Vol. 60

MTERE2 60（1）1 〜 72（2021）

2021

・ 金属素描

特 集
新
企画

〜銅〜

ナノスケール動的挙動の理解に基づく力学特性発現機構の解明
まてりあ６０巻記念企画：“あのころ” のまてりあ

・ 新技術 新製品

https: //jim.or.jp/

No. 1

https://www.jim.or.jp/journal/m/ ［ オンラインジャーナル ］

日本金属学会会報 2021年1月1日発行（毎月1回1日発行）Vol.60 No.1 ISSN 1340-2625

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

2021
Vol.60No.1

巻頭言

年頭のご挨拶

紹介

公益社団法人日本金属学会の組織と活動概況

金属素描

No.13

高梨弘毅 ………………………………………………………………………………… 1

銅(Copper)千星……………………………………………… 3

聡 ……………………………………………………………………… 5

特集「ナノスケール動的挙動の理解に基づく力学特性発現機構の解明」
企画にあたって
長岡

亨

芹澤

愛

諸岡

聡

本間智之

横山賢一

圓谷貴夫

小柳禎彦 …………………… 6

異種変形モードの核生成制御による高強度・高延性金属の実現
辻

伸泰

下川智嗣

志澤一之

村山光宏 …………………………………………………………… 8

ナノ～マクロを繋ぐトモグラフィー界面の半自発的剥離
戸田裕之

山口正剛

都留智仁

清水一行

松田健二

平山恭介 …………………………………13

セラミックスにおける強電界ナノダイナミクス
吉田英弘

増田紘士

森田孝治

山本剛久 ……………………………………………………………19

原子シミュレーションに基づく力学特性評価と材料設計 都留智仁……………………25
無機半導体材料の力学特性に及ぼす光環境効果のマルチスケール計測
中村篤智

大島

優

松永克志 …………………………………………………………………………30

その場ならびに原子分解能透過型電子顕微鏡法による変形・破壊現象の解析
栃木栄太

苗

斌

近藤

隼

佐藤隆明

柴田直哉

藤田博之

幾原雄一 ……………………35

企画にあたって

日本金属学会会報「まてりあ」60巻記念企画について“あのころ”のまてりあ

座談会「日本金属学会創立の裏話」について

新技術・新製品

自動車車体の優れた意匠性を実現する表面改質溶融亜鉛めっき鋼板“GI JAZ”の開発 星野克弥 平 章一郎 飯塚栄治 新宮豊久 荻原裕樹 谷口公一 ………………………48
ケミカルタンカー用 TMCP 型 KSUS329J3L クラッド鋼板の開発
嶋村純二

寒沢

至

横田智之

村上善明

編集チーム ……………………40

山本剛久 ……………………………………41

小野知宏

緒方洋典

勝田順一

矢島

浩 ………51

単結晶 CuAlMn 超弾性合金の開発と耐震分野への応用
喜瀬純男

荒木慶一

片岡奈々美

横山重和

東田豊彦

石川浩司

大森俊洋

貝沼亮介 ……54

山口剛生

旦野克典

庄司哲也 …………………57

Material DX を用いた省 Nd 磁石の開発
加藤

晃

矢野正雄

佐久間紀次

木下昭人

思い出の教科書，この一冊

“高温界面化学上・下” 荻野和己(著)

本会記事

会告 ………………………………………………61
掲示板 ……………………………………………67
会誌・欧文誌 1 号目次 …………………………68
新入会員 …………………………………………69

齊藤敬高 ……………………………………………60
次号予告 …………………………………………69
行事カレンダー …………………………………70
追悼 ………………………………………………71

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

超微細粒 Al の圧縮と引張変形時の転位生成．
（都留智仁 著

27頁

図 4 より改変）

表紙デザインビーコン コミュニケーションズ株式会社 グラフィックスタジオ
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．

年 頭 の ご 挨 拶―還暦を迎える「まてりあ」に寄せて―
公益社団法人 日本金属学会 会長

高

梨

弘

毅

新年，明けましておめでとうございます．皆様にはご健勝で新年をお迎えのこととお慶び申し上げます．
昨年は，新型コロナウイルスのパンデミックに明け暮れた 1 年でした．
月の第一波，
4
8 月の第二波に続き，我が国は現在第三波に見舞われています．昨年 4 月から会議や講義のほとんどはオンラインとなり，飲食を伴う会合は強く自粛が求められています．私自身，4 月以降は出張や会食を一切しておりません．本会会長に就任して，いきなりコロナパンチを受けた感じ
でした．このように不自由で鬱屈した毎日がいつまで続くのか，不安に思われている方も多いことでしょう．しかし，いかなるパンデミックも，時とともに必ず終息していきます．本年が皆様にとって希望の持てる明るい一年になりますことを願っております．
さて，パンデミックは，本会の活動にも大きな影響を及ぼしました．その一つが，昨年の春期講演
大会の中止であり，さらに秋期講演大会がオンライン開催になったことです．オンライン開催は本会史上初めての試みでしたが，700件以上の講演と1400名近くの参加者があり，通常の講演大会に比べても遜色はなく，成功裡に終えることができました．これは，御手洗容子先生を始めとする講演大会
委員や事務局職員の献身的なご尽力と会員の皆様の温かいご協力による賜物であり，厚く御礼申し上げます．パンデミックの終息が見えない中，来年の春期講演大会もオンライン開催が決まっています．オンライン開催は，現地開催のようにさまざまな人たちと自由に気軽にディスカッションをする
機会を持てないことや，論文として未公表の結果は出しにくいなどの問題があります．しかし，その一方で，旅費と時間をかけて現地に行かなくても，オフィスや自宅からでも参加でき，参加者の多寡に関わらずプレゼン用のスライドをパソコン画面でじっくりと見ながら聴講に集中できるというのは，大きな魅力です．今後パンデミックが終息した後も，講演大会のみならずセミナーやシンポジウ
ムなどの一部に，必須のツールとしてオンラインは取り入れられていくでしょう．なお，パンデミッ
クに対する対応として，本年度に限り学生員の会費や秋期講演大会の参加費を免除させていただいた
ことも，ここに申し述べておきます．
私が会長職を仰せつかってから，特に取り組んでいることとして，広報活動の強化があります．本会は，金属のみならず材料科学全般に関して，さまざまな事業を推進しています．しかし，広報活動が不十分であるために，そのことが社会一般の人々はもとより，本会の会員自身にも必ずしも十分には知られていません．そもそもこれまでは，本会の中に広報を担当する理事がおらず，そのような組織もありませんでした．そこで，柴田直哉先生に広報担当理事をお願いし，産業界および学界のそれぞれからどちらかと言えば若手の会員を選出し，広報推進ワーキンググループ(WG)を立ち上げました．WG の活動は始まったばかりですが，新しいロゴマークやキャッチフレーズの作成，ホームページの全面改訂，SNS 活用の検討，魅力ある学会紹介パンフレットやポスターの作成，小中高の学校や民間企業へのアウトリーチなどに積極的に取り組んでいく予定です．私も WG 会議にオブザーバーとして参加していますが，広報のみならず本会の役割やあり方など，根本的な問題に関して毎回侃々諤々の議論が行われており，大変頼もしく感じています．WG 会議で出される若手の意見を採り上げ，理事会を通して，本会の運営や活動に反映させていくことが，私の役割だと思っています．

広報活動にも関係しますが，国際交流も重要な課題です．本会は，日本の材料科学を代表するコミ
ュニティとして，国際的認知度を高める必要があります．最近 ASM International から連携の提案があり，学生を含む若手研究者の相互派遣や講演大会での国際セッションの開催などが検討されていま
す．現在はパンデミックのために活動が制限されていますが，今後はこれまで連携を行ってきた
KIM(The Korean Institute of Metals and Materials)や TMS(The Minerals, Metals & Materials
Society)なども含め，総合的かつ戦略的な交流活動を進めてまいります．
本会は，会員数の減少とそれに伴う収益や講演大会講演数の減少に長く苦しんで参りましたが，こ
こ数年は関係各位の並々ならぬご努力による多くの改革を通して下げ止まる傾向が見え，回復する兆
しも現れています．今まさにこれから本会が上昇気流に乗っていけるかどうかの瀬戸際にあります．
このような節目のときに，新型コロナウィルスのパンデミックという世界全体を揺るがす未曾有の大事件が起きたことは，きわめて示唆的です．世界は今大きく変わりつつあります．この変化は不可逆で，たとえパンデミックが収まってもけっして元に戻ることはなく，世界は新しい時代を迎えることになるでしょう．本会もまさにこれから新しい発展のときを迎えると信じております．
本年，「まてりあ」は第60巻となります．すなわち創刊から60年目を迎えます．いわば還暦です．
還暦とは十干十二支が一巡りして，新たに生まれ変わることを意味します．この創刊 60 年を祝して，
「まてりあ」に対する一文を寄せ，本稿を締めくくりたいと思います．
私が最初に「まてりあ」と関わったのは，まだ「まてりあ」という名称はなく「日本金属学会報」と呼ばれていた1992年の第31巻に解説を書かせていただいたときに遡ります．当時は，金属人工格子の重点領域研究(現在の学術変革領域研究)が設定されているときで，その特集号の中の一つでした．それから今日まで計 8 編の解説を書かせていただきました．また，ミニ特集等の企画も 3 件させていただきました．けっして大きな貢献とはいえず，心苦しい限りですが，今あらためて当時の記事を振り返ってみると，金属人工格子の研究からスピントロニクス，そしてスピン流へという自身の研究の流れを追うことができ，感慨深いものがあります．スピントロニクス分野は，現在どちらかと言えば物理やデバイスに重点が置かれているように見えますが，その起源は金属人工格子という材料の研究であり，新分野の創出には新材料が欠かせないことをこの場を借りて強調しておきたいと思います．
私が本会の運営に携わることになったのも，1997年に「まてりあ」の編集委員になったことが最初です．当時は，本会の事務局はまだ青葉山の金属博物館(現在閉館)の中にあって，委員会の際には金属材料研究所のある片平から車で通ったことが懐かしく思い出されます．2009～2011年には編集委員長も務めさせていただきました．「まてりあ」の良さは，特定の分野に偏することがなく，多様な材料やその周辺分野全般について理解を深めることができることだと思います．最近では，「金属なんでもランキング」や「金属素描」などの楽しくかつ役に立つ記事もあり，魅力ある会報作りに編集委員の方々が工夫され，努力されていることに深く敬意を表します．「まてりあ」は講演大会と並んで本会活動の要であり，次の60年(すなわち第120巻)に向けて，引き続き多くの読者に親しまれていくことを願っています．
最後になりましたが，会員の皆様のますますのご健勝とご発展を祈念いたしまして，年頭のご挨拶
といたします．
2021年 1 月 1 日

O

1

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2

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3

公益社団法人日本金属学会の組織と活動概況
公益社団法人日本金属学会は，『金属に関する理論ならびに工業の進歩発達をはかること』を目的とした学術団体として 1937 年 2 月 14 日に創設され， 2013年 3 月 1 日に公益社団法人に移行しました．会員数は 2020 年 2 月末時点で国内外合わせて 4,885 名， 156 団体で，金属及びその関連材料に関する研究成果を世界に発信する学会として活動を展開しています．近年は，対象分野も拡大し，金属及びその関連材料分
野の学術および科学技術の振興を目的として，組織図に示す
ように，最高議決機関である「社員総会」，業務執行決定機
関の「理事会」，業務監査機関の「監事」の下で，「委員会」，「支部」，「事務局」により，学術誌や学術図書の刊行，講演会や講習会の開催，調査・研究，表彰・奨励の事業を行っています．
刊行事業 では，会員の情報交換や啓発・教育を目的として，会報「まてりあ」を毎月刊行し，会員に配布しています．
2020年は「“あのころ”のまてりあ」，「思い出の教科書，この一冊」，「科学館めぐり」，「よくわかるピンポイント講座」といった多くの新企画記事の掲載を始めました．また，和文の学術論文誌「日本金属学会誌」および，材料系 14 学
協 会 と 共 同 刊 行 し て い る 英 文 の 学 術 論 文 誌 「 Materials
Transactions」を毎月刊行して，研究成果を国内外に広く発信しています．日本金属学会誌では年間約約60編の論文が，Materials Transactions では年間約 370 編の論文を掲載しています．さらに，金属及び関連材料に関する専門書や教科書類等の「学術図書類」を刊行しています．
講演会・講習会事業 では，最新の研究成果を発表・討議するとともに，会員間の交流を図ることを目的として，春
秋 2 回の「講演大会」を開催しています．講演大会は約900件の講演があり，約 1,500 名が参加しています．会場では，材料に関する関心を高めてもらうための「高校生・高専生ポスター発表」や学生の進路選択と企業の採用を支援するための「企業説明会」を開催し，「機器展示」や「ランチョンセ
ミナー」も実施しています．しかし， 2020 年は新型コロナ
ウィルス感染の拡大により，春期講演大会は中止になり，秋期講演大会はオンラインで開催しました．また，専門知識のま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan

普及や啓発，教育を目的として「セミナー・シンポジウム」
や講習会を開催しています．国際会議もこれまでに 25 件を本会主催で開催しています．
調査・研究事業 では，重要な運営に関する「企画委員会」，「セルフガバナンス委員会」等が設置されています．また，関連が深い専門分野の研究者や技術者が集う 9 つの分科で「調査研究委員会」の活動を行っています．先端領域や学際的領域の研究を促進する目的で「研究会」が活動しています．また，学術・技術の発展や若手研究者の奨励を目的として「フロンティア研究助成」を行っています．さらに，「戦略推進委員会」や「科研費委員会」では，金属及び関連材料分野の振興に向けた材料戦略活動を行なっています．
「人材育成委員会」では，次世代を担う人材育成を目的として「高校生向けホームページ」等の活動を行なっています．
「男女共同参画委員会」では，女性の社会進出を支援するために，男女共同参画学協会連絡会との連携や鉄鋼協会合同男女共同参画委員会活動を実施しています．また，「国際学術交流委員会」では， World Materials Day Award の授賞をはじめ，米国 TMS との講演大会へ研究者の相互派遣，韓国
KIM との共同シンポジウム開催等を実施していますが，2020年度は中止せざるを得ませんでした．
表彰・奨励事業 では，「名誉員」や「学会賞」を始めとして，優れた研究や技術開発の成果を上げた者や当該分野の発展に寄与した者の表彰や今後の貢献が期待される者の奨励を目的とした「各種賞」で，毎年 17 件の表彰・奨励を行っています．
全国の支部 も活発に活動しており，各支部で独自に講演会・講習会(講演大会，本多光太郎記念講演会，セミナ
ー，談話会），研究会，見学会などを実施しています．
日本金属学会は 21 世紀の日本を背負って立つ研究者や技術者の入会を大いに歓迎いたします．会報「まてりあ」は，会員のみに提供されます．さらに，会員には，講演大会への会員参加費での参加及び登壇費の免除，刊行物の会員価格での購入，本会主催のセミナー・シンポジウム・講演発表会等
への会員割引価格の参加等の特典があります．

No. 13銅(Copper)
東北大学金属材料研究所

千

星

聡

元素名 Copper ，原子番号 29 ，質量数 63.55 ，電子配置［ Ar ] 3d10 4s1 ，密度 8.933 Mg ･ m－3 ( 293 K )，結晶構造面心立
方，融点1356 K，沸点2855 K(1)，地殻存在量27 mg･g－1 (2)【写真】(a)Cu インゴット，純度99.9999(b)Cu スパッタリン
グターゲット，外径 400～450 mm，純度99.9999 ((a)(b)共に JX 金属 写真提供)

銅は有史以前から人類が手にしていた金属である．では，発生し，神社仏閣にある仏像や鐘に雅な風合いを与える．緑

人類はどのようにして銅と出会ったのか．それは 1 万年ほ

青は銅と大気中の二酸化炭素，二酸化硫黄および水分とが化ど前(紀元前 8000 年頃)の新石器時代，斧や矢尻に適した石学反応して生成した塩基性炭酸銅を主成分とする化合物であを探し求めていた中で，偶然に普通の石とは異なり柔らかる．緑青は一昔まで猛毒をもつと信じられてきたが，近年でく，赤みかかった光る石，つまり「自然銅」を探し当てたこの研究では人体に無害であることが証明されている．炎色反とに起源する．自然銅は他の石と異なり，叩いても割れるこ

応では淡い青緑色を呈する．夏を彩る花火には欠かせない元となく，むしろ自在に変形し，更に熱を加えると溶ける不思素である．

議なものだった．地球の地殻に存在する銅の量はクラーク数

現代の電気文明社会では銅・銅合金は家電製品や電子機器

で25番目(鉄の僅か700～1000分の 1 ほどの量)と少量だが，を支える基盤材料として重要性を増している．これは，銅・

幸 い に も 鉱 石 ( 赤 銅 鉱 ( Cu2O ) ， 輝 銅 鉱 ( Cu2S ) ， 黄 銅 鉱

銅合金が実用金属の中で最高水準の導電性と熱伝導性を示す(CuFeS2)など)から比較的容易に製錬できる技術が早くに見ためである(純金属では No. 1 が銀，No. 2 が銅)．最近では出され，銅は最も身近な金属として文明・文化の発展を支え銅は優れた殺菌作用をもつことが発見され，環境・医療的なることになる．

用途展開も広がっている．長年にわたって多様に人類を支え鉄器時代を経ても銅は普遍的な活躍を続ける．それは，銅続ける銅．その貢献度を鑑みれば，銅は「金に同じ」ではなの適度な機械的特性，鉄よりも良好な成形・加工性，耐食性

く「金に勝る」と読み替えても良いのではないだろうか．

の賜物である．銅は赤金(あかがね)と称され，金(黄金(こが文ね))と同じ有色金属であるため「金に同じ」の文字通り金の献代替品として硬貨や装飾品として利用されてきた．銅に他の金属を加えると様々な色を呈する．純銅に亜鉛 15 以上を添加すると黄金色の黄銅(brass )となる．スズを含有した合金は白味を帯びるようになり，純銅や黄銅と対比して青銅( 1 ) 金属データブック改訂 4 版日本金属学会，丸善，2004.
( 2 ) R. L. Rundnick and S. Gao: ``The Crust'', Elsevier Ltd.,(2004), 1
64.

(bronze)と称される．ニッケルを添加すると耐食性に優れた白銅が得られ，これに亜鉛を添加すると洋銀と呼ばれる銀白色になる．銅は経年置かれると表面に灰緑色の青錆(緑青)がま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan

次号

金属素描 No. 14

タングステン企画にあたって長岡亨1
横 山 賢 一5芹澤
愛2
圓 谷 貴 夫6諸岡聡3
小 柳 禎 彦7

本 間 智 之4

わが国における素材産業はその市場規模が大きく，日本の戸田裕之教授(九州大学)らには，「ナノ～マクロを繋ぐトリーディング・インダストリーと位置づけられる．近年，モグラフィー界面の反自発的剥離」と題して， X 線イメ

CO2 排出量削減といった持続可能な社会の実現に向けた要ージングと第一原理計算を利用することで，直接可視化が困

求がますます高まる中，素材や部品からそれらの要求に応え難であったマルチスケールな水素分布の理解に迫るとともることが求められている．様々な社会的要求を満たすためにに，非整合界面の物理について界面剥離という観点から検討

は，マクロな材料特性に関して，ナノスケールにまで立ち戻を行う研究について解説をいただいた．

り，これまで取り扱いが困難であった現象メカニズムの解吉田英弘教授(東京大学)らには，「セラミックスにおける明，さらに，トランススケールなアプローチによる総合的な

強電界ナノダイナミクス」と題して，強電場下のセラミック

解析手法の確立が必要になっている．

スにおいて見出されている．局所領域において励起される特文部科学省による戦略的創造研究推進事業では，わが国が異な動的挙動がマクロな力学応答に反映するという現象に関直面する重要な課題の克服に向けて，挑戦的な基礎研究を推し，新たな力学体系の構築と構造材料の開発に繋げるべく遂

進し，社会・経済の変革をもたらす科学技術イノベーション

行されている研究について解説をいただいた．

を生み出す取り組みがなされている． 2019 年度には戦略目

都留智仁氏(日本原子力研究開発機構)には，「原子シミュ

標の一つとして，「ナノスケール動的挙動の理解に基づく力

レーションに基づく力学特性評価と材料設計」と題して，面学特性発現機構の解明」が定められ，科学技術振興機構

心立方格子を持つ超微細粒金属の変形機構と体心立方格子を(JST)の CREST ならびにさきがけにおいて新たな視点から持つ金属の転位運動に関し，大規模原子シミュレーションやの研究が進められている．物質の内部や界面で生じる原子・第一原理計算によって得られたこれまでの結果の一部を例に分子の運動，微細組織の構造変化や化学変化等のナノスケー

挙げ，ナノスケールの転位挙動がマクロな力学特性にもたらル動的挙動を解析・評価し，マクロスケールの力学的特性発す影響やその重要性について解説をいただいた．

現機構の解明に迫っている．また，トレードオフの関係にあ中村篤智准教授ら(名古屋大学)は，無機半導体材料の 1

る力学特性を両立する材料や新たな力学機能をもつ材料の設つである硫化亜鉛結晶(ZnS)が暗闇の中において異常に大き計指針の創出が期待されている．本特集では， CREST，さな室温可塑性を発現することを見出されている．「無機半導きがけにおいて現在進められているこれらの研究について，

体材料の力学特性に及ぼす光環境効果のマルチスケール計

6 件の解説をいただいた．

測」と題して，様々な無機化合物材料において光環境制御に

辻伸泰教授(京都大学)らには，「異種変形モードの核生成よる可塑性の向上の可能性が期待されるとともに，大型結晶制御による高強度・高延性金属の実現」と題して，金属材料を得られないことが多い先進無機半導体材料において，対象のナノ・ミクロ組織を高度に制御し，粒界・界面からの種々

材料のサイズに関わらずその力学特性を理解する手法についの変形モードの各生成を順次もたらすことで，これまで困難て解説をいただいた．

であった高強度と高延性を両立した構造材料の実現を目的とした研究について解説をいただいた．

栃木栄太助教(東京大学)らは，微小電気機械システム( MEMS )に着目し，微小かつ精密なその場透過型電子顕微

1 大阪産業技術研究所 物質・材料研究部主任研究員(〒5368553 大阪市城東区森之宮 1650)
2 芝浦工業大学工学部
3 日本原子力研究開発機構物質科学研究センター
4 長岡技術科学大学機械系
5 九州工業大学大学院工学研究院
6 熊本大学大学院先導機構
7 大同特殊鋼株式会社技術開発研究所
Preface to Special Issue on Investigation of Development Mechanism on Mechanical Properties Based on Understanding of Nanoscale
Dynamic Behavior; Toru Nagaoka1, Ai Serizawa2, Satoshi Morooka3, Tomoyuki Honma4, Ken'ichi Yokoyama5, Takao Tsumuraya6 andYoshihiko Koyanagi7
Keywords: structural materials, strength, ductility, deformation, dislocation, materials design
2020年11月30日受理[doi:10.2320/materia.60.6]



特

集

鏡観察用荷重負荷デバイスを開発されている．「その場ならお借りして心より御礼申し上げます．

びに原子分解能透過型電子顕微鏡法による変形・破壊現象の★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

解析」と題して， MEMS デバイスを利用した，結晶格子欠陥の原子レベルにおける力学的応答に関する研究について解説をいただいた．
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快諾していただいた先生方および企画の実現にご尽長岡 亨
1997年 京都大学大学院工学研究科修士課程修了
1997年 山陽特殊製鋼株式会社入社
2000年 大阪市立工業研究所 研究員
2010年 大阪大学大学院工学研究科博士後期課程修了
現職
2013年10月

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

力いただきました第 8 分野の編集委員の皆様に，この場を長岡亨

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan

芹澤

愛

諸岡

聡

本間智之

圓谷貴夫

小柳禎彦



異種変形モードの核生成制御による高強度・高延性金属の実現辻.

伸 泰 下 川 智 嗣
 志 澤 一 之
 村 山 光 宏


は じ

め

に

構造材料とは，構造物の形を保ち，重量を支え，力を伝達する動作を維持することを主たる目的とする材料群であり，力学的機能が最も重視される．三大工業材料である金属，セラミクス，ポリマーの引張試験を行った場合に得られる応力ひずみ曲線の模式図を図(a)に示す．セラミクスは硬く強度の高い材料であるが，常温ではほとんど塑性変形を起こ
さず，ある程度以上の力を加えると脆性的に破壊する．有機材料であるポリマーは大きな延性を示すものも多いが，高い強度を持たせることは困難である．それに対して金属は高い強度と大きな展延性(塑性)を併せ持つ．こうした性質は安全性や信頼性が不可欠な構造材料にとって重要であり，したがって金属材料は構造材料の中で重要かつ大きな位置を占める．
現在，構造材料にはより高い強度が求められるようになっている．その背景には，高層ビル・タワーに代表される建築
構造物の長大化や，自動車など輸送機器の燃費効率向上と温暖化ガス排出量の削減を目的とした軽量化の要求の高まりがある．一方，地震などの災害時や事故時の安全性を担保するために，また部材としての形の作り込みを可能にするために，高い強度だけではなく十分な延性・靭性も構造材料には求められる．しかし，大きな展延性を有する金属材料であっても，強度と延性・靭性を両立することは容易ではない．一例として，図 1(b )に，種々の自動車用高強度鋼板の引張強

図1(a) 金属，セラミクス，ポリマーを引張試験した場合の応力ひずみ曲線の模式図．(b) 種々の自動車用鋼板の強度
延性バランス(1)．IF: Interstitial Free. HS IF: HighStrength IF. Mild: Mild Steel＝軟鋼．BH: Bake
Hardened. CMn: CMn Steel. HSLA: High Strength
Low Alloy. DP: Dual Phase. CP: Complex Phase.

度と伸びを表した図(1)(2)を示す．従前用いられていた高張力京都大学大学院工学研究科教授(〒6068501 京都市左京区吉田本町)金沢大学理工研究域教授慶應義塾大学理工学部教授
九州大学先導物質化学研究所教授
Realizing Structural Metallic Materials with Both High Strength and Large Ductility through Nucleation Control of Different Deformation Modes; Nobuhiro Tsuji, Tomotsugu Shimokawa, Kazuyuki Shizawaand Mitsuhiro Murayama(Dept. Mater. Sci.
Eng., Kyoto University, Kyoto. Faculty. Mech. Eng., Kanazawa University, Kanazawa. Dept. Mech. Eng., Keio University,
Yokohama. Institute for Materials Chemistry and Engineering, Kyusyu University, Kasuga)
Keywords: structural metallic materials, strength, ductility, strain hardening, deformation mode, nucleation, dislocation, deformation twin,martensite
2020年10月26日受理[doi:10.2320/materia.60.8]



特

集

鋼(High Tensile Strength Steelsハイテン)の強度は 600
MPa 程度であり，自動車用途においてはむしろプレス成型性などの加工性が重視されていた．しかし燃費効率向上の要求や衝突安全性基準の厳格化などにより，自動車用鋼板に求められる強度は急速に増していき，現在では 1.3 GPa 級の高強度鋼板が用いられ，今後は 1.5 GPa 以上の強度が指向されている．こうした状況のもと，先進高張力鋼(Advanced
High Strength Steels: AHSS)の開発が世界中で活発に行われている(1)(2)．従来の低炭素自動車用鋼板は軟質なフェライ
ト相を基地組織とし，少量の合金元素の添加による固溶強化
や析出強化により高強度化を図っていた．しかしそれらの強化方法では高強度化に限界があり，いわゆる第 1 世代
AHSS では鋼の硬質相であるベイナイトやマルテンサイトが積極的に用いられるようになっている．しかし図 1( b)が示すように，鋼の強度の増大とともに延性は低下し，強度と延性はトレード・オフ関係を示す．こうした強度延性バラ
ンスを示す曲線は，その形状からバナナ・カーブと呼ばれることも多い(2) ． TWIP ( Twinning Induced Plasticity )効果(3)などを用いて高強度と高延性を達成した第 2 世代 AHSS も開発されているが，これらは Mn などの合金元素を多量に含有したオーステナイト鋼であり，高材料コストや面心立方結晶が示す低降伏強度などの欠点も有している．鋼に限らず，強度と延性のトレード・オフ関係を克服し，超高強度と十分な延性・靭性を併せ持つ材料を作り出すことが，今後の構造材料の最も重要な課題となっている．
図2

.

強度と延性・靭性を両立させる原理( a ) 種々の平均粒径を有する純アルミニウム( 1100Al )の真応力真ひずみ曲線(11)．(b) 結晶粒超微細化とともに塑性不安定が早期に発現することを示す模式図(14)．

筆頭著者らは，超微細結晶粒金属材料あるいはバルクナノ
メタル(Bulk Nanostructured Metals)に関する研究を精力的に行なってきた．多結晶金属材料の平均結晶粒径を細かくす

しかしバルクナノメタル・超微細粒材料においても，一般

ると，転位のすべり運動の強固な障害物である結晶粒界の密的には強度と延性の両立は難しい．図( a )は，巨大ひずみ

度が増すことにより，材料の強度を増大させることができ加工と焼鈍により平均粒径を種々変化させた純アルミニウムる．これは Hall Petch 関係(4)(5) として古くから知られていの真応力真ひずみ曲線である(なおここでは，応力ひずみる．しかし，実用バルク金属材料において実現できていた最曲線の形状を示すために，全域にわたって均一変形を仮定し小平均粒径は 10 mm 程度であり，そうした粒径範囲におけて曲線を描いており，マクロなくびれが生じたあとは正しい

る強化量は限られていた．それに対し，材料に対数相当ひず

真応力を示すものではない)(11)．平均粒径 0.27 mm 材は大変

み 4 ～ 5 以上の巨大な塑性ひずみを与える巨大ひずみ加工

高い強度を示すが，引張延性は約 10 以下であり，特に均(Severe Plastic Deformation: SPD)(6)(8)を施すことのできる

一伸びは 2～3と小さい．粒径が大きくなると変形応力(強プロセスが複数開発され，巨大ひずみ加工を施した多くの金度)は低下するが，引張延性は粒径が 1 mm を超えるまで回属が平均結晶粒径 1 mm 以下の超微細粒組織を形成すること復せず，大きな均一伸びを示すようになった粒径 1.2 mm 材が見出されて以来，超微細粒材料に関する活発な研究開発がでは，すでに強度が大きく低下してしまっている．こうした実施されている(6)(9) ．巨大ひずみ加工により作製された粒強度と延性のトレード・オフ関係は，ほとんどの超微細粒材

径数 100 nm の超微細粒材料は大変高い強度を示し，例えば料で観察される．

通常は引張強さが 80 MPa 程度の純アルミニウムの強度が結

超微細粒材を含む多くの金属材料が示す強度と延性のトレ

晶粒超微細化によって 330 MPa に達する(10)．これは通常粒ード・オフ関係は，塑性不安定現象(12) により理解すること

径材の 4 倍以上の強度であり，極低炭素鋼の通常強度よりもができる(11)(13)(14) ．塑性不安定とは，引張変形においては高くなっている．純アルミニウムでこうした高強度が得られくびれの発生条件と言い換えることができる．引張変形中にることが示すように，結晶粒超微細化による高強度化は，合平行部にくびれが発生すると，くびれ部の断面積が減少し，金元素の添加を必要としない魅力的な強化法であるといえる．

くびれ部に作用する引張応力は非くびれ部よりも高くなる．

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japanしかし金属は加工硬化現象を示すため，より塑性変形したくびれ部は非くびれ部よりも硬くなる．そのため，くびれが進展するかどうかは，引張応力の増大と硬化の度合いとの兼ね合いで決まる．変形応力がひずみ速度に依存しない材料では，次の Consid àere の条件(15) により塑性不安定条件を表すことができる．

s

ds
de

(1)

ここで，左辺は変形応力，右辺は加工硬化率である．図 2( b )は，種々の強度の材料の真応力真ひずみ曲線と，その微分により求められる加工硬化率(ds/de)曲線の関係を示す
模式図である(14)．式( 1 )によれば，両曲線が交わる点が塑
性不安定点であり，これより大きなひずみを与えると材料はくびれを生じて破断に至る．結晶粒微細化は，まず降伏応力を増大させる．一方結晶粒を微細化しても粒内の構造は変わらず，したがって加工硬化率には変化がないと仮定すると，
図 2( b)が示す通り，降伏応力の増大とともに，すなわち結晶粒微細化とともに塑性不安定点がより小さなひずみで達成されてしまう．これが超微細粒材料の均一伸びが小さい理由である．従来，結晶粒微細化は延性を損なわない強化方法とされてきたが，それは従来達成できた最小粒径が 10 mm 程度であり，変形応力の増大がそれほど大きくなかったためと考えられる．一方，上記の理解は，高強度と高延性を両立するにあたっての加工硬化の重要性を示している．すなわち，
超微細粒材料においてもなんらかの方法で加工硬化能を高めることができれば，高強度とともに十分な延性が実現できるはずである(14)(16)．

.

高強度と高延性を両立したバルクナノメタルの発見

前節で述べたように，結晶粒超微細化に伴い引張延性，特図3に均一伸びが低下してしまうのは宿命ともいえる．しかし最近著者らは，高い強度と大きな延性を具備したバルクナノメ
タルを，いくつかの金属・合金で見出してきた(17)(32) ．そ( a ) 粗大結晶粒組織(平均粒径 d ＝ 23.3 mm )および超微細結晶粒組織( d ＝ 0.77 mm )を有する Mg Zn Zr Ca 合
金の公称応力公称ひずみ曲線．( b ) ( a )で示した試料の真応力真ひずみ曲線と加工硬化率曲線．(c) 引張変
形した超微細結晶粒試料( d ＝ 0.77 mm )の TEM 明視野像．(d) (c)の赤破線枠内の暗視野像(g＝0002)(23)(28)(37)．

の一例として，最密六方晶構造を有する MgZnZrCa 合金の研究成果を図に示す(23)(28)．この合金に巨大ひずみを加えたのち焼鈍すると，平均粒径 0.77 mm の完全再結晶超微タルは，TWIP 鋼として知られる高 Mn 鋼(18)(20)(26)，CuAl

細粒組織を有する試料が得られた．図 3(a)の公称応力公称

合金(21)(22)(25)，ハイエントロピー合金(24)(29)，変形誘起マル

ひずみ曲線が示すように，超微細粒材は同じ合金の粗大粒材

テンサイト変態による TRIP( Transformation Induced Plas-(粒径 23.3 mm )よりも強度・延性とも増大しており，図 2

ticity)効果(33)(35)を示す FeNiC 合金(19)(30)，チタンおよび( a )で示した純アルミニウムとは大きく異なっている． Mg

チタン合金(17)(31)(32) などで見出されている．高 Mn 鋼超微合金の塑性不安定条件を確認すると，図 3( b)が示すように細粒材の場合には，粒界から多数のナノ変形双晶が発生する

超微細粒材は変形応力が増大しているにも関わらず変形後期ことが見出された(36)(37)．これは，マトリクスの結晶粒を微まで高い加工硬化率を維持し，塑性不安定の発生が抑制され細化すると変形双晶の発生は抑制されるという，従来のていた．引張変形を施した試料の変形組織を TEM 観察した

FCC 金属・合金における知見に反するものである．またところ，図 3 (b )に示すように，通常は活動しない〈 c ＋ a 〉転Fe Ni C 合金では，結晶粒超微細化によりマルテンサイト

位が超微細粒材では多数発生していることが見出された．こ

変態開始温度(Ms 点)が低下するなどオーステナイトが安定うした特異な転位が底面〈a〉転位と相互作用をして多数蓄積化しているにも関わらず，引張変形時に数多くの変形誘起マ

され，大きな加工硬化を実現したものと考えられる(28)．

ルテンサイトが粒界近傍に生成していることが確認され強度と延性のトレード・オフ関係を打破するバルクナノメ

た(37)．

特集ここで，図 2(a)に示した純アルミニウム，図 3(a)に示した Mg 合金とも，粗大粒径を有する通常材が連続降伏を示す一方，超微細粒材が降伏点降下を伴う不連続降伏を示す点に注目すべきである．こうした特異な不連続降伏は，再結晶組織を有するほぼ全ての超微細粒金属材料で確認される(11)(17)(18)(23)(24)(28)(29)(37)(40) ．これは，たとえ同じ転位密度であっても，結晶粒径が小さくなると各粒内に存在する転位の数が少なくなることに由来すると考えられる(37)．たとえば転位密度が 1012 m－2 の場合，粒径 10 mm の結晶粒内には約 100本の転位が存在するが，粒径 1 mm の結晶粒内には転位が 1 本しか存在しない．そうした状況では既存の可動転位の運動だけでは大きな塑性変形をもたらすことはできず，また各超微細結晶粒の小さな体積内では，らせん転位の二重交差すべりなどによる転位源の形成も抑制されるため，
マクロな塑性変形が開始されない．このような転位・転位源
枯渇状況下でバルクナノメタルがある応力に達すれば，高密度に存在する粒界から転位，変形双晶，マルテンサイトなどが核生成し，マクロな塑性変形が開始するものと考えられる．こうした核生成とマクロ塑性変形の開始は均一に生じるとは考えにくく，応力集中部などで局所的に生じると思われ

図4

バルクナノメタルで見出された粒界からの変形モードの核生成を示す模式図(上)と，異種変形モードの順次核生成による高強度・高延性材料の実現する考え方(下)(37)(41)．

る．実際に超微細粒材料の不連続降伏は，リューダース変形
的な局部変形を伴うことが報告されている(11)(27)(28)(30)(36)(40)．
生成した〈c＋a〉転位，変形双晶，マルテンサイトなどが通常

2019年度後期から開始した JST・CREST「ナノ力学」の転位等と相互作用を起こし，加工硬化を増大させて塑性不安

枠組みの中で，ナノ・ミクロ組織を高度に制御した金属材料定の発生を抑制することによって，高強度と高延性が実現さにおいて粒界・界面からの種々の変形モードの核生成を順次れているものと考えられる．純アルミニウムなどの場合にはもたらし，その都度加工硬化を再生して，高強度と高延性を同じ状況でも粒界からは通常の転位しか核生成せず，加工硬両立した構造材料を実現することを目的とした研究を著者ら化率の増大をもたらすことができないため，早期に塑性不安は開始している．ここでは合金設計，ナノ・ミクロ制御と変定に至り均一延性が得られないのであろう．

形挙動の解析(グループ)，変形モードの核生成や塑性変形を担う格子欠陥の先端電子顕微鏡法などによる直接観察(村.

異なる変形モードの順次核生成による高強度・高延性材料の創製

山グループ)および原子スケール計算(下川グループ)による解析と定量化，そして種々のナノ・ミクロ組織の形成と力学
特性予測のための計算機シミュレーション(志澤グループ)と上述のようなバルクナノメタルの結果をもとに，図に示いう分担を行い，協力して研究を推進している．研究プロジ

すような高強度と高延性の両立方法を考えた(37)．ある変形

ェクト開始から約 1 年が経った現時点で，COVID19問題なモードで塑性変形が開始しても，材料の加工硬化率は徐々に

どの予期せぬ困難もあるが，着実に研究は進展し，興味深い

低下し，変形応力と交差して塑性不安定に至ってしまう．し結果が得られ始めている．近い将来には論文等により，読者

かしバルクナノメタルのように異種変形モードを核生成する諸氏に成果を紹介できることを楽しみにしている．

ことができれば，加工硬化を再生し塑性不安定を回避することができる．異なる変形モードの核生成を制御して適切な時

.

お

わ

り

に

期に順次発動することができれば，高強度・高延性材料が実現できると考えられる．こうした種々の変形モードの核生成

図 1 に示す強度延性バランス図において右上 45 °の方向を原子集団の力学的励起として統一的に考え，その活性化過に材料特性を向上し，強度と延性を両立した構造用金属材料

程の解明を通じて塑性変形を制御しようとするのが，「プラを実現することは，構造用金属材料における昔からの目標でストン(Plaston)†」の考え方である(37)(41)．

ある．しかしその実現のための学術的な基礎は必ずしも十分でなく，経験則に沿った合金組成の改良や加工熱処理プロセスの変更に伴い偶発的に優れた力学特性の材料が獲得できた† Plaston という語句は， Korbel ら(42)(43) により最初に用いられている．しかしこれは，転位集団の雪崩的な運動を孤立波として捉えて Plaston と呼んだものであり，我々が考えるプラスト
ンとは概念的に全く異なる．

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japanというのが正直な状況であったと思われる．特に，加工硬化は古くから知られている現象である一方， TWIP や TRIPが生じた場合などの加工硬化向上の理由が十分には説明されていないなど，まだ解明すべき基礎的事柄が多数残っている．冒頭で述べたような構造材料の超高強度化への要望と，社会的要求などにより同時に求められる高延性・高靭性などの特性を全て満足させるためには，従来の経験知に頼った材料開発は限界を迎えている．本稿で示したように，近年行われたバルクナノメタルなどの基礎学術研究により，強度と延性のトレード・オフ関係の克服に関しては理解が進み，基礎
学理に基づいて一定の方向性が示されている．強度と延性の両立の方策は，本稿で示したものが唯一の解とは限らず，多様な研究・開発が実施され，構造材料研究の新たな飛躍がもたらされることを期待している．
本稿で示した内容は，文部科学省元素戦略プロジェクト＜
研究拠点形成型＞構造材料元素戦略研究拠点(ESISM拠点長・田中功京都大学教授)， JST ・ CREST「ナノ力学」(研究統括伊藤耕三東京大学教授)，文部科学省科学研究費補助金の援助のもと得られたものであり，すべての援助に対して衷心より謝意を示す．

文献( 1 ) http://www.autosteel.org/( 2 ) M. Y. Demeri: Advanced HighStrength Steels: Science, Technology, and Applications, ASM International, (2013).
( 3 ) B. C. De Cooman, Y. Estrin and S. K. Kim: Acta Mater., 42(2018), 283362.
( 4 ) E. O. Hall: Proc. Phys. Soc. Lond. B, 64(1951), 747753.
( 5 ) N. J. Petch: J. Iron Steel Inst., 174(1953), 2528.
( 6 ) A. Azushima, R. Kopp, A. Korhonen, D. Y. Yang, F. Micari, G.
D. Lahoti, P. Groche, J. Yanagimoto, N. Tsuji, A. Rosochowski
and A. Yanagida: CIRP Annals, 57(2008), 716735.
( 7 ) B. S. Altan: Severe Plastic Deformation: Toward Bulk Productions of Nanostructured Materials, Nova Science Publishers,(2006).
( 8 ) A. Rosochowski: Severe Plastic Deformation Technology,
Whittles Publishing, (2017).
( 9 ) S. H. Whang: Nanostructured Metals and Alloys: Processing,Microstructure, Mechanical Properties and Applications,
Woodhead Publishing, (2013).
(10) N. Tsuji: J. Nanoscience Nanotech., 7(2007), 3765
3770.
(11) N. Tsuji, Y. Ito, Y. Saito and Y. Minamino: Scr. Mater., 47(2002), 893899.
(12) R. H. Wagoner: Fundamentals of Metal Forming, John Wiley& Sons, (1996).
(13) Y. Wang, M. Chen, F. Zhou and E. Ma: Nature, 419(2002),
912915.
(14) N. Tsuji, N. Kamikawa, R. Ueji, N. Takata, H. Koyama and D.
Terada: ISIJ Int., 48(2008), 11141121.
(15) A. Consid àere: Annales Des Ponts et Chauss áees, 9(1885), 574775.
(16) E. Ma: JOM, 58(2006), 4953.
(17) D. Terada, M. Inoue, H. Kitahara and N. Tsuji: Mater. Trans.,
49(2008), 4146.
(18) R. Saha, R. Ueji and N. Tsuji: Scr. Mater., 68(2013), 813
816.
(19) S. Chen, A. Shibata, S. Gao and N. Tsuji: Mater. Trans., 55(2014), 223226.
(20) Y. Z. Tian, Y. Bai, M. C. Chen, A. Shibata, D. Terada and N.
Tsuji: Metall. Mater. Trans. A, 45(2014), 53005301.
(21) Y. Z. Tian, L. J. Zhao, S. Chen, A. Shibata, Z. F. Zhang and N.

Tsuji: Sci. Rep., 5(2015), 16707.
(22) Y. Z. Tian, L. J. Zhao, N. Park, R. Liu, P. Zhang, Z. J. Zhang,
A. Shibata, Z. F. Zhang and N. Tsuji: Acta Mater., 110(2016),
6172.
(23) R. X. Zheng, T. Bhattacharjee, A. Shibata, T. Sasaki, K. Hono,
M. Joshi and N. Tsuji: Scr. Mater., 131(2017), 15.
(24) S. Yoshida, T. Bhattacharjee, Y. Bai and N. Tsuji: Scr. Mater.,
134(2017), 3336.
(25) Y. Z. Tian, T. Xiong, S. J. Zheng, Y. Bai, J. Freudenberger, R.
Pippan, Z. F. Zhang and N. Tsuji: Materialia, 3(2018), 162
168.
(26) Y. Bai, Y. Tian, S. Gao, A. Shibata and N. Tsuji: J. Mater.
Res., 32(2018), 45924604.
(27) N. Tsuji, R. Gholizadeh, R. Ueji, N. Kamikawa, L. Zhao, Y.
Tian, Y. Bai and A. Shibata: Mater. Trans., 60(2019), 1518
1532(28) R. X. Zheng, T. Bhattacharjee, S. Gao, W. Gong, A. Shibata,T. Sasaki, K. Hono and N. Tsuji: Sci. Rep., 9(2019), 11702.
(29) S. Yoshida, T. Ikeuchi, T. Bhattacharjee, Y. Bai, A. Shibata
and N. Tsuji: Acta Mater., 171(2019), 201215.
(30) S. Gao, Y. Bai, R. Zheng, Y. Tian, W. Mao, A. Shibata and N.
Tsuji: Scr. Mater., 159(2019), 2832.
(31) Y. Chong, G. Deng, S. Gao, J. Yi, A. Shibata and N. Tsuji: Scr.
Mater., 172(2019), 7782.
(32) B. Zhang, Y. Chong, R. Zheng, Y. Bai, R. Gholizadeh, M.
Huang, D. Wang, Q. Sun, Y. Wang and N. Tsuji: Materials &Design, 195(2020), 109017.
(33) V. F. Zackay, E. R. Parker, D. Fahr and R. Busch: Trans.
ASM, 60(1967), 252259.
(34) I. Tamura: Metal Science, 16(1982), 245153.
(35) M. Soleimani, A. Kalhor and H. Mirzadeh: Mater. Sci. Eng. A,
795(2020), 140023.
(36) Y. Bai, H. Kitamura, S. Gao, Y. Tian, N. Park, M. H. Park, H.
Adachi, A. Shibata, M. Sato, M. Murayama and N. Tsuji: submitted (2020).
(37) N. Tsuji, S. Ogata, H. Inui, I. Tanaka, K. Kishida, S. Gao, W.
Mao, Y. Bai and R. Zheng and J. P. Du: Scr. Mater., 181(2020), 3542.
(38) N. Kamikawa, X. Huang, N. Tsuji and N. Hansen: Acta
Mater., 57(2009), 41984208.
(39) Y. Z. Tian, A. Shibata, Z. F. Zhang and N. Tsuji: Mater. Res.
Lett., 4(2016), 112117.
(40) Y. Z. Tian, S. Gao, L. J. Zhao, S. Lu, R. Pippan, Z. F. Zhang
and N. Tsuji: Scr. Mater., 142(2018), 8891.
(41) I. Tanaka, N. Tsuji and H. Inui: The Plaston Concept: Plastic
Deformation in Structural Materials, Springer (2020), inpress.
(42) A. Korbel: Archiwum Hutnictwa, 31(1986), 3341.
(43) A. Pawelek and A. Korbel: Philos. Mag. B, 61(1990), 829842.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
辻 伸泰
1994年 京都大学大学院工学研究科博士後期課程修了 金属加工学
1994年 大阪大学工学部材料物性工学科 助手
2000年 大阪大学大学院工学研究科 知能・機能創成工学専攻 助教授
2009年 3 月現職
専門分野金属材料学，材料組織学，材料強度学，超微細粒材料◎構造用金属材料のナノ/ミクロ組織と力学特性の相関に関する基礎研究に従事．特に超微細粒材料に関する研究を精力的に実施．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

辻

伸泰

下川智嗣

志澤一之

村山光宏

特

集

ナノ～マクロを繋ぐトモグラフィー
界面の半自発的剥離
戸 田 裕 之1山 口 正 剛 都 留 智 仁 清 水 一 行)
松 田 健 二 平 山 恭 介2)
ラップされるにつれ界面が徐々に開口し，界面に位置する水.

粒子/母相界面の『半自発的』剥離

素原子が水素分子に変化しながら間隙がさらに拡大し，ついには剥離に至る様子が示されている．界面凝集エネルギー

水素などの不純物元素が構造材料を脆化させる現象は各種

は，水素の濃化と共に最終的にゼロ付近まで低下する．界面知られている．アルミニウム合金においても，水素脆化が長凝集エネルギーは，水素配置前後の表面・界面のエネルギー年の懸案であり，我々のグループもこの問題に鋭意取り組んの差分をとったものであり，界面剥離を生じるために最低限でいる．そこで得られたいくつかの興味深い現象は既報(1)に必要なエネルギーとして界面での原子間結合の強さを示す．

譲るとして，本報では，その中でもとりわけ特異な界面剥離シミュレーションでは外部負荷を想定していないため，この現象を紹介する．

界面剥離は自発的な破壊と言える．このような自発的界面剥

我々は，原子分解能透過型電子顕微鏡(TEM )観察を援用

離は，鉄鋼など他の金属では見られないものである．これして作成した粒子を含む原子モデルを用い，平面波基底のバ

は，アルミニウムでは結晶粒界や析出物/母相界面の結合エンド計算コードである VASP を用いた第一原理計算(2) を行

ネルギーが鉄鋼などと比較して低く，水素の解離吸着によるっている．図は， Al Zn Mg 合金で母相との間に( 0001 )高い表面トラップエネルギーにより破面形成エネルギーが相//(111)Al, [11̃00]h′//[110]Al の方位関係(3)がある微細なh′

殺されることで生じると考えられる．

板状析出物(中間相 h′MgZn2)表面での水素トラップの解析

ただし，自発的な界面剥離が生じるにはかなり高い水素濃結果である(4) ．この析出物は，全面整合界面に囲まれてい度が必要で，これは自然には満足されない．例えば，著者等

る(5)．一方，実用合金の過時効状態では h2MgZn2 等の平衡が Al Zn Mg 合金に放電加工により水素チャージした時の相が現れ，板端面は半整合，板面が整合になる(5)．また，さ全水素量は 7 mass ppm 程度であった．第 2 節で述べる水素

らに過時効が進むと全面非整合になると予想される．これま分配計算手法でこの時の析出物/母相界面の水素量を見積もで，整合性の高い析出物と母相との界面には自由体積がほとると，図 1 で自発的な界面剥離をもたらす水素濃度の 1/100

んどなく，水素のトラップ能は低いと見られていた．しかし程度であった(7) ．つまり，界面剥離に必要な高濃度の水素ながら，図 1 の様な解析結果から，整合界面は予想外に強は，腐食などで材料に供給される，外力などで局部的に濃化

く水素をトラップすることが分かった(6)．

する，ないしはその両方が必要になる．その意味で，著者等特筆すべき事に，図 1 の下側を見ると，多数の水素がトはこの剥離現象を『半自発的』と呼ぶ．

九州大学大学院工学研究院機械工学部門1)主幹教授 2)助教(〒819
0395 福岡市西区元岡744)
日本原子力研究開発機構システム計算科学センター研究主幹
日本原子力研究開発機構原子力基礎工学研究センター研究主幹
岩手大学理工学部物理・材料理工学科助教富山大学学術研究部都市デザイン学系教授
Tomography for Bridging Nano and Macro:Semispontaneous Iinterfacial Debonding; Hiroyuki Toda, Masatake Yamaguchi,Tomohito Tsuru, Kazuyuki Shimizu, Kenji Matsudaand Kyosuke Hirayama(Department of Mechanical Engineering,
Kyushu University, Fukuoka. Center for Computational Science & eSystems, Japan Atomic Energy Agency, Ibaraki. Nuclear
Science and Engineering Center, Japan Atomic Energy Agency, Ibaraki. Department of Physical Science and Materials
Engineering, Iwate University, Morioka. Graduate School of Science and Engineering for Research, University of Toyama,
Toyama)Keywords: hydrogen embrittlement, trapping, particle, incoherent interface, spontaneous debonding, aluminum alloys, microtomography,
synchrotron, first principles simulation
2020年 9 月25日受理[doi:10.2320/materia.60.13]

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan



図2

図1

第一原理計算で析出物(MgZn2)とアルミニウム基地をモデル化し，界面上の水素量を 0 (一番左水素無し)～
37.7 原子/ nm2 (右端のモデル界面の面積 0.424 nm2 で水素 16個)まで増やした時の自発的な界面剥離(下図)，およびその時の界面凝集エネルギーの低下の予測結果．

マイクロトモグラフィーによる 3D 連続観察で得られた画像から塑性歪みの 3D マッピングを行い，それを元に計算した原子空孔， GND ， SSD の分布．仮想断面上の2D 分布として表示している．

水素分布に迫ることができると考えた．前者は X 線イメー
ジングで，後者は第一原理計算で行うことにする．


水素トラップサイトの 3D 分布

シンクロトロン放射光を用いた X 線トモグラフィーでは，アルミニウムや鉄鋼などが可視化できる 38 keV 程度ま
ところで，上記の Al Zn Mg 合金整合界面の第一原理計

での高エネルギー X 線に対しては，長らく 1 mm 弱が空間

算と同様に，アルミニウムの結晶粒界(∑ 5 ( 012 )対応粒界)分解能の物理的限界であった．しかし，ここ 2, 3 年での急も解析されている．多くの水素原子を結晶粒界に配置する

速な進歩があり，アポダイゼーションフレネルゾーンプレーと，結晶粒界も析出物界面同様に膨張して益々水素をトラッ

トというユニークな光学デバイスを用いることで，空間分解プし易くなり安定化する(8)．この場合も，水素濃度の上昇に能の約 1 桁向上が達成されている(11)．ただし，この高分解より粒界凝集エネルギーはゼロ付近まで低下する．引張試験能化されたイメージング技術をもってしても，結晶粒界や転後の破面を高分解能走査型電子顕微鏡( SEM )観察すると，位，原子空孔，ナノボイド，時効析出物などの主要な水素ト

擬へき開と呼ばれる水素脆化に特徴的な粒内破壊の破面上にラップサイトは可視化できない．そこで，結晶粒界は X 線

界面剥離した析出物が多量に観察されることがある．これは回折を援用した手法で(12) ，転位や原子空孔は塑性歪みの半自発的界面剥離が生じる実験的証拠であり，また鉄鋼など

3D/4D マッピングで(7)(13)，ナノボイドはその空間分解能をではしばしば転位運動と結び付けられる擬へき開破壊の，ア超える範囲を HAADF STEM などで補完し(13) ，そして時

ルミニウムにおける真のメカニズムと考えている．

効析出物や原子空孔，固溶原子等は均一分布を仮定すること
で，全ての水素トラップサイトの密度と分布を知ることとし.

水素分布の推定と半自発的剥離条件の検討た．
図は，その様にして求めた水素トラップサイトの 3D 分

水素脆化の研究は，転位や空孔，ナノボイドなど個別の欠布の一例である(14) ．基本的に，空孔は転位のジョグの非保陥や構造と水素との相互作用を調べて議論するものが多く，存運動に関する Militzer らのモデルを，統計的に必要な転鹿を追う者は山を見ずの感が強い．これは，水素を直接可視

位( SSD )と幾何学的に必要な転位( GND )は，相当塑性歪化する困難さにもよる．これまでに，幾原らの角度制御環状

み，および塑性歪み勾配からそれぞれ求める(13)(14)．図 2 で

明視野走査型透過電子顕微鏡法によるもの(9)，高橋らのアは，ほぼ引張試験片の標点間に相当する領域が 3D 画像の仮

トムプローブトモグラフィーによるもの(10)など，先進的な想断面の形で示されている．この場合の負荷は，一軸歪みで水素可視化例が報告されている．しかし，バルク中の水素を7.7である．GND，SSD とも，らせん・刃状転位が同密度

直接可視化してその水素分布をマルチスケールで知る術は，と大胆な仮定は置いてはいるが，実験的に，また引張試験片

未だない．そこで，全ての種類の水素トラップサイトのレベルの広範囲にわたって転位や空孔の 3D 分布が計測でき

3D / 4D 分布を直接・間接に計測し，さらに各トラップサイ

るのは，この手法ならではと言える．図 2 の試験片では，

トの水素トラップ能を明らかにできれば，マルチスケールな

上下方向の中央付近に塑性歪みが局在化しており，その領域



特

集

表1

AlZnMg 合金中の各種水素トラップサイトとその水素との結合エネルギー，合金中(無負荷)での単位体積辺りのトラップサイ
ト密度．
らせん
転位

刃状転位

結合エネルギー(eV/atom)0.08(15)

トラップサイト密度(/m3)

4.0×1022

トラップサイト

析出物

溶質原子
(Mg)

粒界

0.17(15)0.12(16)0.25(8)3.5×1022

3.3×1026

2.2×1023

不整合

粒子内部(Al7Cu2Fe)

ポア界面

整合

分子状
水素

0.29(17)0.35(6)0.55(14)0.56(18)

0.67(19)0.70†(19)8.9×1022

1.6×1026

2.6×1025

1.6×1025

6.9×1021―

原子空孔† 分子状水素の溶解エネルギー

で SSD および原子空孔が，そして局在化領域の外縁部ではGND が高密度になっている．この様にして実測した AlZn
Mg 合金中の全水素トラップサイトの密度を平均したものを

表の下段に示す．


水素とナノ・ミクロ構造の結合エネルギー

第一原理計算では，近年の大型計算機の発達により数百原子/ cell の計算が可能になった．図 1 に示した整合界面だけではなく，周期境界条件を外した構造モデルを用いてモデル
端部の原子を固定する技法を採用することで，周期的に転位が並ぶためモデル規模が大きくなる半整合界面についても解析が可能になった．表 1 には，この様にして求めた水素と全トラップサイトの結合エネルギーを示した(6)(8)(15)(19) ．
整合界面をもつ準安定 h2MgZn2 析出物の内部は，最も安定なトラップサイトでも水素との結合エネルギーが 0.08 eV /atom に過ぎず，析出物内部は水素の有効なトラップサイト

ではない．一方，その母相との整合界面は，結合エネルギー

図3

マイクロトモグラフィーによる 3D 連続観察で得られた画像から求めた原子空孔， GND ， SSD 密度の分布を用いて計算した転位，原子空孔，ナノボイドの水素濃度．
仮想断面上 の2D 分布として表示している．

が 0.28 ～ 0.35 eV / atom (表中には最大値を表示)と比較的大きな値をとる(6) ．特に， Zn と Mg が共に析出物表面に存在するような界面が強い水素トラップ能を有することが分かっ

熱平衡であり，これに表面吸着水素の配置エントロピー分のた．

表面エネルギー低下を考慮したポア内の水素ガスと表面エネ

一方，結晶粒界や転位など，水素と強く相互作用し，粒界
破壊や粒内の擬へき開破壊をもたらすと思われていた格子欠

ルギーの平衡を加味すれば良い(15)(19)．
図は，縦・横・高さいずれも20 mm ピッチで 3D 空間を

陥は，小さな結合エネルギーを呈する．解析の結果，刃状転

分割して求めた転位，原子空孔，ナノボイドなどにある 3D

位は約 10 Å ( 0.1 nm )の間隔で部分転位に分裂し，転位が拡

水素分布である(14) ．塑性歪みが局在化した領域の転位，原

張した側に水素がトラップされる(16)．その0.17 eV/atom と子空孔に水素が集まり，ミクロポアやナノボイドに関して

析出物の整合界面の半分以下，h2いう結合エネルギーは，h′は，局在化領域の外側に水素が集まっている．また，図析出物の半整合界面の 1 / 3 以下に過ぎない．アルミニウム

は，無負荷時(赤色材料全体)，および進展中の擬へき開亀では，その表面に水素原子が吸着した状態，および水素分子裂先端(青色)での各トラップサイトへの水素分配である．各がアルミニウムから分離した状態がエネルギー的に最も安定

トラップサイトが水素によってどの程度占められているかをである． h2 析出物の半整合界面や数 mm オーダーと粗大な示している．進展中の亀裂先端の解析では，亀裂先端の静水平衡相の金属間化合物粒子である Al7Cu2Fe は，それらに次圧引張の効果も考慮している．全水素量の 9 割以上は析出

ぐ高い結合エネルギーを有している．

物に集中して偏在していること，結合エネルギーとトラップ



アルミニウム中での水素の局所分配

サイト密度の低さに起因し，転位に水素はほとんどトラップされない．実際，転位と析出物では，トラップ水素量は実に各種水素トラップサイトの 3D 分布が分かり，それらサイ

107 倍も異なる．これまで想定されていた水素脆化による粒トと水素との結合エネルギーが分かれば，3D 空間で各水素内破壊のメカニズムは，その多くはすべり面分離など転位がトラップサイトの水素トラップ量や占有率のマッピングが可関与するものである．しかし，たとえ変形中に試料内部で内能になる．基本となるのは格子間と各トラップサイトの間の在水素の局在化が生じたり，外部からの水素が供給されたと

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan



図4

図5

図 4 の様に求めた析出物(横軸)と結晶粒界(縦軸)のトラ
ップサイト占有率と引張試験後の破面上の擬へき開破壊
面積率(コンター)．同じ材料で，時効条件を最高時効から過時効(時効時間 1 ～ 139 h )，および水素濃度 2 水準に変化させた全10点をプロットしたもの．PA は最高時
効，OA は過時効を示す．

図6

純 3 元系 Al Zn Mg 合金に鉄とシリコンを添加した時の 析 出 物 ( h2 )が ト ラ ッ プ す る 水 素 量 ， 金 属 間 化 合 物(IMC)粒子(Al7Cu2Fe，Mg2Si)の水素量，および引張試
験後の擬へき開破壊面積率の関係．(オンラインカラー)

マイクロトモグラフィーによる 3D 連続画像等から求めた各種水素トラップサイト密度，およびその亀裂先端での変化を元に計算した各種トラップサイトの水素による占有率．下の棒グラフの赤は，無負荷．青は，上の仮想断面上で赤丸で示す破壊中の局所領域での水素分配を考慮したトラップサイトの占有率．

しても，転位が水素脆化を直接もたらすと考えるのは合理的ではない．
時効析出物のサイズや密度を時効処理条件で変化させてこの様な解析を行い，引張試験により得られる水素脆化挙動と対応させた結果を図に示す．析出物/母相界面における局所的な水素量とマクロな水素脆化感受性はよく対応しており，アルミニウムにおける水素脆化が第 1 節で紹介した析
出物/母相界面の半自発的剥離によることを支持している．

.

非整合界面を有する粒子による水素トラップ



水素トラップの正の効果

図には，これまで見てきた Al Zn Mg 純 3 元系合金に

表 1 に示す様に析出物/母相界面よりも高い結合エネルギー

不 純 物 と し て Fe お よ び Si を 添 加 し た 効 果 を 示 し て いをもつ金属間化合物粒子(Al7Cu2Fe粒子内部がトラップサる(20)．一般に，時効析出や結晶粒などの微細化に寄与しなイト)が生成され，水素を強くトラップするためである．こい不純物元素を添加すると，直径 1 mm 以上の粗大な介在物れにより，材料全体の水素分配は変化し，析出物の水素量が粒子が生成して材料の強度や破壊靱性が低下する．しかしな

1 / 10 程度と大きく減少している．強い水素トラップサイト

がら，図 6 では，通常の実用合金程度の Fe/Si 量(横軸で中は水素の拡散を遅くするので，この様な水素分配が有限時間

央の点)から10倍程度増加(同右側)，ないし 1/10程度に減少の引張試験の間にそのまま生じる訳ではない．しかし，たと(同左側)させた場合，水素脆化による粒内破壊(擬へき開)のえ析出物の外縁部のみが水素をトラップするとしても，充分程度が大きく変化している．これは， Fe 量の増加により，な水素脆化抑止効果が期待できる．



特

集

図7

AlMgSi 合金などに見られる Mg2Si 粒子/基地で非整合界面の水素トラップ能を調べる第一原理計算の結果．水素との結合エネルギーの大きさで色分けして表示している．

これまで，8 種類の 2 ないし 3 元系金属間化合物で水素ト
ラップ能を解析したが， Al7Cu2Fe ほど水素を強くトラップ
するもの(21) は見つかっていない．ちなみに，図 6 で Fe と同時に添加した Si に由来する Mg2Si 粒子の内部は，水素ト
ラップ能を有しないことが分かっている(18)．


水素トラップの負の効果

強い水素トラップサイトではないと思われた析出物の整合・半整合界面が呈した高い結合エネルギーと半自発的剥離という特異な破壊挙動は，水素をある程度トラップすると想像される非整合界面での顕著な水素トラップを示唆する．図に山口による予備的な検討結果を示す(22) ．これは， Al 
Mg Si 合金などに見られる鋳造ないし過時効に由来する
Mg2Si 粒子を想定し，粒子/基地で非整合界面の水素トラッ

プ能を調べた第一原理計算の結果である．これにより，最大

図8Al Mg Si 合金に見られる直径約 2 mm の粗大な Mg2Si
粒子/基地の非整合界面の高分解能 SEM 観察． EBSD
解析により求めた界面の面方位を付記している．

で0.80.9 eV/atom という非常に強いトラップサイトが界面上にかなりの高密度(約 5.0 site/nm2)で存在することが分かる.この強いトラップサイトは，粒子/基地界面の Mg 原子層

える．今後，原子分解能 TEM 観察でナノレベルの界面構造の格子間(Mg 原子が作る格子の間隙)に存在する．粒子と基を可視化し，非整合界面の真の姿を明らかにしたい．

地の結晶格子の不整合によって生じる空隙にトラップされる

ところで，上述の様に多くの金属間化合物粒子はその内部のではなく，粒子表面に露出した Mg 原子によるトラップ

で水素をトラップしない．また，表 1 に示す様に，高い結とも言える状態にある．これは，特定の構成元素を有する粗合エネルギーを有する金属間化合物粒子/母相界面のトラッ

大粒子の表面が強いトラップサイトとなる可能性を示唆して

プサイト密度は，著しく低い．そのため，非整合界面のトラ

おり，興味深い．

ップサイトの水素濃度は，非常に高くなる傾向にある．これ

ところで，化学的に特に活性なアルミニウムでは，工業材により粗大な金属間化合物粒子が界面剥離を生じれば，それ料は粗大な金属間化合物粒子を多量に含む．この様な粒子は非整合界面を有する粒子による水素トラップの負の側面とは，界面剥離や粒子破壊を生じて延性破壊の発生起点となる

言える．実際，最近の研究で，AlMgSi 合金冷延材の水素ことはよく知られている．図は，AlMgSi 合金に分散す量を数倍に増加させた著者等の研究や， Al Cu 合金で湿潤る直径数 mm の粗大な Mg2Si 粒子を観察したものである．

雰囲気下での試験の報告で(23)，延性破壊を呈するにもかかこの様な粗大粒子は鋳造工程に由来する．通常の SEM 観察

わらず，破断歪みが最大数割程度減少する事例があった．こなどでは塊状，球状などを呈し，母相との整合関係を有する

れが水素助長局所塑性(HELP)と呼ばれる転位と水素の相互ようには見えない．しかし，図 8 の様に高分解能 SEM 観察作用によるものか，それとも界面剥離が関与するのかを今後すると， 100 nm レベルでステップ状の構造が見られ，少な解析する．いずれにせよ，このような脆化挙動は他種の粒子

くとも何らかの方位関係ないしその名残が残っている様に見添加などで制御可能と思われ，新たなミクロ組織制御法に繋

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japanがるものと期待している．

.

最 後

に

非整合界面の物理的な理解は，手付かずのままである．これは，非整合界面は元々弱く制御の対象と見なされなかった
こと，原子構造がランダムで学術的な興味を惹かないことによるのかもしれない．本研究では，これら非整合界面の物理を検討し，界面剥離という観点で眺める研究を推進している．粗大粒子の非整合界面は，ボイドの発生，成長，合体という延性破壊のプロセスの中で，物理的な理解が最も進んでいないボイド発生プロセスに関わるものである．また，延性破壊に限らず，塑性加工時の粒子損傷，超高サイクル疲労破壊の起点となる粒子剥離，各種異材接合など，非整合界面の重要性は，多岐にわたる．本研究で得られた知見は，破壊の学理の見直しに留まらず，金属に関する様々な動的現象の理解に波及するものと期待する．
本研究は，JST 研究成果展開事業(産学共創基礎基盤研究
プログラム)「ヘテロ構造制御」，同戦略的創造研究推進事業(CREST)「革新的力学機能材料の創出に向けたナノスケー
ル動的挙動と力学特性機構の解明」による．また，放射光実
験は， SPring 8 重点 PU 課題( 2016A0076 ～ 2019B0076 )，一般課題(2020A1084, 2020A1796)である．これらを記して深く感謝する．

文献( 1 ) 戸田裕之，山口正剛，松田健二，清水一行，平山恭介，蘇航，藤原比呂，海老原健一，板倉充洋，都留智仁，西村克彦，布村紀男，李昇原，土屋大樹，竹内晃久，上杉健太朗
鉄と鋼，105(2019), 118131.
( 2 ) G. Kresse and J. Furthmueller: Phys. Rev., B54(1996), 11169.
( 3 ) J. Gjonnes and C. J. Simensen: Acta Metall., 18(1970), 881890.
( 4 ) T. Tsuru, K. Shimizu, M. Yamaguchi, M. Itakura, K. Ebihara,
A. Bendo, K. Matsuda and H. Toda: Sci. Rep., 10(2020), 1998.
( 5 ) A. Bendo, K. Matsuda, S. Lee, K. Nishimura, N. Nunomura, H.
Toda, M. Yamaguchi, T. Tsuru, K. Hirayama, K. Shimizu, H.
Gao, K. Ebihara, M. Itakura, T. Yoshida and S. Murakami: J.
Mater. Sci., 53(2018), 45984611.
( 6 ) T. Tsuru, M. Yamaguchi, K. Ebihara, M. Itakura, Y. Shiihara,
K. Matsuda and H. Toda: Comput. Mater. Sci., 148(2018),
301306.
( 7 ) H. Su, H. Toda, R. Masunaga, K. Shimizu, H. Gao, K. Sasaki,
M. Bhuiyan, K. Uesugi, A. Takeuchi and Y. Watanabe: Acta
Mater., 159(2018), 332343.
( 8 ) M. Yamaguchi, K.I. Ebihara, M. Itakura, T. Tsuru, K. Matsuda and H. Toda: Comput. Mater. Sci., 156(2019), 368375.

( 9 ) S. D. Findlay, T. Saito, N. Shibata, Y. Sato, J. Matsuda, K.
Asano, E. Akiba, T. Hirayama and Y. Ikuhara: Appl. Phys. Express, 3(2010), 1166034.
(10) J. Takahashi, K. Kawakami, Y. Kobayashi and T. Tarui: Scr.
Mater., 63(2010), 261.
(11) 戸田裕之，平山恭介ふぇらむ，25(2020), 666674.
(12) 戸田裕之X 線 CT: 産業・理工学でのトモグラフィー実践活用，(2019), 268.
(13) K. Shimizu, H. Toda, T. Tsuru, K. Hirayama, M. Yamaguchi,
A. Takeuchi, in preparation.
(14) H. Su, H. Toda, K. Shimizu, K. Uesugi, A. Takeuchi and Y.
Watanabe: Acta Mater., 176(2019), 96108.
(15) M. Yamaguchi, M. Itakura, K. Ebihara, K. Matsuda, H. Toda,in preparation.
(16) M. Yamaguchi, M. Itakura and T. Tsuru: unpublished work.
(17) L. Ismer, M. S. Park, A. Janotti and C. G. Van de Walle: Phys.
Rev. B, 80(2009), 184110.
(18) M. Yamaguchi, T. Tsuru, K. Ebihara, M. Itakura, K. Matsuda,
K. Shimizu and H. Toda: Mater. Trans., 61(2020), (DOI
https://doi.org/10.2320/matertrans.MTM2020201)(19) M. Yamaguchi, T. Tsuru, K.
I. Ebihara and M. Itakura軽金属，68(2018), 588595.
( 20 ) 藤原比呂，清水一行，戸田裕之，竹内晃久，上椙真之，池見優志in preparation.
(21) 戸田裕之，清水一行，山口正剛特願202096333, (2020).
(22) M. Yamaguchi: unpublished work.
(23) M. Safyari, M. Moshtaghi and S. Kuramoto: Vacuum, 172(2020), 109057.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
戸田裕之
1987年 京都大学冶金学科卒業
1995年 豊橋技術科学大学大学院工学研究科材料システム工学専攻修了
主な略歴
2006年 4 月 豊橋技術科学大学教授
2013年 4 月現職
専門分野材料強度，材料力学◎シンクロトロン放射光を用いた 3D/4D イメージングの研究と構造材料への各種応用研究を積極的に推進しています．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

戸田裕之

山口正剛

都留智仁

清水一行

松田健二

平山恭介

特

集

セラミックスにおける強電界ナノダイナミクス
吉 田 英 弘1
 山 本 剛 久) 増 田 紘 士2
) 森 田 孝 治

近年格段に進歩・普及した(1)．セラミックスの粉末成形体に

.

は じ

め

に

対し電場ないし電流を印加することにより，焼結緻密化はより低温・高速で起こる傾向にある．特に，パルス通電加圧焼セラミックス材料における組織配向や焼結緻密化，塑性変結(spark plasma sintering，SPS または pulse electric cur-形といった物質輸送現象もしくは動的挙動において，外部か

rent sintering, PECS)では，未だに焼結緻密化のメカニズム

ら印加される電磁場の影響が少なからず存在することは以前について不明な点が多いものの，通常の焼結技術では必ずしから知られていた．近年，電場の働きを利用した焼結，特にも製造が容易でなかった難焼結性材料の緻密化や透明体の創フラッシュ焼結のような拡散物質輸送の劇的な加速が見いだ製が多数報告されるようになっている．

されるに至り，強電場を利用したセラミックスプロセッシン

SPS では電気伝導性材料(多くはグラファイト製)ダイス

グに高い関心が寄せられるようになった．我々のグループでとパンチを介して粉末成形体が通電加熱され，昇温と同時には，フラッシュ焼結を端緒として強電場下における物質輸送

一軸の機械的圧力を加えるが，これに対して，粉末成形体に現象についての研究を進めてきた．その結果，強電場下での加圧せず，単に電場を直接印加することで焼結性を高める手

セラミックスの特異な物質輸送の背後には，粒界・界面等の法が電場支援焼結(electric fieldassisted sintering technique;

局所領域における動的挙動の励起現象を考える必要があると

FAST)と呼ばれるものである．これは SPS における圧縮応の結論に至った．そこで我々は，ナノスケール動的挙動の理力を廃したものとみなすこともできよう．例えば20 V/cmの解と力学特性発現機構の解明に関する研究プロジェクトの一

直流電場下におかれた 3 mol  Y2O3 安定化正方晶 ZrO2 多環として，強電界ナノダイナミクスの概念を提唱し，セラミ結晶体(3 mol Y2O3stabilized tetragonal ZrO2 polycrystal;

ックスにおける新たなマクロ力学応答を発現させるための学

3Y TZP)の粉末成形体を一定速度で昇温した場合，緻密化

理構築を目指す研究に着手した． 2020 年初頭からの感染症

曲線が低温側に60°Cほどシフトすることが Yang らによっての影響は研究活動を大幅に制限し，ご紹介できる研究成果も示されている(2)．この電場印加による焼結緻密化速度の上昇

十分に揃っているとは言い難い状況であるものの，本研究をは，粒成長の抑制に起因するとされている． TZP 以外にも提案した経緯を解説することには一定の意義があると考え，

Y2O3(3)や TiO2(4)，BaTiO3(5)等で電場支援焼結が確認されて本稿の筆を執った次第である．

いる．この印加電場強度をさらに上昇させると，より劇的に緻密化が促進されるという現象が，次節で述べるフラッシュ.


電場ないし電流によるセラミックス焼結の促進効果
電場支援焼結セラミックスの焼結緻密化の分野では，従来の常圧焼結や加圧焼結に加え，新たな焼結手法として通電支援焼結技術が焼結である．
フラッシュ焼結フラッシュ焼結の概要

FAST で用いられるよりも高い電場をセラミックス粉末

東京大学大学院工学系研究科マテリアル工学専攻1)教授 2)助教(〒1138656 東京都文京区本郷 7
31 工学部 4 号館)
物質・材料研究機構機能性材料研究拠点主席研究員
名古屋大学大学院工学研究科材料デザイン工学専攻教授
Strong Fieldinduced Nanodynamics in Ceramics; Hidehiro Yoshida, Hiroshi Masuda, Koji Moritaand Takahisa Yamamoto(Department of Materials Science and Engineering, School of Engineering, The University of Tokyo, Tokyo. 
National Institute forMaterials Science, Tsukuba. Department of Materials Design Innovation Engineering, Graduate School of Engineering, Nagoya
University, Nagoya)
Keywords: ceramics, high temperature, diffusion, flash sintering, grain boundary
2020年10月 8 日受理[doi:10.2320/materia.60.19]

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan成形体に印加し，これを昇温すると，ある臨界温度で急激なシュ現象と呼ぶことにする．このフラッシュ現象の開始と同緻密化が始まり，5 秒～60秒で緻密化が完了するという現象

時に，フラッシュ焼結が発生する．粉末成形体に電力を供給が Raj らのグループによって2010年に報告され，Raj らはこする電源の出力には限界があるので，通常，フラッシュ現象

れをフラッシュ焼結と呼んだ(6)．例えば 3Y
TZP において，の開始と同時に，電源の制御を電圧一定制御から電流一定制

120 V / cm の 直 流 電 場 を 印 加 し た 場 合 ， 大 気 中 無 加 圧 下

御に切り替える．すなわち，フラッシュ焼結開始後から電流850°
Cにおいて緻密化が開始し，僅か 5 秒で相対密度95のを一定値に保つ制御に切り替えるため，印加電圧は初期値か緻密体が得られたとされている． 3Y TZP の一般的な焼結ら低下する．もちろんこの電流・電圧制御は一例であり，例

条件が 1400 °C ～ 1500 °C において数時間要することを考える

えば電流のより高度な制御による焼結性のさらなる向上などと，直流電場の印加により焼結緻密化が低温・短時間で進むも研究されている．
フラッシュ焼結のメカニズム

ことが分かる．このような特長から，フラッシュ焼結は新た

な省エネルギープロセスとして注目を集めている．現在ではフラッシュ焼結においては，図 1(b )に示したような電流

主要な酸化物および一部の非酸化物において，その焼結の低の上昇を伴うことから，急峻な緻密化速度の増加には試料へ温化・高速化が確認されている．

の通電に起因するジュール熱が支配的に寄与していると結論フラッシュ焼結の特徴として，低温・高速緻密化ならびする報告が多い．つまりフラッシュ焼結がジュール熱によるに，材料の電気伝導率の急激な上昇が挙げられる．図に，試料温度上昇とそれに伴う電気伝導率の増加との雪崩効果，

3Y TZP 粉末成形体に一定の直流電場を印加しながら昇温

すなわち熱暴走に起因するという考え方である(7)．一方，熱速度 10°
C /min で炉内温度を上昇させた場合の，炉内温度に移動速度論的解析から，多くのフラッシュ焼結条件で熱暴走対する(a)電圧，(b)電流，および(c)相対密度(緻密化曲線)が起こりえないこと，すなわちフラッシュ焼結の現象がジュをそれぞれ模式的に示す(本図は文献( 6 )のデータを基に，ール熱の効果だけでは説明できないと結論付ける報告も存在

筆者が改変したものである)．40 V/cm の直流電圧を印加ししており(8)，未だ結論に至っていない．そこで注目されるのた場合，炉内および試料温度の上昇と共に試料の電気伝導率が，フラッシュ焼結に付随して起こる，相変態をはじめとすがわずかに上昇し，併せて緻密化が促進される．これは上述

る特異な現象の発現である．

の FAST に相当する．さらに 120 V / cm の電場下で，臨界

例えばフラッシュ焼結中の 3Y TZP のその場 X 線回折実

温度( 850 °C 程度)に達すると，試料を流れる電流値(電気伝験(9)では，炉温 1000°
C において100 V /cm (105 mA/mm2)の導率)が急激に上昇し，これと共に相対密度の急峻な増加が直流電場を印加すると(通電の結果，試料温度は1290°
Cにま起こる．この強電場印加下での電気伝導率ないし電流値の急で上昇する)，この試料温度での安定相である正方晶に加え増はしばしば flash event と呼ばれており，本稿ではフラッて，高温安定相である擬立方晶(pseudocubic phase)が現れた．この擬立方晶は電場を除去すると消失してしまう．一方，電場を印加しない 3Y TZP においては， 1400 °C まで上昇させても立方晶の出現は確認されなかった．すなわち，フラッシュ現象に伴って生じた立方晶は，試料温度上昇の効果
では説明できないことになる．また Y2O3(3) や BaTiO3(10) 多結晶においては，フラッシュ焼結により緻密化させた材料が還元状態になることが電子エネルギー損失分光法(EELS)により示され，さらにフラッシュ現象下での電流条件によっては 3Y TZP における過剰酸素イオン空孔が安定化され，大気中にもかかわらず ZrO2 が窒化されることが報告されている(11)．
以上述べたように，フラッシュ現象を経ることで平衡状態
では起こりえない原子欠陥の導入や非平衡または準安定相の生成が報告されるようになった．これらの事実は，フラッシ
ュ焼結においてはジュール熱だけでなく強電場下での非平衡な点欠陥の生成，またそれに伴う物質輸送の促進が実現することを示唆している．

.
図1



文献(6)の結果を基に，模式的に描いた 3YTZP における FAST およびフラッシュ焼結挙動．昇温速度 10 °C/
min において一定の直流電圧を印加した場合の( a )印加
電圧，(b)試料を流れる電流および(c)緻密化曲線．



フラッシュ現象下での力学応答

フラッシュ現象

フラッシュ焼結においては低温・高速緻密化現象に注目が集まりがちであるが，留意すべき点は，緻密多結晶体や単結

特集晶材料であってもフラッシュ現象が起こるという実験事

現への遷移時間をプロットした．電場強度が高いほど，また実(12)(13)である．バルク材料に対して高電場を印加すると，炉内温度が高いほどフラッシュ現象の発現までの遷移時間は臨界温度以上で材料の電気伝導率が急激に上昇することが短くなっており，核生成・成長モデルを想起させる挙動にな

ZnO や 8 molY2O3 安定化立方晶 ZrO2 において報告されてっている．

いる．我々のグループでも 3Y TZP 緻密体に対しフラッシ

こうして改めてフラッシュ現象について振り返ると，フラュ現象の発現を確かめる実験を行った．大気中で焼結したッシュ現象とは臨界電場・臨界温度において励起される電荷

3Y TZP 緻密体(平均粒径 0.4 mm )を角柱状に研削加工してキャリア密度の上昇および原子拡散の加速とみなすことがで試験片とし，大気中，炉内温度800°
Cにおいて直流電圧を印きると考えられる．電場が印加される材料が粉末成形体であ加した場合の電場強度と試料を流れる電流密度の時間変化をれば，通常の焼結と同じく表面エネルギーと粒界エネルギー

図(a)に示す(14)．強電場を印加した直後から電流値が増加との差を主な駆動力として焼結緻密化が進行する．焼結としていき， 20 秒ほどで電源から供給する最大電流まで達しは，それを担う物質輸送が何であれ粒界現象であり，速度論ており(図中矢印)，フラッシュ現象が起きたことが確認され的には粒界拡散や表面拡散係数，空孔濃度や空孔形成エネル

た．設定された電流値に達したところで電圧制御から電流制

ギー，また粒界・界面・表面エネルギーといった材料パラメ

御に切り替わるため，フラッシュ現象の発現後に電圧は低下

ーターによって決定される．強電場(ないし強電場下での電している．この条件ではフラッシュ現象への遷移時間は約流)が，これらのパラメーターに対して影響を及ぼしている

20 秒で，その後は電流値・電圧値共にほぼ安定して持続しことは十分考えられることであろう．

て い るこ とが 分か る． 図 2 ( b )に は炉 内温 度 800 °C また は1000 °C における，印加電場強度に対するフラッシュ現象発フラッシュ現象下でのセラミックスの塑性流動

ところで，セラミックスの焼結緻密化以外の高温における原子拡散現象として，高温変形または超塑性変形が挙げられ
よう．高強度構造セラミックス多結晶体においては，室温における転位の活動が限られているため塑性変形もごく僅かであるが，ある程度以上の高温であれば原子(イオン)拡散が十分促進されるため，拡散による物質輸送に起因した塑性変形が起こり得る．特に 1 mm オーダー以下の微細結晶粒を有する構造セラミックス多結晶体は，粒界すべりを主体とした塑
性流動を示すようになり，超塑性を発現する場合もあることが知られている(15)(16)．セラミックスにおける粒界すべりのメカニズムについても結論に至っていないが，少なくとも律速過程は原子拡散であることは受け入れられていると考えて良いだろう．であれば，原子拡散が何らかの作用によって促進されることがあれば，粒界すべりに伴う多重点での応力集中はより速やかに緩和されるため，粒界すべり自体もより加速されることが期待される(17)．こうした背景から，フラッシュ現象を利用して拡散を促進させることができれば，例えば 3Y TZP における超塑性温度の低減および変形速度の加速が図られるものと我々は予想した．
そこで我々のグループでは，平均粒径 0.4 mm の 3Y TZP
緻密体を通常の大気中無加圧焼結により作製し，これに対してフラッシュ現象を起こさせながら高温機械試験を行うこと
で，炉内温度1000°
C以下での高速塑性変形を目指した．図( a )にフラッシュ現象下での引張試験の模式図を，また図 3(b)に通常の(電場を印加しない)引張試験と，直流電場を印加してフラッシュ現象を起こした状態で引張試験を実施した
場合の応力ひずみ曲線をそれぞれ示す(14) ． 1000 °C・1×10－3 s－1 の条件における通常(電場無印加)の高温引張試験
図2(a) 3YTZP 緻密体(平均粒径0.4 mm)に対して，炉内温度 800 °
Cにおいて直流電圧を印加した場合の電圧値と試料を流れる電流の時間変化．( b )炉内温度 800 °
C または
1000°
Cにおける，3YTZP 緻密体での印加電場強度とフラッシュ現象発現までの遷移時間の関係．

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japanでは， 3Y TZP は 200 MPa 以上の変形応力を示して殆ど塑性変形を示さずに破断してしまう．一方，直流電場印加によりフラッシュ現象を起こした状態での引張り試験では，ひずみ速度 2 × 10－3 s－1 ， 1000 °C の炉内温度でも 20 MPa 以下の

は約 230 から約 260 に上昇していた．彼らの実験では電場は SiC 製治具を介して印加されているため，試料に印加された具体的な電場強度は不明であるが，電気回路から考えて恐らく試料に流れる電流は極力制限されていたものと推測される．すなわち，ここで見られた高温変形に及ぼす通電効
果は，電場印加に起因するものと考えて良いだろう．
Conrad らは解析の結果，電場印加は点欠陥生成エネルギー低減ならびに動的粒成長抑制の効果があり，特に YTZP の超塑性における変形応力の低下および延性の向上は後者が主要因であると結論づけている．この電場効果の起源に関する議論からは，FAST との関連性が強く連想される．
一方，我々の実験では，フラッシュ現象下での 3Y TZPの破断延性には，フラッシュ現象時の制御電流値に強く依存していることも分かってきた(19) ．フラッシュ現象下で電流値はほぼ任意の値を設定することができるが，強電流下では粒成長がかなり顕著となり，特にフラッシュ現象下での変形後には粒成長速度は非常に加速される．この粒成長促進効果
はジュール熱に起因する試料温度の上昇だけでは説明できず(14) ，フラッシュ現象下で原子拡散が促進されているという考察にも合致している．炉内温度を低温にしつつ，構造セ
ラミックスの塑性変形を高速で実現することは実用的にも注目されるところである一方，ジュール熱を無視できないほどに電流を流すと電場ないし電流の及ぼす物質輸送への効果は解析し難くなる問題が生じる．そこで我々はフラッシュ現象
図3( a )通電引張試験の模式図および，( b )平均粒径 0.4 mmの 3Y TZP 緻密焼結体を試料とした通常の(電場を印加しない)引張試験と，同じ試料に対してフラッシュ現象
下での引張試験を実施した場合の応力ひずみ曲線を示す．初期ひずみ速度は1.0×10－3 1/s ないし2.0×10－3 1/s，炉内温度は1000°
Cないし800°
C．(c) 2.0×10－3 1/s，
1000°
Cでフラッシュ現象を起こした状態で引張試験を行った場合の破断後の試料外観写真．

下での 3YTZP の三点曲げ試験に着手した．


強電界ナノダイナミクスへ

本節で示すように，曲げ試験であれば塑性変形を生じるた
めの電流値を比較的抑制でき，ジュール熱を抑えつつ変形挙動を確認することが可能となる．図( a )に，通電下での三点曲げ試験の様子を模式的に示す．引張試験と同じく平均粒
径0.4 mm の 3YTZP 緻密焼結体を作製し，この角柱状試験

変形応力で塑性変形が進行し， 140 以上の破断伸び(公称片に対し，長手方向に直流電場を印加してフラッシュ現象をひずみ)を示すという，超塑性的な変形挙動が認められた．

起こしながら三点曲げ試験を実施した．その結果，試験片はさらに炉内温度 800 °C でも公称ひずみ 150 以上の塑性変形亀裂などを生じずに低い応力で塑性変形を生じた．図 4( b)を示した．図 3(c )には，上述の 1000°
C においてフラッシュにフラッシュ現象下での三点曲げ試験における荷重変位曲線現象を起こしながら変形させた試料の外観写真も併せて示しの一例を示す．ここで示すデータは，炉内温度 1000 °C におているが，試験片のゲージ部がほぼ均一に変形していること

いて，フラッシュ現象下で電流密度67 mA/mm2 で保持しなが分かる．すなわち，フラッシュ現象の利用によって，従来

がら変位速度1.7 mm/min で三点曲げ試験を実施したときのよりも数百度低い炉内温度と数十倍のひずみ速度であっても応力と荷重変位曲線となる．このとき，通電によって試料温3YTZP の塑性流動が可能であることが初めて示された．

度は 1245 °C まで上昇したことを放射温度計ならびに消費電

ここで，類似の現象として電気塑性( Electroplasticity )に力からの算出により確認している．図 4(b )に示すように，関する既往研究について目を向けるべきであろう．構造セラ

ほぼ一定の荷重を示しながら塑性変形が進行し，2 mm 変位

ミックスにおける高温変形，特に超塑性変形挙動に対する通させた後も破断しなかった．フラッシュ現象下での三点曲げ

電効果については， Conrad らのグループが精力的に調査し試験後の試料外観写真を図 4 ( c )に示すが， 1 分程度でここてきた(18) ．例えば，初期ひずみ速度 1.3 × 10－4 1 / s ，温度まで曲げることが可能であった．併せて，通電せずに炉内温1450 °
C ～ 1600 °C における 3Y TZP (平均粒径 0.4 mm )の引張

度 1245°
Cで三点曲げ試験実施した場合の結果も図 4(b )に示

変形挙動に及ぼす直流電場効果が調べられた．炉内温度

す．試料温度が同じであるにも関わらず，通電が無い状態で1450 °
C において， SiC 製治具を介して 1 kV / cm の電場が印は明らかに高い荷重を示して短時間で破壊している．

加された場合，変形応力は約 50 ～ 60 に，また破断伸び値

1245 °C という温度は，試料の焼結温度( 1400 °C )よりもかな

特集

付け，この学理を構築するという研究提案に至った．本稿で紹介した実験事実は，強電界ナノダイナミクスがジュール熱とは別の電場ないし電流が及ぼす効果に起因するものである
ことを示している．セラミックスにおいて加工性の重畳や強電界下での亀裂の修復といった，新たなマクロ力学応答を発現させ得ることが期待され，またこうした理論的指針の獲得を目指す研究への展開を想定している．

.

今後の展望

フラッシュ焼結については最初の報告から約 10 年が経過 で見たように，未だに新たな現象や微細構造したが，2.

の発現が報告されており，学術的にもまだまだ萌芽段階であると考える．我々の取り組みもまだその緒に就いたばかりであり，基礎基盤研究を積み重ね，変形機構とそこにおける電界および電流の役割についての理解を深めることで，当該分
野の学問展開および工業的応用への道が拓けるであろう．
 で触れた SPS において，関係者各位による長年の地道
2. 
図4( a )通電下での三点曲げ試験の模式図．スパン長は 16mm とした．(b)平均粒径0.4 mm の 3YTZP 緻密焼結体を試料とした通常の(電場を印加しない)三点曲げ試験と，直流電場を印加したフラッシュ現象下(炉内温度1000°
C)での三点曲げ試験の荷重変位曲線をそれぞれ示
す．通常試験では，通電下三点曲げ実験での試料温度と合うように炉内温度を 1245 °C とした．変位速度は 1.7mm/min とした．写真はフラッシュ現象下での三点曲げ試験後の試料外観である．

な基礎研究・開発を経て，近年の実用化へと結実した事
実(20)は実に教訓的である．
セラミックスの力学特性に関しては，長い年月をかけて基礎理論が構築され，すでに一定の完成を見た古典的分野とみなされがちであるが，通電下での力学応答をはじめ未だに新
たな学術的萌芽が見出され続けている．我々は，セラミック
スにおける強電界ナノダイナミクスを突破口として，新たな力学体系の構築と構造材料の開発に繋げるべくさらに研究を遂行する所存である．読者諸氏には本取り組みについて今後

り低く，本来であれば拡散による物質輸送も限定的であるこ共ご指導をお願い申し上げたい．

とから塑性流動もごく限られている．実際，変形後の試料の最後になったが，本稿の執筆にあたり，目義雄博士，平賀

微細組織を観察すると，通常の曲げ試験およびフラッシュ現

啓二郎博士，金炳男博士(物質・材料研究機構)らとの共同研

象下での曲げ試験後のいずれも，粒成長は殆ど観察されなか究により得られた多くの知見が礎となった．また，本稿で紹った．しかしながらフラッシュ現象下では明らかに塑性流動

介 し た フ ラ ッ シ ュ 焼 結 に 関 す る 知 見 の 一 部 は ， JST ・が促進されていた．

A STEP ( AS282I004e ) お よ び CREST ナ ノ 力 学

この通電下三点曲げ試験の結果から，フラッシュ現象下では微細結晶粒 3Y TZP 緻密体の高温塑性流動に関わる物質( JPMJCR1996 )の支援によって得られた．この場を借りて謝意を表する．

輸送が，強電場ないし強電場下での電流によって著しく励起されるということが明らかとなった．すなわち，強電場下文

献で，局所領域における特異な動的挙動が励起され，マクロな力学応答に反映するという，学術的のみならず実用的にも非常に興味深い現象である．
上述の如く，粒界すべりをはじめとする微細粒セラミック
ス緻密体の塑性流動は粒界現象であり，古典的的には粒界拡散や粒界エネルギーが深く関与する現象である．実際，粒界にごく僅かなドーパントが偏析するだけで，その粒界すべりや粒界拡散クリープによる塑性流動が劇的に変化することを我々は示してきており(16)，粒界のようにごく局所領域での物質輸送現象への作用がマクロな力学特性に大きな影響を及ぼすことは，セラミックスにおいては特に顕著である．
そこで我々は，強電場による粒界・界面等のナノ領域における動的挙動の励起現象を「強電界ナノダイナミクス」と名

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan( 1 ) 吉田英弘まてりあ，58(2019), 570575.
( 2 ) D. Yang, R. Raj and H. Conrad: J. Am. Ceram. Soc., 93(2010),
29352937.
( 3 ) H. Yoshida, Y. Sakka, T. Yamamoto, J.M. Lebrun and R. Raj:
J. Eur. Ceram. Soc., 34(2014), 9911000.
( 4 ) S. K. Jha and R. Raj: J. Am. Ceram. Soc., 97(2014), 527534.
( 5 ) J.C. M'Peko, J. S. C. Francis and R. Raj: J. Eur. Ceram. Soc.,
34(2014), 36553660.
( 6 ) M. Cologna, B. Rashkova and R. Raj: J. Am. Ceram. Soc., 93(2010), 35563559.
( 7 ) R. I. Todd, E. ZapataSolvas, R. S. Bonilla, T. Sneddon and P.
R. Wilshaw: J. Eur. Ceram. Soc., 35(2015), 18651877.
( 8 ) R. Raj: J. Am. Ceram. Soc., 99(2016), 3226
3232.
( 9 ) J. M. Lebrun, T. G. Morrissey, J. S. C. Francis, K. C. Seymour,W. M. Kriven and R. Raj: J. Am. Ceram. Soc., 98(2015),
14931497.

(10) Y. Nakagawa, H. Yoshida, A. Uehashi, T. Tokunaga, K.
Sasaki and T. Yamamoto: J. Am. Ceram. Soc., 100(2017),
38433850.
(11) N. Morisaki, H. Yoshida, K. Matsui, T. Tokunaga, K. Sasaki
and T. Yamamoto: Appl. Phys. Lett., 109(2016), 083104.
(12) Y. Zhang, J.I. Jung and J. Luo: Acta Mater., 94(2015), 87
100.
(13) D. Yadav and R. Raj: Scripta Mater., 134(2017), 123127.
(14) H. Yoshida and Y. Sasaki: Scripta Mater., 146(2018), 173
177.
(15) 若井史博まてりあ，45(2006), 644647.
(16) T. Sakuma and H. Yoshida: Mater. Trans., 50(2009), 229
235.
(17) K. Hiraga, B. N. Kim, K. Morita, H. Yoshida, T. S. Suzuki and
Y. Sakka: Sci. Technol. Adv. Mater., 8(2007), 578587.
(18) D. Yang and H. Conrad: J. Mater. Sci., 43(2008), 44754482.
(19) Y. Sasaki, K. Morita, T. Yamamoto, K. Soga, H. Masuda andH. Yoshida: under review.
(20) M. Tokita: J. Soc. Powder Tech. Japan, 30(1993), 790.

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
吉田英弘
1997年 東京大学大学院工学系研究科修士課程修了
2001年 博士号取得(論文博士(工学)，東京大学)
1999年～2004年 東京大学大学院新領域創成科学研究科・助手
2004年～2019年 物質・材料研究機構・研究員
2019年～現職
専門分野セラミック材料学◎構造・機能セラミックスの微細組織制御と特性向上に関する研究に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

吉田英弘

増田紘士

森田孝治

山本剛久

特

集

原子シミュレーションに基づく
力学特性評価と材料設計
都

留

智

,
,
仁




同じ組成の材料でも粗大粒金属と全く異なる変形特性を示

.

緒

言

す．また，合金化の例として，ゴムメタルやハイエントロピ
ー合金などの高濃度合金において，転位芯領域が大きく拡張

構造材料の強度と延性・靱性はトレードオフの関係があしたような特異な局所構造を有することが指摘されている．

り，力学特性の両立は材料開発の普遍的な課題として多くのこれらの材料では，個々の欠陥の動的挙動が材料のマクロな努力がなされてきた．材料の力学特性に対する機能向上は，特性を決定する支配的な因子となるが，構造材料の欠陥挙動

今日まで様々な方法を用いて行われてきたが，その多くが経に限らず，高度に制御された材料ではナノスケール動的挙動

験的な知見に基づくものである．また，主要元素の物理的性が強度・破壊・摩耗などの力学機能を決定する上で重要な役質によってその方法は全く異なるため，包括的な方法は確立

割を果たす．したがって，特異な材料特性を発現する機構やされていない．一方で，金属材料における材料強化の指針の新たな力学機能の創出する上で，ナノスケールの力学問題を

多くは，転位運動に基づく古典的描像でよく記述される．転理解することがますます重要になる．原子シミュレーション位運動に基づく様々な材料の機能向上に関するアプローチをは，このようなナノスケールの欠陥の基礎的挙動を理解する

大きくまとめると，組織制御と合金設計に分けることがで上で有力なツールであり，大規模分子動力学計算を用いた複き，実用の構造材料では，通常これらの組み合わせることで数の欠陥構造を有する材料の変形解析や，第一原理計算の枠機能の向上が図られる．最新の加工技術や添加元素の制御に組みで転位構造を直接解析することが可能になっている．

よって強度と延性を兼ね備えた材料の開発が行われている

金属材料の力学問題を対象とした材料内部の欠陥挙動とマが，やはりその多くは経験的な知見に基づいて行われておクロな力学特性を評価する枠組み，およびその方法の応用例

り，新たな機能を持つ材料を戦略的かつ効率的に創成するたとして，前報では第一原理計算に基づく六方最密格子

めに，欠陥組織や合金化の影響を非経験的に評価・予測する( HCP )を有する合金の変形の特殊性について議論した(2) ．

方法の開発が期待されている．

本稿では，面心立方格子( FCC )を持つ超微細粒金属の変形

近年，組織制御による超微細粒金属やナノツイン，合金設機構と，体心立方構造( BCC )を持つ金属の転位運動に関し計によるゴムメタルやハイエントロピー合金などが開発さて，大規模原子シミュレーションや第一原理計算によって得れ，優れた機能が確認されている．これらの材料でも，転位られたこれまでの結果の一部を例にあげ，ナノスケールの転運動に基づく指針が用いられるが，転位を介した特異なナノ位挙動がマクロな力学特性にもたらず影響やその重要性につスケールの機構が積極的に導入されている．例えば，超微細いて紹介する．

粒金属では，粒内の転位源の代表寸法，および粒界を介した転位生成の活性化などの転位挙動が大きく変化するため(1)，(国)日本原子力研究開発機構研究主幹(〒3191195 茨城県那珂郡東海村白方 2
4)
京都大学 構造材料元素戦略研究拠点拠点准教授
(国)科学技術振興機構さきがけ研究者
Evaluation of Mechanical Properties and Materials Design Hased on Atomistic Simulations; Tomohito Tsuru,,(Nuclear Scienceand Engineering Center, Japan Atomic Energy Agency, Tokai-mura, Ibaraki. Elements Strategy Initiative for Structural Materials(ESISM), Kyoto University, Kyoto. PRESTO, Japan Science and Technology Agency, Kawaguchi)
Keywords: materials design, mechanics of materials, dislocation core, atomistic simulations, first-principles
2020年 8 月24日受理[doi:10.2320/materia.60.25]

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan



.

大規模原子シミュレーションを用いた超微細粒
FCC 金属の変形挙動

超微細粒金属は，一般に巨大ひずみ加工を用いて形成される結晶粒系が 1 mm 以下の金属材料として定義される．材料中の粒界の体積率は，粒径が数 mm の通常の粗大粒金属では非常に小さいが，超微細粒金属のような粒径が 1 mm 以下になると急激に増加し，その影響が無視できなくなる．例えば，同じ組成でもこのような内部構造の変化によって，従来の Hall Petch 関係を超えた強度の向上(2) や Bauschinger 効果(3)，一部の材料では引張/圧縮異方性(4)が生じることが知られている．通常の粗大粒材料の変形を原子モデルによる計算で再現することは困難であるが，微細粒金属のように粒径がサブミクロンになると原子シミュレーションで直接解析が可能になり，計算の観点からは好都合である．ここで問題となるのが，実際の材料の特徴を捉えるように原子モデルを構

図1

超微細粒 Cu と Al の引張と圧縮変形時の応力―ひずみ関係．(オンラインカラー)

築することである．多結晶の原子モデルは，一般に Voronoi
多面体を用いて再現され，空間上にランダムに配置した点から Voronoi 多面体を構成し，それぞれの多面体にさらにラを比較すると，引張の降伏応力が圧縮のものより小さくなる

ンダムなオイラー角を与えて結晶方位の異なる粒を持つモデ

引張/圧縮異方性が確認されるが，その度合いは転位密度がルが作成される．通常の変形加工によって得られた材料は，小さいものほど大きくなる．さらに， Cu よりも Al が顕著

粒の形状や方位に偏りがあるがモデル材料としてはランダムに見られることがわかり，実験と同様の傾向を示すことが確に与えたもので本質を捉えることができる．しかし，このよ認される．この違いがどこから生じるのかを考えるとき，まうにして得られたモデルの変形から得られた臨界応力は，粒ず Cu と Al の積層欠陥(SF)エネルギーの大きさの違いが想界すべりが生じないような結晶粒サイズになると，実験結果起されるが， SF エネルギーの違いがなぜ引張/圧縮異方性と異なり結晶粒サイズにあまり依存せずに非常に高い応力をの相違を生むのかを直接説明するのは困難である．そこで，示す．これは，実際の材料に存在している結晶粒内の転位源

SF エネルギーによって決定される転位構造に着目する．SFが存在しないため，転位運動などの降伏に関する現象が粒界エネルギーは外部負荷に依存して変化することがわかっておからしか生じないためである．そこで，粒径より小さな長さ

り(5)，超微細粒金属のように降伏応力が大きい場合には，その転位双極子を粒の内部に与えたモデル金属を考えることの影響が顕著に表れるようになると考えられる．

で，実際の材料の内部構造を模擬するとともに転位密度の影

そこで， Cu と Al に対して，埋め込み原子法によるポテ

響を評価することが可能となる．結晶粒サイズを 140 a0 とンシャルを用いて，例としてすべり面に垂直な方向の応力をして 15 個の結晶粒をもつような場合を考えると，約 2 億原

－ 3 GPa (圧縮)～＋ 3 GPa (引張)まで変化させた際の一般化子のモデルとなる．このような大きなモデルの解析には並列

SF エネルギーを図に示している．図から，Cu では SF エ

解析が必要であり，最近では並列計算が可能な優れた汎用コネルギーの応力依存性が小さい一方， Al では大きく変化すードが使用可能になっているが，本研究では入出力と解析をることがわかる．このような SF エネルギーの違いが転位構並列化した独自のハイブリッドコードを用いて解析を行っ造やマクロな力学特性に与える影響を検討するため，準離散た．ここでは，超微細粒材料の引張/圧縮異方性について行

変分 PeierlsNabarro モデル(6)を応用して，このような外部った結果を示す．

負荷が与えられた際の転位芯の状態を評価した．PN モデル

実験では引張/圧縮で異方性を示さない Cu と明確な異方の枠組みでは，転位のエネルギーは微小な転位セグメント群

性を示す Al を対象とし，温度 0 K において，粒の内部に転の変位の汎関数で記述され，外部負荷の仕事がない場合に対位源を含む粒径が 100 a0 の多結晶モデルに対して引張と圧して以下のように表される．

縮を与えた際の応力―ひずみ関係を図に示す．ここで，rは転位密度を表し，無欠陥から高転位密度の場合までを示している．以降の議論を簡単にするため，最大応力を降伏応力

Utot[r(x)]＝Uelastic＋Umisfit(1)

Umisfit＝∑Dxy3d(di)(2)

iと定義すると，全ての場合で，転位密度が高い場合に降伏応

ここで，Uelastic は弾性エネルギーの寄与を表し，エネルギー

力が小さく，転位密度が低くなるにつれて大きくなる．これ係数と呼ばれる弾性特性で記述される．Umisfit はすべり面間は，前述したように粒内の転位源が粒界からの塑性変形よりの変位によって生じるミスフィットエネルギーを表し，任意も優先して活動するためである．引張と圧縮の際の降伏応力の変位状態における SF エネルギーで記述される．ここで，



特

集

図4

超微細粒 Al の圧縮と引張変形時の転位生成． (オンライ
ンカラー)

図2

Cu と Al の積層欠陥エネルギー．(a ) g 表面と( b ) 外部
応力に依存した積層欠陥エネルギー．(オンラインカラー)

Al でも拡張した転位構造をとるようになることがわかった．

最後に，前述の大規模原子シミュレーションによって得られた Al の場合の引張と圧縮の際の内部の欠陥構造を図示す．図 4( a )の圧縮では完全転位に近い形で粒界から転位の生成が見られる一方，図 4(b )の引張では通常の粗大粒と異なり，大きく拡張した転位が生成されることが確認される．
これは，転位の拡張が容易になることによって，粒界から部分転位が先行して生じるようになるためであり，その際の臨界応力は完全転位の場合より小さくなる．以上のことから，
超微細粒金属のように応力レベルが大きくなると，負荷応力の影響で SF エネルギーが変化し，その結果，転位の安定構造が変化し，その影響が顕著な Al において引張/圧縮異方性を生じる要因となることが明らかになった(7)．このように，
FCC 金属では，SF エネルギーが双晶形成や転位挙動に重要な役割を果たし，マクロな力学特性に大きな影響を及ぼす．
そのため，微細粒化や合金設計において，SF エネルギーを変化させるような自由度を制御して材料を設計することが，マクロな力学特性を積極的に変化させる上で重要になると考図3

離散変分 PN モデルによる Cu と Al の転位芯構造． (オえられる．

ンラインカラー).

BCC 合金の転位構造と運動

外部負荷として，すべり面に垂直な方向の応力が与えられた

BCC 金属では，一般にらせん転位の Peierls 応力が刃状転際の図 2 ( a )のようなエネルギー表面を与えることによっ位のものと比べて数桁も大きくなるため，マクロな力学特性て，転位セグメントがすべり面に平行な方向の任意の位置には一般にらせん転位の運動によって決定される．また，存在する場合のエネルギーを記述する．このエネルギー汎関

BCC 合金の降伏応力は，温度やひずみ速度に依存した挙動

数を数値的に変分することによって，安定な転位芯構造を予を示す熱活性化過程によって記述されることがわかってい測することができ，応力が負荷された状態の解析結果を図る．しかし，合金元素を加えた際の影響は，複雑な温度依存に示す． Cu では，よく知られているように転位は大きく拡性を示すことに加えて，マトリクス元素と添加される元素に張することが確認され，拡張の程度は負荷応力に依存しない

よって全く異なるため，十分な理解はなされていない．ここことがわかる． Al では，無負荷状態と圧縮下では転位がほでは，合金元素の役割を理解するために，タングステン

とんど拡張しない完全転位に近い形で存在している一方，引( W )の転位芯構造に対する第一原理計算を応用した例を紹

張応力が大きくなるにつれて SF エネルギーの低下によって介する．第一原理計算の枠組みで転位の計算を行うために，

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

図5

らせん転位の 2 次元運動のエネルギープロファイルと特徴的な転位芯構造．(オンラインカラー)

図6

第一原理計算と線張力モデルによるキンク形成過程．

図7

第一原理計算による転位と合金元素の関係．(a) 相互作
用エネルギーと(b) 転位運動のエネルギー障壁．(オンラ

転位構造のモデルは，前報(1)で示したような線形弾性論を用いた変位場を与えた周期境界中の四重極子配置を考え，b＝a0 / 2〈 111 〉の Burgers ベクトルをもつらせん転位を導入す

る．第一原理計算を用いて任意の位置のエネルギーを計算した 結 果 を 図  に 示 す ． こ こ で ， Differential displacement(DD)ベクトルを用いたらせん転位の局所的な変位から転位
芯構造を可視化している． BCC におけるらせん転位の最安定の転位芯は Easy core と呼ばれる状態であり， Split coreと Hard core でそれぞれ極大点をとり， Split core で最大となる．二つの Easy core を結ぶ最小エネルギー経路を朱色の線 で 示 し て お り ， Split core と Hard core の 間 の 鞍 点 がPeierls ポテンシャルに相当する．この Peierls ポテンシャルは理想的に直線の転位が運動する際のエネルギーであるが，実際の BCC 金属の転位は示すキンク機構によって運動する．キンク機構を直接第一原理計算から解析することは困難であるため，次式の線張力モデルを用いて転位運動を記述する．

[

WLT(Xi, syz)＝b∑ V iP(Xi)－syz bXi＋i]

Gi
(Xi＋1－Xi)2 ( 3 )2 b2

ここで，らせん転位の全エネルギーは，任意の位置 Xi にあ

インカラー)

る転位セグメントに対するエネルギーとして与えられ，Peierls ポテンシャル，負荷応力，線張力によって表される．第一原理計算から得られた Peierls ポテンシャルと線張化過程であり，温度に依存して転位の 2 次元運動を許容し力の係数を用いて，キンク機構による転位運動を再現した．

た解析手法を検討している．

解析の詳細は省略するが， Nudged elastic band ( NEB )法(8)合金化によるマクロな力学特性は，合金元素が転位芯構造

を線張力モデルの自由度に対応させた最適化手法を用いて，や運動にどのように影響するのかを評価することによって理直線転位が一周期分移動する間の最小エネルギー経路を式解することができる．ここでは，最も基礎的な特性として，( 3 )の転位のエネルギー汎関数を用いて最適化したものを合金元素が存在する際の転位芯との相互作用と前述の鞍点の図に示す．このような方法で，転位配置に従ってエネルギ

エネルギーがどのように変化するかを検討する．図に Wーを記述することで，キンク機構における活性化エネルギーのらせん転位近傍に第 6 周期の遷移金属が存在する際の，を評価することができる．なお，式( 3 )右辺の第 1 項と第 2転位と合金元素の相互作用エネルギーと鞍点のエネルギー変項からキンク形成に必要なエネルギーは負荷応力に依存して化を示す．図 7(a)から，相互作用エネルギーは，5d 電子の線形的に変化することを示しており，応力の依存性を表現で状態の変化によって大きく，かつ系統的に変化することがわ

きる．また，このようなキンク機構は温度に依存した熱活性かる．具体的に，d 電子の少ない Hf，Ta は相互作用が非常



特

集

って粒内転位の運動から粒界からの転位生成へ変化することによって生じることを明らかにした．また，第一原理計算の枠組みで転位芯構造を直接解析することで，転位運動にもたらす合金元素影響を電子結合から理解することが可能になった．このようなナノスケールの欠陥挙動は，高度に組織制御された最新の材料の力学特性に支配的な影響を及ぼすことから，電子状態に基づき欠陥の素過程を捉え，それらの基礎的特性からマクロな力学特性につなげるための力学体系が，計算科学に基づく材料設計においてますます重要な役割を果たすと考えられる．
図8

転位運動の熱活性化過程に基づく CRSS の評価． (オンラインカラー)

本 研 究 の 一 部 は ， JST さ き が け ( JPMJPR1998 ) ， JST
CREST ( JPMJCR1995 ) ， JSPS 科 研 費 ( 19K04993,
18H05453,に小さく，d 電子の多い元素では強い引力相互作用を持つ．

19K05338 )，軽金属奨励会(研究補助金)の助成，および原子力機構の大型計算機 ICEX の支援を受けてまた，この引力相互作用によって，図 7 ( b )の転位運動の行われたものである．また， BCC 構造の転位芯構造を始め

Peierls ポテンシャルは低下することが確認される．負の値るにあたり，先行して研究を進められていた物質・材料研究

は引力相互作用が Peierls 障壁より大きくなり，転位と合金機構 譯田真人 博士，原子力機構 板倉充洋 博士，大阪大学

元素が自発的に吸着することに対応している．

尾方成信 教授に多くの助言をいただいた．ここに深く感謝

前述のように BCC 合金のらせん転位の運動は熱活性化過の意を表す．

程であることを考慮して，マクロな力学特性と関連付けるこ文とができる(9)．第一原理計算による活性化エネルギーに関す

献る基礎的な特性を用いて，合金元素の例として Re 濃度を変化 さ せ た 際 の 温 度 と CRSS の 関 係 を 図  に 示 し た ． 図 から，古典的な強化理論では考慮することが困難な，濃度と温度によって複雑に変化する CRSS を再現できることが確認できる(10)(11)．なお，合金元素の原子半径差が小さいにもかかわらず，元素の違いによって系統的な変化を生じるのは，
BCC 金属の転位と合金元素は力学的な相互作用に比べて電子の結合による影響が支配的であるためであると考えられる．このような化学的な相互作用は，古典的な強化理論では考慮することができないため， BCC 合金の力学特性の理解にはとりわけ，電子結合を考慮した議論が必要であることを示唆している．これは，逆に言えば，基礎的な特性を電子論的解析によって評価することで，合金化によるマクロな力学特性を予測することが可能であることを示している．計算科
学のみの情報から材料設計を行うためには多くの問題が残っているが，このような取り組みが，非経験的な知見に基づく( 1 ) N. Tsuji, Y. Ito, Y. Saito and Y. Minamino: Scr. Mater., 47(2002), 893899.
( 2 ) 都留智仁まてりあ，56(2017), 513.
( 3 ) M. Haouaoui, I. Karaman and H. J. Maier: Acta Mater., 54(2006), 54775488.
( 4 ) J. E. Carsley, A. Fisher, W. W. Milligan and E. C. Aifantis:
Metall. Mater. Trans. A, 29(1998), 22612271.
( 5 ) S. Ogata, J. Li and S. Yip: Science, 298(2002), 807
811.
( 6 ) V. V. Bulatov and E. Kaxiras: Phys. Rev. Lett., 78(1997),
42214224.
( 7 ) T. Tsuru: Phys. Rev. Mater., 1(2017), 033604.
( 8 ) G. Henkelman, B. P. Uberuaga and H. Jonsson: J. Chem.
Phys., 113(2000), 99019904.
( 9 ) A. S. Argon: Strengthening Mechanisms in Crystal Plasticity,
Oxford Series on Materials Modelling (Oxford University
Press, 2007).
(10) M. Wakeda, T. Tsuru, M. Kohyama, T. Ozaki, H. Sawada,
M. Itakura and S. Ogata: Acta Mater., 131(2017), 445456.
(11) T. Tsuru, M. Wakeda, T. Suzudo, M. Itakura and S. Ogata: J.
Appl. Phys., 127(2020), 025101.

実用的な材料設計の一助となることを期待する．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
2006 年 10 月

.

ま と

め

本稿では，金属材料の力学問題を対象とした材料内部の欠陥挙動とマクロな力学特性を評価する枠組みと応用として，
原子・電子シミュレーションを用いた FCC 構造を持つ超微細粒金属の特異な変形機構と， BCC 構造を持つ金属の転位運動に関する研究について紹介した．大規模原子シミュレー
ションによって，サブミクロンスケールで生じる欠陥の発展
挙動を捉えることが可能になり，超微細粒材料において観察

都留智仁

大阪大学大学院工学研究科博士後期課
程修了

主な略歴
2006 年 11 月～ 2007 年 3 月 大阪大学大学院工学研究
科 日本学術振興会 PD
2013 年 2 月～ 2014 年 8 月 カリフォルニア大学バークレー校 客員研究員
2008年 3 月～ 現職
2019年10月～ さきがけ「ナノ力学」研究者兼職
専門分野計算材料力学◎金属材料の欠陥構造と力学特性に関する計算科学研
究に従事．
大規模原子シミュレーションや第一原理計算による欠陥構造解析を中心に活動．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

される特異な強化機構や引張/圧縮異方性が，微細粒化によ

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan無機半導体材料の力学特性に及ぼす
光環境効果のマルチスケール計測
中 村 篤 智大島1)

優2) 松 永 克 志3)

材料の加工性に直結する特性であり，従来脆いと思われてい

.

は じ

め

に

た半導体材料が実は室温で金属並みの変形が可能であるという点で大きな注目を集めている． ZnS の興味深い点は，光光環境が半導体材料の電気的性質に影響することは広く知照射下では「双晶変形」を生じ，従来知られているような，られている．これは内部光電効果によるもので，太陽電池や脆性的な性質を示すことが確認された一方で，暗闇の中では

光センサーに利用されている基礎的物理現象である．一方「すべり変形」を伴う延性的で壊れにくい性質を示すことでで，光環境が材料の力学的性質に及ぼす影響についてあまりある．この特徴に関連して，光環境制御による様々な無機化理解されていない．かつて， 1960 年代から 70 年代にわたっ合物材料の可塑性の向上の可能性が期待されるとともに，無て，半導体系材料において光が変形応力に作用することが報機半導体材料の転位挙動に及ぼす光環境効果について今一度告され(Photoplastic effect)，研究が進められた(1)(4)．その再検討することが求められている．

当時の技術水準で適用可能な実験がなされ，光が転位の挙動

光環境が可塑性に及ぼす影響の程度やそのメカニズムを理に及ぼす影響が調査されたが，当時の入手可能な材料の限界解していくにあたって，現状では大きな課題が 2 点残されならびに評価技術の限界のため，大きな広がりにならず，一ている．1 点目は，そもそも光が転位の挙動にどのようにし旦そうした研究はほぼ忘れられてしまっていた．

て影響を与えているのか，その電子・原子スケールからのメ

これに対して，最近著者らは，図に示すように，無機半カニズム解明が不十分であることである．光のフォトンエネ

導体材料の 1 つ硫化亜鉛結晶(ZnS)が暗闇の中において異常

ルギーが転位に影響を及ぼす可能性があるとともに，光励起に大きな室温可塑性を発現することを見出した(5)．可塑性はで生じた電子やホールが転位と相互作用していると考えられるが，その詳細なメカニズムは不明なままである．その 1
つとして，我々は電子やホールが転位コア構造を変化させ，その結果として転位の運動性が変化しうることに着目している(6) ．もう 1 点は，先進無機半導体材料の多くにおいて，従来型の力学試験を適用可能なミリメートルサイズの大型結晶 を 得ら れ な いこ と であ る ． つま り ， 図 1 に 示し た よ う
な，ミリメートルサイズの大型結晶(3×3×7.5 mm3)で実験を行うこと自体が困難な材料が少なくない．そのため，多くの材料において大型結晶を用いたバルク変形試験を適用できないことがもう 1 つの課題である．
そこで， 2019 年 10 月開始のさきがけ「ナノ力学」領域研

図1

光照射下と暗室下における ZnS 結晶の応力
ひずみ曲線．

究(代表中村分)において，光環境制御下において薄基板や

名古屋大学大学院工学研究科1)准教授，科学技術振興機構さきがけ「ナノ力学」研究者 2)大学院生，日本学術振興会特別研究員
3)教授，ファインセラミックスセンター客員研究員(〒4648603 名古屋市千種区不老町)
Multiscale Analysis for Understanding the Effect of Light Environment on Mechanical Properties of Inorganic Semiconductors; Atsutomo
Nakamura, Yu Oshimaand Katsuyuki Matsunaga(Department of Materials Physics, Nagoya University, Nagoya)
Keywords: plasticity, dislocations, inorganic semiconductors, nanoindentation, photoplastic effect
2020年 9 月28日受理[doi:10.2320/materia.60.30]



特

集

薄膜等に対応可能なナノスケールの力学試験システムを新たは最適なバンドパスフィルター(特定波長のみ透過するフィに構築し，マクロスケールのバルク変形試験と実験結果を比ルター)および ND フィルター(光の強度と調整するフィル

較検討することを 1 つの目標としている．これにより，そター)を用いて，照射光の強さと波長を制御している．な

れぞれの手法のメリット・デメリットを理解すると同時に，

お，光源の強度は時間経過により低下していくため，試験毎光が無機半導体材料中の転位挙動に及ぼす影響を効率的に解に実際に試料に照射されている光の強度測定が不可欠であ明していく．力学特性のマルチスケール計測手法を確立するる．そこで，試料が配置される箇所に直接光評価装置をセッことができれば，マクロな計測が困難な先進材料においてトして，精緻に光環境の制御を行っている．

も，ナノスケールの力学試験により転位挙動に及ぼす光環境

変形試験終了後には，すべり線等の表面観察を丁寧に行効果を抽出することが可能となる．つまり，本研究の目的

い，活動したすべり系を確認している．また，半導体結晶をは，対象材料のサイズに関わらず，その力学特性を理解する

変形させると，変形により発色が変化することがある．そこ

手法を確立することにある．なお，本研究に先だって発見さで，しばしば，変形試験後には，分光光度計や蛍光光度計等れた暗室下の異常な可塑性や現状理解できているメカニズムを用いて吸収特性や発光特性の評価を行う．このような表面等については別途解説記事が「応用物理」に近く掲載予定で観察および光物性評価の後に，透過型電子顕微鏡法により内ある(7)．

部転位組織の解析を行う．なお，電子顕微鏡用試料作製に当たっては，精密切断機，精密研磨機，イオンミリング装置等

.



実 験

方

法

マクロスケールのバルク変形試験を利用している．


ナノインデンテーション試験

ミリメートルサイズのブロック状の単結晶を光環境制御下先進材料では，材料合成難度の高さから大型結晶を得られにて一軸圧縮変形させる．図に試験機の設置状況を示す．

ないことが多く，小さな結晶の力学特性を評価する手法を確

変形試験法として，ひずみ速度一定の応力ひずみ曲線を取立する必要がある．そうした手法として代表的なものには，得する手法と荷重一定のクリープ曲線を取得する手法を併用

基板状の平面試料に対してシャープな圧子を打ち込むインデしている．現状，マクロスケール変形試験は室温でのみ行っ

ンテーション試験とピラー状に加工した試料を圧縮するピラている．これは光環境制御と温度制御の組み合わせが容易で

ー圧縮試験がある．それぞれ一長一短であるが，現在，著者ないためである．

らは光環境制御に当たってナノインデンテーション試験(図光環境制御のため，圧縮試験機そのものを暗幕で覆い，暗)を利用している．ピラー試験の場合に試料作製の際に形成室化している．その上で，外部に設置したキセノン光源からされる表面加工層が光遮蔽や転位生成の抑制をもたらす可能

光ファイバーを経由して試料に光を照射する．光照射の際に性があることと，ナノインデンテーション試験の実験効率および解析効率がコンピューター制御の進歩で急激に改良されたことが理由である．
なお，光環境制御下の試験を行うに当たっては，電子顕微
鏡内のその場試験が必ずしも適切とならない．電子線そのものが材料の力学特性に大きく影響することが知られており(8)(9)，光照射と電子線照射のどちらの効果が転位の挙動に影響しているか分からなくなるためである．
転位挙動評価のためのナノインデンテーション試験におい

図2

暗幕に囲われた圧縮試験機．

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Materia Japan

図3

暗幕に覆われたナノインデンテーション試験機．



て重要となるのは，転位の発生に対応した popin 現象を捉は，すみやかに変形が進行し，変形量約 20 で変形が飽和

えた荷重変位曲線を確実に検出し，それらを統計処理によしていくことが認められる．これは，荷重一定の圧縮クリーり比較検討することである． pop in 荷重は試験毎のバラツプであるため，試料形状の変化に伴い真応力が低下するからキが大きいため，少数の荷重変位曲線を比較対象としてもである．一方，(b)の結果から分かるように，光照射環境に正しい検討とはならない．また，負荷荷重が大きすぎると，

おいては，塑性変形がほとんど進行しない．光照射を停止

相変態やき裂が発生し，それらを転位の生成と誤認する恐れ

し，暗闇におくと，数分の滞留時間の後に，変形が開始されがある．著者らは，光環境制御下のナノインデンテーション

る．変形開始後は徐々に，暗室下の変形( a )の曲線に近づ試験において，従来報告よりはるかに小さい mN オーダーでき，最終的には変形量約20で変形量は飽和する．

転位が発生することを見出している．

これらのクリープ曲線から分かるように，室温であってもZnS のクリープ試験を行い，その変形挙動を解析すること.


現状の結果と考察

室温クリープ試験(10)は十分可能であることが明らかとなっている．興味深いのは，光照射環境で荷重負荷を開始した場合，光照射停止後もすぐに変形が開始するのではなく，数分程度の滞留時間が存

ひずみ速度一定の一軸圧縮試験では，変形量に対する応力

在することである． ZnS は蓄光特性を有していることで知の変化が出力データとして得られる．一方，クリープ試験でられ，光照射による内部光電効果で発生した電子やホールがは，一定荷重負荷下のひずみの変化を得ることができる．転すぐには消失しないという特徴がある．光照射停止により速位運動の数式として有名なオロワンの式(11)で示されるよう

やかに変形が開始しないのは，光そのものではなく光照射にに，ひずみ速度は可動転位の密度と速度の積を含む関係式でより発生した電子やホールが塑性変形に影響していることを表すことができる．つまり，クリープ曲線の方が簡単に転位示唆している．なお，室温クリープ変形によって試料表面にの運動と関連付けることができる．そこで，最近，我々は転はすべり線が形成されるとともに，内部組織の透過型電子顕位の運動の理解にクリープ試験を利用して研究を行った．な

微鏡観察によって転位が多数導入されていることが確認され

お，過去に無機半導体結晶の室温クリープ試験の結果は見当ている(10) ．つまり，室温クリープ試験でも，塑性変形は転たらない．そもそも室温で塑性変形すると思われていなかっ位のすべり運動により生じている．したがって，光照射時のたためである．暗室下において室温でも大きな可塑性を示す

変形が進行しないのは，電子やホールが転位の運動を妨げてことを見出した結果として，室温クリープ試験を実現可能といたと言える．

なった．

そこで，どのような波長もしくは強さの光が転位の運動に

図(a)と(b)に，ZnS 結晶における，暗室下のクリープ曲

影響しているのかという点についてクリープ試験を用いて調線と，光照射下で荷重負荷を開始し，その後光照射を中止し査することにした．図に，暗室下で荷重負荷開始後，波長た場合に得られたクリープ曲線を示す．暗室下(a)においてを短い光から順番に照射した場合のクリープ曲線を示す．図から分かるように，波長 365 nm および 436 nm の光照射の場合，クリープ変形が停止する．一方， 490 nm の光を照射した場合は，一定の滞留時間の後，クリープ試験が再開する
ことが確認できた．この結果から，短い波長では転位の運動が抑制され，一方で長い波長では転位の運動が可能であることが分かった．これは波長の短い光ほど高いエネルギーを持ち，光励起により発生する電子やホールの数が増えることと対応している．これについては，光照射下の電気伝導測定に

図4



初期荷重 60 MPa を負荷された場合の室温クリープ曲
線．(a)暗室下，(b)光照射(365 nm, 400 mW/cm2)下で荷重負荷，途中から光照射停止．

図5

暗室下で荷重負荷開始し，試験途中で異なる波長の光を照射した場合に得られたクリープ曲線．照射光の強度は
いずれも400 mW/cm2．

特

集

図6

暗室下で荷重負荷開始し，試験途中で異なる強度の光を照射した場合に得られたクリープ曲線．照射光の波長はいずれも365 nm．

図7

ナノインデンテーション試験機を用いて， ZnS の( 001 )面で得られた荷重変位曲線．(a)大きめの最大荷重の一例，( b )小さめの最大荷重の一例．いずれも，室温かつ暗室下で取得された．

より，490 nm の光では ZnS にはほとんど電子やホール等のキャリアが発生しないことが明らかとなっている．つまり，
低エネルギーの光照射の場合，キャリアが十分発生しないたの透過型電子顕微鏡法により確認することも重要となっていめクリープ変形が開始されると理解できる．

る．

次に，図に，暗室下で荷重負荷開始後，波長を 365 nm

ナノインデンテーション試験では，負荷荷重が大きいほどのまま照射光強度を下げていく実験を行った．図から分かる

ひずみ速度が速くなるという実験原理上の特徴がある．同時ように，照射光強度が 400 mW / cm2 および 40 mW / cm2 の場に，時間当たりに取得できるデータには限界がある．したが合，クリープ変形が停止する．その一方で，4 mW/cm2 の光って，荷重が大きすぎる場合，低荷重で生じる pop in 現象の場合は，クリープ変形が開始する．これについても，光照を捉えることができなくなる．図に ZnS 結晶で得られた

射強度を変えつつ電気伝導特性評価を行った結果から，光照

荷重変位曲線の一例を示す．荷重が大きい場合は popin 現

射強度に依存して，発生するキャリアの量が減少していくこ

象が認められないが，荷重が小さい場合は pop in 現象が生とが，転位運動が可能になった理由と考えられる．

じていることが確認できる．この実験で用いた圧子の先端半このように，クリープ試験を利用することで，光が転位の径は 80100 nm 程度であり，転位発生に対応する pop in 現

運動に及ぼす影響を評価できることが分かった．クリープ曲

象が，数 mN 程度から生じることが明らかとなった．同時

線ではひずみ速度を導出することができ，そこから転位の運に，断面 TEM 観察により，表面極近傍での転位発生も確認

動速度に及ぼす光の効果を見出すことができる．そうした解している．

析から，暗室下でのすべり変形中に光を照射すると，速やか

ナノインデンテーションによる pop in 現象に関する光照に転位の平均運動速度が 1000 分の 1 以下まで低下すること

射の効果については現在論文投稿中のため詳細を記述できなが明らかとなっている(10)．つまり，転位の運動に光は我々い．簡単にご紹介すると， ZnS 結晶の場合，転位の発生にが想像する以上に影響しており，様々な材料において光の影

は光の効果が小さく，転位の運動には劇的な効果があること

響を再検討していくことが不可欠である．従来の Photoplas-

が実験データとして得られている．なお， pop in 荷重の評

tic effect 研究では，結晶性や材料純度の限界のため，多く

価には各条件で100回以上の有効データを取得し，それらをの内容が不明のまま残されていた．本研究で分かるように，統計処理することにより行っている．また，転位の運動評価

ZnS で す ら， 未 だ 光 照 射効 果 は 未 だ十 分 評 価 で きて い なには，インデンテーションクリープの手法(12)(14)(16) を利用

い．世の中には多種多様な材料が存在するため，今後さらにしている．この方法では， pop in 荷重より少し大きな荷重

光環境の影響の調査を行っていく必要がある．

を一定時間負荷し，その間の変位の変化を取得する．この場

ナノインデンテーション試験(12)(16)合， 10 回以上の有効データを取得し，その平均の比較検討を行うことが必要となる．

圧子打ち込み試験としてビッカース硬さ試験が有名である

過去に報告されている無機半導体材料の pop in 報告にが，これに対してナノインデンテーション試験はナノスケー

は，しばしば mN レベルのものが含まれる．それらについルの圧子を打ち込み，負荷荷重制御下での変位をリアルタイて，転位の発生荷重として大きすぎる可能性がある．今後，ムに検出する手法である．得られた荷重変位曲線は，一様々な半導体について， pop in 現象が転位の発生に対応し見，応力ひずみ曲線と似ている．転位の解析に利用する場ているか否かを含めて再検討していく必要があると考えてい合は，変位バースト，いわゆる pop in 現象を精緻に検出する．なお，無機半導体材料では，研磨技術が非常に進歩してることが不可欠となる． pop in 現象は表面近傍からの転位

おり，ナノメートルスケールでフラットな表面を実現できるの生成だけでなく，相変態やき裂発生の場合も生じる．したため，高精度に圧子押し込みを行うことができる．

がって，最近では，転位の発生に対応していることを最先端

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan



文
.

献

まとめと今後の展望

現状，我々は ZnS 結晶等の無機半導体材料を中心に光が転位に及ぼす影響を実験・理論の両面から検討しているところである．光が全くない暗闇では可塑性が大きく，光に対する感度は想像以上に大きい．可塑性についてはマクロスケー
ルの変形後の試料写真が分かりやすいため，ミリメートルサ
イズの結晶が入手可能な場合には，我々はマクロスケール試験も行っている．一方で，新材料などマクロスケールの結晶が得られない場合に転位運動の光環境依存性を理解できるよ
うに，ナノスケールの実験を現在実施している．最近のナノインデンテーション装置は自動化が進んでおり，一晩で数百回の力学試験を行うことが可能となっている．現状，ナノイ
ンデンテーション試験を有効利用していくことが光環境効果の評価およびメカニズム解明に有効であると考えている．
なお，光が材料の力学特性に及ぼす影響は半導体に限らない．暗闇での異常な可塑性については我々が初めて報告したが，変形応力の変化に関しては様々なイオン結合性結晶で知られている．その上，金属材料であっても最表面はしばしば酸化されており，光環境が表面近傍の力学特性に影響している可能性がある．また，近年では，メタマテリアルなどのナノ構造体の強度への関心が高まっており，光環境が材料強度に及ぼす影響を理解する重要性がますます増大している．さらには，最近の新材料開発の急激な進行により，研究対象となる材料も増える一方である．現在，光環境効果の評価を行っているのは世界的に数グループ存在するが，照射光の強度や波長を完全に制御した実験を行っているグループは残念ながら現状は我々のみである．これは，力学試験が得意な研究グループが光照射システムや光物性に詳しいとは限らないためかもしれない．一方で，光環境が影響する可能性のある材
料は多種多様であるため，数グループのみで実験を網羅する( 1 ) L. Carlsson and C. Svensson: Solid State Commun., 7(1969),
177179.
( 2 ) C. N. Ahlquist, M. J. Carroll and P. Stroempl: J. Phys. Chem.
Solids, 33(1972), 337342.
( 3 ) Y. A. Osip'yan and V. F. Petrenko: Soviet Physics Jetp, 36(1973), 916
920.
( 4 ) Y. A. Osip'yan, V. F. Petrenko, A. V. Zaretsk¾ƒ and R. W.
Whitworth: Adv. Phys., 35(1986), 115188.
( 5 ) Y. Oshima, A. Nakamura and K. Matsunaga: Science, 360(2018), 772
774.
( 6 ) K. Matsunaga, S. Hoshino, M. Ukita, Y. Oshima, T. Yokoi and
A. Nakamura: Acta Mater., 195(2020), 645653.
( 7 ) 中村篤智，大島 優，松永克志応用物理，in press.
( 8 ) G. Vanderschaeve, C. Levade and D. Caillard: J. Microscopy,203(2001), 7283.
( 9 ) H. Hirakata, K. Sano and T. Shimada: Appl. Phys. Lett., 116(2020), 111902.
(10) Y. Oshima, A. Nakamura, K. P. D. Lagerl äof, T, Yokoi and K.
Matsunaga: Acta Mater. 195(2020), 690697.
(11) 例えば，竹内 伸結晶塑性論，内田老鶴圃，(2013).
(12) C. A. Schuh, J. K. Mason and A. C. Lund: Nature Mater., 4(2005), 617
621.
(13) L. Zhang and T. Ohmura: Phys. Rev. Lett., 112(2014),
145504.
(14) M. A. Lodes, A. Hartmaier, M. G äoken and K. Durst: Acta
Mater., 59(2011), 42644273.
(15) O. Prach, C. Minnert, K. E. Johanns and K. Durst: J. Mater.
Res., 34(2019), 24922500.
(16) X. Fang, K. Ding, S. Janocha, C. Minnert, W. Rheinheimer, T.
Fr äomling, K. Durst, A. Nakamura and J. R äodel: Scripta
Mater., 188(2020), 228232.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
中村篤智
2003年 東京大学大学院工学系研究科博士課程修了
2005年 4 月～ 大阪市立大学講師
2012年 4 月～ 現職
2019年10月～ さきがけ「ナノ力学」研究者兼職
専門分野非金属無機材料の強度と力学物性◎最先端の透過型電子顕微鏡や原子間力顕微鏡，ナノインデンテーション試
験等を用いた，電子・原子スケールからの結晶欠陥の構造・機能評価と材料物性開拓に従事．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

ことは不可能であり，ご興味をお持ちの方は関連研究にご参入いただけると幸いである．
本研究の一部は， JST PRESTO ( JPMJPR199A )およびJSPS 科研費(19H05786, 17H06094, 18H03838, 18H03840,
19K22050)の補助を受けて行われた．
中村篤智



大島

優

松永克志

特

集

その場ならびに原子分解能透過型
電子顕微鏡法による変形・破壊現象の解析, 
栃 木 栄 太
1) 

苗

斌2
)

近藤

隼


佐 藤 隆 明, 
柴 田 直 哉
藤 田 博 之
)
3) 
1

, 
, 
幾 原 雄 一


) 
2
3) 

TEM による転位組織解析により， basal 転位は次式に従っ

.

は じ

め

に

て 2 本の部分転位へと分解することがわかっている(2)．
〈11̃00〉＋1/3〈01̃10〉
1/3〈12̃10〉→ 1/3(1)

結晶性材料の塑性変形や破壊現象を理解するためには，転)転位(3)(5) ， 30 °
混合転位(5) ，らせん( 0 °)さらに，刃状( 90 °位や双晶，亀裂といった格子欠陥の力学的応答を解析するこ転位(6)に関して詳細なコア原子構造の解析が行われており，とが必須である．透過型電子顕微鏡(TEM)は材料微細組織

混合転位は式( 1 )に従って分解，らせん転
刃状ならびに30°の観察に極めて有効なツールであり，長年に渡って格子欠陥

位は分解しておらず完全転位の形で存在していることが明らの解析研究に活用されている．本装置は一般的に静的な構造かとされた．つまり，basal 転位の分解様式はその方位関係観察に用いられるが，荷重負荷機構を組込んだ試料ホルダーに依存し，すべり挙動に影響を与えていると考えられる．そを使用することにより，格子欠陥の力学的応答をその場観察

こで本研究では，これまで解析がなされていない60°
混合転することも可能である．本稿では，筆者らの研究グループに位の分解構造を明らかとすることを目的とした(7)．

て近年遂行したその場 TEM 荷重負荷試験に関連した研究を紹介する．

転位コアの原子構造観察には直線状の転位が必要であるが，マクロに高温変形させた結晶中の転位は一般に湾曲しており，解析対象となる転位を見出すことは容易ではない．そ.

アルミナにおける60°basal 転位のコア構造の解析

混
こで，その場 TEM ナノインデンテーション法により 60°
合転位を選択的に導入することを試みた．アルミナ単結晶よ

アルミナ(a Al2O3)は高温構造用セラミックスとして広くり小片を切り出し，半月状の支持メッシュ上に固定，機械研

実用に供されている．およそ 1000 K 以上の高温域において磨ならびに Ar イオン研磨により試料端部を電子線が透過すは{0001}1/3〈12̃10〉basal すべりが容易すべり系となることる程度まで薄膜化した．ナノインデンテーション TEM ホルが知られている(1) ．従って，アルミナにおける高温変形はダー( Nanofactory 社製)および TEM ( JEM 2100HC, JEOL

b ＝ 1/ 3〈 12̃10 〉basal 転位の挙動に支配されると言え， basal

社製， 200kV )を用いインデンテーション実験を行った．イ

転位に関する研究が古くから進められてきた．これまで

ンデンターとしてダイヤモンド製のくさび型チップを採用し東京大学大学院工学系研究科総合研究機構1)助教 2)研究員 3)教授
科学技術振興機構さきがけ研究員
チャルマース工科大学物理学専攻(瑞国)研究員
ペンシルベニア大学機械工学・応用力学専攻(米国)研究員
ファインセラミックスセンターナノ構造研究所1)客員研究員 2)主管研究員
東京都市大学総合研究所教授京都大学構造材料元素戦略研究拠点拠点教授
Deformation and Fracture Analysis by In Situ and Atomicresolution Transmission Electron Microscopy; Eita Tochigi,, Bin
Miao, Shun Kondo, Takaaki Sato, Naoya Shibata,, Hiroyuki Fujitaand Yuichi Ikuhara,,(Institute of Engineering Innovation, School of Engineering, The University of Tokyo, Tokyo. Precursory Research for Embryonic
Science and Technology (PRESTO), Japan Science and Technology Agency, Saitama. Department of Physics, Chalmers
University of Technology, Gothenburg, Sweden. Department of Mechanical Engineering and Applied Mechanics, University ofPennsylvania, Philadelphia, U.S.A. Nanostructures Research Lab, Japan Fine Ceramics Center, Nagoya. Advanced
Research Laboratories, Tokyo City University, Tokyo. Elements Strategy Initiative for Structural Materials (ESISM),
Kyoto University, Kyoto)
Keywords: TEM/STEM, dislocation, grain boundary, crack, indentation, MEMS
2020年10月12日受理[doi:10.2320/materia.60.35]

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

図2

図1

アルミナ単結晶へのその場 TEM インデンテーション実
験．(a)圧子挿入前，(b)挿入後．

た．

混合転位の ABFSTEM 像とコア構造の模式図．
60°

図3

basal 転位の分解構造の模式図．

混合転位についてることが明らかとなった．刃状転位， 30°

図( a )に イ ン デ ン テ ー シ ョ ン 前の TEM 明 視 野 像 を 示

もその分解形態は上昇分解であることから，湾曲した basal

す．図下部に試料端が位置しており，インデンターチップは転位の分解構造を模式的に示すと図のようになる． basal

図の下方から上方に向かって挿入される．試料面を転位は基本的に帯状の欠陥構造であり，らせん部分において( 1̃1̃20)，インデンテーション方向を( 0001)面に対しておよ

収縮し完全転位となっていると考えられる．上昇分解により

そ 45°とすることで( 0001) 1/ 3[12̃10]すべりを選択的に活動

部分転位間に形成される積層欠陥はすべり面とは異なる面上させた．インデンテーション後の TEM 明視野像を図 1 ( b )に位置するため，部分転位対のすべり運動の障害となると考に示す．( 0001 )面に沿って線状のコントラストが現れておえられる．一方，完全転位であるらせん部分は自由にすべりり，その先端部分に 2 つの点状のコントラストが観察され運動可能であり高い移動度を有するものと推測される．

ている．これらはそれぞれが basal 転位に対応するものであると考えられる．転位コアの原子分解能観察のため， Ar イ.

セラミックス粒界における亀裂進展挙動の解析

オ ン 研 磨 に よ り 本 試 料 を さ ら に 薄 膜 化 し ， 走 査 型 TEM( STEM: ARM 200F, JEOL 社 製 ， 200kV ) に よ り 解 析 し構造用セラミックスは高温強度特性や化学的安定性に優れた．図 1 ( b )に示した basal 転位の内，一方のコア構造を環るが，脆性を示すことが実用上の問題である．工業用途にお状明視野法( ABF )により観察した像を図に示す． ABF 

いては，原料粉末と種々の添加剤を焼結することにより得ら

STEM においては，原子カラムは暗いコントラストとしてれる多結晶体が実用に供されている．一般に添加元素は粒界結像され，最も暗いコントラストは Al ，やや弱いコントラに特徴的な偏析構造を形成し粒界強度特性の向上に寄与す

ストは O 原子カラムに対応している．バーガース回路による(8)．一方，粒界はしばしば優先的な亀裂の進展経路となる

る解析の結果，図中矢印の位置に転位コアが存在しており，ことも知られている．従って，粒界における構造と強度特性

basal 転位は 2 本の部分転位へと分解していることが明らかとの相関を明らかとすることが重要な研究課題であるが，未となった．バーガースベクトルはそれぞれ b ＝ 1 / 3 [ 11̃00 ] ,だ十分な検討が進んでいないのが現状である．そこで本研究

b ＝ 1 / 3 [ 01̃10 ] で あ り ， 正 味 と し て 本 basal 転 位 は b ＝

では偏析構造を伴うモデル粒界を作製し，その破面原子構造

混合転位と同定された．模式図に示すよう
1 / 3 [ 12̃10 ]の 60 °を解析することにより，粒界における亀裂進展挙動を原子レに，2 本の部分転位は異なる(0001)面上に垂直に位置しておベルにて理解することを目的とした(9)．

り，部分転位間の( 11̃00 )面上に積層欠陥が形成されている．この分解形態は上昇分解と呼ばれている．
混合転位についても式( 1 )に従って分解す
以上より，60°



本実験においては，アルミナの粒界に偏析し多結晶体の靭性を向上させる効果を持つ元素として知られる Zr を異種元素として選択した(10)．バイクリスタル法により Zr を添加し

特

集

図5

図4

Zr 添加アルミナ ∑13 粒界を[ 21̃1̃0 ]方向から観察した
HAADFSTEM 像．(a)未破壊部，(b)粒界破面部

その場 TEM インデンテーションによる粒界破壊実験．
(a)インデンターチップ挿入前，(b)挿入中

たアルミナ{011̃4}/〈21̃1̃0〉∑13対称傾角粒界を作製し，その図6

場 TEM ナノインデンテーションにより粒界に亀裂を導入す

粒界の原子構造モデルと想定される亀裂経路．

ることで理想的な粒界破面を生成した．実験にはナノインデ
ン テ ー シ ョ ン TEM ホ ル ダ ー ( Nanofactory 社 製 ) お よ び
TEM ( JEM 2010HC, JEOL 社製， 200kV )を用いた．イン

Zr は左右の結晶粒上に均等に分配されたものと推測される．

デンターとしてダイヤモンド製のくさび型チップを採用した．

本結果を踏まえ亀裂経路を検討した．図に本粒界の原子図( a )はインデンターチップ挿入前に取得した TEM 像

構造(投影方向[ 022̃1 ])と亀裂経路のモデルを示す．このである．粒界は図中中央垂直方向に位置している．図 4( b )ように[ 022̃1 ]方向にジグザグに亀裂が導入された場合，左はインデンテーション実験中に取得した TEM 像である．イ

右の粒の破面構造は等価，最表面層の Zr カラム密度は第 2ンデンターチップは粒界平行方向に挿入しており，亀裂が試層の1/2となり，実験像の特徴と類似する．また，第一原理

料端部から粒界に沿って進行している様子が捉えられている．

計算によりこの破面の緩和構造を得たところ，実験像とよくインデンテーション 実験の終了後，試料を 直接 STEM

一致することが明らかとなった(9)．さらに Al―Zr 層間や Zr( ARM 200F ， JEOL 社製， 200kV )内へと搬送し，高角度― Zr 層間の直線的な亀裂経路と比較検討した結果，実際の環状暗視野法(HAADF)にて[21̃1̃0]方向から粒界部分を観察

亀裂経路は Zr ― O 配位環境を極力安定化するように選択さした．図( a )は粒界の未破壊部の HAADF STEM 像であれていることが示唆された(9)．

る．HAADFSTEM は原子番号の約 2 乗に比例した像コントラストを呈し，図中央の強い輝点は Zr 原子カラムに対応している．すなわち，アルミナ ∑13 粒界においては 3 原子.

MEMS デバイスを用いた原子分解能その場 TEM
荷重負荷システムの開発

層の Zr 偏析構造が形成されていることがわかる．粒界破面部の HAADF STEM 像を図 5 ( b )に示す．これは左側の結

これまで議論したように，変形や破壊に伴う格子欠陥の挙晶粒を観察したものであり，図の右部は真空部分に対応して動はその原子構造と密接に関わっている．しかしながら，いる．破面部には 2 原子層の Zr 偏析層が残留しており，最TEM 用荷重負荷ホルダーを用いた原子分解能観察は一般に表面層の像コントラストがやや弱くなっている．このことよ

困難であり，もっぱら除荷後の組織観察により解析が進めらり，亀裂は Zr 偏析層内を進行したと考えられる．また粒界れているのが現状である．変形・破壊現象を本質的に理解すの対称性を考慮すると， 3 原子層の Zr 層の内，中央の層のるためには，荷重負荷中での原子分解能観察技術の確立が不

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

図8

図7

試験片の模式図．

その場 TEM 荷重負荷試験用 MEMS デバイス．

可欠と言える．TEM による原子分解能観察においては，試料の観察方位を精密に制御する必要があるため，二軸傾斜機
構を有する試料ホルダーが使用される．しかし，市販されている TEM 用荷重負荷ホルダーは複雑な駆動機構を搭載している関係上，二軸傾斜機構を有していないものがほとんどで

図9

その場荷重負荷実験中により取得した HAADF STEM
像とひずみマップ(exx)．(a)無負荷，(b)負荷荷重約15.4
mN．引張ひずみを正として図示している．

ある．従って，駆動機構を小型化し二軸傾斜機構と両立する
荷重負荷ホルダーの開発が必須である．そこで我々は，微小電気機械システム( MEMS )に着目し，微小かつ精密なその開発した MEMS デバイスの性能を評価するため，原子分

場 TEM 観察用荷重負荷デバイスを開発，動作試験を実施し解能 STEM ( ARM 200F ， JEOL 社製， 200kV )内にて荷重た(11)(12)．

負荷試験を実施した．SrTiO3 単結晶試料を一対の L 字型に

図に開発した荷重負荷用 MEMS デバイスを示す．本デ

加 工 し ， 一 方 に 薄 膜 部 お よ び ノ ッ チ を 形 成 し た (図) ．

バイスは SOI ( silicon on insulator )ウエハをエッチング加工

STEM 内にてデバイスを駆動し L 字部分をかみ合わせ，荷することにより作製したものであり，絶縁性の基板上に導電重を負荷しながらノッチ先端付近を HAADF 法にて観察し回路を構成している．水平，垂直の 2 本のアームとそれぞた．図( a )は無負荷時に取得した HAADF STEM 像であれに平行な位置に形成されている固定電極が駆動機構となる． HAADF 像中の強い輝点は Sr カラム，弱い輝点は Ti 

る．この機構は外部安定化電源を用いてアーム―固定電極間

O カ ラムに 対応 して いる ．左 下に示 した カラ ーマ ップ はに電圧を印可することにより，静電アクチュエーターとして

GPA ( geometric phase analysis )法により解析した水平方向機能する．駆動方向は，水平のアームが上下方向，垂直のアのひずみ(exx)に対応している(13)(14)．ひずみマップ中には±ームが右方向となっている(左上図)．本図においては 2 本

2程度の揺らぎが現れている．これは試料そのもののひずのアームは結合されている状態であるが，いずれかの位置にみではなく，機械的振動等に起因する STEM 像取得時の試て切断することにより動作可能となる．通常は左上図に示し

料ドリフトに因るものと考えられる．図 9 ( b )は約 15.4 mNた試料位置付近を切断した上で試料片を設置し実験に供すの荷重を負荷した際に取得した HAADFSTEM 像であり，る．この加工にはナノオーダーの精度を要するため，集束イ

荷重負荷時においても原子分解能の像が得られていることがオンビーム装置(FIB)を用いる．駆動部の最大負荷荷重や変わかる．また，ひずみマップにおいてノッチ近傍に強い引張

位幅といったパラメータは，アームの三次元形状に依存する

ひずみ領域が形成されており，応力集中が生じていることが剛性率(ばね定数)，固定電極の位置や大きさ等により決定さ確認できる．以上より，本研究にて開発した実験システムにれ，用途に応じて異なるパラメータのデバイスを用いる．典より原子分解能でのその場荷重負荷試験が実施可能であるこ型的には最大負荷荷重数十 mN，変位幅数 mm 程度となとが示された．

っている．なお，本デバイスの基板サイズおよび制御用電極(4 端子)は実験に供する市販の二軸傾斜電圧印可 TEM ホル

.

ま

と

め

ダー(Aduro 300，Protochips 製)に基づいて設計されたものであり，使用する TEM ホルダーの仕様に従って比較的容易に変更可能である．



TEM によるその場荷重負荷試験ならびに原子分解能観察

は格子欠陥の解析に極めて有効な手法である．今後は

特集

MEMS デバイスを利用した原子分解能その場荷重負荷実験を積極的に推進し，結晶格子欠陥の力学的応答を原子レベルにて探求していきたいと考えている．
本研 究は， 科学 技術振 興機 構・さ きがけ 「ナ ノ力 学」( JPMJPR1999 )，文部科学省・構造材料元素戦略研究拠点(JPMXP0112101000)，ナノテクノロジープラットホーム事
業( No. JPMXP09A19UT0154 )，日本学術振興会・科学研
究費助成事業(JP17H06094, JP19H05788, JP20H02421)，
ならびに風戸研究奨励会の支援を受けて行われた．

文

献Y. Ikuhara: Scripta Mater., 163(2019), 157162.
( 8 ) J. P. Buban, K. Matsunaga, J. Chen, N. Shibata, W. Y. Ching,
T. Yamamoto and Y. Ikuhara: Science, 311(2006), 212215.
( 9 ) S. Kondo, A. Ishihara, E. Tochigi, N. Shibata and Y. Ikuhara:
Nature Commun., 10(2019), 2112.
(10) Y. Takigawa, Y. Ikuhara and T. Sakuma: J. Mater. Sci., 34(1999), 19911997.
(11) T. Sato, E. Tochigi, T. Mizoguchi, Y. Ikuhara and H. Fujita:
Microelectro. Eng., 164(2016), 4347.
(12) E. Tochigi, T. Sato, N. Shibata, H. Fujita and Y. Ikuhara:
Microanal. Microsc., 25(2019), S2, 18841885.
(13) M. J. Hytch, E. Snoeck and R. Kilaas: Ultramicrosc., 74(1998), 131146.
(14) Strain maps were obtained using the FRWRtools plugin for
Gatan DigitalMicrograph written by C. T. Koch (https://www.
physics.huberlin.de/en/sem/software/software_frwrtools).
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

( 1 ) K. P. D. Lagerl äof, A. H. Heuer, J. Castaing, J. P. Rivi àere and T.
E. Mitchell: J. Am. Ceram. Soc., 77(1994), 385397.
( 2 ) T. E. Mitchell, B. J. Pletka, D. S. Phillips and A. H. Heuer:
Philos. Mag., 34(1976), 441451.
( 3 ) A. Nakamura, T. Yamamoto and Y. Ikuhara: Acta Mater., 50(2002), 101108.
( 4 ) N. Shibata, M. F. Chisholm, A. Nakamura, S. J. Pennycook, T.
Yamamoto and Y. Ikuhara: Science, 316(2007), 8285.
( 5 ) A. H. Heuer, C. L. Jia and K. P. D. Lagerl äof: Science, 330(2010), 1227
1231.
( 6 ) E. Tochigi, Y. Kezuka, N. Shibata, A. Nakamura and Y.
Ikuhara: Acta Mater., 60(2012), 12931299.
( 7 ) B. Miao, S. Kondo, E. Tochigi, J. Wei, B. Feng, N. Shibata andま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan

2011 年 3 月

栃木栄太

東京大学大学院工学系研究科博士課程修了
2011 年 4 月 東京大学大学院工学系研究科総合研究機構 特任研究員
2011 年 7 月 米 国 ロ ー レ ン ス バ ー ク レ ー 国 立 研 究所，博士研究員（日本学術振興会 海外特別研究員）2013年 4 月現職
専門分野結晶格子欠陥，電子顕微鏡解析，その場観察◎透過型電子顕微鏡法を中心として，セラミックス中の転位，積層欠陥，粒界・界面の解析研究に従事．
近年は原子分解能その場機械試験法の開発とその応用研究を進めている．

★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★


巻記念企画
企画にあたって

日本金属学会会報「まてりあ」60巻記念企画について
編集チーム

井田駿太郎1

大塚

誠2

小柳禎彦3

近藤亮太4

齋藤信雄5

佐々木秀顕6

竹田

修1

田中秀明7

三井好古8

宮部さやか9

新年，明けましておめでとうございます．本年も皆様のますますのご健勝とご活躍を祈念しております．皆様には「コロナに負けるな」と日々工夫をしながら対応していることと思います．
日本金属学会会報「まてりあ」は本年(2021年)で60巻を迎えることとなりました．長年親しまれてきた会
報「まてりあ」の表紙デザインを本号(第60巻第 1 号)から 20年ぶりに更新しております．新しい表紙デザイ
ンはいかがでしょうか 西洋などとは違って『還暦』を大切にする東洋圏(中華文化圏)では「60」に特別な雰囲気があります．そこで本誌第60巻では 1 年を通して毎月様々な『60巻記念企画』の記事を掲載していく予定でおります．
本号(第 1 号)の巻頭には日本金属学会会長の高梨弘毅先生から頂戴した『年頭のご挨拶』があり，その中で「まてりあ」60巻についても触れていただいております．また，60巻記念企画として『“あのころ”のまてりあ』では「座談会 日本金属学会創立の裏話(日本金属学会会報第 3 巻第 2 号(1964))」が紹介されており，
創立当時の会員の思いが語られております．
第 2 号では記念企画として温めてきた実学講座「金属材料実験の手引き」がいよいよスタートします．この新企画は初めて金属学に触れる方にもわかりやすく図や写真を用いて解説することで実験に欠かせない手引き書としてご利用いただきたい．ご期待ください
以降，記念企画として『金属素描』では「60」の数字に関連した原子番号60のネオジム(Nd)を紹介し，『先達からのお便り』では増本健先生(日本金属学会第41代会長)に昔のことを振り返りながらご寄稿いただく予定でおります．また，「創刊当時(1962年)はどんなことがあったんだろう」と材料を通して振り返る巻頭企
画『Back to 1962』も準備を開始しております．皆様はこの当時に何があったか思い出せますか
会報「まてりあ」では様々な企画を通じて今後も魅力ある編集をしてまいります．今後ともどうぞ宜しくお願いいたします．最後に会報編集委員の皆様，事務局の皆様からの多大なるご協力と惜しみない努力に感謝申し上げます．

井田駿太郎

大塚

誠

小柳禎彦

近藤亮太

齋藤信雄

佐々木秀顕

竹田

修

田中秀明

三井好古

宮部さやか

本企画世話人1 東北大学大学院工学研究科 2 東北大学多元物質科学研究所 3 大同特殊鋼株式会社 4 関西大学化学生命工学部
5 長岡技術科学大学物質材料工学専攻 6 愛媛大学大学院理工学研究科 7 産業技術総合研究所電池技術研究部門
8 鹿児島大学大学院理工学研究科 9 大阪大学大学院工学研究科
2020年11月26日受理[doi:10.2320/materia.60.40]



企画にあたって
巻記念企画『日本金属学会創立の裏話』
座談会

日本金属学会会報

第 3 巻(1964)第 2 号 104～109頁
案内人

名古屋大学

山本剛久

“日本金属学会創立の裏話”という記事は，金属学会が創

電気学会はこの日本鉱業会から分岐して設立されてきた，と立されて 25 年後の 1964 年に掲載されています．現在から遡いうような話も出てきます．また，創立が簡単に進んだわけって約 55 年以上も前の記事になりますね．筆者はまだこのではなく，紆余曲折があったことが伺えます．おそらくこの世に生を受けた直後であり，全く想像もつかない大昔となり経緯を知っている先生の提案が，この記事を組む切っ掛けとます．ちょうど日本が高度成長期に入り，東京オリンピックなったのではないかな，とも想像されます．全部で 6 頁のが開催されたのが 1964 年，その前年には東海道新幹線が開記事なので内容の面白さも加えて，一気に読み進めることが通しています．ちなみに，開通当時の新幹線は，東京―新大できます．もし，この座談会に参加されている先生方のご関

阪間を 4 時間で結んでいました．今は，のぞみを使って 2係者がこの記事を読むと，その当時の情景が蘇ることと思い

時間 40 分ですね．本誌も「まてりあ」という名称は用いらます．そんな読者の方もいらっしゃるのではないでしょうか．

れておらず，「日本金属学会会報」というストレートな名称

この機会に，ぜひ，ご一読をで当時の会員の手元に届けられていました．さて，タイトル(2019年 3 月10日受理)[doi:10.2320/materia.60.41]にある通り，この記事は金属学会が創立されるまでの裏話を当時を知る関係者(記事が掲載された時点から25年前ということですね)が集まり，座談会形式で語った内容がまとめられています．非常に興味深い話を聞くことができます．記事が掲載されたのは，金属学会が創立されて 25 年目という節目に掲載されています．当時も編集委員会があったことと思いますが，その委員会でこの座談会が企画されたのでしょうか．この記事は座談会形式ですから会話調の内容が続きます．冒頭に，“25年前の生きた歴史の方々が，わざわざお集
まりくださいまして，ありがとうございます”という司会の方の言葉で始まっているのが，なんともほほえましく感じられます．この記事が掲載された時点で，すでに金属学会創立を懐かしむ時であったのだろうと思います．会話の節々にその雰囲気が現れています．創立から 25 年ですから創立当時に活躍されていたであろう先生がご逝去されている内容なども出てきます．読み進んでいきますと，日本鉱業会という学会が工学関係の学会でもっとも古い学会らしく，機械学会や

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan





“あのころ”のまてりあ日本金属学会会報第 3 巻(1964) 2 号再掲載

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan





“あのころ”のまてりあ日本金属学会会報第 3 巻(1964) 2 号再掲載

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan





“あのころ”のまてりあ日本金属学会会報第 3 巻(1964) 2 号再掲載

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan自動車車体の優れた意匠性を実現する
表面改質溶融亜鉛めっき鋼板“GI JAZ†”の開発
星 野 克 弥1
) 平

章一郎2

) 飯 塚 栄 治3)

新 宮 豊 久3

) 荻 原 裕 樹3
) 谷 口 公 一4)層を改質した新しい自動車用 GI “ GI JAZ ”を開発した．

.

は じ

め

に

当社で開発した GI JAZ は， GI が有する高融点の自然 Al
系酸化物による潤滑効果に着目し，この潤滑機構を発展させ

道路凍結防止を目的とした融雪塩散布が自動車車体の腐食ることで，他の特性を阻害しないナノスケールオーダーの極を引き起こし， 1970 年代に社会問題として顕在化した．こ

薄膜でも優れたプレス成形性(割れやシワ発生の抑止と耐型れらの対策として，1970年代後半から Zn 系めっき鋼板が車カジリ性の向上)を発現することに成功した．同時に，高融体に本格的に採用されるようになった(1)．現在では，鋼板に点の表面改質層によって，スポット溶接時の鋼板への散り付

溶融 Zn めっきをした後に下地鋼と合金化する合金化溶融

着も抑制でき，開発した GI JAZ は，高耐食性を有する GI

Zn めっき鋼板(GA)や，合金化処理を施さない溶融 Zn めっを意匠性が高い複雑形状部品にも適用可能とした．GI JAZき鋼板(GI)が防錆鋼板として主に使用されている．

は 2015 年の初採用以降，欧米系自動車メーカーを中心に多GI は GA と比較してめっき層を厚く形成する事が容易

くの部品に採用され，生産量を伸ばしている．

で，高い耐食性が必要な部品に適している．一方， GI のめ
っき層は約0.2 massの Al を含有する hZn 相であり，Fe.

表面改質層の設計指針

Zn 金属間化合物を主体とする GA のめっき層よりも軟質で低融点である．そのため GI は GA と比較して金型との凝着

著者らは，表面改質層の設計にあたり，まず従来の GI 表

性が高く，プレス成形時に割れやシワの発生しやすさに影響層について詳細に解析したところ，従来知られている GI 表する摩擦係数が高い．さらに，金型に凝着した Zn の剥離片

層の薄い自然 Al 系酸化物が，製造からの経過時間の増加にが軟質な GI 表面にすり傷を生じさせる型カジリが発生しやよって，成長することを発見した．この Al 系酸化物は，GI

すく，外観品質が損なわれることがある．また，抵抗スポッの Zn めっき層に含有される Al が，Zn めっきの結晶粒界をト溶接で，溶融金属(ナゲット)の一部が飛散する散り(スパ拡散し，表面に酸化物として形成したものである(2)．製造直ッタ)が，低融点の GI 表面に付着し易く，同様に外観品質

後及び 125日経過後の GI 表層の SEM 像及び EPMA 分析結を損なう場合がある．そのため， GI が適用可能な形状や部果を図に示す．125日後の GI 表層には Al 系酸化物が形成

位は限定的で，特に外板パネル部品に適用する場合は，意匠されていることが分かる．この現象によって表層に Al 系酸性の高い複雑形状を避けるなど，これらの不具合を最小限に化物を形成した GI(125日放置)と，表層に Al 系酸化物が無留める必要があった．

い GI (製造直後)の摩擦係数を測定した結果を図(3)(4) に示

これらの課題を解決するため， JFE スチールでは極最表

す．摩擦係数は，実自動車部品のプレス成形を模擬した 2つの条件(条件 A と条件 B)で測定した．Al 系酸化物の存在

株 スチール研究所
JFE スチール
1)表面処理研究部主任研究員，2)表面処理研究部長，3)薄板加工技術研究部主任研究員，4)接合・強度研究部主任研究員
Development of Surface Modiˆed Hotdip Galvanized Steel
Sheets ``GI JAZ'' Contributing to Excellent Design of Automotive Body; Katsuya Hoshino, Shoichiro Taira, Eiji Iizuka,Toyohisa Shinmiya, Yuki Ogihara and Koichi Taniguchi(JFE Steel Corporation, Steel Research Laboratory)† GI JAZ は JFE スチールの登録商標である．
2020年10月20日受理[doi:10.2320/materia.60.48]

により，工具長の短い条件 A では摩擦係数が顕著に低下するのに対し，工具長の長い条件 B では摩擦係数の低下は小さい．摺動後の工具表面を観察すると，GI 表層の Al 系酸化物は摺動によって剥ぎ取られ，工具表面に付着することが確認できる(3)(4)．従って，GI 表層の Al 系酸化物が工具表面に付着することで，凝着性の高い GI の Zn めっき層と工具表面の直接接触を抑制し，且つ工具表面の初期粗さを平滑化することで，潤滑性を向上させるものと考えられる(3)(4) ． GI

新技術・新製品

表層の Al 系酸化物は，主に調質圧延ロールとの接触によっ自動車の塗装前処工程においてリン酸 Zn 処理に悪影響しなて生じた高密度結晶粒界を拡散した Al で形成されることか

いよう，表面改質層の主成分はリン酸 Zn 処理を阻害しない

ら(2)，形成領域は不均一(形成面積率約50)である(図 1)．

Zn 主体となるように設計した．

そのため工具長の長い条件 B では，単位面積当たりの工具
表面への Al 系酸化物の付着が少なく，十分な潤滑効果が得

.

GI JAZ の特徴

られない．
以上の結果は，GI 表層の薄い Al 系酸化物による潤滑機構

開発材である GI JAZ の摩擦係数を，先述の工具長の長を発展させることは，薄膜でも優れた潤滑効果を有する表面

い条件 B で測定した結果を図(6)(7) に示す． GI JAZ は，改質層の開発に有効である事を示唆している．また，工具表

従来の GI より摩擦係数が低く，潤滑性に優れている．摺動

面に酸化物を付着させることは，工具への Zn の凝着も抑制

後の工具を SEM で観察した結果を図(7) に示す． GI JAZ

できることから， Zn の凝着を起点に生じる型カジリの抑制を摺動した後の工具表面には，暗いコントラストの表面改質にも効果を有すると言える．更に，酸化物のような高融点の層成分の付着が認められ，これが Zn の凝着を抑制し，さら物質で GI 表層を被覆することは，溶融金属である溶接時のに工具表面を平滑化することで，薄膜でも優れた潤滑性を発

散りの付着抑制にも有効である(5)．

現している．工具表面に付着することによって優れた潤滑性

これらの知見に基づき，GI 表層全面を被覆する改質層(被覆率 100 )が摺動時に工具表面に付着し，且つ表層が高融点となるように GI 表面の組成と構造を改質した．ここで，を発現する点は，GA を下地としてこれまでに開発された多くの潤滑皮膜(8)の考え方と全く異なっている．
次に，意匠性が高く，且つ難成形自動車部品の一つである
フロントフェンダーで，実スケールプレス成形性を評価した．結果を図に示す(9) ． GI JAZ は従来の GI と比較して，割れやしわの発生しない成形可能範囲が拡大しており，優れた潤滑性によってプレス成形性が向上したことを示している．
また，軟質のめっき層を有する GI の課題である耐型カジ
リ性についても評価した．肩の曲率半径が 10 mm のダイを用いて，供試材を高さ 70 mm のハット形状に連続で絞り成形した．なお，型カジリ発生促進のため，成形は無塗油状態

図1

経時によって GI 表層に生じる自然 Al 系酸化物(3)(4).

図3

図2

従来の GI の潤滑性に影響する自然 Al 系酸化物(3)(4).

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan

図4

開発材の優れた摩擦係数(6)(7).

摺動後の工具表面に付着する表面改質層成分(7).



図7

.

開発材の優れた耐散り(スパッタ)付着性.

実 用 化 状 況開発した GI JAZ は，2015年 4 月から JFE スチール西日
図5

開発材の優れたプレス成形性(9).

本製鉄所倉敷地区で営業生産を開始し，お客様から高い評価をいただき受注量を大きく伸ばしている．主に，意匠性が高
くプレス成形が難しいドアやフェンダー等のパネル系部品で採用され，車体デザインの自由度向上と，厚いめっき層が形成可能な GI の適用可能部位拡大に貢献している．また，既存の溶融 Zn めっきライン(CGL)への簡易的な設備増強で製造可能であることから，今後国内外の他の CGL での製造も予定している．

.

対

外

発

表

本 開 発 に 関 わ る 研 究 は GALVATECH2017(6) ，IDDRG2019(7)，鉄鋼協会講演大会(10)で発表している．本開発に関わる特許は，例えば特許第5842848号など，国内で10
件，米国，欧州，アジア等海外で22件登録されている．

図6

開発材の優れた耐型カジリ性.

で実施した．ダイ肩で摺動を受ける成形品の縦壁部に型カジ
リによって生じた線状痕を観察した結果を図に示す．従来の GI は 4 枚目で型カジリによる線状痕が確認できるのに対し， GI JAZ は 7 枚成形しても線状痕は認められない． GI
JAZ は，表面改質層が工具表面に付着して潤滑効果を発現する機構を活用したことで，優れた耐型カジリ性を実現している．
一方， GI のめっき層が低融点のため課題となる耐散り付
着性については，一定条件でスポット溶接を行い，発生させた散りを供試材に付着させることで評価した．供試材に付着した散りの個数をカウントした結果を図に示す．従来のGI と比較して，GI JAZ に付着した散りは半分以下に減少している． GI JAZ の表面改質層は高融点であるため優れ文献( 1 ) 例えば，深田 新表面技術，43(1992), 516523.
( 2 ) K. Hoshino, K. Oikawa, W. Tanimoto, M. Nagoshi and M.
Koba: ISIJ Int., 60(2020), 17651773.
( 3 ) 星野克弥，名越正泰，谷本 亘，山 o 雄司，古谷真一，松崎晃，吉見直人鉄と鋼，102(2016), 507516.
( 4 ) K. Hoshino, M. Nagoshi, W. Tanimoto, Y. Yamasaki, S.
Furuya, A. Matsuzaki and N. Yoshimi: ISIJ Int., 57(2017),
895904.
( 5 ) 松田広志，谷口公一，星野克弥，平 章一郎，池田倫正，大井健次溶接学会全国大会講演概要，93(2013), 332333.
( 6 ) K. Hoshino, S. Furuya, Y. Ogihara, E. Iizuka, K. Hanada, M.
Nagoshi, H. Matsuda and Y. Yamasaki: Proc. GALVATECH2017, Tokyo(Japan), ISIJ, 439444.
( 7 ) S. Furuya, K. Hoshino, Y. Ogihara, Y. Yamasaki and S. Taira:2019 IOP Conf. Ser.: Mater. Sci. Eng., 651, 012043.
( 8 ) 例えば，平 章一郎ふぇらむ，15(2010), 702
705.
( 9 ) 吉田裕美，星野克弥，荻原裕樹JFE 技報，41(2018), 2833.
(10) 古 谷真 一 ， 星 野克 弥 ， 荻 原裕 樹 ， 新宮 豊 久 ， 平 章 一 郎CAMPISIJ, 31(2018), 266.

た耐散り付着性を可能にしている．



新技術・新製品

ケミカルタンカー用 TMCP 型 KSUS329J3L
クラッド鋼板の開発
嶋 村 純 二1
) 寒 沢

至1
横 田 智 之1))村 上 善 明2)

小 野 知 宏3
 勝 田 順 一 矢 島) 緒 方 洋 典

. 緒

言

.

浩



TMCP 型 KSUS329J3L クラッド鋼板の開発コ
ンセプト

ケミカルタンカーのカーゴタンクは過酷な腐食環境やスロ
ッシング等に耐える必要があり，高耐食性・高強度のステン

図にケミカルタンカーのカーゴタンク断面模式図を示

レスソリッド鋼板やステンレスクラッド鋼板が使用されす．日本国内建造のケミカルタンカーのカーゴタンクには，る(1)．従来，カーゴタンクの部位の中で，外周にはオーステ

主にオーステナイト系ステンレス鋼( KSUS316L )を合せ材

ナイト系ステンレスクラッド鋼板(合せ材 KSUS316L )，としたステンレスクラッド鋼板が使用されてきたが(1)，ヨー

隔壁にはオーステナイト系ステンレスソリッド鋼板が主に用

ロッパでは二相ステンレス鋼のカーゴタンクが主流であいられてきた．一方，近年，耐食性向上の観点から隔壁へのり(5)，日本国内建造のものでも，耐食性の面でカーゴタンク

二相ステンレス鋼( KSUS329J3L )の適用事例が増加していの隔壁に二相ステンレス鋼( KSUS329J3L )を適用する事例

る(2)．

が増えている． KSUS329J3L は溶体化処理により優れた耐二相ステンレス鋼(KSUS329J3L)の Ni 含有量はオーステ

食性を示すが，900°
C前後の温度域では，金属間化合物など

ナ イ ト 系 ス テ ン レ ス 鋼 ( KSUS316L ) の 約 1 / 2 程 度 で あの耐食性を劣化させる有害な析出物が生成しやすいという特り(3)，ケミカルタンカーのカーゴタンクに適用できれば省資性がある(6) ．従って， KSUS329J3L クラッド鋼板製造にお源化の効果が大きい．また，二相ステンレス鋼

いて，熱間圧延ままでは析出物による耐食性劣化が生じ，溶( KSUS329J3L )の降伏強度は，オーステナイト系ステンレ

体化処理状態では母材の機械的特性が劣化するという課題がス鋼( KSUS316L )の約 1.5 倍程度あり，二相ステンレス鋼

あった．そこで，圧延時に TMCP 技術(thermomechanical( KSUS329J3L )を用いたクラッド鋼板やソリッド鋼板を組

control

み合わせて使用すれば，船体重量軽減に寄与することができそれに伴う耐食性の劣化を抑制するとともに，機械的特性をる．

両立させた．

process)を適用することで，有害な析出物の生成とJFE ス チ ー ル で は 高 耐 食 ク ラ ッ ド 鋼 板 を 製 造 し て お

図に圧延クラッド鋼板の製造フローを示す．圧延クラッり(4) ，今回，ケミカルタンカーのカーゴタンクに使用可能

ド鋼板は，爆着クラッド鋼や肉盛クラッド鋼と比較して，広な ， 二 相 ス テ ン レ ス 鋼 ( KSUS329J3L ) を 合 せ 材 と す る

幅，長尺鋼板の製造が可能であるとともに，良好な平坦度おTMCP 型 KSUS329J3L ステンレスクラッド鋼板を開発しよび板厚精度を有することが特徴である．図に TMCP 技

た．本稿では開発鋼の特徴ならびに性能について紹介する．

術による析出物抑制の模式図を示す．加速冷却を適用するこJFE スチール株式会社 スチール研究所 鋼材研究部
1)主任研究員 2)部長
3)西日本製鉄所 鋼材商品技術部 主任部員
株式会社臼杵造船所
長崎大学(現在愛媛大学)
矢島材料強度研究所
Development of TMCP Type KSUS329J3L Clad Steel Plates
for Chemical Tankers; Junji Shimamura, Itaru Samusawa,Tomoyuki Yokota, Yoshiaki Murakami, Tomohiro Ono,Hironori Ogata, Junichi Katsuta and Hiroshi
Yajima (JFE Steel Corporation. Usuki Shipyard.
Nagasaki University. Yajima Material Integrity
Laboratory)
2020年10月26日受理[doi:10.2320/materia.60.51]

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan

図1

ケミカルタンカーのカーゴタンク断面(模式図)．



図4

TMCP 型 KSUS329J3L クラッド鋼合せ材のミクロ組織．

表1

図2

圧延クラッド鋼の製造フロー．

1 CPTCritical pitting temperature(孔食発生臨界温度)
STSolution treatment(溶体化処理)
2 りん酸浸漬試験(50°C，120時間)
50P2O5＋3H2SO4＋0.5Fe3＋＋0.5F－＋0.03Cl－表2

図3

TMCP 型 KSUS329J3L クラッド鋼板の耐食性．

TMCP 型 KSUS329J3L クラッド鋼板の機械的特性．

TMCP 技術による析出物抑制(模式図)．
YSYield strength(降伏強度)，TSTensile strength(引張強度)，El Elongation (伸び)， vE 20 － 20 °C でのシャルピー衝撃吸収エネルギー
1 全厚引張試験，
2 シャルピー衝撃試験(炭素鋼部分)とにより，圧延後冷却過程において析出領域を避け，合せ材の二相ステンレス鋼の耐食性を確保し，同時に，クラッド鋼
板の母材部の強度，靭性，伸び等，機械的性質の目標を達成することを狙った．

から算出した腐食速度により評価した．腐食速度は溶体化処理を施した KSUS329J3L と同等の 0.0 mm / y であり，りん.

TMCP 型 KSUS329J3L クラッド鋼板の特性




母材特性

酸中における安定した耐食性を確認している．
表に KSUS329J3L クラッド鋼板の引張試験の結果と，母材の－ 20 °C における衝撃吸収エネルギーを示す．引張試

今回開発した TMCP 型 KSUS329J3L クラッド鋼板の合験片はクラッド鋼の母材および合せ材の全厚から，衝撃吸収

せ材部分のミクロ組織を図に示す．フェライト相とオースエネルギーを評価するシャルピー衝撃試験片は母材部から採テナイト相がおよそ 1 1 の組織を呈しており，金属間化合取した．引張特性および衝撃吸収エネルギーはいずれも，物などの耐食性に有害な析出物は生成していない．

KD36 のスペックを満足している．

TMCP 型 KSUS329J3L クラッド鋼板の耐孔食性および耐

りん酸腐食性を表に示す．耐孔食性は JIS G 0578 B 法に

溶接継手特性準拠した，塩化第二鉄腐食試験により評価した．孔食発生臨

KSUS329J3L ソリッド鋼板では適正入熱量の範囲内での界温度 CPT ( Critical Pitting Temperature )は，溶体化処溶接が推奨されているが(7)(8) ， KSUS329J3L クラッド鋼板

理 ST ( Solution treatment )を施した KSUS329J3L と同等の溶接部に及ぼす入熱量の影響は明確でない．そこで，二相の 50 °C であり，優れた耐孔食性を有している．耐りん酸腐ステンレスクラッド鋼板溶接部の耐食性に及ぼす入熱量の影

食性は，積荷となる粗製りん酸を模擬した 50 °C の試験溶液

響を調査した．図に溶接継手からの腐食試験片採取位置を( 50  P2O5 ＋ 3  H2SO4 ＋ 0.5  Fe3＋ ＋ 0.5  F－ ＋ 0.03  Cl－ )示す．それぞれ塩化第二鉄腐食試験およびりん酸腐食試験をに腐食試験片を120時間連続浸漬させ，試験前後の重量変化

実施した．



新技術・新製品

表4

りん酸腐食試験結果．

(参考)KSUS329J3L 溶体化処理材0.0 g/m2･h

図5

溶接継手からの腐食試験片採取位置(模式図)．

表3

塩化第二鉄腐食試験結果．

図7

1 CPTCritical Pitting Temperature(孔食発生臨界温度)
2 PRE＝Cr＋3.3×(Mo)＋16×(N).

りん酸腐食試験後の試験片外観例．

実用化状況および特許

以上のように，TMCP 型 KSUS329J3L クラッド鋼板は，溶接部も含め，優れた耐食性を有しており，KA, KB, KD,
KA32～36, KD32～36において最大板厚 16 mm まで，日本

海事協会から型式承認を取得している．また，溶接性および疲労特性についても問題のない特性を有していることを確認しており(9)(10) ，ケミカルタンカーのカーゴタンクへの実船適用が進んでいる( 2020 年 10 月時点， 6 隻竣工済)．また，本技術に関連した特許も取得済みである(11)．
TMCP 型 KSUS329J3L クラッド鋼板の適用は，ケミカル

タンカーの更なる経済性，安全性および信頼性向上への寄与が期待される．
図6

塩化第二鉄腐食試験後の試験片外観例．

文
表および図に塩化第二鉄腐食試験結果を示す．
KSUS329J3L ク ラ ッ ド 鋼 板 の 溶 接 部 の CPT は ，KSUS316L よりも高く， SAW 50 kJ/ cm を除いて 30°
C 以上の値であり，耐孔食性は良好であった． SAW 50 kJ / cm では入熱量が大きく，母材との成分希釈の影響による溶接金属の PRE 低下などが原因で，耐孔食性が劣化したものと推定される．耐孔食性確保の観点から， SAW 50 kJ / cm 以上の過剰入熱は避けるべきと考えられる．
表および図にりん酸腐食試験結果を示す．今回開発した二相ステンレスクラッド鋼板は溶接部を含めてりん酸中で安定した耐食性を示した．

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan献( 1 ) 造船用鋼材．JFE 技報，2(2003), 3744.
( 2 ) 腐食センターニュース，59(2012).
( 3 ) 日本海事協会 鋼船規則 K 編材料，(2018).
( 4 ) 高耐食クラッド鋼．JFE 技報，33(2014), 7576.
( 5 ) 例えば，Stainless Steel World December (1996), 10, 2829.
( 6 ) Practical Guidelines for the Fabrication of Duplex StainlessSteels. 3rd edition, IMOA, (2014).
( 7 ) 日本海事協会“二相ステンレス鋼の溶接に関するガイドライン”，(2014)．
( 8 ) 日本溶接協会“二相ステンレス鋼の溶接施工ガイドライン”，(2017)．
( 9 ) 緒方洋典，堺田和昌，春山雄介，深井英明，黒沼洋太，勝田
順一，岡田公一，矢島 浩，安藤 翼，福井 努日本海事協会会誌，322(2018), 151
164.
( 10 ) 勝田順一，山下 晋，緒方洋典，春山雄介，深井英明，黒沼洋太，矢島 浩圧力技術，57(2019), 4
12.
(11) 例えば，特許第6477735号．

単結晶 CuAlMn 超弾性合金の開発と耐震分野への応用
喜 瀬 純 男1)

荒 木 慶 一1) 片岡奈々美1)

東 田 豊 彦3 石 川 浩 司2
)
)
.

開発の背景

横 山 重 和2)

大 森 俊 洋1
 貝 沼 亮 介2


)
)
変化が低減され，設計上も有利である．しかし，他の銅系形状記憶合金と同様に粒界破壊のリスクがあり，多結晶では単1995 年の兵庫県南部地震， 2011 年の東北地方太平洋沖地結晶に比べて超弾性特性が劣る(3)．

震， 2016 年の熊本地震など，全国各地で震度 7 の極めて強

著者らは Cu Al Mn 合金を特定の温度域で冷却・加熱のい揺れの地震が発生している．特に熊本地震では，震度 7

サイクル熱処理を施すだけで，大型単結晶に成長させる組織の揺れが立て続けに 2 回も発生した．これらの地震では，制御技術と，塑性変形から破壊までの結晶方位依存性につい損傷や地震後の傾きが酷く復旧に多大な時間を要する例や，て研究し，将来実現が期待できるコストで耐震構造設計が可

修復が困難で取り壊される例が多くみられた．そのため，震能な単結晶超弾性材料を開発した．

度 7 の地震が複数回起きても損傷や残留変形が残らず，地震直後に利用を再開できる建造物へのニーズが高まっている．

.

大きな変形を与えても，除荷すると直ぐに元の形に戻る超サイクル熱処理による異常粒成長を利用した巨大単結晶

弾性合金を，地震時に変形が集中する部位で鋼材の代わりに使おうとする試みが，米国を中心に研究されている(1)．

通常の金属材料は結晶方位の異なる多結晶であるが，結晶

超弾性合金の中でほぼ唯一実用化されている Ni Ti 合金

粒界はエネルギーが高く，高温では粒界面積を減少させよう

は，建築部材として実用化するには以下に示す複数の課題がと結晶粒成長が起きる．結晶粒径の分布が一定範囲内で進行

 原料コストコストの高いチタンを多く含む．◯
製ある．◯

するのが正常粒成長である．一方，特定の条件において，い造技術通常の金属材料と比べると加工性は乏しく，特性を

くつかの結晶粒が周囲の結晶粒よりも早く粗大化する異常粒出すために用いられる加工熱処理法では，建造物の耐震性向

成 長 が 生 じ る こ と が あ る ． Cu Al Mn 合 金 は ， 高 温 で b上に用いる直径 10 mm 以上の棒材の製造に対し現実的では(BCC 構造)単相，低温で b＋a(FCC 構造)二相となり，この 建造物設計上の信頼性見掛け上の降伏応力を示す
ない．◯

単相と二相の温度域を冷却・加熱することで，少数の結晶粒

変態臨界応力の温度依存性は5.87 MPa/°
C(2)であり，季節毎

が高速で成長する異常粒成長が生じることが明らかになっの気温変化に伴い剛性が大きく変わる．

た(4)．

著者らが開発に取組んでいる Cu Al Mn 合金は，銅が主図( a )は 900 °C ( b )→ 500 °C ( b ＋ a )→ 900 °C ( b )のサイクル原料であることから原料コストがチタン合金よりも安価なだ

熱処理を施した Cu17Al11.4Mn(at)合金の光学顕微鏡写

けでなく，加工性も良好であるため大量生産が可能になれば真である．正常粒成長をしている 1 mm 程度の b 相結晶粒

総合的にコスト低減が期待でき，太径部材の製造も可能であの 中 に ， 約 5 mm の 巨 大 な 結 晶 粒 ( 異 常 粒 ) が 観 察 で き ，る．また，変態臨界応力の温度依存性は 2.87 MPa /°C(2) とEBSD(電子線後方散乱回折)法により組織解析を行ったとこ

NiTi 合金の約半分であり，季節毎の気温の変化に伴う応力ろ，図 1(b)の GROD(結晶粒内平均方位に対する方位差)マップから判るように，異常粒周囲の正常成長粒内および異常株式会社古河テクノマテリアル1)課長 2)事業部長
名古屋大学大学院環境学研究科1)教授
積水ハウス株式会社1)社員 2)部長 3)部長
東北大学大学院工学研究科1)准教授 2)教授
Development of Single Crystal CuAlMn Superelastic Alloyand Its Application to Seismic Resistance Engineering;
Sumio Kise, Yoshikazu Araki, Nanami Kataoka,Shigekazu Yokoyama, Toyihiko Higashida, Kouji
Ishikawa, Toshihiro Omoriand Ryosuke Kainuma(
Furukawa Techno material Co., LTD.. Nagoya University. Sekisui House LTD.. Tohoku University)
2020年10月27日受理[doi:10.2320/materia.60.54](図中カラーコードの黄粒成長した結晶粒界近傍に約 1 ～ 2 °緑～黄色)の方位差を有する50 mm 程度の亜結晶粒が観察される．この亜結晶粒は，a 相析出により導入されることがわ
かっている．亜結晶粒界は方位差に応じた高いエネルギーを有しており，これが異常粒成長の駆動力になっている．試料の異なる場所でこのような異常粒成長が生じるため，異常粒同士の衝突により，やがて一旦正常粒成長モードとなる．しかし，再度サイクル熱処理を施すことで異常粒成長の駆動力が蓄積されるため，再び異常粒成長が生じる．そのため，サ

新技術・新製品

イクル熱処理を繰り返すことで，何度でも異常粒成長を利用

で，大きな単結晶部材を製造することが可能である．

することができ，巨大な結晶を作製することが可能となる．
直径15 mm，長さ700 mm の長さの引抜加工した棒材に対.

結晶方位依存性が寄与する耐震設計技術

し電気炉大気雰囲気中で本異常粒成長を試みたところ，巨大結晶粒の形成が確認された．図( a )に示す 900°
C と 500°
C間

超弾性部材を耐震部材に使用する利点は，地震により建造の高温サイクル熱処理を繰り返すことで，図 2(b )のように物に大きな揺れが生じても，超弾性合金が変形することで他

700 mm の棒材中に，最大250 mm もの大きな結晶粒が得らの部材の損傷を抑制し，建造物全体の残留変形を抑制する点れた．

にある．また，想定を超える地震に超弾性合金が破断するのまた500°
Cの a＋b 二相から740°
Cの b 単相との冷却・加熱の低温サイクルを繰り返すと，サイクル 1 回(図 2(d ))およをさけるため超弾性部材の設計では，超弾性だけではなく塑性変形から破断までの特性の把握が必要になる．

びサイクル 4 回(図 2(e))の GROD マップからも解るように，

サイクル熱処理により作製した直径13 mm，長さ 300 mm

b 相中の亜結晶粒との方位差がより大きくなり，異常粒成長の Cu 17Al 11.4Mn ( at )単結晶棒材を EBSD で結晶方位のための駆動力と粒界移動速度を大きくする効果が期待できを測定し，JIS 14号試験片に加工してから，130°
C，30分のる．図 2(c)に，高温サイクルで図 2(b)の様な大きな結晶粒時効処理を施した．試験片にひずみを 1ずつ10まで増加を作った上で，さらに低温サイクルでその粒界の駆動力を蓄する引張サイクルし，その後破断まで単純引張りする試験を積し，最後の高温保持により強力に異常粒成長させる熱処理

行い，結晶方位別の超弾性と塑性変形から破壊までの挙動を方法のヒートパターンを示す．この熱処理により図 2 ( f )に調べた．

示す様な長さ700 mm の巨大な単結晶棒材が得られた(4)．

図は引張方向の代表的な方位に対する，ひずみ 10 ま

このサイクル熱処理技術を駆使すれば，特殊な単結晶製造

での応力ひずみ線図で示す超弾性挙動で，逆極点図の内の黒設備を使用しなくても，ヒートパターンを組める熱処理炉点(方位)近くの数値は変態臨界応力である．どの試験片の方位においても良好な超弾性が見られ，変態ひずみ量(et)は形状ひずみの計算値(5)と比較的良く一致し，［001]付近で大き
い ． ま た ， Clausius Clapeyron の 関 係 か ら 予 想 さ れ る 通り，変態ひずみ量が小さいほど変態臨界応力(st)が高くなる傾向を示す(6)．
次に，プラトー領域後の塑性変形挙動について説明する．
図( a )および図 4( b )に，それぞれ図 3 の結晶方位[ 101]および[001]付近の試験片について，破断までの応力ひずみ線
図と破断した試験片の写真を示す．

図1

900°
C→500°
C→900°
Cのサイクル熱処理を施した Cu17Al
11.4Mn 合金の異常粒成長(AGG)の様子(4)．

結晶方位[101]付近はプラトー領域終了後に急激に加工硬化し，破断ひずみ10.6と延性は乏しく，引張強さ930 MPa
でせん断破壊している．
一方，結晶方位[001]付近は，プラトー領域終了後の加工
硬化も限定的で引張強さは 250 MPa と低く，破断ひずみが
約 80 と延性が高い．破断した試験片を見ると，試験片平
行部全体に渡って，すべり線(図 4( c ))が確認され，応力ひ図2

サイクル熱処理により作製された直径 15 mm ，長さ 700
mm の CuAlMn 合金単結晶棒材(4)．

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan

図3

CuAlMn 超弾性合金超弾性特性の結晶方位依存性(6)．



図4

CuAlMn 超弾性合金の結晶方位別の破断までの特性と試験片(6)．

図5

単結晶 CuAlMn 超弾性合金を使用した耐力壁．
(大臣認定は塗装した仕様で取得)

ずみ線図の上に描いたイラストのように，大きな結晶の回転合金を配置した耐力壁を開発した．耐力壁とは地震等の水平を起こしながら塑性変形して破断に至っていると考えられる．

方向の力に抵抗する壁(要素)のことで，耐震壁とも呼ばれる．

これらの結果から判るように，塑性変形から破壊挙動にお超弾性合金を利用しない場合，強い揺れにより鋼材が塑性いても，大きな結晶方位依存性が確認できる(6)．

化すると筋交いが緩んでしまい，その後，耐力壁の抵抗力は結晶方位[101]付近(図 4(a))のような，超弾性変態ひずみ低下する．一方，超弾性合金を利用すれば，強い揺れで大変(プラトー領域)が小さく，超弾性域を超えた変形時に急激な形が生じても変形は回復するので筋交いが緩むことはなく，加工硬化が起こる材料は，極めて大きな揺れを伴う巨大地震

大地震が繰り返し発生しても耐力壁は抵抗力を発揮し続ける．

による変形が付与されると，超弾性変態ひずみを超えて，応建築材料として前例の無い銅合金，同じく前例の無い超弾力が急上昇し，超弾性合金部材と接続している部材に急激な性合金のため，性能の安定性及びその保証等への審査に対引張応力が付与され，結果的に建造物が損傷するリスクがあし，製造方法及び品質管理の妥当性を示し， 2019 年 10 月にる．

国土交通大臣認定を取得した．

一方，結晶方位[001]付近(図 4(b))のような超弾性変態ひ
ずみが大きく，塑性変形領域に入っても加工硬化が小さく，

これにて，木造用耐力壁として，銅系の本超弾性合金を建築物の主要構造部へ使用することが可能となった．

破断までの変形量が大きい材料であれば，巨大地震において単結晶の構造部材という金属の常識を打ち破る製品が，近も超弾性により建造物に大きなダメージを与えずに，本震か

い将来に市場での普及を期待できる状況に到達することがでら短期間で来る可能性の有る大きな余震にも対応することがきた．

出来る．仮に超弾性域を超えるような想定外の変形が起こっても，超弾性合金部材のみが形状回復後に僅かな残留塑性ひ

.

特

許

ずみを残し接続部材の損傷を抑えることで，建造物の倒壊を抑制することが出来る．

本技術の材料について特許第 5567093 号，特許第 5912094

これらのことからも解るように， Cu Al Mn 合金につい号，特許第6109329号を取得し，関連する技術についても複て結晶方位別の塑性変形から破壊までの挙動が判ったこと

数の特許を取得している．さらに，新たに開発した技術につで，より理想的な耐震製品の設計が可能になる．

いても継続して特許出願している．

.

開発の意義と将来展望

建築基準法で使用が認められている金属材料は鋼材，鋳鋼及びアルミ合金のみである．このため， Cu Al Mn 合金を国内で建築物に建築材料として実用的に使用することは極めて難しい．使用を図るには，使用方法を明確にした要素としての，或いは，その特性を評価した建築物 1 棟としての構造安全性を評価する国土交通大臣認定を取得する方法がある．
著者らは，図(a)に示す木造住宅用の鋼製の筋交い(たすき掛けの斜材)の一部に図 5 ( b )の単結晶 Cu Al Mn 超弾性



文

献

( 1 ) WS Chang and Y. Araki: Proceeding of ICECivil Eng., 169(2016), 87
95.
( 2 ) J. Xia, Y. Noguchi, X. Xu, T. Odaira, Y. Kimura, T. Omori and
R. Kainuma: Science, 369(2020), 855858.
( 3 ) 喜瀬純男，荒木慶一，鹿島大雄，大森俊洋，貝沼亮介銅と銅合金，58(2019), 258262.
( 4 ) T. Kusama, T. Omori, T. Saito, S. Kise, T. Tanaka, Y. Araki
and R. Kainuma: Nature Com., 8(2017), 354.
( 5 ) Y. Sutou, T. Omori, R. Kainuma, N. Ono and K. Ishida: Metall.
Mater. Trans. A, 33A(2002), 28172824.
( 6 ) S. Kise, Y. Araki, T. Omori and R. Kainuma: Journal of Materials in Civil Engineering, in press.

新技術・新製品

Material DX を用いた省 Nd 磁石の開発加藤晃1
矢 野 正 雄2)) 佐久間紀次3) 木 下 昭 人3)
山 口 剛 生
 旦 野 克 典4) 庄 司 哲 也5
)

.

開発の背景

今後急速な拡大が予想される電動車に搭載される高出力モーターなど様々なモーターに使用される Nd 磁石には，貴重なレアアース資源の需給バランスを保つ技術が期待されている．それら急速な環境変化に即応するためにも，物性と組織両面の制御を通じたスピード感を持った材料開発が必要とされている．そのため新たに開発した“省 Nd 磁石”の材料技術を報告(1)(4) し，実用化に向けて現在も開発を継続している．
他方， AI 技術の普及，様々な産業のデジタルトランスフォーメーション(DX)が進む中，素材産業においてもマテリ
アルインフォマティクス(MI)の急速な普及等，材料開発の手法に大きな変革が起きつつある．しかし，材料の試験評価データから MI の実現までには，データ解析と整理・蓄積の大きな溝があり，データの解析・蓄積には，いまだ大きな課
題が残存していると考えられる．そこで今回我々は，あらゆ

図1

Material DX の提供技術と機能イメージ．

る材料分析をクラウド上で自動解析し，解析結果を自動的にクラウド上へ蓄積させるとともに，それら蓄積されたデータに統計処理を施すことで，MI サイクルが回り効率的に材料

.

省 Nd 磁石の開発と継続課題開発を推進することを実現する(5)(6)図に示す材料解析プラ
ットフォーム“Material DX”を新たに開発し，実証実験を

我々は，Nd を La と Ce に置き換えても磁力・耐熱性の悪通じた更なる機能向上・拡充を開始した．これを用いて，省化を抑制できる新技術の採用により，Nd を最大50削減しNd 磁石の継続課題解決に顕著な成果が得られたので，それても，従来の Nd 磁石と同等レベルの耐熱性能を持つ磁石をらを報告する．

開発した．開発した省 Nd 磁石は，図の下記 3 つの技術を組合わせることで保磁力を高温でも維持できる性能を実現しトヨタ自動車株式会社 先端材料技術部
1)技範，2)主幹，3)主任，4)グループ長，
5)チーフ・プロフェッショナル・エンジニア
トヨタ自動車株式会社 先進プロジェクト推進部主任
Development of Nd Lean Magnets by Means of Material DX;
Akira Kato, Masao Yano, Noritsugu Sakuma, Akihito
Kinoshita, Takeo Yamaguchi, Katsunori Danno and
Tetsuya Shoji(Advanced Material Engineering Div., Toyota
Motor Corporation. Advanced Project Promotion Div.,
Toyota Motor Corporation)
2020年10月20日受理[doi:10.2320/materia.60.57]

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japanている．
技術 1磁石の結晶粒微細化
技術 2コアシェル二層構造化
Nd Cu 合金の浸透処理によるコアシェル組織形成(1)技術 3La と Ce の特定の配合比
図に示すように La と Ce を特定の配合比とすることで，Ce のみの添加時に比べ保磁力の低下を抑制し，Dy を 4添



図2

図3

図5

(a)省 Nd 磁石のコアシェル組織の XRD データ群(左)，(b)主成分分析の累積寄与率(右)．

図6

PC0，PC1 の係数と保磁力の増加率(DHc/Hc)の関係．

省 Nd 磁石の 3 つの開発ポイント．

省 Nd 磁石の保磁力の温度依存性．

tion)に着目した．XRD のスペクトルデータには，ピーク位

置には“相，格子定数”，ピーク形状からは“結晶性，結晶
子径，歪”，などのように，多くの材料構造の情報が内包されている．そこで図(a)のように NdCu 合金浸透前後の磁石において，短時間に多くの情報が得られる XRD を数多く取得し，Material DX を用いデータの整理蓄積を行った後，パラメータを設定せず機械学習による特徴量の抽出を行い，あとから構造情報を解釈することで，メカニズムが複雑で複
図4

省 Nd 磁石の微細組織構造．

数の要因が絡むコアシェル組織の定量的な組織解析を試み
た．解析にあたっては，まずスペクトルデータの規格化・前処理なしでのバックグランド成分も含めて PCA (主成分分

加 し た 従 来 磁 石 と 同 等 の 保 磁 力 を Dy や Tb を 用 い ず ，
Nd20減に成功した．

析)を行った．
図 5 ( b )の累積寄与率と主成分の関係から XRD スペクト

図に示す電子顕微鏡写真と組成分析像から，この世界初

ルは主成分 0(PC0)と主成分 1( PC1)で 95以上の寄与率との省 Nd 磁石が，前述の 3 つの技術を融合し，ナノメートル

なっているため，この 2 つの主成分が重要な因子であるこ

レベルで構造を制御した組織を有することが示された．しかとが 分かる ．次にこ れらの PC0 ， PC1 と保磁 力の増加 率

し，実用化に向けた継続課題として，コアシェル組織の最適(DHc/Hc)の関係を図に示す．

化を通じた特性の最大化が残されており，引き続き現在も開発を継続している．

DHc / Hc が大きいものが右下に分布していることが分かる．また，図中に代表的な磁石の NdCu 浸透前後の挙動を矢印で示した．シェルを形成するための組織制御パラメータ.

Material DX を用いた省 Nd 磁石の継続課題の克服である浸透量が増加するに従い， PC0 は増加し， PC1 は減少する傾向にあることが分かる．最も大きい主成分である
PC0 の増加が保磁力の増加に寄与していることが示唆され上述のコアシェル組織の最適化のためには，組織を定量化した上で，理想組織の明確化，そのための材料・プロセス設

た．
そこで改めて PC0 と XRD スペクトルの関係に注目して計を行う必要がある．しかし，現状では，図 4 のように，みた．図に浸透前後の XRD スペクトル例を示す．基本的時間を要する電子顕微鏡写真から局所情報が得られるのみに浸透後はシェル構造が形成し，シェル中の Nd 濃度が増加

で，短時間に全体の平均情報を得るには至っておらず，継続するため，コアの格子定数よりもシェルの格子定数が収縮す

課題克服の障害となっていた．そこで XRD(XRay Diffrac-る．



新技術・新製品

主成分の係数を記述子とした機械学習を通して，省 Nd 磁石のコアシェル組織の最適化，特性の最大化を図る．
Material DX を用いて行われた XRD データの機械学習により，保磁力に影響のある成分(組織因子)を人間の知見を入れることなく自動的に抽出することができた．
今回のコアシェル組織の定量化以外にも，機械学習による特徴量抽出が，新たな材料開発基盤として有効な技術である
図7

浸透前後の XRD スペクトルと PC0 の解釈．

ことが，今回開発された材料解析プラットフォーム Material DX による省 Nd 磁石をモデル材料として行った解析により実証されており，コアシェル組織の高効率かつ詳細な解析とあわせて，省 Nd 磁石の継続課題の克服の開発加速がはかられた．今後，省 Nd 磁石のさらなる高性能化が期待される．

.

実用化状況および今後

省 Nd 磁石は，種々の Nd Cu 合金浸透処理条件でのコア
シェル組織制御を用いた材料設計・磁気特性自由度の高い，貴重なレアアース資源の需給バランスを保つ磁石として各社へ試作提供中であり，車両電動化，家電，ドローン，ロボテ
図8

主成分毎の保磁力への相関係数．

ィクス等へ，今後の幅広い利用が期待されている．磁石メーカーとの連携のもと，さらなる社会実装を進める．
Material DX では，磁石以外にも触媒，高分子，ゴムなど

そのため，主相(NdFeB 相)に由来するピークの裾が低様々な特徴量の抽出に成功しており，無機・有機材料全般に

角側に僅かにシフトすると考えられる．浸透前後の差分と適用可能なスペクトルデータを使い切る有用なシステムとしPC0 を比較するとかなり近い挙動を示していることが確認てすでに内外のユーザーによる実証実験の段階にある．今後できる．したがって PC0 の主成分はピークの裾の広がりをも機能向上・拡充を継続しつつ，誰にも使いやすい身近なシ表しており， PC0 の係数はピーク低角側の裾の大きさを反ステムとして，更なる普及を促進する．

映していると考えられる．よって PC0 の係数が増加するほど Nd 比率の高いシェルが形成されたことを反映していると考えられる．

当該開発に関わる特許としては，特許第 6183457 号，同6642419号などが登録済である．

なお，今回の研究・開発の一部は，新エネルギー・産業技図に主成分毎の保磁力変化への相関係数を示す．累積寄術総合開発機構(NEDO)が推進する「次世代自動車向け高効

与率に大きく寄与している PC0 が保磁力変化にも大きな正率モーター用磁性材料技術開発」の一環として実施した．

の相関係数を有していることが分かる．従ってシェル形成に寄与していると考えられる PC0 の増加は保磁力の増加にも文献大きく関与していると考えられる．
以上のことから，これまで数 nm～数十 nm の厚さのシェルの形成は電子顕微鏡でしか確認することができなかったが，今回， Material DX を活用することにより XRD という
比較的簡便な手法において，短時間にかつ，低コストに省Nd 磁石のシェルの形成が判断できた．またシェルの形成有

無だけでなく， PC0 の係数からそのシェルの形成度も定量的に表すことが可能になった．今回のような検討でわかった
制御すべき組織項目と，各社の有する制御条件データを活用することで，性能を高める制御条件の指針が得られると考えられる．今後はそれらの XRD から得られた組織因子である

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan( 1 ) M. Ito, M. Yano, N. Sakuma, H. Kishimoto, A. Manabe, T.
Shoji, A. Kato, N. M. Dempsey, D. Givord and G. T. Zimanyi:
AIP Advances, 6(2016), 056029.
( 2 ) T. Shoji, M. Ito, N. Sakuma and A. Kato: Journal of Society ofAutomotive Engineers of Japan, 72(2018), 102.
( 3 ) Toyota Global Newsroom Feb. 20, (2018).
( 4 ) 新エネルギー・産業技術総合開発機構( NEDO )ニュースリリ
ース 2 月20日，(2018).
( 5 ) K. Saito, M. Yano, H. Hino, T. Shoji, A. Asahara, H. Morita, C.
Mitsumata, J. Kohlbrecher and K. Ono: Scientific Reports, 9(2019), 1526.
( 6 ) 小野寛太，矢野正雄，庄司哲也，森田秀和，淺原彰規，上野哲郎SAT テクノロジー・ショーケース2018, (2018), 87.

“高温界面化学 上・下”
荻野和己(著)

アグネ技術センター

九州大学大学院工学研究院准教授

2008年

筆者がこの教科書に出会ったのは比較的近年であり，1 年
3 ヶ月の米国留学を終え帰国した2009年であった．もちろんそれ以前の学生時代に出会った教科書もたくさんあると思うが，決して褒められるような学生生活を送っていた訳ではな
く，実習・実験以外の座学にあまり興味を持っていなかった
ため，残念ながら記憶があまり定かではない．今でもじーっと座して行うオンライン会議や講義よりも，実験室での研究指導や教室内を動き回っての講義の方が性に合っている気がする．その中にあって，この“高温界面化学 上・下”(図)は当時，溶融金属のセラミックスに対する濡れ性などの界面現象や，濡れや界面反応を利用したセラミックスの接合に関する研究を始めた筆者にとって，バイブル的な教科書となった．この年，留学中に申請書を書き上げたとある研究資金を幸運にも獲得できることとなり，超高温(約 2000 °C )下で溶融させた金属とセラミックスの濡れ性を評価する装置を新造する計画を立てていた．当然ながらこのような，高温溶融体の物性を評価する実験装置は市販されているようなものではなく，自ら仕様を定め設計から行う必要があるが，当時の筆者はまだ駆け出しの教員であったため経験やノウハウも乏し
く，さてどうしたものか．．．と思案に暮れていた．どこで本書を手に取ったか，もしくは熱帯雨林の名前がついたネット
通販サイトで見つけたのか，失念してしまっているものの，
高温濡れ性をはじめとして表面張力や界面張力等の界面物性を評価する装置の詳細な図面(そのまま設計図としても使用できるほど詳細)が豊富に掲載されており，目から鱗が落ちるほど大変参考になったのは明確に記憶しているし，現在に至っても新たに装置を試作する際には多々勉強をさせて頂いている．というのも，図面のみならず高温環境下での実験を行うために必要な発熱体，断熱材，炉心管等のメインコンポ
ーネントや溶融金属や酸化物に対する治具等のコンタクトマ
テリアルの選定や加工は，ノウハウの塊と言っていいほど経験がものをいう職人の世界とも似通ったハードルの高さがあるためである．本書の著者である大阪大学名誉教授の荻野和巳先生は約 40 年の長きに亘り，タイトルでもある高温界面化学の研究教育に携わられてきた中において，様々な高温界面に関わる実験装置を考案されており，それらの装置の詳細を本書に著されている．これは，筆者のような高温溶融体を取り扱う研究者やこれから同分野で研究を行う人間にとって，大変有り難いことである．本書を頼りに，現在でも高温界面科学のメッカである大阪大学の田中敏宏教授の研究室に現存する高温濡れ性評価装置を参考にさせて頂き，筆者の研究室でも同様の装置を無事に立ち上げることができたが，そのままコピーさせて頂くのはつまらないため，より高温での評価を目指し，最高温度 2000 °C での“超”高温濡れ性評価装置として改良を加えた(図)．
ここまで，掲載されている豊富な図面の事ばかりに言及し



図1

齊藤敬高

筆者にとってのバイブル的な教科書．

てきたが，もちろん界面科学に関わる内容，特に金属や酸化物といった高温溶融体を対象とする界面現象に関する基礎的内容についても詳細に論述されている．構成は第 1 編「高温における物質の表面・界面の性質とその測定」として，物質の表面および高温における界面現象の分類，高温融体の表
面張力の測定，高温における融体融体間の界面張力の測定，固体の表面張力および固体液体間の界面張力の測定，
高温融体の表面性質，高温融体間の界面張力，および固体の表面張力および固体融体間の界面張力について述べられている．また，第 2 編「高温融体に関する界面要素現象」として，吸着，ぬれ現象，付着，泡立ち，エマルジョン，界面
電気現象，表面流動，化学反応の進行と界面現象，気泡，および液滴についてまとめられている．以上が上巻の内容であり，大学院生等の初学者でも，ぼんやりと界面現象を知っている研究者でも，十分に理解することができる構成と豊富な参考文献があるため，本書を道標としてさらに深く本分野の理解を深めることが可能である．また，下巻は第 3 編「生産プロセスと高温界面現象」として，融体反応プロセス，融体加工プロセスと高温界面現象，粉体加工プロセスと高温界面現象，接合プロセスと高温界面現象，材料開発プロセスと界面現象について記述されており，上巻で学んだ高温界面現象が実際の鉄鋼・非鉄製錬，ガラス溶融，接合，およびその他の複合材料の生産プロセスに与える影響や実例について学習することができるため，大学院生や研究者はもとより企業側の技術者や研究者にもお勧めしたい良書である．

図2

本書を頼りに作製した超高温濡れ性評価装置( 2000 °Cでの実験風景)．
(2020年11月25日受理)[doi:10.2320/materia.60.60]

思い出の教科書，この一冊

本
会

告

会

記

事

2021年春期(第168回)講演大会講演募集 ………………………61
2021年春期(第168回)講演大会ご案内ならびに参加申込みについて ………………………………………………………………62
2021年第 5 回「高校生・高専学生ポスター発表」募集 ……64
2021年春期講演大会関連広告募集 ……………………………64
2021年秋期講演大会公募・企画シンポジウムテーマ募集 …65
各賞推薦(自薦)のお願い(村上記念賞・村上奨励賞・奨励賞・
論文賞・新進論文賞・まてりあ賞) ……………………………66
会報編集委員会からのお知らせ ………………………………66
電子ジャーナル機関購読のご案内 ……………………………65

掲示板………………………………67 新入会員……………………………69
会誌・欧文誌 1 号目次……………68 行事カレンダー……………………70
次号予告……………………………69 追悼…………………………………71
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

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 

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

TEL 
https://jim.or.jp/

告(ホームページもご参照下さい)年春期(第回)講演大会講演募集◎2021年春期講演大会を下記の通り開催いたします．

年月日(火)～月日(金)会期 
開催方法オンライン開催(Zoom 利用)
オンライン開催にあたり，通常とは異なる発表形式となります．
下記注意事項をご確認頂き，十分ご注意頂き講演のお申込みをお願いいたします．

オンライン開催に伴うリスクについての注意
講演大会での発表には，現地開催とオンライン開催とにかかわらず，以下のようなリスクがあります．ところが，オンライン開催では，
密室から参加することが可能で講演会場のような衆人監視が行われないこと及び講演が Web 上で配信されることから，これらのリスクが高まることが懸念されます．本会では，リスクの高まりに対処するために，考えうる対策を取りますが，最後は参加者のモラルに訴えざるを得ません．これらを理解の上，十分に注意して講演の申し込み及び発表をして頂きますようお願いいたします．
発表に伴うリスク1.

研究情報を不正に取得される
不正聴講，講演の録画・録音・撮影(スクリーンショットを含む)が行われてしまう※パスワード発行によって参加者を限定するとともに，録画・録音・撮影等の禁止を周知徹底しますが，最終的には参加者にモラルを守っていただくことになります．
※本大会で使用するオンライン会議ツールでは録画機能は使えません．

2.

著作権を侵害してしまう
他人が著作権を持つ音声，映像，画像，写真の安易な使用(引用)により，著作権を侵害してしまう※文献などはこれまでの講演大会と同様，適切な引用がされていれば問題ありません．

下記事項もご確認頂き，お申込下さい．
◯｢一般講演」に限り，2 件申込することができます．

◯

最新の概要原稿フォーマットを利用し，PDF 変換後，アップロード下さい．

◯

同一研究室の 3 件以上の連続講演は認められておりません．

◯

参加者(講演者含む)へは参加申込み締切後に，参加者個別認証 ID とパスワードを配信いたします．

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan□非会員でも大会参加費と登壇費を前納すれば，講演申込ができます(詳細は「申込要領」の「講演資格」参照．）□講演申込は同時に大会参加の事前予約となります(相互聴講申込での発表は不可）．月日までに参加費を納入下さい．
https://www.jim.or.jp/convention/2021spring/

講演申込ホームページアドレス
講演申込および概要原稿提出期限(締切厳守)

講演申込と講演概要提出は同時に行う．(同時に行わない場合は，講演申込として受理されない)
講演種別

全講演(公募シンポジウム，一般，ポスター，共同セッション)

講演申込締切

2021年 1 月 7 日(木)17時

講演についての問合先公益社団法人日本金属学会

講演大会係

annualm＠jim.or.jp

これから入会して講演申込をされる方へ□インターネットで入会申込み下さい．入会申込確認後は ID（会員番号）とパスワードが即日メール返信されます．
□会員認定期限内に入会手続きを行い，年会費を納入下さい．
□年会費納入期日までに2021年会費の払込がない場合は，プログラムに掲載されていても，講演不許可の措置をとります．
入会申込 URL

https://www.jim.or.jp/member/mypage/application.php

入会申込期限12月28日(月)入会・会費の問合せ会員サービス係

member＠jim.or.jp

年春期(第回)講演大会ご案内ならびに参加申込みについて
春期講演大会は，3 月16日(火)から19日(金)までオンラインにて開催します．
尚，参加申込みは，すべてインターネット申込となります．詳細は，下記申込要領をご覧下さい．
日日時

月日(火)月日(水)900～1200
1300～1700
月日(木)900～1700
月日(金)900～1700《
年春期講演大会

程行

事

ポスターセッション，高校生・高専学生ポスターセッション，オンライン懇親会
学会賞受賞記念講演，本多記念講演
学術講演
学術講演会
学術講演会

開催予定の各種シンポジウム》

公募シンポジウムテーマ
S1
S2
S3
S4

永久磁石開発の元素戦略 8 ―次世代新材料に向けた基礎・基盤研究―
医療・福祉のための Additive manufacturing の材料科学
ナノ・マイクロスペーステイラリング
ハイエントロピー合金の材料科学

S5 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―
S6 プラストンの材料科学
S7 材料機能特性のアーキテクチャー構築シンポジウム
―組織制御プロセスの理論と実験に基づく予測と解析―

企画シンポジウムテーマ
K1 どこまで実現したか，超スマート社会(仮題)Road to Smart Society ～State
ofthe
art and prospectus of materials in smart device～Society 5.0で標榜されるスマート社会においては，実空間(フィジカル空間)とサイバー空間の間で常に情報通信が行われる．こうした高度な情報通
信には，回路・情報処理技術とともにセンシングデバイス・情報処理デバイスなどのデバイス・材料が両輪をなす必要がある事は言うまでもない．しかしながら，AI・ニューロモーフィックデバイスに代表されるように，材料開発の指針が必ずしも明確ではない例もある．本シンポジウムでは，スマート社会を支える材料・デバイス開発として，ディスプレイ材料・IoT 用センサー材料，AI・ニューロモーフィックデバイスに関する最新動向，ならびに，特に材料開発の課題と期待について話題を提供して頂き，金属学会に係る研究者が貢献可能な課題を発掘する一助としたい．
K2 工業製品における材料選択とマルチマテリアル構造～航空機機体～
Materials selection and multimaterial structure in commercial products～aircraft fuselage～
ものづくりの基盤形成を担う第 8 分科発案のシンポジウムで，身の回りの工業製品がどのような材料からできているか，また材料選択やマルチマテ
リアル構造についてどのように考えるべきなのかを，広く議論する場を提供することを目的とする．1 回目の今回は「航空機機体」を取り上げ，材料の企業研究者だけでなく，機体メーカーや運航会社の技術者などにも講演を依頼し，業界の動向や課題，各材料の強みや弱み，新材料の開発ならびに適用可能性について情報提供を頂くことを計画している．これまでの講演大会にはなかった『材料を横断的に捉えるシンポジウム』として，シリーズ化していくことを考えている．



本 会 記 事

参加申込要領
インターネットによる大会事前参加申込締切 
年月
日(金)大会参加申込み URL

https://www.jim.or.jp/convention/2021spring/

参加申込締切後，参加方法や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)．

◆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．
事前参加申込締切後の後期(当日)申込を設定しました．
参加費・懇親会費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
会

員

資

月
日(金)(申込および入金期日)
事前申込
後期(当日)申込(インターネット申込・事前支払い) (3 月 3 日～会期最終日)

格

正員・維持員会社社員，シンポジウム共催・協賛の学協会・鉄鋼協会会員(本会非会員)

10,000円

13,000円

個人会員で2021年 3 月 1 日時点で65歳以上の方

無

無

学生員

6,000円

7,000円非会員
 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

料

料

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．
 65歳以上の個人会員 会員情報に生年月日のご登録がない場合は，課金されますのでご注意下さい．会員情報に生年月日をご登録させて頂きますので，大会参加登録の前に annualm＠jim.or.jp まで会員番号・お名前・ご連絡先・生年月日をお知らせ下さい．
 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 年間の会員資格を付与します．ただし特典は重複して付与いたしません．

◆支払方法
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．2 月26日(金)の入金日をもって事前参加申込完了となります．

◆参加方法および講演概要の WEB 公開
講演概要の公開日は，大会 2 週間前の2021年 3 月 2 日(火)です．参加申込みをされ，参加費を納入された方へは，概要公開日にオンライ
ン参加に必要な参加者個別認証 ID とパスワードを配信いたします．講演大会公開サイトにログイン後，講演概要の閲覧ができます．
特許関係のお手続きは，公開日までにお済ませ下さい．

◆講演概要集購入について
講演概要集 DVD は作成いたしません．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，通常の参加登録をして頂き，概要の閲覧をお願いします．

◆懇親会開催案内(※金属学会単独開催）
開催日時

月日(火) ～開催方法

オンライン会議ツールRemo(予定）

参加費

無料

参加登録期間事前登録(11月25日(水)～2 月26日(金)）および当日申込

登録方法
大会参加申込みの際，「懇親会に参加する」で申込して下さい．
申込者へは，3 月上旬に会場 URL と参加方法の案内を配信します．
※懇親会にて優秀ポスター賞発表および授賞を行います．
参加申込・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

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan

FAX 0222236312 Email: annualm＠jim.or.jp%日本金属学会年春期(第回)講演大会
第回「高校生・高専学生ポスター発表」募集案内
申込締切日年月日(木)
開催方法

オンライン

日(火) ～
の間で時間程度を予定
開催予定日時 年月
高校生および 3 年以下の高専学生

対象者
発表方法
テーマ

オンライン会議ツール
材料に限定せず，フリーテーマです．(課題研究の成果，科学技術の取組等)

ポスター発表資料作成について別途連絡
講演申込 https://www.jim.or.jp/convention/2021spring
講演概要原稿 不要
参加費および講演聴講◯

発表者，共同研究者および指導教員の参加費を免除し，講演大会の発表を聴講できる．

◯

希望があれば，高校生・高専ポスター発表の関係者(親，友人) 5 名程度までの参加費を免除し，講演大会の発表を聴講することがで◯

指導教員は，事前に参加者リストを提出する．(別途用紙を送付予定)

◯

指導教員宛てに，参加者用 ID とパスワードおよびプログラム 1 部を事前送付する．

きる．

問合せ・連絡先公益社団法人日本金属学会
 0222233685

講演大会係

FAX 0222236312 Email: annualm＠jim.or.jp%
年春期講演大会
大会ホームページ・バナー広告，付設展示会(オンライン版)，誌上展示会(まてりあ号)，
技術セミナー，誌上技術セミナー(まてりあ号)，大会プログラム広告(まてりあ号付録)，
R&D セミナー 各募集要領
2021年 3 月16日(火)～19日(金)の 4 日間，オンラインにて開催される春期講演大会にて，各種広告，オンライン展示，各種セミナーを募集いたします．
■大会ホームページ・バナー広告
掲載期間■講演大会プログラム広告(冊子)

2021年 1 月末～(会期終了後もアーカイブで発行予定日

3 月 1 日(月)閲覧できます)原稿サイズ

A4

完全データ(グレースケール)

アクセス数

255,000アクセス(約 2 ヶ月，前回参考値)

サイズ

タテ80ピクセル×ヨコ160ピクセル(静止画)

入稿形態

データ形式

静止画 PNG(.png)，JPEG(.jpg)，GIF(.gif)

掲載料金

掲載料金

1頁

まてりあ 3 号付録

天地260 mm×左右180 mm

1/ 2 頁

天地125 mm×左右180 mm

後付モノクロ 1 頁¥70,000(税別)

リンク先アドレスも合わせてご指定下さい．

後付モノクロ 1/2 頁

バナーデータ(＋リンク先指定)入稿後，1 週※付設展示会(オンライン版)出展社様は，間程度で掲載させて頂きます．

50OFF．

1 枠50,000円(税別)※広告データ制作費は別途です．

※バナーデータ制作費は別途です．

申込締切※本会維持員様，プログラム広告掲載会社様

広告データ締切 月日(木)¥40,000(税別)月日(木)は，50OFF．
申込最終締切 月日(火)■まてりあ号・誌上展示会■付設展示会(オンライン版)

発行予定日

研究開発用機器，書籍，ソフトウェア等の出展(掲載)を募

掲載料金

オンライン展示会のフォローアップ広告を募集します．
¥28,000(税別)

掲載料金が含まれています．

社名，連絡先，URL，展示内容(展示製品，
PR ポイント，動画リンク，等)，等

展示料金

1 枠(1/4頁)※付設展示会(オンライン版)に 1 枠分の集します．
1 小間の内容

5 月 1 日(土)1 コマ

¥90,000(税別)

申込締切

月日(火)

広告原稿締切月日(月)※バナー広告 1 枠と誌上展示会 1 枠(まてり
あ 5 号)とのセット料金
申込・原稿締切 月日(水)

本 会 記 事■技術セミナー■R&D セミナー

オンライン会議システムを利用した企業セミナーへの参加

オンライン会議システムを利用した R&D セミナーを募集します．最新の研究開発動向をご紹介下さい．

企業を募集します．
開催日程

3 月 17 日(水)， 18 日(木)， 19 日(金)，希望

参加料金

1 枠40分

申込締切

月日(水)開催日程

3 月 17 日(水)， 18 日(木)， 19 日(金)，希望

参加料金

1 枠40分

申込締切

月日(水)の時間帯の時間帯(お昼は除く)¥50,000(税別)¥50,000(税別)■まてりあ号・誌上技術セミナー■申込・問合先企業セミナーのフォローアップ広告を募集します．

〒1040061 東京都中央区銀座 7124(友野本社ビル 7F)
株式会社

発行予定日

5 月 1 日(土)掲載料金

モノ クロ 1 頁＋ 技術セ ミナ ー 1 枠

明報社(担当月岡太郎)
FAX 0335466306%

 0335461337¥150,000(税別)

Email: tsukioka＠meihosha.co.jp※技術セミナー 1 枠とのセット料金になります．

URL: http://www.meihosha.co.jp

申込締切

月日(火)

広告原稿締切月日(月)◇2021年春期講演大会に関する情報は，随時ホームページでもお知らせして参ります．皆様のご参加をお待ちしております．

詳細
年秋期講演大会
公募シンポジウムテーマ提案募集

まてりあ59巻12月号700頁またはホームページ→講演大会→お知らせ

問合・照会先提案期限年月日(金)期日厳守Email: stevent＠jim.or.jp

 0222233685
日本金属学会

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FAX 0222236312%

講演大会委員会宛

秋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いたしており，活況を呈しております．今年の秋期

電子ジャーナル機関購読のご案内

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，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．）
詳細まてりあ59巻12月号699頁またはホームページ→講演大会→お知らせ年秋期講演大会
企画シンポジウムテーマ募集
提案期限年月日(金)期日厳守

機関( IP アドレス)認証による電子ジャーナルのご購読が可能となっております．ご利用下さい．
対 象 誌

日本金属学会誌，Materials Transactions

年間購読料金

別途お知らせいたします．お問合せ下さい．

対象機関

大学類，独立行政法人，企業等

問合せ先〒1050022 東京都港区海岸 1918
国際浜松町ビル
丸善雄松堂株式会社
事業部

学術情報ソリューション

外国雑誌・e リソースセンター 0363676114

FAX 0363676184%

Email: eproj＠maruzen.co.jp

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，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講演に限定いたします．
次の要領をご参照のうえ，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．）

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan

各種賞推薦(自薦)のお願い
下記の推薦をお願いします．

第
回村上記念賞
推薦資格

候補者推薦のお願い

第回論文賞・第回新進論文賞 候補論文推薦(自薦)のお願い

本会代議員による推薦

推薦資格

推薦締切 年月日(金)詳細本会代議員，会誌・欧文誌編集委員，当該論文の査読者，著者本人

まてりあ59巻12号692頁またはホームページ→表彰

推薦締切 年月日(金)詳細まてりあ59巻12号693頁またはホームページ→表彰

第回村上奨励賞・第回奨励賞 候補者推薦のお願い
推薦資格

第回まてりあ賞

本会代議員 1 名，講演大会委員 1 名または正員 3名による推薦

推薦資格

推薦締切 年月日(金)詳細推薦(自薦)のお願い

会報編集委員または正員 3 名による推薦，著者本人

推薦締切 年月日(金)まてりあ59巻12号692頁またはホームページ→表彰

詳

◇

◇

細

まてりあ59巻12号694頁またはホームページ→表彰◇

会報「まてりあ」の表紙デザインが変わりました
今月より20年振りに会報「まてりあ」の表紙デザインが変わりました．皆様，ご覧になられていかがでしょうか．
本年，「まてりあ」は，おかげさまで発刊60巻となりました．今後とも会員読者の皆様の身近にある「まてりあ」を目指して参ります．新表紙共々これからも宜しくお願いいたします．
尚，誌名はこれまで同様，和名まてりあ

英語名Materia Japan の通り，変更はございません．

◇

◇

◇

Materials Transactions 論文フリーアクセス公開サービス(Open Choice)について『公開後すぐに，できるだけ多くの読者に読んでもらいたい』というご要望に応えるため，投稿・掲載費用に，追加費用(3 万円)をお支払いいただければ，半年間の認証期間を設けることなく，公開即フリーダウンロードを可能とするサービス(Open Choice)がございます．
是非ご利用下さい．詳細は，ホームページ刊行物



→

欧文誌

をご参照下さい．

本 会 記 事集会◇東京大学生産技術研究所 非鉄金属資源循環工学〈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(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

公募◇東北大学金属材料研究所 計算材料学研究部門
助教公募◇
公募人員

助教名

所

計算材料学研究部門(久保研究室)

属

研究分野

分子動力学法，第一原理計算，第一原理分子動力学法，粗視化分子動力学法などの計算科学・理論
科学．材料，化学，物理，金属，機械，バイオなど広範な分野の出身の方から募集いたします．

応募資格

博士の学位を有する方，あるいは着任予定時期ま

寄付研究部門(JX 金属寄付ユニット)，
東京大学生産技術研究所 持続型エネルギー・
材料統合研究センター，
レアメタル研究会(第回レアメタル研究会)による特別・合同シンポジウム◇■協■共力(一財)生産技術研究奨励会(特別研究会RC40)
催東京大学マテリアル工学セミナー，レアメタルの環境調和型リサイクル技術の開発研究会■協賛(公社)日本金属学会他■開催場所ZOOM 等で行う「Online 講演会＋Web交流会」
コロナウイルス感染防止対策のため，Zoom シ
ステム等を利用したオンライン開催となります．
■参加登録・お問い合わせ
岡部研 学術支援専門職員 宮嵜智子(Email: okabelab＠iis.utokyo.ac.jp)■会費参加費 無料(予定)
資料代 3000 円(予定)【今回は，代金は頂かずに寄付のお願いとなる可能性あり】

でに博士の学位を取得見込みの方
着任時期決定後，できるだけ早い時期

任

7 年(審査により再任 1 回 3 年可)

期

提出書類

《レアメタル研究会(第回/第回貴金属シンポジウム》
年月日(金) ～Web 開催■講演会プログラム【敬称略】



履歴書(写真添付)

研究業績リスト(原著論文，国際会議プロシーディングス，著書・解説，その他[受賞，特許，競争的資金獲得状況，国際会議発表
等]に分類)



これまでの研究の概要(2,000字程度)

研究に関する抱負(2,000字程度)

教育に関する抱負(500字程度)

主要論文別刷 3 編程度(コピー可)

作成した計算科学プログラムまたはサブルー

神岡鉱業株式会社における貴金属の回収について(仮)神岡鉱業株式会社 代表取締役社長 川谷哲也
塩化鉄リサイクル技術を活用した都市鉱山リサイクルのご紹介(仮)株式会社アステック入江 FM 事業部 マネジャー 高橋宏幸
貴金属の回収精製と環境規制について(仮)田中貴金属工業株式会社

照会可能者 2 名の氏名及び連絡先

Umicore, Corporate Research & Development,
Project Manager (Recycling & Extraction Technologies)〒9808577 仙台市青葉区片平 211
東北大学金属材料研究所教授

計算材料学研究部門

久保百司＊応募書類の封筒表面には「計算材料学研究部門 助教

応

募書類在中」と朱書きし，必ず書留にてお送り下さい．
問合せ先

教授

久保百司

 0222152050

Email: momoji＠imr.tohoku.ac.jp
http://www.simulation.imr.tohoku.ac.jp

八木良平
JX 金属グループの使用済み LiB リサイクルへの取り組み(仮)JX 金属株式会社

技術本部技術戦略部 Lib リサイクル事業推進室
技師 伊藤順一

貴金属のアノード電析(仮)東京大学

生産技術研究所

松田産業株式会社

http: / / www.imr.tohoku.ac.jp / ja / news / open _ position /ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan

助教 大内隆成

貴金属材料(仮)公募情報の詳細は下記 URL をご参照下さい．
detail_ _ _ id518.html

湘南工場

欧州非鉄金属精錬・リサイクル企業での勤務について(仮)～コロナ禍での移住とベルギーロックダウン生活， Umicore の紹介～

公募締切 年月日(金)必着
書類送付先

化学回収カンパニー

回収技術セクションマネージャー 木村隆典

チンの説明(500字程度)
★プログラムの順番等は変更される可能性があります★

工業品課

貴金属材料事業部

工業品部

アシスタントマネジャー 鈴木岳彦

1830～

Web 研究交流会・意見交換会
シンポジウム終了後からオンライン開催
詳細については今後ホームページに掲載いたします．
★レアメタル研究会ホームページ URL:
https://www.okabe.iis.utokyo.ac.jp/japanese/rc40_ j.html

日 本 金 属 学 会 誌 掲 載 論 文

Materials Transactions 掲載論文

Vol. 85, No. 1（2021）

Vol. 62, No. 1（2021）―特集「発展を続ける局所力学測定とマクロ変形機
構解析への応用」――Overview―
Ab Initio Local-Energy and Local-Stress Calculations for Materials Science and Engineering

ナノインデンテーションによるマグネシウムの粒界近須藤海志 松中大介 染川英俊
傍での局所塑性特性Al
MgSi 系合金の析出挙動・局所力学挙動に及ぼす
橋本拓也 池田賢一 三浦誠司
粒界性格の影響
ECC 像中の{ 111}トレース解析― FCC 材料のバルク試料における変形挙動その場観察法の確立に向けて
小山元道

中藤敬一朗

津o兼彰

水晶振動子マイクロバランスを用いたメチルセルロー
ス水溶液の局所的ゲル化挙動計測
山岡賢司

藤井義久

鳥飼直也

Interstitial Free ( IF )鋼の粒界における局所力学特性に及ぼす幾何学因子と B 添加の影響
遠藤一輝

井誠一郎

木村勇次

佐々木泰祐
横田 毅

後藤聡太
大村孝仁

ナノインデンテーション法を用いた粒界強度の評価
中野克哉

竹田健悟

井誠一郎

大村孝仁

Masanori Kohyama, Shingo Tanaka and Yoshinori Shiihara―Regular Article―
Materials Physics

A Field Effect Heat Flow Switching Device
Takuya Matsunaga, Keisuke Hirata, Saurabh Singh,
Masaharu Matsunami and Tsunehiro Takeuchi

Fine Structure of Zr80Pt20 Amorphous Alloy Determined from Anomalous X-ray Scattering (AXS)
Data by Applying Reverse Monte-Carlo (RMC)
Simulation Method
T. Kawamata, T. Muto and K. Sugiyama
Microstructure of Materials

Production of Low-Cost TiNbFe Alloys from the
Elemental Powders of NbFe Pre-Alloy and Their
Hydrogenation Features
Ricardo Floriano, Rodrigo Contieri
and Rafael de Araujo-Silva

Metallic Niobium Powder Reduced by Atmospheric Magnesium Gas with Niobium Pentoxide PowSu-Jin Park, Seon-Min Hwang, Jei-pil Wang,
derYoung-Guk Son and Dong-Won Lee

Evaluation of Surface Damage of Pd Using CrossSectional Electron Backscatter Diffraction AnalyYoshiharu Murase, Naoya Miyauchi, Akiko Itakura
sisand Hideki Katayama
Mechanics of Materials

Effect of Water Saturation on the Brazilian Tension Test of Rocks
Tianshu Bao, Kimihiro Hashiba and Katsunori Fukui

◇

◇

◇

Microstructure and Low Temperature Tensile
50 massFe Alloy
Properties in Cu
Norimitsu Koga, Weisi Zhang, Shohei Tomono andOsamu Umezawa

Measurement of Dislocation Density Change during Tensile Deformation in Coarse-Grained Aluminum by In-Situ XRD Technique with Tester OscilHiroki Adachi, Hiroshi Mizowaki,
lationMasahiro Hirata, Daisuke Okai and Hidetaka Nakanishi

Effects of Surface Treatment on Fatigue Propertyof A5052-H14 and A2017-T4 Aluminum Alloys
Ryota Kido, Ryoichi Kuwano, Makoto Hino,
Keisuke Murayama, Seigo Kurosaka, Yukinori Oda,
Keitaro Horikawa and Teruto Kanadani

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia JapanEffect of Phosphorus Content on Hydrogen Embrittlement for High Strength Steel Treated with
Makoto Hino, Yuho Doi,P PlatingElectroless Ni

Materials Chemistry

Rapid Oxynitriding of Ti
6Al
4V Alloy by InducKazuki Tamura, Shogo Takesue,
tion Heating in Air

Ryoichi Kuwano, Yukinori Oda and Keitaro Horikawa

Characterization of Sputtered Coatings with Various Nitrogen Content Deposited from High Aluminum Alloyed TiAlV Target
Doan Dinh Phuong, Pham Van Trinh, Kyoung Il Moon,
Hyun Jun Park, Phan Ngoc Minh and Luong Van Duong

Tatsuro Morita, Elia Marin, Jun Komotori,
Yoshitaka Misaka and Masao Kumagai
Engineering Materials and Their Applications

Preparation of Calcium Phosphate-Biodegradable
Polymer Composites with Ion-Releasing Ability
for Enhancing Bone Formation
Akari Kawai, Takashi Matsubara, Hirotaka Maeda,
Akiko Obata and Toshihiro Kasuga

Plastic Flow Direction of Polycrystalline MagnesiYuichi Tadanoum
Effect of Anisotropic Thermal Conductivity ofGraphite Flakes and Interfacial Thermal
Resistance on the Effective Thermal Conductivityof Graphite Flakes/Aluminum Composites
Yan Zhao, Kenjiro Sugio, Yongbum Choi, Sasaki Gen,
Zhefeng Xu and Jinku Yu

Prevention of Tape-Induced Si3N4 Damage in
Semiconductor Silicon Devices Encapsulated
Utilizing Lead-on-Chip Packaging Technique
Seong-Min Lee

Dual Acceleration of e-t Transformation in Mn
AlInduced by Zn-Addition and In-Magnetic-Field AnRyota Kobayashi, Akio Takaki,
nealing
Yoshifuru Mitsui, Rie Y. Umetsu, Kohki Takahashi,
Masaki Mizuguchi and Keiichi Koyama

Synthesis of Ferromagnetic t-Mn
Al
C by ReacRyota Kobayashi, Yoshifuru Mitsui,
tive SinteringRie Y. Umetsu, Masaki Mizuguchi and Keiichi Koyama―Express Rapid Publication―
Nondestructive Testing of Friction-Fatigued Carburized Martensitic SteelTomohisa Kanazawa, Masao Hayakawa, Danilo Beltran,
Mitsuhiro Yoshimoto, Koya Saito, Youichi Maruyama,
Munehisa Uchiyama and Toshihiko Sasaki

まてりあ

第
巻号

［金 属 素 描］No. 14 タングステン［解説］オープンチャンネル金属とその製造方法
株 ・阪大名誉教授 中嶋英雄………………岩谷産業
［最近の研究］摩擦攪拌接合用ツールの長寿命化に関する研究動
向…………………………広島県立総合技研 大石 郁
［講義ノート］金属製錬反応の速度論～律速段階と物質移動速度～ …………………………………東北大 北村信也

予告［新 進 気 鋭］セラミックスのマイクロ力学特性と塑性変形機構………………………………………東大 増田紘士
［実 学 講 座］「金属材料実験の手引き」1. 組織の観察光学顕微鏡を用いた組織観察［新技術・新製品］―他―
編集の都合により変更になる場合があります(2020年10月21日～2020年11月20日)

正

員

岩佐康弘
木島秀夫
佐野恭司
清水秀昭
学

生

大阪冶金興業株式会社

JFE スチール株式会社
福田金属箔紛興業株式会社
日本新金属株式会社

鳥谷弘
中島
諒
成田麻未
秦
朋美

東邦金属株式会社

高橋颯太
山崎
仁

秋田大学

肖

広島工業大学

日本テクノプラス株式会社
名古屋工業大学

平澤義光
藤近伸一朗
山本正敏

NTN 株式会社

SUN Jiayu

東北大学

小名浜製錬株式会社
山陽特殊製鋼株式会社

株式会社大和化成研究所

員

金澤智尚
小島裕貴

千葉大学
大同大学

北海道大学

外国学生会員ZHAO YAN

本 会 記 事

広島大学

天



行
開催日

事

カ

名称・開催地・掲載号


年月
第 17 回ノートパソコンで出来る原子レベルのシ
6～7
ミュレーション入門講習会～分子動力学計算と電子状態計算～(Web)8

第 94 回レアメタル研究会(東大生産技研)( Web )(本号67頁)

12～13

最近の化学工学講習会 69 「バリューチェーンと単位操作から見たリサイクル」(Web)第69/70回表面科学基礎講座(Web)

14～25
21

第 84 回技術セミナー リスクベースメンテナン
ス入門―RBM(早稲田大)

22

第115回シンポジウム「アルミニウム合金の連続鋳造技術」(Web)
関西支部第 23 回塑性加工基礎講座「プロセッシ
ング計算力学分科会特別共催セミナー「入門結晶塑性シミュレーション」」(Web)

22

レ

ン

主催
日本材料学会ダー 太字本会主催(ホームページ掲載)
問合先

TEL 0757615321
http://www.jsms.jp

jimu＠jsms.jp

レアメタル研究会 tmiya＠iis.u
tokyo.ac.jp
https://www.okabe.iis.utokyo.ac.jp/
japanese/index_ j.html
化学工学会関東支 TEL 033943
3527 kanto＠scej.org
部
http://www.scejkt.org/
日本表面真空学会 TEL 033812
0266 office＠jvss.jp
https://www.jvss.jp/
腐食防食学会TEL 0338151161
naito1130033＠jcorr.or.jp
https://www.jcorr.or.jp/
軽金属学会
http://www.jilm.or.jp/
日本塑性加工学会 TEL 090
92800383
関西支部
kansosei＠mail.doshisha.ac.jp

22～23

第 26 回電子デバイス界面テクノロジー研究会―
材料・プロセス・デバイス特性の物理―(Web)

応用物理学会薄膜・ http://www.editws.jp/
表面物理分科会他

23

第26回高専シンポジウム in Yonago(米子)25～26

第 28 回 超 音 波 に よ る 非 破 壊 評 価 シ ン ポ ジ ウ ム(Web)第 57 回 X 線材料強度に関する討論会「 X 線材料
強度研究の最前線」(Web)高専シンポジウム TEL 085924
5161
協議会
date＠yonago.kosenac.jp
https://kosensympo.org/
日本非破壊検査協 TEL 035609
4015
会
nakamura＠jsndi.or.jp
日本材料学会TEL 0757615321 jimu＠jsms.jp
http://www.jsms.jp
日本塑性加工学会 TEL 090
92800383
関西支部
kansosei＠mail.doshisha.ac.jp
安全工学会
TEL 0362062848 jsse2004＠nifty.com
http://www.jsse.or.jp/

28
28
28～29
29

関西支部第 33 回技術研修会「伸線とねじ加工の先端技術動向と実例」」(Web)
第 42 回安全工学セミナー「安全マネジメント講座」(Web)
第49回ガスタービンセミナー(Web)


年月
1～8
2020年度溶接工学冬の夏季大学(オンデマンド開
催)

2～3

Mate2021 第 27 回『エレクトロニクスにおけるマイクロ接合・実装技術」シンポジウム(横浜)2 ～15

Mate2021 27th Symposium on ``Microjoining
and Assembly Technology in Electronics''(Web)
第341回塑性加工シンポジウム「製品の強度向上～素材と加工技術と製品～」(Web)3

日本ガスタービン gtsj
office＠gtsj.org
学会
溶接学会

スマートプロセス TEL 066878
5628 mate＠spsmste.jp
学会他
http://spsmste.jp/
スマートプロセス TEL 066879
7568 mate＠spsmste.jp
学会他
http://spsmste.jp/mate2021/src/
日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp
軽金属学会

19

LMP シンポジウム2021 レーザ加工技術の応用と最新動向(Web)理研シンポジウム第 23 回「トライボコーティン
グの現状と将来」(和光)TEL 0358236324
http://wwwit.jwes.or.jp/kain/seminar/
理化学研究所大森 TEL 035918
7613 tribo＠tribocoati.st
素 形 材 工 学 研 究 https://www.sites.google.com/site/
室，トライボコー tribocoating/
ティング技術研究会

4ウィンタースクール「トポロジー最適化の基礎～
積層造形によるものづくりへの応用～」(Web)9 ～112020年度量子ビームサイエンスフェスタ(Web)

12

1.8

1.14

TEL 0358254073
jwsinfo＠tg.rim.or.jp
http://www.jweld.jp/

第 33 回軽金属セミナー「アルミニウム合金の組織―中級編(時効析出)」(東京)


年月
1～4
The 8th conference of Crystal Growth and Crystal
Technology (CGCT8)第 8 回アジア結晶成長・結晶技術国際会議(Web)

定員70名

http://www.gtsj.org/

4

26

締切

http://www.jilm.or.jp/

日本溶接協会

1.25
定員
40名
定員
120名
定員
65

アジア結晶成長お a-yokotani＠cgct-8.com
よび結晶技術学会 https://www.cgct-8.com
他
日本計算工学会

TEL 0338688957 office＠jsces.org
https://www.jsces.org//
高エネルギー加速 qbsf2020
office＠ml.post.kek.jp
器研究機構物質構 http://qbsfesta.kek.jp/2020/1stcircular.
造科学研究所，J html
PARC センター他

2.19

第 46 回組織検査用試料の作り方(組織の現出)講
習会「鉄鋼材料・非鉄金属材料・表面改質処理および異常組織材」(Web)

材料技術教育研究 TEL 047
4317451 info＠ystl.jp
会
http://www.mskoshukai.jp

3.1

12

第 95 回レアメタル研究会(東大生産技研)( 10 号
565頁)


～


日本金属学会春期講演大会(Web 開催)

レアメタル研究会 tmiya＠iis.u
tokyo.ac.jp
https://www.okabe.iis.utokyo.ac.jp/
japanese/index_ j.html
日本金属学会TEL 0222233685 FAX 0222236312
annualm＠jim.or.jp



講演 1. 7
参加 2.26

本 会 記 事

開催日

名称・開催地・掲載号

主催

問合先

19

第 34 回軽金属セミナー「アルミニウム合金の組織―応用編(加工・熱処理による組織変化)」(第7 回)(東京)

27～31

The International Conference on Sintering 2022 Sintering 2022 国 https://www.sintering2022.org(Sintering 2022国際会議)(岐阜)
際会議組織委員会

年月
第37回希土類討論会(松山)19～20

http://www.jilm.or.jp/

軽金属学会

TEL 0668797352
kidorui＠chem.eng.osakau.ac.jp
http://www.kidorui.org/

日本希土類学会

締切
定員
40名

発表
1.22


年月
日本塑性加工学会 http://www.jstp.or.jp
3～5
2021年度塑性加工春季講演会(Web)

年月
5～8
The 7th International Conference on the 粉体工学会
http://ceramics.ynu.ac.jp/iccci2022/index.
Characterization and Control of Interfaces for
html
High Quality Advanced Materials (ICCCI2022)
iccci2022＠ynu.ac.jp(富士吉田)

年月
～
日本金属学会秋期講演大会(名城大学)
日本金属学会TEL 0222233685 FAX 0222236312
annualm＠jim.or.jp年月28～12.2
The 9th International Symposium on Surface 日本表面真空学会 isss9＠jvssjp
Science (ISSS9)(高松)https://www.jvss.jp/isss9/

追悼本会元副会長

諸住正太郎先生を偲んで本会元副会長 諸住正太郎先生は， 2020 年 10 月 1 日にご逝去されました．享年 97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 1922年に小樽でお生まれになりました． 1942年に盛岡高等工業学校冶金科を卒業され同年に三菱重工業株式会社技師， 1949年に北海道大学工学部生産冶金工学科
卒業，同年に北海道大学工学部助手， 1952年に名古屋工業技術試験所主任研究員， 1960年に東北大学金属材料研究所講師，同年に同研究所助教授を経て， 1970年に教授に昇任され原子炉材料加工学講座を担当されました．
1984年から 3 年間同研究所附属材料試験炉利用施設長を務められました．
1986年に東北大学を退官後(1986年東北大学名誉教授），千葉工業大学マグ
ネシウム材料研究所の非常勤教授，富山大学水素同位体機能研究センターの客員教授を務められました．学会活動につきましては，本会の理事や副会長，軽金属学会の理事や副会長，日本マグネシウム協会の会長や顧問，
日本原子力学会の東北支部長，プラズマ・核融合学会の理事などの要職を務められました．受賞は本会の第 14回谷川・ハリス賞や論文賞，日本マグネシウム協会の第 5 回特別功労賞などです．先生のご研究分野は非常に広く非鉄金属材料を中心に多くの成果をあげられました．マグネシウムについては名古屋工業試験所の時代から東北大，千葉工業大学時代を含めて変形機構から実用合金の開発まで手掛けられました．原子炉材料分野では被覆管材料としてのマグネシウム合金，ベリリウム合金，ジルコニウム合金の加工性や熱処理効果について系統的に明らかにされました．さらに核融合炉材
料の研究分野ではその黎明期から高融点合金のモリブデン合金やバナジウム合金について，加工性，水素挙動，セラミックス被覆や照射損傷分野で多大な成果を得られました．核融合構造材料の照射損傷については高速実験炉「常陽」による中性子試験を先導されまた加速器のイオンビーム利用など新しい手法を開発されました．1999年に勲三等旭日中綬章を受章されました．先生は教育指導においては，実験やゼミを先頭に立って行い学生を常に励ましてくださいました．研究の合間には，研究室対抗のバレーボール，駅伝，サッカーなどまた冬のスキーなど学生と一緒に楽しまれておりました．最近になるまで「材料系学生のための数式」という解説書を執筆されるなど常に後輩を励ましてくださいました．ここに，先生のご遺徳を偲び謹んでご冥福を心からお祈り申し上げます．

◇

ま て り あ 第巻 第号（） 発行日
発行所◇

2021年 1 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

ま て り あ 第60巻 第 1 号(2021)
Materia Japan

発
印
発

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定価(本体,円＋税)送料円
行
刷
売

人
所
所

山村英明
小宮山印刷工業株式会社
丸善雄松堂株式会社〒1600002 東京都新宿区四谷坂町 1010日本金属学会誌投稿の手引き
日本金属学会誌への投稿は，次の要件を満たさなければならない．
(1) 和文であり，未掲載および他のジャーナルに投稿中でないことかつオリジナリティがあること(日本金属学会誌審査及び査読規程に定める範囲において，重複を認める場合がある)．
(2) 金属とその関連材料の学術および科学技術の発展に寄与するものであること．
(3) 投稿規程に合致するものであること．
(4) 軍事研究であると判断される内容を含んでいないこと．
(5) 別に定める執筆要領に準拠して作成された原稿であること．
(6) 論文の著作権を本会に帰属することに同意すること．
(7) 研究不正行為および研究不適切行為をしないことならびに研究不正行為をした場合は本会の定めるところにより処分
を，研究不適切行為をした場合は本会の定めるところにより措置を受けることに同意すること．
(8) 投稿原稿を作成する基となった生データ，実験・観察・研究ノート，実験試料・試薬等の研究成果の事後の検証を可能とするものを論文掲載後 5 年間保存することに同意すること．
.




















日本金属学会誌に投稿可能な論文
学術論文(頁以内)
金属及びその関連材料の理論，実験並びに技術などに関する学術上の成果を報告し，考察した原著論文で，科学・技術的に質の高い，新規な興味ある内容(結果，理論，手法等)が十分含まれている論文．
Materials Transactions の Regular Article または Express Rapid Publication に Web 掲載後 2 年以内であれ
ば，著者および内容が基本的に同一の場合に限り，和訳した論文を投稿できる．その事を脚注に明記する．ただし査読の結果，返却もあり得る．なお，著者が迅速掲載を希望し，追加費用を負担する場合は，査読期間短縮を含め迅速掲載のための処理を行う．
レビュー(頁以内)
各専門分野の研究開発の背景や最近の状況および今後の展望等について，重要な文献を引用して，各専門分野の専門家のみならず他分野の専門家や学生等も対象に，その概要を公正にかつわかりやすく解説する論文．
Materials Transactions に Web 掲 載 後 2 年 以 内 で あ れ
ば投稿ができる．その事を脚注に明記する．また，Materials Transactions 掲載論文と異なる部分がある場
合は，その事を脚注に明記する．
オーバービュー(頁以内)
単なる一般的な review ではなく，執筆者独自の考えに立って review し，取り上げた問題点の中において自説の位置付けを明確にした論文．ただし，事前に「タイトル」「氏名」「要旨」を編集委員会に提出し，了承を得た後，投稿する方式とする． Materials Transactions に
Web 掲載後 2 年以内であれば投稿ができる．その事を脚注に明記する．また， Materials Transactions 掲載論文と異なる部分がある場合は，その事を脚注に明記する．
技術論文(頁以内)
金属及びその関連材料の実験技術，製造技術，設備技
術，利用技術など，技術上の成果，基準，標準化，デー
タベースなど，及び関連する事柄の調査，試験結果を報告した原著論文．
Materials Transactions に Web 掲載後 2 年以内であれ
ば，著者および内容が基本的に同一の場合に限り，和訳した論文を投稿できる．その事を脚注に明記する．ただし査読の結果，返却もあり得る．
最近の研究動向(頁以内)
特集企画や受賞論文等を対象にした最近の研究動向について，関連論文を引用し，Graphical Abstract 等を利用しながら，その概要をわかりやすく紹介する論文．
速報論文(頁以内)
速報を要する短い論文．すなわち，新規性のある研究
成果，技術開発に関する新知見，新アイディア，提案







.

等．最短 2 週間で審査を完了する．
オピニオン(頁以内)
日本金属学会誌に掲載された論文に対する意見，討論
またはそれに対する著者からの回答とする．科学・技術的な発展に貢献できる内容であること．
その他理事会で決議した分類
投稿の方法
日本金属学会誌への投稿は https: // data.jim.or.jp / cgi bin/jim/jentrytest1.cgi にて原稿を提出する．
英文掲載済み論文の和訳論文の場合には，英文掲載済み
論文 PDF も送付する．

.

原稿執筆要領に従って原稿を作成し，指定のファイル形式に変換したものを提出する．
3.1 記載内容
 題目・著者名・研究機関，◯
 英文概要・ Keywords，◯

◯
謝辞，◯
文献，◯
 Appendix，◯
表・図説明一覧，
本文，◯
 その後に各別紙の表・図を添付する．
◯
3.2 単位
SI 単位を使用する．
3.3 引用文献・脚注
通し番号で 1,2) ，あるいは 36) のように表し，本文の末尾に一括記載する．著者名，誌名はすべて英語表記する(特に決まっていないものはローマ字表記する)．

.

審査
投稿された論文は会誌編集委員会の独自の審査を経て会誌に掲載される．編集委員会から原稿の修正を求められ，あるいは返却されることがある．

.

校正
初校は著者の責任で行う．著者校正は原則として 1 回とし，誤植の修正に限る．

. 投稿者負担金
6.1 投稿・掲載費用は，無料とする．(別刷の寄贈はありま
せん．）
6.2 カラー図掲載を希望する場合は実費を負担する．
(1 図表当り1,000円)※オンラインジャーナルのみ(冊子・別刷はすべてモノク
ロ表示)．
6.3 学術論文の迅速掲載費用1 万円
6.4 別刷購入希望の場合は，別途費用を負担する．
公益社団法人日本金属学会

会誌編集委員会

本 会 記 事

2021年 1 月 1 日発行「まてりあ」