DreamBlooms/HansPub-15000-to-45000 huggingface dataset:
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user: 摘 要 耐磨高锰钢是铁基耐磨材料中的代表产品，经过适当的热处理工艺后能获得优秀的耐磨性能，在耐磨材料领域占有重要地位。本文简要介绍了高锰钢的基本知识，重点综述了高锰钢的热处理工艺，除了传统的热处理工艺以外，高压热处理、高温形变热处理等新型热处理工艺也越来越受到人们的重视。 关键词 :耐磨高锰钢，热处理工艺，高压热处理，高温形变热处理 Copyright © 2020 by author(s) and Hans Publishers Inc. This work is licensed under the Creative Commons Attribution International License (CC BY 4.0). http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/
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user: 1. 引言 高锰钢是铁基耐磨材料中的代表产品，在耐磨行业占有重要地位，其在高应力、高冲击载荷的工作环境下表现出极其优秀的抗磨能力的同时，还具有优良的韧性和形变硬化能力，不仅安全可靠，并能长时间使用，因而耐磨高锰钢被广泛应用于采石、采矿、破碎、挖掘、铁路等行业 [ 1 ] [ 2 ]。高锰钢需要经过适当的热处理工艺后，才能具备理想的机械性能，达到耐磨材料使用标准。1882年，英国人R. A. Hadfield发明了奥氏体高锰钢，并且发现将高锰钢加热到1832℉后，再放到水中冷却处理，能够提高高锰钢的韧性，这一方法经过人们的不断研究和改进，一直沿用至今 [ 3 ] [ 4 ]。近年来，随着高锰钢产品的更新和多样化，高锰钢的热处理工艺的改进也越来越受到人们重视。本文简要介绍了高锰钢的基本常识，并重点综述了几种高锰钢的热处理工艺，为耐磨高锰钢行业提供一定的参考。
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user: 2. 高锰钢的基本认识 高锰钢一般指Mn含量10%以上的合金钢，经过多年的发展，其化学成分已经趋于稳定。根据我国最新制定的行业标准《JB/T 6404-2017大型高锰钢铸件技术条件》，高锰钢铸件的化学成分大致为：W(C) = 0.9%~1.35%、W(Mn) = 11%~19%、W(Si) = 0.3%~0.9%、W(P) ≤ 0.06%、W(S) ≤ 0.04%。与国际标准《ISO 13521:2015 Austenite manganese steel castings》所规定的奥氏体锰钢铸件成分基本相同，大致为：(C) = 0.75%~1.35%、W(Mn) = 11%~19%、W(Si) = 0.3%~0.9%、W(P) ≤ 0.06%、W(S) ≤ 0.045%，德国，英国等国家也纷纷采用的该标准。可见目前高锰钢的化学成分得到了世界的广泛认同。 铸态高锰钢的组织为奥氏体基体，碳化物沿着奥氏体晶界分布，另外还存在少量珠光体，这个状态下的高锰钢脆性较大，无法直接使用。经过一定热处理工艺消除铸态组织后，可以得到单一奥氏体组织，高锰钢的耐磨性能就是建立在奥氏体组织加工硬化能力之上的。当高锰钢工件受到较大的冲击载荷时，磨损层发生加工硬化，工件表面硬度大幅提升，可达到HB500以上 [ 5 ] [ 6 ]。至于高锰钢奥氏体组织加工硬化的机理，多年以来一直受到国内外学者的广泛研究，并先后提出了形变诱发马氏体相变硬化说、孪晶硬化说、位错硬化说、动态应变时效硬化说、Fe-Mn-C原子团硬化说等多种假说，但是没有一种假说能够充分、完善地解释高锰钢的加工硬化现象 [ 7 ] [ 8 ] [ 9 ] [ 10 ] [ 11 ]。这一问题目前乃至将来仍是高锰钢研究的热门问题。
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user: 3. 高锰钢的热处理工艺 高锰钢的热处理目前仍是以水韧处理或时效处理为主，但在实际生产中，因工艺特殊要求或生产条件限制，传统热处理方法不能得到需要的高锰钢性能，所以人们对热处理工艺不断进行改进和完善，开发出了一些新型的高锰钢热处理工艺，如高压热处理、高温形变热处理等。 3.1. 传统热处理工艺 3.1.1. 水韧处理 水韧处理是高锰钢传统的热处理方式，即将工件加热到一定温度保温，然后放入水中快速冷却。根据图1所示的Fe-Mn-C三元相图，保温温度需大于900℃才能得到单一的奥氏组织，一般为1000℃~1100℃，温度过低不利于碳化物溶解，过高容易导致过烧，对于合金化高锰钢，该温度可适当提高 [ 12 ]。经过该处理后，高锰钢力学性能得到明显改善 [ 13 ]。由于高锰钢的导热系数很低，热膨胀系数很大，在加热过程中很容易产生热应力，加之铸件本身存在的铸造应力，使得高锰钢铸件在热处理过程中极易开裂，尤其对于结构复杂，壁厚差距过大的大型件更是如此 [ 14 ]。因此，针对不同形状的工件，往往会制定不同的热处理工艺参数。 图1. Fe-Mn-C三元相图(Mn 13%) [ 15 ] 图2. 高锰钢常规水韧处理曲线 [ 16 ] 对于简单小型件，不需要均温过程，一般可在高温下(<750℃)直接入炉，并快速升温至1000℃~1050℃保温。对于复杂中等件、简单大型件，如壁厚超过40 mm的履带，入炉温度不宜过高(<400℃)，升温速率要放缓到50~70℃/h，并且加热到600℃~700℃时，可按1.5 min/mm均温一段时间，能够消除铸造应力，防止工件开裂。由于高温下高锰钢的导热性能有所改善，故均温后可重新以大于100℃/h的速率升温至固溶温度 [ 16 ] [ 17 ]。水韧处理一般的工艺曲线如图2所示。 对于复杂、特殊或厚薄悬殊较大的大型件，则没有固定的水韧方式，需要根据实际生产条件和限制来制定热处理工艺，例如太原钢铁集团有限公司峨口铁矿使用的颚式破碎机齿板，重3~5 t，厚度210~390 mm，是典型的大、重复杂件，在<400℃先进行均温，再以65℃/h升温，升至650℃~680℃时再次均温，最后以100℃/h升至淬火温度，并以1.5~1.8 min/mm进行保温，水韧后得到单一奥氏体组织 [ 17 ]。 为了保证碳化物充分溶解，水韧处理过程中必须保温足够的实间。根据生产经验，保温时间一般可根据公式1进行确定 [ 15 ]。 τ = 0.016 δ [ 1.27 × ( C + S i ) ] (1) 式中：t为保温时间，单位h；d为铸件的最大壁厚，单位mm；C、Si分别为钢中C、Si的质量分数。 3.1.2. 时效处理 时效处理也是高锰钢常用的热处理工艺，通常与水韧处理结合使用。高锰钢在水韧处理后韧性提高，但是表面硬度有所降低，在低、中应力载荷下工作时，又不能充分发挥其加工硬化特性，使得高锰钢耐磨性大打折扣。故在水韧处理之后对高锰钢进行时效处理，使碳化物重新析出并以沉淀相的形式弥散分布于奥氏体基体上，从而提高水韧后高锰钢的硬度，改善其综合力学性能 [ 18 ]。时效处理工艺曲线如图3所示。 图3. 高锰钢时效处理工艺曲线 [ 16 ] 时效温度是影响高锰钢时效处理的关键因素，有文献 [ 19 ] 研究表明，若时效温度过低，沉淀相的析出不够，将导致强化不充分；若温度过高，碳化物析出过多，又会影响高锰钢冲击韧性，只有严格控制时效温度，才能获得良好的综合性能。李威 [ 20 ] 等人对合金化高锰钢的时效温度作了研究，结果表明：高锰钢经时效后，在奥氏体晶粒内部出现了大量弥散分布的碳化物沉淀相，当时效温度为350℃时，高锰钢的抗拉强度、屈服强度、耐磨性、冲击韧性都得到提高，具有十分理想的综合性能，随着时效温度继续升高，其使用性能反而降低。 3.1.3. 节能热处理 节能热处理就是利用高锰钢铸件的余热进行保温后直接水淬的热处理工艺，工艺曲线如图4所示。该方法省略了水韧处理重新升温的过程，不仅简化了热处理工艺，缩短了生产周期，还减少了能耗，降低了生产成本，具有很好的经济效益，马壮 [ 21 ] 等人比较了常规水韧和节能水韧处理下高锰钢的性能，发现两种处理方式下，高锰钢的力学性能差别并不大，并且能够降低30%左右的生产成本。 图4. 高锰钢铸件直接水韧处理工艺曲线 [ 21 ] 节能热处理工艺早在上世纪八九十年代就已经出现，但是由于生产设备落后，高温下操作困难，难以控制铸件水韧后质量等因素，并没能得到大范围推广 [ 22 ]。随着机械化、自动化、智能化生产的不断进步，节能热处理工艺如今得到了很好的推广应用。江西德兴铜矿机械铸造公司利用节能热处理方法生产1500吨高锰钢，每年因降低成本带来的综合经济效益可达到80万元以上 [ 23 ]。 3.2. 新型热处理工艺 3.2.1. 高压热处理 高压技术对于材料科学的研究具有十分重要的意义，目前，高压技术主要应用于超导、超硬、光电等功能新材料的开发和制备，以及高压下的非晶转变、金相相变等研究 [ 24 ]。近年来，高压技术被逐渐应用于金属材料的热处理中，有关高压热处理工艺的研究也渐渐得到人们的关注。根据文献 [ 25 ] [ 26 ] 报道，在高压条件下进行热处理，能有效提高金属材料的致密性，细化金属材料组织，改善其使用性能。有关高压热处理在耐磨高锰钢应用上的研究还鲜有报道，李媛媛 [ 27 ] 等人在高锰钢水韧处理之后，又进行了4 GPa压力下500℃ × 15 min的高压热处理，研究发现固溶态高锰钢在高压热处理后仍然保持了单一的奥氏体组织，但是奥氏体晶粒内出现了大量的孪晶和位错滑移带，强化了高锰钢基体，使其硬度较固溶状态下提高了1.5倍。可见高压热处理对改善高锰钢性能起到了重要作用，是将来高锰钢热处理工艺研究的一条新途径。 3.2.2. 高温形变热处理 高温形变热处理是将塑性变形工艺与传统热处理工艺相结合的一种复合工艺，它将形变强化与固溶强化相结合，从而改善金属材料的组织形貌，提高力学性能，是金属材料强韧化的一种重要手段 [ 28 ]。目前人们也在探究将此种工艺应用于耐磨钢的可能性，王琳 [ 29 ] 等人对耐磨高锰钢的高温形变热处理进行了研究，结果发现，将高锰钢在1050℃下压缩变形25%后，再进行水韧处理工艺，与直接水韧处理的高锰钢性能相比，其抗拉强度、断后伸长率、冲击韧性分别提高了32%、60%、46%，并且得到了更加致密细小的组织，孔洞类缺陷也明显减少。但是由于铸造高锰钢热变形温度范围窄，变形能力较差，在实际工艺生产中难以控制变形温度与变形量。故要大范围工业化地应用此工艺对高锰钢进行热处理，还需要更进一步的研究。
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user: 4. 结论 1) 耐磨高锰钢的使用有十分悠久的历史，经过多年的发展，高锰钢的热处理工艺已经趋于成熟。如何改善工艺，在保证高锰钢使用性能的基础上降低生产成本，减少能耗是目前高锰钢热处理工艺研究的重点。 2) 目前工业上常用的高锰钢热处理工艺还是以水韧处理、时效处理、节能热处理等传统热处理方式为主。高压热处理、高温形变热处理等新型热处理工艺对改善高锰钢性能有着积极的作用，但要进一步应用于工业生产，还需要更进一步的研究。 3) 随着新型合金化高锰钢以及超高锰钢研究的不断深入，新型耐磨锰钢的应用是未来耐磨材料研究的主要发展趋势，改进传统高锰钢热处理方式，为新型耐磨锰钢制定合理的热处理工艺将是今后高锰钢热处理工艺的重要研究方向。
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user: 摘 要 戊型肝炎病毒(HEV)是人类戊型肝炎的致病因子，也是全世界肠道传播的病毒性肝炎的主要原因。病毒学研究需要强大的细胞培养系统。不幸的是，与其他肝炎病毒一样，HEV难以在常规细胞中繁殖。虽然已经使用各种HEV毒株测试了许多不同的细胞培养系统，但是病毒复制通常进展非常缓慢，并且具有低病毒粒子计数的感染导致HEV复制无效。然而，最近发现在不同细胞系中传代原发患者分离株的进展改善了体外HEV传播。本综述描述了几个典型毒株的细胞培养情况。 关键词 :戊型肝炎病毒，体外复制，细胞培养系统 Copyright © 2020 by author(s) and Hans Publishers Inc. This work is licensed under the Creative Commons Attribution International License (CC BY 4.0). http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/
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user: 1. 引言 戊型肝炎病毒(Hepatitis E virus， HEV)是戊型肝炎(Hepatitis E， HE)的病原体，是世界范围内肠道传播的病毒性肝炎的主要原因，但也可能表现出肝外表现，如神经系统综合征，肾损伤和血液病等 [ 1 ] [ 2 ]。HE占我国急性病毒性肝炎20%左右，病死率为1.4%~5.3%，而孕妇中的病死率可达25%，病毒的垂直传播还会导致不良后果，特别是在妊娠晚期，如早产，流产，死产，宫内感染和新生儿死亡 [ 3 ] [ 4 ]。这使得HE成为一个重要的公共卫生问题。 HEV属于戊型肝炎病毒科，其中包括正戊肝病毒属和鱼戊肝病毒属 [ 5 ]。后一种属仅包括割喉鳟鱼病毒(Cutthroat trout virus， CTV)，而正戊肝病毒属由四种组成：正戊肝病毒属包含了A、B、C和D 4种 [ 5 ]。其中A主要感染人和猪、骆驼、兔、雪貂、鼠、鹿、猫鼬等哺乳动物；B主要感染禽类；C主要感染鼠和雪貂；D主要感染蝙蝠 [ 6 ] [ 7 ] [ 8 ]。A包括8个基因型，人是基因1型和2型病毒的宿主，主要在发展中国家发现，通过粪口途径传播；动物是基因3型和4型病毒感染的宿主，包括猪，鹿和猫鼬，野猪，贝类，啮齿动物，野牛，牛和狗，主要存在于发达国家；基因5型和基因6型在日本野猪中分离；2014年，基因7型在中东地区的单峰骆驼中被发现，并广泛分布在巴基斯坦、阿拉伯联合酋长国和四个非洲国家；基因8型在日本的骆驼中被发现 [ 9 ] [ 10 ] [ 11 ] [ 12 ]。HEV基因3、4、7型可以跨越物种屏障传播 [ 13 ] [ 14 ] [ 15 ]。 HEV是直径27~34 nm的二十面体病毒，病毒体含有一个大约7.2 kb的单链RNA基因组，其正向可编码三个开放阅读框(Open reading frame， ORF)，具有5’-7-甲基鸟苷酸帽和3’聚(A)尾 [ 16 ]。ORF1是最大的病毒基因产物，由甲基转移酶、假定蛋白酶、RNA解旋酶、RNA依赖性RNA聚合酶(RdRp)和病毒复制必需的高变区组成；ORF2编码660个氨基酸的病毒衣壳，在病毒基因型中相对保守，并且是中和抗体的主要靶标；ORF3蛋白分别是113或114个氨基酸的13 kDa蛋白质，在准包膜病毒粒子中发现，参与病毒体形态发生和病毒排出 [ 2 ] [ 17 ] [ 18 ]。最近，已经报道了ORF3蛋白的离子通道活性，这对于感染性颗粒的释放是至关重要的 [ 2 ]。 该综述总结了部分用于研究HEV的体外培养系统，希望对研究HEV的课题组有所帮助。
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user: 2. 毒株 1) 87A HEV基因1型株的87A最初来自1986~1987年新疆流行期间的一名戊型肝炎患者的粪便中分离到的人胚肺二倍体细胞株(2BS)，该株在2BS细胞中分离后，尝试在其他组织培养细胞中进行病毒的增殖 [ 19 ]。由于很难获得足够的2BS细胞培养戊型肝炎病毒，因此急需寻找到适合于戊型肝炎病毒易于培养或对其增殖敏感的细胞系。 为寻找适合HEV增殖的敏感细胞株，将87A株病毒接种于A549、lc-mk、Vero、BHK-21细胞株单层细胞上。结果表明，在上述4个细胞系中，只有A549细胞系对HEV敏感，并观察到细胞病变效应(CPE) [ 20 ]。在进行6次传代后，A549细胞系上清液中依旧能检测到大小为239 bp的HEV谱带。使用电镜观察接种了87A株的A549细胞系，可见约为30 nm大小的病毒颗粒。这些结果表明87A株病毒可在A549细胞系中复制 [ 19 ]。 2) G93 G93病毒株是从中国广州的HEV分离株G-9相同个体的粪便样品中分离得到的，属于基因1型，与G-9有高度同源性(93%) [ 21 ]。通过A549细胞系培养G93株，并通过免疫学和分子生物学技术鉴定。结果显示G93株可以在A549细胞系中繁殖，并在感染24小时后引起CPE，并逐渐发展到第8天 [ 21 ]。通过使用免疫电子显微镜观察到，病毒颗粒直径约为29~32 nm，形态与其他来源的HEV相似 [ 22 ]。病毒抗原经IFA鉴定，免疫荧光定位于细胞质和细胞膜表面，但不存在于感染细胞的细胞核内。采用间接荧光抗体检测方法，可以通过细胞质和细胞膜上的免疫荧光检测感染细胞中的HEV抗原。有中国的学者利用戊型肝炎患者血清与分离到的病毒，通过Western blotting发现只有G93病毒蛋白的两个片段与血清反应，其中一个片段是被IgM类抗体识别的58 kDa片段，另一个是被IgG抗体识别的82 kDa片段。鉴定了HEV的58-kDa和82-kDa天然结构蛋白 [ 21 ]。 3) Sar-55 Sar-55株是从一名巴基斯坦患者分离到的基因1型HEV株，具有广泛的特征，与缅甸株有高同源性 [ 23 ]。将Sar-55株分别接种到HepG2/C3A细胞系，LLC-PK1细胞系、鹿细胞系中，发现，Sar-55株能在HepG2/C3A细胞系和LLC-PK1细胞系中复制，并连续传代6次，尽管在LLC-PK1细胞系中复制效率较低 [ 18 ]。 将含有10%人类粪便悬液的Sar-55株静脉注射到食蟹猴体内，生化和血清学检测证实，所有接种的动物都被感染了，并表现出丙氨酸氨基转移酶、异柠檬酸脱氢酶、γ-谷氨酰胺转移酶、指示性肝炎的增加 [ 23 ]。并且，所有食蟹猴都产生了重组型HEV抗原的抗体。在对上述食蟹猴的粪便、血清和胆汁样本进行了敏感的巢式RT-PCR检测后，发现，戊型肝炎病毒的基因组在第6~35天被检测到。这些结果表明，Sar-55株能够诱导戊型肝炎并引起持续感染 [ 23 ]。 4) F23 F23株是从一名摩洛哥28岁的戊型肝炎男性患者的粪便中分离到的基因1型HEV株。将粪便样本悬浮在10%磷酸盐缓冲液中，经离心后，用0.22 μm孔径的微孔过滤器过滤上清液，使用PLC/PRF/5细胞系培养，发现仅导致低滴度的复制，并且没有可见的CPE。虽然有证据证明F23株能在2BS细胞系中复制并连续传代，但获得足够多的2BS细胞系仍较为困难，因此需要开发更多的F23株体外培养系统 [ 18 ]。 5) Kernow-C1/P6 Kernow-C1株是从一名慢性感染患者分离到的基因3型HEV株，被用于鉴定可受感染的人、猪和鹿细胞株，该病毒重组包含一个人核糖体蛋白基因的174个核糖核苷酸(58个氨基酸)的插入 [ 24 ]。 虽然已知某些基因型3和4毒株可感染猪和鹿以及人类，但没有适合探索宿主范围参数的病毒细胞培养系统。为了开发这样的系统，基因3型HEV株的Kernow-C1从感染HEV的HIV-1患者的粪便中半纯化。将病毒接种于5株人细胞系和1株恒河猴细胞系上，7天后用ORF2衣壳蛋白和ORF3蛋白抗体对细胞进行免疫荧光显微镜染色。由于这些病毒蛋白是从亚基因组信使RNA翻译而来的，它们的存在表明病毒RNA合成已经发生。免疫荧光显示肝细胞瘤细胞系HepG2/C3A对HEV接种后7天的耐受能力最强，而Caco-2、Huh-7.5、PLC/PRF/5和A549细胞的耐受能力较弱 [ 24 ]。 半纯化病毒在HepG2/C3A细胞中连续传代6次，共传代7个月。粪便中病毒在HepG2/C3A细胞上形成的病灶分别是在A549和PLC/PRF/5细胞上形成的80倍和90倍，并且在第4代病毒中，病毒在HepG2/C3A细胞中产生的病灶数量比其中的400倍和500倍高。通过粪便和第6代病毒比较感染性病毒和病毒粒子RNA产生的HepG2/C3A细胞的生长曲线证实，粪便病毒的连续传代产生了能够在HepG2/C3A细胞中更有效生长的病毒。在第14天，粪便病毒释放了89 FFU和1.3 × 10 6 基因组当量的RNA/100 μL培养基，以产生1 FFU/15，083基因组当量的特异感染性；在第14天，第6代病毒释放3203 FFU和46.1 × 10 6 基因组当量RNA/100 μL，以产生1 FFU/14，399基因组当量的特异感染性 [ 25 ]。使粪便病毒适应在A549细胞或PLC/PRF/5细胞上生长的类似尝试是不成功的 [ 20 ]。 6) KM01 猪基因4型戊型肝炎病毒株KM01是从中国云南省昆明市农村的一个村庄分离得到的，那里的猪与人类生活在一起。序列和系统发育分析表明，猪戊型肝炎病毒与新疆分离株(CHN-XJ-SW13)关系密切，表明该株是人畜共患病的，能够跨物种感染人类。KM01菌株的基因组将为进一步研究我国HEV分子流行病学和遗传多样性奠定基础 [ 26 ]。 将KM01株接种到Huh 7.5.1、HepG2/C3A、A549、Vero、HEK293T等细胞中，发现均能成功复制，并连续传代4次以上，表明KM01株适合用于体外研究 [ 27 ] [ 28 ] [ 29 ] [ 30 ]。
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user: 3. 展望 HEV以前被认为是一种“旅行者病”，在发展中国家引起了零星暴发。然而，这种病毒现在被认为是工业化国家急性病毒性肝炎的主要病因，在免疫缺陷患者中尤其成问题。由于这提高了对HEV公共卫生负担的认识，一些研究小组已经建立了细胞模型系统来研究其生命周期和发病机制。然而，关于HEV复制周期问题的许多病毒学问题仍未解决。未来的研究应该继续关注能够产生高病毒滴度的HEV颗粒的强大细胞培养模型。这应该是所有基因型HEV分离株的理想情况，包括动物源菌株。此外，应开发能够有效感染原发性HEV分离株的体外系统。这类系统不仅有助于确定HEV宿主靶标，如特定的细胞受体，而且还将通过简化药物筛选试验和启用候选药物的功能测试，显著支持开发和评估新的抗HEV治疗方案。
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user: 4. 新颖性分析 本综述系统的概括了HEV目前研究较多的基因型和典型毒株的体外培养系统，为未来开发更为强大的培养系统，以及疫苗、抗HEV药物的研发奠定了基础。
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user: 致 谢 感谢昆明理工大学病毒与免疫课题组提供实验环境。
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user: 摘 要 利用热处理将YG6硬质合金表层的Co转变为Co化合物，然后采用自行研发的热丝CVD设备在热处理过后的YG6硬质合金表面沉积约2.2 μm厚度的金刚石涂层。采用X射线衍射仪、扫描电子显微镜、拉曼光谱仪、X射线光电子能谱仪、洛氏硬度计对热处理过后的YG6硬质合金表层物相与组织、金刚石涂层质量进行表征。分析结果表明，采用热处理可将硬质合金表层一定深度内的Co完全转化为Co 3 W。该转化层可阻挡Co扩散至金刚石涂层，有效促进金刚石涂层的形核和生长。热处理气氛中的H 2 含量过低使部分Co被氧化，将降低金刚石涂层质量，导致菜花状纳米金刚石涂层形成，氧化严重时甚至会使金刚石涂层无法形成。 关键词 :热处理，硬质合金，金刚石涂层 Copyright © 2020 by author(s) and Hans Publishers Inc. This work is licensed under the Creative Commons Attribution International License (CC BY 4.0). http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/
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user: 1. 介绍 当前金刚石涂层硬质合金刀具在先进制造业极具前景。金刚石涂层刀具失效多来源于涂层剥落 [ 1 ] [ 2 ] [ 3 ]。剥落主要原因有两个：1) Co石墨催化效应；2) 热膨胀系数不匹配 [ 4 ] [ 5 ] [ 6 ] [ 7 ]。目前已采用不少预处理方法，诸如酸蚀 [ 8 ]、过渡层等等 [ 9 ] - [ 14 ]，以及采用渗硼将硬质合金表面Co转变为Co-W-B或Co-B化合物，可改善涂层结合力 [ 15 ] [ 16 ]。虽然采用脱碳热处理可使基体表面粗糙化 [ 17 ] [ 18 ]，但脱碳过程中表面Co的转化及其对随后生长金刚石涂层的影响缺乏相关报道。本文表明采用管式炉及相应热处理气氛，可望将硬质合金表面的Co转化为Co 3 W，促进热丝化学气相沉积(HFCVD)金刚石涂层生长。
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user: 2. 实验材料与方法 采用市场购置的6wt.% Co硬质合金(Extramet)。管式炉热处理前，分别在去离子水和丙酮中对样品进行超声清洗15分钟。三种不同气氛处理条件，分别是A#1: 纯N 2 ；A#2: N 2 /H 2 = 50/3；A#3: N 2 /H 2 = 50/6。固定处理温度700℃、时间4 h，总气压为常压。 沉积金刚石前，采用5wt.%的50 nm粒度的纳米金刚石粉乙醇悬浊液在预热处理样品表面超声植晶30 min。采用自主研发的热丝CVD设备沉积金刚石涂层，工艺参数包括：CH 4 /H 2 = 1.5/100，沉积温度800℃，丝基距5 mm，热丝温度2200℃，气压4 KPa，沉积时间8 h。沉积后的A#1、A#2、A#3样品分别编号为Dia-A#1、Dia-A#2、Dia-A#3。 样品表面物相结构由Bruker XRD掠射模式进行表征(Cu Kα射线，工作电压是40 kV，扫描范围是(30˚~90˚)。表面/截面形貌、成分由蔡司Merlin扫描电子显微镜及Newton能谱仪进行表征。表面元素价态由Thermo Fisher Scientific K-Alpha XPS进行表征(Al Kα射线，束斑尺寸400 μm，步距0.050 eV)。涂层质量由HJY LabRAM Arami拉曼光谱仪进行表征(激光功率5 mV，波长532 nm，计数时间5 s)。涂层结合力由FT LC-200R型洛氏硬度计作定性表征(HRC压痕，加载时间是15 s)。 为获得Co化合物在样品表面的深度分布，进行了各种金相腐蚀以及背散射电镜照片表征，但效果不理想。故采用涂层球磨仪在表面磨出一定直径的球坑(由三角函数计算得球坑深度)，将该球坑精磨抛光至不可观察为止，以便采用XPS表征不同深度的Co价态从而间接获得Co化合物的深度分布。
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user: 3. 实验结果与分析 3.1. 热处理后硬质合金表面的物相与组织 图1是A#1~A#3样品表面XRD谱图和形貌。热处理后A#1~A#3样品表面Co部分或全部转化为Co 3 W。图1(d)中存在许多富集O元素的白色板条晶体；图1(e)中存在许多弥散于深灰色区域的O与Co含量相当的白色小颗粒；图1(f)中深灰色区域富集Co，结合XRD判断为Co 3 W。 图1. 样品表面XRD谱图及表面形貌(a)/(d): A#1; (b)/(e): A#2; (c)/(f): A#3 图2是A#1和A#2样品轻微抛掉约1 μm后的表面形貌和XRD谱图。由于A#3样品表面无A#1和A#2样品表面白色物质的特征，故不作抛光及表征。图1中A#1和A#2样品表面的白色板条晶体和白色小颗粒基本消失。A#1样品表面的CoWO 4 物相强度明显降低，Co 3 W物相强度变化不明显，低倍选区EDS显示其表面O含量从原来的33.73at.%降至10.51at.%，表明热处理后A#1的白色板条是CoWO 4 晶体。A#2样品抛光前后其XRD谱图皆无氧化物的物相存在，低倍选区EDS显示表面O含量从原来的4.19at.%降为0，估计该白色小颗粒是含Co氧化物。EDS显示图2(a)和图2(c)标示的深灰色区域中Co:W的原子比接近3:1，结合XRD判断为Co 3 W。 对A#1~A#3样品不同深度处作XPS Co2p表征，并作高斯–洛伦兹分峰拟合 [ 19 ]，计算0价态Co峰面积与所有不同价态Co峰面积之和的比值(记作k)。k值在A#1~A#3中随深度的变化如图3所示。在样品的1.5 μm深度处，A#1样品k值为5.7%，而A#2样品为12.1%。前者表面氧化严重，导致同等深度处，k值更小。当H 2 含量增加，A#3样品在1.5 μm深度处的k值为0，当深度达到3 μm时，k值为11.9%，说明A#3样品至少在1.5 μm以内不存在0价态的Co，即在一定的范围内，H 2 含量的增加有利于Co 3 W的转化。 图2. 样品轻微抛光后的表面形貌和XRD谱图(a)/(b): A#1; (c)/(d): A#2 图3. 不同样品中的k值随深度的变化 3.2. 硬质合金表面Co的化合物对金刚石涂层生长的影响 图4(a)、图4(c)、图4(d)分别是Dia-A#1、Dia-A#2、Dia-A#3的XRD谱图。图4(b)是Dia-A#1的表面形貌。A#1样品沉积后的表面覆盖了一层黑色的灰，未检测到金刚石物相。从图1~3结果看，A#1表面部分Co转化为Co 3 W，部分被氧化为CoWO 4 。后者在沉积气氛中容易被还原为Co，产生严重的石墨催化效应 [ 4 ] [ 5 ] [ 6 ]。沉积后A#1样品表面未检测到Co 3 W，但二元Co-W相图表明Co 3 W在1000℃以下是稳定存在的 [ 20 ]，说明Co 3 W在含碳沉积氛围不稳定。图4(b) Dia-A#1样品中位置1和2的C含量高达88.86at.%和85.92at.%，很可能是植晶时表面吸附的残留纳米金刚石颗粒或者处于形核期的金刚石颗粒。因为XRD未检测到金刚石物相，表明Dia-A#1表面这样的颗粒含量极少。 图5是Dia-A#2和Dia-A#3样品的表面/截面形貌及EDS线扫描谱图。二者表面形貌差异较大，前者呈现为菜花状的纳米金刚石形貌，后者呈现为结晶度高且晶面发育完整的微米晶金刚石形貌，二者的涂层厚度都约为2.2 μm。 图4. Dia-A#1 (a)、Dia-A#2 (c)、Dia-A#3 (d)样品表面XRD谱图及Dia-A#1 (b)样品表面形貌 图5. 表面/截面形貌和EDS分析(a)~(c): Dia-A#2; (d)~(f): Dia-A#3 图5(b)是Dia-A#2的截面形貌图，涂层与基体分离可能是产生图5(c)的EDS曲线分为I、II区域的原因，I区中所有元素信号均为0。III区域左侧出现Co信号，该信号可能：1) Co扩散进入碳涂层，同时导致石墨催化效应 [ 4 ] [ 5 ] [ 6 ]；2) 涂层分离时黏在基体的Co相。因为靠近界面层附近存在Co，使III区碳含量出现分峰现象。Dia-A#2涂层的表面附近(III区域中)又有Co信号 [ 21 ]，这一现象表明Co扩散在生长的碳涂层中的分布不均匀。正是因A#2样品表面部分Co转变为在沉积还原气氛中不稳定的氧化物，在热丝沉积过程中容易被还原为0价态Co，增强了金刚石涂层生长中的石墨化。 图5(f)是Dia-A#3涂层的EDS成分检测结果，可以认为碳涂层中Co信号比Dia-A#2弱很多；或者合理假定Dia-A#3涂层中无Co。这说明一定深度的Co几乎完全转变为Co 3 W化合物后，能有效地起到阻挡Co扩散的作用。该化合物在沉积过程中虽然会分解，但该分解反应未造成明显的石墨化。其中深入机理有待进一步分析。 图6是Dia-A#2和Dia-A#3样品经高斯分峰拟合后的Raman光谱，拟合所得数据如表1所示。Dia-A#2、Dia-A#3样品的金刚石峰位分别是1337.5 cm − 1 和1335.1 cm − 1 ，均表现为残余压应力，且后者小于前者 [ 22 ]。1580 cm − 1 及1350 cm − 1 附近的峰位对应以sp 2 键结合的石墨相；1140 cm − 1 和1480 cm − 1 附近的峰位对应反式聚乙炔(TAP) [ 13 ] [ 23 ] [ 24 ]。Dia-A#3样品的金刚石峰FWHM小于Dia-A#2样品，结晶度高，与其表面形貌结果一致 [ 25 ]。Q因子(Q = I(T2g)/[I(D) + I(G)])能反映涂层中金刚石物相纯度 [ 14 ]，表明Dia-A2涂层中石墨成分相对较高，这与表层钴氧化物转变为0价态Co、促进石墨催化有关 [ 4 ] [ 6 ]；表面呈现出菜花状的纳米金刚石涂层形貌 [ 26 ] [ 27 ]。而A#3样品表面一定深度Co几乎完全转化为Co 3 W化合物，该化合物虽然在HFCVD工况下不稳定，但可有效抑制表面Co向涂层的扩散及涂层的石墨化，获得晶面发育完整的微米晶金刚石形貌。 图6. Raman光谱(a): Dia-A#2; (b): Dia-A#3 Table 1 The result of peak fitting of Raman spectrum (a): Dia-A#2; (b): Dia-A# 编号 T 2g Peak G Peak D Peak FWHM(T 2g ) I(T 2g )/[I(D)+I(G)] Dia-A#2 1337.5 1578.5 1360.2 88.80 0.56 Dia-A#3 1335.1 1558.4 1359.9 26.88 0.62 表1. 拉曼光谱的分峰拟合结果(a): Dia-A#2; (b): Dia-A#3 图7是Dia-A#2、Dia-A#3的HRC压痕形貌。与Dia-A#3相比，Dia-A#2涂层残余应力较大、涂层中石墨含量也较高，导致其涂层结合力较弱，在压痕附近出现涂层的大片崩落，而Dia-A#3只是出现了少许的涂层崩落。Dia-A#3金刚石涂层具有更好的结合力。 图7. 表面HRC压痕(a): Dia-A#2; (b): Dia-A#3
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user: 4. 结论 热处理将硬质合金表层Co几乎转化为多种化合物相。当气氛中H 2 含量小于6%时，表层转化相为复相，即Co 3 W及CoWO 4 ；当气氛中N 2 /H 2 = 50/6时，可使约1.5 μm内亚表层的Co几乎全部转化为Co 3 W。尤其当亚表层的Co仅以Co 3 W存在时，可以在热丝化学气相沉积金刚石时起到阻挡基体Co的向外扩散，有效地抑制涂层生长时的石墨化效应。
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user: 摘 要 在骨组织工程领域中，生长因子的调控对于促进骨组织的再生和血管化具有非常重要的意义，但外源性生长因子的不当使用所带来的组织过度增生及血管畸形等不良反应亦需给予高度的重视。经成骨定向诱导的骨髓间充质干细胞(BMSCs)的胞外基质(ECM)富含其自身表达的成骨相关生长因子，适应于BMSCs的成骨分化、基质矿化和血管生成。本研究针对BMSCs胞外基质在骨组织工程的应用，进行免疫原性去除、活性成分保留及ECM在组织工程支架有效涂装等关键问题的研究。以地塞米松/β-甘油磷酸钠/维生素C对BMSCs进行成骨化诱导并获取其在成骨分化过程中分泌的ECM，通过反复冻融法和DNA酶酶解法去除ECM中残留的细胞和遗传物质。ELISA测试结果表明，获取的脱细胞胞外基质(dECM)中COL-I为230.89 ng/mg、BMP-2为10.047 ng/mg、VEGF为10.857 ng/mg、OC为16.866 ng/mg。采用溶剂浇铸/颗粒滤沥法制备孔径32~48 μm，孔隙率为80%的聚乳酸–羟基乙酸共聚物(PLGA)及聚己内酯/聚乙醇酸(PGA/PCL)三维多孔支架，将dECM乙酸分散液通过真空浸渍–乙酸蒸发工艺对三维多孔支架进行涂装。碱性磷酸酶(ALP)活性测定和茜素红矿化结节染色等结果表明，dECM涂装的三维多孔支架具有明显的成骨促进效应。 关键词 :骨髓间充质干细胞，胞外基质，脱细胞化，DNA酶解，生长因子 Copyright © 2020 by author(s) and Hans Publishers Inc. This work is licensed under the Creative Commons Attribution International License (CC BY 4.0). http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/
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user: 1. 绪论 由创伤、炎症、骨病等因素所造成的大段骨缺损已成为临床医学的一个重要问题，传统的治疗方法已无法满足临床的，基于可降解支架材料、种子细胞及生长信息三要素的骨组织工程成为目前最有前景的治疗方法。成骨相关生长因子(GFs)对骨髓基质细胞的分化及成骨矿化起着及其重要的调控作用，如骨形态发生蛋白-2 (BMP-2)可以加速新生BMSCs形成软骨的过程并提高BMSCs的成骨能力和血管内皮生长因子(VEGF)的表达，血管内皮生长因子(VEGF)可促进血管网络的生成等 [ 1 ]。但是外源性生长因子的不当使用具有产生不良反应的风险，如局部骨组织过度增生而压迫神经造成神经性疼痛，以及新生的骨组织存在骨密度较低，甚至其内部形成骨空腔的问题，另外局部组织的VEGF浓度过高导致大量血管增生，骨组织自身的再生无法跟上血管新生的速度而导致不健康的新生血管，继而可能出现出血现象。 BMSCs作为一种具有向多种细胞如成骨、软骨、脂肪、神经和成肌细胞分化潜能的细胞系 [ 2 ]，在向成骨细胞分化的过程中会在胞外基质(ECM)中表达一些对分化过程有促进作用的活性物质如COL-I、BMP-2、VEGF等，同时ECM独特的生物学功能和优良的生物学特性可以为宿主细胞提供一个适宜生存的微环境，并通过自身复杂的信号转导系统影响他们的生理功能包括细胞形态、增殖、迁移、分化和代谢等 [ 3 ]。另外ECM还具有延缓BMSCs老化，维持细胞干性的功能，ECM中的一些趋化因子(CFs)还可以募集宿主血液中的BMSCs向缺损处聚集 [ 4 ] [ 5 ]。因此，利用BMSCs在向成骨细胞分化过程中分泌的ECM对可降解的支架材料进行涂装可以改善支架材料的生物学功能，还可以利用ECM中细胞表达的GFs在实现外源性GFs功能的同时避免相应的不良反应。然而，ECM的应用仍存在一些问题。首先，ECM中残留的细胞碎片和遗传物质会被受体的免疫系统识别为抗原，在植入过程中产生严重的炎症反应和免疫排斥，虽然通过对ECM进行脱细胞的处理可以有效减轻免疫反应的强度，但是ECM中的活性成分以及其自身独特的三维结构也会在脱细胞的过程中被破环，因此细胞及免疫物质的彻底脱除与活性物质的保留仍然是一个矛盾的问题。已有的脱细胞方式中应用较多的为反复冻融法和洗涤剂法，其中洗涤剂法即聚乙二醇辛基苯基醚(Triton X-100)和氢氧化铵的联合使用，两者相比，反复冻融法可以更好地保护ECM的三维结构以及其中的活性成分，但是对细胞及遗传物质的脱除没有洗涤剂法彻底 [ 6 ]。 本研究针对ECM免疫原性去除与活性成分保留的矛盾以及ECM在支架微孔内壁均匀涂装的难题。利用地塞米松(DXMC)、β-甘油磷酸钠(β-GP)和维生素C (VC)对BMSCs进行诱导培养，并获取其在向成骨细胞分化过程中分泌的ECM，利用反复冻融法和DNase-I水解法脱除ECM中残留的细胞和遗传物质，低浓度的醋酸对脱细胞胞外基质(dECM)进行分散处理获得分散液，以FDA批准临床使用的聚乳酸-羟基乙酸共聚物(PLGA)和聚己内酯(PCL)为原料 [ 7 ]，通过溶剂浇筑/粒子溶出的方式制备多孔聚合物支架，该方法通过改变致孔剂的粒径和比例，可根据需要调节材料的孔径和孔隙率，PCL因为其降解动力学和生物活性较差的问题 [ 8 ]，在制备过程中掺入聚乙醇酸(PGA)以提高材料的亲水性和力学性能 [ 9 ]。最后利用真空浸渍法在多孔聚合物支架材料表面涂装dECM。基于碱性磷酸酶(ALP)活力和矿化结节染色的方式验证涂装之后的支架材料对BMSCs向成骨细胞分化的促进作用。旨在寻找一种有效的方式，将dECM中的活性物质涂装在可生物降解的多孔聚合物支架表面以赋予其独特的生物学功能。
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user: 4. 结论与展望 本研究表明，由DXMC定向诱导BMSCs向成骨细胞分化过程中分泌的ECM经过脱细胞处理和醋酸分散之后，能够保留其中的部分活性成分，并且对BMSCs的行为有调节作用。同时证明了利用dECM分散液对可生物降解的3D组织工程支架材料的表面进行涂装之后具有促进BMSCs向成骨细胞分化的能力。由此可以解决可生物降解的支架材料缺乏骨诱导性以及常规的dECM无法对多孔支架材料进行均匀的涂装的问题，针对分散液中酸性物质的引入导致BMSCs生理活动受到影响的问题可以通过涂装之后的干燥处理得到解决。 尽管目前研究的分散液对BMSCs的相关生物学行为具有促进作用，但是分散液中的活性成分的浓度还相对较低，考虑可以从探究更优的脱细胞脱DNA方法来减少脱细胞过程活性物质的损失，在分散过程中提高dECM的溶解度以及更有效的浓缩方式来提高分散液中活性物质的浓度。另外，探究dECM冻干粉或许也是一种具有前景的研究方向。最后本研究均为体外实验，通过体内的动物试验能够更加充分地验证上述方法的有效性。
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user: 摘 要 本文基于ABAQUS对刘家峡水电站含有裂纹的非溢流坝段进行有限元模拟分析，考虑由于季节变化引起的变温效应，获得了裂纹诱导的热应力场。结果表明，裂纹前沿应力场随着温度的变化而变化，与不考虑温度场的情形比较，变温引起的应力集中能够导致裂纹扩展，所得结论能为大坝的寿命估计提供一定的参考依据。 关键词 :重力坝，裂纹，温度场，数值模拟 Copyright © 2020 by author(s) and Hans Publishers Inc. This work is licensed under the Creative Commons Attribution International License (CC BY 4.0). http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/
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user: 1. 引言 由于混凝土重力坝坝体材料和大体积特点，施工中受温度影响等因素，坝体表面不可避免会产生微裂纹，特别是一些纵向裂纹 [ 1 ] [ 2 ]。这些初始微裂纹的存在会在一定程度上降低大坝的安全系数。在运行过程中，随着库水位的升高及外部温度场的变化，坝踵区拉应力值增加，微裂纹将会扩展并造成坝踵开裂，影响大坝的安全性。根据近些年来的研究显示，影响重力坝应力的因素除了自重、水压力、地震等之外，温度应力也是重要组成部分之一。例如：在三峡大坝孔口附近位置，温度应力的影响作用程度大于坝体自重和内外水压力之和 [ 3 ]。温度会对坝体造成影响，主要是由于外界温度与坝体内部温度存在温度差。温度梯度的存在使混凝土受力不均，一旦超过了混凝土的最大抗拉强度则会引起初始裂纹的继续扩展 [ 4 ]。 近年来，国内外许多学者都对混凝土温度场进行了不少研究分析。戴跃华等 [ 5 ] 通过模拟分析隔河沿大坝运行期内月平均日平均变化的温度场，得到了在温度场作用下坝体位移应力的变化规律，并提出尽量避免冬季温度持续下降时水库在低水位运行，夏季长时间高温环境下在高水位运行的建议；袁自立等 [ 6 ] 通过模拟石漫滩水库运行期的温度场和温度应力场，从而发现了引起坝体横向裂纹产生和扩展的主要因素及其危害；张子明等 [ 7 ] 利用裂纹带模型，对大体积混凝土的温度应力和温度开裂进行了计算；沈健 [ 8 ] 对某斜拉桥塔即有裂纹在温度疲劳荷载下的扩展概率进行分析，确立带预裂纹混凝土疲劳应力与疲劳寿命的对应关系；唐世斌等 [ 9 ] 通过模拟在升温情况下混凝土裂纹的产生及扩展过程，揭示了主裂纹形成的根本原因是裂纹扩展所伴随的局部化效应；郭生根 [ 10 ] 模拟分析了混凝土受热膨胀至产生裂纹的过程，获得了混凝土最大主应力与外界温度变化的函数关系；刘杏红等 [ 11 ] 利用伽辽金无网格法编制了分析程序，模拟了混凝土块在温度应力作用下的裂纹的产生和扩展过程，得到了在均匀温降和基础强约束条件下大体积混凝土试块裂纹的分布规律；王亮明 [ 12 ] 采用ANSYS，模拟分析寒潮期间刘家峡水电站非溢流坝段坝体温度场和温度应力变化情况，得出冬季温度所引起的拉应力十分接近混凝土抗拉强度的结论。因此研究在正常运行条件下，变化的温度场对重力坝表面裂纹的影响，对评估混凝土重力坝的安全超载能力具有重要意义。 本文通过ABAQUS平台，对刘家峡水电站含有裂纹的情形进行有限元计算，分析了季节变化导致的温度场对坝体裂纹尖端场的影响，所得结果能够为大坝的寿命估计提供一定的理论基础。
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user: 2. 热传导方程 基于Fourier热传导理论，热流q与温度梯度 ∂ T / ∂ x 成正比，但热流方向与温度梯度方向相反，即 q x = − λ ∂ T ∂ x (1) 其中 λ 为导热系数( k J / m 2 s ℃ )。由热量的平衡原理，温度升高所需吸收的热量必等于从外界流入的净热量与内部产生热量的总和。化简后的二维热传导方程如下： ∂ T ∂ t = α ( ∂ 2 T ∂ x 2 + ∂ 2 T ∂ y 2 ) + ∂ ϕ ∂ t (2) 其中 α 为导温系数 ( m 2 / s ) ；t为时间；φ为混凝土材料的绝热温升(℃)。在初始条件下，即 t = 0 时， T ( x ， y ， 0 ) = T ( x ， y ) ，其中 T 0 ( x ， y ) 为已知的初始温度。 本次模型所采用的边界条件如下： 第一类边界条件： T ( t ) = f ( t ) 其中 f ( t ) 为定义的边界条件。此条件可用于坝体表面与库水接触的部分，此时坝体表面混凝土的温度与所接触的水温相等。 第三类边界条件： − λ ∂ T ∂ x = β ( T − T a ) 式中β为表面放热系数( k J / m 2 s ℃ )，当 β = 0 时，即为绝热条件。此条件可用于坝体表面和大气接触的部分，此时坝体表面的热流量与坝体表面混凝土温度T和大气温度T a 之差成正比 [ 13 ]。
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user: 3. 计算模型及参数 3.1. 计算模型 刘家峡水电站简化后的坝段模型几何尺寸如下图所示。以坝踵为原点、顺水流方向为X轴正向、垂直方向为Y轴建立坐标系。其中坝高H为79 m，坝顶宽度为16 m，坝底宽57.6 m，下游坝坡1:0.65，从坝底到坝高64 m处 [ 12 ]。坝基计算范围为往上游、下游均取近1倍坝高即100 m，基岩计算深度也同样取为100 m。具体断面尺寸及初始裂纹所在位置如图1所示，坝体材料性能参数见表1。 图1. 非溢流坝段断面尺寸(单位：m) Table 1 The table of material performance parameter 序号 属性 坝体 坝基 1 材料 混凝土 基岩 2 弹性模量(Pa) 31.027E9 16E9 3 泊松比 0.15 0.27 4 密度(kg/m 3 ) 2400 2600 5 抗拉强度(Pa) 2.9E6 6 抗压强度(Pa) 24.1E6 20E6 7 断裂能(N/m) 250 200 8 导热系数 kJ/(m∙d∙℃)) 231 220 9 线膨胀系数 0.81E-5 0.9E-5 10 比热 kJ/(m∙d∙℃)) 0.91 0.95 表1. 材料性能参数表 3.2. 计算工况 刘家峡水电站在一月份时最大库水位为75 m，在七月份时最大库水位为50 m [ 12 ]。为了便于比较变化的温度场对坝体初始裂纹张开宽度、尖端应力等影响，以下分三种工况进行对比：1) 不施加温度边界条件，对含有初始裂纹的坝段进行应力分析；2) 以1月份寒潮为温度边界条件，对含有初始裂纹的坝段进行应力分析；3) 以7月份气温日变化为温度边界条件，对含有初始裂纹的坝段进行应力分析。此次分析所设置的初始裂纹均为开口0.01 m、长5 m的水平裂纹，示意图如图2(a)所示。裂纹分别处于迎水面上坝底往上20 m、40 m、60 m的位置，依次编号为L20、L40、L60。同时，在文献 [ 12 ] 的基础上，对工况二、三的初始裂纹附近的应力场进行比较，研究在相同温度场下，初始裂纹对坝体的影响。 如图2(b)为网格划分的示意图。对于工况一，采用CPS4型网格：四结点双线性平面应力四边形单元；对于工况二、三，采用CPS4T型网格：双向线性位移，双向线性温度，四结点平面应力热耦合四边形单元。 图2. 计算模型示意图 3.3. 温度条件 刘家峡水电站位于我国西北高原区域，属于大陆性气候，寒潮多发生在1月份，日气温在48~72小时内急剧下降。通过用正弦函数，设在t 1 时遇到寒潮，48小时内的气温变化可用下式计算 [ 13 ]： T a = T m − A 48 sin [ π ( t − t 1 ) 2 Q ] ，   t ≥ t 1 (3) 式中：T m 为月平均气温，在1月份取−4.9℃；A 48 为寒潮中的气温变幅，此处取10℃；Q为寒潮中降温历时，此处为48小时；t为温度变化时间；t 1 为寒潮起始时间。 7月份为当地年最高气温月，昼夜温差较大。通过用余弦函数，日气温变化可用下式计算 [ 13 ]： T a = T m − A 24 cos [ π 12 ( t − t 2 ) ] ，   t ≥ t 2 (4) 式中：T m 为月平均气温，在7月份取22.4℃；A 24 为24小时内气温变幅，此处取17℃；t为温度变化时间；t 2 为气温最高时间。 在坝体与库水接触部位，坝体混凝土表面温度可采用第一类边界条件进行计算。综合库水位、气象资料和水温分布特点分析，任意深度的水温计算公式为 [ 14 ]： T m ( y ) = c + ( T s − c ) e − 0.04 y (5) c = T b − T s g 1 − g (6) g = e − 0.04 H (7) T s = T a + Δ b (8) 式中：T b 为库底年平均水温，按照朱伯芳院士提出的方法，处于寒冷地区且深度在50m以上的水库T b 一般取6℃；T s 为水库表面水温；T a 为气温；Δb为温度增量，主要受到日照的影响，冬天取1℃，夏天取3℃；H为水库水深。 在坝体与空气接触部位，坝体混凝土表面温度可采用第三类边界条件。
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user: 4. 有限元计算成果及结论 4.1. 温度场分析 在1月份48小时寒潮期间，气温持续下降10℃。图3表示寒潮期间初始裂纹L20模型的坝体温度场分布情况，其中(a)、(b)各代表寒潮历时1个小时和48小时后的情况。由图可知，随着温度的下降，与空气直接接触部分的气温也在持续下降，在48小时内温度由−4.9℃下降到−14.9℃。温度大幅度变化的范围仅限于混凝土表层部分，对坝体内部的影响相比较小。由于裂纹的存在，增加了坝体混凝土表层面积，使坝体内部温度场受外界气温变化影响的范围增大。其中，裂纹位置越靠近坝底，影响坝体内部温度场不均匀分布越明显。 在7月份24小时气温日变化期间，气温变化幅值为17℃。图4表示气温日变化期间初始裂纹L20模型的坝体温度场分布情况，其中(a)、(b)各代表24小时内气温最低和最高时刻的温度场情况。由图可知：随着温度的变化，与空气直接接触部分的气温也在呈现余弦式变化，在凌晨2:00点时气温最低，中午14:00点气温最高，在24小时内温度由30.07℃下降到14.70℃，而后上升回30.07℃。与气温直接接触的坝体混凝土表面部分，受气温影响产生的温度变化幅值与坝体内部相比更大些。由于上游水深为50 m，L60裂纹此时已暴露在空气中，直接受到气温的影响。对于位于水下的初始裂纹，裂纹位置越靠近坝底，影响坝体内部温度场分布越明显。 图3. 1月份寒潮温度场分布云图(L20) 图4. 7月份日温度场分布云图(L20) 4.2. 裂纹尖端应力场 下面主要分析裂纹尖端场。 在1月份寒潮工况下，部分裂纹模型的应力云图见图5、图6，其中(a)、(b)各代表寒潮历时1个小时和48小时后的情况。 在X方向，裂纹附近部位的压应力由裂纹开口处朝尖端逐渐增大。对比不同的裂纹位置情况可得，裂纹位置高程越高，越靠近水面，附近的X方向压应力越小。随着温度的降低，压应力在不断减小，压应力最大值会出现在裂纹尖端位置，最小值由坝体内转移到裂纹中端。在L60裂纹模型中，裂纹中端434号结点X方向的应力由−0.422 MPa增加到0.14 MPa，这说明出现了该节点附近的应力状态随着温度的降低，由压应力转变为拉应力。在以后坝体工作的过程中，若遇到更强降温的不利工况，该部位的拉应力一旦大于混凝土抗拉强度，就会引起裂纹的扩展，并向坝体内部发展。而与工况一相比，当不考虑温度场时，裂纹附近均处于受压状态。故对含有初始裂纹的坝体分析时，温度场也是一个重要考虑因素。 图5. 1月份X方向应力分布云图(L60) 在Y方向，同样，裂纹附近部位的压应力由裂纹开口处朝尖端逐渐增大。对比不同的裂纹位置情况可得，裂纹位置高程越高，越靠近水面，附近的Y方向压应力越小。随着温度的降低，压应力也在不断减小，压应力最小值会出现在上游坝面裂纹上方附近，最大值在裂纹尖端位置。 与工况一相比，当不考虑温度场时，裂纹附近均处于受压状态，且随着裂纹开口处朝尖端逐渐增大，Y方向的最小压应力为0.505 MPa，最大压应力为1.235 MPa。在温度场的影响下，裂纹附近的压应力逐渐减小。随着温度降低，最大压应力由1.722 MPa减小到1.606 MPa，但仍比不考虑温度场的模型大。 图6. 1月份Y方向应力分布云图(L20) 对于在7月份日气温变化工况下，部分裂纹模型的应力云图见图7、图8，其中(a)、(b)各代表24小时内气温最低和最高时刻的情况。由于7月份上游水深为50 m，此时L60裂纹模型中的裂纹已暴露在空气中。 在X方向，裂纹附近部位的压应力由裂纹开口处朝尖端逐渐增大。对比不同的裂纹位置情况可得，裂纹位置高程越高，越靠近水面，附近的X方向压应力越小，在L40和L60裂纹模型中已经出现了拉应 图7. 7月份X方向应力分布云图(L40) 力。随着温度的降低，各模型应力数值都在不断变化，压应力最大值均出现在裂纹尖端位置。对于L20裂纹模型，压应力最小值在坝体内部；对于L40和L60裂纹模型，X方向的最大应力均为正值，这说明出现了该节点附近的应力状态为拉应力。在温度场的影响下，对于L40裂纹模型，裂纹附近X方向的最大应力出现在坝体内部，由0.068 MPa增加到0.073 MPa；最小应力为裂纹尖端处，由−1.308 MPa增加到−1.332 MPa。 与不考虑温度场工况相比，裂纹附近X方向的应力状态，随着裂纹开口处朝尖端逐步减小，最大应力为0.071 MPa，最小应力为−1.291 MPa。这说明，在坝体工作的过程中相应位置X方向的应力会随着温度的升高而减小，降低而增加，并且在拉、压应力状态之间来回切换。 图8. 7月份Y方向应力分布云图(L60) 在Y方向，同样，裂纹附近部位的压应力由裂纹开口处朝尖端逐渐增大。对比不同的裂纹位置情况可得，裂纹位置高程越高，越靠近水面，附近的Y方向压应力越小，在L60裂纹模型中已经出现了拉应力。随着温度的降低，各模型应力数值都在不断变化。其中，压应力最大值始终处于裂纹尖端位置。对于L20和L40裂纹模型，压应力最小值在上游坝面裂纹开口处；对于L60裂纹模型，X方向的最大应力为正值，这说明出现了该节点附近的应力状态为拉应力。 与不考虑温度场工况相比，对于L60裂纹模型，当不考虑温度场时，裂纹附近Y方向的应力状态，随着裂纹开口处朝尖端逐渐减小，最大应力为0.098 MPa，最小应力为−1.648 MPa。在温度场的影响下，裂纹附近Y方向的最大应力出现在上游坝面裂纹上方，由0.098 MPa增加到0.099 MPa；最小应力为裂纹尖端处，由−1.645 MPa增加到−1.640 MPa。这说明，在坝体工作的过程中相应位置Y方向的应力会随着温度的升高而减小，降低而增加。
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user: 5. 结果与讨论 从以上分析可以看出，在1月份寒潮工况下，对于含初始裂纹的模型，X方向的压应力最大值在裂纹尖端处，Y方向的压应力最小值在上游坝面裂纹上方，都随着温度降低而减小。在7月份日气温变化工况下，对于含初始裂纹的模型，X方向的压应力最大值在裂纹尖端处，在Y方向的应力最大值在上游坝面裂纹上方，均随着温度降低而增加。 对于不考虑初始裂纹的模型，各方向上的应力情况受温度影响较弱，相同位置的压应力随温度变化而变动的幅度较小。且在相同时期，X方向上的压应力要比含初始裂纹的模型小，Y方向上的压应力要比含初始裂纹的模型大。 结合两种工况分析，对于处在水面波动区域的裂纹尖端，该处的应力会随着温度的变化而在拉压状态下切换。在实际的工程运行中，遇上更不利的变温、较大的水位波动情况仍会存在。因此，在后期坝体工作的过程中应采取相应措施，尽量避免裂纹扩展，降低坝体的整体性，以免危害到大坝的安全。
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user: 摘 要 受新型肺炎疫情影响，全国旅游业遭遇重创，旅行社在疫情影响之下无一幸免。此种情况下，甘肃省内大部分旅行社面临着资金、人员工资社保、房屋水电等方面的问题。规模较小的旅行社到了生死存亡的关键时刻。在此背景下，本文从甘肃省中小旅行社受疫情影响面临的关键问题着手，通过问卷调查、针对性访谈等方法对存在的问题进行研究，并提出疫情后中小旅行社针对性的发展策略。 关键词 :甘肃省，中小旅行社，新冠肺炎疫情，旅游政策 Copyright © 2020 by author(s) and Hans Publishers Inc. This work is licensed under the Creative Commons Attribution International License (CC BY 4.0). http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/