アモルファス GeSn の結晶化におけるSn の振る舞い
石

丸

学 仲

村

龍

介

告されている(7)(12) ． Sn の析出を抑制し，高 Sn 濃度 GeSn

.

は じ

め

に

多結晶薄膜を実現するには，アモルファスの構造変化および結晶化時の Sn の挙動に関する知見が必要不可欠である．透半導体デバイスの高性能化は，微細化および高集積化によ過電子顕微鏡法(TEM )は組織や原子配列等の構造情報，組り達成されてきた．しかしながら，デバイスサイズの減少に成や結合状態等の化学的情報を，試料の同じ場所から高い空より，微細化技術による対応は限界を迎えつつあり，更なる間分解能で得ることができる．更に，加熱ホルダーを用いる

高集積化は困難となっている．現在の半導体デバイスの主役ことにより，結晶化過程の「その場」観察が可能である．我はシリコン(Si)であるが，世界初のトランジスタはゲルマニ々は，様々なアモルファスの結晶化過程を TEM により調べ

ウム( Ge )により実現された． Ge は Si よりも高いキャリアている(13)(18) ．本稿では，スパッタリング法で作製した厚移動度を有し，同じ IV 族半導体であるため Si テクノロジ

さ 40 nm のアモルファス GeSn 薄膜の熱処理および電子線

ーとの相性が良く，有力なポスト Si 材料として再び脚光を照射による結晶化過程を，その場観察により調べた結果につ浴びている．また Si よりも融点が低いため，プロセス温度

いて紹介する．

の低減が可能である．
アモルファス IV 族半導体の結晶化により得られる多結晶.

アモルファス構造の電子線動径分布解析

薄膜は薄膜トランジスタとして実用化され，ディスプレイ素子として重要な役割を演じている．アモルファス Ge に金属

直径約 100 mm の Ge ターゲット上に 5 mm × 5 mm の Sn

元素を接触あるいは添加して熱処理を施すと，結晶化温度がチップを置き，チップ枚数を変化させることにより Sn 濃度

著しく低下することが知られている(1) ．特にスズ( Sn )の添を制御した．高分解能像および電子回折図形より，得られた

加は200°
C以下での結晶化を誘起するため(2)，軟化温度の低スパッタリング試料はアモルファスであること，エネルギー

いプラスチック基板上への成膜も可能となり，フレキシブル

分散型 X 線分光法( EDX )よりアモルファス Ge 中には結晶

ディスプレイへの応用が期待される．また， Sn 濃度が 6 ～の固溶限をはるかに超える Sn が含まれていることが確認さ

10 at でバンド構造が間接遷移型から直接遷移型に変化すれた(19)(20)．

ることが報告されている(3)(5)．しかしながら， GeSn 合金

アモルファスの構造は動径分布関数により評価されるが，は Ge 中の Sn の固溶度が 1 at 程度の共晶系(共晶温度

この関数は回折手法により得ることができる．電子線は物質231.1 °
C)で(6)，固溶限以上の Sn は容易に析出することが問との相互作用が X 線に比べると非常に大きく，波長が短い

題となっている．

ため，短時間で逆格子空間の広い範囲に渡る散乱情報の取得

アモルファス Ge を低温熱処理により結晶化させると，固が可能である(21)(23) ．図( a )は，回折強度を定量解析する

溶限を超える Sn を含む Ge 多結晶薄膜が得られることが報ことにより得られた還元干渉関数 F ( Q )である(20) ．強度に九州工業大学大学院工学研究院教授(〒8048550 北九州市戸畑区仙水町 1
1)大阪府立大学大学院工学研究科准教授
Behavior of Sn Atoms During Crystallization of Amorphous GeSn; Manabu Ishimaruand Ryusuke Nakamura(Department of Materials Science and Engineering, Kyushu Institute of Technology, Kitakyushu. Department of Materials Science, Osaka Prefecture University, Sakai)
Keywords: germaniumtin, amorphous, crystallization, transmission electron microscopy, in situ observations
2020年 9 月18日受理[doi:10.2320/materia.59.662]




最近の研究

図 1 異なる Sn 濃度を有するアモルファス GeSn から得られた (a) 還元干渉関数 F (Q )および (b) 2 体分布関数 g(r)．組成は EDX により測定した．(オンラインカラー)

図 2 (a) 熱処理前(実線)，熱処理後(破線)の 2 体分布関数および (b, c) 第 1 ピークの拡大図． 20.8 at Sn 試
料では熱処理前後でピーク位置は同じであるが， 30.3
atSn 試料では熱処理により Sn が排出され，原子間距
離が短い側に第 1 ピークが移動する． (文献( 20 )より転載)(オンラインカラー)

散乱ベクトル Q が掛けられているため高角度側の強度が強調されており，＜16.4 atSn 試料では Q＝320 nm－1 まで十分な強度振動が見られる． Sn 濃度が高くなると高散乱角側

.

熱処理に伴うアモルファスの構造変化と結晶化の強度振動が小さくなっている．金属ガラスの様な金属結合を有するアモルファスでは高角側の散乱強度が著しく減衰す加熱ホルダーを用いてアモルファス GeSn の熱処理に伴うることから(24)(25) ， Sn 濃度の増加により金属的な結合が増構造変化のその場観察を行った．観察に際して，加速電圧はえていると推察される．

300 kV とした．後述する様に，本物質では電子線照射によF(Q )をフーリエ変換することにより得られた 2 体分布関っても結晶化が誘起される．この場合の構造変化は電子励起数 g(r)を，図 1(b)に示す(20)．g(r)は，任意の原子から距離効果により誘起され，低加速電圧の時に顕著になる(19)．し

r 離れた位置に原子を見い出す確率を表わしており， 1 よりたがって，今回の加熱実験の条件では結晶化に及ぼす電子線大きい場合(小さい場合)は完全なランダム状態よりも原子の照射の影響は無視できる．図( a )は，アモルファス GeSn

存在確率が大きい(小さい)ことを意味する．長距離側での熱処理前後の g(r)である(20)．熱処理温度は，20.8 atSng(r)は 1 に収束しており，長距離秩序が欠如していることがの試料では 230°
C ， 30.3 at Sn の試料では 200°
C である．前分かる．短範囲規則構造の存在を反映して，顕著な第 1 お者の試料は GeSn の共晶温度(231°
C )以上，後者は共晶温度

よび第 2 ピークがそれぞれ 0.25 および 0.40 nm 付近に存在

以下で結晶化した(6)．2 体分布関数を得るための回折図形は

し，四面体配位の原子間距離と一致している．これらのピー

室温にて撮影している． 20.8 at  Sn のアモルファス GeSn

クは Sn 濃度の増加とともに長距離側に移動している．これから得られた g(r)の第 2 ピークは，230°
C熱処理試料(破線)は第 1 隣接において GeGe 原子対が減少し，GeSn およびの方がスパッタ試料(実線)よりも高くなっており，構造緩和Sn Sn 原子対が増加していることを意味している．なお，が起こっている．一方， 30.3 at Sn 試料では熱処理前後でSn 濃度が高くなると 0.30～ 0.32 nm の g (r)が大きくなってピークの高さはほぼ同じである．

おり，一部の Sn はクラスターとして存在することが示唆される．

ま て り あ 第59巻 第12号(2020)
Materia Japan

第 1 ピークの拡大図を，図 2(b)および 2(c)に示す．20.8
at Sn 試料の g(r)では，ピークトップ位置には顕著な変化

図 3 ( a, b ) 20.8 お よ び ( c, d ) 40.9 at  Sn 試 料 の 加
熱，冷却に伴う構造変化．(a, c) は高温，(b, d) は室温で撮影した．デバイシェラーリングはダイヤモンド型構
造により指数付けできる．40.9 atSn 試料では120°
Cにおいて液体 Sn によるハローリングが見られ，室温では凝固によりブラッグ反射に変化する．

は見られなかった．対照的に， 30.3 at  Sn 試料の第 1 ピー
クは，熱処理後に短距離側に移動している．これは，第 1

図 4 21.7 at  Sn 試料の熱処理に伴うミクロ組織および構造変化．(a) 240°
C，(b) 260°
C，(c) 300°
C．(a) と(b) の間の温度で結晶化が起こっている．(c) の回折図
形にはハローリングが現れており，マトリックスから排出された Sn が液体状態にあることを示している．(文献(20)より転載)

隣接において長い原子対( Ge Sn と Sn Sn )の数が減少していることを意味し，熱処理によりアモルファス自身で相分解が起こっていることを示唆している．第 1 ピーク位置の変が観測される．このことは，共晶温度(231°C)より低い温度

化は， Sn 濃度の増加および結晶化の進行とともに顕著になにもかかわらず，マトリックスから排出された Sn が溶融状ることが確認された．

態にあることを示唆している．この試料を室温まで冷却する

図( a )は， 250 °C での熱処理中に取得された 20.8 at  Snと， b Sn に対応するブラッグ反射が出現し(図 3 ( d ))， Sn

試料の制限視野電子回折図形である(20)．デバイシェラーリの液相から固相への相変化が起こっていることが分かる．熱ングが出現しており，結晶化が起こっていることが分かる．

処理時の Sn の振る舞いは 2 体分布関数の結果(図 2)と一致

リングは内側から，ダイヤモンド型構造の 111, 220, 311 反している．詳細な解析の結果，＞25 atSn のアモルファス

射に相当し，第 2 相による反射は存在しない．この試料をGeSn では結晶化前に相分離が起こることが確認された．

室温まで冷却して撮影した電子回折図形を，図 3 ( b )に示

アモルファス状態で相分離が生じなかった＜25 atSn 試

す．この回折図形は図 3 ( a )とほぼ同じであり， Sn 原子が料の結晶化過程をより詳細に調査した．図は， 21.7 at 

Ge 格子の置換型サイトに組み込まれていることを示唆して

Sn を含む GeSn の熱処理に伴うミクロ組織および構造変化

いる． 120 °C で結晶化した 40.9 at  Sn 試料の回折図形を，である(20) ．図 4 ( a )の 240 °C で得られた回折図形はハローパ

図 3( c)に示す．ダイヤモンド型構造によるデバイシェラー

ターンを呈し，明視野像には結晶による回折コントラストはリングに加えて，111リングの直ぐ外側に弱いハローリング

見られない．すなわち，共晶温度以上でアモルファス構造が

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

最近の研究

図 5 結晶化温度(丸)， Sn 排出温度(四角)の Sn 濃度依存性．破線は Ge
Sn 状態図の共晶温度を示している．
25 atSn を境に結晶化挙動が異なることが分かる．(文献(20)より転載)(オンラインカラー)

図 6 熱処理に伴う格子定数および Sn 濃度の変化．凡
例は，熱処理前アモルファス GeSn の Sn 濃度．Sn 濃度
はベガード則により見積もった．丸で囲った温度領域では，固溶度よりも Sn 濃度が高いにも関わらず， Sn の排出が抑制されている． (文献( 20 )より転載)(オンラインカラー)

維持されている．一方，260°
Cで熱処理した試料の回折図形にはデバイシェラーリングが現れ，明視野像には結晶による回折コントラストが観測される(図 4(b ))．更に高温で熱処ることを示唆している．

理を施すと，この連続的なリングパターンは不連続なスポッ

図は，結晶化した GeSn の室温における格子定数と熱処

トパターンに変化し(図 4( c ))，結晶粒が成長していること

理温度の関係である(20)．凡例には，EDX で測定したアモルを示している．実際，対応する明視野画像には 100 nm 以上

ファス状態の初期 Sn 濃度を示している．共晶温度以下で結の結晶粒が確認された．図 4(c)の回折図形の111リングの外晶化した試料では格子定数が結晶化後に急激に減少しており，側にはハローリングが出現しており，マトリックスから放出

GeSn 結晶からの Sn 原子の排出が顕著である． 25.4 at Sn

された Sn が液体として存在していることが示唆される．同試料の格子定数は結晶化直後に大幅に減少するが，250°
Cか様な挙動は， 16.4 at Sn 試料の結晶化過程でも観察されてら400°Cの範囲ではその減少は小さい．格子定数のわずかないる(26)．

減少は，共晶温度以上で結晶化する 11.6 および 20.1 at  Sn

図は，異なる Sn 濃度を有するアモルファス GeSn の結の GeSn でも同様の温度範囲で確認された．

晶化温度である．熱処理に際しては， 20 ～ 50 °C 刻みで温度

ベガード則を用いて格子定数から Sn 濃度を見積もった．

を連続的に上昇させ，試料を特定の温度で 10 分間保持しGe および a Sn (いずれもダイヤモンド型構造)の格子定数た．(図 2 と図 5 の結晶化温度の違いは，熱処理過程の違い

は，それぞれ 0.5658 nm および 0.6493 nm と仮定した．結に起因するが，詳細は原著論文(20)を参考にされたい．）アモ

晶化直後で Sn がほとんど析出していない試料(＜ 25 at ルファス Ge の結晶化温度は 400 ～ 650 °C(27) であるが，アモSn)においても，格子定数から推定される Sn 濃度は，EDX

ルファス GeSn はそれより低い温度で結晶化し，結晶化温度により見積もったアモルファス GeSn スパッタ試料の濃度よは Sn 濃度の増加とともに低下する．特に， 25 at  Sn 以上

り低い．この原因として，ベガード則からのずれ(29) およびでは結晶化温度は共晶温度(231°C)よりも低くなっている．

標準試料を用いていないことによる EDX の定量誤差が挙げ

図 5 には，マトリックスから Sn が排出される温度もプロられる．このため，図 6 の Sn 濃度は， Ge マトリクスに含ットしている．液体 Sn によるハローリングの強度は弱すぎまれる最小量であると考えられる．丸で囲んだ温度領域ではるため，結晶化後に試料を室温から高温まで繰り返し熱処理

Sn 濃度が 7～10 atの範囲で変化しておらず(温度ウィンド

することにより，Sn の排出される温度を決定した．25 atウ)，Sn 排出が抑制されていることが示唆される．

Sn 以上の試料では，Sn の排出が結晶化と同時に生じる．図アモルファスからの結晶化により，固溶限を超える Sn が

2 ( b )の 2 体分布関数において，相分離はアモルファス状態

ダイヤモンド型構造の Ge に置換的に組み込まれることが明で既に誘発されていることが確認されており，この結果は妥らかとなった．ただし，結晶化直後の GeSn 結晶の粒径は数当である．結晶化温度と Sn 排出温度の差は Sn 濃度が低く

nm であり(図 4(b))，キャリアの粒界散乱により十分な性能なるほど大きくなる．Ge/Si 基板上にエピタキシャル成長さを引き出せない可能性がある． Takeuchi ら(10) は，粒径 20せた結晶 GeSn についても Sn の挙動が調べられており， 12～ 30 nm の多結晶 Ge0.98Sn0.02 膜が高いキャリア移動度を示

at  Sn の結晶 GeSn では 350 °C で Sn の排出が起こることがすことを報告している．今回見出された Sn の排出が抑制さ報告されている(28)．同じ Sn 濃度のアモルファス GeSn ではれる温度( 400 °C )にて 12.0 at  Sn のアモルファス GeSn 薄480 °C まで Sn の排出が抑制されており，アモルファスの再膜の熱処理を行ったところ， 9.9 at の Sn を含む 30 ～ 50

結晶が高 Sn 濃度 GeSn 固溶体を得るのに効果的な方法であnm の GeSn 結晶が得られた(20)．このことは，温度ウィンド

ま て り あ 第59巻 第12号(2020)
Materia Japanウを使用することにより， Sn 濃度の高い粗大 GeSn 結晶を形成できることを示唆している．

.

電子線照射下における液体媒介結晶化

照射場を利用した材料創製技術は非熱的過程で平衡状態から離れた材料を実現することが可能である．例えば，アモル
ファスアルミナ( Al2O3)は 700°
C まで安定に存在するが(14) ，
電 子 線 下 で は 室 温 照 射 で 準 安 定 相 の g Al2O3 に 結 晶 化 する(15) ．また，我々は Ge が電子線照射により高速で結晶化する，いわゆる爆発的結晶化が誘起されることを確認している(30) ． GeSn に関しても電子線照射により結晶化が誘起される．電子線照射誘起結晶化は電子励起効果により生じているが，詳細については他の解説記事(31)(32)を参照にされたい．
図  は ， 24 at  Sn の ア モ ル フ ァ ス GeSn に 室 温 で 100
keV の電子ビームを照射した時の構造変化である(33)．結晶化の臨界フラックス( 5.2 × 1021 e / m2s )で照射された試料では，照射領域全体で均一に結晶化が起こっている(図 7(a))．結晶領域の拡大像(図 7(b))より，直径が 10 nm 以下の微細なナノ結晶の形成が確認された．図 7 ( c )は，より高いフラックス( 2.5 × 1022 e / m2s )で照射された試料の明視野像である．中央部(領域 I )の小さな結晶粒は大きな結晶(領域 II)に囲まれており，不均一な微細構造が得られた．同様の構造は，シングルショットレーザーにより結晶化させた

図 7 100 keV の電子線照射により結晶化した 24 at 
Sn 試 料 の 明 視 野 像 ． 照 射 フ ラ ッ ク ス は ( a, b ) 5.2 ×1021，(c, d ) 2.5× 1022 e/ m2s ．( a) では照射領域全体で微細ナノ結晶が出現するのに対し，(c) では粗大ナノ結
晶(領域 I)，マイクロ結晶(領域 II)から成る不均一な組織が形成されている．(c) の矢印で示した所は最終結晶化部に相当する．(b, d) 照射領域の中心付近の拡大図．
(文献(33)より転載)

Ge 薄膜でも観察されている(34)(36)．図 7(d)は，領域 I から取得した拡大像であるが，直径が 100 nm を超えるナノ結晶が形成されている．以下，低フラックスおよび高フラックスで生成されるナノ結晶を，それぞれ「微細ナノ結晶」および「粗大ナノ結晶」と呼ぶ．粗大ナノ結晶を囲む大きな結晶は，後述する様にサイズが数百ナノメートルから数マイクロメートルであるため，領域 II の結晶を「マイクロ結晶」と呼ぶ．
図(a)は，微細ナノ結晶領域(領域 I)から得られた制限視野電子回折図形である．ダイヤモンド型構造のデバイシェラ
ーリングに加え，一番内側の111リングのすぐ外側には弱い
ハローリングが存在する．このことは， Ge マトリックスから排出された Sn がアモルファスあるいはナノ結晶として存在することを示唆している．図 7 ( c )の領域 I から得られた回折図形でも同様のデバイシェラーリングが得られるが，粗大ナノ結晶による強いブラッグ反射が重なっている(図 8( b))． 111リングの直ぐ外側には bSn による反射が観察される．一方，図 7(c)の領域 II から得られた電子回折図形は単結晶によるパターンを示した．例えば，図 8( c )の回折図
形は，ダイヤモンド型構造の(110)逆格子面に対応する．この回折図形は直径が約 0.6 mm の領域から取得されており，結晶領域の外側部分で顕著な粒成長が起こっていることを示している．図 8 ( c)の回折図形には四角形で示した様に方位の異なる 2 つの(110)パターンが重なっており，双晶が存在することが分かる．EDX 測定の結果，領域 II のマイクロ結
晶は 15～20 atSn の濃度を有することが確認された(33)．

図 8 ( a ) 微細ナノ結晶，( b ) 粗大ナノ結晶，( c ) マイ
クロ結晶領域から得られた制限視野電子回折図形．(a)ではダイヤモンド型構造の111リングの直ぐ外側にハローリングが存在するのに対し，( b ) では同じ位置に b 
Sn によるブラッグ反射が見られる．( c ) の単結晶パターンは双晶の存在を示している．(文献(33)より転載)

今回観察された不均一な組織の形成過程を明らかにするた




最近の研究

図 9 (ae) 24 atSn 試料の電子線照射誘起結晶化過程のスナップショット．照射領域の中心付近で粗大ナノ結晶粒が生成した後に (b) の矢印の所からマイクロ結晶が発生し，粗大ナノ結晶領域を取り囲むように結晶化が進行する．(f) (d) の四角の領域の拡大図．結晶とアモルファスの間に液体と思われるコントラストが存在する．(オンライン
カラー)

めに，電子線照射下での構造変化のその場観察を行った．観る．また EDX 測定の結果，結晶化終端部(時計回りと反時察に際しては，蛍光板に映し出された像をデジタルカメラに

計回りに進む結晶成長先端部が接した所)は Sn の濃度が著より直接記録した(動画は文献( 33 )を参照)．図は， 24

しく高くなっていることが確認され，液体 Sn の形成を支持

atSn のアモルファス GeSn にフラックス約 2×1022 e/m2s

している．

で電子線照射を施した時の結晶化過程のスナップショットで上述した様に領域 I から得られた電子回折図形(図 8 ( a ))ある．結晶化が始まった時間を「0 秒」としている．臨界フにはアモルファスあるいはナノ結晶によるハローリングが観ラックス以上では，照射領域の中心付近で結晶の核生成が生察された．このことは一旦形成した液体 Sn が凝固したこと

じ，外側に向かって結晶化が徐々に進行する(図 9( a))．そを示唆している．排出された Sn は電子線照射下では過冷却の後，粗大ナノ結晶領域に隣接して突然大きな結晶粒が現れ液体状態で存在し，結晶化の進行とともに蓄積する．液体(図 9( b )の矢印)，領域 I を取り囲むように急速な結晶化がSn の量がある臨界値を超えると，粗大ナノ結晶からマイク起こる(図 9(c, d))．結晶化はアモルファス/結晶界面で進行

ロ結晶の形成へと成長モードが変化し，領域 II の組織が形し，時計回りと反時計回りに進む結晶成長先端部が接すると成されると考えられる．この妥当性を検証するため 14 at 

結晶化が完了する(図 9(e))．

Sn および 31 at  Sn のアモルファス GeSn に 100 keV の電

24 atの Sn を含むアモルファス GeSn は，熱処理により子線を室温にて照射した．前者では照射領域にて結晶核生成

約230°
Cで結晶化する(20)．これに対して，電子線照射によるがランダムに生じ，領域 I に相当する組織が得られた．これ

温 度 上 昇 は 小 さ く ， Sn の 融 点 ま で は 上 昇 し て い なとは対照的に，後者では核生成と同時に結晶/アモルファス

い(19)(33)．実際，アモルファス Al2O3 に蒸着したインジウム

界面の黒いコントラストを伴って急速に結晶化が進行し，領(融点156°C)が，電子線照射実験により溶融しないことを域 II の組織が得られた．(動画は文献( 33)を参照)．この結確認している(15)．更に，照射領域の電子線強度は，ビーム

果は液体 Sn を介してマイクロ結晶が形成されていることをの中心付近で最大値をとるガウス分布となっているが，急速支持するものである．

な結晶化は照射領域の外側，すなわちフラックスが小さい所で起こっている．これらの結果は，領域 II におけるマイク.

まとめと今後の展望

ロ結晶の形成は温度上昇によるものではないことを示唆している．
図 9(f)は，図 9(d)の四角で囲った領域を拡大したもので本稿では，熱処理および電子線照射によるアモルファス
GeSn の結晶化過程を透過電子顕微鏡その場観察により調査

ある．結晶成長先端部は全体的にぼんやりとした黒いコント

した結果を紹介した． Ge 中の Sn の固溶度は約 1 at であラストを呈し，結晶の様な顕著な回折コントラストは見られるため，結晶化に伴い相分離が生じる． Sn の析出を抑制ない．このことは，結晶化先端部に液体が存在することを示し，高 Sn 濃度 GeSn 結晶を実現するには結晶化時における唆している．アモルファスおよび液体のコントラストは原子

Sn の挙動に関する知見が必要であるが，我々は 25 at以上

番号と密度に依存するため，結晶化先端部はアモルファスマの Sn を含むアモルファス GeSn では，熱処理，電子線照射

トリックスよりも重い元素から構成されていると考えられいずれの場合もアモルファス状態で相分離が生じていること

ま て り あ 第59巻 第12号(2020)
Materia Japan

を確認している(19)(20)(33) ． Ge から排出された Sn は共晶温度以下で液体状態にあることが明らかとなったが，100°
C以上の大きな過冷却の原因は不明である．
通常の熱処理の場合， Sn 析出を抑制しながら 25 at  Sn
以上の GeSn 多結晶薄膜を得ることは困難であると考えられる．一方，電子線照射誘起結晶化においては，結晶/アモル
ファス界面に存在する過冷却液体 Sn を介して，粗大な結晶が急速に成長し， Sn は最終結晶化部に偏析することが確認された．この現象を制御することにより，熱処理試料よりも高濃度の Sn を含んだ GeSn 粗大結晶を実現できると考えられ，現在研究を進めている．
本研究の遂行に当たって，保田英洋教授(大阪大学超高圧
電子顕微鏡センター)，木村俊樹氏(九州工業大学大学院修士課程，現日立金属)，東山将士氏(九州工業大学大学院修士課程，現日立製作所)，稲永航平(九州工業大学大学院修士課程，現トヨタ自動車)，本村凌(九州工業大学大学院修士課程)，奥川将行博士(大阪府立大学大学院博士課程，現大阪大学大学院)の協力を得た．電子線照射実験は，大阪大学超高圧電子顕微鏡センターにおける「文部科学省ナノテク
ノロジープラットフォーム事業

微細構造解析プラットフォーム(大阪大学ナノテクノロジー設備供用拠点)」の支援を受けて実施された．本研究の一部は，科学研究費補助金基盤研
究(B)(課題番号19H02463)および九州工業大学「他大学との研究施設利用等による共同研究支援事業」の支援を受けた．

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石丸 学
1994年 3 月 九州大学大学院総合理工学研究科博士課程修了
1994年 4 月 九州大学工学部助手
2000年 5 月 大阪大学産業科学研究所助教授(准教授)2013年 4 月現職
専門分野透過電子顕微鏡法による構造解析◎照射場と材料の相互作用を利用した材料創製およびアモルファス材料の構造解析に関する研究に従事．

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石丸

学

仲村龍介

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