POUDRE ET COMPOSITION

DESCRIPTION

DOMAINE TECHNIQUE

La présente invention se rapporte à une poudre d'un alliage à base d'uranium et de molybdène en phase γ-métastable et, en particulier à une poudre d'un alliage binaire U(Mo) ou d'un alliage ternaire U(MoX) où X représente un élément chimique autre que l'uranium et le molybdène.

Elle se rapporte également à une composition de poudres comprenant cette poudre d'alliage, en mélange avec une poudre comprenant de l'aluminium.

Elle se rapporte aussi aux utilisations de ladite poudre d'alliage et de ladite composition de poudres.

Une telle poudre d'alliage et une telle composition de poudres sont, en effet, susceptibles d'être utilisées pour la fabrication d'éléments combustibles nucléaires et, notamment, d'éléments combustibles pour réacteurs nucléaires expérimentaux, plus connus sous le sigle MTR (pour « Material Testing Reactor »), tels que le Réacteur Jules Horowitz (RJH) du CEA Cadarache (France), le Réacteur à Haut Flux (RHF) de l'I nstitut Laue-Langevin de Grenoble (France) ou encore le réacteur à haut flux neutronique BR-2 du site de Mol (Belgique).

Elles sont également susceptibles d'être utilisées pour la fabrication de cibles destinées à la production de radioéléments, utiles notamment pour l'imagerie médicale comme, par exemple, le technétium 99m.

La présente invention se rapporte encore à un procédé de fabrication d'un élément combustible nucléaire ou d'une cible pour la production d'un radioélément, ainsi qu'à un élément combustible nucléaire et à une cible pour la production d'un radioélément, qui est obtenu(e) par ce procédé. ÉTAT DE LA TECHNIQUE ANTÉRIEURE

Jusque dans les années 1950, les combustibles dédiés aux MTR étaient essentiellement constitués d'alliages d'uranium et d'aluminium présentant une teneur massique en uranium 235 de 93% pour une charge spécifique de 1,2 g d'uranium par cm ³ .

A partir de 1977 et sous l'impulsion des Etats-Unis d'Amérique, un programme visant à réduire les risques de prolifération des armes nucléaires et, donc, à abaisser le taux d'enrichissement en uranium des combustibles dédiés aux MTR a été mis en place au niveau international. I l s'agit du programme RERTR (pour « Reduced Enrichment for Research and Test Reactor »).

Dès lors, la mise au point de nouveaux alliages d'uranium qui soient capables de servir de combustibles nucléaires dans des MTR tout en présentant une teneur massique en uranium 235 ne dépassant pas 20%, a donné lieu à de nombreuses études.

Ont ainsi été notamment étudiés des alliages à base d'uranium et de silicium et des alliages à base d'uranium et de molybdène.

Ce dernier type d'alliage est celui qui présente les propriétés les plus intéressantes puisqu'il permet notamment d'atteindre une charge spécifique de 8,5 g d'uranium par cm ³ de combustible alors que cette charge n'est au mieux que de 4,8 g d'uranium par cm ³ pour les siliciures d'uranium.

I nitialement, il a été proposé d'utiliser les alliages à base d'uranium et de molybdène sous forme dispersée dans une matrice d'aluminium parce que l'aluminium présente une bonne transparence aux neutrons, une bonne résistance à la corrosion par l'eau et de bonnes propriétés mécaniques pour des températures avoisinant les 100°C.

Toutefois, il s'avère que les combustibles nucléaires qui sont composés d'un alliage à base d'uranium et de molybdène dispersé dans une matrice d'aluminium présentent un mauvais comportement sous irradiation neutronique, même à des niveaux de sollicitation relativement modérés. Ceci est notamment dû au fait que, sous irradiation neutronique, l'alliage à base d'uranium et de molybdène interagit avec l'aluminium qui l'entoure, ce qui conduit à la formation de composés riches en aluminium tels qu'UAI ₄ et U ₆ Mo ₄ AI ₄₃ , qui sont néfastes dans les conditions d'utilisation (références [1] à [4]).

Pour pallier ce problème, il a ensuite été proposé d'utiliser non plus une matrice d'aluminium mais une matrice constituée d'un alliage d'aluminium et de silicium. En effet, il a été montré que, sous l'effet des traitements thermiques qui sont appliqués aux éléments combustibles nucléaires lors de leur fabrication, le silicium présent dans la matrice sous forme de précipités diffuse vers les particules d'alliage U(Mo) donnant lieu à la formation, autour de ces particules, d'une couche d'interaction riche en silicium.

Cette couche d'interaction riche en silicium possède des propriétés physiques spécifiques qui lui permettent de rester stable sous irradiation neutronique et de réduire la diffusion de l'aluminium vers l'alliage à base d'uranium et de molybdène et, par la même, les interactions U(Mo)-aluminium.

Au surplus, sous irradiation neutronique, les précipités de silicium qui sont situés à proximité des particules d'alliage U(Mo) contribuent à renforcer la stabilisation de la couche d'interaction riche en silicium déjà formée et son rôle protecteur vis-à-vis de la diffusion de l'aluminium.

L'intérêt de l'utilisation d'une matrice constituée d'un alliage d'aluminium et de silicium a été validé par des essais sous irradiation neutronique en réacteur MTR dans des conditions moyennement sollicitantes (références [5] à [8]).

Toutefois, de nombreuses incertitudes pèsent sur l'aptitude d'une telle matrice à améliorer le comportement de combustibles nucléaires à base d'uranium et de molybdène dans le cas où ces combustibles seraient soumis à des irradiations plus fortement sollicitantes que celles utilisées dans les références [5] à [8] précitées, comme, par exemple, une irradiation d'une puissance surfacique de 500 W/cm ² avec un taux de consommation en uranium 235 supérieur à 50%.

Les Inventeurs se sont donc fixé pour but de trouver un moyen qui permette de conférer à des combustibles nucléaires à base d'uranium et de molybdène un comportement très satisfaisant sous irradiation neutronique, y compris lorsque ces combustibles sont irradiés dans des conditions fortement sollicitantes.

Plus spécifiquement, ils se sont fixé pour but de parvenir à réduire au maximum les interactions susceptibles de se produire, sous irradiation neutronique, entre un alliage à base d'uranium et de molybdène et l'aluminium de la matrice dans laquelle cet alliage est dispersé et ce, que cette matrice soit uniquement constituée d'aluminium ou d'un alliage d'aluminium et de silicium. EXPOSÉ DE L'INVENTION

Ces buts et d'autres encore sont atteints par l'invention qui propose, en premier lieu, une poudre d'un alliage comprenant de l'uranium et du molybdène en phase γ-métastable, laquelle poudre est formée de particules comportant un cœur qui est constitué dudit alliage et qui est revêtu d'une couche d'alumine située au contact de ce cœur.

En effet, dans le cadre de leurs travaux, les Inventeurs ont constaté que, de manière surprenante, le dépôt d'une couche d'alumine sur des particules d'un alliage comprenant de l'uranium et du molybdène a pour effet :

- dans le cas où les particules d'alliage sont ensuite dispersées dans une matrice d'aluminium, de créer à la surface de ces particules une barrière vis-à-vis de la diffusion de l'aluminium sous irradiation neutronique ; cette barrière permet, selon son épaisseur, de réduire très fortement voire de supprimer totalement l'existence d'interactions U(Mo)- aluminium et donc la formation de composés riches en aluminium, au comportement néfaste sous irradiation neutronique ; et

- dans le cas où les particules d'alliage sont ensuite dispersées dans une matrice d'aluminium et de silicium, d'augmenter la vitesse à laquelle diffuse le silicium vers ces particules lors des traitements thermiques qui sont appliqués au cours de la fabrication des éléments combustibles nucléaires, et d'induire ainsi la formation d'une couche d'interaction plus riche en silicium et plus épaisse - et donc plus protectrice vis-à-vis de la diffusion de l'aluminium sous irradiation neutronique - que celle obtenue dans les références [5] à [8] précitées.

Dans un cas comme dans l'autre, ces effets sont de nature à entraîner une réduction du volume d'interaction entre les particules fissiles uranifères et la matrice aluminium au sein du combustible nucléaire, une meilleure solubilisation et une meilleure rétention des gaz de fission sous irradiation neutronique, une diminution du gonflement des combustibles nucléaires et, à la clé, un comportement de ces combustibles très amélioré, y compris lorsqu'ils sont irradiés dans des conditions fortement sollicitantes.

Conformément à l'invention, la couche d'alumine qui recouvre le cœur des particules de l'alliage présente avantageusement une épaisseur au moins égale à 50 nm et allant, de préférence, de 50 nm à 3 μιη (par exemple, 50 nm, 100 nm, 150 nm, 200 nm, 250 nm, 300 nm, 350 nm, 400 nm, 450 nm, 500 nm, 550 nm, etc) et, mieux encore, de 100 nm à 1000 nm. Cette couche d'alumine peut être déposée par toute technique qui permet de recouvrir des particules métalliques d'une couche mince d'un métal ou d'un oxyde métallique et, notamment, par :

- la technique de dépôt chimique en phase vapeur, plus souvent désignée par le sigle CVD (« Chemical Vapor Déposition »), sous toutes ses formes : CVD thermique conventionnelle, CVD par décomposition d'organométalliques (ou MOCVD), CVD à pression atmosphérique (ou APCVD), CVD basse pression (ou LPCVD), CVD sous vide poussé (ou UHVCVD), CVD assisté par aérosol (ou AACVD), CVD par injection directe liquide (ou DLICVD), CVD thermique rapide (ou RTCVD), CVD initié (ou i-CVD), CVD par couche atomique (ou ALCVD), CVD à fil chaud (ou HWCVD), CVD assisté par plasma (ou PECVD), CVD assisté par plasma déporté (ou RPECVD), CVD assisté par plasma micro-ondes (ou MWPCVD), etc ;

- la technique de dépôt physique en phase vapeur, plus souvent désignée par le sigle PVD (pour « Physical Vapor Déposition »), sous toutes ses formes : PVD par pulvérisation cathodique, PVD par évaporation sous vide, PVD par pulvérisation par faisceau d'ions, PVD par arc, par exemple cathodique, dépôt par ablation laser, plus souvent désigné par le sigle PLD (pour « Pulsed Laser Déposition »), etc ; et

- la technique de dépôt hybride physico-chimique en phase vapeur, plus souvent désignée par le sigle HPCVD (pour « Hybrid Physical-Chemical Vapor Déposition ») ;

- la technique de dépôt par action mécanique, qui consiste à provoquer une forte adhésion de particules submicroniques (particules d'enrobage) sur la surface de particules micrométriques (particules substrats), sous toutes ses formes : mécanofusion, procédé « hybridizer » tel que décrit dans la référence [9], enrobage par collision magnétiquement assistée, lit fluidisé rotatif, broyeur thêta, mixeur à cisaillement élevé, granulateur à pression modulée.

Conformément à l'invention, la poudre d'alliage est, de préférence, formée de particules dont les dimensions, telles que déterminées par diffraction et diffusion laser, vont de 1 à 300 μιη et, mieux encore, de 20 à 100 μιη.

L'alliage comprenant de l'uranium et du molybdène, qui forme le cœur des particules de cette poudre, est de préférence : - soit un alliage binaire U(Mo), c'est-à-dire un alliage uniquement constitué d'uranium et de molybdène, auquel cas le molybdène représente préférentiellement de 5 à 15% massiques et, mieux encore, de 7 à 10% massiques de cet alliage ;

soit un alliage ternaire U(MoX) dans lequel X représente un élément chimique différent de l'uranium et du molybdène, propre à améliorer encore le comportement des combustibles nucléaires sous irradiation neutronique, auquel cas le molybdène représente préférentiellement de 5 à 15% massiques et, mieux encore, de 7 à 10% massiques de cet alliage tandis que X, qui peut notamment être un métal comme le titane, le zirconium, le chrome, le niobium, le platine, l'étain, le bismuth, le ruthénium ou le palladium, ou un semiconducteur comme le silicium, représente typiquement au plus 6% massiques de l'alliage et, mieux encore, au plus 4% massiques dudit alliage.

Conformément à l'invention, cet alliage peut être préparé par tout procédé connu permettant de fabriquer un alliage à base d'uranium et de molybdène en phase γ métastable sous la forme d'une poudre et, notamment, par les procédés dits de « fusion-atomisation » tels que décrits dans les références [10] à [12], les procédés dits de « fusion-fragmentation mécanique », les procédés dits de « fusion-fragmentation chimique » et tout procédé dérivé de ceux-ci.

L'invention a aussi pour objet une composition de poudres, qui comprend une poudre d'un alliage comprenant de l'uranium et du molybdène en phase γ-métastable telle que précédemment décrite, mélangée à une poudre comprenant de l'aluminium, la teneur massique en aluminium de cette poudre étant au moins égale à 80%.

Dans cette composition de poudres, la poudre comprenant de l'aluminium est préférentiellement une poudre d'aluminium (c'est-à-dire une poudre qui ne contient que de l'aluminium) ou bien une poudre d'un alliage comprenant de l'aluminium et du silicium, par exemple une poudre d'un alliage binaire Al(Si), auquel cas l'aluminium représente typiquement de 88 à 98% massiques et, mieux encore, de 92 à 96% massiques de cet alliage tandis que le silicium représente typiquement de 2 à 12% massiques et, mieux encore, de 4 à 8% massiques de cet alliage.

Dans tous les cas, la poudre d'alliage comprenant de l'uranium et du molybdène en phase γ-métastable représente, de préférence, de 65 à 90% massiques et, mieux encore, de 80 à 90% massiques de la composition de poudres. L'invention a également pour objet l'utilisation d'une poudre d'un alliage comprenant de l'uranium et du molybdène en phase γ-métastable telle que précédemment décrite, ou d'une composition de poudres telle que précédemment décrite, pour la fabrication d'éléments combustibles nucléaires et, notamment, d'éléments combustibles pour réacteurs nucléaires expérimentaux tels que le Réacteur Jules Horowitz (RJH) du CEA Cadarache (France), le Réacteur à Haut Flux (RHF) de l'Institut Laue-Langevin de Grenoble (France) ou encore le réacteur à haut flux neutronique BR-2 du site de Mol (Belgique).

Elle a en outre pour objet l'utilisation d'une poudre d'un alliage comprenant de l'uranium et du molybdène en phase γ-métastable telle que précédemment décrite, ou d'une composition de poudres telle que précédemment décrite, pour la fabrication de cibles destinées à la production de radioéléments, utiles notamment pour l'imagerie médicale comme, par exemple, le technétium 99m.

L'invention a encore pour objet un procédé de fabrication d'un élément combustible nucléaire ou d'une cible pour la production d'un radioélément, qui comprend le remplissage d'une gaine avec une composition de poudres telle que précédemment décrite, et l'application d'au moins un traitement thermique à l'ensemble ainsi obtenu.

Dans un premier mode de mise en œuvre préféré de ce procédé, la poudre comprenant de l'aluminium, qui est présente dans la composition de poudres, est une poudre d'aluminium. Auquel cas, l'élément combustible nucléaire ou la cible pour la production d'un radioélément, qui est obtenu(e) par ce procédé, comprend une gaine dans laquelle est logée une âme et cette âme est formée d'une matrice en aluminium dans laquelle sont dispersées des particules, ces particules comportant un cœur qui est constitué d'un alliage comprenant de l'uranium et du molybdène en phase γ-métastable, et qui est revêtu d'une couche d'alumine située au contact de ce cœur.

Dans un autre mode de mise en œuvre du procédé selon l'invention, la poudre comprenant de l'aluminium, qui est présente dans la composition de poudres, est une poudre d'un alliage comprenant de l'aluminium et du silicium, par exemple une poudre d'un alliage binaire Al(Si). Auquel cas, l'élément combustible nucléaire ou la cible pour la production d'un radioélément, qui est obtenu(e) par ce procédé, comprend une gaine dans laquelle est logée une âme et cette âme est formée d'une matrice comprenant de l'aluminium et du silicium et dans laquelle sont dispersées des particules, ces particules comportant un cœur qui est constitué d'un alliage comprenant de l'uranium et du molybdène en phase γ-métastable, et qui est revêtu d'une couche contenant de l'uranium, du molybdène, de l'aluminium et du silicium, qui est située au contact de ce cœur, dont la teneur en silicium est au moins égale à 50% atomique au contact dudit cœur et qui est elle-même revêtue d'une couche d'alumine.

Dans tous les cas, l'élément combustible nucléaire ou la cible pour la production d'un radioélément se présente avantageusement sous la forme d'une plaque ou d'un crayon.

D'autres caractéristiques et avantages de l'invention ressortiront du complément de description qui suit, qui se rapporte à des exemples de dépôt d'une couche d'alumine sur des substrats massifs d'un alliage binaire d'uranium et de molybdène et de démonstration de la réactivité chimique des substrats ainsi obtenus en présence d'aluminium et d'un alliage d'aluminium et de silicium.

Il va de soi que ces exemples ne sont donnés qu'à titre d'illustrations de l'objet de l'invention et ne constituent en aucun cas une limitation de cet objet.

Il est à noter que, si les exemples qui sont rapportés ci-après ont été réalisés en utilisant un alliage binaire U(Mo) sous la forme de substrats massifs et non pas sous la forme d'une poudre, c'est uniquement pour des raisons de sécurité pour les expérimentateurs, la manipulation de poudres à base d'uranium étant, en effet, plus délicate et plus risquée que celle de substrats massifs.

Cela est toutefois sans incidence sur la validité des résultats expérimentaux obtenus. BRÈVE DESCRIPTION DES FIGURES

Les figures 1A, 1B et 1C représentent des images prises au microscope électronique à balayage (MEB) en mode électrons secondaires, à un grandissement de 50 000, montrant l'épaisseur de couches d'alumine ayant été déposées sur des substrats massifs en un alliage d'uranium et de molybdène à 8% massique de molybdène en phase γ-métastable (dénommé ci-après « alliage /-U(8Mo) ») ; la figure 1A correspond au dépôt d'une couche d'alumine de 50 nm environ d'épaisseur, la figure 1B correspond au dépôt d'une couche d'alumine de 100 nm environ d'épaisseur tandis que la figure 1C correspond au dépôt d'une couche d'alumine de 400 nm environ d'épaisseur. Les figures 2A, 2B et 2C représentent des images prises au MEB en mode électrons secondaires, à un grandissement de 500, montrant l'état de surface des couches d'alumine montrées respectivement sur les figures 1A, 1B et 1C.

La figure 3 représente schématiquement la manière dont est encastré un substrat massif en un alliage y-U(8Mo), ayant été revêtu d'une couche d'alumine, dans une pièce en aluminium ou en un alliage d'aluminium et de silicium à 7% massique de silicium (dénommé ci-après « alliage AI(7Si) »), en vue de tester la réactivité chimique de l'alliage y-U(8Mo) en présence d'aluminium et d'un alliage d'aluminium et de silicium, en couple de diffusion activé par un traitement thermique.

La figure 4 représente la courbe TTT (Température - Temps - Transformation) d'un alliage y-U(8Mo), permettant de déterminer, pour une température donnée en degrés Celsius, le temps en heures au bout duquel la phase y de cet alliage est déstabilisée.

Les figures 5A, 5B, 5C représentent des images prises au M EB en mode électrons rétrodiffusés, à un grandissement de 200, montrant l'interface y-U(8Mo)/AI de couples de diffusion composés d'un substrat massif en un alliage y-U(8Mo), revêtu d'une couche d'alumine, et d'aluminium ; la figure 5A correspond à un couple de diffusion dans lequel la couche d'alumine mesure 50 nm environ d'épaisseur ; la figure 5B correspond à un couple de diffusion dans lequel la couche d'alumine mesure 100 nm environ d'épaisseur tandis que la figure 5C correspond à un couple de diffusion dans lequel la couche d'alumine mesure 400 nm d'épaisseur ; à titre de référence, la figure 5D représente une image prise au M EB dans les mêmes conditions et montrant l'interface y-U(8Mo)/AI d'un couple de diffusion composé d'un substrat massif en un alliage y-U(8Mo) n'ayant pas été revêtu d'une couche d'alumine, et d'aluminium.

La figure 6A représente une image prise au MEB en mode électrons rétrodiffusés, à un grandissement de 1000, montrant l'interface y-U(8Mo)/AI d'un couple de diffusion composé d'un substrat massif en un alliage y-U(8Mo), revêtu d'une couche d'alumine de 50 nm environ d'épaisseur, et d'aluminium, tandis que les figures 6B et 6C représentent les cartographies X, respectivement de l'oxygène et de l'aluminium, ayant été réalisées par M EB couplée à une spectroscopie à dispersion d'énergie (M EB-EDS) au niveau de cette interface.

La figure 7A représente une image prise au MEB en mode électrons rétrodiffusés, à un grandissement de 1000, montrant l'interface y-U(Mo)/AI d'un couple de diffusion composé d'un substrat massif en un alliage y-U(8Mo), revêtu d'une couche d'alumine de 400 nm environ d'épaisseur, et d'aluminium, tandis que les figures 7B et 7C représentent les cartographies X, respectivement de l'oxygène et de l'aluminium, ayant été réalisées par MEB- EDS au niveau de cette interface.

La figure 8A représente une image prise au MEB en mode électrons rétrodiffusés, à un grandissement de 1500, montrant l'interface y-U(8Mo)/AI(7Si) d'un couple de diffusion composé d'un substrat massif en un alliage y-U(8Mo), revêtu d'une couche d'alumine de 400 nm environ d'épaisseur, et d'un alliage AI(7Si), ainsi que la cartographie X du silicium ayant été réalisée par MEB-EDS au niveau de cette interface ; à titre de référence, la figure 8B représente une image prise au M EB dans les mêmes conditions montrant l'interface y-U(8Mo)/AI(7Si) d'un couple de diffusion composé d'un substrat massif en un alliage y-U(8Mo) n'ayant pas été revêtu d'une couche d'alumine, et d'un alliage AI(7Si), ainsi que la cartographie X du silicium ayant été réalisée par MEB-EDS au niveau de cette interface.

La figure 9A représente une image prise au MEB en mode électrons rétrodiffusés, à un grandissement de 2000, montrant l'interface y-U(8Mo)/AI(7Si) d'un couple de diffusion composé d'un substrat massif en un alliage y-U(8Mo), revêtu d'une couche d'alumine de 400 nm environ d'épaisseur, et d'un alliage AI(7Si), tandis que les figures 9B et 9C représentent les cartographies X, respectivement de l'oxygène et de l'aluminium réalisées par M EB-EDS au niveau de cette interface. EXPOSÉ DÉTAILLÉ DE MODES DE RÉALISATION PARTICULIERS

Exemple 1 : Dépôt d'une couche d'alumine sur des substrats massifs en un alliage y-U(8Mo)

On dépose une couche d'alumine d'une épaisseur de 50, 100 ou 400 nm environ sur des substrats qui mesurent 4 ± 0,5 mm de longueur, 4 ± 0,5 mm de largeur et 1 ± 0,5 mm d'épaisseur et qui sont constitués d'un alliage d'uranium et de molybdène à 8% massique de molybdène en phase γ-métastable (y-U(8Mo)), par la technique de dépôt par ablation laser (ou « Pulsed Laser Déposition »).

Cette technique étant bien connue, on rappelle seulement qu'elle consiste à bombarder, dans une enceinte sous vide, une cible constituée du matériau à déposer avec un faisceau laser puisé. Lorsque la densité de puissance laser est suffisamment élevée, une certaine quantité de matière est éjectée de la cible, perpendiculairement à sa surface, et se dépose sur un substrat, éventuellement chauffé, situé en vis-à-vis de la cible.

Dans le cas présent, la cible utilisée est une cible d'alumine, la pression régnant dans l'enceinte est de l'ordre de 10 ^"6 mbar (vide secondaire) et les substrats ne sont pas chauffés pendant les opérations de dépôt par ablation laser.

La surface des substrats est préalablement polie au micron et nettoyée par passage aux ultra-sons dans une succession de bains constitués pour le premier d'eau déminéralisée, pour le second d'éthanol et pour le troisième de cyclohexane, le temps de passage aux ultrasons étant d'environ 30 secondes pour chaque bain.

Les paramètres opératoires utilisés pour les opérations de dépôt par ablation laser sont présentés dans le tableau ci-après pour chaque épaisseur de couche d'alumine déposée.

A l'issue des opérations de dépôt par ablation laser, chaque substrat est soumis à des analyses par microscopie électronique à balayage (MEB), en mode électrons secondaires, en vue :

d'une part, de mesurer l'épaisseur de la couche d'alumine déposée sur ce substrat, cette mesure étant effectuée par fracturation de cette couche et observation sur sa section transverse ; et

d'autre part, d'apprécier la qualité du dépôt d'alumine et, en particulier, la présence éventuelle, à la surface de la couche d'alumine, de défauts visibles à l'échelle micrométrique.

Les résultats des mesures d'épaisseur sont illustrés sur les figures 1A, 1B et 1C, tandis que les résultats des observations d'état de surface sont illustrés sur les figures 2A, 2B et 2C.

Comme visible sur ces figures, les couches d'alumine ont bien l'épaisseur attendue (soit environ 50 nm sur la figure 1A, environ 100 nm sur la figure 1B et environ 400 nm sur la figure 1C) et présentent dans tous les cas un état de surface homogène, exempt de défauts à l'échelle micrométrique.

Exemple 2 : Réactivité chimique de substrats massifs en un alliage y-U(8Mo), revêtus d'une couche d'alumine, en présence d'aluminium ou d'un alliage AI(7Si)

La réactivité chimique de substrats en alliage y-U(8Mo) ayant été revêtus d'une couche d'alumine, comme décrit dans l'exemple 1 ci-avant, est testée en présence d'aluminium d'une part, et d'un alliage d'aluminium et de silicium à 7% massique de silicium (AI(7Si)) d'autre part, en couple de diffusion activé par un traitement thermique.

Cette technique expérimentale est justifiée et utilisée pour développer des solutions technologiques pour les combustibles dispersés actuels (références [13] et [14]).

La réalisation de tests en couple de diffusion nécessite de préparer l'état de surface des pièces en aluminium ou en alliage AI(7Si) destinées à être utilisées dans ces tests. Aussi, après un polissage au micron, l'une des faces d'extrémité de ces pièces, qui se présentent sous la forme de barreaux de 6 ± 0,1 mm de diamètre et de 6 mm de hauteur, est nettoyée de la même façon que celle décrite dans l'exemple 1 ci-avant pour le nettoyage de la surface des substrats en alliage y-U(8Mo).

Puis, chaque substrat en alliage y-U(8Mo) revêtu d'une couche d'alumine est déposé sur la face d'extrémité ainsi préparée d'une pièce en aluminium ou en alliage AI(7Si) et encastré dans cette pièce selon le schéma représenté sur la figure 3 dans lequel :

- les références 1 et correspondent à la pièce en aluminium ou en alliage AI(7Si), respectivement avant et après encastrement d'un substrat en alliage y-U(8Mo) ;

- les références 2 et 2' correspondent au substrat en alliage y-U(8Mo), respectivement avant et après encastrement de ce substrat ; tandis que

- les références 3 et 3' correspondent à la couche d'alumine revêtant ce substrat, respectivement avant et après encastrement dudit substrat.

On obtient ainsi un compact mesurant 9 mm environ de diamètre sur 3 mm environ de hauteur.

Ce compact est ensuite emballé dans une feuille de tantale de 30 μιη d'épaisseur puis inséré entre les mors d'un dispositif de serrage en acier inoxydable, la feuille de tantale étant destinée à éviter toute réaction entre les matériaux du compact et l'acier inoxydable du dispositif de serrage. Ce dernier est alors serré avec un couple de 4 ± 0,04 N.m au moyen d'une clef dynamométrique et d'une douille torque n°6.

Puis l'ensemble compact/dispositif de serrage est placé dans un four tubulaire sous une atmosphère réductrice composée d'argon et d'hydrogène dans un rapport volumique 95/5.

La température et le temps de recuit sont déterminés sur la base du diagramme TTT (Température - Temps - Transformation) montré sur la figure 4 de manière à ce que l'alliage y-U(8Mo) ne subisse pas une décomposition eutectoïde.

Dans le cadre de tests de réactivité chimique en couple de diffusion, la température et le temps de recuit sont également choisis de manière à ce que ces paramètres soient suffisamment sollicitants pour activer la diffusion entre les matériaux constituant le couple de diffusion.

Une température et des temps de recuit satisfaisant à ces deux conditions sont, dans le cas présent, une température de 600°C et des temps allant de 0,5 à 4 heures.

A titre de références, les tests de réactivité chimique effectués avec les substrats en alliage y-U(8Mo) revêtus d'une couche d'alumine sont également réalisés, dans des conditions expérimentales strictement identiques, avec des substrats qui sont également en alliage y-U(8Mo) mais sur lesquels n'a pas été déposée de couche d'alumine.

Dans tous les cas, les couples de diffusion sont soumis au terme du recuit à des analyses par M EB, en mode électrons rétrodiffusés, couplées à des analyses par spectroscopie à dispersion d'énergie, plus connue sous le sigle EDS (de « Energy Dispersive Spectroscopy ») en vue :

d'une part, de déterminer si une zone d'interaction s'est formée aux interfaces y-U(8Mo)/AI ou y-U(8Mo)/AI(7Si) et, le cas échéant, de mesurer l'épaisseur de cette zone d'interaction ;

d'autre part, de cartographier l'oxygène et l'aluminium présents au niveau des interfaces y-U(8Mo)/AI ou y-U(8Mo)/AI(7Si) des couples de diffusion dont le substrat en alliage y-U(8Mo) a été revêtu d'une couche d'alumine et ce, de manière à localiser cette couche d'alumine ; et

- enfin, de cartographier le silicium présent au niveau des interfaces y-U(8Mo)/AI(7Si) des couples de diffusion comprenant un alliage AI(7Si). Les résultats de ces analyses sont présentés sur les figures 5A à 9C qui correspondent aux couples de diffusion suivants :

figure 5A : y-U(8Mo)/AI ₂ 0 ₃ /AI avec Al ₂ 0 ₃ ¾ 50 nm ;

figure 5B : y-U(8Mo)/AI ₂ 0 ₃ /AI avec Al ₂ 0 ₃ ¾ 100 nm ;

figure 5C : y-U(8Mo)/AI ₂ 0 ₃ /AI avec Al ₂ 0 ₃ ¾ 400 nm ;

figure 5D : y-U(8Mo)/AI, servant de référence aux trois couples précédents ;

figures 6A, 6B et 6C : y-U(8Mo)/AI ₂ 0 ₃ /AI avec Al ₂ 0 ₃ ¾ 50 nm ;

figures 7A, 7B et 7C : y-U(8Mo)/AI ₂ 0 ₃ /AI avec Al ₂ 0 ₃ ¾ 400 nm ;

figure 8A : y-U(8Mo)/AI ₂ 0 ₃ /AI(7Si) avec Al ₂ 0 ₃ ¾ 400 nm ;

figure 8B : y-U(8Mo)/AI(7Si), servant de référence au couple de diffusion de la figure 8A ; et

figures 9A, 9B et 9C : y-U(8Mo)/AI ₂ 0 ₃ /AI(7Si) avec Al ₂ 0 ₃ ¾ 400 nm.

Tous ces couples de diffusion ont été traités pendant 4 heures à 600°C, soit une température plus élevée que celles qui sont susceptibles d'être appliquées aux éléments combustibles nucléaires que ce soit lors de leur fabrication ou de leur irradiation en réacteur MTR.

Comme le montrent les figures 5A à 5D, 6A et 7 A, une zone d'interaction est observée à l'interface U(8Mo)/AI dans le couple de diffusion y-U(8Mo)/AI ₂ 0 ₃ /AI avec Al ₂ 0 ₃ ¾ 50 nm (figures 5A et 6A) ainsi que dans le couple de diffusion de référence y-U(8Mo)/AI (figure 5D). Par contre, cette zone d'interaction est absente dans les couples de diffusion y-U(8Mo)/AI ₂ 0 ₃ /AI avec Al ₂ 0 ₃ ¾ 100 nm (figure 5B) et Al ₂ 0 ₃ ¾ 400 nm (figures 5C et 7A).

Par ailleurs, l'épaisseur de la zone d'interaction n'est que de 20 μιη dans le couple de diffusion y-U(8Mo)/AI ₂ 0 ₃ /AI avec Al ₂ 0 ₃ ¾ 50 nm (figures 5A et 6A) alors qu'elle atteint 275 μιη dans le couple de diffusion de référence y-U(8Mo)/AI (figure 5D).

La présence d'une couche d'alumine permet donc de réduire l'épaisseur de la zone d'interaction qui se forme, sous l'effet d'un traitement thermique, entre l'alliage y-U(8Mo) et la matrice d'aluminium dans laquelle est dispersé cet alliage et permet même de supprimer l'existence de cette zone d'interaction lorsque ladite couche d'alumine mesure de l'ordre de 100 nm d'épaisseur ou davantage.

Par ailleurs, comme le montrent les figures 6B et 7B, les cartographies X de l'oxygène et de l'aluminium mettent en évidence l'existence d'une fine couche d'alumine, qui est matérialisée par une flèche sur les figures 6B et 7B, et qui est située du côté de l'aluminium dans le couple de diffusion y-U(8Mo)/AI ₂ 0 ₃ /AI avec Al ₂ 0 ₃ ¾ 50 nm, et à l'interface y-U(8Mo)/ aluminium dans le couple de diffusion y-U(8Mo)/AI ₂ 0 ₃ /AI avec Al ₂ 0 ₃ ¾ 400 nm.

Si l'on se réfère à présent aux figures 8A, 8B et 9A, on constate que l'épaisseur de la zone d'interaction qui se forme, sous l'effet d'un traitement thermique, entre l'alliage y- U(8Mo) et la matrice d'alliage AI(7Si) dans laquelle est dispersé l'alliage y-U(8Mo) est peu différente selon que les particules d'alliage y-U(8Mo) sont ou non revêtues d'une couche d'alumine (30-35 μιη versus 30 μιη).

De même, on constate qu'une stratification particulière en couches différemment enrichies en silicium se développe dans cette zone d'interaction et ce, que les particules d'alliage y-U(8Mo) soient ou non revêtues d'une couche d'alumine.

Par contre, on note la présence, dans la zone d'interaction du couple de diffusion y- U(8Mo)/ AI ₂ 0 ₃ /AI(7Si) avec Al ₂ 0 ₃ ¾ 400 nm, d'une couche enrichie en silicium à hauteur de 51% atomique environ, qui présente une épaisseur de l'ordre de 10 μιη.

Cette couche est donc plus riche en silicium et trois fois plus épaisse que la couche la plus riche en silicium que comporte le couple de diffusion de référence y-U(8Mo)/AI(7Si) et dont l'enrichissement en silicium ne dépasse pas 46% atomique de silicium sur une épaisseur de 2 à 3 μιη.

Enfin, comme le montrent les figures 9B et 9C, les cartographies X de l'oxygène et de l'aluminium mettent en évidence l'existence d'une fine couche d'alumine (mise en évidence par une flèche sur la figure 9B) du côté de l'alliage AI(7Si) dans le couple de diffusion y-U(8Mo)/AI ₂ 0 ₃ /AI(7Si) avec Al ₂ 0 ₃ « 400 nm.

Dans l'exemple qui vient d'être décrit, la réactivité chimique des substrats en alliage y-U(8Mo) a été testée en appliquant aux différents couples de diffusion une température plus élevée que celles qui sont susceptibles d'être appliquées aux éléments combustibles nucléaires à la fois lors de leur fabrication et lors de leur irradiation en réacteur MTR. On peut donc prédire que les bénéfices procurés par la présence d'une couche d'alumine sur les substrats en alliage y-U(8Mo), tels qu'observés dans cet exemple, seront également obtenus lors de la mise en œuvre industrielle de l'invention mais pour des couches d'alumine sensiblement inférieures à celles utilisées dans ledit exemple. REFERENCES CITEES

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[10] Brevet US n° 4,915,987

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[12] Demande de brevet japonais n° 55-054508

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[14] M . Mirandou et al., J. Nuclear. Mater. 384 (2009) 268