版汇总-电子探针、扫描电镜

扫描电镜技术的发展迅猛，目前30kV电压下分辨率达到1nm的场发射扫描光 地区就超过60台， 地区还有100台以上的分辨率在3nm左右的扫描电镜。加速电压30KV

，0.4nm（Hitachi SU9000

）加速电压1KV，0.9nm

（FEI

Magellan

XHR

SEM）最高有效放大倍率可以到50万倍以上，而1nm的电镜最大有效放大倍率可达到30万倍以上，3nm电镜的可达到10万倍以上。扫描电镜主要有两个功能：提供显微结构

、提供显微成分分析数据。但是有好的电镜就一定能获得满意的显微结构

吗答案：否定！氧化钇纳米粉体材料的显微结构化学组成元素分布组成相的形貌（如尺寸、分布、形状等）决定材料的宏观性能显微结构：指在各种显微镜下看到的所有相区(phase

region)及所包含的缺陷。通常包括晶粒和气孔的尺寸大小和分布、相组成和分布、晶界特性、缺陷及裂纹，还包括组成均匀性等等。显微结构表征的主要任务：根据不同类型显微镜下观察的显微结构特征，对他们的形成原因做出合理的分析和推断。引言作用：

电子探针、扫描电镜是材料研究中非常有用的仪器，可以解决材料显微结构－配方－工艺－性能关系的许多关键问题。目前中国拥有超过9000千扫描电镜，每年大概

约300台扫描电镜。应用：高校、科研单位、工厂

及检测等得到了广泛应用。二○一○年夏，本市松江区河沟内发现一男一女两具尸体。经法医尸检后确定此案系凶杀，并发现在死者颅部有二片金属单刃刀刀尖残段，分别宽1.1厘米和0.6厘米.微束分析微束分析(Microbeam ysis)

：利用一束细

、离子束、光束或粒子束作用于试样产生的各种信息,进行成分、形貌、结构及其他物理和化学特性的分析。束班大小：微米－纳米。主要功能：成分分析；结构分析；图像分析。主要指标：束班大小、分辨率、空间分辨率、灵敏度、准确度等。定量分析：微束分析是物理方法，由于物理过程的复杂性，成分定量基本都用标样比较法并进行修正计算。典型微束分析仪器1.:

电子探针(EPMA)；扫描电镜(SEM-EDS)；分析电镜(AEM)；俄歇电子谱(AES)。2.离子微束:离子探针(IMMA)；3.光子束:显微激光光谱(LMCES);光电子谱:ESCA(ElectronChemical

ysis),

或Spectronscopy

for称

XPS(X

－

rayPhotoelectron

Spectroscopy).4.粒子束:

质子探针(PIXA)常用微区分析仪器俄歇电子谱仪（AES:Auger

ElectronSpectroscope),也称扫描俄歇显微镜。表面分析仪器，可进行元素定量分析（能做三维元素分

析）、形貌观察、价态分析等。分析深度一般为1nm－2nm。分析H,He以外元素，对轻元素灵敏度高。Al(Z=13),

X射线产额：k＝0.04,

Auger电子产额：k=0.96C(Z=6),

k

=0.001，

k=0.999离子探针IMMA(Ion

Microprobe

Mass

yser)全元素分析（H,He…..),灵敏度高（10－8－10－14），分析直径1m－2

m，有损分析。定量分析模型不完善，主要用作微量元素分析，绝对感量为10－18－10－19g，分析表面一般要剥离，可进行深度分析。透射电镜分辨率高(JEM-2010F点分辨率：0.19nm)，放大倍率高，可放大一百多万倍。可进行形貌观察,成分分析,微区晶体结构(晶格像,结构像),晶界分析。制样

,分析区域小，代表性差。定量结果准确度较差，无标准样品。扫描探针显微镜(SPM)是利用一种小探针(如Si3N4)在试样表面上扫描，能提供高放大倍率观察的一系列显微镜的总称（镜群）。例如：原子力显微镜（AFM）、扫奖）、扫描隧道显微镜（STM，86年获描热显微镜（SThM）等。特点：高倍率表面形貌观察、测量特征尺寸可以从原子间距到100微米，能测量表面其他性能。试样在大气中操作，表面不需处理，可以获得样品表面的三维形貌象。是nm材料研究的重要 。不能进行成分分析，有假象。扫描力显微镜（SFM）能控制并检测针尖与试样间的相互作用力的显微镜。例如：原子力显微镜（AFM）、摩擦力显微镜（

LFM

）、磁力显微镜（MFM）和静电力显微镜（EFM）等。EPMA概述电子探针英文缩写为EPMA或EMA

(Electronprobe

X-ray

micro

yser)。一种

显微分析的仪器，是通过

激发试样微区产生的二次电子、背散射电子、及X射线等信息，进行试样表面形貌观察及成分分析。成分分析主要用波谱仪（WDS），也可以用能谱附件进行成分分析。SEM概述扫描电子显微境英文缩写为SEM（ScanningElectron

Microscope）。EPMA、SEM这两种仪器是分别发展起来的，但现在EPMA都具有SEM

的图像观察、分析功能，SEM也具有EPMA的成分分析功能，这两种仪器的基本构造、分析原理

及功能日趋相同。特别是现代能谱仪，英文缩写

为EDS（Energy

Dispersive

Spectrometer），或者EDX（Energy

Dispersive

X-ray

Spectrometer）与SEM组合时，可以进行综合分析。操作简便、得到的显微结构信息直观，是目前材料微区显微结构观察和成分分析最常见的工具。扫描电镜电子探针主要特点：图像分辨率高、放大倍率大。目前扫描电镜的分辨率为3nm-0.6nm，相对应最大有效放大倍率达到100,000－1,600,000；电子探针图像分辨率为3nm-6nm。景深大。一般情况下，扫描电镜的景深是透射电镜的10倍，是光学显微镜的100倍，特别适合观察一些粗糙不平的断口。无损分析。对大部分材料，只要尺寸能够放入样品室的话，采用合适的条件无需对试样进行任何处理即可直接进行观察分析。试样 简单。试样可以是自然表面、断口、块体、反光及透光光片。EPMA、SEM区别EPMA：成分分析，形貌观察。以成分分析为主。主要用WDS进行元素成分分析，出射角大、有定量方法，所以定量OM，电流大，有较成结果准确度高。真空腔体大，成分分析束流大，所以电子光路、光阑等易污染，图像质量下降速度快，EPMA二次电子像分辨率约为3－6nm。SEM：形貌观察，成分分析。图像分辨率高FESEM:优于1纳米，W灯丝：3纳米EPMA比SEM价格贵2－3倍。扫描电子显微镜的基本原理由Knoll于二十世纪三十年代提出并实现。Ardenne于1938年通过理论计算和实验对磁透镜系统进行了改进从而能够缩小宽以得到更高的分辨率。Ardenne的实验装置实际上是扫描透射显微镜，既允许电子

薄样品直接在胶卷上成像，同时也可以通过收集二次电子与背散射电子信号通过阴极射线管成像。1942年，Zworykin等人设计了第一台真正意义上的扫描电子显微镜（加速电压仅为800V），不仅加速电压低，真空度不高，因此其图像分辨率很差。因此他们将研究的重点转向透射电子显微镜（TEM），扫描电子显微镜的发展暂时停滞。1948年起， 大学的Oatley带领其学生开始了一系列的构造新型扫描电子显微镜的研究。1扫描电镜发展历史McMullen首先参与搭建了扫描电子显微镜的雏形。之后Smith引入了双偏折系统作为补偿器线圈。Everhart和Thornley对信号检测装置加以改进，通过引入光导管使闪烁体和光电倍增管之间进行光学耦合大大提高效率。该检测器被命名为Everhart-Thornley检测器。最终Pease和Nixon将所有改进整合到单个装置中，其中采用了倒向腔体、双偏折扫描系统、补偿器线圈以及Everhart-Thornley检测器，它是第一台商业电子扫描显微镜（1965年 科学仪器公司的Mark）的原型。这也标志着扫描电子显微镜技术 成熟。经过近60年的发展，扫描电镜的电子光学系统、真空系统以及探测器技术的长足发展使得现在扫描电镜的分辨率已经达到了亚纳米尺度，且出现了分辨率更高（0.4nm）的扫描透射模式(Scanning

Transmission)，而且有了利用背散射电子衍射进行相鉴定的附件。总之，现在的扫描电镜不仅可以达到亚纳米尺度的分辨率，还可以利用能谱进行元素组分分析，还可以利用背散射电子衍射进行相鉴定。2扫描电镜的原理扫描电镜构造和原理示意图电子枪发射电子，在加速电压（为加速从电子

枪发射的电子而加在灯丝到阳极之间的电位差，其可变范围一般为几百伏到30kV）的加速下形成一个几微米的交叉点，再经过会聚透镜和物镜的聚焦，在样品表面形成一个直径约为0.5-3nm的

（

斑直径一般小于扫描电镜分辨率）；当通过扫描线圈在试样表面扫描时，另一个扫描线圈同步扫描观察图像的显示屏，通过二次电子或者背散射电子探测器收集试样每点的二次电子信号，将二次电子信号同步调制成观察图像的显示屏对应点的亮度。因此，

可以通过显示屏上成的像得到试样表面的显微结构信息。EPMA分析特点微区（1

m

－5

m）、显微结构分析元素分析范围广：铍(Be)——铀(Ｕ）定量准确度高EDS:0.1%检测极限:

WDS:0.01%左右;左右不损坏试样、分析速度快微区离子迁移动力学研究显微结构在显微镜(OM、SEM、TEM等)下观察到的结构称显微结构。EPMA是显微结构分析的主要仪器之一。显微结构记录了材料工艺全过程；是性能表征及材料评价的依据；显微结构所研究的内容十分广泛，包括相组成、相分布、晶粒大小和形态、杂质及缺陷的特征与分布、晶界与相界、断裂特征及断裂方式等。显微结构分析EPMA是利用束径0.5μm－1μm的高能激发所分析的试样.分析试样μm范围的成份、形貌和化学结合状态等特征。成分分析的空间分辨率（微区成分分析所能分析的最小区域）是几个立方μm范围，

微区分析是它的一个重要特点之一,它能将微区化学成份与显微结构对应起来，是一种显微结构的分析。而一般化学分析、

X光荧光分析及光谱分析等，是分析试样较大范围内的平均化学组成，也无法与显微结构相对应,

不能对材料显微结构与材料性能关系进行研究。元素分析范围广电子探针的WDS、EDS所分析的元素范围一般都从硼(B)——铀(Ｕ)。氢和氦原子只有K层电子，不能产生特征X射线 。锂(Li)和铍(Be)虽然能产生X射线，但产生的特征X射线波长太长，通常无法进行检测，少数电子探针用大面间距的皂化膜作为衍射晶体已经可以检测Be元素，现在EDS也可以分析Be，但强度非常低。定量分析准确度高EPMA是目前微区元素定量分析最准确的仪器，检测极限(能检测到的元素最低浓度)一般为（0.01－0.05）%，不同测量条件和不同元素有不同的检测极限，但由于所分析的体积小，检测的绝对感量极限值约为

10-14g，主元素定量分析的相对误差为(1—3)%，对原子序数大于11的元素，含量在10%

以上的时，其相对误差通常小于2%。不损坏试样、分析速度快EPMA可自动进行多种分析方法，并自动进行数

据处理和数据分析，对含10个元素以下的试样定

性、定量分析，新型EPMA在30min左右可以完成。如果用EDS进行定性、定量分析，几min即可完成。对表面不平的大试样进行元素面分析时，还可以自动聚焦分析。分析过程中一般不损坏试样，试样分析后，可以完好保存或继续进行其它方面的分析测试，这对于、古陶瓷、古硬币及等的稀有试样分析尤为重要。微区离子迁移研究多年来，还用电子探针的入射注入试样，来诱发离子迁移，研究固体中微区离子迁移动力学、离子迁移机理、离子迁移种类、离子迁移的非均匀性及固体电解质离子迁移损坏过程等，已经取得了许多有价值的结果。SEM特点放大倍率高，几十倍－几十万倍，连续可调，倍率选择要根据试样特点。分辨率高，W灯丝SEM分辨率：3nm-6nm,场发射SEM分辨率可达到1nm

景深大，图像

感强，可对粗糙不平的断口试样观察。保真度好，试样

简单

，保存试样原貌。3扫描电镜的分辨率扫描电镜的分辨率：能将样品表面细节放大，其分辨率是指扫描电镜图像中能肉眼分辨出的两点之间的最小距离。显微镜（包括扫描电镜、透射电镜和光学显微镜）的分辨率d理论上可以用贝克公式来表述：加速电压越高， 的波长也就越短，扫描电镜理论分辨率也相应更优。根据公式可知，加速电压30kV，透镜孔径半张角10mrad时，扫描电镜的理论分辨率小于0.09A。目前最好的扫描电镜实际可达到的分辨率为0.8nm(30kV,二次电子像)，0.4nm(30kV,扫描透射像)；0.9nm(1kV,二次电子像)。λ为

的波长；α为透镜孔径半张角；n为透镜和样品之间介质的折射率（在扫描电镜的真空环境下可认为是1）。碳衬底上金颗粒表面形貌Jeol

6700F（×300,000）;

b)Hitachi

S4800（×220,000）;

c)

FEI

Magellan

400

（×500,000）上图为几种不同类型扫描电镜对碳基体上金颗粒（所谓分辨率测量标准样品）进行形貌观察得到的二次电子像；如果二次电子像分辨率为1nm，在

上用肉眼清晰辨别间距为1nm的两点，则需要至少放大0.1mm/10-9m（100,000倍）。考虑到误差等因素，目前扫描电镜制造商要提供具有1nm分辨率则需要提供150,000-250,000倍清晰的图像；由图中可知，不管哪种扫描电镜，只要其标称分辨率为1nm(30kV)的扫描电镜均能对分辨率标准样品得到200,000倍以上清晰的图像，图像质量无明显区别。因此，目前影响扫描电镜性能的关键指标是低电压下的分辨率。随着透镜系统的改善、 模式的应用以及单色器或者色差校正器的引入使得扫描电镜在低电压下的分辨率显著提高，这为纳米材料的研究提供了方便、可靠的表征工具。右图给出了加速电压为2kV下500,000和1,000,000倍下二次电子图像，样品为不锈钢基体上外延生长氧化钽薄膜，薄膜上引入Pt颗粒作为催化剂。氧化钽衬底上Pt颗粒形貌（二次电子像，×1,000,000）直径为3nm左右的Pt颗粒可以被清晰地表征出来。NaYF4纳米球形貌（STEM模式，1,600,000倍）a明场像；b暗场像上图给出了放大倍率为1,600,000倍（标称倍率为4,000,000倍，实际倍率约为

1,600,000。这种差别是由于不同倍率计算方式产生）的STEM明场和暗场像，样品为NaYF4颗粒。由图中可知，所制得的颗粒高度分散且均匀，颗粒尺寸约为15nm。目前扫描电镜在低电压下 优秀的分辨率。3影响分辨率的因素与理论值相比，扫描电镜的实际分辨率还是相差10-100倍。这个巨大的差异主要是由以下三个因素导致的：透镜的球差、色差等像差；入射 同样品相互作用降低了分辨率；信噪比也影响了扫描电镜的分辨率。球差通过透镜则聚焦在高斯球差是由于透镜边缘部分对入射电子的折射比旁轴部分更强而导致的。旁轴后在高斯像平面与光轴的焦点上聚焦；由于折射角度的不同，非旁轴的像平面的左侧。因此，对于一个点源在通过透镜后不能在高斯像平面上形成清晰的聚焦点，而是在光轴靠近高斯像平面附件一定距离内成像(如图1-5a所示)。在这段距离内可以找到一个位置使点源在该平面成像较清晰、且具有最小直径的园斑（球差扩散弥散圆）。球差扩散弥散圆直径可以表述为以下公式：α为透镜孔径半张角；Cs为球差系数。球差和色差示意图球差扩散弥散圆直径正比于孔径半张角的三次方，同时样品电流与孔径半张角的平方成正比。要想得到进行能谱或者背散射衍射分析所需要的大电流，必然会导致透镜球差显著增加。因此，这两者之间是一对

体。一般来说要想获得高分辨率的图像，就应尽量减少球差，采用小孔光阑挡住 ，这会大大降低样品电流，从而无法得到进行能谱或者背散射衍射分析所需的束流。球差系数与透镜的焦距成正比关系，一般来说，透镜焦距越长，其球差系数也就越大。而工作距离指的是透镜极靴下表面与试样表面之间的距离，随着工作距离的增加其透镜聚焦焦距也相应增加，透镜球差系数也相应增加。因此，一般要获得高分辨率的图像应采用较小的工作距离，以保证球差扩散弥散圆足够小。色差色差是由于电子枪产生的电子经过加速后形成的高能

能量存在一定的能量扩展范围，能量大的电子焦距较长，反之，能量小的电子相应焦距较短。也就是说透镜对能量大的电子的偏转作用小于能量较小的电子。一束高能电子经过透镜后不会聚焦成为一个点，而是形成一个色差扩展弥散斑，其直径可以表示为：Cc是色差系数；E0为入射电子能量；和能量扩展范围；是透镜孔径半张角。色差导致的弥散斑直径与入射电子能量成反比，也就是加速电压越低，入射电子能量就越小，相应地色差就越大。衍射效应限定衍射效应限定主要来自艾里斑，即一个无限小的理想点光源经过会聚透镜成像后，由于光阑限制的光束产生衍射，从而使得其所成的像不是一个点，而是一个由不同直径明暗相间的衍射环包围着的亮斑-艾里斑。根据瑞利判据，如果两个点光源之间的距离使得它们通过透镜形成的艾里斑中心距离等于第一级暗环的半径，且两个亮斑之间的光强度与峰值的差小于或者等于19%,则可认为该距离是衍射效应的极限分辨率，即衍射效应扩散斑直径。其可以用下式来表示：衍射效应限示意图波长与加速电压关系示意图加速电压与

波长的关系。当加速电压降低时，波长变长，相应的衍射效应分辨率也变差。综上所示，球差、色差和衍射效应均会对扫描电镜分辨率带来影响，最终分辨率可以表述为：Ib为入射流；а为透镜半张角；β为电子枪亮度；d0为高斯斑直径。扫描电镜的分辨率主要受入射电子的能量即入射电子的加速电压、透镜孔径半张角、 能量扩展范围、电子枪亮度、球差系数、色差系数等等因素的影响。加速电压的影响加速电压降低时，入射电子能量E0也相应降低，加速电压为1kV时，电子获得的能量仅为加速电压为30kV的1/30。随着入射电子能量的降低，在低加速电压下透镜的色差会显著增加，从而大大增加色差扩散斑直径；当加速电压的降低到小于5kV时，也会使得波长显著增加，从而使得由于衍射效应导致扩散斑直径显著增加。低电压导致色差增加和衍射效应扩散斑增大，从而显著降低其分辨率。透镜孔径半张角的影响扫描电镜透镜半张角是影响其分辨率的关键因 一，其对色差、球差和衍射效应形成的扩散斑直径都会有重要影响。半张角越小，其色差和球差就相应越小；随着半张角的减小其衍射效应限制就会越大。在相同的束流大小和电子枪亮度的情况下，半张角越小，在高斯平面像上形成的最小弥散斑直径就会越大，从而显著降低其最终分辨率。因此，要想得到最佳分辨率，必须平衡各种影响，选择一个合适的半张角。表1为不同球差系数和加速电压下，理论计算的最佳半张角值。Cs(

10-

2·cm)аop(10-2rad)VA=

30kVVA=

15kVVA=

1kV110.9771.0661.49191.0271.1201.56871.0951.1951.67151.1901.2981.81631.3831.4762.0652.51.4181.5472.16421.4891.6242.2721.51.6091.7542.45411.7761.9372.7090.52.1172.3083.2290.13.1743.4494.826表1

不 压和球差系数下的最佳半张角αop值电子枪亮度电子枪亮度是电镜电子光学系统的重要参数之一。扫描电镜要成像，必须要有足够的信噪比。在满足基本信噪比要求的最小样品电流的情况下，电子枪亮度越大，则相应的高斯平面像上形成的最小弥散斑尺寸最小，相应图像的分辨率也就越高。提高电子枪亮度是获得高分辨率扫描电镜图像的一个重要方向之一。3.能量扩展范围△E能量扩展范围△E会对色差产生重要影响，扩展范围越大，相应色差就越大。尤其是在低加速电压下，E0较小，能量扩展范围△E些许的增加都会导致色差的显著增加。因此，对低压扫描电镜来说，获得尽可能小的 能量扩展范围是提高其分辨率的重要 之一。总之，电镜分辨率由

斑直径决定。

斑直径受多个因素影响，这些因素相互制约。只有综合多种因素才能获得最佳分辨率的电镜。日立S-4700扫描电镜束斑大小同孔径半张角以及工作距离的关系:随着半张角α的增加 斑直径先降低然后再增加；且随着加速电压的降低，斑直径也显著增加。同样半张角的情形下，2kV加速电压的束斑直径约为20kV加速电压下的2.5倍，即在同样电流、工作距离等情形下2kV图像的分辨率要比20kV低2-3倍。图像分辨率。在图a中曲线的拐点即为最佳的半张角，在该半张角下束斑直径最小，相应分辨率也最高。图b为

斑直径与工作距离的关系。随着工作距离的增加，球差系数cs也相应增加，导致ds增加，最终导致束斑直径也相应变大。在20kV下，工作距离

3mm的束斑直径约为1nm，而15mm工作距离时束斑直径约为2.5nm。这表明：在20kV下，该电镜的最佳分辨率约为1nm；而2kV的最佳分辨率仅为2.5nm。斑直径与半张角和工作距离关系除了 斑直径外，扫描电镜的分辨率还和另外两个因素密切相关。一个是与样品的作用范围，另一个是信噪比。与样品的相互作用电子在进入固体后，将在其中发生一系列的散射，这些散射过程根据能量变化与否可以分为弹性散射和非弹性散射两个基本过程。弹性散射导致大的角度变化从而主要导致电子在固体中扩散；与此同时非弹性散射导致电子方向改变较小，但主导了能量的变化。入射电子与固体原子的弹性散射是原子核及核外电子云的库仑势对电子的散射，此时原子不被激发，电子与原子体系在散射前后总动能及总动量保持守恒，运动方向发生变化。实际上，由于散射中有较大的动量转移，原子的反冲作用将导致电子有小的能量损失，但由于电子的质量远远小于原子核的质量（三个数量级），这种损失在小能量电子散射情况下可以忽略不计，但对于较大能量（>10keV）电子在轻原子核的大角散射下，其能量损失将可以被探测。入射电子与样品发生作用后发生弹性碰撞和非弹性碰撞示意图（1）单电子激发：入射电子和和固固体内电子碰撞，使其发生电离或激发到真空能级；即价电子激发和内层电子激发。受激的价电子可以成为游离态的

电子，二次电子中的绝大部分是由它们组成。金属和半导体的价电子也可以从导带中较低的能态跃迁到较高的空态，称作带内跃迁；或是从价带跃迁到导带，称为带间跃迁，产生电子-空穴对。内层电子受激脱离束缚能，留下空穴，对三能级以上原子，会或发生俄歇跃迁，发射俄歇电子；或发生电子能级跃迁，发射特征X射线。低能入射电子与固体原子的碰撞过程中，产生价电子激发的几率远远大于内层电子激发的几率。一般来说，在价电子激发过程中，入射电子的能量损失相对于其能量来说较小，发生大角度散射的几率也很小，因此价电子激发不会使入射电子的方向发生显著变化。内壳层电子激发中尽管可能有大的能量损失，但其电离截面很小，因而使电子发生大角度散射的几率也不大。电子在固体中的作用会激发固体

电子的运动

度，满足体系能量、动量守恒，导致入射电子发生能量损失，即电子在固体中的非弹性散射。对于能量为10-

104

eV的电子，这一过程主要伴随几种不同的机制的激发，电子将有能量的损失和运动方向的变化。非弹性散射的机制主要包括（如图1-12所示）：非弹性碰撞激发信息示意图2等离激元激发：入射电子使样品中的价电子云相对于正离子实发生集体振荡，激发等离子体激元。对于近完全

的价带电子和导带电子，它们可以在正离子实的背景上形成电荷密度的一种集体震荡，其波动频率或量子能量ωp有确切的值，它与价电子密度有关。因为它是正、负电荷组成的等离子体的固体对应，其能量子（约为5-30eV

）称为等离子体激元（Plasmon）。入射到固体中的电子，只要能量高于ωp，就可以激发离子体激元振荡。3声子激发：入射电子使样品中的晶格振动加剧，激发出声子（晶格振动的能量量子），使入射电子能量减小。一般情况下，声子激发能量损失较小，通常可以忽略处理。4

轫致辐射：入射电子在原子核的库仑力作用下突然

，电子损失的部分能量以辐射光子的方式出射，形成X射线连续谱。电子在散射过程中的大角度散射主要发生在与原子碰撞的弹性散射过程中，而与电子碰撞的非弹性散射的作用主要是引起运动电子的能量损失，决定损失能量在材料中的分布，并产生二次电子、X光子、俄歇电子或光电子等信号。激发出的这些信号携带着与物质材料性质相关的信息，因此常被用来作为电子能谱学中的收集信号。扫描电镜中的

作用在样品上时，能产生多种信号。信号类型

子束作用深度有关，信号的范围和分辨率取决于加速电压和材料类型。图1-13给出了扫描电镜中入射与样品作用后作用范围和信号产生范围的示意图，同时给出了出射电子的相应信号范围。下图给出了典型的各种信号的能量分布图，可以看到大量的电子处于低能端以及高能端，在两者之间的能谱背景上叠加了一些特征峰。根据这些电子的能量可以分为三类：二次电子（<50

eV），背散射电子（>50

eV）以及特定能量位置的俄歇电子（Augerelectron,

AE）。各种信号激发机制及有效信号深度分布。其中PE为入射电子，SE为二次电子，BSE为背散射电子，AE为俄歇电子。俄歇电子最初由法国科学家P.

Auger[17]发现并给予解释。俄歇电子是由于内壳层空穴被外壳层电子填充的同时

出的能量激发另一个外壳层电子而产生的。由于整个过程仅涉及到元素

能级，因此所产生的俄歇电子能量也是与元素相关的，可以用于鉴别元素。俄歇电子可以应用于俄歇电子能谱（Augerelectronspectroscopy,

AES）以及扫描俄歇探针（scanning

Auger

microscope,SAM）。二次电子是扫描电子显微镜中应用最多的信号，由图可以看到其信号量较大，且由于其能量较低，易通过电场收集。不仅如此，二次电子的非弹性散射平均程很短，非常容易损失能量，因此其作用范围集中于表面及亚表面，适合于对材料表面的分析。同时二次电子极易受到实验条件以及材料变化的影响，由此可以利用其得到多种实验可观测的衬度。电子与固体相互作用所产生电子能谱图二次电子二次电子能量a)及电子产额

b)分布图对大多数材料来说，二次电子产额一般为0-0.1。金元素的二次电子产额约为0.2，而碳元素的二次电子产额仅为0.05。一般来说，要获得最高的二次电子产额，其二次电子的产生深度大部分应集中在平均

程深度。按照来源的不同，二次电子可以分为三类:SE1主要是是产生于样品表面1-10nm范围内的二次电子，它的电子数最多，因而它对图像成像的贡献最大。SE2主要是在入射电子作用区域内由背散射电子激发产生的二次电子，在高加速电压下(>5kV)产生SE2二次电子的产生深度约为0.1-1μm，低加速电压下产生深度约为5-50nm。对重元素来说，SE2的产额约为SE1的1.5倍；而对轻元素来说，SE2的量仅为SE1的1/5。SE3通常被称为“系统电子”，因为它主要是由于背散射电子同扫描电镜物镜底部作用后产生的二次电子。在某些半浸没式透镜系统的扫描电镜中，在低加速电压下SE3可以用来增加透镜内探测器所能探测到的二次电子信号量。扫描电子显微镜中二次电子的分类二次电子产额与入射电子能量关系二次电子产生机制研究二次电子在

产生的理论需要提供

电子激发的机制以及相关的源函数S(E)

，即能量为E的电子产生能量为ES的二次电子的几率。电子的输运过程的理论研究是针对于电子在样品中连续的扩散过程，其中包括电子的级联和

过程。在实际的研究中，由于实验中二次电子产额约为1，可以理解级联过程的存在，这意味着对于每个入射电子，将在表面以下很浅的二次电子逃逸深度内产生1-2个二次电子，而

的二次电子将产生在更深的地方并最终被吸收。实验观测到的能量与角度分布无法反映原始的激发特征，其会被二次电子的级联过程所掩盖。因此正确的描述二次电子的级联过程在理论计算二次电子出射中是非常重要的。对于电子输运的解析计算一般基于求解Boltzmann输运方程等方法，然而这类方法对输运过程中复杂的级联现象难以描述，同时也不适用于任意边界的情况。Monte

Carlo方法对于电子输运过程的计算则有着天然的优势。使用MonteCarlo方法模拟电子输运过程如下图所示，当能量为EP的电子（作为经典电子处理）以入射角θ0入射至固体中后，根据其性以及非弹性散射的截面，可以通过随机数抽样来得到其飞行的步长如S0、S1、S2，弹性或者非弹性散射导致的角度改变θ、φ以及非弹性散射中的能量损失ΔE，并且其能量损失将进一步级联产生能量为E2的二次电子或俄歇电子等等，这样就可以通过一系列随机数模拟整个输运过程。MonteCarlo模拟电子输运的示意图。其中EP为入射电子能量，θ0为入射角度，S0、S1、S2为散射前电子 飞行的步长，θ、φ为弹性或非弹性散射的角度改变，

ΔE为能量损

失，Ｅ２为级联电子或X射线的能量。考虑到Bethe本领仅在高能情况下成立，Rao-Sahib和Wittry通过假设的抛物线函数经验的将Bethe本领外推到低能区域，其被广泛的应用于计算低能电子的慢化。但这个公式给出的

本领与能量的依赖关系与Lindhard介电函数所的是相反的[70]并过高估计了低能电子的能量损失。为了模拟二次电子的产生，在能量损失的过程中加入了二次电子的激发，如通过

本领公式或者上文提到的Streitwolf公式，但在这些处理中都需要引入调节参数来使二次电子产额与实验符合。对于随后的二次电子产生后的出射过程，Joy简单的采用指数衰减率来描述，Luo等人则引入专门的二次电子产生的级联以及出射模型。因此，采用一致的模型来处理电子的非弹性散射以及二次电子产生和出射是必要的。改进的无参数光学介电函数外推方法由Penn]在1987年提出，该方法基于Quinn对电子自能虚部的计算以及改进了的统计近似（由Lindhard等发展并曾被Tung等人用于计算平均

程），利用Lindhard介电函数来外推光学介电函数。当时由于计算能力的限制，Penn同时给出了一种简化的算法，即单极近似，其中Lindhard介电函数被简化为沿着其等离子体激元色散曲线的δ函数。该方法被迅速用于Monte

Carlo模拟中用以描述分立的电子非弹性散射过程。该方法不仅能够很好的符合Bethe 本领，同时其给出的非弹性平均 程对于许多元素及化合物在极广泛的能量区域与实验结果保持一致。之后单极近似被广泛的应用于电子输运过程的MonteCarlo模拟。然而最近的研究表明对于Al之类的

电子金属，特别是在电子能量低于等离子体激元激发阈值时，单极近似低估了低能电子的能量损失的几率，即忽略了低能电子激发费米电子形成电子-空穴对的过程。为了能够更好的在Monte

Carlo模拟中描述二次电子的产生以及级联过程，重新采取了Penn原始给出的方法，这里称之为full

Penn方法。模拟结果表明，Al的二次电子产额和能谱较单极近似能够更好的与实验符合。二次电子图像衬度(1)形貌衬度：这是二次电子图像中最为重要的衬度机制。如图1-19

(a)所示，由于二次电子的产额会随着

与表面法线方向夹角的增加而增大，而由于局部区域形貌的变化导致电子入射角度的变化从而会产生衬度。而在类似于图1-19

(b)的情况下，由于二次电子出射后会被遮蔽而无法被检测器接收，进而导致产额下降，在图像上会形成较暗的区域，这种情况被称为遮蔽效应（shadowing

effect）。此外，在台阶结构中边缘会有很高的二次电子产额，一个原因就是入射电子的轨迹本身就处于二次电子的发射区域，这样由入射电子产生的SE1有

的几率出射。更重要的是边缘本身就处于入射电子以及背散射电子的作用范围内，这将导致

的二次电子出射，图1-19(c)描述的即这种情况。这种边缘导致高二次电子产额的效应称为边缘效应（edgeeffect）。图1-19扫描电子显微图像的形貌衬度机制。（a）由于相对入射电子不同的倾斜角导致二次电子产额不同。（b）遮蔽效应：由于在缝隙中产生的二次电子被遮蔽而无法到达检测器导致二次电子产额降低。（c）边缘效应：由于边缘处于

的作用范围内导致二次电子产额极大增加。其中λ为二次电子逃逸深度，R为入射电子作用范围。(2)材料衬度：由于材料的不同，将会导致二次电子产额的不同。图1-20给出了碳衬底上的金颗粒在不同加速电压下二次电子像，衬底的碳元素和上面的金元

间原子序数存在巨大差别，因此两者在二次电子电子图像中有图像衬度。由图中可知，在120,000倍的放大倍率下，碳衬底上分布着大量的尺寸约为5nm的金颗粒。当加速电压为20V时，金颗粒与碳衬底之间衬度几乎没有区别，有些金颗粒甚至出现比碳衬底更黑的现象；随着加速电压增加到100V时，金颗粒与碳衬底之间衬度也不明显，局部碳衬底甚至比金颗粒更白；加速电压增加到200V时，金颗粒与碳衬底之间的衬度差别也不明显。当加速电压为500V时，金颗粒明显呈现比碳衬底亮得多的衬度；加速电压进一步增加至1kV直至

5kV时，金颗粒与碳衬底之间衬度差变化不明显，但总体呈现金颗粒比碳衬底要更亮的趋势。这种不同原子序数材料呈现的衬度差变化可以通过蒙特卡洛模拟计算出碳元素和金元素二次电子产额的变化来解释。图1-21给出了模拟计算得到的两种元素二次电子产额随加速电压变化的曲线。采用full

Penn方法模拟得到的Au和C的二次电子产额随入射能量的变化当加速电压为100V时，碳元素的二次电子产额约为0.38,金元素的产额约为0.42；加速电压为200V时，碳元素的产额增加为0.45，金元素的产额为0.61；当加速电压为500V时，两种元素二次电子产额相差最大。随着加速电压的进一步增加（如1kV,2kV和5kV），两者的二次电子产额之间的差减小，这意味着两者间的衬度差会变小，但同时随着加速电压增加背散射电子的产额也相应增加，导致由背散射电子引起的二次电子产额增加。在两者的共同作用下，碳衬底和金颗粒之间衬度差几乎保持500V时的不变,即金颗粒呈现比碳颗粒更亮的衬度。不同加速电压下碳衬底上金颗粒形貌

a)20V;b)50V;c)100V;d)200V;e)500V;f)1000V(3)电位衬度：由于样品不同区域表面荷电状况的不同，会导致二次电子探测器接受到的二次电子数量不同，在图像中表现为形成暗的或者亮的区域。这种由于表面荷电不同形成的衬度被称为电位衬度。以下以电位衬度在碳化硅外延膜厚度测量中的应用为例来说明电位衬度的作用。以碳化硅(SiC)为代表的宽禁带材料，是继Si和CaAs之后的第三代半导体。与Si相比，

SiC具有宽带隙、高临界击穿电场、高热导率、高载流子饱和漂移速度等特点，特别适合制作高温、高压、大功率、耐辐照等半导体器件;同时又是一种有效的半导体发光材料;SiC宽带隙和低电流等特点使它成为紫外敏感器件的较好候选材料;此外SiC还成为条件下MEMS的主要候选材料。SiC材料的这些优越的特性，使它在国民经济和军事领域中有着广泛的应用前景。目前大部分碳化硅器件并不是制作在体晶晶片上而是制作在外延层上，因为外延层缺陷少，晶格排列整齐，比直接的体晶衬底性能好，在外延层上制造半导体器件，性能更加优越。因此SiC晶体材料的外延生长成为发展SiC半导体技术的关键因

一。目前SiC存在的难点之一是获得厚度可控的大面积晶片「9」。因此碳化硅单晶上外延生长的碳化硅外延层的厚度测量是获得厚度可控的晶片的重要表征技术。目前对4H-SiC

同质外延薄膜厚度数据是利用傅里叶变换红外光谱（FourierTransform

Infrared

Spectromtry)仪测试得到的。其测量原理是根据

4H-SiC

同质外延薄膜表面和衬底表面之间的折射光的光程之差，然后通过相关运算获得

4H-SiC

同质外延薄膜的厚度。该方法得到是测量点的厚度信息，对外延层厚度的均匀性无法表征。扫描电镜法进行厚度测量时，由于制样简单，测量过程直观，且能同时给出厚度均匀性信息，在外延层和涂层厚度测量中发挥了重要作用。目前 对厚度的测量很多都采用扫描电镜法。在用扫描电镜进行厚度测量时，必须要确保图像中外延层和碳化硅单晶晶片具有衬度差，能清晰地辨认出外延层和晶片。由于碳化硅同质外延层和晶片的化学组成是同质，即均

为碳化硅。不管是二次电子像还是背散射电子像均很难显示出外延层，从而无法进行厚

度测量。碳化硅单晶晶片断面抛光后的二次电子像加速电压5KV加速电压:2KV加速电压1KV加速电压0.5KV上图完全无法区别晶片层和外延薄膜层，不能得到相应厚度信息。因为碳化硅单晶晶片和外延层薄膜的组成均为SiC，其平均原子序数无区别，所以无法用背散射电子像来区别晶片和外延薄膜；且晶片与外延层的晶体结构和晶体取向也完全相同，采用一般二次电子像也无法进行区别。同加速电压5kV时相比，当加速电压为2kV时，外延层薄膜隐约可见；加速电压为1kV时，外延层薄膜可清晰辨别；加速电压进一步降低至0.5kV时，外延层薄膜反而变得更不能辨别了。由图中可知，外延层与晶片之间结合较好，且厚度均匀，其平均厚度约为873nm。加速电压5KV加速电压:2KV加速电压1KV加速电压0.5KV晶片为掺氮的掺氮6H-SiC单晶(N型半导体)，其电阻率约为0.3Ω·cm，属于半导体。外延层薄膜是碳化硅本征半导体，其电阻率约为65Ω·cm，属于半绝缘体。如图3所示，当电子而碳化硅束在晶片和外延层薄膜上扫描时，由于外延层薄膜的导电性更差，在外延层更容易产生荷电现象，因此，可以通过荷电产生的电位衬度来区别基体和薄膜扫描样品截面e-（碳N化型硅半单导晶体）e-e-

e-

e-

e-（碳

本化征硅半单导晶体）荷电碳化硅外延层和基体电位衬度产生机理荷电与材料的二次电子以及背散射电子产额率直接相关，如图1-24所示，在1kV时，二次电子以及背散射电子产额率相差最大，因此在该加速电压下，基体与薄膜之间荷电电子的数量相差最大。因此，只有在该电压下，才能通过荷电衬度清晰区别碳化硅基体和薄膜。SiC单晶(本征半导体)SiC单晶(N型半导体导体)二次电子产额率δ0.51

2加速电压（kV）碳化硅二次电子产额与加速电压关系(3)电子通道及晶体衬度：对于晶体，由于电子通道效应会导致背散射电子的不对称性，进而导致二次电子产额的变化。样品中晶粒取向不同的时候，会在不同区域形成衬度。下图给出了某种合金抛光后的表面二次电子形貌，由于材料组分均匀且表面光洁，无法形成元素衬度和成分衬度像。因此，其表面图像衬度极低。图1-25b给出了同样放大倍率下，采用角度选择探测器得到的背散射电子通道像。由图中可知，该材料晶粒尺寸约为8-15微米，这些晶粒的组分都一致，不同衬度的晶粒代表着不同取向的晶粒。某种合金表面形貌二次电子形貌像；

b)电子通道衬度像电子通道衬度图像对样品表面光洁度要求较高，一般地机械抛光较难得到最佳效果，最好的方式是采用氩离子刻蚀技术对材料进行抛光以确保通道效应衬度更清晰显示。图1-26给出了采用砂纸抛光、石液体磨抛以及氩离子刻蚀三种方法得到的Ni合金表面电子通道效应衬度像。由图中可知，采用砂纸磨后表面仅有划痕，无法形成通道效应衬度；采用石液体磨抛后表面还存在部分划痕，能显示不同晶体取向的晶粒，但晶粒之间衬度差不明显；采用氩离子刻蚀后的图像，通道效应衬度明显，且不同取向的晶粒之间能清晰辨别。Ni合金表面通道效应衬度像a)砂纸磨；b)

石液体磨抛；c)氩离子刻蚀背散射电子在低加速电压下，由于Mott弹性散射截面的影响，背散射电子产额率

不同的规律。上图给出了背散射电子产额同加速电压的关系示意图。当加速电压小于5kV时，对于原子序数小于30的原子来说，背散射电子产额随着入射能量的增加而降低；对于原子序数大于30的原子而言，则随着入射能量的增加而增加。正是由于这种复杂的背散射电子产额关系，使得在低加速电压下，背散射电子图像的衬度会变得与高加速电压下得到的信息完全不同。因此在低电压下背散射电子像衬度会发生变化，在进行分析时要尤其谨慎。a)背散射电子产额与原子序数的关系;b)材料背散射电子产额与加速电压关系综上所述，同高加速电压相比，在低加速电压下 与样品的作用范围显著减小了，提高了空间分辨率，同时二次电子和背散射电子的产额也发生了明显变化，这些变化导致在低加速电压下材料表面的形貌特征会更倾向于真实的表面细节。扫描电子显微镜的分辨率最终是由产生成像信号(二次电子或背散射电子)的作用体积大小来决定，而作用体积的大小是由 在样品表面聚焦形成的斑点直径大小以及 在样品内作用深度和横向直径决定的。通过降低加速电压，可显著减少

在样品内作用深度和横向直径。但是当 加速电压降低后，作用深度和横向直径的减小效应会被增加的 斑点直径抵消，最终导致扫描电镜加速分辨率的降低。信号噪声比对分辨率的影响由式（7-6）可以看出，要提高信噪比P，可以采取以下措施：1提高IS：因为探测器接受到的信号IS是与

流IP成正比的，故可采用较大的电子束流来提高IS。提高

流有两个途径，一方面可增大束斑来增大束电流，但束斑增大会导致图像分辨率下降，这是 不希望的；另一方面可改用高亮度电子源，如用场发射枪可达到提高IP的目的。2采用长的帧扫描时间τ：但由于电路稳定度的限制，τ不能太长，目前扫描最慢速度约为100s。3减少像元数目，但这样会降低图像的清晰度。故提高信噪比的有效途径是提高 亮度或适当延长帧扫描时间。分辨率测量扫描电子显微镜的分辨率一般按照惯例通过观察二次电子图像上可分辨的最短距离来确定，但这样的确定方法显然会引入

的人为因素而导致很大的不确定性。为了能够得到一种不受人为因素影响，且能够快速准确的测量扫描电镜分辨率的方法，人们尝试着提出了一些方法：间隙法：即操作者根据用于测量分辨率的Au/C的样品（在表面有很多独立的小颗粒）的扫描电镜图像，检查表面高衬度的Au颗粒之间的距离并将分辨率定义为最短的间距。梯度法：首先需要计算水平以及垂直方向的微分图像。局域分辨率定义为积分值由最大值的25%升至75%的距离（或者是10%-90%）。傅里叶变换方法：首先通过快速傅里叶变换将扫描电镜图像转化为频率谱，分辨率根据其中包含的最大的空间频率所决定。衬度-梯度法：这种方法是对梯度法的一种改进。通过对局域分辨率的 平均，可以完全自动的得到图像的分辨率。关联方法：通过在相同的扫描电镜图像上选择偏差了一定像素的两个区域计算其关联函数可以给出一个的峰，其峰位与中心的偏离等于连个图像之间的像素差，而峰的半高宽可以认为是图像分辨率的相应的瑞利判据。（为了检测关联法的有效性，Lorusso和Joy[256]利用了如图1-28(a)-(c)的图像来通过各个方法得到分辨率并进行了比较，其实通过构成黑白两色的图并通过加以卷积一定宽度的高斯峰所给出的，其中R为高斯峰的宽度，即名义上的分辨率。图1-28(d)则是Cizmar等人[257]通过公式产生表面上任意大小的颗粒分布并加以各种参数所给出的，其中包括边缘效应、衬底的粗糙度、 聚焦以及仪器的 和漂移。）MonteCarlo法：MonteCarlo模拟得到的图像可以是没有任何外界干扰的理想图像，通过这样的图像可以知道二次电子分辨率的极限。此外，仪器以及环境的影响可以进一步的通过改进MonteCarlo模拟来引入。利用MonteCarlo模拟得到的图像可以优化分辨率测量实验的设置，并且如果样品的详细信息可以给出的话，通过Monte

Carlo模拟图像与实验图像的对比还可以得到仪器的响应函数。图1-29为等用Monte

Carlo模拟得到的二次电子图像，每个像素点计算1000个电子入射，像素点之间间隔为0.1

nm。 ，可以看到即使对于0.2

nm这样小的间距，二次电子图像仍在两个球之间给出了明显的暗区。图1-30为采用关联法计算图像中边缘轮廓，然后再进行误差函数匹配计算后给出的不同加速电压下材料的分辨率测量示意图。表1-2给出了不同加速电压下所测得的图像的分辨率。由表中可知，加速电压小于1kV时，分辨率随着加速电压的减小而显著变差；当加速电压大于5kV时，分辨率随加速电压的增加而改善不明显。目前扫描电镜测量的最佳分辨率已经达到了0.6nm(15kV)。采用关联法进行分辨率测量示意图综上所述，同高加速电压相比，在低加速电压下 与样品的作用范围显著减小了，提高了空间分辨率，同时二次电子和背散射电子的产额也发生了明显变化，这些变化导致在低加速电压下材料表面的形貌特征会更倾向于真实的表面细节。扫描电子显微镜的分辨率最终是由产生成像信号(二次电子或背散射电子)的电子束作用体积大小来决定，而作用体积的大小是由 在样品表面聚焦形成的斑点直径大小以及 在样品内作用深度和横向直径决定的。通过降低加速电压，可显著减少

在样品内作用深度和横向直径（图5）。但是当

加速电压降低后，作用深度和横向直径的减小效应会被增加的 斑点直径抵消，最终导致扫描电镜加速分辨率的降低。总而言之，随着探测器技术和像差矫正技术的发展，同高加速电压相比，低电压下扫描电镜图像的信噪比提高了，分辨率也显著提高。扫描电镜的分辨率与入射 同样品之间的相互作用密切相关,在 的作用下将材料内层电子轰击出来形成电离辐射。 与样品的作用会使材料结构发生损伤，这种损伤程度会随着加速电压的变化而变化。加速电压越低，入射电子动能就越小，因此其对样品的损伤也相应更小。但是，低加速电压也会导致二次电子或者背散射电子信号的减弱和像差的增加，这是制约低加速电压电镜发展的重要因素。分析的基本原理EPMA和SEM都是用聚焦得很细的

照射被检测的试样表面，用X射线能谱仪或波谱仪，测量电子与试样相互作用所产生的特征X射线的波长与强度，

从而对微小区域所含元素进行定性或定量分析，并可以用二次电子或背散射电子等进行形貌观察。它们是现代固体材料微区成份、

形貌和结构分析的最有用仪器之一。电子与固体试样的交互作用一束细聚焦的轰击试样表面时，入射电子与试样的原子核和核外电子将产生弹性或非弹性散射作用，并激发出反映试样形貌、结构和组成的各种信息，如二次电子、背散射电子、吸收电子、阴极发光和特征X射线等。电子与物质相互作用各种信息在试样中的深度二次电子特点入射电子使试样原子较外层电子（价带或导带电子）电离产生的电子，称二次电子。特点：能量比较低(小于50eV),仅在试样表面5nm－10nm的深度内才能逸出表面。图像无阴影效应；易受试样表面状态、电场和磁场的影响；SE的产额δ≒K/cosθ,K为常数，θ

为入射电子束与试样表面法线之间的夹角，θ角越大，产额越高，所以对试样表面状态非常敏感；SE的产额还与加速电压、试样组成等有关。二次电子用于观察表面形貌、电畴和磁畴等。二次电子探测器背散射电子特点背散射电子是指入射电子与试样相互作用(弹性和非弹性散射)之后，再次逸出试样表面的高能电子，其能量接近于入射电子能量(E。)。背散射电子的产额随试样的原子序数增大而增加，IZ2/3-3/4。所以，背散射电子信号的强度与试样的化学组成有关，即与组成试样的各元素平均原子序数有关。分辨率低于SEIBE、SE的信号强度与Z的关系背散射电子成份像和形貌像背散射电子成分像的主要用途：1、观察单晶表面生长条纹和生长台阶。2、观察不腐蚀样品的抛光面元素及相分布,确定定性和定量分析点。3、析出相的观察与分析。4、导电性差的试样形貌观察时，BEI优于SEI。生长台阶的BEI和SEI背散射电子的强度还与试样中的晶面取向及入射电子的入射方向有关。利用这种特性可以观察单晶和大晶体颗粒的生长台阶和生长条纹。生长台阶和生长条纹的高差一般都很小，但背射电子像已有明显衬度。例如单晶β—Al2O3生长台阶的背散射电子像表面清楚。如果用二次电子像观察这类易产生污染的材料，不但台阶衬度小，而且图像出现许多黑色污染斑。生长台阶的BEIβ—Al2O3β—Al2O3生长台阶SEI及污斑Al

X射线像ZrO2

BSIMg

X射线像特征X射线产生高能电子入射到试样时，试样中元素的原子内壳层(如K、L壳层)电子将被激发到较高能量的外壳层，如L或M层，或直接将内壳层电子激发到原子外，使该原子系统的能量升高——激发态，原子较外层电子将迅速跃迁到有空位的内壳层，以填补空位降低原子系统的总能量，并以特征X射线或Auger电子的方式出多余的能量。如果原子的K层电子被激发，L3层电子向K层跃迁，所产生的特征X射线称Kα1，M层电子向K层跃迁产生的X射线称Kβ。特征X射线能级图X射线产生原理2n2元素与特征X射线波长的关系电子探针和扫描电镜用WDS或EDS的定性和定量分析时，就是利用 轰击试样所产生的特征X射线。每一个元素都有一个特征X射线波长与之对应：√＝

K(Z－σ)。

加速电压V0＝（2—3）×Ve时，产生的特征X射线强度最高，根据所分析的元素不同，V0通常用10

kV－30kV。特征X射线名称对应于不同壳层电子的跃迁。定性分析的基本原理用波谱或能谱，测量入射电子与试样相互作用产生的特征X射线波长与强度，从而对试样中元素进行定性、定量分析。定性分析的基础是Moseley关系式:√

＝

K(Z－σ)

（

λ

＝C/

ν

)）式中ν为元素的特征X射线频率，Z为原子序数，K与σ均为常数，C为光速。＝1.21103(Z

1)2组成试样的元素(对应的原子序数Z)与它产生的特征X射线波长(λ)有单值关系，即每一种元素都有一个特定波长的特征X射线与之相对应，它不随入射电子的能量而变化。如果用X射线波谱仪测量电子激发试样所产生的特征X射线波长的种类，即可确定试样中所存在元素的种类。当σ≈1时，λ与Z的关系式可写成:（Å)EDS定性分析原理能谱定性分析主要是根据不同元

间的特征X射线能量不同，即E＝hν，h为普朗克常数，ν为特征X射频率，

通过EDS检测试样中不同能量的特征X射线光子，即可进行元素的定性分析。EDS定性速度快，但由于它分辨率低，不同元素的特征X射线谱峰往往相互

，必须正确判断才能获得正确的结果，分析过程中如果谱峰相互严重，可以用WDS和EDS联合分析，这样往往可以得到满意的结果。定量分析的基本原理CA

CA＝K(

A)I样中A元素的相对含量CA与该元素产生的特征

X射线的强度IA

(X射线计数)成正比:CA∝IA，如果在相同的电子探针分析条件下，同时测量试样和已知成份的标样中A元素的同名X射线(如Kα线)强度，经过修正计算，就可以得出试样中A元素的相对百分含量CA:I

A仪器构造电子探针仪的主要组成及结构基本相同现在的电子探针与早期生产的电子探针，相比，操作面板的旋钮和开关基本，设计更合理，操作简化，分析过程和操作过程全部用计算机鼠标操作。，电子探针的主要组成部份•电子探针的主要组成部份为:1.

电子光学系统、2.

X射线谱仪系统、3.试样室、4.计算机、5.扫描显示系统、6.真空系统等。电子探针结构的方框图电子光学系统电子光学系统包括电子枪、电磁透镜、消像散器和扫描线圈等。其功能是产生一定能量的束流、尽可能小的、足够大的电子直径，产生一个稳定的X射线激发源。电子枪电子枪是由阴极（灯丝）、栅极和阳极组成。它的主要作用是产生具有一定能量的细聚焦(探针)。从加热的钨灯丝发射电子，由栅极聚焦和阳极加速后，形成一个10μm～100μm交叉点（Crossover)，再经会聚透镜和物镜的聚焦作用，在试样表面形成一个小于1μm的

轰击点。径和束流随电子枪的加速电压而改变，加速电压可变范围一般为1kV～30kV。电磁透镜电磁透镜分会聚透镜和物镜，靠近电子枪的透镜称会聚透镜，会聚透镜一般分两级，是把电子枪形成的10μm－100μm的交叉点缩小1－100倍后，进入试样上方的物镜，物镜可将

再缩小并聚焦到试样上。为了挡掉大散射角的杂散电子，使入射到试样的电子束直径尽可能小，会聚透镜和物镜下方都有光阑。小物镜•为了在物镜和试样之间安置

的信号探测器，如二次电子探测器、能谱仪等，必须有一定的工作距离(W.D:

物镜底面和试样之间的距离)。工作距离加长必然会使球差系数增大，从而使电子束直径变大，如果

几何直径为dg,

由于球差系数的影响，最终形成的 直径

d应为：d2＝dg2＋ds2，ds为最小弥散圆直径，它ds＝(1/2)Cs和球差系数Cs的关系为:2小物镜α为探针在试样表面的半张角。因此，增加工作距离受到球差的限制。为了解决这一，设计了一种小物镜，是这类仪器的一项重要改进。小物镜可以在不增加工作

距离的情况下，在物镜和试样之间安放更

多的信号探测器，如JCXA－733电子探针，工作距离为11mm。出射角出射角：X射