Materia Doctoral III: Microscopía de Fuerza Atómica

MICROSCOPÍA DE FUERZA ATÓMICA

Javier García Molleja

Doctorado

Índice

I Descripción de la asignatura 2

II Resumen de la asignatura 3

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Parte I

Descripción de la asignaturaEl libro de referencia para esta asignatura es V.J. Morris, A.R. Kirby, A.P. Gunning:

Atomic Force Microscopy for Biologists ; Imperial College Press (1999).La materia analiza de manera teórica, apoyándose en prácticas relacionadas, los ele-

mentos necesarios para el estudio de AFM, el sistema de control con los bucles utiliza-dos, las fuerzas que se dan durante la interacción punta-superficie, los modos de imagen(contacto, no contacto, salto, señal–error, repaso), los sustratos utilizados, los posiblesproblemas con los que nos vamos a encontrar y la optimización de imágenes.

De manera detallada se estudia la microscopía de efecto túnel (STM) y los elemen-tos de AFM (piezoeléctrico, punta, cantilever, portamuestra, fotodiodo). También estudialos bucles de control, las combinaciones con AFM, las fuerzas de Van der Waals y elec-tromagnéticas, el modelo de interacción, el método de contacto, no contacto (tapping yno contacto verdadero), el salto, el señal–error y el repaso. Los sustratos que se puedenusar son la mica, el vidrio, el grafito. Los problemas de AFM son la deriva térmica, lahistéresis, las puntas múltiples, la convolución, la rugosidad, la movilidad y los líquidos.Para analizar las imágenes se recurre a un software especializado o con un tratamiento deFourier.

2 Javier García Molleja

Parte II

Resumen de la asignaturaEsta sección versa sobre la aplicación de la técnica AFM sobre el estudio y caracter-

ización de multicapas y superredes, atendiendo tanto a la determinación de la rugosidadinterfásica como a otras aplicaciones diferentes y novedosas. En la exposición del trabajose analizan diferentes artículos para dar a conocer la amplitud y versatilidad de la técnica.

Javier García Molleja 3

Barshilia H.C., Rajam K.S.: Structure and properties of reactive DC mag-netron sputtered TiN/NbN hard superlattices; Surface and Coatings Technol-ogy 183 (2004) 174-183 El sustrato utilizado en este artículo es de Si(111) y her-ramientas de acero. Para la deposición se recurre al uso de cuatro pistolas, con blancosde Ti y Nb sumergidos en una atmósfera de Ar+N2. La presión base del sistema se fija en2,0 · 10−6 mbar y la presión de trabajo elegida es 4,0 · 10−3 mbar con el flujo de N2 a 1,5sccm y con el flujo de Ar a 17 sccm. La distancia blanco-sustrato se determina en 5,4 cm.Este sustrato queda polarizado con una tensión DC de −200 V para mejorar la deposición.Gracias a esto se consigue una tasa de crecimiento de ≈ 2 Å/s a 400oC. La rotación delos sustratos alrededor de los magnetrones se controla por ordenador y el espesor total dela deposición será de 2 µm. El software de control debe programarse para que cada capaposea un espesor igual. Previo a la deposición es necesario limpiar a todos y cada uno delos sustratos con un baño ultrasónico y un posterior bombardeo de Ar+ a −850 V. Losblancos también han de ser limpiados, pero recurriendo al sputtering. Todos los sustratosposeen una intercapa de 0,5 µm de Ti. Una vez hecha la deposición se tomarán espectrosXRD con geometría de Bragg–Brentano (θ−2θ) usando radiación de Cu Kα a un régimende operación de 40 kV y 40 mA. Es necesario indicar que estos espectros se volvieron atomar con las muestras a alta temperatura y condiciones de vacío. Para medir la durezade las capas se recurre a un indentador Berkovich de diamante. En el caso de analizar larugosidad de aplica un estudio de AFM. Tras toda esta caracterización se les realizó untratamiento corrosivo a los sustratos con capas mediante soluciones de 0,5 M de NaCl y0,5 M de HCl con polarización potenciodinámica en el electrodo de trabajo.

Las conclusiones obtenidas tras estudiar todos los procesos experimentales es que existeuna orientación preferencial en (111) y la estructura de superred se consigue cuando superiodo se encuentra entre 30 ≤ Λ ≤ 106 Å. En el caso de que se tenga un aumento de Λse observa un desplazamiento del primer satélite negativo (indicador de la estructura desuperred) hacia valores mayores de 2θ. En el caso de conseguir un periodo de modulaciónmuy bajo llegan a desaparecer los satélites. Las conclusiones de los trabajos de indentaciónnos hacen ver que la dureza es máxima a Λ = 48 Å y VB = −200 V. La estructura desuperred sigue existiendo a altas temperaturas, por lo que la interdifusión de las capases bastante baja. Sin embargo, a partir de 700oC se pierde el carácter de superred. Lamulticapa posee una gran resistencia a la corrosión, mostrando AFM que el acero cambiasu rugosidad de 4,6 a 266 nm tras la corrosión en el caso de que no fuese depositada lasuperred y de 5,2 a 5,4 nm en caso de que el acero sí tenga una superred depositada.Además, AFM no indica cambios estructurales, aunque las sesiones potenciodinámicasindican una disminución de la intensidad del orden de 290 veces.


Figura 1: Morfologías tridimensionales de AFM de: a) y b) sustrato de acero para her-ramientas antes y después de la corrosión, c) y d) multicapa TiN/NbN sobre sustrato deacero para herramientas antes y después de la corrosión en una solución de 0,5 M de HCl.


Bhushan B., Liu H.: Nanotribological properties and mechanisms of alkylthioland biphenyl thiol self-assembled monolayres studied by AFM ; Physical Re-view B, Volume 63, 245412 (2001) Los autores sostienen que es posible realizar unacaracterización tribológica mediante AFM. Para ello compran monocapas orgánicas y sesintetiza una a través de un reordenamiento térmico a 230oC. Estas monocapas se deposi-tarán sobre una capa de Au(111) que previamente fue evaporada térmicamente sobre unsustrato de Si(111). El oro posteriormente se limpia con radiación y soluciones químicas.Tras esta limpieza se pasa a la inmersión de todo el sistema en una solución orgánica ytras 24 horas se obtienen capas de tipo orgánico. Esta capa final se limpiará con agua des-tilada. Para analizar moléculas entrecruzadas es necesario bombardear ciertas capas conelectrones. El estudio de caracterización con AFM que se llevará a cabo se hará en modocontacto con una inclinación de 22o y bajo una humedad relativa de 45–55 %. El ángulopodremos fijarlo a su posición con un error de ±2o y el avance de la punta se dará cada7 minutos. La punta y el cantilever serán de Si3N4: la primera será una pirámide de basecuadrada de radio 30–50 nm, y el segundo será de forma triangular y de constante 0,58N/m, todo él recubierto de oro. Con AFM se podrán obtener las imágenes de rugosidad yfricción, pudiendo calcular entonces el valor de las fuerzas. Para estudiar la adherencia seaplica el modo de calibración. Para llevar a cabo el desgaste se usa una punta piramidalde base triangular de diamante de radio 100 nm y ángulo de vértice de 80o. Gracias aque conocemos las dimensiones del cantilever y su módulo de Young podemos determi-nar la constante de muelle (la rigidez se calcula en 0,5–31 µN y la constante 14,9 N/m).Como medida de prevención, las puntas recorrerán una muestra de silicio periódicamentepara así eliminar la posible contaminación que tengan. Como dato interesante, es posibleestudiar el efecto de la humedad. La adhesión puede modelizarse mediante

FL = 2πRγla(cos θ1 + cos θ2)

donde R es el radio de la gota de agua, γla es la tensión del líquido contra el aire ylos valores θ1 y θ2 son los ángulos de contacto entre el líquido y las superficies planas yesféricas, respectivamente. Además, mediante la ecuación de Young–Dupre se conoce eltrabajo de adhesión:

Wa = γla(1 + cos θ1)

Las conclusiones obtenidas son que existe buena correlación entre las imágenes dealtura y fricción, ya que cambian al unísono. Además, analizando los mapas de friccióny desgaste se observa una dependencia con el empaquetamiento molecular de cada capadepositada, existiendo un valor crítico. También se tiene que los capilares de agua y losgrupos —CH3 afectan a la adhesión y a la fricción, siempre y cuando la humedad seadistinta de cero y estén presentes los grupos polares. Se concluye que el modelo de muellemolecular sugiere una conformidad que provoca orientación bajo carga normal y que lasligaduras interfásicas dan mayor resistencia al desgaste y dureza. Según las cargas quela punta aplique se tendrá que a valores bajos existe una orientación y a grandes valoresexiste un desgaste. Por último, queda demostrado que la humedad afecta a la polarización.


Figura 2: Esquemas de las estructuras de las monocapas autoensambladas HDT, BPT,MHA, DHBp y BPTC.


Figura 3: Microscopía de fuerza atómica de altura en escala de grises e imágenes de fuerzade fricción de Si(111), Au(111), HDT, BPT, MHA, DHBp y BPTC. El tamaño del barridofue 1x1 µm y la carga normal fue 3,3 nN.

Figura 4: Relación entre fuerzas adhesivas y trabajo de adhesión.


Figura 5: La fricción como una función de las curvas de carga normal obtenidas paraSi(111), Au(111) y las monocapas autoensambladas. Todos los puntos de esta figura repre-sentan el valor medio de seis medidas. La incertidumbre asociada con la fricción promedioes de ±7%.

Figura 6: La profundidad de desgaste como una función de la carga normal tras un barridode un ciclo. Todos los datos tabulados en esta figura son el valor medio de tres medidas.


Castell M.R., Howie A., Ritchie D.A.: Fracture properties of GaAs-AlAs su-perlattices studied by atomic force microscopy and scanning electroc microscopy ;Acta mater. Vol. 46, No. 2, pp. 579-584, 1998 En este artículo se deposita una su-perred mediante la técnica de epitaxia de haz molecular sobre un sustrato de GaAs(001).Para analizar la fractura se realiza un corte transversal de la superred quedando expuestala superficie (110), realizando el estudio de SEM bajo condiciones de vacío. Los resultadosconseguidos se comparan con lo obtenido con AFM que usa puntas de Si microfibradas.

Los resultados indican que la fractura de la superred crea crestas de AlAs por de-formación plástica. Junto a estas deformaciones, la oxidación preferencial aumenta lasondulaciones. Es imposible determinar la profundidad existente entre las capas de AlAsy GaAs debido a la convolución entre la forma de la punta y la topografía, pudiendo sólodeterminar el espesor de las capas que forman las crestas. Una observación experimentales que al cambiar la composición de GaAs no se ve alterado el fenómeno de fractura. Alser la superred dúctil se observa un aumento de la resistencia a la fractura. Además, elaspecto casi rectangular de las crestas apunta a la poca cantidad de óxido presente.

Figura 7: AFM muestra que las capas de AlAs han formado crestas de 55 nm, 45 nm y 4nm de altura en las imágenes b), e) y h), respectivamente. Los barridos lineales típicos deAFM perpendiculares a las capas se muestran en las figuras c), f) e i). Todas las anchurasde la imagen son 1 µm.


Cuenot S., Frétigny C., Demoustier-Champagne S., Nysten B.: Measurementof elastic modulus of nanotubes by resonant contact atomic force microscopy ;Journal of Applied Physics, Volume 93, number 9, 1 mayo 2003 La fabricaciónde los nanotubos de carbono se logra usando una plantilla de policarbonato en la quepor un tratamiento electroquímico se van formando los tubos en las zonas de poros de laplantilla. Ésta se elimina por corrosión posteriormente y todo el sistema se filtra a travésde una membrana porosa, quedando los nanotubos sobre los poros de esta membrana. Eldiámetro externo de los nanotubos se estima en principio en 30–250 nm. Mediante un bañoultrasónico se quitará el oro del sustrato y tras el obligatorio aclarado los nanotubos quequeden atravesando los poros servirán para el estudio. El radio interno de estos nanotubosha de calibrarse, ya que a priori no se conoce. Experimentalmente se caracterizará elmódulo de tensión, minimizando por tanto las deformaciones por corte (cizalladura). Sise hace correctamente, éstas serán despreciables y sólo se tiene que considerar la tensión yla compresión. El cantilever (voladizo) del aparato de AFM será de Si3N4 con una puntapiramidal de constante 0,3–0,5 N/m. Las propiedades físicas del nanotubo se determinana partir del cambio de la frecuencia de resonancia del cantilever al oscilar libremente.Se aplicará un campo eléctrico modulado entre portamuestras y punta sin imponer unapolarización, provocando que el pico de resonancia sea simétrico y eliminando a la vez lamayoría de artefactos. La caracterización geométrica de todo el sistema se llevará a cabomediante SEM.

Como conclusión se obtiene que el método de resonancia da información sobre laconfiguración física y las características mecánicas de los nanotubos. Éstos se detectan alaumentar la frecuencia de resonancia respecto a la que posee el cantilever aislado. Estecambio de frecuencia se debe a la deformación y contribución del nanotubo apareciendoen el diagrama de resonancia tres picos de vibración: dos de flexión del cantilever y uno detorsión. También con todos estos datos es posible conseguir una modelización del procesoal analizar una punta en contacto con dos muelles, donde la frecuencia de resonanciadependerá del diámetro y de la longitud suspendida del nanotubo. Esto nos permitecalcular la rigidez a partir de la longitud suspendida, siempre y cuando el modelo se estudieen dos dimensiones. Para lograr determinar el módulo elástico se necesita la frecuenciade resonancia y las condiciones de contorno (el anclaje). Como conclusión final se tieneque la componente paralela de la deformación depende de la orientación relativa respectodel cantilever y que la componente angular es muy grande, lo que permite despreciarla anterior contribución a la deformación, realizando con esto una predicción de que larigidez entre punta y nanotubo es mayor que la natural del último.


Figura 8: a) Imagen de gran escala mostrando nanotubos PPy dispersados sobre unamembrana PET con algunos de ellos atravesando los poros (círculos blancos). b) Imagende pequeña escala de una nanotubo PPy de 90 nm de espesor atravesando un poro.

Figura 9: Espectro de resonancia típico medido de un cantilever en contacto con unnanotubo (eje de ordenada logarítmico). Se observan tres picos, dos de ellos correspondena vibraciones de flexión del cantilever (F1, F2) y un tercero debido a las vibraciones detorsión (T1). En la inserción, se da como comparación el pico de resonancia de un cantileveraislado.

Figura 10: Representación esquemática de un cantilever apoyado sobre un nanotubo sus-pendido y el modelo mecánico equivalente.


Fedirko V.A., Eremtchenko M.D.: Scanning probe microscopy of GaAs/AlGaAssuperlattices; Materials Science and Engineering B44 (1997) 110-112 En esteartículo se presenta una caracterización experimental mediante la combinación de las téc-nicas de STM y AFM. Para lograr el desplazamiento de la punta que barre la superficiese recurre al uso de piezoeléctricos, manteniendo una corriente para el efecto túnel de3 pA. En cambio, a la hora de utilizar la técnica de AFM se pueden llegar a combinarlas caracterizaciones mediante la acumulación de datos de fuerza elástica y de alivio desuperficie (magnitud que considera la fuerza lateral y de Van der Waals). La superred sedeposita mediante la alternancia de capas mediante la técnica de CVD metal-orgánica. Ladeposición se realiza sobre un sustrato de GaAs donde se deposita la capa de AlAs, hastaconseguir un periodo de 90 nm. Para determinar el parámetro de estructura se realiza unanálisis mediante AES. Una vez realizada la puesta a punto del método de caracterizacióny la deposición de capas se analizan los bordes mediante STM y AFM. El periodo de su-perred se obtiene con un análisis de la transformada de Fourier. La superred conseguidaes aplicable a la construcción de dispositivos electroópticos.

La conclusión a la que llegan los autores es que STM y AFM muestran las multicapascon un muy buen contraste y que gracias a la transformada de Fourier puede determinarseel periodo. Ambas técnicas aplicadas son de alta resolución y abarcan una gran escala;son además simples y rápidas, consiguiendo una imagen directa de gran fiabilidad.

Figura 11: Izquierda: imagen STEM de la superred. Derecha: imagen AFM de la superred.

Figura 12: Izquierda: alivio de la fuerza elástica en la superficie de la superred (u.a.).Derecha: alivio de la fuerza lateral en la superred (u.a.).


Figura 13: Transformada espacial de Fourier de la imagen.


Jiang L., Iyoda T., Tryl D.A., Kino N., Kitazawa K., Fujishima A., HasimotoK.: Soliton superlattices on the (0001) surface of C70 single crystals: SurfaceScience 408 (1998) 112–122 Se define como solitón a una onda que no se amortiguaal propagarse por un medio no lineal, como por ejemplo un sistema de C70. Los cristalespuros de C70 se crean con un método de transporte de polvo en fase vapor mejorado porun descenso en la tempratura. Este polvo de C70 se purifica con cromatografía líquiday sublimación y se introduce en una ampolla bajo vacío, que queda insertado en unhorno. Para que sea posible la reconstrucción superficial se debe superar los 600oC enla fuente y los 590oC en el cristal, trabajando posteriormente a 620oC en el caso de lafuente y a 600oC en el caso del cristal. Posteriormente, la tasa de enfriamiento debe serde 10oC/día. Mediante el uso de XRD se observa la cristalización en una estructura hcp.La caracterización con AFM se lleva a cabo con un cantilever de Si3N4 y constante demuelle 0,02 N/m con punta triangular. El sustrato en donde se coloca la capa de carbonoserá HOPG y la punta poseerá una carga de 0,1 nN mientras que se realiza el barrido enlos modos de altura y fuerza constante. Es preciso rotar la muestra y repetir los barridospara asegurar la eliminación de todos los artefactos.

Como conclusión puede observarse que en la dirección (0001) se revelan las superredestipo solitón onduladas de dimensión molecular, en donde cada capa muestra dos empaque-tamientos diferentes. También es observable la aparición de placas en la imagen, indicandoclaramente que el proceso de crecimiento continúa aún más allá del proceso de cristal-ización, aunque también se comprueba que cada vez que pasa la punta se desgastan, señalde que están débilmente adheridas. En el caso en que se deje la muestra en un sitio oscurodurante dos semanas empezarán a aparecer terrazas en ciertas direcciones, aunque aúnse conserva la estructura de superred. Esta estructura puede estudiarse detenidamenteamplificando la imagen y aplicando un filtro pasa-baja de 1 kHz, junto con una transfor-mada de Fourier para asegurar el carácter periódico. Finalmente, al tener constancia dela existencia de tensiones habrá dislocaciones que crean bandas fcc y hcp.


Figura 14: Imágenes AFM de la superestructura sobre la cara (0001) de un monocristalrecién preparado de C70 (los bordes de empaquetamiento débil y de empaquetamientocompacto se etiquetan como L y C, respectivamente). a) Imagen de la superestructuracon pequeñas plaquetas (modo de altura constante). b) Escalón de una monocapa sobrela superficie de la superestructura (modo de altura constante). c) Imagen amplificada delas plaquetas. d) Imagen de la misma área tras varios barridos, como en c).


Figura 15: a) Imagen AFM, en modo de altura constante, de un cristal que fue almacenadoa temperatura ambiente en un secador durante dos semanas. Varias terrazas paralelas consuperficies superiores (0001) y superficies de borde (1010) son observadas en la imagen. Semuestran las posiciones de dos bordes (etiquetados como X e Y) sobre diferentes terrazas.b) La misma imagen en el modo de fuerza constante.


Figura 16: a) Magnificación intermedia de la imagen AFM (modo de fuerza constante)de una superestructura típica de un cristal recién preparado. b) Perfil vertical a través deA-B.


Figura 17: a) Imagen de resolución molecular de la superestructura que muestra tresbordes paralelos y estrechos (L = 13− 14 nm) indicados por lineas paralelas. b) Imagende resolución molecular (filtro de pasa-baja de 1 kHz) sobre un borde relativamente amplio(> 40 nm); la inserción muestra la FFT obtenida de la imagen tal cual. Las moléculasestán en un ordenamiento hexagonal distorsionado, con una distancia promedio a losvecinos más cercanos de 10,4± 0,3 Å.


Figura 18: a) Modelo molecular para los sitios A, C y BR (vista superior desde la dirección<0001>). b) A la izquierda, se muestra un diagrama del tetraedro formado por unamolécula superficial apoyada en un sitio A ó C (los vértices del tetraedro están en elcentro de las moléculas de C70); la molécula central de la parte inferior yace detrás delas otras dos moléculas de la capa inferior. A la derecha, se muestra un diagrama de laubicación de una molécula superficial en un sitio de puente (vista lateral desde la dirección<010>).


Le Thanh V., Yam V.: Superlattices of self-assembled Ge/Si (001) quantumdots; Applied Surface Science 212-213 (2003) 296-304 Para depositar las su-perredes se emplea la técnica de CVD a alto vacío. Para ello, se utiliza la mezcla de gasesSiH4 y GeH4+H2, a una presión base de 1 ·10−10 Torr. Las presiones parciales de los gasesusados serán 2 · 10−4 y 5 · 10−4 Torr, respectivamente. Con la técnica RHEED es posiblellegar a hacer un estudio en tiempo real y la medición se lleva a cabo con un láser seAr+ midiendo entonces la fotoluminiscencia con un aparato refrigerado. La aplicación deAFM para el estudio se realiza en modo contacto y las micrografías se consiguen aplican-do TEM. Se tiene que la deposición del germanio debe hacerse a 550–600oC para que lasislas tengan forma de cúpula. La tasa de deposición conseguida para el Ge es 2,5 nm/min.El sustrato sobre el que se deposita la superred es Si de orientación (001). Este sustratodebe limpiarse previamente con NH4F y un calentamiento bajo vacío. Como dato final sedeposita una capa de pasivación para ocultar la superred. Esta capa poseerá un espesorde 100 nm y será de Ge depositado a 700oC.

Como conclusión de este artículo, el espesor crítico de Ge indica de manera fidedignael tamaño y la altura de las islas, ya que éstas deforman el silicio que se deposite sobreellas. Este espesor crítico nos muestra a partir de cuándo es posible la nucleación espon-tánea en forma de islas y la aparición de efectos derivados del confinamiento cuántico.La observación de la disminución del espesor crítico se debe a los campos de esfuerzoelástico de las capas enterradas. Se define por tanto un espesor efectivo, ya que la ca-pa de Ge depositada no es constante debido a la presencia de las cúpulas. Estos puntoscuánticos tendrán dimensiones uniformes. Como corolario se determina que la nucleaciónpreferencial está promovida por la rugosidad superficial.

Figura 19: Variación del espesor crítico del Ge e imágenes típicas con AFM de las islasmedidas en la segunda capa en tres regiones de correlación de las islas: 15, 90 y 160 nm.


Figura 20: Un acercamiento sobre las pirámides de base cuadrada de la imagen AFMcorrespondiendo a un espesor de la barrera de Si de 15 nm. Cada pirámide se nucleadentro de una región de base cuadrada, la cual posee una amplitud de rugosidad de casi4–5 Å. Estas regiones poseen una dimensión de casi 170x170 nm y están orientadas sobrelas direcciones [110].


Pakula K., Borysiuk J., Bozek R., Baranowski J.M.: Long-range order spon-taneous superlattice in AlGaN multilayers; Journal of Crystal Growth 296(2006) 191-196 Los autores sospechan que las superredes dependen sensiblemente delmétodo de deposición de los materiales y cuáles son los que se usan para depositar. Eneste caso se llevó a cabo un crecimiento epitaxial con un sistema MOVPE, recurriendoal hidrógeno como elemento portador. Se usaron tres precursores (uno por cada elementoconstituyente) y se depositaron en un sustrato de zafiro. Como capa de nucleación previaa la superred se depositó AlN a una temperatura de 700oC. Posteriormente a la deposi-ción de esta capa se creó la superred de AlGaN a 1100oC en una presión de trabajo de50–200 mbar. Un análisis a posteriori comprobó que el contenido de aluminio fue de un10–30 % del total. La microestructura se estudia mediante TEM y la composición químicase midió con EDX. Usando AFM se comprobará qué condiciones de deposición fueron lasidóneas para conseguir una superficie lisa. También se analizará la estructura transver-sal para observar la superred; para ello se pule la zona cortada y se trata químicamentepara que revele su estructura. De todas maneras no existe una buena resolución al habervarios planos de fractura, por lo que deberán pegarse las capas para dar la sensación decontinuidad.

La conclusión a la que llegan los autores es que el crecimiento espontáneo oscilantede AlGaN depende de su crecimiento en el plano y que esta estructura de máximos ymínimos periódicos de la concentración de Al se debe a una rápida desorción del Ga.

Figura 21: Izquierda: imagen AFM del AlGaN crecido durante 60 s sobre una capa denucleación de AlN a 50 mbar. Derecha: imagen AFM del AlGaN crecido durante 60 ssobre una capa de nucleación de AlN a 400 mbar.


Figura 22: Imagen AFM de la sección transversal de una superred de AlGaN de 6 µm deespesor. La imagen es una composición de cinco barridos de AFM.

Figura 23: Microestructura de una capa de AlGaN crecida con varias tasas de flujo TMGa.a) Micrografía TEM de campo brillante de una sección transversal captada con g = (0002).Composición de dos fotos. b) Imagen AFM de la misma estructura que muestra a).


Raquet B., Mamy R., Ousset J.C., Nègre N., Goiran M., Guerret-PiécourtC.: Preparation and magnetic properties of the CoO/Co bilayer ; Journal ofMagnetism and Magnetic Materials 184 (1998) 41-48 El sustrato sobre el que sedepositará la bicapa es GaAs(111) originado mediante la técnica de MBE. Éste quedarárecubierto con una capa de As que actuará como pasivante. Para conseguir la cristalizacióndel sustrato es obligatorio calentar el sustrato. Recurriendo a la técnica de evaporacióntérmica se depositan 20 nm de Au y 4 nm de Co. Utilizando ozono es posible conseguirla oxidación del cobalto. El posterior análisis químico de caracterización se realiza conESCA usando radiación X de Mg Kα. Las imágenes de la bicapa se obtienen mediante eluso de AFM y las propiedades magnéticas se estudian analizando los ciclos de histéresiscon un magnetrómetro de efecto Kerr magneto-óptico a 5 K, sabiendo que el cobalto esferromagnético y el óxido de cobalto es antiferromagnético. Esta combinación de diferentesefectos magnéticos pueden aplicarse en mecanismos de rotación y en memorias RAM.

Finalmente se llega a comprender que la oxidación mediante radiación ultravioletamejora el tratamiento por aire, observando una superficie escalonada de manera atómicaen la dirección [011]. Los cambios observados en las direcciones del campo magnético seexplican por la alternancia de magnetizaciones diferentes, conociendo por consiguiente larugosidad interfásica, determinada en 0,6 nm.

Figura 24: Topografía AFM (10x10 µm) de la superficie de GaAs(111) que muestraescalones atómicos a través de la dirección [011].


Figura 25: Topografía AFM (1x1 µm) de la superficie de CoO tras la irradiación UV (15min), la rugosidad rms medida es 0,6 nm.


Song Y., Bhushan B.: Atomic-scale topographic and friction force imagingand cantilever dynamics in friction force microscopy ; Physical Review B 75165401 (2006) Los autores indican que al estudiar mediante AFM el grafito aparece elefecto conocido como stick–slip (apilamiento–deslizamiento) en el que aparecerán saltosen la punta y no podrán determinarse por tanto las estructuras atómicas de maneracompleta. Para evitar este efecto son necesarios hacer estudios desde el punto de vista dela fricción lateral, considerando distintas combinaciones de rigidez lateral y carga normaldel cantilever, ya que éste puede sufrir los siguientes movimientos:

1. Doblamiento vertical

2. Doblamiento lateral

3. Torsión

4. Extensión

El haz óptico de FFM que se usa para comparar la teoría con el experimento dará medi-das de la topografía superficial y los valores de las fuerzas normal y lateral. Mediante unfotodiodo dividido en cuatro zonas se conocerán los ángulos de flexión y torsión, deter-minando entonces las fuerzas involucradas si el cantilever está apenas inclinado respectoa la muestra (la flexión indicará la carga y el estiramiento y la torsión indicará la fuerzalateral). Por otra parte, el modelo analítico de estudio se basa en la suposición de uncomportamiento similar a muelles elásticos, por lo que deben analizarse con gran detallelos grados de libertad y la composición de movimientos, posibilitando así la simulaciónde diferentes comportamientos atendiendo a la deflexión o no del cantilever. En el modode fuerza constante se tiene que θC

y es constante, por lo que para conocer fy hay quemedir θC

x . En el caso en que se simule que no hay deflexión del cantilever se tiene quecumplir que el movimiento de éste sea más lento que las vibraciones de la red. Esto obligaa apoyarse en estudios cuánticos y moleculares, suponiendo en primera aproximación queel potencial de interacción es del tipo Lennard–Jones.

Las conclusiones obtenidas dan a conocer que la simulación del modelo 3D implica quesi no se considera la dinámica se podrá observar que la posición de los átomos de carbonono es exacta al estudiar el mapa de fuerza lateral, aunque el mapa de fuerza normal sí darálas verdaderas posiciones. Este efecto se debe a la coincidencia o no del máximo de fuerzay la posición del átomo. Al considerar la dinámica del cantilever se tiene un movimiento depunta rápido y lento, cuya ecuación de movimiento queda descrita al aplicar un métodomatricial (en donde la masa, la rigidez y la fuerza de interacción punta-muestra seránmatrices, haciendo que los vectores de desplazamiento absoluto y relativo se relacionenmediante una matriz). Otras conclusiones a las que se han llegado es que al considerar lasuavidad y la oscilación se mejorarán los mapas obtenidos e incluso la estructura atómica.También se obtienen mejores mapas analizando por separado. Por último hay que destacar


que no se consideró en el artículo la elasticidad de la punta ni la relajación de los átomosde C.

Figura 26: Imagen topográfica de AFM de la superficie de grafito y la típica representaciónlineal del perfil de fricción. a) Imagen topográfica obtenida con un cantilever con punta.Se demuestra la estructura hexagonal del grafito. b) Mapa topográfico de HOPG dondese muestra la resolución atómica de todos y cada uno de los átomos. c) Movimiento depunta de apilamiento-deslizamiento en las medidas de fricción.


Figura 27: Cuatro tipos de deformación de un cantilever rectangular en FFM.

Figura 28: Diagrama esquemático de un aparato FFM. El fotodiodo de cuatro segmentospuede medir el ángulo de flexión θC

y y el ángulo de torsión θCx del cantilever en una

localización cercana a la punta (punto C). θCy se relaciona con el doblado vertical causado

por una carga normal. θCx es el ángulo de torsión debido a la fuerza lateral a través de la

dirección de barrido rápido. Manteniendo θCy constante con un bucle de retroalimentación,

se puede medir la topografía de la superficie de la muestra.


Figura 29: Fuerzas de interacción 3D punta-superficie sobre la punta del cantilever ylas fuerzas resultantes y momentos sobre el cantilever. La fuerza normal fz y el momentoMC

y = −fxl debido a la fuerza lateral fx es responsable del doblado vertical del cantilever.La extensión está causada por la fuerza lateral fx. La fuerza lateral fy causa el dobladolateral y el momento resultante fyl tuerce el cantilever.


Figura 30: a) Mapas de fuerza 3D interatómica con una distancia constante punta-superficie zt = 0, 17 nm (columna de la izquierda) y mapas de fuerza interatómica lateraly distancia punta-superficie con una carga normal constante fz = 25 nN (columna dela derecha). b) Las posiciones relativas de los átomos de carbono y los máximos de lasfuerzas laterales bajo una carga normal constante fz = 25 nN.


Figura 31: Mapas simulados del ángulo de torsión del cantilever −θCx (columna de la

izquierda) y la distancia punta-superficie (columna central) zt y 13 caminos de la puntadel cantilever (columna de la derecha) para diferentes combinaciones de las cargas nor-males, longitudes de las puntas y direcciones de barrido. Los mapas del ángulo de torsióndel cantilever son equivalentes a los mapas de fuerza lateral. Los mapas de distanciapunta-superficie son equivalentes a los mapas topográficos. Los datos de los mapas estánpromediados en una celda unidad. Los caminos de la punta están «con resolución tempo-ral», es decir, los caminos se representan por puntos separados por intervalos de tiempoiguales ∆t = 0, 05 ms. La variación de altura en todos los mapas topográficos es de casi0,03 nm, lo que está bastante de acuerdo con el experimento y el cálculo teórico.


Figura 32: a) Las posiciones relativas de los átomos de carbono en la superficie del grafitoy los máximos de topografía cuando α = 0o. b) Cuando α = 30o, pueden distinguirse dosáreas diferentes. En el área A, no hay átomos de carbono en el trayecto del barrido de lapunta. El área B es la cinta estrecha consistente en átomos de carbono.


Van Bael M.J., Moshchalkov V.V., Bruynseraede Y., Temst K.: Characteri-zation of laterally structured Pb/Ge multilayers; Thin Solid Films 371 (2000)80-85 Sobre un sustrato de SiO2 se van colocando capas de Si, justo donde se realizanuna variedad de antipuntos (agujeros) mediante la aplicación de litografía electrónica.Gracias al estudio con SEM es posible asegurar la regularidad del espaciado de los an-tipuntos. Se conoce previamente que las estructuas de Pb/Ge son superconductoras y queexiste un buen contraste entre las capas que componen la superred. Esto será de granayuda a la hora de realizar análisis con XRD. Debido a que el germanio es aislante, noserá posible estudiar la superred con STM, por lo que es obligatorio recurrir a AFM. Estasuperred mencionada se coloca sobre los antipuntos por evaporación electrónica a partirde una presión base de 10−9 Torr. Para el plomo, la tasa de deposición es de 9 Å/s y parael germanio es de 1 Å/s. Las superredes se ajustan y estabilizan a estas tasas recurriendoa un estudio de espectrómetro cuadrupolar. El sistema donde se lleva a cabo la deposiciónse recubre con nitrógeno líquido para mantenerlo continuamente refrigerado. Esto lograasegurar el crecimiento, siendo el Ge amorfo y el Pb texturado en el plano (111). El re-sultado final son tres bicapas de 40 Å de Ge y 130 Å de Pb, tapada la superred mediante40 Å de germanio.

Los estudios de AFM en modo golpeteo (tapping) que realizan los autores determinanuna periodicidad casi perfecta, mostrando el espaciado de antipuntos y su profundidad,descubriendo que las esquinas siempre están redondeadas. Existe el inconveniente de queel tamaño de la punta provoca efectos de convolución al estudiar las paredes. Sin embargo,es fácil determinar que la rugosidad en la zona llana entre antipuntos supera apenas elnanómetro. Mediante la difracción especular de rayos X se desvela cierto desorden en elPb, apareciendo los picos satélite característicos de los apilamientos en forma de superred.

Figura 33: Imagen AFM de la topografía superficial de una multicapa Pb/Ge con unpatrón cuadrado de antipuntos con un lado de 0,35 µm. El periodo de la red de antipuntoses 1 µm.


Yang G.Z., Lu H.B., Chen F., Zhao T., Chen Z.H.: Laser molecular beam epi-taxy and characterization of perovskite oxide thin films; Journal of CrystalGrowth 227-228 (2001) 929-935 Para depositar los autores estas películas delgadasse recurre a la técnica MBE controlada mediante ordenador. La cámara debe evacuarsepreviamente a una presión base de 1,3 · 10−8 Pa y se recurrirá al uso de un láser de XeCl.Antes de depositar la perovskita el sustrato sufre un recocido a 630oC durante 20–30min bajo una atmósfera de O2 a 1 · 10−4 Pa. Tras esto se deposita SrTiO3 de maneraintermitente para que tras la fase de crecimiento se pueda dar la fase de reordenamien-to cristalino. Seguidamente se pudieron depositar hasta diez tipos de óxido en sustratosdiferentes, prestando mayor atención al que posee la capa superior de BaTiO3. Las condi-ciones de operación fueron: T = 620 − 650oC, pO2 = 1 − 3 · 10−4 Pa, νL = 2 − 3 Hz,E = 1 J/cm2 y tasa de deposición de 0,1 Å/pulso. Todos los sustratos recubiertos fueronanalizados con RHEED. Con AFM conoceremos la topografía que presentan. Como datoa resaltar se observa que la intensidad de oscilación sube en la capa STO y baja en laBTO.

Como conclusión se observa que la estructura de la red es perfecta y que la inter-fase entre capas posee una rugosidad atómica. También es necesario mencionar que estassuperredes poseen nuevas propiedades y fenómenos que deben ser caracterizados.

Figura 34: Imagen AFM. a) Imagen 2D (1x1 µm) de una BTO(12 Å)/STOy b) El perfil de altura a través de la diagonal de la imagen en 2D de a).


Materia Doctoral III: Microscopía de Fuerza Atómica

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