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TEM 分析中电子衍射花样标定

TEM 分析中电子衍射花样标定
TEM 分析中电子衍射花样标定

TEM分析中电子衍射花样的标定原理

第一节 电子衍射的原理

1.1 电子衍射谱的种类

在透射电镜的衍射花样中,对于不同的试样,采用不同的衍射方式时,可以观察到多种形式的衍射结果。如单晶电子衍射花样,多晶电子衍射花样,非晶电子衍射花样,会聚束电子衍射花样,菊池花样等。而且由于晶体本身的结构特点也会在电子衍射花样中体现出来,如有序相的电子衍射花样会具有其本身的特点,另外,由于二次衍射等会使电子衍射花样变得更加复杂。

上图中,图a和d是简单的单晶电子衍射花样,图b是一种沿[111]p方向出现了六倍周期的有序钙钛矿的单晶电子衍射花样(有序相的电子衍射花样);图c是非晶的电子衍射结果,图e和g是多晶电子的衍射花样;图f是二次衍射花样,由于二次衍射的存在,使得每个斑点周围都出现了大量的卫星斑;图i和j是典型的菊池花样;图h和k是会聚束电子衍射花样。

在弄清楚为什么会出现上面那些不同的衍射结果之前,我们应该先搞清楚电子衍射的产

生原理。电子衍射花样产生的原理与X 射线并没有本质的区别,但由于电子的波长非常短,使得电子衍射有其自身的特点。

1.2 电子衍射谱的成像原理

在用厄瓦尔德球讨论X射线或者电子衍射的成像几何原理时,我们其实是把样品当成了一个几何点,但实际的样品总是有大小的,因此从样品中出来的光线严格地讲不能当成是一支光线。之所以我们能够用厄瓦尔德来讨论问题,完全是由于反射球足够大,存在一种近似关系。如果要严格地理解电子衍射的形成原理,就有必要搞清楚两个概念:Fresnel(菲涅尔)衍射和Fraunhofer(夫朗和费)衍射。所谓Fresnel(菲涅尔)衍射又称为近场衍射,而Fraunhofer(夫朗和费)衍射又称为远场衍射.在透射电子显微分析中,即有Fresnel(菲涅尔)衍射(近场衍射)现象,同时也有Fraunhofer(夫朗和费)衍射(远场衍射)。 Fresnel(菲涅尔)衍射(近场衍射)现象主要在图像模式下出现,而Fraunhofer(夫朗和费)衍射(远场衍射)主要是在衍射情况下出现。

小孔的直接衍射成像(不加透镜)就是一个典型的Fresnel(菲涅尔)衍射(近场衍射)现象。在电镜的图像模式下,经常可以观察到圆孔的菲涅尔环。

Fraunhofer(夫朗和费)衍射是远场衍射,它是平面波在与障碍物相互作用后发生的衍射。严格地讲,光束之间要发生衍射,必须有互相叠加,平行光严格意义上是不能叠加的,所以在没有透镜的前提下,夫朗和费衍射只是一种理论上的概念。但是在很多情况下,可以将衍射当成夫朗和费衍射来处理,X射线衍射就是这样一种情况。虽然X射线是照射在晶体中的不同晶面上,但是由于晶面间距的值远远小于厄瓦尔德球(X射线波长的倒数),即使测试时衍射仪的半径跟晶面间距比也是一个非常大的值,所以X射线衍射可以当成夫朗和费衍射处理,因为此时不同晶面上的X射线叠加在一点上时,它们

的衍射角仍然会非常接近布拉格角。

论:X射线并非严格的夫朗和费衍射,但可以将其当成夫朗和费衍射处理。

电子衍射是有透镜参与的Fraunhofer(夫朗和费)衍射,所以与X射线衍射的相比,它才是严格的远场衍射。

上图只是给出了晶体在某个方向的平行光能彼此加强时,一定会在透镜的背焦面上会聚成一个加强的衍射斑点。而晶体究竟会在哪些方向产生平行光之间彼此加强的衍射,最终还是取决于它满不满足布拉格方程,即厄瓦尔德几何条件。下图是单晶电子的厄瓦尔德示意图,图中的比例关系中,反射球的尺度被大大缩小。

如上图所示,如果倒易点阵都是理想意义上的点,那么根本不可能使某个零层倒易面上的点同时满足布拉格方程,即其上的每个点同时落在厄瓦尔德球上。因此之所以能得到

单晶电子衍射花样,是因为电子衍射有其自身的特点。 首先电子波的波长非常短,因为

与其对应的厄瓦尔德球半径会非常大(远大于地球),因此与倒易点阵相交的地方接近

是一个平面(个人并不认可这一观点,因为倒易点阵的矢量也会非常大,总的来说必须

满足布拉格条件,而且我们记录时不可能做出一个这个大的设备)。但是厄瓦尔德球半

径与倒易矢之间的比例关系确实发生了变化,指数不是太高的晶面其布拉格角都会在几

度的范围内。第二个原因是在电镜下观察的是薄膜样品,因此在垂直于厚度的方向,倒

易点会拉长为倒易杆。

如前所述,标准电子衍射花样应该是零层倒易面的比例图像,它实际上是对透射电镜中物镜的背焦面上的图像的放大。

右图是倒易矢量、电子波的波数、相机长度与电子衍射花样中的衍射斑点的矢量之间的示意图,由图马上可以得到下面的比例关系:

通常将K=λL=Rd称为相机常数,而L被称为相机长度。

上面的示意图中,比例关系没有问题,但我们应该注意的是,倒易球是非常大的,而相机长度不可能太大。所以上面的示意图如果把相机长度放在倒易球内就会更加接近实际。

实际上在电子衍射操作时,没有放大以前,衍射花样就成在物镜的背焦面上,相机长度就是物镜的焦距f0,我们在底片上得到的焦距是经过中间镜和投影镜放大后的结果,所以实际处理时的相机长度值就是:L= f0 MIMP.

1.3 电子衍射花样的优点:

1.3.1 电子衍射花样的优点:

?电子衍射能在同一试样上将形貌观察与结构分析结合起来。

?电子波长短,单晶的电子衍射花样就象晶体的倒易点阵的一个二维截面在底片上放大投影,从底片上的电子衍射花样可以直观地辨认出一些晶体的结构和对称性特点,使晶体结构的研究比X射线的简单。

?

?物质对电子的散射能力强,约为X射线一万倍,曝光时间短。

1.3.2 电子衍射花样的不足不处:

?电子衍射强度有时几乎与透射束相当,以致两者产生交互作用,使电子衍射花样,特别是强度分析变得复杂,不能象X射线那样从测量衍射强度来广泛的测定结构;

?散射强度高导致电子透射能力有限,要求试样薄,这就使试样制备工作较X射线复杂;

?在精度方面也远比X射线低。

1.4 选区电子衍射

如果在物镜的像平面处加入一个选区光阑,那么只有A’B’范围的成像电子能够通过选区光阑,并最终在荧光屏上形成衍射花样。这一部分的衍射花样实际上是由样品的AB范围提供的,因此利用选区光阑可以非常容易分析样品上微区的结构细节。

上图是一个选区电子衍射的实例,其中图a是一个简单的明场像,图b、c和d是对图a 中的不同区域进行选区电子衍射操作以后得到的结果。

为了得到晶体中某一个微区的电子衍射花样,一般用选区衍射的方法,选区光阑放置在物镜像平面(中间镜成像模式时的物平面),而不是直接放在样品处的原因如下:

1、做选区衍射时,所要分析的微区经常是亚微米级的,这样小的光阑制备比较困难,也不容易准确地放置在待观察的视场处;

2、在很强的电子照射下,光阑会很快污染而不能再使用;

3、现在的电镜极靴缝都非常小,放入样品台以后很难再放得下一个光阑;现在电镜的选区光阑可以做到非常小,如JEOL 2010的选区光阑孔径分别为:5μm,20μm,60μm,120μm。

1.5 衍射与选区的对应

A 磁转角

1.由于在拍摄电子显微像及衍射图时使用的中间镜电流不同,因此两者在中间镜磁场中的旋转角度不同,也就是像与衍射花样之间有一定的相对转动。它们之间相差的角度就称之为磁转角;

2.ψ=ψi-ψd,在不同的放大倍数下测出其磁转角;

3.有的TEM安装有磁转角自动补正装置,在分析时就不必考虑磁转角的影响

B 位置不对应

由于球差的存在而引起的位置不对应可以用下式来表示:

由上式可以看出这种不对应有如下的特点:

?衍射点的指数越高,产生的位移越大,不对应性也就越明显;

?物镜离焦也会加大这种不对应性,即物镜像面、选区光阑不共面时,也会引起选区电子衍射的不对应性。

下表是Al在F30和JEOM-2010两种电镜下,用不同的衍射斑成像时,图像的偏离程序:

Al h k l111 222 333 444 555

F30 d(nm) 1.5412.341.698.6193

2010 d(nm)0.64 5.1417.341.180.2

1.6 准确获得选区电子衍射花样的操作步骤:

1.调整中间镜电流使选区光阑边缘的像在荧光屏上非常清晰,这就使中间镜的物面与选区光阑的平面相重;

2.调整物镜电流使试样在荧光屏上呈现清晰像,这就使物镜的像平面与选区光阑及中间镜的物面相重;

3.抽出物镜光阑,减弱中间镜(用于衍射的)电流,使其物面与物镜后焦面相重,在荧光屏上获得衍射谱的放大像;在现代电镜中,只要转换倒衍射模式,并调节衍射镜电流使中心斑调整到最小最圆;

4.减弱聚光镜电流以降低入射束孔径角,得到尽可能趋近于平行的电子束,使衍射斑尽量明锐。

第二节 电子衍射花样的标定与分析

电子衍射谱的标定就是确定电子衍射图谱中的诸衍射斑点(或者衍射环)所对应的晶面

的指数和对应的晶带轴(多晶不需要)。电子衍射谱主要有多晶电子衍射谱和单晶电子

衍射谱。电子衍射谱的标定主要有以下几种情况:

1.晶体结构已知;

2.晶体结构虽然未知,但可以确定它的范围;

3.晶体结构完全未知。

2.1 多晶电子衍谱的标定

在做电子衍射时,如果试样中晶粒尺度非常小,那么即使做选区电子衍射时,参与衍射

的晶粒数将会非常多,这些晶粒取向各异,与多晶X射线衍射类似,衍射球与反射球相

交会得到一系列的衍射圆环。由于电子衍射时角度很小,透射束与反射球相交的地方近

似为一个平面,再加上倒易点扩展成倒易球,多晶衍射花样将会是如下图所示的一个同

心衍射圆环。圆环的半径可以用下式来计算:R=Lλ/d;

A、晶体结构已知的多晶电子衍射花样的标定

1、测出各衍射环的直径,算出它们的半径;

2、考虑晶体的消光规律,算出能够参与衍射的最大晶面间距,将其与最小的衍射环半径

相乘即可得出相机常数和相机长度(如果相机常数已知,则直接到第三步);

3、由衍射环半径和相机常数,可以算出各衍射环对应的晶面间距,将其标定。如果已知晶体的结构是面心、体心或者简单立方,则可以根据衍射环的分布规律直接写出各衍射环的指数。

B、晶体结构未知,但可以确定其范围的多晶电子衍射花样的标定

1、首先看可能的晶体结构中有没有面心、体心和简单立方,如有,看花样与之是否对应;

2、测出各衍射环的直径,算出它们的半径;

3、考虑各晶体的消光规律,算出能够参与衍射的最大晶面间距,将其与最小的衍射环半径相乘得出可能的相机常数和相机长度,用此相机常数来计算剩下的衍射环对应的晶面间距,看是不是与所选的相对应;每个可能的相都这样算一次,看哪一个最吻合;

4、按最吻合的相将其标定。

C、晶体结构完全未知的多晶电子衍射花样的标定

1、首先想办法确定相机常数;

2、测出各衍射环的直径,算出它们的半径;

3、算出各衍射环对应的晶面的面间距;

4、根据衍射环的强度,确定三强线,查PDF卡片,最终标定物相;这种方法由于电子衍射的精度有限,而且电子衍射的强度并不能与X射线一样可信,因此这种方法很有可能找不到正确的结果。

2.2 单晶电子衍谱的标定

单晶电子衍射谱实际上是倒空间中的一个零层倒易面,对它标定时,只考虑相机常数已知的情况。因为对于现在的电镜,相机长度可以直接从电镜和底片上读出来,虽然这个值与实际上会有差别,但这个差别不大。之所以要在多晶衍射时考虑相机常数未知的情况,是因为我们经常要用已知的粉末多晶样品(如金)去校正相机常数。相机常数未知时,单晶电子衍射花样标定后可能不好验算,因此除非是已知的相,否则标定非常容易出错。

A、晶体结构已知的单晶电子衍射花样的标定

1.标准花样对照法

这种方法只适用于简单立方、面心立方、体心立方和密排六方的低指数晶带轴。因为这些晶系的低指数晶带的标准花样可以在有的书上查到,如果得到的衍射花样跟标准花样完全一致,则基本上可以确定该花样。不过需要注意的是,通过标准花样对照法标定的花样,标定完了以后,一定要验算它的相机常数,因为标准花样给出的只是花样的比例关系,而对于有的物相,某些较高指数花样在形状上与某些低指数花样十分相似,但是由两者算出来的相机常数会相差很远。所以即使知道该晶体的结构,在对比时仍然要小心。

2.尝试-校核法

a)量出透射斑到各衍射斑的矢径的长度,利用相机常数算出与各衍射斑对应的晶面间距,确定其可能的晶面指数;

b)首先确定矢径最小的衍射斑的晶面指数,然后用尝试的办法选择矢径次小的衍射斑的晶面指数,两个晶面之间夹角应该自恰;

c)然后用两个矢径相加减,得到其它衍射斑的晶面指数,看它们的晶面间距和彼此之间的夹角是否自恰,如果不能自恰,则改变第二个矢径的晶面指数,直到它们全部自恰为止;

d)由衍射花样中任意两个不共线的晶面叉乘,即可得出衍射花样的晶带轴指数。

尝试-校核法应该注意的问题

对于立方晶系、四方晶系和正交晶系来说,它们的晶面间距可以用其指数的平方来表示,因此对于间距一定的晶面来说,其指数的正负号可以随意。但是在标定时,只有第一个矢径是可以随意取值的,从第二个开始,就要考虑它们之间角度的自恰;同时还要考虑它们的矢量相加减以后,得到的晶面指数也要与其晶面间距自恰,同时角度也要保证自恰。

另外晶系的对称性越高,h,k,l之间互换而不会改变面间距的机会越大,选择的范围就会更大,标定时就应该更加小心。

3.查表法(比值法)-1

a)选择一个由斑点构成的平行四边形,要求这个平行四边形是由最短的两个邻边组成,测量透射斑到衍射斑的最小矢径和次小矢径的长度和两个矢径之间的夹角r1, r2,θ;

b)根据矢径长度的比值r2/r1 和θ角查表,在与此物相对应的表格中查找与其匹配的晶带花样;

c)按表上的结果标定电子衍射花样,算出与衍射斑点对应的晶面的面间距,将其与矢径的长度相乘看它等不等于相机常数(这一步非常重要);

d)由衍射花样中任意两个不共线的晶面叉乘,验算晶带轴是否正确。

3.查表法(比值法)-2

a)测量透射斑到衍射斑的最小、次小和第三小矢径的长度r1, r2, r3;

b)根据矢径长度的比值r2/r1 和r3/r1查表,在与此物相对应的表格中查找与其匹配的晶带花样;

c)按表上的结果标定电子衍射花样,算出与衍射斑点对应的晶面的面间距,将其与矢径的长度相乘看它等不等于相机常数(这一步非常重要);

d)由衍射花样中任意两个不共线的晶面叉乘,验算晶带轴是否正确。

之所以有两种不同的查表法,是因为有两种不同的表格,它们的查询方法和原理基本上

是一致的。

查表法应该注意的问题:

?首先查表法标定完了以后一定要用相机常数来验算,因为即使物相是已知的,同一种物相中也会有形状基本一样的花样,但它们不可能是由相同的晶面构成,因而算出来的相机常数也不可能相同;

?由两个矢径和一个夹角来查表时,有的表总是取锐角,这样有好处,但查表时要注意你的花样也许和表上的晶带轴反号,所以标定完了之后,一定要用不共线的两矢量叉乘来验算;如果夹角不是只取锐角,一般不存在这个问题;

?如果从衍射花样上得到的值在表上查不到,则要注意与你的夹角互补的结果,因为晶带轴的正反向在表中往往只有一个值。

B、晶体结构范围可以确定的单晶电子衍射花样标定

在这种情况下的标定方法与晶体结构完全确定时没有区别,只不过是用每一种物相的晶体结构去尝试,看用哪种物相的晶体结构标定时与衍射花样的结果最吻合,那该花样就有可能是属于该物相的某一晶带轴花样,一般情况下这种花样都能很好地标定。只有在比较特殊的情况下,比如说有两种物相都能对花样标定,这时一般先用相机常数验算,如果还不能区分,则只能借助于第二套花样。

C、晶体结构未知的单晶电子衍射花样标定

1.此方法的核心是构造三维倒易点阵

2.方法:

a.几何重构法

b.维约化胞法

180°不唯一性

电子衍射图中附加的2次旋转对称操作给单个的电子衍射谱带来了180°不唯一性的问题。所谓180°不唯一性问题,是指我们在标定单幅花样时,一个斑点的指数既可以标定为hkl,也可以标定为-h-k-l,它们有旋转180°的对称关系。如果所标花样的晶事轴是二次对称轴,那么这样标是没有问题的,如果所标的晶带轴不是二次对称轴,严格地讲这样随意标可能与晶体的取向不相符的。所以当涉及到与其它晶体的取向关系的时候,就一定要注意180°不唯一性问题。

第三节 复杂电子衍射花样

3.1 超点阵花样

当晶体是由两种或者两种以上的原子或者离子构成时,对于晶体中的任何一种原子或者离子,如果它能够随机地占据点阵中的任何一个阵点,则我们称该晶体是无序的;如果晶体中不同的原子或者离子只能占据特定的阵点,则该晶体是有序的。

晶体从无序相向有序相转变以后,在产生有序的方向会出现平移周期的加倍,从而引起平移群的改变。由此引发的最显著的特点是在某些方向出现与平移对称对应的超点阵斑点。

上图即是CuAu3无序和有序的模型和对应的电子衍射花样。其中图a是CuAu3无序时的晶体结构模型,而图b是有序时的晶体结构模型;图c是与无序对应的电子衍射花样,而图d则是与有序对应的超点阵电子衍射花样。

上图是CsCl无序和有序的模型和对应的电子衍射花样。其中图a是CsCl无序时的晶体结构模型,而图b是有序时的晶体结构模型;图c是与无序对应的电子衍射花样示意图,而图d则是与有序对应的超点阵电子衍射花样示意图。

上图是超点阵花样的一些实例,这些花样是从一种沿[111]方向具有六倍周期的复杂有序钙钛矿相中得到的。图a 是沿[010]方向2倍周期有序的超点阵电子衍射花样,图b 是沿

[101]方向2倍周期有序的超点阵电子衍射花样,图c 是沿[11-1]方向2倍周期有序的超点阵电子衍射花样,而图d 则是沿[111]方向6倍周期有序的电子衍射花样。

3.2 高阶劳埃斑

以入射束与反射球的交点作为原点,构造出与晶体对应的倒易点阵。则对于正空间中的任一晶带轴,与之垂直而且过倒易空间的原点的倒易面,称之为该晶带的零层倒易面,该倒易面上的所有晶面与晶带轴之间满足晶带轴定律,通常我们得到的某晶带轴的电子衍射花样就是该晶带轴的零层倒易面。对于任一晶带轴而言,除了零层倒易面之外,所有与零层倒易面平行的倒易平面都与之垂直,但这些倒易面与晶带轴之间不满足晶带轴定律,它们之间的关系满足广义晶带轴定律,所有与零层倒易面平行的倒易平面统称为高层倒易面。

高层倒易面中的倒易阵点由于某些原因也有可能与倒易球相交而形成附加的电子衍射斑点,这就是高阶劳埃斑。

高阶劳埃带形成的示意图

劳埃斑产生的原因:

1.由于薄膜试样的形状效应,使倒易阵点变长,这种伸长的倒易杆增加了高层倒易面上倒易点与反射球相交的机会;

2.晶格常数很大的晶体,其倒易阵点排列更密,倒易面间距更小,使得上下两层倒易面与零层倒易面同时与反射球相交的机会增加;

3.当电子衍射花样不正,使得零层倒易面倾斜时,增加了高层倒易阵点与反射球的相交机会;

4.电子波的波长越长,则反射球的半径会越小,这样也会增加高层倒易面上的倒易点与反射球相交后仍然能在底片处成像的机会。

高阶劳埃带衍射花样实例

3.3 孪晶电子衍射花样

所谓孪晶,通常指按一定取向关系并排生长在一起的同一物质的两个晶粒。从晶体学上讲,可以把孪晶晶体的一部分看成另一部分以某一低指数晶面为对称面的镜像;或以某一低指数晶向为旋转轴旋转一定的角度。

孪晶的分类:

1、按晶体学特点:反映孪晶和旋转孪晶;

2、按形成方式:生长孪晶和形变孪晶;

3、按孪晶形态:二次孪晶和高次孪晶。

上图中图a和b是CaMgSi相中的(102)孪晶在不同位向下的孪晶花样,图c是CaMgSi 相中另外一种孪晶的电子衍射花样,其孪晶面是(011)面;图d是镁中常见的(10-12)孪晶花样。

上图是CaMgSi 相中(102)孪晶中二重孪晶和三重孪晶的形貌和与其对应的电子衍射花样。图a 是二重孪晶的形貌(暗场像),图b 是与之对应的二重孪晶花样;图c 是三重孪晶的形貌像(暗场),图d 是与之对应的三重孪晶花样。

3.4 二次衍射

在电子束穿行晶体的过程中,会产生较强的衍射束,它又可以作为入射束,在晶体中产生再次衍射,称为二次衍射。二次衍射形成的新的附加斑点称作二次衍射斑。二次衍射很强时,还可以再行衍射,产生多次衍射。

产生二次衍射的条件:

1、晶体足够厚;

2、衍射束要有足够的强度。

二次衍射花样形成的示意图

二次衍射花样实例

上图是二次衍射中出现多余衍射斑点的两种不同,其中图a是在镁钙合金中得到的的电子衍射花样,图中本来只存在两套花样,分别是镁的[-1100]晶带轴电子衍射花样和Mg2Ca 相的[3-302]晶带轴花样。而花样中出现的很多卫星斑是由于二次衍射,通过Mg2Ca相的(1-103)斑点与Mg的(000-2)斑点之间存在的差矢平移造成的。图b和图c是一种有序钙钛矿相中沿[010]p方向得到的电子衍射花样,其中图b是在较厚的地方得到,而图c则是在很薄的地方得到。在较薄的地方,由于不存在动力学效应,可以清楚地看到花样中存在相当多消光的斑点,但在较厚的地方,由于动力学效应,出现二次衍射的矢量平移,使得本来应该消光的斑点变得看起来不消光了。

3.5 菊池花样

在稍厚的薄膜试样中观察电子衍射时,经常会发现在衍射谱的背景衬度上分布着黑白成对的线条。这时,如果旋转试样,衍射斑的亮度虽然会有所变化,但它们的位置基本上不会改变。但是,上述成对的线条却会随样品的转动迅速移动。这样的衍射线条称为菊池线,带有菊池线的衍射花样称之为菊池衍射谱。

菊池花样在晶体材料分析方面,广泛用于物相鉴定、衬度分析、电子束波长以及临界电

压的测定等。它更重要的一个应用是用来精确测定晶体取向,用菊池线来测定晶体的取向时,其精度可以达到0.01°,是精确测定晶体取向、位向关系和迹线分析的理想方法。

菊池线的形成示意图一

电子束在穿透较厚的试样时,入射电子与试样之间会发生相互作用,其中有部分电子会发生非弹性散射。但是非弹性散射之后,它们的能量损失也只有几十电子伏特,相对透射电镜几十万伏的加速电压来说,这个能量是非常小的,因此可以认为非弹性散射以后,电子波的波长基本没有变化。因此当这一部分电子波在满足布拉格条件产生衍射时,其几何关系与弹性散射电子可以认为没有差别。

非弹性散射电子进入晶体以后,向各个方向散射的几率并不相等,沿透射束方向的散射几率最大,随散射角增大,其散射的几率减小,非弹性散射引起的强度相应地会逐渐降低,这样就形成了衍射照片上中间亮四周渐暗的衍射谱背景(这个背景是由非弹性散射电子形成的,如示意图一所示)。

单晶电子衍射谱标定入门朱玉亮

钢铁研究总院特殊钢研究所不锈钢研究室 单晶电子衍射谱 标定入门编写:朱玉亮

前言 作为材料分析的重要手段,透射电镜电子显微分析具有能够将材料的晶体结构分析与其微观形貌观察相结合的优点,因而在材料的研究中得到了广泛的应用。但也正是因为涉及到材料结构问题,使得电子衍射分析不同于常规的扫描电镜等材料微观形貌分析手段,研究者必须具备一定的理论基础知识。 电子衍射分析涉及到的基础理论涵盖晶体学、衍射学等内容,其中包括倒易点阵、结构因子等诸多概念。对于初次接触电子衍射的研究者而言,这些理论往往难以在短时间内掌握。但运用电子衍射的目的主要是为了确定某些物相,而确定物相的过程主要是对单晶电子衍射谱进行标定,相对而言这是较为容易掌握的。并且掌握这一技能也有助于进一步理解电子衍射的基本理论。 电子衍射标定物相的依据在于,对于某种物相,其特定指数晶面具有特定的晶面间距;而不同的物相其同一晶面指数的晶面间距是不同的。在标定单晶电子衍射谱之前,需要明确两点:1、衍射谱中每一个衍射斑代表晶体中的一个衍射晶面,衍射谱的中央最亮斑点为透射斑,其余斑点为衍射斑;2、衍射谱中由透射斑指向任一衍射斑构成一个向量,该向量的方向与其所对应的一组平行晶面的方向相同,其长度与该晶面组中相邻晶面的间距成反比。 本文适于作为初学电子衍射标定的基础参考资料。对于电子衍射具体理论的学习,有大量可供参考的文献专著,本文在最后也列出了部分可供参考的相关文献及著作。由于编者知识水平有限,对于文中出现的错误,敬请谅解。

图2 扫描仪扫描出来的透射照片 a 原始扫描照片;b 反相处理后 图1 电子衍射花样形成原理 1. 电子衍射基本公式 电子衍射花样形成原理图如1所示,图中OO*为电子入射 方向,O 点为透射试样所在位置。球O 是半径为1/λ的反射球 (也叫爱瓦尔德球,Ewald Sphere )。O*G*为满足布拉格方程 的衍射面所对应的倒易矢量。O’为照相底片中的透射斑,G’ 为OG*衍射线投影在底片上的衍射斑。由于在电子衍射中的衍 射角2θ(∠O*OG*)非常小,所以可以近似认为O*G*∥O ’G ’。 从而根据三角形相似得到电子衍射的基本公式如下: Rd=λL R :底片中衍射斑点G ’到透射斑点O ’的距离; d :晶面间距;对于每种晶系,其(hkl)晶面间距与其点阵常 数都有固定关系;如对于立方晶系有 。 λ:电子波长;由电镜的加速电压决定,如当加速电压为 200V 时,电子波长为0.0251?。 L :相机长度;可理解为试样距离底片的距离。 K=λL :称为相机常数。在同一次实验中K 是固定的。 2. 透射照片 通常,在透射电镜实验中,我们拿到的是冲洗出来的 底片。这种底片经扫描仪扫描后,就得到了电子照片,如 图2所示。图中央最亮的斑点为透射斑。除去中央透射斑, 图中还有两种亮度不同的斑点。一般而言,在做析出相的 选区电子衍射照片下,当析出像较小时(小于300nm ),选 区衍射电子打出的斑点同时包括基体和析出相的两套斑点。其中较亮的斑点为基体斑点;而较暗的斑点为析出相的斑 点。 图2给出的是一种镍基合金中细小析出相的衍射斑点,于是我们可以推测其中较亮的斑点为基体的斑点,而较暗 的斑点为析出相的斑点。 b

电子衍射谱的标定

第二章 电子衍射谱的标定 2. 1透射电镜中的电子衍射 透射电镜中的电子衍射基本公式为: R 为透射斑到衍射斑的距离(或衍射环半径),d 为晶面间距,λ为电子波长,L 为有效相机长度。 0f 为物镜的焦距,i M 中间镜放大倍数,p M 投影镜的放大倍数,在透射电镜 的工作 中,有效的相机长度L ,一般在照相底板中直接标出,各种类型的透射电镜标注方法不同,λ为电子波长,由工作电压决定,工作电压一般可由底板标注确定,对没有标注的早期透射电镜在拍摄电子衍射花样时,记录工作时的加速电压,由电压与波长对应表中查出λ。 K 为有效机相常数,单位ο A mm ,如加速电压U =200仟伏,则ο A 2 1051.2-?=λ,若有 效相机长度mm L 800=,则ο A mm K 08.2010 51.28002 =??=- 透射电镜的电子衍射有效相机常数确定方法: 电子衍射有效相机常数确定方法,一般有三种方法 ①按照相底片直接标注计算: H -800透射电镜的电子衍射底片下方有一列数字,如: 0.80 91543 4A ; 0.80表示有效相机长度mm M L 8008.0==,91543为片号,4A 其A 表示工作电压200千伏查表知电子波长ο A 2 10 51.2-?=λ则有效相机常数K 为: H -800透射电镜中,电子衍射底片第一个数字为相机长度如:0.80,0.40,……第三个数字为工作电压U ,分别为4A ,4b ,4c ,4d ,相对应的工作电压分别为200,175,150,100千伏,对应的电子波长分别为:2 2 2 2 10 70.3,1095.2,1071.2,1051.2----????埃。 由电镜有关参数确定的相机常数是不精确的,常因电镜中电气参数变化而改变,产生一些误差,电镜工作者常要根据经验作些修正。 ②用金Au 多晶环状花样校正相机常数 例如喷金Au 多晶样品在H -800透射电镜下拍摄多晶环状花样,如照片上标注为 0.40 92298 4A 工作电压为200仟伏 电子波长为: ο A 2 1051.2-?=λ 由仪器确定的相机常数 ο A mm L K 04.10==λ

TEM 分析中电子衍射花样标定

TEM分析中电子衍射花样的标定原理 第一节 电子衍射的原理 1.1 电子衍射谱的种类 在透射电镜的衍射花样中,对于不同的试样,采用不同的衍射方式时,可以观察到多种形式的衍射结果。如单晶电子衍射花样,多晶电子衍射花样,非晶电子衍射花样,会聚束电子衍射花样,菊池花样等。而且由于晶体本身的结构特点也会在电子衍射花样中体现出来,如有序相的电子衍射花样会具有其本身的特点,另外,由于二次衍射等会使电子衍射花样变得更加复杂。 上图中,图a和d是简单的单晶电子衍射花样,图b是一种沿[111]p方向出现了六倍周期的有序钙钛矿的单晶电子衍射花样(有序相的电子衍射花样);图c是非晶的电子衍射结果,图e和g是多晶电子的衍射花样;图f是二次衍射花样,由于二次衍射的存在,使得每个斑点周围都出现了大量的卫星斑;图i和j是典型的菊池花样;图h和k是会聚束电子衍射花样。 在弄清楚为什么会出现上面那些不同的衍射结果之前,我们应该先搞清楚电子衍射的产

生原理。电子衍射花样产生的原理与X 射线并没有本质的区别,但由于电子的波长非常短,使得电子衍射有其自身的特点。 1.2 电子衍射谱的成像原理 在用厄瓦尔德球讨论X射线或者电子衍射的成像几何原理时,我们其实是把样品当成了一个几何点,但实际的样品总是有大小的,因此从样品中出来的光线严格地讲不能当成是一支光线。之所以我们能够用厄瓦尔德来讨论问题,完全是由于反射球足够大,存在一种近似关系。如果要严格地理解电子衍射的形成原理,就有必要搞清楚两个概念:Fresnel(菲涅尔)衍射和Fraunhofer(夫朗和费)衍射。所谓Fresnel(菲涅尔)衍射又称为近场衍射,而Fraunhofer(夫朗和费)衍射又称为远场衍射.在透射电子显微分析中,即有Fresnel(菲涅尔)衍射(近场衍射)现象,同时也有Fraunhofer(夫朗和费)衍射(远场衍射)。 Fresnel(菲涅尔)衍射(近场衍射)现象主要在图像模式下出现,而Fraunhofer(夫朗和费)衍射(远场衍射)主要是在衍射情况下出现。 小孔的直接衍射成像(不加透镜)就是一个典型的Fresnel(菲涅尔)衍射(近场衍射)现象。在电镜的图像模式下,经常可以观察到圆孔的菲涅尔环。 Fraunhofer(夫朗和费)衍射是远场衍射,它是平面波在与障碍物相互作用后发生的衍射。严格地讲,光束之间要发生衍射,必须有互相叠加,平行光严格意义上是不能叠加的,所以在没有透镜的前提下,夫朗和费衍射只是一种理论上的概念。但是在很多情况下,可以将衍射当成夫朗和费衍射来处理,X射线衍射就是这样一种情况。虽然X射线是照射在晶体中的不同晶面上,但是由于晶面间距的值远远小于厄瓦尔德球(X射线波长的倒数),即使测试时衍射仪的半径跟晶面间距比也是一个非常大的值,所以X射线衍射可以当成夫朗和费衍射处理,因为此时不同晶面上的X射线叠加在一点上时,它们

第2章 电子衍射谱的标定

第二章 电子衍射谱的标定 2. 1透射电镜中的电子衍射 透射电镜中的电子衍射基本公式为: λL Rd = R 为透射斑到衍射斑的距离(或衍射环半径),d 为晶面间距,λ为电子波长,L 为有效相机长度。 p i M M f L 0= 0f 为物镜的焦距,i M 中间镜放大倍数,p M 投影镜的放大倍数,在透射电镜 的工作 中,有效的相机长度L ,一般在照相底板中直接标出,各种类型的透射电镜标注方法不同,λ为电子波长,由工作电压决定,工作电压一般可由底板标注确定,对没有标注的早期透射电镜在拍摄电子衍射花样时,记录工作时的加速电压,由电压与波长对应表中查出λ。 K L =λ K 为有效机相常数,单位 A mm ,如加速电压U =200仟伏,则 A 2 1051.2-?=λ,若有 效相机长度mm L 800=,则 A mm K 08.2010 51.28002 =??=- 透射电镜的电子衍射有效相机常数确定方法: 电子衍射有效相机常数确定方法,一般有三种方法 ①按照相底片直接标注计算: H -800透射电镜的电子衍射底片下方有一列数字,如: 0.80 91543 4A 90.5.21; 0.80表示有效相机长度mm M L 8008.0==,91543为片号,4A 其A 表示工作电压200千伏查表知电子波长 A 2 10 51.2-?=λ则有效相机常数K 为: A mm L K 08.201051.28002 =??==-λ H -800透射电镜中,电子衍射底片第一个数字为相机长度如:0.80,0.40,……第三个数字为工作电压U ,分别为4A ,4b ,4c ,4d ,相对应的工作电压分别为200,175,150,100千伏,对应的电子波长分别为:2 2 2 2 10 70.3,10 95.2,10 71.2,10 51.2----????埃。 由电镜有关参数确定的相机常数是不精确的,常因电镜中电气参数变化而改变,产生一些误差,电镜工作者常要根据经验作些修正。 ②用金Au 多晶环状花样校正相机常数 例如喷金Au 多晶样品在H -800透射电镜下拍摄多晶环状花样,如照片上标注为

衍射花样的标定步骤及技巧

1. 一般的物质衍射花样都是已知的物质,顶多也就是已知的几种里面的一个。所以在确定哪几个物种之后,去找一下相关物质的PDF卡片,网上有一个软件PCPDFWIN,可以方便查讯电子版的PDF卡。 2. 找到了相应的PDF卡,那么就是要测量衍射花样了。衍射花样的拍摄要严格按照操作规程来,尤其要注意在拍摄时样品聚焦尽量准确。另外,无论底片拍摄还是CCD拍摄,一定要保证用标准样品做了校正。 3. 接下来就是测量衍射点对应的d值。对于底片来说就是测量衍射点到中心透射斑的实际距离R,然后根据d = (L×电子波长)/R,其中L是相机常数,底片上写着,单位是cm,电子波长一般的电镜书上都有,200 kV电镜是0.00251 nm。代入计算即可得到相应的d值。选取两个相邻且最靠近中心斑点的衍射点,二衍射斑点以夹角接近或者等于90度为好。选取测量d值之后,二者同中心斑点连线的夹角也要测量一下。对于CCD相机拍摄的衍射花样,对应的都有标尺,d值测量就是量取衍射点到透射斑的距离后取倒数即可。角度测量可以通过量取衍射点到中心斑连线对应control对话框的R值(角度),二者相减即得。 4. 将计算的d值和PDF卡相对应,看最接近哪个面的数值。这个测量会有一定的误差,有相近值时,需要通过夹角来确定。方法是,选取两个比较可能的面,然后代入相应晶系对应的公式,计算夹角,如果和测量值很接近,就算是找对了。Ustb版主说过,计算值和测量值应该相差很小,0.1-0.2度的范围。 至于计算两个面夹角的公式,可以去找郭可信先生写的那本《电子衍射图在晶体学中的应用》,Page104-105上有具体的公式,其中的hkl值都是你要计算的面对应的值,abc是你确定晶相的晶胞参数,PDF卡上都有,r1*r2*分别指的是两个面的d值倒数。 5. 确定了两个方向的衍射点,那么接下来就是确定投射方向,也就是面的法线方向是什么带轴,这个querida朋友已经写了,我这里引用一下: “FFT后的一个斑点对应这正空间一族晶面,这一族晶面和这个斑点的矢量方向垂直,当一张图片上任意不在同一直线上的2个斑点知道后,那么入射电子束也就是带轴的方向就知道了,具体可用 h1 | k1 l1 h1 k1 | l1 h2 | k2 l2 h2 k2 | l2 u v w u=k1l2-l1k2 v=l1h2-h1l2 w=h1k2-k1h2 你可以适当化简达到互质的3个数。” 这里的uvw就是法线方向,一般用[uvw]表示。 6. 另外高分辨透镜有时候观察纳米粒子由于条件限制未必能得到好的衍射花样,这个时候高分辨图像的二维晶格像也能做类似的标定,以CCD相机拍摄的数码照为例,可以有两种方法: 第一种: a. 选取两个相邻晶面,量取d值,注意尽量取多一些晶面层,这样量的误差较小,还要提醒一下新手,量的时候是取晶面层之间的垂直距离,而不是两个亮点之间的连线距离(除非

衍射花样的标定

透射电子显微镜选区电子衍射花样 标定的一般过程

对析出物进行选区电子衍射,得到电子衍射花样,通过标定花样,确定析出物的相结构。 花样标定方法、具体步骤如下: 根据对析出物的能谱分析,找出可能存在的物质。利用MDI Jade 5.0 软件,找出所有可能存在物质的PDF 卡片;根据衍射基本公式R =λL /d ,求出相应的一组晶面间距d ,计算得出的d 值与所查得可能物质的晶面间距一一对应,误差<0.1;所查到的d 值对应的晶面指数必须满足(h 3k 3l 3)=(h 1k 1l 1)+(h 2k 2l 2);利用θ值进行验证,若所测得的角度θ与计算得出的值相近,误差<2°,便可断定是此物质。 具体步骤如下: 1. 选择一个由斑点组成的平行四边形(斑点中最好有透射斑点),测量透射斑 点到衍射斑点的最小矢径、次最小矢径及平行四边形长对角线的长度和最小矢径、次最小矢径之间的夹角,R 1 、R 2 、R 3、θ;R 1 ≤R 2,θ≤90°; 2. 根据衍射基本公式R =λL /d ,求出相应的晶面间距d 1 、d 2 、d 3 ; 3. 在PDF 卡片里,查找面间距与d 1、d 2 、d 3一一对应的物质; 4. 查得d 1对应的晶面指数为(h 1k 1l 1)、d 2对应的晶面指数为(h 2k 2l 2)、d 3对应的晶 面指数(h 3k 3l 3),根据指数变换规则使(h 3k 3l 3)=(h 1k 1l 1)+(h 2k 2l 2); 5. 利用在不同的晶系中cos θ 值,尝试验证θ;若不能满足要求,继续对其它 物质重复以上步骤; 6. 若以上步骤均能符合要求,便可确定晶带轴[uvw ]; 212122 11 k l l k l k l k u -== 212122 11 l h h l h l h l v -== 21212211 h k k h k h k h w -== 以标定一具有立方结构的析出物的衍射花样为例: 根据对析出物的能谱分析可知,其应为微合金元素的碳化物。利用MDI Jade 5.0 软件,找出所有V 、Ti 、Nb 碳化物的PDF 卡片; 已知相机常数λL =20.08 ?mm (相机长度L =800mm ,λ=0.0251?) 1. 选择一个由斑点组成的平行四边形(斑点中有透射斑点),测量R 1 、R 2 、 R 3、θ;测得R 1=13 mm 、R 2=13 mm 、R 3=22 mm 、θ=60°; 2. 根据衍射基本公式R =λL /d ,求出相应的晶面间距d 1 、d 2 、d 3 ; 13 08.2011== R L d λ=1.5446(?),

单晶多晶的电子衍射标定注意事项

单晶多晶的电子衍射标定注意事项 衍射花样的标定注意点 接下来说说衍射花样的标定,这个其实我前面所说的资料里面已经有很充分的阐述,一般看了那些资料的相关章节后,都不会有太多问题,我这里讲一些新手经常有的问题: 1. 底片的测量:因为很多老电镜没有配备CCD相机,所以拿到的都是底片,那么这里就有一个如何测量,或者如何将底片转换为电子格式再测量的问题。 首先要看一下底片,底片上一般会给出电子衍射所用的相机长度,比如80 cm,60 cm等,一般只给出数字,这就表示,底片上的1cm就代表了80 cm。然后用以mm或0.5mm为最小单位的尺子测量衍射点或者衍射环到中心透射斑的实际距离R,然后根据dR=LA,其中L 是相机长度,A是电子波长,一般的电镜书上都有,比如200 kV电镜是0.00251 nm。代入计算即可得到相应的d值。建议测量用对称两点测量,这样比较准确一些。 如果有人觉得这样不习惯,喜欢用电子版的,那么可以用底扫扫描到电脑里。 只是将1cm定义为1cm/ LA,如果L取80 cm,A取0.0025 nm,那么这个1cm代表的就是5 nm-1,这样你量取R值之后,比如是1.2 cm,那么对应的d值=1/(1.2*5)=0.167 nm。如果是0.8 cm,那么d = 1/(0.8*5) = 0.25 nm。 单晶花样需要角度的测量,可以用量角器直接在底片上测量,也可以先扫描到电脑里,用DigitalMicrograph这个软件测量,可以将衍射点与中心斑连线,之后在control对话框的会出现一个theta值,两个衍射点之间的面夹角就等于它们与中心斑的两条连线之间的theta角之差。如果有人说找不到control对话框,那么到菜单里依次找到windows-floating windows -点击show all即可。 2. 数码照片的测量:这要分几种情况: a) 如果有dm3格式的源文件,而且标尺是倒易空间标尺(1/nm),那么很简单,就用DigitalMicrograph这个软件读取,用ROI tools里面的虚线或者实线工具,拉线测量衍射点到中心斑点的长度,这个时候control对话框里面的L就是对应值,取倒数就是对应点的d值。 b) 如果是dm3格式的源文件,但标尺还是正空间标尺,那么需要将这个标尺转换为倒易空间标尺,一般的电镜室都有这样的校正文件,转换一下即可。其余步骤同a) c) 如果没有dm3源文件,只是有tiff或者jpeg这种格式,但标尺已经是倒易空间标尺,那么也很简单,测量标尺长度S,记下数值(无需单位),而后测量目标距离R,如果倒易空间标尺是5 1/nm,那么d值就是1/(R/S*5) d) 没有dm3源文件,只是有tiff或者jpeg这种格式,标尺也同样没有校正,这个也有一个方法,就是找到和你在同一机器同样条件下得到的标样的衍射照片,把已知d值的衍射点量一下距离,和相应d值取一个比值,这样就可以作为临时标尺计算,不过这是应急的方法,最好还是用已经校正好的dm3格式文件来做。 e) 角度测量同底片的DM测量方法。 其他标定点 3. 注意标定时晶带轴确定的右手定则,这个可以看看《分析电子显微学导论》的3.6章节或者电子显微分析 4.5章节,里面有充分的论述。 4. 无论底片还是数码照片,即使经过严格的标样校正和标准的拍摄程序,d值的测量都不是特别准确,误差在3-5%都是很正常的,所以对应于标准PDF卡都会有一些不同,因此要完全定下一个晶带轴,还是需要晶面夹角(就是两个衍射点与中心斑点之间形成的夹角)来确认:定好两个衍射面的hkl值后,带入相应的晶系公式(不同晶系的面夹角公式在那份资料里,分析电子显微学导论的附录里面都有),就可以得到一个理论夹角值,比较理论值与测量值的差异,一般能优于0.5度的误差,就可以认定是准确的。

电子衍射花样标定训练

电子衍射 第一节电子衍射的原理 1.1 电子衍射谱的种类 在透射电镜的衍射花样中,对于不同的试样,采用不同的衍射方式时,可以观察到多种形式的衍射结果。如单晶电子衍射花样,多晶电子衍射花样,非晶电子衍射花样,会聚束电子衍射花样,菊池花样等。而且由于晶体本身的结构特点也会在电子衍射花样中体现出来,如有序相的电子衍射花样会具有其本身的特点,另外,由于二次衍射等会使电子衍射花样变得更加复杂。 上图中,图a和d是简单的单晶电子衍射花样,图b是一种沿[111]p方向出现了六倍周期的有序钙钛矿的单晶电子衍射花样(有序相的电子衍射花样);图c是非晶的电子衍射结果,图e和g是多晶电子的衍射花样;图f是二次衍射花样,由于二次衍射的存在,使得每个斑点周围都出现了大量的卫星斑;图i和j是典型的菊池花样;图h和k是会聚束电子衍射花样。 在弄清楚为什么会出现上面那些不同的衍射结果之前,我们应该先搞清楚电子衍射的产

生原理。电子衍射花样产生的原理与X 射线并没有本质的区别,但由于电子的波长非常短,使得电子衍射有其自身的特点。 1.2 电子衍射谱的成像原理 在用厄瓦尔德球讨论X射线或者电子衍射的成像几何原理时,我们其实是把样品当成了一个几何点,但实际的样品总是有大小的,因此从样品中出来的光线严格地讲不能当成是一支光线。之所以我们能够用厄瓦尔德来讨论问题,完全是由于反射球足够大,存在一种近似关系。如果要严格地理解电子衍射的形成原理,就有必要搞清楚两个概念:Fresnel(菲涅尔)衍射和Fraunhofer(夫朗和费)衍射。所谓Fresnel(菲涅尔)衍射又称为近场衍射,而Fraunhofer(夫朗和费)衍射又称为远场衍射.在透射电子显微分析中,即有Fresnel(菲涅尔)衍射(近场衍射)现象,同时也有Fraunhofer(夫朗和费)衍射(远场衍射)。 Fresnel(菲涅尔)衍射(近场衍射)现象主要在图像模式下出现,而Fraunhofer(夫朗和费)衍射(远场衍射)主要是在衍射情况下出现。 小孔的直接衍射成像(不加透镜)就是一个典型的Fresnel(菲涅尔)衍射(近场衍射)现象。在电镜的图像模式下,经常可以观察到圆孔的菲涅尔环。 Fraunhofer(夫朗和费)衍射是远场衍射,它是平面波在与障碍物相互作用后发生的衍射。严格地讲,光束之间要发生衍射,必须有互相叠加,平行光严格意义上是不能叠加的,所以在没有透镜的前提下,夫朗和费衍射只是一种理论上的概念。但是在很多情况下,可以将衍射当成夫朗和费衍射来处理,X射线衍射就是这样一种情况。虽然X射线是照射在晶体中的不同晶面上,但是由于晶面间距的值远远小于厄瓦尔德球(X射线波长的倒数),即使测试时衍射仪的半径跟晶面间距比也是一个非常大的值,所以X射线衍射可以当成夫朗和费衍射处理,因为此时不同晶面上的X射线叠加在一点上时,它们

TEM透射电镜衍射斑点标定深入浅出

TEM透射电镜衍射斑点标定深入浅出 衍射斑点的标定目的是什么呢?这是大家首先遇到的问题。作为骨灰级的TEM爱好者,我告诉你,目前段位的虫友可以通过衍射标定达到以下两个目的:1装X。2辅助进行物相鉴定。 装X是很容易理解的,目前的文章要是少了透射实验那也是被别人甩了好几条街,审稿 人没兴趣,同行看不起,很没面子。因为凡涉及到TEM都显得高大上。也许第二个目的才是 大家真正关心的问题。注意我这里说的是“辅助”进行物相鉴定,之所以是“辅助”是由于 物相鉴定是一个相当复杂的且技术含量高的工作。鉴定的难度来源于以下几个方面。1、微观层面的物相太小,如果用打能谱分析元素的办法,很可能打到的区域会有偏离或区域偏大, 能谱的结果不够准确。2、物相太小又无法做XRD(X射线衍射,照顾一下小白虫友)。3、通过相貌观查判断,这个太主观,而且经验要求极高,不从事个十来年的研究很难做出准确 的推断。所以物相鉴定非常困难,不能凭借上面一种手段给出有说服力的证明。所以就有了 多种手段辅助联合证明提升说服力的策略。衍射斑点标定也是众多辅助手段中的一种,它也 不能作为鉴定物相一招制敌的法宝,是因为,标定过程中会引入多种误差(拍摄系统误差, 测量误差,计算误差),没法百分百保证标定的精度,所以结果也就是在误差范围内参考。 看了这些,你是不是感觉很泄气,不过没关系,圈内人士都会有一个约定俗称的共识,也就 是说,只要你从多个方面联合这证明物相,达到80%的说服力,也就默认你的证明是对的了。 审稿人也一般确实这么做的。 接下来的问题是我该怎么标定我的衍射斑点呢?这是一个大问题,咱先从宏观上对这个 问题进行把握。打一个简单的比方,警察要查找犯罪嫌疑人是谁,在犯罪现场找到了作案者 的小拇指的指纹,要查到此人的信息就需要将该小拇指指纹拿到公安局的数据库中进行比对, 一旦该小拇指与其中一个人的小拇指指纹对上了,很可能就是这个人作案。衍射斑点标定的 过程与此相同,也是利用物相留下的衍射斑点得到晶面数据,再和标准物相库进行对比,在 物相库里面如果有比较吻合的晶面数据,就很可能是这个物相了。

单晶多晶的电子衍射标定

单晶多晶的电子衍射标定 自从纳米这个名词的出现,研究者就不得不面对一个问题,怎么观察纳米级物质?电镜,这个从1931年开始有雏形的现代研究工具,经过近80年的发展,突飞猛进的展示出自己强大的潜力,不断的给现代研究带来惊喜,已经成为纳米研究不可或缺的工具之一。目前,美国能源部国家电子显微镜中心(NCEM)于2008年1月25日装配完成了TEAM05,分辨率可以达到0.5埃,这个电镜是经过美国劳伦斯伯克力国家实验室、阿贡国家实验室、橡树岭国家实验室,伊利诺大学的弗雷德里克?塞兹材料研究室通力合作,以FEI公司和德国海德堡CEOS为研发伙伴研制而成的。目前,“TEAM 0.5”显微镜的基础系统已投入使用,其中包括世界顶级的控制室显示器,可在高清宽屏TV的平板显示器上显示显微镜下的样本。在一系列庞大而严格的测试和调试后,“TEAM 0.5”将于2008年10月份提供给公众用户使用。 是的,0.5埃的分辨率让人可以更清晰的直接观察到原子,同时在80年里,从50 nm到0.05 nm分辨率的提升的速度也让人为电镜将来的发展趋势充满希冀。 但无论怎么发展,电镜都有它基本的原理,让我们暂时忘却现代电镜的强大分辨率,来关心一下电镜的一些基本原理,溯根求源,电镜的基本构造和原理是必须要了解的,这就需要去读一些资料。因为电镜涉及的知识范围太广,从量子力学到电子光学,从材料性能到微区细节,需要掌握的数学,物理,化学,材料方面的多种知识,然而仅仅想要了解电镜,就要去读一本甚至多本书,我想是很多人都不愿意也无法做到的,这对于一般的研究者来说是不可能的。说到电镜的图书或资料,我想各位对电镜有过关注并想要了解的朋友一定在网上下载过不少资料,从国内到国外,从建国到现今,电镜方面的经典书籍有很多,我记得有个帖子,是“透射电子显微学必读之秘籍”,里面有不少好书。网上去搜,一定能找到不少网站都转贴过。这个最初是在武汉大学电镜室主页上的,看内容,应该是武汉大学的王文卉老师手下写的。 所以很多网站就以交流为目的,当一个流动的知识库,随问随答,按需求知,针对性强,大大促进了学习的效率。但有些知识是无法从一个帖子里面讲的很透,这就需要有进一步了解的朋友去读一些入门的书籍,这些书针对的是用电镜来辅助表征的研究者,读起来比较浅显易懂,还是能比较有效的解决问题的。这里推荐几本,选取其中之一细读就能有不少收获: 1. 《电子显微分析》清华大学出版社,章晓中 2. 《材料评价的分析电子显微方法》(日)进藤大辅, 及川哲夫合著刘安生译 3. 《分析电子显微学导论》高等教育出版社,戎咏华编著 这些书在大的书城或者网上书店都能买到,如果财力有限,可以买其中的1或者3备查,一般的应用都可以在这些书里找到答案或解决的途径。对于不想买书,只是想知道如何标定电子衍射花样的朋友,那么有一个比较推荐的资料可以去下载: 透射电镜的电子衍射分析基础知识与衍射斑点的基本标定方法

衍射花样的标定心得

我这里就谈一下简单衍射花样的标定,所谓简单,就是各个晶系里面的单晶衍射花样,没有缺陷,没有超结构,没有厚样品造成的高阶劳埃带,只是物质的纯相造成的衍射花样。有了这个基础,理解了一些,往下才能做的扎实。 1. 一般的物质衍射花样都是已知的物质,顶多也就是已知的几种里面的一个。所以在确定哪几个物种之后,去找一下相关物质的PDF卡片,网上有一个软件PCPDFWIN,可以方便查讯电子版的PDF卡, 2. 找到了相应的PDF卡,那么就是要测量衍射花样了。衍射花样的拍摄要严格按照操作规程来,尤其要注意在拍摄时样品聚焦尽量准确。另外,无论底片拍摄还是CCD拍摄,一定要保证用标准样品做了校正。 3. 接下来就是测量衍射点对应的d值。对于底片来说就是测量衍射点到中心透射斑的实际距离R,然后根据d = R/(L×电子波长),其中L是相机常数,底片上写着,单位是cm,电子波长一般的电镜书上都有,200 kV电镜是0.00251 nm。代入计算即可得到相应的d值。选取两个相邻且最靠近中心斑点的衍射点,二衍射斑点以夹角接近或者等于90度为好。选取测量d值之后,二者同中心斑点连线的夹角也要测量一下。对于CCD相机拍摄的衍射花样,对应的都有标尺,d值测量就是量取衍射点到透射斑的距离后取倒数即可。角度测量可以通过量取衍射点到中心斑连线对应control对话框的R值(角度),二者相减即得。 4. 将计算的d值和PDF卡相对应,看最接近哪个面的数值,querida说过,这个测量会有一定的误差,有相近值时,需要通过夹角来确定。方法是,选取两个比较可能的面,然后代入相应晶系对应的公式,计算夹角,如果和测量值很接近,就算是找对了。Ustb版主说过,计算值和测量值应该相差很小,0.1- 0.2度的范围。 至于计算两个面夹角的公式,可以去找郭可信先生写的那本《电子衍射图在晶体学中的应用》,Page104-105上有具体的公式,其中的hkl值都是你要计算的面对应的值,abc是你确定晶相的晶胞参数,PDF卡上都有,r1*r2*分别指的是两个面的d值倒数。 5. 确定了两个方向的衍射点,那么接下来就是确定投射方向,也就是面的法线方向是什么带轴,这个querida朋友已经写了,我这里引用一下: “FFT后的一个斑点对应这正空间一族晶面,这一族晶面和这个斑点的矢量方向垂直,当一张图片上任意不在同一直线上的2个斑点知道后,那么入射电子束也就是带轴的方向就知道了,具体可用 h1 | k1 l1 h1 k1 | l1 h2 | k2 l2 h2 k2 | l2 u v w u=k1l2-l1k2 v=l1h2-h1l2 w=h1k2-k1h2 你可以适当化简达到互质的3个数。” 这里的uvw就是法线方向,一般用[uvw]表示。 6. 另外高分辨透射电镜有时候观察纳米粒子由于条件限制未必能得到好的衍射花样,这个时候高分辨图像的二维晶格像也能做类似的标定,以CCD相机拍摄的数码照为例,可以有两种方法: 第一种:

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