Intensidade dos Pulsos Baixa Energia
5 – RESULTADOS E DISCUSSÕES
5.1 – Efeitos da Intensidade dos Pulsos de Polarização – Alta Energia 5.1.1 – Espessura
A Fig. 5.1.1 mostra a espessura dos filmes, h, como uma função da intensidade dos pulsos de polarização, P. O valor apresentado em 0 V representa a espessura da camada preparada com o porta-amostras aterrado. Observa-se neste gráfico, um aumento em h quando bombardeamento iônico é induzido durante a deposição do filme.
Por outro lado, h se mantém praticamente inalterada com o aumento de P entre 1200 e 2800 V. 0 500 1000 1500 2000 2500 3000 0 300 600 900 1200 1500 1800 2100 E s p e s s u ra ( n m )
Intensidade dos Pulsos (V)
Fig. 5.1.1 – Espessura dos filmes em função da intensidade dos pulsos de polarização aplicados ao porta-amostras durante o processo de deposição. O ponto em 0 V representa o valor de h para o filme depositado com o porta-amostras aterrado.
Como o tempo de deposição foi mantido constante em todos os experimentos (3600 s), a taxa de deposição que é dada pela razão (espessura (nm) / 3600 s) segue exatamente a mesma tendência, variando de 12 até 30 nm/min. Na literatura são demonstradas taxas de deposição para óxidos de alumínio variando de 1 até 50 nm/min usando PECVD (KURAPOV, et al 2007; TASCHNER et al, 1998) magnetron sputtering (JIN, et al, 2002) e PECVD pulsado (KONSTANTINIDIS, et al, 2011). Na literatura (KONSTANTINIDIS, et al, 2011) uma tendência de redução na taxa de deposição foi observada com o aumento no ciclo de trabalho do sinal de polarização aplicado ao porta-amostras durante a deposição de filmes de alumina. Aqui, a taxa de deposição permanece praticamente constante para qualquer uma das condições em que o bombardeamento iônico foi induzido, consistentemente com a
manutenção do ciclo de trabalho em 1%. A interpretação para este resultado é baseada no balanço entre o processo de deposição e de remoção de partículas da camada depositada.
Os fragmentos gerados pela pulverização catódica (sputtering) do pó do AAA são os precursores da formação do filme. Tais fragmentos podem ser ainda mais ativados na fase plasma, fazendo com que íons gerados a partir do composto também contribuam para o processo de deposição. A polarização do porta-amostras com tensão negativa aumenta a frequência de íons positivos colidindo com as amostras, e portanto, a velocidade de deposição. Por outro lado, implantações diretas e de recuo, também ocorrem e contribuem no sentido contrário para R. Durante os instantes iniciais do processo, a implantação direta dos fragmentos ionizados do AAA causa a diluição do material do substrato (vidro) com constituintes do filme. Este fenômeno, favorável para a adesão do filme ao substrato, tende a reduzir a velocidade de crescimento da camada. Além disto, o recuo de espécies do filme para o substrato pelo impacto de íons, como também o processo de sputtering de espécies da superfície pelos massivos e abundantes íons de argônio do plasma, tendem a reduzir a taxa de deposição. A densificação da camada é outro fenômeno que pode ocorrer mediante bombardeamento iônico e contribuir com a redução de R.
Portanto, o aumento em h quando bombardeamento iônico é adicionado ao processo de deposição (Fig. 5.1.1) é atribuído ao balanço de duas tendências em oposição: sua aceleração, causada pelo aumento no número de fragmentos atingindo o substrato polarizado, e sua desaceleração, causada pela intensificação no processo de sputtering, de implantação direta e de recuo. Já a constância nos valores de espessura com a intensidade dos pulsos é atribuída ao fluxo de íons constante incidindo na amostra, visto que o ciclo de trabalho dos pulsos de polarização foi mantido constante.
5.1.2 – Estrutura Molecular e Composição Química
Os espectros de infravermelho dos filmes investigados neste trabalho são apresentados na Fig. 5.1.2. Os espectros das camadas preparadas com pulsos de 0 e 1200 V de intensidade apresentam contribuições relacionadas ao estiramento (2860-2950 cm-1) e à deformação
(1450, 1390 e 1270 cm-1) de ligações C-H. A presença de grupos hidroxilas na estrutura é
evidenciada pela larga absorção entre 3200 e 3600 cm-1 (vibração de estiramento) e pela
menor em 1160 cm-1 (vibração de deformação). Bandas definidas e intensas, atribuídas a
vibrações de estiramento de grupos C=O (1690, 1595 cm-1) e C=C (1530 cm-1), também são
depositados a plasma (YASUDA, 1985) sendo a incorporação de oxigênio originada do composto precursor e também da atmosfera residual de oxigênio na câmara de deposição durante os experimentos. 4000 3500 3000 2500 2000 1500 1000 ν CH 3 ν C=C 0 V 2500 V 2800 V 2000 V 1200 V T ra n s m it â n c ia ( % ) Número de Onda (cm-1) OH ν C=O δ CH 3 δ C-CH 3 OH C=O (a) 1200 900 600 6 6 0 7 7 0 9 3 7 8 5 0 Al2O3 0 V Al-O Al=O 2500 V 2800 V 2000 V 1200 V T ra n s m it â n c ia ( % ) Numero de Onda (cm-1) (b) 1 0 2 7
Fig. 5.1.2 – Espectros de transmitância dos filmes depositados em plasmas de AAA utilizando-se pulsos de polarização entre 0 e 2800 V na região entre (a) 4000-600 cm-1 e (b)
1200-600 cm-1.
Reações pós-deposição entre radicais livres residuais, normalmente incorporados em camadas depositadas a plasma, e espécies atmosféricas também podem contribuir com a incorporação de grupos contendo oxigênio (MOROSOFF, 1976).
Na região de número de onda entre 600 e 1200 cm-1, que foi expandida na Fig. 5.1.2b,
grupos contendo alumínio são identificados pelas absorções em 1027 (ν Al=O) (RAM, 2001), 937 (LO Al2O3) (YAMADA E TAKAMURA, 2001), 850 (ν Al-O), 770 (ν Al-O, Al=O)
(KISS, 1980) e 660 cm-1 (TO Al
2O3) (YAMADA E TAKAMURA, 2001). A contribuição
intensa e larga surgindo abaixo de 1000 cm-1 no espectro da amostra preparada sem
bombardeamento iônico (P = 0 V) também foi observada nos trabalhos de Yamada-Takamura et al. and Nguyen et al. Esta contribuição foi associada à presença de alumina amorfa na estrutura. O espectro do filme depositado com P = 1200 V se distingue do primeiro (P = 0 V) pelo desaparecimento da banda larga na região de baixo número de onda (< 1000 cm-1), pela
intensificação da contribuição relacionada a grupos Al=O e pelo surgimento de bandas resolvidas em 937 e 660 cm-1. Estas duas últimas são relacionadas, respectivamente, aos
E TAKAMURA, 2001; NGUYEN, 2002). Outra diferença marcante entre estes dois espectros é a substancial redução na intensidade das bandas relacionadas ao estiramento de ligações C- H (2860-2950 cm-1) na região de altos números de onda (Fig. 5.1.2a) sugerindo
dehidrogenação.
Espectros sem contribuições proeminentes foram obtidos das amostras preparadas com P > 1200 V. Como uma tendência geral, as intensidades das bandas relacionadas aos modos de estiramento e de deformação de grupos C-H e O-H são fortemente reduzidas com o aumento de P enquanto as bandas em torno de 1600 cm-1 ainda são evidenciadas. A
preservação desta contribuição foi atribuída à criação de estruturas do tipo bidendrato, comumente observadas em óxidos metálicos preparados por PECVD (CHOY, 2003; SZYMANOWSKI, et al, 2005). Além disto, as contribuições relacionadas com os modos LO e TO da Al2O3 (937 e 660 cm-1) desaparecem com o aumento de P além de 1200 V e os
espectros tornam-se dominados pela larga banda (600-1000 cm-1) normalmente observada em
alumina amorfa (MARUYAMA, 1992), revelando a evolução da estrutura predominantemente orgânica para outra contendo óxido e, finalmente, para uma predominantemente inorgânica.
Esta tendência é confirmada quando se consideram as densidades relativas dos grupos C-H, Al=O e Al2O3 (modo LO), calculadas pelo método proposto por Lanford et al., e
apresentadas na Fig. 5.1.3, como uma função de P. Com o aumento de P de 0 para 1200 V, há um evidente aumento nas densidades de grupos C-H e Al=O. Foi observada densidade substancialmente baixa de grupos Al=O quando o filme foi depositado sem polarização mas um pequeno aumento foi evidenciado quando o pulso de 1200 V foi utilizado no processo. A detecção, mesmo em baixas densidades, de grupos relacionados ao Al2O3 corrobora a ideia de
aumento na proporção de grupos contendo alumina para esta condição de deposição.
Aumentando-se ainda mais P anula-se a densidade de grupos Al=O e Al2O3 na
estrutura enquanto a de espécies C-H é substancialmente reduzida confirmando a proposta de depleção de C-H. A tendência final de crescimento para a densidade relativa de grupos C-H é consistente com a elevação na quantidade de carbono com o aumento da temperatura da amostra, também observada em outros trabalhos (SCHIMIDT, 2010).
A depleção de grupos C-H com o aumento de P é consequência da elevação na energia depositada por impactos iônicos durante o crescimento da camada. Como H e C-H constituem grupos laterais ou terminações de cadeia e são fracamente ligados à estrutura eles são as espécies mais prováveis de serem emitidas durante o bombardeamento iônico, gerando ligações pendentes. Estes radicais instáveis podem ser absorvidos pela formação de ligações
de carbono insaturadas ou ainda pela incorporação de grupos contendo oxigênio quando a amostra é exposta à atmosfera. Estes mecanismos explicam a manutenção da banda relacionada a grupos C=O (1600 cm-1) nas amostras preparadas com P = 2500 e 2800 V.
0 500 1000 1500 2000 2500 3000 0,00 0,25 0,50 0,75 1,00 D e n s id a d e R e la ti v a ( u .a )
Intensidade dos Pulsos (V)
C-H Al=O LO Al2O3
Fig. 5.1.3 – Densidade relativa de grupos C-H (1390 cm-1), Al=O (1027 cm-1) e Al
2O3 (937
cm-1) como uma função da intensidade dos pulsos de polarização aplicados nas amostras no
processo de deposição. Os resultados foram derivados de dados obtidos nas respectivas bandas dos espectros de infravermelho usando procedimento proposto por (Lanford, 1978)
5.1.3 – Microestrutura
Os difratogramas de raios X das amostras depositadas sobre substrato de vidro são apresentados na Fig. 5.1.4. O difratograma destacado em vermelho refere-se à amostra preparada com polarização de1200 V, onde observou-se o surgimento de bandas mais proeminentes atribuídas a alumina estequiométrica nos espectros de infravermelho. Entretanto nota-se nos difratogramas, que nenhuma contribuição foi observada, para todas as condições de deposição empregadas nesta série, confirmando que os filmes, inclusive para a condição 1200 V são de natureza amorfa.
10 20 30 40 50 60 70 2Θ (°) In te n s id a d e ( u .a .) 2800 V 2500 V 2000 V 1200 V
Fig. 5.1.4 – Difratograma das amostras preparadas pela pulverização catódica do AAA em plasmas de argônio empregando-se pulsos de polarização de1200, 2000, 2500, e 2800 V.
Yamada-Takamura et al. obtiveram precipitação da α-Al2O3 induzida pelo
bombardeamento iônico. Estes autores também observaram aumento na proporção desta fase com o aumento na tensão de polarização. Todavia, o sinal de polarização utilizado além de ser constante e substancialmente menor (200-300 V) que o empregado no presente trabalho (1200-2800 V), foi associado ao aquecimento do substrato (460°C) (YAMADA e TAKAMURA, 2001). A incidência de íons Al+ com energias maiores que 40 eV foi favorável
a precipitação da α-Al2O3 durante a deposição física de vapor, às custas da perda de outras
fases cristalinas (SARAKINOS, 2010).
Contudo, o contínuo aumento na energia depositada na camada leva a formação de defeitos que destroem a ordem da estrutura cristalina. Portanto, a obtenção de estrutura amorfa nos filmes preparados no presente trabalho é atribuída à energia elevada dos íons projéteis que não permitem a estabilização de fases cristalinas. Além disto, o ciclo de trabalho do sinal de polarização foi baixo (~1%), resultando em fluxos de íons substancialmente menores que o relatado no trabalho de Konstantinidis et al. (KONSTANTINIDIS, 2011), por exemplo.
5.1.4 – Morfologia e Composição Elementar
As Figs. 5.1.5, 5.1.6 e 5.1.7 apresentam as micrografias obtidas com o detector de elétrons secundários e os espectros de EDS dos filmes depositados em aço inoxidável. O principal aspecto a ser observado nestas micrografias é o surgimento de trincas, sugerindo a criação de uma estrutura frágil mediante as condições de deposição aqui empregadas. Rachaduras também foram identificadas (NABLE et al, 2004) diante da fratura da amostra para análise de seção transversal por microscopia eletrônica de varredura. Os autores, que depositaram alumina amorfa pelo método de CVD em substratos moldes de Ni e Cr2O3,
atribuíram a incidência de tais defeitos à natureza frágil do óxido metálico resultante. Somente as amostras preparadas com pulsos de mais alta intensidade (2500 e 2800 V) não apresentaram trincas.
Além de trincas, as micrografias da Fig. 5.1.6 e 5.1.7 mostram a presença de estruturas esféricas imersas em uma matriz aparentemente uniforme. A concentração destes precipitados é observada aumentar com P até 2000 V, condição em que a amostra apresenta domínios com dimensões variando de décimos de micrometros até alguns micrometros. A falta de uniformidade da amostra preparada usando P = 2000 V pode ser a razão pela qual esta amostra apresentou uma grande barra de erro nos resultados de espessura (Fig. 5.1.1). Com o aumento da intensidade dos pulsos além de 2000 V, a concentração de particulados é reduzida indicando que os aglomerados são dissociados pela ação do bombardeamento iônico, resultando em uma estrutura substancialmente mais lisa que as anteriores.
O mesmo efeito de suavização da superfície foi observada (KONSTANTINIDIS et al., 2011) quando o fluxo de íons bombardeando a camada em crescimento foi aumentado, variando-se o ciclo de trabalho do potencial aplicado ao porta-amostras durante a deposição. Foi relatada diminuição na concentração de defeitos de crescimento caracterizados por trincas, desplacamentos e estruturas granulares emergindo da superfície.
Aço inoxidável sem tratamento
Fig. 5.1.5 – Micrografia do aço inoxidável sem tratamento (área de varredura da micrografia 30 µm x 30 µm). O espectro de EDS da amostra é apresentado abaixo área investigada (área de varredura 50 µm x 50 µm).
P=1200 V P=2000 V
Fig. 5.1.6 – Micrografias das amostras preparadas com pulsos de 1200 e 2000 V de intensidade (área de varredura das micrografias ampliadas 14 µm x 14 µm). O espectro de EDS de cada amostra é apresentado abaixo de cada micrografia (área de varredura 50 µm x 50 µm).
P=2500 V P=2800 V
Fig. 5.1.7 – Micrografias das amostras para as deposições com intensidade dos pulsos 2500V e 2800V (área de varredura das micrografias ampliadas 14 µm x 14 µm). O espectro de EDS de cada amostra é apresentado abaixo de cada micrografia (área de varredura 50 µm x 50 µm).
Informações valiosas também são obtidas pelos espectros de EDS das amostras na Fig. 5.1.6 e 5.1.7, adquiridos a partir da área do filme inspecionada (50 µm X 50 µm). Em geral, os espectros mostram alumínio, oxigênio e carbono. Em virtude da energia do feixe de elétrons empregado nas análises, os elementos do substrato não foram detectados indicando que o feixe de elétrons não penetra além da espessura dos filmes.
Esta informação é confirmada pelos resultados de simulação computacional com o software Monte Carlo Simulation of Electron in Solids (DROUIN DOMINIQUE, 1999) que proporcionaram profundidades médias de penetração dos elétrons do feixe (3,0 keV) não superiores a 152 nm. A intensidade relativa do pico de Al, com respeito ao do carbono, aumenta com a elevação da intensidade dos pulsos, corroborando a ideia de remoção de carbono quando o bombardeamento iônico é intensificado.
0 400 800 1200 1600 2000 2400 2800 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 C/O Al/O R a z a o At o m ic a
Intensidade dos Pulsos (V)
Fig. 5.1.8 – Razões atômicas C/O e Al/O em função da intensidade dos pulsos de polarização aplicados ao porta-amostras.
A partir das proporções atômicas obtidas nos espectros de EDS determinaram-se as razões atômicas C/O e Al/O, apresentadas na Fig. 5.1.8 em função de intensidade dos pulsos. Nota-se queda na razão C/O indicando que carbono é substituído por oxigênio na estrutura quando P é aumentado de 1200 para 2000 V. O patamar estabelecido nesta curva considerando-se os demais valores de P é uma consequência da simultânea estabilização nas concentrações de C e de O. Por outro lado, a razão Al/O cresce continuamente com o aumento de P. O valor 0,5 obtido para Al/O em P = 1200 e 2000 V não indica que o filme é um óxido de alumínio estequiométrico visto que oxigênio também pode estar ligado ao carbono, conforme constatado nos resultados de espectroscopia no infravermelho.
As tendências obtidas pelos resultados de EDS concordam bem com as obtidas nas densidades relativas das espécies presentes nos filmes apresentadas na Fig. 5.1.3. Tais resultados revelam que o bombardeamento iônico promoveu enriquecimento da estrutura com Al por favorecer a remoção de orgânicos.
5.1.5 – Topografia da Superfície
Imagens topográficas com 2 µm X 2 µm e 10 µm X 10 µm respectivamente, são mostradas na Figs. 5.1.9 a 5.1.11, para as diferentes amostras estudadas aqui. O gráfico abaixo de cada imagem representa o perfil da linha cinza na imagem correspondente.
Informações complementares às obtidas nas micrografias são encontradas nos perfis topográficos. A maior ampliação imposta nestes permite evidenciar que não há uma matriz uniforme, mas sim uma granular composta por associação de grãos com poros presentes em algumas regiões, a imagem topográfica obtida a partir do vidro limpo também é apresentada onde observa-se uma superfície com baixos valores de rugosidade e ausência de particulados.
Quando o bombardeamento iônico é associado ao processo de deposição, alterações morfológicas são induzidas. Para pulsos de polarização de 1200 e 2000 V, os contornos dos grãos tornam-se mais regulares sendo a concentração destas estruturas aumentada. Há crescimento na incidência de pontos claros que refletem grãos de maiores dimensões acomodados na superfície, mas não englobados pela matriz. Tais imagens apresentam boa concordância com os defeitos identificados nas micrografias. Aumentando-se a intensidade dos pulsos para 2500 V nota-se uma nova alteração na morfologia e distribuição dos grãos que parecem seguir uma orientação circular e com maior dispersão de tamanho.
Os grãos de maiores dimensões são claramente constituídos pela associação de grãos menores. Por fim, nos filmes depositados com pulsos de mais alta intensidade, a organização na distribuição dos grãos é perdida, resultando em uma estrutura mais irregular e com maior incidência de poros.
De fato, a estrutura granular encontrada aqui é muito similar à reportada no trabalho de Natali e colaboradores (NATALI et al, 2005) após recozimento (annealing) dos filmes de alumina amorfa em atmosfera de oxigênio a elevadas temperaturas (500-700°C). Apesar da utilização de um precursor contendo orgânicos (isopropóxido de dimetil-alumínio) para a deposição, uma estrutura estequiométrica da Al2O3 foi obtida. Além disto, uma boa analogia
pode ser obtida quando se considera na literatura (ESCH et al, 1995) em que foi observado que o bombardeamento iônico durante a deposição da fase vapor de Pt drasticamente aumenta a densidade de pontos de nucleação no substrato devido a defeitos superficiais induzidos pelo bombardeamento iônico tais como, vacâncias, átomos adsorvidos e aglomerados (clusters).
Fig. 5.1.9 – Perfil topográfico obtido a partir do vidro limpo e da amostra preparada pela IIDIP, com porta amostras aterrado (sem aplicação de pulsos) respectivamente. O gráfico abaixo da imagem com área de varredura 2 µm x 2 µm corresponde ao perfil da seção transversal da superfície do filme na linha cinza.
Vidro Limpo Porta Amostras Aterrado
Fig. 5.1.10 – Perfis topográficos das amostras preparadas pela IIDIP com intensidades de pulso de 1200 V e 2000 V respectivamente. O gráfico abaixo da imagem com área de varredura 2 µm x 2 µm corresponde aos perfis da seção transversal das superfícies dos filmes na linha cinza.
1200 V 2000 V
Fig. 5.1.11 – Perfis topográficos das amostras preparadas pela IIDIP com intensidades de pulso de 2500 V e 2800 V respectivamente. O gráfico abaixo da imagem com área de varredura 2 µm x 2 µm corresponde aos perfis da seção transversal das superfícies dos filmes na linha cinza.
2500 V 2800 V
Na literatura demonstrou-se que a probabilidade de nucleação relaciona-se diretamente com a energia dos íons desde que esta aumenta a densidade de vacâncias e de nucleação de átomos adsorvidos para um único impacto iônico.
Portanto, a interpretação da evolução morfológica e topográfica observada nos presentes resultados é proposta em termos da elevação na densidade de defeitos e de nucleações induzidas por impactos iônicos com o aumento da energia de bombardeamento, produzindo uma superfície mais irregular para as deposições com maiores valores de intensidade de pulso. Além de promover remoção de grupos orgânicos, o bombardeamento iônico fornece a possibilidade de ajustar a morfologia da camada resultante por mudanças microestruturais.
A partir das imagens topográficas apresentadas nas Figs. 5.1.9 a 5.1.11, a rugosidade RMS das amostras foi calculada e é apresentada na Fig. 5.1.12 como uma função de P. A linha pontilhada horizontal neste gráfico representa a rugosidade para o substrato de vidro sem o filme.
Fig. 5.1.12 – Rugosidade média dos filmes em função da intensidade dos pulsos aplicados ao porta-amostras durante a pulverização catódica do AAA.
Para pulsos com intensidades entre 0 e 2500 V, a rugosidade RMS encontram se maiores que aos encontrados para substrato limpo. Somente para o filme depositado com pulso de 1200 V o valor está próximo ao substrato sem o tratamento. No trabalho de Natali et al resultados muito próximos (2-38 nm) aos encontrados aqui são relatados mas considerando- se uma área varrida diferente. Além do bombardeamento iônico (KOHARA, 2004; KONSTANTINIDIS, 2011) a natureza do substrato e a temperatura de deposição (NABLE, 2004; KOHARA, 2004; NATALI, 2005) influenciam no acabamento dos filmes de alumina. A eficiência destas camadas como barreiras contra a permeação de espécies (NABLE, 2004),
0 400 800 1200 1600 2000 2400 2800 -3 0 3 6 9 12 15
Rugosidade do vidro limpo
R u g o s id a d e (n m )
dispositivos óticos (KRISHMAN, 2006) e camadas protetivas é certamente afetada por tais diferenças (KOHARA, 2004).
Outro parâmetro que pode auxiliar na definição da condição de deposição que será empregada nos próximos estudos é a dureza do filme, H, mostrada na Fig. 5.1.13 em função de P. Os valores apresentados nesta figura foram medidos em profundidades que correspondem a menos de 10% da espessura dos filmes e, portanto, não são afetados pelas propriedades mecânicas do substrato.
0 500 1000 1500 2000 2500 3000 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8 2,0 2,2 2,4 D u re z a ( G P a )
Intensidade dos Pulsos (V)
Fig. 5.1.13 – Dureza dos filmes em função da intensidade dos pulsos aplicados ao porta- amostras durante a pulverização catódica do AAA.
A dureza do substrato de vidro sem filme também foi medida resultando em valores substancialmente maiores (~ 6,0 GPa). Se a dureza para a amostra preparada com 2000 V de polarização não fosse levada em consideração, uma tendência praticamente constante seria observada para H em torno de 1,0 GPa, (NIELSEN et al, 2013). Mas um desvio deste comportamento é observado para a amostra preparada com 2000 V, indicando a formação de uma estrutura composta por baixas concentrações de contaminantes orgânicos e espécies fracamente ligadas. Consistentemente, a densidade relativa de grupos C-H foi a mais baixa nesta amostra (Fig. 5.1.3). Além disto, a morfologia similar à obtida na alumina estequiométrica amorfa (NATALI, 2005) também corrobora a ideia de enriquecimento de alumina.
5.1 – Conclusões
Filmes contendo óxidos de Alumínio não estequiométricos e amorfos foram depositados pela nova metodologia híbrida combinando implantação iônica por imersão em plasma e pulverização catódica do pó de acetilacetonato de alumínio. Os resultados demonstraram que a magnitude do pulso influencia a cinética de deposição alterando a proporção de grupos de alumina amorfa. Uma grande redução do teor orgânicos foi obtida com pulsos acima de (2000 V), sem redução da espessura. Isso mostra a potencialidade da energia fornecida pelo bombardeamento de iônico para a criação de um filme de alumina totalmente inorgânico. Os filmes são amorfos uma vez que a energia fornecida se dá