Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования, 2020, № 1, стр. 81-88

ВВЕДЕНИЕ

В настоящее время сплавы алюминия средней прочности успешно используются в системах хранения и транспортировки сжатого водородного топлива как альтернативной замены бензина и дизельного топлива. Область применения высокопрочных сплавов алюминия ограничена вследствие их подверженности водородному охрупчиванию в ходе эксплуатации при повышенных давлениях [1–3]. Поэтому интенсивные работы, ведущиеся при создании материалов из высокопрочных алюминиевых сплавов для водородной энергетики, в том числе элементов арматуры водородных линий, нацелены на решение проблемы отрицательного влияния водорода на механические свойства материалов на основе алюминия. Несмотря на экспериментальные и теоретические достижения в изучении механизмов и форм проявления водородной хрупкости [4–6], существенный прогресс в исследовании взаимодействия водорода со структурными микро- и макродефектами, как считается, будет достигнут благодаря новым методам анализа структуры и химического состава сплавов по глубине с нанометровым разрешением.

Фундаментальные исследования поведения водорода в алюминии и его сплавах требуют изучения влияния физико-химических процессов, протекающих при кристаллизации, на структуру и свойства сплавов алюминия в зависимости от состава образцов, метода их получения и условий обработки. Особый интерес вызывает изучение поведения водорода в быстро затвердевших сплавах алюминия. Несмотря на то, что многие легирующие компоненты промышленных алюминиевых сплавов в равновесных условиях малорастворимы в алюминии, в результате высокоскоростной кристаллизации достижимо аномальное увеличение их растворимости в твердом растворе [7, 8]. Например, в двойных алюминиевых сплавах растворимость хрома в алюминии в результате центробежной закалки превышает равновесный предел растворимости в 3.4 раза, достигая 1.5 ат. % [9]. Это расширяет возможности проведения термической обработки пересыщенных твердых растворов и позволяет улучшить свойства алюминиевых сплавов за счет легирования переходными металлами (хромом, железом, цирконием, титаном и другими) и редкоземельными элементами (скандием, иттрием, лантаном и прочими). Другая особенность быстро затвердевших материалов заключается в диспергировании структурных составляющих сплавов при затвердевании, в том числе в выделении дисперсных включений неравновесных интерметаллидных фаз, состав и структура которых отличаются от равновесных фаз, что вызывает упрочнение образцов.

При исследовании кинетики выделения водорода из быстро затвердевших фольг алюминия и его бинарных сплавов c хромом, а также железом и цирконием впервые обнаружено [10–13], что механизм захвата водорода неравновесными дефектами в фольгах алюминиевых сплавов в сравнении с образцами, полученными традиционными методами, качественно изменяется. Это дает возможность управлять скоростью пропускания водорода (замедлять ее) через быстро затвердевшие материалы. Поэтому модифицирование структуры и свойств поверхности алюминиевых сплавов методами высокоскоростной кристаллизации имеет важное фундаментальное и прикладное значение для эффективного решения одной из наиболее серьезных проблем современных технологий – проблемы водородного охрупчивания металлов и их сплавов, которые контактируют с агрессивной водородсодержащей средой.

Цель работы – комплексное изучение особенностей микроструктуры, состава и химического состояния поверхности быстро затвердевших бинарных сплавов Al–Cr с помощью сканирующей фотоэлектронной спектроскопии (СФЭС) и сканирующей зондовой микроскопии (СЗМ) для определения влияния легирующего элемента хрома на химический состав и свойства быстро затвердевших фольг. Применение фотоэлектронной спектроскопии высокого разрешения с синхротронным излучением (СИ) в комбинации с СЗМ позволяет определить элементный состав и визуализировать структуру поверхности объекта исследования на субмикроскопическом уровне. В качестве экспрессного и высокочувствительного метода изучения физико-химических свойств поверхности образцов использован метод покоящейся капли. С учетом того, что поверхностный слой быстро затвердевших сплавов находится в особом физико-химическом состоянии и его свойства отличны от объемных свойств материала, степень смачиваемости фольг дистиллированной водой определяли в ходе измерения краевого угла смачивания как чувствительного индикатора микроструктуры и химического состава поверхности твердых тел.

МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

Быстро затвердевшие сплавы Al–Cr, содержащие 1 и 3 ат. % Cr, были получены методом центробежной закалки расплава при одностороннем теплоотводе, когда капля расплава выплескивается на внутреннюю поверхность медного цилиндра. Скорость охлаждения расплава была не ниже 10⁶ К/c [14] при частоте вращения 1500 об./мин цилиндра диаметром 20 см. Толщина полученных фольг составила 50–100 мкм, ширина – 5–10 мм. Для анализа микроструктуры, состава и свойств была выбрана контактирующая с воздухом поверхность фольг.

Микроструктуру и химический состав фольг сплавов Al–Cr методом СФЭС исследовали в микроскопическом режиме 2D визуализации и спектроскопическом режиме на станции фотоэлектронной спектроскопии ESCA в синхротронном центре ELETTRA при энергии электронного пучка накопительного кольца 2.4 ГэВ. Фотоэлектроны регистрировали с использованием 100-миллиметрового полусферического энергоанализатора PHOIBOS с 48-канальным детектором, разработанным в ELETTRA [15]. Энергоанализатор был установлен под углом 60° к направлению излучения, падающего нормально на поверхность образцов. В многоканальном режиме работы анализатора детектируются электроны, вылетающие с протяженного участка облучаемой фотонами поверхности образца, что позволяет получить при сканировании фольги двумерные изображения, содержащие информацию о распределении элементов в различных химических состояниях по поверхности. В спектроскопическом режиме микрорентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (микро-РФЭС) анализатор детектирует фотоэлектроны, вылетающие из субмикронной области поверхности. Полученные фотоэлектронные спектры остовных электронов (электронов внутренних оболочек атома) позволяют идентифицировать химические элементы и выполнить анализ химического состава малой области поверхности образца.

В СФЭС-экспериментах поверхность фольг облучали фотонами с энергией hν = 650 эВ. Очистку фольг от избыточного углерода выполняли в процессе травления поверхности образцов ионами аргона с энергией 2 кэВ. Рабочий вакуум в экспериментальной камере спектрометра поддерживали на уровне 10^–7 Па. Диаметр пучка СИ, сфокусированного с помощью зонной пластинки Френеля, составлял ~120 нм. Калибровку энергии фотонов осуществляли, используя сигнал от золотой пленки, по положению уровня Ферми и остовному уровню Au4 f_7/2. Глубина анализа при энергии фотонов 650 эВ была несколько нанометров, энергетическое разрешение – 0.3 эВ, пространственное разрешение было меньше 0.1 мкм. Другие детали эксперимента описаны в [16]. Обработку спектров микро-РФЭС (вычитание нелинейного фона методом Ширли [17], нормировку) проводили с помощью программы Igor Pro. Для анализа химического состояния элементов использовали базу данных NIST [18].

Морфологию и шероховатость контактирующей с воздухом поверхности фольг исследовали методом СЗМ с помощью атомно-силового микроскопа NT-206 в контактном режиме на воздухе, используя эталон Si и зонды CSC-38. Полученные снимки размером 36 × 36 мкм обрабатывали с использованием программы SurfaceXplorer ОДО “Микротестмашины” (Беларусь) [19]. Среднеарифметическую шероховатость R_а определяли по данным, полученным с четырех–пяти площадок, выбранных произвольным образом для каждого сплава. Относительная погрешность измерения R_а составляла около 3.5%.

Смачиваемость образцов дистиллированной водой определяли методом сидячей капли на воздухе по величине равновесного краевого угла смачивания θ, измеренного путем цифровой обработки профиля капли объемом 50 мкл на контактирующей с воздухом поверхности фольг. Высаживание капель (до четырех на одной фольге) осуществляли с помощью шприца на установке, описанной в [20]. Время стабилизации системы фольга–дистиллированная вода было 60 с при ~18°С. Погрешность измерения равновесного краевого угла смачивания составляла ~1°.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

На рис. 1а, 1б показаны двумерные СФЭC-изображения характерного участка контактирующей с воздухом поверхности фольги сплава Al–1 ат. % Cr, полученные при записи фотоэмиссионных сигналов Al2p и Cr3p соответственно. Из-за вклада топографического контраста на обоих рисунках преобладают одни и те же особенности рельефа поверхности образца. Поэтому для удаления топографических артефактов применяли процедуры обработки СФЭC-изображений, описанные в [16]. На рис. 1в, 1г приведены фотоэлектронные карты распределения алюминия и хрома по поверхности фольги – обработанные СФЭC-изображения, композиционный контраст которых определяется элементным составом приповерхностной области быстро затвердевших образцов. Локальная неоднородность изображения контраста на рис. 1г указывает на присутствие на поверхности фольг высокодисперсных зон с повышенной концентрацией хрома (возможно, в форме кластеров), а также зон, обедненных хромом. Поскольку программная обработка фотоэлектронных карт позволяет исследовать изменение химического состава образцов с латеральным разрешением, дополнительно на рис. 1д показана карта распределения Al в металлическом состоянии относительно Al в окисленном состоянии, полученная после обработки СФЭC-изображений, записанных при значениях энергии фотоэлектронов, соответствующих энергии связи металлического Al и оксида Al₂О₃ соответственно. Анализ показывает, что на поверхности фольг наблюдаются участки, где алюминий преимущественно находится в металлическом (неокисленном) состоянии, например, область 1 (рис. 1а), которая на рис. 1д визуально выглядит светлой по сравнению с затемненной областью 2 (рис. 1а), соответствующей участку, на котором Al в основном находится в окисленном состоянии.

Рис. 1.

Фотоэлектронное картирование быстро затвердевшей фольги сплава Al–1 ат. % Cr: СФЭС-изображения Al2p (а) и Cr3p (б) характерного участка поверхности фольги и соответствующие карты распределения Al (в), Cr (г), а также карта распределения металлического Al относительно оксида Al₂О₃. Размер каждого изображения 130 × 130 мкм.

Микро-РФЭС-анализ поверхности фольги сплава Al–1 ат. % Cr был выполнен в субмикронных областях, обозначенных как А и В на рис. 1а, а также в областях конечного размера одинаковой площади (рис. 1а, участок 1 размером 25 × 24 мкм и участок 2 размером 60 × 10 мкм). Полученные фотоэлектронные спектры Al2p и Cr3p представлены на рис. 2. В спектрах Al2p (рис. 2а, б) наблюдаются две линии. Первая с энергией связи 72.8 эВ соответствует алюминию в металлическом состоянии и имеет наибольшую интенсивность в спектрах, измеренных в области А и на участке 1. Вторая линия с положением пика в интервале значений энергии связи 73.4–76.0 эВ, характерном для связей Al–O, относительно широкая, смещается в область более высоких значений энергии связи при перемещении области анализа в область В и участок 2. Анализ 3p-линии Cr в интервале 41.6–43.5 эВ (рис. 2в, 2г) показал присутствие хрома только в области А и на участке 1, в области В и на участке 2 хром не обнаруживается.

Рис. 2.

Фотоэлектронные спектры состояний Al2p (а, б) и Cr3p (в, г), измеренные для различных поверхностных областей быстро затвердевшей фольги сплава Al–1 ат. % Cr. Кривые А и В соответствуют субмикронным областям А и В на рис. 1а, кривые 1 и 2 – областям 1 и 2 одинаковой площади 600 мкм² на рис. 1а.

Установленное изменение структуры спектров Al2р-уровня (рис. 2а, 2б) при переходе из обогащенной хромом области (кривые А и 1) в обедненную хромом область (кривые В и 2) указывает на то, что, во-первых, в областях, обогащенных хромом, наибольшую интенсивность имеет низкоэнергетическая компонента, соответствующая металлическому алюминию (72.8 эВ). В областях, обедненных хромом, преобладающей фазой является оксид алюминия Al₂O₃ с энергией связи 75.7 эВ. Это позволяет сделать вывод о том, что хром подавляет оксидирование алюминия на поверхности фольг. Во-вторых, кроме ожидаемых химических соединений – оксидированного и металлического алюминия – в фольгах формируются гидроксиды, о чем свидетельствует уширение профиля 2pAl при больших энергиях связи. В предыдущих экспериментах [21] была получена удовлетворительная аппроксимация фотоэлектронных спектров остовного уровня алюминия Al2р для фольг сплава Al–3 ат. % Cr, учитывающая формирование гидроксидов Al(OH)₃ и AlOOH. Однако установить точную природу гидроксидов алюминия по данным микро-РФЭС-анализа затруднительно из-за сложной многокомпонентной структуры спектров, а также противоречивости справочных и литературных данных об энергии связи высокоэнергетических компонент в разложении линий алюминия [18]. Поэтому фазовый состав фольг чистого алюминия и его сплавов с хромом дополнительно планируется изучить методом рентгеноструктурного анализа.

Полученные спектры рентгеновских фотоэлектронов Cr3p (рис. 2в, 2г) демонстрируют, что в обогащенных хромом областях (кривые А и 1) хром в основном находится в металлическом состоянии. Однако следует отметить, что энергия связи 41.6 эВ низкоэнергетической компоненты, имеющей наибольшую интенсивность и соответствующей металлическому хрому, ниже известных литературных данных (41.9 эВ [22] и 42.1 эВ [23]). Дополнительно в спектрах микро-РФЭС (кривые А и 1) присутствует особенность на левом склоне пика – высокоэнергетический “оксидный” пик, компоненты разложения которого относятся к оксидам хрома. Сравнение с имеющимися литературными данными об энергии связи остовных Cr3p-уровней для CrO₂ (43.5 эВ [24]) и Cr₂O₃ (43.9 эВ [25]) показывает, что в спектрах Cr3p, в отличие от спектров Al2p, наблюдается общая тенденция смещения сигналов в сторону меньших значений энергии связи. Дополнительно заметим, что в профилях спектров Cr2p-электронов, измеренных ранее для фольг сплава Al–3 ат. % Cr [21], энергия связи главного пика Cr2p_3/2 равна 574.0 эВ, что достаточно хорошо согласуется с известными литературными данными (573.8–574.7 эВ) [18]. Форма фотоэлектронных спектров Cr2p, как и спектров Cr3p фольг сплавов Al–1 ат. % Cr и Al–3 ат. % Cr, свидетельствует о незначительном окислении хрома на поверхности фольг в областях, которые обогащены хромом и условно обозначены буквой А на рис. 1а. Этот факт может быть косвенным свидетельством сегрегации бо́льшей доли хрома в приповерхностном слое образцов в кластеры, при локализации в которых он менее активно взаимодействует с атмосферным кислородом и влагой.

Типичная топография контактирующей с воздухом поверхности фольг сплавов Al–Cr показана на рис. 3. Для морфологии поверхности образцов характерна апериодичная зеренная структура с размером зерен 1–5 мкм. Наблюдаемые элементы микрорельефа включают возвышенности, впадины, равнинные участки, неупорядоченные остроугольные и тупоугольные конусообразные структуры (рис. 3а, 3б). На отдельных участках высота зерен над поверхностью фольг достигает 100 нм. Для фольг сплавов Al–1 ат. % Cr и Al–3 ат. % Cr получено, что среднеарифметическая шероховатость поверхностей различается на 9% и составляет, соответственно, 39.2 и 42.7 нм. Сравнительный анализ результатов измерения равновесного краевого угла смачивания для сплавов Al–Cr приведен на рис. 3в. Форма капель дистиллированной воды, размещенных на контактирующей с воздухом поверхности быстро затвердевших фольг, показана на вставках к рис. 3а, 3б. Установлено, что хром изменяет близкие к гидрофобным свойства фольг чистого алюминия (99.99%), которые, как было обнаружено ранее [20], плохо смачиваются водой (θ = 87.7° для контактирующей с воздухом поверхности фольг Al). При увеличении расчетной концентрации хрома в сплавах от 1 до 3 ат. % наблюдается снижение краевого угла θ от 86.2° до 75.2° соответственно.

Рис. 3.

Морфология и смачиваемость дистиллированной водой быстро затвердевших фольг сплавов Al–1 ат. % Cr (а) и Al–3 ат. % Cr (б), гистограмма зависимости равновесного краевого угла смачивания от расчетного содержания хрома в сплавах (в). На вставках (а) и (б) показана форма капель на поверхности образцов.

Представленные в настоящей работе результаты СФЭС-анализа быстро затвердевшего сплава Al–1 ат. % Cr хорошо согласуются с данными, ранее полученными методом СФЭС для быстро затвердевшего сплава Al–3 ат. % Cr [21], и позволяют определить следующие закономерности микроструктуры приповерхностных слоев фольг сплавов Al–Cr. Неравновесная кристаллизация при высокоскоростном охлаждении расплава приводит к формированию оксидно-гидроксидных поверхностных слоев, обедненных хромом и имеющих неоднородную структуру: на поверхности фольг наблюдаются участки с повышенным и пониженным содержанием хрома. Фотоэлектронное картирование поверхности фольг при записи фотоэмиссионных сигналов Cr2p [21] и Cr3p позволяет предположить, что на поверхности фольг формируются кластеры хрома. Как видно из рис. 1г, скопления (агломераты) светлых образований, в основном состоящих из металлического хрома, сегрегированного, по-видимому, в кластеры, неравномерно распределены по поверхности фольги. Хотя в выполненных экспериментах и не представляется возможным оценить размеры и структуру кластеров методом СФЭС, особо следует также отметить обнаруженное уменьшение значений энергии связи остовных 3р-электронов хрома в быстро затвердевшем сплаве Al–1 ат. % Cr (несмотря на то, что смещение положения остовных пиков алюминия отсутствует). Данный эффект, не наблюдаемый в фольгах сплава Al–3 ат. % Cr (по-видимому, из-за агрегации выделений хрома), может быть объяснен известным увеличением/уменьшением энергии связи остовных электронов атомов кластеров по сравнению со значениями энергии связи этих электронов в объемных образцах, которое затрудняет идентификацию химического состояния анализируемого материала по химическим сдвигам фотоэлектронных линий при наличии в матрице кластеров металлов и их оксидов [26, 27]. Согласно многочисленным теоретическим и экспериментальным данным, полученным для переходных и благородных металлов, знак и величина сдвига энергии связи, измеренные методом РФЭС, зависят как от размера кластеров (от единиц нанометров до 100 нм и выше), химического состояния и взаимного расположения составляющих их атомов, так и от материала подложки [26, 28, 29]. Поэтому предпочтительно сравнивать только экспериментальные данные, полученные на схожих образцах. Интересно, однако, отметить, что для нанокластеров хрома (со средним размером 1.5 нм) на поверхности графита в [29] сообщается об увеличении энергии связи остовных уровней 2p_3/2 и 3p на 0.35 и 0.45 эВ соответственно по сравнению с известными положениями линий Cr2p_3/2 и Cr3p 574.40 и 42.10 эВ соответственно. Проведенный in situ РФЭС-анализ образцов показал отсутствие окисления нанокластеров хрома.

Другая обнаруженная характерная особенность быстро затвердевших фольг сплавов Al–Cr заключается в локальном подавлении окисления алюминия в субмикронных областях, обогащенных хромом. Несмотря на разный состав, различные условия получения образцов и способы оксидирования, настоящие экспериментальные данные согласуются с результатами других авторов о том, что в сплавах Al–Cr алюминий сегрегирует на поверхности, в то время как хром или в основном располагается ниже оксидного слоя, или входит в состав оксидной пленки в металлическом состоянии [30, 31]. Одной из причин указанного поведения хрома в поверхностном слое образцов может быть преимущественное окисление алюминия из-за большой величины свободной энергии образования его оксида, которое экспериментально наблюдалось в процессах окисления сплавов системы железо–хром–алюминий [32].

Экспериментально определенная в работе тенденция повышения степени гидрофильности поверхности фольг при легировании алюминия хромом в интервале концентраций 1–3 ат. % Cr указывает на то, что смачиваемость фольг сильно коррелирует с химическим составом их поверхности. Действительно, несмотря на то, что шероховатость фольг при введении 1 ат. % хрома возрастает (R_a контактирующей с воздухом поверхности алюминия составляет в среднем 17 нм для площадок размером 20 × 20 мкм [33]), величина равновесного краевого угла смачивания уменьшается всего лишь на 1.5°, т.е. смачивающие свойства фольг сплава Al–1 ат. % Cr пренебрежимо мало отличаются от свойств фольг чистого алюминия, которые плохо смачиваются водой (значение θ близко к 90°). Это подтверждает вывод о том, что приповерхностные области образцов обеднены хромом и скопления металлического хрома сегрегируют в кластеры, неравномерно распределенные по поверхности фольги. Увеличение содержания хрома в сплаве до 3 ат. % приводит к снижению величины равновесного краевого угла смачивания на 13% при незначительном росте шероховатости фольг. Таким образом, установленный рост степени гидрофильности фольг по мере увеличения концентрации хрома в сплаве, несмотря на то, что поверхность фольг обеднена хромом, может быть объяснен агрегацией выделений хрома и, как следствие, возрастанием доли обогащенных хромом участков с пониженным содержанием оксида алюминия и его гидроксидов, что и приводит к уменьшению краевого угла. В то же время фольги сплава Al–3 ат. % Cr характеризуются низкой смачиваемостью, поскольку угол θ остается достаточно большим и равен 75.2°. Последнее вызывает большой интерес, потому что в соответствии с общепринятым делением материалов на гидрофобные и гидрофильные краевой угол 90° между водяной каплей и поверхностью образца является условной границей, определяющей степень его смачиваемости водой. Поскольку вода хорошо растекается на высокоэнергетических поверхностях материалов с металлической, ковалентной или ионной связью [34, 35], то, следовательно, алюминий, как ожидается, должен проявлять гидрофильные свойства. Действительно, на практике согласно многочисленным экспериментальным исследованиям [36–38] образцы Al и его сплавов хорошо смачиваются водой, и величины равновесного краевого угла смачивания, как правило, в разы ниже 90°, несмотря на различные методы подготовки поверхностей. Тем не менее, существуют отдельные публикации, посвященные изучению смачивания водой алюминия и его сплавов, в которых сообщается о больших углах смачивания θ в интервале 70°−90° [20, 39–41]. Предполагается, что данный эффект может быть обусловлен наличием оксидов и гидроксидов алюминия [42, 43] на поверхности материалов из-за их взаимодействия с атмосферой. Однако, как отмечают авторы, вопросы определения роли состава и химического состояния поверхности алюминиевых материалов в реализации режимов гомогенного/гетерогенного смачивания остаются малоизученными.

При разработке материалов для эксплуатации в агрессивных жидких и газовых средах особое внимание уделяется исследованию структуры и физико-химического состояния поверхности сплавов. В настоящее время легирование хромом широко используют для повышения термической стабильности и коррозионной стойкости промышленных сплавов [3, 44]. Как результат, активно проводят исследования поведения хрома в материалах на основе алюминия, полученных с использованием различных технологий как поверхностного [45, 46], так и объемного легирования. Представленные результаты расширяют современные представления о микроструктуре, включая химический и фазовый состав, оксидных пленок/оксидированных поверхностей алюминиевых сплавов и влиянии поверхности на физико-химические свойства сплавов, полученных при неравновесной кристаллизации. Для более полного понимания и определения потенциальных возможностей высокоскоростной кристаллизации для модификации структуры, и свойств сплавов алюминия, в том числе для практических приложений в области водородного материаловедения, требуются дополнительные исследования эволюции структуры и свойств материалов в зависимости от состава образцов и термической обработки.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Методами фотоэлектронной спектроскопии с использованием СИ, сканирующей зондовой микроскопии и методом покоящейся капли выполнено исследование микроструктуры быстро затвердевших сплавов Al–Cr и изучено влияние хрома на химический состав и свойства поверхности образцов. В приповерхностной области фольг, обедненной хромом, обнаружены высокодисперсные включения хрома, неоднородно распределенные по поверхности образцов. Присутствие хрома приводит к изменению соотношения характерных особенностей металлических и оксидных компонентов фотоэлектронных спектров алюминия. В областях, обогащенных хромом, преобладает металлическая компонента спектров остовного уровня Al2p, соответствующая алюминию в металлическом состоянии, в то время как в областях, обедненных хромом, наблюдается возрастание относительной доли оксида Al₂O₃ и гидроксидов алюминия. По данным СЗМ шероховатость фольг при легировании алюминия хромом в интервале 1−3 ат. % увеличивается незначительно и составляет 39.2 и 42.7 нм соответственно. Обнаруженная корреляция равновесного краевого угла смачивания с физико-химическим состоянием поверхности быстро затвердевших сплавов свидетельствует о том, что смачиваемость поверхности фольг определяется в основном ее химическим составом. При введении 3 ат. % хрома степень гидрофильности фольг повышается: величина краевого угла θ снижается на 13% до 75.2°. Таким образом, показано, что применение СИ позволяет расширить возможности фотоэлектронной спектроскопии и выполнить картирование с визуализацией распределения элементов в различных химических состояниях по поверхности образцов с субмикронным пространственным разрешением. Продемонстрирована эффективность использования метода покоящейся капли в комплексе с прямыми методами исследования структуры образцов (как в субмикро-, так и наномасштабе) для макроанализа структурной и химической неоднородности материалов, получаемых при неравновесной кристаллизации.