WO2009151000A1 - 熱電変換素子 - Google Patents

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WO2009151000A1
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spin
thermoelectric conversion
dielectric
conversion element
hall effect
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PCT/JP2009/060317
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健一 内田
瑛祐 梶原
裕康 中山
英治 齊藤
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学校法人 慶應義塾
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    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01G—COMPOUNDS CONTAINING METALS NOT COVERED BY SUBCLASSES C01D OR C01F
    • C01G49/00—Compounds of iron
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    • C01G49/0054—Mixed oxides or hydroxides containing one rare earth metal, yttrium or scandium
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    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C01P—INDEXING SCHEME RELATING TO STRUCTURAL AND PHYSICAL ASPECTS OF SOLID INORGANIC COMPOUNDS
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C01—INORGANIC CHEMISTRY
    • C01P—INDEXING SCHEME RELATING TO STRUCTURAL AND PHYSICAL ASPECTS OF SOLID INORGANIC COMPOUNDS
    • C01P2006/00—Physical properties of inorganic compounds
    • C01P2006/42—Magnetic properties

Definitions

  • the present invention relates to a thermoelectric conversion element, and particularly to a thermoelectric conversion element characterized by a member that generates a spin current by heat.
  • thermoelectric effect is expected as such a clean energy source.
  • thermoelectric conversion efficiency is not sufficient, and it is necessary to further increase the thermoelectric conversion efficiency for practical use as a clean energy source.
  • the direction of generation of the electromotive force V is parallel to the temperature gradient ⁇ T.
  • the Seebeck coefficient S, the electrical conductivity ⁇ , and the thermal conductivity ⁇ are all material-specific values. Therefore, the performance index Z is also a material-specific value. In order to realize highly efficient thermoelectric generation, the performance index Z A high thermoelectric conversion element is required. In order to increase the figure of merit Z, it was necessary to develop a new substance.
  • This spintronics aims to obtain unprecedented functions and characteristics by simultaneously using the charge of electrons and the degree of freedom of spin, but many of the spintronic functions are driven by spin current.
  • spin current has little dissipation of spin angular momentum, it is expected that it can be used for efficient energy transfer, and there is an urgent need to establish a spin current generation method and detection method.
  • Non-Patent Document 1 a spin current by spin pumping has been proposed (see, for example, Non-Patent Document 1), and the spin current detection method by the present inventors also provides a spin current by the reverse spin Hall effect. The detection method of this is proposed.
  • the performance index Z increases when a substance having a high electrical conductivity ⁇ is used.
  • the effect of improving the figure of merit Z by improving the electrical conductivity ⁇ is offset by the thermal conductivity ⁇ . .
  • the present inventor has proposed a spin-Seebeck effect element utilizing a junction between a magnetic material such as NiFe and a metal having a large spin orbit interaction such as Pt (see Japanese Patent Application No. 2007-302470 if necessary). ).
  • a thermal spin current generated by a temperature gradient in a magnetic material such as NiFe is subjected to spin exchange at the interface with Pt, and the pure spin current generated by the exchange causes a direction perpendicular to the direction of the pure spin current.
  • the flowing current is output as a voltage at both ends of the magnetic body.
  • the figure of merit Z in this case is also expressed as S s , spin conductivity ⁇ s , and thermal conductivity ⁇ of the Seebeck coefficient of the spin-Seebeck effect element.
  • Z S s 2 ⁇ ( ⁇ s / ⁇ ) (2) It is expressed.
  • the direction of generation of the electromotive force V is perpendicular to the temperature gradient ⁇ T because the reverse spin Hall effect is used.
  • the Seebeck coefficient S s of the spin-Seebeck effect element is proportional to the length in the direction perpendicular to the temperature gradient ⁇ T
  • the figure of merit Z can be modulated by the sample size as compared with the conventional Seebeck effect element. There is. That is, by configuring the sample size such that the length in the direction perpendicular to the temperature gradient ⁇ T is increased, an electromotive force V proportional to the length can be obtained.
  • the spin current is not a physical conserved quantity, by using such thermal spin current conversion, the spin current can be continuously extracted simply by giving a temperature gradient, and therefore, the thermoelectromotive force. Can also be taken out continuously.
  • a metal having a high thermal conductivity ⁇ is used for the thermal spin current generating member. Therefore, when the sample size is increased in order to increase the electromotive force V, a uniform temperature gradient ⁇ It becomes difficult to provide T. Therefore, at present, it is difficult to realize an industrially usable thermoelectric conversion element using an all-metal spin-Seebeck effect element.
  • an object of the present invention is to improve the thermoelectric conversion efficiency by increasing the figure of merit of the spin-Seebeck effect element.
  • the present invention provides a thermoelectric conversion element, wherein a reverse spin Hall effect member is provided on at least one end side of a thermal spin wave spin current generating member made of a magnetic dielectric, and the thermal spin wave spin current is provided.
  • a temperature gradient is provided to the generating member, and a magnetic field is applied by the magnetic field applying means, and the thermal spin wave spin current is converted into a voltage and taken out by the inverse spin Hall effect member.
  • the thermal conductivity ⁇ can be reduced by up to about five orders of magnitude compared to conventional metal materials, and the sample size can be increased. Even so, since it becomes easy to provide a uniform temperature gradient ⁇ T, a significant improvement in the figure of merit can be expected.
  • the thermal spin current is generated as a thermal spin wave spin current in the temperature gradient direction.
  • the magnetic dielectric may be a ferrimagnetic dielectric, a ferromagnetic dielectric, or an antiferromagnetic dielectric.
  • an antiferromagnetic layer that contacts the magnetic dielectric and fixes the magnetization direction may be provided as a magnetic field applying means.
  • the magnetic dielectric material may be anything as long as it contains Fe or Co. In practice, however, YIG (yttrium iron garnet) or yttrium gallium iron garnet, which is easily available and has a low dissipation of spin angular momentum, That is, it is desirable to use Y 3 Fe 5-x Ga x O 12 (where x ⁇ 5) when expressed in a general formula. This is because Y 3 Fe 5-x Ga x O 12 has a large band gap and therefore has very few conduction electrons, and therefore, the dissipation of spin angular momentum by the conduction electrons is small.
  • the antiferromagnetic dielectric is typically nickel oxide or FeO, but most of the magnetic dielectric is an antiferromagnetic dielectric.
  • the thickness of the magnetic dielectric layer may be any thickness that exhibits characteristics as a ferromagnetic material or a ferrimagnetic material. For that purpose, the thickness may be 5 nm or more.
  • the reverse spin Hall effect member it is desirable to use any of Pt, Au, Pd, Ag, Bi, or an element having an f orbit. Since these elements have a large spin-orbit interaction, the thermal spin wave spin current and the pure spin current can be exchanged with high efficiency at the interface with the magnetic dielectric.
  • the thickness of the reverse spin Hall effect member is arbitrary, but if it is too thick, the efficiency deteriorates due to the backflow current. On the other hand, if the thickness is too thin, the resistance becomes high, and the amount of Joule heat generated in the reverse spin Hall effect member increases. Therefore, it is desirable that the thickness be 5 nm or more.
  • thermoelectric conversion elements may be provided at different positions along the longitudinal direction of the thermal spin wave spin current generating member, and can be used as a variable voltage battery. Further, by winding the thermoelectric conversion elements connected in series, it is possible to output a large amount of power with a compact configuration.
  • the present invention has the characteristics of a spin-Seebeck effect element that can amplify a figure of merit according to the size of a sample, and further facilitates the realization of a uniform temperature gradient ⁇ T by using a magnetic dielectric having a small thermal conductivity ⁇ .
  • the figure of merit Z s can be significantly increased, thereby realizing a highly efficient thermoelectric conversion element.
  • thermoelectric conversion element of Example 1 of this invention It is explanatory drawing of the use condition of the thermoelectric conversion element of Example 1 of this invention. It is a schematic perspective view of the thermoelectric conversion element of Example 2 of the present invention. It is explanatory drawing of the use condition of the thermoelectric conversion element of Example 2 of this invention. It is a schematic perspective view of the thermoelectric conversion element of Example 3 of the present invention. It is a conceptual structure explanatory drawing of the thermoelectric conversion element of Example 4 of this invention.
  • a thermal spin wave spin current generating member made of a magnetic dielectric is made of an element having a large spin orbit interaction such as Pt, Au, Pd, Ag, Bi, or an element having an f orbit.
  • thermoelectromotive force V is generated at both ends of the metal electrode by the current.
  • the spin wave spin current precesses around the equilibrium position, and its phase change propagates through the spin system as a wave.
  • a wave spin current is a phase change caused by heat.
  • the magnetic dielectric layer may be a ferrimagnetic dielectric, a ferromagnetic dielectric, or an antiferromagnetic dielectric.
  • the magnetic dielectric material may be anything as long as it contains Fe or Co.
  • YIG yttrium iron garnet
  • yttrium gallium iron garnet which is easily available and has low dissipation of spin angular momentum, When expressed in a general formula, Y 3 Fe 5-x Ga x O 12 (where x ⁇ 5) is used.
  • FIG. 2 is a crystal structure diagram of YIG (Y 3 Fe 5 O 12 ).
  • the crystal structure is cubic and the magnetic structure is ferrimagnetic.
  • the magnetic ions in YIG are only Fe 3+ , and there are 24 Fe ⁇ (upspin) and 16 Fe ⁇ (downspin) per unit lattice. Therefore, YIG has a magnetic moment corresponding to eight unit lattice values Fe. Other Fe ions are antiferromagnetically coupled.
  • nickel oxide and FeO are typically mentioned, but most of the magnetic dielectric is an antiferromagnetic dielectric.
  • the magnetic dielectric layer is made of a ferromagnetic dielectric, it is desirable to provide an antiferromagnetic layer in order to fix the magnetization direction of the magnetic dielectric layer.
  • any of sputtering, MOD (Metal-organic decomposition method: organometallic coating pyrolysis method), or sol-gel method may be used.
  • the crystallinity of the magnetic dielectric layer may be single crystal or polycrystal.
  • FIG. 3 is an explanatory diagram of a manufacturing process of a sample used in the embodiment of the present invention.
  • a sample in which Y 3 Fe 4 GaO 12 is formed as a magnetic dielectric by the MOD method will be described.
  • a MOD solution 12 having a Y 3 Fe 4 GaO 12 composition is spin-coated on a GGG (Gd 3 Ga 5 O 12 ) single crystal substrate 11 having a ⁇ 100 ⁇ plane as a main surface. Apply by the method.
  • spin coating conditions first, after rotating at 500 rpm for 5 seconds, rotating at 3000 to 4000 rpm for 30 seconds, the MOD solution 12 is uniformly applied so that the film thickness after baking becomes 100 nm.
  • the MOD solution 12 a MOD solution manufactured by Kojundo Chemical Laboratory Co., Ltd. was used.
  • the oxide layer 13 is formed by temporary baking in an electric furnace, for example, by heating at 550 ° C. for 5 minutes.
  • crystallization of the oxide layer 13 proceeds in the main firing in which heating is performed at 750 ° C. for 1 to 2 hours in an electric furnace to form the YIG layer 14.
  • the composition of the YIG layer 14 is Y 3 Fe 4 GaO 12, which is a polycrystalline film.
  • the thickness is, for example, 10 nm on the YIG layer 14 by using a mask sputtering method.
  • the Pt electrodes 15 having a width of 0.1 mm are provided at a plurality of locations at predetermined intervals. In this case, eight Pt electrodes 15 are provided at intervals of 0.6 mm.
  • FIG. 4 is an explanatory diagram of the temperature gradient dependence of the electromotive force
  • FIG. 4 (a) is a conceptual configuration diagram of the sample system
  • FIG. 4 (b) is an explanatory diagram of the temperature gradient dependency of the electromotive force
  • FIG. 4C is an explanatory diagram of the magnetic field direction dependence of the polarity of the electromotive force at each temperature gradient.
  • thermoelectromotive force V is obtained almost in proportion to the temperature gradient ⁇ T, that is, the temperature difference ⁇ T between both ends.
  • a potential difference of about 2.5 ⁇ V was detected. From this result, it is presumed that a thermal spin wave spin current is generated in the YIG film 14 which is a magnetic dielectric material due to the temperature gradient TT.
  • This thermal spin wave spin current is spin-exchanged at the interface of the YIG film 14 / Pt electrode 15, and the generated pure spin current generates a current in the Pt electrode 15 and is output as a thermoelectromotive force V from both ends of the Pt electrode 15. .
  • the direction of the potential difference V generated at this time is reversed depending on the direction of the applied fixed magnetic field H. Therefore, by measuring the potential difference V in the fixed magnetic field H in which the potential difference V in the fixed magnetic field H is reversed, The existence of the spin wave spin current can be verified. Note that if the direction of the potential difference V is not reversed even when the magnetic field is reversed, this is not a thermal spin wave spin current but noise. Therefore, in order to prove that the result obtained in FIG. 4B is not a noise but a thermal spin wave spin current, the dependence of the polarity of the electromotive force on the magnetic field direction was verified.
  • FIG. 4C is an explanatory diagram of the magnetic field direction dependence of the polarity of the electromotive force when the temperature difference ⁇ T is changed from 0 to 30 K.
  • the polarity of the electromotive force V is also reversed. is doing. From this result, it was verified that the electromotive force V obtained was not a noise but a thermoelectromotive force by a thermal spin wave spin current.
  • the applied magnetic field H is an output when changing from ⁇ 150 [Oe] to +150 [Oe] at each temperature difference and an output when changing from +150 [Oe] to ⁇ 150 [Oe].
  • the direction of change is indicated by an arrow.
  • the temperature difference ⁇ TK at both ends of the YIG film 14 can be known from the potential difference V of the Pt electrode 15 when the temperature gradient ⁇ ⁇ T dependence is viewed from the opposite viewpoint.
  • the temperature difference at the one end side of ⁇ TK with respect to the other end at which the temperature is constant T 0 K in the heat bath is (T 0 + ⁇ T) K, which is used for measuring the temperature of a predetermined part. It can be used as a thermoelectric conversion element, that is, a thermocouple.
  • FIG. 5 is an explanatory diagram of the position dependency of the electromotive force
  • FIG. 5A is a conceptual configuration diagram of the sample system and an explanatory diagram of the magnetic field direction dependency of the polarity of the electromotive force at each position.
  • the temperature difference applied to both ends of the sample was fixed at 20K.
  • the applied magnetic field H is an output when changing from ⁇ 150 [Oe] to +150 [Oe] at each temperature difference and an output when changing from +150 [Oe] to ⁇ 150 [Oe].
  • FIG. 5B is an explanatory diagram of the position dependency of the electromotive force.
  • the electromotive force V generated when the external magnetic field is 100 [Oe] and the temperature difference applied to both ends of the sample is fixed at 20 K, and the Pt electrode 15 is applied. It is plotted as a function of the joining position.
  • the reverse spin Hall electromotive force generated in the Pt electrode 15 depends on whether the Pt electrode 15 is bonded to the high temperature side of the YIG film 14 under a temperature gradient or to the low temperature side. , You can see that the sign is different. This result also shows that the magnitude of the electromotive force can be modulated by changing the position where the Pt electrode 15 is joined.
  • FIG. 6 is a schematic perspective view of the thermoelectric conversion element according to the first embodiment of the present invention.
  • a layer 22 is formed, and a Pt electrode having a thickness of, for example, 10 nm and a width of 0.6 mm is deposited thereon by mask sputtering to form a Pt electrode 23. This completes the thermoelectric conversion element.
  • FIG. 7 is an explanatory diagram of the usage state of the thermoelectric conversion element according to the first embodiment of the present invention.
  • an external magnetic field H is applied in a direction orthogonal to the longitudinal direction of the Pt electrode 23 and the YIG layer
  • a temperature gradient ⁇ T along the external magnetic field H is formed in the YIG layer 22 by bringing the end of 22 on the side where the Pt electrode 23 is not provided into contact with the heat source 24 or by inserting it into the heat source 24.
  • Due to this temperature gradient ⁇ T an electromotive force V is generated at both ends of the Pt electrode 23.
  • the thermal conductivity ⁇ of the YIG layer 22 is 7 W ⁇ m ⁇ 1 ⁇ K ⁇ 1 , and is, for example, an order of magnitude smaller than 90 W ⁇ m ⁇ 1 ⁇ K ⁇ 1 of NiFe.
  • the figure of merit Z as an element can be dramatically increased. Further, if a magnetic dielectric having a lower thermal conductivity than YIG is used, the figure of merit Z S can be further increased.
  • this thermoelectric conversion element is used as a thermocouple, it is desirable to perform measurement by bringing the low temperature side provided with the Pt electrode 23 into contact with a constant temperature medium in order to increase measurement accuracy.
  • FIG. 8 is a schematic perspective view of the thermoelectric conversion element according to the second embodiment of the present invention.
  • YIG having a Y 3 Fe 4 GaO 12 composition of, for example, 100 nm in thickness is formed on the GGG single crystal substrate 21 by sputtering.
  • a layer 22 is formed, and a Pt film having a thickness of, for example, 10 nm and a width of 0.1 mm is deposited on the layer 22 by a mask sputtering method at intervals of 0.6 mm.
  • the thermoelectric conversion element of Example 2 of the present invention is completed. Since the figure is a conceptual configuration diagram, it does not reflect the actual relationship such as the relationship between the width and the interval of the Pt electrode 23.
  • FIG. 9 is an explanatory diagram of the usage state of the thermoelectric conversion element according to the second embodiment of the present invention.
  • an external magnetic field H is applied in a direction orthogonal to the longitudinal direction of the Pt electrode 23 and the YIG layer
  • One end of 22 is brought into contact with the heat source 24 or inserted into the heat source 24 to form a temperature gradient ⁇ T along the external magnetic field H in the YIG layer 22. Due to this temperature gradient ⁇ T, an electromotive force V proportional to the temperature gradient TT is generated at both ends of the Pt electrode 23.
  • the position of the Pt electrode 23 can be arbitrarily set. By selecting, it can be used as a variable voltage battery.
  • FIG. 10 is a schematic perspective view of the thermoelectric conversion element according to the third embodiment of the present invention, in which an InMn antiferromagnetic layer 32 having a thickness of, for example, 50 nm is deposited on a GGG single crystal substrate 31 using a sputtering method. .
  • a YIG layer 33 having a Y 3 Fe 4 GaO 12 composition with a thickness of, for example, 100 nm is formed.
  • a Pt film having a thickness of, for example, 10 nm and a width of 0.1 mm is deposited thereon by mask sputtering to form a Pt electrode 34, whereby the thermoelectric conversion element of Example 3 of the present invention is obtained.
  • a magnetic field is applied in a direction perpendicular to the longitudinal direction of the Pt electrode 34 provided later.
  • the electromotive force generated in the third embodiment of the present invention is proportional to the length of the Pt electrode 15
  • the length of the YIG layer 33 in the direction perpendicular to the direction of the thermal spin wave spin flow is made longer to increase the high electromotive force. Electric power can be generated. That is, the figure of merit Z S can be modulated by adjusting the size of the sample, and in principle, a thermoelectric element having an infinite figure of merit can be constructed.
  • thermoelectric conversion element according to Example 4 of the present invention will be described with reference to FIG.
  • FIG. 11A is a conceptual cross-sectional view along the layer thickness direction of the thermoelectric conversion element of Example 4 of the present invention
  • FIG. The thermoelectric conversion element according to the fourth embodiment of the present invention is obtained by winding a plurality of thermoelectric conversion elements having the same structure as in the first embodiment so that output voltages are connected in series.
  • each individual thermoelectric conversion element is prepared by using, for example, the MOD method, and a GGG having a ⁇ 100 ⁇ plane as a main surface in the same process as the above embodiment.
  • a MOD solution having a Y 3 Fe 4 GaO 12 composition is applied onto the single crystal substrate 11 by a spin coating method, and a YIG film 14 having a Y 3 Fe 4 GaO 12 composition is formed by sequentially performing preliminary baking and main baking.
  • thermoelectric conversion is performed by providing a Pt electrode 15 having a thickness of, for example, 10 nm and a width of 0.1 mm on the YIG layer 14 using a mask sputtering method.
  • Element 41 is formed.
  • variety may become large sequentially so that winding may become easy.
  • thermoelectric conversion elements 41 are metallized and bonded at predetermined minute intervals on the heat-resistant flexible substrate 42 such as a heat-resistant glass fiber cloth so that the width is sequentially increased, and then adjacent Pt electrodes 15 are wire-bonded with Au wires 43. To do.
  • the output terminal 44 is connected to the Pt electrode of the innermost thermoelectric conversion element and the Pt electrode of the outermost thermoelectric conversion element.
  • thermoelectric conversion element of Example 4 of the present invention is completed by winding the thermoelectric conversion element 41 having a narrow width so as to be inside.
  • it is wound in a rectangular shape, but it may be triangular, pentagonal, or hexagonal.
  • thermoelectric conversion elements 41 are connected in series by wire bonding, the length in the direction orthogonal to the thermal spin wave spin current direction is effectively lengthened and the winding is performed. Therefore, it is possible to output a large amount of power with a compact configuration.
  • Pt is used as the inverse spin Hall effect member, but is not limited to Pt, and Pd, Au, Ag, Bi Other elements having f orbitals may be used.
  • YIG or the like is used as the magnetic dielectric, but it is not limited to YIG or the like, and a ferromagnetic dielectric or an antiferromagnetic dielectric such as FeO is used. Also good.
  • Example 3 an antiferromagnetic layer such as InMn is provided to bias the YIG layer in the magnetization direction, but this is not essential and bias may be applied by an external magnetic field.
  • the bias is given by the external magnetic field, but as in Example 3, an antiferromagnetic layer such as InMn or PdPtMn may be provided and biased.
  • Example 4 a heat-resistant substrate is used as the flexible substrate.
  • a resin such as a PET film may be used.
  • the thermoelectric conversion element may be fixed to the resin substrate using an adhesive.
  • thermoelectric power generation element is typical, but it is not limited to a thermoelectric power generation element, and is also used as a thermocouple for temperature measurement.

Abstract

　熱電変換素子に関し、スピン－ゼーベック効果素子の性能指数を高めて熱電変換効率を高める。 　磁性誘電体からなる熱スピン波スピン流発生部材の少なくとも一端側に逆スピンホール効果部材を設け、前記熱スピン波スピン流発生部材に温度勾配を設けるとともに磁場印加手段により磁場を印加して前記逆スピンホール効果部材において熱スピン波スピン流を電圧に変換して取り出す。

Description

熱電変換素子
　本発明は、熱電変換素子に関するものであり、特に、スピン流を熱によって発生させる部材に特徴のある熱電変換素子に関するものである。
　近年、地球温暖化対策としてクリーンエネルギーの必要性が叫ばれており、このようなクリーンエネルギー源として熱電効果の応用が期待されている。その一例として、火力発電所や工場或いは自動車の廃熱・排熱をゼーベック効果素子を利用して電力に変換することが提案されている（例えば、特許文献１参照）。
　しかし、現在のゼーベック効果素子の効率は十分ではなく、クリーンエネルギー源としての実用化に際してはさらなる熱電変換効率の高効率化が必要である。
　現在のゼーベック係数が互いに異なる２種類の金属による異種金属接合を用いたゼーベック効果素子の熱電変換効率の指標となる性能指数Ｚは、ゼーベック係数をＳ、電気伝導度をσ、熱伝導率をκとすると、
Ｚ＝Ｓ2 ×（σ／κ）　・・・（１）
と表される。また、起電力Ｖの発生方向は温度勾配▽Ｔと平行方向になる。
　この場合、ゼーベック係数Ｓ、電気伝導度σ及び熱伝導率κは全て物質固有の値であるので、性能指数Ｚも物質固有の値となり、高効率の熱電発電を実現するためには性能指数Ｚの高い熱電変換素子が必要になる。そして、性能指数Ｚを高めるためには新規な物質の開発が必要であった。
　一方、現在の半導体装置等のエレクトロニクス分野において利用されている電子の電荷の自由度に代わるものとして、電子が電荷以外に有するスピンという自由度、即ち、スピン角運動量の自由度を利用したスピントロニクスが次世代のエレクトロニクス技術の担い手として注目を集めている。
　このスピントロニクスでは電子の電荷とスピンの自由度を同時に利用することによって、従来にない機能や特性を得ることを目指しているが、スピントロニクス機能の多くはスピン流によって駆動される。
　スピン流はスピン角運動量の散逸が少ないため、効率の良いエネルギー伝達に利用できる可能性が期待されており、スピン流の生成方法や検出方法の確立が急務になっている。
　なお、スピン流の生成方法としては、スピンポンピングによるスピン流が提案されており（例えば、非特許文献１参照）、スピン流の検出方法についても、本発明者等により逆スピンホール効果によるスピン流の検出方法が提案されている。
　この場合、試料中に純スピン流を注入すると、純スピン流の方向と垂直方向に電流が流れることを見いだしており、この逆スピンホール効果を利用することによって、試料端に電位差が発生するので、この電位差を検出することによって、純スピン流の流れの有無の検出が可能になる（例えば、非特許文献２参照）。
特開２００７－１６５４６３号公報
Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．，Ｂ１９，ｐ．４３８２，１９７９ Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　Ｌｅｔｔｅｒｓ　Ｖｏｌ．８８，ｐ．１８２５０９，２００６
　しかし、上述のゼーベック効果を利用した熱電変換においては、式（１）からわかるように、電気伝導度σが高い物質を用いると性能指数Ｚが大きくなる。しかし、金属の場合には、電気伝導度σが高い物質は熱伝導率κも高いため、電気伝導度σ向上による性能指数Ｚ向上の効果は熱伝導率κにより相殺されてしまうという問題がある。
　一方、本発明者は、ＮｉＦｅ等の磁性体とＰｔ等のスピン軌道相互作用の大きな金属との接合を利用したスピン－ゼーベック効果素子を提案している（必要ならば、特願２００７－３０２４７０参照）。このスピン－ゼーベック効果素子においてはＮｉＦｅ等の磁性体において温度勾配により発生した熱スピン流をＰｔとの界面でスピン交換を行い、交換により発生した純スピン流により純スピン流の方向と垂直方向に流れる電流を磁性体の両端において電圧として出力するものである。
　これは、磁性体、特に、強磁性体の場合には、外部磁場を印加した状態で温度勾配を与えると、アップスピン流とダウンスピン流に差ができて熱的にスピン流が発生することを見いだした結果を利用したものである。
　この場合の性能指数Ｚ も、スピン－ゼーベック効果素子のゼーベック係数をＳs 、スピン伝導度をσs 、熱伝導率をκ とすると、
Ｚ＝Ｓs 2 ×（σs ／κ ）　・・・（２）
と表される。
　但し、この場合には、起電力Ｖの発生方向は、逆スピンホール効果を利用しているので温度勾配▽Ｔと垂直方向になる。スピン－ゼーベック効果素子のゼーベック係数Ｓs は温度勾配▽Ｔに垂直な方向の長さに比例するので、従来のゼーベック効果素子に比べて、試料サイズにより性能指数Ｚを変調することができるという特徴がある。即ち、試料のサイズを温度勾配▽Ｔに垂直な方向の長さが長くなるように構成することによって、長さに比例した起電力Ｖを得ることができる。
　この場合、スピン流は物理的な保存量ではないため、このような熱スピン流変換を利用することによって、温度勾配を与えるだけでスピン流を連続して取り出すことができ、したがって、熱起電力も連続して取り出すことができる。しかし、このスピン－ゼーベック効果素子においては、熱スピン流発生部材に熱伝導率κの大きい金属を用いており、したがって、起電力Ｖを増大させるために試料のサイズを大きくすると均一な温度勾配▽Ｔを設けることが困難になってしまう。よって、現状では、全金属系スピン－ゼーベック効果素子を用いて工業的に利用可能な熱電変換素子を実現することは困難である。
　したがって、本発明は、スピン－ゼーベック効果素子の性能指数を高めて熱電変換効率を高めることを目的とする。
　上記課題を解決するために、本発明は、熱電変換素子であって、磁性誘電体からなる熱スピン波スピン流発生部材の少なくとも一端側に逆スピンホール効果部材を設け、前記熱スピン波スピン流発生部材に温度勾配を設けるとともに磁場印加手段により磁場を印加して前記逆スピンホール効果部材において熱スピン波スピン流を電圧に変換して取り出す。
　このように、熱スピン流発生部材として、伝導電子の存在しない磁性誘電体を用いることによって、熱伝導率κを従来の金属材料に比べて最大５桁程度小さくすることができ、試料サイズを大きくしても均一な温度勾配▽Ｔを設けることが容易になるため、性能指数の大幅な向上が期待できる。この場合、熱スピン流は熱スピン波スピン流として温度勾配方向に発生する。
　また、磁性誘電体としては、フェリ磁性誘電体、強磁性誘電体でも或いは反強磁性誘電体でも良い。磁性誘電体をフェリ磁性誘電体或いは強磁性誘電体とする場合には、磁場印加手段として磁性誘電体に接してその磁化方向を固定する反強磁性層を設けても良い。
　また、磁性誘電体としては、ＦｅやＣｏを含むものであれば何でも良いが、実用的には、入手が容易で且つスピン角運動量の散逸の小さいＹＩＧ（イットリウム鉄ガーネット）やイットリウムガリウム鉄ガーネット、即ち、一般式で表記するとＹ3 Ｆｅ5-x Ｇａx Ｏ12（但し、ｘ＜５）を用いることが望ましい。これは、Ｙ3 Ｆｅ5-x Ｇａx Ｏ12はバンドギャップが大きいので伝導電子が非常に少なく、したがって、伝導電子によるスピン角運動量の散逸が小さいためである。
　なお、反強磁性誘電体は、典型的には酸化ニッケルやＦｅＯが挙げられるが、磁性誘電体の大半は反強磁性誘電体である。
また、磁性誘電体層の厚さとしては、強磁性体或いはフェリ磁性体としての特性を発現するための厚さであれば良く、そのためには、５ｎｍ以上の厚さにすれば良い。
　また、逆スピンホール効果部材としては、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｂｉ、或いは、ｆ軌道を有する元素のいずれかを用いることが望ましい。これらの元素はスピン軌道相互作用が大きいので、磁性誘電体との界面において、熱スピン波スピン流と純スピン流の交換を高効率で行うことができる。
　なお、逆スピンホール効果部材の膜厚は任意であるが、厚くしすぎるとバックフロー電流により効率が悪くなるので、２０ｎｍ以下にすることが望ましい。一方、あまり薄すぎると高抵抗になり、逆スピンホール効果部材におけるジュール熱の発生量が増大するので、５ｎｍ以上の厚さにすることが望ましい。
　また、逆スピンホール効果部材を、熱スピン波スピン流発生部材の長手方向に沿った異なった位置に複数箇所設けても良く、可変電圧電池として使用することができる。また、熱電変換素子を直列接続して巻回することによって、コンパクトな構成で大電力を出力することが可能になる。
　本発明は、試料のサイズで性能指数を増幅できるスピン－ゼーベック効果素子の特性を有し、さらに熱伝導率κの小さな磁性誘電体を用いることで均一な温度勾配▽Ｔの実現を容易にすることによって、性能指数Ｚsを大幅に高めることができ、それによって、高効率の熱電変換素子の実現が可能になる。
スピン波スピン流の模式的説明図である。 ＹＩＧ（Ｙ3 Ｆｅ5 Ｏ12）の結晶構造図である。 本発明の実施の形態に用いる試料の製造工程の説明図である。 起電力の温度勾配依存性の説明図である。 起電力の位置依存性の説明図である。 本発明の実施例１の熱電変換素子の概略的斜視図である。 本発明の実施例１の熱電変換素子の使用状態の説明図である。 本発明の実施例２の熱電変換素子の概略的斜視図である。 本発明の実施例２の熱電変換素子の使用状態の説明図である。 本発明の実施例３の熱電変換素子の概略的斜視図である。 本発明の実施例４の熱電変換素子の概念的構成説明図である。
　ここで、図１乃至図５を参照して、本発明の実施の形態を説明する。本発明は、磁性誘電体からなる熱スピン波スピン流発生部材の少なくとも一端側に、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｂｉ、或いは、ｆ軌道を有する元素等のスピン軌道相互作用が大きな元素からなる金属電極、即ち、逆スピンホール効果部材を設けて、熱スピン波スピン流発生部材に温度勾配を与えるとともに、温度勾配方向に磁場を印加することによって、逆スピンホール効果部材の両端から熱起電力Ｖを取り出すものである。
　この熱スピン波スピン流－純スピン流交換においては、磁性誘電体中において温度勾配により発生した熱スピン波スピン流が金属電極中のスピンと交換されて金属電極中にスピン流が生起され、このスピン流により電流が生じ、この電流により金属電極の両端に熱起電力Ｖが発生する。
　なお、スピン波スピン流とは、図１に模式的に示すように、スピンが平衡位置の周りで歳差運動し、その位相の変化が波としてスピン系を伝わっていくものであり、熱スピン波スピン流とは位相変化が熱により生起されたものである。
　また、磁性誘電体層は、フェリ磁性誘電体、強磁性誘電体或いは反強磁性誘電体のいずれでも良い。磁性誘電体としては、ＦｅやＣｏを含むものであれば何でも良いが、実用的には、入手が容易で且つスピン角運動量の散逸の小さいＹＩＧ（イットリウム鉄ガーネット）やイットリウムガリウム鉄ガーネット、即ち、一般式で表記するとＹ3 Ｆｅ5-x Ｇａx Ｏ12（但し、ｘ＜５）を用いる。
　図２は、ＹＩＧ（Ｙ3 Ｆｅ5 Ｏ12）の結晶構造図であり、結晶構造としては立方晶であり、磁気構造としてはフェリ磁性である。また、ＹＩＧにおける磁気イオンはＦｅ3+のみであり、単位格子当たりＦｅ↑（アップスピン）は２４個、Ｆｅ↓（ダウンスピン）は１６個存在する。したがって、ＹＩＧは単位格子値Ｆｅ８個分の磁気モーメントを持つことになる。なお、他のＦｅイオンは反強磁性的に結合している。
　なお、Ｙ3 Ｆｅ5-x Ｇａx Ｏ12の場合には、Ｙ3 Ｆｅ5 Ｏ12におけるＦｅ原子の占めるサイトをＧａ原子でランダムに置換した構造となり、Ｇａ組成比ｘに応じて磁気モーメントを持つＦｅ原子の数は減少する。
　また、反強磁性誘電体を用いる場合には、典型的には酸化ニッケルやＦｅＯが挙げられるが、磁性誘電体の大半は反強磁性誘電体である。また、磁性誘電体層を強磁性誘電体で構成する場合には、磁性誘電体層の磁化方向を固定するために反強磁性層を設けることが望ましい。
　また、磁性誘電体層の成膜方法としては、スパッタ法、ＭＯＤ法（Ｍｅｔａｌ-ｏｒｇａｎｉｃ　ｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ　Ｍｅｔｈｏｄ：有機金属塗布熱分解法）、或いは、ゾル－ゲル法のいずれを用いても良い。また、磁性誘電体層の結晶性としては単結晶でも良いし或いは多結晶でも良い。
　ここで、まず、磁性誘電体から金属電極への逆スピンホール効果による熱スピン波スピン流－純スピン流交換を説明する。図３は、本発明の実施の形態に用いる試料の製造工程の説明図であり、ここでは、ＭＯＤ法により磁性誘電体としてＹ3 Ｆｅ4 ＧａＯ12を成膜した試料として説明する。
　まず、図３（ａ）に示すように、｛１００｝面を主面とするＧＧＧ（Ｇｄ3 Ｇａ5 Ｏ12）単結晶基板１１上にＹ3 Ｆｅ4 ＧａＯ12組成のＭＯＤ溶液１２をスピンコート法で塗布する。この場合のスピンコート条件としては、まず、５００ｒｐｍで５秒間回転させたのち、３０００～４０００ｒｐｍで３０秒間回転させてＭＯＤ溶液１２を焼成後の膜厚が１００ｎｍになるように均一に塗布する。なお、ＭＯＤ溶液１２としては（株）高純度化学研究所製のＭＯＤ溶液を用いた。
　次いで、図３（ｂ）に示すように、例えば、１５０℃に加熱したホットプレート上で５分間乾燥させて、ＭＯＤ溶液１２に含まれる余分な有機溶媒を蒸発させる。
次いで、図３（ｃ）に示すように、電気炉中において、例えば、５５０℃で５分間加熱する仮焼成によって酸化物層１３とする。
　次いで、図３（ｄ）に示すように、電気炉中において、７５０℃で１～２時間加熱する本焼成において酸化物層１３の結晶化を進めてＹＩＧ層１４とする。なお、この場合のＹＩＧ層１４の組成はＹ3 Ｆｅ4 ＧａＯ12であり、多結晶膜となる。
　次いで、図３（ｅ）に示すように、ＹＩＧ層１４を所定のサイズ、例えば、４ｍｍ×１０ｍｍに切り出したのち、マスクスパッタ法を用いてＹＩＧ層１４上に、厚さが、例えば、１０ｎｍで、幅が０．１ｍｍのＰｔ電極１５を所定間隔で複数箇所に設ける。この場合には、８本のＰｔ電極１５を０．６ｍｍの間隔で設けている。
　ここで、ＹＩＧ層１４の長手方向に１００〔Ｏｅ〕の外部磁場Ｈを印加した状態で、熱起電力Ｖの温度勾配▽Ｔ依存性を検証した。図４は起電力の温度勾配依存性の説明図であり、図４（ａ）は試料系の概念的構成図であり、図４（ｂ）は起電力の温度勾配依存性の説明図であり、図４（ｃ）は各温度勾配における起電力の極性の磁場方向依存性の説明図である。
　図４（ｂ）に示すように、温度差ΔＴを０～３０Ｋまで変化させた場合、熱起電力Ｖは温度勾配▽Ｔ、即ち、両端の温度差ΔＴにほぼ比例して得られ、例えば、温度差ΔＴが３０Ｋの場合に約２．５μＶの電位差が検出された。この結果から磁性誘電体であるＹＩＧ膜１４中に温度勾配▽Ｔにより熱スピン波スピン流が生起していることが推測される。
　この熱スピン波スピン流はＹＩＧ膜１４／Ｐｔ電極１５界面においてスピン交換され、発生した純スピン流がＰｔ電極１５内において電流を生起してＰｔ電極１５の両端から熱起電力Ｖとして出力される。
　この時発生する電位差Ｖの向きは、印加した固定磁場Ｈの方向によって逆向きになるので、ある固定磁場Ｈにおける電位差Ｖと方向を反転させた固定磁場Ｈにおける電位差Ｖを測定することによって、熱スピン波スピン流の存在を検証することができる。なお、磁場を反転させても電位差Ｖの向きが反転しない場合には、熱スピン波スピン流ではなく、ノイズということになる。そこで、図４（ｂ）で得られた結果がノイズではなく熱スピン波スピン流であることを証明するために、起電力の極性の磁場方向依存性を検証した。
　図４（ｃ）は、温度差ΔＴを０～３０Ｋまで変化させた場合の起電力の極性の磁場方向依存性の説明図であり、磁場Ｈを反転させることによって、起電力Ｖの極性も反転している。この結果から、得られた起電力Ｖはノイズではなく、熱スピン波スピン流による熱起電力であることが検証された。なお、この場合、印加磁場Ｈとしては、各温度差において－１５０〔Ｏｅ〕から＋１５０〔Ｏｅ〕まで変化させた場合の出力と＋１５０〔Ｏｅ〕から－１５０〔Ｏｅ〕まで変化させた場合の出力を重ねて表示して、矢印で変化の方向性を示している。
　なお、出力電極としてＣｕ電極等を設けた場合には、明白な電位差は検出されないが、これは、Ｃｕはスピン軌道相互作用が小さいため、逆スピンホール効果の原理によりスピン流の発生を検出できなかっただけであり、熱スピン波スピン流が発生しなかったことを意味しない。
　また、図４（ｂ）に示した熱起電力Ｖは温度勾配▽Ｔ依存性を逆の観点から見ると、Ｐｔ電極１５の電位差ＶによりＹＩＧ膜１４の両端の温度差ΔＴＫを知ることができる。例えば、熱浴で一定温度Ｔ0 Ｋになっている他端に対して温度差がΔＴＫの一端側の温度は（Ｔ0 ＋ΔＴ）Ｋということになり、所定の部位の温度を測定するための熱電変換素子、即ち、熱電対として使用することができる。
　次に、熱起電力Ｖの位置依存性を検証する。図５は起電力の位置依存性の説明図であり、図５（ａ）は試料系の概念的構成図と、各位置における起電力の極性の磁場方向依存性の説明図である。このとき、試料両端につけた温度差は２０Ｋで固定した。なお、この場合、印加磁場Ｈとしては、各温度差において－１５０〔Ｏｅ〕から＋１５０〔Ｏｅ〕まで変化させた場合の出力と＋１５０〔Ｏｅ〕から－１５０〔Ｏｅ〕まで変化させた場合の出力を重ねて表示して、矢印で変化の方向性を示している。図５（ｂ）は起電力の位置依存性の説明図であり、外部磁場を１００〔Ｏｅ〕、試料両端につけた温度差を２０Ｋで固定した場合において生じた起電力Ｖを、Ｐｔ電極１５を接合した位置に対する関数としてプロットしたものである。
　図５（ａ）、（ｂ）から、Ｐｔ電極１５に生じる逆スピンホール起電力は、Ｐｔ電極１５を温度勾配下のＹＩＧ膜１４の高温側に接合した場合と低温側に接合した場合とで、符合が異なっていることがわかる。また、この結果はＰｔ電極１５を接合する位置を変化させることによって起電力の大きさを変調できるということを示している。
　ここで、図６を参照して、本発明の実施例１の熱電変換素子を説明する。図６は本発明の実施例１の熱電変換素子の概略的斜視図であり、ＧＧＧ単結晶基板２１上にスパッタ法を用いて厚さが、例えば、１００ｎｍのＹ3 Ｆｅ4 ＧａＯ12組成のＹＩＧ層２２を形成し、その上に厚さが、例えば、１０ｎｍで、幅が、０．６ｍｍのＰｔ膜をマスクスパッタ法で堆積してＰｔ電極２３を形成することによって、本発明の実施例１の熱電変換素子が完成する。
　図７は、本発明の実施例１の熱電変換素子の使用状態の説明図であり、図に示すように、Ｐｔ電極２３の長手方向に直交する方向に外部磁場Ｈを印加するとともに、ＹＩＧ層２２のＰｔ電極２３を設けなかった側の端部を熱源２４に当接させ、或いは、熱源２４中に挿入することによって、ＹＩＧ層２２中に外部磁場Ｈに沿った温度勾配▽Ｔを形成する。この温度勾配▽ＴによりＰｔ電極２３の両端に起電力Ｖが発生する。
　この場合のＹＩＧ層２２の熱伝導率κは７Ｗ・ｍ-1・Ｋ-1であり、例えば、ＮｉＦｅの９０Ｗ・ｍ-1・Ｋ-1に比べて１桁以上小さいので、スピン－ゼーベック効果素子としての性能指数Ｚを飛躍的に大きくすることができる。また、ＹＩＧより熱伝導率の低い磁性誘電体を用いれば性能指数ＺS をさらに高めることができる。なお、この熱電変換素子を熱電対として用いる場合には、測定精度を高めるためにＰｔ電極２３を設けた低温側を恒温媒体に当接させて測定することが望ましい。
　次に、図８を参照して、本発明の実施例２の熱電変換素子を説明する。図８は本発明の実施例２の熱電変換素子の概略的斜視図であり、ＧＧＧ単結晶基板２１上にスパッタ法を用いて厚さが、例えば、１００ｎｍのＹ3 Ｆｅ4 ＧａＯ12組成のＹＩＧ層２２を形成し、その上に厚さが、例えば、１０ｎｍで、幅が０．１ｍｍのＰｔ膜をマスクスパッタ法で０．６ｍｍの間隔で堆積して多数段、例えば、ここでは５段のＰｔ電極２３を形成することによって、本発明の実施例２の熱電変換素子が完成する。なお、図は概念的構成図であるのでＰｔ電極２３の幅と間隔の関係等の実際の関係を反映していない。
　図９は、本発明の実施例２の熱電変換素子の使用状態の説明図であり、図に示すように、Ｐｔ電極２３の長手方向に直交する方向に外部磁場Ｈを印加するとともに、ＹＩＧ層２２の一端を熱源２４に当接させ、或いは、熱源２４中に挿入することによって、ＹＩＧ層２２中に外部磁場Ｈに沿った温度勾配▽Ｔを形成する。この温度勾配▽ＴによりＰｔ電極２３の両端に、温度勾配▽Ｔに比例した起電力Ｖが発生する。
　図５（ｂ）の結果が示すように、温度勾配▽Ｔに比例した起電力Ｖは熱源２４からの距離に依存してその符号、大きさが変化するので、Ｐｔ電極２３の位置を任意に選択することによって、可変電圧電池として用いることができる。
　次に、図１０を参照して、本発明の実施例３の熱電変換素子を説明する。図１０は本発明の実施例３の熱電変換素子の概略的斜視図であり、ＧＧＧ単結晶基板３１上にスパッタ法を用いて厚さが、例えば、５０ｎｍのＩｎＭｎ反強磁性層３２を堆積させる。次いで、厚さが、例えば、１００ｎｍのＹ3 Ｆｅ4 ＧａＯ12組成のＹＩＧ層３３を形成する。ついで、その上に厚さが、例えば、１０ｎｍで、幅が０．１ｍｍのＰｔ膜をマスクスパッタ法で堆積してＰｔ電極３４を形成することによって、本発明の実施例３の熱電変換素子が完成する。なお、ＩｎＭｎ反強磁性層３２の堆積に際して、後に設けるＰｔ電極３４の長手方向と直交する方向に磁場を印加しておく。
　この場合、ＹＩＧ層３３を構成する多結晶の各グレインの磁化方向はＩｎＭｎ反強磁性層３２により固定されて方向が揃うので、外部磁界により磁化方向を揃えることなく固定磁化方向に沿って熱スピン波スピン流を発生させることができる。
　この本発明の実施例３において発生する起電力は、Ｐｔ電極１５の長さに比例するため、ＹＩＧ層３３の熱スピン波スピン流方向に垂直な方向の長さをより長くすることによって高熱起電力を発生させることができる。つまり、試料のサイズを調整することで性能指数ＺS の変調が可能になり、原理的には性能指数無限大の熱電素子を構築することが可能である。
　次に、図１１を参照して、本発明の実施例４の熱電変換素子を説明する。図１１（ａ）は本発明の実施例４の熱電変換素子の層厚方向に沿った概念的断面図であり、図１１（ｂ）は要部断面拡大図である。この本発明の実施例４の熱電変換素子は、上述の実施例１と同様の構造の複数個の熱電変換素子を出力電圧が直列接続になるように接続して巻回したものである。
　各個別熱電変換要素は、図１１（ｂ）に示すように、例えば、ＭＯＤ法を用いて作成することとし、上記の実施の形態と同様の工程に、｛１００｝面を主面とするＧＧＧ単結晶基板１１上にＹ3 Ｆｅ4 ＧａＯ12組成のＭＯＤ溶液をスピンコート法で塗布し、仮焼成、本焼成を順次行うことによりＹ3 Ｆｅ4 ＧａＯ12組成のＹＩＧ膜１４を形成する。
　次いで、ＹＩＧ層１４を所定のサイズに切り出したのち、マスクスパッタ法を用いてＹＩＧ層１４上に、厚さが、例えば、１０ｎｍで、幅が０．１ｍｍのＰｔ電極１５を設けることによって熱電変換要素４１を形成する。但し、切出しに際しては、巻回が容易になるように順次幅が大きくなるように切り出す。
　次いで、耐熱性ガラス繊維布等の耐熱性フレキシブル基板４２上に順次幅が大きくなるように熱電変換要素４１を所定微小間隔でメタライズ接合したのち、隣接するＰｔ電極１５同士をＡｕワイヤ４３でワイヤボンディングする。なお、最内側の熱電変換要素のＰｔ電極と、最外側の熱電変換要素のＰｔ電極に出力端子４４を接続する。
　次いで、幅が狭い熱電変換要素４１が内側になるように巻回することによって、本発明の実施例４の熱電変換素子が完成する。なお、図においては四角形状に巻回しているが、三角形状でも、五角形状でも、或いは、六角形状でも良い。
　この本発明の実施例４においては、複数の熱電変換要素４１をワイヤボンディングで直列接続しているので、熱スピン波スピン流方向に直交する方向の長さを実効的に長くするとともに、巻回によって丸めているのでコンパクトな構成によって大電力を出力することが可能になる。
　また、このようなコンパクトな構成にすることによって、熱源或いは熱浴のサイズが小さな場合にも、効果的に大電力を出力することができる。さらに、巻回数を増やすことによって、巻回数にほぼ比例した電圧を出力することが可能になる。
  以上、本発明の実施の形態及び各実施例を説明したが、本発明は実施の形態及び各実施例に記載された構成・条件に限られるものではなく、各種の変更が可能である。
　例えば、上記の各実施例においては、逆スピンホール効果部材としてＰｔを用いているが、Ｐｔに限られるものではなく、Ｐｔと同様にスピン軌道相互作用の大きなＰｄや、Ａｕ、Ａｇ、Ｂｉや、その他のｆ軌道を有する元素を用いても良い。
　また、上記の実施の形態及び各実施例においては磁性誘電体としてＹＩＧ等を用いているが、ＹＩＧ等に限られるものではなく、強磁性誘電体やＦｅＯ等の反強磁性誘電体を用いても良い。
　また、上記の実施例３においては、ＹＩＧ層に磁化方向のバイアスをするためにＩｎＭｎ等の反強磁性層を設けているが、必須ではなく、外部磁場によりバイアスを与えても良い。逆に、実施例１及び実施例２においては外部磁場によりバイアスを与えているが、実施例３と同様に、ＩｎＭｎやＰｄＰｔＭｎ等の反強磁性層を設けてバイアスしても良い。
　また、上記の実施例４においては、フレキシブル基板として耐熱性基板を用いているが、熱源が比較的低温、例えば、２００℃以下の場合にはＰＥＴフィルム等の樹脂を用いても良く、その場合には、接着剤を用いて熱電変換要素を樹脂基板に固着しても良い。
　本発明の活用例としては、熱電発電素子が典型的なものであるが、熱電発電素子に限られるものではなく、温度測定用の熱電対としても使用されるものである。

Claims (8)

  1. 磁性誘電体からなる熱スピン波スピン流発生部材の少なくとも一端側に逆スピンホール効果部材を設け、前記熱スピン波スピン流発生部材に温度勾配を設けるとともに磁場印加手段により磁場を印加して前記逆スピンホール効果部材において熱スピン波スピン流を電圧に変換して取り出す熱電変換素子。
  2. 前記磁性誘電体が、フェリ磁性誘電体、強磁性誘電体或いは反強磁性誘電体のいずれかからなる請求項１記載の熱電変換素子。
  3. 前記磁性誘電体がフェリ磁性誘電体或いは強磁性誘電体からなるとともに、前記磁場印加手段が前記磁性誘電体に接してその磁化方向を固定する反強磁性層である請求項１または２に記載の熱電変換素子。
  4. 前記磁性誘電体が、Ｙ3 Ｆｅ5-x Ｇａx Ｏ12（但し、ｘ＜５）からなる請求項１乃至３のいずれか１項に記載の熱電変換素子。
  5. 前記逆スピンホール効果部材が、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｂｉ、或いは、ｆ軌道を有する元素のいずれかからなる請求項１乃至４のいずれか１項に記載の熱電変換素子。
  6. 前記磁性誘電体の膜厚が５ｎｍ以上であるとともに、前記逆スピンホール効果部材の膜厚が５ｎｍ～２０ｎｍである請求項５に記載の熱電変換素子。
  7. 前記逆スピンホール効果部材を、前記熱スピン波スピン流発生部材の長手方向に沿った異なった位置に複数箇所設けた請求項１乃至６のいずれか１項に記載の熱電変換素子。
  8. 磁性誘電体からなる熱スピン波スピン流発生部材の少なくとも一端側に逆スピンホール効果部材を設け、前記熱スピン波スピン流発生部材に温度勾配を設けるとともに磁場印加手段により磁場を印加して前記逆スピンホール効果部材において熱スピン波スピン流を電圧に変換して取り出す複数の熱電変換要素を、前記逆スピンホール効果部材の延在方向の長さの順にフレキシブル基板上に固着するとともに、互いに隣接する前記逆スピンホール効果部材を順次直列接続し、前記フレキシブル基板を巻回した熱電変換素子。
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