中子辐照后奥氏体不锈钢的焊接性研究进展

Research progress in weldability of austenitic stainless steel after neutron irradiation

摘要

随着压水堆核电站服役时间的增加，奥氏体不锈钢作为反应堆堆芯结构材料，其可焊性因中子辐照损伤而逐渐劣化。中子辐照会导致材料内部产生空洞、He泡、位错环等微观结构缺陷，其中氦的生成源于硼（B）和镍（Ni）的核嬗变反应。氦在焊接过程中扩散并聚集于晶界，形成He泡，焊后冷却时的拉应力促使氦致裂纹（HeIC）的产生。本文综述了中子辐照后奥氏体不锈钢的辐照损伤机制，重点讨论了HeIC的形成机理及影响因素，分析了不同焊接方法下HeIC的含量阈值，指出焊接热输入与氦含量阈值之间存在显著关系，降低热输入可有效提高含量阈值。此外，总结了抑制HeIC的两种主要方法：减小焊接热输入和降低焊接拉应力，并介绍了辅助光束应力改善激光焊接技术等先进焊接工艺。最后，指出未来应重点开发高能量密度焊接设备和智能控制焊接技术，以应对核电机组堆内构件焊接修复的挑战。

Abstract

With the increasing service time of pressurized water reactor nuclear power plants， the weldability of austenitic stainless steel， used as a core structural material in reactors， gradually deteriorates due to neutron irradiation damage. Neutron irradiation leads to the formation of microstructural defects such as voids， helium bubbles， and dislocation loops within the material， where helium is generated through nuclear transmutation reactions involving boron （B） and nickel （Ni）. During welding， helium diffuses and accumulates at grain boundaries， forming helium bubbles，and the tensile stress generated during post-weld cooling promotes the formation of helium induced cracks （HeIC）. This paper reviews the irradiation damage mechanisms of austenitic stainless steel after neutron irradiation， focusing on the formation mechanism and influencing factors of HeIC. The threshold helium concentration of HeIC under different welding methods is analyzed， highlighting a significant relationship between welding heat input and the threshold helium concentration. Reducing heat input can effectively increase the threshold concentration. Furthermore， this paper summarizes two main methods to suppress helium-induced cracking： reducing welding heat input and minimizing welding tensile stress， and introduces advanced welding techniques such as auxiliary beam stress improvement laser welding. Finally， this paper emphasizes the need to focus on developing high-energy-density welding equipment and intelligent welding control technologies to address the challenges of welding repair for reactor internal components in nuclear power plants.

Graphical abstract

关键词

中子辐照 / 氦致裂纹 / 奥氏体不锈钢 / 焊接性

Key words

neutron irradiation / helium-induced crack / austenitic stainless steel / weldability

随着现有压水堆核电站服役时间的增加，用于建造反应堆压力容器及反应堆堆芯构件的奥氏体不锈钢的可焊性呈现出逐渐劣化的趋势^［1-3］。奥氏体不锈钢由于其优异的力学和耐腐蚀性能而被广泛用作轻水反应堆堆芯结构材料，更被认为是第四代核反应堆候补材料^［4-5］。然而，由于反应堆堆芯处于强烈的中子辐照环境中，奥氏体不锈钢在长期服役过程中会出现辐照损伤现象，主要涵盖辐照诱导显微结构变化、辐照诱导偏析、辐照诱导析出^［6-7］、辐照促进应力腐蚀开裂（irradiation-assisted stress corrosion cracking，IASCC）^［8-9］ 以及核嬗变反应等方面。研究证实^［10-14］，奥氏体不锈钢基体中因核嬗变反应生成的氦，是致使辐照后奥氏体不锈钢材料可焊性降低的关键因素。氦的生成源于反应堆材料中硼（B）和镍（Ni）与中子发生核嬗变反应，且其含量会随着中子通量的不断积累而增多。氦致裂纹（helium induced crack，HeIC）是一种复杂的现象，与材料中氦的浓度、焊接热输入以及焊缝冷却过程中引起的应力等有关。国外关于中子辐照后堆内奥氏体不锈钢焊接性的研究报道较多，而国内因受高通量中子堆实验成本高昂、周期漫长、辐照材料具有高剂量放射性、热室实验相关配套设施不完善等因素的制约，在该领域的研究相对较少。然而，近年随着核电机组服役年限的增长，未来不可避免地将面临堆内构件的焊接修复问题。故而，深入了解并精准掌握中子辐照后材料的可焊性，进而开展与之相关的焊接性实验研究具有重要的意义。本文综述了辐照损伤、嬗变反应、HeIC等的研究现状，揭示了中子辐照后奥氏体不锈钢基体氦的来源、HeIC的形成机理以及影响因素，给出HeIC的抑制措施，指出中子辐照后奥氏体不锈钢焊接性研究的不足和发展方向，为后续开发先进的焊接修复设备及技术提供参考。

1 辐照诱导显微结构变化

为深入探究奥氏体不锈钢和Ni基合金等堆芯结构材料的辐照损伤机制，美国、法国和日本等国家开展了诸多关于中子辐照及带电粒子辐照对材料显微组织结构影响的研究^［15-19］。与之相比，我国在该方面的相关研究相对较少，且大多聚焦于以带电粒子辐照模拟中子辐照方面^［20-22］，研究结果表明，辐照作用会使奥氏体不锈钢材料产生空洞、He泡、位错环以及位错缠结等微观结构缺陷^［22］。Zhang^［23］指出，中子辐照引起的奥氏体不锈钢微观结构变化，如空洞、位错环等的产生，会对材料的力学性能产生显著影响。其中，空洞是由辐照产生的空位通过聚集、形核和长大等过程形成。当有He离子注入或辐照发生嬗变反应时，产生的He原子在基体内固溶度很小，会互相聚集并融合空位形成He泡^［24-25］。位错环可分为空位型位错环与间隙型位错环两种，分别由空位和间隙原子聚集而成，可同时存在但比例不固定^［26］。由于这些结构缺陷均由点缺陷（空位和间隙原子）形成，因此影响点缺陷生成和扩散的因素，如材料成分与结构、辐照速率、辐照剂量和辐照温度等，均能影响这些结构缺陷的生成和演变过程^［27］。

当前，针对奥氏体不锈钢辐照后损伤行为的研究，主要侧重于运用透射电镜、扫描电镜、力学性能测试以及部分化学电位测试等方法，对在短时间内经受中子、质子、离子辐照后的奥氏体不锈钢的显微结构和性能进行表征，以此较为全面地呈现辐照过程中奥氏体不锈钢在显微结构与性能等方面发生的变化。

2 嬗变反应

嬗变反应是指经由核反应将一种化学元素转变为另一种化学元素，或者将一种化学元素的某一同位素转化为其他同位素的过程。能够引发核嬗变的核反应包括一个或多个粒子（如质子、中子以及原子核）与原子核发生碰撞后引发的反应，也包括原子核的自发衰变。在反应堆内部，当具有较大热截面的元素吸收热中子，并发射出与He核相同的α粒子时，会通过 （n，α）反应，即（中子-α粒子反应），使金属发生核嬗变而产生He^［28］。经由上述方式产生的He原子具有高度的稳定性，能够在金属中无限期地留存。在轻水反应堆中，中子注量达到约1×10²¹ n/cm²后，产生He的主要方法是通过 （n，α） 反应，因热中子（能量E<0.5 eV） 和¹⁰B的相互作用而产生。在热中子注量高于1×10²¹ n/cm²后，⁵⁸Ni与γ、α的反应成为氦生成的主要方式^［29］，在1×10²¹ n/cm²热中子注量水平下，热中子和快中子都会产生氦气，两种转变的反应方程如式（1），（2）所示。

¹⁰B+（n，α）→⁷Li+⁴He（1）

⁵⁸Ni+（n，γ）→⁵⁹Ni+（n，α）→⁵⁶Fe+⁴He（2）

B通常以杂质的形式存在于不锈钢和Ni基合金中，此时其含量小于 5×10^-6。然而，在某些情况下，B也会被有目的地添加到不锈钢中，以优化其热加工性能（含量大于 30×10^-6）。B有两种天然同位素¹¹B和¹⁰B，其中¹⁰B占总B的19.9%，只有¹⁰B原子会与热中子发生（n，α）反应。在铁基材料中1个质量分数的B大约相当于5.18个原子分数的B。由于¹⁰B只占B的19.9%，1个质量分数的B相当于1.03个原子分数的¹⁰B。¹⁰B的每个原子最终都会转化为⁴He，所以1个质量分数的天然B大约可以产生1个原子分数的He^［30］。在沸水堆容器和堆内构件项目——“辐照沸水堆堆内构件焊缝修复指南”中，以B的含量为20×10^-6进行边界He生成计算^［31］。

在大于1×10²¹ n/cm²的高热通量下，Ni成为He的主要来源。Ni的嬗变行为比B更复杂，因为产生He需要两个嬗变步骤。⁵⁸Ni占天然Ni的68.1%。由于⁵⁹Ni不是自然产生的，在低到中等的热通量下，He的产生率最初为零，但随着⁵⁹Ni的积累而增加。与B不同，Ni是奥氏体不锈钢和Ni基合金的主要合金元素，可以认为其是这些合金系统中He的无限来源。低合金钢中典型的Ni含量为0.6%（质量分数），并且Ni嬗变反应可能发生在10²⁴~10²⁵ n/cm² 非常高的通量值下。

因此，对于压水堆内的堆内构件，如奥氏体不锈钢围板、辅板、固定螺栓等，在经历长期的中子辐照后，金属内部会积聚大量的He，这是致使金属材料出现脆化、肿胀以及焊接性劣化等现象的主要因素之一。

3 氦致裂纹机理

在奥氏体不锈钢中，由核嬗变反应产生的He原子会聚集形成He泡，且其生长过程受到多种因素影响^［32-35］。嬗变反应生成的He基本上不溶于金属，焊接过程中He会在高温（800 ℃以上）作用下在基体中快速扩散，并在各种缺陷和晶界处偏聚，聚集形成气泡。此外，高温下拉伸应力的存在，加速晶界处气泡的聚集和生长，随着气泡尺寸和浓度的增加，晶界逐渐变弱。焊后冷却过程中产生的拉应力作用于晶界，当He泡浓度达到引发裂纹的含量阈值时，便会在焊接热影响区形成裂纹，HeIC形成机理示意图如图1所示。

Asano等^［36］对氦含量为 8.3×10^-6的8 mm 厚304不锈钢板进行部分熔透焊接，所得焊缝横截面的金相形貌如图2所示。焊接前，该钢材在沸水反应堆中经受辐照，辐照剂量达到1.4×10²⁵ n/m² （>1 MeV）。焊接采用钨极气体保护电弧焊（gas tungsten arc welding，GTAW）焊接工艺，热输入为7.1 kJ/cm。由图2可知，晶间裂纹出现在热影响区，主要位于熔合区中心区域下方。表明相较于表面热影响区，部分熔透焊缝的内部热影响区更易产生裂纹，尤其是对于厚截面结构而言^［37-38］。

应力状态对HeIC的影响已得到充分验证^［39-40］，He泡的生长与拉伸应力的存在及其大小密切相关。Feng^［40］运用建模方法，确定了焊接热循环、应力状态与He泡增长率之间的关联，具体关系如图3所示。图3中显示了熔池底部距离熔合线外约0.5 mm热影响区位置的温度、平均等效应力和He泡半径随时间的变化。该点位于中心线焊缝下方，其峰值温度为1644 K，焊接热输入为7.1 kJ/cm，这与Asano等^［36］所开展实验的相关参数一致。当电弧经过观测点时，温度、应力以及气泡的生长状态均会发生动态变化。当升温至低于600 K时，尽管存在一定程度的拉应力，但He泡尺寸为零；当温度从600 K升高至约1600 K时，在压应力的作用下，He泡尺寸仍保持为零；当温度从1600 K升至最高温度时，在较低的压应力作用下，He泡尺寸呈现出轻微增长（第一阶段增长），此时He泡半径达到17 nm；当温度从最高温度降至1000 K时，随着拉应力的增大，He泡尺寸急剧增大，并在1000 K 时达到峰值，半径为252 nm（第二阶段增长）；当温度降至 1000 K 以下时，即便应力持续增大，气泡的生长速率也变得极为缓慢，几乎可以忽略不计。

Lin 等^［12］认为，在第一阶段，He泡的生长是由于高温致使气泡内He气压力过高所引发的，而在第二阶段，He泡的生长则是由拉应力诱导的空位吸收作用所导致的。Feng的模拟结果进一步表明，相较于高温驱动的气泡生长，应力诱导的He泡生长速率要高得多^［40］。

依据HeIC的产生机理，HeIC 主要在焊接热影响区形成，其形成过程与高温阶段He泡在晶内的扩展、晶界偏聚以及He泡所承受的应力状态等因素密切相关。

4 氦致裂纹的阈值

根据美国电力研究院EPRI的相关报告，有关HeIC的研究工作主要由日本研究人员在2000 年前后展开^［41］。日本开展了大量辐照后材料的焊接性测试工作，相关研究数据被日本机械工程师协会（JSME）的 NA1—2004 标准所引用。研究人员运用 GTAW 焊接方法，针对304不锈钢绘制了HeIC含量阈值图。该图的绘制是基于如下限制条件：采用 GTAW焊接工艺、以304不锈钢为焊接对象、焊缝需经历3次以上的热循环测试。

依据HeIC含量阈值图，当焊接热输入处于10~20 kJ/cm范围且氦含量为0.1×10^-6或更低时，对辐照后的304不锈钢进行焊接不会产生 HeIC。此外，Koyabu等^［42］研究表明，采用手工氩弧焊接的方式，当反应堆内部奥氏体不锈钢构件中的氦含量高于（5~10）×10^-6时，通常被判定为不可焊接。

此外，EPRI报告也对激光焊接辐照304不锈钢的HeIC含量阈值结果进行了汇总^［41］。此次数据汇总工作基于以下条件：采用激光焊接工艺、以304不锈钢为焊接对象、焊缝需经历3次以上的热循环测试。根据汇总的研究结果，当焊接热输入为2 kJ/cm且氦含量为3.9×10^-6时，对辐照后的304不锈钢进行焊接不会产生HeIC；当焊接热输入处于0.33~0.77 kJ/cm范围且氦含量为8×10^-6时，对辐照后的304不锈钢进行焊接同样不会产生HeIC。Li等^［43］的研究表明，当焊接热输入处于0.13~0.36 kJ/cm范围且氦含量为12×10^-6时，对辐照后的 304 不锈钢进行焊接操作不会产生HeIC。

此外，美国橡树岭国家实验室（ORNL）与EPRI联合开发了一种辅助光束应力改善（auxiliary beam stress improved，ABSI）激光焊接技术^［44］。该技术通过在主激光束后方增设第二束散焦激光，对新凝固焊缝的焊趾附近区域进行微量加热，以此抑制焊接熔池周边热影响区拉应力的形成，进而降低HeIC的敏感性。ORNL运用该技术已成功在He含量高达19.9×10^-6的304L不锈钢样品上实现无缺陷焊接。

通过对基于 GTAW 和空气中激光熔化焊的焊接热输入与HeIC含量阈值的相关研究数据进行分析可知，采用不同的焊接方法时，辐照后奥氏体不锈钢可焊性所对应的氦含量阈值存在显著差异；焊接热输入与材料的含量阈值之间存在较强的相互作用关系，具体表现为随着焊接热输入的降低，HeIC含量阈值相应增大。

5 氦致裂纹的抑制

依据HeIC的产生机理，对于高辐照剂量的不锈钢材料，主要通过以下两种方式抑制HeIC的产生：（1）通过减小焊接热输入，以提升HeIC的含量阈值。通过对焊接工艺参数的优化，如合理调整焊接电流、电压和焊接速度等，有效减小焊接热输入，从而改善辐照后奥氏体不锈钢的焊接接头质量，降低HeIC的产生风险^［45-46］。此外，还可采用高能量密度热源^［47］或者脉冲焊接^［48］以减小焊接热输入，从而降低HeIC敏感性。（2）降低焊接过程中产生的拉应力。Xu等^［49］研究指出，通过制定更合理的焊接工艺降低应力，从而减少HeIC的产生和扩展，可以提高辐照后奥氏体不锈钢的可焊性。

ABSI激光焊接技术是EPRI焊接与维修技术中心联合ORNL开发的一种基于降低焊接应力的先进焊接维修方法。ABSI激光焊接系统主要由用于实施焊接操作的主激光头以及用于辅助加热的扫描振镜构成。位于主焊接光束后方的辅助光束，按照循环扫描模式进行扫描作业，该光束以3 m/s 的速度沿着既定路径在中心线两侧快速地往复扫描。

为了精准确定最佳焊接参数，采用顺序耦合热-力有限元建模技术，进行基于有限元的热-应力分析。为了验证辅助光束在降低应力方面的有效性，并筛选出合适的候选焊接参数，EPRI率先在未经过辐照处理的 304 级不锈钢基材上采用 308L 填充焊丝开展了单道焊接实验。实验过程中，通过高温数字图像相关法（digital image correlation，DIC）测量了应变场，然后将这些现场实测结果与模拟结果进行比较，以验证数值模型的准确性。图4为有无辅助光束的模拟温度场情况^［44］，图中温度高于1400 ℃时用灰色表示。依据温度场云图的模拟分析结果可知，辅助热输入能够有效改变焊接熔池后方区域的温度场分布状态。

图5为距离熔合线2、4 mm和6 mm位置有无辅助光束模拟和实测的横向应变随时间变化曲线^［44］，研究表明，有限元（finite element，FE）模拟计算得到的数值与通过DIC方法实际测量得到的数值相吻合，随着焊接熔池的接近和表面温度的升高，应变首先转变成压缩应变，然后在冷却循环的剩余时间内开始形成拉伸应变。

为进一步验证ABSI激光焊接技术对HeIC的抑制作用，在ORNL热室设施中，对辐照过的304L钢板进行激光焊接实验。基体金属氦含量为19.9×10^-6，实验中堆焊层共3层（第1层10道焊道，第2层7道焊道，第3层4道焊道），上部堆焊层仅由主激光束制备，下部堆焊层采用ABSI方法制备。对基于ABSI技术制备的堆焊层进行扫描电镜形貌分析，结果表明，堆焊层截面无宏观裂纹或空洞^［50-51］。

采用高能量密度的热源来减小焊接热输入，以及采取有效的措施来降低焊接过程中产生的拉应力，是两种能够有效抑制HeIC产生的重要手段。现阶段，国内科研机构对中子辐照后奥氏体不锈钢焊接性的实验研究工作较少。其主要原因在于高通量中子实验堆的实验成本高昂、辐照后的材料具有较高的放射性剂量，同时热室内相关的实验设备配套也不够完善。然而，随着核电机组服役年限的不断增长，堆内部件出现缺陷的概率逐渐上升，对其进行焊接维修的需求也日益增多。因此，国内相关科研机构需要提前进行战略布局，着重从减小焊接热输入、降低焊接过程中产生的拉应力等角度出发，积极开展针对辐照材料焊接的新设备、新工艺^［52］的研发工作。

6 结束语

中子辐照作用会使奥氏体不锈钢材料内部产生空洞、He泡、位错环以及位错缠结等微观结构缺陷，进而使得辐照后的材料可焊性呈现出逐渐劣化的趋势。其中，晶界处的He泡偏聚以致形成HeIC是材料可焊性劣化的主要原因之一。中子与材料中的¹⁰B、⁵⁸Ni发生嬗变反应生成的He基本不溶于金属，焊接过程中He会在高温作用下在基体中快速扩散，并在各种缺陷和晶界处偏聚形成He泡，焊后冷却时产生的拉应力作用在晶界上，促进了焊接热影响区HeIC的产生。当采用不同的焊接方法对辐照后的奥氏体不锈钢进行焊接时，HeIC的含量阈值表现出显著的差异。并且，随着焊接热输入的逐渐降低，引发HeIC所需的氦含量阈值会相应增大。此外，HeIC对材料的敏感性还受到多种因素的影响，例如试样的尺寸大小以及结构约束的强度等，这些因素会在很大程度上对材料的应力状态产生显著影响。因此，通过采用高能量密度的热源来减小焊接过程中的热输入，或者运用合理的方式降低焊接应力，能够有效抑制HeIC的产生，进而显著提高中子辐照后奥氏体不锈钢材料的可焊性。

随着核电机组逐渐接近其设计寿命，反应堆内部构件的焊接维修问题将不可避免地出现。由于堆内构件长期经受中子辐照，其材料的可焊性会大幅下降。因此，探寻提高中子辐照后材料可焊性的有效方法，成为当前亟待解决的重要问题。随着辐照时间的不断延长，堆内构件材料内部的氦含量会逐渐升高。在此情况下，常规的钨极氩弧焊方法已难以满足堆内构件日益严苛的焊接修复需求。国内科研机构应当尽早进行规划布局，积极致力于研发新型的焊接技术，例如，可以从有效减小焊接热输入以及合理降低焊接拉应力两个角度出发，积极开展针对辐照材料焊接的新设备研发与新工艺探索工作：

（1）开发新型高能量密度焊接热源设备：鉴于高能量密度热源能够有效减小焊接热输入，提高HeIC的含量阈值，未来可致力于开发性能更优的高能量密度焊接热源设备。例如，进一步优化激光焊接设备，提高激光束的能量集中度和稳定性，开发出能够实现更高能量密度输出的新型激光器。

（2）研发智能控制焊接设备与工艺：利用先进的传感器技术和智能控制系统，实时监测焊接过程中的各种参数，如温度、应力、氦含量分布等。根据监测数据，智能调整焊接工艺参数，实现焊接过程的精确控制。研发能够实时监测焊接热影响区温度场和应力场的传感器，并将其集成到焊接设备中，通过智能算法根据温度和应力的变化及时调整焊接速度、热输入等参数，以降低焊接拉应力，避免 HeIC 的产生。

参考文献

[1] SUN C， ZHENG S， WEI C C，et al ．Superior radiation-resistant nanoengineered austenitic 304L stainless steel for applications in extreme radiation environments［J］.Scientific Reports， 2015， 7801（5）： 1-7.

[2] PHAM V T， KIM J S， EOM H J，et al ．Mechanical characterization of austenitic stainless steel under high-level ion-irradiation using nanoindentation experiment and simulation［J］. Journal of Materials Research and Technology， 2025， 34（3）： 1777-1790.

[3] LUCAS G E. The evolution of mechanical property change in irradiated austenitic stainless steels［J］. Journal of Nuclear Materials， 1993， 206（2/3）： 287-305.

[4] YVON P， CARRE F ．Structural materials challenges for advanced reactor systems［J］.Journal of Nuclear Materials，2009，385（2）：217-222．

[5] 邓平，彭群家，韩恩厚，等.国产核用不锈钢辐照损伤研究［J］.金属学报，2017，53（12）：1588-1602．

[6] DENG P， PENG Q J， HAN E H，et al. Study of irradiation damage in domestically fabricated nuclear grade stainless steel［J］．Acta Metallurgica Sinica，2017，53 （12）：1588-1602．

[7] SURH M P， STURGEON J B， WOLFER W G ．Irradiation swelling behavior and its dependence on temperature， dose rate， and dislocation structure evolution［J］. Journal of Nuclear Materials，2005，336（2/3）：217-220．

[8] MALAPLATE J， MICHAUT B， RENAULT L A，et al ．Characterization of ion irradiated microstructure and cavity swelling evolution up to high doses in austenitic stainless steels representative of PWR internals［J］.Journal of Nuclear Materials，2019，517：201-213．

[9] MCMURTREY M，WAS G， PATRICK L，et al ．Relationship between localized strain and irradiation assisted stress corrosion cracking in an austenitic alloy［J］．Materials Science and Engineering：A，2011，528（10/11）：3730-3740．

[10] JIAO Z， WAS G S ．Impact of localized deformation on IASCC in austenitic stainless steels［J］．Journal of Nuclear Materials，2011，408（3）：246-256．

[11] MALONEY J， BAKER D， DAY W A ．Repair of a nuclear reactor vessel［C］∥ The Fourth Biannual Conference on Reactor Operating Experience. San Juan：Du Pont de Nemours（E.I.） and Co，1969.

[12] KANNE W R Jr.Remote reactor repair：GTA weld cracking caused by entrapped helium［J］.Welding Journal，1988，67： 33-39.

[13] LIN H T， GROSSBECK M L， CHIN B A ．Cavity microstructure and kinetics during gas tungsten welding of helium-containing stainless steel［J］．Metallurgical and Materials Transactions A，1990，21（9）：2585-2596.

[14] BROWN R T. Mechanisms of welding defect formation in irradiated austenitic stainless steel and their impact on weldability［J］.Materials Characterization， 2018， 143： 18-27.

[15] CHEN X. Corrosion behavior of austenitic stainless steel under combined high temperature and irradiation and its potential impact on weldability［J］. Corrosion Science， 2020， 175（3）： 108-144.

[16] BRUEMMER S M， SIMONEN E P， SCOTT P M，et al ．Radiation-induced material changes and susceptibility to intergranular failure of light-water-reactor core internals［J］．Journal of Nuclear Materials，1999，274（3）：299-314.

[17] FUKUYA K ．Current understanding of radiation-induced degradation in light water reactor structural materials［J］．Journal of Nuclear Science and Technology，2013，50（3）：213-254.

[18] JIAO Z， WAS G S ．Novel features of radiation-induced segregation and radiation-induced precipitation in austenitic stainless steels［J］.Acta Materialia，2011，59（3）：1220-1238.

[19] AURIANE E， MERCEDES H M， GENEVOIS C，et al ．Dislocation loop evolution under ion irradiation in austenitic stainless steels［J］．Journal of Nuclear Materials，2010，400（1）：56-63.

[20] ZINKLE S J， MAZIASZ P J， STOLLER R E ．Dose dependence of the microstructural evolution in neutron-irradiated austenitic stainless steel［J］．Journal of Nuclear Materials，1993，206（2/3）：266-286.

[21] 黄鹤飞，李健健，刘仁多，等 ．316奥氏体不锈钢离子辐照损伤中的温度效应研究［J］.金属学报，2014，50（10）：1189-1194.

[22] HUANG H F， LI J J， LIU R D，et al ．Temperature effect of Xe ion irradiation to 316 austenitic stainless steel［J］．Acta Metallurgica Sinica，2014，50 （10）：1189-1194．

[23] 徐超亮，王荣山，黄平，等 ．不锈钢中子辐照加速应力腐蚀开裂的带电粒子辐照模拟［J］．材料导报，2012，26（20）：150-153.

[24] XU C L， WANG R S， HUANG P，et al ．Charged-particles irradiation simulation of neutron irradiation assisted strain corrosion cracking in stainless steel［J］．Materials Reports，2012，26（20）：150-153.

[25] SENCER B H， WAS G S， SAGISAKA M，et al ．Proton irradiation emulation of PWR neutron damage microstructures in solution annealed 304 and cold-worked 316 stainless steels［J］．Journal of Nuclear Materials，2003，323（1）：18-28.

[26] ZHANG Y. Effect of neutron irradiation on microstructure and mechanical properties of austenitic stainless steel［J］. Journal of Materials Science & Technology， 2020， 46（3）： 134-142.

[27] CHEN J， ROMANZETTI S， SOMMER W F，et al ．Helium bubble formation in 800 MeV proton-irradiated 304L stainless steel and alloy 718 during post-irradiation annealing［J］．Journal of Nuclear Materials，2002，304（1）：1-7．

[28] SINGH B N， TRINKAUS H ．An analysis of the bubble formation behaviour under different experimental conditions［J］．Journal of Nuclear Materials，1992，186（2）：153-165.

[29] 黄依娜，万发荣，焦治杰.利用透射电镜衬度像变化判定位错环类型及注氢纯铁中形成的位错环分析［J］．物理学报，2011，60（3）：509-520.

[30] HUANG Y N， WAN F R， JIAO Z J.Using transmission electron microscopy contrast image changes to determine the type of dislocation loop and analysis of the dislocation loop formed in hydrogen-injected pure iron［J］．Acta Physica Sinica，2011，60（3）：509-520.

[31] WAS G S ．Fundamentals of radiation materials science［J］．Materials Today，2007，10（10）：52.

[32] Electric Power Research Institute.Guidelines for performing weld repairs to irradiated BWR internals［R］.Washington，D.C：United States Nuclear Regulatory Commission，2009.

[33] GREENWOOD L R ．Gas production in reactor materials［C］∥International Symposium on Reactor Dosimetry 2008．Richland：Pacific Northwest National Lab，2008．

[34] Electric Power Research Institute ．BWR vessel and internals technical basis for revision of BWRVIP-97 welding guidelines［R］．Washington，D.C：EPRI-NRC Technical Exchange Meetings，2001.

[35] NAKATA K， KASSHARA S， TAKEDA H，et al. Development of repair welding technology for irradiated material of LWR［M］. Hoboken：John Wiley & Sons，Inc.，2013．

[36] ALEXANDER K， KIRILL K， IRINA P. The evolution of helium-vacancy bubbles in austenitic steels under neutron irradiation［J］.Journal of Nuclear Materials， 2021， 549： 152915.

[37] SAKAGUCHI N， WATANABE S， TAKAHASHI H.Heterogeneous dislocation formation and solute redistribution near grain boundaries in austenitic stainless steel under electron irradiation［J］.Acta Materialia， 2001， 49（7）： 1129-1137.

[38] GAO J， CHEN F D， TANG X B，et al. Effects of grain boundary structures on primary radiation damage and radiation-induced segregation in austenitic stainless steel［J］. Journal of Applied Physics， 2020， 105304（128）： 1-12.

[39] HU J. Effect of welding thermal cycle on the size distribution and number density of helium bubbles in irradiated austenitic stainless steel［J］. Journal of Nuclear Materials， 2019， 525（2）： 151-186.

[40] ASANO K， NISHIMURA S， SAITO Y，et al. Weldability of neutron irradiated austenitic stainless steels［J］. Journal of Nuclear Materials，1999，264（1）：1-9.

[41] KANNE J， CHANDLER W R， NELSON G T，et al. Welding irradiated stainless steel［J］. Journal of Nuclear Materials，1993，225（3）：69-75.

[42] ASANO K， KATSURA R， KAWANO S，et al. Thick plate welding of irradiated stainless steel［C］∥Effects of Radiation on Materials： 19th International Symposium.West Conshohocken：ASTM International，2000.

[43] WANG C A， GROSSBECK M， CHIN B. Threshold helium concentration required to initiate cracking during welding of irradiated stainless steel［J］. Journal of Nuclear Materials，1995，225：59-68.

[44] FENG Z L.Repair welding of irradiated materials： modeling of helium bubble distributions for determining crack-free welding procedures［C］∥10th International Conference on Nuclear Engineering.Arlington：American Society of Mechanical Engineers，2002.

[45] Electric Power Research Institute ．Welding and repair technology center：welding irradiated material［R］.Washington，D.C：United States Nuclear Regulatory Commission，2010.

[46] KOYABU K， ASANO K， TAKAHASHI H，et al.Weldability of neutron-irradiated stainless steel and nickel-base alloy［J］. Quarterly Journal of the Japan Welding Society，2000，18（4）：606-616.

[47] LI W J， CHEN J.Weldability of irradiated stainless steel 304 materials harvested from the national research universal （NRU） reactor［J］. Journal of Nuclear Materials，2023，574（3）：1-15.

[48] CHEN J， TATMAN J， FENG Z L.Suppression of helium induced cracking in laser repair welding of highlyirradiated stainless steels［J］. Journal of Nuclear Materials，2021，556（2）： 1-9.

[49] SMITH J D. Optimizing welding process parameters for improved weld joint quality of irradiated austenitic stainless steel［J］.Welding in the World， 2019， 63 （6）： 1075-1083.

[50] YANG J. Accumulation process of irradiation damage of austenitic stainless steel in simulated reactor environment and its impact on the feasibility of welding repair［J］.Nuclear Engineering and Design， 2019， 347（3）： 110-156.

[51] ZHAO Y. Comparison of the effects of different welding heat sources （laser，electron beam） on the microstructure and properties of welded joints of irradiated austenitic stainless steel［J］. Metals， 2022， 12 （7）： 11-19.

[52] PENG X. The role of pulsed welding technology in reducing heat input and crack sensitivity during welding of irradiated austenitic stainless steel［J］.Welding Science and Technology， 2020， 25 （3）： 167-174.

[53] XU D， LI Y， ZHANG H. Influence mechanism of stress state during welding on crack propagation in irradiated austenitic stainless steel［J］. Engineering Fracture Mechanics， 2021， 249（3）： 107-137.

[54] CHEN J， FENG Z L.Strain and distortion monitoring during arc welding by 3D digital image correlation［J］.Science and Technology of Welding and Joining，2018，23（6）：536-542.

[55] KAWANO S， KANO F， KINOSHITA C，et al. Effect of weld thermal cycle，stress and helium content on helium bubble formation in stainless steels［J］. Journal of Nuclear Materials，2002，307（1）：327-330.

[56] ZHANG X. Feasibility and joint properties of friction stir welding of irradiated austenitic stainless steel［J］.Materials & Design， 2022， 216（3）： 110-144.