Журнал физической химии, 2022, T. 96, № 8, стр. 1075-1092
Физико-химические особенности механизма биокоррозии дюралюминия Д16Т микроскопическими грибами
Д. В. Белов a, *, **, С. Н. Беляев a, Г. А. Геворгян b, М. В. Максимов b
a Федеральное государственное бюджетное научное учреждение, Федеральный исследовательский центр
Институт прикладной физики РАН
603950 Нижний Новгород, Россия
b Акционерное общество, Центральный научно-исследовательский институт “Буревестник”
603950 Нижний Новгород, Россия
* E-mail: belov.denbel2013@yandex.ru
** E-mail: bdv@ipfran.ru
Поступила в редакцию 27.10.2021
После доработки 27.10.2021
Принята к публикации 21.12.2021
- EDN: PTZIHK
- DOI: 10.31857/S0044453722080052
Аннотация
Проведено экспериментальное исследование биокоррозии дюралюминия марки Д16Т. Предложен механизм биокоррозии, согласно которому инициаторами коррозионных повреждений сплава Д16Т являются активные формы кислорода, продуцируемые микроскопическими грибами. Высказано предположение об участии в биокоррозии сплава Д16Т пероксида водорода, образующегося как в процессе жизнедеятельности микромицетов, так и при активации кислорода нульвалентным алюминием (ZVAl). Сделано заключение о механизмах межкристаллитной, питтинговой и язвенной коррозии дюралюминия, возникающих в результате взаимодействия металла с микромицетами.
ВВЕДЕНИЕ
Микробиологической коррозией (биокоррозией) металлов принято называть биоповреждения и биоразрушения металлов. Наиболее активными биологическими агентами, повсеместно распространенными в окружающей среде, являются плесневые грибы (микромицеты или микроскопические грибы). Они широко распространены в почве, воде и воздухе, зачастую преобладают над другими микроорганизмами, и имеют наибольший потенциал воздействия практически на все объекты инфраструктуры, производственной и хозяйственной деятельности человека. Микромицеты являются активными агентами, инициирующими микробиологическую коррозию многих металлов и сплавов.
К настоящему времени сложилось убеждение, что биокоррозия металлов в условиях воздействия мицелиальных грибов возникает при воздействии агрессивных сред, формирующихся в результате их жизнедеятельности. Однако в большинстве случаев она сопровождается непосредственным участием микромицетов в разрушении поверхности металлов. Видовое многообразие микроскопических грибов, их высокая приспособляемость к условиям обитания, мощный ферментативный аппарат приводят к существенным объемам поврежденных ими металлических материалов. Биокоррозия металлов микромицетами особенно характерна для атмосферных и почвенных условий, например, для хорошо вентилируемых мест с благоприятными температурно-влажностными характеристиками, наличием на поверхности металла загрязнений [1]. В связи с этим изучение проблемы микробиологической коррозии металлов имеет огромное значение для разработки способов повышения долговечности металлических материалов, изделий и конструкций на их основе.
Алюминий является одним из самых широко применяемых металлов. Алюминий и его сплавы находят применение в качестве основного конструкционного материала для изготовления оборудования пищевой промышленности, самолетов и космических аппаратов [2, 3].
К настоящему времени механизм биокоррозии металлов под воздействием микроскопических грибов изучен недостаточно полно, а существующие способы защиты от нее малоэффективны [4]. В частности, биокоррозия алюминия и сплавов на его основе до сих пор остается малоизученным вопросом и вызывает много споров в научном мире.
Целью работы является определение основного биологического фактора, инициирующего биокоррозию дюралюминия; оценка биологического воздействия ассоциации микроскопических грибов на дюралюминий в течение длительного времени для дальнейшей разработки научно-обоснованных и эффективных методов защиты алюминия и его сплавов от биокоррозии микромицетами.
Объектом исследования послужил сплав алюминия Д16Т после закалки и естественного старения, широко применяющийся для изготовления оборудования топливных систем самолетов, в пищевой промышленности. В табл. 1 приведен химический состав сплава в состоянии поставки.
Таблица 1.
Марка
сплава по ГОСТ 4784–2019 |
Массовая доля химических элементов, % | |||||||
---|---|---|---|---|---|---|---|---|
Si | Fe | Cu | Mn | Mg | Cr | Zn | Ti | |
Д16Т | 0.5 | 0.5 | 3.8–4.9 | 0.3–0.9 | 1.2–1.8 | 0.1 | 0.25 | 0.15 |
С помощью сканирующего электронного микроскопа нами изучены стадии инициирования и развития биокоррозии дюралюминия в условиях воздействия консорциума плесневых грибов. Изучен фазовый состав продуктов коррозии Д16Т.
ТЕОРЕТИЧЕСКИЙ АНАЛИЗ ПРОБЛЕМЫ
С термодинамической точки зрения алюминий является активным металлом, что определяется отрицательным значением его равновесных электродных потенциалов (–1.662 В, Al – 3ē = = Al3+; –2.35 В, Al + 4OH– – 3ē = [Al(OH)4]–) [5].
Строение реальной поверхности алюминия. На воздухе чистый алюминий быстро покрывается прочной оксидной пленкой толщиной 5–10 нм, защищающей от дальнейшего окисления [6]. В этом процессе определяющую роль оказывают вода и кислород, специфически адсорбирующиеся на поверхности металла. Высокая коррозионная стойкость алюминия в воде обусловлена многослойной пассивной оксидной пленкой. В естественных условиях при температуре 20–90°С она состоит из трех слоев: непосредственно на поверхности алюминия – аморфный оксид или гидроксид толщиной в несколько нм; далее – слой псевдобемита Al2O3⋅1.3H2O и поверх него слой байерита Al2O3⋅3H2O, толщиной несколько микрон [7]. По другим данным защитная пленка представляет собой прилегающий к металлической поверхности тонкий барьерный слой моногидратного орторомбического бемита γ-AlO(OH) и более толстый наружный слой кристаллического оксида, состоящий из байерита или гидраргиллита Al2O3⋅3H2O [8–10]. Другие авторы отмечают, что при обычных условиях на поверхности алюминия формируется защитный рентгеноаморфный оксидный слой толщиной 4 –10 нм, в состав которого могут входить байерит Al(OH)3 и бемит AlO(OH) [11–13].
Взаимодействия, реализуемые на межфазной границе “защитный пассивный слой алюминия – ассоциация микромицетов”. Определяющее влияние на биокоррозию алюминия и его сплавов оказывают состав и состояние пассивирующего слоя на его поверхности [14 –16]. Он образуется в результате окисления поверхностного слоя чистого металла молекулами кислорода воздуха и воды, достигает толщины, обеспечивающей его газонепроницаемость, и предохраняет металл от дальнейшего окисления [17].
Начальный этап микологической коррозии металла характеризуется развитием колоний микромицетов: некоторый период времени (3–5 сут) происходит их адаптация, рост и развитие, затем появляются и локально накапливаются экзометаболиты, инициирующие первичные процессы разрушения поверхности металла. С появления экзометаболитов или, так называемого, экссудата в виде прозрачной подвижной жидкости с торцов и на боковых поверхностях образцов начинается биокоррозия. При локальном концентрировании экзометаболитов происходит их химическое взаимодействие с компонентами пассивной защитной пленки металла. Это возможно только при участии воды, пленка которой может возникать на поверхности металла вследствие капиллярной конденсации. Этому будет способствовать и закрепившийся на поверхности металла мицелий микроскопических грибов. Ввиду энергетической неоднородности поверхности металла различные ее участки будут взаимодействовать с живыми клетками и электролитами с разной интенсивностью [18]. Это приводит к неравномерному формированию коррозионных очагов. Далее включаются электрохимические процессы на поверхности металла, возникает катодная и анодная деполяризации. При разрыхлении поверхностных структур, защищающих основной металл, происходят внедрение гиф и конидий микроскопических грибов вглубь металла и взаимодействие его с компонентами коррозионно-активной среды.
Механизм растворения алюминия в щелочных средах. Металлический алюминий является реакционно-способным металлом и активно реагирует с различными окислителями, например с O2 и H2O. Продуктами реакции алюминия с водой являются водород и твердые продукты окисления, образующиеся по схемам:
(1)
$2{\text{Al}} + 3{{{\text{H}}}_{{\text{2}}}}{\text{O}} = {\text{A}}{{{\text{l}}}_{{\text{2}}}}{{{\text{O}}}_{{\text{3}}}} + 3{{{\text{H}}}_{2}} + 407.7\;{\text{кДж/моль}},$(2)
$\begin{gathered} 2{\text{Al}} + 4{{{\text{H}}}_{{\text{2}}}}{\text{O}} = 2{\text{AlO}}({\text{OH}}) + 3{{{\text{H}}}_{2}} + \\ + \,415.24\;{\text{кДж/моль}}, \\ \end{gathered} $(3)
$\begin{gathered} 2{\text{Al}} + 6{{{\text{H}}}_{{\text{2}}}}{\text{O}} = 2{\text{Al}}{{({\text{OH}})}_{3}} + 3{{{\text{H}}}_{2}} + \\ + \;427.98\;{\text{кДж/моль}}. \\ \end{gathered} $Подробное изучение механизма окисления алюминия проводилось рядом авторов в работах [16, 19–22]. Электрохимическое растворение алюминия по мнению авторов работ [23, 24] включает как минимум два сопряженных процесса – образование защитной пассивной оксидной пленки (Al + 3OH– – 3e = AlO(OH) + H2O) и ее химическое растворение c образованием растворимых алюминатов (AlO(OH) + H2O + OH– = = [Al(OH)4]–). Авторы [25] считают, что в растворах с рН < 12 скорость образования пассивной пленки выше скорости ее растворения, поэтому скорость коррозии алюминия контролируется стадией удаления с поверхности металла пленок гидроксида, растворение которого определяется диффузией ионов [Al(OH)4]– и OH–. Авторы работы [26] указывают, что коррозия чистого алюминия в щелочном растворе может быть объяснена работой короткозамкнутой коррозионной ячейкой и включает стадии образования и растворения пленки естественного оксида с одновременным восстановлением молекул воды.
В брутто-процессе биокоррозии алюминия мы предлагаем условно выделить несколько стадий [27–29].
Стадия индукции биокоррозии алюминия, в процессе которой происходит гидролиз защитной пассивной пленки, приводящий к нарушению ее сплошности и увеличению проницаемости для молекул воды. Это становится возможным из-за наличия в пассивной пленке алюминия структурных сквозных дефектов, непроницаемых для кислорода воздуха, но раскрывающихся при контакте с жидкой водой, например за счет эффекта Ребиндера. Другой возможной причиной разрушения защитной пленки является ее химическое растворение, которое будет происходить локально в ее наиболее дефектных местах. Этому способствует образование микромицетами жидкого экссудата с основными свойствами. При pH > 7 растворение оксидных соединений алюминия происходит в основном с образованием ионов [Al(OH)4]– [30, 31] и включает в себя гидратацию оксида и растворение образовавшегося гидроксида алюминия по схемам:
(4)
${\text{A}}{{{\text{l}}}_{{\text{2}}}}{{{\text{O}}}_{{\text{3}}}} + {{{\text{H}}}_{{\text{2}}}}{\text{O}} = 2{\text{AlO}}({\text{OH}}),$(5)
${\text{AlO}}({\text{OH}}) + {{{\text{H}}}_{{\text{2}}}}{\text{O}} + {\text{О}}{{{\text{Н}}}^{--}} = {{[{\text{Al}}{{({\text{OH}})}_{4}}]}^{--}},$(4*)
${\text{A}}{{{\text{l}}}_{{\text{2}}}}{{{\text{O}}}_{{\text{3}}}} + 3{{{\text{H}}}_{{\text{2}}}}{\text{O}} = 2{\text{Al}}{{({\text{OH}})}_{3}},$(5*)
${\text{Al}}{{({\text{OH}})}_{3}} + {\text{О}}{{{\text{Н}}}^{--}} = {{[{\text{Al}}{{({\text{OH}})}_{4}}]}^{--}}.$Согласно работе [32], при контакте гидроксида алюминия с металлическим алюминием может происходить, так называемый, “регидролиз” гидроксида алюминия, приводящий к образованию водорода и оксида алюминия по реакции
(6)
$2{\text{Al}}{{({\text{OH}})}_{3}} + 2{\text{Al}} = 2{\text{A}}{{{\text{l}}}_{{\text{2}}}}{{{\text{O}}}_{{\text{3}}}} + 3{{{\text{H}}}_{2}}.$Образовавшийся оксид алюминия значительно менее проницаем для молекул воды, чем гидроксид алюминия. Раскрывшиеся при контакте с водой дефекты закрываются вновь сформировавшимся оксидом, а для образования новых дефектов необходимо время (время гидратации и последующего локального растворения покрытия). При накоплении значительного количества гидроксид-ионов, образующихся за счет взаимодействия АФК с водой, вновь наблюдается растворение гидроксида алюминия по реакции (5*).
На стадии индукции [19–22] происходит разрушение структурных мостиков Al–O–Al с образованием связей Al–OH; одновременно нарастает pH экссудата, образуемого микромицетами, значение которого может доходить до 11. При толщине пассивной пленки алюминия, составляющей 2–4 нм [17], над поверхностью чистого металла может быть расположено 5–10 слоев оксида алюминия. Поверхностный рельеф и строение пассивной пленки должны в значительной мере передавать их поверхности металла, находящейся под ними. По всей видимости, наиболее дефектной структурой будет обладать пассивная пленка, локализованная над аморфными спайками на границах кристаллических зерен [27].
Гидроксильные группы способны диффундировать от поверхности раздела “экссудат–пассивная пленка” к поверхности раздела “пассивная пленка–алюминий”, образуя в объеме структурные гидроксиды. В работе [22] предполагается, что диффузия ОH-групп существенно ускоряется с увеличением количества дефектов в оксиде алюминия. Когда ОН-группы достигают металлического алюминия, происходит “регидролиз” гидроксида алюминия по реакции (6). Образовавшийся оксид алюминия будет увеличивать толщину пассивной пленки и может вновь гидролизоваться. Интенсификации процесса будет способствовать разрушение оксидного покрытия.
В экспериментах нами замечено образование водорода и насыщение им капель жидкого экссудата, прилегающего к поверхностям образцов (1)–(3). Если скорость образования водорода больше скорости его диффузии, образующийся водород, накапливаясь под оксидным покрытием, может приводить к его разрушению [16]. Оксидное покрытие является существенным препятствием для образующегося водорода, поскольку коэффициент диффузии водорода в оксиде составляет 10–13–10–14 см2/с [33, 34]. В свою очередь, эффективный коэффициент диффузии ОН–-групп в оксиде значительно меньше и составляет ~10–17 см2/с [22]. Условное окончание периода индукции связано с тем, что гидролизированная пассивная пленка локально растворяется в наиболее дефектных местах, что приводит к интенсификации биокоррозии.
Стадия интенсивной биокоррозии алюминия. По мере протекания процесса окисления точечные сквозные дефекты увеличиваются, возрастает их количество на единицу поверхности. Образовавшийся гидроксид алюминия закрывает бoльшую часть поверхности алюминия. В процессе окисления алюминия в зонах сквозных дефектов образуются мицеллы гидроксида алюминия, не препятствующие переносу воды к окисляющемуся металлу, заполняющие объем дефекта и со временем выходящие на поверхность алюминия. Далее это приводит к образованию водонасыщенного геля, обволакивающего корродирующий участок поверхности образца металла.
Перенос гидроксида алюминия осуществляется главным образом ионами [Al(OH)4]–, так как при pH > 7 растворенный гидроксид алюминия в основном представлен этими ионами [29]. Такой массоперенос будет препятствовать быстрому накоплению твердых продуктов коррозии на поверхности алюминия и способствовать увеличению скорости биокоррозии. Со временем происходит преобразование гелеобразного гидроксида алюминия, обволакивающего поверхность металла, в кристаллический.
С течением времени гель теряет молекулы избыточной воды, структурируется, уплотняется, т.е. стареет, и теряет способность пропускать воду к поверхности окисляемого металла [19]. Уменьшение водопроницаемости происходит за счет увеличения объема продуктов коррозии при недостатке гидроксид-ионов, и за счет структурирования свежеобразовавшегося гидроксида. Эти процессы можно представить схемой: мицеллы → водонасыщенный гель → структурированный гидрогель → кристаллические продукты коррозии. С этого момента наблюдается замедление общей скорости биокоррозии алюминия. Стадия интенсивного окисления переходит в стадию затухания процесса.
Изменение pH экссудата в процессе биокоррозии алюминия. Нами замечено, что в изучаемой системе значение pH экссудата, образующегося на межфазной границе “металл–консорциум микромицетов”, может как увеличиваться, так и падать. Известно [35], что в процессе гидратации оксида алюминия, формирующего поверхностную пассивную пленку, образуются гидроксид-ионы, которые различным образом связаны с поверхностью металла. Формирование поверхностного заряда контролируется адсорбцией протонов и гидроксид-ионов активными центрами поверхности. Поверхность гидроксида алюминия является амфотерной и в зависимости от pH среды может выступать в качестве кислоты или основания Бренстеда. Как известно, при значении pH, меньшем значения, соответствующего точке нулевого заряда (ТНЗ), поверхность заряжается положительно, при большем значении pH – отрицательно. В зависимости от типа оксида алюминия значение ТНЗ может изменяться от ~7 до ~10 [35]. Уменьшение pH экссудата на стадии интенсивной биокоррозии алюминия связано с растворением гидроксида алюминия по реакции (5*), а возрастание pH – с объединением Al(OH)3 в цепочки [29], сопровождающимся потерей ионов OH– по реакции
(7)
${{[{\text{Al}}{{({\text{OH}})}_{4}}]}^{--}} = {\text{Al}}{{({\text{OH}})}_{3}} + {\text{O}}{{{\text{H}}}^{--}}.$Процессы (5*) и (7) конкурируют между собой.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
В экспериментах использовался консорциум природных штаммов микроскопических грибов, споры которых были выделены из воздуха производственных помещений. Поверхность плотной питательной среды Чапека–Докса, разлитая в чашки Петри, естественным образом инокулировалась спорами микромицетов: чашки Петри с питательной средой в открытом виде находились в рабочих зонах производственных помещений в течение нескольких часов, после чего помещались в термостат для развития газона микромицетов. Далее на газон консорциума микромицетов помещали подготовленные металлические образцы. Опыт длился 10 месяцев при температуре (27 ± 2)°С в биологическом термостате. Сравнение проводили с контрольными образцами. Методика эксперимента подробно описана в работе [36].
Идентификацию микромицетов с поверхности металлических образцов проводили на основании их морфолого-культуральных особенностей, используя определители [37, 38].
Результаты исследований показали, что микобиота алюминиевых сплавов представлена в основном следующими родами микромицетов: Alternata, Aspergillus, Mucor и Penicillium.
Подготовка образцов и оценка биокоррозионных повреждений. Образцы металлов в виде пластин 30 × 20 × 15 мм или 20 × 20 × 15 предварительно шлифовали до получения гладкой поверхности и полировали до зеркального блеска. После этого их промывали водой, обезжиривали поверхность тетрахлорметаном, затем этиловым спиртом и высушивали.
Продукты коррозии удаляли механическим путем щеткой с полимерным ворсом. Прочно сцепленные с поверхностью удаляли ультразвуковой очисткой с использованием ультразвука частотой 20–30 кГц. В качестве среды использовали дистиллированную воду с температурой (20 ± 2)°С. После этого для выявления наиболее сильных биоповреждений образцы анализировали визуально. Для полного удаления продуктов коррозии и выявления микроструктуры образцы травили в растворе Келлера следующего состава: HF (48%) 1.0 мл; HCl (ρ = 1.19 г/см3) 1.5 мл; HNO3 (ρ = 1.42 г/см3) 2.5 мл; Н2O 95.0 мл.
Макроскопическое изучение поверхности образцов проводили с помощью светового микроскопа МБС-2, фотографии фиксировали на фотоаппарате Canon G15. Микроструктурные исследования в поперечном сечении прокорродировавших образцов проводили на оптическом микроскопе MT 753F. Анализ тонкой структуры прокорродировавших образцов анализировали на сканирующем электронном микроскопе VEGA 3 XMH производства компании TESCAN с катодом из гексаборида лантана LaB6. Качественный и полуколичественный анализ химических элементов, присутствующих в составе продуктов коррозии после экспозиции образцов на газоне консорциума микромицетов проводили методом энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии (EDS-анализ). Для проведения EDS-анализа использовали энергодисперсионный спектрометр на основе полупроводникового кремний-дрейфового детектора с безазотным охлаждением, установленный на колонну растрового электронного микроскопа с диапазоном детектируемых элементов от Be(4) до Pu(94).
Рентгенофазовый анализ продуктов биокоррозии образцов проводили стандартным методом на дифрактометре “Дрон-3М” с применением монохроматизированного CuKα-излучения в геометрии по Бреггу–Брентано. Идентификацию кристаллических фаз осуществляли путем сопоставления полученных экспериментальных значений межплоскостных расстояний и относительных интенсивностей с эталонными.
ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ
На наш взгляд, интерфейс “металл–микромицеты” следует рассматривать как совокупность физико-химических, химических и биохимических процессов, протекающих на границах раздела поверхностных кислородных соединений алюминия, образующих его защитную пассивную пленку, и водного раствора экссудата, формирующегося в процессе жизнедеятельности клеток микроскопических грибов, с участием компонентов окружающей среды – кислорода и воды (рис. 1).
На границе раздела “алюминий–экссудат” протекают разнообразные процессы: кислотно-основное взаимодействие, окислительно-восстановительные реакции, комплексообразование, а также адсорбция, хемосорбция и др. Первичным этапом механизма биокоррозии алюминия является закрепление гиф микромицетов на определенных участках поверхности алюминия. Затем гифы и конидии микромицетов способны внедряться в рыхлые поверхностные слои металла. В этих местах впоследствии обнаруживаются питтинги и язвы (рис. 2).
Воздействие на поверхность металлов продуктов метаболизма микромицетов, в частности АФК, следует считать вторичным этапом. Очевидно, что на поверхности металла, не загрязненного веществами органического происхождения и не имеющего контакта с защитными органическими материалами, например, промышленными смазками, полимерными пленками, красками, плесневые грибы развиваться не смогут. В реальных промышленных или производственных условиях биокоррозия металлов под действием микромицетов носит вторичный характер. Сначала плесневым грибам необходимо колонизировать органический субстрат, контактирующий с металлом, после чего мицелий, распространяясь вглубь материала, достигнет металла и инициирует его коррозию.
Используя для культивирования микромицетов искусственно приготовленные питательные среды, мы моделировали условия, близкие к реальным условиям эксплуатации металлов и сплавов.
Основываясь на визуальных наблюдениях и микроскопии, мы проведли оценку коррозионных повреждений с подробным анализом стадий процесса (внешнего вида образцов на всех этапах биокоррозии, площади и глубины коррозионных повреждений): А – появление экссудата в виде прозрачной жидкости с торцов и на боковых поверхностях образцов; обрастание поверхности образцов мицелием; Б – превращение прозрачного экссудата в подвижный гель, легко удаляемый с поверхности металла; В – превращение геля в студень; Г – старение и кристаллизация студня с образованием продуктов коррозии; Д – образование твердых кристаллических продуктов коррозии, прочно сцепленных с поверхностью образца. В случае моделирования электрохимической коррозии алюминия аналогичной последовательности процессов не наблюдается.
Начальной стадией биокоррозии (стадия А) является локальное появление на поверхности газона консорциума микромицетов, соприкасающегося с металлом, экссудата в виде прозрачной легко подвижной жидкости с рН 8–9 (рис. 3). Капли экссудата, примыкающие к поверхности образцов, содержат небольшие пузырьки газа. Образование экссудата было замечено также при изучении биокоррозии алюминия в условиях воздействия на него индивидуальных штаммов микромицетов. Сходства прослеживаются также в стадийности процесса и общих наблюдениях.
На некоторых участках поверхности в течение двух-трех суток с начала эксперимента консистенция экссудата становится гелеобразной (стадия Б) (рис. 4). Прозрачный гель со временем превращается в студень (стадия В), подвергается старению и происходят его структурные изменения: уплотнение, помутнение (стадия Г) и кристаллизация (стадия Д), а значение рН смещается к нейтральному.
Изучение морфологии микроструктуры образцов показало, что мицелий микромицетов закрепляется на поверхности образцов и далее проникает сквозь защитную пленку вглубь металла (рис. 5).
Механизм биокоррозии. В своих предыдущих работах мы отмечали многофакторность биокоррозии алюминия [39–42] и пришли к выводу, что биокоррозия аюминия – это комплексное явление, включающее в себя как минимум три процесса: 1) взаимодействие компонентов защитной пассивной пленки и металлоостова с активными формами кислорода, выделяющимися в процессе жизнедеятельности микроскопических грибов; 2) электрохимическая коррозия сплава за счет работы короткозамкнутых гальванических элементов; 3) восстановительная активация кислорода с участием нульвалентного алюминия ZVAl с образованием пероксида водорода, участвующего в прямом разрушении металла и в каскаде реакций АФК, а также гетерогенное разложение пероксида водорода по механизму, схожему с реакцией Фентона.
Производство АФК, включая супероксидный анион-радикал (${\text{O}}_{2}^{{ \bullet {\kern 1pt} - }}$), пероксид водорода (H2O2) и гидроксильные радикалы (${\text{H}}{{{\text{O}}}^{ \bullet }}$), – характерное явление для всех живых организмов, в том числе плесневых грибов. АФК выполняют различные роли в клеточной защите и в передаче сигналов, контролирующих дифференцировку, развитие и патогенез клеток микромицетов [43].
Такие интенсивные коррозионные повреждения поверхности алюминия, которые зафиксированы нами в экспериментах с микроскопическими грибами и в моделях, имитирующих воздействие на металл активных форм кислорода, позволяют предположить, что основными коррозионно-активными агентами являются, прежде всего, OH– и H2O2, поэтому необходимо понять, что является их источником. Можно предположить, что источником OH–-ионов служит каскад восстановительных реакций с участием молекул воды, протекающих по электрохимическому механизму на микрокатодных участках поверхности корродирующего сплава алюминия, в то время как на микроанодных участках происходит его окислительное растворение. При реализации только электрохимического механизма коррозии становится сложным объяснить непрерывное накопление гидроксид-ионов на начальных этапах биокоррозии. В этот период явных коррозионных повреждений не наблюдается, однако капли экссудата, находящиеся в непосредственном контакте с поверхностями образцов, растут в объеме и вместе с этим увеличивается их значение рH (до 10–11). При воздействии микроскопических грибов OH–-ионы постоянно накапливаются в жидком экссудате в местах непосредственного контакта с металлом, что возможно только в результате протекания дыхательных и обменных процессов у микроскопических грибов с участием кислорода и воды.
Взаимодействие алюминия с АФК, продуцируемыми микромицетами. Если предположить, что за счет локального увеличения pH произошло растворение защитной пассивной пленки с обнажением его чистой поверхности, то в этом случае произойдет быстрое взаимодействие алюминия с АФК, продуцируемыми клетками микромицетов. Например, становится возможным взаимодействие алюминия с супероксидным анион-радикалом, выделяющимся в процессе жизнедеятельности микроскопических грибов, что можно представить схемой:
(8)
${\text{Al}}^\circ + {\text{O}}_{2}^{{ - {\kern 1pt} \bullet }} = {{[{\text{Al}}^\circ \cdots {\text{O}}_{2}^{{ - {\kern 1pt} \bullet }}]}_{{{\text{ads}}}}} = {{[{\text{A}}{{{\text{l}}}^{ + }}({\text{O}}_{2}^{ - })]}^{--}}.$Образовавшийся поверхностный адсорбционный комплекс подвергается гидролизу с образованием OH– и Al(OH)3 по реакциям:
(9)
${{[{\text{A}}{{{\text{l}}}^{ + }}({\text{O}}_{2}^{ - })]}^{--}} + {{{\text{H}}}_{{\text{2}}}}{\text{O}} = [{\text{AlO}}({\text{OH}})] + {\text{O}}{{{\text{H}}}^{--}},$(10)
$[{\text{AlO}}({\text{OH}})] + {{{\text{H}}}_{{\text{2}}}}{\text{O}} = {\text{Al}}{{({\text{OH}})}_{3}}.$После растворения защитной пленки алюминия с образованием тетрагидроксоалюминат-ионов они диффундируют в объем капли жидкого экссудата, где в непосредственной близости к мицелию микромицетов возможны его дальнейшие превращения.
Гидроксидные ионы и молекулы воды способны проникать и двигаться в пленках поверхностных кислородных соединений алюминия [44]. Исследования [45, 46] показали существенное влияние на скорость растворения алюминия в щелочной среде диффузионного фактора – доставки ионов ОН– к корродирующему металлу. Мы полагаем, что развитие точечной (питтинговой) коррозии алюминия в водной среде с pH > 7 инициируется за счет локального обогащения поверхности гидроксид-ионами. Зарождение и развитие питтинга на поверхности алюминия протекает, прежде всего, в дефектах пассивной оксидной пленки вследствие вытеснения кислородсодержащих соединений алюминия агрессивными анионами OH– с последующим взаимодействием металла с АФК. Возможна адсорбция/хемосорбция супероксидного анион-радикала на дырочных центрах компонентов пассивной пленки алюминия. Доказана способность поверхности бемита γ-AlO(OH) стабилизировать АФК [47]. Показано, что супероксидный анион-радикал ${\text{O}}_{2}^{{ - {\kern 1pt} \bullet }}$ стабилизируется на бездефектной поверхности бемита, затем с участием воды происходит образование поверхностного гидропероксидного радикала ${\text{HO}}_{2}^{ \bullet }$ в соответствии с реакциями:
(11)
$\begin{gathered} {\text{O}}_{2}^{{ - {\kern 1pt} \bullet }} + ({{{\text{H}}}_{{\text{2}}}}{\text{O}}){\kern 1pt} - {\kern 1pt} {\text{AlO}}({\text{OH}}) = \\ = {\text{HO}}_{2}^{ \bullet } + {{(}^{--}}{\text{HO}}){\kern 1pt} - {\kern 1pt} {\text{AlO}}({\text{OH}}), \\ \end{gathered} $(12)
$\begin{gathered} {\text{O}}_{2}^{{ - {\kern 1pt} \bullet }} + ({{{\text{H}}}_{{\text{2}}}}{\text{O}}){\kern 1pt} - {\kern 1pt} {\text{AlO}}({\text{OH}}) = \\ = {{(}^{{ \bullet --}}}{\text{O}}{\kern 1pt} --{\kern 1pt} {\text{O}}){\kern 1pt} - {\kern 1pt} {\text{AlO}}({\text{OH}}) + {{{\text{H}}}_{{\text{2}}}}{\text{O}}, \\ \end{gathered} $(13)
$\begin{gathered} {{(}^{{ \bullet --}}}{\text{O}}{\kern 1pt} --{\kern 1pt} {\text{O}}){\kern 1pt} - {\kern 1pt} {\text{AlO}}({\text{OH}}) + {{{\text{H}}}_{{\text{2}}}}{\text{O}} = \\ = ({\text{HO}}{\kern 1pt} --{\kern 1pt} {\text{O}}){\kern 1pt} - {\kern 1pt} {\text{AlO}}({\text{OH}}) + {\text{O}}{{{\text{H}}}^{--}}. \\ \end{gathered} $О роли пероксида водорода. В процессе жизнедеятельности микроскопических грибов, а также в условиях окислительного стресса клеток микромицетов, в среде может метаболически накапливаться значительное количество эндогенного пероксида водорода. В этом случае должно быть реализовано его взаимодействие с алюминием по типу реакции Фентона. Посредством переноса электронов от Al° к H2O2 будет инициировано образование гидроксильных радикалов (${\text{H}}{{{\text{O}}}^{ \bullet }}$). Наши наблюдения подтверждают, что разложение пероксида водорода начинается спустя некоторое время, в течение которого слой естественного оксида растворяется. Таким образом, пероксид водорода в рассматриваемых условиях является промежуточным продуктом реакций активации кислорода и подвергается гетерогенному разложению, электрохимическому превращению (сопряженные реакции окисления и восстановления), либо ферментативному распаду. В щелочной среде H2O2 превращается в ${\text{HO}}_{2}^{ - }$ и затем восстанавливается до OH– :
(14)
${\text{Al}}^\circ + 4{\text{O}}{{{\text{H}}}^{--}}--3{\text{e}} = {{[{\text{Al}}{{({\text{OH}})}_{4}}]}^{--}},\;\;\;E^\circ = --2.35\;{\text{В}},$(15)
${{{\text{H}}}_{{\text{2}}}}{{{\text{O}}}_{{\text{2}}}} + 2{\text{e}} = 2{\text{O}}{{{\text{H}}}^{--}},\quad E^\circ = 0.88\;{\text{В}},$(16)
$2{\text{Al}}^\circ + 2{\text{O}}{{{\text{H}}}^{--}} + 3{{{\text{H}}}_{{\text{2}}}}{{{\text{O}}}_{2}} = 2{{[{\text{Al}}{{({\text{OH}})}_{4}}]}^{--}}.$Поверхностный заряд защитной оксидной пленки алюминия играет важную роль при ее взаимодействии с заряженными частицами. Как мы полагаем, поверхность алюминия в водном растворе, содержащем гидроксид-ионы, заряжена отрицательно. Это способствует адсорбции молекул – акцепторов электронов, в том числе молекул кислорода, на поверхности пассивной пленки алюминия, которые на ней быстро восстанавливаются.
В настоящее время во многих литературных источниках [48–53] сообщается, что в водном растворе возможна генерация изомерных форм молекулы HOOH, в частности, молекулы оксиводы [H2O+O–] в виде цвиттер-иона. Последняя гетеролитически диссоциирует с высвобождением молекулы воды и атома синглетного кислорода O([↑↓][↑][↓]) или 1D-оксена O[↑↓][↑↓][_], которые проявляют высокие окислительные свойства и опосредуют разложение самого пероксида водорода. Мы не исключаем возможности образования подобных высокореакционных молекул в изучаемой нами системе. По всей видимости, образование оксиводы и синглетного кислорода можно постулировать в общей схеме взаимодействий “алюминий – АФК”.
Финишные этапы биокоррозии. Процесс биокоррозии заканчивается при истощении питательной среды и прекращении жизнедеятельности микромицетов. В наших экспериментах спустя 10 месяцев экспозиции наблюдалось полное истощение питательной среды. Продукты биокоррозии алюминия последовательно превращались из геля в разноцветные кристаллические образования неправильной формы (рис. 6). Поверхность образцов, которая находилась в непосредственном контакте с газоном микромицетов, полностью подверглась разрушению (рис. 7).
Коррозионные разрушения развиваются по механизму питтинговой коррозии, переходящей в язвенную, и локализуются в местах контакта алюминия с экссудатом, продуцируемым микроскопическими грибами. После 10 месяцев экспозиции вся поверхность образцов, находящаяся в тесном контакте с мицелием консорциума микроскопических грибов, была подвергнута коррозионным поражениям. Характерными признаками финальной стадии биокоррозии сплавов алюминия являются глубокие язвы и каверны различной формы, заполненные продуктами коррозии (рис. 8, 9).
Преимущественно образуются продукты коррозии белого и коричневого цвета в виде скоплений неправильной формы, однако наблюдается незначительное количество продуктов коррозии светло-голубого оттенка, характерных для соединений меди (рис. 10).
На рис. 11 приведено изображение образца с продуктами коррозии. Как видно, продукты коррозии различаются по цвету и морфологии. Методом рентгенофазового анализа был проанализирован фазовый химический состав продуктов биокоррозии сплава Д16Т, собранных с разных участков поверхности, соприкасающихся с ассоциацией микромицетов [31, 54, 55]. На рис. 12 (а), (б) представлены их дифрактограммы.
В табл. 2 приведены результаты рентгенофазового анализа продуктов коррозии образца Д16Т, которые были собраны с разных участков поверхности (рис. 11). В процессе разрушения материала в условиях воздействия микромицетов в его продуктах коррозии нами были обнаружены некоторые кислородные соединения алюминия: γ‑Al(OH)3, α-AlO(OH), 5Al2O3⋅H2O [31, 54, 55], меди и магния.
Таблица 2.
2θ, град | d, нм | I, % | Фаза |
---|---|---|---|
Номер участка поверхности (рис. 11) –1 |
|||
38.58 | 2.3336 | 100 | Al |
40.2 | 2.2432 | 12.35 | γ-Al(OH)3 |
43.54 | 2.0785 | 37.18 | Al |
44.8 | 2.0230 | 58.70 | γ-Al(OH)3 |
50.64 | 1.8025 | 16.97 | γ-Al(OH)3 |
65.18 | 1.4312 | 15.46 | Al |
Номер участка поверхности (рис. 11) –2 |
|||
35.22 | 2.5481 | 9.16 | AlO(OH) |
36.9 | 2.4358 | 12.07 | γ–Al(OH)3 |
38.69 | 2.3278 | 45.20 | 5Al2O3⋅H2O |
40.26 | 2.2400 | 9.60 | γ-Al(OH)3 |
44.94 | 2.0170 | 100 | Al |
50.7 | 1.8005 | 15.13 | γ-Al(OH)3 |
65.28 | 1.4293 | 51.96 | Al |
78.34 | 1.2205 | 22.15 | Al |
EDS-анализ подтвердил присутствие в продуктах коррозии кислородных соединений алюминия, меди и магния [32, 56]. На рис. 13 приведены результаты EDS-анализа продуктов коррозии образца сплава Д16Т, полученные на разных участках поверхности образца. Помимо кислорода среди неметаллов были зафиксированы фосфор, сера и азот. На наш взгляд, источниками этих неметаллов являются остатки клеток микроскопических грибов и элементы питательной среды.
На начальном этапе наблюдается локальная избирательная коррозия на небольшой площади, которая интенсивно распространяется вглубь металла по границам зерен. Далее локальная коррозия в виде пятен распространяется по поверхности образцов. Наблюдения с помощью электронного микроскопа позволили обнаружить наличие очагов межкристаллитной коррозии (рис. 14). Глубина коррозионных поражений достигает 1.5–2.0 мм. Коррозионно-активная среда, формирующаяся в результате жизнедеятельности микроскопических грибов и содержащая АФК и гидроксид-ионы, поступает вглубь металла и разрушает внешние границы зерен сплава Д16Т. Происходит фрагментарное разрушение зерен. В этом случае материал границы зерен выполняет роль анода по отношению к зернам, богатым медью, которые являются катодными участками.
Наличие в составе продуктов биокоррозии сплава Д16Т соединений меди и магния можно объяснить компонентно-избирательной коррозией сплава и селективным вытравливанием из его структуры алюминия. В поверхностных слоях Д16Т происходит более интенсивное разрушение алюминия. Взаимодействие меди и магния с АФК при pH > 7 также термодинамически возможно. Это подтверждается EDS-анализом продуктов коррозии, изученных на поперечном шлифе образца (рис. 15).
Межкристаллитная коррозия сплава Д16Т связана с разрушением интерметаллидного соединения CuAl2. Эта фаза выделяется по границам зерен, является малоустойчивой и избирательно разрушается вследствие электрохимической гетерогенности. Из интерметаллидного соединения СuАl2 алюминий избирательно переходит в раствор, а медь образует конгломераты неправильной формы. Поверхность становится пористой, образуются полости различной конфигурации и глубины (рис. 7, 8, 14).
Классические методы защиты от коррозии, заключающиеся в применении органических ингибиторов или покрытий на основе полимерных материалов, в условиях развития микроскопических грибов становятся малоэффективны. Гораздо чаще специалисты предлагают методы ингибирования, а не борьбы с биокоррозией. Тактика борьбы с биокоррозией металлов при воздействии микромицетов должна учитывать особенности биохимических механизмов функционирования микроорганизмов. В основе жизнедеятельности любой живой системы лежит обмен веществ с окружающей средой, называемый метаболизмом. Метаболизм микроскопических грибов представляет собой сложный комплекс разнообразных биохимических превращений различных соединений, поступающих в организм из внешней среды (субстрата). Кроме того, в процессе жизнедеятельности микроорганизмы выделяют в окружающую среду большое количество разнообразных соединений, являющихся потенциальными коррозионно-активными агентами. Только зная механизмы взаимодействия в системе “микроорганизм–металл”, можно создать эффективные способы защиты металлов от биокоррозии.
Мы предполагаем, что образование и выделение во внешнюю среду микромицетами активных форм кислорода – следствие окислительного стресса микромицетов. Нарушение естественного “редокс-статуса” клеток микроскопических грибов, находящихся в непосредственном контакте с поверхностью металла, приводит к гиперпродукции активных форм кислорода. Наличие воды способствует превращению АФК в их наиболее стабильные формы, которые либо сами являются инициаторами биокоррозии дюралюминия и его сплавов, либо запускают каскад реакций с участием гидроксидных ионов. На модельных системах показано, что поверхность исследованных образцов сплавов алюминия, контактировавшая с газоном микромицетов, подвергается глобальным разрушениям, что – недопустимо при эксплуатации оборудования или изделия в условиях воздействия микромицетов. Основываясь на подробном изучении механизма возникновения и развития биокоррозии дюралюминия при воздействии на них микроскопических грибов, необходимо разработать эффективные пути ее ингибирования и методы защиты от биокоррозии.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Активные формы кислорода, образующиеся в процессе жизнедеятельности микроскопических грибов, инициируют биокоррозию дюралюминия.
Стадия индукции биокоррозии обусловлена гидролизом защитной пассивной пленки алюминия. На стадии интенсивной биокоррозии образуется гидроксид алюминия в виде водонасыщенного геля. Далее происходит наработка гелевого продукта коррозии и уменьшение его водопроницаемости. Гель подвергается “старению” и последовательно превращается в кристаллические продукты. С течением времени интенсивность биокоррозии затухает.
Показано, что конидии и гифы микроскопических грибов способны механически закрепляться на поверхности металла и проникать в поверхностные слои и далее вглубь металла, вызывая его коррозионные разрушения в виде питтингов и глубоких каверн.
Предположено, что биокоррозия металлов – следствие окислительного стресса микромицетов, осуществляющих в этих условиях гиперпродукцию активных форм кислорода. Образование и выделение во внешнюю среду микромицетами активных форм кислорода служат их защитной стратегией, направленной на разрушение материала. Биокоррозия дюралюминия в условиях воздействия микроскопических грибов, непрерывно продуцирующих активные формы кислорода, носит автокаталитический характер.
Развитие межкристаллитной и точечной (питтинговой) коррозии дюралюминия под действием микромицетов происходит в местах контакта с экссудатом, который за счет протекания каскада реакций с участием АФК локально обогащается гидроксид-ионами. Зарождение и развитие питтинга на поверхности дюралюминия протекает в дефектах пассивной оксидной пленки вследствие вытеснения кислородсодержащих поверхностных соединений алюминия и их взаимодействия с коррозионно-активными анионами OH– и АФК. Локальные коррозионные разрушения с течением процесса укрупняются до язв и каверн.
Пероксид водорода, являющийся промежуточным продуктом метаболизма микромицетов, на поверхности алюминия может участвовать в фентоновском процессе или гетерогенно разлагаться, также провоцируя развитие биокоррозии алюминия.
Полученные результаты станут основой для дальнейших исследований в данной области.
Список литературы
Колесникова Н.Н., Луканина Ю.К., Хватов А.В. // Вестн. Казанского технологического ун-та. 2013. С. 170.
Bryan J.M. Aluminium and Aluminium Alloys in the Food Industry with Special Reference to Corrosion and its Prevention. Department of Science and Industrial Research. Food Investigation Special Report / London: H. M. Stationery Office. 1948. № 50. P. 153.
Каблов Е.Н., Старцев О.В., Медведев И.М. // Авиационные материалы и технологии. 2015. Т. 2. № 35. С. 76. https://doi.org/10.18577/2071-9140-2015-0-2-76-87
Nardy K., Johannes A.V. // Multidisciplinary Journal of Microbial Ecology (The ISME Journal). 2015. V. 9. № 3. P. 542. https://doi.org/10.1038/ismej.2014.169
Справочник по электрохимии / Под ред. А.М. Сухотина. Л.: Химия, 1981. 488 с.
Антонченко В.Я., Давыдов А.С., Ильин В.В. Основы физики воды. АН УССР. Институт теоретической физики. Киев: Наукова думка, 1991. 672 с.
Сокол И.Я., Ульянин Е.А. и др. Структура и коррозия металлов и сплавов: Атлас. М.: Металлургия, 1989. 400 с.
Moon S.-M., Pyun S.-I. // Electrochimica Acta. 1999. № 44. P. 2445. https://doi.org/10.1016/S0013-4686(98)00368-5
Davis G.D., Moshier W.C., Long G.G., Black D.R. // J. Electrochem. Soc. 1991. V. 138. № 11. P. 3194.
Nguyen L., Hashimoto T., Zakharov D.N. et al. // ACS Applied Materials & Interfaces. 2018. V. 10. № 3. P. 2230. https://doi.org/10.1021/acsami.7b17224
Hunter M.S., Fowle P. Natural and Thermally Formed Oxide Films on Aluminum // J. Electrochem. Soc. 1956. V. 103. № 9. P. 482.
Gulbransen Earl A., Wysong W.S. // J. Phys. Chem. 1947. V. 51. № 5. P. 1087. https://doi.org/10.1021/j150455a004
Vargel C. Corrosion of Aluminium. Hardbound, Elsevier, 2004. 700 p.
Gromov A.A., Il’in A.P., Foerter-Barth U. et al. // Combust., Explosion, and Shock Waves. 2006. V. 42. № 2. P. 177.
Ларичев М.Н., Ларичева О.О., Лейпунский И.О. и др. // Химическая физика. 2006. Т. 25. № 10. С. 72.
Deng Z.Y., Ferreira J.M.F., Tanaka Y., Ye J. // J. Amer. Ceramic Soc. 2007. V. 90. № 5. P. 1521. https://doi.org/10.1111/j.1551-2916.2007.01546.x
Fernandez A., Sanchez-Lopez J.C., Caballero A. // J. Microscopy. 1998. V. 191. P. 212. https://doi.org/10.1046./j.1365-2818.1998.00355.x
Попов Ю.А. // Успехи химии. 2005. Т. 74. № 5. С. 435.
Razavi-Tousi S.S., Szpunar J.A. // Electrochimica Acta. 2014. V. 127. P. 95. https://doi.org/10.1016/j.electacta.2014.02.024
Lozhkomoev A.S., Glazkova E.A., Bakina O.V. et al. // Nanotechnology. 2016. V. 27. № 20. https://doi.org/10.1088/0957-4484/2720/205603
Kanehira S., Kanamori S., Nagashima K. et al. // J. Asian Ceramic Societies. 2013. V. 1. P. 296. https://doi.org/10.1016/j.jascer.2013.08.001
Bunker B.C., Nelson G.C., Zavadil K.R. et al. // J. Phys. Chem. B. 2002. V. 18. № 106. P. 4705–4713. https://doi.org/10.1021/jp013246e
Фатеев Ю.Ф., Вржосек Г.Г., Антропов Л.И. // Вестн. Киевского политехнического института. Серия: химическое машиностроение и технология. 1979. Вып. 16. С. 60.
Григорьева И.О., Дресвянников А.Ф. // Вестн. Казанского технологического ун-та. 2012. Т. 15. № 14. С. 199.
Григорьева И.О., Дресвянников А.Ф., Масник О.Ю., Закиров Р.А. // Там же. 2011. № 6. С. 72.
Su-Il Pyun, Sung-Mo Moon // J. Solid State Electrochemistry. 2000. V. 5. № 4. P. 267. https://doi.org/10.1007/s100080050203
Шайтура Н.С., Ларичева О.О., Ларичев М.Н. // Хим. физика. 2019. Т. 38. № 3. С. 9. https://doi.org/10.1134/S0207401X19030087
Nikolaevich L.M., Larichev M.N. Metal Nanopowders: Production, Characterization, and Energetic Applications. Weinheim, Germany: Wiley-VCH Verlag GmbH & Co. KGaA. W., 2014. P. 163. https://doi.org/10.1002/9783527680696.ch8
Ларичев М.Н., Ларичева О.О., Лейпунский И.О., Пшеченков П.А. // Изв. РАН. Энергетика. 2007. № 5. С. 125.
Zang J., Klasky M., Letellier B.C. // J. Nuclear Materials. 2009. V. 384. № 2. P. 175. https://doi.org/10.1016/j.jnucmat.2008.11.009
Deng Z.-Y., Ferreira J.M.F., Tanaka Y., Ye J. // J. American Ceramic Society. 2007. V. 90. № 5. P. 1521. https://doi.org/10.1111/j.1551-2916.2007.01546.x
Rosliza R., Izman S. // Protection of Metals and Physical Chemistry of Surfaces. 2011. V. 47. P. 395. https://doi.org/10.1134/S2070205111030129
Wenhai Song, Jiaju Du, Yongli Xu, Bin Long // J. Nuclear Materials. 1997. V. 246. № 2–3. P. 139. https://doi.org/10.1016/S0022-3115(97)00146-3
Ulanovskiy I.B. Hydrogen Diffusion And Porosity Formation In Aluminium / I.B. Ulanovskiy. – M.: Izdatelskiy Dom ‘MISIS’, 2015. P. 122. ISBN 978-5-87623-939-6.
Kaspzyk-Hordern B. // Advances in Colloid and Interface Science. 2004. V. 110. № 1–2. P. 19. https://doi.org/10.1016/j.cis.2004.02002
Belov D.V., Kalinina A.A., Sokolova T.N. et al. // Applied Biochemistry and Microbiology. 2012. V. 48. № 3. P. 270. https://doi.org/10.1134/S0003683812030027
Коваль Э.З., Сидоренко Л.П. Микодеструкторы промышленных материалов. Киев: Наукова думка, 1989. 192 с.
Ринальди М., Саттон Д., Фотергилл А. Определитель патогенных и условно патогенных грибов. М.: Мир, 2001. 486 с.
Белов Д.В., Калинина А.А., Карташов В.Р. // Изв. вузов. Химия и химическая технология. 2011. Т. 54. № 10. С. 133.
Белов Д.В., Калинина А.А., Карташов В.Р. // Коррозия: материалы, защита. 2011. № 3. С. 19.
Белов Д.В., Соколова Т.Н., Смирнов В.Ф. // Там же. 2007. № 9. С. 36.
Белов Д.В., Беляев С.Н., Максимов М.В., Геворгян Г.А. // Вопросы материаловедения. Т. 107. № 3. С. 163. https://doi.org/10.22349/1994-6716-2021-107-3-163-183
Yang S.L., Chung K.R. // Molecular Plant Pathology. 2012. V. 13. № 8. P. 900. https://doi.org/10.1111/j.1364-3703.2012.00799.x
Bunker B.C., Nelson G.C., Zavadil K.R. et al. // J. Phys. Chem. B. 2002. V. 106. № 18. P. 4705. https://doi.org/10.1021/jp013246e
Belitskus D. // J. Electrochemical Society. 1970. V. 117. P. 1097–1099. https://doi.org/10.1149/1.2407730
Heusler K.E., Allgaier W. // Werkstoffe und Korrosion. 1971. V. 22. № 4. P. 297–302.
Ribeiro T., Motta A., Marcus P. et al. // J. Inorganic Biochemistry. 2013. V. 128. P. 164. https://doi.org/10.1016/j.jinorgbio.2013.07.024
Meredith C., Hamilton T.P., Schaefer H.F. // J. Phys. Chem. 1992. V. 96. № 23. P. 9250. https://doi.org/10.1021/j100202a034
Jursic B.S. // J. Molec. Structure: THEOCHEM. 1997. V. 417. № 1–2. P. 81. https://doi.org/10.1016/s0166-1280(97)00059-6
Franz J., Francisco J.S., Peyerimhoff S.D. et al. // J. Chem. Phys. 2009. V. 130. № 8. Article number 084304. https://doi.org/10.1063/1.3080808
Чумаков А.А., Котельников О.А., Слижов Ю.Г., Минакова Т.С. // Вестн. Южно-Уральского государственного ун-та. Серия Химия. 2018. Т. 10. № 4. С. 44. https://doi.org/10.14529/chem180405
Чумаков А.А., Котельников О.А., Слижов Ю.Г. // Изв. вузов. Химия и хим. технология. 2018. Т. 61. № 2. С. 15. https://doi.org/10.6060/tcct.20186102.5623
Чумаков А.А., Котельников О.А., Слижов Ю.Г., Минакова Т.С. // Там же. 2019. Т. 62. № 4. С. 68. https://doi.org/10.6060/ivkkt201962fp.5771
Lee S., Shin J.H., Choi M.Y // J. Nanoparticle Research. 2013. V. 15. 1473. https://doi.org/10.1007/s11051-013-1473-0
Wefers K., Misra C., Bridenbaugh P. Oxides and Hydroxides of Aluminum. Alcoa Laboratories. 1987. 92 P.
Ahmed M., Qi Y., Zhang L., Yang Y. et al. // Materials. 2020. V. 13. № 11. P. 2647. https://doi.org/10.3390/ma13112647
Дополнительные материалы отсутствуют.
Инструменты
Журнал физической химии