中电科十三所，金刚石射频器件再获突破

11月5-7日，2026（第六届）碳基半导体材料与器件产业发展论坛（CarbonSemi 2026）。我们有幸邀请到中电科十三所冯志红研究员出席并分享报告，并担任大会主席。

金刚石常被称为“终极半导体”：禁带宽度 5.47 eV、击穿场强超过 10 MV/cm、热导率高达 2200 W/(m·K)。但要把这三项纸面指标转成器件性能，第一道门槛就卡在掺杂上——硼受主激活能 0.37 eV、磷施主激活能 0.6 eV，都远高于室温热激发能，室温下几乎产生不了足够的载流子。

绕开掺杂的另一条路是做异质结：靠界面电荷转移在金刚石一侧诱导二维空穴气（2DHG）。氢终端表面确实能诱导出面密度达 10¹³ cm⁻² 的 2DHG，但它在空气中超过 200°C 就不稳定，界面散射也严重。因此需要稳定的超宽禁带势垒/栅介质层。

候选材料中，Ga₂O₃ 相对好做，但热导率仅约 20 W/(m·K)，会牺牲金刚石散热优势；BN 电学性能更好，但与金刚石外延难兼容。相比之下，AlN 的热导率与金刚石匹配、同为四面体配位，是更现实的选择。而在 AlN 的两种晶型中，立方相（c-AlN）优于六方相（h-AlN），c-AlN 为立方对称，不产生 h-AlN 那种自发极化和压电极化场，可减少极化散射，提升 2DHG 迁移率。

问题在于，在金刚石上生长高质量 c-AlN 面临三重障碍：

c-AlN（4.38 Å）与金刚石（3.567 Å）之间高达 22.8% 的名义晶格失配会引发高密度界面位错；

金刚石表面的化学惰性（C–C 键能约 347 kJ/mol）使有序的 C–N 共价键难以建立，往往长出一层无序的界面过渡层；

而 c-AlN 本身在热力学上属于亚稳相，常规生长条件下倾向于退回更稳定的六方相 h-AlN。此前在 (111) 金刚石上外延 AlN，1100–1270°C 区间确实主要由六方相主导，形成的三维晶粒尺寸不均，表面 RMS 粗糙度在 1.8–10.8 nm。

界面工程：把氢终端当作反应平台

近日，中电科十三所冯志红研究员和蔚翠研究员团队在 Advanced Functional Materials 发表研究论文 “Ultra-Wide Bandgap Semiconductor of Cubic-Phase AlN/Diamond Heterojunction for Radio Frequency Electronics”，用 MOCVD 在 (001) 金刚石上首次实现立方相 AlN 的单畴异质外延，并在此基础上做出常关型金刚石异质结场效应晶体管（HFET）。

研究的核心思路，不是把金刚石表面的氢终端当作需要清除的障碍，而是当作调控反应的平台。计算显示，H 原子会自发吸附到金刚石 (001) 表面，结合能为 −5.47 eV，既钝化悬挂键，又重构了表面电子态密度。

关键在于取代过程。NH₃ 靠近氢终端表面时发生偶极极化，吸附能为 −4.83 eV；而靠近清洁金刚石表面时吸附能为正（8.97 eV），该过程非自发——没有氢终端，NH₃ 根本无法成键。氢终端还降低了 N–H 键的解离活化能，活性氮原子由此取代表面氢，形成周期性有序的 C–N 键合。这层界面模板从第一个原子层起就把 AlN 锁定在立方相上。

图1. 第一性原理计算。(a) (001)金刚石表面为H终止，吸附能为−5.47 eV，插图为吸附H的pDOS谱曲线；(b) H终止衬底上的NH₃分子，吸附能为−4.83 eV，插图为吸附H和NH₃的pDOS谱曲线。黄色和青色分别表示电荷积累和耗尽。单胞侧视图：(c)金刚石，(d) c-AlN。(e)金刚石和(f) c-AlN的能带结构。(g) 势能，以及(h) c-AlN/金刚石异质结的能带排列。蓝色、红色、淡紫色和绿色球分别代表Al、N、C和H原子。

界面成键、结构确证与 6:7 畴匹配

界面能否稳定成键，需要直接证据。XPS 给出了界面成键的直接证据：N 1s 谱出现 399.0 eV 的 C–N 键峰，而氢终端特征的 C–H 峰（约 285.6 eV）消失；Al 2p 区域 74.00 eV 处无峰，说明界面没有 C–Al 键，完全由 C–N 共价键桥接。

高分辨 STEM 显示，界面锐利规整，无非晶中间层与孪晶缺陷。AlN 与金刚石的 FFT 衍射呈相同的菱形斑点分布，确证为立方相闪锌矿结构，外延关系为 [001] c-AlN // [001] 金刚石。

结构上的另一关键，是如何消化巨大的晶格失配。真正起作用的是一个周期性的 6:7 畴匹配外延模型。沿 [110] 投影方向，c-AlN 侧 5 个 N–N 间距合计 15.48 Å，与金刚石侧 6 个 C–C 间距合计 15.10 Å 对齐。

也就是说，c-AlN 中每 6 个 C–N 原子对，对应金刚石上 7 个 C 原子位点，边界处周期性缺一个 C 原子，形成失配位错，把有效失配压到 2.45%。生长温度优化到 1040°C 后，AlN 层转为层状生长，AFM 测得 RMS 粗糙度仅 0.74 nm。

图2. AlN/金刚石异质结的形貌与化学环境表征。(a) 在金刚石(001)衬底上生长的AlN外延层的AFM图像，RMS为0.74 nm。AlN/金刚石异质结的XPS高分辨谱：(b) Al 2p，(c) C 1s，(d) N 1s。异质界面完全由C-N共价键桥接，未形成C-Al共价键。黑色圆圈代表原始数据点。峰采用高斯峰形拟合，并假设Shirley背景。总和拟合和基线分别由棕色实线和黑色虚线表示。

能带排列、2DHG 形成与 HFET 器件验证

在界面结构得到确认后，能带排列成为决定电学行为的下一个关键因素。计算显示，c-AlN/金刚石界面为 II 型交错能带排列，理论价带偏移 2.0 eV、导带偏移 2.7 eV，界面结合能 −0.63 eV/Ų。XPS 实测的价带偏移约 0.56 eV、导带偏移约 0.76 eV，同为交错构型，独立支持了这一判断。

巨大的能带偏移驱动界面电荷重新分布：电子自发从金刚石流入 c-AlN，在金刚石亚表面留下空穴积累，形成不需掺杂的 2DHG。霍尔测试给出室温空穴迁移率 314 cm²/(V·s)、面密度 3.2×10¹² cm⁻²。由于采用立方相，界面不存在宏观极化场，避免了极化散射对沟道迁移率的拖累。

在此基础上，团队制备了 c-AlN/金刚石异质结场效应晶体管（HFET）。室温输出特性呈典型的 p 沟道行为并伴有电流饱和，V_GS = −4 V 时最大漏极电流密度达 13 mA/mm，约为已报道 h-AlN/金刚石 FET 的两倍；最大跨导为 5.5 mS/mm。由转移特性提取的阈值电压为 −1.1 V，器件工作在常关（增强）模式——这对功率与射频器件的安全性与驱动设计尤为关键。

图3. c-AlN/金刚石异质结FET器件图像与特性。(a) 三维示意图。栅长（Lg）和栅宽（Wg）分别为1 µm和200 µm。c-AlN/金刚石异质结FET器件在(b)负栅压和(c)正栅压下的能带图。(d) FET的输出特性，IDS–VDS。(e) FET的转移特性，IDS–VGS和gm–VGS。(f) 由√IDS–VGS图确定的阈值电压曲线VTH。

从材料验证到器件应用的距离

这项工作的意义并不只在于 314 cm²/(V·s) 这个数字。更重要的是，它首次证明了单畴立方相 AlN 能够在 (001) 金刚石上实现异质外延，并提供了一套可复用的界面工程范式。

不过，当前工作距离器件可用仍有距离。作者表示射频特性测试将是后续重点；工艺复杂度与成本也仍是现实问题。

总体来看，这项研究完成了从衬底终端调控到界面成键控制，再到异质结材料与常关型器件验证的关键衔接，为进一步实现高对称、高迁移率的金刚石功率与射频器件提供了材料基础。