本文将简要介绍SEM配套EDS的工作原理，使用方法和经验将在后续章节中提及。
X射线在物体表面成分分析中的使用十分广泛，利用晶体衍射分光检测特征X射线波长称为波长色散谱仪（波谱仪WDS）; 检测特征X射线能量称之为能量色散谱仪（能谱仪EDS），EDS虽然准确度不如WDS，但制样、观察更简便，常和SEM、TEM一起使用。
EDS工作原理
受到加速的高能电子进入样品会受到样品原子的非弹性散射（粒子碰撞中能量交换但动量不守恒），样品原子会接受能量同时使其内壳层的电子被电离并脱离原子，同时形成一个空位，此时原子会处于不稳定的高能激发态。
该原子被激发的瞬间，原子会恢复到最低能量的基态，同时大量外层电子会跃迁到内壳层的空位中，产生大量能量并产生特征X射线和俄歇电子。X射线辐射是一种量子或光子组成的量子流，其带有的能量或波长与原子序数存在函数关系,即Moseley公式，据此，可以利用特征X射线对元素成分进行分析。
不同于XPS(X射线光电子能谱)，它是通过X射线激发光电子，再使用爱因斯坦光电发射定律，其根据光电子的结合能判断分析物质的元素种类。Ek =hν- EB（出射光电子动能等于X射线源光子能量减去特定原子轨道上的结合能）
XPS和EDS工作条件比较
将电子从各壳层激发电离出来的最小能量被称为临界激发能Ec,其随原子序数的增加而变大，同元素的近壳元素Ec值更大，在EDS分析中，要求入射电子束能量超过分析元素Ec值的2~3倍。
能谱元素分析图示
外层电子会自动补充到内层电子电离形成的空位中，如L层电子跃迁到K层形成的空位中会产生Kα辐射，同时让原子能态降低；M层电子填充K层空位时会产生Kβ辐射；L层电子激发流出的空位被M填充时会产生Lα辐射。X射线能量辐射以光子形式释放，其能量等于跃迁过程中相关壳层Ec之差。据此，X射线反映了不同元素原子内部壳层结构的特征，也因之称为特征X射线辐射，可以通过峰值进行元素判断。
对某个元素而言，靠近内层特征X射线产额较大；对于不同元素，此产额和原子序数成正比，而俄歇电子相反，故轻原子用俄歇电子谱仪（AES）观察更合适,但H、He、Li由于其光电离界面小、信号弱且其1s能量级中的电子容易转移。
EDS只能实现半定量分析。样品表面出射的光电子强度与原子浓度成线性关系，此外，强度还与光电子的平均自由程、样品表面光洁度、元素所处的化学状态、X射线源强度有关，故EDS只能做出定性半定量的结果。想要得到准确的能谱定量分析结果，用试样和标准样品特征X射线强度和单位体积内元素的元素质量之比计算，（相同条件下此值一致），由于上述误差，需要进行ZAF误差校正；在无标样时，EDS内置了样品图库用于结果比较。
CA为样品某元素的质量分数，IA、IA（0）表示样品和标样处于同一谱线的强度，CA（0）表示标样中某元素的质量分数，K 是修正因子。
高能入射电子激发原子的某阶能量的特征X射线后，此时Ec小于高能电子能量的壳层都会被电离，故所有低于该能量的特征X射线也会产生；原子序数越大其特征X射线谱系越复杂，不同壳层电子跃迁的几率不一致，“线权”表示线系内每条谱线内电子跃迁的几率，如K系中Kα的线权是Kβ的10倍，EDS观察中也主要以Kα作为参考。
除了产生特征X射线辐射外，原子激发时还会产生连续谱X射线辐射，是由电子和原子撞击时损耗能量中一小部分转化成了X射线，其与材料表面元素无关，特征X射线频峰是叠加在连续谱之上作为背底，在定量计算中必须扣除，背底较大（相应峰背比会降低）时会影响EDS工作的准确性。此外原子会吸收样品中产生的特征X射线，若此射线能量足够，则可以激发另一个原子产生特征X射线，此过程称为二次发射(此射线也称为荧光X射线)，定量分析中这两种过程均需要校正。
EDS结构：
锂漂移硅探测器Si(Li)：
硅基N型半导体中参杂了少量B杂质，在合适的温度下，让Li离子漂移进入并与其中的B离子结合，在半导体中形成高纯硅本征区（呈电中性），其中无可自由迁离的离子，故收集到的电子均由特征X射线产生，可以通过检测电荷脉冲从而对元素进行定性分析；此种结构必须加液氮冷却，其原因如下：未达到需求温度时，锂离子会反向漂移，破坏本征区并增加漏电流，从而影响检测结果；电子束工作带来的高温会使前置放大器产生额外的噪声，影响观测结果。
硅漂移探测器（SDD）：
其核心是高纯度N型硅片，阳极周围刻有很多p型同心浅环，会形成漂移电极，硅片底层（X射线入射面有大面积均匀p-n结）。SDD工作时，其顶面底面加上反向电压，P-N结会形成势垒，同时在漂移电极上形成电位差，在结构中会形成横向的梯度电场，特征X射线入射时，会激发晶体内形成电子-空穴对，电场力作用下，信号电子会向阳极漂移并在此处形成电荷信号，再馈送到含前级放大器的场效应管中，转化为电压脉冲信号，失去电子的空穴会向底面漂移并与此处电子结合而消失，相比于Si（Li），SDD在正常室温即可工作。
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