Cementación iónica de aceros mediante plasmas para mejorar propiedades

Estudio de la deposición de monocapas de AlN y

superredes de AlN/TiN mediante sputtering por

magnetrón. Análisis de la cementación de aceros

mediante plasmas

Javier García Molleja
Trabajo de Formación II

Índice

1. Cementación iónica de aceros 4
2. Deposición de monocapas de AlN sobre sustrato de Si 19
3. Deposición de multicapas y superredes de AlN/TiN 50

1

3

PREFACIO

El desarrollo tecnológico en la sociedad actual ha afectado a multitud de ramas teóricas
y experimentales, tales como el campo de la industria y la ingeniería. Este avance se
encuentra en la búsqueda de nuevos materiales con unas buenas y mejoradas propiedades,
capaces de rendir en sus funciones durante mucho más tiempo y con unos costes de
fabricación ínmos. Por tanto, a la hora de fabricar utensilios se hace evidente la necesidad
de ciertos estudios físicos para descubrir cuáles materiales son los indicados para ciertas
aplicaciones.
Los últimos análisis se centran en la modicación de la capa supercial de un sustrato
mediante un proceso difusivo y en la deposición directa de un material sobre aquél. Existen
multitud de técnicas para conseguir estos dos resultados, pero el uso de plasmas se está
convirtiendo en algo común y de uso obligatorio, ya que la gran reproducibilidad y facilidad
de trabajar con plasmas, unido a su bajo coste y temperaturas no muy elevadas los
convierten en candidatos ideales de tratamiento.
El proceso difusivo con resultados más prometedores es la cementación iónica, ya
que se están dando los primeros pasos para la comprensión de los mecanismos involucra-
dos además de realizar estudios sobre el proceso que lleva la mejora de las propiedades
mecánicas de los materiales. Es una técnica análoga a la nitruración iónica, por lo que sin
considerar el cambio de especies, los procesos cinéticos del plasma deberán ser análogos
igualmente.
La deposición de materiales sobre un sustrato se lleva a cabo mediante la conocida
técnica de sputtering por magnetrón, que presenta numerosas ventajas respecto a las an-
teriores técnicas, ya sea en una mejora de la adherencia o en la realización de estructuras
muy bien texturadas. La deposición se puede llevar a cabo mediante la fabricación de
monocapas y de multicapas o superredes, con diferentes propiedades y características en
cada caso. En el supuesto de una deposición de superredes aparecen propiedades nunca
vistas hasta la fecha, a causa de la gran cantidad de átomos superciales respecto a la
cantidad de átomos másicos, a los pequeños espesores de las capas que conlleva la apari-
ción de esfuerzos que dan lugar a estructuras cristalinas metaestables y al hecho de que
los granos son interrumpidos en su crecimiento de una manera drástica.
Por lo tanto, este trabajo de formación consiste en el estudio y análisis crítico de la
literatura cientíca publicada en los últimos años, en el área de la deposición de nitruros
sobre la superce de un sustrato, ya sea en monocapas o multicapas, atendiendo también a
la corriente dedicada a modicar las propias supercies, como la cementación. La nalidad
de este trabajo entonces se centra en la puesta en contacto con los últimos avances en el
conocimiento producidos en dichas áreas.

Javier García Molleja Trabajo de Formación II

4 1 CEMENTACIÓN IÓNICA DE ACEROS

1. Cementación iónica de aceros

En la sección se va a tratar de analizar las condiciones experimentales y de caracteri-
zación para lograr modicar la supercie del acero mediante la cementación iónica. Esta
técnica es una variante de la nitruación por lo que aún no está muy avanzada, así que tam-
bién se recogen algunos artículos versados en otras técnicas de modicación supercial.
Como la principal aplicación de los aceros tratados se centra en la industria automotriz y
en la fabricación de herramientas se hace indispensable analizar las propiedades tribológ-
icas de estos materiales tratados, tanto su dureza, como su resistencia a la corrosión y al
desgaste. Además, se introducen artículos versados en la comparación de la nitruración
con la cementación, así como su combinación.

Akita M., Tokaji K.: Eect of carburizing on notch fatigue behaviour in AISI
316 austenitic steel ; Surface Coatings Technology 200 (2006) 6073-6078 El
sustrato de acero posee 16 mm de diámetro y una composición conocida. Se le aplica un
tratamiento durante una hora a 1353 K en una solución, seguido de un paso de refrig-
eración mediante aceite. Tras esto se lleva a cabo un proceso de maquinado. Los estudios
empleados parten de dos conguraciones de fatiga: forma de lupa y con muescas de igual
profundidad y varios radios. Esto, por consiguiente, hace que existan varios factores de
concentración de tensión. Se lleva a cabo un tratamiento pionita durante 35 horas a 773 K
en una mezcla de CO y H2 . Durante el proceso, el carbono se difunde sin formar carburos
de cromo, aumentando la dureza y la resistencia al desgaste, sin perder las propiedades
austeníticas. Por último, se realiza la prueba de fatiga de doblado rotatorio a 19 Hz. El
examen morfológico se lleva a cabo mediante SEM.

La dureza del material tratado es de 940 HV y este valor va decreciendo hasta el del
acero a los 40 − 50 𝜇m de profundidad. Se tiene que la intensidad de fatiga decrece cuando
aumenta 𝐾𝑡 (el factor de concentración de tensión). Esta intensidad de fatiga aumenta en
la carburización, en gran medida en la muestra plana y decrece cuando aumenta 𝐾𝑡 hasta
llegar a la saturación. No se aprecian fracturas propagándose. Con 𝐾𝑡 = 2,08 y 3,55 las
fracturas aparecen cuando se ejerce una gran tensión. Para 𝐾𝑡 = 6,50 es independiente
la fractura con la tensión. En las muestras carburizadas y sin tratar existe una baja
sensibilidad en la muesca y aumenta muy poco en el caso de la carburización.

Trabajo de Formación II Javier García Molleja

1 CEMENTACIÓN IÓNICA DE ACEROS 5

Figura 1: Micrografía SEM de la supercie de la fractura cerca de la iniciación de ésta
en el especimen cementado con 𝐾𝑡 = 2,08. a) Supercie. b) Subsupercie. El sitio de
iniciación de la fractura queda indicado con la echa.

Figura 2: SEM de la zona de fractura del especimen cementado con 𝐾𝑡 = 6,50. a) Super-
cie. b) Subsupercie.

Baek J.M., Cho Y.R., Kim D.J., Lee K.H.: Plasma carburizing process for
the low distortion of automobile gears ; Surface and Coatings Technology 131
(2000) 568-573 Como sustratos se usan aceros AISI 4120 de dimensiones consistentes
con su acabado en marchas de espuela y de sol. El sistema de tratamiento posee una
cámara de carburización y otra de apagado. El plasma se crea con una fuente DC pulsada
a 50 kHz y 20 kW de potencia. Antes de llevar a cabo el tratamiento, los sustratos se
calientan a 1200o C y se les realiza una limpieza por sputtering con Ar/H2 (50/50) durante
100 minutos. Tras esto se le aplica un remojo de 20 minutos para alcanzar la temperatura
de 930o C. El plasma de carburización contiene Ar, H2 y CH4 ó C3 H8 . Tras el arranque de
la carburización es necesario que se dé la difusión para lograr buenas propiedades. Para
renar el grano es necesario descender la temperatura hasta los 860o C, apagando después
con aceite a 65o C. Estas marchas tratadas se cotejan con un patrón. El estudio se centra
en la observación de la desviación de los ángulos. Se analizan cuatro dientes espaciados
90o y se realiza un análisis estadístico. Mediante un indentador Vickers a 100 g se estudia
la punta y la raíz. Los análisis de la microestructura se hacen con SEM tras un proceso
de corrosión.
Las conclusiones a las que llega este artículo son que se mejoran las propiedades de
distorsión por debajo de 2 mm. La uniformidad de las zonas profundas depende del gas
utilizado para cementar: el metano mejora al propano. Utilizando propano el perl de



error baja ≈ 57 % y con metano ≈ 50 %. Recurriendo al tratamiento con plasmas se
mejora la profundidad efectiva un 35 % respecto a la carburización clásica.

Figura 3: SEM de los dientes de una marcha cementados mediante propano. a) Marcha
en forma de sol. b) Marcha en forma de espuela.

Béjar M.A., González C.: Nitruración de dientes de engranajes en un plasma
de N2 -H2 -CH4 ; Matéria, Vol 8, No 2 (2003) 115-123 Las probetas de acero SAE
4140 fueron nitruradas con una fuente DC usando una atmósfera de 80 %N2 -19 %H2 -
1 %CH4 . Las probetas poseen una serie de dientes en los que se estudiarán los resultados
en la zona del fondo, en la media y en la parte superior. En cada sesión se varió la
temperatura (480, 525, 570o C), el tiempo (2, 3 y 5 horas) y la presión (2, 5 y 12 Torr).
Los autores concluyen que el espesor depende de la duración del proceso y la presión
de trabajo, aunque en el fondo del diente el aumento del espesor es menor. Se concluye
que cuando se manejan los valores máximos de temperatura, tiempo y presión se alcanza
la mayor dureza. Se indica que en la capa compuesta aparece Fe3 N que reduce la fragi-
lidad. Por último, es necesario destacar que la microdureza aumenta con la duración y
la temperatura, pero en cierto punto alcanza un valor máximo y empieza a decrecer a
mayores valores.

Figura 4: Inuencia del tiempo en la microdureza con un tratamiento de 570o C a 12 Torr.



Figura 5: Inuencia de la temperatura en la dureza con un tratamiento de 5 horas a 12
Torr.

Figura 6: Inuencia de la presión en la microdureza con un tratamiento de 570o C durante
5 horas.

Jacquet P., Rousse D.R., Bernard G., Lambertin M.: A novel technique to
monitor carburizing processes ; Materials Chemistry and Physics 77 (2002)
542-551 En este trabajo se expone una hoja de hierro a una zona carburizante mientras
que la otra cara a una atmósfera descarburizante. Por consiguiente se da la difusión del
carbono dentro de la hoja. Como gas carburizante se recurre al propano (C3 H8 ). La
monitorización se basa en que en el estado estacionario el ujo de C que sale de la hoja
se relaciona con el ujo que entra, por lo que se puede insertar una sonda. Cuando se
satura el carbono comenzarán a aparecer precipitados. Si al nal no se apaga el proceso
los carburos formados se disolverán dentro de la hoja. La ecuación de balance de masa
establece que la variación temporal de la concentración volumétrica de carbono es la
divergencia del ujo de C más un término que considera la precipitación o disolución. Las
condiciones de contorno consideran el coeciente de transferencia de masa.
El método de carburización puede ser monitorizado y se aplica para estudiar el ujo
y la concentración de carbono, desarrollar ciclos en los que no intervenga la difusión,



investigar la variación de parámetros, proveer simulaciones y cuanticar la precipitación
y la disolución.

Figura 7: Montaje experimental del sensor a presión atmosférica. 1: Celda experimental, 2:
Entorno controlado térmicamente, 3: Hoja de hierro, 4: Lado izquierdo, 5; Lado derecho,
6: Entrada de nitrógeno, 7: Entrada de gas carburizante, 8: Entrada de hidrógeno, 9:
Entrada de vapor de agua, 10: Catarómetro.

Kim K.J., Ginsztler J., Nam S.W.: The role of carbon on the occurrence of
grain boundary serration in an AISI 316 stainless steel during aging heat treat-
ment ; Materials Letters 56 (2005) 1439-1443 Se llevan a cabo tres tratamientos
diferentes sobre el acero AISI 316 variando el contenido de carbono para obtener así tres
muestras diferentes. Se realizan varios tratamientos térmicos para observar el compor-
tamiento del contorno de los granos dentados: se calientan las muestras a 1050o C durante
una hora, se inactivan con agua (o se refrigera el horno), se vuelve a tratar a una tempe-
ratura entre 650 − 850o C durante 1 − 5 horas y se vuelve a refrigerar con agua. Aparte,
una de las muestras se carburiza a 1100o C durante 2 horas en polvo de carbón vegetal;
de esta manera se puede declarar que los bordes de los granos están inuenciados por el
carbono.

Los resultados muestran que los granos están dentados cuando hay un alto contenido
en carbono, ya que éste es un aleante intersticial que crea granos dentados sin formar
carburos. La energía de esfuerzo de distorsión de la red que posee carbono en exceso
actúa como fuerza que interviene en la formación de los granos dentados, disminuyendo
así la energía del borde de grano.



Figura 8: Morfología del borde de grano tras un tratamiento de cementación.

Kula P., Pietrasik R., Dybowski K.: Vacuum carburizing-process optimization ;
Journal of Materials Processing Technology 164-165 (2005) 876-881 Como
sustrato se recurre al acero templado C20 de forma cilíndrica. Además, se crean hojas
de 0,2 mm de espesor de hierro Armco. Se carburizaron en vacío a 920 − 950o C con gas
apagado. Se usó una técnica de ciclos de carburización y otra de empuje y difusión. El
contenido de carbono se mide usando un analizador de C y otro de azufre eliminando
poco a poco las capas externas mediante sputtering. También se realizan estudios a partir
de SIMS de tiempo de vuelo con 69 Ga+ a 25 keV y se obtuvieron espectros positivos y
negativos sin superar la dosis de 7 ⋅ 1012 cm−2 .
Como conclusión, se ve que existen muchos fenómenos durante la carburización y
son difíciles de controlar. Por tanto, el tiempo de tratamiento no debería ser largo para
no superar el máximo de solubilidad. Si se crean carburos se alterará inevitablemente la
difusión. La precipitación de C no es una desventaja, ya que en las primeras etapas también
se descomponen hidrocarburos. Los procesos de simulación no consideran reacciones.

Figura 9: SIMS de tiempo de vuelo de los iones positivos que provienen del acero Armco
tratado mediante cementación a 950o C.

Okumiya M., Tsunekawa Y., Matsumoto T., Tanaka K., Nagai T.: Carbon con-
tent control in plasma carburizing using process parameter and probe methods ;



Surface and Coatings Technology 174-175 (2003) 1171-1174 Se recurren a pro-
betas con bajo contenido en carbono. El especimen se coloca en un cátodo rodeado por
seis ánodos por los que se introducirá el gas. Se evacúa la cámara a 1,33 ⋅ 10−1 Pa y se
calienta a 1293 K. Se introduce el gas de trabajo, que será metano-hidrógeno y se mantiene
a 3,99 ⋅ 102 Pa. Los valores de temperatura y densidad electrónicas se miden con sonda de
Langmuir.
Las conclusiones a las que llegan los autores son que el contenido de carbono aumenta
al aumentar la corriente, la tensión del plasma y el tiempo de la sesión. Analíticamente, se
determina el contenido de C a partir de una fórmula que contiene las variables de tiempo,
tensión del plasma y corriente, por lo que se ve claro que al variar estos parámetros
se alterará la cantidad de carbono. Se observó que el carbono decrece curvilinealmente
si aumenta la temperatura electrónica, luego un control a partir de ésta es difícil. Sin
embargo, el C crece linealmente con la densidad electrónica, por consiguiente es un buen
parámetro de control.

Figura 10: Dependencia entre la temperatura electrónica y el contenido de carbono.

Figura 11: Dependencia entre la densidad electrónica y el contenido de carbono.

Selçuk B., Ipek R., Karami³ S.: A study on friction and wear behaviour of
carburized, carbonitrided and borided AISI 1020 and 5115 steels ; Journal of
Materials Processing Technology 141 (2003) 189-196 Las muestras son bloques
de dimensiones de 20x20x30 mm, los cuales se someten a un proceso de carburización, de



carbo-nitruración y boronización. Para el posterior examen metalográco estos bloques
fueron seccionados, pulidos y corroidos con una solución que contenía un 2 % de nital.
Se hicieron estudios de rayos X. Los ensayos tribológicos analizaron el desgaste mediante
la técnica pin-on-disk con una contraparte de acero AISI 8640 en forma de disco con
duraciones de la sesión de 10 a 540 s, con una velocidad lineal de 3,6 m/s y una carga
aplicada entre 50 − 355 N.
Los autores demuestran que la carbo-nitruración es efectiva para conseguir el endurec-
imiento del sustrato, aunque su profundidad efectiva (distancia desde la supercie hasta
la profundidad donde se alcanza una dureza de 500−550 HV) es menor que la del material
carburizado. La borinización da lugar a capas frágiles, por lo que este tratamiento se hace
efectivo sólo para tratamientos termoquímicos y la acción de cargas ligeras.

Figura 12: Microestructura de las capas tratadas: a) Capa borinizada a 950o C durante 90
minutos; b) Capa carbo-nitrurada a 860o C durante 3,5 horas.

Sun Y.: Kinetics of low temperature plasma carburizing of austenitic stainless
steels ; Journal of Materials Processing Technology 168 (2005) 189-194 Se
compara la actividad cinética en los aceros AISI 316, 304 y 321. El plasma se creó con
una fuente DC y las muestras se colocaron entonces en el cátodo, controlando mediante
termopar la temperatura durante todo el proceso. La sesión comienza por evacuar la
cámara, se calienta la muestra hasta la temperatura de trabajo, se origina una descarga
glow y tras la sesión se deja enfriar. La temperatura varió entre 300 − 600o C y el tiempo
entre 3 − 40 horas. El gas de trabajo posee carbono y la presión de trabajo se sitúa entre
2 − 10 mbar.
El proceso crea capas sin precipitados, duras y resistentes a la corrosión. Se demuestra
que la cinética depende de la temperatura y el tiempo y se localiza principalmente en la
difusión. Al incrementar la temperatura y el tiempo aumenta en consecuencia el espesor
de la capa, aunque aparecerán carburos que desmejoran la resistencia a la corrosión. El



molibdeno aumenta la cinética de la cementación y permite aumentar los parámetros sin
aparecer precipitados.

Figura 13: Dependencia del espesor de la película con la temperatura.

Figura 14: Dependencia del espesor de la película con la raíz cuadrada del tiempo.

Tokaji K., Kohyama K., Akita M.: Fatigue behaviour and fracture mechanism
of a 316 stainless steel hardened by carburizing ; International Journal of Fa-
tigue 26 (2004) 543-551 Se recurre al tratamiento pionita a una temperatura de 773
K durante 15 − 35 horas. Los gases que se utilizan son CO y H2 . Con este tratamiento
el carbono se difunde sin crear carburos de cromo y por lo tanto aumenta la dureza y la
resistencia al desgaste sin pérdida de ductilidad ni pérdida de anti-corrosión.
Los estudios se hacen en aire y en solución de 3 % de NaCl. La dureza de las muestras
aumentan a 800 y 1000 HV para tiempos de 15 y 35 horas, respectivamente. A los 40 𝜇m
de profundidad se alcanza la dureza del material base. Se comprueba mediante análisis
que la intensidad de tensión aumenta y la ductilidad disminuye. Si los estudios se realizan
en aire se observa un aumento de la intensidad de fatiga (y de su límite) en las muestras
cementadas, propiedad que depende de la profundidad. Gracias a los análisis en la solución
se ve que el material no pierde propiedades.
Las fracturas se inician al comienzo del estudio en la frontera de la zona cementada
con un crecimiento discontinuo y que no depende del entorno.



Figura 15: Ilustración esquemática que muestra el mecanismo de fractura en las capas
cementadas.

Tsujikawa M., Noguchi S., Yamauchi N., Ueda N., Sone T.: Eect of molyb-
denum on hardness of low-temperature plasma carburized austenitic stainless
steel ; Surface Coatings Technology 201 (2007) 5102-5107 Como sustratos se
emplean dos tipos de acero: AISI 304 y 316 (con el primero sin presencia de Mo y el se-
gundo a un 2 %) y mediante difracción de rayos X se conocen sus respectivos parámetros
de red. El plasma se crea con fuente DC y los especímenes se colocan en el cátodo. La
evacuación de la cámara llega a 1,33 ⋅ 10−1 Pa y se trabaja a 6,67 ⋅ 102 Pa. Se genera en
esta atmósfera una descarga glow que produce un calentamiento en la muestra a causa
del bombardeo iónico. Se estudian tres tiempos diferentes (2, 4 y 8 horas) con la misma
combinación de gases: 50 %Ar-45 %H2 -5 %CH4 .
Los resultados obtenidos dan a entender que el espesor y la dureza de la capa cemen-
tada es mayor si el sustrato es el 316, no presentando precipitados y con una estructura
cristalina de tipo cúbica centrada en las caras expandida. Los estudios demuestran varios
defectos en la red tales como apilamiento y dislocaciones. La capa se explica entonces
como una alta supersaturación de carbono en la austenita, otorgando alta dureza a la
muestra. Se determina además que la expansión de red es mayor en el acero 316 por los
agregados de Mo-C presentes.



Figura 16: Inuencia de la condición de carburización en el parámetro de red de la estruc-
tura austenítica expandida.

Tsujikawa M., Yamauchi N., Ueda N., Sone T., Hirose Y.: Behavior of carbon
in low temperature plasma nitriding layer of austenitic stainless steel ; Surface
Coatings Technology 193 (2005) 309-313 El sustrato es acero AISI 316 y se trata
previamente con una solución, se corta y se pule hasta lograr un acabado espejado. El
plasma se crea con una fuente DC donde los sustratos se colocan en el cátodo con un
termopar adjunto para determinar la temperatura que alcanzan. La cámara se evacúa
a 1,33 ⋅ 10−1 Pa y se trabaja a 6,67 ⋅ 102 Pa. El tratamiento se da a 723 K durante 8
horas. Se plantean varias combinaciones de gas: una nitruración con 80 % N2 -20 % H2 ,
una cementación con 50 % Ar -45 % H2 -5 % CH4 y una nitrocarburación con 80 % N2
-15 % 𝐻2 -5 % CH4 . La microestructura se analiza con XRD mediante radiación Cu K𝛼 a
40 kV y 150 mA. Se realizan estudios con GDOES. La prueba tribológica se realizó con
una bola de Si3 N4 sobre una placa deslizante. Se aplicó una carga de 18 N durante 4000
revoluciones. Se aplican estudios mediante prolómetro y la corrosión se analiza con una
solución al 10 % de NaCl.
Los estudios revelan que la capa carburizada se ve empujada por la capa de post-
nitruración. Estas capas poseen diferentes durezas. Se tiene además que el tratamiento
secuencial posee buena resistencia a la corrosión. En cambio, en el tratamiento simultáneo
se observa una desmejoría de esta resistencia. Se puede indicar la localización de la fase
𝑆 del carbono al combinar los dos tratamientos.



Figura 17: Perles de profundidad GDS de a) Nitruración y cementación simultánea du-
rante 8 horas; b) Nitruración y post-cementación durante 4 horas cada paso; c) Nitruración
y post-cementación durante 4 horas cada paso a 450o C.

Tsujikawa M., Yoshida D., Yamauchi N., Ueda N., Sone T., Tanaka S.: Sur-
face material design of 316 stainless steel by combination of low temperature
carburizing and nitriding ; Surface Coatings Technology 200 (2005) 507-511
El sustrato de acero AISI 316 se coloca en el cátodo de una descarga glow de plasma ori-
ginada mediante una fuente DC. La evacuación de la cámara permite llegar a una presión
base de 1,33 ⋅ 10−1 Pa y a partir de ahí llegar a la presión de trabajo de 6,67 ⋅ 102 Pa.
El tratamiento se realiza durante 8 horas a una temperatura de 723 K. La atmósfera de
trabajo presentará según la sesión varias combinaciones de gases: si sólo realizamos ni-
truración el gas será 80 %N2 -20 %H2 , para el caso de únicamente cementación tendremos
50 %Ar-45 %H2 -5 %CH4 , mientras que para el caso de realizar una carbo-nitruración la
mezcla será 80 %N2 -15 %H2 -5 %CH4 .
Referente a los resultados del artículo, la capa cementada se ve empujada por la capa
del proceso de post-nitruración. Estas capas obtenidas poseen diferentes durezas, pero
se advierte que este tratamiento secuencial posee una buena resistencia a la corrosión.
Sin embargo, un tratamiento simultáneo desmejora esta resistencia. Se puede imponer la



localización de la fase 𝑆 del carbono al combinar los dos tratamientos.

Figura 18: Fotografías de las supercies tratadas con plasma.

Ueda Y., Kanayama N., Ichii K., Oishi T., Miyake H.: Metallurgical char-
acteristics of the plasma (ion)-carburized layer of austenitic stainless steel
SUS316L; Surface Coatings Technology 193 (2005) 50-54 El acero se trata
con una solución, se le aplica nitrógeno líquido y se electropule. Una vez realizada la
limpieza previa se coloca dentro de una cámara de 520 L de volumen. Tras evacuarla
y calentar la muestra se limpia mediante sputtering durante 30 min en una mezcla de
50 %Ar-50 %H2 a 106 Pa. Tras esto se trabajará con un plasma de CH4 -H2 a 1303 K
durante 4 y 8 horas a una presión de 346 Pa.
Los análisis de GDOES (espectroscopía óptica de emsión de descarga glow) fuera de la
capa cementada indican que las intensidades del C, Cr y Mo caen a su nivel más bajo. En
cambio, las intensidades de Fe, Ni y Si alcanzan un pico. La cementación hizo decrecer la
intensidad del manganeso, y éste se difunde más rápido si no hay metano en la atmósfera.



Figura 19: Perl de la distribución de intensidades de los elementos al cementar iónica-
mente con plasma un sustrato a 1303 K, 14,4 ks y GDOES.

Yin R.: Carburization of 310 stainless steel exposed at 8001100o C in 2 %
CH4 /H2 gas mixture ; Corrosion Science 47 (2005) 1896-1910 Como sustrato se
utiliza acero 310SS. Éste constituye una única fase y no hay precipitados en los bordes de
grano. Previamente se cortan las muestras y se limpian con acetona. Tras la exposición se
cortan, pulen y corroen (se usa una parte de HNO3 más cuatro partes de HCl con H2 O2 ).
El aparato se evacúa y se purga con Ar. Como gas de trabajo se usa 2 %CH4 y H2 a 2 atm
a temperatura de 800, 900, 1000 y 1100o C. Se realizan cálculos para conocer la actividad
del carbono y la presión parcial de oxígeno. El tratamiento consta de 10 ciclos de 50 horas
cada uno. En cada ciclo entonces se pesa la muestra. Finalmente, las fases obtenidas se
estudian con SEM y XRD.

Como conclusión se tiene que los tratamientos por debajo de 1000o C presentan car-
burización y oxidación y por encima de esta temperatura carburización y reducción. Por
debajo de 1000o C se da la aparición de óxidos (de cromo y manganeso) y carburos (como
los de cromo y hierro) y por encima del valor sólo aparecen carburos. Por debajo de esta
temperatura se gana poco peso debido a la protección de las capas externas de óxidos
y a la poca acumulación de carbono. Por encima de 1000o C se gana mucho peso por la
poca protección de las capas discontinuas de carburo y la gran acumulación de carbono. A
1100o C se gana menos peso debido al astillado (spalling) de las aleaciones. Se tiene que a
alta temperatura se disuelven las capas de cromo, cosa que no pasa a bajas temperaturas.
La continuidad de la capa escalada depende de la segregación de Cr y por debajo existe
una resistencia a la carburización.



Figura 20: Especimen tratado a 1000o C.

Figura 21: Especimen tratado a 1100o C.


2 DEPOSICIÓN DE MONOCAPAS DE ALN SOBRE SUSTRATO DE SI 19

2. Deposición de monocapas de AlN sobre sustrato de

Si

El nitruro de aluminio es un material cerámico que goza de multitud de propiedades
adecuadas para una buena aplicación, debido a su carácter piezoeléctrico, sus propiedades
ópticas y acústicas, etc. Al ser aislante las técnicas de deposición han de cambiar respecto
a las de la anterior sección, por lo que normalmente se recurre al uso de sputtering por
magnetrón. Esta técnica se puede realizar usando corriente continua o radio frecuencia,
cada una con sus ventajas y desventajas. Todas las condiciones experimentales y estudios
de caracterización se centran en conseguir una deposición de AlN que presente una buena
textura en la dirección indicada por el plano (0002), para que así de este modo explote
en el mayor grado posible sus propiedades.

Acosta J., Rojo A., Salas O., Oseguera J.: Process monitoring during AlN
deposition by reactive magnetron sputtering ; Surface Coatings Technology
201 (2007) 7992-7999 La medida de la presión se realiza mediante baratrón. La at-
mósfera de trabajo de caracterizaba contínuamente con OES y sonda de Langmuir a 35
mm del magnetrón. El blanco es de aluminio y de 50,8 mm de diámetro. El gas por tanto
constaba de 14 sccm de argón y 2 sccm de nitrógeno. Se utilizó como sustrato una aleación
de aluminio pulido y limpiado ultrasónicamente. Se alcanza una presión base de 3,9 ⋅ 10−3
Pa y se limpió aquél con plasma de Ar. Fue variando la presión de trabajo (0,5, 0,6, 0,8,
1,0, 1,2 Pa). En otra sesión se varió por tanto la presión para comprobar la existencia
de ciclos de histéresis. El blanco se operó a 450 V y 0,5 − 0,74 A. Los estudios de OES
analizan las longitudes de onda comprendidas entre 250 y 450 nm. Además, se hicieron
estudios SEM con EDS, XPS y GAXRD (Glancing Angle X-Ray Diraction, Difracción
de Rayos X con Ángulo Oblicuo) a 0,5o de incidencia.

Las conclusiones se centran en la importante cuestión de caracterizar correctamente
la atmósfera de trabajo. Se observa además una correlación entre los resultados obtenidos
mediante OES y Langmuir. También se advierte una relación entre el contenido de Ar+ y
la tasa de sputtering de Al. No se aprecian nitruros debido a la baja concentración de N2 .
Si se tiene una alta presión base aparecerán en las capas depositadas óxidos e hidróxidos.
A pesar de los intentos, no fue posible estudiar concienzudamente el ciclo de histéresis
con estas técnicas.


20 2 DEPOSICIÓN DE MONOCAPAS DE ALN SOBRE SUSTRATO DE SI

Figura 22: Arriba: intensidad de luz captada con OES en función de la presión. Abajo:
Densidad iónica en función de la presión captada por sonda de Langmuir.

Adamczyk J., Horny N., Tricoteaux A., Jouan P.-Y., Zadam M.: On the use
of response surface methodology to predict and interpret the preferred 𝑐-axis
orientation of sputtered AlN thin lms ; Applied Surface Science 254 (2008)
1744-1750 La deposición de capas de AlN se lleva a cabo con magnetrón DC con un
blanco de Al sobre un sustrato de Si(100) limpiado ultrasónicamente. La distancia blanco-
sustrato en la cámara de deposición es de 3 cm y se llegó a una presión base de 1 ⋅ 10−5
mTorr. El gas empleado en la sesión fue una mezcla de Ar y N2 . Primeramente se deposita
una capa de Al durante 10 minutos para mejorar la adherencia y se predeposita AlN con
el obturador cerrado para que el magnetrón trabaje en la condición de deposición. La
caracterización se llevó a cabo con XRD usando radiación Cu K𝛼 a 40 kV y 30 mA en la
conguración de BraggBrentano.



El método estadístico busca las condiciones de descarga óptimas para obtener AlN(0002)
aunque las conclusiones obtenidas dependen en gran manera de las características del
aparato de sputtering. Llevando a cabo quince sesiones se obtienen los grácos de super-
cie de respuestas e isorrespuestas para determinar la condición óptima.

Figura 23: Cálculo de supercies de respuestas y algunas isorrespuestas. a) 25 % de ni-
trógeno, b) 375 mA, c) 4 mTorr.

Altun H., Sen S.: The eect of DC magnetron sputtering AlN coatings on the
corrosion behaviour of magnesium alloys ; Surface Coatings Technology 197
(2005) 193-200 Se pulieron los sustratos de magnesio y se depositaron en una cámara
en donde la distancia blanco-sustrato es de 90 mm. Estos sustratos se limpiaron con un
plasma de Ar. La deposición de AlN se realizó con una polarización del sustrato de −60
V a presión de 0,4 Pa con el magnetrón a 5 A durante 90 minutos. Antes de depositar el
nitruro de aluminio se coloca una intercapa de Al para mejorar la adhesión y la resistencia
a la corrosión. Se realiza una prueba de polarización eletroquímica con electrodo de Mg
y de calomel y la muestra en 0,6 M de NaCl a 1 mV/s.
Los autores analizan la inuencia de la deposición en la corrosión del sustrato. Con
XRD y SEM se observa un aumento de la resistencia. Se tiene que el factor clave en la
corrosión son los defectos estructurales, de ≈ 100 − 150 𝜇m de diámetro. También inuye
que la monocapa sea lisa y se determina la mayor resistencia cuando la capa de AlN queda
pasivada.



Figura 24: Variación potenciodinámica con respecto a la densidad de corriente de varios
sustratos recubiertos de AlN.

Barshilia H.C., Deepthi B., Rajam K.S.: Growth and characterization of alu-
minum nitride coatings prepared by pulsed-direct current reactive unbalanced
magnetron sputtering ; Thin Solid Films 516 (2008) 4168-4174 Los sustratos em-
pleados para la deposición de AlN son de Si(100). El blanco del magnetrón es de aluminio
de 75 mm de diámetro, existiendo además una fuente iónica de Kaufmann. El sustrato,
previamente, se limpia mediante ultrasonidos. La presión base de la cámara es de 4,0⋅10−4
Pa y se trabaja con una mezcla de gases de argón y nitrógeno a 4,0 ⋅ 10−1 Pa. Los autores
realizan una limpieza previa del sustrato con Ar+ . Con motivo de mejorar la adhesión
se depositan 100 nm de aluminio. Para medir el espesor se utiliza un microscopio óptico,
deduciendo un espesor de 2,2 𝜇m. La polarización del sustrato se varió entre 0 y −150
V y su temperatura varía también entre 100 y 350o C. El ujo de nitrógeno varió de 4 a
12 sccm. La caracterización de la capa se realizó con XRD de radiación Cu K𝛼 a 40 kV
y 40 mA y XPS con radiación Al K𝛼 . A la hora de comprobar los cambios estructurales
se aplica la técnica micro Raman, AFM y elipsometría en donde la longitud de onda de
la fuente varió entre 300 y 1200 nm. Por último, la dureza se midió con un indentador
Berkovich con una carga de 5 mN.
La conclusión de este trabajo indica que a 300o C y baja polarización se consiguen
buenas películas. Además, XRD indica la presencia de estructura policristalina y XPS de-
muestra la existencia de AlN. La técnica Raman determina la presencia de AlN hexagonal
en granos pequeños. Por último, se puede decir que la capa posee gran dureza y un índice
de refracción cercano a 2.



Figura 25: Difractogramas de las muestras de AlN según la variación de polarización.

Figura 26: Difractogramas de las muestras de AlN según la variación de la temperatura
del sustrato.

Brien V., Miska P., Bolle B., Pigeat P.: Columnar growth of AlN by r.f. mag-
netron sputtering: Role of the {10¯ planes ; Journal of Crystal Growth 307
13}
(2007) 245-252 La presión base que alcanzó la cámara se consideró óptima al alcanzar
los 1 ⋅ 10−6 Pa de H2 O. La frecuencia que se aplica al magnetrón RF es de 13,56 MHz,
recurriendo al pulsado y sin aplicar polarización. El blanco sobre el que se entrega la po-
tencia es de aluminio de 60 mm de diámetro y la distancia blanco-sustrato es de 150 mm.
Se utiliza una mezcla de un 75 % de nitrógeno a 1,5 sccm y un 25 % de argón a 0,5 sccm.
La deposición se realiza sobre sustratos de Si(001) limpios con ultrasonidos. Además, se
lleva a cabo una limpieza del blanco con sputtering de Ar. Para lograr alcanzar el equi-
librio térmico en la cámara se opera en las condiciones de trabajo durante 30 minutos
antes de comenzar la deposición. La temperatura del sustrato se mantuvo siempre a 50o C
y mediante un reectómetro se puede determinar en todo momento el espesor de la capa
depositada. La presión de trabajo fue de 3 − 5 Pa entregando al blanco una potencia de
50 − 100 W. La deposición se considera un éxito si la capa posee poca cantidad de O2
y alcanza un espesor de 200 nm. Dichas capas se caracterizaron mediante SEM a 5 kV,
TEM a 200 kV, AFM en modo tapping con una velocidad de barrido de 1 𝜇m/s, EDX,
AES y XRD con radiación Cu K𝛼 en el modo de guras multipolares.
Los autores indican que se logra la deposición de AlN con baja energía de las especies



presentes. Además, notan una inuencia del plano {1013} en la formación de la würtzita,
¯
ya que estos planos fomentan un crecimiento más lento.

Figura 27: a) Imagen SEM de la sección transversal de la capa de AlN donde se observa
la estructura columnar. b) Imagen AFM en modo derivativo donde se localiza la forma
hexagonal de la base de la columna.

Brien V., Pigeat P.: Correlation between the oxygen content and the mor-
phology of AlN lms grown by r.f. magnetron sputtering ; Journal of Crystal
Growth 310 (2008) 3890-3895 El sustrato empleado fue Si(001) limpiado con ultra-
sonidos. La cámara se evacúa hasta llegar a una presión parcial de H2 O de 1 ⋅ 10−6 Pa.
Los sustratos no son polarizados durante la sesión y la fecuencia por la que se entrega
energía al magnetrón posee un valor de 13,56 MHz. El magnetrón posee un blanco de
Al de 60 mm de diámetro, colocado a 150 mm del sustrato y limpiado previamente con
sputtering de Ar. El gas de trabajo es una mezcla de 75 % de nitrógeno y 25 % de argón en
el cual se introduce O2 a 5 sccm, por lo que el conjunto llegó a una presión de trabajo de
0,2 − 5 Pa. Para lograr un equilibrio térmico en la cámara se operó en las condiciones de
trabajo durante 30 minutos antes de realizar la deposición. La temperatura del sustrato
se mantuvo a 330 K. Tras la deposición, las capas se estudiaron mediante TEM a 200 kV,
EDX, micropartido de la capa, nanosonda de 14 nm y AES con sputtering de Ar para
analizar la composición según la profundidad.



En este trabajo se determina que el O2 entra en la estructura de w-AlN por los defectos
puntuales. Si la cantidad de oxígeno es grande se observa una disminución del tamaño de
grano y a un 50 % at. de oxígeno se obtiene una capa amorfa. En cambio, si el oxígeno está
presente entre un 5 y un 30 % at. no se observa la formación de AlNO ni Al2 O3 cristalinos.
Por último se concluye que el O2 afecta las propiedades físicas de la capa depositada. Se
comprueba que este elemento afecta a las propiedades de fotoluminiscencia de tierras
raras, por lo que es útil conocer la localización del oxígeno.

Figura 28: a) Imagen TEM transversal de la capa con un 5 % at. de oxígeno. b) Imagen
TEM de la capa con un contenido de 15 − 30 % at. de O. c) Imagen TEM de AlN con un
50 − 55 % at. de oxígeno.

Brudnik A., Czapla A., Kusior E.: AlN thin lms prepared by optical emission
spectroscopy-controlled reactive sputtering ; Thin Solid Films 478 (2005) 67-
71 La deposición se lleva a cabo mediante un magnetrón DC balanceado con blanco
de aluminio. El proceso se consigue dejando al sustrato a potencial otante y está a 35
mm del blanco. La deposición se realiza a una temperatura de 300o C y a 1 Pa de presión
usando una mezcla de gases de Ar y N2 . Previamente la cámara se evacuó a 2 ⋅ 10−4 Pa y
se lleva a cabo una limpieza mediante sputtering de Ar a 300 W durante 10 − 20 minutos.
Tras la limpieza se introduce la mezcla y se mantienen las condiciones de trabajo durante
10 minutos con el obturador cerrado para evitar la deposición. El ujo de argón fue de 6,0
sccm y el de nitrógeno fue de 2,4 − 2,8 sccm observando un ciclo de histéresis mediante
emisión óptica. Como sustrato se usó vidrio a diferentes temperaturas, estudiando este
efecto con XRD con radiación Cu K𝛼 y GID a una incidencia de 1,5o . La transmitancia se
midió con una fuente de longitud de onda comprendida entre 𝜆 = 0, 3 − 2,5 𝜇m. Mediante



la transmitancia puede determinarse el espesor.
Los estudios concluyen que las películas son transparentes y se depositan a una tasa
de 0,3 − 0,7 nm/s. Cuando crece la tasa decrece la cantidad de nitrógeno y la transmisión
decrece para 𝜆 0,5 𝜇m. Esto se debe a la adición de aluminio a la película de AlN. Se
observa que debido al aumento de la temperatura del sustrato se previene esta adición.

Figura 29: Transmisión catacterística de la película de AlN depositada a 125o C a dos
intensidades de sputtering diferentes.

Cherng J.S., Lin C.M., Chen T.Y.: Two-step reactive sputtering of piezoelec-
tric AlN thin lms ; Surface Coatings Technology 202 (2008) 5684-5687 En
el magnetrón se coloca un blanco de Al y la cámara se llena de una mezcla de nitrógeno
y argón. La fuente que alimenta al magnetrón es DC pulsada y se tiene que la distancia
blanco-sustrato es de 7 cm. Los sustratos empleados fueron de Si(100) limpiados ultra-
sónicamente y corroídos mediante una solución de HF. La presión base fue de 3 ⋅ 10−6
Torr y se limpió el blanco con un sputtering de Ar durante 20 minutos y durante 5 con
el gas de trabajo. Tras la deposición de la capa se obtuvo un espesor de 1,9 𝜇m. Esta
deposición se dio en dos pasos: un primero de 10 minutos seguido de un segundo de 50
minutos. Para el caso de la capa superior (segundo paso) se mantiene siempre la misma
condición y para la capa base (primer paso) se va variando un parámetro por sesión (ya
sea la presión, la potencia o el porcentaje de nitrógeno). Los estudios de caracterización
se llevan a cabo mediante XRD en la conguración de BraggBrentano, realizando un
balanceo alrededor de (0002) para analizar la inclinación columnar y aplicando la técnica
sen2 𝜓 para identicar las tensiones residuales.
Los autores concluyen que si los dos pasos se hacen con presiones diferentes se nota
una mejora de la textura (0002), ajustando entonces a partir de este punto el balanceo, la
tasa de deposición y la tensión aplicada. El proceso de crecimiento domina al cambiar de
un paso a otro la presión y la potencia. En cambio, el proceso de nucleación predomina
al cambiar el porcentaje de nitrógeno de la atmósfera de un paso a otro.



Figura 30: Anchura del pico de rayos X y tasa de deposición en función de la presión de
trabajo. Se compara los resultados de la deposición mediante un paso y mediante dos.

Chiu K.-H., Chen J.-H., Chen H.-R., Huang R.-S.: Deposition and character-
ization of reactive magnetron sputtered aluminum nitride thin lms for lm
bulk acoustic wave resonator ; Thin Solid Films 515 (2007) 4819-4825 La de-
posición se hizo mediante un magnetrón RF con un blanco de aluminio de 6 pulgadas de
diámetro. El gas entra en la cámara siguiendo el modo ducha. El sustrato es calentado
durante 30 minutos a 150o C para eliminar las impurezas adsorbidas. La presión base al-
canzada fue de 5,8 ⋅ 10−5 Pa y la cámara se calienta entonces a la temperatura deseada.
Antes de depositar la capa de AlN se depositó un búfer (una capa amortiguadora) de Pt.
Se hicieron varias sesiones en las que se variaron los parámetros de trabajo. Los estudios
de caracterización se realizaron mediante XRD y SEM de emisión de campo. Se presta
una atención especial a la orientación del eje c y a la constante térmica 𝐾𝑡2 . Por último,
las supercies fueron estudiadas mediante AFM.

En cada sesión se varió un parámetro por vez. Éstos fueron la potencia, la temperatura,
el porcentaje de nitrógeno, la presión total, la distancia blanco-muestra y la rugosidad
del sustrato. Las conclusiones obtenidas son que los fallos de apilamiento desaparecen a
rugosidades del sustrato menores a 1 nm. Además, se tiene que la buena orientación del
AlN en el eje c se consigue con 1400 W de potencia aplicada al magnetrón, 80 % de N2 ,
sustrato a 400o C, presión total de 0,8 Pa, distancia blanco-sustrato de 7,5 cm y búfer de
platino liso. Se recrea entonces la estructura típica del AlN: columnas de base hexagonal.



Figura 31: Grácas que demuestran el comportamiento de los picos de rayos X y la tasa
de deposición en función de la variación de los parámetros experimentales.

Fardeheb-Mammeri A., Assouar M.B., Elmazria O., Gatel C., Fundenberger
J.-J., Benyoucef B.: c-axis inclined AlN lm growth in planar system for shear
wave devices ; Diamond Related Materials 17 (2008) 1770-1774 Se utiliza
como sustrato Si(111) y se usa un blanco de Al. Los gases empleados para depositar son
argón y nitrógeno y la técnica empleada es sputtering por magnetrón RF. La temperatura
se puede variar de la ambiente hasta 400o C y la presión de trabajo varía entre 4 ⋅ 10−3
a 2 ⋅ 10−2 mbar. Se ja la concentración de nitrógeno en la mezcla de gases a un 70 %.
La presión base necesaria para comenzar la sesión es de 2 ⋅ 10−7 mbar. Se indica que la
deposición de AlN se realiza sobre un búfer de SiO2 . Al ser este búfer amorfo, las columnas
de AlN crecerán según la anisotropía del ujo. Los estudios se llevan a cabo mediante XRD
(conguración de Bragg-Brentano y variación de 𝜒). Además, se aplican análisis de SEM
de emisión de campo, TEM con transformada de Fourier y SAED.
Los estudios indican que el eje c del nitruro de aluminio aparece inclinado hasta
o
13 respecto a la normal del sustrato. Se tiene que un 74 % de las columnas aparecen
inclinadas. Esta inclinación entonces depende de la presión, la temperatura y la incidencia
oblicua de las partículas. Un estudio acústico de estas películas de AlN demuestra que



aparece un corte en SAW (Surface Acoustic Wave, Onda Acústica Supercial). Con estos
resultados se puede explicar de manera más sencilla el modo de crecimiento.

Figura 32: Imagen SEM que muestra la inclinación columnar.

Figueroa U., Salas O., Oseguera J.: Deposition of AlN on Al substrates by
reactive magnetron sputtering ; Surface Coating Technology 200 (2005) 1768-
1776 El sustrato utilizado es una aleación de aluminio de 5,1 cm de diámetro pulido y
limpiado ultrasónicamente. Los blancos del magnetrón son de cromo, titanio y aluminio.
La capa de adhesión siempre se deposita mediante sputtering y la de AlN se deposita
mediante sputtering reactivo. Tras limpiar con sputtering de Ar los blancos y el sustrato
se pasa a la deposición de la capa adherente. Para cambiar de blanco se hace necesario
ventear la cámara, por lo que siempre es obligatorio volver a hacer vacío y realizar una
limpieza con Ar. El gas de trabajo es una mezcla de argón y nitrógeno y la presión total
de este gas varió en cada sesión: 0,1, 0,4 y 0,8 Pa. La distancia blanco-sustrato es de
2,5 cm y la deposición dura 2 horas con 6 sccm de Ar y 2 sccm de N2 . Los estudios a
posteriori fueron con microscopio óptico, SEM con EDS (Energy Dispersive Spectroscopy,
Espectroscopía Dispersiva en la Energía) e indentaciones Knoop aplicando una carga de
50 gf. Por último se hicieron pruebas de rayado (scratch test) e indentaciones Vickers para
conocer la adhesión.
Los autores tienen que a altas presiones se da AlN(001) con una supercie rugosa,
mientras que a bajas presiones se da AlN(002) debido a las pocas moléculas presentes
en la cámara y a la energía de bombardeo del argón. La capa de adhesión permite que
el AlN crezca columnarmente. Si las capas son de Cr ó Ti, se favorece la estructura Z1
de Thorton, y si la capa es de Al se favorece una estructura ZT columnar. Aparece un
vínculo entre densidad columnar y dureza. Las pruebas indican una pobre adherencia al
sustrato, lo que sugiere que la limpieza de éste fue bastante pobre. Por último, se llega a



la conclusión de que el comportamiento de fractura del AlN depende de las columnas, del
espesor de la capa y de las propiedades de la película y el sustrato.

Figura 33: Imágenes SEM que estudian la realización de la deposición según varias pre-
siones de trabajo y varios tipos de intercapa adherente.

Figueroa U., Salas O., Oseguera J.: Production of AlN lms: ion nitriding
versus PVD coating ; Thin Solid Films 469-470 (2004) 295-303 La técnica de
deposición PVD se hace sobre sustratos de vidrio, utilizando un blanco de aluminio de 50,8
mm de diámetro en un magnetrón DC desbalanceado. El gas de trabajo es una mezcla de
nitrógeno y argón llegando a una presión de trabajo de 0,2 Pa a 6 sccm de Ar y 2 sccm de
N2 . La distancia blanco-sustrato varía entre 2,5 y 3 cm. Previamente a la introducción de
los gases, la cámara se evacúa a 1 ⋅ 10−3 Pa y se limpia el blanco mediante sputtering. La
deposición dura 2 horas y se aplica una tensión al blanco de 250 − 270 V. Para el proceso
de nitruración se llevó a cabo una limpieza con sputtering antes del proceso. La presión
de trabajo fue de 80 Pa de 12 sccm de Ar, 3 sccm de H2 y 42 sccm de N2 . Las muestras se
caracterizaron con XRD en geometría rasante y en BraggBrentano. También se hicieron
estudios con microscopía óptica, SEM con EDS y XPS.
Se tiene que la técnica PVD mejora los logros de la nitruración, ya que da capas lisas,
uniformes y de gran espesor en muy poco tiempo. Además, las condiciones de PVD se
consiguen antes y son más fáciles de controlar. El mecanismo de deposición que proponen
los autores sugiere que la energía de las especies determinan la estructura, por tanto se



tiene que en la nitruración las energías de las especies involucradas son mayores y producen
sputtering de la supercie.

Figura 34: a) y b) Patrones de GIXRD de muestras nitruradas. c) y d) Patrones de XRD
de películas depositadas mediante sputtering.

Guo Q.X., Tanaka T., Nishio M., Ogawa H.: Growth properties of AlN lms
on sapphire substrates by reactive sputtering ; Vacuum 80 (2006) 716-718 Para
depositar una capa de AlN sobre un sustrato de zaro se usa un magnetrón RF con un
blanco de 10 mm de diámetro y utilizando una atmósfera de Ar y N2 . La presión base
entonces es de 10−5 Pa. El zaro inicialmente se limpia con ultrasonidos y siempre está a
100o C. Los estudios nales se realizan con prolómetro, AFM y transmisión óptica.
Los autores estudiaron la potencia RF y sus consecuencias en el crecimiento de la
capa, la rugosidad y la transmitancia. Si se incrementa la potencia la tasa de crecimiento
aumenta, decreciendo entonces la rugosidad y aparece un cambio en la cima de absorción
en donde 𝜆 toma valores mayores por la presencia de defectos creados por el bombardeo
de los iones.



Figura 35: Izquierda: Variación de la tasa de deposición con la potencia RF suministrada.
Derecha: Variación de la rugosidad supercial con la potencia.

Kamohara T., Akiyama M., Ueno N., Kuwano N.: Improvement in crystal
orientation of AlN thin lms prepared on Mo electrodes using AlN interlayers ;
Ceramics International 34 (2008) 985-989 La deposición se realiza en sustratos de
Si(100) mediante un magnetrón RF. Se tiene que la distancia blanco-sustrato es de unos
83 mm y que la cámara se evacúa a 2 ⋅ 10−4 Pa. La deposición se realiza a 300o C a una
presión total de 0,5 Pa de una mezcla de argón y nitrógeno que contiene un 50 % de
N2 . La descarga se da a 400 W aplicados sobre un blanco de aluminio de 3 pulgadas
de diámetro. Este blanco se limpia previamente mediante sputtering durante 10 minutos
utilizando las condiciones de trabajo. La intercapa de AlN se deposita de tal manera que
se pueden conseguir espesores entre 0 y 200 nm, depositando sobre ésta 1 𝜇m de AlN. El
molibdeno se deposita utilizando un blanco de 3 pulgadas de diámetro aplicando 100 W
en una atmósfera de 0,3 Pa de Ar. La limpieza de este blanco se hizo durante 5 minutos
con un sputtering en las condiciones de trabajo. El espesor de la capa de Mo alcanza los
200 nm. El análisis de toda la estructura se lleva a cabo mediante XRD con radiación
Cu K𝛼 para obtener curvas de balanceo (rocking curves) y guras polares. Además, la
morfología puede investigarse mediante TEM a 200 kV.

Se tiene nalmente que la cristalinidad y la orientación de la capa de AlN sobre los
electrodos de Mo se mejoran con la inclusión de intercapas de AlN. Se observa además que
la intensidad de los picos de XRD y las curvas de balanceo dependen del espesor de dicha
intercapa, apareciendo una fuerte textura de bra en los planos (0001) y (110). Además,
aparece una relación heteroepitaxial local a pesar de las simetrías cristalinas diferentes
del nitruro de aluminio y el molibdeno.



Figura 36: Figuras polares de rayos X de la película de AlN y el electrodo de Mo. a)
AlN(0002), b) AlN(01¯1), c) Mo(110), d) Mo(200).
1

Figura 37: Ilustración esquemática de la estructura.

Khoshman J.M., Kordesch M.E.: Optical characterization of sputtered amor-
phous aluminum nitride thin lms by spectroscopy ellipsometry ; Journal of
Non-Crystalline Solids 351 (2005) 3334-3340 La deposición de la capa de nitruro
de aluminio se llevó a cabo mediante magnetrón RF con blanco de aluminio. La presión
base a la que llegó la cámara fue de 4 − 6 ⋅ 10−7 Torr y la de trabajo fue 5 ⋅ 10−3 Torr.
La potencia aplicada al magnetrón fue de 139 W y los sustratos utilizados fueron vidrio
y Si(111). Existió un control de temperatura por el cual el sustrato se mantuvo siempre
por debajo de 325 K. Para medir el espesor de la capa depositada se recurre a la deposi-
ción simultánea sobre un cristal vibrante. La estructura de la capa se determinó mediante
XRD barriendo el detector entre 2𝜃 = 20 − 100o . Los estudios de elipsometría se hicieron
variando la longitud de onda de la fuente entre 200 y 1400 nm determinando en cada
momento los valores de Δ y Ψ.
Los autores proponen un modelo y lo ajustan según los datos experimentales consegui-
dos; de esta forma estudian las constantes ópticas y las propiedades de polarización. Se
calcula entonces que el salto de energías prohibidas es de 5,81 eV y la dependencia angular
de la reectividad p-polarizada posee un ángulo de Brewster de 61o y un ángulo principal



de 64o . Los estudios con rayos X demuestran la amorcidad de las películas obtenidas.
Como conclusión se llega a que AlN posee una transmisión altamente polarizada y baja
absorción.

Figura 38: a) Parámetros elisométricos medidos y su ajuste según el modelo utilizado de 50
nm de a-AlN sobre c-Si(111). b) Índice de refracción y coeciente de extinción obtenidos
con el modelo de CauchyUrbach.

Lin C.-Y., Lu F.-H.: Oxidation behavior of AlN lms at high temperature
under controlled atmosphere ; Journal of the European Cermanic Society 28
(2008) 691-698 Con sputtering por magnetrón desbalanceado se deposita AlN sobre
Si. El blanco del magnetrón es de aluminio y la presión base es de 2,7 ⋅ 10−4 Pa, llegando
a un valor de trabajo de 0,53 Pa. La tensión de polarización del sustrato es de −315 V a
una temperatura de 190o C. Los gases utilizados fueron Ar a 50 sccm y N2 a 200 sccm y la
sesión de deposición duró alrededor de 20 minutos. La capa depositada posee un espesor
de 480 nm y se recoció después a 700 − 1200o C con ujos de aire, nitrógeno y N2 +H2 . La
estructura cristalina se midió mediante XRD con radiación Cu K𝛼 a 40 kV y 30 mA y
dispersión Raman con láser de HeNe de 633 nm a 25 mW. También se realizaron estudios
de SEM de emisión de campo y AFM.
Los autores demuestran que con el recocido aparece una degradación y depende del
gas utilizado durante el proceso de recocido. La oxidación de la capa queda indicada por
la energía libre de Gibbs. En el estudio se localizan fases de Al2 O3 .



Figura 39: Espectros de difracción de rayos X de películas de AlN depositadas tal cual y
películas recocidas en a) Aire, b) Nitrógeno c) N2 /H2 = 9 a 700 − 1200o C durante dos
horas.

Liu W.-J., Wu S.-J., Chen C.-M., Lai Y.-C., Chuang C.-H.: Microstructural
evolution and formation of highly 𝑐-axis-oriented aluminum nitride lms by re-
actively magnetron sputtering deposition ; Journal Crystal Growth 276 (2005)
525-533 Se utilizaron sustratos de Si(100) tipo-p que se limpiaron previamente con
ultrasonidos. Mediante la técnica EBE (Electron Beam Epitaxy, Epitaxia de Haz Elec-
trónico) se depositan sobre los sustratos una capa de Ti, sobre el cual se depositó la capa
de AlN mediante magnetrón RF con un blanco de aluminio de 50 mm de diámetro. El
gas empleado fue una mezcla de argón y nitrógeno. La cámara se evacuó a 8,0 ⋅ 10−4 Pa
y se hio una limpieza mediante sputtering. El sustrato entonces se calienta a 50, 150, 250
y 350o C, el cual está a una distancia del blanco de 50 mm que se le aplica una poten-
cia de 165 W. La sesión de deposición dura alrededor de 6 horas, en las que para cada
capa se varió la temperatura del sustrato y la cantidad de N2 presente en la atmósfera.
El AlN entonces se estudió mediante XRD a 35 kV y 30 mA, AFM, SEM, XPS (X-ray
Photoelectron Spectroscopy, Espectroscopía Fotoelectrónica de Rayos X), XTEM, TEM
de alta reectividad con EDS. Los resultados analizados se comparan con los obtenidos
previamente según una bibliografía recopilada.



Las condiciones experimentales logran depositar AlN(002) y es posible su aplicación
para construir resonadores. La mejor orientación se alcanza con 0,5 Pa, 350o C y 75 % de
N2 . Esta orientación se mejora aún más con una temperatura del sustrato de 250o C y un
85 % de nitrógeno en la mezcla de gases. Si la tasa de deposición es alta se obtiene una
estructura amorfa, la cual cambia a cristalina si esta tasa disminuye. Esta conclusión sug-
iere un tratamiento de dos pasos: baja tasa de deposición para conseguir una orientación
preferencial y después una alta tasa para conseguir textura. Los análisis de microestruc-
tura revelan que sobre Ti/Si se tiene una capa de TiO2 /AlN amorfo sin la estructura
columnar de Al2 O3 /capa de transición/AlN(002).

Figura 40: Observaciones HRTEM/EDS que indican los rasgos transversales de las pelícu-
las de AlN depositadas sobre Ti/Si que poseen una delgada capa de óxido de titanio, una
capa amorfa sin alúmina, una capa de transición y una capa columnar. b), c) y d) son
aumentos localizados de a).

Matsunami N., Venkatachalam S., Tazawa M., Kakiuchida H., Sataka M.: Ion
beam characterization of rf-sputter deposited AlN lms on Si(111); Nuclear
Instruments and Methods in Physics Research B 266 (2008) 1522-1526 El
magnetrón posee un blanco de Al y se le conecta a una fuenta RF. El sustrato se mantiene
a una temperatura de 250o C en una atmósfera de N2 a ≈ 0,3 Pa. Previamente, estos
sustratos de Si(111) se aclaran ultrasónicamente. Los estudios se hacen con XRD de
radiación de Cu K𝛼 . Tras la identicación del pico (0002) se intenta su optimización con
la variación de la temperatura del sustrato y la presión de nitrógeno. Las mejoras entonces
se analizan con RBS usando He+ a 1,8 MeV y NRA con 𝑑+ a 1,2 MeV para identicar



el carbono y el oxígeno presente. Además, las caracterizaciones superciales se realizaron
utilizando AFM.
Los autores identican la existencia de orientaciones tanto en el eje c como en el eje
a. Parece ser que no existe correlación entre la presencia de impurezas de hierro, argón y
carbono con la cristalinidad y la orientación. Sin embargo, se detecta una gran cantidad
de O en la interfase. Los autores estudian además la viabilidad de la deposición de una
capa de búfer de Al para mejorar la adherencia y la formación de la estructura cristalina.
Por último, se ve que es posible comparar la intensidad de los picos de XRD con la tensión
presente.

Figura 41: a) Espectro RBS de la capa de AlN sobre Si. (surf) indica la energía de
dispersión del He sobre Al y N localizados en la supercie; (int) indica la energía de
dispersión con los átomos de la interfase. El detector se coloca a 160o . b) Espectro de
NRA con la detección de protones que provienen de 12 C y 𝛼 originados del 16 C presentes
en la supercie y en la interfase. Se incide a 30o y el detector está a 160o .

Medjani F., Sanjinés R., Allidi G., Karimi A.: Eect of substrate temperature
and bias voltage on the crystallite orientation in RF magnetron sputtered AlN
thin lms ; Thin Solid Films 515 (2006) 260-265 Se depositó AlN a una presión
de 0,5 Pa mediante magnetrón RF bajo una mezcla de argón y nitrógeno. La presión base



previa fue de 10−4 Pa. Se tiene que el ujo total es de 18 sccm y la mezcla contiene un 14 %
de N2 . La potencia aplicada fue 150 W y la distancia blanco-muestra fue de 65 mm, donde
el sustrato es de Si(100). El proceso de deposición se hizo a temperatura ambiente, a 400
y a 800o C y el sustrato se polarizó a 0, 25, 75 y 100 V. Para medir el espesor de la capa
se recurre al uso del prolómetro. Los estudios se llevan a cabo con XRD de radiación Cu
K𝛼 en conguración BraggBrentano y en rasante a 4o de incidencia. Mediante el análisis
de la curvatura del sustrato se estima la tensión residual que posee la capa. Mediante un
indentador Berkovich se determina la dureza, el módulo de Young y la rigidez en donde
las tomas se hacen hasta llegar a los 100 nm de profundidad para despreciar la inuencia
del sustrato.
Los análisis demuestran que la estructura del AlN es würtizítica con orientación pref-
erencial de (001) que cambia a (100) al aumentar la temperatura y la polarización. Si
se aumenta la polarización la tensión extensiva cambia a compresiva. Además, la dureza
decrece con la polarización, aunque aumenta con la temperatura.

Figura 42: Patrones de difracción de rayos X en incidencia rasante del AlN depositado
a: a) Temperatura ambiente, b) 400o C, c) 800o C a varias polarizaciones negativas del
sustrato.



Figura 43: Gráco esquemático de: a) Estructura hexagonal de würtzita del AlN, b)
Átomos y moléculas incidentes en el plano (001). N son las grandes esferas y Al las
pequeñas.

Pantojas V.M., Otaño-Rivera W., Caraballo J.N.: Statistical analysis of the
eect of deposition parameters on the preferred orientation of sputtered AlN
thin lms ; Thin Solid Films 492 (2005) 118-123 Sobre un sustrato de SiO2 /Si(111)
se deposita AlN mediante magnetrón DC con un blanco de aluminio en una atmósfera
de argón y nitrógeno, con un 18 % de este último. El sustrato se limpia previamente con
ultrasonidos y la cámara se evacúa a 6,6⋅10−5 Pa. Los estudios se realizan aplicando FTIR
(Fourier Transform Infra-Red, Transformada de Fourier de Infrarrojos), prolometría y
SEM. El espesor de todas las capas alcanzó el micrómetro y la tasa de deposición varió
según la potencia suministrada al blanco: 5 nm/min a 100 W, 40 nm/min a 150 W y 109
nm/min a 200 W. Además, se realiza un estudio meticuloso con XRD usando radiación Cu
K𝛼 variando los ángulos 𝜔, 2𝜃, 𝜑 y 𝜒 de manera manual. El posterior análisis estadístico
se lleva a cabo mediante el estudio de la respuesta supercial. Para cada capa se varió
la temperatura del sustrato (entre 300 y 400o C), la potencia (entre 300 y 400 W) y la
presión total de trabajo (entre 0,66 y 11,33 Pa).
Como parámetro de alineación para el análisis mediante el método estadístico se con-
sideró el producto de la anchura total a mitad de altura (FWHM) medido con 𝜒 y 2𝜃.
El rango de temperaturas en las que se realizaron deposiciones es demasiado bajo, por lo
que no inuyó determinantemente en la orientación del cristal. Por tanto, sólo hay que
considerar la presión y la potencia para obtener la respuesta supercial y conseguir hacer
predicciones.



Figura 44: Gráco de la respuesta supercial del parámetro textura Δ𝜒 × Δ2𝜃 como
función de la potencia de deposición y la presión.

Pessoa R.S., Murakami G., Massi M., Maciel H.S., Grigorov K., da Silva So-
brinho A.S., Petraconi G., Marcuzzo J.S.: O-axis growth of AlN thin lms by
hollow cathode magnetron sputtering under various nitrogen concentrations ;
Diamond Related Materials 16 (2007) 1433-1436 La deposición se lleva a cabo
mediante magnetrón DC de cátodo hueco. El gas empleado en el estudio es una mezcla
de argón y nitrógeno, con el cociente entre gases variando entre 0 y 100 % de N2 . La ge-
ometría empleada hace que el magnetrón quede fuera del eje unos 90o para así mejorar la
uniformidad. La distancia blanco-sustrato es de 1,5 cm y la distancia entre cátodos llega
a ser 2,5 cm. Se tiene que la presión de trabajo es de 0,7 Pa y la corriente que provoca la
descarga es de 200 mA. Mediante el empleo de un espectrómetro de masas cuadrupolar se
estudia la concentración de Al y AlN según el porcentaje de nitrógeno en la atmósfera. El
sustrato empleado es Si(100) sobre el que se depositó AlN durante 30 minutos, operando
el blanco 10 minutos antes en las condiciones de trabajo para lograr una entrada en el
régimen. Durante todo el proceso el sustrato no superó los 50o C. Los métodos de análisis
fueron el prolómetro, XRD en conguración de BraggBrentano y AFM.

En este artículo se demuestra que con un análisis espectral de masas se logran encontrar
las condiciones idóneas. Por otro lado, con XRD se ve que una gran cantidad de AlN en el
plasma no favorece el crecimiento cristalino. Por consiguiente, la fase hexagonal se consigue
cuando el porcentaje de nitrógeno en la atmósfera es inferior a un 30 %. Mediante AFM
se concluye que mientras más nitrógeno presente en la cámara habrá menos rugosidad y
menores tamaños de grano. Finalmente, los autores corroboran que la diagnosis de plasma
es una buena técnica de optimización.



Figura 45: Izquierda: Dependencia de la tasa de deposición con la concentración de ni-
trógeno. Derecha: Variación de la concentración de las especies de Al y AlN como función
del porcentaje de nitrógeno en la atmósfera. Región I: fase Al, Región II: fase Al+AlN,
Región III: fase AlN (blanco nitrurado).

Riekkinen T., Nurmela A., Molarius J., Pensala T., Kostamo P., Ylilammi M.,
van Dijken S.: Inuence of the seed layer on structural and electro-acoustic
properties of sputter-deposited AlN resonators ; Thin Solid Films (2009), doi:
10.1016j.tsf.2009.04.060 La deposición de AlN se logra con un magnetrón DC con
un blanco de Al. La cámara soporta un recocido para eliminar contaminantes pudiendo
así llegar a la presión base de 1 ⋅ 10−8 mbar. Los sustratos de Si(001) tipo-n también
soportan este recocido. El proceso de deposición se lleva a cabo con una potencia de 1750
W con la temperatura del sustrato entre 200 y 400o C. Como atmósfera se usa una mezcla
de argón y nitrógeno. Una vez depositada la capa de AlN se le cubre con una capa de
Mo. También se realizan deposiciones sobre reectores de Bragg. Las semillas empleadas
para comprobar el crecimiento del AlN fueron titanio, níquel y TiW. Las capas entonces
se caracterizan con XRD usando radiación Cu K𝛼 en conguración de BraggBrentano,
SEM a 5 kV, AFM en modo tapping (golpeteo) con punta de silicio y a una frecuencia de
300 kHz, un análisis de prolometría para conocer la tensión y un analizador de red para
determinar el acoplamiento electro-acústico.
Se tiene que si se deposita una semilla de Ti con un espesor de 20 nm hace que la
película sea llana, con granos pequeños y elongados en (110) para el caso del molibdeno y
en (002) para el caso del nitruro de aluminio. Gracias a esta morfología la conguración
posee muy buenas propiedades electro-acústicas. Por otro lado, si se usan semillas de Ni
y TiW aparecerán rugosidades, granos grandes y agrupaciones de material no orientado.



Figura 46: Izquierda: Imágenes SEM de la morfología de la supercie del Mo tras la
deposición de las semillas de TiW, Ni y Ti. Derecha: Imágenes AFM de la morfología de
la supercie del AlN tras la deposición de 10 nm Ni/300 nm Mo ó 20 nm Ti/300 nm Mo.
El espesor de AlN es de 1300 nm.

Sa I.: Recent aspects concerning DC reactive magnetron sputtering of thin
lms: a review ; Surface and Coatings Technology 127 (2000) 203-219 El autor
declara que el gas reactivo afecta al blanco y al sustrato en la técnica de sputtering por
magnetrón: el primero se envenena y el segundo ayuda a condensar la película. Además, se
tiene que variando el ujo de gas puede identicarse un ciclo de histéresis. Esto se soluciona
incrementando la velocidad de bombeo, incrementando la distancia blanco-sustrato, ob-
struyendo el ujo hacia el cátodo y pulsando el ujo. Por otro lado, analizando la emisión
y controlando la tensión se evitan inestabilidades en la descarga. La emisión falla cuando
hay erosión y la tensión cuando la diferencia es poca entre los dos regímenes. En el caso
de que el blanco quede envenenado con una película aislante se comprueba un aumento
de la carga y una bajada de la tasa de sputtering, pudiéndose crear un arco. Éstos lo-
gran evitarse usando fuentes RF y con técnicas pulsadas unipolares y bipolares (con uno
o dos magnetrones). Queda destacado que la conguración bipolar con fuente AC logra
bombardear las capas aislantes.



Figura 47: El comportamiento de histéresis del sputtering por magnetrón reactivo.

Venkataraj S., Severin D., Drese R., Koerfer F., Wuttig M.: Structural, optical
and mechanical properties of aluminium nitride lms prepared by reactive DC
magnetron sputtering ; Thin Solid Films 502 (2006) 235-239 Se utiliza un blanco
de Al de 76 mm de diámetro colocado en un magnetrón DC. La presión base es de 10−4 Pa
y la distancia blanco-sustrato es de 55 mm. Se tiene que el gas de trabajo es una mezcla
de Ar y N2 a una presión total de 0,8 Pa, consiguiendo la descarga al aplicar 500 mA.
El ujo de nitrógeno varió entre 0 − 8 sccm. Se emplean como sustratos Si(100), grato,
cuarzo y vidrio. Se hicieron estudios sobre la aparición de un ciclo de histéresis del blanco
con el cristal de cuarzo. Las técnicas de caracterización empleadas fueron XRR, XRD
en conguración de BraggBrentano barriendo el detector entre 2𝜃 = 20 − 70o . Además,
se pueden realizar estudios para determinar la densidad y las oscilaciones, al igual que



la rugosidad. También se hacen estudios de transmitancia y elipsometría, ajustando las
curvas obtenidas con simulaciones teóricas. Por último se tiene que un estudio de la
curvatura de la oblea del sustrato indica la existencia de tensiones.
Se concluye que el blanco de aluminio no presenta un ciclo de histéresis en ningún
caso. Además, con RBS se comprueba que a baja cantidad de N2 la película no es este-
quiométrica, por lo que debe utilizarse un ujo superior a 4,75 sccm. También se tiene
que XRR indica que la densidad depende de la cantidad presente de N2 . Por tanto, la
estequiometría se consigue con una tasa de deposición de 0,35 nm/s y la rugosidad de-
crece al aumentar la cantidad de nitrógeno. Todo lo anterior indica que con ujos muy
bajos y muy altos se consigue la creación de una estructura cristalina. También se de-
muestra que la transparencia se incrementa junto a la cantidad de nitrógeno, obteniendo
una transparencia máxima al utilizar un sustrato de cuarzo. El índice de refracción de
luz de longitud de onda de 533 nm es próximo a 1,9 y este valor apenas cambia con la
variación de la cantidad de N2 presente en la atmósfera. Finalmente se llega a ver que la
capa de AlN posee una tensión extensiva.

Figura 48: a) Tasa de crecimiento de la película de AlN𝑥 como función del ujo de ni-
trógeno. b) Variación de la densidad de la película de AlN𝑥 como función del ujo de N2
tal como se midió por XRR.

Wu Z.G., Zhang G.A., Wang M.X., Fan X.Y., Yan P.X., Xu T.: Structure and
mechanical properties of Al/AlN multilayer with dierent AlN layer thick-
ness ; Applied Surface Science 253 (2006) 2733-2738 Para la deposición se usa
un magnetrón DC cerca de la temperatura ambiente, depositando el material sobre un
sustrato de Si(111) sin polarizar y limpiado ultrasónicamente. La cámara se evacúa a
1,0 − 2,0 ⋅ 10−3 Pa. Para conseguir las capas de aluminio se introduce en la cámara Ar
a 4 sccm y en una presión de 0,45 − 0,5 Pa mientras que se le otorga al blanco de Al
una potencia de 500 W para lograr su evaporación. En cambio, para depositar nitruro de



aluminio se introduce N2 a 50 sccm en una presión de 0,70 − 0,75 Pa mientras el blanco
soporta 750 W de potencia. Gracias a estos parámetros se obtiene una interfase denida.
La primera capa despositada es de Al para así mejorar la adhesión; la última es de AlN
para proteger al sustrato de la oxidación. El espesor de cada capa de Al fue de 2,9 nm
y de 1,13 − 6,81 nm para el AlN, obteniendo en total 40 bicapas. Se realizan entonces
estudios de LAXAD y GAXAD de un grado de incidencia, nanoindentación Berkovich,
desgaste en conguración ball-on-disk con una bola de acero de 3 mm de radio, aplicando
una carga de 1 N a un radio de 6 mm a una temperatura de 20 − 28o C y una humedad
relativa del 40 − 60 %, mientras el disco gira a 100 rpm.
Se tiene que la monocapa de AlN posee estructura hexagonal con orientación preferen-
cial indicada por el plano (100), aunque si forma parte de la multicapa será de orientación
(002). En el caso de un espesor de 1,1 nm se tiene que el AlN será amorfo. Los autores
resaltan que la dureza de la multicapa aumenta con el espesor de la capa de AlN. Cuan-
do el espesor de esta capa es de 6,81 nm la dureza llega a 11,67 GPa, valor superior al
predicho por la regla de la mezcla. En cambio, si el espesor de AlN es de 1,1 nm se tiene
un menor coeciente de fricción. Por último, si el espesor es mayor que 2,27 nm no se
observan cambios en la multicapa.

Figura 49: Coeciente de fricción contra tiempo de deslizamiento de las multicapas de
Al/AlN con diferentes espesores de las capas de AlN: a) 1,13 nm, b) 2,27 nm, c) 3,41 nm,
d) 4,54 nm, e) 6,81 nm.

Xu X.-H., Wu H.-S., Zhang C.-J., Jin Z.-H.: Morphological properties of AlN
piezoelectric thin lms deposited by DC reactive magnetron sputtering ; Thin
Solid Films 388 (2001) 62-67 La deposición se lleva a cabo con magnetrón DC con
un blanco de aluminio de 6 cm de diámetro. En la cámara se introducen tanto argón como
nitrógeno tras la evacuación a 5⋅10−5 Pa. La temperatura del sustrato se calcula en 100o C,
el cual es Si(111), ya que su coeciente de expansión térmica es parecido al coeciente del



nitruro de aluminio. El blanco se limpia mediante un sputtering de Ar durante 15 minutos
y durante 5 usando las condiciones de trabajo. La sesión de deposición dura entre 40 y 60
minutos. Los estudios se llevan a cabo con XRD, AFM y AES.
Este artículo apunta a que la cristalinidad del AlN depende de la presión, la distancia
blanco-sustrato y la potencia. Con poca presión y a muy corta distancia se da la formación
de AlN(002), mientras que con alta presión y una gran distancia se obtiene AlN(100). Por
otro lado, el AlN(002) se consigue a alta potencia (40 − 65 W), mientras que AlN(100)
se obtiene con potencias más bajas. En estas experiencias la rugosidad media es de 1,468
nm y el pico más alto llega hasta los 13,056 nm. Finalmente, se indica que la composición
longitudinal es homogénea y el cociente Al/N es 1:1 lo que indica perfecta estequiometría.

Figura 50: Arriba Iquierda: Patrones XRD del AlN a diferentes presiones de trabajo (50 %
N2 , 50 W y 𝐷 = 4 cm). Arriba Centro: Patrones XRD del AlN a diferentes distancias
blanco sustrato 𝐷 (50 % N2 , 50 W, 0,3 Pa). Arriba Derecha: Patrones XRD del AlN a
diferentes potencias del blanco (50 % N2 , 0,3 Pa, 𝐷 = 4 cm). Abajo: Estructura cristalina
del AlN.

You Y.Z., Kim D.: Inuence of incidence angle and distance on the struc-
ture of aluminium nitride lms prepared by reactive magnetron sputtering ;
Thin Solid Films 515 (2007) 2860-2863 El sustrato limpiado ultrasónicamente es



de Si(100) tipo-p y se usa para la deposición un magnetrón RF que evapora un blanco de
aluminio de 6 pulgadas de diámetro. El gas reactivo es una mezcla de argón y nitrógeno
que se inserta tras la evacuación de la cámara hasta los 1,3 ⋅ 10−5 Pa. Se hizo una limpieza
mediante sputtering durante 10 minutos usando las condiciones de trabajo. Se tiene que
la temperatura del sustrato se mantuvo a 70o C y la potencia del blanco varió entre 150 y
450 W, dejando al silicio puesto a tierra. Los parámetros de potencia y ujo de nitrógeno
se cambiaron hasta conseguir una condición óptima, variando desde entonces la distancia
blanco-sustrato (desde 10 hasta 3 cm) y el ángulo de inclinación (desde 45 hasta 0o ). Las
muestras entonces se estudiaron con XRD de radiación de Cu K𝛼 en conguración de
BraggBrentano, AFM en modo no contacto y usando una punta de nanotubo de car-
bono, SEM a 20 kV y elipsometría con láser de Xe para conocer Ψ y Δ, determinando a
partir de éstos el espesor y el índice de refracción.
Los autores obtienen AlN(002) a una inclinación de 0o y una distancia blanco-muestra
de 3 cm. Al aumentar entonces la distancia se va perdiendo la orientación preferencial,
apareciendo los planos AlN(100), AlN(002) y AlN(111). Al aumentar el ángulo de inci-
dencia se tiene un gran aumento de la porosidad y la rugosidad.

Figura 51: a) y c) muestra SEM transversal y supercial, respectivamente, de la deposición
realizada con un ángulo de incidencia de 45o . b) y d) muestra SEM transversal y supercial,
respectivamente, de la deposición con un ángulo de incidencia de 0o .

Zhang J.X., Chen Y.Z., Cheng H., Uddin A., Yuan S., Pita K., Andersson
T.G.: Interface study of AlN grown on Si substrates by radio-frequency mag-
netron reactive sputtering ; Thin Solid Fims 471 (2005) 336-341 La técnica de
deposición es sputtering por magnetrón en donde se coloca un blanco de aluminio de 120
mm de diámetro. Los sustratos empleados fueron Si(100) y Si(111). La presión base a la



que se llegó en la cámara fue de 5 ⋅ 10−7 Torr y se introdujo tras este paso una mezcla de
Ar y N2 hasta llegar a los 6 mTorr. La deposición de la capa de AlN duró una hora sum-
inistrando una potencia de 300 W y manteniendo el sustrato a 350o C. La caracterización
se realizó recurriendo a XRD con radiación Cu K𝛼1 en conguración BraggBrentano y
la de incidencia rasante. También se recurrió al uso de TEM y de AFM en modo tapping.
Los estudios indicaron que en ambos sustratos se logró la deposición de w-AlN ori-
entado en el eje c. Se observa que entre la película y el sustrato existe una delgada
capa desordenada que quizás contenga oxinitruros. Todas las muestras poseyeron estruc-
tura columnar de eje (0002) aunque se tiene que la orientación rotacional es totalmente
aleatoria. El estudio mediante AFM demuestra que las supercies son lisas. Los autores
proponen que como paso siguiente es útil estudiar estos pasos pero colocando previamente
una capa de búfer de GaN.

Figura 52: Micrografía transversal mediante HRTEM de la capa de AlN depositada sobre
a) Si(111) y b) Si(100). Se identican varios planos, ya que los parámetros de red son
resolubles. Las capas de transición amorfas se dan en la interfase y se delimitan mediante
lineas.

Zhang J.X., Cheng H., Chen Y.Z., Uddin A., Yuan S., Geng S.J., Zhang S.:
Growth of AlN lms on Si(100) and Si(111) substrates by reactive magnetron
sputtering ; Surface Coatings Technology 198 (2005) 68-73 El magnetrón
utilizado para la deposición es RF con un blanco de Al de 120 mm de diámetro. Los
sustratos se limpian previamente con soluciones. La presión base que se alcanza es de
2,8 ⋅ 10−7 Torr y tras esto se inserta una mezcla de gases que contiene argón y nitrógeno.
Con esta mezcla se hace un trabajo previo con el magnetrón durante 10 ó 20 minutos
para alcanzar un régimen estacionario antes de depositar. La sesión de deposición duró
una hora aplicando 200 − 500 W al magnetrón y manteniendo el sustrato a 350o C. La
distancia blanco-muestra se ja en 8 cm y la presión de trabajo empleada es de 6 mTorr.
Con estos parámetros se logra depositar una capa de 200−260 nm. Los estudios de análisis
de las capas depositadas son XRD, SEM de emisión de campo, FTIR y TEM.



Antes de depositar AlN sobre el sustrato se coloca un búfer de GaN, por lo que la
capa de AlN que yace sobre ella estará altamente orientada. Los estudios de observación
de la orientación y el esfuerzo nos permiten conocer que la orientación del sustrato inuye
en gran manera. Se tiene que entre AlN(0001) y Si(100) se da una gran desadaptación,
la cual conlleva la aparición de un gran esfuerzo, que no cambia al variar la potencia
aplicada. Por otra parte, si el sustrato es Si(111) el esfuerzo aumenta con la potencia.
Esta dependencia puede provenir de los defectos que se dan en la capa y las propiedades
térmicas diferentes entre capa y sustrato.

Figura 53: Espectros de rayos X obtenidos de las películas de AlN depositadas a potencias
de 200, 300, 400 y 500 W sobre a) sustratos de Si(100) y b) sustratos de Si(111).


50 3 DEPOSICIÓN DE MULTICAPAS Y SUPERREDES DE ALN/TIN

3. Deposición de multicapas y superredes de AlN/TiN

Las multicapas y superredes últimamente están cobrando gran relevancia a la hora
de elegir un material para depositar sobre un sustrato, debido a las nuevas y mejoradas
propiedades que presentan de por sí. En los artículos siguientes se hacen multitud de
experimentos para comprobar por qué presentan tales propiedades y qué mecanismos son
los responsables para que así se puedan modicar a voluntad. Debido a la gran versatil-
idad y a la multitud de propiedades que se pueden conseguir mediante la fabricación de
multicapas, esta sección se centra en el análisis de las superredes de nitruro de aluminio
y nitruro de titanio. En el caso que nos incumbe, las características tribológicas se tornan
en fundamentales, por lo que atenderemos a los pasos que toman los autores para con-
seguir multicapas de extrema dureza y de gran resistencia al desgaste. Esto se obtiene,
parece ser, por la transformación de la estructura cristalina del nitruro de aluminio, que
pasa bajo ciertas condiciones de la fase hexagonal würtzítica a la fase metaestable cúbica
centrada en las caras.

Abadias G., Michel A., Tromas C., Jaouen C., Dub S.N.: Stress interfacial
eects and mechanical properties of nanoscale multilayered coatings ; Surface
Coatings Technology 202 (2007) 844-853 En este artículo se determina que las
multicapas con las propiedades físicas mejoradas sólo se obtienen gracias a la técnica
de PVD. Para una buena aplicación industrial de estos compuestos debe combinarse
la abilidad y la reproducibilidad, junto a una consideración de la naturaleza de las
interfases y del nivel de tensión. Es lógico que la interfase afecte las propiedades mecánicas
y tribológicas de los materiales. Para caracterizar las multicapas es posible aplicar una
técnica basada en el efecto anómalo de los rayos X, tanto en la conguración de difracción
como en la de reectividad. Los autores indican que es posible llevar a cabo estudios
in situ al analizar la curvatura de la oblea. Como conclusión, el artículo menciona que
las tendencias actuales de la fabricación de superredes se centran en tres métodos: capas
alternas de nitruros duros y metales dúctiles; metal blando incluido en matriz dura de
nitruro, y metal junto a un elemento del grupo IIIA ó IVA para otorgarle una contribución
cerámica y la adición de carbono o nitrógeno.


3 DEPOSICIÓN DE MULTICAPAS Y SUPERREDES DE ALN/TIN 51

Figura 54: Representación esquemática de materiales duros de diferentes clases: covalente
(negro), metálico (azul) y óxido (rojo). Se muestran los rangos de dureza típicos.

Auger M.A., Sanchez O., Ballesteros C., Jergel M., Aguilar-Frutis M., Falcony
C.: TiN/AlN bilayers and multilayers grown by magnetron co-sputtering ; Thin
Solid Films 433 (2003) 211-216 La deposición de la multicapa se hizo mediante un
magnetrón de cátodo dual balanceado con blancos de titanio y aluminio inmersos en una
atmósfera de argón y nitrógeno. Al ser una técnica de sputtering reactivo se tiene que la
tasa de deposición será más elevada, por lo que puede recurrirse a una fuente DC, que
alimenta a los blancos con una potencia de 100 W. La presión base llegó a un valor de
10−6 mbar. Para lograr la creación de capas de TiN ó AlN estequiométricas la mezcla
de gases fue de 10,2 sccm de Ar y 0,8 sccm de N2 y de 5,9 sccm de Ar y 23,6 sccm de
N2 , respectivamente. Entonces la presión de trabajo se mantuvo entre 2 − 4 ⋅ 10−3 mbar.
Como sustrato se utiliza Si(100) a 6,5 cm de los blancos. Para determinar el espesor de
cada capa individual se coloca una máscara en el sustrato. Las técnicas de caracterización
empleadas fueron indentaciones Berkovich, XRD de radiación Cu K𝛼 en conguración
BraggBrentano y en incidencia rasante a 0,5, 1 y 1,5o , TEM, AFM y elipsometría (a
pesar de que la capa de TiN es altamente absorbente).
El artículo muestra que cuando el espesor de las capas de AlN y TiN son semejantes la
dureza alcanza un máximo, aumentando este valor al crecer el número de interfases. Los
estudios con rayos X indican la obtención de w-AlN(002) y fcc-TiN(111) poco desarrollada
cada estructura. Cuando se tiene que Λ = 5 nm los granos son nos y están restringidos.
Se concluye nalmente que un aumento del número de interfases bloquea la dislocación y
con TiN:AlN ≈ 1 la textura llega a dicultar las dislocaciones, trasladándolas a la interfase
o a los bordes de grano.



Figura 55: Patrones de difracción en incidencia rasante de la bicapa BTA5 (una bicapa de
TiN y AlN de igual espesor cada capa individual) para diferentes ángulos de incidencia
𝛼. Las líneas continuas y punteadas muestran la posición y las intensidades relativas de
las fases w-AlN y c-TiN, respectivamente.

Bhattacharyya D., Mara N.A., Hoagland R.G., Misra A.: Nanoindentation
and microstructural studies of Al/TiN multilayers with unequal volume frac-
tions ; Scripa Materialia 58 (2008) 981-984 El sustrato en el que se lleva a cabo
la deposición es de SiO2 /Si. La primera capa depositada es la de TiN y la última Al
para mejorar la adherencia al sustrato y la resistencia a la oxidación, respectivamente.
La razón de espesores Al:TiN es de 9:1 que se mantiene siempre aunque se altere el valor
del periodo de bicapa Λ. Para caracterizar las multicapas se realizan estudios de TEM,
nanoindentación, AFM y XRD.
Los autores obtienen que la dureza de la multicapa es incluso mayor que la predicción
realizada mediante la regla de mezclas y con Λ ≥ 100 nm se observa un comportamiento
HallPetch, por lo que la dureza aumenta al disminuir el espesor, alcanzando un máximo
con el espesor de la capa de Al de 9 nm y el espesor de TiN de 1 nm. Se detecta una
gran fortaleza, que no llega a explicarse con el modelo de fuerza imagen, por lo que habrá
que tener en cuenta la estructura y la discontinuidad de los planos de deslizamiento. Por
último, se concluye que a menores espesores de capa hay menos apilamiento en los bordes
de indentación, ya que al aumentar la dureza se da menos penetración.


3 DEPOSICIÓN DE MULTICAPAS Y SUPERREDES DE ALN/TIN 53

Figura 56: a) Imagen AFM de la supercie indentada en donde se muestra apilamiento
de material en el borde de la indentación. b) Perl de línea correspondiente para la
profundidad.

Chen D., Ma X.L., Wang Y.M.: Thickness-dependent structural transforma-
tion in the AlN lm ; Acta Materialia 53 (2005) 5223-5227 Los estudios re-
alizados mediante TEM sobre muestras indican que es posible la creación de c-AlN al
depositarlo sobre TiN(001), resultado conrmado con análisis de HRTEM a 200 kV. De-
bido a esta evidencia experimental se puede realizar un estudio teórico para predecir los
procesos que se desencadenan durante la deposición. Los cálculos parten de los primeros
principios y recurren al uso de un pseudopotencial de onda plana. Gracias a este méto-
do se descubre que los enlaces Al-N y Ti-N a través de la interfase son muy favorables.
La simulación del crecimiento pseudomórco de la superred se consigue minimizando la
energía total en los cálculos. Se colocan en el modelo zonas de TiN másico que encierran
zonas de relajación y las propias capas de AlN. Variando el número de multicapas y las
condiciones de contorno se obtendrán resultados diferentes. También han de considerarse
las interacciones de los cristales iónicos, el comportamiento dinámico, las fuerzas inter-
atómicas y la relajación. Por último, pueden calcularse las energías de red másicas de
w-AlN y TiN.
Los autores consiguen descubrir que la transformación cúbica a hexagonal del nitruro
de aluminio sobre TiN se da cuando su espesor supere los ≈ 1, 95 nm. Se concluye entonces



que la formación de c-AlN a bajos espesores se achaca a las bajas energías de esfuerzo y
de interfase presentes.

Figura 57: Simulación de la transformación continua de AlN cúbico a su contraparte
hexagonal con un sustrato de TiN tras 0, 80, 140, 410 y 300000 pasos de tiempo a 300
K. Las primeras cuatro conguraciones se proyectan en la dirección [010]TiN , mientras
que la última se observa a través de [0¯ TiN /[1¯ AlN para observar así los rasgos de la
10] 210]
estructura hexagonal.

Chen D., Wang Y.M., Ma X.L.: Size-eect on stress behavior of the AlN/TiN
lm ; Acta Materialia 57 (2009) 2576-2582 El estudio de multicapas puede llevarse
a cabo desde un punto de vista teórico al usar los primeros principios para construir
la estructura B1-AlN/TiN y mantener la coherencia interfásica, o sea, que el AlN sea
cúbico también. Para determinar las trayectorias atómicas se emplea un modelo dinámico
cristalo-químico. Además, se varió el número de capas para determinar su inuencia y
aparte se analizan las fuerzas interatómicas. Para realizar una buena adaptación a la
realidad se introducen en el modelo zonas de relajación. Si se estudia la multicapa desde
el punto de vista de una agrupación de cristales iónicos se debe considerar la atracción de
Coulomb y la repulsión de Pauli. Además, un estudio de la función de distribución radial
indica la estructura cristalina, por lo que es posible comprender el cambio de c-AlN a
w-AlN.
Los autores concluyen que la tensión no sólo depende del espesor de la capa de AlN, sino
también de la relajación estructural y la distribución de esfuerzos. También se comprueba
que cuando la capa de AlN supera un espesor crítico se da un cambio de estructura
cristalina y una vez relajada esta estructura los esfuerzos comienzan a concentrarse en
la interfase. Por consiguiente, la tensión depende de la estructura de la interfase y su
variación con la relajación de esfuerzos.


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