2000年，北海道大学电子科学研究所的ABMA Ashrafi等人 [ 6 ] ，在GaAs(001)衬底上首先生长了ZnS缓冲层，在缓冲层上生长闪锌矿结构的ZnO薄膜。通过双晶XRD对所生长的ZnO薄膜进行分析，发现ZnO薄膜在其生长方向上的晶格常数约为4.37 Å，与理论计算得到的闪锌矿结构的ZnO薄膜晶格常数4.6 Å很接近，证明在GaAs(001)衬底上成功生长出了具有闪锌矿结构的ZnO薄膜。2003年，E. S.Shim等人 [ 7 ] 在InP(100)衬底上生长了ZnO薄膜，对样品进行热退火处理，通过双晶XRD等测试方法来研究热退火对ZnO薄膜结构的影响。

2007年，W. Lee等人 [ 8 ] ，在GaAs(001)衬底上首先生长了的ZnTe缓冲层，并在缓冲层上生长出了GaSb薄膜，对样品进行双晶X射线衍射测试，如图2所示。图中样品A代表在GaAs(001)衬底上直接外延生长GaSb薄膜，样品B代表在GaAs(001)衬底上生长ZnTe缓冲层的GaSb薄膜。根据XRD测量结果可以看出，在ω-2θ扫描情况下，样品A与B的半峰宽(FWHM)线宽由177减小到171 arcsec。而在ω扫描情况下，样品A与B的半峰宽线宽发生了剧烈的变化，由1154减小到606 arcsec。考虑到GaAs与GaSb之间具有较大的晶格失配，所以在GaAs衬底上生长GaSb薄膜时，引入ZnTe缓冲层，可以生长出晶体质量较好的GaSb薄膜。

2016年，郭伟成等人 [ 9 ] 在Si衬底上生长100 nm Ge缓冲层，然后生长高质量的GaAs外延层。由于Ge缓冲层是III-V/Si串联电池性能的关键，因此，Ge缓冲层的质量对开发低成本，高效率的III-V/Si串联太阳能电池具有重要的影响 [ 10 ] 。

如图3所示，Si衬底上生长的Ge外延层在不同的H₂束流比下的XRD摇摆曲线，并获得Ge(004)峰的半峰宽。随着H₂束流比从60 sccm增加到80 sccm，Ge(004)峰的FWHM从993 arcsec减少到571 arcsec；H₂束流比从80 sccm增加到90 sccm，Ge(004)峰的FWHM从571 arcsec增加到730 arcsec。与此同时，XRD的强度趋势与Ge(004)峰值的FWHM变化趋势相似。根据双晶XRD测试性质可以得出，Ge(004)外延层的晶体质量随FWHM的减小而提高。因此，我们可以得出在Si衬底上生长晶相为Ge(004)的外延层在H₂束流比等于80 sccm时晶体质量最好。在700℃退火后，Ge的FWHM从571 arcsec降低到406 arcsec，说明Ge外延层在热退火后的晶体质量进一步得到了提高，为开发低成本，高效率的III-V/Si串联太阳能电池提供了新的途径。

由于构成超晶格结构的两种材料原子序数不同，其对X射线的反射能力也不同。因此在超晶格中，两种材料的界面层会对X射线有较强的反射，当界面层的间距即超晶格的周期厚度满足布拉格衍射条件

图2. 样品A与B的ω/ω-2θ的XRD测量结果 [ 8 ]

图3. 不同H₂束流比下Ge(004)峰的双晶XRD摇摆曲线 [ 9 ]

时，会形成一个强度较高的衍射峰，不同的界面参与反射便形成了衍射谱上一系列间距相同但强度不同的卫星峰。因此由卫星峰的间距可以计算出超晶格的周期厚度D，超晶格周期厚度的计算公式：

D = λ 2 Δ θ cos θ B (2)

其中，λ为X射线波长，Δθ为超晶格衍射峰的角间距，θ_B为衬底的bragg衍射角。

2007年，J.B. Rodriguez等人 [ 11 ] ，在n型GaSb衬底上生长了II型InAs/GaSb超晶格。生长的超晶格周期为100，超晶格的每个周期中，InAs和GaSb都生长了10 ML，并且在InAs-GaSb界面引入了1 ML的InSb，目的是使生长的超晶格与GaSb衬底达到准晶格匹配，形成应变补偿的超晶格。通过双晶XRD对所生长的InAs/GaSb超晶格进行分析，计算得到超晶格的周期厚度为63.4Å与设计的结构相吻合，并且从XRD谱中得到超晶格的一阶卫星峰半峰宽为28.5 arcsec，如此窄的峰宽说明生长得到了晶体质量较好的InAs/GaSb超晶格。

2009年，中科院半导体研究所的牛智川等人 [ 12 ] 报道了在GaAs衬底上外延生长短周期II型超晶格材料：InAs/GaSb(2 ML/8 ML)和InAs/GaSb(8 ML/8 ML)，并制备了基于该两种超晶格的短波和中波探测器，首次报道了响应截止波长在2.1 um的InAs(6Å)/GaSb(24Å)红外探测器 [ 13 ] 。从图4中可以观察到InAs/GaSb (2 ML/8 ML)超晶格出现两级卫星峰，将测量得到的超晶格衍射峰的角间距与衬底的bragg衍

图4. InAs/GaSb超晶格双晶XRD图谱(1#: 2 ML/8 ML, 2#: 8 ML/8 ML) [ 12 ]

射角代入公式2中，计算得到拟合周期为31.2Å，与设计的31.5Å基本吻合。对于InAs(8 ML)/GaSb(8 ML)超晶格，计算出周期为57.3Å，相比设计50Å要大些，这是由于Sb、As为非裂解源，关闭快门时仍有残留气体分子继续生长造成周期厚度大于设计值。

通过对测试得到的XRD图进行分析，可以获得超晶格各层晶体质量，周期数，周期厚度等参数，与生长设计的参数进行对比，可以指导生长条件的调节，对于生长高质量超晶格结构具有重要的意义。

由于外延层和衬底晶格常数不同，导致同一衍射指数的X射线衍射分裂成两个峰，根据这两个峰的角距离Δθ，可以计算出超晶格的应变。超晶格应变的计算公式：

ε = Δ d d = − Δ θ cot θ B (3)

其中，ε为应变，Δθ为0级衍射峰和衬底的角间距，θ_B为衬底的bragg衍射角。根据Vegard定律，可以计算出外延层的组分及应变。如果外延层的厚度超过了临界值，就会通过形成失配位错和外延层的错向角来缓解应变。

2002年，Y. Wei等人 [ 14 ] 报道了II型InAs/GaSb超晶格在光伏探测器领域的最新进展。从图5可以看出，除了异质结超晶格的卫星峰强度较弱外，两个超晶格的XRD图像基本一致。为获得[(InAs)₁₆-InSb-(GaSb)₄]_n [ 15 ] 超晶格与GaSb衬底之间平均晶格失配率(应变)，将0级衍射峰和衬底的角间距Δθ，衬底的bragg衍射角θ_B代入公式3，对于同质结超晶格结构而言应变约为0.0608%，对于异质结超晶格结构约为0.0544%，对于同质结超晶格和异质结超晶格结构，零阶峰的半峰宽(FWHM)分别为53.7和43.1 arcsec。对于p区域的[(InAs)₁₆-InSb-(GaSb)₄]_n超晶格，它的平均晶格失配率(应变)同理代入公式3约为0.1919%，零阶峰的FWHM约为42.8 arcsec。

通过对[(InAs)₁₆-InSb-(GaSb)₄]_n超晶格XRD图的分析，可以得出生长完成的同质结超晶格和异质结超晶格与GaSb衬底之间的平均晶格失配率都非常小，且它们的零阶峰的半峰宽(FWHM)也很小，说明超晶格内部的应变较小，生长得到的超晶格晶体质量较好，为接下来II型InAs/GaSb超晶格光伏探测器的研制提供了良好的基础。

图5. 高质量InAs/GaSb超晶格(004)晶面的X射线双晶衍射图 [ 14 ]

图6. 不同生长日期生长的220周期InAs(8 ML)/GaSb(8 ML)超晶格样品A和B的高分辨率X射线衍射图 [ 17 ]

2008年，美国海军实验室电的B. R. Bennett等人 [ 16 ] 在GaAs衬底上生长了GaSb/AlAsSb量子阱。因为GaSb阱层与GaAs衬底具有将近7%的晶格失配度，因此，实验中通过调整垒层AlAs_xSb_1-x的As和Sb的组分来降低GaSb阱层中应变。通过双晶XRD对所生长的GaSb/AlAsSb量子阱进行分析，发现在垒层AlAs_xSb_1-x组分为AlAs_0.238Sb_0.762的情况下，GaSb阱层中的应变减小到1.21%，且零级半峰宽为690 arcsec。说明生长得到了所需的GaSb/AlAsSb量子阱结构。

2009年，C.Cervera等人 [ 17 ] 在GaSb(100)衬底上外延生长了II型InAs/GaSb超晶格。超晶格的生长周期为220，超晶格的每个周期中，InAs和GaSb都生长了8 ML。如图6所示，样品A与B是不同时间生长的InAs/GaSb超晶格，根据XRD图可以得到0级衍射峰和衬底的角间距Δθ，衬底的bragg衍射角θ_B，将它们代入公式3可以计算出InAs/GaSb超晶格的应变为−0.05%，并且从图中可以看到清晰的高阶卫星峰，且卫星峰的半峰宽都很窄，说明生长的InAs/GaSb超晶格具有较高的质量。