激光束焊接的AISI 2205双相不锈钢的生物腐蚀、生物相容性及细菌附着行为

摘要
关于焊接双相不锈钢作为临时植入材料的应用的研究有限。已经采用了多种方法来提高金属植入材料的生物耐腐蚀性和生物相容性。本研究调查了激光束焊接连接的AISI 2205双相不锈钢的生物腐蚀行为和生物相容性受焊接热输入的影响。同时进行了微观结构和微观纹理的表征分析。在模拟体液（SBF）环境中进行了电化学测试，以评估焊接样品的生物腐蚀性能。结果表明，增加焊接热输入可以提高耐腐蚀性。这种改善归因于奥氏体体积分数的增加、晶粒尺寸的增大以及由于较高热输入而产生的高角度晶界（HAGB）比例的提高。此外，观察到增加焊接热输入可以降低焊接区的水接触角。使用hFOB细胞系进行了体外生物相容性研究。根据培养7天、14天、21天和28天的结果，所有组的细胞活力均保持在可接受的水平。使用电感耦合等离子体质谱（ICP-MS）分析了金属离子（Cr、Fe、Ni、Mn和Mo）向hFOB介质中的释放情况，结果显示较高的热输入减少了离子释放。最后，使用大肠杆菌进行的细菌粘附测试表明，焊接过程影响了细菌的附着。具体来说，较高的热输入促进了细菌的附着，这可能与表面粗糙度的增加有关。

1 引言
植入材料最关键的要求包括最佳的机械性能、耐腐蚀性、生物相容性以及促进骨整合的表面结构。[1] 目前，奥氏体不锈钢是最常用的临时植入材料。然而，奥氏体不锈钢在暴露于含有氯离子的腐蚀性环境中（如体液）时表现出较低的耐腐蚀性。[2] 与作为金属植入材料的316L奥氏体不锈钢相比，双相不锈钢（DSS）具有更好的耐腐蚀性，因此更具优势。[3] DSS是一种工程材料，在室温下由几乎等量的体心立方（BCC）铁素体和面心立方（FCC）奥氏体晶体结构组成。[4] 平衡的铁素体-奥氏体比例提高了耐腐蚀性和机械强度。[4,5] 除了高耐腐蚀性和强度外，其软磁性能使其能够用作植入材料。[6,7,8] Teff等人确定2205 DSS由于其软磁性能可以用于生产磁性支架移植物。[6] 此外，DSS的弹性模量和极限抗压强度显著高于316L奥氏体不锈钢，使其适用于骨组织工程应用。[8] 已有多种研究比较了奥氏体不锈钢和DSS的耐腐蚀性能，这些材料被认为是适合组织工程的生物材料。体外和体内研究以及临床结果表明，由于DSS在人体内抵抗缝隙腐蚀的能力及其优异的机械性能，它是生物医学级奥氏体不锈钢的可行替代品。[9] 研究人员报告称，尽管316L奥氏体不锈钢是最常用的用于生产骨合成装置的不锈钢，但它可能会出现局部腐蚀问题，导致离子释放、植入物失效和与镍过敏相关的并发症。因此，许多研究者表示，由于DSS对局部腐蚀的优异抵抗力，可以将其用作奥氏体不锈钢的替代品，特别是在骨组织工程应用中。然而，他们也指出，由于关于DSS的磁性能及其在生物医学应用中的磁行为的资料有限，需要进一步的研究。

2 材料与方法
2.1 材料和焊接工艺
本研究使用了尺寸为300×90×4毫米的AISI 2205 DSS板材。AISI 2205 DSS的化学成分（重量百分比）见表I。AISI 2205 DSS板材使用CO2激光束以三种不同的焊接热输入进行焊接。选定的激光焊接参数和样品代码列在表II中。使用线切割电火花加工（WEDM）切割测试样品，以确定基材（BM）和激光焊接不锈钢样品的微观结构和微观纹理，以及它们在SBF环境中的电化学腐蚀行为、细菌粘附和体外生物相容性（图1）。焊接热输入值使用公式[1]计算得出。

2.2 微观结构和晶体纹理观察
为了详细表征激光焊接样品的微观结构变化，基材和激光焊接样品的表面先用2000目的砂纸和天鹅绒抛光布抛光，然后用Carpenter溶液（122毫升C2H5OH + 122毫升HCl + 6毫升HNO3 + 8.5克FeCl3 + 2.4克CuCl2）蚀刻。在电化学腐蚀测试、体外生物相容性分析和细菌附着测试之前，基材和激光焊接样品的表面同样用2000目的砂纸和天鹅绒抛光布抛光。使用Olympus光学显微镜和JEOL扫描电子显微镜（SEM）以及连接到SEM仪器的Oxford X-MAX 80能量分散光谱仪（EDS）对基材和激光焊接样品进行了微观结构检查。晶体纹理检查使用配备Oxford Nordlys Nano EBSD探测器的Sigma-Carl Zeiss FEG-SEM进行。电子背散射衍射（EBSD）测量设置在加速电压20 keV、工作距离10毫米、孔径120微米、倾斜角度70度以及步长0.05和0.2微米。使用Channel 5软件（Oxford Instruments）获得了EBSD图谱。XRD分析使用Rigaku设备进行，扫描速度为4度/分钟。

2.3 表面润湿性和表面自由能（SFE）
接触角测量使用静态滴落技术接触角测角仪（Dataphysics OCA 15EC）进行。在表面滴加1微升去离子水后60秒内测量平均接触角。Neumann技术基于这样一个假设：固体的表面自由能（SFE）、与固体表面接触的液体的SFE（γL）以及固液界面的SFE（γSL）之间存在相关性。这种相关性可以用以下条件方程描述：[2]
$$F\left({\gamma}_{\text{S}}, {\gamma}_{\text{L}}, {\gamma}_{\text{S}\text{L}}\right)= 0.$$ [2]
SFE的计算是通过测量去离子水的平均接触角（ACA）值来进行的。随后，使用Neumann技术根据状态方程确定表面能（γS）。方程的最终形式如下：[3]
$$\text{cos}\theta +1 =2\left(\frac{{\gamma}_{\text{S}}}{{\gamma}_{\text{L}}}\right){e}^{\left[-\beta \left({\gamma}_{\text{L}}-{\gamma}_{\text{S}}\right)\right]},$$ [3]
其中β = 0.0001247 (m2/mJ)，γL = 72.8 mJ/m2，θ（接触角）对于每个样品都是已知的；需要数值迭代来求解Neumann方程。

2.4 表面形貌
使用表面轮廓仪（KLA Tencor P-7，Milpitas，CA，美国）确定了样品的表面粗糙度。通过在250微米×250微米区域内以100微米/秒的速度扫描来获得表面粗糙度值。

2.5 在SBF环境中的电化学腐蚀行为研究
在电化学测试之前，基材和激光焊接样品的表面在70%乙醇中消毒1小时。表面清洁后，样品在Memmert（德国）的烤箱中以50°C干燥。电化学腐蚀测试使用根据Kokubo和Takadama配方制备的SBF溶液进行。[25] 电化学测量在36.5°C下使用电位计/恒电流仪（Metrohm Autolab PGSTAT101）进行。电化学测量是使用传统的三电极电池进行的，该电池由一个铂对电极和一个Ag/AgCl（3 M KCl）参比电极组成。电解质溶液是自然充气的。在极化测试之前，样品在开路电位下稳定30分钟。使用Tafel外推技术来评估耐腐蚀性。在腐蚀测试之前，测量每个样品的开路电位（OCP）以确定电位范围。Tafel极化曲线是在OCP值以下-500 mV和以上+500 mV的电位下获得的，扫描速率为1 mV/s。

2.6 体外生物相容性分析
使用ISO 10993-5中规定的提取方法评估了BM和激光焊接样品的细胞毒性。[26] 样品首先用70%乙醇消毒60分钟，然后在紫外光下处理。根据ISO-10993-12标准[27]制备消毒后的样品，并将其加入含有10%胎牛血清（FBS，Gibco）和1%青霉素/链霉素（Gibco）的完全培养基[Dulbecco's Modified Eagle's Medium-F12（DMEM-F12）]中。样品在培养基中培养7天、14天、21天和28天，然后分离其提取物。同时，人类胎儿成骨细胞（hFOB，ATCC-CRL-3602）细胞系在5% CO2培养箱（ThermoFisher）中于37°C下使用DMEM-F12培养。当培养瓶的填充率达到80%时，使用胰蛋白酶/EDTA（Gibco）进行处理。之后，将收集到的细胞以2000 rpm的速度离心5分钟，并用适量的DMEM-F12裂解得到的细胞沉淀物。使用细胞计数器（Anvajo Science）确定细胞总数。hFOB细胞系以每孔5×10^3个细胞的密度接种到96孔板中，并在5% CO2培养箱（ThermoFisher）中培养。培养24小时后，将培养基与细胞分离，并加入预先制备的提取物。通过用新的培养基或10%二甲基亚砜（DMSO）替换培养基来设置阴性和阳性对照。用不同天数获得的提取物处理的细胞在培养箱中培养48小时。使用MTT（3-(4.5-二甲基噻唑-2-基)-2,5-二苯四唑溴化物）测定法（ElabScience）评估细胞增殖。加入提取物后，将MTT溶液加入样品中并在培养箱中培养3小时。MTT测定法可以测量活细胞的代谢活性，而细胞内的线粒体脱氢酶会将MTT还原为紫色的甲苯胺蓝晶体。培养后，向孔中加入DMSO以形成甲苯胺蓝晶体，并使用微孔板读数仪（Agilent BioTek，Epoch）在570 nm处计算甲苯胺蓝产物的吸光度。每个样品重复三次实验以确保可重复性和统计显著性。吸光度与活细胞数量成正比。使用以下公式[4]计算活细胞的比例：$$ \% {\text{Viability}} = 100 \times \frac{{{\text{ODe}}}}{{{\text{ODc}}}, $$ （4）其中ODe表示样品的平均光密度，ODc表示阴性对照的平均光密度。如果活细胞的比例小于70%，则样品被归类为细胞毒性；如果活细胞的比例大于70%，则样品为非细胞毒性。[28]
确定了从BM和激光焊接样品转移到hFOB细胞系培养基中的元素量，这些样品在不同的热输入下进行连接。为了检测转移的元素量，样品按照上述方法在hFOB细胞系培养基中培养。使用电感耦合等离子体质谱仪（Thermo Scientific iCAP Q，意大利）在培养第14天和第28天测定培养基中的元素，并重复三次读取结果。电感耦合等离子体质谱（ICP-MS）分析使用配备ASX-500自动进样器的AGILENT 7700 ICP-MS系统进行。ICP-MS分析按照标准程序进行。样品用适当的酸混合物消化，必要时进行稀释和过滤。制备已知浓度的校准标准品，并使用内标校正仪器漂移和基质效应。测量在优化的氩等离子体操作条件下进行。

2.7 细胞附着分析
BM和激光焊接样品首先用70%乙醇消毒60分钟，然后在紫外光下处理。消毒后的样品放置在6孔板中，并用磷酸盐缓冲盐水（PBS）清洗。然后将之前培养的hFOB细胞系以每孔20×10^3个细胞的密度接种在样品表面。细胞与样品一起培养48小时。去除培养基后，用0.1 M cacodylate缓冲液（ThermoScientific）（pH 7.4）清洗样品，并向样品表面加入2.5%戊二醛处理20分钟以固定细胞。固定后，用cacodylate缓冲液清洗样品并干燥。使用溅射镀膜机（Quorum SC7620，美国）在样品表面镀金和钯60秒，然后使用SEM（Zeiss EVO LS 10）分析细胞形态。

2.8 细菌粘附测试
使用大肠杆菌O157:H7 ATCC 25922作为细菌粘附测定的测试菌株。测试菌株通过在Brain Heart Infusion Broth（BHIB，Condalab，201181，西班牙）中37°C下培养24小时进行活化。Zhai等人提出的方法被修改用于样品的细菌粘附测试。[29] 实验前，样品通过高压灭菌处理。将无菌样品浸入调整至10^6 CFU/mL的细菌悬浮液中并在37°C下培养24小时。培养期结束后，用20 mL蛋白胨水洗涤样品以去除未附着在表面的细菌。洗涤后，将样品转移到含有10 mL蛋白胨水的试管中，并涡旋3分钟以分离附着在表面的细菌。使用涂布平板法从得到的培养悬浮液中制备十进制稀释液，并接种到Brain Heart Infusion琼脂（BHIA，Condalab，112141）上。通过计数菌落来评估附着在表面的细菌数量，结果以菌落形成单位（log cfu/mL cm^2）表示。
使用SEM观察了不同焊接热输入下E. coli O157:H7在BM和激光焊接AISI 2205 DSS样品表面的粘附情况。应用了Klug等人提出的方法，并进行了修改。[30] 样品按照上述方法培养后进行洗涤。然后将其固定在10 mL 2.5%戊二醛溶液中24小时。固定后，用10 mL蛋白胨水清洗样品，然后用50%、60%、70%和80%的乙醇浸泡10分钟进行脱水。之后，样品首先浸入50%乙醇中，然后浸入50%丙酮中，最后在纯丙酮中保持10分钟。此过程后，样品在生物安全柜中干燥12小时。使用SEM观察细菌粘附情况。

2.9 统计分析
生物和化学分析设计了三个重复实验。细菌粘附和ICP-MS数据使用SPSS（IBM SPSS Statistics 26.0）统计软件包进行分析，首先使用ANOVA，然后使用Duncan检验进行组间比较。细胞活力数据使用成对双尾Student's t检验进行评估。

3 结果与讨论
3.1 微结构和晶体学纹理观察
AISI 2205 DSS的光学显微镜（OM）和SEM图像如图2所示。在微结构图像中，浅色结构表示奥氏体晶粒，而深色结构表示铁素体晶粒（图2）。
图2
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BM的OM和SEM二次电子（SE）图像
从OM和SEM图像可以看出，与低焊接热输入连接的样品A2相比，高焊接热输入连接的样品A3的焊接金属中形成了更多的奥氏体（图3）。由于低焊接热输入导致的快速固化，焊接微结构由较粗的铁素体晶粒组成，随着铁素体晶粒的粗化，铁素体-奥氏体平衡向铁素体方向偏移（图3）。此外，在焊接接头的微结构中没有观察到降低机械性能（延展性、韧性以及有时疲劳抗性）和耐腐蚀性的不希望出现的相，如σ相或氮化物/碳化物沉淀物。不锈钢的固化模式在从高温冷却过程中受到其化学成分的显著影响。DSS焊接微结构的固化模式按以下顺序发展：液态→（液态+铁素体）→铁素体→（铁素体+奥氏体）。DSS焊接金属完全以铁素体形式固化，奥氏体体积分数通过固态相变形成。[32] 铁素体相通过初级固化从液态形成，并在固化完成前持续存在。奥氏体从铁素体相的转变通过固态转变发生，即扩散控制的δ→γ转变，通常在缓慢冷却条件下形成更多的奥氏体。初级奥氏体相在焊接过程中形成，随后在铁素体内发生晶粒生长。在焊接金属冷却过程中，铁素体相部分转变为奥氏体相。冷却速率对DSS中的相形成起着重要作用。[33] 焊接过程中的高热输入降低了冷却速率，促进了奥氏体相的形成。[34] 激光焊接是一种高效的连接方法，对工件和热影响区（HAZ）的影响最小。激光焊接的低焊接热输入和高冷却速率有助于在焊接金属中形成细小晶粒。[35] 已知通过激光焊接连接的DSS保持其双相结构；然而，高焊接热输入连接的样品通常表现出更高的奥氏体含量。[36] 在焊接池冷却过程中，HAZ中会形成各种形态。第一种成核类型称为晶界奥氏体（GBA），发生在δ/δ晶界处。[13,32] 此外，Widmanstätten奥氏体（WA）可能从铁素体晶粒内的GBA形成。[32] 它从GBA边界向铁素体晶粒快速生长，形成WA。[38] 第三种奥氏体类型是晶内奥氏体（IGA），可以在冷却过程中在铁素体晶粒内沉淀。在缓慢冷却的情况下，IGA的形成更为容易。[37] 与GBA和WA相比，IGA的形成需要更大的过冷度（作为驱动力），因为晶格扩散所需的活化能更高。与晶格扩散相比，晶界扩散相对较快；因此，IGA的生长通常比GBA和WA更受限。[31] 通过激光焊接连接DSS时，可以形成由GBA、IGA和WA组成的微结构。[35,39,40,41] 本研究与文献一致，检查了不同焊接热输入连接的DSS的焊接微结构，并观察到了GBA、IGA和WA的形成（图3）。焊接热输入的增加不仅影响奥氏体相的形成，还对奥氏体形态有显著影响。[42]
图3
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激光焊接样品的OM和SEM SE图像：1：A1的OM图像；2：A1的SEM图像；3：A2的OM图像；4：A2的SEM图像；5：A3的OM图像；6：A3的SEM图像
3.2 SEM–EDS和XRD分析
激光焊接样品的SEM–EDS点分析和线扫描分析结果分别显示在图4和图5中。此外，从EDS点分析获得的BM和WM微结构中铁素体和奥氏体晶粒的定量成分数据显示在表III中。
图4
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样品A1、A2和A3的SEM–EDS线扫描分析
图5
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BM和WM的EDS点分析结果（重量百分比）
全尺寸表格
不同热输入焊接样品的线扫描分析显示Fe、Cr、Ni和Mo的元素分布没有显著差异。仅观察到轻微的波动，表明元素分布均匀（图4）。正如预期的那样，由于铁素体和奥氏体晶粒的化学成分不同，在分析中检测到了一些小的波动。根据线扫描分析结果，由于激光焊接热输入的变化，并没有发生显著的元素变化，也没有观察到表明不希望出现的次生相或铬氮化物形成的元素变化。由于激光焊接过程的固有特性，即低热输入和快速固化，因此形成不希望出现的结构的可能性很小，因为没有足够的时间让这些结构形成。然而，与激光焊接过程相关的高功率密度有时会导致晶粒内部或晶界处形成碳化物沉淀物，特别是由于局部铬含量的降低。在高功率密度（即高热输入）下生产的接头中，铬可能会向晶界迁移，这些区域的铬耗尽可能会增加腐蚀敏感性。已知氮化物含有较高的铬、铁、钼和钒含量，而镍和铜的含量通常较低。对奥氏体和铁素体晶粒进行的EDS点分析结果（图5）与基材或焊接接头之间没有显著差异。根据EDS线扫描和EDS点分析结果，发现不同焊接热输入下的DSS样品的焊接热输入影响是有限的。由于没有检测到显著的元素损失，预计这些样品在恶劣环境中将表现出较高的耐腐蚀性。

对激光焊接样品进行了XRD分析，所得到的衍射峰显示在图6中。焊接热输入对激光焊接接头的XRD图案的影响非常明显，因为峰强度随着热输入的变化而变化。在样品A1、A2和A3中检测到了δ-铁素体和γ-奥氏体相。除了铁素体和奥氏体外，没有检测到其他不希望出现的相，如铬碳化物/氮化物沉淀物或其他次生相。

还应注意的是，由于这些不希望出现的结构在焊接微观结构中的体积分数非常低，XRD可能无法检测到它们。

3.3 EBSD
为了了解焊接热输入对焊接微观结构的晶粒取向和织构的影响，通过EBSD分析获得了图像质量（IQ）图、逆极图（IPF）图、相图、晶粒尺寸图、晶粒取向扩散（GOS）图、旋转晶界角图、核平均错位（KAM）图和极图（图7、8和9）。这些图提供了关于奥氏体和铁素体晶粒的取向和微观织构特征的信息。结果清楚地表明，在激光焊接接头的焊接中心发生了外延固化。观察到基体（BM）晶粒呈现随机取向（图7(b)）。样品A2的焊接中心的铁素体晶粒主要朝向[111]和[001]方向取向，而奥氏体晶粒主要呈现随机取向（图8(b)）。相比之下，样品A3的焊接中心的铁素体晶粒也沿着[111]和[001]方向取向，而奥氏体晶粒主要朝向[001]方向，远离[101]方向（图9(b)）。随机织构的存在归因于激光焊接接头中通常观察到的相对较弱的织构。特别是，样品A2的焊接中心的柱状晶粒沿着热流方向发展（图8）。在激光焊接过程中，液态焊接金属的凝固过程中的热流和冷却方向是影响最终织构的重要参数。显然，局部热传递的方向显著影响了焊接中心的晶粒取向。当检查样品A2和A3的基材和焊接金属中δ-铁素体和γ-奥氏体相的体积分数时，基体的铁素体和奥氏体比例分别为53%和47%，而样品A2的铁素体和奥氏体比例为90%和10%，样品A3的比例为86%和14%（图7(c)、8(c)和9(c)）。由于激光焊接涉及相对较低的热输入，焊接池中的快速固化导致铁素体体积分数增加。还观察到样品A2和A3的焊接中心的晶粒尺寸相对相似，尽管由于较高的焊接热输入，样品A3的晶粒尺寸略大（图8(d)和9(d)）。

EBSD分析结果：
- 基体（BM）：(a) IQ图，(b) 逆极图，(c) 相图，(d) 晶粒尺寸，(e) GOS，(f) 旋转晶界角图，(g) KAM，(h) 铁素体的极图
- 样品A2：(a) IQ图，(b) 逆极图，(c) 相图，(d) 晶粒尺寸，(e) GOS，(f) 旋转晶界角图，(g) KAM，(h) 铁素体的极图
- 样品A3：(a) IQ图，(b) 逆极图，(c) 相图，(d) 晶粒尺寸，(e) GOS，(f) 旋转晶界角图，(g) KAM，(h) 铁素体的极图

GOS图描述了再结晶的程度；铁素体和奥氏体的晶粒取向扩散（GOS）图显示在图7(e)、8(e)和9(e)中。在样品A2和A3的焊接中心观察到蓝色和绿色区域，这些区域对应于较低的GOS值，表明样品A2和A3的焊接中心存在亚晶粒。由于焊接热输入的变化，在某些铁素体和奥氏体晶粒中观察到较高的GOS值，而在其他晶粒中观察到较低的GOS值。较高的GOS值（橙色和红色区域）表明晶粒没有完全再结晶，而较低的GOS值表明已经发生了再结晶。GOS还提供了晶粒内晶体取向梯度的定量描述。样品A2的GOS值相对高于样品A3。旋转角定义为同一相中不直接接触但共享一个共同轴的两个晶粒之间的角度。错位角定义为使同一相中不直接接触的两个晶粒重合所需的最小旋转角度。它代表了相邻晶粒晶体结构之间的不匹配程度。晶界（GBs）通常分为两类：低角度晶界（LAGBs，<15度）和高角度晶界（HAGBs，>15度）。HAGBs也可以分为特殊晶界和随机晶界。Σ≤29的晶界定义为特殊晶界，而Σ>29或非共格位点（CSL）晶界定义为随机HAGBs。HAGBs阻碍位错运动，提高了材料的抗拉强度、屈服强度和硬度。当检查GB图（图7(f)、8(f)和9(f)）时，确定基体中旋转角度大于15度的HAGBs占主导地位（比例为0.858）。相比之下，样品A2的焊接中心以旋转角度小于15度的LAGBs为主（比例为0.992），而样品A3的焊接中心以旋转角度大于15度的HAGBs为主（比例为0.954）。由于激光焊接热输入的影响，再结晶过程中晶界角发生了变化，特别是在与低热输入相关的快速固化条件下。

KAM图用于识别铁素体、奥氏体和晶界（GBs）中的局部晶粒错位，这些图显示在图7(g)、8(g)和9(g)中。材料中的位错形成是由于晶格取向的局部变化。换句话说，KAM分布反映了不同晶粒内的位错密度分布。确定基体显示出更复杂的KAM值。代表局部位错的KAM值在铁素体晶粒及其晶界内通常较高。KAM图还显示样品A2和A3的焊接中心晶界处的位错密度局部增加，特别是在铁素体晶粒中。尽管KAM值非常相似，但由于焊接热输入的增加，样品A3的KAM值相对较低。有两种主要理论描述了位错密度与耐腐蚀性之间的关系。第一种理论认为，位错密度的增加与材料中腐蚀活性位点的浓度增加有关，这会降低耐腐蚀性。相反，第二种理论认为，位错密度的均匀增加会导致更多的腐蚀活性位点，从而提供更多的成核位点和更强的被动膜形成驱动力。位错还充当快速扩散路径；因此，较高的位错密度改变了氧和溶质原子向外扩散的扩散动力学。在许多合金中，观察到变形更严重的表面（例如，经过喷丸处理或粗磨后）可以形成更耐腐蚀的氧化层。获得极图以检查基体和焊接样品的晶体织构，结果显示在图7(h)、8(h)和9(h)中。基体（最大织构强度为10.572）、样品A2（最大织构强度为15.424）和样品A3（最大织构强度为20.926）的焊接中心确定了强织构密度。这些织构密度表明样品具有高度各向异性的潜力。由于焊接中心柱状晶体的外延生长，形成了优选的晶体取向。先前的研究表明，双相（铁素体+奥氏体）焊接微观结构的织构比纯奥氏体微观结构更强。这可以通过铁素体晶粒与奥氏体晶粒相比具有更强的织构密度来解释。需要明确的是，由于焊接热输入的影响，晶粒形态发生了显著变化，晶粒发生了再结晶，并在焊接微观结构中形成了优选的晶粒取向。

3.4 SBF环境中的电化学腐蚀试验结果
使用SBF环境中的电位动力学极化方法比较分析了基体和激光焊接样品的腐蚀行为。为了评估腐蚀性能，使用Nova计算机软件从Tafel曲线中确定了腐蚀电位（Ecorr）、腐蚀电流密度（Icorr）、腐蚀速率和极化电阻（Rp）值（表IV）。在SBF环境中获得的样品的电位动力学极化曲线显示在图10中。

表IV SBF环境中基体和激光焊接样品的电化学腐蚀值

图10 基体和激光焊接样品的电位动力学极化图

确定AISI 2205 DSS基材的耐腐蚀性高于焊接样品，因为其Ecorr值较高且Icorr值较低。众所周知，根据法拉第电解定律，Ecorr的增加和Icorr的减少会导致耐腐蚀性的提高。此外，确定基体的极化电阻最高。观察到极化电阻的增加导致耐腐蚀性的提高。焊接热输入的增加促进了DSS结构中奥氏体含量的增加。奥氏体相的高形成率与电化学腐蚀抗性的提高直接相关。[33] 焊接热输入的增加有助于奥氏体相分数的发展，同时减少了诸如铬氮化物等结构的形成，从而提高了腐蚀抗性。[50] 在本研究中，微观结构中没有显示出可能对腐蚀抗性产生负面影响的σ相、碳化物或氮化物等。由于低焊接热输入导致的快速冷却，激光焊接减少了碳化物和氮化物等不希望出现的结构形成的时间。此外，激光焊接接头所需的焊接热输入低于其他传统的熔焊方法，从而在焊缝金属中形成了细小的结构。而且，低焊接热输入导致的快速固化使得焊缝宽度减小，热影响区（HAZ）也变窄。由于窄焊缝和窄HAZ意味着焊缝金属的微观结构变化较小，这种情况预计会对机械性能和腐蚀抗性产生积极影响。细小的微观结构意味着更大的表面积，这在某些腐蚀性环境中可以带来更好的腐蚀抗性。当检查了在不同焊接热输入下用SBF连接的DSS样品的电化学腐蚀行为时，观察到A3样品的腐蚀率最低，其焊接热输入最高；而A2样品的腐蚀率最高，其焊接热输入最低（见表IV）。根据这一结果，电化学测试显示，低热输入下激光焊接的DSS具有更高的腐蚀敏感性。其他研究人员也报告了类似的结果，即高焊接热输入下连接的DSS样品比低焊接热输入下连接的样品具有更高的电化学腐蚀抗性。[33,42,51,52,53,54,55] A1和A2样品的腐蚀率分别为0.0117毫米/年和0.0146毫米/年。基于这些结果，可以得出结论，提高激光焊接速度会促进SBF环境中电化学腐蚀率的增加。研究人员强调，一些金属材料由于钝化能力的提高而表现出更好的腐蚀抗性。相反，也有研究报告称，晶粒细化可能会由于晶界（GBs）形式的活性位点的增加而降低腐蚀抗性。[56] 关于晶粒大小对腐蚀行为的影响目前尚无共识，因为很难将晶粒大小与其他加工引起的微观结构变化区分开来。换句话说，除了晶粒大小外，纹理、杂质和次级相等微观结构变化也会显著影响腐蚀行为。在本研究中，焊接样品中A3样品的腐蚀率最低，其焊接热输入最高；而A2样品的腐蚀率最高，其焊接热输入最低。因此，根据我们的结果，由粗晶粒组成的A3样品在焊缝中心以大于15度的旋转角度（比例为0.954）的HAGBs为主，表现出最佳的腐蚀性能。相比之下，由细晶粒组成的A2样品在焊缝中心以小于15度的旋转角度（比例为0.992）的LAGBs为主，表现出最低的腐蚀性能。需要明确的是，这里获得的结果揭示了HAGBs/LAGBs与腐蚀行为之间比最初描述的关系更为复杂，这些不应被解释为精确的机制。晶界特性对腐蚀的影响已知取决于多种因素，包括偏析、错位角和特定环境。因此，这里观察到的趋势代表了从微观结构和微观纹理分析中得出的相关性，而不是精确的机制解释。获得的结果是相关性，为未来的更基础研究指明了方向。尽管A2和A3样品的焊缝中心的铁素体晶粒表现出相似的晶体取向（主要是接近[111]和[001]方向的取向），但A2样品的焊缝中心的奥氏体晶粒主要表现出随机取向，而A3样品的焊缝中心的奥氏体晶粒则更接近[001]方向，远离[101]方向，如前一节所确定的。[101]晶体方向的较高腐蚀抗性归因于其较高的原子堆积密度。[56] 此外，A2样品的铁素体和奥氏体比例分别为90%和10%，而A3样品的比例分别为86%和14%，如前一节所述。研究人员报告称，针状铁素体由于高能量的宽角晶界数量较多，往往表现出较低的腐蚀抗性。[57] 其他研究人员建议，适度的晶粒尺寸增加可以促进晶界的生长和结构细化，从而减少腐蚀过程的发生和传播速率。[48] 结果表明，焊缝微观结构的粗化，包括晶界、晶体取向和微观结构转变，对DSS的腐蚀性能有显著影响。尽管焊接过程使用了产生低热输入的激光焊接方法，但所有样品都受到了焊接热循环的影响，焊缝区域的敏感性高于基材（BM）。可以说，传递到焊缝区域的热能量，特别是焊接热输入的变化，影响了焊缝区域形成的Cr2O3层的形态，而这一层的纹理随后影响了腐蚀率。显然，Cr2O3层的化学成分和物理性质，特别是再钝化形成时间，受到焊接热输入变化的影响。此外，电化学腐蚀测试的结果表明，腐蚀率保持较低。在BM和激光焊接样品表面形成的保护性Cr2O3层支持了样品在SBF中的稳定性。在不锈钢表面形成的薄层被动Cr2O3膜通过钝化过程覆盖了表面，抑制了金属离子的传输，从而降低了腐蚀率并提高了生物相容性。[23,24,58] 高铬不锈钢表面会形成一层薄的被动Cr2O3膜。由于DSS含有较高的钼含量，预计它们将表现出更高的腐蚀抗性，这支持了Cr2O3层厚度的增加和比316L等医用级不锈钢更短的再钝化时间。DSS的化学成分、双相微观结构和表面性质支持了它们的良好腐蚀性能。用于植入物的不锈钢需要表现出优异的腐蚀抗性。根据SBF中的电化学腐蚀测试结果（表IV），BM和激光焊接DSS的腐蚀率被确定为在植入物应用的可接受范围内。不锈钢的腐蚀抗性也可以与表面粗糙度和润湿性相关联。文献中的许多研究表明，增加亲水性和表面粗糙度会导致腐蚀抗性的降低。[59,60,61,62,63] 在这方面，表面粗糙度最高、接触角最低的A3样品的腐蚀抗性低于表面粗糙度最低、接触角最高的BM，这与现有文献一致。然而，尽管A1和A2样品的表面亲水性和表面粗糙度较高，但它们的腐蚀抗性低于A3样品，这归因于焊接过程后微观结构中奥氏体相的比例较低。图11显示了基材（样品A）和激光焊接样品在电化学腐蚀测试后的表面图像。比较BM和WM时，SEM图像显示WM表面有更多且更大的腐蚀坑，每个样品表面都观察到了不同形态的腐蚀坑。BM表现出这种特定的坑分布和形态，这是由于其平衡的铁素体-奥氏体微观结构。这里提供的SEM图像进一步证明了BM相比焊接样品具有更好的腐蚀抗性。图11 这张图像的替代文本可能是使用AI生成的。全尺寸图像图11 电化学测试后BM和激光焊接样品的表面图像3.5 接触角和表面自由能（SFE）测量尽管不锈钢具有很高的腐蚀抗性，但它们仍被认为是具有不同润湿性的工程材料。[64] 接触角小于90度的表面被认为是亲水的，介于90度和150度之间的表面被认为是疏水的，大于150度的表面被认为是超疏水的。[65] 测量了不同热输入下连接的DSS基材和激光焊接样品的接触角和SFE值，结果如图12所示。研究结果表明接触角和SFE之间存在正相关关系，即接触角减小对应于较高的SFE值，而接触角增大对应于较低的SFE值。BM（Sa = 1.05 μm）在样品中表现出最高的接触角，而A3样品（Sa = 2.97 μm）表现出最低的接触角。值得注意的是，A1样品（Sa = 1.39 μm）的接触角高于A2样品（Sa = 1.07 μm）。确定BM和激光焊接样品都具有亲水表面。接触角最高的样品具有较高的表面粗糙度。Köse等人进行了类似的研究，通过原子力显微镜（AFM）确定，当用激光焊接连接DSS时，随着焊接热输入的增加，焊缝表面的粗糙度也会增加。[58] 研究人员还确定，作为骨科植入材料的316L不锈钢的表面粗糙度增加会导致接触角的降低。[66] 此外，观察到通过纳秒脉冲激光烧蚀，316L不锈钢的表面粗糙度增加时，水接触角会降低。[67] Wenzel的理论解释了表面粗糙度与接触角之间的关系。根据这一理论，增加疏水表面的粗糙度会增加疏水性，而增加亲水表面的粗糙度会增加亲水性。[68] 本研究获得的数据表明表面粗糙度与接触角之间存在负相关关系，这与Wenzel的理论一致。图12 这张图像的替代文本可能是使用AI生成的。全尺寸图像图12 BM和激光焊接样品的接触角图像和接触角-SFE图3.6 表面形貌使用表面轮廓仪（Figure 13）对BM和激光焊接样品进行了三维表面表征。从激光焊接的A1、A2和A3样品的焊缝中心以及存在铁素体-奥氏体相平衡的区域扫描了250 μm × 250 μm的区域。这使得能够定量评估微米级别的表面波动。获得的Sz、Sv、Sp、Sku和Ssk值有助于更好地理解表面形态。Sa（算术平均高度）、Sq（均方根高度）、Sz（最大表面高度）、Sp（最大峰高）、Sv（最大谷深）、Ssk（偏度）和Sku（峰度）是用于定量表征表面高度分布和形态的表面粗糙度参数。尽管在分析前对所有样品应用了相同的表面处理程序，但观察到了表面粗糙度的差异。这种差异归因于激光焊接过程中施加的热输入。图13 这张图像的替代文本可能是使用AI生成的。全尺寸图像图13 样品的3D表面形貌表面粗糙度结果（表V）的分析显示样品之间存在显著差异。BM样品的Sa值最低，为1.05 μm，而焊接热输入较高的A3样品的Sa值为2.97 μm。相反，焊接热输入较低的A2样品的Sa值为1.07 μm。这些结果表明，增加热输入会导致表面粗糙度显著增加。当检查A3样品的Ssk和Sku值时，观察到表面具有更平坦的几何形状，峰高和谷深变得更加明显。相比之下，在低热输入下连接的样品中，表面形态呈现出更尖锐、更尖的结构，且峰谷差异比其他样品小。这表明热输入的增加通过扩大熔池和延长固化时间促进了表面几何结构的形成。从低热输入连接的样品中获得的结果表明，由于熔池狭窄和固化迅速，形成了尖锐的结构。[69,70] 之前的研究已经证明，激光焊接中的高热输入会显著增加表面粗糙度。[58,71,72,73,74]表V 表面特性分析的参数全尺寸表格3.7 体外细胞培养试验确定金属植入材料是否在人体生理环境中引起毒性效应非常重要。为了确定细胞毒性，进行了额外的MTT试验。使用hFOB细胞系评估了BM和激光焊接样品的细胞毒性。为此，根据ISO标准将样品孵育7天、14天、21天和28天后提取的样品应用于健康细胞48小时。所得结果如图14所示。所有评估的样品提取物的细胞活力比率是通过与阴性对照组进行比较计算得出的。在孵育期结束时，样品A、A1、A2和A3的所有孵育时间的细胞活力均高于70%，这是一个可接受的阈值。样品A、A1、A2和A3的7天提取物的细胞活力值分别为111%、105%、103%和95%，而阴性对照组为100%。样品A、A1、A2和A3的28天提取物的细胞活力值分别为101%、106%、81%和80%。图14此图像的替代文本可能是使用AI生成的。全尺寸图像通过间接MTT试验测量的不同孵育周期下培养的人类胎儿成骨细胞（hFOB）的细胞活力。吸光度值经过空白校正并归一化到阴性对照组（设定为100%活力）。数据以平均值±标准差（n=3）显示。统计显著性通过成对双尾Student’s t检验确定（*P<0.05，**P<0.01，***P<0.001）。星号直接标注在图表上，水平线连接被比较的两个组。尽管所有组和孵育周期的细胞活力都在可接受范围内，但观察到一些组之间的差异。在焊接热输入增加的样品中，金属释放量减少。样品A2和A3相对于其他组观察到的相对较低的细胞活力可以归因于此原因。环境中存在一定浓度的金属离子如Mn、Ni、Mo和Cr可以支持细胞增殖和生长，并调节细胞酶活性；然而，超过特定阈值的浓度可能会导致毒性。[64,75,76,77] 尽管如此，本研究的结果表明，金属离子释放量较高且焊接热输入较低的样品表现出比其他样品更高的细胞活力。同样，铁参与氧化还原反应的能力使其成为细胞功能的重要过渡金属。然而，介质中过量的铁也可能导致DNA、蛋白质和膜损伤，从而降低细胞活力。[78] 因此，从第14天开始样品A1提取物中铁释放量的增加可能相对降低了细胞活力。在样品A2的28天提取物MTT结果中也观察到了类似的趋势。样品A3提取物MTT结果中的下降可能归因于高热输入处理的金属所需的金属离子量显著较低。综合考虑所有细胞活力结果，可以得出结论，所生产的样品在28天内不会对细胞产生毒性效应，也不会抑制细胞活力，这取决于它们的离子释放谱。研究人员将细胞活力降低与较高的晶界（GB）能量和焊缝微观结构中的铁素体相的存在联系起来。晶界具有较高的能量，而铁素体相是一种富含铁的相。据报道，当铁素体晶粒缺乏Cr、Ni和/或Mo等通常增强耐腐蚀性的元素时，这可能导致金属离子在焊缝周围细胞环境中的局部释放显著增加，从而影响细胞活力。[23] 当评估所有结果时，一些样品提取物中观察到的高细胞活力，特别是与阴性对照组相比，表明所生产样品的受控离子释放谱不仅无毒，而且具有细胞相容性。对于成骨细胞（hFOB），已知过渡金属离子如Mn、Zn和Mo在生理微量水平上作为协同因子，可以促进骨基质矿化和细胞增殖。因此，持续的高活力可能是这些微量元素的有益效果与防止细胞毒性积累之间的有利平衡的结果，表明了对hFOB细胞功能的支持性环境。[79,80] 关于金属离子对人类成骨细胞样MG-63骨肉瘤细胞的毒性，已有报道顺序为Cr< Mg< Mo< Ni< Fe。[81] 样品A1、A2和A3与样品A相比观察到的较低细胞活力可以归因于激光焊接过程中铁释放量的增加。根据电感耦合等离子体质谱（ICP-MS）的结果，从样品扩散到hFOB细胞系的Cr、Ni、Mo和Mn的量在ppb水平，而释放的铁的量在ppm水平。因此，得出结论，除了铁之外的元素没有以可能引起细胞毒性的浓度释放。24小时孵育后获得的光学显微镜图像显示，每个组和每个时间点的细胞都完全扩散和增殖（图15和16）。细胞的形态健康结构表明提取物没有引起任何细胞毒性效应。细胞的均匀扩散和均匀分布表明它们与微环境和谐互动。MTT结果也支持这些发现；代谢活动的保持和高细胞活力证实提取物对细胞活力没有不良影响。此外，24小时孵育后细胞形态的保持表明提取物没有破坏细胞膜完整性或引起细胞应力。细胞膜完整性的保持通常是通过生物相容性材料和生物成分与细胞表面的和谐互动实现的。[66]图15此图像的替代文本可能是使用AI生成的。全尺寸图像A、A1、A2和A3样品孵育第7天的hFOB细胞系的光学显微镜图像图16此图像的替代文本可能是使用AI生成的。全尺寸图像A、A1、A2和A3样品孵育第28天的hFOB细胞系的光学显微镜图像3.7.1 从实验样品扩散到人类成骨细胞环境中的元素量BM和激光焊接样品在hFOB细胞系培养基中孵育，通过电感耦合等离子体质谱（ICP-MS）分析确定了孵育第14天和第28天从样品转移到细胞培养基中的元素量（表VI）。发现焊接热输入对所有检查样品在孵育第14天和第28天扩散到hFOB细胞系培养基中的Cr、Mn、Fe和Ni的量具有统计学显著性（P<0.05）。样品A1和A3之间Mo释放量的差异在统计学上不显著（P>0.05）。确定焊接热输入的增加导致Cr、Fe、Ni和Mo的释放量减少。焊接热输入最低的样品中观察到的最高元素释放量与此样品的较高腐蚀率一致。扩散机制可以解释样品中金属离子的释放。金属释放与焊缝区域的微观结构、表面性质和表面质量有关。[23,24,82] 培养基的pH值和蛋白质组成影响扩散元素的量。[83] pH值的降低会诱导Mn的释放，而蛋白质的存在促进Fe、Ni、Cr和Mn的释放。然而，由于蛋白质的存在促进了表面形成的钝化膜结构中的Cr2O3形成，金属释放量逐渐减少。[84,85,86,87,88] 在28天的短孵育期内观察到的相对较高元素释放量被认为与焊缝的热循环有关。MTT测试结果表明，在28天孵育期间释放的金属离子量对细胞无毒。由于培养基中的蛋白质结构促进了Cr2O3的形成，增加孵育时间可能会减少金属离子的释放，因此预计植入物应用不会导致长期的细胞毒性。表VI 不同孵育时间后在hFOB细胞系培养基中从BM和激光焊接样品获得的ICP-MS结果全尺寸表格3.8 细胞附着试验通过SEM图像的视觉分析定性评估了细胞附着密度。为了评估所生产的金属样品表面支持细胞附着的程度，将hFOB细胞在接种后孵育在样品表面上48小时。随后使用SEM分析固定的细胞。如图17所示，观察到hFOB细胞系附着在材料A、A1、A2和A3的表面上并增殖。孵育48小时后，细胞通过沿材料延伸其突起在样品上扩散并覆盖表面。细胞在表面上的附着和增殖表明金属样品与细胞之间存在积极的相互作用。此外，细胞延伸的存在表明细胞能够附着在样品表面，穿过它，并可能与其表面整合。[88] 视觉检查显示所有样品之间的细胞附着相似，没有观察到显著差异。细胞活力分析进一步证实样品没有释放任何会抑制细胞增殖的有毒物质，从而支持细胞生长和附着。图17此图像的替代文本可能是使用AI生成的。全尺寸图像hFOB细胞对BM和激光焊接样品的SEM图像3.9 细菌附着和SEM图像病原微生物在植入材料和金属医疗设备表面上形成的生物膜层可能导致严重的感染和交叉污染；此外，它们被认为是大约10%的生物材料失效的原因。[89] 在不锈钢材料中，表面处理方法和表面各向同性是影响细菌附着的关键因素。表面粗糙度、加工温度、表面各向同性和均方根偏差都显著影响细菌附着。研究人员特别强调，增加表面粗糙度会导致细菌附着增强。[90,91] 在本研究中，确定具有最高Sa值（Sa=2.97 μm）的样品A3的细菌附着为5 Log Kob/mL/cm2，而具有最低Sa值（Sa=1.05 μm）的BM的细菌附着为4.6 Log Kob/mL/cm2。研究焊接热输入与细菌附着关系的研究人员测量了使用金属惰性气体（MIG）和钨惰性气体（TIG）焊接方法焊接的AISI 304奥氏体不锈钢的表面粗糙度值分别为6.18 μm和3.38 μm。他们确定的总细菌附着值分别为11,000 CFU/mL和360 CFU/mL。基于该研究，观察到焊接热输入较低的焊缝具有更光滑的结构，并表现出更强的抗细菌附着能力。[90] 本研究也获得了与前述研究一致的结果。DSS基材与不同焊接热输入下焊接样品的细菌粘附值之间的差异具有统计学意义（P < 0.05，见表VII）。值得注意的是，表现出最高细菌粘附性的样品A3是采用最高焊接热输入进行连接的样品。与其它样品相比，样品A3上观察到的较高细菌粘附性归因于其更高的表面粗糙度。表VII显示了E. coli O157:H7在BM和激光焊接样品上的粘附测试结果（Log Kob/mL/cm²）。全尺寸表格。

影响细菌在不锈钢表面粘附性的一个最关键因素是表面自由能（SFE）。细菌粘附过程中发生的Lifshitz–van der Waals相互作用受到SFE的显著影响。为了抵抗细菌粘附，SFE值理想情况下应介于20至30 mN/m之间，因为超出此范围的值往往会促进细菌附着。与文献一致，具有较高SFE值的金属表面观察到更高的细菌粘附性。样品的SFE值顺序为A3 > A1 > A2 > A。样品A3具有最高的SFE值，其观察到的高细菌粘附性与现有研究结果一致。此外，SFE值最低的BM表现出更强的抗细菌粘附能力，这支持了SFE增加会促进细菌附着的观点。另一个影响细菌粘附性的因素是表面亲水性。表面疏水性的增加会在拉普拉斯压力以下降低细菌粘附强度，使得附着更加困难。此外，细菌与表面之间形成的气泡以及细菌与基底之间的范德华吸引力减弱也会阻碍细菌在疏水表面的粘附。也有报道指出，提高不锈钢表面的亲水性会促进细菌粘附。本研究中检测到的表面接触角范围为37.4至67.2度，表明所有表面都是亲水性的。观察发现，激光焊接过程增加了表面的亲水性，从而促进了细菌粘附。不锈钢化学成分中的Cr和Mo含量通过影响表面形成的钝化膜的厚度和稳定性来影响细菌粘附性。还有报道指出，高Ni含量会促进细菌粘附。EDS分析显示，激光焊接并未导致材料表面Cr、Ni和Mo的比例发生显著变化。BM和激光焊接样品的化学成分相似性表明，样品中观察到的细菌粘附性主要受物理参数（如SFE、接触角和表面粗糙度）的影响，而非表面化学性质。

在他们的研究中，Casarin等人研究了Salmonella enteritidis在通过MIG和TIG焊接连接的304L不锈钢焊缝上的粘附情况。获得的图像显示，S. enteritidis倾向于在金属表面形成簇。在另一项研究中，研究人员考察了Listeria monocytogenes在304L不锈钢表面经过24小时培养后的粘附情况。培养期后的图像显示，细菌倾向于形成菌落。在本研究的范围内，观察到E. coli O157:H7粘附在BM和激光焊接样品的表面上，并表现出形成菌落的趋势（图18）。众所周知，粘附在抛光表面的细菌倾向于形成菌落。因此，可以推测本研究中使用的材料的抛光表面促进了这种菌落的形成（图18）。

图18：E. coli O157:H7在BM和激光焊接样品上的粘附情况的SEM图像。

**结论**

本研究调查了使用不同激光焊接热输入连接的AISI 2205 DSS的微观结构、微观纹理、生物腐蚀行为、体外生物相容性和细菌粘附行为。主要研究结果总结如下：
(1) 激光焊接的DSS微观结构主要由铁素体组成，这是由于低焊接热输入导致的快速固化。而BM表现出铁素体-奥氏体平衡结构，但焊接样品的铁素体比例显著更高。未检测到σ相、氮化物或碳化物的形成。
(2) EDS、XRD和EBSD分析表明，焊接热输入对元素分布和相组成影响有限。仅识别出铁素体和奥氏体相，说明激光焊接过程在最小化冶金降解的同时实现了材料的连接。
(3) 在SBF环境中的电化学腐蚀测试显示，BM表现出最高的Ecorr值和最低的Icorr值。在焊接样品中，采用最高焊接热输入的样品A3显示出相对更好的耐腐蚀性，这归因于其较高的奥氏体比例、特定的晶粒结构以及焊缝中心存在的[101]晶体取向。
(4) 表面表征结果表明，激光焊接增加了表面粗糙度和亲水性。相应地，随着焊接热输入的增加，接触角减小，样品A3的接触角最低。
(5) MTT结果显示，DSS基材和激光焊接样品均对hFOB细胞系没有表现出细胞毒性效应。所有样品的细胞附着行为相似，表明激光焊接过程没有对细胞粘附产生不利影响。
(6) BM的细菌粘附性最低，而具有最高焊接热输入和表面粗糙度的样品A3的粘附性最高。SEM观察显示，E. coli倾向于在DSS表面形成菌落。结果表明，细菌粘附主要受表面特性（如粗糙度、表面自由能和润湿性）的影响，而非冶金变化。