开发能够承受极端辐射环境的结构材料对于推进和部署下一代核反应堆系统（包括快中子反应堆、聚变反应堆和先进裂变概念）是非常重要的[1,2]。在服役过程中，这些材料会受到强烈的中子辐照，这会产生位移级联效应，产生大量的点缺陷，并促进有害聚集体的形成，如位错环、氦气泡或空洞。这种辐照诱导的微观结构演变会导致严重的性能退化，表现为辐照硬化、氦脆化和体积膨胀。这种退化最终可能危及结构完整性，并限制关键核心组件的使用寿命。
奥氏体316L不锈钢（SS）广泛用于当前轻水反应堆的核心内部部件，由于其成熟的应用历史、优异的耐腐蚀性、可加工性和成本效益，仍然是先进反应堆系统的首选材料[[3], [4], [5], [6]]。然而，传统316L SS的一个众所周知的局限性是，在温度超过约400°C且位移剂量超过每个原子几十个位移（dpa）时，它容易发生空洞膨胀[7,8]。在高剂量下，膨胀速率可达到1%/dpa，使材料在尺寸上变得不稳定。这一过程还因（n, α）转变反应产生的氦（He）而加速。由于氦在奥氏体基体中的溶解度较低，氦原子容易聚集形成氦-空位复合体，这些复合体成为空洞的成核位点。此外，氦气泡在晶界（GBs）的形成会显著加剧晶间脆化[9]。增材制造（AM），特别是基于激光的定向能量沉积（L-DED）和粉末床熔融（PBF），已成为制造核组件的变革性方法，提供了无与伦比的几何自由度和供应链韧性[10,11]。除了这些制造优势外，AM还形成了与传统材料不同的独特非平衡微观结构。这种微观结构的特点包括层次化的特征，如外延柱状晶粒、熔池边界、亚晶胞位错细胞、纳米级氧化物夹杂物以及晶胞壁上的元素微偏析（例如Cr、Mo、Si）[12]。关键的是，原始状态下固有的高密度位错边界已被证明可以有效耗散点缺陷，可能在低剂量下提供更好的辐射抗性[[13], [14], [15], [16], [17], [18], [19], [20], [21], [22]]。然而，这些亚稳态AM特征在典型反应堆条件下的稳定性和有效性，特别是在高温和高剂量以及同时产生氦的情况下，仍存在激烈争论。虽然一些研究表明AM 316L中的位错环形成受到抑制[14,17,[21], [22], [23]]，但其他研究指出，在高温（> 450°C）下，这种胞状结构可能会变得不稳定，导致膨胀行为与再结晶材料相当甚至更严重[3,24]。这种差异突显了AM微观结构的工艺依赖性，并强调了稳定这些特征并进一步提高辐射耐受性的必要性。
一种有前景的补充方法是使用精心选择的溶质元素进行微合金化。特别是引入原子半径远大于基体Fe的过大型溶质原子，在减轻奥氏体钢的辐射损伤方面显示出显著效果[[25], [26], [27], [28]]。例如铪（Hf）、锆（Zr）和钛（Ti）等元素通过与辐照诱导的点缺陷的相互作用（通过空位捕获机制）来发挥作用，其中过大型溶质原子产生的显著晶格应变场与移动的空位结合，形成稳定的溶质-空位复合体[28]。这种捕获效应减缓了空位的扩散和聚集，从而抑制了空洞的形成。此外，它通过作为临时中心增强了空位-间隙原子的相互湮灭概率，降低了自由迁移缺陷的稳态浓度。在这些过大型元素中，铪被认为特别有效。Kato等人的早期工作[28]表明，添加铪显著延长了电子辐照316L SS的空洞膨胀潜伏期。Gan等人[29]、Fournier等人[27]等后续的研究证实，铪掺杂有效减小了Frank环的大小和密度，并抑制了离子和质子辐照下的空洞形成。为了进一步提高AM合金的辐射耐受性，提出了将AM诱导的亚结构与溶质掺杂相结合的“协同策略”。Lou等人[10,30,31]首次通过AM制备了改性的Hf-316L，报告称辐射诱导的偏析、辐照硬化、膨胀和辐照辅助应力腐蚀开裂（IASCC）显著减少。他们将这些改进归因于晶界密度增加、未溶解的Hf颗粒、残余δ-铁素体和胞状边界的综合效应。尽管取得了这些进展，但Hf改性AM 316L在模拟（n, α）转变效应的关键情景下的氦离子辐照下的具体响应仍很大程度上未得到探索。此外，各种微观结构特征（如Hf与δ-铁素体与位错网络）对增强辐射抗性的相对贡献尚未系统地分离。
因此，本研究旨在系统地研究铪对L-DED制备的316L SS在高温氦离子辐照下的微观结构演变和机械响应的影响。通过使用Hf浓度从0到1.0 wt.%的功能梯度材料，并检查原始状态和再结晶状态，我们有效地将AM固有微观结构的影响与铪添加的影响分开。主要目的是通过区分Hf、稳定位错网络和残余δ-铁素体的各自作用，阐明Hf掺杂AM 316L优异辐射抗性的主导机制。这项工作提供了对Hf掺杂AM 316L SS中氦辐照损伤机制的全面理解，并验证了利用AM固有微观结构与目标微合金化相结合设计下一代核结构材料的策略。
