M. T. HERNANDEZ, J. R. JURADO, P. DURAN

H « et E M

O

u -1

-1 -

-2-

- 3 -^

0.45 eV

-4 - 0.57 eV (a)

-5 -

-6^ — I — r — " ^ — T "

(b) ^

—y 1 1 ' — r — ^^—1—^H

Fig. 5 b)

1.4 1.8 2 .2 2.6 3.0 3 .4 3.8

1 0 0 0 / T

—a) Diagrama de Arrheniuspara la composición LiZr2(P04)2(OH)j. Diagrama de Arrhenius para la composición LÍ2Zrj ^^(PO^)^.

vía gel presentan valores de conductividad mayores que la prepa­rada vía cerámica, esto concuerda con los datos publicados para otras muestras cerámicas (2) y vía gel (4-7).

El cambio de pendiente observado en el diagrama de Arrhenius de LiZr2(P04)3 preparado vía gel a una temperatura comprendida entre 150 y 200°C pone de manifiesto la presencia de dos meca­nismos de conducción diferenciados, que parecen estar correlacio­nados con la transición de segundo orden observada a 175°C, puesta de manifiesto por el fuerte cambio en la evolución térmica de los parámetros reticulares.

En las composiciones no estequiométricas preparadas también vía gel, para las que cabría esperar un fenómeno análogo, no se observa.

AGRADECIMIENTOS

Los autores queren expresar su agradecimiento a CAICYT por la financiación recibida a través del proyecto 83/33J5.

de 0,45 eV. Esta misma situación se observa en la muestra LÍ2Zri 75(P04)3 siendo el valor de la energía de activación de 0,57 eV en todo el intervalo de temperaturas.

El aumento de la energía de activación de las muestras no este­quiométricas indica que los iones Li"^ están más fuertemente atra­pados en la estructura. En un caso se atribuye a que los iones Li^ quedan atrapados por los iones O H " y en el otro caso a que están bloqueando los lugares de paso. En el caso de la muestra LiZr2(P04)2(OH)3, los iones 0^~ de los grupos 0 H ~ tienen ma­yor carga sobre ellos que los pertenecientes a los grupos (P04)^" por lo que los grupos oxidrilos fijan más al ion Li^ . La muestra LÍ2Zri 75(P04)3 presenta un exceso de ion Li"^, lo que origina un mayor empaquetamiento de la estructura al irse rellenando los hue­cos dificultando así la movilidad de los iones Li^.

La presencia de dos fases en estas muestras no estequiométricas afectaría poco a la conductividad ya que la fase secundaria, Zr02 monoclínica, aparece en pequeña proporción y además presenta un comportamiento dieléctrico.

4. CONCLUSIONES

Los valores de conductividad iónica de las muestras preparadas

BIBLIOGRAFÍA

1. ALAMO, J. y ROY, R. : Crystal chemistry of the NaZr2(P04)3, NZP or CTP structure family. J. Mater. Sei., 21 (1986), 444-454.

2. TAYLOR, B . E. , ENGLISH, A. D. y BERZINS, T.: New solid ionic con­ductors. Mat. Res. Bull., 12 (1977), 171-182.

3. GooDENOUGH, J. B.: Solid electrolytes, eds. Hagenmuller P. and Van Gool, W. Acad. Press., New York, 1978, pp. 393-415.

4. SUBRAMANIAN, M. A., SuBRAMANiAN, R. y CLEARFIELD, A.: Lithium ion conductors in the system AB(IV)2(P04)3 (B = Ti, Zr and Hf). So­lid State Ionics, 32-33 (1989), 70-76.

5. BARJ, M . , PERTHUIS, H . y COLOMBAN, PH: Relations between sublat-tice disorder, phase transition and conductivity in Nasicon. Solid State Ionics, 9/10, (1983), 845-850.

6. PETIT, D . , COLOMBAN, PH, COLLIN, G. y BOILOT, J. P.: Fast ion trans­port in LiZr2(P04)3: structure and conductivity. Mat. Res. Bull., 21 (1986), 365-371.

7. CASCIOLA, M . , CONSTANTINO, U . , MERLINI, L. , KROGH ANDERSEN, I. G. y KROGH ANDERSEN, E. : Preparation, structural characterization and conductivity of LiZr2(P04)3. Solid State Ionics., 26 (1989), 229-235.

8. ALAMO, J. y RODRIGO, J. L.: Thermal expansion of LiZr2(P04)3: wa­ter inclusion influence. Solid State Ionics, 32*33 (1989), 70-76.

BOL.SOC.ESP.CERAM.VIDR. 30 (1991) 6, 510-515

Preparación, procesamiento y caracterización eléctrica de materiales Y-FSZ dopados con AI2O3 hasta el límite de la solución sólida

M. T. HERNÁNDEZ, J. R. JURADO, P. DURAN Departamento de Electrocerámica. Instituto de Cerámica y Vidrio (CSIC). Arganda del Rey (Madrid)

RESUMEN.—Preparación, procesamiento y caracterización eléctrica de materiales Y-FSZ dopados con AI2O3 hasta el lí­mite de la solución sólida.

Se han preparado materiales cerámicos dentro del sistema 8Y203-Zr02-Al203 variando la cantidad de alúmina entre O y 0,6 moles% a partir de soluciones de cloruros, mediante preci­pitación en medio alcalino de los tres cationes simultáneamente.

ABSTRACT.—Preparation, processing electric characterization of Y-FSZ doped with AI2O3 materials until the solid solution limit.

Materials fluorite-type zirconia ceramic composites (8 mol% Y2O3) have been prepared for varying alumina concentration from 0 up to 0.6 mol%. Composites were prepared by the coprecipitation of the cations in a alkaline medium, by using

510 BOL.SOC.ESP.CERAM.VIDR. VOL. 30 - NUM. 6

Preparación, procesamiento y caracterización eléctrica de materiales Y-FSZ dopados con AI2O3 hasta el límite de la solución sólida

La preparación adecuada del material por vía química da lu­gar a cuerpos densos y bien sinterizados a temperaturas relati­vamente bajas (1.400°C), siempre que la eliminación de cloru­ros del precipitado sea prácticamente completa.

Debido a la gran reactividad de los polvos se ha llegado a al­canzar, en algunos casos, densidades del orden del 98%, sien­do estas muestras translúcidas. Esta alta densificación no es usual tratándose de materiales basados en Zr02 de simetría cúbica.

La caracterización eléctrica se realizó mediante espectrosco­pia de impedancia compleja en el rango de temperaturas com­prendido entre 300° y 1.000°C, y en el intervalo de frecuencias de 0,01 a 10.000 KHz. Los valores de conductividad encontra­dos permiten asegurar que las pequeñas proporciones de alú­mina introducidas aumentan ligeramente la conductividad eléc­trica de la fase cúbica.

chlorides like starting materials. An adequate preparation of the materials by a wet route pro­

vokes high density bodies at low sintering temperatures (1.400°C) if the chlorides elimination have been ahnost complete.

Due to the high reactivity of the powders obtained, have been possible to achieve relative densities up to 98%. The resulting material is translucent. This high densifícation is not usual in fully stabilized zirconia poUicrystal.

Electrical characterization was done by using complex im­pedance spectroscopy in the temperature range between 300°-1000°C, and in the interval of 0.01 to lOOOOKhz.

The values of conductivity show that the small concentration of alumina into the ceramics increase slightly the electric con­ductivity of the cubic phase.

1. INTRODUCCIÓN

La utilización de Zr02 estabilizado con Y2O3 como electrolito en las pilas de combustible de óxidos sólidos (SOFC), es la idea más generalizada entre los estudiosos del tema, debido a su alta conductividad, 10"' S * cm~' a 1.000°C (1). Sin embargo, para aplicaciones en sistemas SOFC, la fase cúbica de la zircona pre­senta problemas relacionados con los bajos parámetros mecánicos, como resistencia a la fractura, tenacidad y resistencia al choque térmico (2). Estas propiedades son superiores en la fase tetrago­nal, o en materiales parcialmente estabilizados (3), y justifican el gran esfuerzo que actualmente se está realizando en el sentido de aplicarlos como electrolitos a las pilas de combustible, aún presen­tando graves problemas de degradación relacionados con la estabi­lidad de la fase.

Sin embargo, nunca se ha abandonado el estudio de la fase cúbi­ca. El reforzamiento de la matriz con una segunda fase dispersa (por ejemplo, alúmina) puede ser la solución (4) al problema. Las cantidades de alúmina introducidas deben ser tales que no deterio­ren la conductividad de la fase cúbica. Siguiendo esta línea está el presente trabajo, que intenta diseñar un método de procesamiento adecuado para conseguir materiales densos y bien sinterizados a temperaturas bajas, y estudiar la variación de la conductividad eléc­trica cuando la adición de AI2O3 es menor de 1 mol%.

Disolución de ZrOCl2.8H20, YCI3.6H2O y A1(N03)3.9H20

Precipitación en NH4OH

Lavado con H2O hasta pH=7

Lavado con etanol hasta eliminación de Cl"

[ Secado a 60°C

Tamizado por 60 /xm

Calcinación 800°C/10'

2. EXPERIMENTAL

La preparación de los materiales se realizó por vía húmeda pre­cipitando los cationes correspondientes en medio amoniacal.

El esquema de procesamiento seguido viene descrito en el dia­grama de flujo (figura 1).

Se han analizado mediante MET-EDAX y MEB-EDAX los pol­vos y los materiales sinterizados para detectar los restos de posi­bles cloruros o alúmina. El estado de aglomeración se ha observa­do mediante medidas de superficie específica por el método BET.

Las fases cristalinas presentes en cada momento se identificaron mediante DRX. Los parámetros cristalinos fueron calculados a partir de los resultados de DRX corregidos con Si policristalino.

La densidad relativa se ha medido mediante el método de Arquí-medes. La microestructura de los materiales sinterizados se ha ob­servado mediante MEE. La conductividad eléctrica fue estudiada mediante espectroscopia de impedancia compleja, en el margen de temperaturas entre 300° y 1.000°C y entre las frecuencias de 0,01 a 10.000 Khz.

Por último, se utilizó la espectrofotometría UV-VIS para anali­zar la transmitancia de las muestras traslúcidas obtenidas.

3. RESULTADOS

El total de materiales preparados, su composición y densidad a cada temperatura de sinterización viene relatada en la tabla L

NOVIEMBRE-DICIEMBRE, 1991

Molido en molino de bolas 4 Horas

Tamizado por 60 /xm

Prensado Isostático 2000 Kg

Sinterización

Fig. 1.—Esquema del procesamiento cerámico seguido.

El aspecto que presentan los polvos precipitados y los calcina­dos vienen representados en las figuras 2 y 3. La superficie especí­fica de los mismos se encuentran recogidos en la tabla II.

Puede observarse cómo en dos muestras (Zr-8Y y Zr-8Y-0,6A1) la superficie específica es muy superior a la encontrada en el caso de las restantes; como se verá, este hecho tiene mucha importancia a la hora de la densificación y sinterización de los materiales.

Las figuras 2 y 3 representan al material Zr-8Y-0,6A1. En los polvos calcinados, los aglomerados que lo forman están compues­tos por partículas hexagonales extremadamente pequeñas que coin-

511

M. T. HERNANDEZ, J. R. JURADO, P. DURAN

TABLA I

MATERIALES PREPARADOS Y DENSIDADES RELATIVAS OBTENIDAS A DIFERENTES TEMPERATURAS DE SINTERIZACION

Material %mol Zr02 %mol Y2O3 %mol AI2O3 T°C Sinterizacion % Densidad relativa

Zr-8Y 92 8 -

1.400 97,3

Zr-8Y 92 8 - 1.500 97,1 Zr-8Y 92 8 -

1.600 95,8

Zr-8Y-0,15A 91,8 8 0,15

1.400 94,5

Zr-8Y-0,15A 91,8 8 0,15 1.500 95,7 Zr-8Y-0,15A 91,8 8 0,15

1.600 94,7

Zr-8Y-0,30A 91,70 8 0,30

1.400 95,6

Zr-8Y-0,30A 91,70 8 0,30 1.500 92,3 1 Zr-8Y-0,30A 91,70 8 0,30

1.600 93,6

Zr-8Y-0,45A 91,55 8 0,45

1.400 94,1

Zr-8Y-0,45A 91,55 8 0,45 1.500 93,4 Zr-8Y-0,45A 91,55 8 0,45

1.600 92,5

Zr-8Y-0,60A 91,40 8 0,60

1.400 97,2

Zr-8Y-0,60A 91,40 8 0,60 1.500 97,0 Zr-8Y-0,60A 91,40 8 0,60

1.600 96,4

OEL

0 »

1 ^

1 íi

Zr 1

tí Cy

Li A / l > A 1 Fig. 2.—Morfología del polvo coprecipitado del material Zr-8T-0,60Al. Aná­

lisis correspondiente realizado por EDAX.

512

Fig. 3.—Morfología del gel calcinado del material Zr-8Y-0,60Al. Análisis correspondiente realizado por EDAX.

BOL.SOC.ESP.CERAM.VIDR. VOL. 30 - NUM. 6

Preparación, procesamiento y caracterización eléctrica de materiales Y-FSZ dopados con AI2O3 hasta el límite de la solución sólida

TABLA II

SUPERFICIE ESPECIFICA DE LOS POLVOS COPRECIPITADOS Y CALCINADOS EN EL SISTEMA ESTUDIADO

Muestra Sgm^/gr gel Sgm^gr gel calcinado

Zr-8Y 331 78 Zr-8Y-0,15A 285 57 Zr-8Y-0,30A 273 53 Zr-8Y-0,45A 245 52 Zr-8Y-0,60A 351 79

éstos limpios. Este hecho implica que el proceso de sinterización ha sido óptimo.

3.1. Caracterización por DRX

La fase cristalina que se ha podido caracterizar en todos los ca­sos, mediante DRX, corresponde a una estructura de simetría cú­bica con los máximos de difracción estrechos y bien definidos que corresponden a una buena cristalización.

Los parámetros reticulares obtenidos por DRX, en función de la temperatura de sinterización vienen descritas en la tabla III.

cide con el tamaño calculado a partir del máximo de difracción 111 de la fase ciíbica observado por DRX. En los polvos coprecipita-dos, como era de esperar, el tamaño de las partículas individuales es mucho menor, pero no se ha podido comparar con el resultado de DRX puesto que en este caso aparecía un difractograma típico de un material amorfo, sin máximos de difracción definidos y con una banda muy amplia que aparece a ángulos de difracción bajos, denotando tamaños de partícula extremadamente pequeños.

Las microfotografías obtenidas por MEB sobre superficies puli­das de los materiales sinterizados, muestran una microestructura para los materiales Zr-8Y-0,15A1, Zr-8Y-0,30A1 y Zr-8Y-0,45A1 de granos grandes > 5 /xm, en la que (figura 4) aparecen poros de forma inter e intragranulares, además de espacios vacíos. Un caso muy diferente es el encontrado en el caso de los materiales Zr-8Y y Zr-8Y-0,6A1 (figura 5), en lös que es posible reconocer cómo los poros que inicialmente contenían los granos de la matriz han migrado a los puntos triples de contacto entre granos, dejando a

:'m-:í/^'-^B

-Mwmn

Fig. \.—M'wrocstmcîum del maíerUil Zr-HY-0, ¡5Al siníerizado a 1.400°C¡2 horas.

I '

^4

Fig. 5.—Microestructura del material Zr-8Y sinterizado a 1.400°CI2 horas.

NOVIEMBRE-DICIEMBRE, 1991

TABLA III

PARÁMETROS RETICULARES OBTENIDOS A PARTIR DE LOS DATOS DE DRX DE LOS MATERIALES DEL SISTEMA

Zr02-8Y203-Al203

Material T°C Sinterización a(nm)

Zr-8Y 1.400 0,5146 Zr-8Y 1.500 0,5148 Zr-8Y 1.600 0,5144 Zr-8Y 1.700 0,5145

Zr-8Y-0,.15A 1.400 0,5134 Zr-8Y-0,15A 1.500 0,5134 Zr-8Y-0,15A 1.600 0,5134 Zr-8Y-0,15A 1.700 0,5134 Zr-8Y-0,30A 1.4D0 0,5133 Zr-8Y-0,30A 1.500 0,5134 Zr-8Y-0,30A 1.600 0,5134 Zr-8Y-0,30A 1.700 0,5132 Zr-8Y-0,45A 1.400 0,5146 Zr-8Y-0,45A 1.500 0,5144 Zr-8Y-0,45A 1.600 0,5136 Zr-8Y-0,45A 1.700 0,5134 Zr-8Y-0,60A h400 0,5143 Zr-8Y-0,60A 1.500 0,5139 Zr-8Y-0,60A 1.600 0,5138 Zr-8Y-0,60A 1.700 0,5134

Los parámetros reticulares de la red no dopada con alúmina se corresponden con los publicados en la bibliografía (5). Cuando la adición de alúmina es extremadamente baja (casos de 0,15 y 0,30 moles % de AI2O3), el parámetro reticular disminuye. En efecto, si el catión AP+ ha entrado en la solución sólida de la circona cú­bica debe estar sustituyendo iones Zr^+. El tamaño del Zr'*^ en coordinación IV es 0,73 (6), mientras que el del A P + para la mis­ma coordinación es 0,53. Estos resultados parecen indicar que el AI2O3 entra en solución sólida hasta un máximo de 0,30 moles %, y que únicamente a temperaturas más elevadas de 1.400°C sería posible su introducción en concentraciones mayores.

El margen de solución sólida es muy estrecho, como era espera­do (7), pero parece similar al relatado en la literatura (8), en el que se habla de soluciones sólidas de Zr02-Al203 de hasta 0,5 moles % de alúmina para temperaturas de 1.700°C.

El hecho de la exolución del AI2O3 a partir de 0,45 moles % de la matriz de circona está además comprobado con los análisis cua­litativos realizados por EDAX sobre las superficies pulidas (figu­ra 6). Es posible apreciar la alúmina como granos oscuros cuyo análisis revela únicamente la existencia de AI2O3. Cuando esto ocurre, los parámetros de red crecen hasta alcanzar prácticamente el valor que tienen en el material sin dopar. Parece ser que en es­tos casos la exolución de la alúmina a partir de la matriz de circona es casi completa.

3.1. Conductividad eléctrica

La espectroscopia de impedancia compleja ha mostrado en to­dos los casos los arcos típicos que corresponden a una estructura cúbica del Zr02.

513

M. T. HERNANDEZ, J. R. JURADO, p . DURAN

r ^

v

I

2 0 kP

1 2 8»«

PHOTO

Fig. 6.—Microestructura ciel material Zr-8Y-0,60Al sinterizado a L400°C. El análisis realizado por ED AX pone de manifiesto la existencia de AI2OJ.

La figura 7 representa la conductividad total del sistema de ma­teriales estudiada en función de la temperatura. Se observa cómo en todos los casos la conductividad es bastante alta, y supera la exigida por las necesidades de los sistemas SOFC, que es 1 0 ' S-cm-i a 1.000°C.

Un hecho interesante de comentar es el aumento de conductivi­dad eléctrica cuando la adición de alúmina es de 0,15 a 0,30 mo­les. Estas situaciones corresponden a la incorporación del AI2O3 en solución sólida. En el momento en que ocurre la exolucion de la alúmina a partir de la matriz la conductividad del material dis­minuye, obteniéndose valores ligeramente inferiores a los de la Zr02-8Y203 sin dopar. No obstante, estos valores siguen siendo altos y muy interesantes para su posible aplicación en pilas de com­bustible.

- 0 . 50

- 1 .50

' g - 2 . 5 0

O

-ce -4.50 O

-5.50

O

* * * * * Zr-8Y • • • • • Zr -8Y-0.15 4AAAA Zr-8Y-0.3p

i Zr -8Y-0.45 00000 Zr -8Y-0.60

Sintering Temperature:

• ^ 6 5 0.85

1000/T (IC^) 1.85

Vvi. X.—\hilcri(i/ Zr-SY (K().\l \inicti:cn¡i>. Mmsini nn/isliuu/d.

30.00

Fig. 7.—Conductividad total en función de la temperatura para los mate­riales estudiados.

0 . 0 0 I I I I I r ^ T i I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I I

200,00 400.00 600.00 800.00

NM Fig. 9.—Espectro UV-VIS del material Zr-SY-(),6Al.

3.3. Espectrofotometría de absorción UV-VIS

Como se ha indicado anteriormente, dos de los materiales cerá­micos de este sistema preparados según el procesamiento descrito resultaron finalmente translúcidos; éstos son los denominados Zr-8Y y Zr-8Y-0,6A1. La figura 8 representa al material Zr-8Y-0,6A1 su­perpuesto en un papel escrito, puede observarse claramente cómo se trata de un material traslúcido. El espectro de absorción UV-VIS muestra que la transmitancia de la muestra es aproximadamente

del 25% en las longitudes de onda comprendidas entre 800 y 500 nm (figura 9).

4. DISCUSIÓN

A partir de los resultados expuestos, se puede asegurar que la vía de preparación de materiales cerámicos por vía química a par­tir de cloruros proporciona materiales densos y bien sinterizados a temperaturas relativamente bajas (1.400°C) para la fase cúbica. El gran problema que presenta este tipo de preparación es la elimi­nación de iones cloruro. En nuestro caso, ésta no ha sido total y persisten aún después de la calcinación. Es posible que si la elimi­nación hubiera sido total los resultados fuesen mejores. Aún así.

514 BOL.SOC.ESP.CERAM.VIDR. VOL. 30 - NUM. 6

Análisis químico de muestra sólida por espectrometría de plasma de acoplamiento inductivo: Aplicación a los materiales electrocerámicos

en algunos casos, el proceso de densificación-sinterización es ex­celente llegando a conseguirse materiales traslúcidos.

Según los resultados experimentales obtenidos, no parece pro­bable lo apuntado por otros autores que aseguran que la introduc­ción de cantidades pequeñas de AI2O3 favorecen el difícil proceso de densificación de la fase Cúbica de la circona (7, 9), puesto que el material sin dopar con alúmina alcanza densidades igualmente elevadas siguiendo el mismo proceso de densificación. Parece más apropiada la idea de que una buena sinterización es conseuencia de un buen procesamiento. Parece ser crucial el proceso de seca­do, que debe ser muy lento y a temperaturas bajas.

El límite de solución sólida en el sistema Zr02-Al203 queda es­tablecido entre 0,30 y 0,45 moles % de alúmina para la temperatu­ra de 1.400°C. Por encima de esa temperatura los resultados de parámetros de red son algo confusos, y parecen indicar la resolu­ción de la alúmina en la matriz de circona.

El límite de*solución sólida del AI2O3 en la matriz Zr02-8Y203, ha sido posible detectarlo tanto por las medidas de los parámetros de red, como por medidas eléctricas mediante espectroscopia de impedancia compleja.

La conductividad eléctrica del sistema estudiado es alta, tanto en aquellos materiales en los que la alúmina entra en solución sóli­da con la matriz de circona, como en los que se segrega como se­gunda fase. En los primeros se observa una subida en la conducti­vidad eléctrica respecto a los no dopados. La segregación de la

segunda fase de AI2O3, tanto como cristales o como fase vitrea si­túa los valores de conductividad total ligeramente por debajo del material Zr-8Y.

BIBLIOGRAFÍA

1. ZEGERS, P.: Proceding of CEC-Italian fuel cell workshop. Taormina (Italy), June 4-5, 1987, pp. 20-26.

2. INGEL, R. P., LEWIS, D., BENDER, B. A. y RICE, R. W.: Science and technologie of zirconia 11. Ed. N. Clausen, M. Riihle and H. Heuer. The American Ceramic Society. Columbus OH, 1984, pp. 408-414.

3. GARVIE, R. C , HANNINK, R. H. y PASCOE, R. T.: Nature, 285 (1975) 703-704.

4. TsuKUMA, K., UEDA, K. y SHIMADA, M.: J. Am. Ceram. Soc 68 (1985), C4-5.

5. iNGEL, R. P. y LEWIS IÜ, D. : J. Am. Ceram. Soc., 69 (1986), 325-332. 6. SHANON, R. D.: Acta. Cryst., A32 (1976), 751-767. 7. TOUGH, W. D. y TIEN, T. Y.: / . Am. Ceram. Soc, 69 (1980)

595-596. 8. MiYAYAMA, M., YANAGIDA, H. y ASADA, A.: Am. Ceram. Soc. Bull,

64 (1985), 660-664. 9. BUCHANAN, R. C. y WILSON, D. M.: Advances in Ceramics. Vol. 10.

Ed. W. D. Kingery. The American Ceramic Society. Inc., Columbis Ohio, 1984, pp. 526-540.

BOL.SOC.ESP.CERAM.VIDR. 30 (1991) 6, 515-520

Análisis químico de muestra sólida por espectrometría de plasma de acoplamiento inductivo: Aplicación a los materiales electrocerámicos

J. C, FARIÑAS, M. F. BARBA Laboratorio de Análisis Químico, Instituto de Cerámica y Vidrio (CSIC), 28500 Arganda del Rey, Madrid, España

Dirección actual de J. C. Fariñas: Laboratoire des Sciences Analytiques, Bâtiment 308 (ESCIL), Université Claude Bernard-Lyon I, 69622 Villeurbanne Cedex, Francia

J. M. MERMET Laboratoire des Sciences Analytiques, Bâtiment 308 (ESCIL), Université Claude Bernard-Lyon I, 69622 Villeurbanne Cedex, Francia

RESUMEN.—Análisis químico de muestra sólida por espectro­metría de plasma de acoplamiento inductivo: Aplicación a los materiales electrocerámicos.

La espectrometría de plasma de acoplamiento inductivo (ICP) es una excelente técnica para la determinación de impurezas y dopantes en materiales electrocerámicos. Sin embargo, pre­senta el gran inconveniente de que exige disponer de las mues­tras en solución. Los procedimientos de disolución de los mate­riales cerámicos pueden originar numerosos problemas como pérdidas de elementos volátiles, contaminaciones, aumento de la duración de los análisis, dilución del analito, etc. La necesi­dad de evitar esta problemática ha originado un creciente inte­rés en el desarrollo de nuevas técnicas de introducción directa de muestra sólida en el seno del plasma. En la actualidad exis­ten dos grandes métodos que están siendo investigados para el análisis químico directo de materiales cerámicos. El primero consiste en la introducción de partículas dentro del ICP en for­ma de aerosol generado por nebulización de una suspensión. En el segundo se vaporiza la muestra sólida directamente den-

ABSTRACT.—Solid sampling ICP-AES for the chemical analysis of electroceramic materials.

Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry (ICP-AES) is now well established as a powerful tool for the chemical analysis of impurities and dopants in electroceramic materials. However, a disadvantage of the technique are the tedious procedures required for sample dissolution. This pro­cess of dissolution may lead to certain problems including losses of volatile elements, contamination, increase of the analysis time, and dilution of the analyte. In order to avoid these problems there is a growing interest in direct introduction of solid samples into the ICP. The methods that are currently being studied for direct analysis of ceramics can be classifíed into two main groups. One approach is to introduce particles into the plasma as an aerosol generated by nebulization of a slurry («slurry in­jection»). The second approach is to vaporize the solid sample directly into the plasma by using a laser as a external device («laser ablation»). In the present work, the possibilities of the

NOVIEMBRE-DICIEMBRE, 1991 515