Summary
Vi giver en generel oversigt over kvantitative mikroanalysemetoder til vurdering af urenheders og deres kemiske tilstandes belægninger ved at drage fordel af elektronkanaleringsfænomener under hændelseselektronstråle-rokkende forhold, som pålideligt udtrækker oplysninger fra minoritetsarter, lyselementer, iltstillinger og andre punkt / linje / planar defekter.
Abstract
Der indføres en ny elementær og kemisk analyseordning baseret på elektronkanalerende fænomener i krystallinske materialer, hvor hændelsen højenergielektronstråle rystes med det submikrometriske omdrejningspunkt fastgjort på en prøve. Denne metode gør det muligt for os kvantitativt at udlede stedets belægninger og stedafhængige kemiske oplysninger om urenheder eller forsætligt dopede funktionelle elementer i en prøve ved hjælp af energidispersiv røntgenspektroskopi og elektronenergitabsspektroskopi fastgjort til et scanningselektronelektronmikroskop, som er af betydelig interesse for den nuværende materialevidenskab, især relateret til nanoteknologi. Denne ordning gælder for enhver kombination af elementer, selv når den konventionelle Rietveld-analyse ved røntgen- eller neutrondiffraktion lejlighedsvis undlader at give de ønskede resultater på grund af begrænsede stikprøvestørrelser og tætte spredningsfaktorer for naboelementer i det periodiske system. I denne metodologiske artikel demonstrerer vi den grundlæggende eksperimentelle procedure og analysemetode for den nuværende stråle-vuggende mikroanalyse.
Introduction
Med efterspørgslen efter nedskæringer i de fleste nuværende industriprodukter bliver det mere og mere vigtigt at forstå materialernes fysiske / kemiske egenskaber fra det mikroskopiske perspektiv, nogle gange med hensyn til rumlige/ elektroniske strukturer i atomskala. Nye egenskaber opdages ofte uventet, når man syntetiserer materialer ved trial and error, vælger forskellige tal eller typer af elementer, selv om aktuelle måleteknikker og ab initio teoretiske beregninger baseret på tæthed funktionel teori har gjort det muligt at designe nye materialer med forbedrede egenskaber uden tidskrævende trial and error eksperimenter. For eksempel erstattes nogle af værtsatomer med andre elementer, der muligvis kan forbedre målegenskaben som resultater af enten eksperimentelle eller teoretiske overvejelser. I denne forbindelse er en vigtig del af eksperimentelle oplysninger skabt af detaljeret kendskab til placeringen af hver enkelt bestanddel i materialets atomstruktur.
Røntgen- og/eller neutrondiffraktionsmetoder anvendes traditionelt og i vid udstrækning, ikke kun fordi den strukturelle analyse baseret på Rietveld-analyse1,2-teknikker er veletablerede og åbne for offentligheden, men også på grund af udviklingen af røntgenkilder med høj flux (f.eks. synkrotronstrålingsfaciliteter) og moderne neutronkilder, som er let tilgængelige for almindelige forskere. Disse teknikker kræver imidlertid prøver med homogene strukturer, og de kræver også, at Rietveld passer mellem de eksperimentelle og teoretiske sæt af diffracted peak intensiteter ved hjælp af strukturelle faktorer. Det kan således være svært at skelne mellem forskellige elementer, hvis deres strukturelle faktorer er tæt på hinanden, såsom i røntgen diffraktion af naboelementer i det periodiske system.
I de fleste nuværende avancerede materialer justeres og optimeres kompositioner, bundfald, kornstørrelse og urenheder for at maksimere den ønskede rolle på nanometerskalaen. Det betyder, at disse materialer kræver karakterisering på nanometerskalaen eller endda sub-nanometerskalaen for at undersøge, om de syntetiseres som designet. I denne forbindelse kunne det bedst opnås ved hjælp af transmissionselektronmikroskopi (TEM) og relaterede analyseteknikker.
Den seneste dramatiske udvikling af scanning TEM (STEM) i disse årtier, især baseret på aberration korrektion teknologier, har fremskyndet en state-of-the-art teknik til at afsløre strukturen af et materiale og dets elementære fordeling på en atomskala3,4. Denne metode kræver imidlertid præcis indstilling af det krystallinske materiale parallelt med en lavordrezoneakse og instrumentets ekstreme stabilitet under målingen, hvilket er en ulempe. Derfor demonstrerer vi en alternativ metode, der ikke kræver sådanne begrænsninger, aberrationskorrektion eller endda feltemissionselektronpistol.
Elektronkanalering i et krystallinsk materiale opstår, hvis en hændelseselektronstråle spredes langs bestemte atomare planer eller søjler, hvilket afhænger af retningen af hændelsen højenergielektronstråle med hensyn til krystalakserne, hvor der vælges et passende sæt Bragg-refleksioner og excitationsfejlen for hver refleksion i en TEM. Den stedsspecifikke EDX-analyseteknik (Energy-Dispersive X-ray) eller undertiden konventionelt EDS-analyseteknik, der anvender elektronkanalering, kaldes atomplaceringen ved hjælp af kanaliseret elektronmikrobiel analysemetode (ALCHEMI) til vurdering af værtsariteternes egenskaber ved urenheder5,6. Denne metode er blevet udvidet til en mere kompleks og kvantitativt pålidelig tilgang, kaldet højkantet opløsning elektronkanalerende røntgenspektroskopi (HARECXS), til bestemmelse af urenhed/dopant-occupancies. Dette opnås ved at sammenligne de eksperimentelle stråle-vuggende kurver med teoretiskesimuleringer 7. Denne teknik udvides yderligere til elektronkanalerende elektronspektroskopi (HARECES) med høj vinkelopløsning, som registrerer elektronenergitabsspektre (ÅL) i stedet for EDX8. Dette giver oplysninger om de stedsspecifikke lokale kemiske tilstande af et givet element i forskellige atommiljøer9,10,11. I tilfælde, hvor hvert værtselement indtager et enkelt krystallografisk sted, bestemmer en simpel lineær regression og anvendelse af flere formler til forsøgsdatasættet kvantitativt stedets egenskaber af dopede urenheder uden teoretiske simuleringer.
I de følgende afsnit leverer vi detaljerede procedurer for den metode, der er specifik for Jeol JEM2100 STEM-systemet, fordi det udtrykkeligt er udstyret med stråle-rokketilstanden i STEM-driftsmenuen. For brugere af andre mikroskoper henvises til beskrivelserne i det sidste afsnit i afsnittet Diskussion i denne artikel.
Protocol
1. Prøveforbehandling
- Forberedelse af tyndfilm til TEM
- Der fremstilles en prøve til denne analysemetode ved hjælp af standardmetoden til fremstilling af transmissionselektronmikroskopi (TEM), såsom elektropolering af metalmaterialer, ionfræsning for halvledere eller keramik, typisk mindre end 100-200 nm for HARECXS, ensartet fladt over arealet ~1 μm. Forbered tyndere (50-100 nm) prøver til HARECES i almindelighed.
- Prøvemontering til TEM
- Den tynde film, der er fremstillet på en TEM-prøveholder med dobbelt vippe, monteres, efterfulgt af, at holderen sættes i en TEM, der er udstyret med scanningstilstand og EDX-detektor (figur 1).
2. TEM-drift (specifik for JEM2100 STEM med stråle-rokkende mulighed vedlagt)
- TEM-justering til stråle-rokkende
- Start TEM-handlingen. Efter den rutinemæssige TEM-strålejusteringsprocedure skal du gå til STEM-tilstand ved at kontrollere ASID (Attachment Scanning Image Display) i ASID-vinduet i TEM-kontrolskærmen (TCM, Figur 1 &Figur 2).
- Justering af optisk akse
- Klik på knappen Rocking i ASID-vinduet i TCM'en, og klik derefter på knappen Staffagefarve i SIV (Simple Image Viewer) for at stoppe stråle-rokkende (Figur 2). Fjern eksemplet fra visningsfeltet. Indstil stråle-rokkende område mindre end ±2 ° ved at klikke på Mag forøgelse / decrement knapper.
- Vend lysstyrkeknappen på venstre betjeningspanel (LOP: Figur 3) med uret til grænsen, efterfulgt af at dreje OBJ FOCUS GROV knop af højre betjeningspanel (ROP: Figur 3) mod uret til en underfokuseret tilstand: der vises et kaustisk sted (Figur 4) på den lysstofrørsvisningsskærm.
- Tryk på bright tilt-funktionstasten (LOP), og flyt det kaustiske sted til midten af lysstofrøret ved hjælp af et par DEF/STIG X/Y-knapper (L/ROP).
- Tryk på knappen Standard focus (ROP), og vend derefter lysstyrkeknappen tilbage mod uret, så der vises et alternativt kaustisk sted på lysstofrøret.
- Tryk på F3-funktionstasten (ROP) (eller klik på knappen Staffagefarve i vinduet 'Justeringspanel til vedligeholdelse' på TCM), og flyt strålepunktet til midten ved hjælp af et par DEF/STIG X/Y-knapper.
- Gentag trin 2.2.2-2.2.5, indtil strålepositionen forbliver i centrum, selvom linsetilstanden skiftes ved trin 2.2.2 og 2.2.4.
- Indfaldende strålekollimering og indstilling af omdrejningspunktet
- Indfør den tredjestørste kondensatoråbning i midten af den optiske akse ved at dreje blændeknappen med uret med dens position manuelt justeret med to påsatte skruer (Figur 1). Juster derefter kondensatorlinse-stigmatoren for at korrigere den stråleform, der skal koaksialt defokuseres ved at dreje lysstyrkeknappen begge veje ved hjælp af et par DEF/STIG-knapper med COND STIG-tasten slået til.
- Tryk på HT WOBB-tasten (ROP), og juster BRIGHT TILT-knappen for at minimere udsvingene i strålestørrelsen med ændringen i accelerationsspændingen. Denne proces justerer strålekonvergensvinklen minimum. Tryk på HT WOBB-tasten igen for at stoppe HT wobbler.
- Aktiver vedligeholdelsestilstand (se producentens manual). Vælg JEOL på menulinjen → vinduet Scan/Focus → fanen Scan Control i TCM. Klik derefter på cor-knappen, og klik på knappen Scan i stedet for Staffage i SIV's billed kontrolpanel.
- For at minimere stråleskift med stråle-rokkende, justere et par DEF / STIG knapper, efterfulgt af at dreje OBJ FOCUS FINE knop lidt mod uret. Til sidst skal du matche prøve- og pivotpunkthøjden ved hjælp af Z-kontroltasterne, så prøven fokuseres på lysstofrøret.
- Endelig strålejustering for at opnå elektronkanalmønster af prøven
- Flyt eksempelområdet af interesse tilbage til midten, og start stråle-rokkende ved at klikke på knappen Scan i SIV-vinduet. Vend manuelt den ringformede mørke felt (ADF) detektorcylinder(Figur 1)med uret, og indsæt detektoren.
- Indstil ADF-detektorpositionen i midten af strålepositionen ved at justere et par DEF/STIG-knapper med PLA-tast slået til (LOP: Figur 3). Kontroller STEI-DF-knappen i menuen Billede Vælg i ASID-vinduet, og STEM-skærmen i SIV-vinduet viser et ecp(electron-channeling pattern). Juster lysstyrken/kontrasten i ASID-vinduet, så ECP bedst kan ses. Drej lysstyrkeknappen en smule for at se ECP-kontrasten skarpest.
- EDX's dataindsamling for HARECXS
- Ved at anvende STEM i stråle-rokkende tilstand opsamles EDX-spektre ved at følge den konventionelle spektrale billedmetode (ved hjælp af spektralbilledfunktionen i figur 5) som funktion af strålehældningsvinkler i x- og y-retninger og vise elementær intensitetsfordeling for bestemte elementer, som vist i figur 5.
BEMÆRK: Intensitetsfordelingsmønsteret kaldes et ICP (ioniseringskanalmønster). - Brug funktionen Linjescanning i figur 5 til 1D-vippemåling af en systematisk række refleksioner. Gul pil vises i ECP Preview for at angive måleområdet som vist i øverste venstre panel i Figur 5. Stop målinger, når der opnås tilstrækkelige datastatistikker for ICP'er.
- Ved at anvende STEM i stråle-rokkende tilstand opsamles EDX-spektre ved at følge den konventionelle spektrale billedmetode (ved hjælp af spektralbilledfunktionen i figur 5) som funktion af strålehældningsvinkler i x- og y-retninger og vise elementær intensitetsfordeling for bestemte elementer, som vist i figur 5.
3. Dataanalyse med henblik på kvantificering
- Ekspres røntgenintensitet Ix for urenheder x i følgende form som funktion af røntgenintensitet Ii af værtselement i,12
hvor
BEMÆRK:Her, fix er fraktioneret belægning af urenhed x på den type i værtssted, cx er koncentrationen af urenhed x, og ni er fraktioneret koncentration af den type i vært element blandt de samlede vært steder forud for indkvartering af urenhed atomer af type x. ki er k-faktor af typen i vært element. Den ekstra konstante forskydning βx er blevet introduceret som en ekstra monteret parameter for at tage højde for forskelle i interaktionsudflytning og fejl i baggrundstraktioner. αix kan udledes af Eq. (1) ved flerdimensional lineær regression for mange prøveudtagningssteder i ICP X-ray intensiteter. - Afledte cx og fix udnytte betingelsen Σifix = 1 som12
Usikkerheden i cx og fix for flere urenheder udledes let af princippet om fejludbredelse:
og
hvor δ αix er den statistiske fejl, der er opnået i den lineære regression fra Eq. (1).
Representative Results
Det eksperimentelle ECP for BaTiO3 og ICP'er for Ba-L-, Ti-K-α- og O-K-α nær zoneakserne [100] og [110] er vist i henholdsvis figur 6A og figur 6B. Hvert grundstof udviser et specifikt ICP, der angiver, at ICP'et er atomanlægsspecifikt12.
Som et grundlæggende eksempel undersøgte vi Eu3+-dopede Ca2SnO4, som udviser stærk rød emission fra 5D0-7F2 elektrisk dipolovergang af trivalente euioner (Eu3+). I betragtning af det ioniske radii-lighedskriterium ville det være mere relevant at antage, at Eu3+ optager Ca2+-lokaliteterne, fordi Eu3+ er betydeligt tæt på Ca2+ end på Sn4+. Rietveld-analysen af røntgendrængte data viste imidlertid, at Eu3+ ligeledes besatte ca2+ og Sn4+-lokaliteterne, formentlig fordi kriteriet om lokal afgiftsneutralitet dominerer i dette tilfælde. En EU- og Y-sammenstoppet prøve Ca1,8Y0,2Eu0,2Sn0,8O4 blev derefter syntetiseret, fordiY 3+ ioner med en mindre ionisk radius fortrinsvis optager mindre kationssteder (Sn4+) og udviser størreEU-3+ ioner ud af Sn4+ stedet til det større Ca2+-sted uden at ændre opladningsbalancen. Som forventet udviste Ca1,8Y0,2Eu0,2Sn0,8O4 en stærkere emission end Ca1.9Eu0.2Sn0.9O4 prøven. Den stærkere røde emission i den co-dopede prøve forklares ved den øgede fraktion af Eu3+ ioner, der optager det asymmetriske Ca-sted, koordineret af syv iltatomer, hvilket forbedrer det elektriske dipolmodemodemoks i forhold til det symmetriske sekskoordinerede Sn-sted.
En række EU- og Y-co-dopede polykrystallinske prøver med nominelle sammensætninger af Ca1.9Eu0.2Sn0.9O4 og Ca1.8Eu0.2Y 0.2Sn0.8O4 blev udarbejdet, og dopants' anlæg blev bestemt efter den nuværende metode.
Figur 7 viser ECP og ICP i Ca-K, Sn-L, O-K, Eu-L og Y-L for Ca1.8Eu0.2Y0.2Sn0.8O4 prøve nær [100] zonen. EU-L ICP'et var tættere på Ca-K ICP'et, mens Y-L ICP'et lå tættere på Sn-L ICP. Dette tyder på, at Eu og Y besættelse steder kunne være forudindtaget, som forventet. Koefficienterne, αix for i = Ca, Sn og x = Eu, Y afledt ved hjælp af Eq. (1), hvor nCa = 2/3 og nSn = 1/3. K-faktorerne i bestanddelene kalibreres på forhånd ved hjælp af et referencemateriale med en kendt sammensætning, hvis detaljerede drøftelse findes i ref.12. Urenhederne (Eq. (3)) og urenhederne c af alle prøverne er tabel 1.
I Ca1.9Eu0.2Sn0.9O4,Eu3+ besatte Ca2+ og Sn4+ lokaliteterne ligeligt i overensstemmelse med resultaterne af XRD-Rietveld-analysen. I modsætning hertil besatte Eu3+ og Y3+ Ca2+ og Sn4+ lokaliteterne i forhold til henholdsvis ca. 7:3 og 4:6 i de co-dopede prøver, betydeligt forudindtaget som forventet, men også opretholdelse af opladningsneutralitetstilstanden inden for de nuværende eksperimentelle nøjagtigheder12.
Figur 1: Instrumentale udsigter. Jeol JEM2100 STEM og de tilhørende skærme, detektorer og betjeningspanelkonfigurationer. Klik her for at se en større version af dette tal.
Figur 2: Layout af TEM-kontrolskærm (TCM). De kontrolvinduer, der er nødvendige for den nuværende metode, vises, og nøglefunktioner og -knapper er mærket. Klik her for at se en større version af dette tal.
Figur 3: Venstre/højre operationspaneler i S/TEM. (venstre) venstre betjeningspanel (LOP). (Til højre) Højre betjeningspanel. De funktionstaster og betjeningsknapper, der er nødvendige for den nuværende metode, er mærket. Klik her for at se en større version af dette tal.
Figur 4: Kaustisk staffagebillede på lysstofrøret. Diameteren af stedet varierer et par centimeter på skærmen, afhængigt af defokusværdien. Klik her for at se en større version af dette tal.
Figur 5: Udseende af EDS-kontrolmonitor. Ecp-eksempelvisning (Electron-channeling pattern) i øverste venstre panel angiver måleområdet. Til 1D-vippemålinger vælges røntgenlinjekan i panelet længst til venstre, og måleområdet angives med den gule pil i ECP Preview. Periodisk tabel nederst til venstre-panelet vælger de elementer i ICP'erne (ioniseringskanalmønstre), der skal vises i øverste højre panel. Nederste højre panel viser det akkumulerede EDS-mønster i realtid. Klik her for at se en større version af dette tal.
Figur 6:Eksperimentelle ECP'er og ICP'er ( A: fra venstre mod højre) ECP og ICP i Ba-L, T-Kaog O-Ka emissioner fra BaTiO3 opnået ved bom-rokkende nær [100] zone akse. (B: fra venstre mod højre) Samme som (A) nær [110] zone akser. Dette tal er blevet ændret fra [12]. Klik her for at se en større version af dette tal.
Figur 7. ECP og tilsvarende røntgen-ICP'er fra Ca1.8Eu0.2Y0.2Sn0.8O4 ved stråle-rokkende nær zoneaksen [100]. (A)ECP. (B-F) ICP'er for ca-Ka-, Sn-L-, O-Ka-, O-Ka-,Eu-L- og Y-L-emissioner. Dette tal er blevet ændret fra [12]. Klik her for at se en større version af dette tal.
| prøve | Dopant | αCa | αSn | fCa | fSn | c x (x = Eu eller Y) |
| Ca1.9Eu0.2Sn0,9O4 | EU | 1.71±0.001 | 0,083±0,001 | 0,57±0,001 | 0,43±0,002 | 0,061±0,001 |
| Ca1.8Eu0.2Y0.2Sn0,8O4 | EU | 0,162±0,001 | 0,077±0,001 | 0,78±0,003 | 0,22±0,008 | 0,088±0,006 |
| Y | 0,040±0,002 | 0,265±0,009 | 0,28±0,002 | 0,72±0,001 | 0,118±0,004 |
Tabel 1. Afledte parametre (defineret i tekst) af prøverne af Ca2-xEuxSn1-y YyO4 hvor (x, y) =(0,2, 0,0) og (0,2, 0,2).
Discussion
Kritiske trin i protokollen er evnen til præcist at justere den hændelsessteningsstråle, der har en lille konvergensvinkel med omdrejningspunktet, som er immobilt i det angivne område, der er beskrevet i trin 2.2-2.3. En kollimeret hændelsesstråle med en konvergens-halvvinkel på ca. ikke større end 2 mrad blev brugt. En strålestørrelse på 400 nm og en diameter på 1 μm kan vælges ved at indstille kondensatoråbningen #4 (10 μm i diameter) og #3 (30 μm) i det nuværende hardwaresystem.
Fordelene ved den nuværende metode er, at (i) ingen avancerede STEM-instrumenter såsom aberration-korrigeret STEM eller endda feltemissionselektronpistol er nødvendig; — mange prøveudtagningssteder (f.eks. ~ 4.000 point for et scanningsområde på 64 × 64 pixels2) kan automatisk indsamles med høj effektivitet, mens den konventionelle STEM spektral billeddannelse procedure på analysatorsiden, og (iii) flere spektroskopiske metoder såsom EDX, EELS, og katodoluminescens kan samtidig drives i et enkelt integreret system, som muliggør multimodal analyse13.
Da de eksperimentelle ICP'er kan forudsiges nøjagtigt ved teoretisk simulering, kan metoden ikke kun anvendes i tilfælde, hvor den pågældende krystal indeholder flere ækvivalente atomsteder for et dopet element14. Yderligere udvidelser er i gang, såsom at opdage de ledige stillinger koncentrationer og tilhørende forskydninger af værtselementer15, og selv rækkefølgen af dopants adskilt langs korn grænser keramik. Denne metode kan give en betydelig alternativ teknik, der gælder for relativt tykke prøver i modsætning til atomare kolonne-for-kolonne analyse ved hjælp af aberration-korrigeret STEM, som kræver fremstilling af meget tynde prøver af høj kvalitet (< 10 nm).
Atom site-selektiv elektronisk tilstand analyse ved hjælp af TEM-EELS (HARECES) snarere end EDX er muligt8,9,10,11. Til automatisk måling anbefales det at bruge 'ALCHEMI option' i en strålestyringssoftware 'QED', der kører på Gatan Microscope Suite, leveret af HREM Research Inc16. Ved HARECES-måling er det nødvendigt at sikre, at den transmitterede stråle er væk fra ÅLedetektorens position og vinkelret på den systematiske række i strålehældningssekvens8.
En begrænsning af denne metode er den mindste strålestørrelse af den indfaldende elektronstråle, som begrænser det målte mindste areal til ca. 400 nm. Dette skyldes afvigelsen i TEM linsen system, hvori pivot center bevæger sig længere end stråle radius for en mindre stråle størrelse, som kan ændres i fremtiden ved at ændre TEM deflektor linse nuværende indstilling for at kompensere for strålen vandrer.
Hvis det anvendte mikroskop ikke har stråle-rokkende tilstand, opnås en meget lignende operation ved hjælp af QED-software, som også adresserer begrænsningen, da softwaren kan rette op på det omdrejningspunkt, der bevæger sig selv i nanostråletilstand. For S /TEMs fremstillet af FEI Company (nu en del af Thermo Fisher Scientific), TIA scripting, kan open source-kode styre alle S / TEM funktioner og tilhørende detektorer via en pc. Sekventielle EDX/EELS-dataovertagelser med på hinanden følgende hændelsesstrålehældning blev udført ved hjælp af scriptprogrammet TIA, der kører på TEM-billed- og analyseplatform13.
Disclosures
Forfatterne har intet at afsløre.
Acknowledgments
Dette arbejde blev delvist støttet af Grants-in-Aid for Scientific Research on Kiban-kenkyu A (nr. 26249096), Innovative Areas "Nano Informatics" (nr. 25106004) og Wakate-kenkyu B (nr. 26870271) fra Japan Society of the Promotion of Science.
Materials
| Name | Company | Catalog Number | Comments |
| Electron Energy-Loss Spectrometer | Gatan Inc. | Enfina1000 | Parallel EELS detector |
| Energy dispersive X-ray detector | JEOL Ltd. | SD30GV | EDS silicon drift detector |
| Gatan Microscope Suite (GMS) | Gatan Inc. | ver. 2.3. | Integrated software platform for controling cameras, detectors, S/TEM and data analysis |
| QED | HREM Research Inc. | for GMS 2.3 32bit | beam controlling software, running on the Gatan Microscope Suite |
| scanning transmission electron microscope | JEOL Ltd. | JEM-2100 | Beam-rocking mode option in ASID controlling window |
| TEMCON | JEOL Ltd. | Control software for JEM 2100 | |
| Thermo NSS software | Thermo Fischer Scientific Inc., USA | EDS control software |
References
- Rietveld, H. M. A profile refinement method for nuclear and magnetic structures. Journal of Applied Crystallography. 2, 65-71 (1969).
- Izumi, F., Ikeda, T. A Rietveld-analysis program RIETAN-98 and its applications to zeolites. Materials Science Forum. 321-324, 198-203 (2000).
- Rose, H. H.
- Muller, D. A., et al. Atomic-scale chemical imaging of composition and bonding by aberration- corrected microscopy. Science. 319, 1073-1076 (2008).
- Spence, J. C. H., Taftø, J. ALCHEMI: A new technique for locating atoms in small crystals. Journal of Microscopy. 130, 147-154 (1982).
- Taftø, J., Spence, J. C. H. Crystal site location of iron and trace elements in an Mg-Fe olivine using a new crystallographic technique. Science. 218, 49-51 (1982).
- Yasuda, K., Yamamoto, T., Matsumura, S. The atomic structure of disordered ion tracks in magnesium aluminate spinel. Journal of Microscopy. 59, 27 (2007).
- Tatsumi, K., Muto, S. Local electronic structure analysis by site-selective ELNES using electron channeling and first-principles calculations. Journal of Physics Condensed Matter. 21, 1-14 (2009).
- Yamamoto, Y., Tatsumi, K., Muto, S. Site-selective electronic structure of aluminum in oxide ceramics obtained by TEM-EELS analysis using the electron standing-wave method. Materials Transactions. 48, 2590-2594 (2007).
- Tatsumi, K., Muto, S., Nishida, I., Rusz, J. Site-specific electronic configurations of Fe 3d states by energy loss by channeled electrons. Applied Physics Letters. 96, 201911 (2010).
- Tatsumi, K., Muto, S., Rusz, J. Energy loss by channeled electrons: A quantitative study on transition metal oxides. Microscopy and Microanalysis. 19, 1586-1594 (2013).
- Muto, S., Ohtsuka, M. High-precision quantitative atomic-site-analysis of functional dopants in crystalline materials by electron-channelling-enhanced microanalysis. Progress in Crystal Growth and Characterization of Materials. 63, 40-61 (2017).
- Yamamoto, Y., et al. Quantitative analysis of cation mixing and local valence states in LiNixMn2-xO4 using concurrent HARECXS and HARECES measurements. Microscopy. 65, 253-262 (2016).
- Ohtsuka, M., Muto, S., Tatsumi, K., Kobayashi, Y., Kawata, T. Quantitative determination of occupation sites of trace Co substituted for multiple statistical beam-rocking TEM-EDXS analysis. Microscopy. 65, 127-137 (2016).
- Ohtsuka, M., Oda, K., Tanaka, M., Kitaoka, S., Muto, S. 2D-HARECXS analysis of dopant and oxygen vacancy sites in Al-doped yttrium titanate. J. Amer. Ceram. Soc. , 10.1111/jace.17764 (2021).
- QED for DigitalMicrograph. , Available from: https://www.hremresearch.com/Eng/plugin/QEDEng.html (2020).
