 の破壊靭性値 4 MPa ( m )1/2 はセラミックス材料と同うに，金属 Mo 相による Mo5SiB2 相の高靭化は粉末プロセ程度である．しかしこれは， Mo Si 基金属間化合物に限ら

スによるミクロ組織制御で辛うじて達成された(16)が，近年ず耐熱性の高い多くの金属間化合物が同様の破壊靭性値を示の著者らの研究によって見出された TiC のマクロ添加効果

すことから，金属間化合物分野共通の課題でもあった．そのに至るまでは困難を極めた．

中で考えられた効果的な高靭化機構が，延性金属相の導入に

そこで本稿ではまず MoSiB 三元系の状態図に基づいた

東北大学大学院工学研究科知能デバイス材料学専攻1)教授 2)准教授 3)助教(〒9808579 仙台市青葉区荒巻字青葉 6602)
Recent Research Progress from MoSibased Intermetallics to MoSiBTiC Alloy; Kyosuke Yoshimi, Nobuaki Sekido and Shuntaro Ida(Department of Materials Science, Graduate School of Engineering, Tohoku University, Sendai)
Keywords: molybdenum, ultrajigh temperature materials, intermetallic compounds, titanium carbide
2019年 4 月 8 日受理[doi:10.2320/materia.58.363]

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan相平衡やミクロ組織について紹介し，なぜ金属 Mo 相による

近年，我々の研究グループは，この Ha の Mo Si B 三元

Ductile Phase Toughening 機構が Mo5SiB2 相に対して効果系状態図を参考に，液相面投影図を再考した．その結果，的に機能しなかったのかを述べる．次いで， MoSiB 系に

Mo Mo3Si Mo5SiB2 三相共晶点(不変反応点 E1)が，これ

Ti をマクロ添加した Mo TiSiB 四元系合金の研究動向をまで報告されてきた液相面投影図とは異なることを明らかに紹介する．これは， Yang と Chang(17) や Sakidja ら(18) が初した(25)(26)．従来の液相面投影図の中には，MoMo3SiMo5

めて Mo Si B 系に対する Ti 添加の効果を論文発表した当SiB2 三相共晶点は Mo Si B 三元系状態図中の Mo3Si Mo5時，どこまでその可能性を見極めていたのか定かでは無い

SiB2 二相組成域に隣接するように描いているものがあり，が，結果的には高靭化，さらには耐酸化性の向上といった観そのため共晶組織は金属 Mo 相の体積率が著しく小さく，ほ点から， Ti のマクロ添加は有望な合金系への進化と見るこぼ Mo3Si と Mo5SiB2 の二相共晶であるかのように考えられとができる．そして最後に，著者らが到達した Mo Ti Si てきた．しかし実際の共晶点( E1 )は，図に示すように

C B 五元系合金，いわゆるモシブチック合金を，特にミクMo Mo3Si Mo5SiB2 三相三角形内に存在しており，共晶内

ロ組織形成とそれによる高靭化の観点から紹介し，本稿をまの金属 Mo 相の体積率も相応となることが理解される．このとめたい．

ことは，特に溶解鋳造法による凝固ミクロ組織制御において極めて重要である．なぜならば，前節で述べたように，

. MoSiB 三元系合金のミクロ組織と破壊靭性

Ductile Phase Toughening 機構を機能させるためには適度な金属 Mo 相の分散が必要になるからである．
MoSiB 三元系状態図が初めて報告されたのは， 1957年

図に， ( a ) Mo 15Si 8B ， ( b ) Mo 16.5Si 7.8B ，( c )の Nowotny らの論文(13) であると考えられている．彼らはMo8.7Si15.7B(at)の鋳造ミクロ組織を示す(26)．各組成

1600 °
C の等温断面図を報告しているが，その後約 40 年の時

点は，図 2 中に a ， b ， c でそれぞれ示している．( a )と( b )を経て， Nunes らが若干の変更を加えて 1600 °C の等温断面は，各々 Mo Mo3Si Mo5SiB2 三相共晶点( E1 )近傍にて，

図と液相面投影図を報告した(19)． 1600°
C の等温断面図と液Mo 初晶と Mo5SiB2 初晶となる組成に対応しているため，

相面投影図はその後，さらに細部に若干の変更が加えられた

少量の各初晶に加えて MoMo3SiMo5SiB2 三相共晶が生成

も の が 数 件 報 告 さ れ て い る(20)(22) ． 2012 年 に ， Ha ら はする．( c )は初晶が Mo2B で， Mo と Mo5SiB2 が液相＋ Mo2

1800°
Cの Mo 過剰側の MoSiB 三元系等温断面図を報告しB から分解反応にて生成する反応点( U1 )近傍にあるため，た．図に， Ha らが報告した Mo 過剰側の 1800 °C の Mo 

初晶 Mo2B ， Mo Mo5SiB2 共晶，さらに少量の Mo Mo3Si 

Si B 三元系等温断面図を示す(23) ． 1800 °C の等温断面図は

Mo5SiB2 三相共晶が生成する．これに対して，図に図 31600 °C のものと大きな違いは見られないが，特徴的な点と(a)(c)の各合金を1800°
C，24時間熱処理した後のミクロ組

して Mo5SiB2 単相域が Mo5SiB2 の化学量論組成を含んでい織を示す(26)．ここで注目すべきことは，いずれの合金も金ないところが興味深い．このことは，Yang と Chang が提唱

属 Mo 相が均一に分散しているものの，連続相となる母相は組成断面図(22)とも良く一致している．まMo3Si や Mo5SiB2 といった脆性相であるという点である．

たこのとき， Mo3Si や Mo5SiB2 と相平衡する Mo 固溶体中

これは，共晶反応点 E1 が Mo3Si 組成に，また U1 点は Mo5の Si 濃度はおよそ 1.6 3.4 at となっており，この Si の固SiB2 組成に非常に近いことに由来する．言い換えれば，脆した MoMo5SiB2溶によって金属 Mo 相が顕著に固溶強化されるとの指摘があ

性相が連続相となるミクロ組織の形成は， Mo Si B 三元系

る(24)．しかし， Si による金属 Mo 相の固溶強化と合金の破状態図と液相面投影図の関係から，冷却速度を多少変化させ壊靭性については，明瞭な因果関係は見出されていない．

図2
図1



1800°
Cにおける Mo 過剰側の MoSiB 三元系等
温断面図(23)．

1800°
Cにおける Mo 過剰側の MoSiB 三元系等
温断面図(23)と液相面投影図(26)．灰色で表した相の化学式は凝固過程における初晶領域を示す．

ミ ニ 特 集図3

Mo Si B 三元系合金の鋳造ミクロ組織の走査型
電 子 顕 微 鏡 ( SEM ) 反 射 電 子 ( BSE ) 像(26) ． ( a )Mo 15Si 8B ，( b ) Mo 16.5Si 7.8B ，( c ) Mo 
8.7Si15.7B(at)．

図4

1800°
C，24時間熱処理後の MoSiB 三元系合金の 走 査 型 電 子 顕 微 鏡 ( SEM ) 反 射 電 子 ( BSE )像(26) ． ( a ) Mo 15Si 8B ， ( b ) Mo 16.5Si 
7.8B，(c) Mo8.7Si15.7B(at)．

図5

Lemberg と Ritchie によってまとめられた Mo Si B 系合金の室温破壊靭性値と金属 Mo 相の体積率との関係(27)．

たところで変わりようの無い不可避な現象であると理解できる．したがって， Schneibel らが粉末プロセスによって行った金属 Mo 相を連続相とするようなミクロ組織の形成(16)は，溶解鋳造法では達し得ない．
図は， Lemberg と Ritchie によってまとめられた Mo 
SiB 三元系合金ならびに一部添加元素を含む四元系合金の室温の破壊靭性値と，金属 Mo 相の体積率との関係(27) を図示している．Lemberg と Ritchie のレビュー論文中に集録されている破壊靭性値はすべてコンパクト・テンション(CT )試験法や曲げ試験法によって得られたもので，インデンテー
ション試験で得られたものは除外されている．Schneibel らの破壊靭性値(16) は，金属 Mo 相の体積率が 38でありながら，粉末プロセスによって金属 Mo 相を連続相とするミクロ組織制御がなされた結果， 14.8 MPa ( m )1/2 を示している．

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japanこの値は，これまで報告されたきた MoSiB 系合金の破壊

ィンドウはかなり狭いものと考えられた．ここで，正方晶を靭性値としては最も高い．一方，溶解鋳造法で作製された基本とする規則構造を有する Mo5Si3 相は熱膨張係数の結晶

MoSi B 系合金の中にも，金属 Mo 相の体積率が 42であ学的異方性が大きく， a 軸と c 軸の熱膨張係数 aa と ac の比り な が ら 13.5 MPa ( m )1/2 に 達 す る も の が 示 さ れ て い( ac / aa )は室温近傍でおよそ 2.2 である(31) ．このことによっる(28)．この合金には約 1 atの Zr が合金元素として添加さて，熱応力が強く発生しバルク内部でマイクロクラックの発れており，この Zr 添加が高靭化に寄与したものと理解され生などが懸念された．六方晶を基本とする規則構造を有するている．しかしいずれにしても，開発目標である 15 MPa

Ti5Si3 相の熱膨張係数の結晶学的異方性はもっと大きく，(m)1/2 に到達した例は報告されていない．

ac / aa ～ 4.1と報告されている(32) ．( Ti5Si3 相の熱膨張係数の結晶学的異方性は～2.7程度であるとの報告(33)もある．）これ. MoTiSi
B 四元系合金のミクロ組織と高温強度によって発生する熱応力で Ti5Si3 相内に多量のマイクロク
ラックが発生することが報告されており(34) ，これを抑制す

Mo Si B 系の相平衡に対する Ti 添加の効果は， 2005 年

るためのミクロ組織制御が必要となる．一方， Schliephakeの Yang と Chang による熱力学計算(17)にまで遡る．彼らは，らは同論文(30) の中で， Mo9Si8B 29Ti 合金の 1200°
C におMo 18Si 9B ( at )合金の Mo を 32.5 at の Ti で置き換え

ける高温圧縮クリープ強度を調査しており，同合金がそれまることによって，金属 Mo と Mo5SiB2，Mo5Si3，Ti5Si3 の四で報告されてきた MoSiB 系合金と比較して良好な高温ク相が平衡することを実験的に示した．この Ti 添加によって，リープ強度を発揮することを報告している．

Mo5Si3 や Ti5Si3 は安定化し，相対的に Mo3Si が不安定化す

以上のように，MoSiB に対する Ti のマクロ添加は，合ることでその生成は抑制される．このことを図 1 の MoSi

金密度の低減を図りながら，Mo3Si 相の生成を抑制すること

B 三元系状態図で定性的に説明すれば，Mo3Si の消失によりで金属 Mo 相の体積率の増加と合金全体の Si 濃度の増加がMo と Mo5Si3(＋Ti5Si3)が相平衡する組成範囲が出現するた同時に達成される合金設計を可能にするものである．しかし

め，合金中の Si 濃度を上昇させて Mo5Si3 (＋ Ti5Si3 )の生成

ながら，破壊靭性への効果は未だ明らかになっていない．

により耐酸化性を改善しながら，金属 Mo 相の体積率も増加
させて破壊靭性の改善を図るミクロ組織制御が可能となる．

.

事実，Yang らの論文(17)中に示された1600°
C，150時間熱処理 を 施 し た Mo 18Si 9B 32.5Ti に は ， 伸 長 し た 粗 大 な
Mo5SiB2 を取り囲むように微細な MoMo5Si3Ti5Si3 組織が

モシブチック(MoSiBTiC)合金の合金設計と機械的性質
モシブチック合金のミクロ組織

形成しており，その中では前節の MoSiB 三元系では見ら

近年，著者らの研究グループは， MoSi B 系合金にとっれなかった金属 Mo 相の体積増加と連続化が観察されている．

て長年の課題であった室温破壊靭性の問題を解決するため，ほぼ同時期に，Sakidja らも MoSiB 合金に対する Ti の

TiC のマクロ添加を試みた(35)(36)．その根拠となったのは，

マ ク ロ 添 加 の 効 果 を 報 告 し て い る(18)(29) ． 彼 ら は ， Mo 

MoTiC 共晶合金である．栗下らは，MoTiC 状態図(37)中20Si 10B ( at )合金の Mo を 40 ないしは 50 at の Ti で置の Mo TiC 共晶反応 に注目し，アーク溶解法で作製 したき換えた合金を溶解鋳造法で作製した後，1600°
C，100時間Mo TiC 共晶合金の機械的性質を調査した(38) ．この論文中

熱処理し，そのミクロ組織を観察している(29) ．彼らの合金で，Mo と TiC による微細なラメラ状の共晶組織を有するこ

中には Mo5Si3 が存在していない．これは， Yang と Changと，また 1500°
C であっても 400 MPa 前後の比較的高い変形が熱力学計算によって求めた(Mo18Si9B)Ti 擬二元系状

応力を維持することなどを報告した．一方，MoTiC 擬二元態 図(17) に 基 づ け ば ， Ti 添 加 量 が 過 剰 で あ っ た た め Mo 

系状態図(図)(37) を見てみると， Mo TiC 共晶点はおよそ

Mo5SiB2 Ti5Si3 三相領域組成になったことが原因であるとMo 20 mol  TiC ( お よ そ Mo 17 at  Ti 17 at  C ) に て考えられた．加えて同論文の中で， Ti のマクロ添加によっ2175 °
C であると報告されている．これは， TiC の融点が約て合金密度も大幅に低減できることも指摘されている．

3160°
C，Mo の融点が約2620°
Cであることから考えると大幅

その後，Schliephake らも Mo9Si8B(at)合金の Mo をな融点降下であり，このことが微細なラメラ構造の生成に強29 at の Ti で，また Mo 12.5Si 8.5B ( at )合金の Mo をく影響を及ぼしているものと考えられた．しかも，共晶組成27.5 atの Ti で置き換えた場合の熱力学計算を行い，Mo

は Mo 濃度の方が TiC 濃度よりも高いため，天秤の法則か

Mo5SiB2Mo5Si3 三相平衡の可能性を示した上で，実験的にら微細なラメラ構造は金属 Mo 相の体積率の方が TiC より

その確認を試みた(30) ．しかしながら， 1600 °C ， 150 時間のも 高 くな る こ とが 予 想さ れ た ．こ れ は ，第 2 節で 論 じ た

熱処理後も Mo 9Si 8B 29Ti 合金では Mo Mo5SiB2 Ti5Si3

Mo Si B 三元系の凝固過程における金属 Mo 相と脆性相のの三相平衡， Mo 12.5Si8.5B 27.5Ti 合金では Mo Mo3Si 

体積率の関係とは真逆である．そのため， TiC を Mo Si B

Mo5SiB2 Ti5Si3 の四相平衡となり， Mo5Si3 相は生成・相平合金にマクロ添加することによって，凝固経路の変化や凝固

衡しないことがわかった．以上のことから， Mo5Si3 相を含ミクロ組織の変化がもたらされるものと期待された．

ん だ Mo Mo5SiB2 Mo5Si3 の 三 相 平 衡 あ る い は Mo 

図(35)に，MoMo5SiB2 二相組成に該当する Mo6.25Si

Mo5SiB2Mo5Si3Ti5Si3 四相平衡が実現される温度―組成ウ

12.5B(mol)合金に 10 mol相当の TiC をマクロ添加した

ミ ニ 特 集図6

TiCMo 擬二元系状態図(37)．

図8

電子線後方散乱回折(EBSD)で得られた第 1 世代
モシブチック合金 Mo5Si10B10TiC(mol)の逆極点方位( IPF )マップ(39) ．( a ) 金属 Mo 相，(b) Mo5SiB2(T2)相，(c) TiC 相．

に微細な Mo Mo5SiB2 Mo2C 三相共晶で凝固が完了する．
これを 1800 °C ， 24 時間熱処理すると，図 7 ( b )に示すように，初晶 TiC 以外はミクロ組織が顕著に粗大化する．熱処
理材を電子線後方散乱回折法(EBSD)で観察した結果を，図図7

第 1 世代モシブチック合金 Mo 5Si 10B 10TiC(mol)のミクロ組織(SEMBSE 像)(35)．(a) 鋳造ミクロ組織．(b) 1800°
C，24時間熱処理後のミ
クロ組織．

(39)に示す．図 8(a)の金属 Mo 相と図 8(b)，(c)の Mo5SiB2( T2 )相ならびに TiC 相の逆極点方位( IPF )マップを比較す
ると，第 2 節で紹介した MoSiB 三元合金とは明らかに異なり，連続性の高い金属 Mo 相が形成していることがわかる．このように，MoSiB 合金に TiC をマクロ添加するこMo5Si10B10TiC(mol)合金の鋳造ミクロ組織と，鋳造とによって，溶解鋳造法で作製した MoSiB 系合金の凝固材を 1800 °C ， 24 時間，アルゴンガス雰囲気で熱処理した後ミ ク ロ 組 織 を 大 き く 改 善 で き る ． 上 記 の Mo 5Si 10B のミクロ組織を示す．この合金は，図 7 (a )に示すように，

10TiC(mol)合金は，後述するように良好な室温破壊靭性

初晶として TiC 相が晶出し，次いで Mo TiC 二相共晶が晶と優れた高温強度を有することから，新規な超高温材料とし出する．次いで，細長い Mo5SiB2 相がわずかに晶出した後て第 1 世代モシブチック(MoSiBTiC)合金と呼ばれるようにに，微細な MoMo5SiB2TiC 三相共晶が晶出，そして最後なった．

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan




図10
図9

共晶反応を有する A
B 二元系状態図の模式図(40)．
TE は共晶温度．CE1 は元素 A と B の融点(T A
M1，
T BM1 )がほぼ同じである場合の共晶組成． CE2 はB
元素 A の融点( T A
M2 )が元素 B の融点( T M2 )に比べて著しく高い場合の共晶組成．

3 種類の異なる曲げ試験法で見積もられたモシブ
チック合金の室温破壊靭性値， KQ(39) ． TiCp は第 1 世代モシブチック合金，T2p と Mop は組成の異なるモシブチック派生合金．比較のために，市販の超硬合金 RF06 と RX95 (サンアロイ株 製)も同じ試験法にて評価した．
工業

る．その結果，合金のミクロ組織全体で金属 Mo 相の連続性
溶解鋳造法によって作製されたモシブチック合金で金属Mo 相の連続性が向上した理由は，以下のように理解される．モシブチック合金の構成相の融点に関しては，純物質あが高まったものと考えられる．


モシブチック合金の室温破壊靭性と高温クリープ強度

るいは化学量論組成において金属 Mo が～2620°
C，Mo5SiB2

第 1 世 代 モ シ ブ チ ッ ク 合 金 の 密 度 は 約 8.8 g / cm3 で あが～2200°C，TiC が～3160°
C，Mo2C が～2530°
Cである．まり(35)，Ni 基単結晶超合金と同レベルまで軽量化が達成された，MoSiB 三元合金の構成相の 1 つである Mo3Si の融点た．また，室温のヤング率は純 Mo と純 W の中間の約 360

は～ 2020 °C である．これらが共晶反応する場合，共晶組成GPa であり(39)，金属材料としては非常に剛性の高い素材では構成相の融点と因果関係がある．例えば AB 二元系共晶

 節で述べた溶解鋳造法で作製した第 1ある．そこで，前 4

を考えた場合(図(40) )， A と B の融点がほぼ同じであるな

世代モシブチック合金のミクロ組織が，機械的性質，とりわらば，両相中の溶質の固溶限によって多少変化するだろう

け開発課題であった室温破壊靭性に対して，期待通りの効果

が，共晶点は概ね A  B ＝ 1  1 の組成となるはずである．

を発揮しているか否かが注目されるところである．著者ら

ところが， A と B の融点が大きく異なる場合，液相線が共は，第 1 世代モシブチック合金を含む組成の異なる 3 種類

晶温度に到達するまでの温度差も大きく異なるため，共晶点のモシブチック合金をアーク溶解法で作製し，熱処理後に形は融点の低い元素の側に移動する．その結果，天秤の法則か状やサイズの異なる角棒試験片にシェブロン・ノッチを導入

ら，生成する共晶組織は融点の低い相の体積率が高まり，連して，3 点ないしは 4 点曲げ試験にて室温破壊靭性を評価し続性も高くなる． MoSiB 三元合金の場合，最も融点が高た．その結果を図に示す(39) ．図中 TiCp と表示されていい相は金属 Mo であり，次いで Mo5SiB2 ，そして最も融点るのが第 1 世代モシブチック合金の結果であり， T2p と表の低い相は Mo3Si であるため，反応組成は Mo Mo5SiB2 共示されているのは Si と B の濃度を高めたことにより Mo5晶反応では Mo5SiB2 に近く，また MoMo3SiMo5SiB2 共晶

SiB2 を初晶とした合金， Mop と表示されているのは Mo 濃反応では Mo3Si に近い．したがって，脆性相である Mo3Si

度を高めたことにより金属 Mo 相を初晶とした合金の各々のや Mo5SiB2 の体積率と連続性がおのずと高くなる．一方，結果である．第 1 世代モシブチック合金( TiCp )の室温破壊

モシブチック合金の場合，最も融点が高いのは TiC 相であ

靭性は，試験法や試験片サイズによって若干のばらつきはあるため，MoTiC 共晶部では金属 Mo 相の体積率が高まり連るものの，平均で 15.2 MPa(m)1/2 という高い値を示し，世続性も高まる． Mo Mo5SiB2 TiC 三相共晶部では，この考界で初めて 15 MPa ( m )1/2 の壁を超えた．期待通りに金属

え方からすれば Mo5SiB2 相の体積率が最も高いと考えられ

Mo 相の連続性を高めた効果が得られたものと考えられる．

る．事実， Miyamoto らの透過型電子顕微鏡( TEM )観察結上記 3 つのモシブチック合金に対しても，室温破壊靭性果(35)では，第 1 世代モシブチック合金の鋳造材においては値と金属 Mo 相の体積率の関係を図 5 中にプロットした．

Mo5SiB2 ( T2 )相の体積率が最も高い．ところが 1800 °C ， 24

それを図(39) に示す．モシブチック合金の破壊靭性値は，時間の熱処理によって Mo5SiB2 相が粗大に伸長する．この赤，青，緑で色付けした open symbol で示す．図 11 では，

過 程 で ， Mo Mo5SiB2 TiC 三 相 共 晶 部 や Mo Mo5SiB2 

金 属 Mo 相 が 連 続 的 で あ る か 不 連 続 的 で あ る か を ，Mo2C 三相共晶部では，相対的に金属 Mo 相の連続性が高まLemberg と Ritchie の評価(27) に基づいて区別した．第 1 世



ミ ニ 特 集図 11

Lemberg と Ritchie によってまとめられた Mo Si B 系合金の室温破壊靭性値と金属 Mo 相との関係(27)と，第 1 世代モシブチック合金(TiCp)な
らびに T2p ， Mop の室温破壊靭性値と金属 Mo
相の体積率， V fMo ，および金属 Mo 相と TiC の体積率の和， V fMo ＋ V fTiC ，の関係(39) ．金属 Mo
相の体積率， V fMo ，に対しては赤，青，緑色のopen symbol，金属 Mo 相と TiC の体積率の和，V fMo＋V fTiC，に対しては solid symbol で示す．

図 12

第 1 世代モシブチック合金のクリープ破断時間に対するラーソン・ミラー・プロット(44) ．試験
温 度 は 1400 1600 °C ， 負 荷 応 力 は 100 300
MPa，定数項は最適化により14.4を適用．

最後に，第 1 世代モシブチック合金の高温強度について簡単に触れておく．第 1 世代モシブチック合金から TiC を除いた母合金の組成は Mo 6.25Si 12.5B ( at )であり，それと直接比較できる強度データは無いが，比較的近い組成と代モシブチック合金である TiCp は， Mop よりもわずかで

金属 Mo 相の体積率を有する Mo Mo5SiB2 二相合金との比はあるが金属 Mo 相の体積率が低い．それにもかかわらず，

較から，第1世代モシブチック合金は1400°
Cまでの温度範囲

第 1 世代モシブチック合金は Mop よりも高い破壊靭性値をで明らかに高強度化していることがわかる(42)(43)．また著者示していることがわかる．金属 Mo 相の体積率に関しては

らは，第 1 世代モシブチック合金の高温引張クリープ強度

Mop の方が第 1 世代モシブチックよりも高いが，凝固組織を報告している(44) ．得られた破断寿命から，最適なラーソの変化によって Mop 中では金属 Mo 相の連続性がやや低下

ン・ミラー因子を求め，ラーソン・ミラー・プロットしたもしている．このことからも，モシブチック合金の破壊靭性のを図に示す．試験応力とラーソン・ミラー因子( C ＝は，金属 Mo 相の体積率と共にその連続性が重要な役割を果

14.4)の間には，非常に良い直線性が見られる．これを定式たしていることが理解される．さらに興味深いことは，TiC

化 す る と ， 図 中 に 示 さ れ て い る よ う に log s ＝ － 0.155 ×

相の役割である．図 11 中に，金属 Mo 相と TiC 相の体積率

PLMR＋6.542となった．この関係式を使って寿命予測してみの和に対しても，上記 3 つのモシブチック合金の室温破壊

る と ， 1400 °C で は 約 390 時 間 ， 1300 °C で は 約 4660 時 間 ，

靭性値を，赤，青，緑で色付けした solid symbol でプロッ

1200°
Cになると約78480時間という驚異的な強さとなっていトしている．TiC の体積率を加味することで，モシブチック

ることがわかった．第 1 世代モシブチック合金のクリープ

合金の破壊靭性値と金属 Mo 相と TiC 相の体積率の和の間変形機構に関しては，現在調査中であるが，固溶体金属のクには良好な直線関係が発現する．しかも，この直線関係を金リープ変形の要素と複合材料のクリープ変形の要素をあわせ属 Mo 相と TiC 相の体積率の和がゼロになるところまで外持った挙動となっているようである．今後の解析に期待する

挿すると，破壊靭性値約 3 MPa ( m )1/2 が得られる．この値

ところである．

は，Mo2C 相の体積率が極めて低いことからその影響を無視すれば， Mo5SiB2 単相の破壊靭性値に相当し，それは過去

.

お

わ

り

に

の報告例(41)とも良く一致する．このことから，モシブチッ
ク合金の破壊靭性値は金属 Mo 相の体積率と共に，TiC 相の第 1 世代モシブチック合金は， Mo Si 基金属間化合物材

体積率にも依存すると見ることができる．その場合の TiC料の課題であった低温での乏しい破壊靭性を解決し，しかもの役割は，TiC そのものが高靭化したとする見方と，TiC の優れた高温(クリープ)強度を発揮する新規な超高温材料とな

体積率の上昇が金属 Mo 相の連続性を高めたとする見方があった．第 1 世代モシブチック合金の現在の課題は，高温のる．しかし，先述の議論に基づけば，後者の金属 Mo 相の連耐酸化性である．第 1 世代モシブチック合金の機械的性質

続性を高めたと考えた方が妥当かもしれない．いずれにしては，耐熱モリブデン合金としてよく知られている析出強化型

も，TiC のマクロ添加はモシブチック合金の高靭化には不可の TZM や MHC 合金をすでに超えている．一方， TZM や欠である．

MHC 合金は耐酸化性に必要な Cr ， Al ， Si などを含んでい

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japanないため，高温での使用には雰囲気に対して強い制限がある．もし，良好な室温破壊靭性と優れた高温(クリープ)強度，そして耐酸化性を兼ね備えた新しいモシブチック合金(第 2 世代)の開発に成功すれば，高温プロセスや熱機関等で大きなブレークスルーが起こることは間違いない．モシブ
チック合金の耐酸化性の改善には，Ti5Si3 相の利用が検討されているところではある(34)(45)が，課題はまだまだ多い．さらなる研究・開発の展開に期待したい．
本稿の一部は，(国研)科学技術振興機構(JST)の戦略的創造研究推進事業

先端的低炭素化技術開発(ALCA)によって助成された「 MoSiB 基超高温材料の先進的デザインと鋳造プロセスの確立」の成果を含む．

文献( 1 ) R. Mitra: Int. Mater. Rev., 51(2006), 1364.
( 2 ) A. K. Vasud áevan and J. J. Petrovic: Mater. Sci. Eng. A, 155(1992), 117.
( 3 ) D. A. Berztiss, R. R. Cerchiara, E. A. Gulbransen, F. S. Pettit
and G. H. Meier: Mater. Sci. Eng. A, A155(1992), 165181.
( 4 ) K. Yanagihara, T. Maruyama and K. Nagata: Intermetallics, 4(1996), S133S139.
( 5 ) K. Kurokawa, H. Houzumi, I. Saeki and H. Takahashi: Mater.
Sci. Eng. A, 261(1999), 292299.
( 6 ) K. Hagihara, T. Ikenishi, H. Arai and T. Nakano: Sci. Rep., 7(2017), 3936.
社 日本ガス( 7 ) 小型セラミックガスタービン，高田浩之 監修，タービン学会編，エヌ・ティー・エス，(2003)，1227.
( 8 ) M. F. Ashby, F. J. Blunt and M. Bannister: Acta Metall., 37(1989), 1847
1857.
( 9 ) Binary Alloy Phase Diagram 2nd edition, ed. T. B. Massalski,
ASM Inetrnational, Materials Park, OH, USA, 3(1990), 2664
2666.
(10) M. K. Meyer and M. Akinc: J. Am. Ceram. Soc., 79(1996),
938944.
(11) M. K. Meyer and M. Akinc: J. Am. Ceram. Soc., 79(1996),
27632766.
(12) M. K. Meyer, A. J. Thom and M. Akinc: Intermetallics, 7(1999), 153162.
(13) H. Nowotny, R. KieŠer and F. Benesovsky: Planseeber. Fuer
Pulvermetall., 5(1957), 8693.
(14) T. Hayashi, K. Ito, K. Ihara, M. Fujikura and M. Yamaguchi:Intermetallics, 12(2004), 699704.
(15) K. Ito, K. Ihara, K. Tanaka, M. Fujiwara and M. Yamaguchi:Intermetallics, 9(2001), 591602.
(16) J. H. Schneibel, M. J. Kramer, O.
Ä UnalÄ
and R. N. Wright:
Intermetallics, 9(2001), 2531.
(17) Y. Yang, Y. A. Chang, L. Tan and W. Cao: Acta Mater., 53(2005), 1711
1720.
(18) R. Sakidja and J. H. Perepezko: Metall. Mater. Trans. A, 36A(2005), 507514.
(19) C. A. Nunes, R. Sakidja and J. H. Perepezko: Structural Intermetallics, eds. M. V. Nathal, R. Darolia, C. T. Liu, P. L.
Martin, D. B. Miracle, R. Wagner and M. Yamaguchi, TMS,
Warrendale, PA, USA, (1997), 831839.
(20) R. Sakidja, J. Myers, S. Kim and J. H. Perepezko: Int. J.
Refract. Met. Hard Mater., 18(2000), 193204.
(21) S. Katrych, A. Grytsiv, A. Bondar, P. Rogl, T. Velikanova andM Bohn: J. Alloy. Comp., 347(2002), 94100.
(22) Y. Yang and Y. A. Chang: Intermetallics, 13(2005), 121
128.
(23) S.H. Ha, K. Yoshimi, K. Maruyama, R. Tu and T. Goto:
Mater. Sci. Eng. A, 552(2012), 179188.
(24) P. Jain and K. S. Kumar: Sripta Mater., 62(2010), 1
4.



(25) S.
H. Ha, K. Yoshimi, J. Nakamura, T. Kaneko, K.
Maruyama, R. Tu and T. Goto: J. Alloy. Comp., 594(2014),
5259.
(26) K. Yoshimi, T. Iizawa, S. Yamamoto, J. Nakamura, K.
Maruyama, H. Katsui and T. Goto: Proc. Int. Gas Turbine
Cong. 2015 Tokyo, (2015), 319327.
(27) J. A. Lemberg and R. O. Ritchie: Adv. Mater., 24(2012),
34453480.
(28) J. H. Schneibel, R. O. Ritchie, J. J. Kruzic and P. F. Tortorelli:
Metall. Mater. Trans. A, 36A(2005), 525531.
(29) R. Sakidja, J. H. Perepezko, S. Kim and N. Sekido: Acta
Mater., 56(2008), 52235244.
(30) D. Schliephake, M. Azim, K. von KlinskiWetzel, B. Gorr, H.
J. Christ, H. Bei, E. P. George and M. Heilmaier: Metall.
Mater. Trans. A, 45A(2014), 11021111.
(31) F. Chu, D. J. Thoma, K. McClellan, P. Peralta and Y. He: Intermetallics, 7(1999), 611620.
(32) L. Zhang and J. Wu: Scripta Mater., 38(1997), 307313.
(33) J. H. Schneibel and C. J. Rawn: Acta Mater., 52(2004), 3843
3848.
(34) M. Zhao, S. Nakayama, T. Hatakeyama, J. Nakamura and K.
Yoshimi: Intermetallics, 90(2017), 169179.
(35) S. Miyamoto, K. Yoshimi, S.
H. Ha, T. Kaneko, J. Nakamura,T. Sato, K. Maruyama, R. Tu and T. Goto: Metall. Mater.
Trans. A, 45A(2014), 11121123.
(36) K. Yoshimi, J. Nakamura, D. Kanekon, S. Yamamoto, K.
Maruyama, H. Katsui and T. Goto: JOM, 66(2014), 1930
1938.
(37) V. N. Eremenko and T. Ya Velikanova: Handbook of Ternary
Alloy Phase Diagrams, ASM International, Metals Park, OH,
USA, 6(1995), 70857096.
( 38 ) 栗下裕明，吉永日出男，高尾文雄，後藤正治日本金属学会
誌，44(1980), 395403.
(39) T. Moriyama, K. Yoshimi, M. Zhao, T. Masnou, T. Yokoyama,
J. Nakamura, H. Katsui and T. Goto: Intermetallics, 84(2017),
92102.
(40) 吉見享祐溶射，55(2018), 73
79.
(41) K. Ihara, K. Ito, K. Tanaka and M. Yamaguchi: Mater. Sci.
Eng. A, 329331(2002), 222227.
(42) K. Yoshimi, S. Nakatani, N. Nomura and S. Hanada: Intermtallics, 11(2003), 787794.
( 43 ) 山本詩歩，吉見享祐，金 正旭，横山健太郎日本金属学会
誌，80(2016), 51
59.
(44) S. Y. Kamata, D. Kanekon, Y. Lu, N. Sekido, K. Maruyama, G.
Eggeler and K. Yoshimi: Sci. Rep., 8(2018), 10487.
( 45 ) 畠山友孝，関戸信彰，吉見享祐日本ガスタービン学会誌，
46(2018), 486494.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
吉見享祐
1990年 3 月 東北大学大学院工学研究科博士前期課程修了
1990年 6 月より 東北大学金属材料研究所助手，同助教授
2003年 4 月より 東北大学大学院環境科学研究科助教授
2012年 4 月より 東北大学大学院工学研究科准教授
2013年 4 月より 現職
専門分野金属物性，超高温材料，格子欠陥制御工学◎金属間化合物学研究で培われた学理を発展させ，高融点金属と金属間化合物，セラミックスの三相平衡に基づいた超高温材料の設計・組織制御，材料プロセッシングや超高温材料試験技術，表面処理技術を中心に研究．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

吉見享佑

関戸信彰

井田駿太郎

ミ ニ 特 集Nb を中心とした耐火金属高濃度
固溶体基耐熱合金の開発と今後の展望
三

浦

誠

司

きている．初期における HEA の定義は， 5 つ以上の元素を

.

緒

言

それぞれ等モル比で含む，であったものの，複相化による物性向上を目指すと，相平衡の上でこの条件はまずまちがいな二酸化炭素排出量の低減のためには高温での燃焼が必須でく満たされない．そのため本稿では「高濃度固溶体」と呼称あるが，タービンブレードにおいて，冷却による熱効率のロ

し，複相化による物性向上との関係を概説したい．このようスが無視できない段階に立ち至っている(1)．冷却の低減，さな高濃度固溶体は，上述のような相平衡の追求に関しては手らには無冷却への飛躍のためには，高融点の物質からなる相段が増えることを意味すると共に，無制限に等しい候補の絞を主たる構成要素とする耐熱材料が必須である．迅速な実用

り込みという問題をもたらすことにもなる．

化のためには現在のタービン構成を大きく変更しないことが耐火金属として知られる Cr, Mo, W, V, Nb, Ta およびそ求められるが，そのためにはニッケル基超合金と大きくは変れらと BCC 連続固溶体を形成する Ti, Zr, Hf を組み合わせ

わらない物性を有する，金属基合金からのステップアップがた BCC 固溶体の機械的特性に関しては， Senkov らのグル

一つの選択肢と考えられる．

ープを中心として精力的な研究が進められてきており，それ耐火金属材料は Ni と比べて遙かに高い融点を持つが，そら合金の詳細な知見は合金開発の上でたいへん有用である．

の中でも Mo, Nb は密度も小さく，好適である(2)．またこれ

図はそれらの知見の中から特徴的な二つの合金に関して行

らは現時点で存在する手段で大型の鋳塊作製ができるぎりぎ

った追試験の結果である(7)(8)．Alloy1 は Ti, Zr, Hf, Nb, Taりの融点を持つことから，プロセス上からも実用化の条件がを 20 at ずつ含み，常温での高い強度と，圧延変形も可能

整っていると言える．

な高い変形能を示すことから，耐火金属基 HEA の可能性のMo や Nb に関しては1950年代から固溶体合金や炭化物分広がりを示す好例と言える．一方，Hf を削除し，Ta を半減散型の合金の研究開発が積み重ねられてきているが(2)(5) ，耐酸化性など，克服すべき課題はいまだ少なくない．特に，さらなる高強度化は必須の目標である．GE によって提案された MASC(metal and silicide composite)合金(6)では Nb 固
溶体と Nb5Si3 化合物を組み合わせ， Cr や Hf などによる耐酸化性付与をコンセプトとしている．一方，耐酸化コーティ
ングとして， SiO2 を形成する金属ダイシリサイドが提案されてきた．しかしながら，金属ダイシリサイドは， Nb やMo などを主相とし， T2 相を強化相とする多元系においてこれらと相平衡しがたい．このことは，使用中にコーティン
グと母材との間の相反応進行を意味しており， SRZ( secondary reaction zone )形成による力学特性劣化の恐れが大きい．高温で用いる部材には相平衡状態で使用することが望ま
しく，構成相間の相平衡を追求する必要がある．そのためには多元系における相平衡を追求していく必要がある．
固溶体合金の高性能化というニーズに対し，近年，多数の構成原子からなる高エントロピー合金( HEA )が提案されて

図1

二 種 類 の 高 エ ン ト ロ ピ ー 合 金 ( Alloy 1:
TiZrHfNbTa(7) お よ び Alloy 2: TiZrNbTa0.5
CrMo0.5(8))の圧縮試験結果．

北海道大学大学院工学研究院 材料科学部門教授(〒0608628 札幌市北区北13条西 8 丁目)
Alloy Design Concept for the Development of Refractory Metal Based High Temperature Materials; Seiji Miura(Division of Materials
Science and Engineering, Faculty of Engineering, Hokkaido University, Sapporo)
Keywords: phase diagram, phase stability, equilibrium, refractory metals, solid solution, silicide, aluminide, laves phase2019年 4 月 8 日受理[doi:10.2320/materia.58.371]

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japanして Cr, Mo を加えた Alloy2 は非常に高い強度を示すが，

.

変形能が劣る．これは Cr を主体とする Laves 相が含まれてBCC 固溶体いるためであり，高濃度固溶体合金の可能性を引き出すためには，適切な組成選択と組織設計が必要であることを示して耐火金属基 BCC 連続固溶体の機械的特性に関しては，低濃度固溶体に関しては古くは NASA を中心とした研究，近いる．
既に述べたように，高強度化と耐酸化性付与は必須であ

年では国内でも精力的な研究がなされた(2)(5) ．しかしながる．耐火金属基固溶体( BCC 固溶体)によって靱性を，相平ら，これらを含む高濃度多元合金の強度に関しての統一的な衡する金属間化合物や炭化物・窒化物などによって高強度理解はいまだ不十分と思われる．さらに，いくつかの耐火金を，そしてコーティングによって耐酸化性を付与するという属基固溶体合金では BCC BCC などの二相平衡が出現して合金設計をこの合金系に適用する際に， MASC 合金に範をいることが報告されている(7)．耐火金属原子間の相互作用は取り，幅広く BCC 固溶体と相平衡する金属間化合物 M5Si3

必ずしもゼロではなく，例えば V Nb はプラス(斥力的)で型 T2 相を強化相候補とし，また，ニッケル基超合金のコーある一方で， Ta W 間ではマイナス(引力的)であり，これティングとしての実用実績がある B2 アルミナイドを耐酸化

らの結果として，実験的には十分検証されていない低温域でコーティング候補として選択することとした．図はそれらの二相分離や B2 化合物形成の可能性が指摘されている(9)．

三相の多元系状態図内での関係を模式的に示したものであ

このような相互作用の違いは，スピノーダル分解や短範囲規る．周期表において右に位置する Ni や Co など遷移金属元則など，点欠陥よりも大きなスケールのローカルな構造を導素群はアルミニウムと B2 アルミナイドを形成し，左に位置入する可能性を秘めており，これらの総合的な理解が合理的する耐火金属元素群 RM はそのほとんどが互いに全率固溶

な組成選択に必要であると考えられる．

することから BCC 固溶体を形成する．さらに Si＋B 軸上に耐火金属基固溶体における Laves 相形成傾向は原子サイ

M5(S, B )3 型 T2 相を配することで形成される三相平衡が，ズ，電子原子比などのいくつかの因子によって支配されると強度靱性耐酸化性を与えることが期待できる．一方で，考えられるが， Zhu らは多種多様な Laves 相の生成エンタ

RM 内には NbCr2 のように Laves 相を形成する組み合わせ

ルピーと AB2 型 Laves 相の原子サイズ比を調べ，原子サイも存在し，さらに， B2 アルミナイドと耐火金属基固溶体のズ比は Laves 相形成傾向をよく説明することを示した(10) ．

間 に は ， 例 え ば NiAl と Nb の 間 の よ う に 三 元 系 Laves 相

さらに置換挙動の傾向もよく説明することから，多元系合金

Nb(Ni, Al)2 が形成されるケースもある．また， Si＋ B 軸上

中における Laves 相形成の制御にはこれが大切な指標となには Mo3Si のような A15化合物や CrB2 のようなホウ化物がる(11)．

安定相として存在しうる．以下ではそれぞれの相平衡上の課
題と現状を説明したい．

Nb 基合金では Ti の添加による延性の向上が知られているが(12) ，相平衡の観点からは同じ第 4 族元素 Hf 添加により B2 アルミナイドではなく Nb2HfAl といった L21 ホイス
ラー相を安定化することから， Ti 添加でもこれが形成される可能性がある． B2 アルミナイドと比べて Al が少ないホ
イ ス ラ ー 相 が Al reservoir 相 と し て 機 能 す る か に つ い ては，現状では十分な知見はなく， B2 アルミナイド導入を目指した相平衡の観点からは第 4 族添加は大きく制限される
可能性が高い．

. T2 相Nb, Mo, Cr, Ta などの元素種は Si や B と組み合わせることで T2 型金属間化合物を形成する(13) ． BCC 固溶体相の組成を選択する上で， T2 相との相平衡を主軸とし，他の相の出現を制御する上で，これらの関係を整理する必要がある．
図には，CrB 系，NbSi 系の各二元系状態図および Mo
SiB 系状態図の縦断面図，および CrMoNb 三元系状態図と， Cr Nb Mo Si B 五元系における T2 相安定組成断面を示した(14)．CrMoNb 三元系状態図からわかるように，広い BCC 域が存在するが， Cr Nb 辺に NbCr2 Laves 相が存在する．また， Cr と相平衡する T2 相は Cr5B3 ， Mo と相平
図2

T2 シリサイドおよび B2 アルミナイドによる耐火
金属基高温材料の組織構成の可能性と問題点．

衡する T2 は Mo5SiB2 であることから， T2 相安定組成断面においては，平衡する BCC 相の CrMoNb 比の変化に伴ミ ニ 特 集図3

CrMoNbSiB 五元系における BCCT2 二相平衡探索．(オンラインカラー)って T2 相の B / Si 比も変化すると考えられる．この系は五元系であることから，特定の三元系断面への投影を用いて単純化しないと記述ができない．図はその一例として，Cr
NbMo を一点 M に縮退させ，MSiB 三元系断面への投影として記述したものである(14)． M コーナー周辺に平衡相として集約されている BCC 相に対する B や Si の固溶は小さ
く，一方，これと平衡する T2 相は幅広い B / Si 比を有している．また， CrB2 や NbCr2 ， A15 などの相が共存する組成域が存在することが判る．このような単純化をいくつか重ねることで初めてすべての情報を図示化できることになるが，このような図面であっても，共存相の制御のための組成選択に有用な知見・方針を提供できることが判る．
MASC 合金などにおいては， T2 相は BCC 固溶体相との共晶を利用した組織制御によって導入される(6)．一方，靱性値が低いことから，常温靱性の確保のためには球状化も選択

図4

CrMoNbSiB 五元系状態図の二次元への投影図．

肢の一つと考えられる． Nb Si 系を基本とした Nb5Si3 相の球状化の手段としては，以下の二つが考えられる．


Nb3Si 相の共析分解NbNb5Si3 共晶組織に熱処理を加えることでの球状化

他方， Nb3Si の相安定性を落として Nb Nb5Si3 共晶を実現し，熱処理による球状化を行うことを視野に入れるには，添加元素が相構成に及ぼす影響の理解が必要である．その調

Nb3Si の共析分解は非常に遅いことが報告されている(15)

査調結果から， Au や Pt のわずかな添加が Nb Nb5Si3 共晶が， 100 ppm オーダーの Mg 添加によって加速される(16) ．

実現とその後の球状化に大きく寄与することが明らかとなっ一 方 ， Nb3Si の 相 安 定 性 は Ta, Ti な ど に よ っ て 向 上 し ，た(18) ．これらの知見を有効に使うことで，多元系合金におMo, W などによって低下するが，シェフラーの組織図と同いても組織設計が可能となると期待される．

じ考え方を適用することで，Nb3Si の相安定性を適切に制御しつつ，添加元素量を確保することが可能である(17)．

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan




.

耐酸化性コーティング相の選択

耐酸化コーティングとして金属間化合物相を検討する際に必須な観点は，母相との相平衡，金属間化合物相の融点並びに母材と組み合わせた場合の液相生成温度(共晶温度など)，
表面に形成する酸化物相の種類およびそれとの熱膨張係数のマッチングが挙げられる．
Al を大量に含み，Nb 固溶体相と相平衡する相として Nb3
Al が挙げられるが， Nb Al 系において十分な Al2O3 スケー

ルを形成するために必要な Al 量は 50 atを越えていることから(19) ， Nb3Al は耐酸化コーティング相としては不十分と考えざるを得ない．これに対し，NiAl 系における必要量は25 at  Al 程度であり， B2 NiAl は十分に機能する．同様に，各種 B2 アルミナイドも十分な量の Al を含むことから
表面に Al2O3 を形成する Al Reservoir として機能することが期待される．また B2 アルミナイドは，Ni や Co のみなら

図5(a ) NiAl 二元系における平均原子体積(V )の Al
濃度依存性．(b) NiAlNb 三元系における NiAl
から Nb にかけての平均原子体積( V )の Nb 組成
依存性(11)．

表1

純物質 A および B の組み合わせにおける Laves
相の報告の有無と原子サイズ比 DA / DB ( B2 アル
ミナイドの場合は平均原子サイズ)および VEC 値(括弧内)の比較(11)．

ず， Ru や Rh など，多彩な遷移金属元素の組み合わせで形成できる点が魅力である．一方，既に述べたように Nb とB2 アルミナイドの相平衡を検討すると，その間に Nb ( Ni,
Al )2 などの Laves 相が形成されることから， Nb 基合金に
NiAl をコーティングすると，界面に Laves 相が形成される可能性がある．これに対し， Mo と NiAl の間には中間相は存在しない．よって，多彩な BCC 高濃度固溶体と B2 アル
ミナイドのマッチングを図る上で，三元系 Laves 相の形成
傾向を明らかにすることは，合理的な組成設計を可能とすると考えられる．
Laves 相の相安定性を原子サイズに基づいて整理すると，
Nb と Cr の間には二元系 NbCr2 Laves 相が現れるが， Moと Cr の間には現れない．これは原子サイズ比の観点から，
Nb が Mo よ り 大 き く ， そ れ ら よ り 小 さ い Cr と の 間 でLaves 相を安定化する適切な原子サイズ比を有するためと解釈できる．一方， Cr Mo Nb 三元系では， NbCr2 の Nb サ
イ ト を Mo が 置 換 す る が ， 置 換 で き る 量 は 大 き く は な
い(20) ．このような原子サイズ比による整理は二元系 Laves
相では成功しているが，三元系 Laves 相の相安定性を同じように説明することは必ずしも成功していなかった．著者らのグループは，Ni や Ni3Al，NiAl 中における Al の部分モル
体積が純 Al のモル体積と比べて遙かに小さいことに着目
し，純 Ni と純 Al のモル体積の平均ではなく， B2 NiAl のモル体積を用いて整理することで，三元系 Laves 相においても二元系 Laves 相と同様に原子サイズ比による整理が可能であることを示した(図)(11)． B2NiAl のモル体積は Crとほぼ等しく，よって，Nb とは Nb(Ni, Al)2Laves 相を形され，合金組成選択の幅を絞り込むことができた．

成するが，Mo とは Mo(Ni, Al)2Laves 相を形成しがたいこ

B2 アルミナイドの選択における状態図的な要件としては，とが二元系と同様に説明できる．表はこれを各種元素・BCC 相と組み合わせた際の融点がある． Cr NiAl や Mo 

B2 化合物で検証した結果であり，左下に行くにつれて原子

NiAl などの擬二元系状態図から知られるように，これら両

サイズ比が Laves 相を安定化することが，状態図上での出相は共晶系を形成する場合が知られていることから，二相組

現と対応していることが判る(11)．このように，BCC 固溶体

織における溶融温度(共晶温度)は構成相の融点より低くなると B2 アルミナイドの間で Laves 相を形成しない条件が確立ものと考えられる．共晶温度を上昇させるには，構成相の融ミ ニ 特 集点の向上がもっとも有効であると考えられる．この方針によ

文っても B2 アルミナイドの構成元素選択幅を絞り込むことが

献

できる．

.

結

言

耐火金属基高濃度固溶体をベースとして，T2 シリサイド，
B2 アルミナイドを組み合わせた高温材料は使用温度が超高温であることから，互いに平衡する相で構成されている必要がある．このような合金を設計する上で必要な状態図的知見
は超多元系となることから，実験的にも計算的にも現状は完全なものを得ることが困難である．一方，それらを束縛する
ルールによって探索範囲を絞り込むことが可能である．本稿
ではそのようなルールを概説した．


延性を担う BCC 母相において，原子サイズに代表される因子によって Laves 相形成傾向を検討することが可能である．また，個別の異種原子間相互作用によって BCC 
BCC 二相分離や短範囲規則化が生じる可能性があることから，これらを考慮に入れる必要がある．


BCC 固溶体相と相平衡する T2 相の組成は，固溶体相

構成元素比を維持しつつ Si, B などを組み合わせて推定される T2 相組成近傍となる可能性が高い．また，有力な競合相としてホウ化物，A15化合物，Laves 相が想定される．


耐酸化コーティングのために B2 相を選択する場合，

BCC 固溶体相との間に三元系 Laves 相が形成され得る．B2相の格子定数と， BCC 相の格子定数から求められる原子サ
イズ比を用いて，三元系 Laves 相の相安定性を評価することが可能である．また，両者の相平衡によって低下する熔融
温度が合金の使用温度上限を決める可能性が高い．熔融温度を向上させるために，それぞれの相の融点向上が有効であると考えられる．
本研究は文部科学省科研費基盤研究 A 「超高速一方向共晶凝固と共析分解・球状化熱処理による高靭性耐熱ニオブ基合金の実現( 19206071 )」および JST ALCA 「耐火金属基BCC 高 濃 度 固 溶 体 を ベ ー ス と し た 超 耐 熱 材 料 創 成( 1 ) 田中良平超高温材料国際シンポジウム XI―新たなる材料・
プロセス/未来への架け橋―(1997.5.2930)，山口県宇部市，
株 超高温材料研究センター，1
ときわ湖水ホール，
11.
( 2 ) 井上 聡，加藤真人，加納茂機，一色泰志，斉藤淳一，吉田英一，森永正彦日本金属学会誌，58(1994), 826834.
( 3 ) B. S. Lement and I. Perlmutter: Journal of the LessCommon
Metals, 2(1960), 253271.
(4) 譚毅，田中久男，馬 朝利，笠間昭夫，田中良平，三島良直，花田修治日本金属学会誌，64(2000), 559565.
(5) 譚毅，田中久男，馬 朝利，笠間昭夫，田中良平，三島良直，花田修治日本金属学会誌，64(2000), 566570.
( 6 ) B. P. Bewlay, M. R. Jackson and H. A. Lipsitt: Metall. andMater. Trans. A, 27A(1996), 38013808.
( 7 ) O. N. Senkov and C. F. Woodward: Mater. Sci. and Eng. A,
529 (2011), 311320.
( 8 ) O. N. Senkov, J. M. Scott, S. V. Senkova, F. Meisenkothen, D.
B. Miracle and C. F. Woodward: Mater. Sci., 47(2012), 4062
4074.
( 9 ) K. Masuda-Jindo, V. V. Hung, N. T. Hoa and P. E. A.Turchi: J.
Alloys Comp., 452(2008), 127132.
(10) J. H. Zhu, C. T. Liu, L. M. Pike and P. K. Liaw: Intermetallics,
10(2002), 579595.
(11) T. Yamanouchi and S. Miura: Mater. Trans., 59(2018), 546
555.
(12) K. S. Chan and D. L. Davidson: Metall. Mater. Trans., 30A(1999), 925
939.
(13) H. Okamoto: Desk Handbook, Phase Diagrams for Binary
Alloys, ASM International, (2000).
(14) D. Goto, K. Ikeda and S. Miura: MRS Advances, 4, 2526,(2019), 14911496.
(15) M. G. Mendiratta and D. M. Dimiduk: Scr. Metall. et Mater.,
25(1991), 237242.
(16) S. Miura, K. Ohkubo and T. Mohri: Intermetallics, 15(2007),
783790.
(17) S. Miura, T. Tanahashi, Y. Mishima and T. Mohri: The 7thPaciˆc Rim International Conference on Advanced Materials
and Processing (PRICM 7), Materials Science Forum, 654
656(2010), 444447.
(18) S. Miura, T. Hatabata, T. Okawa and T. Mohri: Metall. Mater.
Trans. A, 45A(2014), 11361147.
(19) J. Doychak: Intermetallic compounds, Vol. 1, Chap. 43, edited
by J. H. Westbrook and R. L. Fleischer, Wiley, (1995), 977
1016.
(20) L. Peng, K. Ikeda, T. Horiuchi and S. Miura: Mater. Trans., 60(2019), 246
253.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

(JPMJAL1407)」の成果に基づいている．
本研究の着想は，田中良平東京工業大学名誉教授および成田敏夫北海道大学名誉教授に頂いた教えによるところが大きいことを記して感謝の意を表します．

三浦誠司

1987年 東京工業大学大学院総合理工学研究科修士
課程修了
主な略歴
1987年 4 月 東京工業大学精密工学研究所助手
1997年 4 月 北海道大学大学院工学研究科物質工学専
攻材料物性工学講座助教授
2013年12月現職
専門分野合金状態図，組織制御◎金属間化合物や固溶体合金の機械的性質と相平衡探索を組み合わせて，多相合金の機械的性質に研究範囲を広げています．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japanセラミックス複合材料の最近の進歩
香

.

川

豊 七

丈

直

弘

セラミックス複合材料を取り巻く環境

近年，CMCs (Ceramic Matrix Composites)の実用化への気運が高まり，国際的なレベルで実用化へ向けての研究開発が行われるようになった．(英文では CMCs と記述されることが普通であるが，日本では CMC と記述されるので，以後
CMC と記述する)．以前は，セラミックス単体(モノリシッ

クセラミックス)に対してマトリックス中に異なる相(マトリックスと異なる相例えば粒子や短繊維)を複合化したもの
全体が CMC と言われていた．しかし，近年では長い連続状のセラミックス繊維(長繊維)をセラミックス中に複合化した

図1

CMC の特徴をモノリシックセラミックスと比較した図．

ものが CMC と呼ばれている．
過去に行われていた CMC の目的はモノリシックセラミッ

CMC に見られる代表的な複合化組織を示している． SiC 繊

クスに欠けている破壊靭性の向上を目指す「高靭化( tough-維束が平織りと呼ばれる織物状になっており，その中にはマening )」と呼ばれる機構に関することにあった(1) ．近年のトリックスの未含浸部分，ランダムな方向や繊維束中の繊維

CMC は破壊靭性の向上という概念ではなく，連続繊維をセとマトリックス間に沿ったマトリックスクラックが観察されラミックスと複合化することにより強度は犠牲にするが損傷る．クラックの発生要因は繊維とマトリックス間の熱膨張係許容性を付与することが複合化の目的になっている．このた数の差に基づく熱応力や製造時の残留応力によるものであ

めに，モノリシックセラミックスとは異なる性質を利用する

る．また，数 mm オーダーのポア(マトリックスの未複合化材料の通称が CMC と呼ばれるようになっている．機能発現部分)が存在することもある．繊維とマトリックス間界面に機構としては，損傷許容性を付与するために CMC 中で微小は界面の特性を最適化するためにコーティングが施される組な脆性破壊を数多く発生しても CMC 全体としては破壊に至織を持つ．

ることがなく荷重負担能力が消失することはないことが重要である．図は CMC の概念を模式的に示したものである．

. CMC の分類と実用材料としての開発状況

CMC は構成材料自体も全てセラミックスであることから耐熱性が金属系の耐熱合金よりもはるかに優れていることも材 酸化物系 CMC ( Ox (繊維)/ Ox (マトCMC は大別して，◯料としての魅力である．ここでは， CMC の中から工業的にリックス)と記述されるOx は Oxide(酸化物セラミックス)重要であると考えられているものについて最近の状況を解説 非酸化物系 CMC に大別される．図は工業的な
の略)と◯

する．

利用が考えられている CMC を構成材料の種類や複合化の方

CMC は材料中に小さなクラックを蓄積することができる

法から分類したものである．図は利用温度から見た CMC

特徴を有している．このために，材料組織が良好に制御されの特徴を示したものである(3)．既存の耐熱材料の中では，耐たセラミックス繊維をセラミックスマトリックス中に複合化

熱金属材料に取って替わる軽量材料として位置付けられる．

し，損傷許容性を発現させるために複合化組織を複雑なもの

なお，CMC 用の繊維の開発は各国で行われているがここでにしている．図は， CMC に見られる代表的な複合化組織

は，割愛する． Ox / Ox CMC は構成材料自体の特性から，を示したものである(2) ．これは代表的な SiC / SiC であり，

1000 ～ 1100 °C 以下の温度レンジを使用ターゲットとして開東京工科大学教授，副学長，片柳研究所所長(〒1920982 八王子市片倉町14041)
東京工科大学コンピュータサイエンス学部教授
Recent Progress of Ceramic Matrix Composites; Yutaka Kagawa, Naohiro Shichijo(Katayanagi Advanced Research Laboratories,
Tokyo. Tokyo University of Technology, Hachioji)
Keywords: ceramic matrix composites (CMC), SiC/SiC, Ox/Ox, microstructure, mechanical properties, high temperature structural materials,
application, virtual test, mechanical properties, time dependent properties
2019年 3 月19日受理[doi:10.2320/materia.58.376]



ミ ニ 特 集

発されている．

間に 2000 °C となるような用途や，大気中では短時間だけ高非酸化物系 CMC の SiC / SiC は 1200 °C 級と 1400 ～ 1500 °C温になる耐摩耗材料としての用途がある．この他にも，様々級に分類される．炭素繊維を SiC 系のマトリックスに複合な繊維とマトリックスの組み合わせが考えられるが，実用化化したもの( C / SiC と記述)は酸化雰囲気でない場合で短時を対象として研究開発対象となっている大多数の CMC は◯ のどちらかである．
か◯Ox/Ox 複合材料

酸化物系 CMC は， Al2O3 繊維やムライト繊維を Al2O3 系などの酸化物形マトリックスと複合化したものである．Ox/
Ox の製造にはセラミックスの焼結を利用した方法が用いられる．米国には，すでに 1 m～ 1.5 m 以上の大型部材形状を持つ Ox / Ox CMC を製造することができる企業がある．ドイツでは，主に自動車用として数 mm オーダーの薄い複雑な形状を持つものが製造されている．これらの Ox/Ox に用いられる繊維は米国 3M 社のものが多い．国内 Al2O3 系繊維の多くは生産中止になったが，現在のところ国内で構造材
株 のも料としての Ox/Ox 用に用いられる繊維としてニチビ

のがある．国内でも航空機用エンジン部材として Ox / Ox
CMC がすでに開発され，部材の形状を持つものまでが試作されるレベルまで達している(4)．
Ox / Ox では繊維とマトリックスともに酸化物系セラミックスであるために高温下では繊維とマトリックスが焼結するとともに，繊維と CMC 特有の損傷許容性を発現できなくな
る．このために，繊維とマトリックス間の界面制御は非常に
図2

CMC の代表的な複合化組織． CVI 法により作成された SiC / SiC の組織の模式図と座標軸の定義( a )．クラックの存在，ポアの存在などを許容するとともに，繊維の分布状態も不均一性を持っていることが特徴である．SiC/SiC の複合化組織例(b)，(c)，及び SiC/SiC 中に熱ショックにより発生したクラックの例(d)．

重要である．界面のコーティング材料に関しては過去に米国で空軍を中心に膨大な実験が行われ，モナザイトなど数種類の実用化材料に収束している(5) ． Ox / Ox では高温環境下で繊維の結晶粒成長や繊維中でのポアの生成による繊維強度の低下が最大の問題である．しかし，これらの問題は，過去から指摘され続けてきており，Al2O3 系繊維の性能向上しかこ

図3

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan

工業的に利用されることが考えられている CMC の分類例．製造方法は図中に示した．



図4の問題を解決することは難しいと断定して支障ない．


非酸化物系複合材料

耐熱材料の変遷と CMC の位置付け
及び代表的な CMC(図 3 中に示した
CMC )の使用温度領域．現状での各
種 CMC の重要研究開発ターゲット
及び課題．1200°
C以下の温度域とそ
れ以上の温度域では用いられる
CMC が異なり，異なる研究開発として分類される．

 部材の設計，◯
 SiC 繊SiC/SiC を用いた部材製造では，◯
 繊維織物，◯ 繊維表面コーティング，◯ マトリックス維，◯ 検査，の過程があり，これらを通過することとの複合化，◯

C/SiC 系 CMC は自動車ブレーキローターや苛酷環境用ので初めて部材として使用できる条件が整う．どれも欠かすこ

耐摩耗材料としてすでに実用化されている(6)．また，軽量でとができず，個々の技術要素毎に実用材料レベルに対応でき

高温での摩耗特性が安定していることから高速車両のブレー 部材の設計
るものまで高められていることが必要になる．◯

キへの応用も行われている．国内でも同様なものが製造されには CMC 固有の力学特性や劣化現象を理解することが必要ている(7)．炭素繊維を用いることから耐酸化特性は犠牲となであり，材料技術だけではなく使用環境下での必要特性や劣るが，軽量であることからドイツや米国では短時間超高温が化に伴う性能低下なども設計に反映する必要がある．米国や必要とされる用途や宇宙関連機器に応用が考えられている．

フランスに対して国内では，実仕様環境下での経験が浅いた

SiC / SiC は 1990 年くらいから軍用機の熱シールドパネル

 の SiC 繊
め，現状では十分なレベルには達していない．◯

として使用されてきており， 2014 年には民間航空機用エン維に関しては，現在の SiC / SiC に利用されるものが全て国ジンの一部に適用される段階に達した(8)．SiC/SiC の研究開産のものであるという程度に高い技術を有している．国内は発では米国及びヨーロッパ(フランスとドイツ)の研究開発が

株 と宇部興産
株 が繊維を製造することができる
日本カーボン

世界をリードしている．米国ではジェネラル・エレクトリッ

が，日本カーボンの繊維は米国 GE 社とフランスのサフラン

ク(GE)社及びプラット・アンド・ホイットニー(P&W)社に社との企業形態となり，米国内には国内工場と同じ生産ライより民間航空機用エンジン材料としての用途展開が検討され

 の繊維表面コーティングとしてンのものが建設中である．◯ている．GE 社では，社内で SiC 繊維及び SiC/SiC 部材製造

は BN 系材料の利用が重要であるが，国内では限られた企業

技術を開発し，外部からの調達が不要な段階に達している．

しか施工できない状況である．国際的にも，このコーティン

プラット・アンド・ホィットニー(P&W)やロールスロイス

グが SiC / SiC の長時間劣化を食い止めるためには重要であ(RR)では社内での研究開発も進んでいるようである．米国

るという認識のもと，旺盛な研究開発が続けられている．

内には CMC の製造を行うベンチャー企業が何社か存在し，

SiC/SiC の場合には，現在のところ BN コーティングが最良

CMC の製品化と製造を行なっている．このように欧米を中と考えられているが，新しい材料の探索も引き続き行われて心に GE が先頭を走り，他の CMC のユーザー企業が研究開いる．BN コーティングを行った SiC/SiC の破断面の一例を

発を加速しているという状況である．SiC/SiC は原子力発電

図に示す(9)．破断面を観察したときに BN コーティングがの燃料被覆管やチャンネルボックスへの応用も考えられていSiC 繊維表面に残っている場合の方が耐久性が良好であるとる．高温で使用する SiC / SiC では BN の繊維表面へのコー考えられている．破断面に繊維の引き抜け(プルアウト)があ

ティングが用いられ，原子力用では炭素コーティングが用いると良好な複合化が行われているということがあるが，プルられる点が大きな相違点である．なお，SiC/SiC という記述

アウト長さは複合化後の繊維の強度や強度のバラツキ，界面から，材料の種類は一つであると言う誤解を受けることがあ剥離抵抗と剥離後の滑り抵抗などの多くのパラメータで決定

る． SiC / SiC は素材としては SiC 繊維を SiC マトリックスされるために単純な解釈には注意が必要である．

と複合化したものを示すが，製造方法，繊維表面のコーティ

 のマトリックスとの複合化では，部材の最高使用温度が◯ング，繊維の織物構造，マトリックスの組織などの点で極め高い順に CVI (Chemical Vapor Inˆltration)，MI (Melt In-て多くの種類の材料が存在する(9)．

ˆltration)，PIP (Polymer Impregnation Pyrolysis)が用いら

ミ ニ 特 集図5

溶 融 Si 含 浸法 ( MI 法 )によ り作 製し た SiC / SiC(MI)の破断面の SEM 観察例．繊維表面のコーテ
ィングは BN．

図6

SiC/SiC のクラックブリッジングに見られる高温下での化学的劣化現象( a )及び高温で化学的反応を生じた場合の応力ひずみ曲線の変化と破断面の 例 ( PIP 法 で 作 製 し た SiC / SiC  SiC / SiC(PIP))．

れる．固相での反応を利用する SR (Solid State Reaction)も利用されている実績がある．実際には，製造する部材に要求される性能に応じてこれらの製造方法を適宜組み合わせた方力的に行われている．SiC 繊維表面で用いられる BN コーテ

法が用いられる．マトリックスとの複合化として工業的に多ィングは，BN の微細組織が繊維の高温特性に大きく影響を用されているものは CVI と MI である． SiC / SiC で使用温与えることが知られており，引き続き研究の必要な分野であ度域の高いものではマトリックスの SiC としても耐熱性にる．複合化プロセスに関しても引き続き研究開発が進められ優れたものが求められるので CVI 法によるものが適していているが，基本となるプロセスはすでに開発されており，根ると考えられている．また．MI 法を利用した場合には製造本的に変えるようなものは提案されていない．最近の傾向と方法の原理上残存する未反応 Si (あるいは Si 合金や金属間しては，製造技術の研究開発に計算機科学を利用し，最適な化合物)の影響を最小にすることが求められる．このため，

条件を決定することや，実験では得られない現象を解明する

Si の合金化や化学反応と同時に Si が含浸する過程などの基ことが行われている(11)．

 の検査技術については，製造
礎研究も行われている(10)．◯

現在利用されている SiC 繊維やプロセス技術は過去 20 ～

後の部材の性能を保証する技術と，使用中に安全性を保証す

30 年間で開発されたものである．現在の SiC / SiC 開発はこる技術，が求められるが現状では十分に研究開発が進んでいれら過去の成果に基づくものであることは注意すべきであるとは言いがたい．CMC を部材として製造・販売しなけれる．すなわち，現在の SiC / SiC 分野における基礎基盤研究ばならない我が国の CMC メーカーのビジネスモデルを実現とは全く新しい SiC 繊維自体やプロセス自体を考えることするには，検査技術の早急な開発が求められる．この分野でか，開発途中で発生した新たな基礎技術課題を解決することは，後述するバーチャルテストや人工知能技術への期待が高に限られる点である．特に，これから CMC の研究を行う場

まっている．

合には注意が必要であろう．

 ～◯ の要素技術に関しては米国，フランスがリー
上記の◯ドしている状況といえる．世界中の CMC の分野で用いられCMC の力学特性ている SiC 繊維の製造技術は日本にあるが，その利用技術

CMC の力学特性に関して，20～25年前にはセラミックス

では一部の企業を除けば欧米に遅れを取っている．一方，製材料の高靭化機構としてのセラミックス繊維によるセラミッ

造時検査技術や使用時検査技術に関しては欧米でもいまだにクス中に発生したクラックブリッジングと R 曲線挙動が研手法は確立されてない段階である．SiC 繊維は国外への輸出究の対象となっていたが，近年ではクラックを多数含有するが規制されているとともに，国外で製造された CMC の日本

場合の変形や破壊挙動に注目が集まっている．すなわち，一への輸入も制限されている．国内の CMC 分野の開発ではつの素過程を考えることから多くのクラックの存在を認め，SiC 繊維が入手可能性を利点として活かした CMC 部材製造

その相互作用と破壊現象を考えることが重要になった．

技術を強化する必要がある．

最近では，使用環境下での劣化現象に注目が集まっている．図は SiC / SiC を高温環境に置いたときにクラックを

. CMC 関連の研究開発状況

CMC 用素材及び製造技術

ブリッジした SiC 繊維が酸化現象により劣化する場合の模式図である．同様の繊維によるマトリックスクラックブリッ
ジモデルは過去に多くの研究対象となった．化学的な劣化を

CMC 製造に用いられる構成材料の研究開発は，継続され伴わない損傷の解析では一つのクラックから多数の異なる種ている．アメリカやドイツでは，新しい繊維の研究開発が精類のクラックを持つ場合に移行している．一方，高温での化

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan学反応を伴う場合の解析では引き続き一つのクラックブリッの非破壊検査にも利用していくことが必要である．また，高ジングが対象であるが，CMC 特有の高温化学反応を解析に

温疲労やクリープが同時に働く環境下での使用時の時間依存取り込もうとする試みも行われている(11)．

特性の解析や評価が重要である．

SiC 繊維は酸化による劣化と同時に繊維のクリープや SiC

繊維表面に施行された BN コーティングの酸化や繊維とマト

計測技術分野リックス間の相対滑りによる摩耗，繊維自身のクリープ現象

設計に用いる力学特性をマルチスケールで考え，特性を理などが同時に発生する極めて複雑な劣化現象である．この劣解するための計測技術も進歩した．これに伴い， 1500 °Cで化現象により，応力ひずみ曲線はモノリシックセラミック

SiC 繊維 1 本の破断現象を観察できる手法(13) や， 1500 °Cまスに類似した挙動を示すことになる．このとき，図中に示しでの高温で CMC のひずみを計測する技術(14) や SiC 繊維やた SiC/SiC(PIP)の破断面の観察結果から材料中に大きなボ

Al2O3 繊維のひずみを計測する技術(15)，CMC のマクロな状イドができたり，SiC 繊維の表面が酸化劣化していることが況とミクロな現象であるマトリックスクラックが同時に観察わかる．この結果は， CMC の研究開発では高温長時間保持できる装置(16)の開発も行われた．

後の特性変化を調べることが重要であることを示している．
すなわち，CMC を製造してから，まず，高温・長時間保持を行い CMC が高温で使用できるかを調べることが必要であ

計算機科学の利用技術

従来の研究手法と異なるものとしては，計算機科学を利用した CMC 関連技術の進展がある． CMC は他の複合材と異

る．






CMC の時間依存特性

なり，ミクロ組織の構造不均一が高い傾向にあるため，ミクロな空隙が一様に分布していることを仮定した従来の均質化

CMC の実用化が近づくにつれて使用時の CMC の特性を法では部材設計に有益な結果を得ることができない．そこ

部材の設計に利用する場合にも劣化現象を考慮しなければな

で，実際の CMC の構造を CT によって取得し，その構造をらないことも指摘されている．CMC では内部に損傷が累積模擬したモデルを計算機中に再現し，このモデルに対して使されるとコンプライアンスが大きくなるため，厳密に言えば用条件を模擬した環境下での負荷を加え， CMC や CMC に部材の共振周波数などが異なる可能性もある．図( a )は耐環境コーティングを施工した部材での応力，ひずみ，損傷

SiC /SiC の高温疲労試験時の負荷除荷曲線の傾きから求めの分布を得ることを目的とした「バーチャルテスト技術」がた傾きの変化(図 7( b))を 1 回目の負荷時の傾きで割った値

試みられている(17) ．バーチャルテストでは詳細かつ膨大なと負荷サイクル数の関係を示している(12) ．図中の応力値は情報が得られるが，その評価には多大な労力を要する．この

疲労試験時の負荷応力である．この図を見ると，コンプライ軽減を目的として，バーチャルテストの結果を AI (人工知アンスの変化は負荷応力が大きなほど大きく，負荷応力が少能)で評価する検査方法の研究も開始されている(18)．図はないほど変化が小さく，疲労破断までの繰り返し負荷数も多バー チャルテス トの一例と して， 0 °/ 90 °
積 層構成を持 つくなることがわかる．このような損傷許容性ゆえに，部材作
製前にその特性を詳細に調べることが必要である．また，安全な損傷と危険な損傷の区別を明確にし，その結果を CMC

図7



SiC / SiC ( CVI )の高温疲労試験時に生じるコンプ
ライアンスの変化( a )．初期の引張ヤング率( E0)
で繰り返し引張除荷時のヤング率(E(s): s は負荷応力)を規格化した値．疲労試験時のコンプラ
イアンスの変化を求めるために用いたヒステリシ
ス挙動の模式図．

図8バーチャルテストの一例として 0°/ 90 °
構成のCMC に「穴を開けたものを引張った時の損傷の進展を計算した例．穴の周囲に損傷領域が進展している様子を示している． Pa は引張荷重の負荷
方向．

ミ ニ 特 集文

図9

Ox / Ox を 用 い た 部 材 の 形 状 の 例 (( a )は 金 属 部品，(c)は Ox/Ox 部品)．CMC 固有の特性に応じた部品形状の設計が必要になる．

CMC 試験片を模した有孔試験片に対する引張試験時の損傷の発展をシミュレーションしたものである．CMC の構成要
素の特性を基に， CMC 特有の応力ひずみ挙動を計算機の中に再現することは難しかったが，最近では，使用環境の影響までも考慮した理論計算も試みられている(17) ．なお，
CMC では図に一例を示したように，従来の金属系材料の部材を置き換える場合でも，使用する CMC の特性に応じた部材設計が必要である(4)ことを付け加えておく．

.

終 わ

り

に

CMC の開発が急速に進む中で新たに多くの研究課題が生まれている．このような状況下で，行うべき課題と行わなくても良い課題の選別がより重要になっている．筆者らの考えでは，現在の開発に用いる主要技術はすでに過去に行われたものの組み合わせによって行うことが可能なものである．このような状況下で，CMC の分野が将来発展していくために
は，CMC の実用化をまず達成し，その後に再び新規課題にチャレンジし，現在開発している CMC をはるかに凌ぐ材料を実現するというシナリオが好ましい．
近い将来の CMC 実用化に対しては，過去の研究開発の成果の蓄積の上に成り立っており，具体的な内容や方針が既に決まっている内容が多い．これから CMC の研究開発に着手

献( 1 ) 香川 豊，八田博志セラミックス基複合材料，アグネ承風社，(1990), 1301.
( 2 ) Y. Kagawa: Composite Sci. Technol., 57(1997), 607611.
( 3 ) 香川 豊応用物理，86(2017), 467473.
( 4 ) 牛田正紀，福島 明，野上龍馬，田麥あづさ，西川紘介，栗村隆之，松本峰明，垣澤英樹，長谷川良雄，粂田和弘日本
セラミックス協会講演概要集，(2018), 秋季大会．
( 5 ) R. J. Kerans, R. S. Hay, T. A. Parthasarathy and M. K.
Cinibulk: JACerS, 85(11)(2002), 25992632.
( 6 ) W. Krenkel: IJACT, 1(2004), 188200.
( 7 ) ENDLESS ADVANCE Co., Ltd., Racing MONO6GT &MONO4GT CMC ローターカタログ，https://endlesssport.
co.jp/products/brake_caliper/index_CMCkit.html (retrieved
March 18, 2019).
( 8 ) B. Dix 東京工科大学 CMC センター設立記念シンポジウム「CMC が拓く日本の航空機産業未来」(2018)．
( 9 ) 香川 豊FC Report, 35夏(2017), 100104.
(10) 佐藤光彦戦略的イノベーション創造プログラム「革新的構造材料」C42領域 2018年度研究成果報告書，内閣府(2018).
( 11 ) 七丈直弘戦略的イノベーション創造プログラム「統合型材料開発システムによるマテリアル革命」C5領域研究計画書(公開版)，内閣府(2018).
T. A. Parthasarathy, B. N. Cox, O. Sudre, C. Przybyla and M.
K. Cinibulk: JACerS, 101(2017), 973997.
(12) 例えば，S. Zhu, M. Mizuno, Y. Kagawa, Y. Mutoh: Composite
Sci. Technol., 59(1999), 833851.
(13) A. Haboub, H. A. Bale, J. R. Nasiatka, B. N. Cox, D. B.
Marshall, R. O. Ritchie and A. A. MacDowell: Review of
Scientiˆc Instruments, 85(2014), 083702.
(14) Y. Dong, H. Kakisawa and Y. Kagawa: Meas. Sci. Technol., 25(2013), 025002.
(15) R. J. Young, A. B. L. Broadbridge and C.L. So: J. Microscopy,
196(1999), 257265.
(16) 例えば，N. P. Bansal and J. Lamon eds.: Ceramic Matrix
Composites: Materials, Modeling and Technology, Wiley(2014).
(17) B. N. Cox, et al.: Ann. Rev. Mater. Res., 44(2014), 479
529.
(18) N. Shichijo, M. Sato, Y. Tanaka, C. Fujiwara, H. Hatta, T.
Ohkubo, M. Furui, K. Goto, E. Sato and Y. Kagawa: HTCMC:High Temperature Ceramic Matrix Composite, (2019)，発表
予定．
(19) 例えば，Ceramic Matrix Composites: Materials, Modeling andTechnology, Eds. N. P. Bansal and J. Lamon: the American
Ceramic Society, John Wiley and Sons., Inc., (2015)，など．

しようとする場合には，過去の研究を少しだけ変えた研究を★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

行わずに， CMC の現状と CMC が発展したと考えた時の姿

CMC の研究開発について必要な情報がある場合には問い合香川 豊
早稲田大学大学院理工学研究科博士後期課程修了．東京大学教授(生産技術研
究所，先端科学技術研究所，大学院工学系研究科)を経て2016年東京工科大学
教授，東京大学名誉教授，2017年 4 月より現職
専門分野材料強度学，複合材料学，コーティング◎材料強度に関する実験及び理論解析，異種材料界面力学の特性評価・解析などを中心とした研究開発．対象材料は金属基複合材料，セラミックス基複合材料，TBC や EBC などの耐熱コーティングなど．

わせていただきたい．なお，本解説では具体的な応用例につ★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

を見通して研究開発を発展させることを期待している．
国内の CMC 実用化を推進するために東京工科大学に国と関連企業の支援を受けて「CMC センター」が設立された．

いては割愛した．例えば文献( 19 )には世界各国で行われている実用化例が掲載されているので参考にして頂きたい．

香川

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan

豊

七丈直弘




熱遮蔽コーティングの最近の研究・技術動向
松

原

秀

彰

でに確立された技術とも言えるが，その性能，つまり熱遮蔽

.

は じ

め

に

性や耐久性(寿命)などの改良のための研究開発はいまだに盛んである．本稿では，そのような最近の TBC 研究の状況を

ガスタービンは，軽油や灯油などの燃料を，高温・高圧下解説する．

で燃焼(爆発)させて動力を得るエンジンの一種であり，航空.

機のエンジンや火力発電所の発電機に広く用いられている．

TBC 技術の整理

現在，世界中で運航しているジェット機は約 3 万機と言われ，また世界中で稼働しているガスタービン発電機はおそら

1980 年 代 か ら TBC の 研 究 は 活 発 化 し ， Anthony G.

くその何倍もの数と想像される．したがって，ガスタービン

Evans†が研究を始めてから，優れた実験的および理論的なは地球規模のエネルギー・環境問題に大きな影響をおよぼす論文が多数報告されるようになった．そして TBC の全体像

機械システムと言える．ガスタービンの熱効率は燃焼温度ががよく理解できる解説も多く書かれている(1)(12)．これらの高いほど向上することから，いわゆる耐熱材料の研究がシス解説等を参考にして， TBC に関する技術の整理を行ってみテム全体の性能向上に極めて重要な役割を果たしている．特たい．

に高温・高圧部品である動翼，静翼，燃焼器等には， Ni 基

TBC の材料やプロセスに関する技術(発電タービン)が用いられ，いずれも極めて高価な部材とな

トップコートっている．

表では， TBC の施工に関する技術について，まずは超合金の単結晶材(ジェットエンジン)あるいは一方向凝固材

タービン入り口温度(Turbine Inlet Temperature, TIT)はジェットエンジン用か発電用かという観点(用途)を設定し，年々上昇し，現在では 1600°
Cを越えた TIT のシステムが動分類としてはトップコート，ボンドコート，基材に分けていている．そのような TIT はすでに超合金の融点を越えて整理してみた．まず，トップコートに関して述べおり，高価な部材の保護のために高度で複雑な冷却システム

る(1)(5)(13)(21) ．用途によらない内容として，トップコートが施されている．その一つは空気(フィルム)冷却と呼ばれるの役割，組織，材種において，低熱伝導率(熱遮蔽性)，基材

もので上記部材への複雑な加工技術(空気穴等)が発展してきに近い熱膨張係数，小さな弾性係数が求められることから，た．そしてもう一つの冷却技術が，本稿の主題となる熱遮蔽

多孔質の 7YSZ(ZrO27 mass Y2O3)が広く用いられている

コーティング(Thermal Barrier Coating, TBC)である．TBC

ことがあげられる． YSZ 以外の材種の関しての研究は活発

は，ジェットエンジンのほぼすべてに，また発電用タービンに行われており，熱伝導率の低い物質の研究が盛んであも高温作動の高効率型のすべてに施されている． TBC はする(3)(7)．YSZ の熱伝導率は，多孔質～緻密な材料で 1.22.3

東北大学大学院環境科学研究科教授(〒980
8579 仙台市青葉区荒巻字青葉 6620)
Recent Attitude of Study and Technology on Thermal Barrier Coating ; Hideaki Matsubara (Tohoku University, Graduate School ofEnvironmental Studies, Sendai)
Keywords: thermal barrier coating, gas turbine, jet engine, ceramics, sintering, computer simulation† A. G. Evans の想い出を書かせていただきたい．2000年前後，岸輝雄先生を中心にして我が国と米国でコーティング(TBC)の共同研究計画が進められた．Evans をリーダーとする米国の派遣団がファインセラミックスセンター(JFCC)を訪問することになり，私はたいへん
緊張しながら JR 熱田駅まで一行を迎えに行ったことを今でも鮮明に覚えている．その後，日本側でも NEDO の TBC 開発に関するプロジェクトが開始され，また彼がリーダーを務めていた TBC の MURI(Multidisciplinary University Research Initiative)Program の会合にも我々は何回か出席することを許してもらい，最先端の研究成果と深い議論を直接知ることができた．その会議とは別に，本当に偶然に米国のある地方空港で彼が待合室でマックのコンピューターに向かって仕事をしている姿(これは会議中での彼の決まったスタイルである)を発見し恐る恐る声をかけたら，私を覚えてくれていたことが嬉しかった．また，彼には日本のプロジェクト成果報告会に来てもらい，何故だったかは忘れたが，東京の小さなレストランで二人だけで会食し研究の話をする機会も得た．その時，私の焼結のシミュレー
ションは TBC の焼結とか剥離に適用すると良いという意見ももらうと共に，その場で国際電話をしてエンジンメーカー(確か R 社)の仲間に私との共同研究を先方に勧めてもらった．その話は実現しなかったが，いつか R 社を訪ね，あの電話のことを聞きたいと思っている．Evans は2009年，66才で亡くなった．香川豊先生にそれを聞いた時，かなりショックを受けた．彼を知る者はみな，「巨人逝く」，と感じたに違いない．
2019年 4 月23日受理[doi:10.2320/materia.58.382]

ミ ニ 特 集表1

TBC の施工に関する技術の整理．(オンラインカラー)

W/mK であるのに対して，1 W/mK を切る低熱伝導の酸化

ボンドコートと基材物が報告されている．トップコート材には，できるだけ熱応

ボンドコートに関しては，トップコートと基材の結合(ボ力(剥離の原因の一つ)が生じないように，基材である Ni 基ンド)という役割と，酸素の遮蔽の役割のために緻密な構造

超合金の熱膨張係数( 16 × 10－6 K－1 )とできるだけ近い熱膨(組織)が求められる(1)(4)(8) ．ボンドコートのトップコート

張係数を有することが求められる． YSZ は 10.7 × 10－6 K－1側には熱酸化物(TGO)が生成するが，TGO は非常に重要なであるのに対して，他の候補材料(低熱伝導率酸化物)はなか役割を果たすことになる．とくに酸素遮蔽は，基材を酸化かなかそれを越えられない．また後に詳しく述べるが，トップら守る(トップコートは多孔質なので酸素は通過)という意味

コートが緻密であると多孔質状態に比べてヤング率が高くな

では，耐環境コーティングの役割をボンドコートが果たすこるので，熱応力の抑制には不利となる．これらのことを踏まとになる．酸素遮蔽性に最も重要なことは， TGO としてでえると，多孔質 YSZ を上回るトップコート材を実用化する

きるだけ純度の高い Al2O3 が生成し保護膜として維持できる

ことは慎重にならざるをえない．さらに補足すると， YSZ

かが重要となる．トップコートの施工時にボンドコート表面の最大の特徴は酸化物の中で最も高強度，高靭性であることの 僅 か な 酸 化 に よ っ て Al2O3 膜 を 形 成 さ せ る と か ， 薄 いも重要であると思われる．ただし，多孔質膜でそれらの特徴

Al2O3 膜をコーティングさせるという方法も有効である．高

がどのように活かされているのかも実はよく分かっていない

温使用の時間が長くなるにつれて TGO は成長し，かつ Al(例えば耐エロージョン性)．

以外の元素も酸化され， TGO は複酸化物に変化していく．

トップコートに関して，ジェットエンジン用か発電用かのボンドコートの材種は， MCrAlY (ここで M は Ni, Co ある違いははっきりしていると判断される．ジェットエンジン用

いはその両方)，PtAl などが実用化されている．高価な Pt

では，温度変動，すなわち熱サイクルに対する耐久性が求めの使用は TGO における Al2O3 生成を促進し，ジェットエン

られることから，プロセスとして電子ビーム PVD 法がもっジン用への応用が多いようである．また，ボンドコートのプ

ぱら用いられ，柱状でかつ羽毛状の特異な多孔質構造が最適ロセスとしては，表には書かなかったが，プラズマ溶射(減であると理解される．また，部材そのものがジェットエンジ

圧や高速フレーム)，Al 拡散法などが用いられる．ジェットンの方が発電用に比べて小さいことも，電子ビーム電子ビー

エンジン用には電子ビーム PVD をボンドコートにも適用しム物理蒸着( ED PVD )法が有利であることの要因となってているようである．ボンドコートの材種やプロセスについている．発電用ではプラズマ溶射がプロセスとして適しているは，トップコートに比べて，はっきりとした用途別の整理はのは，層状(ラメラ)構造が可能で，それは熱伝導(膜厚方向)

難しく，またノウハウ的な要素が強いように感じられる．

が低いことを重視しているためと考えられる．プラズマ溶射

基材についても簡単に触れると，まず用途によらず共通的法でも，縦方向の割れを導入することが可能で，膜方向の熱な内容として，部材全体の維持，強度，耐クリープ性などを応力緩和，ひいては剥離寿命の向上に寄与する改良技術もな実現させるため， Ni 基超合金の規則相析出効果があげられされている．発電用はジェットエンジン用に比べて部材そのる．また，材料の粒界に関して，ジェットエンジン用では粒ものが大型であることも，プラズマ溶射が有利であることの界が存在しない単結晶材，発電用では一方向凝固材が用いら要因となっている．

れている．トップコート，ボンドコート，基材のいずれについても共通して言えることは，ジェットエンジン用では多少

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan高価であっても安全性を重視した設計内容となっていること重要となるのが， TBC 劣化の評価技術の研究である．赤外である．

イメージング，ラマン分光法，インピーダンス分光法，サー

モグラフィー，アコースティックエミッション，発光センシ

TBC の劣化と寿命

ングなどの手法が報告されている(6)．そして，それらの評価

すでに TBC 施工(材料とプロセス)の整理の項でも触れて技術を通して， TBC の寿命に関する評価や判断をすることいるように，ガスタービンシステムをジェットエンジンや発が，実用的にも学問的にも TBC 研究にとって最も重要な対電用に使う時の性能を見込んだ設計が，すでに施工時にいく

象ということができる．それでは， TBC の寿命とは何かをつも施されている．それでも，ガスタービンの高温高圧部品

考えた場合， TBC の膜の剥離( delamination, spallation )とでは劣化が進行する訳であるが，劣化を如何に抑えるかは言いうのが広く認められている考え方である(2)(4) ．ただ，

うまでもなくシステムの維持管理に極めて重要な技術とな

TBC の膜は一度に完全に剥離するのではなく，部分的な剥る．高温高圧部品の表面に施工された TBC は，いわば劣化離が生じ，それらが連結していくと考えられるので， TBCの最前線に置かれている訳であり， TBC の劣化の速度は速の寿命とは，膜の剥離が始まった時点を指しているのではな

い．

いかと思う．実際の航空機会社や電力会社の点検では，高価

表 には，TBC の劣化と寿命の内容を整理してみた．劣な基材の損傷や破壊に至らないように(そうなるとエンジン化の要因には内在的なものと外来的なものに分けて考えるこ

そのものの損傷になってしまう)，TBC の膜のある臨界的なとが有効である(2)(4) ．要因の中身としては組織変化と性能程度を決めて，それを TBC の寿命としていると考えられの劣化という整理が可能であろう．まず，内在的要因としてる．寿命がくれば， TBC 膜はいったんブラスト処理などには，ガスタービンの定常的な運転(高温，高圧，酸化)によっ

よって剥がされ，そのあとリコーティング処理がエンジンメて，トップコートの多孔質構造の変化，すなわち焼結現象がーカーで行われている．

生じ，それによって熱遮蔽性が劣化(熱伝導率が上昇)する．
ボンドコートの酸化の進行によって， TGO が成長し，かつ.

TBC の劣化と寿命のシミュレーション研究

体積膨張を起こすので変形(湾曲， rumpling )も生じる．ボ
ンドコートは基材との反応・拡散を生じ，ボンドコートそのTBC のプロセス，材料，組織，特性と言った初期(施工時)の状態が，ガスタービンの使用環境下で組織変化によるものが変形しやすくなってしまう．
外 来 的 な 要 因 に よ る 劣 化 も 生 じ る(3)(9) ． CMAS は Ca,

特性変化が生じ， TBC としての性能が劣化し，最終的には

Mg, Al, Si を成分(酸化物)とする火山灰や塵などがトップコ剥離という寿命に至る過程は，これまでの研究でかなりの部

ート上に付着し，反応することにより形成され，この存在に分が明らかになっている．とくに，Evans をはじめとした材よりトップコートの焼結や強度低下などをひき起こす．ま料の破壊力学の研究者たちが， TBC の剥離のメカニズムをた，物理的な損傷として，比較的大きな外来物( FOD ( for-

明らかにしたことは，TBC の耐久性(durability)を各段に向eign object debris)，例えば鳥とか石の小片など)がトップコ上させることに大いに役立った(2)(4) ．以下では，セラミッートを損傷させてしまうこともありうる．さらには比較的小

クスコーティングに関して，著者らが我が国のプロジェクト

さな外来物(固体だけでなく液体も)では，トップコート表面(SIP の革新的構造材料)において，計算機シミュレーションのエロージョンが起こっていることが考えられる．

を使って初期組織の形成過程から，組織変化による特性変化

このように TBC の劣化は非常に多様で複合的(複雑)である．そして，いうまでもないが，その劣化の速度を少しでも遅らせることが，実用的な観点からは重要な目標となり，様々な材料やプロセスの研究開発が行われてきており，いまだ進行中と言える．そして，そのような研究開発と同じくらいにともなう性能劣化および寿命予測を行う研究開発の内容を紹介することにしたい．


TBC を研究対象とした動機

計算機シミュレーションによる材料設計の技術開発は，マテリアルインテグレーション(MI)と呼ばれ，材料のデータ

表2

ベース等との連携を行うことにより，新材料設計の強力な支TBC の劣化と寿命の整理．

援技術となることが期待されている． MI は， SIP の革新的
要

因

内在的
(Intrinsic)

外来的(Extrinsic)



組織の変化や性能の劣化の内容
トップコートの多孔質構造変化(焼結)
ボンドコート
の酸化
基材との
反応・拡散

結

末

れており，金属，高分子，セラミックスに関する研究課題が

熱遮蔽性の劣化

TGO の
成長と変形
ボンドコートの変形

CMAS
外来物の飛来  主にトップ
コートの劣化(FOD)
摩滅(Erosion)

構造材料のプロジェクトにおいても主要課題として取り扱わ

剥 離
 または
寿 命


リコーティング

設定されている．これまで著者らは，セラミックスやサーメ
ット等の焼結材料に関するシミュレーションを開発してきている(22)(23) ．そして， TBC はジェットエンジンや発電用のガスタービンシステムの構造材料として着実に実績を残しているセラミックス技術であるので，また多くの研究によってTBC に関するプロセス，材料，組織，特性，性能に関する多くのデータや剥離のメカニズム等が明らかになっているの

ミ ニ 特 集

で，TBC の MI 技術への展開が最も効果的と判断される．

法を想定し，基材の回転を導入し，かつ 3 次元の計算を行

図には TBC 劣化と寿命の予測のためのシミュレーショ

った結果例である．蒸着の初期には，基材表面には小さな粒

ン研究の手法と流れ(シナリオ)を示す．まずここでは，特徴子が数多く発生するが，膜厚が厚くなるに連れて柱状晶の太的な多孔質構造の形成と変化，とくに焼結について，モンテ

さは大きくなること，すなわち粒子の数は減少(競合成長)すカルロ(MC)法によるシミュレーションを行う．次に，焼結る過程が再現されていることなどが分かる．

(気孔率の減少)に伴う特性の変化としてヤング率の上昇を取

図には，特徴的な多孔質構造を加熱したとき(高温でり扱うことにより，有限要素法(FEM)による熱応力の計算

TBC として使用したとき)の焼結と粒成長の組織変化を MCに連携させ，剥離によるエネルギー解放率( G )の計算を行

シミュレーションした結果を示す．ここで注目したいのは，う．そして G は時間(ある温度で保持した時間)の関数で計基材の近い部分では気孔が消滅し焼結が進み，かつ粒成長も算することが可能で，実験で求められた界面破壊靭性値(G)生じるが，基材に遠い部分では，気孔は粗大化はするが焼結の時間関数の曲線と比較することにより， G と G の交点がは起こらないことである．つまり， TBC 膜の焼結などの組剥離する時間，すなわち寿命の予測値とすることができる．

織変化が膜厚方向で異なった状況で生じることが示されていそして，新材料として焼結が抑えられる TBC ができた場合る．このことは実際と同様な状況になっていることを実験研に旧材料に対して寿命がどれだけ向上させられるかが計算予究で確かめている．焼結が起これば膜の横(面)方向のヤング測できるというシナリオが書ける．著者らは，TBC の YSZ

率が上昇してしまい，使用時の高温からの冷却過程で熱応力膜に La などを添加すると焼結が抑えられるというデータをが発生することになるが，ヤング率上昇が膜中の場所によっ得ているので(16)(19)，そのような焼結抑制による剥離寿命のて異なることが示される．

向上への寄与をシミュレーションによって予測したいという図には，FEM 法を用いて冷却過程中に生じる熱応力にのも本研究の動機の一つである．さらに付記すると，従来のTBC 膜が剥離する説明図と，それを計算するために TBC

研究において膜の剥離は TGO 成長が最も主要な要因とするメカニズムで説明されており， TBC 膜の焼結の影響は指摘はされているが(11)(12)，定量的な解析は行われていないということも本研究を進めようとした動機の一つである．


TBC の計算機シミュレーションの成果例

以下では上記のシナリオに基づいて得られたシミュレーシ
ョン成果のいくつかを紹介する(24)(26) ．まず図には，柱状晶かつ羽毛状構造を有する特徴的な多孔質構造の形成プロ
セスの結果を示す．ジェットエンジン用の電子ビーム PVD

図1

図2

特徴的な多孔質膜(柱状・羽毛状構造)の形成プ
ロセスのシミュレーション．(オンラインカラー)

TBC 劣化と寿命の予測のための研究の手法と流れ(シナリオ)．(オンラインカラー)

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japanの状況は TBC と共通する部分とそうでない部分があると思われる．ガスタービン技術は，ますます多様化し，シミュレーションによる材料・部材設計の必要性が増大すると考えられる．
シミュレーションの研究成果は，総合科学技術・イノベーション会議の SIP (戦略的イノベーション創造プログラム)「革新的構造材料」(管理法人 JST )によって実施されまし
た．
図3

図4

文

特徴的な多孔質構造の焼結・粒成長のシミュレ
ーション．(オンラインカラー)

剥離のエネルギー解放率の考え方と計算モデル(FEM)．(オンラインカラー)

膜と基材(正確にはボンドコート)とその間の TGO(湾曲している)をメッシュ切りして，剥離前の状況でのひずみ(応力)分布を求めた結果である．界面部にひずみが発生しやすいことなどが分かる(図中，赤色になっている部分，TGO と基材の凸部および TBC と TGO の凹部の TGO 近傍)．そして，図の上部に考え方を示したように， TGO から剥離が起こったときの G を求めることができる．ただし，剥離が発生する原因や機構(たとえば最初の亀裂が入る，モードかか混合かなど)についてはさらに詳しい解析を行う必要がある．このような計算を，高温での保持時間の関数で行えば，G が保持時間と共に上昇することが示される．以上のように，
TBC の形成過程，使用時の組織変化，そして特性と性能の変化が連続的に計算され，最終的には剥離の寿命が予測できるシミュレーション技術を開発した．そして，焼結を抑制す
る新材料の効果や，逆に焼結が促進される場合などの負の効果もシミュレーションによって予測可能であると考えている．今後，実際の TBC の部材を使った検証などが必要である．

献( 1 ) R. A. Miller: Surf Coat Technol., 30(1987), 111.
( 2 ) A. G. Evans, D. R. Mumm, J. W. Hutchinson, G. H. Meier and
F. S. Pettit: Prog. Mater. Sci., 46(2001), 505553.
( 3 ) A. G. Evans, D. R. Clarke and C. G. Levi: J. Eur. Ceram. Soc.,
28(2008), 14051419.
( 4 ) D. R. Clarke, M. Oechsner and N. P. Padture: MRS Bulletin,
37(2012), 891897.
( 5 ) S. Sampath, U. Schulz, M. O. Jarligo and S. Kuroda: MRS
Bulletin, 37(2012), 903910.
( 6 ) R. Vasen, Y. Kagawa, R. Subramanian, P. Zombo and D. Zhu:
MRS Bulletin, 37(2012), 911916.
( 7 ) W. Pan, S. R. Phillpot, C. Wan, A. Chernatynskiy and Z. Qu:
MRS Bulletin, 37(2012), 917922.
( 8 ) T. M. Pollock, D. M. Lipkin and K. J. Hemker: MRS Bulletin,
37(2012), 923931.
( 9 ) C. G. Levi, J. W. Hutchinson, M. H. VidalSetif and C. A.
Johnson: MRS Bulletin, 37(2012), 932941.
(10) N. P. Padture: Nat. Mater., 15(2016), 804809.
(11) J. W. Hutchinson and A. G. Evans: Surf Coat Technol., 149(2002), 179
184.
(12) V. L. Lughi, V. K. Vladmimir and D. R. Clarke: Materials
Science and Engineering, A368 (2004) 212221.
(13) 松原秀彰セラミックス，39(2004), 275280.
( 14 ) 山口哲夫，松本峰明，松原秀彰セラミックス， 39 ( 2004 ) ,281285.
( 15 ) 松永康夫，松本晃一，茂垣康弘，佐々 正，松原秀彰セラ
ミックス，39(2004), 286
290.
(16) 松原秀彰，山口哲央セラミックス，46(2011), 549555.
(17) N. Yamaguchi, K. Wada and H. Matsubara: J Ceram Soc.
Japan, 111(2003), 883889.
(18) M. Yoshiya, K. Wada, B. K. Jang and H. Matsubara: Surf CoatTechnol., 187(2004), 399407.
(19) M. Matsumoto, N. Yamaguchi and H. Matsubara: Scripta
Mater., 50(2004), 867871.
(20) T. Kato, K. Matsumoto and H. Matsubara: Surf Coat Technol.,
194(2005), 1623.
(21) K. Wada, N. Yamaguchi and H. Matsubara: Surf CoatTechnol., 191(2005), 367374.
(22) H. Matsubara: J. Ceram. Soc. Japan, 113(2005), 263
268.
(23) 松原秀彰粉体および粉末冶金，51(2004), 833838.
(24) H. Matsubara and S. Terasaka: Computational Materials
Science, to be submitted.
(25) S. Terasaka and H. Matsubara: J. Am. Ceram. Soc. to besubmitted.
(26) S. Terasaka and H. Matsubara: J. Am. Ceram. Soc., to besubmitted.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

.

お わ

り

に

TBC 技術の整理を行った後に，著者らが進めるシミュレーションの成果について述べた．ジェットエンジンは今後，セラミックス系複合材料(CMC )を基材として耐環境コーテ
ィング(EBC)という新技術に移行すると言われる． EBC への本シミュレーションの適用も開始しているが，劣化や寿命



松原秀彰

1980年 東京大学工学部卒業
1987年 工学博士(東京大学)
1990年 東京大学先端科学技術センター 助教授
1992 ～ 2014 年 財団法人ファインセラミックスセン
ター 主任研究員～所長代理
2014年 4 月 現職
専門分野セラミックス，焼結複合材料◎セラミックスやサーメットなどの複合材料，コーテ
ィング，断熱・蓄熱材料，コンピューターシミュレ
ーションの研究に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

ミ ニ 特 集

環境遮蔽コーティングの現状と
将来展望
北

岡

諭

は，膜中の物質移動機構を明らかにするため，モデル膜とし

.

は じ

め

に

て焼結体から切り出した多結晶体ウェハを用いて高温環境下
において酸素透過試験を実施し，酸素ポテンシャル勾配

航空機エンジンのタービン入口温度の高温化は，燃焼効率( dmO )下における酸化物中の物質移動を評価・解析してき向 上( CO2 排出量削 減)に 有効な 手法の一つ である． しかた(5)(8) ．モデル膜を使用することにより，膜を介した dmOし，ノズルやブレード等のタービン部材は，その耐用温度をや拡散距離が一定となることに加えて，物質移動に大きな影

遙かに超える高温の燃焼ガスに曝されるため，大量の圧縮空響を及ぼす微量成分の制御が容易になるため，膜本来の環境

気による冷却が不可欠となる．そのため，燃焼制御技術に加遮蔽性能を正確に把握することができる．また，酸素透過試

えて，耐熱性に優れる部材を用いることにより，部材冷却効

験の場合は，膜の上下面が気相と接することから，基本的に率の向上を図ることでエンジン燃費の削減と NOx の発生を

高酸素分圧( PO2( hi))側表面においては酸素分子の解離・吸抑制する取り組みが精力的になされてきた．中でも，SiC 繊

着が進行し，低酸素分圧(PO2( lo))側表面ではその逆反応が維強化 SiC マトリックス複合材( SiCf/SiCm)は，現用の耐熱進行するため，より単純化して物質移動を考えることができ合金よりもはるかに軽量で耐熱性に優れることから，次世代る．

その適用が世界レベル

本稿では， SiCf / SiCm 用の EBC に関する最近の技術動向で検討されている．近年，SiCf/SiCm が民間機用航空機エンについて紹介する．また， EBC 候補素材中の物質移動デー

航空機エンジン部材の切り札としてジンのホットセクション部品の一部に搭載され始め，今後もタを基に環境遮蔽性と構造安定性に優れる EBC を設計する

さらに多くの部位への適用が計画されていることから(1)(2)，

方法について述べるとともに，より過酷環境下に SiCf/SiCm

時代はまさに金属から SiCf/SiCm への“材料変革期”に入っを適用する際に要求される新たな EBC 機能について紹介すたといっても過言でない．しかし，SiCf/SiCm を約1100°
C以る．

上の水蒸気を含む燃焼環境下に曝すと，SiCf/SiCm の酸化により生成したシリカが揮散・消失するため，部材の著しい減.

EBC の技術動向

肉が進行する(3)(4)．そのため，SiCf/SiCm を上記部品に適用するためには，環境遮蔽コーティング( EBC  Environmen-

EBC には優れた環境遮蔽性や熱機械的耐久性を併せ持つ

tal Barrier Coating )が不可欠となる．また， SiCf/SiCm を構ことが要求される．そのため，通常， EBC を多相積層構造成する耐熱性 SiC 繊維の耐用温度は約 1400 °C であるため，にすることで各層毎に機能を分担させて EBC 全体として優SiC 繊維がそれ以上の高温環境下に曝される場合は， SiCf /れたパフォーマンスを発現させる手法がとられる(9)(10) ．例

SiCm といえども冷却が必須となる．したがって，部材の耐えば，近年実用化された EBC は， SiCf / SiCm 基板側から順久性を向上させ，しかも，冷却空気量のさらなる低減によりに，結合層/熱応力緩和層/酸素・水蒸気遮蔽層として機能さエンジン燃費を飛躍的に削減するためには， EBC においてせる目的で Si 層/[ BSAS ( Barium strontium

も部材内への熱の流入を抑える遮熱コーティング( TBC cate)―ムライト混合層/BSAS 層］からなる多相積層構造を

Thermal Barrier Coating)機能を併せ持つことが望まれる．

有する(2)．しかし，この BSAS 系 EBC はプラズマ溶射法にしかし，EBC 性能が“素材”と“微細組織(プロセス制御

より形成されており多孔質であるため，燃焼環境中の腐食種

alumino sili-因子)”に強く依存するにも関わらず，そもそも“素材固有(酸素や水蒸気)が EBC 中の空隙を介して高速拡散し，下地の環境遮蔽性”に関する情報が決定的に不足しているため，

Si 結合層を酸化させてシリカを生成する．このシリカが上性能向上に対する取り組みは未だ試行錯誤的である．我々層中の BSAS 相と接触すると， 1300 °C 付近で共融点を有す

一般財団法人ファインセラミックスセンター主幹研究員(〒4568587 名古屋市熱田区六野 241)
Current State and Future Prospects of Environmental Barrier Coatings; Satoshi Kitaoka (Japan Fine Ceramics Center, Nagoya)
Keywords: environmental barrier coatings, thermal barrier coatings, diŠusions, grain boundary calciummagnesium aluminosilicate (CMAS),thermal energy re‰ection
2019年 2 月18日受理[doi:10.2320/materia.58.387]

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan

る融液が生成するため，その温度以上の燃焼ガス環境下にEBC が曝されると，高速ガス流により EBC が吹き飛ばされるとともに， EBC 内に融液が浸透し積層構造の崩壊に至る(11) ．このことは，融液生成温度以上の環境下においてEBC を使用するのは困難であることを示唆する．

そこで，我々は耐熱性 SiC 繊維の耐用温度( 1400 °C )で実用的に使用可能な EBC の開発に取り組んでいる．EBC 構成相の選定において重要なのは， 1400 °C を越える燃焼ガス環
境下における化学的安定性と SiCf/SiCm 基板との熱膨張係数
差を把握することである．Klemm(12)は，様々な耐熱材料に対して実際の燃焼ガス環境を模擬したバーナーリグ試験を実施し，燃焼ガス中の水蒸気による供試材の揮散・減肉速度と熱膨張係数との関係を定量的に評価した．その結果，Yb シリケート(Yb2SiO5，Yb2Si2O7)が耐水蒸気揮散性に優れ，特に Yb2SiO5 が非常に優れることを示すとともに， Yb2Si2O7の熱膨張係数は SiCf/SiCm 基板と同等であるが，Yb2SiO5 の
それは若干大きいことを明らかにした．また，Yb シリケー
トは室温から高温まで体積変化を伴う相転移が無い．以上のことから， Yb シリケートは EBC の水蒸気遮蔽層として極

図1

酸素ポテンシャル勾配下に曝された酸化物層の単位粒界長さ当たりの酸素透過係数の温度依存性 PO2 ( hi )/ PO2 ( lo )＝( 105 Pa )/( 10－8 Pa ) , O ＝酸化物イオン，M＝カチオン．

めて有望であると考えられている．
酸素遮蔽性に優れる多相積層構造 EBC を設計する場合，
上述した素材適合性の観点に加えて，構成する各酸化物層の酸素遮蔽性や層中の物質移動機構を理解しておくことも重要である．高温 dmO 下に曝された酸化物層においては，Gibbs
Duhem 式に従い，酸化物イオンには PO2 ( hi )側から PO2( lo )側方向に移動する駆動力が，カチオンにはその逆方向の駆動力が作用する．その結果，酸化物層を介した酸素透過は，酸化物イオンの移動だけでなく，カチオンの移動によっても進行しうる．カチオンの移動は，相分解と多相積層構造の崩壊をもたらすことから， EBC の構造安定性を向上させるには，カチオンの移動を抑制することが極めて重要となる．
我々は，代表的な耐熱性酸化物( Yb シリケート，ムライ
ト，アルミナ)に対して，酸素トレーサー(18O2)を用いた酸素透過試験を実施し，試験後の層断面を二次イオン質量分析法にて 18O の分散状態を評価した結果，いずれも粒界を介して酸化物イオンが高速拡散することを確認した．そこで，本

図2

開発 EBC の積層構造模式図．

稿では，試験片形状や結晶サイズに依存せず，粒界特性にのみ依存するパラメータの「単位粒界長さ当たりの酸素透過係数」を用いて議論する．また，酸素透過データ(5)(8)を基に，分である Si4＋ イオンの拡散は，その他のイオン種に比べて任意の温度，dmO 下における酸素透過係数を計算で求める手

十分に遅く，酸素透過にはほとんど寄与しない．さらに，任法も構築しており，単層の酸素透過係数の計算値が実測値と意の温度，dmO 下に曝された酸化物層内の構成イオン種の化

よい対応を示すことを確認した．図に， PO2 ( hi )/ PO2 ( lo )学ポテンシャル，酸素透過に関与する構成イオン種の粒界拡＝ 105 Pa/10－8 Pa のときの耐熱性酸化物の酸素透過係数(計散係数と流束を推定することも可能である(5)(8) ．したがっ算値)と温度との関係を示す．1400°
C付近での使用を想定して，これらの物質移動パラメータを用いれば， EBC の酸素

た場合，酸素遮蔽性に最も優れるのはムライトであるのがわ

遮蔽性と構造安定性に関する要求性能を満たすための構造情かる．また，酸素透過係数の酸素分圧勾配依存性デー報(例えば，結晶粒径，層厚等)を得ることができる．

タ(5)(8) より，酸化物層中を移動するカチオン種とその価数以上の情報を基に，我々が提案した EBC 構造(図)は，を決定することができ，アルミナとムライトの場合は Al3＋

SiCf/SiCm 基板側から順に，結合層/酸素遮蔽層/水蒸気遮蔽

イオンが， Yb シリケートの場合は Yb3＋ イオンが移動する

層/熱衝撃緩和層(遮熱層)としての機能を付与した，SiAlON

ことを明らかにした． Yb シリケートとムライトの主構成成層/ムライト層/Yb2Si2O7Yb2SiO5 傾斜層/セグメント構造を

ミ ニ 特 集有する Yb2SiO5 層からなる．ここで， Yb2SiO5 は耐水蒸気揮散性に非常に優れ，かつ，現行の耐熱合金用遮熱コーティ
ング素材の Y2O3 添加 ZrO2 よりも低熱伝導であることから
遮熱層としても有望であるが(13)(15)，その熱膨張係数は図 2の EBC 構 成 層 の 中 で 最 大 で あ る(12) ． そ こ で ， 多 相 積 層
EBC の最表面層(トップコート)の Yb2SiO5 遮熱層を多孔質

セグメント(縦割れ)構造にすることで，エンジンの起動・停止に伴う厚さ方向の急峻な温度変化に伴い誘起されるひずみの緩和を図っている．一方，ガス遮蔽性が要求される下地の水蒸気遮蔽層や酸素遮蔽層は緻密質でなければならない．そこで，水蒸気遮蔽層には，耐水蒸気揮散性が比較的良好で熱膨張係数が SiCf / SiCm に近い Yb2Si2O7 を基板側に配置し，トップコート側が Yb2SiO5 になるように傾斜組成にした．
さらに，下地の酸素遮蔽層には， EBC 構成層の中で最も酸素遮蔽性に優れるムライトを配置した．高温の dmO 環境下にムライト層を曝すと層中を Al イオンが外方向に拡散するた

図3

レーザー加熱機構付きダブル電子 PVD 成膜装置の概念図．

めに，下地結合層側において Al 成分が欠乏しムライト層が分解する(6)．そこで，ムライト層の構造安定化を図るために，
Si よりも耐熱性に優れ，かつ， Al イオンの供給機能を有すができる . さらに，基板を回転しながら成膜することで，る SiAlON を結合層に配置した．また，SiAlON 層に含まれShadowing 効果によりセグメントの間隙を広くし，かつ，る窒素の存在により， SiAlON 中の Al が欠乏しても結晶構

各セグメントを多孔質にすることができる(遮熱性の向上) .

造が維持されるため， SiO2 ( Cristobalite )の生成を抑制する

実際に，これらの方法により形成した多相積層 EBC は，優ことが期待できる．ちなみに，Cristobalite は b(高温相)→a

れた熱サイクル性を有することが実証されている．

(低温相)転移により大きな体積変化を伴うことから，

近年では，タービン入口温度の高温化に伴い， EBC に火Cristobalite 層の成長は EBC の剥離を誘発するため避けなけ

山灰・砂等の溶融物( CMAS Calcium magnesium

ればならない．なお，図 2 の EBC においては，Yb2Si2O7 層

no silicate )に対する耐性も要求されている．トップコート―ムライト層界面の共晶温度が最も低く 1500 °C であるが，表面に付着した CMAS はトップコートと反応し，その一部

1400 °
C の想定使用温度よりも十分に高いことから耐熱性にがセグメント間隙に浸透する． EBC 冷却時には，トップコ

ついては問題ない．

ート表面―CMAS 固化層間やセグメント間が CMAS 反応層

alumi-

図 2 の EBC を構成する複合酸化物は，それを構成する 2を介して強固に融着する． CMAS 固化層や緻密質浸透層の種酸化物の蒸気圧が大きく異なる(incongruent 蒸発)．例え

破壊靭性は共に小さいため，冷却時に浸透層界面付近においば，YbSiO 系の場合，SiO の平衡蒸気圧は YbO のそれのて誘起されるひずみによりき裂が生成・伝播し，その結果と約 5 桁も大きい．そのため，プラズマ溶射法の様に原料をして，熱サイクル毎にトップコートが減肉すること等が問題

一旦溶解させたものを基板に照射してコーティングすると，と な る(10) ． Yb2SiO5 の 耐 CMAS 性 は ， BSAS や Yb2Si2O7得られる膜の組成が原料と大きく異なることが問題となる．

よりも優れることが知られている(10) ．これは， Yb2SiO5 層

例えば， Yb2Si2O7 粉末を大気圧プラズマ溶射すると，得らが CMAS と反応し Ca 成分を多く含む Apatite 等を形成すからなる混相組織となり(16)，ることで， CMAS 中の融液残量が大幅に低減するため，セムライトの場合は，アルミナとムライトの混相組織となる．

グメント間隙へのさらなる融液の浸透が抑制される．その結れる膜は Yb2Si2O7 と Yb2SiO5EBC の環境遮蔽性は，微細組織(プロセス制御因子)に強果として，熱サイクルに伴うトップコートの減肉量が低減しく依存する．我々は，構成する 2 種酸化物の蒸気圧の独立

耐 CMAS 性が向上する．しかし，Yb2SiO5 の耐 CMAS 性は制御が可能なダブル電子ビーム PVD 法(図)を用いて，図

耐熱合金用 TBC 素材の Gd2Zr2O7 よりも劣ることから(10) ，2 の多相積層 EBC の各構成層に要求される微細組織を高度

図 2 の EBC においても，耐 CMAS 性により優れた素材をに制御する技術を開発した．例えば， Yb2Si2O7 層を形成す

トップコートに付与する必要があると考えている．

る場合， 2 種類の多孔質焼結体(Yb2O3， SiO2)を電子ビーム
により独立に溶解させることで，各焼結体溶融面からの揮散

.

EBC の将来展望

ガスの発生量を任意制御し，基板上に Yb2Si2O7 層を形成した(17)．この際，基板をレーザー等により 1000°
C 以上に加熱EBC に高温熱源からの輻射熱エネルギーを効果的に反射しながらコーティングすることで，緻密質の結晶相にしていする機能を付与できれば，EBC 内への熱の流入を抑え SiCf/

る．また，Yb2SiO5 トップコートのセグメント構造は，蒸着

SiCm 内温度の上昇を防ぐことが可能となり，その結果とし速度を高め安定結晶面に優先配向させることで形成することて，SiCf/SiCm の酸化劣化を飛躍的に抑制できるものと期待

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan

情報」(JP25106008)，JSTALCA，総合科学技術・イノベーション会議の SIP(戦略的イノベーション創造プログラム)【革新的構造材料】，並びに，文部科学省委託事業ナノテクノ
ロジープラットフォーム(東京大学)の支援を受けて実施したものである．

文

図4

輻射熱エネルギー反射機能を有する次次世代
EBC の構造模式図．

される．また，トップコートを低熱伝導にすることは，遮熱性能向上の観点からは有効であるが，その結果として，トッ
プコート表面温度が上昇し， CMAS による反応劣化を加速させる可能性がある．輻射熱反射によりトップコート温度の上昇が抑制できれば，耐 CMAS 対策にもなりうる．香川ら
は，高温において輻射熱反射機能と環境遮蔽機能を併せ持つ
EBC 構造を提案している(図)(18)(19)．輻射熱反射機能は，屈折率差が大きく，かつ，高温でお互いが反応しない二種類の耐熱性酸化物を数 100 nm の厚さで交互に積層させることで発現しうる．これまでに，水蒸気揮散性に優れる Al 固溶
Y2Ti2O7(高屈折)と酸素遮蔽性に優れる a アルミナ(低屈折)からなる組み合わせについて検討してきた結果，光学的に平滑な異相界面が得られれば輻射熱反射機能が発現しうること
等を明らかにした．なお，図 4 のように輻射熱反射機能をトップコートに持たせると CMAS の付着や汚れ等によりその機能が消失することが懸念される．CMAS や EBC 構成酸
化物は対象とする温度域の波長に対してほぼ透過であることから，この周期積層構造を EBC 内に配置することにより，CMAS 付着による機能低下を回避できるものと考えられる．

.

お わ

り

に

次世代航空機エンジン部材への適用が期待される SiCf /献( 1 ) T. Kellner: GE Reports, Jul., 13(2016).
( 2 ) K. L. Luthra: Ceramic Leadership Summit 2011, Aug., 2(2011) . http://ceramics.org/wpcontent/uploads/2011/08/
gs1emergingappsgeluthra.pdf( 3 ) E. J. Opila: J. Am. Ceram. Soc., 86(2003), 1238
1248.
( 4 ) E. J. Opila, N. S. Jacobson, D. L. Myers and E. H. Copland:
JOM, 58(2006), 2228.
( 5 ) S. Kitaoka: J. Ceram. Soc. Jpn., 124(2016), 1100
1109.
( 6 ) S. Kitaoka, T. Matsudaira, D. Yokoe, T. Kato and M. Takata:J. Am. Ceram. Soc., 100(2017), 32173226.
( 7 ) M. Wada, T. Matsudaira, N. Kawashima, S. Kitaoka, D. Yokoe
and M. Takata: Acta Mater., 135(2017), 372378.
( 8 ) T. Matsudaira, S. Kitaoka, N. Shibata, Y. Ikuhara, M.
Takeuchi and T. Ogawa: Acta Mater., 151(2018), 2130.
( 9 ) D. L. Poerschke, J. S. Van Sluytman, K. B. Wong and C. G.
Levi: Acta Mater., 61(2013), 67436755.
(10) D. L. Poerschke, E. W. Jackson and C. G. Levi: Ann. Rev.
Mater. Res., 47(2017), 297330.
(11) K. N. Lee, D. S. Fox, J. I. Eldridge, D. Zhu, R. C. Robinson, N.
P. Bansal and R. A. Miller: J. Am. Ceram. Soc., 86(2003),
12991306.
(12) H. Klemm: J. Am. Ceram. Soc., 93(2010), 1501
1522.
(13) Y.
C. Zhou, C. Zhao, F. Wang, Y.J. Sun, L.Y. Zheng and X.
H. Wang, J. Am. Ceram. Soc., 96(2013), 38913900.
(14) M.H. Lu, H.
M. Xiang, Z.H. Feng, X.Y. Wang and Y.C.
Zhou: J. Am. Ceram. Soc., 99(2016), 14041411.
(15) M. R. Winter and D. R. Clarke: J. Am. Ceram. Soc., 90(2007),
533540.
(16) B. T. Richards, K. A. Young, F. de Francqueville, S. Sehr, M.
R. Begley, H. N.G. Wadley: Acta Mater., 106(2016), 114.
(17) T. Yokoi, N. Yamaguchi, M. Tanaka, D. Yokoe, T. Kato, S.
Kitaoka and M. Takata: Mater. Lett., 193(2017), 176178.
( 18 ) 田中 誠，松平恒昭，和田匡史，北岡 諭，吉田道之，櫻田修，香川 豊材料，64(2015)，431437.
(19) M. Tanaka, S. Kitaoka, M. Yoshida, O. Sakurada, M.
Hasegawa, K. Nishioka and Y. Kagawa: J. Eur. Ceram. Soc.,
37(2017), 41554161.

SiCm の耐久性向上に不可欠な EBC に関する最近の技術動向★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

について述べるとともに，今後の EBC に期待される新たな1988年 早稲田大学大学院理工学研究科応用化学専攻修了
1994年 名古屋大学にて博士(工学)を取得
2017 年 7 月―現職 (一財)ファインセラミックスセ
ンター
材料技術研究所 主幹研究員
専門分野固体内の拡散，腐食/防食技術◎耐熱材料の環境遮蔽設計，保護膜の創成，並びに，過熱水蒸気利用技術に関する研究に従事．

機能について紹介した．最後に，丈夫な EBC を設計するた
めには，素材適合性の観点だけでなく，構成層内の物質移動の定量的評価に基づく精密制御が極めて重要であることを強
調したい．
北岡

本研究の一部は，JSPS 科研費新学術領域研究「ナノ構造諭★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

ミ ニ 特 集

放射光による工業材料評価～1. 放射光と放射光施設～
廣

・ は

じ

め

沢

一

郎

に

放射光は物性物理学や地球科学，生命科学などの学術研究ばかりでなく，多数の民間企業が製品や製造工程の改善・改良に向けて放射光を活用している．現在は国内に複数の放射光施設が稼働し，各施設の特徴を生かした多様な放射光実験が行われるようになった．このように放射光実験は以前より身近になったが，分析技術としての認知度は高いとは言えな
い．本入門講座では，工業材料評価等に応用された放射光利用事例等の紹介を通じて放射光実験未経験者の方がご自身も放射光利用実験に踏み出す端緒になることを目的とする．
各放射光施設には実験目的に応じた多様なビームラインが複数あり(1)(8) ，例えば格子振動を測定できる高分解能非弾性散乱(図.)(9)や元素ごとの磁化がわかる磁気円偏向二色性測定(10)，軟 X 線を用いた高精度な電子分光(11)等々，種々の実験が行われている．これらはいずれも，放射光の特徴を最大限に活用した先進的な実験であるが，本入門講座では最

図1.1

SPring8 BL35XU に設置されている高分解能
非弾性散乱測定装置の写真．試料(写真の右側．
画面から外れた位置にある)から非弾性散乱された X 線は画面を左右に横断している真空パイプ
を通りパイプの左端で検出される．真空パイプ
は測定条件に応じて試料位置を中心に水平面内を走査する．非弾性散乱にともなう X 線のエネ
ルギー(運動量)変化を精密に測定するため，試料から検出器までは約10 m である．

も普及している硬 X 線を用いた散乱・回折(図.)と XAFSを中心に紹介する．その他の放射光技術にご興味がある方

・ 放射光施設(13)は，日本分析化学会機関紙「ぶんせき」の 2015 年発行の各号に専門家による入門記事が掲載されているので，そちらをご覧いただきたい(12)．

日本国内には(西から東の順に)佐賀県立九州シンクロトロ“放射光実験は難しそうで手が出ない”と感じておられる

ン光研究センター( SAGA LS )，広島大学 放射光科学研究方も多いと思うが，初めて実験される方でも所望のデータがセンター(HiSOR)，大型放射光施設 SPring8，兵庫県立大得られるように装置整備が行われている．また，“放射光実

学 高度産業科学技術研究所 ニュースバル放射光施設験を行いたいがどこから手をつければよいのかわからない”( NewSUBARU )，立命館大学 総合科学技術研究機構 SRと戸惑っておられる方には，お近くの放射光実験経験者に相センター(以下

談されることをお奨めしたい．身近に経験者がいない方は最ンクロトロン光センター(Aichi SR)，自然科学研究機構 分

初の相談先の検討に本稿をご活用いただければ幸甚である．

子化学研究所 極端紫外光研究施設( UVSOR )，高エネルギ

立命館大学 SR センターと略記)，あいちシ

公益財団法人高輝度光科学研究センター産業利用推進室長(〒679
5498 兵庫県佐用郡佐用町光都 111)
Synchrotron Radiation as Analytical Tools for Industrial Materials ～Synchrotron Radiation and Synchrotron Facilities～; Ichiro Hirosawa(Japan Synchrotron Radiation Research Institute (JASRI), Sayo-gun, Hyogo)
Keywords: synchrotron radiation, brilliance, synchrotron facilities, hard Xray, industrial materials
2018年 3 月30日受理[doi:10.2320/materia.58.391]

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan




図1.3

図 1.2

SPring8 の輝度スペクトル(15)．

SPring 8 BL19B2 に 設 置 さ れ て い る 回 折 装置．散乱 X 線パターンは弧状に配置された 1 次
元半導体検出器で測定される．試料交換，試料位置調整，散乱パターン計測の一連の測定作業が連続的に全自動で行われる．

ー加速器研究機構 物質科学研究所 放射光科学研究施設(PF)の 8 施設が稼働している．以上の施設のうち硬 X 線を用いた放射光実験が定常的に行われている施設は， SAGA 
LS， SPring 8，立命館大学 SR センター， AichiSR ， PF の

図1.4

5 か所である．

(a)輝度が低い光源と(b)輝度が高い光源．

放射光は，高速(高運動エネルギー)で進行する荷電粒子(通常は電子，もしくは陽電子)を磁場で曲げる際に発生するX 線から赤外線までの幅広いエネルギー帯域の電磁波(シンクロトロン光)で(14) ある．多くの実験室系 X 線装置はター
ゲット元素の特性 X 線を利用しているため，使用する X 線のエネルギー(波長)が固定されているが，放射光では実験に適したエネルギーを有する X 線を任意に選択することができる．更に，荷電粒子の運動エネルギーや磁場の強さに応じて放射光のスペクトルが変化するため，施設ごとに特徴が異なる光源を利用することができる．
X 線エネルギー選択の自由度に加えて高輝度な光源であることも放射光 X 線の特徴である．図.に示すように SPring8 の X 線の輝度は実験室装置の回転対陰極光源よりも 5

図1.5桁以上高い(15) ．放射光の特徴を表すパラメーターである“輝度(brilliance)”は一定のエネルギー幅(0.1幅，10 keV

BL19B2 に設置された回折装置(図1.1)で測定した CeO2 の回折パターン．挿入図は高角度域の拡大図．

での幅は 10 eV )において，光源単位面積( 1 / mm2 )から発生する放射光のうち，一定の立体角範囲内(1/rad2)に収まる光子数で定義されるため，輝度が高いことがそのまま X 線強角が小さい光源(レーザーポインタなど)が高輝度な光源とな度が高いことを意味するとは限らない．全光子数が同じ場

る．

合，図.(a)のように発光部，発散角が大きい光源(可視光

図.は SPring 8 の BL19B2 で測定した CeO2 の回折プ

ではハロゲンランプなど)よりも( b )のように発光部，発散

ロファイルである．この測定は直径0.1 mm のガラスキャピ

入 門 講 座ラリに封入した0.1 mg の試料に20 keV の X 線を照射して行った．約 120 秒の積算で Cu Ka 光源の X 線回折装置では測定できない高波数域まで明瞭に分離した回折ピークが観測されている．(散乱角を 2u，X 線のエネルギーを E(keV 単位)

・ 硬 X 線域の放射光施設の利用制度
・・ 各施設共通事項とした場合，波数は 2pEsinu / 1.23986 ( nm－1 )である． Cu

実験は放射線管理区域で実施するため，実験者が所属する

Ka 光 源 は 約 8 keV で あ る た め ， 20 keV で の 散 乱 角 が機関から教育・訓練の受講や健康診断の受診が法令で義務付を越える領域は測定することができない．）このように
47.2 °

けられている放射線業務従事者として認定されていることが輝度が高い光源は微量もしくは微小な試料に適した光源と言必須である．放射線業務従事者の認定や教育・訓練についてえる．

わからない場合は，各放射光施設にお問合せいただきたい．

しかし，輝度の高い光源が全ての測定に適した光源とは限らない．図.は SPring8 の BL46XU において測定した Si
基板上のポリイミドフィルム( PMDA ODA ，全膜厚約 100nm)表面近傍の002回折プロファイルである．測定開始7.6時

・・ 佐賀県立九州シンクロトロン光研究センター(SAGALS)
問い合わせ http://www.sagals.jp/?page＝9間後の回折ピーク(●)は，測定開始直後(◯)の2/3程度にまriyou＠sagals.jp

で低下し，連続的な X 線照射により試料表面付近の構造が佐賀県鳥栖市に立地し，放射光の産業利用を目指した応用

変化したことがわかる．こように，高輝度光源を用いた場合

研究により新しい産業の創造や地域産業の高度化に生かすこは測定のための X 線照射が試料を変性させてしまう場合がとを目的とした施設で，6 本の県有ビームライン(硬 X 線域あるので，測定の目的や試料の性質に応じた“最適な放射光は 4 本)を火曜日から金曜日に10時から21時の 1 日単位で利施設”の選択が大変重要となる．

用することができる．利用の募集は年 3 期ごとに各期の利

しかし，最適な放射光施設を選択することは案外と難し

用開始日の 3 ヶ月程度前からホームページを通じて告知さい．施設選択において検討する項目は，上記の 1) 輝度，にれ，利用希望の前々月 15 日が締切である．利用情報公開が加えて 2) 光源の安定性， 3 ) 設置されている測定機器の種必要なトライアル利用，公共等利用，探索先導利用，先端創類や仕様， 4 ) 試料環境制御のための周辺機器の仕様， 5 )成 利 用， 公 開 が不 要 な一 般 利 用の 5 つ の利 用 区分 が あ る

試料調製もしくは試料搬送のための装置や設備，6) 施設のが，所属機関と利用目的に応じて利用料金や審査方法が異な所在地， 7 ) 実験提案受付の頻度， 8 ) 施設の運転期間， 9 )るので詳しくは http: // www.saga ls.jp / ?page ＝ 56 で知るこ

利用料金 等々多岐にわたり，実験の目的によって優先順位とができる．

が異なる．例えば，急速な試料温度変化に対する時分割応答の観測では 1)から 4)の検討が必須であるが，複数の施設で実施可能な測定を一刻も早く行いたい場合は 5)や 6), 7), 8)

・・ SPring8
問い合わせ https://user.spring8.or.jp/?page_id＝120のような利用制度が優先されるであろう．技術的事項の紹介

sp8jasri＠spring8.or.jp

は本入門講座の第 2，3 回で行うこととして，硬 X 線を用い

兵庫県西部にある国内最大の放射光施設で共用ビームライた実験を行っている 5 施設の利用制度概要を紹介する．

ン 26本のうち 23本で硬 X 線を用いた様々な実験が可能である．多様な課題種が設定され利用制度はやや複雑であるが，主な課題種は 1) 有償で成果公開の義務がない成果専有課題，
2) 論文誌掲載等による成果公開が必要な無償成果非専有課

題，3) 競争的資金を獲得した研究を行う有償の成果公開優
先利用課題である．このうち，成果非専有課題は実験計画の審査が課せられる．年 2 回の利用期ごとに募集が行われる
が一部のビームラインでは年 6 回の募集を行っている．利
用期には 8 時間を単位として 24 時間連続で実験が行われる
が，一部のビームラインでは施設職員が実験者に代わって 2
時間単位で測定を行う測定代行課題(成果専有課題)も随時受付ている．利用制度の詳細な説明は https://user.spring8.or.
jp/ に掲載されている．

・・ 立命館大学 SR センター
図 1.6

SPring 8 BL46XU で測定した Si 基板上ポリ
イミドフィルムの 002 回折プロファイル． X 線
エネルギーは 10 keV とし，入射 X 線及び散乱に設定した．
X 線の試料面に対する角度は0.120°

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan

問い合わせ http://www.ritsumei.ac.jp/acd/re/src/guide.html
sr1＠st.ritsumei.ac.jp

立命館大学の草津キャンパスにある軟 X 線域の実験を主な対象とした施設で同大学の研究・教育活動に利用されると



ともに，学外ユーザーの利用も活発に行われている(16) ．硬型と随時申請を受け付ける U 型， P 型，S1 型がある．いずX 線域では 2 本のビームラインが XAFS 測定に対応し，4.5

れの区分も審査を経て採択された課題は無償で実験ができ時間を 1 単位とし，1 日 2 単位，月曜から金曜に実験が行わる．この他，民間企業の研究者の利用を念頭においた施設利れている．成果公開型の利用の他に，利用者と同施設が個別用や共同研究，競争的資金を獲得した研究を遂行するためのに契約して行う研究委託や共同研究，職員が測定を行う委託

優先施設利用などの有償利用の制度も設けられている．これ

分析，利用者が測定を行うスポット利用の制度があり，これらの利用制度の詳細は https: // www2.kek.jp / imss / pf / use /らは利用成果公開の義務がない．利用料金等の詳細は冒頭のprogram/ をご覧いただきたい．

web ページに記載されている．

・・ あいちシンクロトロン光センター(Aichi SR)

・・ 研修等
以上の放射光施設では施設や学会等が主催して，利用経験

問 い 合 わ せ http: // www.astf kha.jp / synchrotron / about /が少ない方への研修や教育を目的とした測定実習や講習会を

coordinator.html

開催している．測定実習は特に有用で参加を強くお奨めした

aichisr＠astf.or.jp

いが，不定期に開催されることが多いため受講されたい方は愛知県瀬戸市にある国内で最も新しい放射光施設で産業利各施設のホームページを定期的にご確認いただきたい．

用が主たる目的である．日中 8 時間(4 時間単位 2 回)週 4 日の利用が可能で，硬 X 線実験に対応したビームラインが 7

文

献

本設置されている．利用は原則有料で一般利用，中小企業利用，公共等利用，トライアル利用の 4 つの区分がある．公共等利用のみ成果公開が必要で定期利用申込は年 6 回，長期利用申込は年 2 回受け付けている．申込先着順にビーム
タイムが配分されるが，実験者の所属機関や利用区分に応じて利用料金が異なっている．この他，施設職員が実験者に代わって測定を行う測定代行も実施している．利用制度の詳細
は http: // www.astf kha.jp / synchrotron / userguide / about /より知ることができる．
・・ 高エネルギー加速器研究機構 物質科学研究所
放射光科学研究施設(PF)
問い合わせ
産業利用

共同利用係 kyodo1＠mail.kek.jp
共用促進リエゾン pfkyoyo＠pfiqst.kek.jp

1983 年に茨城県つくば市で稼働を開始した歴史ある放射光施設で硬 X 線を利用した種々の実験が 20を超える実験ス
テーションで行われている(利用期は 24 時間連続運転)．大
学共同利用機関であるため主として大学や公的研究機関の研
究者(科研費申請資格を有する民間企業の研究者も含む)を対象とした共同利用実験が行われている．共同利用実験は複数( 1 ) http: // www.spring8.or.jp / ja / about _ us / whats _ sp8 / facilities /bl/map/( 2 ) http://www.sagals.jp/?page＝11( 3 ) http: // www.hsrc.hiroshima u.ac.jp / storagering _ beamlines /beamlines.html( 4 ) http://www.lasti.uhyogo.ac.jp/NS/facility/( 5 ) http://www.ritsumei.ac.jp/acd/re/src/beamline.html( 6 ) http://www.astfkha.jp/synchrotron/userguide/gaiyou/( 7 ) https://www.uvsor.ims.ac.jp/about/beamlines_list.html( 8 ) http://www2.kek.jp/imss/pf/apparatus/bl/( 9 ) S. Tsutsui, H. Uchiyama, J. P. Sutter, A. Q. R. Baron, M.
Mizumaki, N. Kawamura, T. Uruga, H. Sugawara, J.
Yamaura, A. Ochiai, T. Hasegawa, N. Ogita, M. Udagawa and
H. Sato: Phys. Rev. B, 86(2012), 195115.
(10) N. Kawamura, S. Tsutsui, M. Mizumaki, N. Ishimatsu, H.
Maruyama, H. Sugawara and H. Sato: J. Phys. Conf. Ser., 190(2009), 012020.
(11) T. Wakita, et al.: Phys. Rev. B, 95(2017), 085109.
(12) http://www.jsac.or.jp/bunseki/bunmokuji.html(13) 後藤俊治ぶんせき，2015年 1 号，(2015), 2
7.
(14) 廣沢一郎ぶんせき，2015年10号，(2015), 416
421.
(15) http://www.spring8.or.jp/ja/about_us/whats_sr/sp8_
features/(16) M. Oishi, K. Yamanaka, I. Watanabe, K. Shimoda, T. Matsunaga, H. Arai, Y. Ukyo, Y. Uchimoto, Z. Ogumi and T. Ohta: J.
Mat. Chem. A, 4(2016), 92939302.

の申請区分が設定され，年 2 回募集される G 型， S2 型， T

入 門 講 座相変態を利用した高性能マグネシウム合金の開発
小

川

由希子

用されている Mg 合金 AZ31において，この変形双晶が起点

.

は じ

め

に

となり結果的に早期破断に至るとの報告がなされている(1)．
そこで，この難加工性向上のため，結晶配向性の制御や結晶

昨秋，第 28 回日本金属学会奨励賞を戴きましたこと，改粒径微細化による粒界すべりの利用といった方法に加え，すめて関係者の皆様に感謝申し上げます．この度，寄稿の機会

べりによる等方変形が可能な結晶構造の導入が試みられてきをいただきましたので，奨励賞受賞対象である相変態を利用た．Mg にリチウム(Li)を約20 at以上加えると，その結晶した新規マグネシウム合金の開発に関する研究についてご紹

構造は hcp 構造から体心立方(bcc)構造へと変化する(2)．よ介させていただきます．本研究成果は，主に東北大学大学院って， Mg Li 合金においては， bcc( b)相を利用することに博士課程在籍時に得られたものであり，本研究の遂行にあたより加工性の大きな向上に成功し(3)，世界最軽量( 2018年 5り多大なるご指導・ご助言をいただきました，東北大学 小

月現在)ノートパソコンの筐体にも使用されている．

池淳一 教授，須藤祐司 准教授，安藤大輔 助教をはじめ関係者の皆様に深く御礼申し上げます．

これまでに報告されている二元系状態図によると，Mg リッチの組成域，すなわち Mg X 二元系合金において bcc 構
造を取りうる X の候補としては Li の他にスカンジウム(Sc).

マグネシウム合金の現状と本研究の着想がある(4)． Mg Sc 合金における hcp( a )相も Sc を最大で 20
at程度固溶する．一方，両者の二元系状態図には a/b 相境

マグネシウム(Mg)は実用金属の中で最軽量であり，その界の入り方に違いがある(2)(4) ． Mg Li 状態図における a / b

密度は 1.74 gcm－3 と，軽量金属に分類されるアルミニウム

相境界は組成依存性をほとんど持たないが， Mg Sc 状態図(Al)およびチタン(Ti)の約 2/3，1/3 である．この軽さを利においては，高温域でのみ b 相が得られ，b 単相域は高温ほ

点とし，これまでに自動車用部品やノートパソコンの筐体にど低 Sc 濃度側へと張り出しているため，その a/b 相境界は使用されてきた．一方，Mg の持つ欠点の一つに冷間加工性

組成依存性を持つ．このことから，Mg
Sc 合金においては，の乏しさが挙げられ，これに伴う任意形状への成形性の問題

Mg 系ではこれまで例のない相変態を利用し，熱処理条件にから，用途は制限されているのが現状である．この欠点の大応じた組織制御が可能であると予測できる．しかしながら，きな要因は Mg の結晶構造にある．Mg は異方性の高い六方MgSc 合金の機械的特性に関する研究報告は a 単相への Sc晶(hcp)構造をとるため，独立なすべり系が少なく，かつ室

添加効果に限られ(5)，b 相を利用した研究はなされていなか

温においては主すべり系である底面すべりが他のすべり系にった．そこで，本研究では MgSc 合金における a/b 相変態

比べ圧倒的に活動しやすい．従って，すべり変形のみでは等に着目し，機械的特性の向上に加え新たな機能性付与を試み

方変形を生じることが困難であり，この変形の不均一性を補てきた．

うため，変形双晶が導入される．しかしながら，現在最も汎国立研究開発法人 物質・材料研究機構 構造材料研究拠点研究員(〒3050047 つくば市千現 121)
Development of High Performance Magnesium Alloy Through Phase Transformation; Yukiko Ogawa(Research Center for Structural
Materials, National Institute for Materials Science, Tsukuba)
Keywords: magnesium alloy, phase transformation, mechanical property, age hardening, shape memory alloy, martensitic transformation
2019年 2 月27日受理[doi:10.2320/materia.58.395]

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan. Mg
Sc 二元系状態図の再検討と組織

. Mg
Sc 合金の機械的特性

Mg Sc 二元系状態図はいくつかの報告があるが，各々にb 相の導入による冷間加工性への効果を調査するため， b

異なる点がある(4)(6)(7)．一方，相変態による組織制御を行う

単相および a＋b 二相組織を有する試料の冷間圧延におけるためには，正確な状態図が必要となる．ここで，既報の状態

圧延限界を評価した． b 単相および a ＋ b 二相組織は，各々図の a＋b 二相域に注目すると，実験的には，組織観察によ

690 °
C にて 30 分および 600 °C にて 1 時間熱処理後，水冷する

り単相・二相を分類し，その作り込み組成をプロットするこことにより得た．本実験に使用した合金は， Mg 20.5 at とでのみ推定されており，各々の状態図ではその形状が大きSc であり，反射電子像にて解析した結果，a＋b 二相試料にく異なる．そこで，本研究を開始するにあたり，正確な二相おけ る a 分率 は 37.1 であ った ．ここ で，冷 間加工 性 W

域の決定を行った．この際，拡散対法および合金法の二種類

は，焼鈍を行わずに圧延を続けた際に圧延板の端に明瞭なクを用いた．図に再検討した状態図を示す．得られたデータラックが入るまでの合計圧下率(圧延限界)とし， W ＝( t0 

点は B. J. Beaudry と A. H. Daane によって報告された状態

tcrack/t0)×100()と定義した．t0 は冷間圧延前の板厚，tcrack

図上にプロットしており(4)，図中黒色丸は拡散対法，灰色丸はクラックが生じた際の板厚を示す．また，1 パス当たりのは合金法において b 単相であった試料，白丸は合金法にお圧下率は約 2 とした．図に Mg Sc 合金の冷間加工性をいて a ＋ b 二相であった試料の Sc 濃度測定結果を示してい示す．比較材として，純 Mg および AZ31の冷間加工性も示る．なお，濃度測定には電子線マイクロアナライザ

し た ． 純 Mg, AZ31 の 値 は 参 考 文 献(9)(10) よ り 引 用 し て お( EPMA )を使用した．黒の実線で示したのが，本実験におり，これらの 1 パスあたりの圧下率は約 1 ， 1.5 であっいて得られた二相境界であり，既報状態図における相境界はた ． 従っ て ， 本実 験 にお け る 圧延 条 件 は図 3 に示 し た 純

全て点線で記してある．図 1 より，本実験にて得られた二

Mg, AZ31よりも厳しいものである．しかしながら，MgSc

相域は既報の状態図よりも低 Sc 濃度側に存在し，その傾向

合金の b 単相， a ＋ b 二相試料の合計圧下率は 42, 45 といは高温ほど強いことが分かった(8)．

ずれも高い冷間加工性を示した．純 Mg, AZ31 と比較する再検討した状態図を基に，同一組成を有する MgSc 合金と，その値は約 2 倍であった．更に， a ＋ b 二相試料は b 単において熱処理温度により組織が実際に変化するのかを調査

相とほぼ同等の冷間加工性を示すことが明らかとなった．こした．この際，使用した合金の組成は，Mg20.5 at Sc であり，本研究では主に本組成の合金を用いている．図に示す通り， 690°
C で 10分間熱処理後水冷した場合， b 単相が得
られ， 625, 600 °C で 10分間熱処理後水冷した場合は a＋ b 二相であった．また，600°
Cで熱処理した場合は625°
Cに比べ a
分率が増加していた．従って，図 2 より，a 分率は熱処理温度の低下とともに増加し，その組織は熱処理温度により制御可能であることが確認できた．

図1



MgSc 二元系状態図(4).

図2

様々な熱処理温度における Mg20.5 at Sc の組織，熱処理温度(a) 690°
C, (b) 625°
C, (c)
600°
C，熱処理時間10分間，熱処理後水冷．

図3

b 相を有する Mg20.5 at Sc の冷間加工性(9)(10).

新 進 気 鋭のことから， Mg Sc 合金における a 相は高い加工性を示すられた高い冷間加工性は， b → a 相変態により弱化またはラと考えられる．そこで，次に a 単相における冷間加工性をンダム化した集合組織と c/a の低下によるものであると結論調査した．また， Mg Sc 合金における a 相は b 相への変態付けられる．

を用いることでその集合組織を制御可能である(11) ．このた

図には，様々な組織を有する Mg20.5 at Sc および実用軽量合金の機械的特性をプロットした(8)(19)(21) ．縦軸はめ，集合組織と冷間加工性の関係も併せて調査した．
本実験では，下記の 2 つの熱処理履歴( A, B )により，異比強度，横軸は引張試験における延性である．ここで，なる集合組織を持つ 2 種の a 単相試料を作製した．A では，

Mg 20.5 at  Sc の比重は Mg, Sc の密度から約 2.01 と推定

600°
Cで 1 時間熱処理後水冷し a＋b 二相とした後，500°
Cでされ，比強度の算出にはこの値を利用した．図 5 に示した

144 時間熱処理後水冷し当軸粒を有する均質な a 単相を得

Mg20.5 at Sc の詳細な機械的特性および熱処理条件は表た．一方，B においては690°
C で30分間熱処理後水冷し b 単

にまとめた．また， b 相を有する Mg Sc 合金を低温で時相とした後， 500 °C で 144 時間熱処理後水冷し当軸粒を有す

効すると，微細な針状または板状の a 相が b 相内に析出しる均質な a 単相を得た．熱処理履歴 A, B を経た a 単相試料

その硬度が著しく上昇する(19)(22)．そこで，初期組織を b 単の(0001)極点図を図(a), (b)に示す．ここで RD は圧延方相および a＋b 二相とし時効処理を施した試料の引張特性を向， TD は圧延直角方向を表している．図 4 ( a )から， A を調査した結果，b 単相を初期組織とした場合にはほぼ弾性域

経た場合には極が TD 方向に広がった弱集合組織を持つこで破断し，非常に脆いことが分かった(19) ．このため，図 5とが分かる．一方で B を経た場合，ランダムな集合組織をには初期組織を a＋b 二相とした場合の時効硬化後の引張特有することが(b)より明らかである．これら a 単相試料の冷性 の み示 し て ある ． 図 5 よ り ，本 研 究 にお い て得 ら れ た

間加工性は図 4 ( c )に示した． A を経た試料の合計圧下率はMg Sc 合金は実用 Mg, Al 合金に比して高延性かつ高比強34 であり， B を経た場合は 40 まで向上することが分かる．従って， Mg Sc 合金の a 単相は純 Mg や AZ31 に比して高い冷間加工性を示し，ランダム配向を有する場合，その冷間加工性は b 単相と比べても遜色ないものであることが明らかとなった．また，弱集合組織を持つ A を経た a 単相
試料においても 30 以上の高い値が得られた一因として，hcp 構造の軸比 c/a の変化があると考えられる．Mg に Li を添加すると，添加量の増加とともに延性は向上することが知られているが，この Li の添加により a 相の c / a が低下し非底面すべりの臨界分解せん断応力(criticalresolved

shear

stress, CRSS)は低下する一方，底面すべりの CRSS は上昇するとの報告がある(12)(16) ．実際に， A を経た a 単相試料中の c / a は，その XRD 測定結果より 1.615 と算出できる( a＝ 0.3229 nm, c ＝ 0.5215 nm )．この値は，純 Mg ( 1.624 )やAZ31(1.625)より小さい値であり(17)(18)，Sc 添加により c/aが低下したと考えられる．以上より，a 単相試料において得

図4

図5

MgSc 合金・実用軽量合金の比強度と延性(8)(19)(21).

( a )熱処理履歴 A を経た a 単相 Mg 20.5 at  Sc の( 0001 )極点図，( b )熱処理履歴 B を経た a 単相 Mg 20.5
at Sc の(0001)極点図，(c)a 単相 Mg20.5 at Sc の冷間加工性(9)(10).

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan




表1

様々な熱処理条件における Mg20.5 at Sc の機
械的特性(8)(19)．

熱処理条件

伸び
()

最大引張強度(MPa)

比強度(MPa･g－1･cm3)

500°
C 10分

27

314

149.5

550°
C 10分
600°
C 10分

16.9

333

158.6

32.4

312

148.6

625°
C 10分
C 10分
690°

19.4

265

126.2

28.6

254

121.0

690°
C 30分

41

257

122.4

690°
C 30分
→500°
C 4 時間
690°
C 30分
→550°
C 48時間

30

263

125.2

31.3

271

129.0

は，加えた応力を除荷しても形状回復は確認されなかった．

20.4

244

116.2

また，－ 100°
Cにおける降伏応力は室温よりも高く，温度の

28.2

280

133.3

低下とともに降伏応力が上昇したことがみてとれる．従っ

12.5

357

170.0

6.9

465

221.4

690°
C 30分
→600°
C 24時間C 1 時間600°
600°
C 1 時間→200°
C 4 時間(時効)C 1 時間600°→200°
C 5 時間(時効)図6

負荷除荷引張サイクル試験における Mg 20.5
at Sc の応力歪み曲線(4 サイクル目)．

て，室温および－100°
Cにおいてはすべりによる塑性変形が生じたことが示唆される．一方，－150°
Cにおいては，応力を除荷するとその形状はほぼ元の位置まで大きく回復し超弾性合金に典型的なフラッグ状の応力歪み曲線を描いた．以上より，Mg20.5 at Sc 合金は低温下にて超弾性効果を示すことが明らかとなった(28)．ここで，i サイクル目の超弾性度を示すことが分かる．更に，高延性を有する試料において

歪み e iSE は e iSE＝e it－e ie－e ir(e it与歪み，e ie弾性歪み，e ir

は実用 Ti 合金よりも高い比強度を示すと考えられる．

残留歪み)で定義され，形状回復率()は｛e iSE/(e it－e ie)}×
100 より算出される．以上より，－ 150 °C における最大超弾

. Mg
Sc 合金における超弾性効果・形状記憶効果

性歪みは 4.4 ( 8 サイクル目)，最大形状回復率は 94.5 ( 3サイクル目)であった．図(a)に各試験温度における形状回Ti 合金は a / b 相変態を用いた組織制御により用途に応じ復 率 ( 3 サ イ ク ル 目 ) を 示 し た ． こ の 図 か ら ， 70 °Cからて機械的特性を適正化できる．中でも， b Ti 合金はマルテ－ 100 °
C の温度範囲では形状回復は生じない一方，－ 125 °C

ンサイト変態を起こし，形状記憶特性(超弾性効果，形状記

以下では，形状回復が確認され超弾性効果を示すことが確認憶効果)を示すため，様々な製品への利用が期待されていできる．また，図 7( b)には試験温度と降伏応力の関係を示る．また， b Ti 合金は時効処理を施すと b 相へ微細な a 相した．－ 100°
C以上では，温度の低下とともに降伏応力は上が析出しその硬度が著しく上昇することが知られているが，昇しており，－100°
C以上では塑性変形が生じると結論付け

この時効硬化現象およびその組織は MgSc 合金にて確認さられる．反対に，－125°
C以下では，温度の低下とともに降れたものと酷似している(23)(25)．そこで，b 型(b 単相)Mg

伏応力は低下していることから，－125°
C以下では応力誘起

Sc 合金においてもマルテンサイト変態が生じ，形状記憶特マルテンサイト変態が生じたと考えられ，応力誘起マルテン性が得られる可能性があると考え，調査を行った．

サイト変態が生じる臨界温度は－ 100 °C と－ 125 °C の間に存

まず，超弾性効果について得られた結果を述べる．超弾性在すると推測される(28)．また，図 7(b)において，応力誘起効果は様々な温度下で負荷除荷引張サイクル試験を行い，マルテンサイト変態に必要な臨界応力がゼロとなる地点での調査した．本実験に用いた合金は Mg20.5 at Sc であり，

温度，すなわち黒破線で示した近似直線を応力ゼロまで外挿

690°
Cで熱処理後水冷し b 単相を得た．サイクル試験では，した際の横軸との交点がマルテンサイト変態開始温度 Ms と歪みが一定の値に達するまで引張応力を加えた後除荷し，こ定義できる．しかしながら，図 7 ( b )においてその交点は 0

れを 1 サイクルとした．与える歪みについては，1 サイクル

K 以下となり，Mg20.5 at Sc の Ms 点は 0 K 以上には存

目は 1 ， 2 サイクル目は 2 とし，その後 1 ずつ増やし

在しないことが分かった．このことは，Mg20.5 at Sc はながら破断に至るまで負荷・除荷を繰り返した．図に室温

熱的なマルテンサイト変態を生じず，従って，熱的に回復す(20°C)，－100°
C，－150°Cにおける 4 サイクル目の応力歪る形状記憶効果を示さないことを示唆している．実際に，液み曲線を示す．ここで．降伏応力や超弾性歪みといった超弾

体窒素内(－ 196°
C )で Mg 20.5 at Sc を変形させると超弾性特性は結晶粒径に依存することが報告されている(26)(27)．

性効果を示すことを確認しており，少なくとも－196°
C以上

なお，試験片厚さ方向に存在する結晶粒の影響を考慮する必では形状記憶効果を示さないことが明らかである．

要があるため，結晶粒径 d を試験片厚 t で除した d/t を各試

そこで， Mg 20.5 at  Sc よりも低 Sc 組成の合金にて形

験片に対して算出し，図 6 には d/t が近しい試験片の結果を状記憶効果を調査した．図に Mg18.3 at Sc の形状記憶示している(0.66d/t0.72)．室温および－100°
Cにおいて効果観察結果を示す．試験片を液体窒素内で変形後，徐々に

新 進 気 鋭

昇温しながら形状変化の様子を撮影した．図 8(a), (b)に示
した－ 50 °C ，－ 30 °C では形状変化はみられない．しかしながら，( c )－ 10 °C では形状が回復し始めており，( d ) 18 °Cで

. Mg Sc 合金のマルテンサイト変態に伴う結晶構
造変化

ほぼ元の形状まで回復した(28)．以上より，b 型 MgSc 合金
は超弾性効果および形状記憶効果を発現するが，そのマルテ

マルテンサイト変態による結晶構造変化については，温度

ンサイト変態温度は Sc 濃度に大きく依存し Sc 濃度の低下を変えながらの In situ XRD 測定にて調査した．また，本とともに上昇することが明らかとなった．

実験には，Mg19.2 at Sc を使用した．図に各温度における XRD 測定結果を示す(29) ．なお，得られた全てのピー
クが降温および昇温時に高角および低角へシフトしているのは温度変化に伴う格子の収縮膨張に起因する．まず， 20 °Cから－190°Cまで降温していくと，110b のピーク強度が低下するとともに32.7°
付近のピーク強度は上昇し34.4°，36.1°，
付近に新たなピークが出現した．次に，－ 190 °36.3 °C から
20°
Cまで昇温していくと，降温によって低下・上昇した110b

および 32.7 °付近のピーク強度は元の値に戻り，新たに出現，した 3 本のピークは消滅した．以上の結果から， 32.7 °，36.1°，36.3°
付近のピークはマルテンサイト相に起因34.4°するものであり，Mg19.2 at Sc においては熱的なマルテ
ンサイト変態および逆変態が生じると結論付けられる(28)(29)．更に，降温過程において－70°
Cの時点ではマルテンサイト相に起因するピークは存在しないのに対し，昇温過程では－ 70 °C でマルテンサイト相に起因するピークが確認できる．このことは，変態ヒステリシスの存在を示唆している．また，マルテンサイト相に由来するピークのピーク位置は bTi 合金のマルテンサイト相のものと酷似していた(30)．
よって， bTi 合金のマルテンサイト相の結晶構造は直方晶( orthorhombic )であることから， Mg Sc 合金におけるマルテンサイト相の結晶構造も直方晶であると推測され，図 9においては直方晶としてマルテンサイト相に由来するピーク

図7

Mg20.5 at Sc の(a)形状回復率，(b)降伏応力とサイクル試験温度の関係．

図8

Mg18.3 at Sc における形状記憶効果，試料サ
イズは長さ 7 mm，幅1.2 mm，厚さ0.3 mm.

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan

図9

Mg19.2 at Sc の insitu XRD 測定結果．
(オンラインカラー)




文

の指数付けを行った．ここで，20°
Cにおいて，b 相に起因す

献るピークの他に31.6°
および32.7°
付近にピークが確認できる．
付近のピークはその強度が温度に依存しないことから
31.6 °

a 相に由来するものであると考えられ，実際に b 単相化後の試料において焼入時に形成されたとみられる少量の a 相が b
相の粒界付近に存在することを確認している． 32.7 °付近のピークは温度変化に伴う強度変化からマルテンサイト相に起因すると結論づけたが， 20 °C においてもそのピークが得られたのは，焼入時にマルテンサイト相がわずかに形成されたためと考えられる．

.

ま と

め

本稿では，b 相を導入し相変態を利用することで得られた
Mg Sc 合金の機械的特性や形状記憶特性の概要を紹介した．本研究の開始にあたり， Mg Sc 二元系状態図におけるa/b 相境界を拡散対法および合金法により再調査した．その結果，本研究にて得られた二相域は既報状態図上に記されているよりも低 Sc 濃度域に存在し，この状態図を使用し Mg
Sc 合金の組織が熱処理条件に応じて制御可能であることを確認した．

b 相を有する Mg Sc 合金は優れた冷間加工性を示し，その値は純 Mg・AZ31の 2 倍以上であった．また，MgSc 合
金の a 相は，b から a への相変態を用いることで集合組織の弱化・ランダム化が可能であり，この集合組織変化および
Sc 添加による c / a の低下により， a 相においても高い加工性が得られることが分かった．また，本研究にて作製した
MgSc 合金は実用の Mg 合金や Al 合金に比べ，比強度・延性ともに高い値を示した．更に，高い延性を示す MgSc 合
金は同等の延性を示す実用の Ti 合金よりも高比強度を有することが示唆された．

b 型 Mg Sc 合金はマルテンサイト変態を起こし，超弾性効果・形状記憶効果を発現することが示された．本合金は現状，最軽量の形状記憶合金である．また，マルテンサイト変態温度は Sc 濃度に大きく依存し，Sc 濃度が低いほどその変態温度は上昇した． Mg Sc 合金におけるマルテンサイト相の結晶構造は，insitu XRD 測定結果より直方晶であると推測された．
本研究では，Mg における相変態の利用を可能にし，機械的特性の向上・新機能(形状記憶特性)の付与を実現した．これにより，Mg 合金の用途の拡大が期待できる．一方，未だ更なる強度の向上や形状記憶特性発現温度域の制御等，解決( 1 ) D. Ando, J. Koike and Y. Sutou: Acta Mater., 58(2010), 4316
4324.
( 2 ) A. A. NayebHashemi and J. B. Clark: Phase diagrams ofbinary magnesium alloys, ASM International, (1988).
( 3 ) T. G. Byrer, E. L. White and P. D. Frost: NASA Contractor
Report, Battelle Memorial Institute, (1963), 117154.
( 4 ) B. J. Beaudry and A. H. Daane: J. LessCommon Met., 18(1969), 305
308.
( 5 ) L. L. Rokhlin: Magnesium Alloys Containing Rare Earth
Metals, Taylor & Francis Ltd, (2003).
( 6 ) A. A. NayebHashemi and J. B. Clark: Bull. Alloy Phase
Diagrams, 7(1986), 574577.
( 7 ) H. Okamoto: J. Phase Equilib. DiŠ., 30(2009), 660
661.
( 8 ) Y. Ogawa, D. Ando, Y. Sutou, K. Yoshimi and J. Koike: Mater.
Sci. Eng. A, 670(2016), 335341.
( 9 ) 大森梧郎，松尾 茂，麻田 宏軽金属，17(1967), 34
37.
( 10 ) 伊 藤 吾 朗 ， 伊 勢 野 陽 平 ， 本 橋 嘉 信  日 本 金 属 学 会 誌 ， 66
(2002), 1621.
(11) Y. Ogawa, D. Ando, Y. Sutou and J. Koike: Scripta Mater., 128(2017), 2731.
(12) F. E. Hauser, P. R. Landon and J. E. Dorn: Trans. ASM, 48(1956), 986
1002.
(13) F. E. Hauser, P. R. Landon and J. E. Dorn: Trans. ASM, 50(1958), 856
883.
(14) S. R. Agnew, J. A. Horton and M. H. Yoo: Metall. Mater.
Trans. A, 33A(2002), 851858.
(15) Q. Yang, B. Jiang, J. Li, H. Dong, W. Liu, S. Luo and F. Pan:
Int. J. Mater. Form., 9(2016), 305311.
(16) H. Yoshinaga and R. Horiuchi: Trans. JIM, 4(1963), 134141.
(17) M. H. Yoo: Metall.Trans A, 12A(1981), 409
418.
(18) J. Y. Lee, Y. S. Yun, S. H. Jung, W. T. Kim and D. H. Kim:
Mater. Trans., 55(2014), 742744.
( 19 ) 小川由希子，安藤大輔，須藤祐司，小池淳一日本金属学会
誌，80(2016), 171175.
( 20 ) 日 本 金 属 学会  金 属 デ ー タ ブッ ク 改訂 4 版 ， 丸 善出 版 ，(2004).
( 21 ) 日本マグネシウム協会マグネシウム技術便覧，カロス出
版，(2000).
(22) D. Ando, Y. Ogawa, T. Suzuki, Y. Sutou and J. Koike: Mater.
Lett., 161(2015), 58.
(23) C. G. Rhodes and N. E. Paton: Metall. Trans. A, 8A(1977),
17491761.
(24) T. Inaba, K. Ameyama and M. Tokizane: ISIJ International, 31(1991), 792
798.
(25) H. P. Ng, E. Douguet, C. J. Bettles and B. C. Muddle: Mater.
Sci. Eng. A, 527(2010), 70177026.
( 26 ) 本橋嘉信，大沢圭一，星屋泰二，岡本芳三，大森宮次郎日本金属学会誌，55(1991), 132140.
(27) Y. Sutou, T. Omori, R. Kainuma and K. Ishida: Acta Mater., 61(2013), 38423850.
(28) Y. Ogawa, D. Ando, Y. Sutou and J. Koike: Science, 353(2016), 368
370.
(29) Y. Ogawa, D. Ando, Y. Sutou, H. Somekawa and J. Koike:
Shap. Mem. Superelasticity, 4(2018), 167173.
(30) H. Y. Kim, S. Hashimoto, J. I. Kim, H. Hosoda and S.
Miyazaki: Mater. Trans., 45(2004), 24432448.

すべき課題が残されている．本研究が Mg 合金および軽金★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

属材料の研究における新たな一歩となり，更なる広がりを生2017年 3 月 東北大学大学院工学研究科博士課程修了
2017年 4 月 日本学術振興会特別研究員
SPD
2017年 9 月 現職
専門分野材料組織学◎Mg 合金の機械的特性向上・新機能付与に従事．
相変態を利用した組織制御による特性改善を中心に活動．

むことを期待したい．
本研究は JSPS 科研費16J04175, 17J10094, 18K14032および東北大学学際高等研究教育院の助成を受けたものです．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
小川由希子



新 進 気 鋭

第 13 回 本 会 派 遣 JIM / TMS
Young Leader International
Scholar 出張報告東北大学多元物質科学研究所助教

川西咲子

図1

Allanore 博士と共に． 図 2

Dudley 博士と共に．

この度，JIM/TMS Young Leader International Scholar として選出していただいた．TMS(The Minerals, Metals &Materials) Society の年次大会(TMS2019)への参加と，そこでの受賞講演，ならびにアメリカ合衆国内で希望する研究所を訪問する機会をいただいたので，この場をお借りしてその出張報告を行う．
TMS2019 は，テキサス州サンアントニオにおいて， 3 月
10 日から 14 日の 5 日間開催された．これに先立ち， 3 月 7日にはボストンのマサチューセッツ工科大学( MIT,Mas-

sachusetts Institute of Technology)を，3 月 8 日にはニューヨーク郊外の Stony Brook 大学をそれぞれ訪問した．日本からのフライトを終え到着したボストンは季節外れの寒さで，

図3

授賞式での Hemker 会長との一コマ．

夜には気温－ 10 °C の凍てつく寒さを実感したのが記憶に蘇る． MIT では冶金プロセスを専門とする Antoine Allanore

な議論がなされていた．参加者の誰もが大変な盛況ぶりを感博士の研究室を訪問した(図)．筆者は高温冶金学をベーじた事であろう．筆者は Jin Nakano 博士がメインオーガナ

ス と した 研 究に 取 り組 ん でお り ，こ れ まで に Allanore 博

イザーを務めたシンポジウム“Advanced Real Time Imag-士の来日時に何度か言葉を交わす機会があった．いつか博士ing”にて受賞講演を行う場を提供していただいた．“An ap-の研究室を訪問したいと願っていたため，念願を果たす機会

proach for solubility measurement of SiC in molten siliconとなった．研究室には様々な装置がずらりと並んでいたが，and its alloy by realtime interference observation”というタ独自に構築された坩堝フリーでの集光加熱式の超高温物性測

イトルで筆者らが独自に確立したその場観察システムを用い定装置は特に印象的であった． 2000 °C を超える超高温の物

た新規の物性計測手法の提案について講演した．質疑応答や性測定のための趣向を凝らした工夫が詰まっており，様々な休憩時間にも，多くの参加者と意見交換し，主に提案した手取り組みを知ることができた．見学時にはロータリーポンプ法の応用の可能性について多くの議論をすることができた．

の分解・洗浄作業を行う所属学生とも遭遇し，原理や構造のそ の 翌 日 の 夜 に は ， TMS AIME

理解と労を惜しまない志こそが最先端のものづくり研究を生

Ceremony が執り行われ，各賞の授賞者の紹介と表彰がなさ

み出すのではないかとも感じた．続いて訪問したのは，ロンれた．スポットライトの当たる壇上に上がるのは講演以上にHonors&Awardsグ ア イ ラ ン ド 島 の 中 ほ ど に 位 置 す る Stony Brook 大 学 の緊 張 を 感 じ る 瞬 間 で あ っ た が ， 司 会 の Kevin Hemker 氏

Michael Dudley 博士の研究室である(図)．博士は放射光(2018年 TMS 会長)の温かい笑顔に迎えられ，心を落ち着かを使った結晶評価の専門家であり，国際学会で筆者の結晶成せることがきた(図)．壇上にいたのは30秒ほどの短い時間長過程の高温その場観察に関する講演を聴講して下さったのであったと思うが，その時間は筆者の今後の人生においてもをきっかけに，しばしば議論をする事があった．今回の訪問

かけがえのないものになるであろう．

では，結晶成長過程に及ぼす結晶欠陥の影響について，筆者

本賞は“若手研究者の活動の活性化を図ること”を第一のがその場観察した動画を交えながら十分な時間をかけて議論目的に設けられたものであり，“これからもっと研究に励みすることができた．互いの強みを生かした共同研究への発展なさい”というメッセージが込められたものと認識していを視野にお話しさせていただく事ができたのが，直接の訪問

る．今回得た様々な出会い，経験は何ものにも代え難いものにより得られた何よりの財産である．訪問から 2 ヶ月が経であり，本会ならびに TMS の事務局関係者のご尽力への感

過した今，具体的な共同研究に向けて試料の調整を開始して謝は筆舌に尽くし難い．訪問先の先生方や学生との交流ではおり，今後の研究の発展に期待を膨らませている．

研究そのものだけなく，研究に対する姿勢や振る舞いにも大ボストンとニューヨークには路肩に雪が残っていたが，TMS2019 の開催地であるサンアントニオに移動すると，そいに刺激を受けることができた．今回のような貴重な機会をいただいたことに心より御礼を申し上げる．

の高温湿潤な環境に思わず異国に降り立ったようにさえ感じ(2019年 5 月14日受理)[doi:10.2320/materia.58.401]

た．学会参加者は 4,500 名にのぼり，各セッションでは活発(連絡先〒980
8577 仙台市青葉区片平 211)

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan




図1

著者と主に使用する実験機器．

であり，触媒存在下で二分子の原料アルコールが脱水反応を伴い反応が進行する．）を試しました．この反応には従来の固

.

は じ

め

に

体触媒では高温高圧条件による副生成物の制御が困難であり，錯体反応系では高価な金属と反応制御剤が必須という課

私は 2019 年 3 月に関西大学大学院理工学研究科化学生命題が残されています．新たに合成したルテニウムナノ粒子触工学専攻の博士課程前期課程を修了し，4 月から後期課程に媒で実験を行うと選択性，反応条件，触媒金属価格のすべて進学しました．学士から現在に至るまで，液相還元法で合成の課題を解決し，かつ触媒量はごく少量で目的の反応が進行した金属ナノ粒子を触媒として用いた有機合成を研究していすることがわかりました．反応後のガスクロマトグラフのチ

ます．触媒有機化学研究室に所属し，共同研究でのご縁からャートを見たとき相当舞い上がっていたのを今でも覚えてい本稿を執筆する機会を頂きましたので，これまでの研究の紹ます．高い触媒活性，特に選択性を説明するため触媒の詳細

介，他分野交流について感じたことを書かせていただきます．

なキャラクタリゼーションに取り掛かりました．有機化学では反応の収率さえ高ければよいという時代もありましたが，.

これまでの研究

昨今では触媒の詳細な分析がなければ論文としては評価されません． XPS によるルテニウムの電子状態の評価は我々の

まず私は冒頭にもありますように，有機合成化学を専攻し主張や想定反応機構をより盤石なものとするため必須となり研究者生活をスタートしました．そのため，NMR(核磁気共ます．ところが液相法でナノ粒子を合成しますと，実験操作鳴)や IR(赤外分光)での解析が主となり，材料科学では当たとしては非常に簡単ですが分析の際には逆に溶媒が問題とな

り前の XRD ( X 線回折)， SEM (走査電子顕微鏡)， XPS ( X

ります．特に用いた溶媒の沸点が高く，適切なデータを得る

線光電子分光)などの分析機器の知識はほとんどありません

ためかなり試行錯誤しました．試料調製のノウハウもなく依でした．研究室配属では，ナノ粒子の特異な性質と触媒反応

頼測定をしても解釈に悩まされ，研究が行き詰まっていましに興味をもちました．我々の研究室では大きく分類すると固た．その時，本学で現在水素貯蔵材料を研究されており，当体触媒，ナノ粒子触媒，均一系触媒を用いるグループに分か研究室と共同研究を行っている近藤亮太准教授に材料・表面れ新規触媒反応を探索しております．そのため金属の知識も分析に必要な知識，サンプル調製，測定と解析について相談

錯体化学，有機金属化学(金属炭素結合を有する化合物を研に乗っていただき難しかった測定をやり遂げることができま究する分野)から勉強しました．

した．バルクの金属を取り扱うサンプル調製は有機化学者か

材料科学の視点からの金属に関する知識の必要性を強く感らすると，気を付けなければいけない点，器具がかなり違う

じたのは修士 1 年生の時です．私が取り組んだナノ粒子触ので新鮮で楽しいものでした． XPS 測定するとナノ粒子の媒が固体触媒とも錯体触媒とも異なる独特の活性を示したと

最表面ルテニウムは原料から還元された状態にあることが判き，それまでの有機化学的知見からは説明が難しくなりまし明しました．この結果と他の実験と組み合わせ反応機構を詳た．所属研究室では金属前駆体溶液を N,N ジメチルホルム

細に提案でき，研究が大きく前進しました(図)．

アミド(以降 DMF)中で加熱還元する(液相還元法)と，保護

先生とのお話の中で印象に残っているのは「自分の頭で測剤を添加せずとも金属ナノ粒子が合成できること，この方法

定原理，装置の構成をよく理解し，試料調製に必要なことをによって合成した金属ナノ粒子(Pd, Ir, Cu, Fe, Au)が溶液中よく考えること」です．問題を明確にして，解決するプロセで行うクロスカップリング反応などに高い触媒活性を示すこスを専門分野から離れて他分野との間で経験できたことは今とを報告していました(1)(5) ．私は新たにルテニウムナノ粒

後の研究者人生を豊かにしてくれると感謝しております．共子を合成し，ゲルベ反応(b分岐アルコール生成反応の一種

同研究でディスカッションする中で，改めて自身のそれまで

は ば た く

測定してきたデータを他分野の人に説明し，解釈，情報の伝知識もまだまだ足りないと感じますが，自分のアイデアを認え方を考えなおす場面も多々ありました．一般的な説明の必めてもらうための工夫・努力を惜しまないことを忘れずに，要性を感じた一方，異分野交流は過去の経験からくる先入観研究者として思いを達成できればと考えております．最後にもなく，疑問や興味深い点をやり取りできる機会であり，新この場をお借りしまして普段研究をご指導いただいておりま

しいアイデアや工夫が生まれやすいと感じたため，今後も積す関西大学大洞康嗣教授，研究の遂行に普段から大変お世話

極的に他分野との交流をしたいと考えております．

になっており今回の寄稿を薦めていただきました近藤亮太准教授，共同研究にかかわる皆様に深く御礼申し上げます．

.

研究生活を振り返って文

献

ナノ材料の面白さとその利用法を探索していくテーマに惹かれ現在の研究室を選択しました．振り返ってみると研究開始半年に満たないうちから，ずいぶん生意気に先輩や先生に意見し，「聞くは一時の恥，聞かぬは一生の恥」と恥ずかしげもなく分からないことは聞き，時には叱られ学べたことが現在の自分を作っていると思います．この研究テーマは必要な測定が非常に多く，設備面や知識等を考えると自分の努力だけではどうにもならない部分がありました．これほどまでに自由にアイデアを試させてもらえ，意見もいただける現在の環境というのは大変貴重に感じます．
博士課程の抱負として，金属触媒も反応も自分オリジナル( 1 ) M. Hyotanishi, Y. Isomura, H. Yamamoto, H. Kawasaki and Y.
Obora: Chem. Commun., 47(2011), 57505752.
( 2 ) K. Oikawa, S. Itoh, H. Yano, H. Kawasaki and Y. Obora:
Chem. Commun., 53(2017), 10801083.
( 3 ) Y. Isomura, T. Narushima, H. Kawasaki, T. Yonezawa and Y.
Obora: Chem. Commun., 48(2012), 37843786.
( 4 ) R. Azuma, S. Nakamichi, J. Kimura, H. Yano, H. Kawasaki, T.
Suzuki, R. Kondo, Y. Kanda, K. I. Shimizu, K. Kato and Y.
Obora: Chem. Cat. Chem., 10(2018), 23782382.
( 5 ) H. Yamamoto, H. Yano, H. Kouchi, Y. Obora, R. Arakawa and
H. Kawasaki: Nanoscale, 4(2012), 41484154.
(2019年 5 月14日受理)[doi:10.2320/materia.58.402](連絡先〒5648680 吹田市山手町 33
35)のものを見つけたい熱意があります．物理化学や材料科学の

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan




本
会

告

会

記

事

2019年秋期(第165回)講演大会ご案内ならびに参加申込について…………………………………………………………………404
2019年秋期講演大会会場周辺のご案内 ………………………406
第17回 World Materials Day Award 募集 …………………407
2019年秋期講演大会機器・書籍・カタログ展示会出展募集
および大会プログラム広告募集 ……………………………407
2019年秋期講演大会託児室設置のご案内 ……………………408
2020年春期講演大会公募/企画シンポジウムテーマ提案募集…………………………………………………………………408「若手研究グループ」/「研究会」新規・更新申請募集 ………410
若手研究グループ集会 …………………………………………412
金属学会シンポジウム …………………………………………416

支部行事 …………………………413 次号予告 …………………………415
掲示板 ……………………………413 新入会員 …………………………415
会誌・欧文誌 7 号目次 …………414 行事カレンダー …………………418

事務局 渉 外 ・ 国 際 関 係secgnl＠jim.or.jp
会員サービス全般account＠jim.or.jp
会費・各種支払member＠jim.or.jp
刊 行 物 申 込 みordering＠jim.or.jp
セミナーシンポジウム参加申込みmeeting＠jim.or.jp
講 演 大 会annualm＠jim.or.jp
総 務 ・ 各 種 賞gaffair＠jim.or.jp
学術情報サービス全般secgnl＠jim.or.jp
調 査 ・ 研 究stevent＠jim.or.jp
まてりあ・広告materia＠jim.or.jp
会 誌 ・ 欧 文 誌editjt＠jim.or.jp
公益社団法人日本金属学会〒 仙台市青葉区一番町




 FAX 




TEL 
https://jim.or.jp/

投稿規程・出版案内・入会申込はホームページをご利用下さい．
会告原稿締切毎月 1 日で，翌月号掲載です．
掲示板や行事のご案内は，ホームページにも掲載しております．

会

告(ホームページもご参照下さい)年秋期(第回)講演大会ご案内ならびに参加申込みについて会期年月日(水)～月日(金)会場岡山大学津島キャンパス(〒7008530 岡山市北区津島中 2
11)

日

程

9 月11日(水)各賞贈呈式，学術講演会，ポスターセッション(高校生ポスター予定)，懇親会(ピュアリティまきび)

9 月12日(木)学術講演会，企業ランチョンセミナー

9 月13日(金)学術講演会，女性会員のつどい

大会参加予約申込締切 年月日(火)事前参加申し込みは，すべてインターネット申込となります．詳細は，申込要領をご覧下さい．

開催予定の各種シンポジウム(プログラムは 7 月末公開予定)
公募シンポジウム
S1 ハイエントロピー合金の材料科学
S2 材料変形素過程のマルチスケール解析()S3 キンク強化の材料科学
S4 水素エネルギー材料―
S5 先進ナノ構造解析に基づく材料科学の新展開
S6 ナノ・マイクロスペーステイラリング
S7 医療・福祉のための Additive Manufacturing の材料科学
S8 マテリアルズ・インテグレーション()―順問題から逆問題へ―

企画シンポジウム(依頼講演のみ)
K1 高性能軟磁性材料の現状と課題
電動自動車の普及拡大などを背景に，各種磁性材料の高性能化が求められており，現に永久磁石の高性能化・希少元素低減に関しては，産業界からの課題提示を反映したナショプロが推進されるなど，基礎研究を含めた研究開発が活性化している．他方，軟磁性材料に着目すると，珪素鋼板・アモ
ルファス材料・ナノ結晶材料・圧粉磁心などの多くの材料が自動車をはじめとした各種製品の高性能化・高機能化に貢献しているものの，これらの材料について応用を踏まえた現状と課題を俯瞰する機会はほとんどない．そこで，本シンポジウムでは，実用化されている各種軟磁性材料の現状と課題について主に産業界から話題を提供していただき，金属学会に関わる研究者が貢献可能な課題を発掘するための一助とする．
K2 若手科学者へ贈る研究のヒント～未踏領域へ到達するために～
第 2 分科提案，第 1 分科と共同開催による人材育成を趣旨とする啓蒙的な内容の企画シンポジウムの第二弾．独創的な研究成果に到達するためには，どのような姿勢で研究に臨むべきか．著名なベテランにご講演頂き，そのヒントを得ることを目的とする．会員，特に若手研究者への刺激になれば幸いである．講演では，ご自身の研究に触れつつ，研究者としての心構えや組織・国からの視点について述べて頂き，シンポジウム全体として独創的な研究成果に到達するための必要条件を浮き彫りにする．講演 1 方向の欠如モデル型だけでなくサイ・コミュ型の双方向性の仕掛けとしてパネルディスカッションも行う．
K3 自動車の大変革に貢献する材料技術の最新動向(自動車技術会・日本鉄鋼協会との合同シンポジウム)
近年の自動車を取り巻く環境は，従来からの課題である環境負荷低減，軽量化，燃費などに加え，電動化，安全性，自動運転などに代表される革新
技術への対応も求められ，より複雑化，高度化している．日本金属学会では，多くの材料を利用し日々進化している自動車技術に焦点を当て，その技術の革新を基盤から支える材料技術における最新の動向について，日本鉄鋼協会，自動車技術会と合同でシンポジウムを昨年度から企画してきた．本
シンポジウムでは日本金属学会からの講演者に加え，自動車技術会および日本鉄鋼協会から自動車および鉄鋼メーカーの製造関係者ならびに材料研究者も迎えて最新の研究動向を講演していただき，自動車用材料技術の方向性を共有するとともに，講演大会参加者の研究における一助となることを目
的とする．



本 会 記 事

参加申込要領
インターネットによる事前の大会参加申込みおよび懇親会参加の申込み 〈締切〉月日(火)大会参加申込み URL

https://www.jim.or.jp/convention/2019autum/

予約申込締切後，大会参加証，講演概要ダウンロードについては，下記をご参照下さい．なお，領収書は，決済完了後に申込画面から各自印刷して下さい(WEB 画面講演大会 MyPage よりダウンロード)． 8 月28日以降は当日申込となります．当日申込をご希望の方は，会場受付にて直接お申込下さい．

◆大会参加費(講演概要ダウンロード権含む)※年会費とは異なります．
参加費・懇親会の消費税扱については，ホームページ(一覧表 PDF)をご参照下さい．
予約申込締切日

月
日(火)(申込および入金期日)
予約申込(インターネット申込・事前支払い)

当日申込(大会会場受付・現金払いのみ)

正員・維持員会社社員

10,000円

13,000円

学生員※

6,000円

7,000円

会員資格

非会員

一般

24,000円

27,000円

非会員

学生(大学院生含む)

14,000円

16,000円

お支払後の取消は，準備の都合上ご返金いたしかねますのでご了承下さい．
※ 学生員 卒業予定変更等により会員種別に相違がある場合，事前に会員種別の変更手続きを行ってから，大会参加をお申込下さい．
※ 非会員の(有料)参加申込者には，1 年間「まてりあ」を寄贈するとともに，会員価格でイベント等(講演大会以外)に参加できる特典を付与いたします．
ただし特典は重複して付与いたしません．

◆懇親会費(消費税込み)
会場ピュアリティまきび「孔雀の間」(〒7000907 岡山市北区下石井 2641
予約申込締切日 0862320511)

月
日(火)(申込および入金期日)
予約申込(インターネット申込・事前支払い)

当日申込(懇親会会場受付・現金払いのみ)

一般

6,000円

8,000円同伴者(ご夫人またはご主人)

4,000円

4,000円種別

お支払後の取消は，準備の都合上ご返金いたしかねますのでご了承下さい．
懇親会ご参加申込の方には，月上旬に懇親会参加証を郵送申し上げます．

◆支払方法
事前予約のお支払いはクレジットカードおよびコンビニ振込決済をご利用頂けます．また，入金後のご返金は致しかねます．

8 月27日(火)の入金日をもって予約申込完了となります．

◆参加証
事前予約された際の大会マイページにて「参加証引換券」をダウンロード印刷し，会期当日受付で参加証とお引換え下さい．

◆講演概要の WEB 公開
講演概要の公開日は，大会 2 週間前の2019年 8 月28日(水)です．事前予約をされ，参加費を納入された方には，概要公開日に概要ダウン
ロード用パスワードを配信いたします．当日申込の方へは申込の際に概要ダウンロード用パスワードをお渡しいたします．
特許関係のお手続きは，公開日までにお済ませ下さい．尚，公開日より 1 年後はフリーアクセスとなります．

◆講演概要集購入について
今大会より講演概要集 DVD は作成致しません．全講演概要は，本大会 Web サイトで公開をします．これまで概要集 DVD のみ購入をされていた方も，今回より通常の参加登録を頂き，概要の閲覧をお願いします．
参加申込・問合先〒9808544 仙台市青葉区一番町 11432
 0222233685(公社)日本金属学会

FAX 0222236312 Email: annualm＠jim.or.jp%～

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan

★

皆様のご参加をお待ちしております．～年秋期(第回)講演大会会場周辺のご案内
2019年秋期講演大会

実行委員会

今年の秋期講演大会は， 9 月 11日(水)から 9 月 13日(金)までの 3 日間にわたり，日本鉄鋼協会と合同で岡山大学津島キャンパスにて開催されます．中国四国地区ではこれまで広島と愛媛で開催されたことがありますが，岡山でははじめての開催となります．岡山大学津島キャンパスは岡山駅から北に約 2.5 km の所にあり，9 学部と図書館，一般教育棟などを有する街中にあって広大なキャンパスです．ここはもともと陸軍
歩兵連隊のあったところで，今でも当時の建物がいくつか残っています．なお，岡山駅から南に約 1.5 km
行くと鹿田キャンパス(医・歯)があります．津島キャンパスまでのアクセスは岡山駅や天満屋バスステーシ
ョンからの路線バスが主となりますが，岡山は平坦な地形が多いため，最も便利なのは自転車の利用です．
市内には「ももちゃり」と呼ばれる貸し自転車があり，津島キャンパスにも 4 カ所ほどももちゃりポートがありますので，交通系 IC カードをお持ちの方は登録されると観光にも便利かも知れません．
岡山は気候と地勢に恵まれ，古代より吉備国として栄え，各所に古墳が点在する地域です．現代でも交通の要衝として発展を続け，30年前に瀬戸大橋が開通したことで東西だけでなく山陰と四国を結ぶ交通の要となっています．岡山といえば「桃太郎」があまりにも有名で，伝説にまつわる史跡(吉備津神社や鬼ノ城など)や白桃，きびだんごなどが知られています．最近では鬼役の温羅(うら)の踊り「うらじゃ」も盛り上がっています．また岡山は「晴れの国おかやま」を謳うほど晴れの日が多く，地震や台風などの災害も少ない所ですが，昨年は倉敷市真備町で西日本豪雨による多くの犠牲者を出すことになりました．しかし全国から多くの温かい励ましや応援をいただき，復興も進んでおります．学会時期にはマスカットやピオーネなどが最盛期となり皆様を迎えることができると思います．
食に関しては，ママカリやえびめしが有名ですが，あまり知られていないので，この機会に是非試してみて下さい．岡山駅周辺から東南の方向にホテルや飲食店が多い繁華街となっています．観光には倉敷美観地区，岡山城(烏城)と後楽園がお薦めです．そんな岡山を余すことなくお楽しみ下さい．

岡山城と後楽園・

岡山大学 J テラスカフェ

岡山大学中央図書館

・・・

本 会 記 事
年秋期講演大会
機器・書籍・カタログ展示会出展募集
および大会プログラム広告募集

第回 World Materials Day Award 募集
材料系国際学協会連携組織である IOMMMS(International Orga-nization of Materials, Metals and Minerals Societies)では，国際連携活動の一環として，材料系分野のプレゼンス向上のため World
Materials Day を制定し(毎年11月の最初の水曜日)，この日に世界同時に，「材料に関する知識とその重要性を社会や若者に啓発する活動」に貢献があった学生を顕彰しております． 11 月 6 日(水)に2019 年 9 月 11 日(水)～ 13 日(金)の 3 日間岡山大学津島キャンパスにて開催される秋期講演大会会場内で機器・書籍およびカタログの有料展示会を開催いたします．あわせて講演大会プログラム掲載の広告の募集もいたします．

顕彰いたします．

■機器・書籍展示募集要項
.

対象となる活動次の 3 部門で募集します．
第 1 部門社会における材料の重要性を示すホームページ

研究開発用機器，書籍，ソフトウェア等の出展を募集します．

1 小間

間口1,800 mm，奥行き750 mm(予定)
展示台(テーブル)，椅子をご用意します．

第 2 部門学園祭やキャンパスオープンデー等での該当する展示＊電源を使用する場合は，予め，必要電気容量( W )を物，作品等
第 3 部門その他(材料教育プロジェクト，青少年対象の材料実験等).

お知らせ下さい．
機器展示1 小間140,000円(税別)

出展料金

書籍展示1 小間 90,000円(税別)

応募資格者
日本在住の学部学生，修士課程大学院生(グループも可)．

2019年 8 月 1 日(木)申込締切

日本金属学会の会員でなくても応募できるが授賞決定後には会■カタログ展示

員になることが望ましい．
.

展示方法
日本金属学会秋期講演大会( 2019 年 9 月 11 ～ 13 日，岡山大学)

展示部数において，応募作品を展示する．

出展料金

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

展示場への作品の搬入および搬出は応募者が行う．
展示パネルと電源は準備しますがそれ以外の備品などは応募者

2019年 8 月 1 日(木)申込締切

各自が準備すること．
.

■講演大会プログラム広告

審査方法
審査員が展示場で審査する．
材料啓発活動への寄与度，内容の新鮮さ，表現力，意欲などの個別項目を採点し総合点で審査する．

.

授賞

◯


◯

World Materials Day Award
優秀作品 1 作品(または 1 グループ) 副賞 5 万円
各部門賞各部門 1 作品に表彰，賞状のみ．

2019年 9 月 1 日(日)天地260 mm×左右180 mm
A4 版 1P
1/2P 天地125 mm×左右180 mm
入稿原形態 完全データ(グレースケール)
発行予定日

原稿寸法

広告料金
掲載場所

頁

掲載料金

1
1/ 2

70,000円
40,000円

贈呈は World Materials Day に受賞者の所属する機関で行う．
.

普通頁

応募要領

後付

メールによる申込み記載事項(応募者名，住所，所属，作品
名，応募分野・部門，展示方法( web ，実物，写真，ビデオ等)，展示必要スペース・重量などを明記して応募下さい．

○上記の料金には消費税は含まれておりません．
○原稿制作費は別途ご請求させていただきます．
申込締切

申し込み 下記アドレス宛にお申込下さい．

原稿締切

2019年 7 月31日(水)2019年 8 月 7 日(水)(応募様式はホームページからダウンロード下さい)
応募期間年月日～月日■申込・問合先〒1040061 東京都中央区銀座 712
4

.

参考

株式会社

昨年の受賞者による体験記事を「まてりあ」に紹介しております
ので，ご参考にして下さい(まてりあ58巻 1 号～3 号)．

明報社

担当

 033546
1337(代)

月岡太郎

FAX 0335466306%

Email: tsukioka＠meihosha.co.jp
URLhttp://www.meihosha.co.jp/

申込・問合先〒9808544 仙台市青葉区一番町 11432(公社)日本金属学会
 022
2233685

World Materials Day 募集係

FAX 0222236312%

Email: gaffair＠jim.or.jp

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan







年春期講演大会 公募シンポジウム
テーマ提案募集
年秋期講演大会会期中の託児室設置のお知らせ
2019 年秋期講演大会期間中，日本金属学会と日本鉄鋼協会が共同で託児室を開設いたします．利用ご希望の方はホームページ掲載

提案期限
年月日(金)期日厳守の託児室利用規約をご確認の上「託児室利用申込書」に記入頂き，会員の研究活動一層の活性化を図ることを目的として，春秋講演

下記シッター会社へ直接お申し込み下さい．

大会において会員からの提案テーマによるシンポジウム講演を実施■設置期間および利用時間(開始，終了時間は予定です）■場所

いたしており，活況を呈しております．明年の春期講演大会の公募
シンポジウムテーマを募集いたします．次の要領をご参照のうえ，

設置期間

利用時間

2019年 9 月10日(火)13:00～18:30

2019年 9 月11日(水)8:30～17:30

2019年 9 月12日(木)8:30～17:30【募集対象の大会】

2019年 9 月13日(金)8:30～16:30

2020年春期講演大会(東京工業大学大岡山キャンパス)【実施要領】

活発な討論が期待できる有益なテーマを積極的にご提案下さい．
）(提案様式はホームページよりダウンロードして下さい．

岡山大学津島キャンパス内(お申し込みの方へ直接ご連絡境界領域を取り込むもの，最新の情報を含むもの，適時な討論いたします)

展開ができるもの．

■対象・利用料金

一般会員，若手・中堅研究者の，斬新なアイディアによる提案

0 歳～2 歳
3 歳～学童まで

これまでの金属学会になかったテーマを歓迎する．一つのシン

お子様 1 人につき 2,000円/1 日
お子様 1 人につき 1,500円/1 日※利用時間外の場合 500円/1 時間の追加料金がかかります．

を期待する．

下のお子さん(弟もしくは妹)は上記金額の半額

ポジウムの講演件数は10件以上であることを目安とする．
採択したテーマは，公募シンポジウムとして，講演申込を募集

ご利用者は利用当日，シッターの方(保育スタッフ)に利用料金を採択された場合，提案者(企画責任者)はテーマ責任者として，※兄弟割引ありとなります．

会告する．

お支払い下さい．

積極的に講演募集を行い，また講演プログラムを編成する．シ

なお，申込締切後のキャンセルはキャンセル料を頂く場合があり

ンポジウムの企画に積極的な方々が将来，分科会・講演大会なますので，あらかじめご了承下さい．

どで主導的に活躍されることを期待する．

株 マイスタイル■利用シッター会社.

講演の種類基調講演と応募講演■お申込み方法.

 テーマ，◯
 テーマ英語名，◯
 趣旨，◯
 基調講
提案書の内容◯日本金属学会・日本鉄鋼協会ホームページ託児室案内の託児室利 推定講演数，◯
 関連分野(関連分野
演の予定題目と講演者，◯用規約をご確認の上，「利用申込書」をダウンロードし，必要事 提案者所属・役職/氏名，◯
 通信先住所・複数記入可)，◯

項を記入の上，下記シッター会社へ Email にてお申し込み下さ

TEL・FAX，Email第 1 分野材料と社会い．

第 2 分野物性申込の際は，件名に「秋期講演大会の託児室予約」とご記入の上，第 3 分野組織

利用申込書を添付して下さい．
株 マイスタイルより返信メールを※申込受領後 3 営業日以内に，

第 4 分野力学特性
第 5 分野材料化学

お送りします．
■申込期間

2019年 8 月 1 日(木)～9 月 3 日(火)1600まで

第 6 分野材料プロセシング(定員に達し次第締め切らせて頂きます)

第 7 分野生体・医療・福祉
第 8 分野構造材料■申込・問合せ先
株 マイスタイル

第 9 分野電気・磁気関連材料

保育サービス事業部マネージャー

第10分野エネルギー関連材料

家守(ケモリ)悠奈

第11分野計算科学

 0862263043(代表)

FAX 0862262614%

Email: ss＠mystyle.bz
URLhttp://www.mystyle.bz/

第12分野先進機能材料
提案書送付先下記宛て E mail で送付して下さい．2, 3 日過.

ぎても受理返信通知のない場合はご連絡下さい．
.

テーマの選定講演大会委員会で選定し，結果は提案者に通知.

採択テーマの告知と講演募集

＊託児室利用規約・託児室利用申込書は，ホームページからダウンロードして下さい．

します．
「まてりあ」11号2020年春期講演大会講演募集会告ならびに本会ホームページで行う．
.

講演申込締切日2020年 1 月 8 日(水)予定
講演プログラムテーマ責任者がプログラム編成し，講演大会

.

講演時間

.

委員会へ提出する．
応募講演15～25分(＋討論時間 5～10分＝合計20～35分)
基調講演30分(＋討論時間10分＝合計40分)
講演概要原稿分量A4 判 1 ページ(応募講演，基調講演とも).

【公募シンポジウム企画の採択基準】


企画責任者(シンポジウム chair)およびテーマ責任者(シンポジウム cochair)



本 会 記 事 企画責任者は会員であること．
◯


年春期講演大会 企画シンポジウム
テーマ募集 テーマ責任者は複数テーマを兼任しないこと．
◯
 企画責任者またはテーマ責任者には，了解を得た講演大会委◯員が入っていること．
 講演大会委員(専門分野)リストはホームページに掲載し，連◯

提案期限
年月日(金)期日厳守

絡先等は事務局に問合せする．


講演大会委員会でテーマ責任者(代理者可)は企画提案の説明

最新の研究や技術を発信し，多くの研究者・技術者が集い交流すを行うこと．

る魅力ある講演大会を目指して， 2017 年秋期講演大会より企画シ

継続テーマの採択条件(上記に追加)

ンポジウムを実施しています．従来の公募シンポジウムとは違い，今後も同一テーマのシリーズ化で公募シンポジウムを希望す

企業の方に積極的に講演頂くため，講演概要原稿の提出は問いませる場合は，会員の研究活動一層の活性化を図ることを目的とん．講演発表は，一般(応募)講演枠は設けず，依頼講演および基調した下記の採択基準の条件を満たす提案が求められます．

講演に限定いたします．

 全講演数の半数以上の応募講演数が見込まれること．
◯
 基調講演の非会員枠は原則， 1～ 2 件とし，会員の発表の場◯とすること．

次の要領をご参照の上，活発な討論が期待できる有益なテーマおよび他学会との連携企画等積極的にご提案下さい．(提案様式はホームぺージよりダウンロードして下さい．）

 提案書の趣旨にどのような科学的知見が得られるかの記載が◯【実施要領】あること．
 継続テーマ提案が採択条件を満たさない場合，採択を否決す◯

1.

企画責任者企画責任者は会員であること

る．否決テーマに対しては，一般講演を容認することもある．

2.

共同責任者公募シンポジウムの cochair と重複してもよいが，同時期開催の企画シンポジウム責任者と重［参考］2019年春期講演大会における公募テーマ

複しないこと．

3.

講演の種類依頼講演および基調講演(一般会員からの講演募

4.

講演時間15分，20分，25分，基調講演(30分)

S1

ミルフィーユ構造の材料科学

S2

ワイドギャップ結晶の材料学と高温プロセッシング

S3

プラストンの材料科学

5.

質疑応答時間5 分または10分

S4

ナノ・マイクロスペーステイラリング

6.

概要原稿A4 サイズ 1 枚(他の講演種別と同じ)

S5

材料技術史から見るこれからの技術展開

S6

金属表面の材料化学―めっき・耐食性・耐酸化性・触媒研究の新展開―

S7

材料機能特性のアーキテクチャー構築シンポジウム―マルチスケ
ールにおける相界面の役割―

集は行わない)

または

提

出不要

7.

非会員講演者の取扱い参加費，交通費，謝金は公募シンポ

8.

テーマの決定講演大会委員会において採択を決定し，結果ジウムに準ずる．
は提案者に通知します．
テーマ責任者(代理者可)は，講演大会委員会

問合・照会先Email: stevent＠jim.or.jp
 022
2233685 %FAX 0222236312(公社)日本金属学会

で企画提案の説明を行うこと．

9.

採択テーマの案内「まてりあ」ならびに本会ホームページで10.

講演プログラム企画責任者がプログラム編成し，講演大会

11.

提案書送付先下記あて E mail で送付して下さい． 2, 3 日
過ぎても受理通知のない場合はご連絡下さい．

講演大会委員会宛

行う．
委員会へ提出する．

問合せ・照会先Email: stevent＠jim.or.jp
 0222233685 %FAX 0222236312(公社)日本金属学会

講演大会委員会宛

各締切日等下記表参照

2020年春期講演大会

◇

◇

◇

企画募集案内7 月 1 日(7 号会告)応募締切

2019年 8 月30日

企画テーマの決定

2019年 9 月10日

プログラム提出期日

2020年 1 月上旬予定

講演大会企画委員会(会場決定)

2020年 1 月下旬予定

プログラム公開

2020年 1 月末予定

○講演時間(討論時間)15分～30分(5 分～10分)○非会員の取扱い(参加費，交通費，謝金)公募シンポジウムに準ずる．
○プログラム編成および送付方法テーマ責任者が WORD で作成し事務局にメール添付で送付する．

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan公益社団法人日本金属学会「年度若手研究グループ」申請募集
若手および調査・研究事業を活性化することを狙いとして，若手主体の研究グループを 2018 年度より設置しております．若手研究

公益社団法人日本金属学会「研究会」新規・更新申請募集
研究会の登録を希望される方は，研究会実施要領および下記規則をご参照の上，お申込下さい．

グループの登録申請を希望される方は下記を参照の上，若手研究グ

新規申請の研究会は新規申請用紙，継続延長申請の研究会は継続

ループ申請用紙でお申込下さい．(申請用紙はホームページよりダ

更新申請用紙でお申込下さい．(申請用紙はホームページよりダウウンロードして下さい．）

ンロードして下さい．）

申請締切

年月日(月)【実施要領】
概

要申請締切
年月日(月)【実施要領】

研究会又は新規研究テーマの開拓に向けた課題の抽出

研究会の目的研究会は先端領域又は学術領域における研究会を効や目標の明確化のための調査の実施や構成員による討率的に推進するために活動することを目的とする．



年間運営費

明確にし，機関誌等での活動報告を義務化した上で，




活動期間

合は，延長期間 1 期 3 年以内．

活動費を支給する．
対 象 者


10万円
新規申請の場合 1 期 5 年間以内，継続更新の場

論会や会議の開催等を行う．目的・目標・活動計画を

申請者および構成員は 40 才以下の研究者であること．申請代表者は正会員であること．申請時には，構

最長活動期間は 2 期 8 年以内


新規申請書の内容

 研究会名称，◯ 活動目的，◯成員は 5 名以上であり，非会員を構成員とすること

 活動期間，◯ 代表世話人，◯ができるが，過半数は正会員であること．構成員に最 世話人(複数可)，◯ 構成員名簿◯低 1 名は産業界のメンバーが入っていることが望ましい．活動開始時には，非会員の構成員は会員になる



継続更新申請書の内容

 研究会名称，◯
 継続理由，◯
 延長期間，◯ 代表世話人，◯こと．

 世話人，◯
 構成員，◯

活 動 費

年間50万円を上限とする．(税金分を含む)

 これまでの成果報告，◯

 活動期間2020 年 3 月 1 日～ 2022 年 2 月 28 日の 2 年間とし，原則として延長は認めない．




年間採択数

研究成果報告として，講演大会において講演(若手研

研究会の審査 活動報告 今後の活動計画書◯

究グループの企画セッション等が望ましい)を行う．

1 年経過後および活動終了後に報告書を調査研究委員会に提出する(必要な場合は説明いただく)．活動終了

 採択件数 応募方法

審査基準
学術貢献出来る研究会が望ましい．

後，6 ヶ月以内に「まてりあ」に研究会の活動に関す

類似の研究会に属しない．

る記事を掲載する．

構成員は適切か．

2020年度の採択数は 5 件以内とする．
名称，申請代表者，構成員，申請理由，活動の概要，

そのテーマの研究会が必要か．
研究会活動期間中に講演大会公募シンポジウムや金属学会
シンポジウムを計画しているか．


た申請書を提出する．
査考をしている研究会は，現在の活動期間で終了となります．
 2020 年 2 月に終了する研究会で，これまで継続(延長)の申その他は研究会の規程に準ずる．

請をしていない研究会は，1 期 3 年の継続(延長)の申請が出来ます．ただし，研究会の審査により 2 件以内の採択とな活動費の使途は，会議費(会場費，会議中のお茶代・
弁当代)，旅費交通費，通信運搬費，消耗品費，印刷ります．

製本費等の運営費用とする．本会規程に基づく旅費・交通費の支給は可とする．ただし，講演大会中および現在活動中の研究会の留意事項
 2020 年 2 月に終了する研究会で，過去に継続(延長)の申請

調査研究推進委員会(分科会)で審査の後，理事会で決定する．必要に応じ，面談等を行うことがある．

備


調査研究推進委員会で 1 次審査をし，理事会で最終審査を行う．

活動計画，予算，成果の報告予定，関連分野を記載し審

新規 2 件以内，継続(延長)申請は 2 件以内




問合申請先

申請書を下記 E mail アドレスに送付して下さの旅費は不可．

い． 2, 3 日過ぎても受理返信通知のない場合はご連絡下さい．

会計担当者を置き，年度予算の消化状況の管理を行(公社)日本金属学会

う．会計担当は，収入および支出を現金出納帳に記載

Email: stevent＠jim.or.jp
 022
2233685

講演大会と連続する日程で開催される構成員の会議等するとともに，活動費の残金および参加等収入等の現研究会係金ならびに領収書を管理する．会計処理方法の詳細は公益社団法人日本金属学会

会計マニュアルに定める

審査基準


研究会への発展や新規研究テーマの開拓に貢献でき

第1条

るか．
構成員は適切であるか．

(運営費)

必要性が高いか．

第2条

研究会規程第 14 条第 1 項によるこの法人の運営費の限度額は100,000円とする．

目的や目標が明確にされているか．
成果を広く周知する活動報告が計画されているか．

2

この法人の運営費以外の運営は参加費等収入で充当する．

申請書を下記 E mail アドレスに送付して下さい． 2,

3

企業からは原則として分担金を徴収しない．

3 日過ぎても受理返信通知のない場合はご連絡下さい．
(公社)日本金属学会 若手研究グループ係

4Email: stevent＠jim.or.jp

この法人の研究会規程を公正かつ適切に運用するため，

調査研究委員会の決議により，この規則を定める．

研究会に類似のテーマはないか．

問合申請先

研究会規則(規則の目的) 0222233685

前項に定める同系統のテーマで継続的活動を目的とする更新申請の承認にあたっては，会告や会場の手配などの支援はするが活動支援金を提供しない場合もある．

本 会 記 事

表世話人が所定の手続きを経て理事会に申請するものとし，そ(研究会の申請)
第3条

研究会の新規申請書ならびに継続更新申請書は 9 月上旬までに調査研究委員会に申請するものとする．

2

調査研究推進委員会は申請書を審査の上，調査研究委員会の議を経て，理事会の承認を得るものとする．

3の可否は理事会の決議を要する．
(研究会の活動および成果報告)
第10条

2

研究会の年間採択数は新規は 2 件以内，継続更新は 2 件以年度の活動報告書を調査研究委員会に提出しなければならない．また， 2 月中旬までにその年度の経費の使用明細書(領収

内とする．

4

新規に採択された研究会は 3 年経過後に継続する目処がた
たなくなった場合は研究会を解散することが出来る．

5書添付)を事務局に提出しなければならない．

3

研究会は活動期間中に，1 回以上春秋公募シンポジウムを開催しなければならない．

(研究会の新規申請)
第4条

新規申請は代表世話人が所定の研究会申請書を期日までに調査研究委員会委員長に提出する．

2

新規応募の申請書に記載する事項は次の通りとする．

研究会の活動および成果報告は，下記による．

活動期間中の研究会の代表世話人は 2 月中旬までに，その研究会を終了する代表世話人は 2 月中旬までに成果報告(A4版 1 頁講演大会やシンポジウム開催報告)を調査研究委員会に提出し，金属学会ホームページに公表しなければならない．

4

最終成果報告書は欧文誌，会誌の投稿または，まてりあ特集号に掲載しなければならない．

(委員会の関与)
第 11 条

この規則に疑義が生じた場合は，調査研究推進委員会で




研究会の名称および活動目的

代表世話人(氏名，所属，役職名，TEL，Email)(規則の改廃)

世話人の名簿第 12 条

構成員の名簿

活動期間は 1 期 5 ヵ年以内とする

協議する．
この規則を改廃する場合は，調査研究委員会の決議を要する．
年度活動中の研究会(更新申請)
第5条

1 期 5 年終了後，さらに活動を継続する場合，代表世話人
は更新申請書を期日までに調査研究委員会に提出する．

2

更新申請に記載する事項は次の通りとする．


研究会の名称および継続理由

代表世話人(氏名，所属，役職名，TEL，Email)

世話人の名簿

構成員の名簿

これまでの成果報告書



今後の活動計画書



延長期間 1 期 3 ヵ年以内とする



最長活動期間は 2 期 8 ヵ年以内とする(研究会の構成員)
第6条

この法人の会員は当該代表世話人に申し込むことで，その研究会の定常的構成員になることができる．

2

代表世話人は新たに参加した構成員を事務局に通知する．

3

研究会の定常的構成員は少なくともその 2 / 3 以上をこの法人の会員で構成されなければならない．

4

同一人が複数の研究会に登録しても差し支えないものとする．

10テーマ研究会
No.

名

称

活動期限

代表世話人

プラストンに基づく変形 2013年 3 月～
1 70 現象研究会
2021年 2 月

乾晴行(京 都 大 学)

水素化物に関わる次世代 2014年 3 月～
2 72 学術・応用展開研究会
2022年 2 月

折茂慎一(東 北大)2015年 3 月～
2020年 2 月

中島

英治(九

大)

高温変形の組織ダイナミ 2015年 3 月～
4 76 クス研究会
2020年 2 月

佐藤裕之(弘 前大)5 77 高度超塑性成形研究会

2016年 3 月～
2021年 2 月

佐藤

英一(宇宙航空開発機構)

6 78 触媒材料の金属学研究会

2017年 3 月～
2022年 2 月

亀岡

金属・無機・有機材料の結晶 2017年 3 月～
7 79 方位解析と応用技術研究会
2022年 2 月

高山善匡(宇 都 宮 大)

高エネルギー環境用材料 2018年 3 月～
8 80 評価研究会
2023年 2 月

橋本

直幸(北

大)

材料機能特性のアーキテ 2018年 3 月～
9 81 クチャー研究会
2023年 2 月

木村

好里(東 工大)

微小領域の力学特性評価とマル 2019年 3 月～
10 82 チスケールモデリング研究会
2024年 2 月

大村

孝仁(物・材機構)

3 75 キンク研究会

聡(東 北

大)

期間延長研究会(研究会の審査)
第7条

研究会の新規および継続更新の審査は，下記による．

2

調査研究推進委員会で 1 次審査をし，理事会で最終審査を行う．

3

研究会の審査は次の基準による．



学術貢献出来る研究会であるか

類似の研究会に属しないか

構成員は適切か

そのテーマの研究会が必要か



本会の講演大会公募シンポジウムや金属学会シンポジウムを開催出来るか(研究集会の開催)

1．高融点金属基礎研究会(1977.2～1982.3)

2．高温質量分析研究会(1977.9～1982.3)

3．アモルファス金属に関する研究会(1977.9～1982.3)

4．チタン研究会(1977.9～1982.3)

5．マルテンサイト変態に関する研究会(1978.2～1983.3)

6．核融合炉研究会―総合評価のための―(1978.5～1983.3)

7．材料照射研究会(1978.5～1983.3)

8．磁石材料研究会(1978.5～1983.3)

9．結晶粒界研究会(1981.2～1986.3)

10．高温変形および破壊研究会(1981.9～1986.3)

会合の場合は前項の定常的構成員のみに通知することもあり得

11．金属間化合物の機械的性質研究会(1983.2～1988.3)

る．

12．材料重照射研究会(1984.2～1989.3)

第8条

2

研究集会を催す場合は，下記による．
研究集会は，会告により会員に公開する．ただし，緊急の3 春秋大会会期中の研究集会は，原則として開催は認めない．
(研究会の運営)
第9条

研究会の運営に関する事務処理は代表世話人のもとで行う．

2

これまで設置された研究会

研究会が内外の学協会と共催または協賛のもとにシンポジ
ウムまたは国際会議等を開催しようとする場合は，研究会の代

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan

13．ステンレス鋼研究会(1984.2～1989.3)

14．形状記憶合金の基礎と応用に関する研究会(1985.2～1990.3)

15．エレクトロニクス材料の物理化学研究会(1985.2～1990.3)

16．気相急冷非平衡合金研究会(1985.2～1990.3)

17．計算機支援による材料設計研究会(1986.2～1991.3)



18．金属とセラミックスの接合研究会(1986.2～1991.3)

19．高温強化研究会(1987.3～1992.2)

20．高純度金属研究会(1988.3～1991.2)

21．破壊の物理と化学研究会(1988.3～1991.2)

22．ベイナイト研究会(1988.3～1991.2)

23．結晶粒界研究会(1991.3～1994.2)

24．水素機能研究会(1991.3～1994.2)

磁性材料は現代社会に欠かせない材料であり，その更なる高性能

25．照射材料評価研究会(1992.3～1995.2)

化が求められております．第 1 回研究会では，産業界の若手研究

26．金属と社会研究会(1992.3～1997.2)

27．めっき膜の構造および物制制御研究会(1993.3～1998.2)

者を中心に 7 名の招待講演者が磁性材料の現状と課題について紹介し，現状の認識と次世代の磁性材料開発の方針を議論します．

28．高純度ベースメタル研究会(1993.3～1998.2)

29．集合組織と材料特性研究会(1994.3～1999.2)

日時

30．相安定性・相変態研究の新技法研究会(1994.3～1999.2)

場

所

31．金属系バイオマテリアル研究会(1994.3～1998.2)

32．結晶性材料の高温強度特性研究会(1995.3～2000.2)

33．チタン合金の基礎物性研究会(1995.3～2000.2)

34．コンピューターシミュレーションによる原子・電子レベルでの材料創成研究会(1995.3～2000.2)

35．界面の原子論研究会(1996.3～1999.2)

36．拡散研究会(1998.3～2003.2)

若手研究グループ集会

若手研究グループ No. 5

第回 若手研究グループ「次世代高性能磁性材料研究会」

2019年 7 月26日(金)1000～1630
エッサム神田ホール 1 号館 4 階 401 大会議室(東京都千代田区神田鍛冶町 322)
http://www.essam.co.jp/hall/sp/access/プログラム
10 : 00～10 : 10

開会挨拶と研究グループの紹介

東北大 松浦昌志

10 : 10～12 : 10

ハード磁性

東北大 松浦昌志

座長

10 : 10～10 : 50

大同特殊鋼 日置敬子

10 : 50～11 : 30

愛知製鋼 山崎理央

36．ハイパフォーマンス・バイオマテリアル研究会(1998.3～2001.2)

38．超高純度金属研究会(1998.3～2003.2)

39．材料集合組織研究会(1999.3～2002.2)

40．高温材料設計研究会(2003.3～2005.2)

41．ストラクチャーダイナミックス研究会(2000.3～2003.2)

42．機能性薄膜研究会(2000.3～2003.2)

15 : 00～15 : 40

ダイキン工業 中田知希

43．可逆的インターコネクション研究会(2001.3～2004.2)

15 : 40～16 : 20

秋田大 吉田征弘

日立金属 山本将貴

11 : 30～12 : 10

ソフト磁性

13 : 20～15 : 00

大同特殊鋼 宇根康裕

座長

13 : 20～14 : 00

トヨタ自動車 近田

14 : 00～14 : 40

JFE スチール 高下拓也

モータおよびその周辺技術

15 : 00～16 : 20

座長

産総研 平山悠介

総合討論

44．ナノプレーティング研究会(2002.3～2005.2)

16 : 20～16 : 30

45．水素新機能研究会(2002.3～2005.2)

企画責任者

46．エキゾチック金属間化合物の構造・相安定性と物性研究会(2003.4～2005.2)

47．強ひずみ加工微細組織制御研究会(2004.3～2008.2)

48．照射場材料制御研究会(2004.3～2009.2)

Fax にて，下記宛までお申し込み下さい．
東北大学大学院工学研究科

49．次世代軽負荷マグネシウム研究会(2004.3～2009.2)

知能デバイス材料学専攻

50．超高純度ベースメタル研究会(2004.3～2007.2)

/%
FAX 0227957333

51．先進材料の高温強度と組織研究会(2005.3～2009.2)

52．ベリリウム金属間化合物研究会(2005.3～2008.2)

54．ナノプレーティング研究会(2006.3～2013.3)56．結晶方位と組織の制御研究科(2006.3～2011.2)

57．変位型相変態を利用した構造・機能性材料研究会(2007.3～2012.2)

58．機能性ポーラス材料研究会(2008.3～2013.3)

59．機能性チタン合金研究会(2008.3～2013.3)

60．格子欠陥制御工学研究会(2008.3～2013.3)

61．核融合システム・材料統合研究会(2009.3～2012.2)

62．励起反応場を用いた低次元ナノ材料創成研究会(2009.3～2015.2)

63．計算材料科学研究会(2009.3～2012.2)

64．触媒材料研究会(2009.3～2015.2)

65．高温強度と組織形成の材料科学研究会(2010.3～2015.2)

66．熱電変換材料研究会(2011.3～2014.2)

67．結晶と組織の配向制御による材料高性能化研究会(2011.3～2017.2)

68．シンクロ型 LPSO 構造研究会(2011.3～2014.2)

69．エレクトロニクス薄膜材料研究会(2013.3～2018.2)

71．グリーンエネルギー材料のマルチスケール創製研究会(2013.3～2018.2)

73．水素誘起超多量空孔研究会(2014.3～2019.2)

74．チタン製造プロセスと材料機能研究会(2014.3～2019.2)



参加費

滋

松浦昌志(東北大)

無料

申込・問合先

氏名・所属・連絡先を明記の上， E mail または

松浦昌志

Email: mmatsu(at)material.tohoku.ac.jp＊研究会終了後，「次世代高性能磁性材料研究グループ」の運営委
員会を開催いたします．
＊研究会終了後，会場近郊で懇親会(会費自己負担)を開催します．
ご参加頂ける方は，月日(金)まで，東北大・松浦(上記連絡先)までお申し込み下さい．

◇

◇

◇

本 会 記 事

支部行事
関東支部講習会「高強度金属材料の機能発現機構―転位論の基礎から材料強度化まで―」
金属材料の変形を担う転位論は，金属材料の強化機構を理解する
上で，古くから金属工学を支えてきました．最近では，古典的な転位論に加え，シミュレーションを用いた材料の変形挙動の解析も進
み，新たな知見も得られるようになってきました．この度関東支部
では，金属材料の強度発現のための機構を理解するために，転位論の基礎と転位に関するシミュレーションに関する基礎講義と，実際に使われている身近な金属材料の強化方法を解説する講習会を企画いたしました．多くの皆さまの参加をお待ちしております．
日

時

場

所

2019年 9 月 4 日(水) 1000～1705
東京大学(本郷キャンパス)工学部 4 号館 3 階◇愛媛大学大学院理工学研究科

10 : 05 ～ 11 : 35

支部長挨拶

助教 名(テニュア教員育成制度適用)

専門分野

http://ts.adm.ehimeu.ac.jp/
新しい金属材料またはセラミックス・ガラス材料の開関東支部長

早稲田大 伊藤公久

担当科目

物理や数学の演習科目および講義科目，物理学実験や応募資格

PBL などの実験実習科目
 博士あるいは Ph. D. の学位を有する方または取得見

ミクロな転位運動からマクロな塑性変形挙動を理
東工大 村石信二

込みの方―昼食休憩―

横国大 中尾13 : 00～14 : 30

 機能材料工学に関する優れた研究業績を有する方航 工学科材料デザイン工学コースおよび物質生命工学専


強度延性
破壊じん性三方一両得成らず

攻・機能材料工学コースの教育および管理運営に熱意―転位やき裂と相互作用する界面近接場の分子動

座長

雇用条件

2020年 4 月 1 日
給与は，年俸制を適用する．

提出書類

 履歴書


着任時期

―コーヒーブレーク―

NIMS 大出真知子

14 : 45～15 : 30

がある方

阪大 渋谷陽二力学シミュレーション―
14 : 30～14 : 45

自動車用高強度鋼板への強化機構の適用

 研究業績


JFE スチール研究所薄板研究部 田路勇樹
15 : 30～16 : 15

 教育業績


アルミニウム合金の高強度化と強化機構の並立

 その他の業績
横国大 廣澤渉一
16 : 15～17 : 00

マグネシウム合金の高強度発現機構の検討 今後の活動の抱負 これまでに獲得した研究助成一覧
17 : 00～17 : 05

阪大 萩原幸司
Mg/LPSO 二相合金を例にして実行委員会代表 御手洗容子
閉会の挨拶

17 : 15～18 : 30

意見交換会

参 加 費

申込方法

申 込 先

公募◇

発，構造及び特性に関する研究

解11 : 35～13 : 00

助教

募集人員

日本製鉄 小林由起子

10 : 00～10 : 05

座長

公募

419・42講義室

プログラム
座長

〈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

工学部 4 号館 3 階

 主要な研究業績の別刷(5 編以内)

 応募者について所見を求め得る方 3 名以内の氏名・


43講義室

役職・連絡先(テキスト代を含む)
会員 10,000 円(協賛学会協会員も同額)，非会員 20,000＊公募の詳細については，必ず以下のホームページを参照すること

円，学生3,000円，意見交換会参加費 1,000円
メールにて下記申込書(および参加費振込日)を添えて

http://www5.eng.ehimeu.ac.jp/about/kyoinkoubo/index.html

月日(月)までに下記宛にお申込み下さい．

応募期限 年月日(金)必着(定員80名になり次第，申込みを締め切ります）〒113
8656 東京都文京区本郷 731

面接審査

東京大学大学院工学系研究科マテリアル工学専攻

書類送付および問合せ先

日本金属学会関東支部事務局

中屋宛

Email: nakaya＠wood3staff.t.utokyo.ac.jp
/%
FAX 0358417107
―

・

―

・

―

一次審査(書類選考)の合格者に対して令和元年 11 月頃に実施予定．面接審査に伴う旅費の支給はありません．

〒7908577 松山市文京町 3 番
愛媛大学大学院理工学研究科物質生命工学専攻
機能材料工学コース

コース長

教授

青野宏通

Email: aono.hiromichi.mf＠ehimeu.ac.jp
/%
FAX 0899279856

関東支部工場見学会※封筒に「教員応募書類在中」と朱書の上，簡易書留にて送付し下記の通り見学会を実施いたします．奮ってご参加下さい．

 ～
 は，郵送とは別に電子ファイル(Word)を上記メールア
※

て下さい．
場

所

日

時

JR 東日本大宮総合車両センター
10月 4 日(金)1330～(3 時間程度，現地集合)

対 象 者

関東支部を主とする金属学会会員，および関東圏大学の申 込 み

学生・院生．20～30名．
参加希望者は月日(月)時までに E mail にて氏

ドレスへ提出．
コースホームページ◇

https://www.mat.ehimeu.ac.jp/◇◇

名，所属を明記の上関東支部事務局宛てにお申し込み下
さい．定員となり次第，締め切ります．

Email: nakaya＠wood3staff.t.utokyo.ac.jp

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia JapanStrain Induced Segregations in Severely Deformed
Materials (Review)

日 本 金 属 学 会 誌 掲 載 論 文

Xavier Sauvage, Amandine Duchaussoy and Ghenwa Zaher

Vol. 83, No. 7（2019）―論文―
Dual-Phase 鋼における擬脆性的な水素助長損傷の発
熊本 翼 小山元道 佐藤紘一 津o兼彰
達
調和組織制御された純 Ni の機械的性質に及ぼす微細永田勝也 堀川直樹 川畑美絵 飴山 惠
組織の影響

Room Temperature Superplaticity in Fine/Ultrafine Grained Materials Subjected to Severe Plastic
M. Demirtas and G. Purcek
Deformation (Overview)
Severe Plastic Deformation of Semiconductor
Materials Using High-Pressure Torsion (Overview)
Yoshifumi Ikoma

硫酸銀を用いた湿式還元法による単分散銀粒子の合成
小寺喬之 荻原 隆
および粒子特性High Pressure Tube Twisting for Producing Ultra
Fine Grained Materials: A Review (Review)

Mg2Si の化学的負圧状態を誘起するための置換元素に関する探索的研究

Laszlo S. Toth, Cai Chen, Arnaud Pougis,
Mandana Arzaghi, Jean-Jacques Fundenberger,
Roxane Massion and Satyam Suwas

今井庸二

平山尚美

山本

淳

飯田

努

財部健一

固体王水による白金リサイクル時の塩化アンモニウム
吉村彰大 松野泰也
を用いた回収率向上
訂正

Materials Transactions 掲載論文
Vol. 60, No. 7（2019）―Special Issue on Severe Plastic Deformation for
Nanomaterials with Advanced Functionality―
Kaveh Edalati and Zenji Horita
PREFACE
Grain Refinement of AZ31 and AZ61 Mg Alloys
through Room Temperature Processing by UPScaled High-Pressure Torsion
Takahiro Masuda and Zenji Horita

Comparisons of Microstructures and Mechanical
Properties of Heterogeneous Nano-Structure Induced by Heavy Cold Rolling and UltrafineGrained Structure by Multi-Directional Forging of
Al AlloyCu
Hiromi Miura, Yu Iwama and Masakazu Kobayashi

Severe Plastic Deformation to Achieve HighNi Based Alloys
Strength and High Ductility in Fe
with Lattice Softening (Overview)
Shigeru Kuramoto and Tadahiko Furuta

The Contribution of Severe Plastic Deformation to
Research on Superplasticity (Overview)
Megumi Kawasaki and Terence G. Langdon

Bulk-State Reactions and Improving the Mechanical Properties of Metals through High-Pressure
Jae-Kyung Han, Jae-il Jang,
Torsion (Overview)
Terence G. Langdon and Megumi Kawasaki

Finite Element Modelling of High-Pressure Torsion: An Overview (Overview)
Pedro Henrique R. Pereira and Roberto B. Figueiredo

Severe Plastic Deformation of Polymers
V. Beloshenko, Iu. Vozniak,(Overview)
Y. Beygelzimer, Y. Estrin and R. Kulagin

Development of Metal Oxide High-Pressure
Phases for Photocatalytic Properties by Severe
Plastic Deformation (Review)
Hadi Razavi-Khosroshahi and Masayoshi Fuji

Behavior of Nb and Cu
Nb Composites under
Severe Plastic Deformation and Annealing
V.V. Popov and E.N. Popova(Overview)
Metallurgical Alchemy by Ultra-Severe Plastic
Deformation via High-Pressure Torsion Process
Kaveh Edalati(Overview)
Lattice Defects and Their Influence on the
Mechanical Properties of Bulk Materials
Processed by Severe Plastic Deformation
JenGubicza(Overview)
Corrosion Behavior of Severely Deformed Pureand Single-Phase Materials (Overview)
Hiroyuki Miyamoto, Motohiro Yuasa, Muhammad Rifai andHiroshi Fujiwara

High-Pressure Torsion Deformation Induced
Phase Transformations and Formations: New
Material Combinations and Advanced Properties
Andrea Bachmaier and Reinhard Pippan(Overview)
Saturation of Grain Refinement during Severe
Plastic Deformation of Single Phase Materials:
Reconsiderations, Current Status and Open QuesO. Renk and R. Pippan
tions (Overview)
Severe Plastic Deformation of Amorphous AlloysAdÁ áam R áev áesz and Zsolt Kov áacs(Overview)
High-Pressure Phase Transformations under Severe Plastic Deformation by Torsion in Rotational
Valery I. Levitas
Anvils (Review)
Grain Boundaries and Diffusion Phenomena in
Severely Deformed Materials (Overview)
Gerhard Wilde and Sergiy Divinski

本 会 記 事―Regular Article―

An Overview on the Continuous Severe Plastic
Deformation Methods (Overview)
Ghader Faraji and Hesam Torabzadeh

Deformation Heterogeneities in Equal Channel
Werner Skrotzki
Angular Pressing (Overview)
Recent Developments in the Application of Surface Mechanical Attrition Treatments for Improved
Gradient
Structures:
Processing
Parameters and Surface Reactivity (Overview)Thierry Grosdidier and Marc Novelli

Developing Nanostructured Metals for Manufacturing of Medical Implants with Improved Design
and Biofunctionality (Overview)
Ruslan Z. Valiev, Evgeny V. Parfenov and Lyudmila V.
Parfenova

Critical Temperature in Bulk Ultrafine-Grained
Superconductors of Nb, V, and Ta Processed by
High-Pressure Torsion (Overview)
Terukazu Nishizaki, Kaveh Edalati, Seungwon Lee,
Zenji Horita, Tadahiro Akune, Tsutomu Nojima,
Satoshi Iguchi and Takahiko Sasaki

Materials Physics

Characterisation of the Effect of Al2O3 on the Liquidus Temperatures of Copper Cleaning Furnace
Slags Using Experimental and Modelling Approach
Taufiq Hidayat, Peter C. Hayes and Evgueni JakEngineering Materials and Their Applications

Magnetic Properties of SmFe3-Type Sm
Zr
Fe

Co Ti Melt-Spun Ribbons
Tetsuji Saito, Toru Horita and Daisuke Nishio-Hamane―Technical Article―
Effects of Factors on Contact Forces Analysis between Die and Casting and Validation Using DieShoji Ueda and Shinji Sannakanishi
Cast Product―Rapid Publication―
Comparison of Microstructure, Fracture Mode andFormability of Ultra-High-Strength DP1180 /
DP590 Tailor Welded Blanks
Fei Xing, Xiaoming Qiu, Cui Luo, Ye Ruan andDengfeng Wang
Announcement

まてりあ

第
巻

[プロムナード][最近の研究]大学における産学官連携の取り組み…………………………………東北大 正橋直哉
DPC STEM による局所電磁場の直接観察…………………………………東京大学 柴田直哉
次世代電池にむけて再注目される酸化物系ナトリ
ウムイオン伝導体 ………………九州大学 林 克郎

第号

予告

[新 進 気 鋭]

機械学習を活用したアーク溶接現象数法則式の導出と知識抽出 ……………………物材機構 北野萌一
[入 門 講 座] 放射光による工業材料評価 2. 放射光による回折・散乱測定………………高輝度光科学研究センター 廣沢一郎
―他―
(都合により変更になる場合がございます)(2019年 4 月23日～2019年 5 月20日)

正

員

金谷康平
福士大輔
学

生

上之原 勝
伊藤俊亮
三崎紗良

株式会社ジェイテクト
東芝マテリアル株式会社

新垣
翔
徳永和俊

東京都立産業技術研究センター

南
秀和
福田嘉和

JFE スチール株式会社

九州大学

小林星司
高橋知己
上杉真太郎

山形大学

永野花歩

鹿児島大学

あいち産業科学技術総合センター

員
大阪大学
茨城大学
近畿大学

山形大学
名古屋大学

外国一般会員zhuo xiao Central Iron and Steel Research Institute

外国学生会員SALMI ABDALLAH University Djillali Liabes of Sidi BelAbbes, Algeria
包力 東北大学邵筝 東北大学

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan金属学会シンポジウム～陽に陰にオリンピック・パラリンピックを支える材料工学～
日本金属学会「セミナー・シンポジウム委員会」企画［協賛予定］(一社)日本鉄鋼協会，(一社)軽金属学会，(一社)日本機械学会，(一社)日本計算工学会，日本学術振興会第176委員会

ご存知のように，2020年に東京オリンピック・パラリンピックが，我が国で開催される．スポーツの祭典であるが，各種素材の最先端を競う場ともみることができる．特に金属材料は，歴史的に現在にいたるまで，陽に陰にオリンピック・パラリ
ンピックを支えてきた材料の一つであろう．
そこで本シンポジウムでは，オリンピック・パラリンピックを，金属材料を中心とした材料工学の観点からとらえ，両者の関わりをあらためて問い直し，スポーツ関連材料分野における金属材料の未来の可能性について，様々な視点から討論を行い，当該分野が今後進むべき方向性について理解を深めたい．
(企画世話人 愛知教育大 北村一浩)
時 年月日(金)～
所 エッサム神田ホール 1 号館301号室(〒1010045 東京都千代田区神田鍛冶町 322)

日
場

募集定員 70名
受講料・受講資格(テキスト代含む・税込［半日企画の料金])
（テキスト代含む・税込)

受講資格

事前申込

当日申込

10,000円
5,000円
15,000円

正

員

学

生

8,000円
4,000円

非会員

12,000円（本会前維持員会社社員，協賛学協会会員は会員扱い．学生は会員，非会員の区別なし）

申込要領

Email で meeting＠jim.or.jp 宛お申し込み下さい．申込項目は以下のとおりです．
 送信 subject に「陽に陰にオリンピック・パラリンピックを支える材料工学」と記入，◯
◯
区別(本会会員は会員番号も)◯
勤務先・所属，◯
氏名，◯

会員・非会員・学生の通信先住所(テキスト等送付先と電話番号)を記入の上送信下さい．申込受理

確認の E
mail を返信します．
事前申込締切 年月日(月)着信
テキストの送付
受講料払込方法
問合

先

事前に申し込まれた方には，開催10日前までに参加証等を関係資料とともにお送りいたします．
お申込受理後，請求書を送付いたします．

〒980
8544 仙台市青葉区一番町 11432(公社)日本金属学会

シンポジウム参加係

Email: meeting＠jim.or.jp

プログラム
1310～1315
1315～1355
1355～1435

 022
2233685

FAX 0222236312%

趣旨説明
持続可能社会へのレガシーとしての都市鉱山メダル
ゴルフと金属学・チタンの進化(仮題)―休

1450～1530
1530～1610
1610～1650
1650～1700

愛教大 北村一浩
物質・材料研究機構 原田幸明
大同特殊鋼 小柳禎彦

憩―スケートブレードの金属学(仮題)
材料から眺めたオリンピック・パラリンピック
パラリンピックへのスポーツ工学の貢献
総合討論

物質・材料研究機構 村上秀之
名大 小山敏幸
東工大 中島求(各講義には10分程度の質疑応答時間を含む)

・

・

・

・

＊本会支部行事，研究集会等のご案内はホームページ → イベント にも掲載しておりますのでご覧下さい．

本 会 記 事

追悼本会元副会長，名誉員

根本

實 先生を偲んで本会元副会長，名誉員，九州大学名誉教授 根本 實先生は 2019年 3 月
23日にご逝去されました．享年 81歳でした．会員の皆様にご報告申し上げ
ますとともに，先生のご生前のご功績を偲び，謹んで哀悼の意を表します．
先生は， 1960年に東北大学工学部金属工学科を卒業され，同大大学院で学位取得後， 1969年に同大学の助教授に就任されました．1982年には九州大学工学部教授に昇任され非鉄冶金学講座を担当されました． 1999年から2004年まで佐世保工業高等専門学校の第 8 代校長を，2004年から2006年まで久留米工業大学の第 5 代学長を務められ，教育研究に尽力されました．
先生は，東北大学工学部では材料組織学を専門に，透過電子顕微鏡を使った組織解析に独自の感性で取り組まれました．先生撮影の組織写真は世界の誰もが魅了されたものです．特に，その場解析は世界に先駆けて進められ，国内外の多くの研究者が感銘を受けました．九州大学では超高圧電子顕微鏡室の第 3 代室長を務められるとともに，自身で電子顕微鏡を操作する姿勢は崩されず， AlLi 合金や Ni 基合金の研究開発に取り組まれました．また，金属間化合物中の不規則相析出などユニークな発想のもとに国家プロジェクトに参画して精力的に研究を推進されました．これら先生のご業績は，複数回にわたる日本金属学会論文賞の受賞者となっており，
1980年には日本金属学会功績賞，1994年には谷川・ハリス賞，2003年には学術功労賞を受賞されました．この他，日本鉄鋼協会でも副会長を務められ，軽金属学会では理事や九州支部長を務めるなど活発な行動力で学会活動に尽力されました．2014年には瑞宝中綬章を受章されています．
このように長期にわたり学術発展に貢献され，後進の育成には情熱を注がれ多くの方々から敬愛されました．ここに，先生のご遺徳を偲び，心よりご冥福をお祈り申し上げます．

◇

◇

◇

材料の熱力学入門
正木匡彦 著

熱力学は，材料科学に携わる者として必須の学問である．それ問題である．通常は計算だけの演習が多い中，あえて明確な答えの故，材料系学科に入学した大学生が最初の専門科目として学ぶ(で出ない問題を掲載している．これまでの受験勉強では必ず明確な解あろう)授業でもある．本書はその点に考慮し，第 1 章「物理の復答のある問題を解いてきた学生にとって，大学での学問，延いては習」，第 2 章「化学の復習」の章を設けて，高校で学習した内容か

これからの研究の一端を垣間見ることができると思う．もう一つのらのスムーズな導入を心がけている．特に各章の最後には「物理か特徴としては，これもやはり学生に少しでも理解してもらおうといら熱力学へ」，「化学から化学熱力学へ」という節を設けて，“エンう配慮からなのだが，本書で扱った多くのグラフをフリーソフト

トロピー”，“エンタルピー”，“自由エネルギー”の必要性を説明す(gnuplot)を用いて作成しており，加えて，これらの図を作る際のスることで，これから始まる大学での材料の熱力学へと導いてくれ

クリプトを無料でダウンロードできるようにしてある点である．数る．第 3 章は「熱力学で使用する数学の準備」として，大学で学習

式の理解には，自分自身でその数式をグラフに書き出し，さらに変する偏微分や全微分について説明している．

数を変化させるとグラフがどのように変化するのかを体験するのが第 4 章からいよいよ本書のメインパートである材料の熱力学へと進一番の近道である，と著者も述べている通りである．

んでいく．第 4 章「内部エネルギーと熱力学第一法則」，第 5 章

このように，本書は大学や高等専門学校での初学者(学生)に対し「エントロピーと熱力学第二法則」，第 6 章「化学ポテンシャル」，て，高校から大学での熱力学へとストレス無くつなげる，最適な教第 7 章「自由エネルギー」，第 8 章「相平衡」，第 9 章「化学平衡」，

科書の一つである．

第10章「溶液」という章構成となっており，熱力学の基礎が十分に学習できる．

(東北大学大学院工学研究科

上田恭介)〔2019年 A5 版 コロナ社 240頁 3200円＋税〕

多数の熱力学に関する著書がある中で，本書の特徴の一つは章末

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan




行
開催日

事

カ

名称・開催地・掲載号


年月
第 3 回アジア赤外線サーモグラフィコンファレ
1～5ンス(QIRT
Asia2019)(東京)

レ
主催

ン

ダ

ー 太字本会主催(ホームページ掲載)
問合先

日本非破壊検査協 TEL 035609
4011
会(東京)
sec＠qirtasia2019.com
日本顕微鏡学会
jsmdenken＠bunken.co.jp
http://microscopy.or.jp/univ/
日本表面真空学会 TEL 074928
8371
関西支部
yanagisawa.j＠e.usp.ac.jp
http://www.sssj.org/Kansai/goudou190705.
html
日 本 塑 性 加 工 学 http://www.jstp.or.jp
会・日本鍛圧機械工業会

4～5

第29回電子顕微鏡大学(東大)5日 本 表 面 真 空 学 会 関 西 支 部 合 同 セ ミ ナ ー 2019「GaN 系半導体デバイスの最近の話題」(阪大)5

日本塑性加工学会・日本鍛圧機械工業会 産学連
携企画(第 80 回塑性加工技術フォーラム)「板材
成形技術の最前線」(東京)年度日本金属学会・日本鉄鋼協会 両北海道
支部合同サマーセッション開催のお知らせ(北大)
(号
頁)

北海道支部

11～12

第60回塗料入門講座

11～12

第 53 回 X 線材料強度に関するシンポジウム(大阪)

12粉末冶金入門講座(東京)17～19日本結晶学会講習会「粉末 X 線解析の実際」(東
工大)

18～19

2019年度 JPARC MLF 産業利用報告会(東京)22～26

第 8 回対称性・群論トレーニングコース(英語)
(つくば)

22～24

締切

6.14
7.4
定員
180名
定員
150名

TEL 0143472651 FAX 0143472760
mutekkyo＠jo.nipponsteel.com

色材協会

TEL 0334432811 admin＠jscm.or.jp
http://www.shikizai.org/
日本材料学会TEL 0787953212
nishida＠kobekosen.ac.jp
http://www.jsms.jp
粉体粉末冶金協会 TEL 075
7213650 info＠jspm.or.jp

定員
100名
講演
3.15

crsjxray＠bunken.co.jp
http://xrd2019.analytsci.org/
JPARC センター TEL 0292843008
他
fujii.misono＠jaea.go.jp
https://neutron.cross.or.jp/ja/events/
19071819/7.1

日本結晶学会

http://pfwww.kek.jp/trainingcourse/

定員20名

第25回結晶工学スクール(2019年)(大阪大)

応用物理学会7.1

24～26

2019年度溶接工学夏季大学(阪大)

溶接学会

TEL 0338287723 igarashi＠jsap.or.jp
https://annex.jsap.or.jp/kessho
TEL 0358254073
jwsinfo＠tg.rim.or.jp
http://www.jweld.jp/

26

自動車産業における最新の接合技術(東京)

第回 若手研究グループ「次世代高性能磁性材料研究会」(東京)（本号頁）

26

第403回講習会 表面を革新するハードコーティ
ング技術と展開(東理大)

TEL 0358236324
http://www.jwes.or.jp/
若手研究グループ TEL 0227957333
mmatsu＠material.tohoku.ac.jp
No. 5
精密工学会
TEL 0352265191
jspe_koushu＠jspe.or.jp
http://www.jspe.or.jp/

26

第 79 回技術セミナー腐食を理解するための電気化学入門(東京)

腐食防食学会TEL 0338151161
naito1130033＠jcorr.or.jp
https://www.jcorr.or.jp/

29～8.2

第 8 回対称性・群論トレーニングコース(日本語)(つくば)日本結晶学会

http://pfwww.kek.jp/trainingcourse/

31～8.2

第 46 回コロージョン・セミナー「電気化学測定に基づいた腐食反応評価・解析の理解」(北九州)

腐食防食学会TEL 0338151161
naito1130033＠jcorr.or.jp
https://www.jcorr.or.jp/yotei/46.html

後期(東大生産技研)

日本結晶学会

日本溶接協会


年月
日本学術会議公開シンポジウム「SDGs のための
5
資源・材料の循環使用に関するシンポジウム」(東京)

日本学術会議TEL 0334020541 info＠mmij.or.jp
材料工学委員会他 https://www.mmij.or.jp/events/6142.html

7

機械の日・機械週間記念行事(東京)

日本機械学会9

表面分析実践講座 2019 ～実践最新走査電子顕微鏡実習 実際の作業を通して身につける最新技術～(東京)

日本表面真空学会 TEL 033812
0266
https://www.jvss.jp


～


国際会議(PRICM10)(中国西安)(
号
頁)

20～22

第235回塑性加工技術セミナー「はじめての塑性
力学(準備編・基礎編・応用編)」(東京)

pricm10＠csm.org.cn
http://www.pricm10.com/
日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp

22

2019年茨城講演会(茨城大)22～23

第11回「役に立つ真空技術入門講座」(大阪電気
通信大)

26～27

2019年度JCOM若手シンポジウム(和歌山)30～31

SPring8 シンポジウム2019(岡山大)



定員
60名
定員
80名

7.19
定員
60名

定員
35名

7.26

TEL 0353603512 kikainohi＠jsme.or.jp
https://www.jsme.or.jp/event_project/machineday/
office＠jvss.jp

7.26

中国金属学会

日本機械学会関東 TEL 029438
5046
支部
ibakouen＠ml.ibaraki.ac.jp
日本表面真空学会 TEL 066879
7778 office＠jvsskansai.jp
関西支部
https://www.jvss.jp/

定員
70名
論文
7.1
定員
100名

TEL 0757615321
JCOM2019wakate＠jsms.jp
http://compo.jsms.jp/
SPring8
TEL 0791582785
ユ ー ザ ー 協 同 体 sp8sympo2019＠spring8.or.jp(SPRUC)他
http://www.spring8.or.jp/ja/science/meetings/2019/sp8sympo2019/
日本材料学会

本 会 記 事

開催日

名称・開催地・掲載号

主催

問合先


年月
日本実験力学会2019年度年次講演会(徳島大)1～3

日本実験力学会

TEL 0886567387
JSEM2019＠ml.tokushimau.ac.jp
http://www.jsem.jp/event/Annual19/index.html

2～3

2019電気化学セミナー 3「初心者のための電気化学測定法―実習編」(東工大)

電気化学会

2～4

第22回 XAFS 討論会 (京大)3～4

第34回初心者のための疲労設計講習会(東京都市大)日本材料学会

3～4

第35回分析電子顕微鏡討論会(幕張メッセ)日本顕微鏡学会

3～4

第236回塑性加工技術セミナー「伸線(引抜き)加工の基礎技術」(関西大)日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp年度 日本金属学会関東支部 講習会「高強度金属材料の機能発現機構―転位論の基礎から材料強度化まで―」(東大)(本号頁)

関東支部

4～6

第 162 回塑性加工学講座「有限要素法入門セミナー」(東京)日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp

4～6

2019年度工学教育研究講演会(東北大)5～6

第41回安全工学セミナー物質危険性講座(東京)5～6

第44回複合材料シンポジウム(岡山理科大)日本工学教育協会 TEL 035442
1021 kawakami＠jsee.or.jp
https://www.jsee.or.jp/
安全工学会
TEL 0362062840 jsse2004＠nifty.com
http://www.jsse.or.jp
日本複合材料学会 TEL 035981
6011 jscm＠asasmail.jp
https://www.jscm.gr.jp/

8 ～10

第13回インキュベーションホール(御殿場)10～12日本計算工学会サマースクール 2019 in 東京「非線形有限要素法による弾塑性解析の理論と実践」
(中央大)


～


日本金属学会秋期講演大会(岡山大学津島キャン
パス）(岡山)(本号頁)

12～14

TEL 0332344213 ecsj＠electrochem.jp
https://electrochem.jp/post_seminar/2842/
日本 XAFS 研究会 TEL 075
7536850
yamamoto.kentaro.4e＠kyotou.ac.jp
http://www.moleng.kyotou.ac.jp/～moleng_04/event/jxafs22/
TEL 0757615321 jimu＠jsms.jp
http://www.jsms.jp
TEL 0117066768
bunseki＠eng.hokudai.ac.jp
http://labs.eng.hokudai.ac.jp/labo/LIFM/
bunseki/nakaya＠wood3staff.t.utokyo.ac.jp

締切

8.19

定員
60名
事前参加
8.30

定員
200名
事前
8.19
定員
30名

応用物理学会プラ TEL 042
6772749 suchida＠tmu.ac.jp
ズマエレクトロニ http://annex.jsap.or.jp/plasma/PE_files/
クス分科会
PE_SS_2019
日本計算工学会
TEL 0227957417
nonlinearfem＠grp.tohoku.ac.jp
http://msd.civil.tohoku.ac.jp/
nonlinearfem2019/

定員60名

日本金属学会TEL 0222233685 FAX 0222236312
annualm＠jim.or.jp

講演
7.5
参加
8.27

第21回日本感性工学会大会(芝浦工大)

日本感性工学会

16～18
17～21

第32回計算力学講演会(東洋大)日本機械学会TEL 0336668000 jske＠jske.org
https://www.jske.org/taikai/jske21
https://www.jsme.or.jp/

18～19

第47回ガスタービン学会定期講演会(函館)19～20

軽金属基礎技術講座「アルミニウムの製造技術」
(掛川)




金属学会シンポジウム「陽に陰にオリンピック・
パラリンピックを支える材料工学」(東京)(本号
頁)

22～27

20th International Symposium on Boron, Borides 第 20 回 ホ ウ 素 ・ TEL 0258479714
and Related Materials(第20回ホウ素・ホウ化物 ホウ化物および関 takeda＠mech.nagaokaut.ac.jp
および関連物質国際会議)(新潟)
連物質国際会議組 http://sogalabo.jp/isbb2019
織委員会


～


高温変形の組織ダイナミクス研究会「年度
夏の学校」(金沢)(号頁)

国際トライボロジー会議2019

仙台(仙台)


年月27～11.1
The 13th Pacific Rim Conference of Ceramic Societies(PACRIM13)(沖縄)

3～4

第 10 回社会人のための表面科学ベーシック講座(東京理科大)工場見学会(さいたま)(本号頁)

日 本 ト ラ イ ボ ロ TEL 022
7221311
ジー学会
itc2019＠convention.co.jp
http://www.tribology.jp/
日本ガスタービン TEL 033365
0095
学会
gtsjoffice＠gtsj.org http://www.gtsj.org/
軽金属学会
TEL 0335380232
http://www.jilm.or.jp/
日本金属学会

研究会 No. 76

TEL 0222233685
meeting＠jim.or.jp

FAX 0222236312

TEL 0172393643
mineta＠hirosakiu.ac.jp

日本セラミックス TEL 033362
5231 jimask＠cersj.org
協会
http://www.ceramic.or.jp/pacrim13/
日本表面真空学会 TEL 033812
0266 office＠jvss.jp
https://www.jvss.jp/
関東支部
nakaya＠wood3staff.t.utokyo.ac.jp
日本歯科理工学会 TEL 033947
8891
gakkai30＠kokuhoken.or.jp



関東支部

6

2019 年度秋期第 74 回学術講演会「先端技術・材料にフォーカスした矯正歯科治療のさらなる可能性を探る」(長崎大)

9 ～11
9 ～11

ADMETA Plus 2019(Advanced Metallization
Conference 2019: 29th Asian Session)(東大)
第38回電子材料シンポジウム(EMS38)(橿原)ADMETA 委員会・ TEL 0368015685
吉田
jimukyoku＠admeta.org
電子材料シンポジ TEL 082
4247649
ウム運営・実行委 ytominag＠hiroshima
u.ac.jp
員会
http://ems.jpn.org/

12～13

第70回塑性加工連合講演会(習志野)日本塑性加工学会 http://www.jstp.jp/

ま て り あ 第58巻 第 7 号(2019)
Materia Japan

8.30

定員
50名
事前
9.2

参加
7.26

9.26

9.2




開催日

名称・開催地・掲載号

主催

問合先

17～18

第35回初心者のための疲労設計講習会(京都)

日本材料学会18

第 16 回 機械・構造物の強度設計，安全性評価に関するシンポジウム(京都)日本材料学会19

日本機械学会関東支部山梨講演会(山梨大)

日本機械学会関東 TEL 055
2208445
支部
tsuyoshis＠yamanashi.ac.jp
http://society.me.yamanashi.ac.jp/jsme/
2019/

20～25

第 12 回新物質及び新デバイスのための原子レベ
ルキャラクタリゼーションに関する国際シンポジ
ウム(京都)

日 本 学 術 振 興 会 alc19＠alc.jsps141.org
マイクロビームアナリ https://alc.jsps141.org/alc19

23～25

第60回高圧討論会(札幌)

日本高圧力学会

24～25

第51回溶融塩化学討論会(北大)28～30

第40回日本熱物性シンポジウム(長崎)締切

TEL 0757615321 jimu＠jsms.jp
http://www.jsms.jp
design16＠jsms.jp
http://www.jsms.jp/

定員
36名
講演
7.1

シス第141委員会

TEL 07055453188
touronkai60＠highpressure.jp
http://www.highpressure.jp/new/60forum/
電気化学会溶融塩 072751
9426 mscj＠electrochem.jp
委員会
http://msc.electrochem.jp/touron.html
日本熱物性学会
TEL 0357342435 jstp＠op.titech.ac.jp
http://jstpsymp.org/symp2019/index.html

年月
軽金属学会第137回秋期大会(東京農工大)
1～3

軽金属学会

講演
7.9

事前参加
8.30

TEL 0335380232
http://www.jilm.or.jp/
TEL 0253689310
officejsem＠clg.niigatau.ac.jp
http://jsem.jp/

参加予約
9.30

1～4

The 14th International Symposium on Advanced 日本実験力学会
Science and Technology in Experimental
Mechanics(つくば)

微小領域の力学特性評価とマルチスケールモデリ
ング(軽井沢)(号頁)

研究会

11～14

NACE EAP Conference 2019
術(横浜)NACE EAP

17～22

日本ガスタービン http://www.gtsj.org/english
学会

20～22

国 際 ガ ス タ ー ビ ン 会 議 2019Tokyo ( IGTC2019
Tokyo)(東京)第19回破壊力学シンポジウム(福島)21～22

電気加工学会全国大会(2019)(金沢大)電気加工学会22

第 22 回ミレニアム・サイエンスフォーラム(東京)

ミレニアム・サイエンス・フォーラム

25～27

第 40 回 超音波エレクトロニクスの基礎と応用に関するシンポジウム(明大)超音波エレクトロ TEL 042
4435166
ニクス協会

25～27

EcoDesign 2019国際会議(横浜)26～28

第45回固体イオニクス討論会(九大)エコデザイン学会 ecodesign2019_secretariat＠ecodenet.com
連合他
http://ecodenet.com/ed2019/
日本固体イオニク TEL 092
8026711
ス学会
atakagak＠cstf.kyushuu.ac.jp
http://www.cstf.kyushuu.ac.jp/～ishihara
lab/ionics/

腐食科学と防食技

粉末冶金基礎・実用講座(京都工芸繊維大)28～29年月日本 MRS 創立30周年記念国際会議(横浜)
10～14

日本MRS

日本金属学会春期講演大会(東京工業大学大岡山
キャンパス)(東京)

ま て り あ 第巻 第号（） 発行日
発行所



日本材料学会https://www.nims.go.jp/group/sdg/
micromechjim/
http://www.nacetokyosection.org/

TEL 0757615321 jimu＠jsms.jp
http://www.jsms.jp/
TEL 0538450127 goto.akihiro＠sist.ac.jp
http://www.jseme.or.jp
TEL 0367328966 msf＠oxinst.com
http://www.msforum.jp/

粉体粉末冶金協会 TEL 075
7213650


年月
8 ～11
COMPSAFE2020 (第 3 回安心・安全・環境に関する計算理工学国際会議)(神戸)～

No. 82h.nomura＠uec.ac.jp

講演
8.9

info＠jspm.or.jp

TEL 0452638538
info_mrm2019＠jmru.org
https://mrm2019.jmru.org

COMPSAFE2020 secretary＠compsafe2020.org
実行委員会
http://www.compsafe2020.org
日本金属学会TEL 0222233685 FAX 0222236312
annualm＠jim.or.jp

2019年 7 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
TEL 0222233685 FAX 0222236312

発印
発

定価(本体,円＋税)送料円
年間機関購読料金,円(税・送料込)
行 人 山村英明
刷 所 小宮山印刷工業株式会社
売 所 丸善雄松堂株式会社〒1600002 東京都新宿区四谷坂町 1010

本 会 記 事2019年 7 月 1 日発行「まてりあ」