組織化された単一源前駆体によって合成されたナノLicoo2の特性と特性: Liイオン拡散率、電気化学および生物学的評価

1-固体状態構造

化合物1-7は、Cocl2とLiOPhをTHF中で反応させ、その後、異なる条件下(温度、水の存在下、または非存在下、化合物1-3に至る)でthf中で結晶化するか、THF溶媒を除去し、TMEDA、ジオキサン、DME、ピリジン(4-7)などの他のモノまたはビス歯状配位子で置き換えることによって得られた。 一般的な反応スキーム(スキーム1)は、得られた化合物のファミリーを再開する。 ここでは、化合物1-5の単結晶構造について説明し、その上で構造的な議論を行っています。 化合物6および7については、単結晶品質が悪いため単結晶構造を決定することができなかったが、化学分析は他の五つの化合物と同様の化学組成を確認した。

スキーム1
scheme1

化合物を得るための一般的な反応スキーム1-7

化合物の中で、存在する溶媒に依存して異なる構造タイプを同定することができる。 化合物1-7の場合、構造のコアは、本質的に二つのリチウムイオンにペアワイズ架橋四つのフェノール酸エンティティによって四面体配位されている一つの中心コバルトイオンに基づいています。 リチウムカチオンの配位球は溶媒分子を配位することによって完成し、5の場合には分子実体または配位ポリマーのいずれかにつながる。 図2は、このようなコア構造の一例として化合物1のものを示す。 化合物3では、二つのLiイオンの一つの末端配位子が正式に二つの水分子に置き換えられており、二つのコア間の架橋配位子として作用し、二量体型構造になっている。 距離と角度を持つ1-5の詳細な構造の説明は、追加のファイル1に記載されています: テキスト2、履歴書は表6に示されています。

図1.1.1. 2
図2

1の分子構造のラベル表示図は、H原子が明確にするために省略されている(左)、1の配位多面体(右)

化合物8-12

化合物8-12については、アリールオキシド以外の配位子(アルコキシドなど)を試験し、アリールオキシドとアルコキシドを配位子として混合することを目的としていた。 使用される合成は、化合物1(スキーム2)の合成と同様であるが、LiOPhをアルコキシドで置換するか、または両方の混合物を使用する。

スキーム2
scheme2

化合物の合成のための一般的な反応式8-12

前駆体化合物8、10、11および12は単結晶を得なかったので、他の方法を使用してそれらの構造にアプローチした。 化合物8との可能な類推では、ナトリウム化合物は文献に記載された。 ナトリウムイオンはLi+の好ましい配位と同様の四つの配位子によって配位され、Co2+は四面体配位する傾向があるため、リチウム化合物8についても同様の構造を提案する(図。 3). TGAおよびNMR測定により,三つのOtbu配位子あたり二つのTHF分子が存在し,ICP測定により一つのコバルトイオンに対して一つのリチウムの比が得られることを確認した。

図1.1.1. 3
図3

化合物(右、濃い青色Co、紫色Na、赤色O、灰色C)に基づいて8のための提案された構造(左); に記載されているH原子は省略されている。

化合物1 0〜1 2はまた、tgaおよびNMRによって分析され、固体構造中に残存する配位子および溶媒の量、および配位子および配位溶媒分子間の比を決定した。 コバルトイオンあたりのリチウムの比および材料中に残っているLiclの量を評価するために、icp測定および塩化物のアルゼンチン滴定(追加ファイル1:表S3)も実施した。 結果は表2で再開されます。

表2化合物のTGA、NMR、ICPおよびアルヘントメトリック滴定の結果を合わせたもの8-12

合成から、本発明者らは、この前駆体から炭酸塩を含まないLicoo2を形成するために、3当量の配位子が必要であることを観察した1 0。 燃焼後の主にLi2Co3の不純物の量が少ないことは、未反応リチウム前駆体の過剰がないことを示している。 また、複合体中の一つのCo2+イオンに対する一つのLi+と二つのTHF分子を発見しました。 このデータから、本発明者らは、Oipr−化合物がOtbu−前駆体8に類似した構造を有することを提案する(図8)。 4). 化合物12についても同様の方法を用い、表2に示した知見に基づいて、8と同様の構造を提案することができる(図。 4). メタノールとTHFの両方がほぼ同じ沸点を有するので,余分なメタノール分子を評価することは困難である。 最後に、信号の広がり(コバルトイオンの常磁性影響による)が可能なピークシフトの大部分を隠すので、NMR測定は有用ではない。

図1.1.1. 4
図4

化合物10(上)、11(左下)および12(右下)の提案された構造)

化合物11は、Co2+あたり3つの配位子のこの規則に従わず、Co2+あたり6つの配位子を必要とし、Co3O4の不純物なしに所望の酸化物を形成する唯一のものである。 Tga、NMR、ICPおよびアルゼンチン滴定によって決定されるように、配位子の最小量、配位のための遊離リチウムの量、THFの量およびリチウムイオン(4)およびコバ 4).

化合物9は、2つのOtBu基が2つのCo2+イオン間の架橋配位子として作用する2つの分子を形成する興味深い混合配位子化合物である。 OPh配位子はコバルトイオンとリチウムイオンの間をペアワイズし、2つのTHF分子はリチウムイオンの配位を完成させます(図1)。 5). 距離と角度の詳細な説明は、追加のファイル1:表S1とテキスト2に記載されています。 結合価数の和は、コバルトイオンの両方で>2、リチウムイオンの両方で>1であり、化合物1-5の場合と同様に、それらの配位子による金属イオンの十分に良好な配位を示している(表6)。

図1.1.1. 5
図5

XRDにより測定した化合物9の分子図。 H原子は明確にするために省略されています

Licoo2

への熱分解すべての化合物の中で、2と3は溶媒分子を非常に迅速に失うため、取り扱いが困難です。 化合物4-7は、それらの比較的高い沸点、高い炭素含有量および分子量のために、低温での酸化物の形成にはよく適していない。 Licoo2の形成のための次の調査はTHFおよびより少ないカーボン含んでいる混合物、従って1および8から12を含んでいる混合物にこうして限られました。

これらの化合物をLicoo2の製造のための前駆体として使用するために、選択した化合物に対して開放るつぼを有する酸素atmosphere atmosphere下でTGA測定を行った(図。 6). これらの錯体の一般的な分解プロセスは、120℃(THF B.P.66℃、MeOH65℃)前の配位および残留非配位溶媒分子の損失から始まる。 より高い温度で、ca間。 100および400°c前駆体に応じて、燃焼プロセスが発生します:それはCo2+からCo3+への酸化とリガンド炭素骨格燃焼からなります。 450℃の温度を超えると、質量は準一定のままである(図。 6). 完了した燃焼温度および詳細な熱測定情報は、追加ファイル1:表S4およびS5に記載されています。

図1.1.1. 6
図6

複合体のTGA測定1, 8, 9, 10, 11, 12

TGAによって決定された複合体の分解の最小温度に基づいて,異なる温度で燃焼試験を行った。 300℃の前駆体の分解の最小温度に1時間加熱すると、いくつかの副生成物(Li2Co3)を伴うHT-LCO相が形成される(図。 7a)。 Li2Co3は水に高度に可溶性であるため、すすぎ後に除去した。 このような低温でのH t-LCOの形成は,ヘテロ二金属単一源前駆体内の金属イオンの事前組織化のために可能であると考えた。 それにもかかわらず、副生成物の量を減らすために、化合物の分解温度に比べて50-100℃の分解温度を上げることにし、比較のために、すべての化合物の450℃の1時間に設定した。

図1.1.1. 7
図7

前駆体の燃焼後に得られた酸化物のXRDパターン1, 8, 9, 10, 11, そして空気の300°C(a)および450°c(b)の12

450℃での燃焼後に得られた粉末回折図の指数化後、試験された前駆体(1、8-12)のすべては、水で洗浄した後の粉末X線分析によって検出できなかった低量の不純物を有するLicoo2を与え、したがって5%未満であった(図。 7). 300℃の前駆体の分解の最小温度に1時間加熱すると、いくつかの副生成物(その中でLi2Co3)を有するHT-LCO相が形成される。 酸化物の正確な位相を決定するために,Mo源で取った異なる回折図のRietveld微細化を行った。 異なる前駆体からの格子セルパラメータは、空間群R-3mを有するわずかに歪んだHT-LCOに対応する。 単位セルのこの小さな歪みは、この材料が標準的な微視的結晶よりも多くの歪みを有するナノ結晶から構成されているという事実から生じる。 C/a比は酸化物相の一般的なカチオン秩序化についても示した。 C/a比が4.899以下であれば、スピネル構造(Fd3m)を有するLT-LCOとも呼ばれる陽イオン無秩序岩塩構造であることを意味する。 この比c/aは全ての場合においてこの値よりも高いので、全ての前駆体について高温相が得られたことを示している(表3)。

表3異なる前駆体およびHT-Licoo2を用いて形成されたLicoo2の細胞パラメータRef.

Licoo2のLT相およびHT相を同定する別の方法は、2θ=65-67°(θ=Cu-Ka1)でのピークを検証することである。 HT-LCOは(108)面と(110)面の二つの分割ピークを持ち、LT-LCOは(440)面の一つのピークを65°で持っています。 図に示すように。 以下の図8では、Otbu、Oipr、Ome及びOphを用いて調製した全ての材料は、H T−LCO相に対応する2つの分割ピークを示す。

図1.1.1. 8
図8

8-LiOtBu、10-LiOiPr、12-LiOMeおよび1-LiOPh前駆体を用いて調製したLicoo2のXRD

450℃での熱処理の後、異なる前駆体を用いて調製した材料の形態をSEMを用いて分析した(図10B)。 9). すべての材料は多面体形状を示したが,LioiprおよびLioph前駆体から得られた材料は菱面体および三角形形状を形成した。

図1.1.1. 9
図9

8-LiOtBu(a)、10-LiOiPr(b)、12-LiOMe(c)、および1-LiOPh(d)を用いて450℃で1時間調製したLicoo2のSEM像

粉末X線回折における検出限界は3-5%であるため、ラマン分光法を用いて分析を完了した。 HT-LCOは二つのラマンアクティブモードのみを持っています: A1g(Co–O延伸)φ1 595cm−1とEg(O–Co–O曲げ)φ2 485cm−1で、LT-LCOはそれぞれφ=590、484、605および449cm−1であり、構造中の陽イオンの混合による四つのラマン活性モード(A1G、Eg、2F2G)を有する。

化合物8から得られた非アニールナノLCOのラマンスペクトルは、600℃で1時間アニールすることによって容易に除去することができるLT相とHT-LCOの汚染を示している。700℃アニーリングでは有意な改善は観察されない(図。 10). 合体と熟成による粒子の成長を避けるために、アニーリングの持続時間と温度を最小限に抑える必要があるため、後述する生物学的アッセイに600℃のアニールされたナノ粒子を使用した。

図1.1.1. 10
図10

異なる温度およびアニーリングステップで化合物8から得られたアニールナノLicoo2のラマンスペクトル(0x=500℃で2時間、1x=600℃で1時間、2x=700℃で30分)

8から得られたナノLCOと市販のミクロンサイズのLCO上のICP測定を行い、Li+とCo3+イオンの比を計算した:我々は0.96±0.02Li+イオンco3+イオンあたりナノLCO(追加ファイル1:表S4)を発見した。 したがって、化学量論は、最適な1:1の化学量論比よりも少し低い。 これは、Li+の一部を洗い流すことができる洗浄工程、超音波および遠心分離機のせん断応力によって誘発される機械的応力、およびLi+およびCo3+イオ マイクロLCOのICPの測定はHT-LCOのための最適の比率である1.01±0.02のLi+の内容を与える。

粒子および結晶子サイズの形態および決定

結晶子および粒子サイズは、それぞれScherrer式(X線)およびBET式(ガス吸着)によって評価された。 詳細については、追加ファイル1:式S1–S5に記載されています。

表4は、出発錯体に応じて、同一の燃焼条件(温度、時間、加熱/冷却速度、雰囲気組成)の下で得られる比表面積、異なるサイズの粒子および微結晶の概要を示

表4異なる前駆体を用いて調製したLicoo2の比表面積、平均粒径および結晶子サイズ

粒子の形態をSEM画像により調べた(図1)。 11). 異なる前駆体から得られた粒子の形状は類似しており、サブミクロンである。 また、材料は、その高い表面積のために、常に大きな凝集体を形成する傾向があることにも留意されたい。

図1.1.1. 11
図11

LiOtBu(a)、LiOiPr(b)、LiOMe(c)、LiOPh(d)を600℃でアニールして調製したLicoo2材料のSEM画像

電気化学とリチウムイオン拡散

最後に、粒子の大きさがリチウムイオン拡散に直接影響を与えるかどうかを知るために、Licoo2電極のサイクリックボルタンメトリーは、40と15nmの前駆体8と12から来て、それぞれ1時間ではなく15分の長時間のボールミリングの後に行われた。

図12aは、LiOtBu前駆体を用いて0.1と1mV/sの異なる走査速度で調製したLicoo2電極のサイクリックボルタンモグラムを示しています。Licoo2からLi+を抽出すると、Licoo2中のCo3+が酸化され、電子が放出されます(Lico3+O2→Li1−xco4+/3+O2+xe−+xLi+)。 一方、酸化されたLi1−xcoo2は還元され、Li+がLi1-xcoo2に再挿入されると電子が上昇する(Li1−xco4+/3+O2+xe−+xLi+→Lico3+O2)。 したがって、Co3+/Co4+の酸化還元反応が陽極ピークに対して3.9V以上、3.6と3.9V対の間で起こったところで電流が増加した。 陰極ピークのためのLi+/Li。 化合物12のCVsおよび最大電流ピークは、追加のファイル1:図S9に示されています。

図1.1.1. 12
図12

異なるスキャン速度での化合物8からの40nm Licoo2粒子のサイクリックボルタンモグラム。 b Licoo2電極の最大陽極および陰極電流ピークと掃引速度の平方根

Liイオン拡散係数はrandle–Sevcik方程式を用いてこれらのサイクリックボルトランモグラムから決定できる。 Randles-Sevcik方程式:

$$ {\テキスト{Ip}}=\左({2。 6 9{}\回{ 1}0^{ 5} } \右){\テキスト{n}}^{ 3/ 2} {\テキスト{A D}}_{\テキスト{Li}}_{\テキスト{Li}}}}^{ 1/ 2} {\テキスト{C v}}^{ 1/ 2} $$
(1)

Ipはピーク電流、nは移動電子の数、aは電極の表面積、Cは反応物の濃度、vは走査速度です。

走査速度の平方根と陽極ピークまたは陰極ピークのプロットは、Li+イオン拡散係数値DLi+の平方根を表す傾きを与えます(図。 12b)。

私たちのナノ粒子のLi+イオン拡散係数(DLi+)は、それぞれ2.3×10−5と4.5×10-6cm2s-1 8-LiOtBuと12−LiOMeのために、市販のHT-LCOのものは2×10-7cm2s-1であった(表5)。 ナノ粒子から得られた値は、HT-LCOの標準値よりも20-100高い。 Li+イオンによる速度論はナノスケールLCOではミクロンLCOよりもはるかに高速であった。 ナノLCOの15nmと40nmの拡散係数の値を比較すると、40nmの大きな粒子サイズはさらに高い拡散係数を有する。 それは後で議論の部分で説明されます。

表5 2つの前駆体8と12のサイズとLiイオン拡散係数の比較、およびHT-LCO参照。

電気化学的性質

DLi+を決定した後、私たちのナノスケールLCO材料の電池特性を調べました。 充放電電流は、様々な電流値でバッテリ容量を評価するためのCレートとして表されます。 Cレートは、バッテリが最大容量に対して放電されるレートの尺度です。 例えば、電流密度は、それぞれ1Cで150および7.5mA/g(電池は1時間で充電される)およびC/20(電池は20時間で充電される)である。 図13は、前駆体1-LiOPh、8-LiOtBu、10-LiOiPrおよび12-LiOMeによって調製されたLicoo2電極の放電容量を示しています。 合成に使用される前駆体に依存して、特定の容量は変化する。 10-LiOiPrおよび1-LiOPh由来Licoo2電極は、8-LiOtBu前駆体で得られたものよりも優れた容量を得た。 1-LiOPhから派生したLicoo2の平均比容量は210mAh/GでC/20であり、これは理論容量の77%である272mAh/gであり、LiOtBu前駆体からのLicoo2は同じ速度で124mAh/g(理論値の46%)を有していた。

図1.1.1. 13
図13

Licoo2電極の放電容量。 Licoo2材料は、8-LiOtBu、10-LiOiPr、12-LiOMeおよび1-LiOPhによって調製した

異なる電流密度で充電/放電をサイクルした後、四つのサンプルすべての電池を分解し、Licoo2電極をすすぎ、それらの構造を確認しました。 図中のXRD。 図1 4は、全ての循環Licoo2電極が、H T−LCO相に対応する(1 0 8)および(1 1 0)に2つのピークを有し、したがって、構造が循環後に変化しないことを示す。

図1.1.1. 14
図14

循環の後のLicoo2電極のXRD。 Licoo2材料は異なった前駆物質と準備されました:8-LiOtBu(正方形)、10-LiOiPr(Π)、12-LiOMe(三角形)および1-LiOPh(円)前駆物質;アルミニウムピークは電極の集電体から茎

LiOPh、LiOtBuおよびLiOMe前駆体から得られたLicoo2電極の平衡電荷/放電曲線を図に示すように調べた。 15. マーカーは、電流がバッテリに印加されていないときに測定され、電流が印加されたときに破線が記録される。 彼らは3で平衡電荷曲線のプラトーを示しています。LiOPhからのLicoo2電極のクーロン効率は、充放電プロセス間の比較的低い分極で>95%に達した(図。 15a)。 LiotbuからのLicoo2電極の場合(図2)。 15b)、クーロン効率も>95%に達したが、充放電プロセスの両方がLiOPhからの電極のこれらと比較して容量の半分をもたらす。 さらに、印加された電流による充電中の電位(グラフ上の破線)は、図1 0ではより高い。 これらと比較して図15bに示す。 15a,c.

図1.1.1. 15
図15

充満(満たされたマーカー)および排出(空のマーカー)は満たされた円、開いた円—LiOPh(a)、満たされた正方形、開いた正方形—LiOtBu(b)、満たされた三角形、開いた三角形—LiOMe(c)の前駆体と準備されたLicoo2電極のカーブ。 線(-)は、電流が印加された電位に対応し、電流のない電位(平衡状態)にマーカーを対応させます)

深い放電プロセスは、バッテリが異なるLicoo2電極の最大放電容量に達することができるどのくらいの速さを推定するために評価されました。 図16は、LiOPh前駆体(a)からのLicoo2電極が、Li+イオン挿入/抽出の速い速度論的反応のために、9分(5.2℃で)以内に最大容量(120mAh/g)の99%に達することができるこ もちろん、この最大容量は、より低い電流密度のままであり、図2の右側のプラトーを示しています。 一方、Lioipr前駆体(b)からの電極は、(a)よりもはるかに低い電流密度で、その最大容量(1 2 2mA h/g)の9 0%まで放電することができる。 (b)は6分以内の最高の排出容量の85%(104mAh/g)に達することができます(7Cで)。 したがって、この深放電測定は、より高い電流密度(>C/2)での放電容量が、LiOPhを有するLicoo2電極では、LiOiPrを有するLCOの放電容量よりも低いことを支持する(図 16). したがって、Lioiprから得られた電極(a)の速度論は、高電流密度で(B)(Liophから得られた)よりも一桁速い。

図1.1.1. 16
図16

から得られる電極のための深い排出カーブ: LiOPh(塗り円、開いた円)およびb LiOiPr(塗り三角形、開いた三角形)右軸は、放電の状態をパーセンテージ(空のマーカー)で示します)

異なる前駆体を有する電極について提示されたナイキストプロットは、100kHz–0.01Hzの周波数範囲で25℃で得られた(図。 17). LiophとLiome前駆体を持つ電極のEISスペクトルは,一つの半円とWarburg分岐を持つ形状が類似していたが,Liotbu前駆体から得られた電極はWarburgインピーダンスのない二つの半円を持つホドグラフを示した。 EISデータをフィッティングした後、等価回路モデルが提案されました(追加ファイル1:図S11)。

図1.1.1. 17
図17

異なる前駆体を有するLicoo2電極からなるコインセルのナイキストプロット:正方形—OtBu、三角形—OMe、円—OPh。 bの拡大ナイキストプロット(a)

異なる前駆体を有する電極のイオン移動抵抗および総インピーダンスは、以下の順序で増加する: LiOPh<LiOMe<LiOtBuは、放電容量および平衡充電/放電曲線とよく一致しています。

粒子のハザード評価

粒子エアロゾル化

前駆体8から得られたナノ粒子を600℃で1時間アニールし、市販のミクロンサイズのLicoo2サンプルと比較した。 乾燥粉末insufflatorは、多細胞上皮組織バリアモデルの表面に直接沈着のための両方の材料をエアロゾル化するために使用されました。 当初、エアロゾル化に続いて、2つの粒子タイプの堆積は、それらの質量堆積、粒子サイズ、ならびにそれらの分布および形態の点で特徴付けられた。

細胞送達用量は、統合された水晶マイクロバランス(QCM)を用いて監視し、両方のサンプル、すなわち0.81±0.2、0.55±0.14と0.16±0.05μ gナノ粒子、および3.92±0.78、1.46±0.63と0.51±0.18μ gの用量依存的な堆積を示した。 しかし、図1に示されるように、同じ初期供給濃度を使用したにもかかわらず、ナノサイズおよびミクロンサイズの粒子の両方について同じ範囲の堆積濃度を達成することは不可能であった。 この理由は、異なる粉砕方法とは別に、微粒子がより高い密度を示し、したがって、ナノ粒子によって示される限定された凝集/凝集と比較して、より高い表面密度につながる凝集/凝集する傾向がより大きいと考えることができるということである。

図1.1.1. 18
図18

エアロゾル化されたナノサイズおよびミクロンサイズの粒子の堆積特性評価。 乾燥粉末insufflatorを使用して低(1mg)、中(6mg)および高(11mg)粒子用量の噴霧後の水晶マイクロバランス(QCM)を使用して定量化された粒子の平均質量沈着(ng/cm2)。 データは、平均の平均±標準誤差として提示される。 bエアロゾル化ナノ(左)と微粒子(右)の透過電子顕微鏡写真は、定性的な方法で、各粒子サイズのための粒子堆積の不均一性を示しています。 画像はまた、エアロゾル化プロセス後の粒子形態の代表的な概要を示しています

TEMを用いることにより,LCOの粉砕ナノ粒子はナノサイズからミクロンサイズまでの凝集体/凝集体を形成することが観察された。 0.05–50μ m)。 これは、材料の低い表面電荷(すなわち±10mV)に起因する可能性がある。 一次ナノ粒子の平均サイズは、BET法によって決定されるように64±5nmであると推定され、結晶子サイズはScherrer式を用いて60±5nmであると決定された。 ミクロンサイズの粒子は、以前に報告されたように、10-12μ mのサイズを示すことが注目された。 ナノ粒子の形態面では、菱面体/四面体の形状を示すことが観察されたが、市販の微粒子は形状が不規則で、ほとんどが丸い形状を示すことが判明した(図)。 18b)。

細胞死

24時間曝露後、Licoo2ナノ粒子は、試験された各粒子濃度でin vitro多細胞上皮組織バリアモデルへのエアロゾル化に続いて細胞死を引き起こ 19a)。 低および中ナノ粒子濃度の両方が同様の効果を示したが、適用される最高濃度は、研究された低濃度と比較して50%細胞死のレベルを増加させた。 この結果は、適用された最高濃度の細胞に対する「過負荷」シナリオに起因する可能性がある(図1 0A)。 19b)。 これらの値は負のコントロール(p>0.05)(すなわち細胞培養培地のみ)とは大きく異なるが、in vitro共培養系における<15%の細胞死の最大値を示す適用される最高濃度で、調査結果は、ナノ粒子が細胞系の完全な破壊を引き起こしていないが、これらの濃度で限られた細胞毒性効果を誘導することを示していることに注意することが重要である。 同様の結果はまた、各試験濃度でのミクロンサイズのLicoo2粒子曝露後にも明らかであった(図1 0A)。 19a)。 これらの半定量的結果に関しては、共焦点レーザー走査顕微鏡を介した定性的評価は、24時間適用される最高濃度でのいずれかの粒子タイプへの曝露後の多細胞系に形態学的変化を示さなかったことを強調することも重要である(図。 19b)。

図1.1.1. 19
図19

パーセンテージ(%)細胞死レベルとlicoo2ナノサイズとミクロンサイズの粒子の両方に24時間暴露後の上皮組織バリアの多細胞モデルの形態素解析。 表は、1色フローサイトメトリー分析により分析した3つの試験濃度(低、中および高)でのヨウ化プロピジウム染色細胞の平均%細胞死レベルの定量を示す。 アスタリスクは、陰性対照(すなわち、細胞培養培地のみ)と比較して、多細胞in vitro系内の細胞死の%レベルの統計的に有意な増加を示す(p>0.05)(n=3)。 B共焦点レーザー走査顕微鏡画像は、F-アクチン細胞骨格(赤)と核(青)24時間後にテストされた最高濃度で両方の粒径/タイプへの暴露後の完全な多細胞モデ

(<9 8 3 8><4 8 2>試験されたすべての濃度にわたってナノ粒子曝露後、有意な(プロ)炎症応答(すなわち、TNF−αおよびIL−8放出のいずれか)は観察されなかった(図 20). 同様の結果は、24時間暴露後の多細胞系からのTNF-α応答の観点からミクロンサイズの粒子で観察された。 しかしながら、微粒子曝露は、この時点で濃度依存的に、共培養からのIL−8応答に関して有意な増加(p<2 5 3 9>0. 20).

図1.1.1. 20
図20

(3つの異なる試験濃度でナノサイズおよびミクロンサイズのナノ粒子への24時間暴露後の多細胞上皮組織バリアのプロ)炎症反応。 グラフは、選択された特定の(プロ)炎症性メディエーター;腫瘍壊死因子-α(TNF-α)およびインターロイキン-8(IL-8)の結果を示す。 リポ多糖()は陽性アッセイ対照として役立ったが、陰性対照は細胞培養培地のみであった。 データは、平均の平均±標準誤差として提示される。 #は、陰性対照と比較して統計的に有意な応答(p>0.05)を示します

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