CN88103598A - 合成大尺寸金刚石的方法 - Google Patents

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Abstract

一种借助于温度梯度法合成直径等于或大于8mm的大尺寸金刚石的方法，包括以直径等于或大于3mm的晶种的(111)或(100)面作为生长面，在使晶体开始生长之前，先使所说生长面的整个表面在金刚石稳定区内进行溶解，然后用一个溶剂塞来进行晶体生长，该溶剂塞的中心部分高于其边缘部分，溶剂塞的一端为一平面或曲面，在此面上，溶剂塞与碳源在晶体生长期内保持接触，所说的晶体生长在这样的压力和温度条件下进行使所说的(111)面或(100)面的生长占优势。

Description

本发明涉及一种用温度梯度法合成大尺寸单晶金刚石的方法。
业已知道用温度梯度法合成金刚石的现有工艺是由通用电气公司首先创立的，如这里作为参考的美国专利4034066中所述。由于后来努力的结果有助于大规模生产〔日本专利申请（OPI）152214/84和210512/85〕，用这种方法合成的金刚石是能大批供应的，如散热片、高精度切削刀具及其他装配式产品。（这里用的术语“OPI”表示已公开但未审查的日本专利申请。）
温度梯度法的图解见图1。一个能产生超高压的容器（未示出）装有一个碳源（1）、一种溶剂（2）、一个晶种（3）和一个防晶种溶解层（4）。容器用一个加热器（5）加热，在碳源和晶种之间产生温差△T，用△T作为在晶种上外延生长单晶金刚石的驱动力。
合成金刚石的传统方法可生产最大2克拉（直径6mm）的单晶金刚石，但这种方法不能生产直径为8mm或更大的金刚石，这种金刚石用于二氧化碳激光窗口、红外线辐射窗口、医用解剖刀、内置换接合器（IC    bonders）等。此外，合成一个2克拉的金刚石至少需要两周的生长期，这样成本高且不适于实际应用。
传统的金刚石合成方法的这些缺点主要归结于下列两个原因：
ⅰ）如果试图由大晶种（≥3mm）合成大尺寸金刚石，就只能得到晶簇而得不到高质量的单晶。
ⅱ）如果晶体生长到2克拉或更大，就会促进晶体中的溶剂掺入（夹带），而不能得到所需要的高质量的单晶。
如果要想用传统方法避免这些问题，就必须由小晶种逐渐生长晶体，但生长周期就会大大加长，以致金刚石的合成成为一种高成本的方法。此外，当晶体尺寸超过2克拉时，会出现溶剂（如一种金属溶剂）的加速夹带，而阻碍批量合成令人满意的单晶金刚石。
因此，本发明的一个目的是提供一种合成大尺寸单晶金刚石的方法，这种方法没有上述现有技术的温度梯度法所存在的两个主要缺点。
本发明的其他目的和作用可由下面的描述看出。
本发明的上述目的可用温度梯度法，通过合成直径为8mm或更大的金刚石的方法来达到。在该方法中，用直径为3mm或更大的晶种的一个（111）面作为生长面，在晶体开始生长之前，整个生长表面先溶解在金刚石稳定区内，然后使用溶剂塞生长晶体。溶剂塞的中心部分的高度高于其边缘部分，溶剂塞的一端为平面或曲面，在此面上，溶剂塞与碳源在晶体生长期内保持接触，晶体生长在这样的压力和温度条件下进行使（111）面的生长占优势。
本发明的目的也可用温度梯度法通过合成直径为8mm或更大的金刚石的方法来达到。在该方法中，用直径为3mm或更大的晶种的一一个（100）面作为生长面，生长面暴露于金刚石稳定压力及比溶剂和碳的共晶点高20-60℃的温度下，在晶体开始生长之前，先溶解整个生长面，然后用溶剂塞生长晶体。溶剂塞的中心部分的高度高于其边缘部分，溶剂塞的一端为一平面或曲面，在此面上，溶剂塞与碳源在晶体生长期内保持接触，晶体生长在这样的压力和温度条件下进行使（100）面的生长占优势。
图1是用温度梯度法合成金刚石的现有技术方法的示意说明。
图2表示不同生长面的金刚石形成区的压力-温度图。
图3表示在现有技术的合成方法中，用晶种的一个（100）面作为生长面时，金刚石是如何开始生长的。
图4表示在现有技术的合成方法中，用晶种的一个（111）面作为生长面时，金刚石是如何开始生长的。
图5表示在现有技术的合成方法中出现的碳浓度分布图。它是用有限元法计算的。
图6表示在本发明的合成方法中出现的碳浓度分布图。它是用有限元法计算的。
图7是根据本发明的一个实施例对金刚石合成方法的示意说明。
图8是根据本发明的另一个实施例对金刚石合成方法的示意说明。
图9是根据本发明的又一个实施例对金刚石合成方法的示意说明。
为了解决现有技术中金刚石合成方法的上述问题，本发明人采用下列方法作为本发明的一种具体实施方案：
ⅰ）为了从大晶种生长高质量的单晶，在晶体由晶种长出之前，先溶解晶种表面。
ⅱ）为了合成2克拉或更大的、没有溶剂夹杂的金刚石。
a）用晶种的一个（111）面作为生长面，因此有最快生长速度的生长面垂直于碳扩散方向;以及
b）通过将溶剂塞的形状制成中心部分高于其边缘部分，最好中心部分高出边缘部分20-200%，或与碳源接触的面是球面来确保在生长面上的碳扩散浓度一致;或
c）晶种的一个（100）面作为生长面，并通过确保晶体在比溶剂和碳的共晶点高20-60℃的温度下生长，使有最快生长速度的生长面垂直于碳扩散方向，从而使（100）面的生长速度最大。
合成直径为8mm或更大的单晶金刚石的原有尝试有下列问题：
（A）生长周期很长（≥2周）;以及
（B）当生长的晶体超过6-7mm（2克拉）时，会出现金属溶剂的加速夹带，不能形成高质量的单晶。
使用大单晶种可有效地解决问题（A）。晶体的生长速度与其表面积成正比，因此在生长初期，晶体表面积很小，生长速度很慢。用直径1mm的单晶种，经过一星期晶体长到3mm，10天长到6mm，2星期长到8mm。因此，使用直径至少3mm的晶种可缩短生长周期一半以上。但是，如果试图用现有技术方法，直接从直径3mm或更大的晶种材料上生长出大尺寸单晶，将会在晶种上长出大量的小单晶。结果是形成有多个生长点的晶簇并且晶簇有大量被夹带的溶剂。这是因为在如图1所示的传统温度梯法中，插在溶剂塞（2）和晶种（3）之间的防溶解层（4）直到溶剂被碳过饱和后才消失，因而能防止晶种溶解。下面更详细地阐述这个问题：
（α）使用大单晶种需要宽的防溶解层，但该层不会均匀消失，这会引起溶剂和晶种在几个面上接触，在接触面上，许多晶体会以晶簇形式在晶种上生长。
（β）由于晶种接触有过饱和碳的溶剂，晶体会立该生长，晶种上的阶层、夹杂和晶体缺陷会增加溶剂夹带的机会。
本发明人已发现，可用下列措施（γ）有效地解决问题（α）和（β）。
（γ）先溶解晶种的表面以形成无阶层、无晶体缺陷或无夹杂颗粒的洁净生长面，溶剂中的碳浓度逐渐由不饱和经饱和增加到过饱和状态，从而允许在已溶解的晶种的整个表面上均匀生长晶体。
本发明人还发现，用下列两种方法之一能有效地实现措施（γ）：
（1）不用防溶解层，溶剂预先掺入碳，其浓度低于过饱和水平，当溶剂一开始熔化，晶种表面就溶解，通过来自图1（1）中所示碳源的碳扩散逐渐增加碳浓度，从而可生长出晶体。
在这种方法中，溶剂中预先含的碳浓度非常重要。本发明人已发现，在晶体生长条件下，碳浓度的上限是饱和水平的95%（重量），而下限为30%（重量）。如果超过上限，晶种表面不会大量溶解。如果低于下限，晶种会全部溶解在溶剂中。本发明人发现，为了保证晶体稳定生长起见，碳浓度最好是50-90%（重量）。
（2）用溶解调节层代替防溶解层。用合金层作为溶解调节层。该合金层基于一种或多种基体元素，这些基体元素选自Pd、Pt、Rh、Ir、Ru和Os，另外含有5-30%（重量）的Ni和/或Co。以上举列的基体元素适合本发明的目的，因为它们的溶点高且不形成碳化物。为了保证溶解调节层在低于溶剂熔化点的温度下不会熔化，基体元素必须有高的熔点。如果溶解调节层形成某种碳化物，碳化物也会在晶种表面上形成并可能出现晶核，这不利于本发明的目的。
如果溶解调节层只由基体金属组成，它只有在溶剂被碳过饱和后才会熔化，这就会出现与现有技术方法有关的问题。本发明人已发现，如果Ni和/或Co加到这些基体元素中，在溶剂中碳达到过饱和之前，溶解调节层就会均匀熔化，从而有助于达到本发明的目的。本发明人还发现，Ni或Co的最佳浓度是5-30%（重量）。如果Ni或Co的浓度低于5%（重量），会长出晶簇。超过30%（重量），晶种就会溶入溶剂。铁可以达到与Ni和Co相同的效果，但在合成应用的实际条件下，它常常带来形成碳化物的问题。
根据本发明，问题（B）通过下面详细描述的一种不同途径加以解决。
如果用图1所示的现有技术中的温度梯度法来生长单晶金刚石，会出现下述问题，即很难得到等于或大于2克拉的、不带金属溶剂的高质量单晶。
（α′）在晶体生长时，生长面的温度移向较热一端，在此端在生长面上发生从低指数面到高指数面的转变。在生长面上的这种转变增加了金属溶剂夹带的机会;
（β′）在现有技术方法中使用溶剂塞时，晶面上的碳浓度不一致，由此所产生的碳过饱和度的分布形成了不同的区域，有的区域晶体容易生长，而有的区域则不易生长。后者将容易掺入金属溶剂。
本发明人发现，用下述方法可有效地解决问题（α′）：
（1′）用晶种的一个（111）面作为生长面，晶体以最快生长面是（111）面的方式生长，（111）面与碳扩散方向垂直。
（2′）为了在晶体生长面上达到均匀的碳浓度，所用溶剂塞的形状是中心部分比边缘部分高20-200%，或者较热一端的部分为球形。
首先参考图2描述方法（1′）。图2表示在单晶合成中，生长面如何随使用的压力温度条件改变而改变。在该图中，（11）表示金刚石-石墨稳定边界线;（12）称为溶剂和碳的共晶线;（13）是一个（100）面的生长区;（14）是一个（110）面的生长区;（15）是一个（111）面的生长区。
如图2所示，当在晶种上的A点和B点上的晶体开始生长时，生长面逐渐移向较热一端，即A′点和B′点，生长面分别由（100）面变为（111）面，由（111）面变为（110）面，而这增加溶剂夹带的机会。因此，晶体生长必须总是发生在（111）上，如所示的从C点移向C′点那样。
同样重要的是晶种表面。参照图3，如果用晶种（21）的一个（100）面作为生长面，晶体生长如（22）所示。在这种情况下，从碳源（25）扩散到溶剂（24）中的碳过饱和度（沿（23）方向扩散）在生长晶体的尖端最高。因而，晶体在其中心部分生长迅速，而在边缘部分生长缓慢。生长速度的不同增加了溶剂夹带的机会。
如果用晶种（31）的一个（111）面作为生长面，晶体会出现如图4中（32）所示的生长。在这种情况下，生长面垂直于碳由碳源（35）向溶剂塞（34）扩散方向（33），在整个生长表面上碳过饱和度是一致的，因而能大大减少溶剂夹带的机会。
美国专利4034066的11栏41-54行阐述了优点是由于使用晶种的一个（100）面作为生长面而产生的。Mukizairyo    Kenkyusho    Hokoku（Report    of    Research    Institute    of    Inorganic    Materials，Japan）的第20卷第9页（1979）也报道了在金刚石合成中用晶种的一个（100）面作为生长面。因而在现有技术中通常用（100）面作为晶种的生长面。
本发明人已发现，用（111）面作为晶种的生长面比用在现有技术中主要使用的（100）面能得到更好的结果。但应注意，（100）面也可用作生长单晶的晶种生长面。在这种情况下，用（100）面作为生长面只能得到含有大量溶剂的、直径1-1.5mm的单晶。为了得到直径为8mm或更大的高质量单晶，需要用下述方法。
a）在晶体从晶种上生长之前，首先溶解晶种的表面。
b）溶剂塞的形状是中心部分比其边缘部分高20-200%，或者与碳源接触的面是球状的。
此外，当用（100）面作为生长面时，需要保证生长晶体（22）的最快生长面（100）面垂直于如图4所示的碳扩散方向。本发明人已发现，为满足此要求，晶体生长必须控制在高于溶剂和碳的共晶点20-60℃的温度下进行。本发明人还发现，晶体生长时，由于最快生长面移向较热一端，用最快生长面总是处于上面限定的温度范围内的方法，就能更有效地逐渐降低整个反应系统的温度。
方法（2′）描述如下。用于现有技术的金刚石合成方法的溶剂的形状象图1中（2）所示的圆柱塞。这引起溶剂中的碳浓度差，如如图5所示。在图5中，（41）是碳源，（42）是溶剂，（43）是晶种，而（44）是确定有相同碳浓度区的等值线。中心区A比边缘区B的碳浓度高，所以如果让晶体如图4所示那样生长，用晶种（43）的一个（111）面作为生长面，中心部分A的碳过饱和度就低于边缘部分B的碳过饱和度，生长速度就降低，而增加生长晶体的中心部分的溶剂夹带的机会。晶体长得越大，中心部分与边缘部分之间的碳浓度差越大，因此，两部分的生长速度差越大。结果是如果生长尺寸超过2克拉（直径6-7mm），会加速金属溶剂的夹带。
为解决上述问题，本发明使用一个如图6所示的溶剂塞，它的中心部分A（高度＝H0）高于边缘部分B（高度＝H1）。在图6中，（51）表示碳源，（52）表示溶剂，（53）表示晶种，（54）表示碳浓度的等值线。图5和图6都表示用有限元法计算的碳浓度分布图。在每个图中，相同的等值线确定一个有相同碳浓度的区域。由于碳浓度分布图是相对于轴（即晶种的中心）对称的，因此，在图5和图6的断面图中只示出分布图的右半边。如图6清楚表示的那样，用于本发明的溶剂在晶种的中心部分A和边缘部分B之间基本没有碳浓度差。用本发明的方法成功地合成了直径为8mm或更大的、不夹带任何杂质的单晶金刚石。
本发明人还发现，当H0与H1之比（H0/H1）在1.2到3的范围内时，可有效地实现本发明的优点。如果H0/H1小于1.2，上述优点不能实现。如果H0/H1大于3，碳浓度梯度就相反，中心部分的浓度变得高于边缘部分的浓度。溶剂塞的形状不局限于图6所示的那样，用一个溶剂与碳源接触的面为球面的溶剂塞也能得到同样的结果。被规定为球面部分的面改用其他曲面或平面也可得到同样的结果。关于溶剂塞的形状，重要的是在晶体生长时，溶剂塞的形状有规定的H0/H1之比，而不是在合成开始前放入反应器中的溶剂塞的形状。
在本发明的最佳实施例中，通过结合下列改进措施，能合成直径为8mm或更大的、且与溶剂塞横截面形状相同的单晶金刚石。
（1″）所用的晶种直径至少为溶剂塞直径的1/4;以及
（2″）一个溶剂塞的一端呈截头圆锥形，溶剂塞在这一端与晶种接触，该晶种固定于截头圆锥体的圆形底面上，该圆形底面的面积要小于另一端的圆形底面，而截头圆锥体的侧壁与固定有晶种的圆形底面之间所形成的夹角被控制在5°至45°的范围内。
结合上述的（1″）和（2″）两个特征来设计的一个溶剂塞示意地示于图7中。在该图中，（61）是碳源，（62）是溶剂塞，（63）是溶剂塞下部的截头圆锥体，（64）是一个晶种，（65）或B是截头圆锥体的圆形底面（或者晶种面），而A是截头圆锥体侧壁与晶种面所形成的夹角。通过使晶种（64）的直径（R0）不小于溶剂塞直径（R1）的1/4，可使在晶体一直长大到其直径为R1时这段时间内，在生长的晶体中所夹带的金属溶剂量得以减少。即使金刚石的合成是以这样的一种方法来进行，也就是从C点至C′点（图2）的转变条件能够满足，诸如（113）这类高指数面有时还会产生。由于晶体长大和这类高指数面的消失，金属溶剂被夹带的机会将会增加。当R0/R1被控制在不小于1/4时，高指数面一直存在到晶体长大至尺寸R1时为止的可能性将会减小。
把截头圆截体的侧壁与圆形底面（或晶种面）所形成的夹角控制在5°至45°的范围内，也可以有效地减少金属溶剂的夹带，这种夹带可以发生在单晶的直径一直长大到金属溶剂的直径R1时这段时间内。在正在长大的晶种直径近似地等于R1时，这种对夹角的控制能特别有效地防止金属溶剂的夹带。
本发明人已经发现，即使以晶种的（100）面作为生长面，通过在高于金属溶剂与碳的共晶点20-60℃的温度下进行晶体生长时，也可以获得如上述的相同结果。
本发明之所以能达到其预定的优点，是根据如下所述的机理：
根据本发明的一个方面（上述的γ），在一个晶种生长成晶体之前先使该晶种的一个面溶解，这样就能使一个大晶种生长为一个高质量的单晶，并因此可以大大缩短生长周期。
根据本发明的另一方面，结合（1′）和（2′）的措施，把晶种的（111）面作为生长面并使溶剂塞具有这样的形状，即让它的中心部分高于边缘部分，这样就可以合成直径为8mm或更大的高质量单晶金刚石。
只要正确地控制晶体生长的温度条件，即使以晶种的（100）面作为生长面，也能合成直径为8mm或更大的高质量单晶金刚石。
假如根据本发明的原理，把多个反应器以一个处于另一个的顶上的方式堆叠起来，那么就可以同时合成许多大尺寸的金刚石。
为了进一步解释本发明，给出了下面的一些实施例，但是这些实施例绝不能作为一种限制。
实施例1
根据本发明，使用如图8所示形状的溶剂塞，在（111）面的生长占优势的金刚石稳定区内合成单晶金刚石，溶剂中碳量的变化列于表1。在图8中，（71）为碳源，（72）为溶剂，（73）为晶种。所得结果也列于表1。金属溶剂是Fe-50%Ni。合成时的压力和温度条件分别是5.8×109帕和1400℃。金刚石的合成在144小时内完成。所使用的晶种直径为3mm并以（111）面作为生长面。
如表1所示，当加到金属溶剂中的碳量为饱和浓度的50-90%（重量）时获得最佳的结果。使用后面实施例4所列举的其他种类的溶剂进行相同试验时也获得同样的结果。
Figure 88103598_IMG1
实施例2
使用图1所示的常规型式的溶剂塞，在（111）面生长占优势的金刚石稳定区内合成单晶金刚石，晶种的尺寸列于表2，所得结果也列于表2。镍被用作金属溶剂。合成时的压力和温度条件分别为5.8×109帕和1420℃。金刚石的合成在72小时内完成。使用直径为从1至4mm范围内的四个晶种，（111）面被选择作为生长面。厚度100微米的铂箔被用作防止晶种溶解层。金属溶剂中没有加碳。
表    2
试验号    11    12    13    14
晶种尺寸
（直径mm）    1    2    3    4
合成的单晶    φ2mm，φ3.5mm，晶簇    晶簇
质量好    可看得出的
溶剂夹杂物
如表2所示，现有技术方法不可能用直径为2mm或更大的晶种合成高质量的单晶金刚石。当使用直径为3mm或更大的晶种时，制出的是晶簇而不是单晶。当使用后面实施例4所列举的其他种类的金属溶剂进行相同的试验时获得相同的结果。
实施例3
根据本发明，使用如图9中（83）所示的溶解调节层，在（111）面生长占优势的金刚石稳定区内合成单晶金刚石，溶解调节层（Pd--Ni合金）中Ni含量的变化示于表3。在图9中，（81）为碳源，（82）为溶剂，（84）为晶种。所得结果也列于表3。所使用的金属溶剂（82）为Fe-50%Ni。合成的压力和温度条件分别为5.8×109帕和1400℃。金刚石合成在144小时内完成。使用直径为3mm的晶种并选择（111）面为生长面。
如表3所示，当溶解调节层中Ni含量范围为Pd合金的5-30%（重量）时成功地合成了8mm或更大直径的单晶金刚石。当用Co或Co-Ni合金来代替Ni时也获得了同样的结果。当用含有Pt、Rh、Ir、Ru和Os中的一种或多种元素的合金代替作为基体元素的Pd时也获得相同的结果。当使用在后面实施例4中所列举的其他种类的溶剂材料进行相同的试验时，也获得了相同的结果。
表    3
试验号    21    22    23    24    25
Ni的加入    2    5    10    30    40
量（重量%）
合成的单晶    晶簇    φ8mm，φ9mm，φ9mm，φ6mm，
质量好    质量好    质量好    质量好
晶种状况    只有少量    表面溶解    表面溶解    表面溶解    溶解掉五分
溶解    之三
实施例4
根据本发明，使用如图8所示形状的溶剂塞，进行合成金刚石的两个试验，一个试验用晶种的（100）面作为生长面，而另一个试验则以（111）面作为生长面。以Fe-70%Ni作溶剂，往其中预先掺入饱和浓度的90%（重量）量的碳。在每一个试验中，均用直径为3mm的晶种。合成在144小时内完成。所得结果列于表4。
表    4
试验号    31    32
晶种的生长面    （111）    （100）
合成条件：
压力 5.8×109帕 5.8×109帕
温度    1400℃    1350℃
合成的单晶    φ9mm，φ8mm，金属
质量好    溶剂夹杂在单晶
的顶部
如表4所示，质量较好的单晶是在使用晶种的（111）面作为生长面而合成的。当用其他溶剂，也就是用选自Fe、Ni、Co、Mn、Cr、Al、Ti、Nb、V及其合金来代替Fe-70%Ni时，获得了同样的结果。
实施例5
根据本发明，使用如图8所示形状的溶剂塞合成单晶金刚石，所用的溶剂塞的中心部分的高度H0和边缘部分的高度H1的变化示于表5。所得结果也列于表5。所使用的溶剂是Fe-3%Al，它预先用饱和浓度的80%（重量）的碳掺合。所使用的晶种直径为3mm，而单晶沿（111）面生长。合成所使用的压力和温度分别是5.8×109帕和1410℃。在每个试验中，合成均在144小时内完成。
如表5所示，当H0/H1在1.2-3的范围内时，高质量的单晶被成功地合成出来。当使用实施例4中所述的其他种类的溶剂时，获得相同的结果。当与碳源（71）接触的溶剂塞（72）的表面形成球面或其他曲面时，试验结果也相同。使用半球形的溶剂塞也获得类似结果。
表    5
试验号    41    42    43    44    45
H0/H11 1.2 2 3 3.5
合成的单晶    φ8mm，φ9mm，φ9mm，φ9mm，φ9mm，
溶剂夹杂    质量好    质量好    质量好    溶剂夹杂
在中心部    在边缘部
分    分
实施例6
根据本发明，使用如图7所示形状的溶剂塞来合成单晶金刚石，所用溶剂塞外径R1对晶种外径R0的比值的变化示于表6。溶剂塞的外径R1恒定地保持在8mm，截头圆锥体的侧壁与其底面之间所成形的夹角A控制在30°。以Fe-50%Ni合金作为溶剂，它预先掺入饱和浓度的80%（重量）的碳。晶种是以这样的方式来固定，即使单晶能从（111）面生长。晶种外径R0在1.6-8mm之间变化，这就使得R0/R1按表6所示变化。合成的压力和温度条件分别为5.8×109帕和1400℃。金刚石的生长期超过大约一星期。试验结果列于表6。
表    6
试验号    11    12    13    14
R0/R11/5 1/4 1/2 1
R0（mm） 1.6 2 4 8
合成的单晶    φ8mm，φ8mm，φ8mm，φ8mm，
可看得见的    质量好    质量好    质量好
溶剂夹杂物
如表6所示，当晶种外径对溶剂塞外径之比（R0/R1）在1/4-1的范围内，成功地合成了单晶金刚石。当用实施例4中所列举的其他种类的溶剂材料进行相同试验时，获得了相同的结果。在每一个试验中，所合成的金刚石的横截面形状与溶剂塞相同。
实施例7
根据本发明，使用如图7所示形状的溶剂塞合成单晶金刚石，实验时，溶剂塞下部的截头部分的侧壁与其底面B（与品种接触的面）所形成的夹角A的变化示于表7。所用的溶剂为Fe-3%Al，它的外径R1为8mm，底面B的直径为4mm。溶剂预先掺入饱和浓度的80%（重量）的碳。所用晶种的直径（R0）为4mm，并且该晶种以这样的方式固定，即使单晶能从（111）面生长。合成的压力和温度条件分别是5.8×109和1410℃。在每一个试验中，晶体的生长期超过约一星期。所得结果列于表7。
表    7
试验号    61    62    63    64    65
夹角A    2    5    30    45    50
（度）
合成的单晶    φ8mm，φ8mm，φ8mm，φ8mm，φ8mm，
在边缘有    好    好    好    在边缘的顶
明显的溶    部有明显的
剂夹杂物    溶剂夹杂物
如表7所示，在溶剂塞下部的截头部分的侧壁与晶种面之间所形成的夹角A在5°至45°的范围内，成功地合成了高质量的单晶金刚石。
当使用在实施例4中所列举的其他种类的溶剂进行相同的试验时，获得了相同的结果。在每个试验中，所合成的金刚石的横截面形状与溶剂塞相同。
实施例8
根据本发明，使用如图8所示形状的溶剂塞，在5.8×109帕的压力和结晶开始生长温度在1300℃与1400℃之间以及晶种的（100）面作为生长面的条件下合成单晶金刚石。溶剂金属是Fe-50%Ni，它预先掺入饱和浓度的70%（重量）的碳。在每个试验中，合成时间是144小时，使用直径为3mm的晶种。当晶体生长时，操作温度以0.2℃/小时的速度缓慢下降。结果列于表8
表    8
实验号    71    72    73    74    75
温度（℃）    1300    1320    1340    1380    1400
合成的单晶    溶剂没有    黑色骨架    高质量晶    高质量晶    晶体中央夹
溶解，晶    状结晶的    体，体，杂有溶剂，
体也没有    晶簇    9mm    8mm    6.5mm
生长
如表8所示，当以晶种的（100）面作为生长面时，生长温度比溶剂和碳的共晶点高20-60℃就能成功地合成出高质量的单晶金刚石。
如上所述，根据本发明的一个方面，以晶种的（111）面作为生长面，所用溶剂塞的中心部分高于边缘部分。根据本发明能合成出直径为8mm或更大的高质量单晶金刚石。晶体在整个表面上以均匀速度生长，而且不产生溶剂金属的夹杂。
根据本发明的另一方面，如果晶种的（100）面被用作生长面，选择比溶剂和碳的共晶点高20-60℃的生长温度，就可合成出直径为8mm或更大的单晶金刚石。
根据本发明，首先溶解直径为3mm或更大的晶种的表面，然后由该晶种生长晶体。这样就可以在较短时间内合成出较大的单晶金刚石。本发明的方法与现有技术方法相比，晶体生长时间可以减少一半以上，这就大大有助于降低成本。
虽然已借助实施例对本发明进行了详细的解释，但是对于本专业的普通技术人员来说，只要不超出本发明的精神实质和保护范围，可以进行各种变化和更改。

Claims (6)

1、一种借助于温度梯度法合成直径等于或大于8mm的大尺寸金刚石的方法，包括以直径等于或大于3mm的晶种的(111)面作为生长面，在使晶体开始生长之前，先使所说的生长面的整个表面在金刚石稳定区内进行溶解，然后用一个溶剂塞来进行该晶体的生长，该溶剂塞的中心部分高于其边缘部分，溶剂塞的一端为一平面或曲面，在此面上，溶剂塞与碳源在晶体生长期内保持接触，所说的晶体生长在这样的压力和温度条件下进行使所说的(111)面的生长占优势。
2、一种借助于温度梯度法合成直径等于或大于8mm的大尺寸金刚石的方法，包括以直径等于或大于3mm的晶种的（100）面作为生长面，把所说的生长面暴露于金刚石稳定的压力以及比溶剂和碳的共晶点高20-60℃的温度下，在使晶体开始生长之前，先使所说生长面的整个表面进行溶解，然后用一个溶剂塞来进行该晶体的生长，该溶剂塞的中心部分高于其边缘部分，溶剂塞的一端为一平面或曲面，在此面上，溶剂塞与碳源在晶体生长期内保持接触，所说的晶体生长在这样的压力和温度条件下进行使所说的（100）面的生长占优势。
3、权利要求1和2所述的方法，其中所说的晶种生长面用一种溶剂来溶解，该溶剂预先掺入晶体生长条件下的碳饱和浓度的50-80%（重量）的碳。
4、权利要求1和2所述的方法，其中溶解所说的晶种生长面，溶解时在所说晶种和所说溶剂之间插入一合金层，该合金层含有选自Pd、Pt、Rh、Ir、Ru和Os中的至少一种元素作为基体金属，并往其中加入5-30%（重量）的选自Ni和Co中的至少一种元素。
5、权利要求1和2所述的方法，其中所说的溶剂塞的形状是中心部分较其边缘部分高20-200%，或者该溶剂塞与碳源接触的表面是球面。
6、权利要求1和2所述的方法，其中与溶剂塞横截面形状相同的金刚石的合成是使用一种其直径等于或大于溶剂塞直径1/4的晶种，所说的溶剂塞的一端呈截头圆锥形，该溶剂塞的这一端和所说的晶种接触，该晶种固定于所说溶剂塞的截头圆锥体上较小一端的圆形底面上，该截头圆锥体的侧壁与所说的固定有上述晶种的圆形底面之间所形成的夹角在5-45°范围内。
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