Исследование влияния содержания оксида церия и основности шлака на вязкость и температуру начала кристаллизации системы СаО–SiO2–Се2О3, содержащей 15% Al2O3 и 8% MgO, было выполнено с использованием симплекс-решетчатого метода планирования эксперимента, который позволяет получать математические модели, описывающие зависимость свойства от состава в виде непрерывной функции. Используя экспериментальные данные, построили математические модели, описывающие связь температуры заданной вязкости с составом оксидной системы. Затем совмещением полученных диаграмм состав–температура заданной вязкости на изотермический разрез диаграммы состав–вязкость получили совокупность изолиний вязкости. Обобщение результатов математического моделирования и графического отображения на изотермическом разрезе диаграммы состав-вязкость позволило получить новые данные о вязкости оксидной системы СаО–SiO2–Се2О3, содержащей 15% Al2O3 и 8% MgO, в интервале основности 2–5 и содержания 0–15% Се2О3. Экспериментальные данные показывают, что шлаки изучаемой оксидной системы, не содержащие оксид церия, характеризуются повышенной температурой начала кристаллизации и вязкостью в исследуемом диапазоне основности. Присутствие оксида церия в шлаках изучаемой оксидной системы обеспечивает в интервале температур 1500–1550ºС достаточно низкую вязкость и температуру начала кристаллизации. Увеличение содержания оксида церия в шлаках основностью 2–3 от 1 до 15% сопровождается снижением температуры начала кристаллизации от 1490 до 1410°С. Повышение основности до 5.0 приводит к повышению температуры начала кристаллизации до 1520°С. При температуре 1500°С вязкость шлаков основностью 2.0–3.0, содержащих 7–15% Ce2O3, изменяется в пределах 0.2–0.3 Па · с. Рост основности шлака до 3.0–5.0 при фиксированном содержании Ce2O3 на уровне 7–15% сопровождается увеличением вязкости шлаков до 1.0 Па · с и достигает 2.0 Па · с при снижении Ce2O3 до 1–6%. Увеличение температуры до 1550°C и фиксированной основности 3.0–5.0 сопровождается значительным снижением вязкости, которая не превышает 0.35 Па · с при содержании Ce2O3 1–15%.
Исследовано влияние галлия на алюминий при их сплавлении в пределах растворимости галлия, для выявления влияния на свойства. Экспериментально определена скорость коррозии сплавов алюминия с 1, 2 и 5 ат. % содержанием галлия, которая составила 0.001, 0.00101 и 0.00062 г/м2 · ч соответственно, что меньше, чем у чистого алюминия марки А99 – 0.0016 г/м2 · ч. Определена скорость растворения этих сплавов в кислой и щелочной среде. Рентгенофазовый анализ показал однородность полученных сплавов. Изучена морфология сплавов алюминия с галлием, после воздействия агрессивной среды – раствор соляной кислоты. Показана возможность получения водорода и наноразмерного глинозема путем разложения воды активированным галлиевым сплавом алюминия. Активации галлиевым сплавом поверхности алюминия исходит согласно эффекту Ребиндера, в статье представлена морфология поверхности алюминия, обработанного сплавом Ga–Sn, наглядно демонстрирующая данный эффект. При использовании металлического галлия в контакте с алюминием для начала взаимодействия требуется нагрев до температуры выше 30°С (температура плавления галлия 29.7°С), температура плавления эвтектического состава 92Ga–8Sn – 20.0°С, что позволяет взаимодействию начинаться при комнатной температуре. При температурах около 4°С активированный алюминий может храниться длительное время. Качество водорода, полученного разложением воды должно быть выше, чем полученного за счет крекинга, а по стоимости близок к хорошо отработанной технологии электролиза воды и не более чем в 2 раза превышает стоимость его синтеза в результате крекинга углеводородов. Галлий и его жидкие сплавы нетоксичны, почти не взаимодействуют с водой, активируют алюминий, не позволяя образоваться защитной оксидной пленке, проникают в межзеренное пространство и алюминий легко вступает во взаимодействие с водой, образуя водород и гидроксид алюминия.
Долговременная релаксация крупномасштабных неоднородностей в расплавах алюминий – редкоземельный металл с содержанием последнего в пределах 5–10 ат. % ранее наблюдалась при измерении вязкости и плотности, но не проявлялась при измерении электросопротивления и магнитной восприимчивости. Такое поведение могло быть связано как со спецификой измеряемых свойств, так и с размером образцов, который в случае вязкости и плотности значительно больше: 12–15 г при диаметре цилиндрического тигля ~15 мм для вязкости и плотности, и менее 1 г при диаметре тигля 6 и 4 мм для электросопротивления и магнитной восприимчивости соответственно. Для решения этого вопроса были измерены временные зависимости электросопротивления расплава Al91La9 при 1060°C для образцов различного размера методом вращающегося магнитного поля, а именно для стандартных (диаметр тигля 6 мм) и увеличенных (диаметр тигля 10.5 мм) При увеличении образца возрастает случайная погрешность измерений, поэтому пришлось принять дополнительные меры по стабилизации тока в катушках, создающих это поле. Установлено, что при увеличении массы образца до 2.15 г при диаметре тигля 10.5 мм проявляется крупномасштабная неоднородность, возникающая в процессе плавления. Она интерпретирована как компактное “облако” из микрочастиц интерметаллида, окруженных расплавом с повышенным содержанием РЗМ. К равновесному однородному состоянию образец релаксирует за несколько часов. Для ускорения процесса требуется дополнительное воздействие – нагрев до высокой, около 1500°C, температуры, что сокращает время до менее чем одной минуты. При этом в малых образцах (0.7 г при диаметре тигля 6 мм) упомянутая неоднородность не возникает. Предположительной причиной возникновения неоднородности является поток атомов РЗМ к поверхности и обратный поток атомов алюминия в объем при кристаллизации, что подобно ликвации при кристаллизации чугунов и сталей. Проведенные измерения позволяют оценить масштаб возникающих неоднородностей, который соответствует размеру увеличенного образца.