Transmission electron microscopy

1. 5
Capítulo 1
DDeessccrriiççããoo ddaass ttééccnniiccaass
eexxppeerriimmeennttaaiiss
Neste capítulo apresenta-se uma breve introdução ao processo de deposição e
aos métodos utilizados para a caracterização dos revestimentos bem como uma
descrição dos equipamentos utilizados.
Na primeira parte será feita uma breve descrição sobre a técnica de deposição
– pulverização catódica, tentando realçar os aspectos físicos inerentes ao processo,
que poderão de certo modo explicar determinadas propriedades apresentadas pelos
revestimentos.
A segunda parte deste capítulo foi reservada para uma pequena descrição das
várias técnicas utilizadas na caracterização estrutural e na análise das propriedades
dos revestimentos.
1.1 – Técnica de deposição – Pulverização
catódica
1.1.1 – Aspectos gerais

2. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
6
A pulverização catódica é um dos métodos mais comummente utilizado para a
deposição de filmes finos. Esta popularidade deve-se à simplicidade que envolve este
processo físico, à versatilidade desta técnica e à flexibilidade para alterações e
normalização dos parâmetros de deposição.
As primeiras referências a esta técnica datam de 1852, quando Grove
observou a deposição de metal pulverizado a partir de um cátodo onde estava
aplicada uma descarga incandescente, sendo utilizada pela primeira vez no ano 1877
no revestimento de espelhos [1]. Contudo, o progresso tecnológico da pulverização
catódica deve-se ao desenvolvimento do equipamento de vácuo.
Estamos na presença do processo de pulverização catódica quando existe
remoção de átomos de uma superfície por impacto de átomos ou iões de um gás. O
equipamento para esta técnica de deposição é composto, basicamente, por um
sistema de manipulação de gases, um alvo de material a depositar, pelo substrato e
por um sistema de criação e aceleração de iões. O sistema de manipulação de gases
destina-se a introduzir na câmara os gases que constituem a atmosfera de
pulverização, em proporções controladas.
A aplicação de uma diferença de potencial DC entre o cátodo (alvo) e o ânodo
estabelece uma descarga eléctrica luminosa, o plasma. Os iões positivos criados pela
descarga, são acelerados por acção do campo eléctrico, para embaterem no alvo e
provocarem a pulverização. Deste impacto iónico resulta a libertação de átomos do
material a depositar, que são condensados no substrato para formar o filme, libertando
também uma pequena quantidade de electrões, designados por electrões secundários,
os quais são acelerados e por colisão com os átomos do gás produzem um volume de
ionização necessário para manter o plasma. Neste modo de funcionamento o cátodo,
e portanto o alvo, deve ser de um material electricamente condutor, o que na prática
limita o seu uso a metais. A deposição de filmes não condutores torna-se também
possível com recurso a fontes de rádio frequência (RF).
A erosão na pulverização é medida pelo rendimento de pulverização Y definido
como o número médio de átomos removidos da superfície do alvo por cada partícula
incidente:
incidentepartícula
removidosátomos
Y =
Os vários factores que afectam o rendimento da pulverização e o grau de
ionização são:

3. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
7
• a tensão aplicada, que cria o campo eléctrico e acelera os iões
determinando a energia disponível para os choques ionizantes;
• a separação entre o ânodo e o cátodo, a qual deve ser grande comparada
com o livre percurso médio dos electrões para evitar que a maior parte da
sua energia seja dissipada no ânodo em vez de ser usada para ionização;
• a pressão do gás que influencia a eficiência de duas maneiras: determina o
livre percurso médio dos electrões e portanto está relacionada com a
separação entre o ânodo e o cátodo, mas também determina o livre
percurso médio dos átomos libertados e portanto relaciona-se com a
distância entre o cátodo e o substrato.
1.1.2 – Interacção na superfície
Tanto o alvo como o substrato são ambos eléctrodos, no entanto são
dominados por processos diferentes. Assim sendo, esta secção irá descrever
separadamente os processos que ocorrem no alvo e no substrato.
Alvo
Podem ocorrer os seguintes efeitos (figura 1.1) como consequência do
bombardeamento do alvo com iões energéticos [2]:
• o ião é reflectido e neutralizado neste processo;
• electrões secundários são emitidos devido ao impacto iónico;
• o ião arranca átomos do alvo;
• o ião é implantado no alvo com ou sem ejecção simultânea de átomos.
Para certas variações de energia, a interacção entre o ião e o alvo conduz à
pulverização catódica. Esta interacção apresenta-se normalmente na forma de
colisões duplas envolvendo trocas básicas de momento linear. Contudo, a ejecção de
partículas do alvo pulverizado necessita de uma sequência de colisões, tal que o
vector momento linear possa mudar de direcção relativamente à superfície do alvo.
Iões incidentes
Partículas
pulverizadas
Partículas
reflectidas

4. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
8
Figura 1.1 – Interacções
iões/superfície na superfície
do alvo.
Assim é conveniente distinguir três situações qualitativamente diferentes [3]: o
regime de colisão única, o regime em cascata linear e o regime em espiga (figura 1.2).
No regime por colisão única os iões bombardeados transferem pequenas
quantidades de energia para os átomos do alvo os quais depois de sofrerem um
pequeno número de colisões são arrancados da superfície se a energia for suficiente
para superar as forças de ligação.
a) b) c)
Figura 1.2 – Esquema do processo de pulverização catódica no regime de (a) colisão única;
(b) colisão em cascata e (c) colisão em espiga.
No regime em cascata linear e no regime em espiga os átomos são afastados
da sua posição de equilíbrio e têm energia suficiente para gerar colisões secundárias e
alguns deles podem aproximar-se da superfície do alvo e ultrapassar a “barreira”, isto
é, saírem do alvo. O regime em cascata linear difere do regime em espiga pela
densidade espacial do movimento dos átomos, a qual é pequena para o regime em
cascata linear e extensa para o regime em espiga.
Electrões
secundários
Alvo

5. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
9
Qualitativamente, o regime de colisão única recai sobre regiões de baixas e
médias energias, apenas alguns eV. A região do regime em cascata linear é
caracterizada para iões com energias de keV, excepto para iões mais pesados e com
energias de cerca de 20 a 80 keV, os quais com esta energia ficam “presos”
rapidamente e tendem a gerar o regime em espiga.
Substrato
A maior parte do fluxo chega ao substrato na forma atómica com energias que
variam desde 2 a 40 eV. Estes átomos na fase de vapor condensam-se na superfície
do substrato formando as chamadas ilhas de átomos (figura 1.3).
A continuação da deposição levará à formação de uma distribuição uniforme
desses pequenos grupos de átomos ou ilhas por toda a superfície do substrato. Assim,
os mecanismos de crescimento e formação de um revestimento podem resumir-se a
três etapas:
• os átomos ao atingirem o substrato transferem energia cinética para a rede
cristalina de átomos já depositados, tornando-se átomos ligados, caso as
partículas atinjam o substrato com baixa energia ou ficando incorporados
na rede, caso as partículas atinjam o substrato com uma energia
relativamente elevada;
• de seguida, estes átomos, por colisões ou difusão, deslocam-se sobre a
superfície até que sejam desabsorvidos ou, para deposições mais
relevantes, sejam absorvidos e incorporados;
• por último, os átomos incorporados reajustam a sua posição dentro da rede
por processos de difusão induzida pela temperatura e/ou energia
transportada por espécies que bombardeiam o revestimento em
crescimento (figura 1.4).

6. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
10
Fluxo de
átomos
Re-pulverização
Substrato
Difusão
Átomos
capturados
pelas ilhas
Fluxo de
átomos
ilhas
Absorção por
defeito ou
impureza
Figura 1.3 – Interacções na superfície do substrato.
Em alguns casos estas partículas que bombardeiam o revestimento em
crescimento são usadas intencionalmente para conceder certas propriedades ao filme.
Este bombardeamento pode ser controlado quando uma polarização é aplicada ao
substrato, tratando-se de pulverização catódica com polarização. Geralmente, é
aplicada uma polarização negativa para utilizar os iões do gás de trabalho.
Para substratos à temperatura ambiente e para uma energia de incidência
baixa, os átomos incidentes só poderão relaxar para posições que não distam mais do
que algumas distâncias inter-atómicas do ponto de impacto. Para energias de
incidência superiores ou uma temperatura igualmente superior esses átomos já
poderão relaxar para posições superficiais mais favoráveis a distâncias ligeiramente
maiores do ponto de impacto. Assim para fornecer mais mobilidade aos átomos pode-
se previamente aquecer o substrato.
Figura 1.4 – Esquema
representativo das par-
tículas que bombar-
deiam a são ejectadas
da superfície do subs-
trato.
1.1.3 – Pulverização Catódica em magnetrão
Substrato
Filme
Radicais
livresIões
Fotões Iões
Electrões
Átomos

7. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
11
O processo de pulverização catódica por descarga incandescente DC é
limitado pelas baixas taxas de deposição, pelas baixas eficiências de ionização do
plasma, e pelos efeitos de aquecimento do substrato. Estas limitações foram
superadas pelo desenvolvimento da pulverização catódica em magnetrão. A ideia de
usar um campo magnético para aumentar a ionização foi sugerida e posta em prática
em 1940 por Penning mas só na década de 70 é que se desenvolveu a pulverização
catódica em magnetrão como uma técnica de pulverização [4].
Os magnetrões com um campo magnético paralelo à superfície do alvo,
obrigam os electrões secundários a permanecerem na vizinhança do alvo, e a
percorrerem as linhas de campo numa trajectória helicoidal aumentando, assim
substancialmente a probabilidade de ionização e colisão entre electrão – átomo. O
aumento do rendimento de ionização junto aos magnetrões resulta num plasma mais
denso na região do alvo. Este, por sua vez, conduz a um aumento do
bombardeamento iónico do alvo, obtendo taxas de deposição mais elevadas. E assim,
a posição do ânodo perde importância podendo ser colocado onde for mais
conveniente, por exemplo nas paredes da câmara.
O aumento da eficiência de ionização encontrada no modo magnetrão permite
que o plasma seja mantido para baixas pressões de trabalho (tipicamente 0.1 Pa
comparadas com 1 Pa) e a baixas tensões aplicadas ao alvo (-500 V comparadas com
–2 a –3 kV) que não era possível no modo pulverização catódica por descarga
incandescente DC [5].
Este sistema permite a adaptação de alvos com diferentes geometrias, sendo a
mais popular a geometria rectangular planar ilustrada na figura 1.5. A figura 1.5b)
mostra o magnetrão numa secção de corte simplificada vista através do plano B-B’
identificado na figura 1.5a). O item 1 corresponde ao invólucro de metal não magnético
que integra o conjunto de ímanes; o item 2 é um isolante, o qual isola o conjunto de
ímanes do invólucro; o item 3 é o fundo magnetizado junto ao conjunto de ímanes; o
item 4 corresponde aos ímanes permanentes que fornecem o campo, sobre os quais é
colocado o alvo. Para simplificar foram omitidas as necessárias vedações de vácuo e
os canais de água para o arrefecimento.
As desvantagens da pulverização catódica em magnetrão incluem a pouca
utilização do material do alvo, devido ao facto de pela interacção dos campos
magnético e eléctrico a região onde o plasma está concentrado ser uma pequena área
limitada da área total da superfície do alvo. Esta concentração conduz à formação de

8. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
12
“pistas” visto que é pulverizado mais material neste local do que em qualquer outra
parte do alvo. Assim tipicamente, no magnetrão convencional prevê-se que apenas
25-30% do material total do alvo seja pulverizado [2].
Figura 1.5 – (a) Esquema genérico de um magnetrão rectangular planar, (b) Magnetrão
rectangular numa secção de corte.
Foram os investigadores Windows e Savides os primeiros a avaliar a
importância dos efeitos verificados quando variavam sistematicamente a configuração
magnética do magnetrão convencional de uma forma diferente [6]. Eles vieram a
demonstrar que podem ser geradas densidades de corrente iónica no substrato de 5
mA/cm2
e superiores usando um magnetrão assimétrico, isto é, superiores às obtidas
para o magnetrão convencional.
Nos magnetrões assimétricos o anel exterior dos ímanes é relativamente
fortificado em relação ao pólo central. Neste caso, nem todas as linhas de campo
fecham entre o pólo central e o pólo exterior do magnetrão, mas algumas são
direccionadas para o substrato e alguns electrões secundários são capazes de
“seguir” estas linhas de campo. Consequentemente, o plasma não se encontra
fortemente confinado na região do alvo mas permite também um fluxo em direcção ao
substrato, podendo-se, deste modo, extrair do plasma elevadas correntes iónicas. A
configuração deste magnetrão assimétrico foi denominada “tipo 2” por Windows e
Savides [6]. Contudo também consideraram o caso oposto (“tipo 1”) onde o pólo
central é relativamente mais forte que o pólo exterior. Neste caso as linhas de campo
não se fecham, uma vez que são direccionadas para as paredes da câmara. Esta
alvo
Linhas do campo
magnético
“pistas” de
erosão
(a) (b)
alvo
substrato
Fonte de
tensão

9. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
13
configuração não é habitualmente utilizado, porque a corrente iónica resultante no
substrato é baixa. A comparação do confinamento do plasma obtido nos diferentes
modos dos magnetrões é esquematizada na figura 1.6.
Figura 1.6 – Esquema genérico do confinamento do plasma observado no magnetrão
convencional e nos magnetrões assimétricos.
Apesar das vantagens oferecidas pelos magnetrões assimétricos, continuava a
ser difícil revestir uniformemente componentes complexos, por isso foi adoptado um
sistema de múltiplas fontes. Num sistema com dois magnetrões, estes podem ter uma
configuração em que a matriz magnética tem a mesma polaridade ou polaridades
opostas. No primeiro caso a configuração é descrita como um “espelho reflectido” e no
segundo caso como “campo fechado”. No caso “espelho reflectido” as linhas de campo
são direccionadas para as paredes da câmara, e os electrões que seguem estas
linhas de campo são “perdidos”, resultando numa baixa densidade do plasma na
região do substrato. Contrariamente, na configuração “campo fechado”, as linhas de
campo são unidas entre os magnetrões (figura 1.7). As perdas para as paredes da
câmara são pequenas e na região do substrato o plasma permanece com elevada
densidade. Assim no modo de operação em campo fechado resulta uma taxa de iões
por átomo que atinge o substrato/filme cerca de 2-3 vezes maior que o obtido sobre as
mesmas condições na configuração “espelho reflectido” ou na configuração de um só
magnetrão assimétrico [5].
substrato substrato substrato
alvoalvoalvo
Magnetrão
simétrico
Magnetrão
assimétrico do tipo 1
Magnetrão
assimétrico do tipo 2
ânodo

10. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
14
Figura 1.7 – Esquema do sis-
tema de configuração campo
fechado com magnetrões re-
tangulares assimétricos do tipo
2. O porta substratos é
colocado no centro da confi-
guração.
1.1.4 – Pulverização Catódica reactiva
A maior parte das partículas quando libertadas do alvo são altamente reactivas
e combinam-se facilmente com gases não nobres, que existam na câmara, pelo que é
vantajoso evacuar a câmara até cerca de 10-4
Pa. Este efeito pode ser usado
deliberadamente para depositar compostos do material do alvo, especialmente óxidos
e nitretos. Este processo é denominado por pulverização catódica reactiva. Esta tem a
vantagem de se poder formar um composto complexo através da pulverização DC em
plasma de gás reactivo de um simples alvo metálico. O gás reactivo deve ser
introduzido com um fluxo constante porque sendo consumido na reacção este esgotar-
se-á rapidamente se não houver fornecimento contínuo.
A reacção química entre o gás reactivo e as partículas pulverizadas ocorrem,
geralmente, na superfície podendo ser a superfície do alvo ou do substrato. Para
baixas pressões parciais do gás reactivo e elevadas taxas de pulverização do alvo
todas as interacções ocorrem no substrato. A taxa de formação do composto no
substrato é mais lenta que a taxa de pulverização do alvo. A este regime de
funcionamento é chamado regime metálico. Para elevadas pressões parciais do gás
reactivo a transição ocorre desde o regime metálico até ao regime composto, onde a
taxa de formação do composto na superfície do alvo excede a taxa de pulverização.
Esta transição é acompanhada por uma diminuição acentuada no rendimento de
pulverização e consequentemente uma diminuição acentuada na taxa de deposição.
Com a diminuição do fluxo do gás reactivo, o retorno ao regime metálico, não ocorrerá
para o mesmo valor do fluxo, mas sim para um valor inferior, pois esse retorno só
ocorrerá quando o gás de trabalho estiver suficientemente limpo para que a camada

11. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
15
composta, entretanto formada sobre o alvo, seja arrancada. Este efeito é denominado
de histerese e está apresentado na figura 1.8 para uma tensão de descarga constante;
este efeito também ocorre para a taxa de deposição.
Figura 1.8 – Curva genérica da histerese
para a tensão do cátodo em função do
fluxo do gás reactivo para uma corrente
de descarga constante.
O alvo no qual é formada a camada de composto é denominado alvo
“envenenado”. Num modo de tensão constante, a tensão no alvo diminui com o
envenenamento do alvo [5]. Uma excepção a este comportamento é a pulverização
reactiva do Ti em Ar/N2 para a deposição de filmes finos de TiN onde a tensão no alvo
de Ti aumenta com o aumento da pressão parcial de N2.
1.1.5 – Influência de um campo magnético axial externo nas
características do plasma
A distribuição do campo magnético entre o substrato e o alvo no sistema de
pulverização catódica reactiva em magnetrão pode ser alterada com a sobreposição
de um campo magnético externo axialmente simétrico ao campo original do magnetrão
[7-9].
Os investigadores I. Ivanov et al [7] descreveram as características do plasma
em função do campo magnético externo, verificando que este provoca mudanças
significativas no potencial e densidade do plasma junto ao substrato. Por exemplo
quando variavam a corrente na bobine (Ib) que cria o campo magnético de +4 para –4
A, a que corresponde uma variação do campo magnético no substrato de –3,1 para
10,3 mT, a densidade do plasma aumentou umas 30 vezes e o potencial do plasma
mudou de –1 V para –11 V. Este aumento do potencial do plasma pode ser explicado
pelo facto da polarização negativa aplicada no substrato repelir os electrões os quais
neste caso movem-se em direcção às paredes da câmara estando, no entanto, o seu

12. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
16
movimento limitado pelos valores significativos da componente axial da indução
magnética (Bz). Apesar destas grandes mudanças na vizinhança do substrato as
condições do plasma perto do alvo mantêm-se inalteráveis, tanto a tensão como a
corrente de descarga.
O campo magnético sobreposto causa também uma enorme variação na taxa
de iões inertes por átomos em direcção ao substrato/filme em crescimento, a qual
aumenta com um factor de 50 quando se varia o campo magnético no substrato de –
3,1 para 10,3 mT. A irradiação de iões de baixa energia durante o crescimento dos
filmes é um factor importante, uma vez que pode alterar a nucleação e crescimento e
deste modo a estrutura e propriedades dos filmes depositados.
A corrente aplicada na bobine determina tanto a amplitude como a direcção do
campo magnético para o substrato, as quais estão esquematicamente ilustradas na
figura 1.9.
Figura 1.9 – Esquema simplificado das
linhas de campo para o magnetrão
utilizado por Ivanov et al [7].
1.1.6 – Influência dos parâmetros de deposição no
desenvolvimento microestrutural dos revestimentos
O processo dinâmico de crescimento e as propriedades físicas dos filmes finos
estão normalmente relacionados com os parâmetros de deposição. Deste modo, é útil
Ib = 0 A Ib = -4 A
bobine bobineB = 3,6 B = 10,3 mT
Ib = +4 A
bobineB = -3,1 mT

13. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
17
discutir genericamente alguns aspectos, no que respeita ao modo como se efectua o
desenvolvimento da microestrutura final do filme. Actualmente, existem diversos
modelos teóricos, que tentam relacionar a microestrutura final e as propriedades
físicas dos revestimentos com os parâmetros de deposição [5]. De entre estes,
destacam-se o proposto por J. A. Thornthon [10]. Neste modelo o coeficiente entre a
temperatura do substrato durante a deposição e a temperatura de fusão do material
(Td/Tf) é usado para descrever a mobilidade térmica induzida dos átomos revestidos. A
segunda variável procura descrever a influência do bombardeamento simultâneo ao
crescimento do filme por partículas energéticas. O parâmetro escolhido para este
segundo eixo inclui a pressão de trabalho.
Pressão Ar (mTorr)
Temperatura
substrato (Td/Tf)
Zona I
Zona II
Zona III
Zona T
Zona I Zona T Zona II Zona III
Td/Tf
Figura 1.10 – Representação es-
quemática da influência da tempe-
ratura do substrato e pressão do
gás de trabalho na microestrutura
dos revestimentos (modelo de
Thornthon [10]).
J. A. Thornthon distingue basicamente 4 zonas correspondendo a diferentes
tipos de microestrutura (figura 1.10): zona 1 de estrutura colunar aberta; zona T de
transição (estrutura colunar densa) e zonas 2 e 3 com estrutura de grãos densos e
separados por fronteiras intercristalinas distintas (em geral colunar).
A zona 1 corresponde a uma estrutura colunar porosa promovida por
substratos com superfícies rugosas, orientações oblíquas do substrato relativamente
ao fluxo de átomos pulverizados e por pressões elevadas do gás de trabalho.
A zona T consiste numa matriz densa de colunas sem vazios pronunciados,
provida para pressões de pulverização baixas pois o bombardeamento energético do
filme é mais acentuado, provocando aumento da mobilidade dos átomos, originando

14. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
18
uma maior densificação do filme. Os revestimentos que possuem este tipo de
microestrutura apresentam propriedades próximas do correspondente material
volumétrico, apresentando-se normalmente em estado de compressão.
As zonas 2 e 3 caracterizam-se pela predominância de difusão dos átomos
depositados, ocorrendo para valores de Td/Tf aproximadamente superiores a 0.3,
apresentando colunas com grãos cristalinos largos ou processos de recristalização.
Para estas temperaturas, a pressão do gás tem pouca influência pois a mobilidade é
suficiente para anular os efeitos do bombardeamento energético do filme.
1.2 – Técnicas de caracterização e análise
1.2.1 – Espectrometria de Retrodispersão de Rutherford
(RBS)
A técnica Espectrometria de Retrodispersão de Rutherford é um dos principais
métodos de análise quantitativa na determinação da composição química dos filmes
finos. Esta técnica consiste em bombardear a amostra com um feixe monoenergético
de iões positivos, onde uma pequena fracção das partículas incidentes colide
inelasticamente com os núcleos de átomos da amostra e vão perdendo energia e são
retrodispersos [11]. A energia das partículas retrodispersas segundo ângulos
superiores a 90º é usada para determinar a massa dos átomos da amostra. De forma
a não tornar exaustiva a descrição desta técnica, no que concerne aos formalismos
teóricos utilizados para a análise dos espectros recomenda-se a leitura das teses de
doutoramento onde esta técnica já está descrita [12, 13].
O equipamento utilizado nesta análise de composição está instalado no
instituto Tecnológico e Nuclear (ITN) de Sacavém. Os iões utilizados são acelerados a
partir da alta voltagem gerada por um acelerador do tipo Van de Graaff sendo
posteriormente focados e colimados após entrarem numa zona vulgarmente
denominada por tubo de feixe. Os iões retrodispersos foram analisados por meio de
um detector de barreira de superfície com uma resolução em energia de 14 keV
(ângulos de retrodispersão de 140º) e de 18 keV (ângulos de retrodispersão de 180º).

15. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
19
1.2.2 – Microanálise por sonda Electrónica (EPMA)
A microanálise por sonda electrónica (EPMA) é uma técnica de caracterização
química que se fundamenta na espectrometria de raios X emitidos por uma amostra,
quando sobre ela é feito incidir um feixe de electrões. A emissão de raios X provém de
uma vizinhança próxima da superfície da amostra, a qual vocaciona esta técnica para
o estudo da composição local de um material, embora seja possível a sua utilização
para análise global e avaliação da homogeneidade.
O equipamento de microanálise – X utilizado para o presente estudo foi uma
micro – sonda da marca CAMECA (modelo CAMEBAX SX – 50), equipada com
espectrómetros por dispersão angular de comprimentos de onda. Cada espectrómetro
possui vários cristais cromadores (diferente valor do parâmetro de rede d), permitindo
a separação e detecção de raios X característicos de todos os elementos da tabela
periódica, desde o boro ao urânio. A tensão de aceleração utilizada foi 15 keV e a
corrente cerca de 40 nA.
1.2.3 – Teste da Calote (“Ball Cratering”)
A técnica da Calote “Ball Cratering” permite determinar a espessura dos
revestimentos uma vez que produz uma cratera na superfície da amostra devido ao
rolamento de uma esfera de raio (R) conhecido, figura 1.11.
A observação microscópica da área de desgaste permite visualizar a zona de
erosão e distinguir a parte que diz respeito ao revestimento e a parte correspondente
ao substrato, como mostra a figura 1.11.
Da análise da figura verifica-se que a espessura do revestimento t é dada por:
2222
aRbRt −−−= (1.1)
ou
2
1
2
22
1
2
2
11* ⎟⎟
⎠
⎞
⎜⎜
⎝
⎛
−−⎟⎟
⎠
⎞
⎜⎜
⎝
⎛
−=
R
a
R
b
Rt (1.2)
Tendo em conta que nos casos a analisar t pode variar entre 0,5 e 5 µm, b e a
serão muito pequenos relativamente a R (R=10mm). Assim, e desenvolvendo os

16. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
20
termos da equação anterior em série de Taylor e desprezando os termos de ordem
superior a 2, obtém-se:
( )22
*
*2
1
ba
R
t −= (1.3)
ou
R
yx
t
*2
*
= (1.4)
x y
Substrato
Revestimento
Revestimento
Substrato
x
y
b
a
Barra aço
Amostra
revestida
Substrato
Solução
abrasiva
Esfera aço
RevestimentoR
Figura 1.11 – Representação esquemática da montagem para criação da cratera e respectivo
perfil [12].
1.2.4 – Difracção de raios X (XRD)
Os filmes finos preparados por pulverização catódica podem ser cristalinos ou
amorfos (dependendo do material depositado e das condições de preparação). Nos
revestimentos policristalinos cada um dos grãos pode apresentar uma orientação
cristalográfica diferente da do seu vizinho, mas observando os grãos como um todo,
estes podem estar distribuídos aleatoriamente em relação a um determinado plano de
referência ou podem apresentar-se segundo uma ou várias orientações particulares,
dizendo-se neste último caso que o filme apresenta uma orientação cristalográfica
preferida ou textura. Uma vez que os comprimentos de onda dos raios X são próximos

17. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
21
das distâncias interplanares nos sólidos cristalinos, podem-se obter picos de difracção
de várias intensidades quando o feixe de raios X interage com um sólido cristalino.
A ocorrência de um pico de difracção de radiação X resulta da interferência
construtiva dos feixes difractados nos planos cristalinos da amostra. Para um conjunto
de planos cristalinos de índices de Miller (hkl), a condição para observação de uma
reflexão de raio X é traduzida pela lei de Bragg [14]:
n*λ = 2*d(hkl)*sen(2θ) (1.5)
onde d(hkl) é a distância entre planos cristalinos, θ é o ângulo entre o vector do feixe
incidente e o plano de Bragg responsável pela difracção e n é a ordem de difracção.
Os difractómetros utilizados no estudo das amostras empregam uma
configuração do sistema ampola – amostra – detector, baseada na geometria Bragg –
Bretano. O equipamento utilizado foi o modelo Philips Geiger Counter Diffractometer
(PW1710) pertencente ao Departamento de Ciências da Terra da Universidade do
Minho e o modelo Bruker AXS D5005 do departamento de Química da Universidade
de Poitiers – França. A radiação usada em ambos os difractómetros foi a CuKα com
um comprimento de onda de 1,5418 Å.
Diferentes geometrias de aquisição dos difractogramas.
Modo simétrico
Neste modo de difracção, o ângulo de incidência α, é posicionado
sucessivamente em valores de θ, sendo para cada um deles, sincronizadamente
posicionado o detector na direcção de difracção 2θ e consequentemente registada a
intensidade de difracção. A geometria associada a este modo de difracção está
ilustrada esquematicamente na figura 1.12.
A análise dos difractogramas obtidos nesta configuração permite conhecer
algumas características e propriedades das amostras em estudo, nomeadamente, o
tipo de estrutura, a orientação preferencial dos cristais, as distâncias interplanares
características da rede e nível de tensões. O estudo estrutural é realizado comparando
o difractograma de raio X com padrões previamente existentes em base de dados
ICDD [15]. As distâncias interplanares e o nível de tensões residuais estão

18. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
22
intimamente relacionados, pois se o filme está sob tensão, então as distâncias
interplanares serão ligeiramente diferentes das registadas na base de dados ICDD.
Com efeito, haverá um deslocamento dos picos de difracção relacionado com o ângulo
entre as superfícies planares e o feixe de raio X.
Figura 1.12 – Representação
esquemática da geometria de
difracção no modo simétrico [12].
Modo assimétrico
Apesar da versatilidade do modo simétrico na obtenção de informação
estrutural, este apresenta algumas limitações, nomeadamente a incapacidade de
fornecer informações relativas a planos cristalinos que não estejam paralelos à
superfície da amostra. Deste modo é comum utilizar-se o modo assimétrico, através
do qual é possível analisar a desorientação dos grãos policristalinos relativamente à
superfície da amostra. A geometria associada a este modo de difracção está ilustrada
esquematicamente na figura 1.13.
Figura 1.13 – Representação
esquemática da geometria de
difracção no modo assimétrico
[12].
2θ
α = θ
Detector em
rotação (dupla)
Amostra
em rotação
raios - X
q
r
Detector
móvelψ
α
q
r
Amostra
em rotação

19. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
23
Neste modo de difracção, a direcção de incidência dos raios X é fixa num
determinado ângulo (α), e efectua-se o varrimento com o detector em α – 2θ.
Repetindo-se este procedimento para vários ângulos de incidência obtém-se uma
gama de valores de intensidade desse pico para valores discretos de desorientação ±
Ψ.
A representação gráfica da evolução da intensidade em função de Ψ permite
avaliar os fenómenos da forma de fibra associados à textura cristalina através do
cálculo da meia largura a meia altura da curva obtida. Quanto maior for o valor
calculado, ou seja, quanto maior for o valor da desorientação menor será a qualidade
da textura em forma de fibra dos grãos cristalinos.
1.2.5 – Microscopia de Força Atómica (AFM)
A microscopia de força atómica possibilita a análise não destrutiva de
superfícies de materiais com uma ponta fina de dimensões típicas de poucos microns
de comprimento e 5 a 10 nm de raio de curvatura. Nesta técnica de microscopia, a
interacção atómica entre a ponta colocada na extremidade de uma alavanca e a
superfície é usada para “mapear” a topografia da superfície. O movimento de um
elemento piezoeléctrico (PZT), onde a amostra é colocada, muda de posição relativa
ponta – superfície de forma a manter uma força constante. Na figura 1.14 está
representado um esquema geral da montagem e funcionamento do microscópio de
força atómica.
Figura 1.14 – Representação esquemática de um sistema de microscopia de força atómica [16].
Sistema informático para comando do
movimento da ponta, aquisição de dados
e sua conversão em imagens.
Sistema de
posicionamento para
colocação da ponta na
vizinhança da amostra.
“Scanner” piezoeléctrico que move a ponta
sobre a amostra (ou a amostra sob a ponta).
Sistema de
“feedback”
para
controlo da
posição
vertical da
ponta.
Amostra
Ponta

20. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
24
O equipamento utilizado neste estudo foi um microscópio MultiMode STM
controlado pelo sistema Nanoescope IIIa da Digital Instruments, pertencente ao IMAT
da Universidade do Minho. O modo de funcionamento utilizado foi o de toque
(tapping), onde a ponta estando a oscilar toca periodicamente na superfície da
amostra. Durante o varrimento rápido do PZT, ao encontrar variações de altura na
superfície a ponta é “desprendida” da superfície ou aproxima-se dela devido à
mudança na força de interacção (repulsiva ou atractiva) entre a ponta e a superfície.
1.2.6 – Microscopia Electrónica de Varrimento (SEM)
O princípio de funcionamento da microscopia electrónica de varrimento
consiste em realizar o varrimento da superfície da amostra, por um feixe electrónico
finamente focado, modulando o brilho de cada ponto da imagem obtida num monitor
de visualização pela intensidade do sinal emitido pela amostra [17].
A informação que é possível obter destaca-se essencialmente pela
caracterização morfológica com uma elevada resolução, numa gama de ampliações e
profundidade de campo bastante elevadas. No entanto, para se observar em SEM as
amostras devem contudo verificar algumas condições: i) estabilidade nas condições
de alto-vácuo, ii) estabilidade física e química, nas condições de
observação/interacção com o feixe electrónico e iii) condutividade eléctrica superficial.
Tendo em atenção esta última condição e uma vez que as amostras em estudo foram
depositadas sobre substratos de silício, o qual é semicondutor, foi depositado um
revestimento de ouro com alguns nanometros de modo a assegurar a sua
condutividade eléctrica.
O equipamento utilizado neste estudo foi um microscópio modelo LEICA S360
pertencente ao IMAT da Universidade do Minho.
1.2.7 – Microscopia Electrónica de Transmissão (TEM)
A Microscopia Electrónica em Transmissão apresenta-se como uma técnica de
análise extremamente versátil e importante no campo da caracterização
microestrutural de materiais. Uma das características importantes desta técnica reside
na obtenção não só de uma imagem directa da área de análise no espaço real mas

21. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
25
também uma observação no espaço recíproco, por intermédio da difracção e
nanodifracção electrónica.
O principal equipamento utilizado ao longo deste trabalho foi um microscópio
electrónico de transmissão de alta resolução (HRTEM) JEOL 3010. O potencial de
aceleração do feixe electrónico e a resolução pontual usadas nas observações foram
300 KeV e da ordem dos 0,19 nm em desfocagem Schezer, respectivamente. O
segundo equipamento utilizado foi um microscópio JEOL 200CX com uma tensão de
aceleração de 200 KeV. Ambos os microscópios foram disponibilizados pelo
laboratório de Fisíca Metalúrgica (LMP) da Universidade de Poitiers – França.
Preparação das amostras
As observações foram realizadas em amostras depositadas em silício e
preparadas pelo método da sanduíche. Este método permite colocar a interface
filme/substrato paralelamente ao feixe de electrões. As diferentes etapas de
preparação estão esquematizadas na figura 1.15.
Figura 1.15 – Representação esquemática das etapas para preparação das amostras para
observação em secção transversal [12].
Numa primeira fase, duas lamelas do material da amostra de 2,5*6 mm2
foram
coladas face a face com cola MBond 600/610 de modo a formar uma sanduíche. De
c)
Filme
Substrato
Ar+
Ar+

22. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
26
seguida foram cortadas transversalmente pequenas lamelas com uma largura de 1.5
mm. A fase mecânica da preparação das amostras foi efectuada com a ajuda do
polimento mecânico em ambas as faces da sanduíche com lixas de SiC de grão
sucessivamente inferior (1200, 2400, 4000), até uma espessura de cerca de 100 µm.
Após a fase de adelgaçamento mecânico, a amostra é colocada sobre uma
gride de microscopia, e através do esmerilhamento é realizado um desgaste em
profundidade até se atingir uma espessura de cerca de 15 µm. Esta etapa foi realizada
com a ajuda de um esmerilhador Gatan Dimpler Model 656 que permite desbastar
crateras na amostra. A última etapa de preparação consiste no bombardeamento
iónico da amostra até à espessura da ordem das dezenas de Å. O equipamento
utilizado foi o PIPS Gatan e as condições de irradiação foram fixadas de modo a
minimizar a criação de defeitos:
- iões de Árgon
- tensão de aceleração: 3,5 KeV
- ângulo de incidência: +6º e -6º.
Formação das imagens
Na microscopia electrónica, a interacção electrão/matéria é descrito
considerando o aspecto ondulatório dos electrões. Quando estes penetram na amostra
interagem com os átomos que constituem centros de difusão. Num sólido cristalino, as
interferências construtivas entre os “raios“ difundidos pelos átomos, produzem-se
quando se verifica a lei de Bragg, ocorrendo assim fenómenos de difracção.
Com a utilização de um diafragma de contraste é possível seleccionar as
contribuições que originarão a formação da imagem. Posicionando o diafragma de
modo a deixar passar o feixe directo obtém-se uma imagem em campo claro, na qual
as regiões que difractam aparecem escuras sobre um fundo claro. Por outro lado,
posicionando o diafragma de forma a deixar passar o feixe difractado obtém-se uma
imagem em campo escuro, na qual apenas os raios que correspondem à reflexão
selectiva é que contribui para a formação da imagem. Os cristais responsáveis pela
difracção aparecerão claros sobre um fundo escuro.
A realização de uma imagem em alta resolução consiste em interferir, no plano
da imagem, vários feixes difractados. Podendo ser realizado, por exemplo, retirando o
diafragma da objectiva.

23. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
27
Quando há a formação de uma imagem, está também presente um padrão de
difracção de electrões no plano focal posterior da objectiva. No caso da amostra ser
amorfa, o padrão de difracção característico é um anel difuso em redor do feixe
directo. Por outro lado, se a amostra em estudo é um monocristal, em vez do anel ver-
se-á um conjunto de pontos pertencente a uma rede recíproca com periodicidade bem
definida. No caso particular de um material policristalino observam-se anéis
concêntricos correspondendo cada um a uma família de planos (hkl). Os anéis podem
ser constituídos por pontos de uma intensidade e largura variável consoante o
tamanho de grão em análise.
Os padrões de difracção contêm informação relativa ao arranjo espacial, dada
pela distância (R) entre o ponto central e os outros pontos ou anéis. Através da
distância R é possível quantificar o espaçamento interplanar correspondente aos
cristais do material em análise, através da seguinte relação que é obtida aplicando a
lei de Bragg na aproximação de pequenos ângulos [18],
R
Z
dhkl
λ
= (1.6)
onde Z é a distância entre a amostra e o écran e λ e o comprimento de onda dos
electrões dado por:
( ) 2/162/1
10*9788,01*
26.12
VV −
+
=λ (Å) (1.7)
sendo λ em Å e V em volts.
1.2.8 – Espectroscopia de reflectância espectral
As propriedades mais importantes dos revestimentos decorativos são a cor e o
brilho [19]. Neste sentido, foi um dos principais objectivos, no caso dos revestimentos
decorativos de TiNxOy, a quantificação da cor das amostras produzidas, utilizando o
sistema CIELAB 1976 [20].
O sistema de cor CIELAB 1976 é baseado na raiz cúbica da luminosidade e
usa três coordenadas L*, a*, b* (figura 1.16). Estas três coordenadas dão uma

24. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
28
descrição relativamente simples da cor em termos de um espaço tridimensional. Os
parâmetros L*, a*, b* são calculados a partir dos triestímulos X, Y, Z através das
seguintes equações [21]:
⎪
⎪
⎩
⎪
⎪
⎨
⎧
≤⎟⎟
⎠
⎞
⎜⎜
⎝
⎛
>−⎟⎟
⎠
⎞
⎜⎜
⎝
⎛
=
008856,03,903
008856,016116
* 3/1
3/1
nn
nn
Y
Y
se
Y
Y
Y
Y
se
Y
Y
L (1.8)
⎥
⎥
⎦
⎤
⎢
⎢
⎣
⎡
⎟⎟
⎠
⎞
⎜⎜
⎝
⎛
−⎟⎟
⎠
⎞
⎜⎜
⎝
⎛
=
3/13/1
500*
nn Y
Y
X
X
a (1.9)
⎥
⎥
⎦
⎤
⎢
⎢
⎣
⎡
⎟⎟
⎠
⎞
⎜⎜
⎝
⎛
−⎟⎟
⎠
⎞
⎜⎜
⎝
⎛
=
3/13/1
200*
nn Z
Z
Y
Y
b (1.10)
onde Xn , Yn, Zn são os valores dos triestímulos para o iluminante da amostra, tendo
neste trabalho sido utilizado o D65 por se aquele que mais se assemelha à percepção
das cores pelo olho humano [22].
Figura 1.16 – Esquema do espaço de cor CIELAB 1976 (L*a*b*) [22].
A caracterização da cor dos revestimentos decorativos de TiNxOy foi realizada
no Laboratório de Ciência da Cor do Departamento de Física da Universidade do
Minho, utilizando um sistema de imageologia multi-espectral de aquisição de imagem
Preto
Branco
Amarelo
Azul
Verde
Tonalidade
Saturação
Vermelho

25. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
29
(figura 1.17). Esta montagem pode ser dividida em 4 partes: fonte de iluminação;
sistema de colimação e tratamento do feixe; filtro sincronizável; sistema de
observação.
1 – Fonte de alimentação; 2 – Câmara da lâmpada; 3 – Lâmpada de xénon; 4,9 – Lentes
de colimação; 5 – Filtro de ultra - violeta; 6 – Filtro de infra - vermelhos; 7 – Filtro (38%);
8 – Diafragma; 10 – divisor do feixe (4.6%); 11 – amostra.
Figura 1.17 – Representação esquemática do sistema usado para aquisição de imagens
multiespectrais para a caracterização da cor das amostras.
As amostras foram iluminadas a 8º com radiação de uma lâmpada de xénon de
150 W (Hamamatsu, modelo L2274), acoplada a um filtro birefringente ajustável
(VariSpec, modelo VS-VIS2-10HC-35-SQ, Cambridge Research & Instrumentation,
Inc., Bóston, MA, USA). O filtro permite a aquisição das imagens multiespectrais,
sincronizando o pico de transmissão em comprimentos de onda espaçados de 10 nm,
no intervalo 400 – 720 nm. Sendo assim, foi possível obter 33 imagens espectrais
nesse intervalo.
A luz especular reflectida foi adquirida com uma câmara digital monocromática
de alta resolução (Hamamatsu, modelo ORCA_ER, Japan), composta pelo corpo da
10
11
± 16º
56 7 8
Sistema de colimação e tratamento do feixe
9
Filtrosincronizavel
Computador
Câmara
1
2 3
Sistema de iluminação
4

26. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
30
câmara e por uma unidade de controlo, com as seguintes características: definição
especial de 1344*1024 pixels e resolução de 12 bits em intensidade.
Previamente mediram-se as funções espectrais difusas e especulares da
reflectância num espectrofotómetro (UV-3100 Shimadzu Corporation, Japan). A
necessidade desta medição prévia advém do facto do sistema multi-espectral não
permitir obter informação acerca da totalidade da energia incidente na amostra, ao
contrário do espestrofotómetro que funciona com uma esfera integradora e, por isso,
faz com que toda a energia incida na amostra e que toda a luz reflectida seja
detectada. As funções de refletância especular relativa adquiridas através da câmara
foram então corrigidas de forma a se ajustarem aos valores obtidos no
espectrofotómetro e, assim, se obterem as funções de reflectância especular
absolutas. Usou-se para essa finalidade rotinas específicas elaboradas em MATLAB
(MATLAB version 5.3.1.29251a(R11.1), The MathWorks, Inc., 1999) [23].
A área analisada foi 3.7*3.7 mm com uma definição espacial de 12 µm/pixel. A
especificação da cor foi calculada, com recurso a rotinas em MATLAB, e representada
no espaço de cor de CIELAB 1976 para cada pixel individual na área, sob o iluminante
padrão D65 do CIE.
1.2.9 – Método da deflexão do substrato
Os revestimentos depositados por pulverização catódica encontram-se
normalmente sob um estado de tensão. A técnica utilizada para medir as tensões
residuais baseia-se na curvatura ou deflexão do substrato. Tendo em consideração
que a espessura do filme é muito inferior à espessura do substrato, e que a
distribuição da tensão no filme é constante, o valor da tensão residual pode ser
calculado através da equação de Stoney [24]:
⎟⎟
⎠
⎞
⎜⎜
⎝
⎛
−
−
=
baf
s
s
s
f
rrt
tE 11
*
*6
*
1
2
υ
σ (1.11)
onde Es e υs representam o modulo de Young e a razão de Poisson do substrato,
respectivamente; ts e tf a espessura do substrato e do revestimento e ra e rb os raios de
curvatura após e antes da deposição, respectivamente.

27. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
31
A curvatura das amostras antes e após a deposição foi medido, por
triangulação laser, segundo duas direcções perpendiculares. Aos pontos obtidos
experimentalmente foi efectuado um ajuste com uma equação parabólica:
2
**)( xcxbax ++=δ (1.12)
donde se obtém o raio de curvatura:
c
r
*2
1−= (1.13)
Figura 1.17 – Curvaturas
típicas do substrato antes
e após deposição do
revestimento.
A tensão residual em cada amostra foi calculada usando a equação de Stoney,
sendo o raio de curvatura utilizado a média das duas medidas efectuadas (figura 1.17).
Para esta análise os revestimentos foram depositados em substratos de aço inoxidável
com 25 mm de diâmetro e 0,465 mm de espessura.
1.2.10 – Ultramicroindentação
A avaliação da dureza é efectuada vulgarmente por meio de indentação com
uma ponta de diamante. A dureza pode ser definida como a capacidade que um
Deflexãoδ(x)(mm)
Posição x
Após deposição
Antes da deposição
Posição y

28. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
32
material apresenta de resistir à deformação plástica. Os ensaios de dureza, devido à
sua simplicidade e ao facto de serem considerados não destrutivos são os ensaios
mecânicos mais utilizados.
A razão entre a profundidade de indentação, D, e a espessura do filme, t, não
deve exceder um valor crítico, de modo que a zona deformada plasticamente sobre o
indentador não se estenda ao substrato, o qual provocaria o aparecimento de tensões
que iriam influenciar o resultado da medida do valor da dureza. Por outro lado, deve-se
evitar as indentações com impressões de dimensões reduzidas, devido a influência da
rugosidade superficial. O valor crítico de D/t depende da profundidade de indentação,
da espessura do revestimento e das durezas do revestimento e substrato, e não está
experimentalmente bem definido, sendo normalmente apontado como variando entre
0,07 e 0,2 [1].
O equipamento para avaliar a dureza utilizado foi um ultramicrodurimetro
Fishercope H100, composto por um indentador Vickers de diamante, pertencente ao
departamento de Engenharia Mecânica da Universidade de Coimbra. Os ensaios
efectuados incluíram quatro fases distintas: carga, manutenção à carga máxima,
descarga e manutenção à carga mínima. A carga tem um valor inicial de 0.4 mN e foi
aumentada em 60 passos até atingir a carga máxima pré-seleccionada. O mesmo
conjunto de passos foi utilizado para a fase de descarga.
Um conjunto típico de dados de carga – descarga é apresentado na figura
1.18. As quantidades importantes para a medição da dureza são o valor da carga
máxima, Lmáx, a profundidade para esta carga máxima, hmáx, a rigidez de contacto no
início da descarga, S=dL/dh, que representa o declive na fase inicial da curva de
descarga até à carga zero, hp [25].
O valor da dureza, obtido pelo quociente entre a carga máxima e a área
projectada da indentação no plano da superfície da amostra, pode ser relacionada
com a profundidade, hp, por:
2
* p
máxmáx
V
hc
P
A
P
H == (1.14)
onde c representa a razão entre a área projectada A e o quadrado da profundidade hp.
Este parâmetro é constante para um dado indentador, e para um indentador de
Vickers é c=24,5. O valor medido da profundidade de indentação foi corrigido devido
ao facto de ocorrerem vibrações mecânicas e/ou flutuações na temperatura a que se

29. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
33
realizam os ensaios (“thermal drift”) e ao facto de o indentador não ser uma pirâmide
perfeita (“offset”) [26]. Tendo em conta estas correcções o valor da dureza será, então,
obtido por:
2
*5,24 corr
V
h
L
H = (1.15)
com L (carga aplicada) expressa em mN e hcorr (profundidade, hp, corrigida) em µm.
para este conjunto de valores, o valor da dureza, HV, vem expresso em N/mm2
.
0.0 0.1 0.2 0.3
0
10
20
30
40
Carga(L)
Profundidade
Figura 1.18 – Repre-
sentação das curvas de
carga e descarga para
uma amostra com 40
GPa de dureza.
Através dos resultados de um ensaio de dureza é possível também calcular o
módulo de elasticidade (módulo de Young) de um revestimento dado por [12]:
( )
( )
5,24
*
1
**2
5,24
*1
2
2
πυ
πυ
i
i
corr
f
f
EdL
dh
h
E
−
−
−
= (1.16)
onde νf e νi representam as razões de Poisson do filme e indentador, respectivamente,
e Ei o módulo de elasticidade do indentador.
[µm]
[mN]
Curva de carga
Curva de descarga
dh
dLS =
hp

30. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
34
1.2.11 – Teste de resistência ao desgaste – “pin on disc”
O desgaste pode ser definido como a remoção de material da superfície de um
sólido como resultado do contacto de uma superfície em movimento sobre outra.
Deste modo, o desgaste ocorre entre duas superfícies em movimento. O teste de
desgaste efectuado nas amostras produzidas foi o teste pino sobre o disco (“pin-on-
disc”), realizado num tribómetro comercial PLINT & PARTNERS Ltd, modelo TE67Ht,
existente no departamento de Engenharia Mecânica da Universidade do Minho,
controlado por um computador. Os ensaios foram efectuados com uma carga normal
de 5 N, e uma velocidade de deslizamento de 0,5 m/s, com um pino de nitreto de
silício (Si3N4). Para estes ensaios os revestimentos foram depositados em substratos
de dimensão adequada à montagem experimental, diâmetro de 71 mm e espessura 10
mm.
Os testes foram realizados com o pino sobre o disco em rotação tal como
ilustra esquematicamente a figura 1.19.
Figura 1.19 – Representação esquemática
do teste pino sobre o disco.
O coeficiente de desgaste (K) foi calculado a partir da razão entre o volume de
material removido (V) e a carga aplicada perpendicularmente F
r
e a distância
percorrida pelo pino sobre a amostra (x):
||* Fx
V
K r= (1.17)
O volume de desgaste foi avaliado por medidas perfilométricas em 3 pontos
distanciados entre si de 120º. Durante a realização dos testes foi também medido o
coeficiente de atrito. Para valor representativo deste coeficiente, foi utilizado o valor

31. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
35
médio correspondente ao regime estacionário, característico para situações após um
curto espaço percorrido.
1.2.12 – Torneamento mecânico
A rentabilidade das pastilhas de corte revestidas com (Ti,Si,Al)N foi analisada
através da realização de ensaios num torno mecânico em condições de corte severas.
O torneamento mecânico consiste basicamente em gerar formas cilíndricas através da
combinação de dois movimentos: rotação do provete e movimento de avanço da
pastilha. O provete roda com uma velocidade de rotação (w) medida em revoluções
por minuto (rpm), que relacionada com o diâmetro do provete (D), dá lugar à
velocidade de corte (vc):
wDvc **π= (m/min) (1.18)
Este parâmetro juntamente com a velocidade de avanço da pastilha (vf) e a
profundidade de corte (ap) são os três parâmetros a considerar no processo de
torneamento.
Durante este processo a pastilha de corte sofre um desgaste contínuo que
culmina na fractura ou ruptura da pastilha. O tempo durante a qual a pastilha opera é
denominado tempo de vida. Actualmente os parâmetros que determinam o tempo de
vida da pastilha são, essencialmente, o acabamento superficial do provete, a precisão
dimensional, o padrão de desgaste e a formação da apara [27].
O calor gerado durante o processo de corte influência directamente o
desenvolvimento do desgaste. A maior parte da energia sob a forma de calor é
retirada da zona de corte pelo fluxo da apara, a restante é dispersa no material do
provete e da pastilha de corte. A velocidade de corte e o calor gerado são os factores
que mais influenciam na maioria dos casos o mecanismo de desgaste e o tempo de
vida da ferramenta.
O desgaste das pastilhas foi avaliado considerando os seguintes parâmetros
(figura 1.20) [25]: i) VB – desgaste lateral máximo; ii) KM – distância entre a aresta de
corte e o centro da cratera de desgaste; iii) KT – profundidade máxima da cratera de
desgaste, sendo VB referente ao desgaste da face de saída e KT e KM referentes ao
desgaste da face de ataque da pastilha. Estes parâmetros foram determinados por

32. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
36
SEM e com um microscópio confocal, pertencente ao Departamento de Física dos
Materiais Aplicada, da Universidade de Groningen – Holanda.
Figura 1.20 – Representação
esquemática dos parâmetros de
desgaste.
Os ensaios foram realizados num torno CINCINNATI MILACRON HAWK – 150
controlado numericamente, pertencente ao departamento de Engenharia Mecânica da
Universidade do Minho. Os provetes utilizados para o desbaste foram de aço ligado
com a seguinte composição química, C – 0,3%, Si – 0,4%, Mn – 0,45%, Cr – 2%, Mo -
0,4%, Ni – 2%, e com uma dureza máxima de 5 GPa. As dimensões da superfície do
provete para torneamento foram de 200 mm de comprimento e 50 mm de diâmetro
inicial. A velocidade de corte foi calculada atendendo à redução do raio do provete
mantendo deste modo uma velocidade constante na superfície. A medição do
acabamento superficial do provete foi efectuada por meio de medidas perfilométricas.
O parâmetro rugosidade seleccionado foi a rugosidade média aritmética (Ra) [29].
Referências Bibliográficas
[1] M. Ohring, “The Materials Science of Thin Films”, Academic Press Inc., San Diego,
1992.
[2] Handbook of Thin Film Technology, L. I. Maissel and R. Gland (eds.), McGraw –
Hill, New York, USA, 1970.
[3] R. Behrisch (ed.), “Sputtering by Particle Bombardment I”, Topics in Applied
Physics, vol. 47, Springer-Verlag, New York, 1981.
[4] Curso de Tecnologia de Vácuo e Aplicações Industriais, Instituto de Materiais da
Universidade do Minho, 1994.

33. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
37
[5] P. J. Kelly, R. D. Arnell, Vacuum 56, (2000) 159.
[6] B. Windon, N. Savides, J. Vac. Sci. Technol. A 4 (2) (1986) 196.
[7] I. Ivanov, P. Kazansky, L. Hultman, I. Petrov, J.-E. Sundgren, J. Vac. Sci. Technol.
A 12 (1994) 314.
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[10] J. A. Thornton, American Revue Materials Science, 7 (1977) 239.
[11] P. E. J. Flewitt, R. K. Wild, “Physical Methods for Materials Characterisation”,
London, 1994.
[12] José Filipe V. Vaz, “Preparação e caracterização de filmes finos de Ti1-xSixNy,
crescidos por pulverização catódica reactiva em magnetrão”, Tese de Doutoramento,
Universidade do Minho, 2000.
[13] Carlos José Macedo Tavares, “Produção e caracterização de revestimentos
nanoestruturados em multicamadas de TiAlN/Mo.”, Tese de Doutoramento,
Universidade do Minho, 2002.
[14] B. D. Cullity, Elements of X-ray Diffraction, 2nd
ed., Addison – Wesley, 1978.
[15] Joint Committee on Powder Diffraction Standards, Powder Diffraction File of the
International Center for Diffraction Data, PDF-ICDD cards.
[16] R. S. Howland, J. Okagaki, In “Park scientific Instruments- How to by a Scanning
Probe Microscope”, 1993.
[17] C. Sá, “Caracterização morfológica, microestrutura e microanalítica de materiais
por: microscopia electrónica de varrimento – SEM e microanálise por raio X – EMPA:
EDS/WDS”, CEMUP, 2001.
[18] “Practical Methods in Electron Microscopy”, Vol. I, ed. A. M. Glauert, North Holland
Publishing Company, Amsterdam – London.
[19] U. Beck, G. Reiners, U. Kopacz and H. A. Jehn, Surf. Coat. Techonol. 60 (1993)
389.

34. Capitulo 1 – Descrição das técnicas experimentais
38
[20] Recommendations on Uniform Color Spaces, Difference-difference equations,
psychometric Color terms, CIE Publication, 15 (1978) Suppl. Nº2-70 (Commission
International de L’Eclairage).
[21] J. Lucas, J. Valldeperas, C. Hawkyard, M. Van Parys, P. Viallier, N. Carneiro,
Colour Measurement – Fundamentals – Vol.I, Eurotex, Guimarães – Portugal, 1996.
[22] Pedro P. C. Cerqueira, “Preparação e Caracterização de filme finos coloridos de
TiNxOy”, Tese de Mestrado, Universidade do Minho, 2002.
[23] As rotinas necessárias para o processamento dos dados relativos à quantificação
da cor foram elaboradas em MATLAB, pelo Doutor S. M. C. Nascimento, nos
Laboratórios de Ciência da Cor do Departamento de Física da Universidade do Minho.
[24] G. G. Stoney, Proc. R. Soc. London Ser. A 82 (1909) 172.
[25] G. M. Pharr and W. C. Oliver, MRS Bulletin 7 (1992) 28.
[26] A. Trindade, A. Cavaleiro and J. Fernandes, Journal of Testing and Evaluation, 22
(4) (1994) 365.
[27] “Modern Metal Cutting – a practical Handbook”, Sandvik Coromant, Sandviken –
Sweden, 1994.
[28] Rui Ramos Ferreira e Silva, “Cinética de sinterização e desgaste de pastilhas de
corte do sistema Si3N4-CeO2-AlN.”, Tese de Doutoramento, Universidade de Aveiro,
1992.
[29] Jean M. Bennett, Lars Mattson, in: “Surface Roughness and Scattering”, Optical
Society of American, Washington, D. C., 1989.