BOL. SOC. ESP. CERAM. VIDR. 32 (1993), 2, 125-131

Sínterízacíón, desarrollo microestructural y propiedades de 8 mol % YiOs-ZrOi. Efecto de la adición de alúmina'''

L. M. NAVARRO, P. RECIO Instituto de Cerámica y Vidrio

Arganda del Rey. 28500 Madrid

RESUMEN. Sinterización, desarrollo microestructu­ral y propiedades de 8 mol % Y203-Zr02. Efecto de la adición de alúmina.

Los actuales diseños de células de alta temperatura SOFC's precisan de electrolitos sólidos conductores amó­nicos con mejores propiedades mecánicas a la tempera­tura de trabajo del dispositivo (800-1.000 °C) que la circonia estabilizada actualmente utilizada. En este tra­bajo se determina la resistencia mecánica a la fractura a alta temperatura, tenacidad y microdureza de composi­tes de circonia estabilizada con itria/alúmina (8 mol % YiOa-ZrOyx AI2O3, donde x = O, 5,10 ó 20 % en peso). Se estudia además el desarrollo microestructural y el comportamiento a la sinterización de los diferentes ma­teriales compuestos en función del contenido de alúmina dispersa como segunda fase en la matriz de circonia estabilizada con itria. La mejora en los parámetros mecánicos unidos al mantenimiento de la conductividad eléctrica a alta temperatura, permiten proponer al com­posite 8 mol % YiOa-ZrOi/lO % en peso AI2O3 como conductor amónico en pilas SOFC's.

PALABRAS CLAVE. Alúmina, circonia, composite, resistencia mecánica, tenacidad, conductividad eléctrica.

ABSTRACT. Sintering, microstructural developing and properties of 8 mol % of Y203-Zr02. Effect of the Alumina additions.

Sintering behaviour, microstructures development, high temperature mechanical properties of composites 8 mol % Y203-Zr02/x AI2O3 (x = 0-20 wt%) were studied in order to apply them us solid electrolyte in SOFC (Solid Oxide Fuel Cell). The addition of 10 wt% of alumina as asecond phase into a stabilized Zirconia matrix, im­proves in a 50 % of flexure resistance by using 3 point method at 1.000 T when is tested using the start YSZ as reference material. The SEM study shows a basically transgranular fracture, while the Vickers indentation exhibit cracks running between the alumina grains, probably in a crack deflexion reinforced mechamism. The complex impedance analisys for the studied materials, shows that alumina additions to a Zirconia matrix improve softly the total conductivity in com­parison with YSZ materials.

KEY WORDS. Alumina, zirconia, composite, strength, toughness, electrical conductivity.

1. INTRODUCCIÓN

La circonia estabilizada con itria es indudablemente el conductor amónico más ampliamente utilizado como elec­trolito sólido en sensores de oxígeno, pilas de combustible, bombas de oxígeno y reactores electroquímicos. Para estas aplicaciones, el electrolito necesita cumplir totalmente va­rios criterios tales como alta conductividad iónica, fácil fabricación en los diferentes tamaños y formas, similitud en los coeficientes de expansión térmica cuando el electrolito se integra en un dispositivo, facilidad de formar un sellado hermético, resistencia y tenacidad de los cuerpos sinteriza-dos y estabilidad con respecto al medio de operación del dispositivo (1). En el caso de las pilas de combusti­ble (SOFC's) es posiblemente, en lo referente a los paráme­tros mecánicos, donde la utilización de circonia estabilizada se hace menos favorable.

Los tres diseños de pilas de combustible actualmente en estudio, tubular, monolítico y planar se diferencian básica­mente en la forma de la célula, la geometría de los canales de flujo para los reactantes y la relación tamaño/espesor de los diferentes constituyentes. En el diseño tubular, los dife­rentes componentes activos de la célula se depositan sobre

* Este trabajo fue presentado en el XXXII Congreso Nacional de la Sociedad Española

de Cerámica y Vidrio, celebrado en mayo de 1992 en Almería.

Recibido: 3/92 aceptado: 8/92.

un soporte de circonia estabilizada con calcia, que propor­ciona la consistencia mecánica necesaria al dispositivo. Los diseños más recientes, monolítico y planar (2), presentan configuraciones de células apilables, que requieren la utili­zación de un electrolito sólido con mayor resistencia mecá­nica a la fractura y mayor tenacidad, por ser éste el que va a proporcionar la consistencia necesaria a la pila. En el diseño planar el conjunto formado por ambos electrodos y el electrolito es plano, siendo el material de interconexión el que forma los canales por donde circulan los gases reactantes. En la configuración monolítica una triple capa plana cátodo-material de interconexión-ánodo alterna según el eje c con la triple capa corrugada ánodo-electrolito-cátodo que dirige el flujo de los gases.

La CEE a través del programa JOUE-0044-C, de energías no nucleares, dirige sus esfuerzos en el campo de las células de combustible de configuración planar y monolítica. Ambas configuraciones, consistentes en células apilables «autoso-portadas» por el electroHto sólido de circonia estabihzada con itria (3), proporciona una elevada relación superficie/vo­lumen del electrolito que permite una densidad de potencia muy alta (1 Kw/1).

La necesidad de obtener materiales conductores de iones oxígeno, de propiedades mecánicas a alta temperatura opti­mizadas con respecto a las de la circonia estabihzada, presenta como objetivo de este trabajo el investigar la posible mejora en el comportamiento mecánico y eléctrico, que

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representa para la circonia estabilizada la dispersión de hasta un 20 % en peso de partículas de alúmina en una matriz de 8 mol % Y203-Zr02.

2. PARTE EXPERIMENTAL

Los materiales compuestos se prepararon a partir de un polvo YSZ comercial y un gel de AI2O3, obtenido por vía química (4). El mezclado y homogeneización de ambos componentes en las proporciones adecuadas para obtener 8 mol % Y203-Zr02/5 % en peso AI2O3 (YSZ-5A), 8 mol % Y2O3-ZrO2/10 % en peso AI2O3 (YSZ-lOA) y 8 mol % Y2O3-ZrO2/20 % en peso AI2O3 (YSZ-20A) se llevó a cabo

YSZ Comercial

I I EtOH |. I

i

IMolino del atrición

hora

Secado a 60X

iJTamizado 63jL/m

i Calcinado 800°C

i I

Tamizado 63/L/m I

YSZ/ xroAUO 2^3

Fig. 1. Esquema del procesamiento seguido para la obtención de los polvos mixtos circonia/alúmina.

en un molino de atrición, utilizando bolas de circonia. Tras una lenta etapa de secado, los diferentes polvos fueron tamizados por 63 |Lim y calcinados a 800 ''C. En la fig. 1 se recoge el esquema de procesamiento seguido.

Los polvos calcinados se prensaron isostáticamente a 200 MPa, realizándose estudios de sinterización estática y

de sinterización dinámica a velocidad de calentamiento contante (CRH). Los ensayos de resistencia a la flexión en tres puntos, a 25, 500 y 1.000 °C, se llevaron a cabo en una máquina universal de ensayos INSTRON, con una distancia entre puntos de apoyo de 5 cm., observándose el modo de fractura fresca por MEB. Los valores de tenacidad y dureza se calcularon a partir de las huellas obtenidas con un inden-tador tipo Vickers aplicando una carga de 10 kg durante un tiempo de 15 s. Los ensayos de conductividad por espectro-copia de impedancia compleja plana se realizaron en el intervalo 300-1.000 °C. Los materiales de partida y los polvos obtenidos se examinaron por MET y los materiales sinterizados por MEB, calculándose los tamaños de grano por el método de intersección sobre micrografía. Las densi­dades de los materiales sinterizados se determinaron por inmersión en agua, según el método de Arquímedes. La superficie específica se midió sobre polvo deshidratado a 60 °C, según el método BET.

FSZ!8ftP!1 F08 I Í 288.ÍKU imi 5ir

Fig. 2. Micrografía del material de 8 mol %Y20s-ZrO:/W % en peso de AI2O3 obtenida por MET. La partícula que se oberva en el centro de la micrografía corresponde a un aglomerado de finísimas partículas deAl203, mientras que los aglomerados de partículas más oscuras y conforma casi

hexagonal corresponden a Zr02.

3. RESULTADOS Y DISCUSIÓN

El polvo de hidróxido de aluminio sintetizado presentaba una superficie específica de 40 m^/g. El polvo calcinado a 800 °C, con una superficie específica de tan sólo 5 m^/g, muestra por MET una estructura de aglomerados de peque­ñísimas partículas finas y esféricas. La fig. 2 corresponde a

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un polvo «mixto» de circonia con 10 % en peso de alúmina. En esta micrografía se observa la persistencia de los aglo­merados de partículas de alúmina, que engloban a pequeños grupos de partículas más oscuras de circonia de tamaño cercano a 40 nm. Este tamaño de circonia está de acuerdo con el calculado (39 nm) para el material libre de alúmina a partir de la superficie específica (24,7 m^/g), utilizando la fórmula d = 6/Se D, donde d es el diámetro de partícula. Se la superficie específica y D la densidad teórica del material estudiado. La adición de alúmina, de baja superficie especí­fica, rebaja los valores de los polvos mixtos a 17,3 para

< o

<

o

oeeee-YSZ / SK peso Auo,. IYSZ / lOx p«so AUO,.

^ B M M P Y S Z / 2 t e paso AixO,.

Fig. 3.

TEMPERATURA (°C)

Efecto de la adición de alúmina sobre densidad relativa de los composites.

YSZ-5A y 6,7 m /̂g para YSZ-lOA respectivamente. En la fig. 3 se muestra la influencia de la incorporación

de alúmina sobre la densidad final de los composites. Para una temperatura dada, y para tiempos de tratamiento iguales, el incremento del contenido de AI2O3 determina un descenso de la densidad relativa del material compuesto. Así a 1.400 °C, el material YSZ libre de alúmina presenta una densidad relativa superior al 96,5 %, que en el caso del composite con 5 % en peso AI2O3 desciende a 94,7 % y cuando la presencia de partículas de alúmina es del 20 % en peso la densidad relativa es tan sólo de 75,6 %. Cuando la

100

^ 9 5

^ 90 X

< X > 85 / \-< 80 / üJ „̂ Q: 75 / Q 70

< Q 65 / ^ fin

z ë 55

50

AK. 1 i 1 1 I

1000 1100 1200 1300 1400

TEMPERATURA **C 1500 1600

temperatura de sinterización se eleva a 1.600-1.650 °C, los diferentes composites estudiados adquieren densidades cer­canas al 98 %, que les permitirían ser utilizados como electrolitos sólidos en pilas SOFC. Resultados similares han sido obtenidos por Esper 3; C6>/. (5).

El estudio de estos materiales por CRH, aporta un mayor conocimiento del proceso de sinterización. Las curvas de contracción lineal, obtenidas en ensayos realizados a 5 °C/min entre 25 y 1.550 °C, muestran una inflexión alre­dedor de 1.375 °C en los composites que no es perceptible en la circonia estabilizada de partida (fig. 4). Las curvas de velocidad de contracción revelan un único efecto, muy ancho entre 1.000-1.350 °C, con máximo alrededor de 1.240 °C para el material libre de alúmina, que se resuelve en dos máximos a 1.180 y 1.325 °C, más estrechos y débiles en los

1325

2° CICLO

1'" CICLO

Fig. 4. Curva de contracción lineal donde se puede observar la inflexión alrededor de 1.375 °C.

Fig. 5. Ensayo dilatométrico realizado en la muestra 8 mol % Y2O3-ZrO:¡/20 % en peso de AI2O3. 1.^'^ ciclo: calentamiento a 10 °C/m hasta la temperatura de 1.180 °C donde se realiza una isoterma de dos horas y posterior enfriamiento. 2." ciclo: calentamiento a 10 °C/m hasta 1.600 °C,

isoterma de dos horas y enfriamiento.

composites. Adicionalmente, los materiales compuestos pre­sentan en la región de temperaturas altas (1.350-1.550'') un tercer máximo alrededor de 1.550 °C.

En un ensayo dilatométrico adicional, los compactos en verde se calentaron a 1.180 °C, temperatura de aparición del primer máximo, realizándose una isoterma de dos horas y enfriando a temperatura ambiente. El material presinterizado se sometió a un nuevo ciclo de calentamiento hasta 1.600 T donde se reahzó otra isoterma de dos horas. En la fig. 5 correspondiente a FSZ/20A se observa la persistencia de los dos efectos en la región 1.000-1.350 °C así como el tercer máximo a 1.550 °C en las curvas de velocidad de contracción obtenidas tras este estudio. Resultados simi­lares a los obtenidos en la región de temperatura inferior a 1.350 °C fueron observados por Rossen y Haussner (6) en circonia estabilizada con CaO. Estos autores, compa­rando los resultados obtenidos en ensayos de sinterización cinética, con estudios de distribución de tamaño de poro mediante isotermas de adsorción, comprueban la exist­encia de dos distribuciones de tamaño de poro. El pico de menor temperatura en la velocidad de contracción se atribuye a la eliminación de los poros intraglomerados, mientras que el de 1.325 °C, que no puede eliminarse realizando una sinterización previa a menor temperatura, correspondería a la eliminación de los poros interaglome-rados en la matriz de circonia.

El tercer máximo a 1.550 'C de los materiales compues­tos FSZ/AI2O3 se debe probablemente a la densificación de la alúmina en la matriz y a la formación, a nivel local, de una fase vitrea que ayudaría a la sinterización del material

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compuesto a alta temperatura. (La formación de vidrio tendría un primer efecto, que Leuwerinky col. (7) al estudiar composites 2 mol % Y2O3-ZrO2/20 % peso AI2O3 denomi­na «desdensificación», que correspondería a la pequeña meseta observada en las curvas de densificación dinámica de los composites YSZ/AI2O3. Posteriormente la sinteriza-ción sería asistida por formación de una fase vitrea, cuya composición química no ha podido ser determinada. El diagrama de fases Zr02-Y203-Al203 propuesto por Tuohig y Tien (8) permite pensar en aluminato de itria Y3AI5O12 (YAG), compatible con la existencia de circonia cúbica y alúmina en la región de composiciones estudiada. Buttler y Drennan (9), utilizando TEM-EDAX, consideran que se trata de una fase vitrea rica en Zr-Al-Si. La adición de alúmina a una matriz de circonia, tendría para estos autores una ventaja adicional como sería atrapar la SÍO2, presente como impureza no deseable en la circonia comercial utiliza­da como materia prima, dando lugar a fases vitreas en borde de grano o en puntos triples asociadas invariablemente a la interfase de partículas de AI2O3. Schubert j col. (10) predi­cen a partir del diagrama de fases SÍO2-AI2O3-Y2O3 la presencia de itria en la fase líquida, basándose en la exist­encia de un eutéctico con 45 % en peso SÍO2/2O % en peso AI2O3/35 % en peso Y2O3, que es líquido a 800 °C. Rao y Screibert (11) encuentran en PSZ una fase rica en sílice de borde de grano constituida por AI2O3, Y2O3 y posiblemente Zr.

Desde el punto de vista microestructural, la incorporación de partículas de AI2O3 dispersas en una matriz de circonia cúbica, da lugar a materiales compuestos bastante homogé­neos, en que las partículas de alúmina (fig. 6) tienden a ocupar posiciones intragranulares y en muy inferior propor­ción en posiciones intergranulares. Este efecto de «pincha­do» de las partículas de alúmina en el borde de grano, debido a que la velocidad de movimiento de la partícula introducida como segunda fase es mayor o igual a la velocidad del borde de grano, inhibe el crecimiento de grano de la matriz, deformando la geometría hexagonal de la circonia cúbica, que desciende de 15,0 |Lim en YSZ a 4,9 |Lim en YSZ-5A y a 3,1 |j.m cuando la proporción de alúmina alcanza el 10 % en peso.

La incorporación de un material como la alúmina, con un módulo de Young y resistencia a la flexión superior a la de la matriz de circonia cúbica, hacía presuponer un incremento

Fig. 6. Micro grafías (MEB) de las muestras sinte rizadas a 1.600 °C, a) YSZ, b) YSZ-5A, c) YSZ-IOA. Los granos más pequeños y de color más oscuro corresponden a partículas deAl20s, los granos grandes de apariencia

hexagonal y de color más claro pertenecen a la matriz de circonia.

% AI2O3

Fig. 7. Gráfica de resistencia a la flexión vs temperatura de los composites YSZ/x % en peso de AI2O3.

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del valor de la resistencia para los composites YSZ/AI2O3 a temperatura ambiente, que no se ha producido en los com­posites aquí estudiados. Los ensayos realizados a alta tem­peratura revelan que un contenido del 10 % en peso de partículas de alúmina en la matriz de circonia cúbica, eleva la resistencia mecánica del material, con valores de Gf de 192 MPa a 800 °C y 220 MPa a 1.000 °C, frente a los 145 MPa de la YSZ sin alúmina a 1.000 °C (fig. 7). Conte­nidos de alúmina inferiores al 10 % no parecen mejorar el comportamiento mecánico a alta temperatura del composite. Una explicación a este incremento en la resistencia a la flexión puede ser la existencia de un proceso de relajación de tensiones, inducido por la temperatura, por la existencia de la fase vitrea anteriormente aducida. Mediante MEB se ha observado que la superficie fresca de fractura, para los contenidos de alúmina estudiados, es básicamente transgra-nular. Resultados similares han sido obtenidos por French y col (12) que observa que el incremento de la proporción de circonia en una matriz de AI2O3, determina un paso gradual de la fractura intergranular típica en la matriz de alúmina hacia la transgranular.

El estudio por MEB de las huellas de indentación (fig. 8) muestra que la indentación es catastrófica para la YSZ pura produciéndose el lascado del material. El au­mento del contenido de alúmina da lugar a huellas de indentación más limpias, observándose además la defle­xión de la grieta en algunos tramos de su recorrido. La grieta es desviada por los granos de alúmina intergranu­lares. Como se sabe, en el mecanismo de deflexión, una grieta puede ser desviada por la existencia de una segunda fase de partículas dispersas en una matriz. La reorienta­ción del plano de la grieta al normal de la tensión aplicada causa una reducción en la fuerza conductora de la grieta que se manifiesta en un incremento de la resistencia a la fractura. Debe señalarse que cuando las muestras inden-tadas se sometieron a un ligero ataque térmico, para mejorar la nitidez de los bordes de grano por MEB, se comprobó el cerramiento de las grietas en algunos tramos de su recorrido. Este hecho podría confirmar la existencia, a nivel local, de una fase vitrea a la temperatura del ataque térmico que tiende a cerrar la grieta.

En la tabla I, se observa que los valores de tenacidad y dureza se incrementan ligeramente con el contenido de AI2O3. (Hay que señalar que tales valores no deben ser

TABLA!

TENACIDAD, DUREZA Y CONDUCTIVIDAD DE LOS COMPOSITES

Muestra Kic(MPa M̂ 2̂) H,(GPa) OTÍX IQ-̂ Qr^ cm" )̂

FSZ 2,00 13,05 7,30

FSZ-5A 2,11 12,93 9,70

FSZ-lOA 2,13 13,91 10,90

FSZ-20A 2,45 13,95 8,00

considerados como absolutos, sino sólo válidos para conocer la tendencia que presentan los materiales estudiados). Evans y Cannon (13) estudian la influencia de la razón longi­tud/diámetro de la fase dispersa sobre la tenacidad del material compuesto. Partículas aciculares con R = 12 pro-

Fig. 8. Micrografías correspondientes a las indentaciones realizadas en los composites: c) YSZ-5A, d) YSZ-lOA, e) YSZ-20A.

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ducen alta tenacidad y conforme se disminuye R para estas partículas, la curva de tenacidad se produce a valores infe­riores de Kic. Como puede verse en la fig. 9, los datos de tenacidad obtenidos en los composites YSZ/AI2O3 estu­diados se ajustan perfectamente a los valores teóricos calculados por Evans para partículas esféricas, con factor de forma 1. Es importante destacar que este mecanismo de deflexión observado es bastante débil y sólo acusa un ligero aumento de la tenacidad.

ai 02 os 0.4 FRACCIÓN EN VOLUMEN

Este efecto de «pinchado» de las partículas de alúmina en el borde de grano, inhibe el crecimiento de grano de la matriz, deformando la geometría hexagonal de la circonia cúbica.

La sinterización de estos composites transcurre en dos etapas claramente diferenciadas. A temperaturas inferiores a 1.400 °C tiene lugar el cerramiento de los poros intra (1.180-1.200 °C) e interaglomerados (1.325-1.375 °C) en la matriz de circonia. A mayor temperatura la sinteriz;ación del composite se ve asistida por la formación de una fase vitrea, posiblemente SÍO2-AI2O3-Y2O3, donde la sflice habría sido introducida como impureza no deseable en los polvos de circonia) o AI2O3-Y2O3 (YAG).

La dispersión de partículas casi esféricas de alúmina (con un R próximo a 1) en la matriz de circonia permite un débil reforzamiento de la matriz mediante un mecanismo de deflexión de grieta. El estudio mediante MEB muestra una fractura básicamente transgranular, mientras que el estudio de las huellas de indentación Vickers indica que las grietas fundamentalmente bordean los granos de alúmina.

La mejora en los parámetros mecánicos unido al mante­nimiento de la conductividad eléctrica a alta temperatura, permiten proponer al composite 8 mol % Y2O3-ZrO2/10 % en peso AI2O3 como conductor amónico en pilas SOFC's.

5. AGRADECIMIENTOS

Este trabajo ha sido financiado a través del programa de energías no nucleares JOUE-0044-C de la CEE.

Fig. 9. Influencia del «factor deforma» longitud/diámetro de la partícula introducida en una matriz, sobre el reforzamiento del material, propuesta por Evans y Cannon. Los valores obtenidos en los composites YSTJA^O^ encajan perfectamente con los calculados teóricamente por un factor

deforma de 1.

En la tabla I se observa que la incorporación de alúmina no modifica fuertemente la conductividad total de los com­posites. De acuerdo con los datos obtenidos, las conductivi­dades no sufren modificaciones importantes, es más, la conductividad total a la temperatura de trabajo de la célula, muestra un aumento con el contenido de 10 % de partículas de alúmina en peso. Este comportamiento ha sido estudiado por Butler y col. (14) en composites PSZ/alúmina. La sflice forma una película casi continua que recubre los bordes de grano de circonia, la adición de alúnúna origina la formación de un compuesto silicatado rico en Al y en algunas zonas en Zr, que tiende a acumularse en puntos triples e invariable­mente está asociado a los granos de alúmina (en los que existe tanto en posiciones inter como intragranulares). Este fenómeno, denonünado por estos autores como efecto exca­vadora, permitiría una disminución en la resistividad del borde de grano y un aumento en la conductividad total.

4. CONCLUSIONES

La utilización de molienda de atrición para la homo-genización de polvos de circonia comercial con alumina obtenida en un proceso de precipitación de hidróxido de aluminio en medio básico, permite la obtención de com­posites YSZ/AI2O3 con microestructuras bastante homo­géneas, en la que las partículas de alúmina dispersas se sitúan preferentemente en los bordes de grano de circonia.

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PUBLICACIONES EDITADAS POR LA SOCIEDAD ESPAÑOLA

DE CERÁMICA Y VIDRIO

I Congreso Iberoamericano de

Cerámica,, Vidrio y Refractarios

(dos volúmenes) (Torremolinos,

7-11 junio 1982) (Madrid, 1983)

P R E C I O : 4.500

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MARZO-ABRIL, 1993 131

PUBLICACIONES EDITADAS POR LA SOCIEDAD ESPAÑOLA DE CERÁMICA Y VIDRIO

Materiales Refractarios y Siderurgia (Jornadas de Arganda del Rey, 4-5 mayo 1984

CONTENIDO: I. Experiencias y perspectivas de la utilización de

materiales refractarios en la industria siderúrgica. D. Ernesto Badía Atucha, Jefe de obras y refrac­tarios de Altos Hornos de Vizcaya, y D. Ignacio Larburu Ereño: Refractarios para hornos altos en AHV. D. Gabino de Lorenzo y D. Francisco Egea Molina: Revestimientos refractarios en Horno Alto de ENS ID ESA. D. Jesús María Valerio, de S.A. Echevarría: Cucharas de tratamiento secundario de acero. D. Jesús Valera, ENSIDESA-Veriña: Evolución de la duración de revestimientos en las acerías de ENSIDESA. D. J.A. Pérez Romualdo, Jefe de Colada Conti­nua de Altos Hornos del Mediterráneo: Refracta­rios en cucharas de acero y colada continua de slabs.

II. Investigaciones en el campo de materiales refrac­tarios en el Instituto de Cerámica y Vidrio. Prof. Dr. Salvador de Aza, Director del ICV: El Instituto de Cerámica y Vidrio. Estructura y objetivos. D. Emilio Criado Herrero: El sector español de refractarios y la industria siderúrgica. Evolución y perspectivas. Dr. Francisco José Valle Fuentes: Tendencias en el análisis de materiales refractarios. Dr. Serafín Moya Corral: Materiales cerámicos tenaces basados en mullita-circón. Dra. Pilar Pena Castro: Materiales refractarios basados en circón. D. Angel Caballero Cuesta: Evolución de las propiedades refractarias y termomecánicas de las bauxitas. Dr. Rafael Martínez Cáceres: Cementos refracta­

rios. PRECIO: Socios, 4.500 ptas. 160 PAGINAS No socios, 6.000 ptas.

Vocabulario para la Industria de los Materiales Refractarios

ISO/R 836-1968

"

CONTENIDO:

I. Terminología general.

II. Materias primas y minerales.

III. Fabricación.

IV. Tipos de refractarios.

V. Los hornos y la utilización de productos refracta­rios: — Metalurgia. — Industria del coque y gas. — Generadores de vapor. Calderas. — Industria vidriera.

. — Cales y cementos. — Cerámica.

VI. Características y métodos de ensayo.

• Contiene 4 índices alfabéticos en castellano, francés, inglés y ruso; con un código numérico que permite la localización de cada uno de los tér­minos en los otros tres idiomas.

• Incorpora más de 1.100 términos relativos a la industria de refracta­rios e industrias consumidoras.

190 PAGINAS, 50 FIGURAS. PRECIO: Socios, 4.500 ptas.

No socios, 6.000 ptas.

La reserva de ejemplares y los pedidos deben dirigirse a: SOCIEDAD ESPAÑOLA DE CERÁMICA Y VIDRIO Ctra. Valencia, Km. 24,300 ARGANDA DEL REY (Madrid)