Transmission electron microscopy 2

Capítulo 3 – Imagem de Superfície e de Secção de Corte: TEM
113
3.3 – MICROSCOPIA ELECTRÓNICA DE TRANSMISSÃO
3.3.1 – Introdução
O factor dominante que motivou os primeiros investigadores na área da microscopia
electrónica de transmissão (TEM) residiu no facto que teoricamente seria possível observar
detalhes à escala atómica, dado que os electrões têm dimensões inferiores aos átomos. O
princípio básico desta técnica de análise baseia-se na transformação da intensidade electrónica
em intensidade luminosa num alvo, sendo posteriormente registada ou gravada
fotograficamente.
Em termos de resolução, pode-se relacioná-la com os critérios clássicos para a
microscopia luminosa de Rayleigh, que refere que a mais curta distância resolúvel (δ) é dada
aproximadamente por:
β⋅
λ⋅
=δ
sinn
61,0
r
Eq. 3.3.1
Na equação anterior λ é o comprimento de onda da radiação, nr é o índice de refracção do
meio em análise e β é o semi-ângulo colector das lentes de ampliação. Na maior parte dos
microscópios electrónicos de transmissão δ≈0,61λ/β. Através da equação de Broglie, que
mostra que o λ dos electrões está relacionado com a sua emergia (E), e ignorando fenómenos
relativisticos, temos:
2
1
E
22,1
≈λ Eq. 3.3.2
Na equação anterior E é expresso em eV e λ em nm. É importante referir que as unidades em
Volt (V) referem-se ao potencial acelerador do microscópio enquanto as unidades em eV
referem-se à energia dos electrões no microscópio. Sendo assim, e para um electrão com 100
keV temos que λ≈0,004 nm; muito menor do que o diâmetro atómico. Isto é obviamente uma
estimativa teórica porque na prática estamos longe de construir um TEM dentro desta
resolução; principalmente porque é impossível construir lentes electrónicas perfeitas.
Contudo, a partir dos anos 70 já foi possível discernir colunas individuais de átomos em
cristais dando origem ao campo de transmissão electrónica de alta resolução (HRTEM). A
vantagem dos comprimentos de onda curtos levou ao desenvolvimento da tecnologia TEM de
alta voltagem com potenciais aceleradores de ~1 MV, operando entre 200-400 kV.

114
Os electrões são um tipo de radiação ionizante, i.e. a radiação consegue remover os
electrões fortemente ligados das camadas mais interiores, superando o campo atractivo do
núcleo. A vantagem desta radiação é que gera uma vasta gama de sinais secundários
provenientes da amostra; alguns destes estão ilustrados na fig. 3.3.1.
Figura 3.3.1 – Gama de sinais emitidos durante a interacção de um feixe altamente energético
de electrões com um material fino. A maior parte destes sinais são detectados em TEM [5].
Muitos destes sinais são utilizados na microscopia electrónica analítica (AEM) possibilitando
a extracção de informação química e cristalina, entre outros detalhes, relativos ao material da
amostra.
Em termos de difracção, as vantagens dos electrões em relação aos raios-X prendem-
se com o facto de:
• os electrões terem um λ menor do que a maior parte das radiações
raios-X utilizadas nos laboratórios;
• os electrões sofrem uma dispersão maior dado que interactuam
através de forças Coulombianas, quer com os núcleos quer com os
electrões dos átomos dispersos;
• o feixe electrónico é facilmente direccionável dado que os electrões
são partículas carregadas.
Thompson e Reid em 1920 mostraram que os electrões podem ser difractados ao
passarem através de cristais de níquel, porém a possibilidade desta aplicação num TEM só foi
realizada por Kossel e Möllenstedt em 1939 [5]. Hoje em dia, a difracção electrónica é uma
electrões Auger
feixe de electrões
altamente energético
luz visível
pares electrão - buracoelectrões absorbidos
electrões retro-dispersos electrões secundários
raios-X característicos
raios-X
Bremsstrahlung
feixe directo
electrões dispersos
inelasticamente
electrões dispersos
elasticamente

115
parte indispensável na tecnologia TEM e a mais útil na ciência dos materiais. Outra
propriedade de um TEM que é governada pelas lentes é a profundidade de campo. A mais
perfeita lente electrónica não deixa de ser comparável à utilização do vidro do fundo de uma
garrafa num microscópio óptico [5]. Para minimizar esta imperfeição utilizam-se diafragmas
com aberturas extremamente pequenas nas lentes de modo a estreitar o feixe electrónico a um
fio de electrões que tem no máximo alguns micrómetros de diâmetro. Estas aberturas reduzem
a intensidade do feixe electrónico porém também actuam no sentido de aumentar a
profundidade de focagem das imagens produzidas. É importante referir que a profundidade de
campo está relacionada com a amostra e a profundidade de focagem está relacionada com a
imagem realizada. Esta grande profundidade de campo é aproveitada na microscopia
electrónica de varrimento (SEM) para simular as imagens tridimensionais das superfícies das
amostras que tenham variações extremas na sua topografia, porém em TEM possibilita a
focagem total da amostra num determinado instante independente da sua topografia desde que
seja transparente.
3.3.2 – Propriedades Fundamentais
De acordo com a característica dualidade onda-partícula dos electrões e tendo em
conta que as correntes electrónicas num feixe de TEM são da ordem dos 0,1-1 µA, que
corresponde a 1012
electrões a passarem no plano da amostra por segundo, e que abaixo dos
100 keV estes electrões viajam a cerca de metade da velocidade da luz (~0,5c), estando assim
separados por 0,15 mm, dificilmente teremos mais do que um electrão dentro da amostra num
determinado instante. Contudo, tanto a difracção dos electrões como a interferência entre
estes acaba por ocorrer, sendo ambos fenómenos ondulatórios e implicam a interacção entre
os diferentes feixes electrónicos.
Segundo as equações de Broglie para a dualidade onda-partícula do electrão podemos
relacionar o momento linear (p) com o λ através da constante de Planck:
p
h
=λ Eq. 3.3.3
O momento é fornecido ao acelerarmos o electrão através de um potencial V, ficando com
uma energia cinética eV. Pela conservação da energia temos:
2
vm
eV
2
o
= Eq. 3.3.4

116
onde mo é a massa do electrão em repouso e v a velocidade. Da eq. 3.3.3 e sabendo que
p=mov obtemos λ em função do potencial:
( ) 2
1
eVm2
h
o
=λ Eq. 3.3.5
Este tratamento negligencia efeitos relativisticos, o que não deve ser feito quando se trabalha
com energias iguais ou superiores a 100 keV, porque a velocidade dos electrões torna-se
maior que 0,5c. Com base neste pressuposto a eq. 3.3.5 reformula-se do seguinte modo:
2
1
2
o
o
cm2
eV
1eVm2
h
⎥
⎥
⎦
⎤
⎢
⎢
⎣
⎡
⎟⎟
⎠
⎞
⎜⎜
⎝
⎛
+
=λ
Eq. 3.3.6
Numa situação de HRTEM com potenciais de aceleração da ordem dos 300 kV a velocidade
dos electrões aproxima-se de ~0,78c. Substituindo as constantes da eq. 3.3.6 chega-se a uma
relação simplificada para o λ (em Å):
( ) 2
1
2
1
V10979,01V
26,12
6
⋅×+
=λ
−
Eq. 3.3.7
De modo a se obter a quantificação do espaçamento interplanar (dhkl) correspondente à
estrutura cristalina do material a ser analisado temos de determinar uma distância R no ecrã de
projecção com base no seguinte diagrama:
Figura 3.3.2 –
Esquema ilustrativo da
determinação da
distância R de um ponto
de difracção resultante
de uma experiência de
difracção por electrões
altamente energéticos
[6].
Na fig. 3.3.2, R representa a distância no espaço recíproco entre o ponto central
(transmissão completa do feixe sem difracção) e os pontos relativos a um padrão de difracção.
Através da geometria exposta na fig. 3.3.2 e utilizando a lei de Bragg com a aproximação para
pequenos ângulos (λ/dhkl=2sinθ≈2θ) temos:
ponto de difracção
θ
2θ
R
feixe
difractado
feixe
directo
ecrã
Z
planos atómicos dhkl

117
R
Z
d22tan
Z
R
hkl
λ
=⇒θ≈θ= Eq. 3.3.8
Na eq. 3.3.8, Z representa a distância entre a amostra e o ecrã de projecção (ampliação). Para
um potencial de 300 kV temos λ= 0,0197 Å.
À medida que os electrões atravessam a amostra, ou são dispersos através de uma
variedade de processos, ou nada lhes acontece. O resultado final traduz-se numa distribuição
não uniforme de electrões emergentes na parte inferior (saída) da amostra. O microscópio
electrónico de transmissão é construído de modo a mostrar esta distribuição não uniforme
através de duas maneiras distintas: primeiro, a distribuição angular da dispersão frontal pode
ser observada na forma de padrões de difracção (SAD); segundo, a distribuição espacial de
dispersão pode ser observada pelo contraste visível nas imagens recolhidas da amostra.
3.3.3 – Preparação das Amostras para TEM
De modo a se poder retirar informação estrutural de uma determinada amostra com
um TEM, esta tem que ser electronicamente transparente. Só nestas condições transmite um
número suficiente de electrões tal que a intensidade no ecrã (alvo) ou papel fotográfico seja
suficiente para fornecer uma imagem interpretável e num tempo razoável. Por exemplo, e
utilizando um TEM de 100 kV, espessuras de ~1 µm em amostras de alumínio são o
suficiente dado que possuem a transparência suficiente, enquanto que na maior parte dos
revestimentos cerâmicos refractários as espessuras utilizadas são menores que 50 nm [7].
Estes limites mínimos de espessura aumentam com o potencial do feixe, contudo existe um
compromisso porque para potenciais elevados o feixe pode causar danos na amostra.
De seguida vão-se apresentar os vários processos que levam à preparação de uma
amostra para TEM pelo método sanduíche, de modo a possibilitar a observação da secção
transversal:
1. Corte: cortam-se lamelas do material da amostra com uma largura de
2,5 mm, comprimento de 5 mm e espessura de 0,5 mm (fig. 3.3.3 a);
2. Colagem: colam-se duas destas lamelas de modo que a área de
contacto seja a superfície do filme, formando-se assim uma
sanduíche (daí o nome da técnica). O tipo de cola utilizada pode ser
por exemplo a M-Bond 600/610 fornecido pela M-Line Accessories.
De modo a melhorar a adesão a colagem deve ser seca num forno a
120 ºC durante uma hora (fig. 3.3.3 b);

118
3. Novo corte: cortam-se lamelas em sanduíche ainda mais pequenas
com uma largura de 1 mm, comprimento de 2,5 mm e espessura de 1
mm (fig. 3.3.3 c);
4. Nova colagem: coloca-se a sanduíche num suporte cilíndrico de
vidro de modo a proceder-se à primeira fase do polimento fino. De
modo a se fixar a sanduíche na base do cilindro pode-se utilizar cera
de baixo ponto de fusão, podendo ser posteriormente dissolvida num
banho de acetona em ultra sons;
5. Polimento: em ambas as faces da sanduíche realiza-se um polimento
com lixas de SiC de grão sucessivamente inferior (1200, 2400 e
4000). O controlo de qualidade do polimento é feito através da
observação do mesmo num microscópio óptico, sendo a espessura
final desejada para esta etapa da ordem de 60-80 µm;
6. Esmerilhamento: de modo a atingir-se uma espessura de
aproximadamente 10 µm sem quebrar a amostra utiliza-se um
esmerilador (Gatan Dimpler Model 656 – ver fig. 3.3.4) que permite
desbastar crateras na amostra. Mais propriamente, a técnica consiste
em fazer rodar um disco de cobre de 15 mm de diâmetro e 1 mm de
espessura sobre a secção transversal da amostra em sanduíche,
rodando esta por sua vez com uma velocidade de 100 rpm. A
combinação destas duas rotações independentes produz uma cratera
de forma elipsóide. De modo a facilitar o esmerilhamento pode-se
aplicar cargas de 20-30 g ao disco de cobre e também utilizar-se uma
pasta de diamante abrasiva (DP Paste-P da Struers 1-3 µm) sendo
lubrificada com água desionizada. Este procedimento repete-se até
que o filme apresente um tom avermelhado quando visto por
transmissão no microscópio óptico. O esmerilador tem um sensor de
profundidade que transmite com alguma precisão a profundidade de
desbaste;
7. Desbaste iónico: antes de se começar este tipo de desbaste a amostra
é colada numa grelha de cobre que serve de suporte final para a sua
observação no TEM. O objectivo consiste em atingir espessuras
finais da amostra inferiores a 50 nm. Ao bombardear-se a já delicada

119
amostra com iões energéticos ou átomos neutrais pulveriza-se o
material até à espessura desejada (controlada no microscópio
óptico). O modelo do equipamento utilizado (Gatan Dual Ion Mill
Model 600 - ver fig. 3.3.5) possui dois canhões de iões em “V”,
conforme a fig. 3.3.6, estando no centro a amostra já colocada na
grelha de cobre. De modo a tornar-se o desbaste iónico mais
homogéneo pode-se colocar a amostra a rodar. As variáveis de
controlo nesta técnica são a voltagem (4-6 kV), temperatura da
amostra (normalmente a do azoto liquido), vácuo (<10-5
Pa), gás de
trabalho (árgon ou hélio) e a geometria de incidência (os ângulos de
incidência utilizados estavam compreendidos entre os 13º e 18º ).
Figura 3.3.3 – Preparação de uma amostra para TEM pelo método sanduíche. Primeiro (a)
colam-se duas lamelas da amostra, com dimensões de 2,5 mm x 5 mm x 0,5 mm, com uma
cola própria com as faces (filme fino) voltadas para dentro, sendo a colagem (b) posteriormente
seca num forno a 120 ºC durante uma hora. Após a secagem a sanduíche está pronta para ser
cortada (c) em lamelas mais finas da secção de corte, com dimensões de 1 mm x 2,5 mm x 1
mm, de modo a facilitar o polimento mecânico e iónico até à transparência desejada.
a) b)
c)

120
Figura 3.3.4 – Esmerilador Gatan Dimpler Model 656.
Figura 3.3.5 – Equipamento de desbaste iónico Gatan Dual Ion Mill Model 600.

121
Figura 3.3.6 – Esquema de um equipamento de desbaste iónico. O árgon é inserido numa
câmara de ionização onde o potencial de 4-6 kV gera um feixe de iões de Ar+
que por sua vez
impinge na amostra que se encontra a rodar em torno de um eixo perpendicular à sua superfície
de erosão. O sistema encontra-se em vácuo e arrefecido à temperatura de azoto líquido. A
evolução do desbaste pode ser observada através de uma janela que se encontra na parte
superior do aparelho [7].
Apesar da descrição sumária apresentada de como preparar amostras em secção
transversal para posterior observação em TEM, esta técnica é bastante difícil necessitando de
algum treino e destreza em alguns passos mais complicados ou minuciosos. Como exemplo
de alguns passos difíceis pode-se referir a passagem da amostra do suporte cilíndrico de vidro
para a grelha final de cobre.
Resumindo, e no caso particular do estudo de interfaces de filmes finos de materiais
cerâmicos, um maior sucesso na observação por TEM está fortemente dependente no cuidado
dispendido em cada uma das etapas de preparação da amostra, aumentando deste modo a
sensibilidade da técnica às variações de natureza estrutural e química dado que o feixe
electrónico encontra-se paralelo às interfaces.
3.3.4 – Equipamento TEM
As observações foram realizadas num microscópio electrónico de transmissão de alta
resolução (HRTEM) da marca JEOL modelo JEM 3010 disponibilizado pelo Laboratório de
Física Metalúrgica (LMP) da Universidade de Poitiers – França (fig. 3.3.7). O potencial de
aceleração foi de 300 kV com uma resolução pontual da ordem dos 0,19 nm em desfocagem
Scherzer.

122
Figura 3.3.7 – Microscópio electrónico de transmissão JEOL modelo JEM 3010.
3.3.5 – Padrões de Difracção por TEM
Uma maneira fácil de entender os vários padrões de difracção observados por TEM é
imaginarmos que se coloca um filme fotográfico directamente por baixo da amostra de modo
que os electrões que são frontalmente dispersos na amostra impinjam directamente o filme.
Nestas circunstâncias, quanto maior for o ângulo de dispersão maior será o afastamento do
centro (transmissão sem dispersão) a que o electrão atingirá o filme. Portanto, as distâncias no
filme fotográfico correspondem a ângulos de dispersão na amostra. Pode-se constatar na fig.
3.3.8 que a maior parte da intensidade luminosa encontra-se no feixe directo representado no
centro do padrão de difracção, significando que a maior parte dos electrões atravessam a
amostra sem dispersão. A intensidade de dispersão diminui com o aumento do ângulo θ
(aumenta a distância em relação ao feixe directo). Contudo a intensidade de dispersão varia
fortemente com a estrutura da amostra.

123
Figura 3.3.8 – Padrão de
difracção de um filme
fino de TiAl. O anel
difuso e espesso é
característico de um
material amorfo.
Na figura anterior, correspondente a um padrão de difracção de um filme fino de TiAl
(utilizado como camada intermédia em algumas multicamadas que serviram a este estudo),
vê-se um anel difuso em redor do feixe directo. Este tipo de anel é característico de um
material com estrutura amorfa. Caso se tratasse de um monocristal, em vez de um anel ver-se-
ia um conjunto de pontos pertencentes a uma rede recíproca com periodicidade bem definida,
como se pode ver por exemplo num padrão de difracção associado ao silício (100), utilizado
como substrato em algumas amostras, que se encontra representado na fig. 3.3.9; nesta mesma
figura continua-se a ver também o padrão associado ao TiAl dado o difractograma ter sido
tirado numa zona da amostra que abrangia a interface entre o substrato e o filme.
difracção de uma amostra de
silício (100) monocristalino.
Os pontos luminosos
representam a rede recíproca
deste material. O anel difuso
pertence ao TiAl amorfo (ver
fig. 3.3.8).

124
Em amostras policristalinas observam-se anéis concêntricos correspondendo cada um
a uma família de planos (hkl); ver fig. 3.3.10. Os anéis podem ser constituídos por pontos de
intensidade e largura variável consoante o tamanho de grão em análise. Se o tamanho de grão
for muito reduzido (geralmente < 10 nm para materiais nanocristalinos) e a sua distribuição
em orientação for aleatória os pontos do anel agrupam-se formando um círculo contínuo,
contrastando com um conjunto de pontos discretos para o caso de tamanhos de grão maiores.
A espessura do anel engrossa à medida que o tamanho de grão decresce, devendo-se ao facto
que a representação dimensional de um determinado grão cristalino no espaço real é
inversamente proporcional à sua representação na rede recíproca.
difracção de uma amostra
policristalina em multicamadas
de Ti0,4Al0,6N/Mo onde é
possível visualizar os diferentes
anéis correspondentes às
reflexões permitidas das
diferentes famílias de planos
atómicos que constituem a
amostra.
3.3.6 – Padrões Anelares de Materiais Policristalinos
A difracção de electrões em amostras de materiais cristalinos pode ser encarada de
uma maneira análoga à difracção por raios-X. Para o caso de um policristal com distribuição
aleatória dos seus grãos cristalinos, roda-se a rede recíproca em torno de todos os eixos
produzindo um conjunto de esferas que se encaixam umas nas outras. Quando intersectamos
estas esferas com a esfera de Edwald [8], que em TEM se aproxima a um plano, podem-se
visualizar padrões anelares característicos da estrutura cristalina do material. Este efeito está
ilustrado na figura 3.3.11 seguinte.

125
Figura 3.3.11 – Intersecção
das esferas formadas pela
rotação da rede recíproca em
torno de todos os seus eixos
com a esfera de Edwald [8].
Se o policristal é texturado então existe sempre um plano especial que é praticamente
comum a todos os grãos. Ao rodarmos a rede recíproca em torno do vector de rede (ghkl)
perpendicular a este plano obtém-se um conjunto de círculos concêntricos registados no
espaço recíproco, como se pode ver na seguinte fig. 3.3.12. Para o caso de materiais cúbicos o
vector da rede recíproca (ghkl) vai estar paralelo à direcção [hkl] no espaço recíproco.
Figura 3.3.12 – Criação de
um conjunto de anéis no
espaço recíproco para o caso
de um policristal texturado.
Quando a rede recíproca é
rodada em torno de uma
direcção particular [uvw],
neste caso perpendicular ao
plano da textura, cada zona de
Laue (N=1,2,...) produz um
conjunto de anéis concêntricos
para cada reflexão permitida
[8].
Uma maneira fácil de identificar um padrão de difracção associado a um material
texturado é a da observação de arcos nos anéis. Isto é, o anel torna-se mais luminoso para uma
determinada região angular fruto de uma orientação preferencial dos grãos cristalinos. Podem-
se localizar os grãos que originam os arcos ao efectuar-se uma nova difracção em campo
escuro sobre estes de modo ver-se a distribuição dos grãos associados à família hkl em
análise, podendo-se mesmo estimar o seu tamanho; mais à frente na parte experimental esta
técnica é recorrida. Na fig. 3.3.13, e para o caso de uma multicamada de TiAlN/Mo onde

126
existe uma boa textura dos planos TiAlN (111) e Mo (110), verifica-se a formação dos
mencionados arcos no anel correspondente ao TiAlN (111).
Figura 3.3.13 – Padrão de difracção de uma amostra policristalina em multicamadas de
Ti0,4Al0,6N/Mo onde é possível visualizar arcos (ver setas na imagem) no anel correspondente à
forte textura dos planos (111) de Ti0,4Al0,6N.
3.3.7 – Resultados de TEM
Como se viu nesta secção, a técnica relacionada com o TEM é uma ferramenta ideal
para o estudo da qualidade estrutural das multicamadas, quer a um nível de intracamadas quer
ao nível de intercamadas, dado que a estrutura envolvente é sondada com um detalhe bastante
diminuto. Nesta secção vai-se empregar esta técnica no estudo das multicamadas de
Ti0,4Al0,6N/Mo de modo a extrair-se informação à escala atómica relacionada com o tipo de
estrutura das camadas de cada material, qualidade das interfaces, controlo de rugosidade, bem
como tecer considerações sobre o mecanismo de crescimento cristalino. Esta técnica permite
quantificar grandezas como o tamanho e grão, diâmetro das colunas e correlacionar estes
dados com a textura cristalina. As interfaces serão à partida um dos principais focos de
atenção, dado que fenómenos de rugosidade e interdifusão suscitam sempre interesse quando
temos nas nossas mãos uma ferramenta capaz de os observar com elevada resolução.
De seguida vai-se proceder a um estudo das secções de corte de uma série de
multicamadas de Ti0,4Al0,6N/Mo crescidas com Λ≈6 nm e com potenciais de polarização nos
substratos entre –40 e –80 V, cujas características estruturais já foram estudadas por XRD e
AFM, como o exposto nas tabelas 2.2.3, 2.4.5 e 3.1.3.

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