8 Wachstum und Struktur von Fe auf Cu(001) 

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In diesem Kapitel werden kurz die wesentlichen Ergebnisse der im Rahmen dieser Dissertationsarbeit durchgeführten Untersuchungen zu Struktur und Magnetismus ultradünner Fe-Filme auf Cu(001) vorgestellt. Fe auf Cu(001) gilt als Modellsystem für das Wechselspiel struktureller und magnetischer Eigenschaften ultradünner 3d-Übergangsmetallfilme. Insbesondere die Stabilisierung von ferromagnetischem γ-Fe bei Raumtemperatur und der Einfluss temperaturabhängiger Oberflächenrekonstruktionen auf die magnetischen Eigenschaften ließen Fe/Cu(001) zu einem der meist untersuchten epitaktischen Systeme avancieren. Dabei gilt insbesondere die laterale Ausbildung der fcc-Fe-Phase als weitgehend etabliert. Auf der Basis aktueller STM und LEED-Untersuchungen wird allerdings die Ausbildung von fcc-artigem Fe auf Cu(001) angezweifelt. Die hier durchgeführten IST-Untersuchungen liefern einen wichtigen Beitrag zur Aufklärung dieser Kontroverse. Untersucht wurden in diesem Zusammenhang auch strukturelle Änderungen der Filme nach Wasserstoffadsorption. Eine ausführliche Beschreibung der hier durchgeführten Untersuchungen am System Fe/Cu(001) findet sich in der Diplomarbeit von M. Baron [BA05].

8.1 Das System Fe/Cu(001)

Ausgehend von den bedeckungsabhängigen strukturellen und magnetischen Eigenschaften ultradünner Fe auf Cu(001)-Filme während des Wachstums bei Raumtemperatur wird zwischen drei Regimen unterschieden (u.a.: [TM92], [HM96], [KG96]). Die bei Bedeckungen bis ca. 4 ML ferromagnetische Phase aller Fe-Lagen mit einer senkrecht zur Oberfläche stehenden Magnetisierungsrichtung wird als „RT I“ bezeichnet. Im Bedeckungsbereich von 5 bis 10 ML (Regime „RT II“) zeigen nur die obersten zwei Lagen eine ferromagnetische Ordnung, deren Magnetisierungsrichtung ebenfalls normal auf der Filmoberfläche steht. Alle tieferen Lagen sind antiferromagnetisch gekoppelt. Die in beiden Regimen Lage-für-Lage wachsenden Fe-Schichten weisen eine fcc-artige laterale Atomanordnung auf (γ-Fe-Phase). Für Bedeckungen von mehr als 10 ML (Regime „RT III“) setzt Inselwachstum ein, einhergehend mit einem strukturellen Phasenübergang von fcc nach bcc. Verbunden ist dieser Phasenwechsel mit dem Umklappen der Magnetisierungsrichtung in die Oberflächenebene hinein (in-plane Magnetisierung). Die in dieser Arbeit durchgeführten Untersuchungen zu Wachstum, Struktur und zur in-plane Magnetisierung stehen in voller Übereinstimmung mit diesem Schema. So können bei Tgrowth=300 K über die Spekularintensität reflektierter He-Projektile (Abb. 8.1 oben links) deutliche Wachstumsoszillationen auf hohem Intensitätsniveau (45 % der Ausgangsintensität) bis zu Bedeckungen von ca. 10 ML beobachtet werden, was auf glattes Lagenwachstum schließen lässt. Die oberhalb von 10 ML einsetzende Phasenänderung von fcc nach bcc geht mit Inselwachstum einher, welches für das exponentielle Abklingen der reflektierten Ionenintensität in diesem Bedeckungsbereich verantwortlich ist. Bei diesen Bedeckungen setzt auch die mittels

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Abb. 8.1 links: Intensität spekular reflektierter He0-Ionen (25 keV, φin=1.6°) während des Wachstums von Fe auf Cu(001) bei Tgrowth=Tmeas=300 K und 190 K und über Elektroneneinfang (EC) gemessene bedeckungsabhängige Spinpolarisation PS als Maß für die in-plane Magnetisierung der obersten Lage. Zu erkennen ist das Einsetzen der in-plane Magnetisierung in RT III bzw. LTII. Eingezeichnet sind die aus der Literatur bekannten magnetischen Raum- und Tieftemperaturphasen (RT I, II, III und LT I, II); rechts: 2-4e Emissionsereignisse während der Streuung von 29 keV H0-Projektilen (φin=1.6°) in Abhängigkeit vom azimutalen Einfallswinkel (IST-Kurve) für verschiedene Fe auf Cu(001)-Bedeckungen (Tgrowth=Tmeas=300 K, p=0.008 ML/s)

Elektroneneinfang nachweisbare in-plane Magnetisierung des Fe-Filmes ein. Die bei Raumtemperatur an den Fe-Schichten gemessen IST-Kurven in Abhängigkeit von der Fe-Schichtdicke (Tmeas=Tgrowth=300 K) zeigt Abb. 8.1 rechts. Deutlich zu erkennen ist der fcc nach bcc Übergang des Fe-Filmes im Bedeckungsbereich von mehr als 11 ML. In einem Übergangsbereich zwischen 10 ML und 12 ML koexistieren beide Strukturphasen. Die strukturellen IST-Analysen der bcc-Phasen RT III und LT II sowie magnetische Messungen sind in [BB06] zu finden. Im Folgenden werden in Kürze die Untersuchungsergebnisse zu den Raumtemperaturphasen RT I und RT II vorgestellt.

8.2 Die RT I-Phase

In der RT I Phase werden über LEED bei einer Bedeckung von 2.0 ML (4x1)- und für 4.0 ML (5x1)-Überstrukturreflexe beobachtet ([TF91], [HM95]). Eine Mischung beider Phasen wird bei 3.0 ML angenommen. Die Intensität dieser bei Raumtemperatur relativ schwachen satellitenartigen Reflexe (siehe Abb. 8.2) nimmt bei Abkühlen der Probe zu, so dass die I/V-LEED-Analysen dieser Filme bevorzugt bei tiefen Temperaturen durchgeführt wurden ([HM95]: Tmeas=90 K). Das aus diesen LEED-Untersuchungen geschlussfolgerte fcc-artige Strukturmodell für 4.0 ML Fe/Cu(001) zeigt Abb. 8.3 rechts („sinus(5x1)“). Die sinusförmige Auslenkung der [10]sc-Atomreihen beträgt up=0.4 Å. Ein ähnliches Strukturmodell beschreibt die (4x1)-Phase. Die Struktur kann in zwei 90° zueinander gedrehten Domänen gleichberechtigt auftreten. Aktuellere STM-Untersuchungen von Varga et al. ([BT01], [BS04]) zeigen stattdessen bcc-artige nanomartensitische (4x1) und (5x1) Mikrodomänen (Abb. 8.3. rechts „nano(4x1)“), d.h. drei bis vier Gitterabstände schmale Streifendomänen, in denen die [10]sc-Atomreihen ±14° geschert zur Cu(001)-Unterlage angeordnet sind. Allerdings zeigen die vornehmlich bei tiefen Probentemperaturen durchgeführten STM-Messungen (Tmeas=80 K) keine ferngeordneten Strukturphasen. Die in den STM-Bildern [BT01] gezeigten, kaum geordneten Bereiche von ca. 20x20 Å2 liegen weit unter der für die Ausbildung von LEED-Reflexen notwendigen Kohärenzlänge von ca. 100 Å. Unter der Annahme einer langreichweitig geordneten nanomartensitischen Struktur, wie in Abb. 8.3 dargestellt, können allerdings auch quantitativ die beobachteten LEED-Überstrukturreflexe erklärt werden [HM04]. So führt die auf der Basis des nanomartensitischen Strukturmodells durchgeführte Revision der I/V-LEED-Daten aus [HM95] zu einer vergleichbar guten Anpassung [BT04], so dass über LEED nicht eindeutig entschieden werden kann, welches der Strukturmodelle die langreichweitig geordneten Oberflächenbereiche in RT I beschreibt.

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In der RT I-Phase wurden bei Raumtemperatur IST-Kurven für den 2, 3 und 4 ML Fe-Film aufgenommen (Abb. 8.1 rechts). Die IST-Kurven bei 2.0 ML und 4.0 ML sind einer lateral unrekonstruierten quadratischen Oberfläche zuzuordnen. Allerdings lassen die reduzierten Peakhöhen höherindizierter Kanäle bei 2.0 ML geringfügige sinusartige Auslenkungen von weniger als up= 0.2 Å zu. Daraus folgend sind hier für die LEED-Überstrukturreflexe eher vertikale Korrugationen verantwortlich. Mögliche Änderungen der Oberflächenstruktur durch Absenken der Messtemperatur, wie im Folgenden beim 3.0 ML Film gezeigt, wurden für den 2.0 und 4.0 ML Film nicht untersucht.

Deutliche Abweichungen vom Kurvenverlauf für das Cu(001)-Substrat, die auf eine in-plane Versetzung der Fe-Atome schließen lassen, zeigen sich nur bei Bedeckungen von 3.0 ML. Obwohl aus den Wachstumsoszillationen (Abb. 8.1 links) eine vergleichbare Oberflächenrauigkeit geschlossener Filmlagen bis zu einer Bedeckung von 9.0 ML folgt, weist der 3.0 ML Fe-Film

Abb. 8.2: unmittelbar nach den IST-Messungen (Abb. 8.3) aufgenommene LEED-Bilder eines 3.0 ML Fe/Cu(001) Films (Tgrowth=300 K) bei Tmeas=300 K (a) und nach dem Abkühlen des Films auf Tmeas=140 K (b), zu erkennen ist die Zunahme der (5x1)-Überstrukturreflexe

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im Vergleich z.B. zum 7.0 ML Film reduzierte relative [10]sc- Peakhöhen auf. Dies deutet auf einen erhöhten Oberflächenanteil hin, der keine strukturelle Fernordnung besitzt (für IST: Bereiche kleiner als ca.50x50 Å2). Aus der reduzierten [10]sc-Peakhöhe kann über den Vergleich mit der [10]sc-Peakhöhe des 7.0 ML Films (siehe Kap. 8.2) ein nicht ferngeordneter Oberflächenanteil von ca. 20 % (3.0 ML Tgrowth=Tmeas=300 K) abgeschätzt werden. (Eine solche Abschätzung ist gerechtfertigt, da die bei 3.0 ML auftretende sinusartige (4x1) bzw. (5x1)-Rekonstruktion mit Versetzungen im Bereich von ±0.2 Å kaum Einfluss auf die Eindringwahrscheinlichkeit der Projektile entlang des [10]sc-Kanals (Kanalbreite: 2.556 Å) hat. Die Reduzierung des [10]sc-Signals wird daher hauptsächlich durch ungeordnete Oberflächenbereiche hervorgerufen. Ein Vergleich der bei Raumtemperatur aufgenommenen IST-Kurve eines 3.0 ML Fe-Filmes mit den simulierten IST-Kurven der von [HM95] bzw. [BT01] vorgeschlagenen Strukturmodelle zeigt Abb. 8.3 links. In qualitativer Übereinstimmung mit der IST-Messung (Tmeas=300 K) steht eine sinusartige (5x1)-Rekonstruktion (Abb. 8.3 rechts, „sinus(5x1)“).

Die beste Anpassung an die IST-Messung kann durch eine Überlagerung von sinusartiger (5x1)-Überstruktur zu 65 % und sinusartiger (4x1)-Überstruktur zu 35 % erzielt werden (genaueres dazu in [BA05]). Strukturmodelle mit größerer sinusartiger Auslenkung, d.h. mit up>0.45 Å, wie z.B. in [BF95] vorgeschlagen, führen zu deutlichen Abweichungen von der Messkurve. Insbesondere der bei 3.0 ML prominente [11]sc- Kanal bei θ=45.0° weist eindeutig auf eine fcc-artige in-plane Struktur der langreichweitig geordneten Oberflächenanteile hin. Ein signifikanter Beitrag nanomartensitischer Oberflächenanteile an der bei Raumtemperatur gemessenen
Abb. 8.3 links: (―) IST-Kurven eines 3.0 ML Fe/Cu(001)-Films (Tgrowth=300 K) unmittelbar nach der Deposition (Tmeas=300 K), nach dem Abkühlen der Probe auf Tmeas=140 K und anschließender Dosierung mit 9 L H2, Zum Vergleich sind die aus der Trajektoriensimulation gewonnenen IST-Kurven (Moliere-Potential mit a=0.18 a.u., ΘD =172 K, ΘD||=202 K) für die sinusartige (5x1)- (aus [HM95]) und für die nanomartensische (4x1)- (aus [BT01]) Struktur dargestellt. Die Einheitszellen der entsprechenden Strukturvorschläge sind rechts abgebildet. Alle Kurven wurden auf die [10]sc-Peakhöhe normiert. Aus dem Vergleich der Messkurven mit den simulierten Kurven ist der Übergang von sinusartiger Struktur bei Tmeas=300 K zur nanomartensitischen Struktur durch Abkühlen der Probe und anschließender H2-Dosierung (9 L) erkennbar

3.0 ML Fe-Schicht kann ausgeschlossen werden. Dementsprechend sind die bei Tmeas=300 K beobachtbaren (5x1)-LEED-Überstrukturreflexe (Abb. 8.2 a), auf eine sinusartige Rekonstruktion zurückzuführen. Abkühlen des bei Raumtemperatur präparierten 3 ML Fe-Filmes auf
Tmeas=140 K hat Änderungen der Oberflächenstruktur zur Folge. Aus der kontinuierlichen Verringerung der [10]sc-Peakhöhe während des Abkühlvorgangs kann eine Erhöhung des nicht ferngeordneten Oberflächenanteils von ca. 20±10 % bei 300 K auf ca. 50±15 % bei 140 K abgeschätzt werden.

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Weiterhin führt die Reduzierung der Probentemperatur zur Verringerung des [11]sc-Signals (θ=45.0°), einhergehend mit höheren Signalen bei θ=38.5° (51.5°) und θ=13.5° (76.5°). Der [21]sc-Peak bei θ=26.56° wird durch das Abkühlen der Probe verbreitert und deutlich reduziert, so dass im Vergleich zur Raumtemperaturmessung eine Änderung der Rangfolge der relativen Signalhöhen auftritt. Insgesamt weisen die Messkurven während des Abkühlens der Probe zunehmend Charakteristiken langreichweitig geordneter nanomartensitischer Strukturen auf. Die geringen Signalhöhen lassen allerdings eine genaue Bestimmung der langreichweitig geordneten nanomartensitischen und sinusartigen Strukturanteile nicht mehr zu. Das Einfrieren von thermisch induzierten Domänenwandverschiebungen während des Abkühlens der Probe, wie für die RT II Phase in [BT04] vorgeschlagen, kann die beobachtbaren Änderungen der IST-Kurven nicht erklären, da die im Bereich von fs liegenden Wechselwirkungszeiten der gestreuten Projektile um drei Größenordnungen kleiner sind als typische Oberflächendebyefrequenzen. Dementsprechend probt jedes Projektil unabhängig von der Messtemperatur eine „eingefrorene Oberfläche“. Weiterhin folgt aus den IST-Messungen bei 300 K und 140 K, dass die beobachtbare Zunahme der (5x1)-LEED-Reflexintensitäten bei tiefen Temperaturen (Abb. 8.2) nicht allein durch den Einfluss des Debye-Waller-Faktors zu erklären ist, sondern mit einer tatsächlichen Änderung der Oberflächenstruktur einhergeht.

Eine mögliche Erklärung für die Zunahme bcc-artiger nanomartensitischer Strukturanteile ist eine effektive Adsorption (hoher Haftkoeffizient) von Wasserstoff während des Abkühlens der Probe (typische Abkühlzeiten von 300 K auf 140 K: 20-30 min, bei einem integralen Basisdruck von p=5·10-11 mbar). Dieser Vermutung folgend wurde der auf 140 K abgekühlte 3 ML Film für 15 s einem H2-Druck von 1·10-7 mbar ausgesetzt (ca.1-2 L). Die anschließend aufgenommene IST-Kurve (Abb. 8.3. links) weist eine Verstärkung der schon beim Abkühlen auftretenden strukturellen Veränderungen auf. So nimmt der nicht ferngeordnete Oberflächenanteil von 50±15 % vor, auf über 65 % nach der H2-Exposition zu, einhergehend mit einer weiteren Zunahme nanomartensitischer Anteile an den verbleibenden langreichweitig geordneten Strukturen.

Zusammenfassend weisen die bei Raumtemperatur präparierten und untersuchten Fe-Filme im Regime RT I eine einfach quadratische in-plane Atomanordnung der Oberflächenlage auf. Kleinere sinusartige (4x1) und (5x1) in-plane Auslenkungen der Atome von maximal ±0.2 Å konnten nur für den 3.0 ML Film nachgewiesen werden. Kennzeichnend für diese Schichtdicke ist auch ein erhöhter nicht ferngeordneter Oberflächenanteil. Langreichweitig geordnete nanomartensitische Oberflächenanteile können bei Tmeas=300 K ausgeschlossen werden. Abkühlen des 3.0 ML Films und anschließende Wasserstoffadsorption erhöht den Oberflächenanteil nicht ferngeordneter Strukturen, wobei die reduzierten Anteile ferngeordneten Bereiche eine zunehmend nanomartensitische Atomanordnung, d.h. stärkere Auslenkungen up, aufweisen. Die IST-Untersuchungen im Bereich RT I legen den Schluss nahe, dass trotz guter UHV-Bedingungen H-Restgasadsorption während des Abkühlens der Probe ursächlich für die über STM ([BT01], [BS04]) beobachtete nanomartensitische Oberflächenrekonstruktion ist. Da sich die laterale Atomanordnung des 3 ML Fe-Films (RT I) zugunsten bcc-artiger Strukturen mit sinkender Messtemperatur kontinuierlich ändert, kann generell aus Strukturanalysen, die bei kryogenen Temperaturen an diesem System durchgeführt wurden (LEED:STM:etc.), nicht unmittelbar auf die Struktur bei Raumtemperatur geschlossen werden.

8.3 Die RT II-Phase

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I/V-LEED-Analysen an einem bei Raumtemperatur präparierten und bei Tmeas=90 K gemessenen 6 ML Fe/Cu(001) Film (RT II) führen auf die in Abb. 8.5 dargestellte pmg(2x1)-Atomanordnung der obersten Fe-Lage (z.B.: I/V-LEED: [HM95], SXRD: [MP05]). Gekennzeichnet ist die pmg(2x1)-Überstruktur durch laterale Zickzack-Versetzungen (up≈0.3±0.1 Å) entlang der [10]sc -Richtung. Allerdings werden die (2x1)-LEED-Überstrukturreflexe erst bei Messtemperaturen unterhalb von Tmeas=150 K beobachtet [ZF94].

Dieses pmg(2x1)-Strukturmodell für die RT II-Phase wird durch neuere umfangreiche STM und LEED Messungen von Biedermann et al. ([BT04], [BS04]) angezweifelt. Obwohl die in [BT04] gezeigten Untersuchungen eines 7 ML Fe/Cu(001)-Filmes bei Tmeas=Tgrowth=300 K auf eine unrekonstruierte quadratische fcc(001)-Atomanordnung schließen lassen, weist der Film nach Abkühlen der Probe auf Tmeas=5 K eine p4g(2x2)-Rekonstruktion auf. Charakteristisch für die aus den Tieftemperaturmessungen geschlussfolgerte p4g(2x2)-Atomanordnung sind Zickzack-Versetzungen (up=0.4 Å) entlang der [10]sc- und der [01]sc-Richtung (siehe Abb. 8.5). Die bei 300 K nicht nachweisbare p4g(2x2)-Rekonstruktion wurde in [BT04] durch unkorrelierte thermische Bewegungen der Oberflächenatome (erhöhter Debye-Waller-Faktor) und durch schnell fluktuierende Domänengrenzen erklärt. Letzteres führt bei den Raumtemperaturmessungen zu einer Mittelung der tatsächlichen Atompositionen, so dass der eigentlich p4g(2x2)-rekonstruierte Film in den STM-Aufnahmen bei 300 K unrekonstruiert erscheint. Die in [BT04] ebenfalls durchgeführten H2-Adsorbtionsuntersuchungen bei kryogenen Probentemperaturen zeigen für geringe Wasserstoffmengen (~5 L) lediglich eine Dekorierung der weitgehend unveränderten p4g(2x2)-Fe-Struktur. Aus den bei Tmeas=Tgrowth=300 K durchgeführten IST-Messungen bei Fe-Bedeckungen von einschließlich 4.0 ML bis 7.0 ML folgt im Gegensatz dazu eine lateral unrekonstruierte einfach quadratische Anordnung der Fe-Atome in der obersten Filmlage. Der 8.0 ML Film zeigt schon schwache Signaturen in die bcc-Phase (RT III) umgeklappter Domänen (Rückgang des [21]sc-Peaks und Erhöhung der Signale bei θ=36.5° (53.5°)). Der eigentliche bedeckungsabhängige Phasenübergang von RT II nach RT III findet oberhalb von 10 ML statt. Im Unterschied zu den 2.0 und 3.0 ML in RT I weisen die Filme in RT II (4-8 ML) eine nahezu perfekte langreichweitige Ordnung auf. Die im Vergleich zur atomar glatten

Abb. 8.4: unmittelbar nach den jeweiligen IST-Messungen (Abb. 8.5) aufgenommene LEED-Bilder eines 7.0 ML Fe/Cu(001)-Filmes (Tgrowth=300 K) vor und nach dem Abkühlen der Probe (a, b). Anschließend wurde mit 5 L H2-(c) und 50 L H2-(d) dosiert. Zu erkennen ist der sich durch Abkühlen der Probe und Wasserstoffdosierung vollziehende Phasenwechsel von p(1x1) über p2mg(2x1) nach p4g(2x2)

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Cu(001)-Substratoberfläche nur geringfügig reduzierten relativen Peakhöhen, sind auf die wachstumsbedingte Filmrauigkeit (bei gutem Lage für Lage Wachstum) zurückzuführen. Die an dem 7.0 ML Fe-Film durchgeführten LEED-Messungen bei 300 K zeigen in Übereinstimmung mit den IST-Daten die vom Cu(001) bekannten p(1x1)-Reflexe (Abb. 8.4 a). Da, wie schon im vorigen Abschnitt erwähnt, die gestreuten Projektile aufgrund der geringen Wechselwirkungszeiten an einer „eingefrorenen“ Oberfläche gestreut werden, können fluktuierende Domänengrenzen, wie in [BT04] angenommen, als Ursache für die auch in den IST-Messungen nicht nachweisbare p4g(2x2)-Rekonstruktion bei 300 K ausgeschlossen werden. Folglich bestätigen die IST-Messungen zwar die bei Raumtemperatur durchgeführten STM und LEED-Aufnahmen aus [BT04] stehen aber im Widerspruch zu deren Interpretation. Abb. 8.4 zeigt die

Abb. 8.5 links: (―) IST-Kurven eines 7.0 ML Fe/Cu(001)-Films (Tgrowth=300 K) unmittelbar nach der Deposition (Tmeas=300 K), nach dem Abkühlen der Probe auf Tmeas=160 K und anschließender Dosierung mit 5 L H2 und 50 L H2, Zum Vergleich sind die aus der Trajektoriensimulation gewonnenen IST-Kurven (Moliere-Potential mit a=0.18 a.u., ΘD =172 K, ΘD||=202 K) für die p(1x1)-, die pmg(2x1) (aus [HM95]) und für die p4g(2x2)- (aus [BT04]) Struktur dargestellt. Die Einheitszellen der entsprechenden Strukturvorschläge sind rechts abgebildet. Aus dem Vergleich der Messung mit den simulierten Kurven ist (auch unter Hinweis auf die LEED-Untersuchungen (Abb. 8.4)) der Übergang von einfach quadratischer Struktur bei Tmeas=300 K und 160 K über die pmg(2x1)-Rekonstruktion nach geringer H2-Dosierung (5 L) und die p4g(2x2)-Struktur nach höherer H2-Dosierung (50 L) zu erkennen. Gezeigt ist die beste Anpassung (p4g(2x2)*)an die Messkurve nach der 50 L H2-Dosierung die einer Überlagerung aus 50 % p4g(2x2) und 50 % pmg(2x1) entspricht.

zu den IST-Messungen (Abb. 8.5) komplementären LEED-Untersuchungen unmittelbar nach dem Aufdampfen bei Raumtemperatur (a), nach Abkühlen der Probe auf Tmeas=160 K (b) sowie nach anschließender Dosierung mit 5 L H2 (c) und 50 L H2 (d). Nach Abkühlen der Probe sind im LEED-Bild die aus der Literatur bekannten schwachen (2x1)-Überstrukturreflexe zu erkennen. Die an demselben Film durchgeführten IST-Messungen bei 160 K zeigen im Vergleich zur Raumtemperaturmessung keine signifikanten Unterschiede. Dementsprechend weist der 7.0 ML Fe-Film auch nach Abkühlen eine weitgehend unrekonstruierte quadratische laterale Atomanordnung auf. Aufgrund des geringfügigen Anstiegs des [41]-Signals während des Abkühlens kann allerdings ein bis zu 25±10 % pmg(2x1)-Oberflächenanteil bei Tmeas=160 K nicht ausgeschlossen werden. Langreichweitig geordnete Oberflächenanteile einer p4g(2x2)-Rekonstruktion treten nicht auf. Die Adsorption geringer Mengen H2 führen zur Rekonstruktion der fcc-Atomanordnung. Die LEED-Aufnahmen zeigen, dass durch die Dosierung mit 5 L H2 die schon beim Abkühlen schwach erkennbaren (2x1)-Reflexintensitäten deutlich verstärkt werden (Abb. 8.4 c). Aus der dazugehörigen IST-Kurve (Abb. 8.5., Tmeas=160 K+5 L H2) ist eine Verringerung der [31]sc-Peakhöhe einhergehend mit der Verstärkung des [41]sc-Kanals zu entnehmen. Diese Änderungen stehen in Übereinstimmung mit der Ausbildung einer pmg(2x1)-rekonstruierten Oberfläche, wie der Vergleich der mit der simulierten IST-Kurve (Abb. 8.5, (), pmg(2x1)) zeigt. Der im Unterschied zur Simulation in der Messkurve zu erkennende Rangfolgenwechsel der Peakhöhen des [41]sc-Kanals und des [31]sc-Kanals ist auf erste p4g(2x2)-Oberflächenanteile zurückzuführen (auch zu erkennen an den schwachen (2x2)-LEED-Reflexen in Abb. 8.4 c). Die mit zunehmender H-Adsorbtion kontinuierliche Änderung der [41]sc- und [31]sc-Signale weist darauf hin, dass schon für H2-Dosierungen deutlich unter 5 L die p2mg(2x1)-Rekonstruktion der Filmoberfläche abgeschlossen ist. Die anschließende Dosierung des 7.0 ML Fe-Films mit ca. 50 L H2 führt zur p4g(2x2)-Rekonstruktion des Films, einhergehend mit der Ausbildung von (2x2)-Beugungsreflexen im LEED-Bild (Abb. 8.4 c). Die schon bei geringer H2-Dosis zu entnehmende Verstärkung des [41]sc-Kanals setzt sich mit zunehmender Wasserstoffadsorption fort. Die beste Anpassung an die experimentelle IST-Kurve (Abb. 8.5, Tmeas=160 K+50 L H2) kann durch eine Überlagerung aus 50 % pmg(2x1)- und 50 % p4g(2x2)- rekonstruierter Oberflächenanteile erzielt werden (Abb. 8.5, (), p4g(2x2)*). Zusammenfassend zeigen kombinierte LEED und IST-Messungen, dass ein bei Raumtemperatur präparierter und untersuchter 7.0 ML Fe-Film auf Cu(001) (RT II-Phase) eine lateral unrekonstruierte fcc(001)-Oberflächenstruktur besitzt. Abkühlen des Filmes auf Tmeas=160 K hat keine signifikanten Änderungen der lateralen Atomanordnung zur Folge. Die bei Tmeas=160 K auftretenden schwachen (2x1)-LEED-Reflexe deuten auf geringe pmg(2x1)-rekonstruierte Oberflächenanteile hin. Über IST können diese Anteile auf höchstens 25±10 % abgeschätzt werden. In jedem Fall bleiben aber die unrekonstruierten fcc-Oberflächenanteile auch bei 160 K dominant. Das Auftreten langreichweitig geordneter p4g(2x2)-Strukturen kann bei beiden Messtemperaturen über IST ausgeschlossen werden. In Analogie zu den Untersuchungen der RT I Phase liegt auch hier die Vermutung nahe, dass die effektive Adsorption von Wasserstoff während des Abkühlens ursächlich sowohl für die pmg(2x1)- [HM95] als auch für die p4g(2x2)-Rekonstruktion [BT04] ist. Bestätigt wird diese Annahme durch Wasserstoffadsorptionsexperimente. Nach einer H2-Dosis von weniger als 5 L bei Tmeas=160 K kann über IST und LEED auf eine pmg(2x1)-Rekonstruktion der gesamten Film-Oberfläche geschlossen werden. Bei Erhöhung der H2-Dosis weist der Film bis zu 50 % p4g(2x2)-rekonstruierte Oberflächenanteile auf.

8.4 Zusammenfassung

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Abgesehen von der 3.0 ML Schicht weisen die Fe/Cu(001)-Filmlagen im Bereich RT I und RT II lateral unrekonstruierte fcc(001)-Oberflächenstrukturen auf.

Der fcc-artige 3.0 ML Fe-Film (RT I) ist gekennzeichnet durch schwache laterale sinusartige (4x1) und (5x1) Versetzungen entlang der dichtgepackten [10]sc ([01]sc)-Richtungen. Die strukturelle Instabilität der Fe-Filme in RT I und in RT II während des Abkühlens und die Auswirkungen geringer Mengen adsorbierten Wasserstoffs führen tendenziell zu den gleichen Änderungen der Oberflächenstruktur. So nehmen während des Abkühlens des 3.0 ML Fe-Films die sinusartigen Auslenkungen der [10]sc-Atomketten zu. Verstärkt wird diese Strukturänderung durch die Adsorption von H2, so dass langreichweitig geordnete nanomartensitische Oberflächenanteile sich erst nach einer H2-Dosierung von 5-9 L herausbilden.

Der 7.0 ML Fe-Film (RT II) zeigt erst nach Abkühlen auf 160 K schwache (2x1)-Überstrukturreflexe (Abb. 8.4 b), die auf die Ausbildung geringer pmg(2x1)-Oberflächenanteile schließen lassen. Auch hier führt Wasserstoffadsorption zuerst zur Verstärkung der (2x1)-LEED-Reflexe, einhergehend mit der vollständigen pmg(2x1)-Rekonstruktion der Filmoberfläche. Erst nach höheren Wasserstoffdosierungen bilden sich die in [BT04] beobachteten p4g(2x2)-rekonstruierten Oberflächenanteile heraus.

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Dies legt die Vermutung nahe, dass trotz hervorragender UHV-Bedingungen H2-Restgasadsorption während des Abkühlens der Probe ursächlich für die „thermische“ Instabilität der Fe-Filme ist und zu den von Varga et al. ([BT04], [BS04], [BT01]) bei kryogenen Messtemperaturen beobachteten nanomartensitischen (nxm)-Strukturen in RT I und RT II führen. Kritisch zu beurteilen sind unter diesem Aspekt generell quantitative Strukturanalysen, die bei kryogenen Messtemperaturen an den Raumtemperaturphasen von Fe/Cu(001) durchgeführt wurden.


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16.10.2008