总结：本文介绍了微束分析的定义、特点及常用技术分类，重点详解了能谱仪（EDS）技术的核心原理（包括X射线产生机制、特征X射线与轫致辐射X射线的区别）、数据输出形式（能谱图、定量结果、元素分布图）、关键影响因素（加速电压、探针电流、荧光产额、X射线吸收），还阐述了EDS探测器（如SDD）的结构与工作流程、谱图假象（和峰、逃逸峰等）的识别与校正，以及仪器维护与校准方法。
读者可学习到EDS技术的基础理论与实操要点，了解如何利用EDS实现材料微区（从微米到纳米级）的元素定性与定量分析，为开展材料科学、地质、生物等领域的成分表征研究提供全面的技术参考与问题解决思路。
微束分析是一种用于分析微小样品或区域的技术，它涉及使用高能束（如电子、离子或光子）来获取有关样品的化学成分、结构和物理性质的信息。
大多数微束分析技术都是将微束聚焦在要分析的物体上，然后测量输入束与构成样品的原子和分子相互作用产生的输出束。输入束可包括光（包括激光束）、X 射线和其他电磁波、电子、质子或离子。测量的输出也包括光、X 射线、电子和离子。
在微束分析中，分析束斑的大小从大约微米到纳米不等，有些技术能够生成毫米或厘米宽的分布图。当然，分析的深度也很重要，有些技术只能分析样品顶部的几个纳米（表面技术），而其他技术则能深入到几个微米。
微束分析的主要特点包括：1高空间分辨率：能够对非常小的区域进行分析，可以达到纳米甚至原子级别。2元素分析：确定样品中各种元素的存在和浓度。3结构分析：研究样品的晶体结构、微观形貌等。4表面分析：分析样品表面的成分和特性。
微束分析中两个最重要的考虑因素是空间分辨率和检测极限。根据空间分辨率和灵敏度排列，下图显示一些最常用的微束分析技术。
图1 常用的微束分析技术概览
如图所示，扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)可以安装一系列微束分析附件，例如EDS/WDS/EBSD/EELS，提供有关化学成分和结构的信息。使用哪种微束技术取决于所需的空间分辨率和深度分辨率，以及是否需要定性或定量化学分析，或结构分析和最低检测极限。
能谱仪（Energy dispersive spectroscopy，EDS）是微束分析术的一种，它通过测量电子束与样品相互作用产生的X射线能量来确定样品中元素的种类和含量。
EDS可以安装在SEM和TEM中，可以定性或定量分析。本文将重点介绍EDS技术，阐述EDS工作的理论基础以及实用建议。
1 EDS的基本概念
EDS，也称为能量色散X射线谱EDX，是一种定性和定量的X射线微束分析技术，可以检测原子序数(Z) >3的元素信息，尽管对于特定的样品和设备配置，原子序数(Z) =3，锂元素的检测也是可以实现的。
在扫描电子显微镜(SEM)或透射电子显微镜(TEM)中，电子束聚焦在样品上。来自初级束的电子穿透样品并与构成样品的原子相互作用。这些相互作用产生了两种类型的X射线:轫致辐射X射线，意思是“制动辐射”，也称为连续或背景X射线，以及特征X射线。
X射线由能量分散检测器检测，该检测器将信号显示为强度(X射线数量或X射线计数率)对能量的光谱或直方图。特征X射线的能量允许组成样品的元素被识别，而特征X射线峰的强度允许元素的浓度被量化。
X射线产生和EDS检测的基本原理与SEM和TEM相同。然而，由于两种类型的显微镜在构造上的差异，以及它们操作中使用的不同加速电压，EDS检测器在两种平台上的表现存在一些差异。
SEM中EDS分析的空间分辨率取决于相互作用体积的大小，而相互作用体积又由加速电压和样品的平均原子序数z控制。对于SEM中的EDS，空间分辨率和深度分辨率约为几微米。在TEM中，样品是薄箔，并且在较高的加速电压下电子束的扩散较小，因此在较高的电压下空间分辨率较好。TEM中EDS分析的空间分辨率为纳米量级，而深度分辨率由样品的厚度决定。
SEM中EDS分析的检测极限取决于被分析样品的组成，但在0.1-0.5重量%的范围内。这是一种有效的主、次元素分析技术，但缺乏微量元素分析的灵敏度。在TEM中，可以达到约0.01-0.1 wt%的检测极限。
EDS被认为是一种无损分析技术，即样品可以重复分析多次。实际上，大多数材料在电子束下都会受到一些损伤，一些样品尤其容易受到损伤，例如粘土矿物和玻璃。除了在SEM或TEM中对样品成像所需的样品制备外，定性分析不需要特殊的样品制备，但在SEM中进行定量分析时，样品必须是大块的、平坦的和抛光的。
如在SEM和STEM成像中，电子束可以在样品的一个区域上扫描，以产生X射线元素分布图。当然，TEM也可以实现X射线元素分布图。
2 EDS的数据输出
EDS（Energy Dispersive Spectroscopy）的数据输出形式通常是一个能谱图。能谱图以横坐标表示能量，纵坐标表示强度或计数。它展示了不同能量处的光子或电子的分布情况，可以反映样品中元素的特征能量峰。此外，EDS 数据还可以包括定量分析结果（元素的含量百分比等），以及元素分布图（线扫描和面扫描）。具体的输出形式可能会因使用的仪器和软件而有所差异。
定量分析可以计算出样品中不同相态的主元素和次元素的浓度(重量百分比)。
常见的EDS定量分析方法有标准样品法：使用已知成分和含量的标准样品作为参考，通过比较未知样品与标准样品的 EDS 谱线强度来确定元素的含量。无标样法：基于物理模型和算法，直接根据EDS谱线强度计算元素的含量（比如布鲁克和EDAX）。
牛津仪器无标准样法是利用虚拟标准样品进行定量分析的方法。这种方法的主要步骤包括：建立虚拟数据库：包含各种标准物质的能谱信息。收集未知样品的能谱数据。将未知样品的能谱与虚拟数据库中的标准能谱进行比对。通过数学算法计算未知样品中各元素的含量。
3 X射线的产生
样品是由原子组成的。当入射电子束聚焦在样品上时，它们穿透样品并与构成样品材料的原子相互作用。在SEM中，来自入射电子束的电子在样品中扩散，形成相互作用体积。相互作用体积的大小取决于入射电子束的加速电压和样品的平均原子序数(或密度)。加速电压越大，相互作用体积越大，但平均原子序数越高的样品，相互作用体积越小。
在SEM中，二次电子是从样品表面或相互作用体积的顶部产生的；背散射的电子来自相互作用体积的上半部分；X射线产生于整个相互作用体积内。因此，SEM中X射线显微分析的典型空间分辨率是微米数量级。
在TEM中，样品非常薄(10-200nm)，当电子束穿过样品时，其扩散最小。因此，TEM中X射线显微分析的空间分辨率大约与样品厚度相同（实际的情况比较复杂）。
3.1 轫致辐射X射线产生
由于样品中的非弹性散射，入射电子损失能量并改变方向。一些损失的能量被转换成X射线，其能量范围从0到E0（入射束的电子能量）。轫致辐射X射线的能量不能大于入射电子的能量，因此该能量形成了X射线光谱的能量上限，被称为杜安–亨特（Duane-Hunt）极限。
图4 样品中原子周围的电场使一次电子束减速或偏转。它们损失的部分能量被转换成轫致辐射X射线，其能量在0和杜安–亨特极限之间。
入射电子束电子可能在单次相互作用事件中损失其所有能量，在这种情况下，它将产生一个具有能量E0的X射线，但能量更可能在多次相互作用中损失，在这些相互作用中，小部分初始能量损失，并且产生等量的低能X射线。
当E=Eo(Duane-Hunt极限)时，X射线强度或产生的X射线数量为零，但低能量数量迅速增加，这意味着由初级束电子产生的X射线主要包括大量低能X射线。
虽然产生了大量的低能轫致辐射X射线，但是大多数被样品或探测器吸收，并且在低能端降低，这使得轫致辐射X射线能谱类似于“鲸鱼”。
图5 产生的和观测的轫致辐射X射线谱之间的差异。虽然产生了许多低能X射线，但大多数都被吸收了，因此观察到的光谱记录了低能X射线强度的降低。
3.2 克莱默（Kramer）定律
当E=Eo(Duane-Hunt极限)时，强度为零，但当E接近零时，强度接近无穷大。
根据Kramers定律，轫致辐射X射线的强度与样品的平均原子序数Z成正比。这意味着像铅或金会比较轻的元素（比如C和Al）产生更多的轫致辐射X射线。
3.3 特征X射线的产生
样品中每种元素的原子都由一个由中子和带正电荷的质子组成的原子核，以及一团围绕在原子核周围的带负电荷的电子云组成。原子核中的质子数决定了它的原子序数Z，而在一个带中性电荷的原子中，质子数与电子数相匹配。
电子云中的电子有一组稳定的能级，也称为电子壳层。最靠近原子核的壳层被称为K壳层，向外依次是L、M、N、O、P和Q壳层。
EDS分析主要涉及内壳层，即K、L和M壳层中的电子。每个壳层的最大电子数受量子力学支配，K壳层最多两个电子；L壳层八个电子；M壳层18个电子，以此类推。除了K壳层之外，每个壳层都被分成子壳层，相关子壳层中的电子具有稍微不同的能量。L壳有三个子壳；M shell有五个子壳，依此类推。
K壳层具有原子中最高的电离能量或临界电离能量。也就是说，从这个壳层移走一个电子比从离原子核更远的子壳层移走一个电子需要更多的能量。电子离原子核越远，它的电离能量就越低。
特征X射线是由内层电子层之间的电子跃迁产生的。每个壳层和子壳层中的电子具有特定的电离能，并且这些电离能对于每个元素是不同的，也就是说，Si中K壳层的电离能(1.84 keV)不同于Pt中K壳层的电离能(78.4 keV)。
图6 原子示意图，显示被K、L和M电子层包围的原子核。K壳层最多可以有两个电子；L壳层有三个子壳层，最多可以有八个电子；M壳层有五个子壳层，最多可以有18个电子。
图7 来自入射束的电子从样品中硅原子的K壳层中移走一个电子。来自L壳层的一个电子填充了空位，产生了Si Kα X射线。X射线的能量等于K壳层的电离能量减去L壳层的电离能量。
由于每个元素对于每个子壳层都有特定的电离能量，所以能量之间的差异是产生X射线光子的元素的特征。对于Si，K壳层的电离能量为1.84 keV，L壳层的电离能量为0.10 keV，M壳层的电离能量为0.01 keV。
硅的特征X射线光谱显示三条谱线。低能(0.09keV)线是由L壳层电离产生的，来自M壳层的电子填充空位:E = 0.10–0.01 keV。(这条线等于或低于大多数EDS检测器的检测极限。)
约1.74keV处的谱线由K壳层电离产生，来自L壳层的电子填充空位(E= 1.84-0.10 keV)，而较高能量处的较小峰(1.83 keV)由K壳层电离产生，来自M壳层的电子填充空位(E = 1.84-0.01 keV)。
3.4 X射线特征线命名规则
在光谱学中，X射线特征线最常用的命名惯例是Siegbahn符号。名称的第一部分是所涉及的元素，例如Si。第二个成分是被电离以产生X射线的电子层，例如K、L或M。第三个成分反映每个电子层内的线的相对强度，例如α是最强的线，其次是β和γ。每个壳内的线构成该壳的线族或系列，例如，K族包括Kα和Kβ X射线。
在Si谱中，能量最低的X射线线是Si的Lα线；在1.74keV的线是SiKα线，在1.83 keV的线是Si Kβ线。
对于每种元素，K壳层中的电子具有最高的电离能，而外层中的电子的电离能较低。电离K壳层需要更多的能量，因此每个元素的K族X射线线的能量大于L族X射线线的能量，而L族X射线的能量大于M族X射线的能量。也就是说，对于每个元素:EK > EL > EM
这种命名法的优点包括：简洁明了，易于理解和使用。能够清晰地表示不同系列和能级跃迁。与其他领域的命名规则相一致，便于交流和比较。在不同的文献和应用中，可能仍然会使用 Siegbahn 符号或其他特定领域的命名方法。
4 X射线光谱
从能谱仪(EDS)的输出图中看到的光谱显示了叠加在轫致辐射X射线上的特征X射线。虽然特征X射线具有不连续的能量，但在测量它们时，信号被平均，线变成叠加在连续谱上的峰值。
4.1 莫塞莱（Moseley）定律
莫塞莱定律描述了元素的特征X射线能量与原子序数之间的关系：特征X射线能量与原子序数的平方成正比。
这意味着随着原子序数的增加，例如，Kα X射线线将在EDS谱中以更高的能量绘制。这种关系被称为Moseley定律，是Henry Moseley在1913年发现的。
Moseley定律在EDS分析中非常重要，因为它可以用于元素识别：通过测量特征X射线的能量，可以确定样品中存在的元素。Moseley定律为EDS技术提供了理论基础。
碳的Kα X射线峰(Z=6)。对于硫(Z = 16 ), kα和Kβ峰刚好可以分辨。对于钙(Z = 20 ), kα和Kβ峰清晰可辨。
5 X射线的强度
EDS谱图中特征X射线峰的高度（X射线强度）可以X射线计数或计数率(每秒计数cps)给出。
人们很容易假设谱中X射线峰的高度与样品中元素的浓度成正比。对于由TEM产生的光谱，这大概率是正确的，但是对于SEM，情况并非如此。样品、检测器等相关的因素都会影响X射线峰的高度。
虽然X射线能谱中的峰高度与元素浓度不一定正比，但样品中元素的浓度确实会影响X射线峰的高度。大量(> 10wt%)存在的元素具有主峰，而少量(1-10wt%)或痕量(wt%)存在的元素具有小的峰或检测不到。
5.1 探针电流
探针电流反映了入射电子束中的电子数量，它由聚光透镜或束斑大小来控制。入射电子束中的电子数与样品产生的X射线数和探测到的X射线计数成正比。增加探针电流将增加样品产生的X射线的数量，但不会改变光谱中特征X射线峰的相对高度(强度)。
5.2 加速电压和过电压比
加速电压控制着入射电子束中的电子能量。在SEM中，加速电压通常为5-30 keV，但是在TEM中，通常是100-300 keV或更高。为了产生特征X射线，入射束中的电子必须具有足够的能量来克服样品原子内壳层电子的电离能量，也称为临界电离能量。对于TEM，高加速电压不是问题，但在SEM中，必须注意使用足够高的加速电压来激发样品中所有元素的X射线。
图11 如果入射束中的电子能量小于临界电离能量，则不会产生X射线。如果加速电压为15 kV，K和L族X射线都将由Fe产生。如果加速电压为5 kV，则不会产生K族X射线。
过压比是入射束中的电子能量Eo与电离样品中原子内壳层所需的临界电离能量Ec的比率。例如，如果加速电压为15 kV，则入射束中的电子能量为15 keV。Fe Kα X射线的临界激发能量为7.11 keV，因此过压比U = Eo/Ec为2.11。为了有效产生X射线，过压比至少应为2(最佳值约为2.7)。
图12 为了有效地产生X射线，需要至少2倍的过电压比。如果使用低加速电压，则不能有效地产生较高能量的X射线。
5.3 俄歇电子与荧光产额
特征X射线的产生有两个阶段：电离，然后是产生X射线光子的弛豫。然而，还有一个竞争的过程，俄歇电子的产生，也可导致电离原子的稳定。在这种情况下，当来自外层的电子填充电离的内层中的空位时，电子从相同或另一个外层射出，并且不产生X射线光子。射出的电子称为俄歇电子，它的能量等于初始跃迁中两个壳层的电离能之差减去射出俄歇电子的壳层的电离能。所以俄歇电子的能量也与它所来自的原子的电子结构有关，并且是有关元素的特征。
图13 内壳层电离后，原子可以通过发射特征X射线或俄歇电子而弛豫。俄歇电子的能量与被入射电子束电离的原子的电子结构有关。
荧光产额是X射线对俄歇电子的相对产额。具有低电离能量的元素，即较轻的元素(Z，具有低荧光产额。也就是说，当内壳层电离发生时，更有可能产生俄歇电子而不是X射线光子。与具有较高荧光产额的元素相比，低原子序数元素的X射线峰的强度较小。
5.4 X射线吸收
对于SEM来说，不是所有由入射电子束在样品中产生的X射线都可从样品中发出。在SEM中，X射线是在深度为几微米的相互作用体积内产生的。由于光电效应，X射线可能被样品中的其他元素吸收。如果X射线光子的能量等于样品中另一种元素的电子的临界电离能量，那么X射线很可能被吸收并产生光电子。
虽然X射线的吸收取决于样品中存在的其他元素，但低能X射线比高能X射线更容易被吸收，而原子序数较高的元素往往是低能X射线的强吸收体。
X射线穿过样品的路径长度也会影响吸收。路径长度越长，X射线被吸收的可能性就越大。同样，低能X射线比高能X射线更容易受到更长路径长度的影响。
6 X射线的探测
在SEM和TEM中，用于检测样品产生和发射的X射线的最常用系统是能谱仪(EDS或EDX)。尽管EDS分析系统因其年代和制造商不同而有许多变化，但都由三个基本部分组成:探测器、脉冲处理器和多通道分析仪。
6.1 探测器
探测器基于半导体器件，通常是硅晶体，尽管本征锗探测器已经用于TEM。20世纪60年代末为商业系统开发的第一个探测器是锂漂移硅或Si(Li)探测器，但它现在已经被硅漂移探测器（SDD）所取代。
图14 牛津SDD探测器结构示意图
SDD探测器包括:
准直器(Colimator)：确保仅收集从初级电子束与样品相互作用的地方产生的X射线。
电子阱（Electron trap）：⼀种永磁体组件，它强烈地偏转任何通过的电⼦。确保仅有X射线，没有电子进入探测器。
窗口(Window)：提供屏障以保持探测器内真空，同时对低能X射线尽可能透明。旧窗由Be组成，不允许低能X射线（）通过，现代窗由聚合物组成，允许低能X射线（低至0.1 keV）通过。无窗设计，可消除吸收问题。
传感器(Sensor)：通过电离将特定能量的X射线转换为大小成比例的电荷。硅漂移探测器 (SDD) 使⽤其背⾯的环形电极施加的场梯度来收集每个X射线释放的电荷。
场效应晶体管（也称FET）：直接连接传感器，测量⼊射X射线在晶体中释放的电荷，将其转换为电压脉冲，并将其传递给脉冲处理器。
所有类型的EDS探测器的工作原理都是一样的；入射X射线的能量通过在半导体晶体中产生一系列电子–空穴对而消散。在晶体两端施加高偏压，这使得电子和空穴移动到晶体相对两侧的电极，产生电荷信号，该信号转换为电压脉冲被传递到脉冲处理器。
信号的大小与入射X射线的能量成正比。对于硅探测器，产生每个电子–空穴对大约需要3.8电子伏。因此，对于能量为7.477 keV的入射Ni Kα X射线，将产生1968个电子–空穴对，而对于1.487 keV的Al Kα X射线，将产生391个电子–空穴对。
为了最大限度地降低电子噪声，必须对探测器进行冷却。硅(锂)探测器被冷却到液氮温度，并连接到需要定期填充的杜瓦瓶上。SDD可以在更高的温度(-50°C)下运行，并采用热电(珀耳帖)冷却，这大大节省了时间和金钱。
图15 SDD探测器工作原理
入射X射线在半导体晶体中产生一系列电子 – 空穴对后消失。在晶体上施加高偏置电压，电子和空穴移动到晶体相对两侧的电极，产生电荷信号，该信号被传递到脉冲处理器。信号的大小与入射X射线的能量成正比。
图15 SDD探测器工作原理示意图：入射X射线的能量（Ca Kα），在硅晶体探测器中产生电子–空穴对。检测器上的偏压导致电子和空穴向晶体的相对侧移动，产生电荷信号。
在SEM中产生的X射线可能具有高达30keV的能量，这些将被SDD有效地处理，布鲁克的EDS可以达到80keV能量处理阈值。对于更高能量的X射线，例如在TEM中产生的100-400keV，穿过硅晶体，其效率在处理这些高能量信号时会下降。本征锗探测器保持其处理能量超过100keV的X射线的效率，这是一些TEM特殊探测器的首选。当然，对于TEM的常规EDS分析，SDD探测器能处理的能量阈值已经足够满足。
6.2 脉冲处理器
探测器晶体中产生的电荷被转换成电压脉冲，并传递到脉冲处理器，该脉冲处理器从信号中去除噪声，辨别入射X射线的能量，并辨别几乎同时到达探测器的X射线。
脉冲处理器通过对输入信号求平均值来消除噪声。通过调整检测器系统的时间常数或处理时间，可以改变平均信号所花费的时间。处理时间越长，意味着信号的平均时间越长，光谱峰值的分辨率也越高。在光谱分辨率很重要的情况下，定量分析需要较长的处理时间，而如果X射线数量是最重要的，则可以使用较短的处理时间，例如在X射线分布图或TEM EDS分析中。较长的处理时间还会增加系统的死时间，这意味着需要更长的时间来获取图谱。
当系统不是在计算入射的X射线，而是在处理之前收集的信号时，它被称为“死时间dead time”。如上所述，使用较长的时间常数或处理时间会增加系统的死时间。系统死时间还取决于X射线计数率。在高计数率下，脉冲处理器可能无法区分两个入射的X射线，因此两个都被拒绝。
随着计数率的增加，更多的X射线被剔除，死时间增加。如果死时间增加到100%，则脉冲处理器不会处理X射线，也不会收集数据，在这种情况下，探测器被称为“淹没flooded”。
过去，Si(Li)探测器的计数率约为5，000至20，000cps，最佳死时间为20-30%。现在，SDD比Si(Li)探测器更受欢迎的原因是它们可以处理更高的计数率(大于100，0000cps)和＞50%的死时间。
计数率可以通过调整束流(束斑尺寸)或处理时间来优化。重要的是选择处理时间和束流，以给出可接受的X射线计数率和用于分析的检测器死时间，以及期望的EDS光谱分辨率。
图16 如果X射线计数率太高，死时间会增加，产生X射线光谱的X射线计数会减少。
6.3 多通道分析仪
脉冲处理器的输出信号被传送到多通道分析器（或计算机显示器）。光谱的能量范围，例如SEM为0-20kev或对于TEM为0-40或80kev，被分成多个通道，例如1024、2048或4096个通道，每个通道的能量宽度为5、10或20电子伏。
具有相关能量的X射线数量被分配给每个通道，结果显示为强度(X射线计数的数量)与能量的直方图。在下面的例子中，通道1具有从5500-5520 eV的能量范围和498个X射线计数；通道2具有从5520-5540 eV的能量范围，并且具有477个计数等。
然后可以将数据绘制成分配给每个通道的X射线数量的直方图或者X射线的数量对X射线能量的光谱图。
X射线数量的直方图
X射线能量的光谱图
7 EDS维护和校准
安装在SEM上的EDS系统（SDD）在正常的实验室环境中通常非常稳定，除了极少数产品不良率的低概率事件，使用10年以上基本问题不大。TEM上的探测器受到高能电子和X射线等更加恶劣的环境的影响。TEM上的EDS探测器配有快门，除了收集光谱时，快门会关闭，以保护晶体。
EDS检测器的性能可能会因检测器窗口上积聚的碳氢化合物污染物或检测器内高真空的丧失而降低。低能量X射线比高能量X射线受影响更大，因此可通过记录L/K比的变化来监控检测器的性能，即对于标准样品，例如Co、Ni或Cu，Lα峰中的X射线计数与Kα峰中的X射线计数相比的数量。
此外，在长时间等离子清洗或打开仓门时充气气流过大的情况下，可能存在EDS破窗的概率（不代表一定会发生）。除非产品本身存在质量缺陷，否则EDS本身一般不会存在破窗的风险。此外，需要避免碰撞，防止仪器受到外力撞击。
通过标准样品的光谱来固定零峰，可以校准EDS的电子漂移。通常使用Co、Ni或Cu等金属，这将确保在正确的能量通道中绘制X射线计数。通常EDS 的零峰位通常不需要经常校准。
然而，定期校准可以确保其准确性和可靠性。一般来说，建议按照设备制造商的建议进行校准，并根据实际情况进行评估和调整（比如对分析结果的精度要求很高，经常在极端的温度、湿度等环境条件操作）。
图17 EDS可以通过标准样品来校准，该样品在低能量处具有峰值，从而可以固定光谱的零位置。通过记录Lα和Kα峰中X射线计数的比率，可以监控检测器的性能。
8 EDS的能量分辨率
特征X射线具有离散的能量，但在检测和测量过程中，离散的线会扩展成高斯峰。EDS的特征X射线峰具有与高斯峰的宽度相关的能量分辨率，这是检测器及其电子设备的函数（在峰宽测量时出现20倍或更多的拓宽）。峰宽的主要影响是在实际分析情况下经常出现相互干扰的峰。
如果EDS检测和测量过程是完美的，MnKL3的自然能量宽度约为1.5eV（实际峰宽远超过此数值），但检测过程中自由电子和空穴对的数量受到自然统计波动的影响，所产生的电荷载体的数量遵循高斯（正态）分布，在数据采集和处理过程中引入了额外的展宽。
图18 Mn Kα X射线峰值出现在六个不同的处理时间。处理时间越短，分辨率越差。（能量分辨率数值都比较大，较早的锂硅漂移探测器的数据，目前的SDD能量分辨率在123-129ev之间）
EDS的能量分辨率与收集谱图时使用的时间常数或处理时间有关。处理时间是脉冲处理器平均输入X射线信号所花费的时间。处理时间越长，分辨率越好。在上图中，P1的流程时间最短，而P6的流程时间最长。
EDS的能量分辨率传统上通过Mn Kα X射线峰（5.9 keV）的FWHM来测量。不同EDS的能量分辨率从123到129ev不等。数值越低，说明分辨率越高，更容易剥离重叠风。
此外，EDS能量分辨率也是X射线能量的函数，能量较低的X射线具有较高的能量分辨率。对于现代SDD，C Kα峰的分辨率在56-72 eV范围内，F Kα峰的分辨率在60-75 eV范围内。
图19 Kα辐射能量对EDS探测器能量分辨率的影响
在实际应用中，通常需要良好的EDS分辨率来剥离重叠的峰，识别或量化样品中存在的元素。谱峰重叠是不同元素的特征谱峰相互重叠或靠近的现象，这可能会导致对元素组成的分析变得复杂。例如，S K族、Mo L族和Pb M族都具有~2.3 keV的能量。
对于定性和定量分析，EDS需要良好的能量分辨率才能识别和量化样品中存在的元素。
9 EDS谱图假象
由于检测和处理X射线的方式，在EDS谱图中会产生几种假象。三种常见的假象是内部荧光峰、逃逸峰和和峰。
9.1 内部荧光峰
进入探测器的X射线会从硅晶体中产生特征X射线。这些X射线以通常的方式处理，并产生一个小的Si Kα峰，即使被分析的样品中没有Si。半导体探测器的设计和构造的改进已经将这些假象最小化，但是它们可能存在于较旧的探测器中。
9.2 和峰
EDS系统一次只能处理一个光子，通常是200ns到几微秒不等。如果在这个测量期间有第二个光子进入探测器，当脉冲处理器无法区分几乎同时到达的两个X射线时，那么这两个光子的能量将被加在一起，产生一个假象，也称为和峰。这时，谱图不是记录两个具有相同或不同能量的X射线，而是记录一个能量等于两个入射X射线能量之和的X射线。
和峰现象可以发生在任何两个光子之间，例如，两个特征X 射线，一个特征X射线加上一个连续X射线。
9.3逃逸峰
当不是入射X射线的所有能量都被转换成电子–空穴对，而是从硅探测器晶体产生Si Kα X射线时，产生逃逸峰。为入射X射线测量的能量减少了Si Kα X射线的量级，即1.74 keV。少于2%的入射X射线将发出Si Kα X射线的荧光，因此逃逸峰形成能量比相关主峰的能量低1.74 keV的小峰。
图20 A.两个入射X射线的能量相加，在光谱中记录一个峰值。b .入射X射线的能量减少了1.7 keV，即Si Kα X射线的能量，并且在谱图中记录了逃逸峰。
在高计数率或死时间> 60%的情况下，需要注意总和峰和逃逸峰。商业EDS软件包通常标记与主要特征X射线相关的逃逸峰和总和峰的位置，以便在谱图中可以容易地识别它们。
在定量分析中，必须从谱图中减去归因于逃逸峰和总和峰的X射线，并且计数返回到它们应该被记录的峰。这种校正过程被称为脉冲堆积校正。
本文源自微信公众号：老千和他的朋友们
原文标题：《微束分析与能谱仪（EDS）技术解读》
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