综述：硅上长波长红外InAs/GaSb T2SLs：综述

《Advanced Photonics Research》：Long-Wavelength Infrared InAs/GaSb T2SLs on Silicon: A Review

　　

InAs/GaSb的II型超晶格（T2SL）因其可调带隙和抑制的俄歇复合，成为下一代长波长红外（LWIR）探测器的潜在候选材料。然而，大规模部署受限于GaSb的成本和晶圆尺寸。硅（Si）为制造提供了一种可扩展且成本效益高的替代方案。但T2SLs在Si上的直接外延由于大的晶格失配、热膨胀系数差异以及反相边界和穿透位错的形成而具有挑战性。本综述对用于在Si上集成GaSb基材料的缓冲层策略进行了批判性分析，包括GaAs/Si、Ge-on-Si模板和界面失配技术。从穿透位错密度、表面形貌和与工业生长方法的兼容性方面，对缓冲方法进行了定量比较。介绍了分子束外延（MBE）和金属有机化学气相沉积（MOCVD）的独特优势和局限性，重点强调了界面控制与可扩展性。此外，研究人员强调了与中波长红外（MWIR）波段相比，限制在Si上实现LWIR T2SLs的基本挑战。研究人员提出了一种GaSb/GaAs/Ge/Si缓冲层架构，作为用于在硅平台上单片集成锑化物基红外探测器的可扩展工业MOCVD工艺的途径。

1 引言

长波长红外（LWIR）探测器工作在8–12 μm光谱范围，对于军事、工业、环境和空间应用至关重要，包括目标跟踪、卫星监视和大气污染检测。该光谱区域的重要性在于它与接近室温物体的峰值黑体发射重叠，并位于大气传输窗口内。当前最先进的LWIR探测器材料体系是碲镉汞（HgCdTe或MCT），因其直接带隙、可获得低和高载流子浓度、高电子迁移率、导致高量子效率的大光学系数以及有利于接近室温的高工作温度（HOT）的固有复合机制。然而，MCT合金存在局限性：其生长因固液线分离和Hg的高蒸气压而复杂化；大面积晶圆尤其在LWIR波段存在组分均匀性和产率问题；高质量HgCdTe层生长需要晶格匹配的CdZnTe晶圆，增加了成本并限制了晶圆可扩展性；Hg、Cd和Te的使用对人类健康和环境构成威胁。因此，需要开发替代性LWIR探测器材料。

已研究的替代材料体系和器件概念包括：带间级联红外光电探测器（ICIPs）、量子阱红外光电导探测器（QWIPs）、InAsSb合金、石墨烯/HgCdTe混合探测器以及锑化物基II型超晶格（T2SLs）。ICIPs由多个堆叠级联级组成，利用快速子带间弛豫和带间隧穿进行载流子传输，以及慢速带间跃迁进行光子产生，克服了扩散长度随温度增加的限制，使LWIR ICIPs可用于HOT应用，但研究仍处于初期，制备复杂且成本高。LWIR QWIPs基于GaAs和AlGaAs交替薄层，利用子带间跃迁，具有高阻抗、快速响应、成熟的GaAs基制造技术和大面积GaAs晶圆上的均匀性，但量子效率低（10%）、光谱响应窄、需要低工作温度（77 K）且对正入射不敏感。InAsSb三元合金提供高量子效率和良好的空穴传输，但实现LWIR需要特定Sb浓度（0.4），面临Sb掺入效率低和缺乏合适衬底的问题。石墨烯/HgCdTe混合探测器通过异质界面工程和势垒设计抑制暗电流，但仍处于技术成熟早期。相比之下，InAs/GaSb T2SLs自提出以来受到广泛关注，其具有独特的II型断带对齐，InAs导带底低于GaSb价带顶，电子和空穴分别限制在InAs和GaSb层中，有效带隙可通过改变InAs和GaSb层厚度轻松调节，提供了比合金组分调节更大的设计灵活性，覆盖MWIR、LWIR和甚长波红外（VLWIR）波段。

与MCT相比，InAs/GaSb T2SLs具有更低的隧穿电流、预测的更低俄歇复合率、更强的键合和更高的结构稳定性。由于InAs（6.0583 ?）和GaSb（6.0959 ?）属于6.1 ?晶格常数族，这些T2SLs在设计和生长新型器件结构方面具有灵活性，已成功演示了多种创新结构如nBn、pBp、pBn、PπMN、PbIbN和CBIRD，实现了低暗电流密度和高探测率。然而，T2SLs的优势只有在材料质量足够高时才能完全实现。在LWIR T2SL探测器中，暗电流包含扩散、Shockley–Read–Hall（SRH）、陷阱辅助隧穿（TAT）和俄歇分量。穿透位错、反相边界（APBs）、界面粗糙度和互混在带隙内引入缺陷态，增强SRH产生和TAT，增加暗电流并降低探测率，特别是在LWIR器件中，较小的有效带隙增加了对缺陷辅助泄漏的敏感性。因此，衬底选择、缓冲层设计和界面控制与器件架构同样重要。

尽管有这些优势，T2SL基探测器的广泛部署受限于衬底可用性和成本。GaSb衬底因晶格失配小而广泛使用，但晶圆尺寸有限（最大4英寸）且昂贵（2英寸GaSb晶圆约500美元），且GaSb对5 μm以上红外辐射有强吸收。GaAs衬底也昂贵（6英寸GaAs晶圆240美元）。相比之下，硅（Si）晶圆尺寸可达12英寸（300 mm），成本低（6英寸Si晶圆约40美元），且机械强度高，可制备可靠的热循环焦平面阵列（FPAs）。但T2SLs在Si上的直接异质外延生长面临挑战，包括III-V族化合物半导体与Si之间的极性/非极性界面、大晶格失配（14%）和不同热膨胀系数（TECs），导致APBs和穿透位错等缺陷，在探测器有源区形成非辐射复合中心，降低器件性能。

尽管在Si上生长Sb基MWIR探测器取得了显著进展，但LWIR InAs/GaSb T2SL探测器在Si上仍不可用。这是因为LWIR操作需要更小的有效带隙，通常通过增加超晶格周期厚度和/或周期数实现，导致更厚的吸收区、更大的应变累积和对缺陷辅助复合的更高敏感性。因此，发展低缺陷缓冲层架构对于将T2SL-on-Si技术从MWIR扩展到LWIR至关重要。

外延生长技术的选择也至关重要。大多数LWIR InAs/GaSb T2SL探测器采用分子束外延（MBE）生长，MBE提供对层厚、界面陡峭度和应变压平衡层的精确控制，但产量低、可扩展性有限。金属有机化学气相沉积（MOCVD）提供更高的生长速率、更大的晶圆能力和更强的工业兼容性，但Sb基T2SL的MOCVD生长面临前驱体记忆效应、界面互混、Sb偏析和形成陡峭应变平衡界面的困难。因此，需要系统比较MBE和MOCVD，以及兼容工业生长的缓冲层工程。

本综述批判性地分析了将LWIR InAs/GaSb T2SLs集成到Si衬底上的缓冲层策略。首先，讨论GaAs和GaSb缓冲层在Si上的生长技术，包括GaAs-on-Si、Ge-on-Si模板、GaSb-on-GaAs和直接GaSb-on-Si方法。其次，比较在GaSb、InAs和GaAs衬底上的LWIR InAs/GaSb T2SL生长，重点关注结构质量、界面控制和衬底依赖性限制。第三，将材料质量与器件品质因数（包括暗电流密度和探测率）联系起来。最后，基于最先进的缓冲层结构，提出一种用于在Si上生长LWIR InAs/GaSb T2SL的GaSb/GaAs/Ge/Si缓冲层架构，该设计结合了Ge-on-Si模板的低缺陷平台与界面失配（IMF）-GaSb缓冲层的有效应变弛豫，提供了通往工业可扩展LWIR探测器和FPAs的路径。

2 硅上GaAs和GaSb缓冲层的生长

III-V族锑化物材料在Si衬底上的集成关键依赖于缓冲层工程。已探索多种技术，如晶圆键合、选择性外延和图案化Si衬底。晶圆键合通过绕过晶格和热失配实现异质集成，但界面缺陷、表面粗糙度和键合产率是实际限制。选择性外延广泛用于III-V族纳米结构，而图案化Si衬底可通过迫使位错终止于侧壁来降低穿透位错密度（TDD），V形沟槽Si衬底还可抑制APBs，但这些方法需要额外光刻、刻蚀或键合步骤，增加工艺复杂性和成本。相比之下，采用工程化缓冲层的直接外延生长对于可扩展制造更具吸引力，因为它可融入常规外延流程。LWIR InAs/GaSb T2SLs已在GaSb衬底和GaAs衬底上通过GaSb缓冲层得到演示。对于Si衬底，主要有两种缓冲路径：通过GaAs中间层集成GaSb，以及直接GaSb在Si上生长（使用AlSb基成核层）。

2.1 GaSb via GaAs（通过GaAs的GaSb集成）

使用GaAs作为中间层提供了一条在Si衬底上集成GaSb及后续T2SL结构的实用路径。GaAs在Si上的生长已被广泛研究，但存在4%的晶格失配、不同TECs和APBs形成，导致穿透位错（TDs）和APBs。

2.1.1 直接GaAs在Si上的生长

GaAs在Si上的初始生长通常遵循三维（3D）Volmer–Weber（VM）生长模式，导致岛状成核和缺陷形成。为缓解这些问题，发展了多种技术，包括使用As或Ga预层、热退火、两步生长、偏切衬底、热循环退火（TCA）和应变层超晶格（SLS）。APB抑制至关重要，因为GaAs是极性而Si是非极性，高衬底退火温度和偏切Si衬底促进双原子台阶形成，减少APBs。As或Ga预层可改善初始表面化学。TDD降低需要不同机制：热退火通过促进位错重排和湮灭改善晶体质量；两步生长中低温成核层促进准二维生长；SLS或TCA通过应力驱动TD运动实现湮灭。

2.1.2 通过变质缓冲层生长

变质缓冲层通过连续变化面内晶格常数提供可控途径来逐渐适应晶格失配。已研究多种材料，如Ge、SiGe和GaP。Ge和SiGe特别有用，因为它们可桥接Si与GaAs之间的约4%失配。线性渐变SiGe缓冲层可逐渐降低失配，但通常需要大厚度，且表面形貌呈交叉影线，可能需要化学机械抛光。Ge-on-Si模板可直接通过CVD生长，使用低温Ge成核层和高温Ge缓冲层及TCA，优化条件下TDD可达1×10⁶ cm^-2。Ge-on-Si路径对工业集成特别有吸引力，因为CVD生长Ge已成熟，且兼容大面积Si衬底。J. M. Fastenau等人演示了在150 mm Ge-on-Si模板上通过GaAs缓冲层生长GaSb基MWIR nBn结构，材料质量与GaAs和GaSb衬底上相当。缓冲层厚度与TDD的关系遵循幂律：TDD随厚度增加而降低。厚GaAs缓冲层（>5 μm）可获得极低TDD（~10³ cm^-2），但生长时间长、热预算大。低温成核层、TCA和SLS可将TDD降至10⁷ cm^-2以下，但需要2 μm厚缓冲层。相比之下，GaAs在Ge-on-Si或SiGe-on-Si模板上生长可在更小厚度下达到相当或更低的TDD，例如0.3 μm Ge层结合1 μm GaAs缓冲层可将TDD降至2×10⁵ cm^-2。

2.1.3 GaSb在GaAs上的生长

GaSb缓冲层是T2SLs在GaAs基平台上生长所必需的。直接GaSb在GaAs上生长会导致高TDD（~10⁹ cm^-2）和螺旋丘形成。主要发展了三种方法：低温GaSb成核层（LT-GaSb）、界面失配阵列（IMF-GaSb）和变质GaSb（M-GaSb）缓冲层。

2.1.3.1 LT-GaSb成核层：低温成核层促进改善润湿并减少初始生长中的岛状形成。Mohseni等人报道了使用优化GaSb缓冲层在GaAs衬底上生长VLWIR InAs/GaSb T2SL，缓冲层由400 °C的LT-GaSb成核层和510 °C的主缓冲层组成，退火后2 μm厚GaSb缓冲层RMS粗糙度4 ?，T2SL在HRXRD中显示清晰卫星峰。MOCVD生长中，Zhang等人发现无LT成核层时GaSb呈各向异性应变弛豫，有LT成核层时GaSb X射线（004）扫描线宽为288″，而未优化时为900″。LT-GaSb方法相对简单，但应变弛豫效率低于IMF方法，通常仍需较厚缓冲层。

2.1.3.2 界面失配（IMF）GaSb缓冲层：IMF生长通过界面处沿<110>和<1-10>方向周期排列的90°失配位错有效容纳大的GaSb/GaAs晶格失配。90°位错沿界面横向传播而非垂直进入外延层，可释放应变而不产生大量TDs。该技术在高失配系统（>6%）中有利，而低应变系统产生60°位错。MBE生长IMF-GaSb时，界面制备通常包括As解吸形成Ga-rich GaAs表面，随后Sb浸泡。Huang等人通过RHEED监控，实现二维IMF阵列，平均位错间距5.6 nm，对应每13个GaSb晶格位点有一个失配位错，5 μm GaSb缓冲层TDD为5.4×10⁵ cm^-2。IMF-GaSb已实现LWIR InAs/GaSb T2SL在GaAs上的生长，Benyahia等人报道的SL卫星峰FWHM为99 arcsec。Jasik等人比较了1.5 μm IMF-GaSb与4.0 μm变质GaSb缓冲层，发现IMF在显著减小厚度下达到相当质量。MOCVD生长IMF-GaSb也已演示，但界面控制更具挑战性。C. Hsiao等人显示Sb界面处理抑制3D岛形成，促进准2D生长。Wu等人报道MOCVD生长IMF-GaSb的TDD为2.5×10⁷ cm^-2，FWHM 229 arcsec，RMS粗糙度2.7 nm。固溶体硬化是另一种降低TDD的方法，但存在争议。总体而言，IMF-GaSb提供了有吸引力的GaSb-on-GaAs集成路径，实现高效应变弛豫和适中缓冲层厚度。图6显示IMF-GaSb缓冲层TDD数据，低TDD（10⁵ cm^-2）需厚缓冲层（3 μm），更薄缓冲层（<2 μm）TDD在10⁷ cm^-2范围。IMF方法对界面制备敏感，MBE受益于RHEED监控，而MOCVD缺乏原位表面重构监控。

2.1.3.3 变质GaSb缓冲层：变质缓冲层通过改变面内晶格常数从GaAs到GaSb来容纳应变，通常通过生长具有增加Sb和减少As组分的层实现，但需要大厚度以容纳应变并湮灭TDs。Jasik等人发现4.0 μm变质GaSb缓冲层与1.5 μm IMF-GaSb质量相当。Müller等人使用2 μm变质GaSb和10 μm中间GaSb缓冲层，在GaAs衬底上制备了LWIR InAs/GaSb T2SL光导探测器，在195 K下探测率约6×10⁹ cm Hz^1/2 W^-1，接近商用MCT器件。但厚缓冲层降低产率并带来热管理挑战。

2.1.4 GaSb缓冲层策略在GaAs上的比较评估

图7比较了不同GaSb缓冲层的RMS粗糙度和XRD FWHM。LT-GaSb、IMF-GaSb和M-GaSb缓冲层均比GaSb衬底上同质外延粗糙。M-GaSb需要大厚度（如4 μm）以实现良好表面形貌（RMS 0.32 nm），而IMF-GaSb和LT-GaSb可在更薄厚度下实现低粗糙度（如IMF-GaSb 0.5 nm for 0.01 μm）。FWHM方面，同质外延GaSb最低（27 arcsec），而LT-GaSb、IMF-GaSb和M-GaSb较高。IMF-GaSb在较小厚度下可达到与LT-GaSb相当或更低的FWHM（如0.3 μm和229 arcsec）。因此，IMF-GaSb在保持薄厚度的同时能提供高质量材料，是集成T2SLs到GaAs及Si衬底的最有前景方法，但其效果对生长条件和界面控制敏感，尤其MOCVD中缺乏原位监控。

2.2 GaSb在Si上的直接生长

直接GaSb在Si上生长消除了中间缓冲层，但大的晶格失配（~14%）、不同TECs和APBs导致高缺陷密度。已采用薄AlSb成核层促进GaSb生长。Akahane等人观察到AlSb成核层在Si上形成岛，阻碍Ga原子表面扩散，从而促进GaSb二维生长。Huang等人使用AlSb成核层在5°偏切Si衬底上生长GaSb，TDD约7×10⁵ cm^-2。进一步降低TDD可使用应变AlSb/GaSb超晶格。表2显示MBE生长GaSb在Si上的FWHM值，使用AlSb成核层和SLS可降至180 arcsec。但直接GaSb在Si上的生长仅限于MBE，因为AlSb成核层在MOCVD中不可行，限制了工业适用性。

2.3 对T2SL在Si上集成的启示

基于上述分析，InAs/GaSb T2SLs在Si上的集成最有效地通过多层缓冲层架构实现。Ge-on-Si模板为GaAs生长提供低缺陷和平滑的虚拟衬底，相比直接GaAs-on-Si，可降低GaAs界面晶格失配，在适中厚度下达到TDD ~10⁵–10⁶ cm^-2。GaAs提供适合GaSb生长的平台，兼容MBE和MOCVD。IMF-GaSb缓冲层通过界面90°失配位错阵列实现高效应变弛豫，减小厚度以容纳GaSb/GaAs约7.8%晶格失配。这种组合在材料质量和可扩展性之间取得平衡，兼容工业MOCVD工艺，为LWIR T2SL探测器在Si衬底上的可扩展生产提供了有前景的路径。但该架构仍需实验验证，特别是残余TDD、表面粗糙度和热应力是否足够低以支持厚LWIR超晶格吸收区。表3对相关缓冲策略进行了基准比较，直接GaAs-on-Si简单但需厚缓冲层，直接GaSb-on-Si仅限于MBE，变质GaSb缓冲层厚度大，而IMF-GaSb在减小厚度下高效应变弛豫。因此，提出的GaSb/GaAs/Ge/Si架构结合了Ge-on-Si的缺陷降低与IMF-GaSb的厚度效率，是吸引人的可扩展方案。

3 不同衬底上LWIR InAs/GaSb T2SLs的生长

3.1 在GaSb衬底上

GaSb晶圆因其近晶格匹配和与6.1 ?材料体系的兼容性，仍是高质量InAs/GaSb T2SLs的首选平台，已实现多种红外探测器，包括MWIR、LWIR、VLWIR、双波段和多波段探测器。生长中，InAs层相对于GaSb承受拉伸应变，需在InAs-GaSb和/或GaSb-InAs界面插入InSb类界面层进行应变压平衡。MBE能精确控制界面，而MOCVD因高温和复杂表面反应引入额外挑战。Zhang等人观察到GaSb/InAs界面处纳米管状缺陷，源于Sb簇或In(Ga)Sb化合物，尤其在InSb类界面层形成时，归因于高温（500 °C）接近InSb熔点。为缓解此问题，已采用三元界面层，如InAsSb或InGaSb，可改善SL形貌和结构质量。

3.2 在InAs衬底上

InAs衬底提供T2SL生长的替代平台，特别适用于MOCVD工艺中需要较高生长温度的情况。但常规InSb类界面层在此条件下热稳定性差。Huang等人提出使用GaAs类界面层进行应变压平衡，在InAs衬底上实现晶格匹配的SL，并演示了基于PNn和nBn架构的LWIR探测器。

3.3 在GaAs衬底上

InAs/GaSb T2SLs在GaAs衬底上的直接生长通常涉及LT-GaSb、IMF-GaSb或M-GaSb缓冲层。MWIR T2SLs在GaAs上的报道丰富，但LWIR T2SLs有限，因为其性能强烈依赖于缓冲层质量。IMF-GaSb缓冲层在适中厚度（2 μm）下提供良好质量，是GaAs上LWIR T2SLs规模生产的有前景候选。

3.3.1 T2SL在GaSb、InAs和GaAs衬底上生长的比较分析

图9比较了LWIR InAs/GaSb T2SLs在GaSb、InAs和GaAs衬底上XRD卫星峰FWHM。总体趋势：GaSb和InAs衬底上T2SLs通常显示更窄卫星峰，表明更好的周期性和更低结构无序；GaAs衬底上峰更宽，反映残余缺陷和应变的影响。FWHM随SL周期数增加而降低需谨慎解释，可能因较厚SL产生更强衍射特征，但若应变不平衡或缺陷传播，增加周期数反而促进弛豫和界面退化。表4对比了RMS粗糙度，GaSb和InAs衬底上T2SLs表面非常光滑（RMS ~0.2–0.57 nm），而GaAs基结构稍高（~0.5–0.67 nm）。这些比较表明，原生或近原生衬底仍占优，但成本和晶圆尺寸限制推动GaAs和Si基平台发展。

3.4 不同衬底上的比较分析

表5总结了不同衬底上LWIR InAs/GaSb T2SLs生长的比较评估。GaSb和InAs衬底具有最小晶格失配，实现高结构质量和低缺陷密度，但可扩展性有限。GaAs衬底需要复杂缓冲层工程，残余缺陷可能显著降低性能。因此，在Si上实现高质量LWIR T2SLs需要复制原生衬底的低缺陷条件，特别是有效抑制穿透位错和界面粗糙度。

4 器件特性

LWIR InAs/GaSb T2SL光电探测器的性能由材料质量、器件架构和载流子传输机制共同决定。基于GaSb衬底的器件已展示多种架构的亮眼性能，如nBn、pBp、pBn、PπMN、PbIbN、CBIRD、PNn、pBπBn和XBp，并在InAs衬底上通过MOCVD实现。这些光伏（PV）器件需要高质量材料以最小化缺陷相关泄漏电流。暗电流J_dark来源于扩散电流、SRH产生电流、陷阱辅助隧穿电流和俄歇复合电流。扩散电流在高温下占主导，强烈依赖于本征载流子浓度；SRH产生受缺陷态控制，对TDD和界面质量高度敏感；陷阱辅助隧穿在高电场区显著；俄歇复合在T2SLs中可部分抑制。因此，在LWIR T2SL器件中，SRH和TAT是主要暗电流机制，突显了缓冲层工程和缺陷降低的关键重要性。图10收集了低温（77–87 K）下暗电流密度和探测率数据，显示GaSb和InAs衬底上器件通常具有较低暗电流和较高探测率，而GaAs衬底上器件需要厚或高度优化的GaSb缓冲层才能接近相当性能。Pour等人利用4 μm厚LT-GaSb缓冲层实现PπMN架构器件，性能与GaSb和InAs衬底上相当。光导探测器在GaAs上通过4 μm GaSb缓冲层达到探测率约低1–2个数量级。器件架构可部分补偿但不能完全克服材料质量限制，如表6所示，高品质缓冲层工程仍是先进架构从原生衬底转移到GaAs或Si平台的前提。

5 展望

InAs/GaSb T2SL光电探测器在Si上的集成已在MWIR波段通过MBE实现，但LWIR探测器仍不可用，原因在于大的晶格失配、热膨胀差异和极性/非极性界面导致的高缺陷密度。这些缺陷引入中隙态，增强SRH产生和TAT，增加暗电流并降低探测率。与MWIR相比，LWIR T2SLs面临更大挑战：小带隙需更厚吸收区，增加位错传播概率；对缺陷辅助复合更敏感；应变积累易导致弛豫和额外缺陷。MBE仍是高质量Sb基T2SLs的主导技术，但产量低、可扩展性有限。MOCVD在生长速率、晶圆尺寸和均匀性方面有优势，但Sb基T2SL的MOCVD生长面临界面互混、前驱体记忆效应和陡峭界面形成困难。从工业角度看，需考虑成本、产率、可重复性和CMOS兼容性。提出的GaSb/GaAs/Ge/Si缓冲层架构结合了Ge-on-Si模板的低缺陷平台与IMF-GaSb的高效应变弛豫，是LWIR T2SL在Si上可扩展集成的有前景路径。此外，数据驱动方法如机器学习辅助生长优化可改善可重复性和性能。

6 总结

本综述全面批判性地回顾了LWIR InAs/GaSb T2SL光电探测器，特别关注其在硅衬底上的集成以实现可扩展红外成像。T2SLs相比传统MCT具有优势，但广泛部署受限于衬底成本和可扩展性。通过比较分析缓冲层策略，包括GaAs-on-Si、Ge-on-Si模板和各种GaSb缓冲方法，确定了缺陷密度、缓冲层厚度和可制造性之间的关键权衡。IMF-GaSb缓冲层在减小厚度下实现高效应变弛豫，而Ge-on-Si模板提供可扩展的低缺陷平台。进一步建立了材料质量与器件性能的直接联系：穿透位错等缺陷引入陷阱态，增强SRH复合和TAT，成为LWIR T2SL探测器中暗电流的主要来源。因此，即使采用先进器件架构，实现低缺陷密度也至关重要。基于此分析，提出GaSb/GaAs/Ge/Si缓冲层架构作为有前景的路径，结合有效的缺陷降低与可扩展生长工艺的兼容性。未来在LWIR T2SLs在Si上的进展需要持续改进缓冲层工程、界面控制和可扩展生长技术，以实现从实验室演示到大面积、低成本红外探测器技术的转变。