## PENGARUH TEMPERATUR DAN IRADIASI TERHADAP INTERDIFUSI PARTIKEL BAHAN BAKAR JENIS U −7Mo/Al
Maman Kartaman A, Aslina Br. Ginting, Supardjo, Boybul Pusat Teknologi Bahan Bakar Nuklir −BATAN Kawasan Puspiptek, Serpong, Tangerang Selatan, 15314 e −mail: makar@batan.go.id (Naskah diterima : 16 −12−2015, Naskah direvisi: 06−01−2016, Naskah disetujui: 19−01−2016)

## ABSTRAK
PENGARUH  TEMPERATUR  DAN  IRADIASI  TERHADAP  INTERDIFUSI  PARTIKEL  BAHAN BAKAR  JENIS  U −7Mo/Al. Paduan  U −7Mo/Al  memiliki  potensi  besar  sebagai  bahan  bakar reaktor riset, tetapi bahan bakar ini memiliki beberapa kekurangan antara lain dapat membentuk interaction  layer pada  antarmuka  pada  saat  proses  fabrikasi  maupun  iradiasi  di  reaktor  melalui mekaniame  difusi.  Penelitian  ini  dilakukan  untuk  mengetahui  terjadinya interaction  layer yang disebabkan  oleh  interdifusi  atau diffusion  couple paduan  U −7Mo  dengan  pelat  AlMg2  yang dipanaskan  pada  temperatur  500  °C  dan  550  °C  selama  24  jam  dalam  tungku arc  furnace dan tungku  DTA  pada  temperatur  30  °C  hingga  1400  °C.  Hasil  pengamatan  mikrostruktur menggunakan Scanning  Electron  Microscope (SEM)  pada  sampel diffusion  couple hasil pemanasan  pada  temperatur  500  °C  belum  terlihat  adanya interaction  layer atau  pembentukan fasa  baru  antara  partikel  U −Mo  dan  matriks  Al.  Sementara  itu,  pemanasan  pada  temperatur 550 °C  telah  terjadi  interdifusi  paduan  U −7Mo  dengan  pelat  AlMg2  menghasilkan  senyawa (U,Mo)Al x pada antarmuka atau interface . Hal  ini didukung oleh hasil  analisis DTA menunjukkan bahwa paduan U −7Mo/Al pada 500 °C mempunyai kompatibilitas panas yang baik, tetapi diatas temperatur  550  °C  telah  terjadi  perubahan  fasa  +  menjadi  +  .  Pemanasan  hingga 679,14 °C terjadi fasa metastabil U(Al,Mo) x dan selanjutnya mengalami proses interdifusi dengan leburan  uranium  membentuk interaction  layer berupa  aglomerat  senyawa  UAlx  (UAl 4 ,  UAl 3 danUAl 2 ).  Aglomerat  yang  terbentuk  dari  proses  pemanasan  secara diffusion  couple maupun dalam tungku DTA dibandingkan dengan aglomerat yang terbentuk akibat proses iradiasi. Bahan bakar paduan U −7Mo/Al yang diradiasi dengan burn up 58% mengalami interdifusi antara U −7Mo dengan  matriks  Al  menghasilkan  fasa  metastabil  U(Al,Mo) x yang  berubah  menjadi layer (U,Mo)Al 7 , presipitat UMo 2 Al 20, (UMo)Al 3 −Al dan membentuk boundary atau aglomerat UAl x (UAl 4 , UAl 3 danUAl 2 ). Data ini didukung oleh analisis kekerasan mikro menggunakan Hardness Vickers dilakukan  terhadap  kelongsong  AlMg  dan  paduan  U −7Mo  (sebelum  dan  sesudah  pemanasan) serta  sampel diffusion  couple U −7Mo/Al dengan pelat AlMg2 hasil pemanasan pada temperatur 550  °C.  Hasil  analisis  kerasan mikro  yang  diperoleh  berturut −turut adalah 64,62 dan 340,45 HV (sebelum  pemanasan)  dan  52,34;303,16  dan  497,34  HV  (setelah  pemanasan).  Dari  ketiga sampel  uji  diperoleh  kekerasan  paling  besar  pada  zona  antarmuka  sampel diffusion  couple U −7Mo/Al  dengan  pelat  AlMg2,  bila  dibandingkan  dengan  kelongsong  AlMg2  dan  juga  paduan U −7Mo. Perbedaan kekerasan ini menunjukkan bahwa pada pengujian interdifusi menggunakan metode diffusion  couple menghasilkan  senyawa  baru  (U,Mo)Alx  pada  zona  antarmuka  yang memiliki  karakter  berbeda.  Terbentuknya interaction  layer tidak  diharapkan  dalam  bahan  bakar dispersi  U −Mo/Al  karena layer senyawa  (U,Mo)Al x memiliki  kekerasan  mikro  dan  densitas  lebih rendah dari pada densitas rata −rata paduan bahan bakar U−7Mo/Al.
Kata kunci: U −7Mo/Al, diffusion  couple,  interaction  layer ,  mikrostruktur,  DTA  dan  kekerasan mikro.

## ABSTRACT
TEMPERATURE  AND  IRRADIATION  EFFECTS  TO  INTERDIFUSSION  OF  FUEL  MATERIAL U −7Mo/Al TYPE. U−7Mo/Al alloy had great potential as research reactor fuel, but it had several disadvantages,  such  as,  it  can  formed  a  interaction  layer  at  the  interface  during  the  process  of fabrication and irradiation in a reactor. The research objective was determine the interaction layer that  was  caused  by  interdiffusion  or  diffusion  couple  of  U −7Mo  with  AlMg2  alloy  which  was annealed at 500 °C and 550 °C for 24 hours. The observation of microstructure used a Scanning Electron  Microscope  (SEM)  on  diffusion  couple  sample  which  was  heated  at  temperature  of 500 °C had  not  seen  the  layer  interaction  or  the  formation  of  a  new  phase  between  particles  of U −Mo  and  Al  matrix,  but  heating  treatment  at  550 °C indicated  that  U −7Mo  alloy  had  been interdiffusion  with  AlMg2  plate  produced  (U,Mo)  Alx  compound  on  the  interfaces.  It  was evidenced  by  interdiffusion  reaction  analysis  used  DTA  that  showed  that  U −7Mo  /  Al  alloy  at 500 °C had  good  heat  compactibility,  but  at  temperatures  upper  than  550 °C it  had  been  phase changed  from  +  to  +  phase.  The  heating  in  DTA  furnace  up  to  679.14 °C produced U(Al,Mo)x  meta  stable  phase  and  then  interdiffusion  process  with  uranium  molten  formed  layer interaction that formed UAlx compound agglomerates (UAl4, UAl3 and UAl2). Agglomerates was formed  from  the  heating  process  which  was  similar  to  agglomerates  that  caused  by  irradiation. U −7Mo  /  Al  Fuel  alloy  that  had  58%  burn  up  had  been  interdiffusion  between  U−7Mo  with  Al matrix  produced  U(Al,Mo)x  metastable  phase  that  turned  into  (U,  Mo)  Al 7 layer,  UMo 2 Al 20 precipitates, (UMo)Al 3 −Al and formed a boundary or UAlx (UAl 4 , UAl 3 and UAl 2 ) agglomerates.The results of microstructure analysis used SEM and interdiffusion reactions used DTA was supported by the analysis of micro hardness used Vickers Hardness. The results of hardness analysis that was  done  to  AlMg  cladding  and  U −7Mo  alloy  (before  and  after  heating)  and  diffusion  couple  of U −7Mo  /  Al  samples  with  AlMg2  plate  after  heating  at  550 °C were  respectively  64.62  and 340.45 HV  (before  heating)  and  52.34;  303.16  and  497.34  HV  (after  heating).  Diffusion  couple U −7Mo/Al  with  AlMg2  plate  samples  had  the  highest  hardness  value.  This  hardness  difference showed that the interdiffusion test used diffusion couple produced a new compound (U, Mo) Alx in interface zone that had different character, but the formation of interaction layer is not expected in the  fuel  U −Mo  /  Al  dispersion  because  micro  hardness  and  density  of  (U,  Mo)  Al x compound’s layer was lower than the average density of U −7Mo/ Al alloy.
Keywords: U −7Mo/Al,  diffusion  couple,  interaction  layer,  microstructure,  DTA  and  micro hardness .
(Maman Kartaman A, Aslina Br. Ginting, Supardjo, Boybul)

## PENDAHULUAN
Reaktor Serba Guna G.A.
Siwabessy  (RSG −GAS)  yang  berada  di Serpong  merupakan  reaktor  riset  jenis Material  Testing  Reactor (MTR)  yang berfungsi  antara  lain  untuk  memproduksi radiofarmaka  untuk  kebutuhan  rumah  sakit dan pengujian material. Berdasarkan desain awal, reaktor ini dioperasikan menggunakan bahan  bakar  dispersi  U 3 O 8 −Al  dengan pengayaan ( low enrichement ) uranium 19,75% 235 U.  Keberhasilan  penelitian  dan pengembangan  bahan  bakar  U 3 Si 2 /Al  di BATAN,  maka  sejak  tahun  2001  semua bahan bakar diteras reaktor RSG −GAS telah berhasil  digantikan  oleh  bahan  bakar U 3 Si 2 /Al  dengan  pengayaan  dan  densitas uranium  yang  sama  seperti  bahan  bakar U 3 O 8 −Al.  Bahan  bakar  dispersi  U 3 Si 2 /Al dibuat  dengan  cara  memadukan  uranium dengan unsur silikon menjadi senyawa U 3 Si 2 dan  didispersikan  ke  dalam  serbuk matrikss aluminium  (Al).  Bahan  bakar  U 3 Si 2 /Al  ini memiliki  stabilitas  yang  tinggi  selama digunakan  sebagai  bahan  bakar  di  dalam reaktor,  akan  tetapi  memiliki  beberapa kekurangan  yaitu  densitas  uranium  yang dapat  dicapai  maksimum  hanya  sekitar 4,8 gU/cm 3 yang  menyebabkan  umur  pakai lebih  pendek,  dan  olah  ulang  bahan  bakar U 3 Si 2 /Al  sangat  sulit,  sehingga  menjadi masalah dalam proses penyimpanan.
Mengingat hal tersebut,  para  peneliti berupaya  untuk  mencari  paduan  uranium dengan  logam  lain  yang  memiliki  densitas uranium  tinggi,  sehingga  umur  ekonomi bahan  bakar  di  dalam  teras  reaktor  dan siklus  penggunaan  bahan  bakar  menjadi lebih  lama.  Penelitian  dan  pengembangan bahan  bakar  reaktor  riset  berbasis  U −Mo dengan pengayaan  uranium 235 U<20% merupakan  program  internasional  dalam memenuhi  densitas  uranium  antara  8 – 9 gU/cm 3[1] .
Paduan  U −Mo  merupakan  sistem biner  dengan  diagram  fasa  seperti  yang ditunjukkan  pada  Gambar  1 [2] .  Paduan
U −Mo  bersifat  ulet  dan  memiliki  struktur kristal  bcc  fasa  ,  tampang  lintang  serapan neutron  Mo  rendah,  tahan  terhadap  korosi dan  berat  jenis  ±16,4 g/cm 3 serta nilai  berat jenis  tergantung  %  Mo.  Berat  jenis  tersebut lebih  tinggi  dari  berat  jenis  paduan  U 3 Si 2 sebesar  12,20 g/cm 3 yang  telah  digunakan sebagai  bahan  bakar  dispersi  dengan tingkat  muat  uranium  4,80 gU/cm 3 .  Paduan U −Mo  dapat  digunakan  sebagai  bahan bakar  dengan  tingkat  muat  uranium  hingga 9 g/cm 3 dan  proses  olah  ulang  mudah dilakukan [2] .  Selain  itu  Mo  memiliki  tampang lintang  serapan  neutron  relatif  rendah  dan paduan  U −7Mo/Al  mempunyai  daerah  fasa gamma (  ) relatif besar dan dapat dipertahankan  selama  proses  fabrikasi bahan bakar dan iradiasi, memiliki kompatibilitas termal baik dengan matriks Al sehingga  paduan  U −Mo  cocok  untuk digunakan sebagai bahan bakar reaktor riset sekaligus  sebagai  pengganti  bahan  bakar U 3 O 8 /Al dan U 3 Si 2 /Al.
Gambar 1. Diagram Fasa Paduan U −Mo [2]
Peneliti  sebelumnya  telah  berhasil membuat pelat elemen bakar (PEB)
U −7Mo/Al dengan
berukuran mini [2] . Berdasarkan  informasi  perkembangan  ilmiah saat  ini  paduan  U −Mo  dengan  kandungan Mo  antara  7~10%  berat,  memiliki  prospek yang  sangat  baik  untuk  digunakan  sebagai bahan bakar nuklir dispersi dengan pengayaan uranium rendah karena mempunyai  densitas  sekitar  18,6 g/cm 3 bila dibanding dengan densitas bahan bakar U 3 Si 2 hanya  sekitar  12,2 g/cm 3 ,  sehingga  paduan
U −Mo  tersebut  dengan  mudah  dapat  dibuat menjadi  elemen  bakar  nuklir  dengan  tingkat muat  uranium  lebih  besar  dari  8 −9 gU/cm 3 .
Keunggulan  yang  dimiliki  oleh  paduan  U −Mo tersebut  membuat  paduan  U −Mo merupakan salah satu kandidat bahan bakar reaktor riset yang  sedang trend di  dunia  untuk  dipelajari dan  dilakukan  penelitian  dan  pengembangan teknologi fabrikasinya
maupun penggu −naannya  sebagai  bahan  bakar  di dalam reaktor [2] .
Proses pembuatan paduan U −7Mo/Al dilakukan  dengan  menggunakan  teknik peleburan  tungku  busur  listrik  ( arc  furnace ). Kadar  uranium  digunakan  sebagai  dasar untuk  perhitungan  penyiapan  komposisi paduan.  Sebelum  paduan  U −Mo  dibuat, permukaan  logam  U  dibersihkan  dengan asam  nitrat  beberapa  saat  hingga  unsur logam pengotor yang menempel di permukaan  terlepas  kemudian  dinetralkan dan dibilas menggunakan air bebas mineral. Logam  U  dibilas  dengan  alkohol  dan dikeringkan dalam udara terbuka.
Pembuatan porsi paduan U −7Mo/Al dilakukan dengan penimbangan logam −logam berdasarkan
kepada perhitungan  persen  berat  unsur  logam pemadu  dan  matriks  Al  dalam  komposisi paduan.
Paduan  U −7Mo/Al dengan fasa  −U memiliki  kestabilan  dan  unjuk  kerja  yang baik  selama  iradiasi,  akan  tetapi  terbentuk reaksi  difusi  pada  antarmuka  U −7Mo dengan  matriks  Al  selama  proses  fabrikasi maupun  dalam  proses  iradiasi  di  reaktor. Dalam  proses  fabrikasi  pembuatan  bahan bakar  U−7Mo,  serbuk  U−Mo  didispersikan dengan  matriks  Al,  dimana  matriks  Al berfungsi  sebagai  penghantar  panas  dalam bahan  bakar  serta  berfungsi  untuk  mengisi kekosongan porositas yang terdistribusi didalam  bahan  bakar  U −7Mo [2] .  Distribusi matriks Al yang merata di dalam bahan bakar U −Mo menyebabkan tidak
terjadinya pengelembungan bahan bakar sewaktu digunakan di dalam reaktor. Begitu pentingnya  kegunaan  matriks  Al  di  dalam bahan  bakar  U −7Mo  maka  perlu  dipahami dan  diketahui  fenomena  yang  terjadi  akibat
interdifusi matriks Al ke dalam partikel U −Mo,
karena fenomena
tersebut
dapat
menyebabkan  perubahan  karakter  bahan bakar U −7Mo/Al.
Pada  kegiatan  ini  akan  dipelajari pengaruh  iradiasi  dan  temperatur  terhadap interdifusi  partikel  bahan  bakar  U −7Mo/Al dengan tujuan untuk mengetahui perubahan unjuk  kerja  atau  karakteristik  bahan  bakar dari  U −7Mo/Al  yang  disebabkan  oleh pemanasan maupun iradiasi di reaktor. Sifat atau  karakteristik  dari  bahan  bakar  paduan U −7Mo/Al  yang  akan  dipelajari  pada penelitian  ini  adalah  kompatibilitas  panas paduan  U −7Mo/Al, interaksi U−7Mo dengan matriks  Al  serta  terjadinya  perubahan  fasa atau pembentukan fasa baru yang disebabkan oleh pemanasan maupun iradiasi.

## METODOLOGI
Paduan U −7Mo/Al  dan  bahan kelongsong AlMg2 dipotong masing −masing dengan ukuran 5 x 5 x 2 mm. Kedua bahan tersebut dikenakan proses metalografi meliputi  pengamplasan  dari  ukuran  grit  500 hingga  grit  2400,  selanjutnya  dilakukan pemolesan dengan pasta intan dari ukuran 3 sampai 1 mikron. Sampel paduan U −7Mo/Al dan  kelongsong  AlMg2  yang  telah  dipoles, kemudian diklem atau dikontakkan permukaannya  satu  sama  lain  dengan tingkat  kekencangan  tertentu [3] .  Metode percobaan  seperti  ini  disebut  dengan diffusion  couple atau  klem  seperti  yang ditunjukkan pada Gambar 2.
Hasil proses diffusion couple paduan  U −7Mo/Al  dengan  pelat  AlMg2 dipanaskan  dalam  tungku arc  furnace pada temperatur  500  °C  dan  550  °C  selama 24 jam.  Sampel  hasil  pemanasan  kemudian dianalisis  mikrostruktur  yang  terjadi  yaitu terjadinya  interdifusi  U −7Mo/Al  dengan AlMg2 menggunakan SEM (Scanning Electron  Microscope) dan  kekerasan  mikro menggunakan Hardness  Vickers dengan beban  200 gF.  Selain  mikrostruktur  dan kekerasan  mikro,  pada  penelitian  ini  juga dilakukan  analisis  pengaruh  temperatur terhadap  kompatibilitas  panas  dari  paduan U −7Mo/Al,  interaksi  U−7Mo  dengan  matriks Al  dan  perubahan  fasa  atau  pembentukan fasa  baru  yang  dianalisis  menggunakan Differential Thermal Analysis (DTA). Paduan U −7Mo/Al  ditimbang  dengan  berat  185  mg,
kemudian  dimasukkan  ke  dalam  krusibel alumina  dan  diletakkan  di  dalam chamber DTA  rod untuk  divakumkan  hingga  tekanan 10 −1 bar.  Setelah  tercapai  kondisi  vakum, chamber  DTA  rod dialiri  gas  argon  dengan tekanan  2,5  bar.  Analisis  perubahan  fasa paduan  U −7Mo/Al  dilakukan  mulai  dari temperatur  30  °C  hingga  1400  °C  dengan kecepatan  pemanasan  10  °C/menit  (setiap sampel  dilakukan  2  kali  pengulangan pengukuran). Hasil analisis berupa termo −gram DTA kemudian dievaluasi untuk mengetahui kompatibilitas panas dari paduan  U −Mo/Al,  interaksi,  U−Mo  dengan matriks  Al  dan  perubahan  fasa.  Untuk membuktikan adanya interaksi U −7Mo dengan matriks Al dan perubahan fasa atau terjadinya  pembentukan  fasa  baru,  paduan U −Mo/Al  hasil  pemanasan  dalam  tungku DTA  dilakukan  juga  analisis  mikrostruktur dengan menggunakan SEM untuk selanjutnya  dibandingkan  dengan  hasil pemanasan dengan tungku arc furnace.
Dalam  usaha  untuk  mengetahui pengaruh iradiasi terhadap proses interdifusi paduan  U −7Mo  dengan  matriks  Al,  maka dilakukan  metode  kajian  dari  beberapa pustaka.  Proses  interdifusi  paduan  U −7Mo dengan  matriks  Al  maupun  kelongsong
AlMg2  hasil  pemanasan  dalam  tungku arc furnace maupun DTA dibandingkan  dengan hasil  interdifusi  yang  disebabkan  oleh iradiasi di reaktor.

## HASIL DAN PEMBAHASAN

## a.  Analisis mikrostruktur
Mikrostruktur  dari  sampel diffusion couple U −7Mo/Al  dengan  pelat  AlMg2  hasil pemanasan pada temperatur 500 °C selama 24  jam  dan  dianalisis  menggunakan  SEM dengan  pembesaran  2500  dan  5000  kali ditunjukkan pada Gambar 3.
Gambar 3. Mikrostruktur paduan U −7Mo/Al hasil pemanasan pada 500 °C selama 24 jam
Gambar  3  menunjukkan  bahwa mikrostruktur  yang  berwarna  lebih  terang adalah  paduan  U −7Mo,  sedangkan  daerah yang  lebih  gelap  (abu −abu  gelap)  adalah matriks  Al.  Mikrostruktur  paduan  U −7Mo dengan  perbesaran  2500  dan  5000  kali terlihat  adanya  retakan  pada  paduan U −7Mo.  Hal  ini  disebabkan  oleh  proses pengerolan  pada  saat  fabrikasi,  tetapi  pada daerah antarmuka tidak terlihat adanya fasa baru  atau interaction  layer antara  partikel U −Mo  dan  matriks  Al.  Hal  ini  disebabkan oleh  beberapa  faktor  diantaranya  adalah intensitas  kontak  serta  luas  permukaan kontak  yang  kurang  maksimal  antara paduan  U −Mo  dengan  matriks  Al  serta temperatur pemanasan 500 °C belum cukup energi  dalam (laten  heat) yang  dibutuhkan untuk  terjadinya  proses  interdifusi.  Hal  ini dibuktikan  dengan  analisis  kompatibilitas panas  paduan  U −7Mo/Al  menggunakan DTA  yang  menunjukkan  bahwa  paduan U −7Mo/Al  pada  temperatur  500  °C  tidak
terjadi  perubahan base  line aliran  panas pada termogram DTA.
Mikrostruktur  dari  sampel diffusion couple U −7Mo/Al  dengan  pelat  AlMg2  hasil pemanasan pada temperatur 550 °C selama 24  jam  yang  dianalisis  menggunakan  SEM ditunjukkan pada Gambar 4.
Gambar 4. Mikrostruktur i nteraction layer paduan U −7Mo dengan pelat AlMg2
Gambar  4  menunjukkan  bahwa mikrostruktur yang dihasilkan terdiri dari tiga bagian  atau  zona.  Pada  zona −1  diperoleh struktur  dengan  warna  abu −abu  terang adalah  paduan  U −7Mo,  zona−2  berwarna gelap diduga adalah bahan AlMg2, sedangkan  pada  antarmuka  menghasilkan struktur dengan warna lebih gelap dibanding U −7Mo  dan  lebih  terang  dibanding  logam AlMg2  yang  terjadi  pada  zona −3.  Struktur baru  pada  antarmuka  yaitu interaction  layer merupakan  lapisan  hasil  interdifusi  antara paduan  U −7Mo  dengan  pelat  AlMg2. Layer yang  dihasilkan  pada  zona  antarmuka diduga  adalah  senyawa  (U,Mo)Al x dengan ketebalan  relatif  bervariasi  antara  93,6 hingga  133,0  mikron  atau  dengan  rata −rata sekitar  115,4  mikron.  Senyawa  (U,Mo)Al x yang  terbentuk  harus  dibuktikan  lebih  lanjut dengan pengujian Energy Dispersive Analysis (EDS)  dan X −Ray  Difraktometer (XRD).  Analisis  interdifusi  dari  bahan  bakar U −Mo/Al  dengan  metode diffusion  couple dapat  digunakan  untuk  mengetahui  sejauh mana kestabilan bahan bakar akibat pemanasan  maupun  iradiasi.  Terbentuknya interaction  layer tidak  diharapkan  dalam bahan  bakar  dispersi  U −Mo/Al  karena layer senyawa  (U,Mo)Al x memiliki  densitas  lebih rendah  daripada  densitas  rata −rata  paduan
U −7Mo/Al,  sehingga  pertumbuhan layer dapat  menyebabkan swelling inti  elemen bahan bakar yang cukup signifikan [4] .
Hasil
interdifusi menggunakan diffusion  couple dibandingkan  dengan  hasil interdifusi menggunakan DTA. Hasil analisis interdifusi  dengan  DTA  pada  temperatur 30 °C sampai 1400 °C [5] menunjukkan bahwa paduan U −7Mo mempunyai kompa −tibilitas  panas  yang  baik  dengan matriks  Al  hingga  temperatur  pemanasan 500  °C  seperti  yang  ditunjukkan  pada Gambar 5.
Gambar 5. Termogram DTA kompatibilitas matriks Al dengan U −7Mo [6,7]
Pada  temperatur  580,16  °C  paduan U −7Mo  telah  mengalami  perubahan  fasa dari  fasa  +  menjadi  fasa  +  [6,7] . Perubahan  fasa  ini  ditunjukkan  dengan adanya  perubahan base  line aliran  panas dari pengukuran pada temperatur 580,16 °C seperti yang terlihat pada puncak −1 Gambar 5.  Perubahan  fasa  yang  terjadi pada temperatur 580,16
°C tidak menye −babkan  interaksi  matriks  Al  dengan bahan  bakar  U −7Mo.  Hal  ini  dibuktikan dengan  hasil  penelitian  sebelumnya  yaitu analisis termal serbuk Al 99,99% dan Mo [6,7] . Pada  penelitian  sebelumnya  telah  diketahui bahwa aliran panas (heat flow) untuk serbuk Al  99,99%  mulai  berubah  pada  temperatur 660,52  °C,  sedangkan  aliran  panas  bahan bakar  Mo  telah  berubah  pada  temperatur 578,63
°C. Gambar 5 puncak −2 menunjuk −kan  bahwa  pada  temperatur 630,37 °C hingga 661,28 °C paduan U −7Mo mengalami  reaksi  peleburan  matriks  Al, fenomena peleburan matriks Al ini
diindikasikan dengan terjadinya reaksi endotermik pada onset temperatur 630,37 °C dan berakhir pada top temperatur
661,28 °C.  Reaksi  tersebut  menunjukkan matriks  Al  di  dalam  U −7Mo  mulai  melebur pada  temperatur  630,37  °C  dan  berakhir melebur pada temperatur 661,28 °C dengan membutuhkan panas (entalpi) sebesar  H = 132,85 J/g.  Reaksi  peleburan  matriks Al  pada  Gambar  5  puncak −2  sama  dengan fenomena reaksi peleburan serbuk Al [6,7] . Pemanasan paduan U −7Mo/Al pada temperatur  630,37  °C  hingga  679,14  °C, telah  terjadinya  interdifusi  U −7Mo  dengan lelehan  matriks  Al  yang  menyebabkan pembentukan  fasa  baru.  Hal  ini  dibuktikan dengan  hasil  analisis  mikrostruktur  paduan U −7Mo/Al menggunakaan SEM seperti yang terlihat pada Gambar 6.
Gambar 6. Mikrostruktur U −7Mo/Al pada pemanasan 630 °C [8]
Gambar  6  menunjukkan  bahwa proses pemanasan pada temperatur 630 °C selama  4  jam  telah  terjadi  pembentukan fasa metastabil U(Al,Mo) x dan menyebabkan terjadinya interaction  layer antara  partikel paduan  U −7Mo  dengan  lelehan  matriks  Al pada temperatur 679,14 °C. Hasil identifikasi fasa  menggunakan  difraksi  sinar −X  (XRD) menunjukkan  hasil  bahwa  telah  terjadi pembentukan  fasa  baru layer (U,Mo)Al 7 , presipitat
UMo 2 Al 20
dan (UMo)Al 3 −Al boundary [8] .  Pembentukan  fasa  ini  terjadi disebabkan oleh beberapa faktor diantaranya  adalah  intensitas  kontak  atau luas  permukaan  kontak  antara  lelehan matriks  Al  yang  besar,  sehingga  lelehan matriks  Al  berdifusi  dan  membungkus partikel  U −7Mo  membentuk boundary atau
aglomerat [8,9] .  Aglomerat  yang  terbentuk adalah  senyawa  UAl x (UAl 4 ,  UAl 3 dan  UAl 2 ) dan senyawa U −Mo seperti yang ditunjukkan pada Gambar 6.
Pemanasan  lebih  lanjut  terhadap paduan  U −7Mo  hingga  temperatur  719,20
°C  ditunjukkan  pada  Gambar  5  puncak −3, terlihat  jelas  bahwa  hasil  leburan  matriks  Al secara  langsung  bereaksi  dengan  bahan bakar
U −Mo membentuk senyawa
U(Al,Mo) x [10] .  Reaksi  pembentukan  senyawa U(Al,Mo) x ditunjukkan  dengan  terjadinya reaksi  eksotermik  secara  cepat  setelah terjadi  reaksi  peleburan  matriks  Al.  Reaksi eksotermik pada puncak −3 terjadi berdekatan dengan puncak endotermik peleburan matriks Al  yang  terjadi  pada  puncak −2.  Hal  ini disebabkan karena difusi lelehan martik Al ke dalam bahan bakar UMo secara cepat. Selain itu, juga disebabkan karena lelehan matriks Al mempunyai  kontak  antarmuka  dengan  gaya gerak  yang  lebih  besar  sehingga  ikatan intermetalik  lelehan  Al  dengan  UMo  terjadi secara  simultan  dengan  reaksi  peleburan matriks Al [6,7] . Pembentukan senyawa
U(Al,Mo)x  pada  reaksi  eksotermik  tersebut menunjukkan  bahwa  pemanasan  hingga temperatur 719,20 °C terbentuk dua senyawa  UAlx  dan  UMo  dalam  kondisi metastabil [6,7] .  Gambar  5,  pada  puncak −6 menunjukkan bahwa pada temperatur 1100,09  °C  hingga  1109,04  °C  terlihat  jelas adanya reaksi
endotermik
yang
menun −jukkan  terjadinya  proses  peleburan logam uranium. Senyawa metastabil U(Al,Mo) x yang  terbentuk  sebelumnya  pada puncak  5  secara  langsung  bereaksi  dengan leburan uranium membentuk senyawa U(Al,Mo) x yang  stabil.  Pemanasan  lebih lanjut hingga temperatur 1328,34 °C sampai dengan 1365,17 °C terjadi reaksi endotermik yang menunjukkan terjadinya reaksi peruraian atau reaksi dekomposisi U(Al,Mo) x menjadi senyawa UAl x (UAl 4 , UAl 3 dan UAl 2 ) dan  senyawa  U −Mo  seperti  yang  terlihat pada  puncak −7  pada  Gambar  5 [10,11] . Besarnya  pembentukan  senyawa  tersebut harus  dilakukan  identifikasi  lebih  lanjut
dengan  menggunakan X −Ray  difraktometer (XRD).
Reaksi  interdifusi  pada  bahan  bakar U −7Mo/Al  yang  disebabkan  pemanasan terjadi  dengan  tahapan  reaksi  sebagai berikut: [6,7,10,11,12]
U −7Mo + Al (padat)  U −7Mo + Al (padat) (perubahan fasa pada, 550 °C)
U −7Mo + Al (padat)  U −7Mo + Al (liq) (peleburan matriks Al, 630,37 °C)
U −7Mo + Al (liq)  UMo + U(Al,Mo) x (terbentuk fasa metastabil, 679,14 °C)
U −7Mo + U(Al,Mo) x  UAl x + U −Mo x (peleburan uranium pada 1109,04 °C)
Dari reaksi interdifusi paduan U −7Mo  dengan  matriks  Al  menunjukkan bahwa  pemanasan  hingga  500  °C,  paduan bahan bakar U −7Mo/Al mempunyai kompatibilitas  panas  yang  baik [6,7] dan dibuktikan  dengan  analisis  mikrostruktur paduan
U −Mo/Al pada
temperatur
pemanasan 500 °C dengan waktu pemanasan  selama  20  jam  menggunakan SEM seperti yang ditunjukkan pada Gambar 3,  diketahui  bahwa  belum  terjadi  interdifusi antara U −7Mo dengan matriks Al.
Proses  interdifusi  paduan  U −7Mo dengan  matriks  Al  yang  disebabkan  oleh pemanasan  hampir  sama  dengan  proses interdifusi paduan U −7Mo dengan matriks Al yang  disebabkan  oleh  iradiasi  di  reaktor. Analisis  interdifusi  paduan  U −7Mo/Al  yang disebabkan  oleh  radiasi  belum  dapat dilakukan di Instalasi Radiometalurgi PTBBN,  karena  bahan  bakar  pelat  mini paduan  U −7Mo/Al  yang  telah  difabrikasi belum  dilakukan  proses  iradiasi  di  reaktor. Analisis  interdifusi  paduan  U −7Mo  dengan matriks  Al  akibat  proses  iradiasi  dipelajari berdasarkan kajian dari hasil peneliti sebelumnya [14,15] .
Penampilan  pelat  elemen  bakar (PEB)  tipe  U −7Mo/Al  sebelum  di  radiasi ditunjukkan  pada  Gambar  7.  Bahan  bakar PEB  U −7Mo/Al  selama  berada  di  dalam reaktor,  dapat  digunakan  sebagai  bahan bakar  hingga burn  up tertentu.  RSG −GAS
biasanya  dioperasikan  hingga burn  up 56% (persyaratan  dari  BAPETEN  dan  IAEA)  dan mengalami  beberapa  jenis  pembebanan diantaranya adalah flux neutron dan temperatur. Fluk neutron  yang  diterima bahan  bakar  sebesar  131,1W/cm 3 dan temperatur  yang  diterima  pada  bagian  inti bahan  bakar  dan  antarmuka  inti  elemen bakar dengan kelongsong lebih dari 170 °C. Peningkatan  distribusi  temperatur  di  dalam bahan  bakar  rata −rata  sebesar  120  °C menjadi  170  °C,  hal  ini  menyebabkan terjadinya hot  spot pada  posisi  tertentu  di dalam bahan bakar [13] .
Gambar 7. Mikrostruktur PEB U −7Mo/Al sebelum diradiasi [11]
Peningkatan  distribusi  temperatur disebabkan  oleh  radiasi  yang  terkorelasi dengan  lamanya  bahan  bakar  di  dalam reaktor  dengan burn  up tertentu  sehingga kandungan  hasil  fisi  dan  unsur  bermassa berat (heavy  element ,  HE)  dalam  bahan bakar meningkat. Fenomena ini terjadi karena adanya  reaksi  fisi 235 U  dengan  neutron  di dalam teras reaktor dengan burn up tertentu sesuai  dengan  persyaratan  pengoperasian reaktor.
Bahan  bakar  paduan  U −7Mo/Al pasca iradiasi dianalisis mikrostruktur,
khususnya interdifusi U −7Mo dengan matriks  Al.  Perubahan  mikrostruktur  bahan bakar  paduan  U −7Mo/Al setelah mengalami iradiasi  dengan burn  up 58%  ditunjukkan pada Gambar 8 [14,15] .
Gambar  8  menunjukkan  bahwa bahan  bakar  U −7Mo/Al yang telah diiradiasi di  reaktor  dengan burn  up 58%  mengalami
interdifusi antara U −7Mo dengan matriks Al. Interdifusi  antara  U −7Mo  dengan  matriks  Al yang disebabkan oleh iradiasi menghasilkan fasa  yang sama dengan proses pemanasan yaitu fasa metastabil U(Al,Mo) 3 yang berubah  menjadi layer (U,Mo)Al 7 ,  presipitat UMo 2 Al 20, (UMo)Al 3 −Al,U(Al,0,9Mo)Al 4 dan membentuk boundary atau aglomerat senyawa UAl x (UAl 4 , UAl 3 danUAl 2 )[10,14,15,16] .
Gambar 8. Struktur mikro bahan bakar U −7Mo/Al dengan burn up
58% [14,15]

## b.  Analisis kekerasan mikro
Pengujian kekerasan mikro dilakukan  terhadap  paduan  U −7Mo,  pelat AlMg2  segar  (tanpa  pemanasan)  dan terhadap  sampel  paduan  U −7Mo,  pelat AlMg2 serta sampel diffusion couple paduan U −7Mo/Al  dengan  pelat  AlMg2  hasil pemanasan pada temperatur 550 °C selama 24  jam.  Hasil  analisis  kekerasan  mikro sampel  sebelum  dan  setelah  pemanasan menggunakan  metode  kekerasan  mikro Vickers  ditunjukkan  pada  Tabel  1.  Besar kekerasan  mikro  sampel  kelongsong  AlMg2 dan paduan ingot U −7Mo tanpa pemanasan diperoleh  masing −masing  sebesar  64,62 dan 340,45 HV, sedangkan kekerasan mikro dari  sampel  kelongsong  AlMg2  dan  paduan ingot  U −7Mo,  serta  sampel diffusion  couple U −7Mo/Al  dengan  pelat  AlMg2  setelah pemanasan pada temperatur 550 °C selama 24  jam  menghasilkan  senyawa  U(Al,Mo) x diperoleh berturut −turut  adalah  52,34;
303,16  dan  497,34  HV [17,18] .  Dari  ketiga
sampel  uji  diperoleh  nilai  kekerasan  paling besar  pada  zona  antarmuka  atau  senyawa U(Al,Mo) x bila dibandingkan dengan kelongsong AlMg2 dan juga paduan U −7Mo. Perbedaan  kekerasan  ini  menunjukkan bahwa pada pengujian interdifusi menggunakan  metode diffusion  couple menghasilkan senyawa baru (U,Mo)Al x pada zona  antarmuka  yang  memiliki  karakter berbeda termasuk sifat kekerasannya.
Tabel 1. Kekerasan diffusion couple U −7Mo dan  AlMg  setelah  pemanasan 550 °C Sampel Kekerasan mikro tanpa pemanasan (HV) Kekerasan mikro dengan pemanasan (HV) Kelongsong AlMg2 64,62 52,34 Paduan U −7Mo 340,45 303,16 Senyawa (U,Mo)Al x − 497,34 Senyawa (U,Mo)Al 3 − 617 [17,18] Senyawa U(Al,0,9Mo)Al 4 − 653 [17,18] Tabel 1 menunjukkan bahwa kelongsong  AlMg2  mempunyai  kekerasan menurun  setelah  mengalami  pemanasan dari  64,62  HV  menjadi  52,34  HV,  demikian halnya dengan paduan ingot U −7Mo kekerasannya  menurun  dari  340,45  HV menjadi  303,16  HV  setelah  mengalami pemanasan. Hal ini disebabkan oleh perubahan  ukuran  butir  menjadi  lebih  halus (penghalusan  butir),  sedangkan  kekerasan senyawa  (U,Mo)Al x pada  zona  antarmuka diperoleh  sebesar  497,34  HV.  Kekerasan senyawa (U,Mo)Al x diperoleh lebih besar bila dibandingkan dengan kekerasan kelongsong AlMg2 dan paduan U −7Mo. Pada temperatur  pemanasan  sebesar  550  °C terjadi  reaksi  interdifusi  logam  pemadu  Mo dan  matriks  Al  membentuk layer (U,Mo)Al x serta  terjadi  mekanisme  larut  padat (solid solution) antara  uranium,  Mo  dan  matriks Al [16] , dimana senyawa U,Mo)Al x mempunyai kekerasan  yang  lebih  besar  dari  paduan
kelongsong  AlMg2  dan  paduan  U −7Mo seperti  yang  dituangkan  pada  Tabel 1. Besar  kekerasan layer (U,Mo)Al x yang diperoleh dibandingkan dengan hasil penelitian sebelumnya, dimana layer (U,Mo)Al 3 mempunyai  kekerasan  mikro sebesar  617HV  dan  U(Al,0,9Mo)Al 4 sebesar 653 HV [17,18] .

## SIMPULAN
Analisis mikrostruktur yang didukung oleh  analisis  DTA  diketahui  bahwa  paduan U −7Mo/Al  mempunyai  kompatibilitas  panas yang baik hingga temperatur 500 °C. Proses pemanasan  pada  temperatur  580,16  °C telah  terjadi  interdifusi  partikel  U −7Mo dengan  matriks  Al  menyebabkan  terjadi perubahan  fasa  +  menjadi  +  yang disertai dengan pembentukan fasa metastabil U(Al,Mo) x pada temperatur 630,37    °C  hingga  679,14  °C.  Peleburan uranium terjadi pada temperatur 1109,04 °C yang  diakhiri  dengan  reaksi  dekomposisi U(Al,Mo)x  menjadi  senyawa  UAlx  (UAl 4 , UAl 3 dan  UAl 2 )  dan  senyawa  U −Mo  pada temperatur  1328,34  °C  hingga  1365,17  °C. Hasil  analisis  mikrostruktur  menggunakan SEM  terjadi  senyawa  UAl x (UAl 4 ,  UAl 3 dan UAl 2 )  menunjukkan  terbentuknya interaction layer . Hal ini sama dengan yang terjadi pada bahan  bakar  U −7Mo/Al  yang  diiradiasi dengan burn  up 58%,  terjadi  interdifusi antara  paduan  U −7Mo  dengan  matriks  Al menghasilkan  fasa  metastabil  U(Al,Mo) x yang  berubah  menjadi layer (U,Mo)Al 7 , presipitat UMo 2 Al 20, (UMo)Al 3 −Al dan mem −bentuk boundary atau  aglomerat senyawa  UAl x (UAl 4 ,UAl 3 dan  UAl 2 ).  Proses interdifusi menyebabkan terbentuknya interaction  layer dan  fenomena  ini  tidak diharapkan  dalam  bahan  bakar  dispersi U −Mo/Al  karena layer senyawa  (U,Mo)Al x memiliki  kekerasan  mikro  lebih  besar  dan densitas  lebih  rendah  dari  pada  densitas rata −rata  U−7Mo/Al.  Analisis  kekerasan mikro menunjukkan bahwa senyawa U(Al,Mo) x pada zona antarmuka mempunyai kekerasan mikro paling besar bila
dibandingkan  U −7Mo  dan  juga  kelongsong
AlMg2 yaitu masing −masing sebesar 497,34; 303,16 dan 52,34 HV.

## DAFTAR PUSTAKA
[1]  Suwardi, (2012),
Performance Predic −tion  Of  High  Density  Nuclear
fuel  Plate  Containing  U −7%Mo/Al.
Jurnal  Ilmiah  Daur  Bahan  Bakar  Nuklir “URANIA”.  Vo.18  No.3,  Oktober  2012, hal  163 −171.  ISSN  No.  0852−4777. Akreditasi No.
395/AU2/P2MI −LIPI/04/2012.
[2]  Supardjo,  Boybul,  Agoeng  Kadarjono, Aslina  Br.  Ginting,  (2011),  Pembuatan Pelat  Elemen  Bakar  Mini  UMo −Al Dengan  Densitas  Uranium  6  Dan 7gU/cm 3 , Jurnal Teknologi Bahan Nuklir, Vol. 7 No. 2 , hal 107 −122. ISSN No. 1907 −2635. Akreditasi No.
261/AU1/P2MI −LIPI/05/2010.
[3]  E.  Perez,  Y.H.  Sohn,  D.D.Keiser, (2009), U −Mo/Al Alloys Diffusion Couples Fuel/Cladding Intraction,
International  Meeting  on  Reduced Enrichment  for  Research  and  Test Reactor,  RERTR  2009 −31 st ,  Kempinski Hotel  Beijing  Lufthansa  Center  Beijing, China, November 1 −5, 2009.
[4]  Supardjo,  Kadarjono  Agoeng,  Ariadi
Wisnu,  (2010),  Analisis  Struktur  Dan Komposisi Fase Paduan U −7%Mo−x%Zr  (x=1,  2,  3%  berat) Hasil Proses Peleburan, Jurnal Teknologi  Bahan  Nuklir,  Vol.6  No.  2  , hal  71 −134.  .  ISSN  No.  1907−2635. Akreditasi No.
261/AU1/P2MI −LIPI/05/2010.
[5]  Aslina  Br.Ginting,  Maman  Kartaman, Supardjo (2015), Interaksi Bahan Bakar U 3 Si 2 −Al  Dengan  Kelongsong  AlMg2 Pada  Elemen  Bakar  Silisida  TMU  2,96 gU/cm 3 ,  Jurnal  Ilmiah  Daur  Bahan Bakar  Nuklir  “URANIA”,  Februari,  Vol. 21 No.1, hal 9 −18.  ISSN  No.
0852 −4777. Akreditasi No.
595/AU3/P2MI −LIPI/03/2015.
(Maman Kartaman A, Aslina Br. Ginting, Supardjo, Boybul)
[6]  Aslina  Br.Ginting,  Supardjo,  Agoeng Kadarjono,  Dian  Anggraini  (2011),
Pengaruh Kandungan Molibdenum Terhadap Perubahan Fasa dan Kapasitas  Panas  Ingot  Paduan  U −Mo”,
Jurnal  ilmiah  Daur  Bahan  Bakar  Nuklir “URANIA”,  Juni,  Vol.  17  No.2,  hal 76 −86. ISSN No. 0852 −4777. Akreditasi No. 395/AU2/P2MI −LIPI/04/2012.
[7]  Aslina  Br.Ginting,  Supardjo,  (2012), Komparasi  Analisis  Reaksi  Termokimia Matrik Al Dengan Bahan Bakar U −Mo/Al  Dan  U 3 Si 2 /Al  Menggunakan Differential  Thermal  Analysis ,  Jurnal
Ilmiah Daur Bahan Bakar Nuklir “URANIA”,  Juni,  Vol.  18  No.1,  hal 12 −20. ISSN No. 0852 −4777. Akreditasi No 395/AU2/P2MI −LIPI/04/2012.
[8]  Leenaers, A. et.al,
(2004), Post −Irradiation Examination on Uranium −7wt%  Molybdenum  Atomized
Dispersion  Fuel ,  Journal  of  Nuclear Materials 335, page 39 −47.
[9]  J.  Allenou,  O.  Tougait,  M.  Pasturel,  X. Iltis,  F.  Charollais,  M.C.  Anselmet, P.Lemoine, (2011), Interdiffusion
Beha −viors  in  Doped  Molybdenum
Uranium  and  Aluminium  or  Aluminium Siliocon  Dispersion  Fuel:  Effects  of  the Microstructure ,  Journal of  Nuclear Materials.
[10]  Mirandau.M,  Arico.S,  Rosenbusch.M, Ortiz.  M,  Balart.S  and  Gribaudo.L, (2009), Characterization of
the Interaction Layer Grown by Inter −diffusion  Between  U−7Mo  and  Al
A356  Alloy  at  550  and  340 °C,  Journal
of Nuclear Materials 384, page 268 −273.
[11]  Chang −Kyu  Kim  et,al,  (1999), An Investigation  on  γ−U  Phase  Stability and Thermal Compatibility of Dispersion Fuel  Meats  Prepared  with  Atomized U −16at.%Mo, U −14at.%Mo−2at.%Ru and  U −14at.%Mo−2at%Os ,  RERTR, AEKI Hungary, October 4.
[12]  Ryu,  Ho  Jin.  Park,  Jae  Soon.  Park, Jong Man and Kim, Chang Kyu, (2011),
The Effect of Si −Rich Layer Coating on U −Mo  with  Al  Interdiffusion ,  Journal Nuclear  Engineering  and  Technology,
Vol.43 No.2, April 2011.
[13]  P.  Hastuti,  T.  M.  Sembiring,  Suparjo, Suwardi,  (2010).  LAK  Insersi  Elemen Bakar  Uji  Silisida  3  Pelat  Tingkat  Muat 4,8 dan 5,8 gU/cm 3 di Teras
RSG −GAS, PRSG−BATAN.
[14]  Park,  Jong  Man.  et.al.  (2007). Phase Stability of U −Mo−Ti  Alloys  and Interdiffusion Behaviors of U −Mo−Ti/Al−Si . International Meeting On Reduced  Enrichment  for  Research  and Test Reactors (RERTR). Prague, Czech Republic.
[15]  J.Gun, D.D.Keiser, B.D.Miller,T.R.Allen, D.M.Wacs,  (2008), Radiation  Effect  on Microstructural  Stability  of  RERTR Fuel ,12 th Annual  Topical  Meeting  on Research  Reactor  Fuel  Management, Nuclear  Fuels  and  Materials  Division, Idaho  National  Laboratory,  P.O.Box 1265,  Idaho  Falls  83403  USA,  March, 2008.
[16]  D.D.Keiser,  A.B.Robinson,  D.E.Janney, J.F.Jue,  (2008), Results  of  Recent Microstructural Characterization of Irradiated  U −Mo  Dispersion  Fuels  with Al  Alloy  Materials  That  Contain  Si, 12 th Annual  Topical  Meeting  on  Research Reactor  Fuel  Management,  Nuclear Fuels  and  Materials  Division,  Idaho National  Laboratory,  P.O.Box  1265,
Idaho Falls 83403 USA, March,2008
[17]  D.E.Burkes,  D.M.Wacs, D.D.Keiser, J.F.Jue.Gan,  F.J.Rice,  R.Prabhakaran, B.Miller,  and  M.Okuniewski,  (2008), Fresh  Fuel  Characterization  of  U −Mo Alloys ,  RERTR  2008,30 th ,  International Meeting  on  Reduced  Enrichment  for Research  and  Test  Reactor,  October 5 −9,  2008,  Hamilton  Crowne  Plaza Hotel, Washington, D.C, USA.
[18]  D.D.Keiser,  J.F.Jue  and  D.E.Burkes, (2007), Characterization  and  Testing  of
Monolithic RERTR Fuel Plates ,
Transaction,  11  th  International  Topical Meeting,  Center  de  Congres,  Lyon, France,11 −15  March  2007,  Idaho National  Laboratory,  P.O.Box  1625,MS 6188,  Idaho  Falls,  ID  83403 −6188,
USA.