結晶欠陥のナノスケール電子顕微鏡法
結晶性材料の特性は結晶内部に含まれるナノ・スケールの結晶欠陥により
左右されます．この
ようなナノ･スケール結晶欠陥そのものの特性(Defect
Properties)を評価することは，結晶欠陥そのものの特性を理解するだけでなく，それらの構造や配列の制御を通じた材料の特性制御につながるため
非
常に重要です．乾研では最新の電子顕微鏡法である走査透過電子顕微鏡法を用いた結晶構造ならびに結晶欠陥のナノスケール解析を行っています．以下では観察
例の一部を示します．
複雑な結晶構造を有する 金属間化合物の結晶構造解析
| ＜Mg-Zn-Y系LPSO相の結晶構造解析＞ |
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| 図１．Mg-Zn
-Y系LPSO/OD相の超高分解能STEM像． 左側の３枚は広角散乱環状暗視野(HAADF)-STEM像で，原子コラムが明点として観察されています．HAADF-STEM像では明点 の明るさは原子コラムに含まれる原子の平均原子番号に依存するため，これらの図では最も明るい明点の部分に原子番号が最も大きいYが濃化していることが分 かります．さ らにその配列はMg-Al-Gd系と同様で，希土類元素YとZnがL12型構造と同様の原子配列を持つクラスターを形成しているこ と，さらにそのクラスター が規則正しく配列していることがわかりました． 右側の環状明視野(ABF)-STEM像では，逆に原子コラムの位置が暗点として観察されますが，L12型 クラスターの中心部分に対応する位置に追加の暗点が観察される部分(青矢印)見られる一方で，明確な暗点が見られない部分(赤矢印)も存在することが分 かりました．このことからL12型クラスターの中心サイトにはY, Mg, Znのいずれかの原子が含まれるが，含まれる原子の種類や占有率はクラスターにより異なることがわかりました． [1] K. Kishida et al., Acta Materialia, vol.99, p.228 (2015). [2] K. Kishida et al., Acta Materialia, vol.59, p.7287 (2011). |
| ＜Fe-Zn系金属間化合物相の結晶構造解析＞ |
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| 図２．Fe-Zn系金属間化合物δ1p相
の超高分解能
ABF-STEM像． 溶融亜鉛めっき鋼板の表面にはFe-Zn系の様々な金属間化合物相が形成し，めっき層の力学特性，化学特性を大きく左右する．メッキ層の特性を精確に理 解するためには結晶構造や力学特性の理解が不可欠であるが，これらの金属間化合物相は単相で取り出すことが非常に困難であるため，結晶構造についてすら十 分には解明されていなかった．我々の研究室での超高分解能STEMを用いた直接観察に基づいた解析をおこなうことで，上記を含む様々なFe-Zn系金属間 化合物相について，これまでの報告例よりもはるかに精度の高い結晶構造パラメータの決定に 成功しています． [3] N.L. Okamoto et al., Acta Crtstallographica B, vol.70, p.275 (2014). [4] N.L. Okamoto et al., Acta Materialia, vol.81, p.345 (2014). |
各種結晶性材料中の転位芯の構造解 析
| ＜Ti3SiC2
MAX相中の底面a転位＞ |
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図３．Ti3SiC2
MAX相中の底面a転位とキンク境界の超高分解能STEM像．
Ti3SiC2 MAX相はセラミックス的な特徴と金属的特徴を兼ね備えた材料として注目されていますが，その塑性変形の詳細 については十分には解明されていませんでした．我々の研究室では単結晶マイクロピラー圧縮試験と原子尺度での欠陥構造解析により，Ti3SiC2 MAX 相の変形モードが底面すべりのみであり，底面すべりを担うa転位がMAX相の層状結晶構造の中の純Si層と純Ti層の間を運動すること，2本のショック レー部分転位に分解して運動していることを実験的に始めて明 らかにしました(左図)．またTi3SiC2 MAX 相では結晶の層状構造が折れ曲がるような変形がしばしば観察されますが，それが底面a転位の運動とその刃状転位の配列により形成されるキンクとして矛盾な く説明できることを明らかにしまし た(右図)． [5] M. Higashi et al., Acta Materialia, vol.161, p.161 (2018). |
| ＜Mo5SiB2金
属間化合物相中の転位＞ |
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| 図４．Mo5SiB2相
中の(001)面上の<
010>転位の超高分解能STEM像．(a)<010>転位芯の全体像，(b)右側の部分転位((a)中の点線枠で囲んだ部分)の拡大
図． 超高温用耐熱材料中の強化相として注目されているMo5SiB2相相の塑性変形挙動についてはこれまで十 分に調査されていませんでした．我 々の研究室では単結晶マイクロピラー圧縮試験と原子尺度での欠陥構造解析により，Mo5SiB2相中で活動 可能な変形モードの同定に成功しました．同定した変形モードの一つである(001)<010>すべりを担う<010>転位の刃状 転位について，転位芯構造の観察をおこなった結果，<010>転位は純Mo原子層と純Si原子層間を運動していること，また2本の 1/2<010>部分転位に分解していることを初めて明らかにしました． [6] K. Kishida et al., Acta Materialia, vol.159, p.416 (2018). |
複相材料中の異相界面の構造解 析
| ＜MoSi2/Mo5Si3共
晶単結晶合金中の異
相界面＞ |
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| 図５．MoSi2/Mo5Si3共
晶単結晶合金中の
MoSi2/Mo5Si3界面の高分解能STEM像． JST-ALCAプロジェクトでは次世代の超耐熱材料の候補として共晶単結晶合金に注目し，研究を行いました．図５に示すように界面ではいわゆるレッジ ―テラス構造という界面構造をとり，それにより界面でのミスフィットが部分的に緩和されていることを明らかにするとともに，界面ミスフィットや界面偏析の 制御により異相界面の微細構造や破壊特性の制御が可能であることを見出しました． [7] K. Fujiwara et al., Intermetallics, vol.52, p.72 (2014). |
| ＜MoSi2/Mo5Si3/Mo5Si3C 三相共 晶単結晶合金中の異 相界面＞ |
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| 図６．MoSi2/Mo5Si3/Mo5Si3C
三相共
晶単結晶合金中の
Mo5Si3/Mo5Si3C界面の高分解能STEM像． JST-ALCAプロジェクトでは上記のMoSi2/Mo5Si3二相共晶合金に 各種添加元素を加えたときの相構成の変化についても系統的に調査しました．その中でCを添加した 場合にはMoSi2/Mo5Si3/Mo5Si3C 三相共晶合金単結晶の育成が可能であることを見出しました．図６はMoSi2/Mo5Si3/Mo5Si3C 三相共晶中に形成される様々な異相界面のうちのMo5Si3/Mo5Si3C 界面の観察例です．Mo5Si3は正方晶，Mo5Si3Cは 六方晶の結晶構造をとりますが，三相共晶中ではそれらは互いのc軸方向が平行となるように存在します．詳細な解析の結果，互いのc軸に垂直な方向に対する 優先方位関係は二相間の界面ミスフィットの観点で理解できることを明らかにしました． [7] H. Matsunoshita et al., Intermetallics, vol.73, p.12 (2016). |
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結晶物性工学分野 (乾 研究室)
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