高温高压触媒法合成的金刚石单晶总是在石墨和金属触媒的交界处形核,并朝碳源充足的石墨源方向生长。不管采用铁基、镍基触媒还是片状、粉末状触媒,金刚石合成时的最主要特征是：金刚石形核后总是被一层30-50μm厚的金属膜所包裹,通过这层膜,石墨碳向金刚石表面扩散转移并最终被催化为金刚石结构。因此,这层膜是金刚石生长的碳源所在。高温高压在线检测是极端困难的,但可通过对合成块进行快速冷却,使得常温常压下的金属包膜可以最大限度地保留其在高温高压下的诸多信息。由于晶体的生长和消失都发生在金刚石/金属包膜界面上,故更为细致、微观地研究金刚石/包膜界面将非常有助于揭示金刚石的生长机理。本文利用粉末冶金法制备出Fe-Ni-C系铁基触媒片,以石墨为最初碳源,进行高温高压条件(5.5GPa、1623K)下金刚石单晶的合成实验。利用扫描电子显微镜(SEM)、场发射扫描电子显微镜(FESEM)、能谱分析仪(EDS)、X射线衍射仪(XRD)、高分辨(HRTEM)、场发射透射电镜(FETEM)等表征手段,系统表征和分析了金刚石/铁基金属包膜界面包膜一侧的显微形貌、原子成分、物相结构等,确定了对高温高压下金刚石生长产生作用的铁基金属包膜物相。为了更微观表征这些物相所含元素(碳、铁等)的电子结构信息,寻找金刚石生长过程中的催化机理,利用电子能量损失谱(EELS),从包膜界面到界面深处,研究碳原子sp2键向sp3键的变化状况、铁3d电子的变化规律以及与碳原子外层电子的络合情况。此外,还结合热力学理论,解释上述触媒物相在其中的变化过程,探讨其在金刚石合成中的作用和机理。对铁基金属包膜(100)界面进行了FESEM观察,结果发现界面存在长宽均不足1OOnm的四方柱状凸起结构,结合SUPRA55和SU—70型场发射扫描电镜配置的EDS能谱仪分别对包膜界面四方凸起结构、棱锥状凸起结构聚集区进行原子构成的点分析。结果发现：四方体凸起结构与棱锥状凸起结构聚集区都含有铁、镍、碳元素。利用XRD对金刚石／包膜界面做了全谱分析,发现界面上由三种物相y-(Fe,Ni)、Fe3C和(Fe,Ni)23C6组成。从XRD峰强可知界面上存在着大量的y-(Fe,Ni)相,而界面上的富碳相是Fe3C,并不存在石墨和金刚石结构。为了对金刚石生长机理做进一步的分析和推理,选用能量分辨率小于2nm的FETEM观察包膜内(由包膜界面向包膜深处延伸)的物相变化情况,观察位置为：包膜界面及包膜内层(分别距包膜界面2μm,4μm和6μmm深度)共四个层面。结果发现在包膜界面及距界面2μm处的物相为γ-(Fe,Ni)、Fe3C,距界面4μm和6μm处为γ-(Fe,Ni)、Fe3C以及石墨。由于包膜界面与金刚石单晶直接接触,其界面上的物相是对金刚石生长产生作用的最直接部分。因此,可以得出的结论是：在界面一定深处(如4μm和6μm处),石墨并不能直接被催化成金刚石结构,而是在金刚石/包膜界面处,碳原子通过Fe3C析出形式变成金刚石结构。因此,在包膜界面上Fe3C的发现,石墨的消失足以说明金刚石的生长的碳源相是Fe3C而非石墨。在上述基础上,选用能量分辨率小于2nm的FETEM,结合场发射附带的EELS对碳、铁原子的电子结构进行了表征。结果发现：从包膜界面到包膜内层,C-sp3含量从78.15%增加到87.33%,EELS谱峰和峰强上可以清晰的看出在包膜不同深度处碳原子的电子构型已经发生了明显变化；从包膜界面到包膜内层,铁的3d电子占有率从5.64减小到4.54电子/原子。根据价键理论,Fe3C的形成应使铁原子3d电子占有率增大,而实际则相反。这是因为大量存在的γ-(Fe,Ni)的3d未成对电子与Fe3C相互作用,使Fe3C中的碳原子转变成类Sp3结构并在包膜界面上分离出来,使金刚石长大,最终也导致了界面处γ-(Fe,Ni)的3d电子占有率下降。故有理由认为高温高压铁基金属触媒合成金刚石的催化机理是：催化相γ-(Fe,Ni)利用外层的未成对的3d电子催化或改变碳原子的电子构型,使得Fe3C中的碳原子从sp2态逐渐向sp3态转化,最终在界面上形成金刚石。考虑金刚石的高温高压合成条件,对金属触媒物相向金刚石结构转变的热力学过程进行了计算。发现Fe3C、Mn3C、Ni3C和石墨向金刚石转变的自由能变化均为负值,均能形成金刚石。但由于石墨与金刚石间能量势垒的存在,导致在金刚石合成的温度和压力范围内石墨难以直接转变为金刚石,而Me3C型碳化物向金刚石转变的自由能变化比石墨向金刚石相变的自由能变化更负。因此,从热力学角度可以得出Fe3C、Mn3C、Ni3C中的碳比石墨中的碳更易于转变为金刚石,即高温高压下金刚石生长的碳源只能是Me3C型碳化物,而不是石墨。说明Fe3C更易转变!