JP4343006B2 - 磁気素子、磁気情報再生用ヘッド及び磁気情報再生装置 - Google Patents

Description

本発明は、磁気センサーなどに用いる磁気素子、高密度磁気記録の記録情報再生（読出）用磁気ヘッド及び磁気記録情報再生装置に関する。

巨大磁気抵抗効果（GMR効果）を利用したGMRヘッドの登場以来、磁気記録の記録密度は、年率100％で向上してきた。GMR素子には、スピンバルブ型素子、人口格子型素子などがある。スピンバルブ型素子は、強磁性体層／非磁性体層／強磁性体層の積層膜を備える。ここで、一方の強磁性体層に例えば反強磁性体膜からの交換バイアスを及ぼして磁化を固定し、他方の強磁性体層の磁化方向を外部磁界（信号磁界）により変化させる。これにより２つの強磁性体層における磁化方向の相対角度が変化し、この相対角度の変化を素子抵抗の変化として検出することができる。

スピンバルブ型GMR素子には、積層膜の膜面内に電流を流して抵抗変化を検出するCIP（Current In Plane）型のGMR素子と、積層膜の膜面に対して垂直に電流を流して抵抗変化を検出するCPP（Current Perpendicular to Plane）型のGMR素子がある。

より高密度な磁気記録に対応するため、トンネル磁気抵抗効果（TMR効果）を利用したTMR素子の開発が進められている。TMR素子は、強磁性体層／トンネル誘電体層／強磁性体層の積層膜を備え、2つの強磁性体層間に電圧を印加すると、TMR素子にトンネル電流が流れる。TMR素子を流れるトンネル電流の大きさが2つの強磁性体層の磁化の向きによって変化することを利用し、磁化の相対的角度の変化をトンネル抵抗値の変化として検出することができる。

TMR素子のMR比は最大で50%程度が得られている。TMR素子は、GMR素子よりもMR比が大きいため信号電圧も大きくなる。しかしながら、純粋な信号成分だけでなく、ショットノイズによる雑音成分も大きくなり、ＳＮ比（信号対雑音比）が改善しないという問題を抱えている。

ショットノイズは、電子が積層膜のトンネル障壁を不規則に通過することによって発生する電流の揺らぎに起因しており、トンネル抵抗の平方根に比例して増大する。従って、ショットノイズを抑えつつ必要な信号電圧を得るにはトンネル誘電体層を薄くし、トンネル抵抗を低くする必要がある。

また、記録密度を高密度化するほど素子サイズは記録ビットと同程度のサイズに小さくする必要があり、高密度になるほどトンネル誘電体層の接合抵抗を小さく（トンネル誘電体層を薄く）する必要がある。300Gbit／inch²の記録密度では１Ω・cm²以下の接合抵抗が必要とされ、Al-O（アルミニウム酸化膜）トンネル誘電体層の膜厚に換算して原子２層分の厚さとなる。しかし、トンネル誘電体層を薄くするほど上下強磁性体層間の短絡が生じやすくMR比の低下を招くため、素子の作製は飛躍的に困難になっていく。

その他に、強磁性体によるスピン偏極電流を利用した素子が提案されている。例えば、スピン注入三端子素子において、強磁性体電極からスピン偏極電流をチャネルに注入してゲート制御するトランジスタが提案されている（特許文献１参照）。

上述の素子に共通した磁気的白色雑音（ホワイトノイズ）の問題が近年浮上している。この雑音は、上に述べたショットノイズなどの電気的雑音とは異なり、強磁性体の微小磁化の熱ゆらぎに起因して生じる。この熱揺らぎは素子の微細化に伴いより支配的となり、200〜300Gbit/inch²では電気的雑音を凌駕すると考えられる。磁気的白色雑音を回避し、磁気記録の記録密度をさらに高めるためには従来の磁気抵抗効果とは異なる原理により動作する微小磁気センサーの開発が必要である。
特開２００２−２６４１７公報

上述したように、磁気的白色雑音は高密度磁気記録において大きな問題となり得る。本発明は、このような磁気的白色雑音を利用した新しい動作原理による磁気素子等を提供することを目的とする。

上記課題を解決するために、本発明の一態様の磁気素子は、外部磁場に依存する磁化の熱ゆらぎをもち、熱ゆらぎに依存するスピンゆらぎを持つ伝導電子を生成する第１の磁性体（強磁性体／反強磁性体）と、強磁性体に積層され、伝導電子を伝達する非磁性導電体と、非磁性導電体に積層され、伝導電子の注入を受けて磁気共鳴を生じ、磁化の熱揺らぎの変化により磁気共鳴の強度が変化する第２の磁性体と、第１の磁性体に電気結合した第１の電極と、第２の磁性体に電気結合した第２の電極とを備えることを特徴とする磁気素子を提供する。尚、第１の磁性体は、強磁性体及び反強磁性体のいずれかより選ぶことができ、第２の磁性体は、強磁性体、非磁性層を介して積層された複数の強磁性層が反強磁性結合している積層体、及び反強磁性体のいずれかより選択することができる。

本発明の他の態様による磁気素子は、微小な第１の磁性体において不可避な磁化の熱ゆらぎを利用するもので、強磁性体磁化の熱ゆらぎによって生じる伝導電子のスピンゆらぎを非磁性体を介して第２の磁性体に注入することを特徴とする。注入された伝導電子が持つスピンゆらぎはｓｄ交換相互作用などの相互作用を介して第２の磁性体に実効高周波磁場として作用し、第２の磁性体に磁気共鳴を誘起する。

外部の印加磁場（信号磁場）が変化し、第１の磁性体磁化のゆらぎが変化すると第２の磁性体に誘起される磁気共鳴の強度が変化する。この磁気共鳴の強度変化は、第２の磁性体を含む素子の実効的電気抵抗の変化として検知される。このような原理により、本発明の磁気素子は微小高感度磁気センサーとして機能する。

このように本発明に関わる磁気素子は、第１の磁性体の磁化の熱ゆらぎを利用するため、素子の接合面積が減少しても感度およびＳＮ比が低減しないという特徴を有し、磁気情報再生装置の再生用ヘッドや磁気情報再生装置へ応用すると、記録密度が数１００Ｇ（ギガ）ｂｐｓｉから１Ｔ（テラ）ｂｐｓｉを超える超高密度記録への対応も可能となる。

本発明の一態様による磁気素子などによれば、素子の接合面積が減少しても感度およびＳＮ比が低減しないという特徴を有し、高密度と高い磁気抵抗変化を実現することができる。

以下、本発明の実施の形態について、図面を参照しつつ詳細に説明する。尚、以後の説明では、共通の構成に同一の符号を付すものとし、重複する説明は省略する。また、各図は模式図であり、その形状や寸法、比などは実際の装置と異なる個所も含んでいるが、実際に素子等を製造する際には、以下の説明と公知の技術の参酌により適宜変更することができる。

（第１の実施の形態）
図１は、本発明の第１の実施の形態に関わる磁気素子を説明するための断面図である。

この磁気素子は、図１の基板１１上に形成され、磁気シールドを兼ねた下部電極１３、その上部に形成された反強磁性結合の人工格子膜（人工反強磁性体膜）１５、非磁性体膜１７、強磁性体膜１９、磁気シールドを兼ねた上部電極２１を備える。下部電極１３と上部電極２１は配線も兼ねているため、図１の紙面横方向に伸びており、その端部において素子に流す電流を制御する電流供給回路や読出し（センス）回路などと接続される。

尚、下部電極１３と上部電極２１は磁気シールドと配線も兼ねているが、磁気シールドや配線を独立に設けることも可能である。その場合にも、磁気シールドや配線は、電極１３、２１や強磁性体膜１９の膜面と平行な面内（図１の断面では紙面左右方向に伸びる平面内）に形成することができる。

上述の素子では、微小な強磁性体において不可避な磁化の熱ゆらぎを積極的に利用する。つまり、強磁性体膜１９の磁化の熱ゆらぎに起因する伝導電子のスピンゆらぎを、非磁性体膜１７を介して隣り合う人工反磁性体１５に注入することを特徴とする。注入された伝導電子のスピンゆらぎは、ｓｄ交換相互作用を介して人工反強磁性体膜１５に実効高周波磁場として作用し人工反強磁性体膜１５に磁気共鳴を誘起する。

外部磁場が変化して強磁性体膜１９の磁化のゆらぎが変化すると、人工反強磁性体膜１５に誘起される磁気共鳴の強度が変化するが、この強度変化は素子の実効的電気抵抗の変化として検知される。このような原理により、約１０エルステッド（Oe）の外部磁場の変化に対して数１０〜数１００％の素子抵抗変化が得られる。このように本実施の形態の素子は微小高感度磁気センサーとして機能する。

本実施の形態の磁気素子は強磁性体膜１９の磁化の熱ゆらぎを利用するため、素子の接合面積（人工反強磁性体膜１５、非磁性体膜１７、強磁性体膜１９間の接合面積）が減少しても、感度およびＳＮ比が低減しないという特徴を有する。よって、磁気情報再生用磁気ヘッドへ応用した場合には、記録密度が数100Gbpsiから1Tbpsiを超える超高密度記録への対応が可能である。

本実施の形態では、微小な強磁性体の一例として、1Tb/inch2対応の読出用磁気ヘッドを想定して強磁性体膜１９の平面積は約30×30nm2、厚さは約1nmとした。尚、人工反強磁性体膜１５と非磁性体膜１７も強磁性体膜１９の平面積と同じにすることができる。つまり、この素子の接合面積は、約30×30nm2となる。尚、この実施の形態では、人工反強磁性体膜１５、非磁性体膜１７及び強磁性体膜１９は正方柱をなすように形成しており、その四方側面は非磁性絶縁体（図示せず）で囲まれている。この積層膜の形状は、円柱、三角柱、多角柱などの他の形状に適宜変形することができる。

強磁性体膜１９には、には、AxMn1-x（ＡはFe, Co, Ni, Ir, Pr, Rh, Cu, Cr, Pt, Pd, AlおよびTiから選択される少なくとも一つを含み、ｘは０≦ｘ＜１である）、あるいはByC1-y（Bは少なくともFeおよびNiのいずれかを含み、CはV, CrおよびCuから選択される少なくとも一つを含み、ｙは０＜ｙ≦１である） を用いることができる。人工反強磁性体１５に替えて磁性体膜を用いる場合には、これらの材料を磁性体膜１５として用いることができる。

また、強磁性体膜１９と非磁性体膜１７、人工反強磁性体膜１５の結晶構造が六方最稠密構造（０００１）配向膜、あるいは立方最稠密構造の（１１１）配向膜にすることができる。

非磁性体膜１７には、Al, Pt, Au, Ag, Cu等の貴金属、あるいはCr, Ru, Pd等の非磁性遷移金属等を用いることができる。

非磁性体膜１７の厚さは約1nmから数10nm、例えば約5nmとすることができる。非磁性体膜１７は、強磁性体膜１９と人工反強磁性体１５との間に働く交換相互作用を遮断し、同時に強磁性体膜１９に発生した伝導電子のスピンゆらぎを人工反強磁性体１５へ輸送する役目を担っている（図１）。

人工反強磁性体１５は、強磁性体層１５ａと非磁性体層１５ｂが交互に積層された人工格子膜であり、非磁性体層１５ｂを介して隣り合う2つの強磁性体層１５ａが互いに略反平行の磁化を持つように、つまり反強磁性的に結合している。

人工反強磁性体膜１５の強磁性体層１５ａには、Fe, Co, Ni及びそれらの合金を、非磁性体層１５ｂには、Pt, Au, Ag, Cu等の貴金属、あるいはCr, Ru, Rh, Mo, W等の非磁性遷移金属を用いることができる。

強磁性体層１５ａの厚さは後に述べる理由により約0.1nm以上約1nm以下が好ましく、例えば0.5nm程度とする。非磁性体層１５ｂは、隣接する2つの強磁性体層１５ａ間の反強磁性結合の強さを制御するため、その厚さを例えば約0.2nm以上約2nm以下とすることができる。人工反強磁性体１５の全体の厚さは数10nm、例えば約30nmとする。隣り合う２つの強磁性体層１５ａ間の結合強さは、強磁性体層１５ａや非磁性体層１５ｂの層厚と材料などを調整して、例えば、0.5〜10 erg/cm²程度とする。

電極１３、２１には、Al, Cu, Au, Ag等の金属を用いた膜を使用する。また、電極１３，２１が磁気シールドを兼ねる場合には、上記の金属膜とNiFe等の公知のシールド材料膜とを積層形成する。

尚、基板１１にはシリコンやＡｌ₂Ｏ₃・ＴｉＣ、ＳｉＯ₂などの非磁性絶縁体の基板など、一般に磁気素子を形成するに適した基板材料を用いる。

次に、強磁性体膜１９における磁化の熱ゆらぎについて説明する。

図２（ａ）は、強磁性体膜１９の熱ゆらぎのパワースペクトルＳ_<mt>を模式的に示している。図２（ｂ）は、強磁性体膜１９の膜面内の磁化成分を示しており、Ｍ_sは強磁性体膜１９の飽和磁化、Ｍ_tは強磁性体膜１９の磁化の飽和磁化と直交する横成分である。つまり図２（ｂ）のｍ_tは強磁性体膜１９の磁化の熱ゆらぎの角度（radian）を表している。

温度T（Kelvin）における強磁性体膜１９の磁化の熱ゆらぎは、ｍ_t（＝Ｍ_t／Ｍ_s）の二乗平均＜ｍ_t ²＞のパワースペクトルＳ_<mt>を用いて（１）式のように表される。

（１）式中、χ"_FMは強磁性体膜１９の高周波帯磁率の虚数部、Ｖ_FMは強磁性体膜１９の体積、αは強磁性体膜１９のギルバートの減衰係数、γ（＝19×10⁶rad/sOe）はジャイロ磁気比、ｆ₀は強磁性体膜１９の共鳴周波数、Ｈは強磁性体膜１９の受ける外部磁場、Ｈ_Kは強磁性体膜１９の異方性磁場である。

（１）式及び図２（ａ）から、外部磁場周波数ｆが共鳴周波数ｆ₀近傍である場合において、高周波帯磁率χ"_FMが増大し、強磁性体膜１９の磁化ゆらぎのパワースペクトルＳ_<mt>も増大することが分かる。

強磁性体膜１９として体積Ｖ_FMが約30×30×1nm³のＦｅ（飽和磁化Ｍ_s＝1700Gauss）を用いた場合、共鳴周波数ｆ₀＝10GHz、ギルバートの減衰係数α＝0.01とすると、外部磁場の周波数ｆ＝ｆ₀、バンド幅Δｆにおける強磁性体膜１９の磁化の熱ゆらぎ＜ｍ_t ²＞^1/2は（２）式のようになる。

ここで、バンド幅Δｆは強磁性体膜１９の共鳴線の半値幅Δｆ＝2αｆ₀＝2×10⁸Hzとした。

このような磁化のゆらぎを持つ強磁性体膜１９の中の伝導電子には、強磁性体膜１９の磁化の熱ゆらぎに起因するスピンゆらぎが生じる。このスピンゆらぎを持つ伝導電子は、積層膜に流れる電流により輸送されて非磁性体膜１７を通過して人工反強磁性体１５に注入される。注入された伝導電子のスピンゆらぎは、ｓｄ交換相互作用により実効高周波磁場として人工反強磁性体１５に作用して、人工反強磁性体膜１５で磁気共鳴を誘起する。

ここで、実効高周波磁場の強さはゆらぎの大きさＳ<mt>に加えて、強磁性体膜１９中の伝導電子のスピン偏極度Ｐ、非磁性体膜１７のスピン輸送効率、人工反強磁性体１５中のｓｄ交換相互作用の強さＪsd、電流密度ｉ、接合面積Ｓ（人工反強磁性体膜１５と非磁性体膜１７との接合面積で、この実施の形態では素子サイズに一致する）、人工反強磁性体１５の体積ＶAFおよび人工反強磁性体１５に注入されたスピンの緩和時間τsに依存する。

上述のような薄層状の非磁性体膜１７のスピン輸送効率をほぼ100%とし、人工反強磁性体１５の厚さが後に述べるスピンの横成分の減衰長λ_AF程度とすると、実効磁場Ｈ_effは（３）式ように表される。

ここで、Ｎは人工反強磁性体１５を構成する強磁性体層１５ａ中の磁性イオン密度、ｇはｇ因子（約２）、μ_Bはボーア磁子である。人工反強磁性体１５に磁気共鳴を誘起するためには磁化に垂直方向（横方向）の実効高周波磁場（すなわち伝導電子のスピンゆらぎ）が必要なので、（３）式中のスピン緩和時間は横方向成分の緩和時間τ_s（sec）を表している。

最近の研究によると、非磁性体を介して強磁性体に注入された伝導電子のスピンは強磁性体の磁化からトルクを受けスピンの横成分（磁化に垂直成分）はその界面近傍で速やかに減衰してしまう。横成分の減衰長λ_FMは、強磁性体中の上向きスピン電子および下向きスピン電子のフェルミ波数をそれぞれｋ_F↑、ｋ_F↓とすると、λ_FMは2π／｜ｋ_F↑―ｋ_F↓｜程度である。例えば、Ｆｅの減衰長λ_FMは約3nmである。

一方、Ｍｎのような反強磁性体ではｋ_F↑＝ｋ_F↓であり、トルクは働かず、減衰長λ_AFは数10nm以上である。

本実施の形態の人工反強磁性体１５においても、それを構成する強磁性体層１５ａの膜厚が減衰長λ_FM（約3nm）に比べて十分薄ければ、通常の反強磁性体の場合と同様に減衰長λ_AFは数10nm以上となる。なぜならば、人工反強磁性体１５に注入された電子はスピン横成分の大きな減衰を受けずに最初の強磁性体層１５ａを透過することができ、磁化が逆方向を向いた次の強磁性体層１５ａでは逆向きのトルクを受けることによりスピンの横成分が回復するからである。

次に、人工反強磁性体１５における電子スピンの横方向成分の緩和時間τ_sは次の（４）式の関係から見積もることができる。

ここでＤは人口反強磁性体膜１５の膜面に垂直な方向の電子の拡散係数（約10cm²/s、ｖ_Fは電子のフェルミ速度、ｌは電子の平均自由行程である。λ_AFは約100nm、ｌは約1nm、ｖ_Fは約10⁸cm/sとすると、τ_sは約3×10^-12sであると見積もられる。

また、（３）式中の他のパラメタは、Ｊ_sdが約0.5eV、Ｎが約8×10²²/cm³、Ｐが約0.4程度である。接合面積Ｓ＝30×30nm²、人工反強磁性体１５の体積Ｖ_AF＝30×30×10nm³の場合には、ｆ₀＝10GHzにおける実効磁場Ｈ_effは、（３）式においてΔｆ＝２αｆ₀を約2×10⁸Hzとして、約（4×10^-4）ｉ（Oe）となる。

すなわち、電流密度ｉが約10⁵A/cm²では、数10Oeの強い高周波磁場が人工反強磁性体１５内に発生することが分かる。尚、Ｓ_<mt>は5×10^-11Hz^-1、μ_Bは9.27×10^-21erg/gaussである。

一般に体積Ｖ_AFの反強磁性体に周波数ｆの高周波磁場Ｈ_rfを加えた場合、磁気共鳴により吸収される単位時間あたりのエネルギーＰは次の（５）式で表される。（５）式中のχ"_AFは反強磁性体の高周波帯磁率の虚数部である。

人工反強磁性体１５内では単一の周波数ではなく周波数分布を持った磁場が存在するので、単位時間あたりの吸収エネルギーは（５）式を書き換えた次の（６）式で表すことができる。

ここでχ"_SAFは（７）式で表される人工反強磁性体１５の複素帯磁率の虚数部である。

（７）式においてＨ_Aは異方性磁場、Ｈ_Eは強磁性体層１５ａ間に働く交換磁場、Ｍ_subは人工反強磁性体１５の部分格子磁化、ｆ₁は人口反強磁性体膜１５の共鳴周波数、α'は強磁性体層１５ａのギルバートの減衰定数である。

強磁性体層１５ａとして強磁性体膜１９と同じ材料、例えばＦｅを用いた場合を想定して、ｆ₁＝ｆ₀＝10GHz（ＧHz）、α'＝α＝0.01、Ｈ_Aは約4×10²Oe、Ｈ_Eは約1.5×10⁴Oe、Ｍ_subが（Ｍ_s／2）×Ｌ_Fe／（Ｌ_Fe＋Ｌ_N）に略等しいとすると、（６）、（７）式から次の（８）式が得られる。ここでＬ_Fe、Ｌ_Nはそれぞれ人工反強磁性体１５の強磁性体層１５ａおよび非磁性体層１５ｂの厚さであり、Ｉ（＝ｉＳ）は素子を流れる電流である。

（８）式から共鳴吸収により素子抵抗が次の（９）式で与えられる実効抵抗Ｒ_effだけ増大することが分かる。

Ｌ_Fe／（Ｌ_Fe＋Ｌ_N）＝２／３とすると、Ｒ_eff＝140Ωと見積もられる。共鳴吸収のない状態での素子抵抗Ｒは界面抵抗Ｒ_cとバルク抵抗Ｒ_bの和であるが、Ｒ_cは一つの磁性体と非磁性体の界面の抵抗を2×10^-11Ωcm²とし、界面数を２０とすると面積30×30nm²の素子では約44Ω、バルク抵抗Ｒ_bは比抵抗を10^-5Ωcmとして約1Ωである。よって、（ΔＲ／Ｒ）＝Ｒ_eff／（Ｒ_c＋Ｒ_b）は約3.1となり、磁気共鳴を誘起することにより磁気素子に約200％の抵抗変化が生じることがわかる。

この抵抗変化による電圧変化ΔＶは、Ｉ＝10μＡ（ｉ＝1.1×10⁶A/cm²）の電流を流した場合に約1.4mVである。（１）式から、強磁性体膜１９の共鳴線の半値幅（ΔH/2）は磁場に換算すると次の（１０）式のようになり、約30Oeになる。

以上について図３を用いて説明すると、外部磁場を約30Oe変化させることにより、周波数ｆ₀＝ｆ₁＝10GHzでの磁化ゆらぎのパワースペクトルＳ_<mt>が著しく減少し、人工反強磁性体１５の磁気共鳴周波数ｆ₁では強い共鳴吸収の状態から共鳴吸収の殆どない状態へと変化することがわかる。この結果、人工反強磁性体１５の磁気共鳴強度は減少する。

ここで、外部磁場の変化により人工反強磁性体１５の共鳴周波数が変化しないように人工反強磁性体１５の面内の磁化方向（容易軸方向）を外部磁場と略垂直にしておくことが重要である。

以上の説明では簡単のため人工反強磁性体膜１５の磁気共鳴周波数ｆ1を強磁性体膜１９の共鳴周波数ｆ0に等しいとしたが、ｆ1とｆ0の差を最適化することにより、数Oeの外部磁場変化により数10％の抵抗変化を示し、約1mVの信号電圧が取り出せる高感度磁気センサーを得ることができる。

人工反強磁性体膜１５の磁気共鳴周波数ｆ1と強磁性体膜１９の共鳴周波数ｆ0の調整は、例えば次の方法による。まず、人工反強磁性体膜１５中の磁性体１５ａ及び非磁性体１５ｂの膜厚を調整し、ｆ1が約10GHzとなるようにする。そして、強磁性体膜１９の容易軸方向に印加するバイアス磁場を調整してｆ0＝ｆ1となるようにする。

次に、本実施の形態による磁気センサーの電気的、磁気的ノイズについて述べる。図１に示す磁気センサーは多数の強磁性体と非磁性体の界面を含むが、素子にかかる全電圧Ｖ₀は数ｍＶ程度なので、ｅＶ₀＜＜ｋＴの関係が成り立ち、電気的ノイズとしては次の（１１）式の熱雑音が支配的となる。

上述のように素子抵抗Ｒ＝（44＋1）Ω、Δｆ_B＝300MHzとすると、電気的な雑音電圧は次の（１２）式の通りとなる。

（１）式で用いたゆらぎの時間平均＜ｍ_t ²＞は、本来十分長い時間についての平均を意味しているが、現実の素子では動作周波数に対応した時間Ｔ_B＝１／ｆ_Bである約（1/300×10⁶）sec程度の時間内での平均となっている。従って、それより長い時間（低い周波数）の磁化ゆらぎは共鳴吸収パワーあるいは実効抵抗値のゆらぎとして素子ノイズの原因となっている。周波数ｆ_B以下のパワーゆらぎΔＰは（５）式と類似の次の（１３）式で表すことができる。

（１３）式の積分範囲は、図２および図３に示したχ"_SAFのｆ₁のピーク周波数とＳ_<mt>のｆ₀のピーク周波数より一桁以上低くそれらの値はきわめて小さくなるので、ΔＰ＜１０^-6Ｐである。実効抵抗のゆらぎによる出力電圧ノイズはΔＰに比例するので磁気的電圧ノイズは（１４）式のようになり、極めて小さい。

ここで、Ｖ_magは上記原因で発生する磁気的雑音電圧、Ｖ_sigは信号電圧である。

すなわちこの素子の本質的な磁気的ノイズは極めて小さく、磁気的ノイズの要因は外部磁場や異方性磁場のゆらぎによるものが支配的となる。本質的な電気的、磁気的ノイズをあわせた素子のＳＮ比（ＳＮＲ）の二乗は次の（１５）式で表される。

Ｖ_sig＝1mVにおけるＳＮ比は、次の（１６）式の通りとなり、この素子では本質的に高いＳＮ比が得られることがわかる。

さて、（２）式は人工反強磁性体１５の厚さがスピンの横成分の減衰長λ_AF程度である場合に成り立つ。ここで、人工反強磁性体１５内の有効磁場は注入されたスピン密度に比例するので、人口反強磁性体膜１５の厚さを薄くし、かつ適切なバリアを設けて注入電子を人工反強磁性体１５内に閉じ込めることにより素子の感度を高めることができる。バリアは、例えば図４の素子断面図に符号２９で示したように層状に挿入する。

図４のバリア層２９は、下部電極１３と人工反強磁性体膜１５との間に形成されている。バリア層は、その他に人工反強磁性体膜１５と非磁性体膜１７に挿入してもよく、また、人工反強磁性体膜１５の上下両面に形成してもよい。

例えば、人工反強磁性体膜１５の厚さを約10nmから約3nmに薄くし、電子透過率が1/10のバリアを人工反強磁性体１５の上下に設けた場合、素子抵抗は、非共鳴時には約90Ωとなるが、共鳴吸収に伴う実効抵抗Ｒeffは約330Ωに上昇するので、抵抗変化率は約400%に上昇する。バリアの材料には、CuO, Al2O3, MgOなどの酸化物、AlN， HfN等の窒化物やSi, Ge, ZnS等の半導体を用いる。層状のバリアは、層厚を１０箇所測定してその平均値を約1nm以下、好ましくは0.1〜0.5nm程度（ピンホールの様な微小な孔があっても可）とする。

また、人工反強磁性体１５の体積を一定に保った場合においても、図４の素子断面図に示すように非磁性体膜１７および人工半強磁性体１５の各層１５ａ，１５ｂの平面積を広げることにより、界面抵抗およびバルク抵抗が減少するため抵抗変化率およびＳＮ比が増大する。

また、人工反強磁性体１５中の２つの強磁性体層１５ａの間の結合を弱め実質的に複数の強磁性体の集合とすることによりχ"_SAFを最大で数倍増大せしめ、共鳴特性や非共鳴時の吸収パワーの差（すなわち抵抗変化率）をさらに向上させることも可能である。強磁性体層１５ａ間の層間結合を弱める（例えば0.1erg/cm²）ためには、例えば貴金属非磁性体の厚さを約5nm以上にする。

さらに、人工反強磁性体１５にかえてλ_FMが約3nm程度の厚さの強磁性体膜を用いても、人工反強磁性体１５の場合に比べて特性は劣るもののセンサーとして十分機能する素子を構成することが可能である。このような磁性体としては、Fe, Co, Niのいずれか単体、もしくはこれらのいずれかを含む合金がある。

外部磁場に依存する磁化の熱揺らぎをもち、この熱ゆらぎに依存したスピンゆらぎを持つ伝導電子を生成する磁性体として強磁性体の他に反強磁性体を用いてもよい。また、スピンゆらぎを持つ伝導電子の注入を受けて磁気共鳴を生じ、磁化の熱揺らぎの変化により磁気共鳴の強度が変化する磁性体として反強磁性結合した積層体の他に反強磁性体を用いてもよい。但し、テラＨｚ帯では反強磁性体の磁化の熱ゆらぎおよび高周波帯磁率ともに減少するため、共鳴の強度は上で述べた人工反強磁性体を用いた素子に比べて約１／１００程度になるので、出力電圧は１／１０程度になる。
（第２の実施の形態）
本実施の形態では、非磁性体膜１７から磁性体（例えば、人工反強磁性体膜１５）へのスピン横成分の注入効率について、界面反射のスピン依存性を検討した。

磁性体１５内では図５に示したようにアップスピンとダウンスピンのバンド構造が異なるため界面のポテンシャル障壁がスピンに依存する（アップスピンのポテンシャル障壁はＶ↑、ダウンスピンのポテンシャル障壁はＶ↓）。

ここで、量子化軸の方向（第２の磁性体１５の内部磁場の方向）とθだけ傾いたスピン関数は（１７）式のように表される。

非磁性体膜１７から磁性体へ入る電子のエネルギーがＶ↑とＶ↓の間にある場合にはアップスピン成分だけが非磁性体膜１７から磁性体へ透過し、ダウンスピン成分は反射されるので透過および反射電子のスピン関数はそれぞれ（１８）式、（１９）式のように表すことができ、スピン横成分は界面で急速に減衰し消失することがわかる。

スピン横成分の減衰長は波動関数の浸出し長（エバネッセント長）程度であり、高々数原子層程度である。フェルミ面上に分布した伝導電子を考えた場合、ポテンシャル障壁Ｖ↑とＶ↓はそれぞれのスピンをもつ電子の磁性体中でのフェルミ面の大きさや形と関係している。

フェルミ面の大きさや形について、図６に示した自由電子モデルを用いて説明する。図６の左に非磁性体ＮＭ、右に磁性体ＦＭのバンド図（上）とフェルミ面（下）をそれぞれ描いた。各バンド図の左半分はダウンスピンのバンドを示し、右半分はアップスピンのバンドを示す。

非磁性体としてＣｕ、Ａｕ、Ａｇなどの貴金属を、磁性体としてＦｅ（ｂｃｃ）、Ｃｏ（ｆｃｃ）やその合金を想定した場合、非磁性体のフェルミ面と磁性体のアップスピンバンドのフェルミ面とはほぼ同じ大きさであり、磁性体のダウンスピンバンドのフェルミ面はそれらに比べてかなり小さい。非磁性体のフェルミ面の右半分が右向きの速度を持ち非磁性体から磁性体に進む電子（図６中の実線の矢印で示すアップスピン電子）に対応している。

非磁性体／磁性体界面で界面に平行な運動量が保存されると仮定すると、フェルミ面上の電子のうちアップスピン電子に関しては、殆どの電子が磁性体内に流れ込むことができるが、ダウンスピン電子に関しては２本の点線間Ａにある電子だけが磁性体に流れ込むことができ、それ以外のダウンスピン電子は、図６中の点線の矢印に示すように反射される。

図６を図５のポテンシャル障壁に対応した図に書き直したものが図７である。図７の縦軸Ｅ_xは電子の運動エネルギーの界面（非磁性体/磁性体界面）に垂直方向のエネルギーであり、フェルミエネルギーＥ_Fがエネルギーの原点０にとられている。ここで、式（２０）より、ｘ方向の運動エネルギーがＶ↓以下のダウンスピン電子は界面で反射され、磁性体に流れ込めない。

ｆｃｃ構造のＣｕ、Ａｕ、Ａｇなどの貴金属のフェルミ面やＦｅ（ｂｃｃ）、Ｃｏ（ｆｃｃ）などの強磁性体におけるアップスピンバンドのフェルミ面は上記の自由電子モデルが比較的よく当てはまるが、ダウンスピンバンドのフェルミ面は球面から大きくずれているため現実の界面に関するスピンに依存した透過率の計算は第１原理計算によりなされている。その場合透過率はフェルミ面の大きさや形状のみならずバンドの対称性にも依存する。ここでいうバンドの対称性というのはバンドを構成する軌道の対称性のことであり、図８に示したように貴金属のフェルミ面は主としてｓ、ｐ軌道により構成されている。強磁性体のアップスピンバンドのフェルミ面はｓ、ｐ、ｄ軌道により構成され、ｄ軌道にはｄｚ²軌道も含まれている。一方、ダウンスピンバンドのフェルミ面はｄｘｙタイプのｄ軌道のみから構成されている。ｓ、ｐ軌道とｄｘｙ軌道との重なり積分はゼロになるので、ダウンスピン電子は貴金属に流れ込むことができず、大きさや形から推測される値以上に大きなスピン依存性が生じる。M. D. Stiles (NIST)によるいくつかの界面についての計算例を表１に示す。表１では、実験との比較のため透過率から界面抵抗を導出し、界面抵抗を式（２１）のように表した場合の結果を示してある。尚、表１中の下の２行はＣＰＰ−ＭＲの実験から求めた値であるが、実験は殆どＣｕ／Ｃｏに限られ、界面の結晶面も特定されていない。

表１に示したいずれの界面も大きなγ値（規格化されたアップスピン電子とダウンスピン電子の伝導度を比で表した値）を示しているが、このことは注入されたスピンの横成分が界面近傍の数原子層で急速に減衰してしまうことを示唆している。表１の結果は横成分の注入が極めて難しいことを示しており何らかの打開策が必要である。

ｆｃｃおよびｂｃｃ構造をしたＧＭＲ材料は一般に大きなＭＲ比を示し、従って界面透過率のスピン依存性も大きい。近年ＧＭＲ素子の脇役として、反磁場効果（静磁エネルギー）を低減しフリー層磁化の磁場感度を向上させる目的でＲｕ層／Ｃｏ層（ｈｃｐ）を繰り返し積層した人工格子がしばしば用いられている。これらの材料は六方晶構造をしておりそのためフェルミ面形状が立方晶のＧＭＲ材料とは大きく異なっている。Ｒｕ膜は通常ｃ軸配向し、その上にｃ軸配向の六方晶Ｃｏ膜が成長するので界面はｃ面と平行になる。

図９及び１０に、ｃ面に射影したフェルミ面をＲｕおよびＣｏのアップスピンおよびダウンスピンについて示した。図９右にはCoのアップスピンバンドを、図１０右にはCoのダウンスピンバンドを示す。各図の複数の輪郭線がバンドに対応している。射影されたＣｏのフェルミ面はいずれのスピンについてもＲｕのフェルミ面とほぼ同じ大きさをしている。Ｃｏ↑のフェルミ面はＲｕおよびＣｏ↓のフェルミ面よりやや小さいがこの図には表されていないｃ軸方向のフェルミベクトルの大きさを考慮すると電流透過率のスピン依存性は単純な面積比よりも小さくなる。

また４ｄ遷移金属であるＲｕのフェルミ面はＡｕ、Ａｇ、Ｃｕなどの貴金属と異なり主としてｄ軌道から成り立っているためフェルミ面の対称性に由来する透過率のスピン依存性は小さい。Ｒｕ／Ｃｏ（ｈｃｐ）界面についての第一原理計算の報告はなされていないが、最近報告されたＲｕ／Ｃｏ人工格子膜に関するＣＰＰ−ＭＲ測定では４．２ＫにおけるＭＲ比＝−０．２％、非対称性パラメタγ＝−０．２の極めて小さい値が報告されている。

以上の理由から、六方晶Ｒｕ／Ｃｏを用いた人工反強磁性体を用いることによりスピンゆらぎ（横成分）の高効率注入が可能と考えられる。その他の既存材料の中ではＲｕ／Ｃｏ（ｈｃｐ）と同様に六方晶遷移金属（５ｄ）を非磁性層とするＲｅ／Ｃｏ（ｈｃｐ）、Ｏｓ／Ｃｏ（ｈｃｐ）など、また立方晶においては４ｄ遷移金属を非磁性層するＲｈ／Ｃｏ（ｆｃｃ）、Ｐｄ／Ｃｏ（ｆｃｃ）やＰｄ／Ｎｉなどの（１１１）界面について小さなスピン依存性が期待される。

しかしながら３ｄ遷移金属を非磁性層とするＣｒ／Ｆｅ（ｂｃｃ）はスピン依存性が大きい。つまり、六方晶Ｒｕ／Ｃｏ、Ｒｅ／Ｃｏ、Ｏｓ／Ｃｏの（０００１）界面や立方晶Ｒｈ／Ｃｏ、Ｐｄ／Ｃｏ、Ｐｄ／Ｎｉなどの（１１１）界面が高い注入効率を示す。従って、素子特性の観点からは人工反強磁性体を構成する強磁性体にはＣｏあるいはＮｉを、非磁性体にはＲｕ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｒｈ、Ｐｄを用いることが最も好ましく、スピン輸送層もこれらの非磁性体あるいは合金あるいはこれらの非磁性体と他の非磁性体の積層膜とすることが好ましい。

（実施例１）
次に、第１の実施の形態に関わる実施例１について図１１の断面模式図を用いて説明する。

＜強磁性体の熱揺らぎの評価＞
この実施例では、まず強磁性体の磁化の熱ゆらぎを測定した。

まず、スパッタ成膜と電子線リソグラフィーを用いてシリコン基板３１上に次の積層膜を形成した。この積層膜は、基板３１から非磁性のＣｕ層３３、強磁性のＣｏ層３５、非磁性のＣｕ層３７、強磁性のＦｅ層３９、非磁性のＣｕ層４１、非磁性のＡｕ層４３、非磁性のＣｕ層４５を有する。

各層の厚さは、Ｃｕ層３３が約100nm、Ｃｏ層３５が約50nm、Ｃｕ層３７が約30nm、Ｆｅ層３９が約1nm、Ｃｕ層４１が約10nm、Ａｕ層４３が約100nm、Ｃｕ層４５が約100nmとした。強磁性のＣｏ層３５、Ｆｅ層３９と非磁性のＣｕ層３３、３７、４１との各接合面積は約100×100nm²とした。

Ｃｏ層３５およびＦｅ層３９の形成は、約1000Oeの磁場を膜の面内に印加しながら成膜することでこれらの膜に磁気的一軸異方性を付与した。

この積層膜の素子抵抗Ｒは5.2Ω、ＭＲ比（＝ΔＲ／Ｒ）は約0.8%であった。膜面内の容易磁化方向に外部磁場を印加し、素子電流1mAでノイズスペクトルの測定を行った。その結果を図１２に示す。

図１２の横軸は、印加磁場の周波数ｆ（GHz）を示し、縦軸はバンド幅当りの雑音電圧（picoVolt／（Hz）^1/2）を示す。図６の白丸は410Oeの外部磁場を印加した場合のスペクトル、黒丸（ｂ）は外部磁場470Oeの下でのスペクトルである。外部磁場が60Oe変化すると雑音で夏のスペクトルピークが約0.2GHz移動することが分かる。スペクトルピークの幅から見積もったFe層３９のギルバート減衰係数αは約0.02である。

雑音電圧Ｖ_nと磁化揺らぎ＜ｍ_t ²＞の間には次の（２２）式の関係が成り立つ。

すると、図１２の結果から次の（２３）式のように見積もることができる。

ここで、厚さ50nmのＣｏ層３５の磁化ゆらぎは厚さ1nmのＦｅ層３９の磁化ゆらぎに比較して無視できるので、上記の磁化ゆらぎはＦｅ層３９の磁化ゆらぎと考えることができる。

＜人工反強磁性体の作製と評価＞
Ｓｉ基板上に人工反強磁性体を約1000Oeの磁場印加の下でスパッタ法により作製した。この人口反強磁性体は、Ｆｅ層とＣｒ層を交互に10回積層したものであり、各Ｆｅ層の膜厚を約1nm、Ｃｒ層の膜厚を約0.7nmとした。この（Ｆｅ1nm／Ｃｒ0.7nm）₁₀積層膜の反強磁性共鳴スペクトルをＸバンドの磁気共鳴装置を用いて観測した。

まず、人口は反強磁性体膜を形成したＳｉ基板を共振周波数可変の空洞共振器内にセットし、磁場を積層膜の面内に印加して、共振周波数の印加磁場依存性を測定した。この結果を図１３に示す。

黒丸は外部磁場を反強磁性体積層膜の容易軸方向に印加した場合、白丸は容易軸に垂直に磁場を印加した場合である。図１３から、磁場０での共鳴周波数が約10GHzであり、磁場を磁化容易軸に垂直に印加した場合には、共鳴周波数が殆ど変化しないことがわかる。外部磁場が０の場合の共鳴周波数から次の（２４）式のことがわかる。

ここで、Ｈ_Eは人口反強磁性体のＦｅ層間に働く交換磁場、Ｈ_Aは異方性磁場である。また、磁場を人口反強磁性体のＦｅ層の容易軸に垂直に印加した場合には共鳴周波数は殆ど変化しないことがわかる。一方、共鳴線の半値幅は約0.3GHzであり、この値から求めたギルバートの減衰係数は約0.015であった。

続いて、図１１の素子における厚さ50nmのＣｏ層３５を、上述の人工反磁性体膜（Ｆｅ1nm／Ｃｒ0.7nm）₁₀で置き換えた素子を形成した。人口反強磁性体膜の形成に際して、その膜面に平行な約1000Oeの磁場中スパッタ法を用いた。但し、磁場中スパッタ法により上記積層膜を形成する際の外部磁場印加方向は、各層の面内に平行とし、強磁性体のＦｅ層1nm形成時の磁場方向に垂直とした。つまり、人口反強磁性体積層膜と強磁性体の磁化容易軸は互いに直交している。そして、電子線リソグラフィーとＡｒイオンミリングにより素子を約100nm×100nmの接合サイズに加工し、層間絶縁膜としてＳｉＯ₂を、上部電極としてＣｕ層を形成した。

Ｆｅ層３９の磁化容易軸方向に外部磁場を印加し、素子の電流電圧を測定した。結果を図１４に示す。黒丸は450Oeの外部磁場の下での特性、白丸は400Oeの下での特性である。この結果は、450Oeの外部磁場の下で反強磁性共鳴が誘起され、400Oeの外部磁場下に比べて素子抵抗が増大したことを示している。

図１４から、抵抗変化率は100μA以下で約100%であるが、200μAでは80%に減少しており、共鳴強度の非線形性を示すことがわかる。

（実施例２）
実施例２では、実施例１に係る人工反強磁性体膜にかえて、（Ｃｏ0.5nm／Ｒｕ1.5nm）₁₀積層膜について検討した。（Ｃｏ0.5nm／Ｒｕ1.5nm）積層膜は、Ｃｏの磁化は膜面に対して垂直方向に反強磁性結合している。実施例１と同様に、反強磁性体膜を形成したＳｉ基板を共振周波数可変の空洞共振器内にセットし、磁場を積層膜の面内に印加して、共振周波数の印加磁場依存性を測定した。その結果、磁場0GHzでの共鳴周波数約10GHzに対して、磁場を膜面に平行に印加しても人工反強磁性体の共鳴周波数はほとんど変化しなかった。

次に、人工反磁性体を積層膜（Ｃｏ約0.5nm／Ｒｕ約1.5nm）₁₀で置き換えた磁気素子を作製した。強磁性体であるＦｅをスパッタする場合には、1000Ｏｅの磁場を基板面内に印加しつつ成膜した。この場合の積層膜には特に磁場中での熱処理（アニール）は行わなかった。実施例１と同様に、素子を約50×50nm²の接合面積に加工し、強磁性体Ｆｅの磁化容易軸方向に外部磁場を印加して素子の電流電圧測定を行った。その結果、約530Oeの外部磁場の下で反強磁性共鳴が誘起され素子抵抗は約48Ωとなり、約400Oeの外部磁場下の場合の素子抵抗約25Ωと比較して、反強磁性共鳴時には約100%抵抗が増大した。

同様の積層構造を持つ磁気素子を約30×30ｎｍ²に加工し、同様の測定を行った。その結果を、図１５の磁場（Oe）―抵抗（Ω）特性に示す。磁場を印加していない場合の素子抵抗約75Ωに対して、強磁性体Ｆｅの容易軸方向に約530Ｏｅの外部磁場を印加した場合には、素子抵抗が約300Ωに増加し、約300％の抵抗変化率が得られることがわかった。
（実施例３）
実施例３では、実施例１の素子にバリア層２９を設けた素子を作成した。このバリア層には例として酸化物層を用いた。

まず、実施例１と同様の方法で最下層のＣｕ層３３（約100nm）を形成後、チャンバー内に10^-5torrの純酸素を約1分間導入しＣｕ層表面を酸化し、Ｃｕ層と人口反強磁性体界面に約4Ωのバリア層２９を形成した。さらに人口反強磁性体膜の積層数を５層に減らし、実施例１と同様な素子を作製した。この素子の電流電圧特性を図１６に示す。図１６中の黒丸は約450Oeの外部磁場の下での特性、白丸は約400Oeの下での特性である。実施例１の素子に比べ抵抗変化率が増大して約50μAでは約200%以上である。しかし、約70μA以上で共鳴抵抗の若干の減少が見られる。
（実施例４）
実施例３と同様な方法で、スピン輸送用の非磁性層にはＲｅ（六方稠密構造(0001)配向３０ｎｍ）、人工反強磁性体膜１５には（六方稠密構造(0001)配向のＣｏ１ｎｍ／Ｒｅ０．５ｎｍ）１０回積層膜を用いて磁気センサーを作成した。この積層膜中のＣｏ層の磁化容易軸は膜面に垂直となっていることを磁化測定により確認した。面内に外部磁場を印加した場合の共鳴周波数は磁場にほとんど依存せず９．６ＧＨｚであり、ギルバート減衰係数は０．２であった。実施例３と同様に微小強磁性体の磁化容易軸方向に外部磁場を印加し素子の電流電圧測定を行った。約４７０Ｏｅの外部磁場の下で反強磁性共鳴が誘起され１００μＡの電流を流した場合１４０％、２００μＡでは１１０％の抵抗変化がそれぞれ観測された。

（比較例）
実施例３の人口反強磁性体膜にかえて厚さ１ｎｍのＦｅ層を用いて素子を形成した。ただし、このＦｅ層と強磁性体として用いたＦｅ層の磁化容易軸は互いに直交している。この素子では外部磁場を450Oeから400Oeに変化させた際の磁気抵抗変化は約8%と小さかったが、電流値1mAの下でも共鳴抵抗の有効な減少は観測されなかった。

以上詳述した磁気素子は磁気センサーとして用いることができる。また、ハードディスクドライブなどに搭載される磁気情報読み取り用のヘッドの再生素子として利用することができる。この読み取り用の磁気ヘッドとこれを搭載したハードディスク装置などの磁気記録情報再生装置では、記録密度が数100Gbpsiから1Tbpsiを超える超高密度記録への対応が可能となる。

以上、本発明の実施の形態と実施例について説明したが、本発明はこれらに限られず、特許請求の範囲に記載の発明の要旨の範疇において様々に変更可能である。

また、本発明は、実施段階においてその要旨を逸脱しない範囲で種々に変形することが可能である。

さらに、上記実施形態に開示されている複数の構成要素の適宜な組み合わせにより種々の発明を形成できる。例えば、実施形態に示される全構成要素から幾つかの構成要素を削除してもよい。更に、異なる実施形態に亘る構成要素を適宜組み合わせてもよい。

本発明の第１の実施の形態に関わる磁気素子の断面模式図。 強磁性体の磁化の熱ゆらぎとパワースペクトルを説明するための図。 人工反強磁性体の磁気共鳴スペクトルが外部磁場の変化に依存することを示す図。 人工反磁性体膜に伝導電子を閉じ込めるため、バリア層を挿入した素子の断面模式図。 磁性体中のアップスピンとダウンスピンのバンド構造を示す模式図。 自由電子モデルによるフェルミ面の大きさや形を示す模式図。 図５のポテンシャル障壁に対応する模式図。 貴金属、強磁性体のフェルミ面を示す模式図。 Ｒｕ及びCoのアップスピンのｃ面に射影したフェルミ面を示す模式図。 R及びCoのアップスピンのｃ面に射影したフェルミ面を示す模式図。 本発明の実施例１に関わる積層膜の断面模式図。 実施例１に関わる雑音（ノイズ）スペクトルを示す図。 実施例１で用いた反強磁性体積層膜の共鳴周波数の磁場依存性を示す図。 実施例１の素子の電流電圧特性が外部磁場に依存することを示す図。 本発明の実施例２の磁気素子について抵抗の外部磁場依存性を示す図。 本発明の実施例３の磁気素子の電流電圧特性が外部磁場に依存することを示す図。

符号の説明

１１・・・基板
１３・・・下部電極
１５、２５・・・人工反強磁性体膜
１５ａ、２５ａ・・・強磁性体層
１５ｂ、２５ｂ・・・非磁性体層
１７、２７・・・非磁性体膜
１９・・・強磁性体膜
２１・・・上部電極
２９・・・バリア層
３１・・・シリコン基板
３３・・・Ｃｕ層
３５・・・Ｃｏ層
３７・・・Ｃｕ層
３９・・・Ｆｅ層
４１・・・Ｃｕ層
４３・・・Ａｕ層
４５・・・Ｃｕ層

Claims (11)

1. 外部磁場に依存する磁化の熱ゆらぎをもち、前記熱ゆらぎに依存したスピンゆらぎを持つ伝導電子を生成する第１の磁性体と、
   前記第１の磁性体に積層され、前記伝導電子を伝達する非磁性導電体と、
   前記非磁性導電体に積層され、前記伝導電子の注入を受けて磁気共鳴を生じ、前記磁化の熱揺らぎの変化により前記磁気共鳴の強度が変化する第２の磁性体と、
   前記第１の磁性体に電気結合した第１の電極と、
   前記第２の磁性体に電気結合した第２の電極とを備えることを特徴とする磁気素子。
2. 前記第２の磁性体の磁化容易軸が前記第１の磁性体の磁化容易軸及び前記磁気素子の印加磁場方向と直交しており、前記第２の磁性体の磁気共鳴吸収の共鳴周波数が前記第１の磁性体の共鳴周波数に近接していることを特徴とする請求項１記載の磁気素子。
3. 前記第１の磁性体は、Fe, Co, Ni, Fe合金、Co合金、またはNi合金よりなることを特徴とする請求項１または２に記載の磁気素子。
4. 前記第２の磁性体は複数の強磁性体層と前記複数の強磁性体層に挟まれた非磁性体層を備え、前記非磁性体層を介して隣り合う前記強磁性体層は互いに反強磁性磁気結合していることを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の磁気素子。
5. 前記強磁性体層はFe, Co, Ni, Fe合金、Co合金またはNi合金よりなり、層厚が0.1nm以上1nm以下であることを特徴とする請求項４記載の磁気素子。
6. 前記非磁性体層は、Pt, Au, Ag, Cu, Cr, Ru, Rh, Mo, W, Pd, Re, Osのいずれかよりなり、層厚が0.2nm以上2nm以下であることを特徴とする請求項４または５記載の磁気素子。
7. 前記第１および第２の磁性体は、AxMn1-x（ＡはFe, Co, Ni, Ir, Pr, Rh, Cu, Cr, Pt, Pd, AlおよびTiから選択される少なくとも一つを含み、ｘは０≦ｘ＜１である）、あるいはByC1-y（Bは少なくともFeおよびNiのいずれかを含み、CはV, CrおよびCuから選択される少なくとも一つを含み、ｙは０＜ｙ≦１である）であることを特徴とする請求項１記載の磁気素子。
8. 前記第１の磁性体、前記非磁性導電体および前記第２の磁性体の結晶構造が六方最稠密構造（０００１）配向膜、あるいは立方最稠密構造の（１１１）配向膜であることを特徴とする請求項１乃至７のいずれかに記載の磁気素子。
9. 前記非磁性導電体と前記第２の磁性体の間、あるいは前記第２の磁性体の前記非磁性導電体と接する面の反対側に誘電体よりなる層を備えることを特徴とする請求項１乃至８のいずれかに記載の磁気素子。
10. 請求項１乃至９のいずれかに記載の磁気素子を用いた磁気情報再生用ヘッド。
11. 請求項１０に記載の磁気情報再生用ヘッドを搭載した磁気情報再生装置。

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