人造金刚石合成中黑色低磁金刚石的研究

 通过对合成金刚石的原材料和合成产物——石墨、Ni₇₀Mn₂₅Co₅触媒、普通人造金刚石、黑色人造金刚石、NiMnCoC熔体的磁化率测试,以及对黑色人造金刚石和普通人造金刚石破碎断面扫描电镜的对比分析,认为黑色人造金刚石形成低磁性的原因是由于合成过程中温度偏高、压力偏低,生长的金刚石质量差、裂纹多。晶体内夹杂了很多石墨与触媒包裹体,同时金刚石表面与金刚石晶体内的触媒包裹体之间形成贯穿性的裂纹。在金刚石化学提纯处理过程中,金刚石晶体内的铁磁性触媒包裹体杂质被通过裂纹进入的酸除去。因而在检测金刚石磁性时,黑色金刚石的磁性很小,呈弱磁性。     

拉丝成品模用生长型多晶金刚石

天然多晶金刚石极其稀少,而人造大颗粒单晶金刚石的制备又很困难.这样,研制人造多晶金刚石就成为人们研制大颗粒人造金刚石的重要途径.与制备人造大颗粒单晶金刚石比较,人造多晶金刚石的制作工艺简单,易于成型,成本低.目前,在超高压、高温下研制人造多晶金刚石有两种方法:一种是由石墨加金属触媒合成出金刚石微粉,再由金刚石微粉加金属粘结剂烧结成多晶金刚石块.这种方法称为烧结法;另一种是石墨在触媒金属的作用下,一次快速生长成多晶金刚石,这种方法称为生长法.从表面上看生长法不需要经过两次高温、高压过程.但由于需要完成由石墨到金刚…     

D-D结合型金刚石聚晶的高压合成研究

 为了探索功能金刚石聚晶的高压合成，使其具有优异的透红外和散热性能，我们采取了提高合成压力、温度和尽量减少结合剂的办法进行试验。首先探索如何使合成的金刚石聚晶具有D-D型结合，然后尽量减少结合剂，以合成出高密度的D-D型金刚石聚晶。为了尽量减少结合剂含量，不用粉末混合法，而是分别采用7~14 μm和63~80 μm粒度的金刚石为原料，与纯Ni或Ni₇₀Mn₂₅Co₅合金为基底积层组装，通过高温高压下触媒金属向金刚石晶粒间渗透进行烧结生长。在6.3 GPa的压力和1 440~1 650 ℃的不同温度下分别保持3~40 min。所得到的金刚石聚晶在触媒金属渗透得充分的区域形成了D-D结合型结构，而没有发现碳化物生成及金刚石表面石墨化等现象。     

纯铁触媒合成磨料级金刚石及表征

本文报道了高温高压下纯铁触媒与石墨体系合成磨料级金刚石的过程,并给出了P-T相图.在此基础上,通过调整工艺参数,控制再结晶石墨量与金刚石生长速度,合成出无色透明的金刚石样品,解决了纯铁触媒合成的金刚石透明度较差及包裹体较多的问题.采用穆斯堡尔谱仪和傅里叶红外光谱仪等测试手段,对金刚石样品内部包裹体以及氮元素含量进行了表征,在揭示包裹体形成机理的基础上提出了减少包裹体的方法,同时阐明了纯铁触媒合成的金刚石样品颜色变浅的原因. 关键词： 铁触媒 金刚石 生长速度 高温高压     

硼掺入量对含硼金刚石单晶热稳定性的影响

 在铁基触媒原材料中添加不同含量的六方氮化硼,采用粉末冶金方法制备片状触媒,在六面顶压机上合成出含硼金刚石单晶。用体视显微镜对金刚石单晶的结构、形貌进行观察,并用电子探针（EPMA）和波谱仪（WDS）分析了金刚石（111）晶面的硼含量,发现金刚石表面有硼元素存在,且其含量随着触媒中掺硼量的增加而变化。在测定了含硼金刚石单晶的静压强度的基础上,采用冲击韧性测定仪和差热分析仪对不同掺硼量触媒合成出的金刚石单晶在空气中的热稳定性进行了系统的对比研究。结果表明,触媒掺硼量对金刚石的机械强度和热稳定性有重要影响,随着掺硼量的变化,其机械强度和热稳定性均存在一个最佳值。     

人造金刚石晶体生长机制的探讨

自然界中常见到的碳可分为金刚石晶型碳(如立方和六方金刚石)和非金刚石晶型碳(如石墨和无定形碳)等两种.人造金刚石就是通过外界条件如压力、温度等的变化,使非金刚石晶型碳转变成金刚石晶型碳. 人造金刚石的具体方法多达十余种,按晶体生长的特点可归纳为直接法、熔剂-触媒法和外延法等三种1).前两种方法是在金刚石稳定区实现的,后一种方法是在金刚石亚稳区进行的.图l[1,2]表示碳的P-T相图和三种方法人造金刚石的实验范围. 人造金刚石在实验室获得成功的可靠报导[3],至今已有十七年的历史,磨料级人造金刚石早已投入生产,优质大颗粒(多晶体…     

八面体硼皮金刚石的形成于耐热性能的实验研究

 本文采用低能离子注入方法，在2 000、5 000、7 000和8 500 V四种不同的高压电场中进行了八面体硼（B）皮金刚石的离子注入实验，并与同一批未注入B的金刚石进行了XPS测试和热失重分析的对比实验。XPS测试结果证明了注B金刚石表面已形成B皮；热分析（TGA）实验表明了八面体B皮金刚石的耐热起始氧化温度T（onset）均超过1 000 ℃平均达1 027 ℃。结果表明：金刚石{111}晶面的B皮抗氧化性能最好，并与离子注入深度无关。     

人造金刚石生长速率的探讨

《在有金属或合金参与下人造金刚石形成机理的探讨》[1]一文中,阐述了非金刚石型碳转变成金刚石的历程──在有金属或合金作用下金刚石成核和长大的本质.本文着重探讨人造金刚石晶体的生长速率问题.所用碳素材料为石墨. 人造金刚石成核后的长大过程是一个复杂的过程,可以视为在各向异性的基体上在最有利的条件下所发生的个别过程的总和. 我们在用Ni-MnB合金作催溶剂的试验研究中,测量了合成条件下金刚石晶体的尺寸,通过图解,计算出了在这一条件下石墨转变成金刚石的活化能和活化体积,并且确定了金刚石生长速率与压力、温度的关系. 试验分…     

超临界流体触媒作用下石墨-金刚石转变

 研究了超临界流体CO₂在石墨-金刚石转变中的触媒作用。实验中，采用Ag₂O作为流体触媒的先驱材料，在7.7 GPa压力下，Ag₂O在1 200 ℃分解成Ag和O₂，O₂与石墨套管在高温高压下反应形成CO₂超临界流体。研究结果表明，在7.7 GPa和1 500 ℃以上温度条件下，石墨在CO₂流体触媒的作用下可转变为金刚石晶体，在1 500～1 700 ℃温度范围内合成出的金刚石具有完好的八面体形貌，与天然金刚石的生长特征非常相似。     

高能氮离子注入人造金刚石的热稳定性

 叙述了在GLZ-100E工业离子注入机上采用20~60 keV氮离子及氮分子离子注入人造金刚石晶体的实验研究。XPS分析表明，注入离子在人造金刚石颗粒表面形成了一层较为稳定的含氮混合物层。高温差热分析（DTA）的实验表明，经氮离子束处理的金刚石，其氧化起始温度T（onset）由原来的730 ℃左右提高到800 ℃以上，且随着氮注入剂量的增加而增加，氧化速度也随之变缓；差热分析还表明，随着温度的升高，金刚石首先转化为石墨（DTA曲线上表现为吸热），然后氧化燃烧生成CO₂（放热），而注入离子能量的增加，氧化温度的提高幅度略有下降。离子注入还使其高温石墨化性能显著改善。     

高压熔渗生长法制备金刚石聚晶中碳的转化机制研究

在6 GPa和1500 ℃的压力和温度范围内, 利用高压熔渗生长法制备了纯金刚石聚晶, 深入研究了高温高压下金刚石聚晶生长过程中碳的转化机制. 利用光学显微镜、X-射线衍射、场发射扫描电子显微镜检测, 发现在熔渗过程中金刚石层出现了石墨化现象, 在烧结过程中金刚石颗粒表面形貌发生了变化. 根据实验现象分析, 在制备过程中存在三种碳的转化机制: 1)金属熔渗阶段金刚石颗粒表面石墨化产生石墨; 2)产生的石墨在烧结阶段很快转变为填充空隙的金刚石碳; 3)金刚石直接溶解在金属溶液中, 以金刚石形式在颗粒间析出, 填充空隙. 本文研究碳的转化机制为在高温高压金属溶剂法合成金刚石的条件下(6 GPa和1500 ℃的压力和温度范围内)工业批量化制备无添加剂、无空隙的纯金刚石聚晶提供了重要的理论指导.     

铜合金薄膜高温行为的电子显微镜观察

本文研究了在碳基上的铜合金蒸发薄膜的高温行为。用TEM和HVEM的加热台进行了观察并录像。Cu,Cu-Ti和Cu-Sn-Ti薄膜在分别加热到约640,700,750℃时,晶粒的衍射衬度开始迅速变化。在分别加热到约660,750,800℃时薄膜中空洞迅速扩展,最后形成孤立的小岛。扫描电子显微镜下观察到在石墨和金刚石基底上的薄膜加热到750—850℃时产生球化。在金刚石(100)和(111)面球化的不同形貌可以认为是由于浸润性的不同。用不同曲率下表面扩散的模型对薄膜中空洞的扩展速率进行了计算,得到与实验值数量级一致的结果。 关键词：     

压力、温度以及时间对金刚石烧结体性能的影响

 采用熔渗法研究了烧结压力、烧结温度以及烧结时间对金属添加剂金刚石烧结体性能的影响;在1 400 ℃、5.8 GPa、12 min的烧结条件下,烧结出磨耗比为285×10³、金刚石颗粒未出现异常长大的金刚石烧结体;分析了烧结方法对烧结效果的影响。     

Fe-Ga二元系平衡图

本文主要从X射线的研究,并配合差热分析,测定了1000℃以下的Fe-Ga二元系平衡图。这一系统在室温存在着三个居间相ε,χ和Ψ。ε相是有序面心立方结构,相当于理想化合式Fe₃Ga,相区范围很窄。在550℃上下,这个相转变为另一相ξ,这是在高温从Ga在Fe中的固溶体直接分出来的,这个高温相的结构尚未测定。χ相的均匀范围较大,在室温从55at.％Ga延伸到60at.％Ga,结构似乎非常复杂,可能的化合式是Fe₄Ga₅,Fe₃Ga₄或Fe₂Ga₃,这是在960℃上下由包晶反应形成的。Ψ相由另一包晶反应形成,反应温度为820℃,Ψ相属四方晶系,在20℃,α=6.2628?,c=6.5559?,空间群为D_4h¹⁴-P4₂/mnm,晶包内含四个化合式量FeGa₃。没有观察到Fe在Ga中有任何固溶度。从FeGa₃到Ga,存在着一条共晶等温线,共晶点非常接近纯Ga,在约590℃,存在着一条共析等温线,共析点在50at.％Ga左右,在这里Ga在Fe中的固溶体同时分解成ξ和χ。这个系统中最值得注意的是Ga在Fe中的原生固溶体。在室温的固溶度是15.2at.％,它随温度而逐渐递增,在700℃以上,则突增到约50at.％,在625℃以下的结构是体心立方体,在相图中用α代表。但在625℃以上,这个相又转变为两个不同的结构,并且各占据着一定的相域,在相图中各用α₁和α₂代表。α₁和α₂的结构尚未经测定,最可能是从α结构导生的、由基本单胞依照一定规律堆垜起来而产生的原子的重新排列或空位缺陷。     

合成金刚石中金属Ni结构形态的扩展X射线吸收谱研究

用荧光扩展X射线吸收谱(EXAFS)方法测量了人工合成金刚石中金属熔媒Ni的结构形态。Ni呈现出面心立方结构,与纯金属Ni相似。从Ni原子周围C原子的配位和Ni-Ni原子间距的增大,说明有C原子溶解于Ni中,估算出的溶解度为9at%,大大超过常压下Ni中C原子的溶解度极限2.7at%。金刚石中Ni原子近邻配位数比纯金属状态Ni中小。这表明Ni以微粒形式分布于金刚石中,推算出这些微粒尺度约为20?。 关键词：     

温度对Ib型和IIa型金刚石大单晶(100)表面特征的影响

本文在5.6 GPa, 1250–1340 ℃的条件下, 利用温度梯度法, 以FeNiMnCo 合金为触媒, 沿籽晶的(100)晶面成功合成了不同晶形的优质Ib型和IIa型金刚石大单晶. 利用激光拉曼附件显微镜, 分别对上述不同温度下合成的两类金刚石样品上表面(100)面的中心区域及棱角区域进行观察分析. 研究发现, Ib型和IIa型金刚石大单晶(100)晶面上从中心到棱角处黑色纹路的分布逐渐变黑变密集; 另外, 随着金刚石合成温度的升高, Ib型金刚石大单晶(100)面上黑色纹路由稀疏逐渐变稠密, 而IIa型金刚石大单晶的黑色纹路较为稀疏; Ib型金刚石大单晶的形貌特征表现为从低温晶体的不规则分布过渡到中温、高温晶体的典型树枝状分布. IIa型金刚石大单晶(100)面特征随温度变化规律与Ib型的类似. 这两类金刚石大单晶表面特征的差异可能是由于IIa 型金刚石具有比Ib型更小的生长速度和更少的氮含量. 最后, 对两类塔状金刚石大单晶进行拉曼光谱测试分析, 结果表明IIa型金刚石大单晶的品质较Ib型金刚石大单晶好.     

从碳化硅和铁体系合成金刚石

 为了探明从SiC生成金刚石这一过程中触媒作用的机理，有必要调查SiC加不同金属在高压高温下的行为。在本工作中，以16重量比混合的SiC和铁粉经5.4~6.0 GPa的高压力和1 300~1 500 ℃的高温处理20 min后，样品的X射线衍射分析表明：所有实验条件下SiC都发生了分解，并分别生成了Fe₃Si和Fe₃C；温度越高，SiC分解得越彻底，在温度高于1 375 ℃的样品中，伴随Fe₃C减少，有金刚石和石墨明显析出。扫描电镜观察表明：6.0 GPa、1 500 ℃下所得的金刚石晶体具有完整的八面体晶形，平均粒度约50 μm。     

多次冲击石墨合成聚晶金刚石的实验研究

 利用高能炸药爆轰产物驱动金属飞片，碰撞“硬”回收包套以输入平面冲击波，在24~37 GPa的压力范围内，对纯石墨进行1~4次的冲击压缩实验，合成出了纯度很高、形貌良好的立方型聚晶金刚石。随着冲击次数的增加，金刚石的转化率和粒度有增大的趋势。但是，当金刚石粒度较大时（约100 μm以上），如果冲击温度较低（约1 000 K以下），同时冲击压力又较高（约20 GPa以上），金刚石颗粒就容易被冲击波破碎。     

掺杂立方氮化硼对金刚石聚晶致密化和显微结构的影响

 以小于0.5 μm的金刚石和氮化硼（以下简称cBN）微粉为原料,在6.0 GPa和1 450～1 480 ℃保温30 min的工艺条件下,成功地烧结出晶粒尺寸小于1 μm、以WC/Co硬质合金为衬底的金刚石聚晶。研究了cBN掺杂对金刚石基质密实化和显微结构的影响。研究表明,cBN可以有效地抑制金刚石异常长大。细晶而且致密的金刚石聚晶有优异的力学性能。