Efecto de la temperatura sobre la desvitrifícación y sinterizacion de

BOL.SOC.ESP.CERAM.VIDR. 29 (1990) 3, 163-169
Efecto de la temperatura sobre la desvitrifícación
y sinterizacion de fibras cerámicas
M? I. NIETO, S. DE AZA
Instituto de Cerámica y Vidrio (CSIC)
M. CAMPOS
Ferro Enamel Española, S. A.
RESUMEN.—Efecto de la temperatura sobre la desvitrifícación y sinterizacion de fibras cerámicas.
ABSTRACT.—Effect of temperature on the devitrification and sintering of ceramic fibers.
Mediante disfracción de rayos X y microscopía electrónica de barrido, se estudia el efecto de los tratamientos
térmicos sobre distintas fibras cerámicas que se utilizan
como aislantes. De los resultados obtenidos se evalúa la
tendencia de dichas fibras a la desvitrificación, así como
a la sinterizacion y las ventajas o inconvenientes que la
introducción de distintos óxidos plantea.
The effect of thermal treatment on different ceramic
fibers used as isolant materials has been studied by X R D
and SEM. From the obtained results their tendency to
devitrification has been evaluated as well as the sintering behaviour and the advantages or disadvantages of different oxides additons to the fibers composition.
1.
2.
INTRODUCCIÓN
Los materiales refractarios fibrosos presentan un gran interés ya que, además de su baja densidad y su facilidad de
montaje, poseen una baja capacidad calorífica, lo que supone una economía de energía y una buena resistencia al choque térmico, haciéndolos particularmente adecuados para instalaciones de calentamiento intermintente.
Una gran cantidad de estos materiales se obtienen en forma de fibras vitreas, cuyas propiedades pueden variar con
el tiempo en servicio a una temperatura dada. Cuando las
fibras se somenten a tratamientos térmicos prolongados, se
origina la desvitrificación de las mismas y simultáneamente
tiene lugar una sinterizacion entre ellas. Ambos fenómenos
producen la degradación de las propiedades iniciales del material.
El objeto del presente trabajo es el estudio de la cristalización y sinterizacion de una serie de fibras cerámicas de
naturaleza vitrea, en función de la temperatura y tiempo de
tratamiento térmico y de la composición de las mismas.
Para ello se han seleccionado dos tipos de fibras: las silicoaluminosas, cuyo comportamiento con la temperatura ha
recibido más atención en la bibliografía (1 al 5) y las fibras
con circona, que poseen un contenido de SÍO2 similar a las
silicoaluminosas, mientras que parte de la alúmina ha sido
sustituida por circona.
El comportamiento térmico de las fibras con circona no
ha recibido tanta atención en la bibliografía y tan sólo se han
descrito sus propiedades «más refractarias» (6, 7). Por todo
lo expuesto, resulta de gran interés el estudio de la cristalización y sinterizacion de dichas fibras en función de la temperatura y tiempo de tratamiento y la discusión comparativa
con las fibras silicoaluminosas.
Recibido el 22-11-89 y aceptado el 10-3-90.
MAYO-JUNIO, 1990
PARTE EXPERIMENTAL
En la tabla I se presentan las composiciones químicas de
las fibras estudiadas, determinadas mediante espectrometría
de emisión con fuente de plasma de acoplamiento inductivo
y de absorción atómica, así como por gravimetría.
TABLA I
COMPOSICIONES DE LAS FIBRAS
EN PORCENTAJE EN PESO
DETERMINADAS MEDIANTE ANALISIS QUÍMICO
SÍ02
A1203
Zr02
Fe203
MgO
CaO
Hf02
TÍO2
Cr203
Na20
K2O
Zl
Z2
Z3
Fl
F2
53,22
31,22
15,02
0,09
0,02
0,25
0,19
44,06
36,54
18,58
0,16
0,07
0,09
0,58
Indicios
0,01
0,12
0,02
48,81
36,02
14,65
0,15
0,02
0,28
0,43
49,61
48,95
45,27
53,65
—
—
0,10
0,01
—
—
0,10
0,01
—
—
0,06
0,01
0,10
0,05
0,02
0,11
—
—
—
—
0,02
0,19
0,15
0,03
0,12
0,07
A partir de estos datos, se puede situar las composiciones
en los correspondientes diagramas de equilibrio de fases, con
objeto de poder prever su microestructura y la evolución de
las fases cristalinas en las mismas por efecto de los tratamientos térmicos. Así las fibras F l y F2 se pueden situar,
en una primera aproximación, en el sistema SÍO2-AI2O3 (8)
de la figura 1, y las fibras Z l , Z2 y Z3 en el sistema
Si02-Al203-Zr02 (9) de la figura 2.
163
M / I. NIETO, S. DE AZA
Peso(%)
80
. 0 ^ F2
20
I I I
1
de SU estudio mediante microscopía electrónica de barrido,
en un equipo Siemens, modelo AUTOSCAN, previa metalización de las muestras por deposición de oro.
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i
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I
Liquido
2000
I
y ^
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- Si02 +Liq.
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1600 A/
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1200 - 1
1
- 1
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5102
H
20
3.
RESULTADOS OBTENIDOS Y DISCUSIÓN
En las figuras 3 y 4 se recogen los difractogramas más
representafivos correspondientes a las muestras somefidas
a disantos tratamientos, en los que se puede apreciar el diferente grado de cristalinidad que presentan las distintas fases en función de la temperatura y fiempo de tratamiento.
Debido a esta diferente cristalinidad de las fases obtenidas, resulta prácdcamente imposible efectuar un análisis
A
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80
1
AI2O3
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Mol C/o)
Fig. l.—Diagrama de equilibrio de fases del sistema SÍO2-AI2O2 (8).
Las muestras se trataron térmicamente en un horno vertical, Khantal-EPD, en el que la temperatura se regula por
el sistema electrónico con precisión de ±1°C, enfriándose
a continuación rápidamente hasta la temperatura ambiente.
Los tratamientos térmicos se efectuaron en paralelo a tiempos de 2 y 20 horas y temperaturas comprendidas entre 950
y L430°C.
Las fases cristalinas presentes se han identificado mediante difracción de rayos X, utilizando la radiación K„ del Cu,
con un equipo Philips, modelo PW-1140, 1370/1540, y el
grado de sinterización de las muestras se ha evaluado a partir
L4AA
50
ÜO
30
20
2e
Fig. 3.—DRX de la fibra F2 tratada térmicamente durante 20 horas,
a) 950°C; b) 1.200°C; c) 1.430°C. Á mullita; O cristobalita.
ZrOo
L/ \l^>K»,.^HM^^
A
50
40
30
20
26
AI2O3
'«'°-A3S,
'S95'Si02
Fig. 2.—Diagrama de equilibrio de fases del sistema Si02-Al202-Zr02 (9).
164
F¡g. 4.—DRX de la fibra Zl tratada térmicamente durante 20 horas.
a) I.OOO'Qb) 1.200°C:c) l.430°C. A mullita; O cristobalita; H circona tetragonal; m circona monoclínica.
BOL.SOC.ESP.CERAM.VIDR. VOL. 29 - NUM. 3
Efecto de la temperatura sobre la desvitrificación y sintetización de fibras cerámicas
cuantitativo de las mismas, por la imposibilidad de encontrar patrones adecuados. Sin embargo, se ha efectuado una
evaluación relativa a partir de las intensidades de los picos
más características de cada una de las fases. En las figuras
5 a 9 se presentan los evoluciones de las distintas fases cristalinas con la temperatura y tiempo de tratamiento, para las
diferentes fibras estudiadas.
3.1.
(b)
Fibras silicoaluminosas
Si se tiene en cuenta la situación de la composición de las
fibras estudiadas en el correspondiente diagrama de equilibrio de fases (fig. 1), se puede observar que ambas se encuentran dentro de la cúpula metaestable de inmiscibilidad
líquida establecida por MacDowell y Beall (8), por lo que,
al enfriar el fundido para obtener las correspondientes fibras,
debe producirse un fenómeno de separación de fases, lo que
posteriormente favorece la nucleación y la correspondiente
des vitrificación del material con el tratamiento térmico.
El estudio de la microestructura de las fibras resulta dificultoso, ya que no es sencillo efectuar cortes en las mismas
para su análisis mediante MET. No obstante, parece lógico
pensar que el fenómeno de separación de fases que se origine en la obtención de las fibras, debe ser menor que en la
obtención de un vidrio masivo, por las propias condiciones
del sistema de fibrado, pero siempre es posible esperar un
cierto grado de separación de fases.
En cualquier caso, y aun en el supuesto de que no se produjera separación de fases en la obtención de la fibra, los
mismos tratamientos térmicos efectuados deben generarla
(8, 10), ya que las composiciones de las fibras están dentro
de la cúpula de inmiscibilidad.
Dicha localización de las fibras y los resultados de DRX
parecen justificar que, en ambas muestras la fase dispersa
sea la más rica en AI2O3 y con composición próxima a la
de mullita, lo que justifica la cristalización de esta fase incluso a tiempos de tratamiento corto (2 h). A partir de la
fase continua, muy rica en SÍO2, posteriormente y cuando
los tiempos de tratamiento son largos, nuclea y cristaliza la
cristobalita. El hábito de las curvas de evolución de las dos
fases cristalinas pone de manifiesto que este fenómeno se
realiza por un proceso de nucleación y crecimiento de acuerdo con el mecanismo de separación de fases.
Teniendo en cuenta los resultados de las figuras 5 y 6,
es posible concluir que, a temperaturas superiores a 1.350°C
y dempos reladvamente largos (20 h), se alcanza la máxima
cristalización de mullita y cristobalita. Se obtiene así, después del tratamiento térmico, un producto casi enteramente
cristalino, con muy poca fase vitrea. Dicha fase está constituida fundamentalmente por SÍO2 y las impurezas presentes de alcalinos, alcalinotérreos, etc., de acuerdo con distintos autores (1 a 3).
A temperaturas superiores a 1.400°C comienza la disolución de la cristalización en la fase líquida, como se puede
deducir de los correspondientes diagramas SÍO2-AI2O3-ÓXÍdo alcalino (11), debido a la composición de estas fibras.
La observación por microscopía electrónica confirma los
resultados expuestos. Teniendo en cuenta el grado de resolución de la técnica empleada, solamente es posible observar la cristalización en la superficie de las fibras cuando ésMAYO-JUNIO, 1990
(a)
1000
1200
KOO
Fig. 5. -Evolución relativa de la cristalización de la fibra Fl. A mullita;
O cristobalita, a) 2 horas; b) 20 horas.
ta ya es masiva y el tamaño de los cristales suficientemente
grande, lo que ocurre en las fibras tratadas a la temperatura
de 1.430°C, figura 10a. En los tratamientos efectuados á
temperaturas inferiores, tan sólo se observa un principio de
1 50
(b)
x:
ce
o
Q
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A
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(a)
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1
1
1000
1200
\
1400
T CC)
Fig. 6. -Evolución relativa de la cristalización de la fibra F2. Á mullita;
O cristobalita, a) 2 horas; b) 20 horas.
165
M.^ I. NIETO, S. DE AZA
sinterización de las fibras, figura 10b y c, lo que se justifica igualmente por la temperatura de primera formación de
fase líquida en los sistemas Si02-Al203-óxido alcalino citados (aproximadamente 950 °C).
En consecuencia, el grado de sinterización depende fundamentalmente del contenido de alcalinos presente y, consecuentemente, su intensidad aumenta con la temperatura.
Mientras que a temperaturas inferiores a 950-1.000 °C apenas es detectable, puesto que coincide con la primera formación de fase líquida, a partir de 1.200°C comienza a ser
un fenómeno notable, lo que unido al alto grado de cristalización experimentado por las fibras, son los dos fenómenos
responsables de la contracción sufrida por los productos en
servicio, del incremento de su fragilidad y en consecuencia,
de la degradación de sus propiedades.
3.2. Fibras que contienen circona
En este caso, resulta más complicada la interpretación de
los resultados obtenidos. En primer lugar, porque la mayor
complejidad composicional de estas fibras aumenta las variables del sistema, por lo que su estudio tiene que realizarse en el sistema ternario Si02-Al203-Zr02. En segundo lugar, porque en el mencionado diagrama de equilibrio de fases
no está establecido si existe o no una región metaestable de
inmiscibilidad líquida.
No obstante, teniendo en cuenta los correspondientes
diagramas para el sistema SÍO2-AI2O3 (8, 12) y para el
sistema Si02-Zr02 (13), recogidos en las figuras 1 y 11,
respectivamente, en los que sí se representan las correspondientes cúpulas metaestables de inmiscibilidad, se puede establecer en tentativa la zona de separación de fases del sistema ternario Si02-Al203-Zr02, uniendo las composiciones
correspondientes de ambas cúpulas de inmiscibilidad. En la
figura 2 se ha representado dicha zona mediante línea de
puntos, la cual abarca una enorme región del sistema, dentro de la que se encuentran situadas las tres composiciones
aquí estudiadas.
En consecuencia, en estas fibras también es posible prever que exista separación de fases o que se produzca durante el tratamiento térmico, lo que facilita la nucleación y
cristalización de mullita y circona, y a temperaturas más elevadas cristobalita, figuras 7 a 9. Esta secuencia de cristalización de fases parece justificar la existencia de dos fases
dispersas, ricas en Zr02 y en SÍO2 * AI2O3, respectivamente, en una matriz continua más rica en SÍO2. El hábito de
las curvas habla de un mecanismo de nucleación y crecimiento análogo a lo expuesto para las fibras silicoaluminosas.
La aparición en primer lugar de Zr02 tetragonal indica
que el tamaño cristalino de la circona es muy pequeño, inferior al tamaño crítico necesario para su transformación a circona monoclínica. A temperaturas más altas, cuando la difusión es importante y los núcleos de Zr02 han crecido por
encima del tamaño crítico, aparece la fase monoclínica.
Del análisis comparativo de las curvas de evolución de las
fases cristalinas con la temperatura, figuras 7 a 9, en relación con las obtenidas para las fibras silicoaluminosas, figuras 5 y 6, es posible extraer algunas conclusiones.
En cuanto a la cristalización de mullita, todas las fibras
presentan la misma evolución, análoga también a la de las
fibras silicoaluminosas. En los tratamientos efectuados a
166
1000
1200
1A00
TCC)
Fig. 1 .—Evolución relativa de la cristalización de la fibra Zl. A mullita;
O cristobalita; D circona tetragonal; m circona monoclínica. a) 2 horas;
b) 20 horas.
1000
1200
KOO
T CC)
Fig. ^.—Evolución relativa de la cristalización de la figura Z2. Á mullita;
O cristobalita; D circona tetragonal; u circona monoclínica. a) 2 horas;
b) 20 horas.
BOL.SOC.ESP.CERAM.VIDR. VOL. 29 - NUM. 3
Efecto de la temperatura sobre la desvitrificación y sintetización de fibras cerámicas
1000
1200
KOO
TCO
Fig. 9.—Evolución relativa de la cristalización de la fibra Z3. A mullita;
O cristobalita; D circona tetragonal; m circona monocUnica. a) 2 horas;
b) 20 horas.
1.350°C y tiempos largos, en las tres fibras se obtiene el
máximo de mullita a que dan lugar y a partir de dicha temperatura este valor se mantiene constante.
La cristobalita, al igual de como sucede en la fibras silicoaluminosas, cristaliza a temperaturas más elevadas y presenta un máximo de contenido en las muestras tratadas alrededor de 1.400°C, comenzando su disolución a temperaturas
superiores. Sin embargo, a diferencia de lo que ocurre en
aquéllas, en las fibras con circona se puede observar la aparición de cristobalita en los tratamientos a 2 horas.
La evolución de la circona es similar en las tres fibras estudiadas. En todos los casos se idenüfica circona tetragonal
desde el tratamiento efectuado a la temperatura inferior
(LOOO°C) y la monoclínica aparece cuando las temperaturas de tratamiento son de 1.200-1.300°C, según la fibra, para
aumentar confinuamente su contenido, lo que se relaciona
con el tamaño cristalino de la circona, como se ha expuesto
antes. Así mismo, en todos los casos la suma de circona tetragonal y monoclícica observadas en las muestras tratadas
a 1.430°C durante 20 horas, es similar y acorde con la composición de las fibras. Las diferencias observadas en la temperatura de aparición de la circona monoclínica deben estar
relacionadas con las disfintas condiciones de obtención de
las fibras, tanto de la temperatura de fusión como de las específicas condiciones de fibrado.
Si bien la nucleación es similar a la de las fibras silicoaluminosas, la temperatura de primera formación de fase líquida en cualquier sistema mulficomponente con Zr02 es muy
superior, por lo que la sinterización debe tener lugar a temperaturas más altas. La observación por MEB de las muestras tratadas así lo pone de manifiesto, figura 12a, b y c.
MAYO-JUNIO, 1990
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b) ].200°C-20 h; c) 950°C-20 h.
167
M.^ I. NIETO, S. D E AZA
2800
2^00
Zr02(C
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2000
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Z r 0 2 ( t e t ) + LiqüicJo
168 7 o
1600 h
En las fibras tratadas a 1.000°C e incluso a 1.200°C apenas
se detecta sinterización, que sólo empieza a ser un fenómeno apreciable en las tratadas a 1.430°C durante 20 horas,
mientras que, en éstas el grado de sinterización ya es de gran
magnitud.
En resumen, es importante tener en cuenta que la introducción de circona en las composiciones silicoaluminosas no
implica diferencias fundamentales en cuanto a la nucleación
y cristalización de las mismas por efecto de los tratamientos
térmicos. Por el contrario, la presencia de Zr02 retrasa la
temperatura a la que se empieza a apreciar la sinterización
de las fibras. Esto implica una menor degración de las propiedades de conductividad termina de las fibras con circona.
Finalmente, resulta indispensable señalar que en este trabajo no se han considerado otras propiedades importantes,
tales como la resistencia a la tracción de las fibras o de los
productos acabados y, fundamentalmente su atacabilidad química, propiedades que pueden verse modificadas significativamente por la introducción de Zr02 en la composición.
V
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ZrO,
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Fig. M.—Fotografías de MEB de la fibra Zl tratada durante 20 h.
a) I.430°C; b) 1.200°C; c) I.OOO°C.
168
BOL.SOC.ESP.CERAM.VIDR. YOL. 29 - NUM. 3
Efecto de la temperatura sobre la desvitrificación y sintetización de fibras cerámicas
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COMPAÑÍA MINERA DE RIO PIRÓN, S. A.
Feldespatos y arenas de silice para Cerámica y Vidrio
Fábrica: Carretera de Navalmanzano, km 34,200 - NAVAS DE ORO (Segovia)
Teléfono: (908) 10 48 21
Delegación Comercial: C/ Maudes, 21 - Oficina 113 - 28003 MADRID
Teléfonos: (91) 535 36 82 - 535 37 09 - Fax: (91) 535 31 56
MAYO-JUNIO, 1990
169
CURSOS ESPECIAUZADOS SOBRE MATERIALES CERÁMICOS Y VIDRIOS
Enero - Mayo 1991
INSTITUTO DE CERÁMICA Y VIDRIO, C.S.I.C. - Arganda del Rey (Madrid), ESPAÑA
PRESENTACIÓN
El creciente desarrollo que ha experimentado en los últimos años
la ciencia y la tecnología de los materiales está generando una
continua demanda de especialistas en los campos de la cerámica
y del vidrio no sólo por parte de los sectores tradicionales, sino
también de otros sectores industriales que requieren nuevos productos cada vez más avanzados para aplicaciones muy específicas.
La inexistencia hasta ahora en España de enseñanzas universitarias de segundo ciclo que constituyan una especialización en materiales cerámicos y en vidrios justifica el establecimiento de estos
cursos promovidos por el INSTITUTO DE CERÁMICA Y VIDRIO, C.S.I.C. dentro del marco académico de los programas
de doctorado que ofrece el DEPARTAMENTO DE QUÍMICA
DE LA FACULTAD DE CIENCIAS DE LA UNIVERSIDAD
AUTÓNOMA DE MADRID.
Los cursos que componen este programa están dirigidos preferentemente a postgraduados de Facultades de Ciencias o de Escuelas Técnicas Superiores, pero pueden asistir a ellos todas las
personas que consideren que cuentan con el nivel de conocimientos
suficiente para su segimiento.
DOCTORADO EN CIENCIAS
Estando integrado este conjunto de cursos en un programa de
doctorado, con un total de 455 horas (45 créditos), los alumnos
que deseen obtener la validez académica en uno o más cursos deberán solicitar su matrícula en ellos en la Secretaría de la Facultad de Ciencias de la Universidad Autónoma de Madrid dentro
del período correspondiente.
CONTENIDO DE LOS CURSOS
La finalidad que persiguen estos cursos es la de proporcionar
una especialización en el campo de los materiales cerámicos y
de los vidrios, tanto en lo que se refiere a sus fundamentos estructurales y termodinámicos como a sus procesos de fabricación,
métodos de procesado y caracterización de sus propiedades. La
profundización en el estudio de todos estos aspectos requiere además el conocimiento de diversas técnicas instrumentales y de las
posibilidades que brinda cada una de ellas. Desde el punto de vista
práctico esta información general se complementa con un estudio de los diferentes tipos de productos y de sus aplicaciones en
distintos campos industriales.
Seguidamente se especifican todos los cursos que componen
el programa, el número de horas que comprende cada uno, los
meses en que tendrán lugar y los profesores que los impartirán.
1.
Diagramas de equilibrio de fases (Profesor: Salvador de Aza
Pendas): 50 horas (enero).
2. Materias primas para cerámica y vidrio (Profesora: Julia Mf
González Peña): 30 horas (enero).
3. Reacciones en estado sólido y sinterización (Profesor: José
S. Moya Corral): 10 horas (enero).
4. Materiales refractarios (Profesor: Salvador de Aza Pendas):
50 horas (febrero).
5. Fisicoquímica del vidrio y de su elaboración (Profesor: José María Fernández Navarro): 50 horas (febrero).
6. Procesos de fabricación del vidrio (Profesor: José Luis Oteo
Mazo): 25 horas (marzo).
7. Fibras cerámicas y vitreas (Profesor: José Luis Oteo Mazo): 25 horas (marzo).
8. Productos de arcilla y cerámica blanca (Profesor: Antonio
García Verduch): 50 horas (marzo).
9. Reología de las suspensiones cerámicas (Profesor: Joaquín
Requena Balmaseda): 10 horas (marzo).
10. Electrocerámica (Profesor: Pedro Duran Botía): 50 horas
(abril).
11. Cerámica estructural (Profesor: José S. Moya Corral): 40
horas (abril).
12. Productos del vidrio y sus aplicaciones (Profesora: Alicia
Duran Carrera): 25 horas (mayo).
13. Métodos analíticos aplicados a cerámica y vidrio (Profesora: Mf Flora Barba Martín-Sonseca): 20 horas (mayo).
14. Técnicas de caracterización de materiales cerámicos y vitreos
(Profesora: Mf Isabel Nieto Jiménez): 20 horas (mayo).
LUGAR Y FECHAS
Todos los cursos se impartirán en el INSTITUTO DE CERÁMICA Y VIDRIO, C.S.I.C, situado en la carretera de MadridValencia, km 24,300, Arganda del Rey (Madrid) durante los meses
indicados.
A fin de facilitar su asistencia a aquellas personas que tengan
que desplazarse desde otros lugares o que estén desempeñando
actividades profesionales, se procurará reducir al máximo la curación de cada curso impartiéndose las clases diariamente en horario intensivo.
INSCRIPCIÓN
El plazo de inscripción estará abierto desde el día 1? de octubre al 20 de diciembre de 1990.
El número máximo de plazas por curso será de 20 y el mínimo
para que éste pueda tener lugar será de 3. Las plazas se irán cubriendo por orden riguroso de inscripción.
El importe de la inscripción será de 4.100 pesetas por cada crédito o unidad de 10 horas que comprenda el curso. Los derechos
de inscripción al conjunto de los 14 cursos que integran el programa ascienden a 250.000 pesetas.
Aquellas personas que efectúen su matrícula en la Facultad de
Ciencias de la Universidad Autónoma de Madrid no necesitarán
abonar ningún derecho adicional.
Se concederán medias becas, a las que podrán optar toda clase
de posgraduados menores de veinticinco años que no se hallen
desempeñando ninguna actividad profesional remunerada. Los solicitantes de estas becas deberán dirigirse al director del Instituto
de Cerámica y Vidrio enviando su «Curriculum Vitae» y alegando las razones que abonan su interés.
INFORMACIÓN Y FORMALIZACION
DE INSCRIPCIONES
La formalización de las inscripciones podrá realizarse personalmente o por correo mediante la tarjeta de inscripción adjunta, acompañada del correspondiente abono en pesetas por cheque
bancario nominativo a favor del Instituto de Cerámica y Vidrio o por transferencia libre de gastos a la cuenta corriente
número 6069696 de Caja Madrid, Plaza de la Constitución, 4,
28500 Arganda del Rey, Madrid.
Cualquier información adicional puede solicitarse a:
INSTITUTO DE CERÁMICA Y VIDRIO
Carretera de Valencia, km 24,300
28500 Arganda del Rey (Madrid)
Tels. (91) 871 18 00/04 - Extranjero: 34-1-871 18 00/04
Télex: 47255-VCI - Telefax: (91) 870 05 50