功材例题(一)要点

1、一、 填空1 .现代材料分析技术按照应用大体可以分为结构分析、形貌分析和成份分析 三大类。2 . 一个衍射花样的特征可以认为由两个方面组成，一方面是衍射线在空间的 分布规律,另一方面是衍射线束的强度。前者是由晶胞的大小、形状和位 _ 回决定的，而后者则取决于原子在晶胞中的位置、数量和种类。3 .判断X射线衍射方向的方法有:布拉格方程、劳厄方程和爱瓦尔德图解。4 . X射线衍射的具体方法有：劳埃法、转品法、多晶体衍射方法（粉末衍射 法）和衍射仪法。5 . X射线探测器有：正比计数器、闪烁计数器、位敏正比计数器和新型固体6 . X射线衍射仪有连续扫描和步进扫描两种操作方式。7 . X射线物相定量分

2、析的方法有：内标法、外标法、K值法（基体冲洗法）、自冲洗法四种。8 .用X射线测量晶体结构时，为了提高信噪比应采用掠角入射方法。9 .可以用小角度X射线方法测量超晶格周期结构。10 .测量分子结构的光学方法有：红外光谱和拉曼光谱。二、 简答题1 .简述表面分析技术的基本原理般地说，它是利用一种探测束如电子束、离子束、光子束、中性粒子束等，有时还加上电场、磁场、热等的作用，来探测材料的形貌、化学组成、 原子结构、原子状态、电子状态等方面的信息。2 .简述特征X射线的产生机理当一个外来电子将K层的一个电子击出成为自由电子（二次电子），这时原子 就处于高能的不稳定状态，必然自发地向稳态过渡。此时位于

3、外层较高能量的 L层电子可以跃迁到K层。能量差A E=EL-EK=h 丫将以X射线的形式放射出 去，其波长X =h/A E必然是个仅仅取决于原子序数的常数。这种由 L - K的 跃迁产生的X射线我们称为Ka辐射，同理还有KB辐射，Ky辐射。不过应 当知道离开原子核越远的轨道产生跃迁的几率越小，所以高次辐射的强度也将越来越小。3 .简述X射线与物质的相互作用A射线源U入0°F （滤片）热能入电子A透射X射线I=I oe-mt,入=入。=入0,相干散射散射X射线入反冲电子 俄歇电子 光电子非相干散射康普顿效应俄歇效应光电效应荧光X射线入K。4 .简述衍射花样的特征有哪两方面信息组成，并说

4、明影响这两方面信息的因 素。一个衍射花样的特征可以认为由两个方面组成， 一方面是衍射线在空间的分布 规律，另一方面是衍射线束的强度。前者是由晶胞的大小、形状和位向决定的, 而后者则取决于原子在晶胞中的位置、数量和种类。5 .试比较晶体衍射与可见光的镜面反射差别光镜面反射任何投射角表面反射效率可达100%晶体衍射有一定数目投射角内层原子参与衍射束强度？入射束 物理实质不同，表现规律相同6 .为什么X射线衍射峰有一定宽度（即为什么在偏离布拉格角的一个小范围 内也有衍射强度）？在研究衍射方向时，是把晶体看作理想完整的，但实际晶体并非如此。既使一 个小的单晶体也会有亚结构存在，他们是由许多位相差很小的

5、亚晶块组成。另 外，实际X射线也并非严格单色（具有一个狭长的波长范围），也不严格平行（或多或少有一定发散度），使得晶体中稍有位相差的各个亚晶块有机会满足衍射条件，在8 ±A范围内发生衍射，从而使衍射强度并不集中于布拉格角9处，而是有一定的角分布。因此，衡量晶体衍射强度要用积分强度的概念。7 .从爱瓦耳德图解出发剖析X射线衍射的实验思路和实验方法。爱瓦耳德图解原理图见下图。 样品放于O位置，以O为圆心，1/人为半径做 Ewarld球（任何从球心到球面的矢量代表可能的散射万向），以。为原点做倒 易点阵，则只有落在球面上的倒易阵点矢量方向才是 X射线的衍射方向。号印招时城恭Q街射耕从产生衍

6、射的条件可以看出，并不是随便把一个单晶体置于X射线照射下都能 产生衍射现象，因为Ewarld球面完全有可能不与倒易点阵相交。因此，在设 计实验方法时，一定要保证干涉球面能有充分的机会与倒易点阵相交，才能产 生衍射现象。这就必须使干涉球或晶体之一处于运动状态或者相当于运动状 态，符合这样条件的实验方案有三种：1）转动晶体法：用单色（特征）X射 线照射转动的单晶体，使干涉球永远有机会与某些倒易阵点相交；2）劳埃法:用多色（连续）X射线照射固定不动的单晶体。由于射线有一定波长范围，即 有一系列与之相对应的干涉球连续分布在一定的区域，凡是落到这个区域内的倒易阵点都满足衍射条件。这种情况相当于干涉球在一

7、定范围内运动，从而有 机会与某些倒易阵点相交；3）多晶体衍射方法（粉末衍射法）：用单色（特征） X射线照射多晶体试样。多晶体中各晶粒的取向是任意分布的，因此，固定不 动的多晶体就其晶粒间的位相关系而言，相当于单晶体转动的情况。8 .简述闪烁计数器原理。光电倍增管伏特级，105cps晶体少量鸵活化的碘化钠9 .以立方品系为例说明如何利用 X射线衍射方法精确测定多晶体的点阵常 数，并给出相应的误差分析及误差消除方法。精确测定已知多晶材料点阵常数的基本步骤：用照相法或者衍射仪法获取待测试样的粉末衍射谱；1）用照相法或者衍射仪法获取待测试样的粉末衍射谱；2）根据衍射线的角位置计算相应晶面间距 d （B

8、ragg方程：2dsin6 =九）;3）标定各衍射线条的干涉指数hkl （指标化）；4）由d及相应的hkl计算点阵常数（a、b、c等）；对立方品系来说：工_22¥2上l2）d2a25）消除误差。晶体内部各种因素引起的点阵常数的变化非常小，往往在10-4数量级，这就要求测量精度非常高；6）得到精确的点阵常数值。其中，晶胞参数未知时立方晶系衍射线的指标化方法如下（此节也可以定 性加以分析）：立方一系：sin2。=K/（2a）2 （h2 +k2 +l2）对同一物质的同一个衍射花样，X射线波长和晶胞参数是常数，故有:sin2 % : sin2 % :sin2 飞:：sin21KO . 9.9

9、 O . 9.9 O . 9.9O . 9.92 2 2 2 2 2 2 2 22 2 2二 (h1 k 1i ):(h2 k2 12): Q ka h): :(hK kK Ik)根据晶体结构因子和点阵消光法则，立方晶系中能产生衍射的晶面归纳如下:简单立方晶体：100, 110, 111, 200, 210, 211, 220, 221.2.2.2.2.sin11: sin u2 sn13： ：sin 1K = 1:2:3: 4:5: 6:8:9:体心立方晶体：110, 200, 211, 220, 310, 222, 312, 400sin2 一：sin2. :sin2i3:sin2iK =

10、2:4:6:8:10:12:14:16:面心立方晶体：111, 200, 220, 311, 222, 400, 331, 4202222 .sin x : sin %：sin 飞：sin 1K =3:4:8:11:12:16:19: 20精确测定多晶体点阵常数的误差分析：对 Bragg 方程微分得到：占sine = cos650 =-、6d = snl6d2d2dd8sH=一=-ctg)、)d sin 二对于立方晶系：6d/d= 6a/a=-ctg 6日日。当日趋于90o时，Ctg9趋于0。 例如若用85o数据求d其准确度比8=50o时高100倍。所以精确求算晶胞参数 的数据要求：强度大；衍

11、射角度测量准确；单一面指数；高角度。一般用外推法消除测量误差：根据若干条衍射线测得的点阵常数，外推至9 =900310 .写出利用X射线衍射方法估算纳米薄膜材料晶粒尺寸的方法，给出误差产生的原因及消除方法。纳米级晶粒尺寸往往导致晶面间距的不确定性，引起 X射线衍射圆锥的发 散，从而使衍射峰形加宽，因而纳米薄膜平均晶粒尺寸大小 D可用Scherrer 公式进行估算：K.D : cos其中K为常数，用铜靶时近似为0.89, X射线波长入为0.154056nm, B是薄膜 衍射峰的物理宽化以弧度为单位。平均晶粒尺寸的误差主要由衍射峰半高宽的测量引入。薄膜的实际XRD行射峰半高宽B (FWHM是由物理

12、宽化B和仪器宽化b卷积合成的：b：一g(x)f(x)dx其中，g(x)代表几何线形，f(x)代表了物理结构线形。物理宽化是由于晶粒细 化等因素引起的，仪器宽化则是由于 X射线的不平行性、试样的吸收和光阑尺寸等仪器因素造成的。我们可以通过近似函数的方法，在仪器宽化b和被测试样衍射峰半高宽B已知的情况下，分离出物理加宽B0g(x)和f(x)的近似函数 2、 . 都取柯西函数：1/(1+sx),此时，B=B-b。仪器宽化b在测试用的X射线衍 射仪上(相同实验条件下)用99.99%的无品格畸变的高纯多晶硅标样测得。将 扣除仪器宽化的衍射峰半高宽代入Scherrer公式即可得到较为准确的薄膜平均晶粒尺寸

13、。11 . 写出用X射线衍射方法检测薄膜宏观内应力的原理及方法。用X射线方法进行应力测试是通过测定应变量然后通过弹性力学推算出应力的。由布拉格方程的微分式 闻/d=cot8?A3知，只要知道试样表面上某个衍 射方向上某晶面的衍射线位移量 A。既可算出晶面间距的变化量，再根据弹 性力学定律就可计算出该方向上的应力值。将以上拉格方程的微分式带入弹性力学公式可以推导出薄膜的宏观内应力为：仃中=K氢2日)电/为in® =KM ,可以看出2团与sin2巾呈线性关系。只要在 不同的山角度下测量2虬然后将2团对sin2巾作图，从直线斜率中就可求出 诚。 实际应用中，通常采用sin2巾法和0245祛

14、。sin2巾法:取一0?, 15? 30?, 45?测量各山角所对应的2%角,绘制2 9旷sin2也 关系图。然后运用最小二乘法原理，将各数据点回归成直线方程，并计算关系 直线的斜率M,再由6尸M?K求得同。0045彷：如果2 9%sin2巾的线性关系较好，可以只取2 9 -sin2巾关系直线的 首尾两点，即巾=0刑45?。0245彷是sin2巾法的简化法，但一定要注意，使用 0045彷时如果29因sin2也偏离线性关系时，会产生很大的误差，此时不能 使用这种方法。12 .列举红外区的划分以及基团振动与红外光区的关系(包括基团振动类 型)，说明各红外光区的应用范围。红外光谱在可见光区和微波光区

15、之间，波长范围约为 0.751000仙mi根据 仪器技术和应用不同，习惯上又将红外光区分为三个区：近红外光区(0.7513 5 pm ),中红外光区(2.525Nm )远红外光区(251000Nm )近红外光区的吸收带主要是由低能电子跃迁、含氢原子团(如O-H NHH、C H)伸缩振动的倍频吸收等产生的。该区的光谱可用来研究稀土和其它过渡 金属离子的化合物，并适用于水、醇、某些高分子化合物以及含氢原子团化合物的定量分析。中红外光区主要是绝大多数有机化合物和无机离子的基频吸收带。 由于基频振动是红外光谱中吸收最强的振动， 所以该区最适于进行红外光谱的定性和定量分析。同时，由于中红外光谱仪最为成熟

16、、简单，而且目前已积累了该区大量的数据资料，因此它是应用极为广泛的光谱区。通常，中红外光谱法又简称为红外光谱法。远红外光区 的吸收带主要是由气体分子中的纯转动跃迁、 振动- 转动跃迁、液体和固体中重原子的伸缩振动、某些变角振动、骨架振动以及晶体中的晶格振动所引起的。由于低频骨架振动能很灵敏地反映出结构变化，所以对异构体的研究特别方便。此外，还能用于金属有机化合物（包括络合物） 、氢键、吸附现象的研究。但由于该光区能量弱，除非其它波长区间内没有合适的分析谱带，一般不在此范围内进行分析。13 简单描述红外光谱和激光拉曼光谱基本原理及其光谱选律。样品受到频率连续变化的红外光照射时，分子吸收了某些频率

17、的辐射，并由其振动或转动运动引起偶极矩的净变化，产生分子振动和转动能级从基态到激发态的跃迁 , 使相应于这些吸收区域的透射光强度减弱。 记录红外光的百分透射比与波数或波长关系曲线，就得到红外光谱。当一束激光照射到样品时发生散射，大部分光子仅是改变了方向，而光的频率仍与激发光源一致，这种散射称为瑞利散射。但也存在很微量的光子不仅改变了光的传播方向，而且也改变了光波的频率，这种散射称为拉曼散射。拉曼散射是由样品分子在电场作用下极化率的变化引起的， 对这种变化进行记录就得到了拉曼光谱。对任何分子可以粗略地用下面的选律来判断其拉曼或红外活性：1） 相互排斥规则： 凡具有对称中心的分子， 若其分子振动对

18、拉曼是活性的，则其红外就是非活性的。反之，若对红外是活性的，则对拉曼就是非活性的。2）相互允许规则：凡是没有对称中心的分子，若其分子振动对拉曼是活性的。3）相互禁阻规则：对于少数分子振动，其红外和拉曼光谱都是非活性的。如乙稀分子的扭曲振动，既没有偶极距变化也没有极化率的变化。14 .比较X射线能谱仪和波谱仪各自的特点。项目波谱仪能谱仪探测效率低立体角，探测效率低，需要大束流局立体角，探测效率图，引用小束流能量分辨率（5.9eV处）10eV150eV探测灵敏度块状试样峰背比高，最小探测限度可达到0.001%块状试样峰背比低，最小探测限度可达到0.01%可分析兀素范围从皱（Z=4）至ij铀（Z=9

19、2）一般从钠（Z=11）至IJ铀（Z=92） 好的仪器可分析到皱（Z=4）机械设计具有复杂的机械转动系统基本无可动部件需分析时间几分钟甚至几小时几分钟定性分析擅长作“线分布”和“面分布”图，由于成谱扫描速度慢， 作未知成分点分析不太好获得全谱速度快，作点分析很方便。由于峰背比较低，作“线分布”和“面分布”不太好/E里分析分析精度高，可作痕量兀素轻兀 素和有重叠峰存在的元素分析对痕量兀素，轻兀素和右重叠峰 的元素的分析精度不高15 .叙述透射电镜衍射衬度概念，并绘图说明如何获得明场和暗场。场像和 暗场像。在观察结晶性试样时（如右图所示） 在结晶试样斜线部分，引起布拉格反射, 衍射的电子聚焦于物镜

20、后面的一点，被 物镜光阑挡住，只有透射电子通过光阑 参与成像而形成衬度称为衍射衬度。这 时，试样中斜线部分在像中是暗的，所 得到得像称为明场像。当移动光阑使衍 射电子通过光阑成像，而透射电子被光 阑挡住时，则得到暗场像。16 .说明扫描电子像的特点、类型和用途。二次电子像，用于表面形貌分析，扫描电镜；背散射电子像，主要用于表面成分分析，卢瑟福背散射谱仪;吸收电子像，用于成分分析，吸收电子成像仪；俄歇电子像，用于点、线、面和三维立体元素分析，俄歇电子能谱仪。17 .如何区分X射线光电子谱中的光电子线和俄歇线。如果在XPS谱中感到不好区分光电子线和俄歇线时，可以利用换靶的方法来区分它们。换靶前后，

21、在以结合能为横坐标的 XPS谱中光电子线的线位固定 不变，而俄歇线的位置要改变。18写出制备透射电镜试样时应考虑那些问题？具体叙述金属材料和无机非金 属材料薄膜试样的制备方法。制样时应考虑到在进行电镜观察时，样品会受到下面几方面的影响：1) 真空的影响2) 电子损伤的影响3) 电子束透射能力的影响金属试样的制备：先用机械法或是化学和电化学法将样品减薄到100仙m以下，再用电解抛光、化学抛光、超薄切片和双离子刻蚀等方法将样品最终减薄 到100nm以下。无机非金属材料薄膜试样的制备：将试样切割成薄片，再用机械抛光法预 减薄到30-40仙01将薄片放入双离子刻蚀仪中，经氮离子长期轰击穿孔，在穿 孔边

22、缘处的厚度很薄可用电镜观察。19.欲利用试样的X射线特征谱分析试样成分，请给出可选用的实验方法及各自的特点。方法名称入射束检测束分析灵敏度可分析的兀素电子探针电子束X射线特征谱10-11 -10-16gZ>5X射线荧光分析X射线X射线特征谱10-5-10-6 gZ> 12在真空中Z>9带电粒子束激发X射线分析带电粒子束X射线特征谱10-9 -10 -12 gZ> 11三、 综述题1.从物理本质出发，综述X射线衍射、电子衍射和中子衍射的特点以及相应的应用特色。X 射线衍射、 电子衍射和中子衍射都遵循劳埃方程或布拉格方程所规定的衍射条件和几何关系。但是它们与物质相互作用的物

23、理本质并不相同。X 射线是一种电磁波， 在它的电磁场影响下， 物质原子的外层电子开始振动，成为新的电磁波源，当X 射线通过时受到它的散射，而原子核及其正电荷则几乎不发生影响。因此对X 射线进行傅立叶分析可反映出晶体电子密度分布。电子是一种带电粒子，物质原子的核和电子都和一定库仑静电场相联系，当电子通过物质时，便受到这种库仑场的散射，可见对电子衍射结果进行傅立叶分析，反映的是晶体内部静电场的分布状况。由于物质对电子散射强，所以电子衍射束的强度有时几乎与透射束相当。 因此电子衍射要考虑二次衍射和其他动力学效应。而 X 射线衍射中次级过程和动力学效应弱，往往可以忽略。中子衍射和 X 射线衍射虽然相似

24、， 本质上却并不一样， X 射线衍射是X 射线的能量子与原子中的电子相互作用的结果， 而中子衍射则是中子与原子核相互作用的结果，所以中子衍射可以观测到 X 射线衍射观测不到的物质内部结构，特别有利的是中子衍射可以确定原子，特别是氢原子，在晶体中的位置和分辨周期表中邻近的各种元素。中子不带电而具有磁矩，对磁性有特殊的灵敏度，因此中子磁散射对分析物质的磁特性具有突出的意义， 是 X 射线衍射无法取代的。2 列举电子束与固体物质的相互作用时产生的各种信号，简要说明各自的基本特性及相对应的材料表征方法。（1） 感应电动势(感应电导) ：当在试样上加一个电压时，试样中会产生电流，在电子束照射下，由于试样

25、中电子电离和电荷积累，试样的局部电导率发生变化，于是试样中产生的电流有所变化，这就是感应电动势。这种现象对研究半导体材料很有用。（2） 荧光(阴极发光) ：当入射电子与试样作用时，电子被电离，高能级的电子向低能级跃迁并发出可见光称为荧光或阴极发光，各种元素具有各自特征颜色的荧光，因此可做光谱分析。（3） 特征 X 射线：入射电子与试样作用，被入射电子激发的电子空位由高能级的电子填充时，其能量以辐射形式放出，产生特征X 射线。各元素都具有自己的特征X 射线，因此可用来进行微区成分分析。可用 X射线能谱仪（EDS）和波谱仪（WDS）表征。（4） 二次电子：入射电子射到试样以后，使表面物质发生电离，

26、被激发的电子离开试样表面而形成二次电子。二次电子的能量较低，在电场的作用下可呈曲线运动翻越障碍进入检测器，因而能使试样表面凹凸的各个部分都能清晰成像。二次电子的强度与试样表面的几何形状、物理和化学性质有关。可用扫描电镜（SEM）表征。（5） 背散射电子：入射电子与试样作用，产生弹性或非弹性散射后离开试样表面的电子称为背散射电子。通常背散射电子的能量较高，基本上不受点场的作用而呈直线运动进入检测器。背散射电子的强度与试样表面形貌和组成元素有关。可用卢瑟福背散射谱仪（ RBS）表征。（6） 俄歇电子：在入射电子束的作用下，试样中原子某一层电子被激发，其空位由高能级的电子来填充，使高能级的另一个电子

27、电离，这种由于从高能级跃迁到低能级而电离逸出试样表面的电子称为俄歇电子。每一种元素都有自己的特征俄歇能谱，因此可以利用俄歇电子能谱进行轻元素和超轻元素的分析 （氢和氦除外） 。 可用俄歇电子能谱仪（ AES）表征。（7） 吸收电子：入射电子与试样作用后，由于非弹性散射失去了一部分能量而被试样吸收，称为吸收电子，吸收电子与入射电子强度之比和试样的原子序数、入射电子的入射角、试样的表面结构有关。（8） 透射电子：当试样很薄时，入射电子与试样作用引起弹性或非弹性散射透过试样的电子称为透射电子。可用透射电镜（ TEM ）表征。3 分别叙述扫描电子显微镜（SEM、扫描隧道显微镜（STM和原子力显微 镜（

28、AFM的基本工作原理，并比较各自的特点。扫描电子显微镜（SEM）是本世纪60年代发展起来的一种分析测试仪器， 它不用透镜放大成像，而是用类似电视摄影的显示方式，用细聚焦电子束在样品表面时激发产生的某些物理信号（主要为二次电子）调制成像。扫描电子显微镜具有样品制备简单，放大倍数调节范围大，景深大，分辨本领高等特点。扫描隧道显微镜（ STM ）的工作原理是基于量子隧道效应。将原子线度的极细针尖和被研究物质作为两个电极，当样品与针尖的距离非常接近时（通常小于 1 nm） ，在外加电场的作用下，电子会穿过两个电极间的绝缘层（或真空势垒）流向另一电极，这种现象称为隧道效应。针尖与样品表面距离对隧道效应产

29、生的隧道电流强度非常敏感。 电子反馈系统控制针尖在样品表面扫描时使隧道电流的恒定，亦即控制隧道间隙的恒定，则针尖在扫描时运动的轨迹直接表征了样品表面态密度的分布或原子排列的图像。 但是， STM 不能区分不同种类的原子或原子团，并且不能用于绝缘体，只能用于导体和半导体，这使得它在科学领域的应用受到很大的局限。 同时， STM 是依据隧道效应原理获取表面结构信息的，严格的说，它观察到的是物质表面费米能级处的态密度，当表面存在非单一电子态时， STM 得到的并不是真实的表面形貌， 而是表面形貌和表面电子态性质的综合效果。原子力显微镜（ AFM ）是一种新型的表面检测仪器，它通过检测待测样品表面和一

30、个微型力敏感元件之间的极微弱的原子间作用来研究物质的表面结构。 这种具有原子级分辨率的仪器弥补了前几年发展起来的扫描隧道显微镜只能研究导体和半导体的不足，可用于导体、半导体和非导体材料表面的结构研究，因而在表面科学、材料科学和生命科学等领域的研究中有其特殊的重要意义。原子力显微镜的原理建立在探针尖端头的原子与样品表面原子在足够接近时存在相互作用力的基础之上。 一个对微力极其敏感的微悬臂的一端与压电陶瓷固定在一起，另一端有一微小探针，当针尖与样品轻轻接触（即接近至原子级间距） ，针尖与样品表面原子之间存在极其微弱的作用力，扫描时，通过控制这种力的恒定， 带有针尖的微悬臂将对应于针尖与样品表面原子

31、间作用力的等势面在垂直于样品表面的方向起伏运动。 而微悬臂的运动可以通过电学或光学方法检测，常用的是悬臂反射激光光点位移方法即光杠杆法。4 列举出至少三种测量纳米多层膜周期性的测试方法（定性和定量方法均可） ，并比较各自的优缺点。X 射线衍射分析（ XRD ） ：利用纳米多层膜调制结构所产生的小角度衍射峰和高角度晶面衍射的 “卫星峰 ”测定纳米多层膜的调制周期。两材料反复重叠，形成调制界面，当 x 射线入射时，周期良好的调制界面会与平行于薄膜表面的晶面一样，在满足Bragg条件时，产生相干衍射，形成明锐的衍射峰。由于多层膜的调制周期比金属和化合物的最大晶面间距大得多， 所以只有小周期多层膜调制

32、界面产生的 XRD 衍射峰可以在小角度衍射时观察到，而大周期多层膜调制界面的 XRD 衍射峰则因其衍射角度更小而无法进行观测。因此对制备良好的小周期纳米多层膜可以用小角度XRD 方法测定其调幅。透射电镜（ TEM ） ：采用 TEM 对纳米多层膜的横截面进行观察，既可以测量纳米多层膜的调制周期，又可以测量其调制比，是最为直观、全面的表征方法。但是纳米多层膜横截面TEM 试样的制备非常困难，成本也很高。采用薄膜横截面样品进行TEM 分析，主要是用于研究纳米多层膜的调制界面及其它微结构。俄歇电子能谱（ AES ） ： AES 的深度分析也可以表征纳米多层膜的调制结构，但进行深度分析时，离子枪对于两

33、种不同调制层及调制界面的轰击速率的不同一性，使得在调制层厚度方向的定量分析准确性低，所以使用者仅看重它的定性结果。X 射线能谱分析（EDS） ：当具有足够动能的电子束入射到固体试样后，将以一定的几率使试样原子某内壳层电子被击出，原子电离而处于激发态，这时原子外层电子将填充该内壳层中空的状态并将多余的能量以 X 射线量子或俄歇电子形式释放出来。 所发射的 X 射线量子的能量等于该原子的始态和终态的位能差，它是一个元素原子结构的特征，几乎与元素的物理化学状态无关。如果用探测器将试样发射出来的特征X 射线的能量值与其强度检测出来， 经过修正就得到试样中元素种类和浓度。采用 EDS 成分分析方法，表征纳米多层膜的调制比，它具有准确、方便的优点。X射线能量分散谱（EDS）具有较高的 测量精度（0.lat%）和较