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.

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.

ABSTRACT.—Effect of temperature on the devitrifica­tion and sintering of ceramic fibers.

The effect of thermal treatment on different ceramic fibers used as isolant materials has been studied by XRD 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. 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 sili-coaluminosas, 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.

2. 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

Zl Z2 Z3 Fl F2

SÍ02 53,22 44,06 48,81 49,61 45,27 A1203 31,22 36,54 36,02 48,95 53,65 Zr02 15,02 18,58 14,65 — — Fe203 0,09 0,16 0,15 0,06 0,05 MgO 0,02 0,07 0,02 0,01 0,02 CaO 0,25 0,09 0,28 0,10 0,11 Hf02 0,19 0,58 0,43 — — TÍO2 — Indicios — — — Cr203 — 0,01 — 0,02 0,03 Na20 0,10 0,12 0,10 0,19 0,12 K2O 0,01 0,02 0,01 0,15 0,07

Recibido el 22-11-89 y aceptado el 10-3-90.

MAYO-JUNIO, 1990

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(%)

20 . 0 ^ F2 80

2000

I I I 1 II l i l i I I

Liquido y ^ Á

- Si02 +Liq. /Cor.+LiqH

1800

- Si02 +Liq.

[ -iV/MuIlL 1-Liq. H

1600 A/ /'.^•\"N1 Cor.+ Mull.ss 1600 /

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N Cor.+ Mull.ss

KOO

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20 AO 60 80 AI2O3 5102

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

ZrOo

AI2O3 '«'°-A3S, 'S95'Si02

Fig. 2.—Diagrama de equilibrio de fases del sistema Si02-Al202-Zr02 (9).

164

de SU estudio mediante microscopía electrónica de barrido, en un equipo Siemens, modelo AUTOSCAN, previa meta­lización de las muestras por deposición de oro.

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 ^ 1. ( a )

^/^^^^^r^VWWM^-AMWi

L4AA 50 ÜO 30 20

2 e

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.

L/ \l^>K»,.^HM^^

A

50 40 30 20

2 6

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 cir-

cona tetragonal; m circona monoclínica.

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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. 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-ÓXÍ-do 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 és-

(b )

(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

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(b)

(a)

1000 1200

T CC)

1400

Fig. 6. -Evolución relativa de la cristalización de la fibra F2. Á mullita; O cristobalita, a) 2 horas; b) 20 horas.

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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

1000 1200

T C C )

1A00

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

T CC)

KOO

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.

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1000 1200

T C O

KOO

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 sili-coaluminosas, 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 silicoalu-minosas, 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.

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Fig. \0.—Fotografias de MEB de la fibra F2 tratada, a) I.430°C-J h; b) ].200°C-20 h; c) 950°C-20 h.

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M. I. NIETO, S. DE AZA

(a)

2800

2 00

2000

1600

Zr02(C M-iquido

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ZrSiO.

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ZrSiO^ + L-Cuarzo

20 ZrO,

AO 60

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.

Fig. 11.—Diagrama de equilibrio íle fases del sistema Si02-Zr()2 (12)

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168

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.

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^ 1 ^ COMPAÑÍA MINERA DE RIO PIRÓN, S. A. y \i 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 Madrid-Valencia, 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:

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