TWI474348B - 磁性合金的序化方法 - Google Patents

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TWI474348B TW102121345A TW102121345A TWI474348B TW I474348 B TWI474348 B TW I474348B TW 102121345 A TW102121345 A TW 102121345A TW 102121345 A TW102121345 A TW 102121345A TW I474348 B TWI474348 B TW I474348B
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Yun Chung Wu
Wen Chieh Shih
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Nat Univ Tsing Hua
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Description

磁性合金的序化方法
本發明是有關於一種合金的序化(ordering)方法，特別是指一種磁性合金的序化方法。
為滿足高儲存密度之垂直磁性記錄媒體(perpendicular magnetic recording medium)所需的高溫熱穩定性，被應用於垂直磁性記錄媒體的磁性材料(如，FePt合金)除了必須具備有優異的磁晶異向性能(magnetocrystalline anisotropy energy，Ku)外，其亦必須滿足垂直矯頑場(out-of-plane coercive field，Hc⊥ )高與水平(in-plane)矯頑場(Hc// )低等要求。熟悉此技術領域的相關技術人員皆知，可被拿來做為垂直磁性記錄層使用的FePt合金甚或是CoPt合金等磁性材料，不僅必須具備有面心正方(face-centered tetragonal，FCT)的晶體結構，一般又稱之為序化相(ordered phase，L10 相)；此外，此FCT晶體結構中更應具有(001)晶面的優選方位(preferred orientation)，才可達到高垂直矯頑場(Hc⊥ )與低水平矯頑場(Hc// )等要求。
然而，由於動力學上的限制，要使FePt合金由 非序化相轉變成序化相的序化溫度(ordering temperature，To )經常是高於500℃。因此，為使得具有L10 相之FePt合金的製程可被整合至積體電路製程(ICs process)，此技術領域的相關技術人員無不朝此方向來開發出各種降低序化溫度的技術手段。
發明人曾於Journal of Applied Physics105 ,07A713(2009)之Ultrahigh-density(001)-oriented FePt nanoparticles by atomic-scale-multilayer deposition一文中，公開一種FePt合金的序化方法(以下稱前案1)。前案1主要是採用行星式濺鍍法(planetary sputtering)先在表面形成有一200 nm厚之SiO2 層的三個矽晶圓(Si wafer)上，分別沉積一(Fe/Pt/SiO2 )n的多層膜；其中，每Fe層、Pt層與SiO2 層的厚度分別為0.16 nm、0.18 nm與0.28 nm；n分別等於18、9與3；且n等於18、9與3者分別是試片A、試片B與試片C。後續，再利用快速熱退火(rapid thermal annealing，RTA)系統來對該等多層膜施予700℃持溫2秒鐘或6小時的RTA製程。
前案1的試片A雖然在700℃的條件下實施2秒鐘的RTA製程，已顯示有(001)晶面與(002)晶面的繞射訊號峰；然而，卻因為FePt磁性粒子的粒徑尺寸過大且粒徑分布過廣(約112.3±33.6 nm)，而不適用於高密度記錄媒體。試片C在700℃的條件下實施2秒鐘的RTA製程，雖然其FePt磁性粒子的粒徑尺寸小且粒徑分布低(約3.9±0.43 nm)，而有利於應用於高密度記錄，卻也只顯示出微弱的 (001)晶面與(002)晶面的繞射訊號峰，磁性質不佳。又，延長試片C在實施RTA製程時的時間至6小時，雖然可使其垂直矯頑場(Hc⊥ )獲得提升。然而，前案1所實施的製程溫度仍高達700℃。
T.Narisawa等人在Journal of Applied Physics109 ,033918(2011)之[001]-oriented nonepitaxial growth in L10 -ordered FePt thin film by SiO2 addition and rapid thermal annealing一文中，公開另一種FePt合金的序化方法(以下稱前案2)。前案2主要是對FePt-SiO2 施予升溫速率介於10 K/sec至50 K/sec的RTA製程；其中，FePt-SiO2 是輪流且重複地濺鍍Fe、Pt與SiO2 等三靶材(target)在表面形成有熱氧化(thermal oxide)層的Si基板上所構成的一膜層結構，即，(Fe/Pt/SiO2 )9~72 /SiO2 /Si，且每Fe層、Pt層與SiO2 層的厚度分別為0.16 nm、0.18 nm與0~0.1 nm。前案2於實施RTA製程時的退火溫度是介於723 K至1073 K間(即，450℃至800℃)，且退火時間是介於5秒至7200秒間(即，5秒至2小時)。前案2在實施RTA製程時主要是分成實驗1、實驗2與實驗3。
前案2的實驗1是在30 K/sec的升溫速率下實施973 K(即，700℃)持溫2小時的RTA製程，並藉此了解FePt-SiO2 內之SiO2 含量對於FePt合金之L10 相的影響。實驗1結果顯示出，當SiO2 含量越高時，(001)晶面繞射訊號峰的強度越強，並於SiO2 含量達10 vol%時，(001)晶面繞射訊號峰的強度最大；當SiO2 含量介於12 vol%~15 vol%時，(001)晶面繞射訊號峰的強度則是大幅度地下滑。
前案2的實驗2是將SiO2 含量維持在10 vol%，並在46 K/sec的升溫速率下實施773 K(即，500℃)持溫3600秒(即，1小時)的RTA製程。參圖1可知，實驗2的分析結果顯示出其L10 相的體積比率短時間內(約1~2分鐘內)可迅速地提升至0.23左右；然而，在500℃之退火溫度的條件下持溫1小時後，其L10 相的體積比率並不見有上升的趨勢。
前案2的實驗3大致上是相同於其實驗2，不同處僅在於，其實驗3是在30 K/sec的升溫速率下實施973 K(即，700℃)持溫7200秒(即，2小時)的RTA製程。再參圖1可知，實驗3的分析結果顯示出L10 相的體積比率短時間內(約10分鐘內)可提升至0.85左右；然而，在700℃之退火溫度的條件下，其L10 相的體積比率提升至0.95左右也須持溫長達2小時。
前案2在提升FePt合金之L10 相體積比率的退火溫度上，雖然有採用到773 K(即，500℃)的退火溫度，但是最終所反應在L10 相的成效(L10 相體積比率約0.23)仍然不大。因此，前案2在提升FePt合金之L10 相體積比率的退火溫度上，仍是傾向於操作在973 K(即，700℃)的條件。然而，700℃的退火溫度仍然無法將具有L10 相之FePt合金的製程整合至積體電路製程。
經上述說明可知，在低溫的退火溫度下有效地提升磁性合金的序化相，以使磁性合金的製程被整合至積 體電路製程，是此技術領域的相關技術人員所需突破的課題。
因此，本發明之目的，即在提供一種磁性合金的序化方法。
於是本發明磁性合金的序化方法，包含以下步驟：(a)提供一熱吸收底層；(b)於該步驟(a)後，在該熱吸收底層的一上表面上形成一熱阻障底層；(c)於該步驟(b)後，在該熱阻障底層上形成一含有一非序化合金(disordered alloy)的磁性層，該非序化合金具有一第一金屬及一第二金屬，該第一金屬是Fe、Co或Ni，該第二金屬是Pt或Pd；及(d)於該步驟(c)後，直接對該熱吸收底層施予快速熱退火，使該熱吸收底層迅速吸收熱能並產生一增加的體積膨脹量，從而令該磁性層因該增加的體積膨脹量而具有一平面拉伸應力(in-plane tensile stress)，以使該磁性層內的非序化合金藉該平面拉伸應力轉變成一序化相。
其中，該非序化合金具有一熔點Tm 。
其中，該步驟(d)具有一升溫速率，該升溫速率足以使該非序化合金之序化相體積比率，於一退火溫度Ta 的條件下在一預定時間達到0.70以上，Ta ≦0.45Tm 。
本發明之功效在於：藉由足夠高的升溫速率使該熱吸收底層直接且迅速地吸收熱能從而產生體積膨脹增量，並相對造成磁性層產生平面拉伸應力，使磁性層之非序化合金在較低的退火溫度Ta 下即可藉平面拉伸應力轉變成序化相(L10 相)，以提升合金之序化相(L10 相)體積比率。
2‧‧‧熱吸收底層
21‧‧‧上表面
22‧‧‧下表面
3‧‧‧熱阻障底層
4‧‧‧磁性層
5‧‧‧快速熱退火系統
51‧‧‧石英管
52‧‧‧石英載台
53‧‧‧近紅外線照射器
本發明之其他的特徵及功效，將於參照圖式的實施方式中清楚地呈現，其中：圖1是一序化相(L10 相)體積比率對退火時間關係圖，說明公開於前案1中之實驗2與實驗3的L10 相體積比率；圖2是一製作流程圖，說明本發明磁性合金的序化方法的一第一較佳實施例、一第二較佳實施例與一第三較佳實施例；圖3是一正視示意圖，說明本發明該等較佳實施例於實施一步驟(d)時的狀態；圖4是一X光繞射(X-ray diffraction，XRD)圖暨X光搖擺曲線圖(X-ray rocking curve)，說明經本發明之磁性合金的序化方法的一比較例1(CE1)、一具體例2(E2)與一具體例3(E3)後所製得的FePt合金的晶體結構；圖5是一序化相(L10 相)體積比率對升溫速率關係圖，說明本發明該比較例1(CE1)、一比較例2(CE2)、一具體例1(E1)、該具體例2(E2)與該具體例3(E3)之L10 相體積比率與升溫速率間的關係；圖6是一磁滯曲線(hysteresis loop)，說明本發明該比 較例1(CE1)、該具體例2(E2)與該具體例3(E3)之磁性質；圖7是一垂直矯頑場(Hc⊥ )對升溫速率關係圖，說明本發明該比較例1(CE1)、比較例2(CE2)、該等具體例(E1~E3)之垂直矯頑場(Hc⊥ )與升溫速率間的關係；圖8是一序化相(L10 相)對熱阻障底層(SiO2 )厚度關係圖，說明本發明該具體例3(E3)、一具體例4(E4)、一具體例5(E5)、一具體例6(E6)與一具體例7(E7)之序化相(L10 相)與熱阻障底層(SiO2 )厚度間的關係；圖9是一(001)強度/(002)強度對熱阻障底層(SiO2 )厚度關係圖，說明本發明該等具體例(E3~E7)之(001)優選取向的程度；圖10是一垂直矯頑場(Hc⊥ )對熱吸收底層(Si)厚度關係圖暨X光搖擺曲線之半高寬(FWHM)對熱吸收底層(Si)厚度關係圖，說明本發明一具體例8(E8)、一具體例9(E9)與一具體例10(E10)之磁性質與熱吸收底層(Si)厚度間的關係，並說明該等具體例(E8~E10)之(001)晶面之X光搖擺曲線的半高寬與熱吸收底層(Si)厚度間的關係；圖11是一磁滯曲線，說明本發明該具體例10(E10)之磁性質；圖12是一垂直矯頑場(Hc⊥ )對退火溫度Ta 關係圖，說明本發明一比較例3(CE3)、一比較例4(CE4)、一具體例11(E11)與一具體例12(E12)之垂直矯頑場(Hc⊥ )與退火溫度Ta 間的關係；圖13是一磁滯曲線，說明本發明一具體例14(E14)在 50℃/sec的升溫速率與250℃的退火溫度Ta 下實施RTA所取得的磁性質；圖14是一磁滯曲線，說明本發明一具體例16(E16)在50℃/sec的升溫速率與300℃的退火溫度Ta 下實施RTA所取得的磁性質；及圖15是一垂直矯頑場(Hc⊥ )對退火溫度Ta 關係圖，說明本發明一具體例13(E13)、該具體例14(E14)、一具體例15(E15)與該具體例16(E16)之垂直矯頑場(Hc⊥ )與退火溫度Ta 間的關係。
 <發明詳細說明>
參圖2與圖3，本發明磁性合金的序化方法的一第一較佳實施例，包含以下步驟：(a)提供一熱吸收底層2；(b)於該步驟(a)後，在該熱吸收底層2的一上表面21上形成一熱阻障底層3；(c)於該步驟(b)後，在該熱阻障底層3上形成一含有一非序化合金的磁性層4，該非序化合金具有一第一金屬及一第二金屬，該第一金屬是Fe、Co或Ni，該第二金屬是Pt或Pd；及(d)於該步驟(c)後，直接對該熱吸收底層2施予快速熱退火(以下稱RTA)，使該熱吸收底層2迅速吸收熱能並產生一增加的體積膨脹量，從而令該磁性層4因該增加的體積膨脹量而具有一平面拉伸應力， 以使該磁性層4內的非序化合金藉該平面拉伸應力轉變成一序化相(L10 相)。
其中，該非序化合金具有一熔點Tm ，且該步驟(d)具有一升溫速率，該升溫速率足以使該非序化合金之序化相體積比率，於一退火溫度Ta 的條件下在一預定時間達到0.70以上，且Ta ≦0.45Tm 。
較佳地，該升溫速率大於15℃/sec，該預定時間是300秒鐘以內；更佳地，該升溫速率是介於20℃/sec至50℃/sec間，該預定時間是60秒鐘以內；0.13Tm <Ta <0.35Tm 。
較佳地，該熱吸收底層2是由矽(Si)所構成；該熱阻障底層3是由氧化矽(SiO2 )所構成；該序化相具有一(001)的優選方位；更佳地，該熱吸收底層2的厚度是介於1.5 μm至650 μm間；該熱阻障底層3的厚度是介於10 nm至400 nm間。
在本發明該第一較佳實施例中，該第一金屬是Fe，該第二金屬是Pt(即，該磁性層4之非序化合金是FePt合金，且Tm 為1500℃)；該熱吸收底層2的厚度是介於1.5 μm至450 μm間；該熱阻障底層3的厚度是介於10 nm至200 nm間；0.26Tm <Ta ≦0.30Tm (即，390℃<Ta ≦450℃)。
此外，再參圖3，在本發明該第一較佳實施例中，該步驟(d)是藉由一快速熱退火系統5來實施。形成有該磁性層4與該熱阻障底層3的熱吸收底層2，是被設置在 該快速熱退火系統5的一石英管(quartz tube)51內的一石英載台52上，使該石英管51內的真空度是維持在1×10-5 Torr，並透過該快速熱退火系統5的一近紅外線照射器(IR lamp)53，對該熱吸收底層2的一下表面22照射一波長介於700 nm至1100 nm間的近紅外線。
此處需補充說明的是，矽的能隙(energy gap)是1.1 eV，其僅吸收波長小於1117 nm的光能；特別是近紅線波段的光能。因此，本發明該第一較佳實施例之熱吸收底層2(即，Si)是直接利用該近紅外線照射器53來照射該熱吸收底層2的下表面22，該熱吸收底層(即，Si)2可在數個微微秒(picoseconds)以內迅速升溫並在體積上產生巨大的熱膨脹量。相較於該熱阻障底層3(即，SiO2 )，由於其能隙為8.9 eV，以致於欲加熱該熱阻障底層3所需的波段則是短於139 nm。因此，經前述說明可知，該熱吸收底層(即，Si)2是直接經由其下表面22吸收近紅外線的光能而被加熱，該熱阻障底層(即，SiO2 )3則是無法直接透過該近紅外線照射器53來加熱，且該熱吸收底層2內所產生的熱能隨後是經由熱傳導(thermal conduction)的途徑傳播(propagate)到該磁性層(即，FePt合金)4，只有有限量的近紅外線的光能可以由該磁性層4所吸收。
此處更需進一步補充說明的是，熱能傳播通過該熱吸收底層(SiO2 )3的時間是遠久於將該熱吸收底層(Si)2加熱的時間。因此，直到該近紅外線照射器53的電源被終止掉，該熱吸收底層(Si)2的瞬間熱(transient temperature)總是高於該熱阻障底層(SiO2 )3與該磁性層4(即，FePt合金)，導致本發明該第一較佳實施例在實施RTA期間於各層間形成熱的不平衡(thermal non-equilibrium)。因此，該熱吸收底層(Si)2之熱的不平衡與較高的瞬間熱，導致該熱吸收底層(Si)2中的熱體積膨脹量相對大於該熱阻障底層(SiO2 )3與該磁性層(FePt合金)4，並在該磁性層4產生該平面拉伸應力，從而使該非序化合金因該平面拉伸應力而轉變成該序化相，並藉此降低該非序化合金的序化溫度。
再參圖2，本發明磁性合金的序化方法的一第二較佳實施例大致上是相同於該第一較佳實施例，其不同處是在於，該第二較佳實施例之該磁性層4還含有一氧化物。在本發明該第二較佳實施例中，該氧化物是B2 O3 ；該熱吸收底層2的厚度是介於450 μm至650 μm間，0.18Tm <Ta ≦0.20Tm (即，270℃<Ta ≦300℃)。
再參圖2，本發明磁性合金的序化方法的一第三較佳實施例大致上是相同於該第二較佳實施例，其不同處是在於，該熱吸收底層2的厚度是介於200 μm至300 μm間，0.13Tm <Ta ≦0.20Tm (即，195℃<Ta ≦300℃)。
<比較例1(CE1)>
本發明之磁性合金的序化方法的比較例1(CE1)是根據該第一較佳實施例來實施。相關製作流程，請參下段說明。
首先，採用一厚度為450 μm的矽基板做為該比 較例1(CE1)的熱吸收底層，在該矽基板上濺鍍(sputtering)一厚度為30 nm的SiO2 以做為該比較例1(CE1)的一熱阻障底層，並於該熱阻障底層上共濺鍍(co-sputtering)一厚度為5 nm的FePt合金以做為該比較例1(CE1)的一磁性層。最後，如圖3所示，設置上述膜層結構在該快速熱退火系統5的石英載台52上，並將該近紅外線照射器53的升溫速率設定為10℃/sec，使該熱吸收底層的一下表面直接吸收近紅外線光能；其中，當退火溫度Ta 達400℃時(即，10秒後)立刻終止掉該近紅外線照射器53的電源。
<比較例2、具體例1~3(CE2、E1~E3)>
本發明之磁性合金的序化方法的比較例2(CE2)、具體例1(E1)、具體例2(E2)與具體例3(E3)之實施方法大致上是相同於該比較例1(CE1)，其不同處僅在於，於實施RTA時的升溫速率分別是15℃/sec、20℃/sec、25℃/sec與40℃/sec。
參圖4所顯示之XRD圖可知，本發明該比較例1(CE)之FePt合金並未顯示有(001)面的繞射訊號峰，反觀本發明該等具體例(E2~E3)之FePt合金則是顯示有明顯的(001)面與(002)面的繞射訊號峰；此外，由圖4內右上角所顯示的X光搖擺曲線可知，本發明該具體例2(E2)與具體例3(E3)之FePt合金的(001)面的半高寬(FWHM)，分別僅約3.2°與4.4°。初步證實本發明該等具體例(E2~E3)之FePt合金不僅已序化，亦具有(001)晶面的優選方位。
參圖5可知，本發明該等比較例(CE1~CE2)在 10℃/sec與15℃/sec之升溫速率下所取得的L10 相體積比率，最高僅達0.66；反觀本案該等具體例(E1~E3)，隨著升溫速率的提升，其L10 相體積比率在20秒~10秒的RTA實施時間內最高可達0.90。
參圖6，本發明之FePt合金的垂直矯頑場(Hc⊥ )是隨著RTA之升溫速率的提升而增加，且該具體例3(E3)的水平磁滯曲線已趨近直線的態樣，代表著該具體例3(E3)之FePt合金的序化相(L10 相)具有(001)晶面之優選方位。此外，參圖7並配合參下段表1.可知，本發明該等比較例(CE1~CE2)之垂直矯頑場(Hc⊥ )僅0.1 kOe與1.1 kOe；反觀本發明該等具體例(E1~E3)的垂直矯頑場(Hc⊥ )最高已達8.6 kOe，且該具體例3(E3)之水平矯頑場(Hc// )也僅為0.6 kOe。
<具體例4~7(E4~E7)>
本發明之磁性合金的序化方法的該等具體例(E4~E7)之實施方法大致上是相同於該具體例3(E3)，其不同處僅在於，該具體例4(E4)、該具體例5(E5)、該具體例 6(E6)與該具體例7(E7)之一熱阻障底層(SiO2 )的厚度分別是10 nm、60 nm、100 nm與200 nm。
參圖8並配合下段表2.可知，本發明該等具體例(E3~E7)之L10 相體積比率，是隨著該熱阻障底層(SiO2 )厚度的增加而相對提升，並在200 nm厚的熱阻障底層(SiO2 )時，L10 相體積比率在10秒之RTA實施時間內達最高(約0.96)。
又，參圖9可知，隨著該熱阻障底層(SiO2 )厚度的增加，本發明該等具體例(E3~E7)之(001)晶面繞射峰強度對(002)晶面繞射峰強度的比值也增加。相對證實各具體例之熱阻障底層(SiO2 )厚度的增加，使得熱能對應經過各具體例之熱阻障底層(SiO2 )傳播至各FePt合金的時間相對變長。因此，各層間所形成之熱的不平衡增加、各熱吸收底層(Si)的瞬間熱及其所對應的體積膨脹量，也隨著熱阻障底層(SiO2 )厚度的增加而提升，導致FePt合金內的平面拉伸應力亦相對提高，且序化相(L10 相)的(001)晶面繞 射峰強度亦增加。再參表2.可知，本發明該等具體例(E3~E7)之垂直矯頑場(Hc⊥ )最高可達19.0 kOe，且該等具體例(E3~E7)的水平矯頑場(Hc// )也僅介於1.0 kOe~0.5 kOe，證實本發明該等具體例(E3~E7)之FePt合金具有優異的垂直磁異向性(perpendicular magnetic anisotropic)。
<具體例8~10(E8~E10)>
本發明之磁性合金的序化方法的該等具體例(E8~E10)之實施方法大致上是相同於該具體例3(E3)，其不同處僅在於，該等具體例(E8~E10)主要是各在一玻璃基板上分別濺鍍一1.5 μm、3.0 μm、6.0 μm厚的Si，以做為其熱吸收底層，且該等具體例(E8~E10)在實施RTA時的退火溫度Ta 是設定為450℃(見下段表3.)。
參圖10並配合參上段表3.可知，隨著熱吸收底層(Si)厚度的增加，本發明該等具體例(E8~E10)之垂直矯頑場(Hc⊥ )是自4.0 kOe提升至11.5 kOe；再者，該等具體例(E8~E10)之(001)晶面之X光搖擺曲線的半高寬則是自4.7°下降至約3.3°。此外，本案該等具體例(E8~E10)之水平矯頑場(Hc// )，雖然是隨著其熱吸收底層(Si)厚度的增加而略為提升；然而，由圖11所顯示之磁滯曲線可知，本發明 該具體例10(E10)之水平磁滯曲線明顯是呈現出趨近封閉態樣的迴路，證實本發明該具體例10(E10)之FePt合金具有優異的垂直磁異向性。
<比較例3~4(CE3~CE4)、具體例11~12(E11~E12)>
本發明該等比較例(CE3~CE4)與該等具體例(E11~E12)之製作流程，是根據該第二較佳實施例來實施。
配合參下段表4.，本發明該等比較例(CE3~CE4)與該等具體例(E11~E12)主要是各採用一650 μm厚的矽基板做為其熱吸收底層，分別在其熱吸收底層上濺鍍一30 nm厚的SiO2 以做為其熱阻障底層。進一步地，在各熱阻障底層上分別濺鍍一5.9 nm厚的FePt-B2 O3 以做為其磁性層。最後，將該比較例3(CE3)、該比較例4(CE4)、該具體例11(E11)與該具體例12(E12)之RTA的退火溫度Ta ，分別設定為200℃、250℃、280℃與300℃，並以50℃/sec之升溫速率分別直接對該等比較例(CE3~CE4)與該等具體例(E11~E12)之熱吸收底層之一下表面施予RTA。
表4.
參圖12並配合參上段表4.可知，隨著退火溫度Ta 的增加，本發明該等比較例(CE3~CE4)與該等具體例(E11~E12)之垂直矯頑場(Hc⊥ )是自0.1 kOe提升至8.5 kOe。本發明該等具體例(E11~E12)僅在280℃至300℃的退火溫度Ta 下，便可使得FePt合金之垂直矯頑場(Hc⊥ )最高提升至8.5 kOe，證實本發明該等具體例(E11~E12)之磁性合金的序化方法非常適合被整合至積體電路製程中。
<具體例13~16(E13~E16)>
本發明該等具體例(E13~E16)之製作流程是根據該第三較佳實施例來實施；此外，該等具體例(E13~E16)的細部製程參數，大致上是相同於該等比較例(CE3~CE4)與該等具體例(E11~E12)，其不同處是在於，該等具體例(E13~E16)是各採用一250 μm厚的矽基板以做為其熱吸收底層(見下段表5.)。
表5.
參圖13與圖14，並配合參表5.可知，本發明該具體例14(E14)與該具體例16(E16)之水平磁滯曲線所圈圍的面積，是隨著退火溫度Ta 的下降而減少，並在退火溫度Ta 達300℃時，其水平磁滯曲線已呈現出趨近封閉的迴路。證實本發明該等具體例(E13~E16)在磁性層底下引入熱吸收底層(Si)與熱阻障底層(SiO2 )，並透過近紅外線波段所產生的輻射熱來對各熱吸收底層(Si)的下表面直接進行50℃/sec之升溫速率的RTA，其熱吸收底層(Si)因瞬間熱所產生的體積膨脹增量相對造成各磁性層產生平面拉伸應力，不僅使各磁性層之FePt合金自非序化相轉變成序化相(L10 相)，更明顯有利提升序化相(L10 相)中之(001)晶面的優選方位。
參圖15，再配合參表5.可知，本發明該具體例13(E13)在200℃之退火溫度Ta 下所取得之磁性層的垂直矯頑場(Hc⊥ )已達5.0 kOe，且該具體例16(E16)在300℃之退火溫度Ta 下所取得之磁性層的垂直矯頑場(Hc⊥ )更高達18.0 kOe。因此，本發明該等具體例(E13~E16)之磁性合金 的序化方法，確實非常適合被整合至積體電路製程中。
綜上所述，本發明之磁性合金的序化方法在磁性層4底下引入熱吸收底層2與熱阻障底層3，並透過近紅外線波段所產生的輻射熱來對熱吸收底層2的下表面22直接進行足夠高之升溫速率的RTA，使熱吸收底層2因瞬間熱而產生體積膨脹增量，並相對造成磁性層4產生平面拉伸應力，不僅使磁性層4之非序化合金在較低的退火溫度Ta 下(≦450℃)轉變成序化相(L10 相)，以提升合金之序化相(L10 相)體積比率，更明顯有利提升序化相(L10 相)中之(001)晶面的優選方位，故確實能達成本發明之目的。
惟以上所述者，僅為本發明之較佳實施例與具體例而已，當不能以此限定本發明實施之範圍，即大凡依本發明申請專利範圍及專利說明書內容所作之簡單的等效變化與修飾，皆仍屬本發明專利涵蓋之範圍內。
2‧‧‧熱吸收底層
22‧‧‧下表面
3‧‧‧熱阻障底層
4‧‧‧磁性層
5‧‧‧快速熱退火系統
51‧‧‧石英管
52‧‧‧石英載台
53‧‧‧近紅外線照射器

Claims (10)

  1. 一種磁性合金的序化方法，包含以下步驟：(a)提供一熱吸收底層；(b)於該步驟(a)後，在該熱吸收底層的一上表面上形成一熱阻障底層；(c)於該步驟(b)後，在該熱阻障底層上形成一含有一非序化合金的磁性層，該非序化合金具有一第一金屬及一第二金屬，該第一金屬是Fe、Co或Ni，該第二金屬是Pt或Pd；及(d)於該步驟(c)後，直接對該熱吸收底層施予快速熱退火，使該熱吸收底層迅速吸收熱能並產生一增加的體積膨脹量，從而令該磁性層因該增加的體積膨脹量而具有一平面拉伸應力，以使該磁性層內的非序化合金藉該平面拉伸應力轉變成一序化相；其中，該非序化合金具有一熔點Tm ；及其中，該步驟(d)具有一升溫速率，該升溫速率足以使該非序化合金之序化相體積比率，於一退火溫度Ta 的條件下在一預定時間達到0.70以上，Ta ≦0.45Tm 。
  2. 如請求項1所述的磁性合金的序化方法，其中，該升溫速率大於15℃/sec，該預定時間是300秒鐘以內。
  3. 如請求項2所述的磁性合金的序化方法，其中，該 升溫速率是介於20℃/sec至50℃/sec間，該預定時間是60秒鐘以內；0.13Tm <Ta <0.35Tm 。
  4. 如請求項3所述的磁性合金的序化方法，其中，該步驟(d)是對該熱吸收底層的一下表面照射一波長介於700 nm至1100 nm間的近紅外線。
  5. 如請求項4所述的磁性合金的序化方法，其中，該熱吸收底層是由矽所構成；該熱阻障底層是由氧化矽所構成；該序化相具有一(001)的優選方位。
  6. 如請求項5所述的磁性合金的序化方法，其中，該熱吸收底層的厚度是介於1.5 μm至650 μm間；該熱阻障底層的厚度是介於10 nm至400 nm間。
  7. 如請求項6所述的磁性合金的序化方法，其中，該第一金屬是Fe，該第二金屬是Pt。
  8. 如請求項7所述的磁性合金的序化方法，其中，該熱吸收底層的厚度是介於1.5 μm至450 μm間；該熱阻障底層的厚度是介於10 nm至200 nm間；0.26Tm <Ta ≦0.30Tm 。
  9. 如請求項7所述的磁性合金的序化方法，該磁性層還含有一氧化物；該熱吸收底層的厚度是介於450 μm至650 μm間，0.18Tm <Ta ≦0.20Tm 。
  10. 如請求項7所述的磁性合金的序化方法，該磁性層還含有一氧化物；該熱吸收底層的厚度是介於200 μm至300 μm間，0.13Tm <Ta ≦0.20Tm 。
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