Summary
Nous fournissons un aperçu général des méthodes de microanalyse quantitative pour estimer l’occupation du site des impuretés et de leurs états chimiques en tirant parti des phénomènes de canalisation d’électrons dans des conditions incidentes de bascule de faisceau d’électrons, qui extraient de manière fiable des informations des espèces minoritaires, des éléments légers, des vides d’oxygène et d’autres défauts ponctuels / linéaires / planaires.
Abstract
Un nouveau schéma d’analyse élémentaire et chimique basé sur des phénomènes de canalisation d’électrons dans les matériaux cristallins est introduit, où le faisceau d’électrons incident de haute énergie est secoué avec le point de pivot submicrométrique fixé sur un échantillon. Cette méthode nous permet de dériver quantitativement les taux d’occupation du site et les informations chimiques dépendantes du site des impuretés ou des éléments fonctionnels intentionnellement dopés dans un échantillon, en utilisant la spectroscopie à rayons X à dispersion d’énergie et la spectroscopie à perte d’énergie électronique attachées à un microscope électronique à transmission à balayage, ce qui présente un intérêt significatif pour la science des matériaux actuelle, en particulier en ce qui concerne les nanotechnologies. Ce schéma est applicable à toute combinaison d’éléments, même lorsque l’analyse de Rietveld conventionnelle par diffraction de rayons X ou de neutrons ne parvient parfois pas à fournir les résultats souhaités en raison de la taille limitée des échantillons et des facteurs de diffusion étroits des éléments voisins dans le tableau périodique. Dans cet article méthodologique, nous démontrons la procédure expérimentale de base et la méthode d’analyse de la microanalyse actuelle de faisceau-bascule.
Introduction
Avec la demande de réduction de la taille de la plupart des produits industriels actuels, il devient de plus en plus important de comprendre les propriétés physiques / chimiques des matériaux du point de vue microscopique, parfois en termes de structures spatiales / électroniques à l’échelle atomique. De nouvelles propriétés sont souvent découvertes de manière inattendue lors de la synthèse de matériaux par essais et erreurs, de la sélection de différents nombres ou types d’éléments, bien que les techniques de mesure actuelles et les calculs théoriques ab initio basés sur la théorie fonctionnelle de la densité aient permis la conception de nouveaux matériaux aux propriétés améliorées sans expériences d’essais et d’erreurs fastidieuses. Par exemple, certains des atomes hôtes sont substitués par d’autres éléments qui peuvent éventuellement améliorer la propriété cible à la suite de considérations expérimentales ou théoriques. Dans ce contexte, une composante importante de l’information expérimentale est apportée à partir d’une connaissance détaillée de la position de chaque constituant dans la structure atomique du matériau.
Les méthodes de diffraction des rayons X et/ou des neutrons sont utilisées de manière conventionnelle et généralisée non seulement parce que l’analyse structurale basée sur les techniquesd’analyse 1,2 de Rietveld est bien établie et ouverte au public, mais aussi parce que les sources de rayons X à haut flux (p. ex. installations de rayonnement synchrotron) et de sources de neutrons modernes, qui sont facilement accessibles aux chercheurs généraux. Cependant, ces techniques nécessitent des échantillons avec des structures homogènes, et elles nécessitent également l’ajustement de Rietveld entre les ensembles expérimentaux et théoriques d’intensités de crête diffractées en utilisant des facteurs structurels. Il peut donc être difficile de distinguer les différents éléments si leurs facteurs structurels sont proches les uns des autres, comme dans la diffraction des rayons X des éléments voisins dans le tableau périodique.
Dans la plupart des matériaux avancés actuels, les compositions, les précipités, la taille des grains et les impuretés sont ajustés et optimisés pour maximiser le rôle souhaité à l’échelle nanométrique. Cela signifie que ces matériaux nécessitent une caractérisation à l’échelle nanométrique ou même à l’échelle nanométrique pour déterminer s’ils sont synthétisés comme prévu. Dans ce contexte, le meilleur moyen d’y parvenir est d’utiliser la microscopie électronique à transmission (TEM) et les techniques d’analyse connexes.
Le récent développement spectaculaire du balayage TEM (STEM) au cours de ces décennies, en particulier basé sur les technologies de correction d’aberration, a accéléré une technique de pointe pour révéler la structure d’un matériau et sa distribution élémentaire à une échelle atomique3,4. Cette méthode, cependant, nécessite de régler avec précision le matériau cristallin parallèlement à un axe de zone de faible ordre et à l’extrême stabilité de l’instrument pendant la mesure, ce qui est un inconvénient. Par conséquent, nous démontrons une méthode alternative qui ne nécessite pas de telles limitations, correction d’aberration, ou même canon d’électrons d’émission de champ.
La canalisation électronique dans un matériau cristallin se produit si un faisceau d’électrons incident se propage le long de plans ou de colonnes atomiques particuliers, ce qui dépend de la direction du faisceau d’électrons incident de haute énergie par rapport aux axes cristallins, où un ensemble approprié de réflexions de Bragg et l’erreur d’excitation de chaque réflexion dans un TEM sont sélectionnés. La technique d’analyse par rayons X à dispersion d’énergie spécifique au site (EDX ou parfois classiquement EDS) qui utilise le canalisation électronique est appelée la localisation des atomes par la méthode de microanalyse électronique canalisé (ALCHEMI) pour évaluer les occupations des sites atomiques hôtes par impuretés5,6. Cette méthode a été étendue à une approche plus complexe et quantitativement fiable, appelée spectroscopie à rayons X à canalisation électronique à haute résolution angulaire (HARECXS), pour déterminer les taux d’occupation des impuretés et des dopants. Ceci est réalisé en comparant les courbes expérimentales de bascule de faisceau avec des simulations théoriques7. Cette technique est encore étendue à la spectroscopie électronique à haute résolution angulaire (HARECES), qui enregistre les spectres de perte d’énergie électronique (EELS) au lieu d’EDX8. Ceci fournit des informations sur les états chimiques locaux spécifiques au site d’un élément donné dans différents environnements atomiques9,10,11. Dans les cas où chaque élément hôte occupe un site monocristalographique, une régression linéaire simple et l’application de plusieurs formules à l’ensemble de données expérimentales déterminent quantitativement l’occupation du site des impuretés dopes sans aucune simulation théorique.
Dans les sections suivantes, nous fournissons des procédures détaillées de la méthode spécifique au système STEM Jeol JEM2100 car il est explicitement équipé du mode de bascule de faisceau dans le menu de fonctionnement STEM. Pour les utilisateurs d’autres microscopes, reportez-vous aux descriptions dans le dernier paragraphe de la section Discussion de cet article.
Protocol
1. Prétraitement de l’échantillon
- Préparation de couche mince pour TEM
- Préparer un échantillon pour la présente méthode d’analyse en utilisant des techniques de préparation d’échantillons par microscopie électronique à transmission standard (TEM), telles que l’électropolissage pour les matériaux métalliques, le broyage ionique pour les semi-conducteurs ou les céramiques, généralement inférieures à 100-200 nm pour HARECXS, uniformément plat sur la surface d’environ 1 μm. Préparer des échantillons plus minces (50-100 nm) pour HARECES en général.
- Montage de l’échantillon sur TEM
- Monter le film mince préparé sur un porte-échantillon TEM à double inclinaison, puis insérer le support dans un TEM équipé d’un mode de balayage et d’un détecteur EDX(Figure 1).
2. Fonctionnement TEM (spécifique à JEM2100 STEM avec option de bascule de faisceau attachée)
- Alignement TEM pour le balancement des poutres
- Démarrez l’opération TEM. Après la procédure d’alignement du faisceau TEM de routine, passez en mode STEM en cochant l’affichage de l’image de numérisation des pièces jointes (ASID) dans la fenêtre ASID du moniteur de contrôle TEM (TCM, Figure 1 et Figure 2).
- Alignement de l’axe optique
- Cliquez sur le bouton Bascule dans la fenêtre ASID du TCM, puis cliquez sur le bouton Spot dans le Visualiseur d’images simple (SIV) pour arrêter le balancement du faisceau(Figure 2). Supprimez l’échantillon du champ de vision. Réglez la plage de bascule du faisceau inférieure à ±2° en cliquant sur les boutons Incrément/décrémentation Mag.
- Tournez le bouton luminosité sur le panneau de fonctionnement gauche (LOP: Figure 3)dans le sens des aiguilles d’une montre jusqu’à la limite, puis tournez le bouton OBJ FOCUS COARSE du panneau de fonctionnement droit (ROP: Figure 3)dans le sens inverse des aiguilles d’une montre à une condition sous-focalisé: un point caustique(Figure 4)apparaît sur l’écran de visualisation fluorescent.
- Appuyez sur la touche de fonction BRIGHT TILT (LOP) et déplacez la tache caustique vers le centre de l’écran fluorescent à l’aide d’une paire de boutons DEF/STIG X/Y (L/ROP).
- Appuyez sur le bouton Standard Focus (ROP), puis revenez le bouton BRIGHTNESS dans le sens inverse des aiguilles d’une montre afin qu’une autre tache caustique apparaisse sur l’écran fluorescent.
- Appuyez sur la touche de fonction F3 (ROP) (ou cliquez sur le bouton Spot dans la fenêtre « Panneau d’alignement pour la maintenance » sur TCM) et déplacez le point de faisceau vers le centre à l’aide d’une paire de boutons DEF / STIG X / Y.
- Répéter les étapes 2.2.2 à 2.2.5 jusqu’à ce que la position du faisceau reste au centre même si l’état de la lentille est commuté aux étapes 2.2.2 et 2.2.4.
- Collimation du faisceau incident et réglage de son point de pivotement
- Introduisez la troisième plus grande ouverture du condenseur au centre de l’axe optique en tournant le bouton d’ouverture dans le sens des aiguilles d’une montre avec sa position réglée manuellement à l’aide de deux vis attachées(Figure 1). Ensuite, ajustez le stigmate de l’objectif du condenseur pour corriger la forme du faisceau à défocaler coaxially en tournant le bouton DE LUMINOSITÉ dans les deux sens, à l’aide d’une paire de boutons DEF / STIG avec la touche COND STIG sur.
- Appuyez sur la touche HT WOBB (ROP) et ajustez le bouton BRIGHT TILT pour minimiser la fluctuation de la taille du faisceau avec le changement de tension d’accélération. Ce processus ajuste l’angle de convergence du faisceau minimum. Appuyez à nouveau sur la touche HT WOBB pour arrêter HT wobbler.
- Activer le mode de maintenance (consulter le manuel du fabricant). Sélectionnez JEOL dans la barre de menus → fenêtre Scan/Focus →'onglet Contrôle d’analyse de TCM. Ensuite, cliquez sur le bouton Cor et cliquez sur le bouton Numériser au lieu de Spot dans le panneau de configuration Image de SIV.
- Pour minimiser le décalage du faisceau avec le balancement du faisceau, ajustez une paire de boutons DEF / STIG, puis tournez le bouton OBJ FOCUS FINE légèrement dans le sens inverse des aiguilles d’une montre. Enfin, faites correspondre la hauteur de l’échantillon et du point de pivot à l’aide des touches de contrôle Z (ROP) afin que l’échantillon soit focalisé sur l’écran fluorescent.
- Alignement final du faisceau pour obtenir le motif de canalisation électronique de l’échantillon
- Déplacez la zone d’intérêt de l’échantillon vers le centre et commencez à balancer le faisceau en cliquant sur le bouton Numériser dans la fenêtre SIV. Tournez manuellement dans le sens des aiguilles d’une montre le cylindre du détecteur à champ d’obscurité annulaire (CAD)(Figure 1)et insérez le détecteur.
- Réglez la position du détecteur ADF au centre de la position du faisceau en ajustant une paire de boutons DEF/STIG avec clé PLA allumée (LOP : Figure 3). Vérifiez le bouton STEI-DF dans le menu Sélection d’image de la fenêtre ASID et le moniteur STEM dans la fenêtre SIV affiche un motif de canalisation électronique (ECP). Ajustez la luminosité / contraste dans la fenêtre ASID pour mieux voir ECP. Tournez légèrement le bouton DE LUMINOSITÉ pour voir le contraste ECP le plus net.
- Acquisition de données pour HARECXS par EDX
- En faisant fonctionner le STEM en mode faisceau-bascule, collectez les spectres EDX en suivant la méthode d’image spectrale conventionnelle (en utilisant la fonction d’imagerie spectrale de la figure 5)en fonction des angles d’inclinaison du faisceau dans les directions x et y et affichez la distribution de l’intensité élémentaire pour des éléments spécifiés, comme le montre la figure 5.
Remarque : le modèle de distribution d’intensité est appelé un modèle de canalisation d’ionisation (ICP). - Utilisez la fonction De balayage de ligne de la Figure 5 pour la mesure d’inclinaison 1D d’une rangée systématique de réflexions. Une flèche jaune apparaît dans l’aperçu ECP pour spécifier la plage de mesure, comme illustré dans le panneau supérieur gauche de la figure 5. Arrêter les mesures lorsque des statistiques suffisantes sont obtenues pour les PIC.
- En faisant fonctionner le STEM en mode faisceau-bascule, collectez les spectres EDX en suivant la méthode d’image spectrale conventionnelle (en utilisant la fonction d’imagerie spectrale de la figure 5)en fonction des angles d’inclinaison du faisceau dans les directions x et y et affichez la distribution de l’intensité élémentaire pour des éléments spécifiés, comme le montre la figure 5.
3. Analyse des données pour la quantification
- Exprimer l’intensité des rayons X Ix pour l’impureté x sous la forme suivante en fonction de l’intensité des rayons X Ii de l’élément hôte i,12
où
NOTA :Ici, fix est l’occupation fractionnaire de l’impureté x sur le site hôte de type i, cx est la concentration d’impureté x, et ni est la concentration fractionnaire de l’élément hôte de type i parmi les sites hôtes totaux avant l’accommodation des atomes d’impuretés de type x. ki est le facteur k de l’élément hôte de type i. Le décalage constant supplémentaire βx a été introduit en tant que paramètre ajusté supplémentaire pour tenir compte des différences de délocalisation d’interaction et des erreurs dans les soustractions d’arrière-plan. αix peut être déduit de Eq. (1) par régression linéaire multivariée pour de nombreux points de prélèvement des intensités de rayons X du PIC. - Dériver cx et fix en utilisant la condition Σifix = 1 comme12
Les incertitudes dans cx et fix pour les impuretés multiples sont facilement dérivées du principe de propagation des erreurs:
et
où δ αix est l’erreur statistique obtenue dans la régression linéaire à partir de Eq. (1).
Representative Results
L’ECP expérimental pour baTiO3 et les PIC de Ba-L, Ti-Kαet O-Kα près des axes de zone [100] et [110] sont représentés à la figure 6A et à la figure 6B,respectivement. Chaque élément constitutif présente un PIC spécifique, indiquant que le PIC est spécifique au site atomique12.
A titre d’exemple d’application fondamental, nous avons examinéEu3+-dopéCa2SnO4 , qui présente une forte émission rouge dérivée de latransition dipolaire électrique 5D0-7F2 des eu ions trivalents(Eu3+). Compte tenu du critère de similarité des rayons ioniques, il serait plus pertinent de supposer que Eu3+ occupe les sites Ca2+ car Eu3+ est significativement proche en taille de Ca2+ que de Sn4+. Cependant, l’analyse de Rietveld des données de diffraction des rayons X en poudre a révélé que Eu3+ occupait également les sites Ca2+ et Sn4+, probablement parce que le critère de neutralité de la charge locale domine dans ce cas. Un échantillon co-dopé Eu et Y Ca1,8Y0,2Eu0,2Sn0,8O4 a ensuite été synthétisé car les ionsY3+ avec un rayon ionique plus petit occupent préférentiellement des sites cationiques plus petits (Sn4+),expulsant les plus grands ions Eu3+ du site Sn4+ vers le plus grand site Ca2+ sans modifier le bilan de charge. Comme prévu, Ca1,8Y0,2Eu0,2Sn0,8O4 présentait une émission plus forte que l’échantillon Ca1,9Eu0,2Sn0,9O4. L’émission rouge plus forte dans l’échantillon co-dopé s’explique par l’augmentation de la fraction d’ionsEu3+ occupant le site asymétrique Ca, coordonné par sept atomes d’oxygène, ce qui améliore le moment dipolaire électrique par rapport à celui du site symétrique Sn à six coordonnées.
Une série d’échantillons polycristallins co-dopés d’Eu et D’Y avec des compositions nominales deCa1,9Eu0,2Sn0,9O4 et Ca1,8Eu0,2Y0,2Sn0,8O4 ont été préparés, et les occupations des sites des dopants ont été déterminées par la présente méthode.
La figure 7 montre l’ECP et les PIC de Ca-K, Sn-L, O-K, Eu-L et Y-L pour l’échantillon Ca1,8Eu0,2Y0,2Sn0,8O4 près de la zone [100]. Le PIC Eu-L était plus proche du PIC Ca-K, tandis que le PIC Y-L était plus proche du PIC Sn-L. Cela suggère que les sites d’occupation de l’Ue et de l’Y pourraient être biaisés, comme prévu. Les coefficients, αix pour i = Ca, Sn et x = Eu, Y dérivés en utilisant Eq. (1), où nCa = 2/3 et nSn = 1/3. Les k-facteurs des éléments constitutifs sont étalonnés à l’avance à l’aide d’un matériau de référence avec une composition connue, dont la discussion détaillée se trouve dans la réf.12. Les taux d’occupation des impuretés et les concentrations d’impuretés c de tous les échantillons sont tabulés dans le tableau 1.
Dans Ca1.9Eu0.2Sn0.9O4, Eu3+ occupait les sites Ca2+ et Sn4+ également, conformément aux résultats de l’analyse XRD-Rietveld. En revanche, Eu3+ etY3+ occupaient les sitesCa2+ et Sn4+ à des rapports d’environ 7:3 et 4:6, respectivement, dans les échantillons co-dopés, significativement biaisés comme prévu, mais maintenant également la condition de neutralité de charge dans les précisions expérimentales actuelles12.
Figure 1: Perspectives instrumentales. Jeol JEM2100 STEM et ses moniteurs, détecteurs et configurations de panneaux d’opération associés. Veuillez cliquer ici pour voir une version plus grande de cette figure.
Figure 2: Disposition du moniteur de contrôle TEM (TCM). Les fenêtres de contrôle nécessaires à la présente méthode sont affichées et les fonctions et boutons clés sont étiquetés. Veuillez cliquer ici pour voir une version plus grande de cette figure.
Figure 3: Panneaux de fonctionnement gauche/droite du S/TEM. (Gauche) Panneau de fonctionnement gauche (LOP). (Droite) Panneau d’opération droit. Les touches de fonction et les boutons de fonctionnement nécessaires à la présente méthode sont étiquetés. Veuillez cliquer ici pour voir une version plus grande de cette figure.
Figure 4: Image ponctuelle caustique sur l’écran fluorescent. Le diamètre du spot varie de quelques centimètres sur l’écran, en fonction de la valeur de défocalisation. Veuillez cliquer ici pour voir une version plus grande de cette figure.
Figure 5: Apparence du moniteur de contrôle EDS. L’aperçu du motif de canalisation électronique (ECP) dans le panneau supérieur gauche spécifie la zone de mesure. Pour les mesures d’inclinaison 1D, le balayage linéaire à rayons X est sélectionné dans le panneau le plus à gauche et la plage de mesure est indiquée par la flèche jaune dans l’aperçu ECP. Le tableau périodique dans le panneau inférieur gauche sélectionne les éléments des modèles de canalisation d’ionisation (PIC) à afficher dans le panneau supérieur droit. Le panneau inférieur droit affiche le motif EDS accumulé en temps réel. Veuillez cliquer ici pour voir une version plus grande de cette figure.
Figure 6: Ecps expérimentaux et PIC. (A: de gauche à droite) ECP et PIC de Ba-L, T-Kaet O-Ka émissions de BaTiO3 obtenues par bascule de faisceau près de l’axe de la zone [100]. (B: de gauche à droite) Identique à (A) près de [110] axes de zone. Ce chiffre a été modifié à partir de [12]. Veuillez cliquer ici pour voir une version plus grande de cette figure.
Figure 7. ECP et PIC à rayons X correspondants de Ca1,8Eu0,2Y0,2Sn0,8O4 par bascule de faisceau près de l’axe de la zone [100]. (A) ECP. (B-F) PIC des émissions Ca-Ka,Sn-L, O-Ka,O-Ka,Eu-L et Y-L, respectivement. Ce chiffre a été modifié à partir de [12]. Veuillez cliquer ici pour voir une version plus grande de cette figure.
| échantillon | Dopant | αCalifornie | αSn | fCa | fSn | c x (x = Eu ou Y) |
| Ca1.9Eu0.2Sn0.9O4 | UE | 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 | UE | 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 |
Tableau 1. Paramètres dérivés (définis dans le texte) des échantillons deCa2-xEuxSn1-yYyO4 où (x, y) =(0,2, 0,0) et (0,2, 0,2).
Discussion
Les étapes critiques du protocole sont la capacité d’aligner avec précision le faisceau de bascule incident qui a un petit angle de convergence avec le point de pivot, qui est immobile à la zone spécifiée décrite aux étapes 2.2-2.3. On a utilisé un faisceau incident collimaté dont le demi-angle de convergence ne dépasse pas environ 2 mrad. Une taille de faisceau de 400 nm et un diamètre de 1 μm peuvent être choisis en fixant l’ouverture du condenseur #4 (10 μm de diamètre) et #3 (30 μm) dans le système matériel actuel.
Les avantages de la présente méthode sont que (i) aucun instrument STEM avancé tel que stem corrigé d’aberration ou même pistolet à électrons d’émission de champ n’est nécessaire; (ii) de nombreux points d’échantillonnage (par exemple, ~4 000 points pour une zone de balayage de 64 × 64 pixels2)peuvent être collectés automatiquement avec une grande efficacité, tout en utilisant la procédure d’imagerie spectrale STEM conventionnelle du côté de l’analyseur, et (iii) plusieurs méthodes spectroscopiques telles que l’EDX, l’EELS et la cathodoluminescence peuvent être exploitées simultanément dans un seul système intégré, ce qui permet une analyse multimodale13.
Étant donné que les PIC expérimentaux peuvent être prédits avec précision par simulation théorique, la méthode peut être appliquée non seulement aux cas où le cristal d’intérêt contient plusieurs sites atomiques inéquivalents pour un élément dopé14. D’autres extensions sont en cours, telles que la détection des concentrations de vacance et des déplacements associés des éléments hôtes15,et même l’ordre des dopants séparés le long des joints de grain des céramiques. La présente méthode peut fournir une technique alternative significative applicable aux échantillons relativement épais, contrairement à l’analyse atomique colonne par colonne à l’aide de STEM corrigés des aberrations, ce qui nécessite la préparation d’échantillons de haute qualité très minces (< 10 nm).
L’analyse électronique de l’état du site atomiste utilisant TEM-EELS (HARECES) plutôt qu’EDX est réalisable8,9,10,11. Pour la mesure automatique, il est recommandé d’utiliser « l’option ALCHEMI » dans un logiciel de contrôle de faisceau « QED », fonctionnant sur la suite de microscopes Gatan, fournie par HREM Research Inc16. Dans la mesure HARECES, il est nécessaire de s’assurer que le faisceau transmis est éloigné de la position du détecteur EELS et perpendiculaire à la rangée systématique dans la séquence d’inclinaison du faisceau8.
Une limitation de cette méthode est la taille minimale du faisceau d’électrons incident, qui limite la surface minimale mesurée à environ 400 nm. Cela est dû à l’aberration du système de lentilles TEM dans lequel le centre du pivot se déplace plus loin que le rayon du faisceau pour une taille de faisceau plus petite, qui pourrait être modifiée à l’avenir en modifiant le réglage du courant de la lentille déflecteur TEM pour compenser l’errance du faisceau.
Si le microscope utilisé n’a pas de mode de bascule de faisceau, une opération très similaire est réalisée à l’aide du logiciel QED, qui répond également à la limitation, car le logiciel peut rectifier le point de pivot se déplaçant même en mode nano-faisceau. Pour les S/TEMs fabriqués par FEI Company (qui fait maintenant partie de Thermo Fisher Scientific), les scripts TIA, le code open source peut gérer toutes les fonctions S/TEM et les détecteurs connectés via un PC. Des acquisitions séquentielles de données EDX/EELS avec basculement successif du faisceau incident ont été réalisées à l’aide du programme de script TIA exécuté sur la plate-forme d’imagerie et d’analyse TEM13.
Disclosures
Les auteurs n’ont rien à divulguer.
Acknowledgments
Ce travail a été en partie soutenu par des subventions d’aide à la recherche scientifique sur Kiban-kenkyu A (n° 26249096), les domaines innovants « Nano-informatique » (n° 25106004) et Wakate-kenkyu B (n° 26870271) de la Société japonaise pour la promotion de la 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).
