Ni 基金属間化合物のイオンビーム照射
誘起構造相変態と表面硬さに及ぼす効果
岩

瀬

彰

宏

射でも材料の物性を変化させることは可能であるが，照射後

.

は じ

め

に

の材料が放射化することや，照射に原子炉を用いる必要があるなどを考えると，材料改質法として中性子照射を用いるの

金属材料のプロセシング法の代表的なものに，塑性加工やは現実的ではない)．

熱処理などがある．これらは，金属材料にひずみエネルギー

さて，金属間化合物は，異種原子が規則正しく配列していや熱エネルギーを加え，それによって形状を変えるとともにる合金であり，放射線照射によって格子間原子と空格子点の材質調整を行うものであり，材料内部では結晶構造や組織，対(フレンケル対)ができるだけでなく，異種原子の位置交換

各種物性が変化する．一方，高エネルギー粒子ビーム(中性が起こってもその構造や物性が変化することから，放射線照子線，電子ビーム，イオンビーム)を照射することも，エネ

射に敏感であると考えられる．また，温度や圧力によってそルギーを材料に付与することに他ならない．高エネルギー粒の結晶構造がさまざまに変化することと放射線照射効果との子ビームによるエネルギー付与は，材料の非常に狭い領域

関連も興味深いことから，電子ビームやイオンビーム照射にで，しかも極めて短時間に起こることが大きな特徴である．

よる各種金属間化合物の結晶構造変化が，特に 1980 年代か

このため，高エネルギー粒子ビームを照射された材料では，

ら 現 在 に 至 る ま で 多 く 実 施 さ れ て お り ， NiTi(12)(15)(29),熱平衡状態から大きく離れた結晶構造や各種物性が発現す

NiAl(13)(16), NiAl3(17), Ni2Al3(18), FeAl(16), Zr3Fe(19)(20),る．高線量の中性子線に曝される原子力材料では，照射に伴

ZrFe2(20),ZrCr2(20),うこのような変化は「照射損傷」(radiation damage)と呼ば

Ni3Zr(23),

AuIn2(24),れ，材料の健全性に悪影響を及ぼすため，それに対する研究

Cr2Ti(27), Cr2Al(27), Ti2Pd(28)などいろいろな種類の金属間化が多く行われている(1)．一方，高エネルギー粒子線照射によ

合物において，電子ビームやイオンビーム照射による不規則って発現する非熱平衡状態は，従来の材料プロセス法では実化や非晶質化が報告されてきた．特に，構造変化における照現できなかった結晶構造や物性をもたらすと考えられ，材料

射温度，照射量，照射速度依存性を議論するために，超高圧改質・新機能付加に向けての応用が考えられる．イオンビー

電子顕微鏡による高エネルギー電子ビーム照射と「その場」

ムを用いた材料改質では，イオン注入法がすでに半導体改質

構造評価法が多く用いられている(11)(18)(22)(26)(30)．

Zr3Al(21)(22),
In3Pd(24),

NiZr2(23)(30),

CuTi(25),

CoTi(26),

NiZr(23),
Co3Ti(26),や金属表面改質などに実用化されているが(2)，ここで述べる

荷電粒子ビーム照射を材料改質法の手段として用いる場のは，異種原子を注入するのではなく，ビームから材料への合，照射による結晶構造の変化を調べることはもちろん重要

エネルギー付与を利用した材料改質である．

であるが，それに伴う各種物性変化を同時に評価することも我々はこれまでに，加速器によって生成された高エネルギ

また必要である．しかし，電子顕微鏡観察では薄膜試料を用

ー荷電粒子ビーム(イオンビーム，電子ビーム)を照射するこいるため，結晶構造変化と物性変化を同時に評価することはとにより，アルミニウム希薄合金の表面硬さ改質(3)(7) や鉄困難である．そこで本研究では，ニッケル基金属間化合物，系合金の磁性や硬さの改質(8)(11) を行ってきた(中性子線照Ni3X(X＝Al, V, Nb, Ta)のバルク試料を研究対象とした．こ大阪府立大学大学院工学研究科マテリアル工学分野教授(〒5998531 堺市中区学園町 11)
Lattice Structure Transformation Induced by Energetic Ion Beam and the Effect on Surface Hardness for Nibased Intermetallic
Compounds; Akihiro Iwase (Department of Materials Science, Osaka Prefecture University, Sakai)
Keywords: Nibased intermetallic compounds, GIXD, EXAFS, Vickers hardness, ion beam irradiation effects, transformation of lattice
structure, disordering, amorphization, thermal treatment
2017年 7 月31日受理[doi:10.2320/materia.57.51]

ま て り あ 第57巻 第 2 号(2018)Materia Japan

れら 4 種類の金属間化合物は，同じ組成比( 3  1 )でありな

きる．また，照射試料の一部では，EXAFS 法を用いて短距

がら，常温・常圧での結晶構造や，融点まで温度を上昇させ離秩序における照射効果を評価し，照射による組織・構造変たときの結晶構造変態の様子が互いに大きく異なっており，化を透過型電子顕微鏡法(TEM )により観察した．さらに，

それらと照射効果の関連性を議論するのに適した材料であ照射した試料の表面硬さをマイクロビッカース硬さ試験機にる．さらに，これら Ni 基金属間化合物は Ni 超合金の強化より評価した．冒頭で述べたように，イオン照射で出現する相として使用されているほか，最近では耐熱性に優れた新規

結晶構造は，熱平衡状態から大きく離れた非熱平衡状態であの高温構造材料として注目されている Ni3Al と Ni3V 相からると考えられる．そこで，照射後の試料を 373 K 973 K のなる複相金属間化合物の主要構成相であるなど，実用面でも各温度で100分ずつ熱処理することにより，照射効果の熱的重要な材料であり(31)(32)，イオン照射による材料プロセシン

安定性を評価する実験も併せて行った．

グを実用展開するうえでも適した材料と考えられる．

.

我々はこれまで，これら 4 種類のニッケル基金属間化合物をいろいろなイオン種，広範囲のエネルギーのイオンビー
ムで照射し，照射による結晶構造変化を微小角入射 X 線回Absorption Fine Structure, EXAFS)により評価するととも

験

結

果

16 MeV 金イオン照射による構造変態と表面硬度変化(33)(35)(37)

折法(Grazing Incident Xray Diffraction, GIXD)と放射光を用 い た 広 域 X 線 吸 収 微 細 構 造 測 定 法 ( Extended X ray

実

まず ， 4 種類 の 金 属 間 化 合物 す べ て に お いて 用 い た 16
MeV 金イオン照射による実験結果について述べる．

に，そのイオン種依存性や照射量依存性，熱的安定性などに

図( a )に， Ni V2 元合金の状態図を示す．バナジウム原

ついて議論してきた(33)(38) ．また結晶構造変化に伴う物性

子濃度が25 atのときの Ni3V 金属間化合物は，常温常圧で変化の 1 つとして表面硬さ測定を行ったので，それらの結は D022構造に属する正方晶を示すが(図 1(b ))， GIXD スペ

果をまとめて報告したい．

クトルにおいて正方晶を示す 50 52 度付近の 2 つのピーク
は，図に示すように，16 MeV 金イオン照射により 1 つの

.

実 験

方

法

ピークとなる．これは，結晶構造が金イオン照射により，ニッケル原子やバナジウム原子の配置が不規則化して A1 構造

ニッケル基金属間化合物，Ni3X(X＝Al, V, Nb, Ta)のボタ(立方晶 FCC 構造(図 1( b ))に変化することを示している．

ン状鋳塊を高純度地金を用いてアーク溶解法にて作製し，そ

このことは，図に示すように，正方晶における c 軸と a 軸の後均質化熱処理したものを，約 10 mm × 10 mm × 1 mmの比，c/a の値が照射により 2 に近づくことや，図に示すにカットして照射試料として用いた．試料作製条件の詳細は

電子線回折パターンで D022 構造からの超格子反射がイオン

引用文献(33)(38)を参照されたい．

照射後の試料で消失していることからも明らかである． A1

イオン照射は，量子科学技術研究開発機構・高崎量子応用

構造は平衡状態図では，約 1050 °C 以上で現れる高温相であ研究所のタンデム加速器，シングルエンド加速器，ならびる．すなわち，熱平衡状態では高温に現れるべき結晶構造に，日本原子力研究開発機構・原子力科学研究所(東海村)のが，イオン照射によって常温において発現したことになる．

タンデム加速器を用いて行った．本研究に用いたイオンの種

図には，微細組織のイオン照射前後の TEM 像を示す．照類とエネルギーを表にまとめて示す．用いたイオンの飛程

射前は，正方晶に由来するラメラ(バリアント)組織が明瞭にから計算すると，照射によるエネルギー付与の範囲は，材料観察されるが(39)，イオン照射によりこの組織が消失する．

表面から 2 10 mm 程度の表面に限られる．そこで，イオンの GIXD 法
照 射 し た 試 料 の 結 晶 構 造 変 化 を ， 入 射 角 0.5 °(CuKa)により測定した．X 線の侵入深さから考えて，このGIXD 法では，試料表面から垂直方向に 100200 nm 程度の深さの結晶構造を評価していることになる．この深さ範囲では，イオンによる付与エネルギー分布はほぼ一定であり，イオンの蓄積の影響もほとんどない状態で結晶構造の評価がで

表1

本実験で用いた金属間化合物とイオン種・エネ
ルギー．

ターゲット材料

Ni3Al

Ni3V

Ni3Nb

16 MeV Au5＋ 16 MeV Au5＋ 16 MeV Au5＋

照射イオンエネルギー 10 MeV I3＋
5.4 MeV Al2＋


4.5 MeV Ni2＋
4.5 MeV Al2＋
1.0 MeV He＋
200 MeV Xe14＋

Ni3Ta
16 MeV Au5＋
4.5 MeV Ni2＋
4.5 MeV Al2＋
1.0 MeV He＋

図1( a ) Ni3V 二元合金の状態図(バナジウム濃度 17 
32 atの範囲のみ示す)，( b ) D022 構造と A1 構造の模式図．

最近の研究

図2

図3

図4

Ni3V の電子線回折パターン，( a ) 未照射試料，( b ) 16 MeV 金イオン照射試料(照射量 5 × 1014 /
cm2).

図5

Ni3V の微細組織 ( a ) 未照射試料，( b ) 16 MeV
金イオン照射試料(照射量 5×1014/cm2).

図6

Ni3V のビッカース硬度の 16 MeV 金イオン照射
量依存性．

16 MeV 金イオン照射(照射量 5 × 1013 / cm2 および 5 × 1014 / cm2 )による Ni3V の GIXD スペクト
ル 変 化 ． ▲ は D022 構 造 に 対 す る ピ ー ク ， ● は
A1 構造に対するピークを示す．

Ni3V の軸比(c/a 値)の16 MeV 金イオン照射量依存性．

このような結晶構造や微細組織のイオン照射による変化が表面硬さに及ぼす効果を示したのが図である．ビッカース硬さがイオン照射により大きく減少し，照射前の 60 以下の値になる．これは，結晶構造が正方晶から立方晶に変化する
ことによるバーガースベクトルの大きさの減少と，転位の動きの障害になっていたラメラ組織の消失ということを考えれば説明できる．

折ピークが減少・消滅し， A1 構造による基本格子回折のみ

Ni3Al 金属間化合物は， Ni Al 2 元系合金の状態図(図が残存する．つまり，金イオン照射により，結晶構造は，(a))からわかるように，常温から融点まで結晶構造は変化せ

Ni3V の場合と同じく A1 構造(不規則 FCC 構造)に変化した

ず立方晶の L12 構造(図 7(b ))をとる．これは，高温になることになる．ただし，Ni3V の場合，A1 相は融点直下の高温と融点に達する前に不規則相( A1 構造)が現れる Ni3V と大における熱平衡状態であったが，Ni3Al では，イオン照射にきく異なる点である．したがって，このような場合，イオン

よって平衡状態図には存在しない A1 相がイオン照射によっ照射による結晶構造変化がどう現れるか大変興味がある．図

て出現したことになる．GIXD スペクトルの L12 相(規則相)は，Ni3Al の GIXD スペクトルの 16 MeV 金イオン照射に

超格子回折(たとえば35度付近の110ピーク)と A1 相(不規則よる変化を示す．照射量の増加により，L12 構造の超格子回相)基本格子回折(たとえば 75 度付近の 220 ピーク)の比をと

ま て り あ 第57巻 第 2 号(2018)Materia Japan



図7

( a ) N3Al 二元合金の状態図(ニッケル濃度 70 80
atの範囲のみ示す)，(b)L12 構造の模式図．

図8

Ni3Al の GIXD スペクトルの 16 MeV 金イオン照射による変化．▲は超格子回折ピーク，●は基
本格子回折ピークを示す．

図916 MeV 金イオン照射した Ni3Al の相対的規則度の金イオン照射量依存性．

図 10

16 MeV 金 イ オ ン 照 射 に よ る Ni3Nb ( a ) , Ni3Ta(b)の GIXD スペクトル変化．

り，未照射状態の場合と比較することによって相対的な規則度を求めることができる．図は，金イオン照射量の関数として相対的規則度をプロットしたものである．規則度は照射量とともに大きく減少し，照射量が 1×1015/cm2 のとき，ほぼ 0 となる．このことは，図 8 の 1 × 1015 / cm2 に対するス
ペクトルにおいて超格子回折ピークがほぼすべて消滅していることと対応する． Ni3Al の硬度は， Ni3V と同じく，金イオン照射により減少することが見出されている．
さて，上で述べた Ni3V, Ni3Al では，常温常圧での熱平衡
相は FCC 構造をベースとした，比較的単純な構造である正2 種類の金属間化合物に対する 16 MeV 金イオン照射効果を方晶( D022 構造)，立方晶( L12 構造)であった．これに対し紹介する．図(a)，10(b)はそれぞれ，Ni3Nb，Ni3Ta の金て，Ni3Nb，Ni3Ta の常温常圧での熱平衡相は，より複雑でイオン照射による GIXD スペクトル変化を示す．照射前はあり，それぞれ，斜方晶(D0a 構造)，単斜晶である．またこ

たしかに熱平衡相である斜方晶，単斜晶に対応する回折ピー

れらの物質は高温でも不規則相は示さず，融点直下までそのクがみられるが，16 MeV 金イオン照射により，幅の広い 1構造が変化しない．その意味では Ni3Al と類似である．この個のピークへと変化していく．これは，イオン照射により結




最近の研究

図 11

図12

Ni3Nb，Ni3Ta におけるビッカース硬度の金イオ
ン照射量依存性．

図 13

金イオン照射した Ni3V の( 002 ) GIXD 回折ピー
クの照射後熱処理温度依存性．

( a ) 金イオン照射した Ni3Nb の Nb K 吸収端における EXAFSFT スペクトル，(b) 金イオン照射した Ni3Ta の Ta L3 吸収端における EXAFSFT スペクトル．未照射 Ni3Nb ， Ni3Ta に対するスペクトルも示す．☆印は，ニオブ原子，タンタル原子の最近接原子に対応するピーク．

晶構造が非晶質化することを示している．照射による
Ni3Nb, Ni3Ta の非晶質化は EXAFS 測定によっても評価した．図(a)は Ni3Nb のニオブ原子 K 吸収端(X 線エネルギ
ー 19.0 keV)における EXAFSFT スペクトル，図11(b)は，
Ni3Ta の タ ン タ ル 原 子 L3 吸 収 端 ( 9.88 keV ) に お け る
EXAFSFT スペクトルである．金イオン照射後もニオブ原子およびタンタル原子の最近接原子に対応するピーク(図の☆で示したピーク)は明確に確認できるが，それより右の第16 MeV 金イオン照射後の熱処理の効果(33)(34)(38)二，第三近接原子などに対応するピークは，金イオン照射に

この章では，金イオン照射によって発現した非熱平衡状態

より大きく減少するか，ほとんど消失している．これらの結が照射後の熱処理でどう変化するかについて示す．図に，果から，ニオブ原子，タンタル原子周辺の原子配列が，最近

金イオン照射して A1 構造に変化した Ni3V の( 002 )ピーク

接原子以外，照射によってほぼランダム化し，非晶質化が起が，773 K における熱処理により，照射前の正方晶構造に戻こったことが確認できる．

ることが示されている．これに伴い，照射によって低下した

図に，金イオン照射した Ni3Nb および Ni3Ta の表面硬

表面硬度も照射前の値 HV＝650)へ向かって回復する(図)．

さ変化を，照射量に対してプロットした．Au イオン照射に

Ni3V と同様，金イオン照射によって A1 構造に変態し，硬おいて，表面硬さは照射量の増加とともに増加する．これは，度の低下を示した Ni3Al においても，同様の照射後熱処理効

Ni3V，Ni3Al の場合とまったく反対の傾向であるが，非晶質果が確認されている．次に，Ni3V，Ni3Al と異なり，金イオ

状態では，特定のすべり面を有する結晶状態よりも硬度が大ン照射によって非晶質化した Ni3Nb の GIXD スペクトルにきいという，よく知られた一般的傾向(40) と一致する結果でおける照射後熱処理効果を図に示す．Ni3Nb の非晶質状態ある．

は 673 K までの熱処理ではほとんど変化がないが， 773 Kにおける熱処理で，元の斜方晶に回復する．一方，Ni3Nb と

ま て り あ 第57巻 第 2 号(2018)Materia Japan



図14

図 15

金イオン照射した Ni3V のビッカース硬度における照射後熱処理温度依存性．

16 MeV 金イオン照射した Ni3Nb の GIXD スペ
クトルの照射後熱処理温度依存性．

同じく金イオン照射して非晶質化した Ni3Ta の照射後熱処

図 16

16 MeV 金イ オ ン 照射 し た Ni3Ta の GIXD スペ
クトルの照射後熱処理温度依存性．

図 17

16 MeV 金イオン照射した Ni3Nb ( a)， Ni3Ta (b )の照射後熱処理温度に対するビッカース硬度変化．は照射前の硬さ，○は照射後(熱処理前)の硬さを示す．

理による振る舞いは図に示すように大きく異なる．照射によ る 非 晶 質 状 態 は 773 K に お け る 熱 処 理 で 再 結 晶 化 す る

イオンによる照射実験も行った．そこで，この章では，照射が，その構造は，照射前の熱平衡相である単斜晶ではなく，による結晶構造変化がイオン種やエネルギーにどのように依別の準安定状態と考えられる斜方晶構造である．以上のよう存するかを示す．図( a )に， 16 MeV 金イオン， 10 MeV

な Ni3Nb, Ni3Ta の 照射後 熱処理 による 結晶構 造変化 に伴ヨウ素イオン， 5.4 MeV アルミニウムイオンを Ni3Al に照い，硬度も変化する．図に示すように，非晶質状態から結射したときの相対的規則度をイオン照射量の関数としてプロ晶化が起こる 773 K 付近で硬さは大きく減少する．ただし，ットした．図に示すように，アルミニウムイオン照射の場

Ni3Nb では，照射前の結晶構造に回復することを反映して，合，他のイオンに比べて，規則度を低下させるためには，よ

硬さも元の硬さに戻るが，Ni3Ta では，別の結晶構造に移行

り多くの照射量が必要である．これは，アルミニウムイオンするため，973 K における熱処理でも照射前の硬さよりも大がヨウ素イオン，金イオンよりも質量がかなり小さいため結きな値を示している．

晶構造に及ぼす効果も少ないのだろうという直感的な考えと

照射による結晶構造変化における照射イオン種依存性(33)(37)一致する傾向にあるが，より定量的に議論するため，試料表面付近でのイオンによる付与エネルギー密度を SRIM コー
ド(41) を用いて計算した．よく知られているように，照射イ

ここまでは，各ニッケル基金属間化合物を 16 MeV 金イ

オンから物質へのエネルギー付与プロセスは 2 種類あり，1オン照射したときの結晶構造変化とそれに伴う硬さ変化につ

つは，物質内の電子を励起することによるエネルギー付与，

いて述べてきた． Ni3V 以外の 3 種類の金属間化合物に関し

もう 1 つは，物質中の原子を直接はじき出すことによる弾ては，金イオン照射だけでなく，表 1 に示すように，他の性的相互作用によるエネルギー付与である(42)．両方のプロ




最近の研究

図19 16 MeV 金 イ オ ン ， 4.5 MeV ニ ッ ケ ル イ オン ，
4.5 MeV アルミニウムイオン， 200 MeV キセノ
ンイオン，および 1.0 MeV ヘリウムイオン照射
した Ni3Nb の非晶質化における弾性的相互作用によるエネルギー付与密度依存性．

図18 16 MeV 金イオン， 10 MeV ヨウ素イオン，および 5.4 MeV ア ル ミ ニ ウ ム イ オ ン 照 射 し た Ni3Alの相対的規則度のイオン照射量依存性(a)と，弾性的相互作用による付与エネルギー密度依存性(b)．

セスによるエネルギー付与密度に対して相対的規則度をプロットした結果，図18(b)に示すように，弾性的相互作用によ図20 ほぼ同じ付与エネルギー密度( 1.6 × 1017 eV / mg )における 16 MeV 金イオン照射試料と 1 MeV ヘ
リウムイオン照射試料の GIXD スペクトルの比較．

って付与されるエネルギー密度と規則度はよい相関を示すことが分かった．弾性的相互作用によるエネルギー付与密度
は，原子力材料の照射損傷研究分野でよく使われる dpa(dis-1017 eV / mg 以上では非晶質化が起こるが，ヘリウムイオン

placements per atom)に対応するものである．したがって，照射の場合，それの 2 倍程度の付与エネルギー密度を与えこの実験結果は，イオン照射が起こす直接的な原子のはじきても非晶質にならない．このことは，図でより明確に示さ出しによるアルミニウム原子とニッケル原子の位置交換の累れる．この図は，弾性的相互作用による付与エネルギー密度積に由来して，A1 構造が発現したことを強く示唆している．

がほぼ等しい金イオン照射とヘリウムイオン照射に対する

Ni3Ta では，16 MeV 金イオンに加え，4.5 MeV ニッケル

GIXD スペクトルを比較したものである．金イオン照射の場

イオン， 4.5 MeV アルミニウムイオン， 1.0 MeV ヘリウム合は，ほぼ完全に非晶質化が起こるが，ヘリウムイオン照射

イオンによる照射も行った．また Ni3Nb では，これらのイの場合は，もとの斜方晶に対応するピークがまだ明確に観測オンに加えて，エネルギーのはるかに大きい 200 MeV Xe

される．アルミニウムイオン照射，キセノンイオン照射の場

イオン照射も実施した． Ni3Nb ， Ni3Ta とも同様なイオン合も同様な傾向を示していて，ニッケルイオン，金イオン照種，エネルギー依存性が得られたので，ここでは Ni3Nb の射の場合に比べて，Ni3Nb が非晶質になるための付与エネル

結果を中心に述べる．

ギー密度の閾値は大きいように思われる．

図は，試料表面付近での照射イオンからの弾性的相互作
用による付与エネルギー密度に対して，Ni3Nb 結晶が非晶質

.

考

察

になるか(○)，ならないか(×)を示したものである．金イオン，ニッケルイオン照射では，付与エネルギー密度が 1 ×

ま て り あ 第57巻 第 2 号(2018)Materia Japan

以上で述べたように，Ni3X(X＝Al, V, Nb, Ta)金属間化合物をイオン照射すると，熱平衡状態ではない結晶構造が常温化合物合金(Ni 基超々合金)においても見出されている(44)．

常圧において発現し，それは，照射イオンから弾性的相互作

この現象を利用して，イオン照射により表面硬さを低下させ用による付与エネルギー密度(あるいは原子のはじき出し総た後に加工を施し，その後高温熱処理して硬さをもとに戻す

数 dpa )と大きな相関を持っているように見える．しかという方法により，従来，金属間化合物では難しかった表面

し，照射イオンのエネルギー範囲やイオンの質量を大きく変加工が簡単にできる可能性がある．また，Ni3Nb，Ni3Ta のえていくと，必ずしもイオン照射誘起変態は付与エネルギー

ような，イオン照射による非晶質化が試料表面で起こる場だけで記述できるわけでなく，別のイオン照射パラメータを合，表面を硬くする方法としてのイオン照射法が考えられ

考 慮 し な い と い け な い ． そ れ は 1 次 は じ き だ し ( primary

る．ただし，照射で発現した非晶質状態は 700 K 程度の温knock on )のエネルギー( PKA エネルギー)であると考えら度で再結晶化するため，高温で使用する材料に適用する場

れる．金イオン照射では， PKA エネルギーが平均的に大き合，照射による非晶質状態の熱的安定化などの工夫が必要でいため，PKA によるエネルギー付与は局所的に高密度なもある．

のとなり，その領域で構造相変態が起こりやすいが，質量の.

小さいヘリウムイオン照射，アルミニウムイオン照射やエネ

ま

と

め

ルギーの高い 200 MeV キセノン照射では， PKA の平均エネルギーが小さくなり，PKA が与える局所的エネルギー付

本稿では，ニッケル基金属間化合物(Ni3XX＝Al, V, Nb,

与密度も小さくなるため，相変態が起こりにくい．Ni3Nb，Ta)のイオン照射誘起構造相変態や，それに伴う表面硬さ変Ni3Ta において，ヘリウムイオン，キセノンイオン照射の場

化の照射量，イオン種・エネルギー依存性，さらにはターゲ合，非晶質化するのにより多くの照射量(付与エネルギー)がット依存性について，その実験結果をもとに，付与エネルギ必要だったことが，このような考察により説明できる．まー緩和過程や PKA エネルギースペクトルをもとに論じた．

た，本研究は，同じイオン種(16 MeV 金イオン)における照また，イオン照射による構造変態やその後の高温熱処理が，射効果のターゲット材依存性についてもある傾向を見出してニッケル基金属間化合物の表面硬さ改質に応用できる可能性いる．すなわち，簡単な結晶構造を持ち，構成元素の質量がを示した．一方で，イオン照射や，その後の高温焼鈍によ小さい金属間化合物(Ni3Al，Ni3V)は不規則化した結晶構造

り，常温常圧では見られない，あるいは熱平衡相図に存在し(A1 構造)に変態するのに対して，より複雑な結晶構造を持ない構造が現れることから，熱平衡相図の裏に隠れている準ち，かつ構成元素の質量が大きい Ni3Nb，Ni3Ta は，非晶質安定相などの解明といった学術的な分野においても，イオン化する傾向である．本実験で用いた 16 MeV 金イオンによ照射実験は有効であると考えられる．さらには，最近，り発生する PKA の平均エネルギーは固体の原子間の凝集エ

NiTi 金 属 間 化合 物 に お い て， 電 子 的 阻 止能 の 大 き い 200

ネルギー(eV)よりはるかに大きく，PKA 発生が起こる周辺

MeV のキセノンイオン照射により，照射量が十分小さくとにおける原子配列は，照射直後では液体状態(非晶質状態)にも，BCC 構造の不規則相(A2 構造)が現れることが見出され近いものと考えられる．この状態がその後，エネルギーの低た(45) ．これは，今まで述べてきた弾性的相互作用によるエい状態に向かって緩和していくと思われるが，その過程が元ネルギー付与だけではなく，電子励起によるエネルギー付与の結晶構造や構成元素に大きく依存すると考えられないだろが大きな寄与をしていると考えられる現象である．電子的阻うか

結晶構造が比較的簡単で構成元素の質量が小さい場

合は，緩和過程において各原子の移動も起こりやすく，ある止能( LET )依存性などについて更なる実験を行うことを計画している．

準安定の結晶構造に行き着きやすいのに対して，複雑な結晶系を持ち大きな質量の構成元素からなる場合は，緩和によっ本研究で紹介した研究は，大阪府立大学と東北大学金属材てもある結晶形にたどり着くことができず，非晶質のまま留料研究所・産学官広域連携センターとの共同研究，および，まる，と考えれば，少なくとも定性的には実験結果を説明で

大阪府立大学と量子科学研究開発機構( QST )ならびに日本

きる．このような局所的かつ短時間でのエネルギー緩和過程

原子力研究開発機構(JAEA)との共同研究のもとで行われたをより定量的にとらえるには計算機シミュレーションが有効ものです．本研究で用いた各種ニッケル基金属間化合物の作な手段であると思われる．現在，篠嶋らは，Ni3Al における製は，大阪府立大学工学研究科，金野泰幸教授の指導の下に分子動力学計算を行い，熱平衡相図にない A1 構造の発現が実施されたものです． QST 高崎量子応用研究所のシングル

高密度エネルギー付与とそのエネルギー緩和過程の結果としエンド加速器，タンデム加速器における照射実験に関してて生ずる可能性を見出している(43)．これは我々の実験結果

は，同研究所・放射線高度利用施設部，斎藤勇一次長のご協を再現するものである．最後に，イオン照射や照射後熱処理力をいただきました．また， JAEA 原子力科学研究所(東海による金属間化合物の硬さ変化を材料プロセシング法として村)のタンデム加速器における照射実験は，同研究所・基礎応用する可能性について触れる．Ni3V，Ni3Al の場合，イオ

工学研究センター，石川法人研究主幹のご協力のもと実施しン照射により表面硬さは大きく低下するが，照射後の高温熱ました．高エネルギー加速器研究機構・放射光施設( KEK 

処理により硬さはもとの値に戻る傾向を示す．この現象は，

PF)における EXAFS 測定においては， JAEA ・物質科学研

高温材料として期待されている Ni3AlNi3V 二重複相金属間究センター，岡本芳浩研究主幹，和泉寿範氏， KEK ，宇佐




最近の研究

美徳子講師のご協力を得ました．GIXD 測定に関しては，東北大学金属材料研究所，正橋直哉教授，松田優技術補佐員のご協力をいただきました．照射試料の電子顕微鏡観察に関しては，東北大学金属材料研究所，千星聡准教授，青柳英二

技術補佐員のご協力をいただきました．また，金野教授，千星准教授，大阪府立大学工学研究科，堀史説准教授，高杉隆
幸名誉教授には，実験結果に対する議論に加わっていただきました．関係者の皆様に深く感謝します．さらに，本研究に携わった歴代の大阪府立大学大学院生・橋本明宙氏，吉崎宥
章氏，小島啓氏，越智雅明氏に感謝します．

文献( 1 ) S. Was: Fundamentals of Radiation Materials Science, Metals
and Alloys, Springer, (2007).
( 2 ) 藤本文範，小牧研一郎編イオンビームによる物質分析・物
質改質，内田老鶴圃，(2000).
( 3 ) T. Mitsuda, I. Kobayashi, S. Kosugi, N. Fujita, Y. Saitoh, F.
Hori, S. Semboshi, Y. Kaneno, K. Nishida, N. Soneda and A.
Iwase: J. Nucl. Mater., 408(2011), 201204.
( 4 ) T. Mitsuda, I. Kobayashi, S. Kosugi, N. Fujita, Y. Saitoh, F.
Hori, S. Semboshi, Y. Kaneno, K. Nishida, N. Soneda, S.
Ishino and A. Iwase: Nucl. Instr. Meth. B, 272(2012), 4952.
( 5 ) 光田智昭，岩瀬彰宏軽金属，62(2012), 170176.
( 6 ) D. Ueyama, Y. Saitoh, F. Hori, Y. Kaneno, K. Nishida, K.
Dohi, N. Soneda, S. Semboshi and A. Iwase: Nucl. Instr. Meth.
B, 314(2013), 107111.
( 7 ) D. Ueyama. Y. Saitoh, N. Ishikawa, T. Ohmura, S. Semboshi,
F. Hori and A. Iwase: Nucl. Instr. Meth. B, 351(2015), 15.
( 8 ) A. Iwase, Y. Hamatani, Y. Mukumoto, N. Ishikawa, Y. Chimi,
T. Kambara, C. Mueller, R. Neumann and F. Ono: Nucl. Instr.
Meth. B, 209(2003), 323328.
( 9 ) 岩瀬彰宏，松井利之，堀 史説まてりあ， 50 ( 2011 ) , 247 
253.
(10) 岩瀬彰宏，松井利之まてりあ，54(2015), 390
397.
(11) A. Hashimoto, K. Kaneno, T. Matsui, Y. Saitoh and A. Iwase:
Trans. Mat. Res. Soc. Japan, 38(2013), 329331.
(12) S. Watanabe, T. Koike, T. Suda, S. Ohnuki, H. Takahashi and
N. Q. Lam: Mater. Trans., 45(2004), 2428.
(13) P. Moine and C. Jaouen: J. Alloy. Compd., 194(1993), 373
380.
(14) J. Cheng and A. J. Ardell: Nucl. Instr. Meth. B, 44(1990), 336
343.
(15) D. F. Pedraza: Mater. Sci. Eng., 90(1987), 6980.
(16) L. Thom áe, C. Jaouen, J. P. Riviere and J. Delafond: Nucl. Instr.
Meth. B, 1920(1987), 554558.
(17) M. Nastasi, J. M. Williams, E. A. Kenik and J. W. Mayer:
Nucl. Instr. Meth. B, 1920(1987), 543548.
(18) M. Nastasi: J. Less Common Metals, 168(1991), 91102.
(19) A. T. Motta, L. M. Howe and P. R. Okamoto: J. Nucl. Mater.,
270(1999), 174186.
(20) L. M. Howe, D. Phillips, A. T. Motta and P. R. Okamoto: Surf.
Coat. Tech., 66(1994), 411418.
(21) W. J. Meng, P. R. Okamoto, L. J. Thompson, B. J. Kestel and
L. E. Rehn: Appl. Phys. Lett., 53(1988), 18201822.
(22) G. J. C. Carpenter and E. M. Schulson: J. Nucl. Mater., 23(1978), 180189.
(23) G. B. Xu, M. Meshii, P. R. Okamoto and L. E. Rehn: J. Alloy.

ま て り あ 第57巻 第 2 号(2018)Materia Japan

Compd., 194(1993), 401405.
(24) A. Plewnia, B. Heinz and P. Ziemann: Nucl. Instr. Meth. B, 148(1999), 901
906.
(25) J. Koike, P. R. Okamoto and M. Meshii: J. Noncryst. Solids.,
106(1988), 230235.
(26) S. Anada, A. Zensho, H. Yasuda and H. Mori: Philos. Mag., 96(2016), 20272039.
(27) S. Anada, T. Nagase, H. Yasuda and H. Mori: J. Alloy. Compd., 579(2013), 646653.
(28) S. Anada, T. Nagase, H. Yasuda and H. Mori: J. Alloy. Compd., 581(2013), 324329.
(29) T. Nagase, A. Sasaki, H. Yasuda, H. Mori, T. Terai and T.
Kakeshita: Intermetallics, 19(2011), 13131318.
(30) T. Nagase, K. Takizawa, M. Wakeda, Y. Shibutani and Y.
Umakoshi: Intermetallics, 18(2010), 441450.
(31) Y. Nunomura, Y. Kaneno, H. Tsuda and T. Takasugi: Acta
Mater., 54(2006), 851860.
(32) S. Shibuya, Y. Kaneno, M. Yoshida and T. Takasugi: Acta
Mater., 54(2006), 861870.
(33) H. Yoshizaki, A. Hashimoto, Y. Kaneno, S. Semboshi, F. Hori,
Y. Saitoh and A. Iwase: Nucl. Instr. Meth. B, 354(2015), 287
291.
(34) A. Hashimoto, Y. Kaneno, S. Semboshi, H. Yoshizaki, Y.
Saitoh and A. Iwase: Jpn. J. Appl. Phys., 53(2014), 05FC08.
(35) A. Hashimoto, Y. Kaneno, S. Semboshi, H. Yoshizaki, Y.
Saitoh, Y. Okamoto and A. Iwase: Nucl. Instr. Meth. B, 338(2014), 72
76.
(36) H. Kojima, H. Yoshizaki, Y. Kaneno, S. Semboshi, F. Hori, Y.
Saitoh, Y. Okamoto and A. Iwase: Nucl. Instr. Meth. B, 372(2016), 72
77.
(37) H. Kojima, Y. Kaneno, M. Ochi, S. Semboshi, F. Hori, Y.
Saitoh, N. Ishikawa, Y. Okamoto and A. Iwase: Mater. Trans.,
58(2017), 739748.
(38) H. Kojima, M. Ochi, Y. Kaneno, S. Semboshi, F. Hori, Y.
Saitoh and A. Iwase: Trans. Mat. Res. Soc. Japan, 42(2017),
4145.
(39) K. Fujioka, Y. Kaneno and T. Takasugi: Mater. Sci. Eng. A,
588(2013), 239249.
(40) たとえば，増本 健日本金属学会報，23(1984), 739749
日本結晶学会誌，22(1980), 167173.
(41) J. Ziegler, http://www.srim.org/.
(42) 伊藤憲昭放射線物性，森北出版，(1981).
(43) M. T. Ahmad Ehsan, Chung C. Woo, A. Iwase and Y.
Sasajima: Nucl. Instr. Meth. B, in preparation.
(44) H. Yoshizaki, A Hashimoto, Y. Kaneno, S. Semboshi, Y.
Saitoh, Y. Okamoto and A. Iwase: Nucl. Instr. Meth. B, 345(2015), 2226.
(45) M. Ochi, H. Kojima, S. Semboshi, F. Hori, Y. Kaneno, Y.
Saitoh, N. Ishikawa and A. Iwase: Nucl. Instr. Meth. B, to be
published.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
1978年 3 月

岩瀬彰宏

東京大学大学院工学系研究科(応用物理専攻)博士課程中途退学
1978年 4 月 特殊法人 日本原子力研究所 研究員(1993年
1994年 米国アルゴンヌ国立研究所 研究員)
2003年 4 月 大阪府立大学 先端科学研究所 教授
2005年 4 月～ 現職
専門分野放射線物性学，格子欠陥学◎放射線と物質の相互作用，各種高エネルギービーム(電子，イオン，ガンマ線， X 線)を用いた材料改
質・材料評価，原子力関連材料の照射損傷，などの研究に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

