B O L E T Í N DE LA S O C I E D A D ESPAÑOLA DE

Cerámica y Vidrio A R T I C U L O

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Sinterización y propiedades eléctricas de materiales cerámicos basados en el sistema Pb(ZrQ 53TÍQ 47)03-Pb(Nij/3Nb2/3)03

M. VILLEGAS, E. NIETO, J.F. FERNÁNDEZ, J.R. JURADO, C. MOURE Y P. DURAN Instituto de Cerámica y Vidrio, CSIC. Departamento de Electrocerámica. Arganda del Rey, Madrid

Los materiales cerámicos basados en el sistema Pb(ZrQ 53TÍQ 47)03-Pb(NÍ2/3Nb2/3)03 (PZT-PNN) con composición 60/40 pre­sentan el comportamiento ferroeléctrico relaxor típico del PNN. En este trabajo se ha estudiado la influencia del método de obten­ción y del procesado de polvos cerámicos de PZT-PNN sobre la morfología y proporción relativa de fases en el polvo tras su cal­cinación a 850 °C, así como la influencia de la morfología del polvo calcinado sobre el comportamiento de sinterización, propor­ción relativa de fases, microestructura y propiedades dieléctricas y piezoeléctricas de los materiales finales. Los resultados confir­man que una morfología hon\ogénea del polvo calcinado, así como, la ausencia de fases parásitas tipo pirocloro del sistema PbO-Nb205, favorecen el proceso de sinterización, obteniéndose densidades próximas al ~98%p|- y permiten, además, obtener materia­les finales libres de fases secundarias. La microestructura de estos materiales era bastante homogénea, con un tamaño de grano pequeño, del orden de ~3 |im. Se midió una constante dieléctrica próxima a -3000 a temperatura ambiente y una constante dieléc­trica máxima del orden de -20000 en el rango de Curie en el material de máxima densidad.

Palabras clave: Procesado, Relaxores, Pro-piedades dieléctricas y piezoeléctricas

Sintering and electric properties of ceramic materials based on the Pb(Zr0.53Ti0.47)O3-Pb(Nil/3Nb2/3)O3 system

Ceramic materials based on Pb(ZrQ 53TÍQ 47)03-Pb(Ni^/3Nb2/3)03 (PZT-PNN) system with 60/40 composition exhibits ferroe­lectric relaxor behavior associated to PNN. In this paper, the influence of the synthesis method and processing of PZT-PNN cera­mic powders on their morphology and relative phase proportion after calcination at 850 °C has been studied. The influence of cal­cined powder morphology and relative phase proportion on the microstructure and dielectric and piezoelectric properties of final materials, have also been studied. The experimental results confirm that homogeneous and monophasic calcined powders favors the densification process, and final materials with a density ~98%p|- were achieved. The final materials were pyrochlore free and their microstructure was quite homogeneous and with a small grain size (~3 pm). A dielectric constant of -3000 at room tempera­ture and a maximum value -20000 in the Curie range were measured for the best densified material.

Key words: Processing, Relaxors, Dielectric and Piezoelectric properties

1. INTRODUCCIÓN

El Pb(Zr^Ti|_^)03 (PZT) es un material piezoeléctrico ampliamente estudiado. Posee una estructura tipo perovskita que experimenta distorsiones a partir de la simetría cúbica (paraeléctrica) de alta temperatura, dando lugar a una estruc­tura perovskita de simetría tetragonal, en la zona rica en PbTi03 (x<0.53) o romboédrica, en la zona rica en PbZr03 (x>0.53) (1). Ambas simetrías poseen propiedades ferroeléctri-cas, con una transición de fase ferroeléctrica-paraeléctrica aguda, con un único máximo de constante dieléctrica a una temperatura no dependiente de la frecuencia.

Dicho material puede doparse con diversos aditivos (2), donadores (Nb^"^, Ta^^, La^"^) o aceptores (Sc^+, Fe^"^, K"^), que modifican sus propiedades haciéndole útil para aplicacio­nes concretas. También, pueden usarse modificadores denomi­nados de valencia combinada, que consisten en soluciones sóli­das de modificadores donadores y aceptores, como el Pb(Mg2/3Nb2/3)03 (PMN) o el Pb(Ni| /3Nb273)03 (PNN),

de manera que los principales efectos de los aditivos donado­res y aceptores se compensan total o parcialmente dependien­do de su composición. Además, su uso conjunto permite mayo­res concentraciones de modificador, ya que su límite de solu­ción sólida aumenta grandemente, permitiendo así que los efectos más débiles de estos modificadores se hagan patentes. Las principales características de los materiales cerámicos de PZT modificados con estos aditivos de valencia combinada consisten en el aumento de la constante dieléctrica, la disminu­ción de las pérdidas dieléctricas y el aumento de los coeficien­tes de acoplamiento electromecánico. Debido a que la mayoría de los aditivos de valencia combinada poseen comportamiento ferroeléctrico relaxor, su empleo permite modificar la transi­ción de fase aguda del PZT, transformándola en una transición de fase difusa.

Por otro lado, el empleo de soluciones sólidas de materiales cerámicos ferroeléctricos con estructura de perovskita estable, como el PZT, y materiales cerámicos relaxores basados en Pb(B,B0O3, permite estabilizar la estructura de perovskita

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«•) ( PbO + Zr02 + TÍO2 +Nb205 + NiO^

Mezcla

I Secado

Calcinación 850X/10h

I Molienda Atrición 3h

I Polvo A

I Prensado Isostático 200 MPa

Siníerización 1000-1200°C

I Medida de Propiedades

b) (2XO2 + TiC

t d

Mezcla

t Secado

t Calcinación 140( 3°C/4h 1

(^PbO + N b A + N i o " ^

Mezcla

î Secado

I Calcinación 850X/1 Oh

Molienda Atrición 3h

I Polvo B

I Prensado Isostático 200 MPa

Sinterización 1000-1 aOO' G

Medida de Propiedades

Fig. 1: Diagrama de flujo de la preparación de los materiales 60PZT-40PNN. a) Método convencional (material A) y b) Método convencional modificado (material B).

Polvo tampon PZT-PNN

60PZT-40PNN

ff'

Crisol de A1203

Lámina de Pt

Polvo Zr02 Fig. 2: Dispositivo de crisoles empleado durante la sinterización.

compleja de estos últimos (3,4) obteniéndose entonces materia­les monofásicos libres de fases secundarias, con estructura de pirocloro pertenecientes al sistema PbO-Nb205, cuya presen­cia disminuye drásticamente las propiedades dieléctricas de los ferroeléctricos relaxores.

Actualmente, los materiales del sistema PZT-PNN se usan para fabricar los llamados materiales con gradiente de función, de manera que variando su composición es posible variar los valores de constante dieléctrica y los parámetros piezoeléctri-cos en un rango muy amplio (5,6).

El objetivo de este trabajo ha sido la obtención de una solu­ción sólida 60 PZT-40 PNN monofásica y el estudio de las variables de procesado que permitan una mejora de las pro­piedades ferroeléctricas relaxoras inducidas en el PZT median­te la formación de la solución sólida con PNN, así como una mejora de las propiedades piezoeléctricas propias del PZT.

2. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL

Los polvos cerámicos del sistema [60Pb(ZrQ 53TÍQ 47)03-40Pb(NÍ2/3Nb2/3)O3] (PZT-PNN) fueron suministrados por la empresa Quartz et Silice (Q&S) (Francia). Su preparación se había realizado, en un caso, a través de la vía cerámica con­vencional (Polvo A) y en otro a través de una vía convencional modificada, consistente en dos calcinaciones (Polvo B), ver Fig. 1.a y l.b. Con objeto de mejorar la morfología de los polvos suministrados (7), ambos se moHeron en un molino de atrición durante 3h usando bolas de AI2O3 e isopropanol como medio líquido.

Una vez moHdos, el tamaño de partícula de los polvos cerá­micos se midió empleando un analizador láser de tamaño de partícula (Coulter LS 130) y su superficie específica se determi­nó por el método BET usando N2 como adsorbato (Micromeritics Accusorb 2100E). Su morfología se estudió mediante Microscopía Electrónica de Barrido (MEB) (Karl Zeiss DSM950) y la proporción relativa de fases en los polvos cerámicos calcinados y en los materiales sinterizados se deter­minó semicuantitativamente mediante difracción de Rayos X (Siemens D5000).

Tras la molienda, ambos polvos se prensaron isostáticamen-

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te (200 MPa) y se sinterizaron en el rango de temperatura com­prendido entre 1000 y 1200 °C durante 4 horas, usando el dis­positivo de sinterización descrito en la Fig. 2, en el que se empleó un polvo tampon de la misma composición (60PZT-40PNN).

La densidad de los compactos sinterizados se midió a través del método de Arquímedes por inmersión en agua. La evolu­ción microestructural se estudió mediante MEB y la caracteri­zación eléctrica (propiedades dieléctricas y piezoeléctricas) se llevó a cabo sobre discos plano-paralelos en los que se habían depositado electrodos de 70Ag/30Pd, usando un analizador de impedancias (HP-4192A).

3. RESULTADOS Y DISCUSIÓN

3.1 Morfología de los Polvos Calcinados

Las Fig. 3.a y 3.b muestran las micrografías de los polvos A y B antes de moler, respectivamente. En estas fotografías puede verse que el polvo A estaba constituido por aglomerados de distintos tamaños (>20 pm), formados a su vez por partículas pequeñas (--0.5 pm) con forma redondeada y bordes suaves. Por el contrario, el polvo B estaba constituido por partículas altamente cristalizadas con formas poligonales y bordes muy rectos, cuyo tamaño oscilaba entre --1 y 3 pm. Por tanto, puede verse como la morfología de los polvos depende del método de síntesis empleado, de manera, que la elevada temperatura de calcinación a la que fueron sometidos los polvos B, produce partículas muy bien cristalizadas que mantienen su forma durante la segunda calcinación a 850 °C (ver Fig. 3.b) lo que es, probablemente, una de las causas de la menor densificación obtenida en estos materiales durante los ensayos de sinteriza­ción.

La distribución del tamaño de partícula de ambos polvos, A y B, puede verse en la Fig. 4, la cual corrobora el estudio lleva­do a cabo mediante MEB. En ambos casos se obtienen distribu­ciones de tamaño de partícula básicamente bimodales, con un tamaño de partícula medio de --O.Spm. La superficie específica era 1.1 y 0.83 m^/g para los polvos A y B, respectivamente.

Tras la molienda en atrición se produjo, como era de esperar, una reducción del tamaño de partícula (ver Fig. 4), aunque la distribución en ambos casos seguía siendo bimodal. Mediante MEB pudo observarse que se había producido también una disminución del estado de aglomeración (Fig. 5.a y 5.b), aun­que todavía podían verse aglomerados grandes, menos com­pactos, y partículas fuertemente cristalizadas, especialmente en el caso del polvo B

El estudio por difracción de Rayos X de los polvos A y B (Fig. 6), reveló también la influencia del método de síntesis sobre la proporción relativa de fases presentes tras la calci­nación a 850 °C. Así, cuando se empleó la vía convencional (A) la fase perovskita era la única fase presente, mientras que cuan­do la vía convencional se midificaba (B), aunque la fase perovs­kita también era mayoritaria (94%), aparecía una pequeña pro­porción de fase pirocloro (Pb3Nb4023) y trazas de una fase secundaria correspondiente al Zr5TÍ7024 (7), procedente de la pre-reacción del Zr02 y TÍO2 a alta temperatura (1400 °C). La aparición de estas fases secundarias indica que el empleo de una etapa de calcinación previa a alta temperatura disminuye la facilidad de difusión de los cationes Zr^"^ y Ti"*" en la red de la perovskita PZT-PNN y, por tanto, la formación total de la fase perovskita.

Fig. 3: Micrografías de los polvos cerámicos calcinados a 850 °C antes de moler,

a) Polvo Ayb) Polvo B.

3.2 Sinterización

La sinterización de los materiales A y B, una vez obtenidos materiales compactados mediante prensado isostático, se reali­zó en un intervalo de temperatura comprendido entre 1000 y 1200 °C durante un tiempo de 4 horas, usando un polvo tam­pon de la misma composición para dotar al recinto de sinteri­zación de una atmósfera rica en PbO. El estudio del comporta­miento de sinterización reveló la fuerte influencia de la vía de síntesis empleada sobre su densificación (ver Fig. 7). Así, pudo verse que el material A presentaba un comportamiento de sin­terización mucho más rápido que el material B, alcanzando una densidad final elevada ya a 1100 °C (96.5% pp, mientras que a la misma temperatura el material B solo alcanzaba una

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10

CM 1

B

A

Antes de la Molienda

Despues de la Molienda

10.0

Diametro de Partícula ([jm)

Fig. 4: Distribución de tamaño de partícula de los polvos cerámicos 60PZT-40PNN antes y después de la molienda en atrición.

densidad del 92% p .. Sin embargo, a mayor temperatura (1200 °C), ambos materiales presentaban una densidad similar (-98% pp. Estas diferencias en el comportamiento de densifi­cación se deben probablemente a la presencia de fases secun­darias sin reaccionar {Zr^ij02/]. y Pb3Nb4023) en el polvo cerámico B, que producen un retardo en la difusión en estado sólido y, por tanto, en la densificación de los compactos B.

El estudio de las muestras mediante DRX (Fig. 8) reveló que todos los materiales, una vez sinterizados, presentaban una única fase de perovskita pura, indicando la estabilización de dicha fase característica del PNN al adicionar una perovskita mucho más estable como es la del PZT.

3.3 Microestructura

En las Figs. 9.a y 9.b se muestran las micrografías de los materiales PZT-PNN A y B, sinterizadas a 1100 °C, respectiva­mente. Como puede observarse, la microestructura era bastan­te homogénea en el caso del material A, con un tamaño de grano medio de ~3 ]am, aunque también se observan granos de menor tamaño y aspecto redondeado. La porosidad era escasa y estaba localizada principalmente en los bordes de grano. La microestructura del material B era algo más heterogénea, ya que se pudo observar una mayor dispersión de tamaños de grano, así como una mayor proporción de porosidad localiza­da incluso en el interior de los granos, coincidiendo con la menor densificación de este material. Esta menor homogenei­dad del material B se debe probablemente, como ya se ha indi­cado anteriormente en relación con la sinterización (Ver Fig. 7), a la influencia del método de preparación sobre las caracterís­ticas morfológicas y presencia de fase secundarias en el polvo cerámico de partida. (Ver Fig. 6).

Una característica común a ambos materiales es una cierta ausencia de cohesión entre los granos, que pudiera estar indi­cando una pérdida de PbO a altas temperaturas, y que, por tanto, pone de manifiesto la necesidad del empleo de un polvo

Fig. 5: Micrografías de los polvos cerámicos calcinados a 850°C y molidos en atrición, a) Polvo Ayb) Polvo B.

cerámico tampon con una mayor actividad de PbO. La pérdi­da de PbO produce una menor densificación, debido a que la descomposición del PbO

(PbO(,) -^ PbO(g) ^ Pb(g) +1 /202) durante las etapas finales de la sinterización (8) produce un

aumento de la presión parcial de gas en el interior de la poro­sidad cerrada, impidiendo su contracción y eliminación. El desarrollo microestructural de los materiales en los que se pro­duce una gran pérdida de PbO es menos adecuado, debido no solo a la presencia de una mayor proporción de poros, sino también a un crecimiento de grano mucho más heterogéneo como consecuencia de la aparición de una fase líquida transi­toria rica en este óxido, que produce a su vez bordes de grano fácilmente atacables durante el ataque térmico al que son sometidas las muestras para su estudio por MEB, siendo este el origen probable de la microestructura poco cohesionada obser­vada en los materiales PZT-PNN estudiados en este trabajo.

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SINTERIZACIÓN Y PROPIEDADES ELÉCTRICAS DE MATERIALES CERÁMICOS BASADOS EN EL SISTEMA PBÍZRQ 53Tlo.47)03-PB(Nli/3NB2/3)03

Fig. 6: Difractograma de difracción de Rayos X de los polvos Ay B calcinados a 850 °C

100

1000 1100 Temperatura CC)

1200

Fig. 7: Densidad relativa frente a la temperatura de los materiales de 60PZT-40PNN.

3.4 Propiedades Dieléctricas y Piezoeléctricas

En el caso de los materiales cerámicos piezoeléctricos basa­dos en PbO, como es el caso del PNN-PZT, el contenido en Pb no solo afecta al comportamiento de sinterización, sino tam­bién a las propiedades piezoeléctricas. Si la pérdida de Pb por volatilización es muy pequeña (<1%) se produce un aumento de los factores de acoplamiento electromecánico (9) debido al aumento de la concentración de vacantes en la posición A (v^\y'') de la red de perovskita, lo que facilita el movimiento de las paredes de dominio y como consecuencia una mayor pola­rización por unidad de campo y un mejor comportamiento pie-zoeléctrico (12). Por el contrario, si las pérdidas de PbO son ele­vadas se produce una pérdida de estequiometría y la aparición

<

T« Sinter =1100^C

20 30 40 26

50 60

Fig. 8: Difractogramas de difracción de Rayos X de los materiales 60PZT-40PNN sinte­rizados a 1100 °C

de fases secundarias, fase líquida rica en PbO y tipo pirocloro que producen una drástica disminución de las propiedades eléctricas del material (13).

En este trabajo, las propiedades dieléctricas de los materiales PZT-PNN (A y B) se estudiaron tanto a temperatura ambiente como en función de la temperatura y la frecuencia con objeto de determinar su comportamiento relaxor.

Las medidas de la constante dieléctrica a temperatura ambien­te indican un aumento de este parámetro al aumentar la densi­dad del material (ver Fig. 10). El estudio de la variación de la constante dieléctrica en función de la temperatura y la frecuencia (Fig. 11) refleja este mismo comportamiento, obteniéndose en ambos casos las mejores propiedades para el material A sinteri-zado a 1200 °C, con una constante dieléctrica a temperatura ambiente de 2800 y una constante dieléctrica máxima muy eleva­da, próxima a 20.000 (f=l kHz), en el rango de Curie, situado alre­dedor de 190°C. Estas elevadas propiedades dieléctricas hacen posible pensar en el uso de estos materiales para la fabricación de actuadores piezoeléctricos con gradiente de función (6).

Se aprecia una variación proporcional de los valores de cons­tante dieléctrica con la densidad, así, en el caso del material B, el menor valor de constante dieléctrica en el caso del compacto sinterizado a 1100 °C (-2500, para un densidad de -92% pp podría explicarse teniendo en cuenta la regla de las fases, ya que la presencia de una gran cantidad de fases secundarias de baja permitividad (como la presente en el interior de los poros) disminuye la constante dieléctrica del material.

También se estudiaron las propiedades piezoeléctricas de los materiales A y B, ya que para la fabricación de los actuadores piezoeléctricos con gradiente de función, es necesario que los parámetros piezoeléctricos sean elevados. Los datos experi­mentales de los materiales sinterizados a 1200 °C se resumen en la Tabla I, en la que puede verse la idoneidad de los mate­riales obtenidos en este trabajo, ya que poseen coeficientes elec­tromecánicos muy elevados, tanto en modo planar , como transversal, así como constantes piezoeléctricas d33 y á^i especialmente elevadas, sobre todo en el caso del material A,

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TABLA I: PROPIEDADES PIEZOELÉCTRICAS DE LOS MATERIALES 60PZT-40PNN SINTE-RIZADOS A 1200 °C

Material kp kt ^ 3 1 * ^33* Qm

A 0.65 0.48 619 580 54 B 0.63 0.48 470 580 39

pC/N

Fig. 9: Superficie pulida y atacada térmicamente de los materiales Ay B sinterizados a 1100 °CI2h

como era de esperar debido a su microestructura más homo­génea y menor porosidad.

Actualmente se llevan a cabo estudios de las propiedades de estos materiales conformados en forma de dispositivos multi-capa, con objeto de estudiar su posible aplicación, asi como, los problemas de la difusividad de especies catiónicas entre el die-

3000

2750

o

b c </> c o

O

2500 h

2250 h

2000 950 1000 1050 1100 1150

Temperatura (X) 1200 1250

Fig. 10: Consntante dieléctrica frente a la temperatura de sinterización de los materiales de 60PZT-40PNN

léctrico (Pb2+) y los electrodos internos (Ag+) ya que esta difu­sividad viene controlada por la velocidad de cierre de la poro­sidad y afecta grandemente a las propiedades eléctricas finales de dichos dispositivos.

4. CONCLUSIONES

El estudio de los materiales [60Pb(ZrQ 53TÍQ 47)03-40Pb(NÍ2/3Nb2/3)O3] (PZT-PNN) llevado a cabo en este tra­bajo, revela la importancia del método de síntesis debido a su influencia sobre la morfología de los polvos cerámicos de par­tida, así como sobre las fases cristalinas presentes en ellos tras la calcinación. Así, se pone de manifiesto, que la vía conven­cional empleada (polvo Ai da lugar a un polvo mucho más adecuado que la segunda vía (polvo B), en la que la utilización de elevadas temperaturas de calcinación antes de la obtención de la solución sólida PZT-PNN, produce un polvo cerámico constituido por partículas altamente cristalizadas y agregados duros difíciles de eliminar, lo que revierte en materiales sinte­rizados con peores propiedades, tanto físicas (menor densidad y microestructura más heterogénea) como eléctricas (menores constantes dieléctricas).

Así, de dicho estudio pueden sacarse principalmente las siguientes conclusiones:

a) A través de la vía cerámica convencional modificada con una molienda en atrición, empleando polvos comerciales del sis­tema 60Pb(Zro53Tio,47)03-40Pb(NÍ2/3Nb2/3)03 (PZT-PNN), se obtuvieron compactos cerámicos con una microestructura homogénea y uniforme y una densidad del 98%p|. a temperatu­ras relativamente bajas (1200°C), siendo especialmente relevan­te el comportamiento a la densificación del polvo A.

b) La constante dieléctrica y los parámetros piezoeléctricos son bastante aceptables, toda vez que se ha observado un exce­lente compromiso entre los valores de la constante dieléctrica (2750) y las pérdidas dieléctricas (<2%), manteniéndose en valo­res muy elevados los parámetros kp (0.65) y d33 (580 pC/N). Todos estos parámetros indican una buena optimización de los

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SINTERIZACION Y PROPIEDADES ELÉCTRICAS DE MATERIALES CERÁMICOS BASADOS EN EL SISTEMA PBÍZRQ 53Tlo.47)03-PB(Nli/3NB2/3)03

24000

g 20000

O CD 16000

12000

O)

B 8000 O)

O o 4000

e

CO

o CD 3

CO ^ •g

Û-

60PZT-40PNN 1200''C

B

1 100

Temperatura (°C) 200

<0l 300

Fig. 11: Constante dieléctrica y pérdidas dieléctricas frente a la temperatura y ala fre­cuencia de los materiales Ay B sinterizados a 1200 °C

parámetros de procesado, los cuales influyen positivamente sobre las propiedades finales de los compactos cerámicos, de

manera que existe una clara correlación entre la máxima densi­ficación y los mejores valores de los parámetros dieléctricos, c) La optimización de los parámetros de procesado, tales como la temperatura de calcinación y el proceso de molienda, evitan la utilización de otras vías de procesado más caras como la coprecipitación o el método sol-gel. •

AGRADECIMIENTOS

Este trabajo ha sido realizado bajo la financiación de la CICYT (MAT94-0807) y CEE COST503.

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Recibido: 6-6-95 Aceptado: 20-3-96

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Comité Editorial Internacional del Boletín de la Sociedad Española de Cerámica y Vidrio

D. ALVAREZ-ESTRADA Sociedad Española de Cerámica y Vidrio Arganda del Rey, Madrid, España

J. L. BATISTA Departamento de Ingeniería Universidad de Aveiro Portugal

R. BROOK (Académico de la lAC) Max Planck-Institut fiJr Metallorschung and Institut für Werkstoffwissen nschaften Stuttgart República Federal

Alemana

S. DE AZA Vicepresidente del CSIC Madrid, España

F. GAMBIER Centre de Recherches de l'Industrie Belge de la Céramique Mons, Bélgica

P. DURAN Instituto de Cerámica y Vidrio, CSIC Arganda del Rey, Madrid, España

A. ESCARDINO Departamento de Ingeniería Química Universidad de Valencia Valencia, España

G. FANTOZZI Institut National des Sciences Appliques de Lyon Villeurbanne, Francia

J. M.^ FERNÁNDEZ NAVARRO instituto de Cerámica y Vidrio, CSIC Arganda del Rey, Madrid, España

A. GARCÍA VERDUCH A.I.C.E. Castellón, España

G. GUILLEMENT Saint-Gobain Recherche Aubervilliers, Francia

P.F. JAMES Division of Ceramics Glasses and Polymers School of Materials The University of Sheffield Reino Unido

E. MARI Instituto Nacional de Tecnología Minera Argentina

F. MARQUES Departamento de Ingeniería Universidad de Aveiro Portugal

R.E. MOORE Ceramic Engineering Department University of Missouri-Rolla Rolla, Missouri, USA

J. S. MOYA (Académico lAC) Instituto de Ciencia de Materiales Cantoblanco, Madrid, España

F. NICOLETTI Stazione Sperimentale del Vetro Venezia-Murano, Italia

J.A. PASK (Académico lAC) Department of Materials Science and Mineral Engineering University of California Berkeley, USA

T. YAMAMOTO Department of Electrical Engineering National Defense Academy Yokosuka, Japón

M. YOSHIMURA (Académico lAC) Research Laboratory of Engineering Materials Tokyo Institute of Technology Yokohama, Japón

lAC = International Academy oí Ceramics