扫描电子显微镜
一、扫描电镜的特点和工作原理
自从1965年第一台商用扫描电镜问世后，它得到了迅速发展。其原因在于扫描电镜弥补了透射电镜的缺点，是一种比较理想的表面分析工具。透射电镜目前达到的性能虽然很高，如分辨本领优于0.2～0.3nm，放大倍数几十万倍，除放大成像外还能进行结构分析等，但其有一个最大的缺点就是对样品要求很高，制备起来非常麻烦。而且，样品被支撑它的铜网蔽住一部分，不能进行样品欲测区域的连续观察。扫描电镜则不然，,已可直接观察大块试样，样品制备非常方便。加之扫描电镜的景深大、放大倍数连续调节范围大，分辨本领比较高等特点，所以它成为固体材料样品表面分析的有效工具，尤其适合于观察比较粗糙的表面如材料断口和显微组织三维形态。扫描电镜不仅能做表面形貌分析，而且能配置各种附件，做表面成分分析及表层晶体学位向分析等。
扫描电镜的成像原理，和透射电镜大不相同，它不用什么透镜来进行放大成像，而是象闭路电视系统那样，逐点逐行扫描成像。
图1是扫描电镜工作原理示意图。由三极电子枪发射出来的电子束，在加速电压作用下，经过2～3个电子透镜聚焦后，在样品表面按顺序逐行进行扫描，激发样品产生各种物理信号，如二次电子、背散射电子、吸收电子、X射线、俄歇电子等。这些物理信号的强度随样品表面特征而变。它们分别被相应的收集器接受，经放大器按顺序、成比例地放大后，送到显像管的栅极上，用来同步地调制显像管的电子束强度，即显像管荧光屏上的亮度。由于供给电子光学系统使电子束偏向的扫描线圈的电源也就是供给阴极射线显像管的扫描线圈的电源，此电源发出的锯齿波信号同时控制两束电子束作同步扫描。因此，样品上电子束的位置与显像管荧光屏上电子束的位置是一一对应的。这样，在长余辉荧光屏上就形成一幅与样品表面特征相对应的画面一一某种信息图，如二次电子像、背散射电子像等。画面上亮度的疏密程度表不该信息的强弱分布。
图1 扫描电镜工作原理
二、电子束与固体样品作用时产生的信号：
扫描电镜成像所用地物理信号是电子束轰击固体样品而激发产生的。具有一定能量的一束电子射到试样上，电子与物质相互作用，当电子的运动方向被改变时，称为散射。但当电子只改变运动方向而电子的能量不发生变化时，称为弹性散射。如果电子的运动方向和能量同时发生变化，称为非弹性散射。现将扫描电镜（包括电子探针）常用的各种物理信号讨论如下。
电子与试样相互作用可以得到图2所示的各种信息。
图2 入射电子轰击样品产生的物理信号 图3 电子能谱
1、背散射电子：
背散射电子是被固体样品中原子反射回来的一部分入射电子，又叫做反射电子或初级背散射电子。它又分弹性背散射电子和非弹性背散射电子，弹性背散射电子是指只受到样品中原子核单次或很少几次大角度弹性散射后即被反射回来的入射电子，能量没有发生变化（能量没有损失或基本上没有损失）。由于入射电子的能量很高，所以弹性背散射电子的能量能达到数千到数万电子伏。非弹性背散射电子是指受样品原子核外电子多次非弹性散射而反射回来（反弹出样品表面）的初级电子，不仅方向改变，能量也有不同程度的损失。非弹性散射电子的能量分布范围很宽，从数十电子伏直到数千电子伏。从数量上看，弹性背散射电子远比非弹性散射电子所占的份额多。背散射电子来自样品表层几百纳米的深度范围。由于它的产额能随样品原子序数增大而增多，所以不仅能用作形貌分析，而且可以用来显示原子序数衬度，定性地用作成分分析。
（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，基本上不受电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。）
2、二次电子：
在入射电子束作用下被轰击出来并离开样品表面的样品的核外电子叫做二次电子，即二次电子是被入射电子轰击出来的样品核外电子，又称为次级电子。二次电子是一种真空中的自由电子。由于原子核和外层价电子间的结合能很小，因此，外层的电子比较容易和原子脱离，使原子电离。一个能量很高的入射电子射入样品时，可以产生许多自由电子、这些自由电子中90％是来自样品原子外层的价电子。
如果在样品上方装一个电子检测器来检测不同能量的电子，结果如图3所示。材料不同的电子能谱具有相似的形式。图3所示的电子能谱说明，二次电子的能量比较低，一般小于50eV（大多数二次电子只带有几个电子伏的能量，在用二次电子收集器收集二次电子时，往往也会把极少量的非弹性背散射电子一起收集进去。事实上这两者是无法区分的）；背散射电子的能量比较高，其约等于入射电子能量E0；在二次电子峰和弹性背散射电子峰之间存在着由非弹性背散射电子组成的背景，在背景上可看到一些微弱的特征能量俄歇电子峰和特征能量损失电子峰。
二次电子一般都是在表层5～10nm深度范围内发射出来的，它队样品的表面形貌十分敏感。因此，能非常有效的显示样品的表面形貌。二次电子的产额和原子序数之间没有明显的依赖关系，所以不能用它来进行成分分析。
入射电子射到试样后，使表面物质发生电离，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。
3、吸收电子：
吸收电子是随着与样品中原子核或核外电子发生非弹性散射次数的增多，其能量和活动能力不断下降以致最后被样品所吸收的入射电子。在样品与地之间接一灵敏度高的电流表，即可观察到样品所吸收的电子强度，所以吸收电子又叫做样品电流。假定入射电子电流强度为i0，背散射电子流强度ib，二次电子流强度为is，则吸收电子产生的电流强度为ia＝i0－（ib＋is）。由此可见，入射电子束和样品作用后，若逸出表面的背散射电子和二次电子数量越少，则吸收电子信号强度越大。若把吸收电子信号调制成图象，则它的衬度恰好和二次电子或背散射电子信号调制的图象衬度相反。
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速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。当电子束入射一个多元素的样品表面时，由于不同原子序数部位的二次电子产额基本上是相同的，则产生背散射电子较多的部位（原子序数大），其吸收电子的数量就较少，反之亦然。因此，吸收电子能产生原子序数衬度，同样也可以用来进行定性的微区成分分析。
4、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。这里所指的透射电子是采用扫描透射操作方式对薄样品成像和微区成分分析时形成的透射电子。这种透射电子是由直径很小（<10nm）的高能电子束照射薄样品时产生的，因此，透射电子信号是由微区的厚度、成分、晶体结构及位向来决定。透射电子中除了有能量和入射电子相当的弹性散射电子外，还有各种不同能量损失的非弹性散射电子，其中有些遭受特征能量损失ΔE的非弹性散射电子（即特征能量损失电子）和分析区域的成分有关，因此，可以利用特征能量损失电子配合电子能量分析器来进行微区成分分析。
综上所述，如果使样品接地保持电中性，那么入射电子激发固体样品产生的四种电子信号强度与入射电子强度之间必然满足以下关系：ib＋is＋ia＋it＝i0 （13-1），式中：ib为背散射电子信号强度；is为二次电子信号强度；ia为吸收电子（或样品电流）信号强度；it为透射电子信号强度。
把式（13-1）改写成：
（13-2）
式中η＝ib/ i0，叫做背散射系数；δ＝is/ i0，叫做二次电子产额（或发射系数）；α＝ia/ i0，叫做吸收系数；τ＝it/ i0，叫做透射系数。
对于给定的材料，当入射电子能量和强度一定时，上述四项系数与样品质量厚度之间的关系，如图4所示。从图上可以考到，随样品质量厚度ρt的增大，透射系数τ下降，而吸收系数α增大；样品背散射系数和二次电子发射系数的和也越大，但达一定值时保持定值。不同材料的曲线形状大体相似。当样品厚度超过有效穿透深度后，透射系数等于零。这就是说，对于大块试样，样品同一部位的吸收系数，背散射系数和二次电子发射系数三者之间存在互补关系。背散射电子信号强度，二次电子信号强度和吸收电子信号强度分别与η、δ、和α成正比，但由于二次电子信号强度与样品原子序数没有确定的关系，因此可以认为，如果样品微区背散射电子信号强度大，则吸收电子信号强度小，反之亦然。
图4 铜样品η、δ、α及τ系数与ρt之间的关系（入射电子能量E0＝10keV）
5、特征X射线：
当入射电子与试样作用，样品原子的内层电子被入射电子激发或电离时，原子就会处于能量较高的激发状态，此时外层电子将向内层跃迁以填补内层电子的空缺，从而使具有特征能量的X射线释放出来。根据莫塞莱定律，如果用X射线探测器测到了样品微区中存在某一种特征波长，就可以判定这个微区存在着相应的元素。即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。因此，通过检测样品发出的X射线的特征波长即可测定样品中的元素成分，测量X射线的强度即可计算元素的含量。
6、俄歇电子：
在入射电子激发样品特征X射线过程中，如果在试样中原子内层电子被激发，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）。俄歇电子的能量很低，一般位于8×10－19～240×10－19（50～1500eV）范围内。
俄歇电子的平均自由程很小（1nm左右），因此在较深区域中产生的俄歇电子在向表层运动时必然会因碰撞而损失能量，使之失去具有特征能量的特点，而只有在距离表面层1nm左右范围内（即几个原子层厚度）逸出的俄歇电子才具备特征能量，因此俄歇电子特别适用做表面层成分分析。
除了上面列出的六种信号外，固体样品中还会产生例如阴极荧光，电子束感生效应等信号，经过调制后也可以用于专门的分析。
利用上述信息的仪器有透射电镜（TEM）、扫描电镜（SEM）、扫描透射电镜（STEM）、X射线能谱仪（EDS）、X射线波谱仪（WDS）、俄歇电子能谱仪（AES）、电子探针（EP）和低能电子衍射仪（LEED）。
三、扫描电子显微镜的构造
扫描电子显微镜是由电子光学系统，信号收集处理、图象显示和记录系统，真空系统三个基本部分组成（图5）。
图5 扫描电镜构造示意图
（一）电子光学系统（镜筒）
电子光学系统包括电子枪、电磁透镜（聚光镜和物镜）、扫描线圈和样品室。它的作用是将来自电子枪的电子束聚焦成亮度高、直径小的入射束（直径一般为10nm或更小）来轰击样品，使样品产生各种物理信号。
1、电子枪
扫描电子显微镜中的电子枪与透射电镜的电子枪相似，只是加速电压比透射电镜低。
2、电磁透镜
扫描电镜中各电磁透镜都不用作成像透镜用，而是做聚光镜用，它们的功能只是把电子枪的束斑（虚光源）逐级聚焦缩小，使原来直径约为50μm的束斑缩小成一个只有数个纳米的细小斑点。要达到这样的缩小倍数，必须用几个透镜来完成。扫描电镜一般都有三个聚光镜，前两个聚光镜是强磁透镜，可把电子束光斑缩小，第三个透镜是弱磁透镜，具有较长的焦距。布置这个末级透镜（习惯上称之为物镜）的目的在于使样品室和透镜之间留有一定的空间，以便装入各种信号探测器。扫描电镜中照射到样品上的电子束直径越小，就相当于成像单元的尺寸越小，相应的分辨率就越高。采用普通热阴极电子枪时，扫描电子束的束径可达到6nm左右。若采用六硼化镧阴极和场发射电子枪，电子束束径还可进一步缩小。
3、扫描线圈
图6 电子束在样品表面进行的扫描方式（a）光栅扫描；b）角光栅扫描）
扫描线圈的作用是使电子束偏转，并在样品表面做有规则的扫动，电子束在样品上的扫描动作和显象管上的扫描动作保持严格同步，因为它们是由同一扫描发生器控制的。图示出电子束在样品表面进行扫描的两种方式。进行形貌分析时都采用光栅扫描方式，见图6（a）。电子束进入上偏转线圈时，方向发生转折，随后又由下偏转线圈使它的方向发生第二次转折。发生二次偏转的电子束通过末级透镜的光心射到样品表面。在电子束偏转的同时还带有一个逐行扫描动作，电子束在上下偏转线圈的作用下，在样品表面扫描出方形区域，相应的在样品上也画出一幀比例图象。样品上各点受到电子束轰击时发出的信号可由信号探测器接收，并通过显示系统在显象管荧光屏上按强度描绘出来。如果电子束经上偏转线圈转折后未经下偏转线圈改变方向，而直接由末级透镜折射到入射点位置，这种扫描方式称为角光栅扫描或摇摆扫描，见图6（b）。入射束被上偏转线圈转折的角度越大，则电子束在入射点上摆动的角度也越大。在进行电子通道花样分析时，将采用这种方式。
因此，扫描系统是扫描电镜的特殊部件，它由扫描发生器和扫描线圈组成。它的作用是：1）使入射电子束在样品表面扫描，并使阴极射线显象管电子束在荧光屏上作同步扫描；2）改变入射束在样品表面的扫描振幅，从而改变扫描像的放大倍数。
4、样品室
样品室内除放置样品外，还安置信号探测器。各种不同信号的收集和相应探测器的安放位置有很大的关系，如果安置不当，则有可能收不到信号或收到的信号很弱，从而影响分析精度。
样品台本身是一个复杂而精密的组件，它应能夹持一定尺寸的样品，并能使样品做平移。倾斜和转动等运动，以利于对样品上每一特定位置进行各种分析。新式扫描电镜的样品室实际上是一个微型实验室，它带有多种附件，可使样品在样品台上加热，冷却和进行机械性能试验（如拉伸和疲劳）。
（二）信号收集和图象显示系统
扫描电镜应用的物理信号可分为：1）电子信号，包括二次电子、背散射电子、透射电子和吸收电子。吸收电子可直接用电流表测出，其他电子信号用电子收集器收集；2）特征X射线信号，用X射线谱仪检测；3）可见光讯号，入阴极荧光，用可见光收集器收集。下面主要讨论电子收集器。
二次电子、背散射电子和透射电子的信号都可用闪烁计数器进行检测。常见的电子收集器是由闪烁体、光导管和光电背增管组成的部件（图7）。其作用是信号电子进入闪烁体后即引起电离，当离子和自由电子复合后就产生可见光。可见光信号通过光导管送入光电倍增器，光信号放大，即又转化成电流信号输出，电流信号经视频放大器放大后就成为调制信号。
图7 电子收集器示意图
当收集二次电子时，为了提高收集有效立体角，常在收集器前端栅网上加上250V偏压，使离开样品的二次电子走弯曲轨道，到达收集器。这样就提高了收集效率，而且，即使是在十分粗糙的表面上，包括凹坑底部或突起外的背面部分，都能得到清晰的图像。图8 表示加偏压前后二次电子收集情况。
图8 加偏压前后的二次电子收集情况（a）加偏压前；b）加偏压后）
当收集背散射电子时，由于背散射电子能量比较高，离开样品后，受栅网上偏压的影响比较小，仍沿出射直线方向运动。收集器只能收集直接沿直线到达栅网上的那些电子。同时，为了挡住二次电子进入收集器，在栅网上加上-250V的偏压。现在一般用同一部收集器收集二次电子和背散射电子，这通过改变栅网上的偏压来实现。
将收集器装在样品的下方，就可收集透射电子。
如前所述，由于镜筒中的电子束和显象管中电子束是同步扫描的，而荧光屏上每一点的亮度是根据样品上被激发出来的信号强度来调制的，因此样品上各点的状态各不相同。所以接收到的信号也不相同，于是就可以在显象管上看到一幅反映试样各点状态的扫描电子显微图像（即在荧光屏上得到一幅与样品扫描点产生的某一种物理讯号成正比例的亮度变化的扫描像，或者用照相的记录下来）。
（三）真空系统
为保证扫描电镜电子光学系统的正常工作，对镜筒内的真空度有一定的要求。一般情况下，如果真空系统能提供1.33×10－2～1.33×10－3Pa的真空度时，就可以防止样品的污染。如果真空度不足，除样品被严重污染外，还会出现灯丝寿命下降，极间放电等问题。
三、扫描电镜的主要性能
（一）分辨率
扫描电镜的分辨本领主要与下面几个因素有关。
1、入射电子束束斑直径
入射电子束束斑直径是扫描电镜分辨本领的极限。如束斑为10nm，那么分辨本领最高也是10nm。一般配备热阴极电子枪的扫描电镜的最小束斑直径可缩小到6nm左右，相应的仪器最高分辨本领也就在6nm左右。利用场发射电子枪可使束斑直径小于3nm，相应的仪器最高分辨本领也就可达3nm。
2、入射束在样品中的扩展效应
扫描电镜分辨率的高低和检测信号的种类有关。表1列出了扫描电镜主要信号的成像分辨率。
表1 各种信号成像的分辨率
信号 |
二次电子 |
背散射电子 |
吸收电子 |
特征X射线 |
俄歇电子 |
分辨率 |
5～10 |
50～200 |
100～1000 |
100～1000 |
5～10 |
由表中的数据可以看出，二次电子和俄歇电子的分辨率高，而特征X射线调制成显微图象的分辨率最低。不同信号造成分辨率之间差别的原因可用图9说明。电子束进入轻元素样品表面后会造成一个滴状作用体积，即电子束打到样品上，会发生散射，扩散范围如同梨状或半球状（图9）。散射程度取决于入射束电子能量和样品原子序数的高低，入射束能量越大，样品原子序数越小，则电子束作用体积越大。入射电子束在被样品吸收或散射出样品表面之前将在这个体积中活动。
从图中可知，俄歇电子和二次电子因其本身能量较低以及平均自由程很短，只能在样品的浅层表面内逸出，在一般情况下能激发出俄歇电子的样品表层厚度约为0.5～2nm，激发二次电子的层深为5～10nm范围（只有在离样品表面深度0.3区产生的背散射电子有可能逸出样品表面，二次电子在5～10nm深处逸出，吸收电子信号、一次X射线来自整个作用体积。也就是说，不同的物理信号来自不同的深度和广度，这样，入射束有效束斑直径随物理信号不同而异，分别等于或大于入射斑的尺寸。）。入射电子束进入浅层表面时，尚未向横向扩展开来，因此，俄歇电子和二次电子只能在一个和入射电子束斑直径相当的圆柱体内被激发出来，因为束斑直径就是一个成像检测单元（像点）的大小，所以这两种电子的分辨率就相当于束斑的直径。
图9 滴状作用体积（入射电子在样品中的扩展）
入射电子束进入样品较深部位时，向横向扩展的范围变大，从这个范围中激发出来的背散射电子能量很高，它们可以从样品的较深部位处弹射出表面，横向扩展后的作用体积大小就是背散射电子的成像单元，从而使它的分辨率大为降低。
入射电子束还可以在样品更深的部位激发出特征X射线。从图上X射线的作用体积来看，若用X射线调制成像，它的分辨率比背散射电子更低。
因为图象分析时二次电子（或）俄歇电子信号的分辨率最高，约等于入射电子束直径，一般为6～10nm、背散射电子为50～200nm、吸收电子和X射线为100～1000nm。所谓扫描电镜的分辨率，即二次电子像的分辨率。
应该指出的是电子束射入重元素样品中时，作用体积不呈滴状，而是半球状。电子束进入表面后立即向横向扩展，因此在分析重元素时，即使电子束的束斑很细小，也不能达到较高的分辨率，此时，二次电子的分辨率和背散射电子的分辨率之间的差距明显变小。由此可见，在其它条件相同的情况下（如信号噪声比、磁场条件及机械振动等），电子束的束斑大小、检测信号的类型以及检测部位的原子序数是影响扫描电镜分辨率的三大因素。
扫描电镜的分辨率是通过测定图象中两个颗粒（或区域）间的最小距离来确定能够。测定的方法是在已知放大倍数（一般在10万倍）的条件下，把在图像上测到的最小间距除以放大倍数所得数值就是分辨率。图10为用蒸镀金膜样品测定分辨率的照片。目前商品生产的扫描电镜二次电子像的分辨率已优于5nm。
图10 点分辨率测定照片（真空蒸镀金膜表面金颗粒分布形态）
（二）放大倍数
当入射电子束做光栅扫描时，若电子束在样品表面扫描的幅度为As，相应的在荧光屏上阴极射线同步扫描的幅度是Ac，Ac和As的比值就是扫描电镜的放大倍数，即：M＝Ac/As，由于扫描电镜的荧光屏尺寸是固定不变的，电子束在样品上扫描一个任意面积的矩形时，在阴极射线管上看到的扫描图象大小都会和荧光屏尺寸相同。因此，只要减小镜筒中电子束的扫描幅度，就可以得到高的放大倍数；反之，若增加扫描幅度，则放大倍数就减小。90年代后期生产的高级扫描电镜放大倍数从数倍到80万倍左右。
（三）景深
扫描电镜以景深大而著名。它的景深取决于分辨本领和电子束入射半角α0。，由图10可知，扫描电镜的景深F为：
，因为α0很小，所以上式可写作：
。
表2给出了在不同放大倍数下，扫描电镜的分辨本领和相应的景深值。
表2 扫描电镜和光学显微镜的景深（α0=rad103 rad）
放大倍数 |
分辨率 |
景深F |
扫描电镜 |
光学显微镜 |
20 |
5 |
5000 |
5 |
100 |
1 |
1000 |
2 |
1000 |
0.1 |
100 |
0.7 |
5000 |
0.02 |
20 |
|
10000 |
0.01 |
10 |
|
四、扫描电镜的样品的制备
扫描电镜的固体材料样品制备一般是非常方便的，只要样品尺寸适合，就可以直接放到仪器中去观察。样品直径和厚度一般从几毫米至几厘米，视样品的性质和电镜的样品室空间而定。对于绝缘体或导电性差的材料来说，则需要预先在分析表面上蒸镀一层厚度为10～20nm的导电层。否则，在电子束照射到该样品上时，会形成电子堆积，阻挡入射电子束进人和样品内电子射出样品表面。导电层一般是二次电子发射系数比较高的金、银、碳和铝等真空蒸镀层，对在真空中有失水、放气、收缩变形等现象的样品以及在对生物样品或有机样品作观察时，为了获得具有良好衬度的图像，均需适当处理。在某些情况下扫描电镜也可采用复型样品。
五、扫描电镜的像衬度
扫描电镜像衬度的形成主要基于样品微区诸如表面形貌、原子序数、晶体结构、表面电场和磁场等方面存在着差异。入射电子与之相互作用，产生各种特征信号，其强度就存在着差异，最后反映到显像管荧光屏上的图像就有一定的衬度。下面主要讨论表面形貌和原子序数这两个重要的像衬度原理。
（一）表面形貌衬度原理及其应用
利用与样品表面形貌比较敏感的物理信号作为显像管的调制信号，所得到的像衬度称为表面形貌衬度。二次电子信号与样品表面变化比较敏感，但与原子序数没有明确的关系，其像分辨本领也比较高，所以通常用它来获得表面形貌图像。
1、二次电子成像原理
二次电子信号主要用于分析样品的表面形貌。二次电子只能从样品表面层5～10nm深度范围内被入射电子束激发出来，大于10nm时，虽然入射电子也能使核外电子脱离原子而变成自由电子，但因其能量较低以及平均自由程较短，不能逸出样品表面，最终只能被样品吸收。
被入射电子束激发出的二次电子数量和原子序数没有明显的关系，但是二次电子对微区表面的几何形状十分敏感。图13说明了样品表面和电子束相对位置与二次电子产额之间的关系。
实验证明了二次电子的角分布符合余弦分布律（图11）。这种分布与样品材料的晶体结构无关，与入射电子束的入射方向也无关。如果二次电子的总发射数量为N，而N（θ）dΩ为与样品表面法线交θ角的立体角元dΩ内的发射数，则：
图11 二次电子角分布
若设α为入射电子束与式样表面法线之间的夹角，实验证明，当对光滑式样表面、入射电子束能量大于1kV且固定不变时，二次电子产额δ与α的关系为：
图（b）表示了δ-α曲线。
图12 二次电子产额与入射角的关系（a）入射角α；b）δ-α曲线
入射束和样品表面法线平行时，即图中θ＝0°，二次电子的产额最少。若样品表面倾斜了45°，则电子束穿入样品激发二次电子的有效深度增加到1.414倍，入射电子使距表面5～10nm的作用体积内逸出表面的二次电子数量增多（见图13中黑色区域）。若入射电子束进入较深的部位（A点），虽然也能激发出一定数量的自由电子，但因A点距表面较远（大于L＝5～10nm），自由电子只能被样品吸收而无法逸出表面。
图13 二次电子成像原理图
图14 二次电子形貌衬度示意图
图14为根据上述原理画出的造成二次电子形貌衬度的示意图。图中样品上B面的倾斜度最小，二次电子产额最少，亮度最低。反之，C面倾斜度最大，亮度也最大。实际样品的形状是复杂的，但不管如何复杂，都可以被看作是内许多位向不同的小平面组成的。一般来说，入射电子束的方向是固定的，但由于试样表面凹凸不平，因此它对试样表面不同处的入射角也是不同的。电子收集器的位置对一台仪器来说是固定的。所以试样表面不同取向的小平面相对于电子收集器的收集角也不同。根据前面介绍的实验结果，α越大，δ越高，反映到显像管荧光屏上就越亮。以图14所示样品上A区和B区为例，A区中由于α大，发射的二次电子多，而B区由于α小，而发射的二次电子少，按二次电子发射的余弦分布律，检测器相对于A区方位也较B区为有利，所以A区的信号强度较B区的信号大，故在图象上A区也较B区亮。
实际样品表面的形貌要比上面讨论的情况复杂的多，但是形成二次电子像衬度的原理是相同的。图15为实际样品中二次电子被激发的一些典型例子。从例子中可以看出，凸出的尖棱、小粒子以及比较陡的斜面处二次电子产额较多，在荧光屏上这些部位的亮度较大；平面上二次电子的产额较少，亮度较低；在深的凹槽底部虽然也能产生较多的二次电子，但这些二次电子不易被检测器收集到，因此槽底底衬度也会显得较暗。
背散射电子信号也可以用来显示样品表面形貌，但它对表面形貌的变化不那么敏感（图），背散射电子像分辨率不如二次电子像高，有效收集立体角小，信号强度低，尤其是背向收集器的那些区域产生的背散射电子不能到达收集器，在图像上形成阴影，掩盖了那里的细节。
图15 实际样品中二次电子的激发过程示意图
（a）凸出尖端、b）小颗粒、c）侧面、d）凹槽）
图16 背散射系数η随入射角α的变化
2、二次电子形貌衬度的应用
二次电子形貌衬度的最大用途是观察断口形貌，也可用作抛光腐蚀后的金相表面及烧结样品的自然表面分析，并可用于断裂过程的动态原位观察。
（1）断口分析
（a）沿晶断口
图17 30Cr-MnSi钢沿晶断二次电子像 图18 37SiMnCrNiMoV钢韧窝断口的二次电子像
图17是普通的沿晶断裂断口照片。因为靠近二次电子检测器的断裂面亮度大，背面则暗，故断口呈冰糖块状或呈石块状。含Cr、Mo的合金钢产生回火脆性时发生沿晶断裂，一般认为其原因是S、P等有害杂质元素在晶界上偏聚使晶界强度降低，从而导致沿晶断裂。沿晶断裂属于脆性断裂，断口上无塑性变形迹象。
（b）韧窝断口
图18为典型的韧窝断口扫描电镜照片。因为韧窝的边缘类似尖棱，故亮度较大，韧窝底部比较平坦，图象亮度较低。有些韧窝的中心部位有第二相小颗粒，由于小颗粒的尺寸很小，入射电子束能在其表面激发出较多的二次电子，所以这种颗粒往往是比较亮的。韧窝断口是一种韧性断裂断口，无论是从试样的宏观变形行为上，还是从断口的微观区域上都能看出明显的塑性变形。一般韧窝底部有第二相粒子存在，这是由于试样在拉伸或剪切变形时，第二相粒子与基体界面首先开裂形成裂纹（韧窝）源。随着应力增加，变形量增大，韧窝逐渐撕开，韧窝周边形成死刑变形程度较大的突起撕裂棱，因此，在二次电子像中，这些撕裂棱显亮衬度。韧窝断露是穿晶韧性断裂。
（c）解理断口
图19给出低碳钢在低温下的解理断露。解理断裂是脆性断裂，是沿着某特定的晶体学晶面产生的穿晶断裂。对于体心立方的Fe来说，其解理面为（001）。从图中可以清楚的看到，由于相邻晶粒的位向不同（二晶粒的解理面不在同一个平面上，且不平行），因此解理裂纹从一个晶粒扩展到相邻晶粒内部时，在晶界处（过界时）开始形成河流花样（解理台阶）。
图19 低碳钢冷脆解理断口的二次电子像 图20 碳纤维增强陶瓷复合材料断口的二次电子像
（d）纤维增强复合材料断口
图20为碳纤维增强陶瓷复合材料的断口照片，可以看出，断口上有很多纤维拔出。由于纤维的强度高于基体，因此承载时基体先开裂，但纤维没有断裂，仍能承受载荷，随着载荷进一步增大，基体和纤维界面脱粘，直至载荷达到纤维断裂强度时，纤维断裂。由于纤维断裂的位置不都在基体主裂纹平面上，一些纤维与基体脱粘后断裂位置在基体中，所以断口上有大量露头的拔出纤维，同时还可看到纤维拔出后留下的孔洞。
（2）样品表面形貌观察
（a）烧结体烧结自然表面观察
图21给出三种成分ZrO2-Y2O3陶瓷烧结自然表面的扫描电镜照片。图（a）成分为ZrO2-xY2O3 2％，烧结温度1500℃，为晶粒细小的正方相。图（b）为1500℃烧结ZrO2-xY2O36％陶瓷的自然表面形态，为晶粒尺寸较大的单相立方相。图（c）为正方相与立方相混合组织，细小的晶粒为正方相，其中的大晶粒为立方相。图22为Al2O3-xY2O315%陶瓷烧结表面的二次电子像，有棱角的大晶粒为人Al2O3，而小的白色球状颗粒为ZrO2、细小的ZrO2颗粒，有的分布在Al2O3晶粒内，有的分布在Al2O3晶界上。
图21 ZrO2陶瓷烧结自然表面的二次电子像 图22 Al2O3-xY2O315%陶瓷烧结表面的二次电子像
（a）t- ZrO2 b）c- ZrO2 c）（c+t）- ZrO2）
b）金相表面观察
图23为经抛光腐蚀之后金相样品的二次电子像，可以看出其分辨率及立体感均远好于光学金像照片。光学金像上显示不清的细节在这里可以清晰的显示出来。如珠光体中Fe3C的与铁素体的层片形态及回火组织中析出的细小碳化物等。
图23 金相表面的二次电子相（a）珠光体组织 b）析出碳化物）
3、材料变形与断裂动态过程的原位观察
（a）双相钢
图24为双相钢拉伸断裂过程的动态原位观察结果。可以看出，铁素体首先产生塑性变形，并且裂纹先萌生于铁索体（F）中，扩展过程中遇到马氏体（M）受阻。加大载荷，马氏体前方的铁素体中产生裂纹，而马氏体仍没有断裂，继续加大载荷，马氏体才断裂，将裂纹连接起来向前扩展。
图24 铁素体（F）+马氏体（M）双相钢断裂过程原位观察
（b）复合材料
图25（书上图13-19）为A13Ti/(A1-Ti)复合材料断裂过程的原位观察结果。可清楚地看到，裂纹遇到A13Ti颗粒时受阻而转向，沿着颗粒与基体的界面扩展，有时颗粒也产生断裂．使裂纹穿过粒子扩展。
五、原子序数衬度原理及其应用
（一）背散射电子衬度原理及其应用
背散射电子的信号既可用来进行形貌分析，也可用于成分分析。在进行晶体结构分析时，背散射电子信号的强弱是造成通道花样衬度的原因。下面主要讨论背散射电子信号引起形貌衬度和成分衬度的原理。
1、背散射电子形貌衬度特点
用背散射电子信号进行形貌分析时，其分辨率远比二次电子低，因为背散射电子是在较大的作用体积内被入射电子激发出来的，成像单元变大是分辨率降低的原因。此外，背散射电子的能量很高，它们以直线轨迹逸出样品表面，对于背向检测器的样品表面，因检测器无法收集到背散射电子而变成一片阴影，因此在图像上显示出很强的衬度，衬度太大会失去细节的层次，不利于分析。用二次电子信号作形貌分析时，可以在检测器收集栅上加以一定大小的正电压（一般为250～500V），来吸引能量较低的二次电子，使它们以弧形路线进入闪烁体，这样在样品表面某些背向检测器或凹坑等部位上逸出的二次电子也能对成像有所贡献，图像层次（景深）增加，细节清楚。图为背散射电子和二次电子行进路线以及它们进入检测器时的情景。图为带有凹坑样品的扫描电镜照片，可见，凹坑底部仍清晰可见。
图 背散射电子和二次电子的运动路线
图 带有凹坑样品（IC）的扫描电镜照片 图 原子序数和背散射电子产额之间的关系曲线
虽然背散射电子也能进行形貌分析，但是它的分析效果远不及二次电子。因此，在做无特殊要求的形貌分析时，都不用背散射电子信号成像。
2、背散射电子原子序数衬度原理
图示出了原子序数对背散射电子产额的影响。在原子序数Z小于40的范围内，背散射电子的产额对原子序数十分敏感。在进行分析时，样品上原子序数较高的区域中由于收集到的背散射电子数量较多，故在荧光屏上的图像较亮。因此，利用原子序数造成的衬度变化可以对各种金属和合金进行定性的成分分析。样品中重元素区域相对于图像上是亮区，而轻元素区域则为暗区。当然，在进行精度稍高的分析时，必须事先对亮区进行标定，才能获得满意的结果。
图 半导体硅对检测器的工作原理
（a）成分有差别，形貌无差别 b）形貌有差别，成分无差别 c）成分形貌都有差别）
用背散射电子进行成分分析时，为了避免形貌衬度对原子序数衬度的干扰，被分析的样品只进行抛光，而不必腐蚀。对某些既要进行形貌分析又要进行成分分析的样品，可以采用一对检测器收集样品同一部位的背散射电子，然后把两个检测器收集到的信号输入计算机处理，通过处理可以分别得到放大的形貌信号和成分信号。图示意地说明了这种背散射电子检测器地工作原理。图（a）中A和B表示一对半导体硅检测器。如果一成分不均匀但表面抛光平整地样品做成分分析时，A、B检测器收集到的信号大小是相同的。把A和B信号相加，得到的是信号放大一倍的成分像；把A和B的信号相减，则成一条水平线，表示抛光表面的形貌像。图（b）是均一成分但表面起伏的样品进行形貌分析时的情况。例如分析图中的P点，P位于检测器A的正面，使A收集到的信号较强，但P点背向检测器B，使B收集到较弱的信号，若把A和B的信号相加，则二者正好抵消，这就是成分像；若把A和B二者相减，信号放大就成了形貌像。如果待分析的样品成分既不均匀，表面又不光滑，仍是A、B信号相加是成分像，相减是形貌像，见图（c）。
利用原子序数衬度来分析晶界上或晶粒内部不同种类的析出相是十分有效的。因为析出相成分不同，激发出的背散射电子数量也不同，致使扫描电子显微图像上出现亮度上的差别，从亮度上的差别，我么就可根据样品的原始资料定性的判定出析出物相的类型。
（二）吸收电子成像
吸收电子的产额与背散射电子相反，样品的原子序数越小，背散射电子越少，吸收电子越多，反之样品的原子序数越大，则背散射电子越多，吸收电子越少。因此，吸收电子像的衬度是与背散射电子和二次电子像的衬度互补的，因为I0=Is+Ib+Ia+It，如果试样较厚，透射电子流强度It＝0，故Is+Ib+Ia= I0。因此，背散射电子图像上的亮区在相应的吸收电子图像上必定是暗区。图为铁素体基体球墨铸铁断口的背散射电子和吸收电子像，两者正好互补。
图 铁素体基体球墨铸铁拉伸断口的背散射电子像和吸收电子像
（a）背散射电子像，黑色团状物为石墨相 b）吸收电子像，白色团状物为石墨相）
六、背散射电子衍射分析及其应用
在X射线衍射分析和前面的透射电镜中，我们了解到，测定材料晶体结构及晶体取向的传统方法主要是X射线衍射和透射电镜中的电子衍射。X射线衍射技术可获得材料晶体结构及取向的宏观统计信息，但不能将这些信息与材料的微观组织形貌相对应；而透射电镜将电子衍射和衍衬分析相配合，可以实现材料微观组织形貌观察和晶体结构及取向分析的微区相对应，但获取的信息往往是微区的、局部的。难以进行具有宏观意义的统计分析。背散射电子衍射（EBSD）技术兼备了X射线衍射统计分析和透镜电镜电子衍射微区分析的特点，是X射线衍射和电子衍射晶体结构和晶体取向分析的补充。背散射电子衍射技术已成为研究材料形变、回复和再结晶过程的有效分析手段，特别是在微区织构分析方面已发展成为一种新的方法。
（一）背散射电子衍射实验条件与工作原理
背散射电子衍射仪可作为扫描电镜（或电子探针）的附件，其基本构成为：一套高灵敏度CCD相机，一套用于电子束外部扫描控制、信号采集、衍射花样自动识别标定的数据采集软件，以及数据处理和相应的几套分析应用软件。背散射电子衍射仪工作时，电子束由电镜主机设置为电模式，电子束扫描 方式由数据采集软件外部控制，可选择定点、线扫描和面扫描三种方式。为获得足够高的衍射强度，样品表面相对于入射电子束需要大角度倾斜（约70°），见图。电子束与样品相互作用产生散射，其中一部分背散射电子入射到某些晶面，因满足布拉格条件而发生再次弹性相干散射（即菊池衍射），出射到样品表面外的背散射电子透射到CCD相机前端的荧光屏上显像，形成背散射电子衍射花样（EBSP），被CCD相机拍摄的衍射花样由数据采集系统扣除背底并经Hough变换，自动识别进行标定。图为单晶Si背散射电子衍射花样底标定结果。当电子束在样品某一区域进行面扫描时，数据采集系统将自动采集、标定样品每一分析点底衍射花样，可获得各分析点的晶体结构及其晶体取向等晶体学信息，见图。
（二）背散射电子衍射取向技术的应用
背散射电子衍射技术出现于20世纪80年代末，目前已发展成为显微组织与晶体学分析相结合的一种新的图像分析技术。因其成像依赖于晶体的取向，故也称其为取向成像显微术（OIM）。从一张取向成像的组织形貌图像中，不仅能获得晶粒、亚晶粒和相的形状、尺寸及分布的信息，而且还可获得晶体结构、晶粒取向、相邻晶粒取向差等晶体学信息，可以方便的利用极图、反极图和取向分布函数显示晶粒的取向及其分布。此外，还可以分别显示不同取向晶粒的形状及尺寸分布，晶粒间取向差的分布等。EBSD技术具有分析精度高，检测速度快，样品制备简单，空间分辨率优于0.5μm等特点，近10年来其应用范围在不断扩大。归结起来，EBSD技术应用主要在以下几个方面：利用取向成像（OM或COM）显示晶粒、亚晶粒或相的形态、尺寸及分布；利用极图和反极图对织构进行定性分析，及分析材料中是否有织构存在或出现的织构类型；利用取向分布函数（ODF）对织构进行定量分析，即显示不同织构成分所对应的晶粒形态、尺寸及分布；研究相邻晶粒取向差在某些特定方向（如轧向）上的变化规律；研究材料在某一区域内晶粒间取向差和宏观分析，即不同取向差出现的几率；物相鉴定及相含量测定；根据菊池线的质量进行应变分析等。
1、织构分析
EBSD技术在织构分析方面显示有明显的优势。因为，EBSD技术不仅能测定各种取向的晶粒在样品中所占的比例，而且还能确定各种取向在显微组织中的分布。许多材料在诸如热处理或塑性变形等加工后，晶粒的取向并非随机混乱分布，常出现择优取向，即织构。显微组织中晶粒的择优取向，将导致材料的力学性能和物理性能出现各向异性。
图是利用取向成像获得的纯铝显微形貌图，可以清晰的显示晶粒的形状和大小，图中相同颜色的晶粒具有相同的取向。取向衬度图虽然可直观的显示晶粒的取向，但还不能揭示取向分布规律性，需要将所有晶粒的取向表示在极图和反极图中，全面的反映实际的取向分布情况。当材料中不存在织构时，晶粒取向是任意的，{hkl}的极点应均匀的分布在极图上；如果材料中存在某种织构，则{hkl}的极点将集中分布在一定范围内，由图所示的极图和反极图，可以定性判定材料所出现的织构类型，以及相对于理想取向的偏离程度。
如果材料中同时有几种织构成分共存，利用晶粒取向计算取向分布函数得到ODF截面图（如图所示），可对这些织构成分进行定量分析。不仅可测定各织构成分所占的比例，而且可以显示不同织构成分所对应的晶粒大小及分布。
2、晶粒间取向差分析
EBSD技术可以测定样品每一点的取向，也可测出晶界两侧晶粒间的取向差和旋转轴。在取向衬度图像上任意选择一条直线，就可得到与此交截的晶界两侧的取向差及沿此直线的变化。同样，也可获得样品某一感兴趣区域内相邻晶粒间取向差统计分布，即不同角度的取向差所占有的比例及分布规律（图所示）。
3、物相鉴定及相含量测定
不同的物相具有不同的晶体结构，其背散射电子衍射花样必存在一定差别。根据其衍射花样的特征及标定结果，很容易确定其物相。特别是在区分化学成分相似的物相方面，EBSD技术能显示出明显的优势，如M7C3和M3C的鉴别，钢中铁素体和奥氏体的区分，赤铁矿、磁铁矿和方铁矿的识别等。
取向成像技术还可实现选择物相成像，图像中能清晰的显示相的分布，见图。利用图像处理功能可方便的计算出相的相对含量。
4、测量晶粒尺寸
传统的晶粒尺寸测量方法依赖于显微组织中界面的观察，显微组织通常是用合适的腐蚀剂显露的。如果腐蚀剂选择或侵蚀程度控制不当，使一些界面不能显现，即使试样腐蚀工艺合适，也难以同时使各类界面显露，这将给准确测量几个晶粒尺寸带来一定困难。而EBSD技术除了用取向成像来显示组织形貌外，还可选择晶界、亚晶界和相晶界成像，在清晰的显示晶粒、亚晶粒和第二相形貌的同时，在图像中很容易区分各类界面，见图。因此，EBSD是测量晶粒尺寸的理想工具，采用线扫描方式尤其简便实用。
5、应变分析
晶体的曲线密度是影响背散射电子衍射花样中菊池线清晰程度的主要因素，菊池线的清晰程度随缺陷密度增大而下降。反过来，如果所采集的菊池线模糊不清，说明分析点处的晶体存在较大的应变。因此，根据衍射花样的质量可定性评价应变的大小。EBSD在自动采集、标定电子衍射花样的同时，能自动计算菊池线的质量（清晰程度），并可用菊池线的质量成像来显示组织形貌。图是用菊池线的质量形成的形貌像，图中亮的区域对应的应变较小，应变越大的区域图像就越暗。利用这一方法可鉴别部分再结晶组织中的再结晶晶粒。
从原理上讲，EBSD取向成像与取向分析相结合，可应用于许多与晶体取向有关的材料研究，如第二相与基体的取向关系的测定，断口平面取向的测定，薄膜材料晶粒生长方法的测定，材料相变、形变、再结晶过程的研究等。
