溶胶凝胶法制备SiO2TiO2复合薄膜自然超亲水性能研究.docx
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溶胶凝胶法制备SiO2TiO2复合薄膜自然超亲水性能研究
摘要：
溶胶-凝胶法制备的SiO2––TiO2复合薄膜是由一种SiO2聚合溶液和任一种TiO2聚合溶液的母液（MS）或派生的TiO2的结晶悬浮液（CS）沉积而成。
用傅立叶红外光谱，X射线衍射和X-射线光电子能谱研究了经110或500℃热处置的MS和CS复合膜的化学结构组成。
亲水角的测量结果表明，富含TiO2的MS薄膜表现出光诱导超亲水性，但在紫外光缺失情形下不能维持0度亲水角。
相反，CS复合膜在较大组成范围内表现出自然和持久的超亲水性。
在SiO2–TiO2界面对复合膜的超亲水性能进行了增强酸度分析，而且讨论了MS和CS膜的相对化学结构组成。
简介：
在紫外线照射下锐钛矿晶型的TiO2第一表现出光诱导超亲水性。
通过诱导的光生电子（e–）/孔（h+）对使TiO2发生氧化还原（Ti4++e-Ti3+和2O2-+2h+O2）产生表面氧空位（O2）。
通过对分子或解离的大气水吸附，表面氧空位能够由OH基团饱和，从而产生超亲水表面即表面显示亲水角为0。
超亲水表面对水比对碳（污染）搀杂具有更高的亲和力。
因此，吸附在表面得污染物很容易被清水冲洗掉从而不须要任何洗涤剂就可产生一个自清洁表面。
但是，当复合膜表面置于黑暗中时，由于羟基中的氧被空气中的氧置换，光诱导的超亲水性能能够转变成疏水性。
从实际情形考虑，复合膜的表面不能永久性地被紫外线照射如阳光。
因此，一个理想的自洁表面有两个评判标准，即光诱导超亲水性能及其在紫外光缺失条件下的持久性。
Machida等人[3]第一报导了随着复合膜中SiO2的摩尔分数从10–30%增加进程中的TiO2薄膜的最佳光诱导亲水性能即复合膜能够在黑暗中保留的时刻。
RENet[4]也报导了SiO2—TiO2薄膜具有良好的亲水性和能够增强对底物附着力。
结果表明，SiO2含量的增加不仅提高了锐钛矿型的TiO2的光诱导超亲水性能也提高了其光催化活性[5,6]。
为了探讨复合SiO2–TiO2薄膜自清洁作用的应用，Guan[7]研究了光催化和光诱导超亲水性能之间的关系。
他提出SiO2—TiO2复合膜中SiO2用量对光催化和光诱导超亲水性能有不同的影响。
在复合膜中加入摩尔分数为10–20%的SiO2能够取得具有最佳的光催化活性的薄膜，而加入摩尔分数为30–40%的SiO2能够取得具有最佳的光诱导超亲水性能的薄膜。
另外，一些研究已经表明，TiO2薄膜中SiO2含量的增加会阻碍二氧化钛结晶[8，9]。
Lee等人研究[8]表明，在复合膜的煅烧进程中，当增加SiO2含量时复合膜中的TiO2从无定形相转变到锐钛矿相，和由锐钛矿相向金红石相转变需要更高的温度。
另外，Yu等人研究[10，11]表明，复合膜中SiO2含量的增加对TiO2的晶体生长具有抑制效果，因为在热激活生长进程中二氧化钛粒子之间的接触受到二氧化硅的阻碍。
最近，Guan等研究[7，12]表明，复合膜中SiO2含量的增加能够增强TiO2—SiO2的表面酸性，从而提高复合薄膜表面的羟基含量进而增强光的亲水性能。
在目前的工作中，采用溶胶凝胶工艺的SiO2—TiO2薄膜是沉积而成。
包括不同SiO2含量的前体溶液是由两种不同的钛前驱体溶胶制备的。
利用一个标准的溶胶凝胶进程[13]制备第一种TiO2溶胶，在高温下，沉积后处置取得结晶的TiO2薄膜。
利用一个特定的溶胶凝胶线路制备[14]包括锐钛矿型纳米晶悬挂的第二种TiO2溶胶。
以往的研究工作表明，该悬浮液能制备兼具低温加工光学级光催化[15]和[16]光诱导超亲水性能的复合膜。
在这篇文章中，探讨了由两种不同的TiO2溶胶沉积制备的SiO2—TiO2复合薄膜的亲水性原理和如何优化其亲水性能。
1实验部份：
1.1SiO2–TiO2复合膜的制备：
从TiO2和SiO2前驱体溶胶的混合物沉积而成的二氧化硅–二氧化钛复合薄膜含有SiO2摩尔分数0–100%。
按照先前发布的实验步骤[17]在无水乙醇，去离子水，盐酸（HCl）加入稀释的硅酸乙酯（TEOS）聚合物制备一种SiO2溶胶。
第一制备一种TEOS的摩尔浓度为2.3，H2O/TEOS摩尔比为2.2和pH值为3.5的高浓度溶胶。
将这种溶胶在60℃保留2天。
然后，用无水乙醇将这种高浓度溶胶稀释到TEOS的摩尔浓度为1.5。
其余步骤相同，只采用两种不同的溶胶凝胶线路制备TiO2前驱体溶胶。
第一种方式是以去离子水，HCl和无水乙醇作为溶剂[13]，与钛酸四异丙酯（TIPT）混合制备而成聚合物母液（MS）。
在溶液中TIPT的摩尔浓度为0.4和TIPT/水/HCl的摩尔组成为1/0.82/0.13。
使该溶液在老化沉积或掺入SiO2溶胶之前在室温下静置保留2天。
第二种方式是在无水乙醇中制备二氧化钛纳米微晶[14]的晶体悬浮液（CS）。
MS悬浮液的制备是一个多步骤的进程。
第一用过量的去离子水稀释MS（H2O/TIPT的摩尔比为90）然后在130℃高压加热6小时。
高压产生的二氧化钛粒子在液相中的结晶。
然后用一个互换进程从溶胶中去除水和在无水乙醇中形成CS。
在乙醇中TiO2最终的摩尔浓度为0.24。
为了取得更多数据，整个进程已在文献[14]描述。
最后的溶胶是由直径约6nm的TiO2纳米颗粒组成。
以前的研究工作表明，MS和CS的制备均产生了超级稳固的溶胶凝胶，这表明在MS中没有发生凝胶化，而在CS溶胶没有发生显着的结晶聚集。
因此，这些溶胶被用于TiO2薄膜沉积或SiO2–TiO2混合溶胶的制备之前能够贮存几个礼拜。
通过以不同量的SiO2溶胶混合MS或CS溶胶取得最终的溶液。
在膜沉积之前将混合溶胶搅拌30分钟。
室温下通过在（100）硅晶片上旋涂（300ll溶胶，3000转的旋转速度）使TiO2SiO2混合膜沉积。
在现有沉积条件下，在基板进行超声为3min的乙醇清洗，然后用蒸馏水冲洗，并用空气喷雾干燥。
室温下薄膜沉积进程中，溶剂蒸发和醇盐反映通过著名的水解/缩聚溶胶凝胶线路–取得干凝胶薄膜，例如，一个薄膜组成的金属–氧–金属高分子链链结尾烷氧基和羟基的反映。
沉积的混合薄膜，随后对MS膜在500℃和CS膜在110或500℃热处置2小时，热处置在空气进行和样品直接引入在预热的烤箱。
热处置后，薄膜冷却至室温，在室温下。
椭偏测量结果表明，薄膜的厚度由40nm增加到200nm,SiO2摩尔分数从0%转变到100%，这与SiO2溶胶（1.5%）和TiO2溶胶（MS和CS溶胶的摩尔分数别离为（0.4%和0.24%）的相对浓度有关。
1.2表征
利用分辨率4cm-1Bio-Radfts-165光谱仪通过傅立叶变换红外（FTIR）测得薄膜表面特征的透射光谱的范围在4000–250cm-1。
在常态下记录没有任何一种收集300次扫描净化的光谱。
对相减后赤裸的基板进行光谱分析。
利用西门子D-5000衍射仪研究了TiO2薄膜通过伴随CuKa辐射的X-射线衍射（XRD）。
为了更精准地研究（101）反射的锐钛矿型，进行一步0.02º和积分时刻为22秒的[18–21]2-θ范围扫描。
利用镁kasource一xr3e2（1253.6eV）真空发生器对表面进行X-射线光电子能谱（XPS）分析。
X射线源在15伏20毫安的电流下操作。
在搜集数据之前，样本在在超高真空室平衡24小时（10–10mbar）。
光电子由半球形分析仪在30º起飞角度进行搜集。
光谱实验结果表明，C1s峰发生在284.7eV。
所有这些研究都是在新鲜沉积的薄膜系统的进行。
XPS研究也在膜形成6周时进行。
进行定量的水的接触角的测量薄膜的表面的亲水性。
实验是在20℃利用连接一个摄像机的克吕斯G10测角仪在环境室中进行。
体积为0.5μl的几个水滴分散在样品和水顶用于统计的薄膜表面不同点接触角。
利用相同的统计方式分析了薄膜老化对亲水性能的影响。
在衰老进程中，薄膜被存储在被UV辐射不透明的塑料盒中，通过这种方式，老化的影响只会有损薄膜的自然的亲水性能，不会对光诱导效应有任何影响。
光诱导超亲水性能的膜的水的接触角随UV光照射时刻的转变由一个100瓦的灯泡与黑色的光强度的21mW/cm2下提供评估（b-100ap，紫外线制品有限公司）。
应用365nm的滤波器使灯和样品之间的距离固定在5厘米。
1.3实验结果及讨论
复合薄膜的化学结构组成
图1显示了纯MS和CSTiO2薄膜的红外光谱。
在500℃热处置的MS的TiO2薄膜表现出两种分辨带在430和260cm-1，对应的横向光学（TO）的锐钛矿型振动模式（图1A）[22]。
110℃下热处置的CS膜在位于430和300cm-1具有两个较弱的且更普遍的分辨带，在430cm-1波段的高波数一侧有大的肩膀（如图1）。
430cm-1波段对应的模式是锐钛矿型的，而且在波谷和300cm-1第二频带对应的纵光学（LO）和组合的模式是锐钛矿型[14]。
以前的透射电子显微镜和XRD研究表明，110℃热处置CS膜是由已经存在于前驱体CS溶胶中直径约6纳米纳米晶体组成的，在500℃热处置MS薄膜由热生长直径约为35nm的纳米晶体组成。
尺寸效应解释了IR特征不同如图a和C[14，15]。
由500℃热处置CS膜（图1b）知，高波数宽敞的波峰消失，锐钛矿型带明显锐化和相较在110℃热处置的薄膜增加了强度。
这些特征表明一个结构有序和微晶尺寸的增加[14，15],因此，咱们在过去的研究中，在高温热处置的CS溶胶的TiO2薄膜经历了一个热激活的晶体生长，原子在晶界处发生了扩散，而在500℃热处置产生的晶粒的直径约15nm[15]。
图1红外光谱
（一）500℃在热处置纯MS的TiO2薄膜，和
（一）500℃和（C）110℃
热处置纯CSTiO2薄膜
一个经500℃热处置的纯SiO2薄膜的红外光谱具有典型的LO和TO二氧化硅的振动模式（如图2a）。
位于460，815和1080cm–1和位于1200cm–1波谷左右的四个分辨带别离呈现出振动TO1模式，对称伸缩振动TO2模式和非对称伸缩振动TO3模式，而且SiO2中intertetrahedral氧原子呈现LO3模式[如图17]。
在110℃热处置的SiO2膜具有相似的红外光谱特征（如图2b）。
另外，在LO3/3条分辨带上出现一些较弱的肩峰，同时在950cm-1出现一个新的集中带和TO2带发生细微的转变。
以前的反褶积的研究使咱们了解到残留的Si–OR烷氧基和Si—OH羟基[17]的特征，这表明水解和缩聚反映不全数是在低温热处置的SiO2薄膜上进行的。
由于在500℃热处置膜的频谱分辨带和肩峰的特征是观察不到的。
能够得出结论，只要温度足够高就增进全热解释放残余的烷氧基和羟基，这与以往的研究[17]结论相同。
在500℃热处置的MS复合膜红外光谱表现出典型的SiO2网络波段。
（如图3a）。
在复合膜中分辨带强度不断减少持续下降的SiO2相对量。
因为SiO2摩尔分数为20%，所以也能够观察到锐钛矿相带（如图3b）。
但是，相较于纯的TiO2MS薄膜的宽度在500℃热处置MS混合膜出现的锐钛矿条纹很微弱（图1a），这表明有较低的结晶度和/或较小的二氧化钛晶体[14]的存在。
对于一个SiO2摩尔分数为40%或以上的复合膜来讲，锐钛矿型带是被位于500cm-1和250cm-1之间的一个与二氧化硅的TO1模式重叠的大单波段替换（图3b）。
那个宽带表明薄膜是由无定形二氧化钛[14,15]组成。
降低TiO2的含量使宽带强度下降，在SiO2摩尔分数为80%的复合膜上只能观察到二氧化硅的TO1模式。
因此，红外光谱数据表明，MS混合薄膜硅组分存在会阻碍结晶的二氧化钛晶体的生长。
这可能与SiO2网络上的稀释作用有关[3，10]。
由于钛物种之间的接触和TiO2颗粒晶体生长是受到SiO2和有序结构的抑制作用[图3a]红外光谱表明在950cm-1左右有一个分辨带，当减小SiO2含量其强度减小。
但是，500℃热处置的纯SiO2薄膜观察不到那个分辨带（如图2a）。
因此，它不能作为图2b中硅烷氧基和羟基存在的证据。
在SiO2—TiO2复合物的光谱中能够常常观察到如此的分辨带。
它描述了Si–O–Ti键的红外吸收[23，24]。
通常情形下，室温下溶胶凝胶法沉积而成的SiO2–TiO2干凝胶薄膜中会存在Si–O–Ti聚合物链网络，其中阳离子Si4+和Ti4+不适宜的以分子尺度散布。
约在950cm–1网络上的Si–O–Ti分辨带会产生红外吸收。
经高温处置，通过Si–O–Ti键的断裂和分离富Si和Ti富集区的形成使SiO2–TiO2相发生分离。
Ti–O–Ti单元组成的富Ti区能够反过来增进TiO2晶粒的形成和结晶。
较高东风热处置温度或增大Ti含量[25–27]会使相分离和TiO2的结晶更易发生。
图3a和b的红外光谱表明，SiO2的摩尔分数为40%或更高的MS薄膜经500℃热处置会发生部份相分离
这与以前的研究结果[25]一致。
形成的Ti–O–Ti单元分散在SiO2网络中，这些单元会影响随后的TiO2晶粒的生长和结晶。
因此由Ti–O–Ti单元组成的SiO2网络的复合膜是无定形的，其中大量的Ti4+阳离子仍然集中在其初始Si–O–Ti聚合物链结构中。
应该指出，相较于纯SiO2薄膜的光谱（图2a），MS混合薄膜TO3模式的SiO2带移向低波数（Fig.3a），这可能与Si–O–Ti带的一部份重叠有关。
图2（a）500℃和（b）110℃热处置的纯SiO2红外光谱
图3500℃热处置不同浓度SiO2MS混合膜不同浓度的红外光谱
内容：
（a）高波数范围，（b）低波数范围
500℃热处置CS复合膜的红外光谱表现出典型的SiO2网络波段（图4a，底部）。
另外，倘使复合膜中TiO2的浓度足以用于红外灵敏度测试，能够从任意一种SiO2–TiO2混合组合物中观察到锐钛矿型微晶分辨带，（图4b，底部）。
当降低二氧化钛的相对量，锐钛矿相带的强度降低，因此二氧化硅TO1振动模式成为主导。
从CS膜分析咱们明白，在任何TiO2—SiO2组成CS复合膜中的的锐钛矿型微晶的存在不依赖于热活化相分离。
它与TiO2CS膜的沉积条件有关。
500℃热处置CS复合膜上观察到的锐钛矿型带位置和广度（图4b，底部）表明，锐钛矿晶粒比在500℃热处置的纯CS或MS的TiO2薄膜小得多（图1a，b）。
实际上，经500℃热处置SiO2的摩尔分数为20%CS膜的锐钛矿分辨带与经110℃热处置的纯CSTiO2薄膜上观察到的由6纳米的微晶组成锐钛矿分辨带相类似（图1.c）。
这一观察结果表明，位于SiO2网络上稀释的TiO2晶体会抑制CS复合膜上热激活长大的锐钛矿型微晶。
MS复合膜与之相反，在950cm–1的Si–O–Ti分辨带不能存在于CS复合膜上，而TO3模式的SiO2分辨带在增大TiO2含量时可能移向低波数（图4a，底部）。
这种转变不可能由Si–O—Ti带重叠造成，所以这可能是一个化学改性的二氧化硅网络。
而一个经500℃热处置的纯CSTiO2薄膜的频谱表现出更强烈的锐钛矿频段（图1b）比110℃热处置的CSTiO2薄膜更强烈（图1.c），这说明锐钛矿晶粒在500℃开始热生长，在110和500℃热处置的复合CS膜的红外光谱比较类似（图4b，顶部和底部）。
这种相似性表明，在复合CS膜中的SiO2组分的存在会抑制TiO2晶粒在500℃的生长。
SiO2的振动模式，110℃热处置的CS膜的红外光谱（图4a，顶）SiO2的振动模式，110℃热处置的CS复合膜的红外光谱均表现出在相同温度下受热的纯SiO2薄的膜硅烷氧基和羟基特性（图1b）。
专门是，烷氧基/羟基频带在950cm–1左右的富SiO2薄膜能够观察到烷氧基/羟基频带。
但是，相较于MS混合膜的光谱（Fig.3a），那个频带很弱。
另外，图.2b和4a表明，与在500℃热处置观察到的MS薄膜相反，那个频带没有明显随TiO2的摩尔分数含量从0%至20%增加而增大强度。
因此，能够推断那个频带不能证明的Si–O–Ti聚合物键的不存在，相反能够证明这种频带不存在于CS混合膜中。
图4a（上）也表明，与在500℃热处置的MS和CS混合膜相反，当增加TiO2用量时经110℃热处置的CS膜并无显示任何向TO3SiO2带转变的明显标志。
对在500热处置的薄膜进行了X射线衍射测试。
锐钛矿的（101）反射清楚地证明，MS和CS膜的范围内的SiO2摩尔分数别离为（0–20%）和（0–40%）（如图5）。
随着SiO2含量的增加反射强度降低。
这一下降第一致使在TiO2含量的相应减少。
对MS混合膜来讲，这种减少也证明了FTIR数据，表明SiO2含量的增加会阻碍的SiO2–TiO2相分离和TiO2的结晶。
因此，在SiO2的摩尔分数为40%或更高的MS薄膜上观察不到锐钛矿反射。
对CS混合膜来讲，当SiO2的摩尔分数为60%或更高时锐钛矿型反射均低于XRD灵敏度。
但是，由于CS膜是由TiO2CS沉积而成，所以能够推断晶粒中存在高含量的SiO2。
插图5还表明，强度下降的（101）锐钛矿型反射伴随着一个明显的峰值增大，它描画了SiO2含量增大时一个晶粒尺寸的减少。
按照Scherrer公式可知，TiO2晶粒尺寸是由（101）锐钛矿反射全宽最大值的一半（FWHM）决定的（图5）。
当SiO2的摩尔分数由0%增加到20%时，MS薄膜上的晶粒尺寸由35nm下降到8nm，SiO2含量更大时能够进行无尺寸测量。
对经500℃热处置的CS膜来讲，当SiO2得摩尔分数增大到10%时晶粒尺寸由15nm降到6nm。
SiO2含量更大时晶粒尺寸没有明显的转变。
让咱们回忆一下，110℃热处置的纯TiO2CS薄膜上的晶粒尺寸与6nm相当。
。
这一观察结果证明了CS混合膜上的红外光谱的数据，含量超级小的SiO2就足够抑制TiO2晶粒的热诱导的生长，其大小依旧与煅烧前相同。
整体来讲，FTIR和XRD数据表明，当SiO2浓度增大时会使500℃热处置MS混合膜的结晶度降低。
当SiO2得摩尔分数为40%或更高时能够取得非晶薄膜。
这些非晶薄膜是由Si和Ti丰硕地域Si–O–Ti聚合物链彼此连接。
相较之下，虽然TiO2晶粒会随SiO2的摩尔分数达到10%而减小但只要TiO2含量足够用于FTIR和XRD检测而且没有Si–O–Ti聚合物链，CS混合薄膜的结晶仍然是良好的。
1.4分析MS和CS混合膜的Si–O–Ti环境
为更好的研究TiO2—SiO2混合薄膜的表面化学状态利用X-射线光电子进行能谱分析。
Ti2p反褶积的光谱表明，纯TiO2薄膜和混合TiO2–SiO2薄膜（未示出在这里）的阳离子Ti3+的奉献能够被轻忽。
通过10%洛伦兹和高斯函数估量500℃热处置的纯TiO2和SiO2薄膜上Ti–O（或Si–O）,O–H,和C–O构件的相对奉献度使（如图6）纯净复合膜的O1s光谱被反褶积。
对每一个组分修正后的FWHM常数1.5+/–0.1eV进行反褶积。
由于TiO2和SiO2薄膜上C–O组分的相对强度是超级弱的（小于2%），它没有在图6显示出。
那个数字表明，纯TiO2和SiO2薄膜的O1s的光谱必需由位于529.9（如图6a）和533.2eV（如图6b）的主要组分组成，这可能别离由Ti–O和Si–O的结合能决定的[18，20]。
位于更高的能带上的次要组分能够用光普表示出，这可能是因为Si和Ti离子与以O–H集团的联系有关。
SiO2膜（32%）上的O–H组分的相对强度比二氧化钛薄膜（12%）更大。
红外光谱证明膜的大部份区域没有羟基，能够得出XPS数据只中伤存在于表面的OH基团。
SiO2膜上大量的表面OH基团说明二氧化硅表面比二氧化钛更具亲水性。
图7是500℃热处置SiO2摩尔分数为40%MS和CS混合膜的O1s光谱。
图6中相较于O1s峰的光谱反褶积。
因为多峰反褶积是推测出来的，所以图6中的O–H组分没有考虑。
图7中反褶积光谱仅依赖图6中无反褶积峰，例如，别离对1.5±0.1和1.9±0.1eV固定不变的FWHM的Ti–O和Si–O组分进行反褶积。
图7显示，对于MS和CS混合膜，反褶积光谱别离是由位于530.5+/–0.1eV和532.3+/–0.1eV的Ti–O和Si–O的两个主要峰组成。
尤其需要注意的是当复合膜沉积2周后（没有列出），类似的分解谱会出现老化，这可能验证分解进程的靠得住性。
图6500℃热处置（a）纯SiO2薄膜及（b）纯TiO2薄膜的O1sXPS谱
图7500℃热处置SiO2摩尔分数为40%（a）MS混合膜和（b）CS混合膜的o1sXPS谱
但是，相对于纯硅薄膜，复合膜的Si–O和Ti–O峰别离向较低和较高能带位移约1eV和0.5eV。
一些文章利用XPS分析研究了TiO2—SiO2界面系统的这种位移转变[18，20，21]，即在SiO2（TiO2）主体上用电负性较小（大）和极性较大（小）的Ti（Si）代替Si（Ti）原子。
另外，对于MS的混合薄膜来讲，O1s谱反褶积的优化需要考虑位于在Si–O和Ti–O峰之间（如图.7a）531.7eV处的三分之一组分。
CS谱反褶积的第三个组分不是必要的（如图.7b）。
其他文献中提到的SiO2–TiO2双星系统中存在的中介O1s峰是因为混合Si–O–Ti[19，23]环境存在氧的结合能的缘故。
由MS（CS）混合膜FTIR图可知有（无）这一中介峰明显与Si–O–Ti聚合物链存在（缺席）有关。
一方面，XPS数据证明了FTIR数据表明的MS混合膜部份是由Si–O–Ti聚合物链组成，这些链不存在于CS混合薄膜中。
另一方面，由XPS证明的这种转变表明，在500℃热处置取得的复合膜中必然量的Si4+（Ti4+）阳离子可能被纳入一个TiO2（SiO2）环境。
这些意见讨论如下：
前面已经提到的MS混合薄膜最初由Si–O–Ti聚合物链组成，热处置后，部份相分离产生的富硅（SiO2网络）和富钛（Ti–O–Ti单位）地域，而Si–O–Ti残余链仍能维持。
950cm–1处的红外波段和531.7eV的XPS峰给SiO2摩尔分数为40%经500℃热处置的MS薄膜的Si–O–Ti剩余链提供了证据。
另外，由于不完全相分离，一些Si4+（Ti4+）间的阳离子可在局部维持形成富Ti（Si）区，这就解释了图7aXPS出现的转变。
据报导，位于Si–O–Ti上的Si4+和Ti4+的阳离子是原来的4倍，残留在局部的富TiO2（SiO2）区的Si4+（Ti4+）阳离子大体上为原来的4倍[18，24，27，28]。
在CS混合系统的情形中，复合膜是由锐钛矿型TiO2晶粒预沉积形成的。
因此，所沉积的薄膜是由无Si–O–Ti聚合物链专门好分离的SiO2和TiO2区域组成。
在足够高的温度热处置期间，Ti4+（Si4+）阳离子可能通过固相界面扩散进程进入二氧化硅（二氧化钛）。
这一进程将产生富Ti4+（Si4+）离子SiO2（TiO2）网络的界面区域，这就可以够说明图7b中的的O1s峰的转变。
在SiO2–TiO2界面复合系统的情形下，Tanabeetal.提出了一种模型[29]再近来发表的文章中常常被引用[6，7，12]，假定Si4+离子进入TiO2主机SiO2为原来的4倍产生间隙SiO4单元，而Ti4+阳离子进入SiO2主机TiO2为原来的6倍产生间隙TiO6单元。
应该指出，与XPS谱相反，FTIR光谱似乎对SiO2（TiO2）主机上替代的Ti4+（Si4+）阳离子有微弱的敏感性。
但是，需要强调两个特点。
一方面，由于在500℃热处置的CS复合膜中SiO2TO3振动模式的转变与的Si–O–Ti红外波段的重叠无关，它可能描述的为SiO2网络内插入的TiO2。
因为110℃热处置的CS混合膜没有观察到如此的转变所以推测可能是由于温度不够高增进了扩散。
另一方面，降低结晶度和/或TiO2晶粒尺寸的混
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