Grenzflächen-, elektrische und Bandausrichtungseigenschaften von HfO2/Ge-Stapeln mit in situ gebildeter SiO2-Zwischenschicht durch plasmaunterstützte Atomlagenabscheidung

Hintergrund

Mit der kontinuierlichen Verkleinerung von Metall-Oxid-Halbleiter-Feldeffekttransistoren (MOSFETs) stoßen Si-basierte MOSFETs an ihre physikalischen und technischen Grenzen. Alternative Kanalmaterialien wie Germanium (Ge) [1, 2] und III-V-Materialien [3–5] haben in letzter Zeit großes Interesse für Hochleistungslogikanwendungen geweckt. Unter diesen hat Ge aufgrund seiner intrinsischen höheren Lochträgermobilität das Potenzial, Silizium als Kanalmaterial in MOSFETs zu ersetzen [6]. Die direkte Abscheidung von High-k-Gate-Dielektrika auf Ge-Substraten verursacht jedoch häufig eine hohe Grenzflächenfallendichte (D_it ) und die unerwünschte Bildung von Grenzflächen zwischen Ge- und High-k-Dielektrikaschichten [7]. Um Hochgeschwindigkeits- und Niedrigleistungs-MOSFETs auf Ge-Basis zu erzielen, ist es daher sehr wichtig, ein qualitativ hochwertiges High-k . zu erreichen /Ge-Schnittstelle. Glücklicherweise wurde über viele Methoden berichtet, um die Qualität von High-k/Ge-Grenzflächen zu verbessern [8], wie z. B. die Einführung von SiO₂ [9], Si [10], GeO₂ [11], Al₂ O₃ [12, 13], GeO_x N_y [14, 15] und Seltenerdoxide [16, 17] als Grenzflächenkontrollschicht zwischen Ge-Substrat und Hoch-k Gate-Dielektrika. Insbesondere das GeO₂ /Ge-Struktur hat überlegene Grenzflächeneigenschaften, eine extrem niedrige Grenzflächenzustandsdichte (D_it ) von weniger als 1 × 10 ¹¹ cm ⁻² eV ⁻¹ erreicht werden [18]. Allerdings GeO₂ zersetzt sich über 425 °C und ist wasserlöslich. Als Ergebnis ein inakzeptables D_it wird immer für den Ge-MOS-Kondensator (MOSCAP) offenbart [6]. Glücklicherweise haben Kita et al. berichteten, dass die Deckschicht auf GeO₂ kann das GeO₂ . unterdrücken Degradierung; jedoch sollte die Wahl des Materials für die Deckschicht sehr entscheidend sein [19–21]. Zum Beispiel Si oder Y₂ O₃ arbeitet effizienter als HfO₂ um die Ge-O-Desorption zu verzögern. Diese Ergebnisse zeigen die Bedeutung von High-k-Materialien oder der Auswahl der Grenzflächenkontrollschicht, um das GeO₂ . zu hemmen Degradierung. Nakashimaet al. berichteten, dass ein sehr dünnes SiO₂ /GeO₂ Bilayer durch physikalische Gasphasenabscheidung (PVD) ist eine vielversprechende Zwischenschicht für die Ge-Passivierung, ein D_it von 4 × 10 ¹¹ cm ^-2 eV ⁻¹ wurde in der Nähe des Midgap erreicht [22, 23]. Liet al. führte das SiO₂ . ein Zwischenschicht auf Ge durch metallorganische chemische Gasphasenabscheidung (MOCVD) und SiO₂ Zwischenschicht kann die Ausdiffusion von Ge während HfO₂ . effektiv unterdrücken Wachstum und anschließender Temperprozess nach der Abscheidung [9]. Daher ist SiO₂ sollte eine wunderbare Grenzflächenkontrollschicht für Ge-Substrat sein. Im Vergleich zu PVD und MOCVD kann PEALD jedoch eine viel gleichmäßigere Passivierungsschicht bereitstellen, insbesondere bei ultradünnen Dicken. Daher PEALD-gebildetes SiO₂ kann eine vielversprechende Grenzflächensteuerschicht sein, um Hochleistungs-Transistorbauelemente auf Ge-Basis zu erreichen.

Hier haben wir in situ PEALD-gebildetes SiO₂ . eingeführt in HfO₂ /Ge-Stapel als Grenzflächenschicht. Die Grenzflächen-, elektrischen und Bandausrichtungseigenschaften von ALD HfO₂ Filme auf n-Typ-Ge-Substraten wurden sorgfältig untersucht. Das SiO₂ wurde zuerst auf den Ge-Substraten als Grenzflächenkontrollschicht durch PEALD abgeschieden. Dann HfO₂ Gate-Dielektrikum wurde in situ durch den thermischen ALD-Modus abgeschieden. Glühen nach der Abscheidung (PDA) bei 500 °C für 60 s in N₂ wurde für HfO₂ . durchgeführt /SiO₂ Gate-Dielektrikumstapel mit hohem k auf Ge. Die Röntgenphotoelektronenspektroskopie-Analysen zeigen, dass die Si-O-Ge-Zwischenschicht und GeO₂ Schicht wird auf der Ge-Oberfläche während PEALD SiO₂ . gebildet Ablage. Diese Si-O-Ge-Zwischenschicht zeigt nicht nur eine fantastische thermische Stabilität, sondern kann auch die thermische Zersetzung von GeO₂ . unterdrücken . Daher wurden für HfO₂ . gute elektrische Eigenschaften erzielt /Si-O-Ge/GeO₂ /Ge-Stapel. Im Vergleich zu MOCVD SiO₂ Zwischenschicht, in situ PEALD SiO₂ weist stark verbesserte elektrische Eigenschaften auf. Daher ist PEALD im Bereich der MOSFET-Herstellung eine viel leistungsfähigere Technologie als MOCVD, insbesondere für die Abscheidung von ultradünnen Grenzflächenkontrollschichten.

Methoden

Als Substrate wurden N-Typ Sb-dotiertes Ge (100) mit einem spezifischen Widerstand von 0.2–0.3 Ω∙cm verwendet. Die Substrate wurden zunächst durch Beschallung in Aceton, Ethanol, Isopropanol bzw. entionisiertem Wasser für 5 Minuten gereinigt. Dann wird eine verdünnte HBr-Lösung (H₂ O/HBr = 3:1) wurde verwendet, um die nativen Oberflächenoxide 5 min lang zu ätzen. Nach der nasschemischen Reinigung wurden die Substrate mit entionisiertem Wasser gespült und in reinem N₂ . trocken geblasen . Anschließend wurden die Substrate sofort auf die PEALD (Picosun SUNALE ^TM R-200) Kammer. Vor dem High-k HfO₂ Filmabscheidung, 10 Zyklen SiO₂ Film wurde bei 250 °C durch PEALD als Zwischenschicht abgeschieden, wobei ein Zyklus aus 1 s einer Si-Quelleninjektion, 10 s N₂ . bestand Spülen, 13,5 s Oxidationsmitteleinspritzung und 4 s N₂ Reinigung. Tris-(dimethylamino)-silan (TDMAS) und O₂ Plasma wurden als Si-Precursor und Oxidationsmittel für SiO₂ . verwendet Ablagerung bzw. TDMAS wurde bei Raumtemperatur aufbewahrt. Reines O₂ Gas (99,999 %) wurde als O₂ . verwendet Plasmaquelle. Die Plasmaleistung und O₂ die Gasflussrate betrug 2500 W bzw. 160 sccm. Die Wachstumsrate von PEALD SiO₂ wurde durch Ex-situ-Spektroskopie-Ellipsometrie zu ~0.7 Å/Zyklus bestimmt. Dann ~4 nm dickes HfO₂ Film wurde in situ bei 250 °C für 40 Zyklen durch thermische ALD abgeschieden, wobei ein Zyklus aus 0,1 s Hf-Quellendosierung, 4 s N₂ . bestand Spülen, 0,1 s H₂ O-Dosierung und 4 s N₂ Reinigung. Tetrakis-(ethylmethylamino)-hafnium (TEMAH) und H₂ O wurden als Hf-Vorläufer und Oxidationsmittel für HfO₂ . verwendet Ablagerung bzw. TEMAH wurde bei 150 °C und H₂ . verdampft O wurde bei Raumtemperatur gehalten. Reines N₂ (99,999 %) wurde als Trägergas und Spülgas verwendet. PDA wurde in N₂ . durchgeführt Umgebungstemperatur bei 500 °C für 60 s unter atmosphärischem Druck mit schnellem thermischen Glühen.

Die Grenzflächenstrukturen und die chemische Bindung der Filme wurden durch ex-situ-Röntgenphotoelektronenspektroskopie (XPS, Thermo Fisher K-Alpha) mit einer Standard-Al Kα (1486,7 eV)-Röntgenquelle untersucht. XPS-Spektren wurden bei einem Startwinkel von 90° aufgenommen. Die Bindungsenergieskala wurde mit dem Ge 3d_5/2 . kalibriert Spitze bei 29,4 eV. Darüber hinaus wurden XPS-Spektren mit Gauß-Lorentz-Funktionen (G-L) nach intelligenter Hintergrundsubtraktion ausgestattet. Pt-Oberseitenelektroden mit einer Fläche von 1,55 × 10 ⁻⁴ cm ² wurden auf der Oberfläche von HfO₂ . abgelagert Filme unter Verwendung einer Lochmaske durch Sputterverfahren für elektrische Messungen. Die Kapazität-Spannung-(C-V)- und Leckstromdichte-Spannung-(J-V)-Eigenschaften wurden mit einem Keithley 4200 Halbleiteranalysatorsystem mit einer Sondenplattform (Cascade Summit 12000B-M) gemessen.

Ergebnisse und Diskussion

Für das dünne PEALD SiO₂ (~0,7 nm) auf Ge zeigt Si 2p einen Peak bei 102,4 eV entsprechend der Si-O-Bindung (Abb. 1a), der kleiner ist als die Bindungsenergie des idealen SiO₂ [24]. Sowohl Siliziumsuboxid (SiO_x ) Abscheidung und Si-O-Ge-Bildung auf der Ge-Oberfläche während des PEALD-Prozesses kann die Verschiebung von Si 2p zu einer niedrigeren Energie bewirken. Daher wurde auch ein Si 2p-Spektrum von dickem PEALD (~7 nm) auf Ge durchgeführt. Es zeigt sich, dass es einen Hauptpeak bei 103,6 eV aufweist, der dem idealen SiO₂ . entspricht Kleben, wie in Abb. 1b gezeigt. Das hier von PEALD abgeschiedene Siliziumoxid ist also ideal SiO₂ . Neben dem starken Si-O-Si-Peak gibt es jedoch einen schwachen Peak bei ~102,4 eV, der der Si-O-Ge-Bindung auf der Ge-Oberfläche entsprechen sollte. Daher kann geschlossen werden, dass Si-O-Ge auf der Ge-Oberfläche im anfänglichen PEALD SiO₂ . gebildet wird Wachstum. Nach in-situ 4 nm HfO₂ Abscheidung nimmt die Si 2p-Peakintensität ohne offensichtliche chemische Verschiebung (102,3 eV) ab, wie in Abb. 1a gezeigt. Darüber hinaus ist das Si 2p Peak zeigt auch keine offensichtliche chemische Verschiebung (102,2 eV) nach dem PDA von 500 °C in N₂ , was auf die gute thermische Stabilität des HfO₂ . hindeutet /SiO₂ Schnittstelle während HfO₂ Abscheidung und PDA-Verfahren. In Hf 4f-Spektrum von HfO₂ . im abgeschiedenen Zustand /SiO₂ Gatestapel (Abb. 1c), das Dublett bei 16,5 und 18,2 eV kann Hf 4f_7/2 . zugeordnet werden und Hf 4f_5/2 Peaks von HfO₂ mit einer Spin-Bahn-Aufspaltungsenergie von 1,7 eV, im Einklang mit dem Literaturwert von HfO₂ [25]. Nach einer PDA von 500 °C zeigt das Hf 4f-Spektrum keine offensichtliche Änderung mit einer Verschiebung von nur 0,1 eV zu einer höheren Energie. Dies impliziert, dass während des PDA-Prozesses keine offensichtlichen Hf-Silikate gebildet werden. In Abb. 1d zeigt das Ge 3d-Spektrum der abgeschiedenen Probe die Dublett-Peaks bei 29,4 und 30,0 eV, die den Ge 3d5/2- und Ge 3d3/2-Peaks des Ge-Substrats mit der Spinorbit-Aufspaltungsenergie von . zugeordnet werden können 0,6 eV. Außer dem Signal des Ge-Substrats gibt es einen riesigen Peak bei 32,7 eV für die Ge-O-Bindung. Der Ge-O-Peak sollte aus der Bildung von Ge-O-Si und GeO₂ . resultieren . Das GeO₂ Schicht wurde durch Oberflächenoxidation mit Sauerstoffplasma während PEALD SiO₂ . gebildet Abscheidungsprozess. Daher ist die wirklich hergestellte Struktur hier HfO₂ /Si-O-Ge/GeO₂ /Ge-Stapel. Darüber hinaus zeigt das Ge 3d-Spektrum keine offensichtliche Änderung nach einer PDA-Behandlung bei 500 °C, was auf die thermische Stabilität von HfO₂ . hinweist /Si-O-Ge/GeO₂ /Ge-Stapel ohne GeO₂ Degradierung. Es wurde von Kita et al. dass einige Deckschichten auf GeO₂ könnte das GeO₂ . unterdrücken Zersetzung, wie Si oder La₂ O₃ [19]. Daher kann die durch PEALD induzierte Si-O-Ge-Zwischenschicht hier auch das GeO₂ . unterdrücken Zersetzung. Basierend auf der obigen XPS-Analyse kann geschlossen werden, dass eine ultradünne Si-O-Ge-Zwischenschicht auf der Ge-Oberfläche gebildet wird. Darüber hinaus zeigt diese Zwischenschicht eine fantastische thermische Stabilität ohne Bildung von Hf-Silikaten, sie kann auch das GeO₂ . hemmen Abbau.

XPS-Spektren von SiO₂ /Ge und HfO₂ /SiO₂ /Ge-Strukturen. a Si 2p-Spektren von SiO₂ , wie abgeschieden und geglüht HfO₂ /SiO₂ auf Ge. b Si 2p-Spektren von dickem SiO₂ (7 nm) auf Ge. c, d Hf 4f- und Ge 3d-Spektren von abgeschiedenem und geglühtem HfO₂ /SiO₂ /Ge-Strukturen

Abbildung 2a zeigt die hochfrequenten (1 MHz) C-V-Kurven von HfO₂ /SiO₂ Gatestapel auf Ge vor und nach PDA. Es kann festgestellt werden, dass die Flachbandspannung (V _fb ) Werte von HfO₂ /SiO₂ /Ge vor und nach PDA sind 0,42 bzw. 0,27 V. Das berechnete Ideal V _fb Wert beträgt 0,55 V. Das leicht negative V _fb Verschiebung zeigt positive feste Ladungen an, die durch die Sauerstoffleerstellen in den Dielektrika induziert werden können [26, 27]. Während des Glühprozesses in inerter Atmosphäre können mehr Sauerstoffleerstellen induziert werden, was zu einem leicht negativen V . führt _fb Schicht. In vielen veröffentlichten Literaturstellen wurde gezeigt, dass das GeO₂ Abbau während des Temperns verursacht das positive V _fb Schicht. Es wird angenommen, dass der Desorptionsprozess von Ge-O zusätzliche negative Ladungen erzeugt [28, 29]. Daraus kann auch geschlossen werden, dass GeO₂ Zersetzung wird durch Ge-O-Si-Zwischenschicht von V . unterdrückt _fb Schicht. Die Akkumulationskapazität steigt offensichtlich von ursprünglich 1,92 auf 2,25 μF/cm ² nach PDA. Die entsprechenden kapazitätsäquivalenten Dickenwerte (CET) der MOS-Kondensatoren können aus den Akkumulationskapazitäten der C-V-Kurven mit ε₀ . berechnet werden ε_r Klimaanlage_ac [30]. Daher wird nach PDA eine kleinere CET von 1,53 nm im Vergleich zu einer Probe im abgeschiedenen Zustand von 1,80 nm erhalten. Dies ist darauf zurückzuführen, dass nach dem PDA-Prozess eine dichtere und dünnere High-k-Schicht gewonnen werden kann. Abbildung 2b zeigt die Ableitstromeigenschaften von HfO₂ /SiO₂ Filme auf Ge vor und nach PDA. Bei der Vorspannung von V _fb + 1 V, die Leckstromdichte beträgt 2,1 × 10 ⁻³ A/cm ² und 2,2 × 10 ⁻⁴ A/cm ² für die Probe vor bzw. nach PDA. Die erhöhte Leckstromdichte nach PDA kann auch auf die Abnahme der Dicke der Gatedielektrika zurückgeführt werden.

Elektrische Eigenschaften von HfO₂ /SiO₂ Gatestapel auf Ge-Substraten vor und nach 500 °C PDA. a Hochfrequente (1 M Hz) C-V-Kurven. b J-V-Kurven

Um die Grenzflächenqualität von HfO₂ . zu untersuchen /SiO₂ /Ge quantitativ die Grenzflächenzustandsdichte (D _es ) wurde nach der Leitwertmethode [31] bestimmt. Abbildung 3 zeigt die Verteilung von D _es unten E_c in der Bandlücke, die durch die Leitfähigkeitsmethode bei Raumtemperatur für Pt/HfO₂ . extrahiert wurde /SiO₂ /Ge vor und nach 500 °C PDA. Das D _es kann grob berechnet werden aus D _es = 2.5 × (G _p /w )_max /A q, wobei (G _p /w )_max ist der Spitzenwert der Leitwert-Spannungs-Kennlinie, f (=w /2π) ist die Frequenz, A die Elektrodenfläche ist und q ist die Elementarladung. Daher D _es Werte von Pt/HfO₂ /SiO₂ /Ge-Strukturen ohne und mit PDA werden mit 4,05 × 10 ¹² . bestimmt eV ⁻¹ cm ^-2 und 5,37 × 10 ¹² eV ⁻¹ cm ⁻² bei E-E_v = 0,38 eV. Das untere D _es Werte von 2,03 × 10 ¹² cm ⁻² eV ⁻¹ und 2,67 × 10 ¹² cm ⁻² eV ^-1 nahe dem unteren Ende des Leitungsbandes werden für die Proben ohne bzw. mit PDA beobachtet.

Verteilung von D_it unten E_c in der Bandlücke bei Raumtemperatur für Pt/HfO₂ /SiO₂ /Ge vor und nach 500 °C PDA

Abbildung 4 veranschaulicht die Leckstromdichte (J _g )-CET-Beziehung eines Ge-basierten MOS-Kondensators mit unterschiedlicher Grenzflächenkontrollschicht [32, 33]. Im Vergleich zu dem S-passivierten Ge ohne Zwischenschicht, über das in unserer früheren Arbeit [34] berichtet wurde, ist das HfO₂ /SiO₂ /Ge zeigt in dieser Arbeit stark verbesserte Eigenschaften bei kleinerer CET (1,53 vs. 2,18 nm), Leckstromdichte (2,1 × 10 ⁻³ gegenüber 3,1 A/cm ² ) und D _es (4,37 × 10 ¹² gegenüber 8,61 × 10 ¹² eV ⁻¹ cm ⁻² ). Dies impliziert, dass in situ PEALD-gebildetes SiO₂ ist eine wunderbare Passivierungsschicht für Ge. Im Vergleich zu dem ex situ gebildeten SiO₂ Zwischenschicht durch MOCVD [9], die Probe mit in situ PEALD gebildetem SiO₂ Zwischenschicht in dieser Arbeit zeigt eine bessere elektrische Leistung sowohl bei kleinerer CET (1,53 vs. 1,75 nm) als auch bei der Leckstromdichte (2,1 vs. 3,9 mA/cm ² .) ). Dies ist darauf zurückzuführen, dass SiO₂ von PEALD abgeschieden sind gleichmäßiger als MOCVD, insbesondere bei ultradünnen Dicken.

Leckstromdichte (Jg)-CET-Beziehung für Ge-basierte MOS-Kondensatoren mit unterschiedlicher Grenzflächensteuerschicht

Die Bandausrichtung bei HfO₂ /SiO₂ Die /Ge-Grenzfläche wurde auch durch Messung des Valenzband-Offsets ∆E _{v . bestimmt} (VBO) mit XPS. Die VBO-Werte können unter der Annahme erhalten werden, dass die Energiedifferenz zwischen dem Kernniveau und der Valenzbandkante (VB) des Substrats mit/ohne Abscheidung von Dielektrikafilmen konstant bleibt [35]. Hier wurde das Ge-Substrat als Referenz gewählt, um die VBO zwischen Gate-Dielektrika-Stapel und Ge-Substrat zu bestimmen. Abbildung 5a zeigt die VB-Spektren des sauberen Ge-Substrats, wie abgeschieden und geglüht HfO₂ /SiO₂ /Ge-Stapel, die jeweils durch die lineare Extrapolationsmethode bestimmt wurden. Die VB-Kante des sauberen Ge-Substrats wurde mit 0,10 eV bestimmt. Und die VB-Kanten des abgeschiedenen und geglühten HfO₂ /SiO₂ Proben werden mit 2,55 bzw. 2,79 eV ermittelt. Es ist zu erkennen, dass es in den VB-Spektren für HfO₂ . einen kleinen Schwanz gibt /SiO₂ /Ge-Stapel, was dem Ge-Substratsignal entspricht [36]. Die Vorderkante dieses schwachen Schwanzes wird mit 0,10 eV gemessen und entspricht der VB-Kante des Ge-Substrats. Daher sind die VBOs an der Schnittstelle von HfO₂ /SiO₂ /Ge mit und ohne PDA wird auf 2,69 bzw. 2,45 eV geschätzt. Der Leitungsband-Offset ∆E _c (CBO) kann durch Subtrahieren des VBO und der Bandlücke des Substrats von der Bandlücke von HfO₂ . erhalten werden :

Bandausrichtung von abgeschiedenem und geglühtem HfO₂ /SiO₂ Film über Ge. a Valenzbandspektren des Ge-Substrats, wie abgeschieden und getempert HfO₂ /SiO₂ Filme. b Schema der Bandausrichtung von abgeschiedenem und geglühtem HfO₂ /SiO₂ Film auf Ge

$$ \varDelta {E}_c={E}_g\left({\mathrm{HfO}}_2\right) - {E}_g\left(\mathrm{Ge}\right) - \varDelta {E}_v , $$

wo E _g (HfO₂ ) und E _g (Ge) sind die Bandlücke von HfO₂ bzw. Ge. Die Bandlücken von Ge und HfO₂ 0,67 bzw. 5,6 eV betragen. Daher sind die CBO-Werte an der Grenzfläche von HfO₂ /SiO₂ /Ge mit und ohne PDA wird auf 2,24 bzw. 2,48 eV geschätzt. Die CBO-Werte stimmen mit den zuvor berichteten Daten von 1,8–2,6 eV überein [37]. Abbildung 5b veranschaulicht die entsprechende Bandausrichtung von abgeschiedenem und getempertem HfO₂ /SiO₂ /Ge-Strukturen. Offensichtlich ist das HfO₂ /SiO₂ Gate-Dielektrikumstapel mit hohem k auf Ge weisen große VBO- und CBO-Werte mit enormen Barrierehöhen auf, um Leckströme zu verhindern.

Schlussfolgerungen

Zusammenfassend lässt sich sagen, dass SiO₂ Zwischenschicht wurde in HfO₂ . eingeführt Gate-Dielektrika auf n-Ge-Substraten erfolgreich durch in situ PEALD. Wir haben die Grenzfläche, die elektrischen Eigenschaften und die Bandausrichtung von HfO₂ . untersucht /SiO₂ /Ge MOS. Es wurde gezeigt, dass die Ge-O-Si-Zwischenschicht und GeO₂ Schicht wird auf der Ge-Oberfläche während der in situ SiO₂ . gebildet Ablage. Diese Ge-O-Si-Zwischenschicht zeigt eine fantastische thermische Stabilität während der PDA ohne Bildung von Hf-Silikaten. Darüber hinaus kann die Ge-O-Si-Zwischenschicht auch das GeO₂ . hemmen Abbau während des Glühprozesses. Das HfO₂ /SiO₂ /Ge-Probe nach PDA zeigt einen CET-Wert von 1,53 nm mit einer geringen Leckstromdichte von 2,1 × 10 ⁻³ A/cm ² bei V_fb + 1 V. Die VBO-Werte bei HfO₂ /SiO₂ /Ge mit und ohne PDA werden zu 2,69 und 2,45 eV bestimmt, und die CBO-Werte betragen 2,24 bzw. 2,48 eV. Im Vergleich zum ex situ gebildeten SiO₂ Zwischenschicht durch MOCVD, die Probe mit in situ PEALD-gebildetem SiO₂ Zwischenschicht in dieser Arbeit zeigt eine verbesserte elektrische Leistung, die der Tatsache zugeschrieben wird, dass SiO₂ von PEALD hinterlegt sind einheitlicher als MOCVD. Daher ist PEALD eine viel leistungsfähigere Technologie für die Abscheidung von ultradünnen Grenzflächenkontrollschichten als MOCVD.