スピン流の創出のための材料設計

白.

は じめに.

井正文

原子配列不規則性

高密度磁気記録装置や不揮発性スピンメモリの基幹要素でホイスラー合金のような多元合金においては，原子配列のある巨大磁気抵抗素子やトンネル磁気抵抗素子は，強磁性体不規則化はある程度避けられない．原子空孔サイトを有するの磁化の向きにより電気抵抗が変化する現象に基づいておNiMnSb など C1b 型ホイスラー合金の場合，この空孔サイり，まさにスピン流(スピン偏極電流)を利用したスピントロトを構成原子が 5 ～ 10 占有しただけで，スピン偏極率がニクス素子の典型である．これら素子の性能向上のみなら50 を下回ることが予測されている(3) ．一方，空孔サイトず，スピントランジスタに代表される能動的機能を発現するをもたない Co2CrAl など L21 型ホイスラー合金では， Cr 原

スピントロニクス素子の実現のためには，高効率にスピン偏子と Al 原子の不規則置換( B2 型)は，スピン偏極率にほと極電流を生成し，金属や半導体への注入を可能にするスピンんど影響を及ぼさないことが確かめられている(4)．その理由源の開発が不可欠である．高効率スピン源としての潜在能力は，ハーフメタルの特徴である少数スピンのギャップ端付近を有する材料として期待されている高スピン偏極強磁性体の電子状態が，最隣接 Cr 原子や Al 原子の軌道と混成しな(ハーフメタル)は，上向きスピンの電子に対しては金属的い Co 3d 非結合軌道を主成分としているためである．このな，下向きスピンの電子に対しては半導体的な電子構造をも傾向は他の Co ベース L21 型ホイスラー合金に対しても共通つことが特徴である．この特殊な電子構造を反映して，電気に見られる(5)．

伝導に寄与する電子は，理想的には完全にスピン偏極していこれとは対照的に， Co 原子と Cr 原子の不規則置換( D03型)の場合，不規則度の増加に伴って，スピン偏極率は著しる．
電子状態の第一原理計算に基づいて，これまでに多くの材く低下する．これは， Cr サイトを占めた Co 原子の不純物料がハーフメタルであることが提唱されている．最初に報告

状態が，ハーフメタル・ギャップ中に形成されることに起因されたハーフメタルは， NiMnSb に代表される組成比 1 している．幸いなことに，D03 型もしくは原子配列が完全に規則構造をもつホイスラー合金である(1) ．その不規則化する A2 型置換によるエネルギー増加は， B2 型置後，組成比 2  1  1 の L21 規則構造をもつホイスラー合金換の場合に比べて十分に大きい．そのため，試料に適当な熱Co2MnGe などもハーフメタル強磁性体であることが見出さ処理を施すことにより，スピン偏極率の低下をもたらす原子れた(2) ．それ以外では，配列不規則化を抑制することができる．

1  1 の C1bFe3O4, CrO2 ，ペロフスカイト型マンガン酸化物とその関連物質，閃亜鉛鉱型構造をもつ希薄磁

最近の Co2FeAl に対する強磁性共鳴実験により，原子配性半導体や遷移金属化合物がハーフメタルとして提案されて列の不規則性と磁気緩和定数に相関が見られることが報告さいる．

れている(6)．原子配列が完全に不規則化した A2 型構造に比しかし，現実の材料では，原子配列不規則性，表面・界べて， B2 型規則化が進んだ試料の方が，磁気緩和定数が小面，電子相関，磁気モーメントの熱ゆらぎなどの要因によさくなることが観測されている．磁気緩和をもたらす機構のり，スピン偏極率が低下することが指摘されている．本稿で一つとして，スピン軌道相互作用によってもたらされる局在は，近年注目を集めているホイスラー合金を取り上げ，その磁気モーメントから伝導電子へのスピンの散逸過程がある．

スピン源としての有用性を理論的に検討する．特に，ホイス

したがって，この観測結果は，B2 型規則化に伴って，フェラー合金をスピン源として用いる際の問題点を整理するととルミ準位付近の伝導電子の状態密度が減少していることを示もに，その問題を克服するための方策を提案したい．

唆している．実際，B2 型規則化が進むのにしたがって，少東北大学教授電気通信研究所(〒9808577 仙台市青葉区片平 211)
Materials Design for Creation of Spin Current; Masafumi Shirai(Research Institute of Electrical Communication, Tohoku University,Sendai)
Keywords: spin current, halfmetal, Heusler alloy, firstprinciples calculation, materials design, spin polarization, atomic disorder, interface,spin fluctuation, spin injection
2010年 8 月10日受理



ミ ニ 特 集図1

ホイスラー合金 Co2FeAl の(a) B2 構造および(b) A2 構造における電子状態密度 D(E )．各図の上・下半分がそれぞれ多数・少数スピン状態を表している．エネルギー E の原点はフェルミ準位 EF に対応し，単位は1.6×10－19 J(1 eV)．

数スピンバンドのフェルミ準位付近に擬ギャップが徐々に形成されていくことが，第一原理計算により確かめられている

電子相関による非擬粒子状態( 図)． こ の 実 験 と 計 算 の 結 果 を 組 合 せ る こ と に よ り ，ハーフメタルのスピン偏極率の温度変化の原因として，電Co2FeAl における原子配列不規則性とスピン偏極率の関連子間相互作用に起因する多体効果によりバンドギャップ中に性が実証されたことになる．

形成される非擬粒子状態の重要性が指摘されている(11)．実際に動的平均場理論に基づいて有限温度における Co2MnSi

.

トンネル磁気抵抗素子のスピン源のバンド構造が計算されており，トンネル磁気抵抗比の温度変化から導出したスピン偏極率の温度依存性を，説明するこトンネル磁気抵抗素子の電極に高スピン偏極材料を用いるとに成功している(12)．この理論では，フェルミ準位の低エと，少数スピンバンドにギャップが存在するために，トンネ

ネルギー側約 1.6 × 10－19 J ( 1 eV )付近にある電子状態密度ル障壁を隔てた磁化が反平行配置のときの伝導が抑えられのピーク構造に顕著な温度変化が予測されている．一方，バる．そのため非常に巨大なトンネル磁気抵抗比が期待でき

ルク Co2MnSi に対する硬 X 線光電子分光測定では，低温とる．近年，ホイスラー合金を電極に用いたトンネル磁気抵抗

室温における価電子バンド構造に有意な相違は観測されてい素子の研究開発が活発に行われている．アモルファス障壁をない(13)．希土類化合物など局在性の強い電子系に対して有もつ Co2MnSi / AlOx / Co2MnSi 接合において，低温で 570 

効な動的平均場理論を，バンド描像で比較的よく記述できるという巨大なトンネル磁気抵抗比が観測されており(7)，これホイスラー合金に適用したことが，この不一致の原因と考えはホイスラー合金の高スピン偏極特性を実験的に検証した重られる．

要な報告である．その後，結晶化した MgO 障壁とホイスラー合金電極を併用することにより，トンネル磁気抵抗比の向接合界面電子状態

上が次々と報告され，最近では低温で700を越える巨大なハーフメタルと障壁酸化物の接合界面に形成される局所電トンネル磁気抵抗比が観測されている(8)(10)．しかし，ホイ子状態を介したスピン反転トンネル過程が，温度上昇に伴うスラー合金を用いたトンネル磁気抵抗素子の問題点は，温度トンネル磁気抵抗特性劣化の要因であると提案されてい上昇に伴いトンネル磁気抵抗比が急激に低下することである(14) ．実際， Co2MnSi / MgO ( 100 )界面では，界面が Co 終る．最近では， Co2FeAl0.5Si0.5 / MgO / Co2FeAl0.5Si0.5 接合に端であるか MnSi 終端であるかに依らず，界面付近数原子層おいて，室温で386というトンネル磁気抵抗比が観測されにわたってスピン偏極率が著しく低下する(15)(16)．これと対ている(10) ．しかし，ホイスラー合金電極トンネル接合にお照的に，CrAl 終端 Co2CrAl/MgO(100)接合では，フェルミける磁気抵抗比の温度依存性の起源を解明し，対応策を講じ準位近傍には界面電子状態は形成されない(16)．界面の Cr 磁ることが焦眉の問題である．

気モーメントは Co2CrAl のバルク値より約 70 も増大して

ま て り あ 第49巻 第12号(2010)Materia Japanおり，これが界面における高スピン偏極率の保持と密接に関モーメントの熱ゆらぎは，伝導電子のスピン反転をもたらす係している．Co2CrAl では多数スピンのフェルミ準位付近にからである．実際に，Co2MnSi/MgO/Co2MnSi(001)接合にCr 3d 軌道からなる状態密度のピーク構造が存在し，ここにおけるノンコリニア磁気構造を考慮して，トンネル伝導を第電子を収容する余地が残されている．そのため，電子はトン一原理計算すると，接合界面近傍における磁気モーメントのネル接合界面において少数スピンに形成された界面電子状態回転に伴い，反平行磁化配置でのトンネル伝導が増加する．

を占有せずに，多数スピン状態を占有する．したがって，界特に，接合界面から数原子層の範囲に位置する Co 原子の磁面電子状態はフェルミ準位におけるスピン偏極率の低下をも気モーメントの回転が，温度上昇に伴うトンネル磁気抵抗比たらさない．の顕著な低下の原因であると云える．したがって，高スピン

残念ながら Co2CrAl は B2 構造と A2 構造をもつ二相に分偏極ホイスラー合金を電極に用いたトンネル接合における室離しやすい材料であることが，実験的に確かめられてい温での磁気抵抗比の向上を実現するためには，接合界面近傍る(17) ．上述の理由から明らかなように， Co2CrAl と価電子での磁気モーメントの熱ゆらぎを如何に抑制するかが，今後数が等しい Co2CrGa や，価電子数が一つ多い Co2MnAl での重要な課題である．

も， Co2CrAl と同じ効果が期待できる(18) ．ただし，これらホイスラー合金の D1 バンドはフェルミ準位を横切っていな.

半導体へのスピン注入源

い．そこで， MgO 障壁による D1 バンド電子の選択的透過性を利用するために， D1 バンドがフェルミ準位を横切って半導体を基盤材料とする従来のエレクトロニクスデバイス

いる Co2MnSi を電極に用いて，Co2MnSi/MgO(100)接合界にスピンの自由度を利用して不揮発性や再構成可能性を付加面に数原子層の Co2MnAl などを挿入する方法が有望であすることにより，低消費電力化・高機能化を実現することがる(16)(18) ．ここで注意を要するのは， Co2MnSi / MgO ( 100 )可能となる．そのための基盤技術の一つが，半導体への高効接合界面のスピン偏極率を低下させている電子状態の軌道成率スピン注入の実現である．しかし，半導体へのスピン注入分は D1 以外の対称性をもつことである．そのため， MgOの問題点として，拡散伝導領域では強磁性体と半導体の伝導障壁層が十分に厚い場合には，界面電子状態を介したトンネ度が桁違いに異なることに起因して，スピン注入の効率が著ル過程は必然的に抑制される．このような状況においては，しく低下することが指摘されている(21) ．この問題を克服す

以下で述べるように，接合界面での磁気モーメントの熱ゆらる一つの手段として，ハーフメタルをスピン源として利用すぎが，トンネル磁気抵抗比の低下の主要因と考えられる．

ることが有望である．ただし，強磁性体/半導体界面付近に

磁気モーメントの熱ゆらぎ

おいてスピン偏極率が低下すると，そこでスピン反転を伴う伝導過程が生じるために，スピン注入効率が損なわれてしま各原子の磁気モーメントがすべて向きをそろえた状況ではうことである．以上の理由により，界面付近においても高ス

完全にスピン偏極しているハーフメタルにおいても，温度上ピン偏極率が保持されるハーフメタル/半導体接合を探索す

昇に伴い各原子の磁気モーメントの向きに熱ゆらぎが生じるる必要がある．と，上向き・下向きスピン状態の混成によりスピン偏極率がハーフメタル・ホイスラー合金 Co2CrAl と III V 族化合低下する．この影響を平均場近似で取扱うと，熱ゆらぎに伴物半導体 GaAs を例にとると， Co2CrAl / GaAs ( 100 )接合でうスピン偏極率の温度変化は，磁化の温度変化に比例する．

は，界面付近の数原子層において Co2CrAl のスピン偏極率ノンコリニア磁気構造に対する第一原理計算に基づいた理論が著しく低下する(22)．このスピン偏極率の低下は界面にお計算によると，ホイスラー合金 NiMnSb のスピン偏極率のける Co As 原子結合により生じた電子状態の変化に起因し温度変化は，磁化の温度変化よりかなり顕著である(19) ．こている．これとは対照的に Co2CrAl/GaAs(110)接合においのスピン偏極率の温度変化は，低温における Ni 原子の磁気ては，高スピン偏極率が界面付近においても保持される．こモーメントの急激な減少と関連しており， NiMnSb に特有れは GaAs(110)面に As 原子と Ga 原子が共存していることの現象と見なせる．室温よりずっと高い強磁性転移温度をもに由来している．すなわち， GaAs ( 110 )表面に現れる非結つ Co2MnSi を電極に用いた磁気トンネル接合において，室合電子状態のうち As 4p 軌道を主成分とする状態は電子に温以下の温度範囲で観測されている磁気抵抗比の顕著な温度完全に占有され，もう一方の Ga 4p 軌道を主成分とする状依存性を，バルクの Co2MnSi における磁気モーメントの熱態は非占有となる．そして，これら二種類の非結合軌道とゆらぎの影響に帰することはできない．
最近， Co2MnSi / MgO ( 100 )接合界面付近における Co 原子と隣接原子の間の交換相互作用が，バルクの Co2MnSi とCo2CrAl の電子軌道の混成により，バンドギャップ内に生じた界面電子状態がフェルミ準位から排除され，その結果として，フェルミ準位での高スピン偏極率は保持される．

比べて著しく弱まっていることが，第一原理計算に基づいて現在のエレクトロニクスの基幹を担う素子・プロセス技術見出されている(20) ．この結果は，接合界面付近の Co 原子の有効活用を考慮すると， Si をベースとしたスピントロニの磁気モーメントが熱ゆらぎの影響を受けやすいことを示唆

クス素子の開発が望まれる．特に， Si への高効率なスピンしており，トンネル磁気抵抗比の顕著な温度変化を理解する注入を可能にするスピン源の実現が非常に重要な課題であ上で重要な知見である．トンネル接合界面付近における磁気る．先に述べた IIIV 族化合物半導体とホイスラー合金の接

ミ ニ 特 集合界面に対する計算結果と同様に，Co2FeSi/Si(110)界面において高スピン偏極率が保持されることを確認した．このCo2FeSi/Si(110)界面では，各原子の周りの配位様式が比較的バルクと似た構造をしているために，エネルギー的にも安定である．また， Si(110)界面には対称性の異なる二種類のSi 原子位置が存在し，そのために GaAs(110)界面と似た状況が現れたものと考えられる．さらに， Co2FeSi の Co 原子が欠損した状況においても，高スピン偏極界面が実現できる(23)．ホイスラー合金 Co2FeSi の強磁性転移温度は非常に高く(1100 K)，実際に Si 基板表面の熱酸化膜上に L21 規則度の高い合金として形成可能である(24) ．したがって， Co2FeSi は Si への高効率スピン注入を実現する有望なスピン源である．
本稿で紹介した研究成果の一部は，文部科学省・科学研究費補助金特定領域研究「スピン流の創出と制御」，科学技術振興機構・日本ドイツ共同研究「先端スピントロニクス材料と伝導現象」，日本学術振興会・最先端研究開発支援プログラム「省エネルギー・スピントロニクス論理集積回路の研究開発」の下で実施された．また，共同研究者の三浦良雄，阿部和多加の両氏ならびに実験結果について有益な議論をしていただいた諸氏に感謝します．

文献( 1 ) R. A. de Groot, F. M. Mueller, P. G. van Engen and K. H. J.
Buschow: Phys. Rev. Lett., 50(1983), 20242027.
( 2 ) S. Ishida, S. Fujii, S. Kashiwagi and S. Asano: J. Phys. Soc.
Jpn., 64(1995), 21522157.
( 3 ) D. Orgassa, H. Fujiwara, T. C. Schulthess and W. H. Butler:
Phys. Rev. B, 60(1999), 1323713240.
( 4 ) Y. Miura, K. Nagao and M. Shirai: Phys. Rev. B, 69(2004),
144413/17.
( 5 ) S. Picozzi, A. Continenza and A. J. Freeman: Phys. Rev. B, 69(2004), 094423/17.
( 6 ) S. Mizukami, D. Watanabe, M. Oogane, Y. Ando, Y. Miura, M.
Shirai and T. Miyazaki: J. Appl. Phys., 105(2009), 07D306/1
3.
( 7 ) Y. Sakuraba, M. Hattori, M. Oogane, Y. Ando, H. Kato, A.
Sakuma, T. Miyazaki and H. Kubota: Appl. Phys. Lett., 88

ま て り あ 第49巻 第12号(2010)Materia Japan(2006), 192508/13.
( 8 ) S. Tsunegi, Y. Sakuraba, M. Oogane, K. Takanashi and Y.
Ando: Appl. Phys. Lett., 93(2008), 112506/13.
( 9 ) T. Ishikawa, N. Itabashi, T. Taira, K.
i. Matsuda, T. Uemura
and M. Yamamoto: Appl. Phys. Lett., 94(2009), 092503/13.
(10) N. Tezuka, N. Ikeda, F. Mitsuhashi and S. Sugimoto: Appl.
Phys. Lett., 94(2009), 162504/13.
(11) M. I. Katsnelson, V. Yu. Irkhin, L. Chioncel, A. I.
Liechtenstein and R. A. de Groot: Rev. Mod. Phys., 80(2008),
315378.
(12) L. Chioncel, Y. Sakuraba, E. Arrigoni, M. I. Katsnelson, M.
Oogane, Y. Ando, T. Miyazaki, E. Burzo and A. I.
Liechtenstein: Phys. Rev. Lett., 100(2008), 086402/14.
(13) K. Miyamoto, A. Kimura, Y. Miura, M. Shirai, M. Ye, Y. Cui,K. Shimada, H. Namatame, M. Taniguchi, Y. Takeda, Y.
Saitoh, E. Ikenaga, S. Ueda, K. Kobayashi and T. Kanomata:Phys. Rev. B, 79(2009), 100405R/14.
(14) Ph. Mavropoulos, M. Le ²zai ác and S. Bl äugel: Phys. Rev. B, 72(2005) 174428/16.
(15) Y. Miura, H. Uchida, Y. Oba, K. Nagao and M. Shirai: J. Phys.:
Condens. Matter, 19(2007), 365228/17.
(16) Y. Miura, H. Uchida, Y. Oba, K. Abe and M. Shirai: Phys. Rev.
B, 78(2008), 064416/19.
(17) K. Kobayashi, R. Y. Umetsu, R. Kainuma, K. Ishida, T.
Oyamada, A. Fujita and K. Fukamichi: Appl. Phys. Lett., 85(2004), 46844686.
(18) Y. Miura, K. Abe and M. Shirai: J. Phys.: Conf. Series, 200(2010), 052016/14.
(19) M. Le ²zai ác, Ph. Mavropoulos, J. Enkovaara, G. Bihlmayer andS. Bl äugel: Phys. Rev. Lett., 97(2006), 026404/14.
(20) A. Sakuma, Y. Toga and H. Tsuchiura: J. Appl. Phys., 105(2009), 07C910/13.
(21) G. Schmidt, D. Ferrand, L. W. Molenkamp, A. T. Filip and B.
J. van Wees: Phys. Rev. B, 62(2000), R4790R4793.
(22) K. Nagao, Y. Miura and M. Shirai: Phys. Rev. B, 73(2006),104447/17.
(23) K. Abe, Y. Miura, Y. Shiozawa and M. Shirai: J. Phys.:
Condens. Matter, 21(2010), 064244/15.
(24) Y. Takamura, R. Nakane and S. Sugahara: J. Appl. Phys., 107(2010), 09B111/1
3.
★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★
1988年 大阪大学大学院基礎工学研究科博士後期課程中退
1989年 工学博士(大阪大学)取得．大阪大学基礎工学部 助手，助教授を経て， 2002 年 4 月より現職
専門分野計算物理，スピントロニクス◎第一原理計算に基づくスピン機能材料・素子の理論設計に従事．

白井正文★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★★

