Brevet FR2604296A1 — publié le 19880325

La présente invention se rapporte à un procédé pour la production de films semiconducteurs composés et en particulier de films semiconducteurs comiposés III-V ou II-VI. Afin de faire croître des films semiconducteurs composés sur les surfaces de substrats, on a conçu et démontré la méthode de dépôt de vapeur chimique métallorga- nique (MOCVD), l'épitaxie par faisceau moléculaire (MBE), l'épitaxie par couche atomique (ALE), l'épitaxie par couche moléculaire (MLE)et ainsi de suite. La méthode MOCVD est révélée en détail, par exemple, par H.M. Manasevit et autres (J. Electrochen. Soc. 120 (1973), 569). Selon cette méthode, comme le montre la figure 1, des composés organométalliques et des composés d'hydrure sont transportés par de l'hydrogène comme gaz porteur sur la surface chauffée d'un substrat de manière qu'une couche semiconductrice composée soit formée sur la surface du substrat par des décompositions thermiques. Par exemple, dans le cas de GaAs qui est l'un des semi- conducteurs composés III- V, on introduit, sur la surface d'un substrat chauffé 1 disposé dans un récipient réaction- nel 3, du triméthyl gallium (CH3)3Ga qui est un composé organométallique de Ga et de l'arsine qui est un composé d'hydrure de As, on les décompose et on les diffuse en une couche limite de vitesse 2 définie adjacente au substrat I de manière que les atomes complètement décompo- sés de GaAs adhèrent à la surface du substrat 1 pour ainsi faire croître un cristal de GaAs. Tandis que le triméthyl gallium (TMG) n'est presque pas décomposé en dehors de la couche limite 2, il est presque décomposé à 100% sur la surface du substrat 1, donc il existe un gradient de concentration de triméthyl gallium dans la couche limite 2. Le taux de croissance est à peu près proportionnel au gradient de concentration, donc le taux de croissance devient plus important du côté amont o la couche limite 2 est mince et le taux de croissance diminue graduellement en aval, comme le montre la figure 2. Ainsi, le défaut le plus grave de la méthode MOCVD est que l'épaisseur de la couche formée sur la surface d'un substrat n'est pas uniforme. Par ailleurs, la recherche et le développement de dispositifs semiconducteurs ayant une structure extrêmement fine comme une structure à puits quantique, une structure super-réticulée et ainsi de suite, se développe et nécessite maintenant une technique épitaxiale permettant de contrôler une couche atomatique simple selon la méthode MOCVD, le taux de croissance est déterminé par un taux d'alimentation en matièrespremièreset, comme on l'a décrit ci-dessus, l'épaisseur de la couche formée n'est pas uniforme sur toute la surface d'un substrat, donc il est presqu'impossible de contrôler la couche atomique simple sur la large surface du substrat. MBE est révélée en détail par exemple, par L.L. Chang et autres (J. Vac. Sci. Technol. Vo.10, No. 1, p.11+ (1973)). Les éléments comme matièrespremières, Ga et As dans le cas de GaAs, sont chauffés dans un vide poussé et le cristal de GaAs se dépose à la surface d'un substrat. Cependant, il est également difficile de contrôler la couche atomique simple sur la large surface du substrat du fait de la distribution non uniforme, dans l'espace, du faisceau moléculaire. ALE (brevet US NO 4 058 430, 1977) a été proposée par T. Suntola et autres en tant qu'amélioration de MBE. Selon cette méthode, des éléments semiconducteurs sont alternativement fournis sous la forme d'impuisions, et des couches atomiques simples sont alternativement formées à la surface du substrat. Cette méthode est avantageuse par le fait que l'épaisseur du film peut être contrôlée avec une précision d'une couche atomique, mais dans cette méthode,un élément ayant une forte pression de vapeur a tendance à se vaporiser, ce qui a pour résultat des défauts de réseau, avec ainsi pour résultat une dégradation du cris- tal. T. Suntola et autres ont présenté divers rapports sur la formation des films minces composés par ALE dans Thin Solid Films 65 (1980), pages 301-307; et d'autres publications, mais les composés formés sont presque des semiconducteurs composés II-VI et des oxydes et un semiconducteur composé III-V. En effet, GaP n'est révélé que dans l'un des Exemples du brevet US NO 4 058 430. La formation de GaAs et de AlAs n'est pas révélée. La raison pour laquelle les applications de cette méthode à la formation de composés III- V sont moindres réside dans le fait que la pression de vapeur d'un atome du groupe III est extrêmement faible. En effet, lorsque des atomes du groupe III sont fournis, seule une adsorption se produit et l'adsorption continue après formation d'une couche atomique adsorbée. MLE qui peut utiliser ALE dans la formation de films semiconducteurs composés III-V a été proposée par Nishizawa et autres (J. Electrochem. Soe; SOLID-STATE SCIENCE AND TECHNOLOGY: Vol. 132, NO 5, 1197-1200, 1985). L'une des caractéristiques importantes de MLE réside dans le fait que, comme en réponse à la fourniture d'atomes du groupe III,seule une adsorption se produit et que l'adsorption par une seule couche atomique ne peut être interrompue, les atomes du groupe III sont fournis sous la forme d'une molécule ayant une forte pression de vapeur. Selon cette méthode, l'adsorption des molécules de matière par une seule couche moléculaire, les réactions chimiques, l'enlèvement des produits réactionnels et la croissance du film se passent dans l'ordre nommé. La figure 3 est un diagramme des temps pour l'introduction des éléments de matière et la figure 4 est une vue schématique utilisée pour expliquer le mécanisme de croissance. L'arsine est introduite sur la surface d'un substrat chauffé 1 dans un vide poussé puis est épuisée, et il se forme ainsi une couche moléculaire simple d'arsine comme montré en (a) sur la figure 4. L'arsine adsorbée est soumise à une décompposi- tion thermique, et il se forme une couche atomique simple de As comme cela est montré en (b) sur la figure 4. Ensuite, du triméthyl gallium est introduit et décomposé à la surface du substrat, et il se forme une couche moléculaire simple de GaAs comme montré en (c) et (d) à la figure 4. Le système est de nouveau épuisé, pour ainsi décharger l'excès de triméthyl gallium. Lorsque les étapes cidessus décrites sont répétées, une couche atomique simple croît à raison d'une couche après l'autre. Cependant, la méthode ci-dessus décrite présente les défauts suivants: (1) Une couche moléculaire simple de triméthyl gallium est adsotbée à la surface d'un substrat puis est soumise à la décomposition thermique, et il se forme ainsi une couche atomique simple de Ga. Cependant, il est impossible de former une surface atomique simple de Ga qui couvre % de la surface du substrat du fait de l'interférence tridimensionnelle et de la répulsion entre les molécules de triméthyl gallium. Par suite, il est impossible, en principe, d'atteindre l'épaisseur d'une couche atomique simple en un cycle. (2) Pendant la période de croissance, lorsque -1MG est introduit ou épuisé ou lorsque AsH3 est épuisé, il se produit un cas o il n'existe plus de As dans l'atmosphère de croissance. Par suite, comme As a une forte pression de vapeur, As quitte la couche formée, laissant des vides qui sont remplis par des impuretés. Par conséquent, il en résulte un niveau profond d'impureté en association avec les vides de As. Additionnellement, cette méthode est effectuée dans un vide poussé, donc il n'existe pas d'hydrogène et les radicaux méthyles résultant de la décomposition du triméthyl gallium ne sont pas réduits par l'hydrogène et le carbone en radicaux méthyles réagissant - avec les vides de As et incorporés dans la couche en crois- sance, formant ainsi des accepteurs de carbone. Dans les rapports cidessus décrits, Nishizawa et autres indiquent que la couche formée est du type p avec une concentration 19 -3 en porteurs de l'ordre de 10 9cm 3 ce qui prouve la contamination de la couche formée par la carbone. 3) Comme la décomposition du triméthyl gallium prend relativement longtemps et que de plus, une période d'épui- sement est nécessaire, la durée du cycle devient plus longue et est de l'ordre de 33 secondes. Par suite, afin d'obtenir la couche de croissance d'un micron, il faut plus de 30 heures, ce qui n'est pas satisfaisant, dans la pratique. Pour améliorer les défauts ci-dessus mentionnés, une proposition a été faite d'une méthode de préparation d'un film mince de GaAs en introduisant alternativement le triéthyl gallium (TEG) et l'arsine (AsH3) sur un substrat (46ème Rencontresd'Automne; Japan Society of Applied Physic, 2 Octobre 1985) et une méthode o l'on fait s'écouler normalement AsH3 qui est diluée par l'hydrogène sur un substrat en introduisant alternativement TEG et AsH3 à une concentration supérieure (Int. Symp. GaAs and Related Compounds., Septembre 1985 et Japanese J. Appl. Phys. Volume 24, NO 12, pages L962-L964). Les vides de As et les accepteurs de carbone sont faibles dans le film de GaAs obtenu par ces méthodes. Et la croissance du film de GaAs peut être contrôlée par l'épaisseur de la couche atomique simple et le taux de croissance est très accru. Mais il y a des défauts de surface dans le film de GaAs épitaxié selon ces méthodes, et la qualité du cristal n'est pas encore suffisante. Par ailleurs, le procédé de fabrication de circuits intégrés de GaAs comme des transistors à effet de champ métaloxydes semiconducteurs de GaAs demande un procédé technique capable de former des électrodes ohmiques de faible résistance. Par conséquent, un procédé d'introduc- tion d'une forte concentration d'une couche n (>5xlO19cm-3) est requis. A cette fin, une méthode d'implantation d'ions ou une méthode de croissance épitaxiée ont été conçues et démontrées. La méthode d'implantation d'ions est appropriée à la fabrication de structures fines mais pose des problèmes par le fait qu'une introduction de défauts est provoquée par l'imp. antation d'ions et qu'une étape de recuit est de plus nécessaire. Par ailleurs, la méthode de dépôt de vapeur chimique métallorganique (MOCVD) qui appartient à une méthode de croissance épitaxiée est excellente parce que, dans le cas de la formation d'un film semiconducteur composé III-V, l'épaisseur du film peut être contrôlée à un degré relativement élevé de précision de l'ordre de nm et parce qu'elle est adaptéeà la production en masse. Cette méthode sera décrite en se référant au dopage de Si dans GaAs qui est un semiconducteur composé III-V typique. Un composé de gallium organique tel que le triméthyl gallium, l'arsine (AsH3) qui est un hydrure d'un élément du groupe V, le silane (SiH4) qui est un hydrure d'un élément du groupe IV et un hydrogène comme gaz porteur sont introduits sur la surface d'un substrat qui est chauffé à de hautes températures (650-750 C), pour ainsi former une couche de GaAs du type n dopée de Si, résul- tant de la décomposition thermique. Cependant, il n'y a pas encore de rapport que la méthode de MOCVD ait réussi à doper plus de 5xlO18cm-3 (Duchemin et autres: J. Electro- chem. Soc. 126, 1134 (1979)). Les raisons résident dans les faits que la décomposition thermique du silane est difficile et que dans le cas de la fourniture de silane à une forte concentration, des réactions se produisent entre les gaz et donc le taux de croissance est diminué et la surface du cristal est dégradée. D'une manière identique, dans le cas du germanométhane (GeH4) (Duchemin et autres,), du séléniuze d'hydrogène (H2Se) ou du sulfure d'hydrogène (H2S), qui sont des hydrures des éléments du groupe VI, le dopage du type n au delà de 5xlO18cm-3 a été impos- sible (Bass and Oliver: International Simposium on GaAs and Related Compounds, St. Louis, 1976, édité par L. F. Eastman (Inst. Phys. Conf. Ser. N 33b, Londres 1977), page 1). Les raisons en sont que dans le cas o l'on fournit un gaz dopant à une forte concentration, il réagit avec les molécules de matière dans la phase vapeur avec pour résultat la diminution du taux de croissance et la dégradation des surfaces. Même dans le cas du dopage du type p avec le diméthyl zinc et le diéthyl zinc qui sont des composés organométalliques des éléments du groupe II, il était impossible de doper au delà de 10 19cm-3 (Aebi et autres: J. Cryst. Growth 55 (1981) 517). La raison en est que dans le cas de l'introduction d'un gaz dopant à une forte concentration, il réagit avec les molécules de matière dans une phase gazeuse, avec pour résultat la diminution du taux de croissance et la dégradation de la surface. Comme méthode pour doper des impuretés uniquement dans une couche atomique simple et former un film mince semiconducteur composé dopé III-V, on peut utiliser une méthode de dopage d'une couche atomique utilisant les méthodes MBE et MOCVD. Avec un exemple dans lequel GaAs qui est un semiconducteur composé III-V typique est dopé avec une couche atomique simple de Si, les méthodes MBE et MOCVD sont expliquées. Selon la méthode MBE, on dépose Ga et As à la surface d'un substrat de GaAs qui est chauffé dans un vide poussé. Ensuite, le flux de Ga est interrompu de manière que la croissance des cristaux de GaAs soit arrêtée et un flux de Si est fourni en même temps que le flux de As. Ensuite, on dépose de nouveau Ga et As, pour ainsi pouvoir obtenir un cristal de GaAs dopé de Si en une couche atomique simple. La densité de surface maximale disponible jusqu'à maintenant par cette méthode est de 5xlO13cm-2 (S. Sasa, S. Muto, K. Kondo, H. Ishikawa et S. Hiyamizu: Jpn. J. Appl. Phys. 24 (1985)L602). Cependant, l'alimenta- tion en flux de As et Si doit être continuée pendant plus de 300 secondes afin d'obtenir une aussi haute densité de surface que celle décrite cidessus, donc l'efficacité de dopage des atomes de Si est extrêmement faible. Selon la méthode MOCVD, un composé de gallium organique et une arsine avec l'hydrogène comme gaz porteur, sont fournis à la surface d'un substrat chauffé en GaAs. Ensuite, l'alimentation en composé de gallium organique est interrompue puis on applique l'arsine et le sil.:ne. Ensuite, on fournit de nouveau l'arsine et le composé de gallium organique, pour ainsi pouvoir obtenir un cristal de GaAs dopé de Si en une couche atomique simple. Cepen- dant, selon cette méthode, la densité de surface maximale est extrêmement faible et est inférieure à 10 12cm-2 (H. Ohno, E.Ikeda et H. Hasegawa: Jpn. J. Appl. Phys. 23 (1984) L369). La raison en est que, comme la température de croissance est aussi élevée que 700 C et que donc les atomes de Si se diffusent pendant la croissance du cristal, la diffusion des atomes de Si ne peut être interrompue uniquement en une couche atomique simple. Dans le cas du dopage de Si dans GaAs par les deux méthodes MBE et MOCVD, le dopage est effectué avec un excès d'atomes de As; en effet, le dopage est toujours effectué dans une surface stabilisée en As. Lorsque Si est dopé dans une surface de Ga par une méthode convention- nelle, le faisceau de As ou l'alimentation en AsH3 est interrompu, donc des atomes de As ayant une forte pression de vapeur s'évaporent du dessous de la surface de Ga, affectant de manière néfaste la régularité de surface d'un film mince. Par suite, il a été impossible de doper une surface de Ga au moyen de Si. Par ailleurs, selon la méthode MOCVD, comme cela est rapporté par T.K. Kuech et autres (Appl. Phys. Lett 44 (1984) 986), l'efficacité de dopage de SiH4 dépend de manière considérable de la température de croissance et plus la température est élevée, plus la concentration en porteursdevient importante. Les résultats expérimentaux montrent que lorsqu'il existe une distribution de tempéra- ture à la surface d'un substrat, on ne peut obtenir un dopage uniforme dans la surface comme cela est rapporté par Kuech et autres. Additionnellement, dans le cas du dopage à une concentration supérieure, la température de croissance doit être élevée. Par suite, on ne peut définir distinctement un profil du fait de la diffusion des atomes de dopage. Comme on l'a décrit ci-dessus,. selon les méthodes MBE et MOCVD, la puissance d'adsorption des molécules de dopage est faible, il en résulte donc une élimination. En conséquence, la concentration de dopage est limitée. Selon la méthode ALE proposée par Suntola et la méthode MLE proposée par Nishizawa et autres, la pureté d'une couche non dopée est considérablement faible et la recherche du dopage n'a pas été faite, donc la présente invention n'est pas comparée aux méthodes ALE et MLE. La présente invention a été effectuée pour sur- monter les problèmes ci-dessus et d'autres encore ainsi que les défauts rencontrés dans les méthodes de l'art antérieur. La présente invention a pourobjet une méthode permettant de contrôler le taux de croissance d'une couche atomique simple sur la totalité de la surface d'un substrat, permettant la croissance de films semiconducteurs composés de haute qualité, presqu'exempts de défauts dans le réseau et d'impuretés, permettant la croissance de structures hétérogènes ayant un changement brusque de composition dans une couche atomique et pouvant s'appliquer à une grande variété de domaines. La présente invention a pour autre objet une méthode de formation de films minces en un semiconducteur composé et structures hétérogènes ne présentant pas les défauts des surfaces et des surfaces limites hétérogènes et moins de niveaux profonds. La présente invention a pour autre objet une méthode de formation de films minces semiconducteurs composéspermettant d'effectuer un dopage à une forte concentration dans un semiconducteur composé à de relative- ment faibles températures de croissance, permettant de réduire la diffusion des dopants entre une couche de dopage et une couche non dopée à un minimum et permettant de diminuer des défauts de la surface du cristal, des surfaces de dopage dans les cristaux et la surface limite hétérogène. La présente invention a pour autre objet un dispositif pour former non seulement des films minces semiconducteurscomposésde haute qualité, o une couche mince épitaxiée que l'on fait croître, peut être contr6ôlée en épaisseur à une précision d'une épaisseur d'une couche atomique simple et qui ne présentent pas de impuretés ni de défauts de surface et de structures hétérogènes ayant un changement brusque de composition dans une couche atomique mais également des films minces semiconducteurs composéspouvant être dopés à une forte concentration. Dans le premier aspect de la présente invention, un procédé de préparation de films minces semiconducteurs composés o un composé organométallique contenant un élément du groupe III ou II et un hydrure contenant un élément du groupe V ou VI sont introduits sur un substrat chauffé et sont soumis à une décomposition thermique, pour ainsi faire croître un semiconducteur composé III-V ou II-VI sur le substrat, consiste à: tout en faisant normalement s'écouler un premier gaz porteur et un hydrure qui est dilué à une première concentration à laquelle l'hydrure ne réagit pas chimique- ment avec le composé organométallique pour produire un composé III-V ou II-VI et qui contient un élément du groupe V ou VI, répéter un cycle comprenant une étape pour l'intro- duction, sur le substrat, de l'hydrure qui est dilué avec un second gaz porteur à une concentration supérieure à la première concentration; une étape pour l'interruption de l'introduction de l'hydrure à la seconde concentration; une étape pour l'introduction, sur le substrat, d'un composé organométallique qui est dilué avec un troisième gaz porteur et qui contient un élément du groupe III ou II; une étape pour l'interruption de l'introduction du composé organométallique; et une étape pour l'introduction d'un halogénure d'hydrogène qui est dilué avec un quatrième gaz porteur. Là, les premier, second, troisième et quatrième gaz porteurs peuvent se composer d'hydrogène. La première concentration de l'hydrure peut être une fraction molaire de moins de 4xlO5. La seconde concentration de l'hydrure peut être une fraction molaire de plus de lxlO. La concentration diluée du composé organométallique peut être une fraction molaire de plus de lxiO 4. La concentration de l'halogé- nure d'hydrogène peut être une fraction molaire de plus de 1xlO4. L'halogénure d'hydrogène peut être un chlorure d'hydrogène. La température du substrat peut être maintenue à une température supérieure à 400 C mais inférieure à 600 C. Deux types de composés organométalliques contenant des éléments de métaux différents peuvent être introduits en tant que composés organométalliques, sur le substrat. Le composé organométallique peut être un composé organo- métallique contenant des radicaux éthyles. Dans le second aspect de la présente invention, un procédé de préparation de films minces semiconducteurs composés consiste à: tout en faisant normalement s'écouler, sur un substrat, un gaz porteur d'hydrogène et de l'arsine (AsH3) qui est diluée à une première concentration dans laquelle l'arsine ne réagit pas chimiquement avec un composé organométallique pour produire un composé III-V; répéter un cycle comprenant une étape pour l'introduction, sur le substrat, de l'arsine qui est diluée avec l'hydrogène comme gaz porteur à une seconde concentra- tion; une étape pour l'interruption de l'introduction de l'arsine à la seconde concentration; une étape pour l'introduction, sur le substrat d'un composé organométallique qui est dilué avec l'hydrogène comme gaz porteur et qui contient un élément du groupe III, pour ainsi faire croître un film semiconducteur composé mince sur le substrat; et une étape pour l'introduction à toute étape du cycle, du silane (SiH4) en même temps que le composé organométallique contenant un élément du groupe III, pour. ainsi doper le semiconducteur composé. Dans le troisième aspect de la présente invention, un procédé de préparation de films minces semiconducteurs composés consiste à: tout en introduisant, sur un substrat, un gaz porteur d'hydrogène et un hydrure qui est dilué à une première concentration à laquelle l'hydrure ne réagit pas chimiquement avec un composé organométallique pour produire un composé III-V et qui contient un élément du groupe V; répéter un cycle consistant en une étape pour l'introduction,sur le substrat,de l'hydrure qui est dilué avec l'hydrogène comme gaz porteur à une seconde concen- tration supérieure à la première concentration; une étape pour l'interruption de l'introduction de l'hydrure à la seconde concentration, une étape pour l'introduction, sur le substrat, d'un composé organométallique qui est dilué avec l'hydrogène comme gaz porteur et qui contient un élément du groupe III, une étape pour l'interruption de l'introduction du composé organométallique, une étape pour l'introduction de l'halogénure d'hydrogène dilué avec l'hydrogène comme gaz porteur, et une étape pour l'interruption de l'introduction de l'halogénure d'hydrogène, pour ainsi former un film semiconducteur composé mince sur le substrat; et une étape pour l'introduction, sur le substrat, du gaz hydrogène en même temps qu'un composé contenant un élément du groupe IV, VI ou II afin de doper ainsi le semiconducteur composé. Là, le composé contenant un élément du groupe IV, V ou II peut être introduit en même temps que le composé organométallique contenant un élément du groupe III. Le composé contenant un élément du groupe IV,-VI ou II peut être introduit immédiatement après l'interruption de l'introduction de l'élément du groupe III. Le composé contenant un élément du groupe IV, VI ou II peut être introduit immédiatement après l'interrup- tion de l'introduction de l'hydrure dilué à la seconde concentration et maintenu pour être introduit pendant toutes les étapes. Le composé contenant un élément du groupe IV peut être du silane (SiH4). La fraction molaire du silane peut être comprise entre 10-7 et 10-3 L'invention sera mieux comprise, et d'autres buts, caractéristiques, détails et avantages de celle-ci apparaîtront plus clairement au cours de la description explicative qui va suivre faite en référence aux dessins schématiques annexés donnés uniquement à titre d'exemple illustrant plusieurs modes de réalisation de l'invention et dans lesquels: - la figure 1 est une vue utilisée pour expliquer une méthode conventionnelle de dépôt de vapeur chimique métallorganique (MOCVD); - la figure 2 montre la distribution de l'épaisseur d'un semiconducteur composé formé par la méthode MOCVD, la distance de l'extrémité supérieure du substrat étant indiquée, en cm, en abscisses et la croissance en termes d'épaisseur, en um, en ordonnées; la figure 3 est une diagramme des temps illustrant la cadence de l'introduction des éléments de source dans la méthode conventionnelle d'épitaxie de couche moléculaire (MLE), o a indique arsine, b indique triméthyl gallium, et c indique l'échappement; - la figure 4 est une vue utilisée pour expliquer la méthode MLE conventionnelle; - la figure 5 est une vue utilisée pour expliquer le principe sur lequel repose la présente invention; - la figure 6 est une vue schématique d'un appareil utilisé pour la mise en oeuvre de la présente invention; - la figure 7 est un diagramme des temps illustrant la cadence de l'introduction d'un gaz de source avec respectivement, indiquée en ordonnées, la fraction molaire de AsH3, la fraction molaire de TMG et la fraction molaire de HCl; - la figure 8 montre l'effet de la concentration de l'arsine qui est normalement forcée à s'éloigner, la -4 fraction molaire de AsH3, 10, étant indiquée en abscisses et la croissance en termes d'épaisseur en ordonnées; - la figure 9 montre l'effet de la concentration de l'arsine formant une couche atomique simple de As, la fraction molaire de AsH3 étant indiquée en abscisses et la croissance en termes d'épaisseur en ordonnées; - la figure 10 nontre l:uffet de la concentration du triméthyl gallium, la fraction molaire de TMG étant indiquée en abscisses et la croissance en termes de l'épaisseur en ordonnées; - la figure 11 est un diagramme utilisé pour expliquer les effets de la réduction des densités des défauts de surface selon la concentration du chlorure d'hydrogène, la fraction molaire de HCl étant indiquée en abscisses et la densité des défauts de surface en ordonnées; - la figure 12 est un diagramme illustrant la dépendance entre la croissance, en ordonnées, et la tempé- rature de croissance,en abscisses; - la figure 13 montre la distribution d'épaisseur de GaAs formé par une méthode selon la présente invention, la distance de l'extrémité supérieure d'un substrat en cm étant indiquée en abscisses et l'épaisseur d'une couche en croissance en ordonnées; - la figure 14 est une vue illustrant la dépendance ent-re l'épaisseur de GaAs formé sur un cycle d'introduction d'un gaz d'une source, les cycles étarrtindiqués en abscisses et la croissance en ordonnées; - la figure 15A montre les défauts de surface d'une couche épitaxiée de GaAs formée sans l'introduction de chlorure d'hydrogène; - la figure 15B est une image microscopique optique illustrant les défauts de surface de sa surface de scission; - la figure 15C est une vue utilisée pour expliquer la figure 15B o a désigne le défaut de surface, b la couche épitaxiée et c le substrat; - la figure 16 est un graphique illustrant les relations entre la densité des défauts de surface, en ordonnées,d'une couche formée et la température de croissance, en abscisses, lorsque du chlorure d'hydrogène est introduit (courbe B) ou n'est pas introduit (courbe A); - la figure 17 est un graphique illustrant les relations entre l'intensité de photoluminescence,en ordonnées, et la température de croissance, en abscisses, lorsque l'on introduit du chlorure d'hydrogène (courbe B) ou lorsque l'on n'en introduit pas (courbe A); - la figure 18 est un spectre de photoluminescence d'un film mince épitaxié de GaAs obtenu par une méthode de la présente invention, la longueur d'onde en nm étant indiquée en abscisses; - les figures 19A et 19B sont des diagrammes des temps illustrant la cadence de l'introduction des gaz de source dans le cas o l'on forme une structure hétérogène composée du semiconducteur composé; la figure 20 est une vue illustrant une structure hétérogène formée; - la figure 21 est une vue utilisée pour expliquer une structure d'un alliage ordonné formée; - la figure 22 est un diagramme des temps illustrant la cadence de l'introduction des gaz de source; - la figure 23 est un graphique illustrant la relation enrcre la température de croissance, en abscisses, et la concentration en Si et en C, en ordonnées; - la figure 24 est un graphique illustrant la relation entre la température de croissance et la concen- tration en électrons; - la figure 25 est un graphique illustrant la relation entre la température et la mobilité des électrons ainsi que la concentration des porteurs superficiels, -2 en cm; - les figures 26A, 26B et 26C sont des vues utili- sées pour expliquer le principe sur lequel repose le dopage selon la présente invention; - la figure 27 est un diagramme des temps illustrant la cadence de l'introduction d'un gaz de source; - la figure 28 est un graphique illustrant la relation entre la fraction molaire de silane et la concen- -3 tration en porteurs en cm3; - la figure 29 est un graphique illustrant la relation entre la température du substrat et la concentra- -3 tion en porteurs, en cm3 - la figure 30 est une vue utilisée pour expliquer l'effet de l'introduction de HCl; - la figure 31 est un graphique illustrant la relation entre la fraction molaire de silane et la concen- tration en porteurs, en cm3; - la figure 32 est un diagramme des temps illustrant la cadence de l'introduction d'un gaz de source, - la figure 33 est un graphique illustrant la relation entre la fraction molaire du silane et la concen- tration en porteurs superficiels; - la figure 34 est un graphique illustrant la relation entre la température de croissance et la concentra- tion en porteurs superficiels; - les figures 35 et 36 sont des vues illustrant la concentration en porteurs superficiels; de la surface dopée, la profondeur étant indiquée en abscisses et la concentra- tion en porteurs en ordonnées sur la figure 35 et la distance de la surface en abscisses et la concentration en porteurs en ordonnées sur la figure 36; - la figure 37 est une vue en coupe d'un cristal de GaAs ayant une couche très dopée; - la figure 38 est une vue en coupe d'une structure de transistor à effet de champ de GaAs ayant une couche très dopée; - les figures 39A, 39B et 39C sont des diagrammes des temps, dont chacun illustre la cadence de l'introduc- tion de gaz de source afin de former un semiconducteur composé dopé avec une structure hétérogène d'un alliage ternaire; - la figure 40 est une vue en coupe d'un semi- conducteur composé à structure hétérogène fabriqué par une méthode de la présente invention; - la figure 41 est un diagramme des temps illustrant la cadence de l'introduction des gaz de source dans le cas de Ja fabrication d'un semiconducteur en un alliage ternaire; et la figure 42 est une vue en coupe d'un semi- conducteur composé à structure hétérogène qui est fabriqué par une méthode de la présente invention et qui est adapté à être utilisé en tant que laser à structure à puits multiquantique. En se référant d'abord à la figure 5, la présente invention sera décrite en rapport avec GaAs qui est un semiconducteur composé III-V typique. D'abord, une petite quantité d'arsine, qui est diluée par de l'hydrogène comme gaz porteur à une première concentration,est forcée à s'écouler normalement sur la surface d'un substrat de GaAs qui est chauffé (figure 5(a)). L'arsine est diluée au point que même lorsqu'elle vient en contact avec le triméthyl gallium (TMG), elle ne réagisse pas avec lui pour produire GaAs. Ensuite, l'arsine diluée à une seconde concentration, supérieure à la première,et l'hydrogène comme gaz porteur sont forcés à s'écouler. Alors, l'arsine est adsorbée par les atomes de Ga à la surface du substrat et est soumise à la décomposition thermique pour libérer les atomes de As qui à leur tour se combinent avec les atomes de Ga, et ainsi se forme une couche atomique simple de As sur la surface du substrat (figure 5(b)). Cette adsorption et cette décomposition continuent jusqu'à ce que la totalité de la surface du substrat soit couverte de la couche atomique simple de As. Lorsque la couche atomique simple de As est formée, l'arsine suivante n'est pas adsorbée ni évacuée hors du système parce que la puissance d'adsorption entre les atomes de As et l'arsine est faible. Ensuite, l'introduction d'arsine à la seconde concentration est interrompue et l'on introduit le triméthyl gallium (TMG) dilué par l'hydrogène (figure 5(c)). TMG est forte- ment adsorbé par la couche atomique simple de As, sur la surface du substrat, et est soumis à la décomposition thermique,donc les atomes de Ga se combinent avec les atomes de As, et il se forme ainsi une couche atomique simple de Ga sur la couche atomique simple de As. C'est- à-dire qu'une couche moléculaire simple de GaAs se forme sur la surface du substrat. Comme l'adsorption du triméthyl gallium par les atomes de Ga est faible, le triméthyl gallium qui est introduit après la formation de la couche atomique simple de Ga est évacué hors du système, mais une partie en est décomposée sur la couche atomique simple de Ga, donc il se forme partiellement une structure d'atomesde Ga à deux couches. Ensuite, on introduit du chlorure d'hydrogène dilué avec de l'hydrogène (figure 5(d)) de manière que les atomes de Ga à la surface du substrat se combinent avec les atomes de chlore et que les atomes de Ga à la portion supérieure de la structure à deux couches ayant un faible pouvoir de liaison Ga-Ga soient evacués hors du système sous la forme de GaCl gazeux. Ainsi, il se forme une couche moléculaire simple de GaAs, sur la surface du substrat. A l'interruption de l'introduction d'hydrogène, les atomes de Cl combinés aux atomes de Ga en sont libérés et se recombinent avec les atomes d'hydrogène dans le gaz porteur ou les atomes d'hydrogène résultant de la décomposition thermique de l'arsine, et sont donc évacués hors du système sous la forme de HCl gazeux. Ensuite, l'introduction d'arsine diluée avec de l'hydrogène à la seconde concentration ou forte concentra- tion, l'introduction du triméthyl gallium dilué avec l'hydrogène et l'introduction du chlorure d'hydrogène dilué avec l'hydrogène sont répétées dans l'ordre nommé de manière qu'une couche moléculaire simple de GaAs soit uniformément formée sur toute la surface du substrat de GaAs pendant chaque cycle. Selon la méthode de la présente invention, l'arsine diluée est forcée à toujours s'écouler à travers la chambre du procédé, donc la désorption de As du GaAs formé peut être empêchée. Par ailleurs, l'hydrogène gazeux est forcé à s'écouler normalement à travers la chambre du procédé, donc les radicaux méthyles résultant de la décomposition du triméthyl gallium sont réduits par l'hydrogène pour devenir du méthane. Comme le méthane ainsi produit n'est pas piégé par un composé, il ne se forme aucun accepteur de carbone. Une portion au-dessus de la couche atomique simple formée partiellement pendant la formation d'une surface de Ga est facilement libérée sous la forme du chlorure de gallium ayant une forte pression de vapeur par introduction du chlorure d'hydrogène. Ainsi, la formation parfaite de chaque couche atomique simple est assurée. Jusqu'à maintenant, l'arsine, le triméthyl gallium et le chlorure d'hydrogène ont été décrits comme étant introduits dans l'ordre nommé de manière répétée, mais même lorsque l'on introduit le triméthyl gallium, le chlorure d'hydrogène et l'arsine dans l'ordre nommé, de manière répétée, les mêmes procédés de réaction que ceux ci-dessus décrits sont obtenus à l'exception que le triméthyl gallium est fortement adsorbé par les atomes de As sur la surface du substrat de GaAs puis est soumis à une décomposition, pour qu'ainsi se forme une couche atomique simple de Ga. Jusqu'à maintenant, afin d'éliminer 'a structure en deux couches de Ga, on utilise HCl, mais on comprendra que d'autres halogénures d'hydrogène tels que le fluorure d'hydrogène HF, le bromure d'hydrogène HBr peuvent être utilisés. Lorsque l'on utilise HF, la chambre du procédé doit être faite en un matériau qui n'est pas attaqué par le fluor. De plus, jusqu'à maintenant on a décrit que, comme meilleure méthode, on utilise l'hydrogène comme gaz porteur pour l'introduction de l'arsine, du triméthyl gallium et du chlorure d'hydrogène, mais même lorsque l'on utilise un gaz inactif tel que l'hélium He ou l'argon Ar, en tant que gaz porteur, la désorption de As du GaAs formé peut être empêchée lorsque l'on introduit normalement l'arsine diluée. Par suite, des vides ne se produisent pas, donc même lorsque les radicaux méthyles ne sont pas réduits, on peut empêcher les atomes de carbone d'être piégés dans un film composé formé. La figure 6 est une vue schématique d'un appareil utilisé pour la mise en oeuvre de la présente invention. Le chiffre de référence 1 désigne un substrat; 2 une chambre de réaction; 3 un porte-substrat; 4 un disposi- tif de chauffage tel qu'une bobine à induction à haute fréquence; 5 un pipe-line; et V1-V12, des soupapes. Les soupapes V1 et V2 sont ajustées de manière qu'une petite quantité d'un hydrure d'un élément du groupe V qui est dilué par un gaz porteur et le gaz porteur soient toujours forcés à s'écouler à travers la chambre de réaction 2. Les soupapes V3-V12 sont utilisées pour intro- duire des gaz de source pour former un semiconducteur composé, l'halogénure d'hydrogène à décrire en détail ci-après et un gaz comme impureté utilisé pour le dopage dans le récipient réactionnel 2. De tels gaz de la figure 6 sont décrits en tant qu'exemple. Les soupapes V3-V12 sont commandées par une unité de commande 6 de manière qu'un gaz prédéterminé soit introduit en une quantité prédéter- minée et pendant un intervalle prédéterminé de temps dans le récipient réactionnel 2. Le chiffre de référence 7 désigne un pipe-line pour évacuer les-gaz. Le récipient réactionnel 2 montré à la figure 6 est du type vertical, mais il est bien entendu possible d'utiliser un récipient réactionnel horizontal. Avec l'appareil de réaction du type décrit, un soin spécial a été pris pour permettre l'écoulement du gaz porteur en grande quantité à un débit élevé et la suppression des écoulements turbulents. Dans l'appareil, un gaz de source peut être remplacé par un autre gaz de source en 0,1 seconde. EXEMPLE 1.- On a formé un film mince de GaAs sur la surface d'un substrat de GaAs par l'appareil montré à la figure 6. Le substrat était un monocristal et le film a été formé sur sa surface (100). On a utilisé de l'arsine AsH3 en tant qu'hydrure d'un élément du groupe V tandis que l'on a utilisé le triméthyl gallium (CH3)3Ga en tant que composé d'un métal organique contenant un élément du groupe III. La figure 7 est un schéma illustrant la cadence de l'introduction de AsH3, TMG et HCl sur la surface du substrat et un cycle est défini comme consistant en t1-t4. D'abord, l'arsine qui est forcée à s'écouler en même temps que l'hydrogène gazeux pendant la durée de la croissance sera décrite. On utilise l'arsine pour empêcher l'évaporation de As du GaAs formé et sa concentration est contrôlée de manière qu'elle ne puisse réagir chimiquement avec le triméthyl gallium pour former GaAs. A l'état statique, la surface du substrat (phase solide) et la phase vapeurs sont à un état d'équilibre, donc une pression partielle de As dans la phase vapeur est définie de manière unique à une température donnée. Cependant, le procédé réel de croissance est dynamique, donc il faut toujours maintenir une pression de dissociation à l'équilibre de As à une température donnée. L'efficacité de décomposition thermique de l'arsine qui forme As est très dépendante des tempéra- tures. En termes stricts, l'efficacité de décomposition thermique dépend d'un temps de résidence de l'arsine sur la surface d'un substrat; c'est-àdire d'un débit d'hydrogène mais le degré de dépendance est très faible. La figure 8 montre la dépendance de GaAs formé à la surface du substrat avec les variations de la concentration en arsine lorsque l'on change la température du substrat; le débit d'hydrogène a été maintenu à une valeur constante de 10 1/mn; de l'arsine a été normalement forcée à s'écouler; et l'on a fait s'écouler, par intermittence, du triméthyl gallium à une fraction molaire de lx104, à un intervalle de temps d'une seconde pendant 3.600 fois. La croissance de GaAs a été mesurée en observant la surface de scission par un microscope électronique à balayage (x50.000). Comme on peut le voir sur la figure 8, la croissance de GaAs n'a pu être confirmée à 400 C lorsque la fraction molaire de AsH3 est comprise entre 0 et -4 ixlO. Tandis que la température augmentait, la concen- tration en arsine à laquelle GaAs ne se formait pas a diminué. A 500 C, GaA. 3'est formé lorsque la fraction molaire de AsH3 a dépassé 4x105 et à 550 C, GaAs s'est formé lorsque la fraction molaire de AsH3 a dépassé -15 2x1O 15 Lorsque la fraction molaire de AsH3 a été main- tenue constante, plus la température était élevée, plus le taux de croissance était important. Lorsque la tempéra- ture du substrat a dépassé 550 C, il y a eu décomposition du triméthyl gallium, donc condensation de Ga sur le substrat. Les résultats expérimentaux ci-dessus décrits montrent qu'il est préférable que la concentration (la première concentration) d'arsine que l'on force à s'écouler en même temps que le gaz porteur d'hydrogène pendant la durée de la croissance ne dépasse pas 4x105 et plus particulièrement soit de moins de 2x10-5. Ensuite, l'arsine qui est diluée à la seconde concentration afin de former une couche atomique simple de As à la surface du substrat sera décrite. Le substrat est maintenu à une température cons- tante de 450 C; le débit J'hydrogène est maintenu à une valeur constante de 10 1/mn; et de l'arsine à une fraction molaire de lxlO 5 est forcée à s'écouler en même temps que le gaz porteur d'hydrogène. L'arsine et le triméthyl gallium (TMG) à une fraction molaire de lxlO- 4 et HCl sont alternativement introduits à un intervalle de temps d'une seconde comme le montre la figure 7. La figure 9 montre les résultats obtenus lorsque l'épaisseur du film de GaAs formé sur la surface d'un substrat au bout de 3.600 cycles a été mesurée alors que la concentration d'arsine changeait. On peut voir que d'abord la croissance du film de GaAs augmente avec l'augmentation de la concentration d'arsine mais reste à une épaisseur constante de 1,02 pm lorsque la fraction molaire dépasse lx10 3. Cela signifie que le film de GaAs se forme à raison de 0,283 nm par cycle,ce qui correspond à l'épaisseur d'une couche moléculaire de GaAs. Etant donné ce qui précède, il est préférable que la seconde concentration d'arsine soit de 1xlO-3 ou plus. Dans les expériences, l'on n'a observé aucune variation de la croissance du film de GaAs,même lorsque l'on a changé la période d'introduction de l'arsine à deux, trois, quatre et cinq secondes. Ensuite, on décrira le triméthyl gallium pour la formation d'une couche atomique simple de Ga. Comme dans le cas de l'arsine décrite ci-dessus, la température du substrat a été maintenue à 450 C; le débit d'hydrogène a été maintenu à 10 1/mn; et la fraction molaire d'arsine s'écoulant toujours était maintenue à lxlO5. Selon le diagramme des temps montré à la figure 7, on a alternativement introduit le triméthyl gallium et l'arsine à une fraction molaire de lxlO- 3 et HCl, sur la surface du substrat,pendant 3.600 cycles puis l'épais- seur du film mince formé a été mesurée. L'épaisseur du film mince formé variait comme le montre la figure 10 selon la concentration du triméthyl gallium. L'épaisseur reste à une valeur constante de 1,02 pm lorsque la fraction molaire est au delà de lxlO4. Cela signifie que la couche moléculaire simple de GaAs est accrue de 0,283 nm par cycle. Aucune variation de la croissance n'a été observée même lorsque le temps d'introduction du triméthyl gallium a été accru jusqu'à cinq secondes dans *chaque cycle. L'arsine qui est normalement maintenue pour être introduite en même temps que l'hydrogène, l'arsine pour former une couche atomique de As et TMG ont déjà été décrits. Par conséquent, on décrira le chlorure d'hydrogène pour former une couche atomique simple de Ga. La tempéra- ture du substrat a été maintenue à 450 C; le débit d'hydrogène a été maintenu à 10 1/mn; la fraction molaire d'arsine à continuer à introduire a été maintenue à lx10 5; la fraction molaire du triméthyl gallium a été maintenue à lx10 4. L'arsine à la fraction molaire de lx103, le triméthyl gallium à une fraction molaire de lx10 4 et le chlorure d'hydrogène dont la concentration était changée ont été séquentiellement introduits à un intervalle de temps d'une seconde sur la surface du substrat comme le montre la figure 7 et ce cycle a été répété 3.600 fois. L'épaisseur et les défauts de surface du film mince ainsi formé ont été mesurés. l'épaisseur est restée à une valeur constante de 1,02 pm, indépendamment de la concentration du chlorure d'hydrogène introduit. Cela signifie que l'épaisseur a été accrue de 0,283 nm pendant chaque cycle et correspond à l'épaisseur d'une couche moléculaire de GaAs. Ensuite, comme le montre la figure 11, la densité des défauts de surface diminue en réponse à l'introduction du chlorure d'hydrogène. Plus particulièrement, dans le cas de l'introduction d'arsine non accompagnée de chlorure d'hydrogène après l'introduction de TMG, la densité des défauts de surface est d'environ 600 cm 2, mais les défauts de surface sont réduits lorsque l'on introduit du chlorure d'hydrogène à une fraction molaire de moins de x10 5 pendant un intervalle de temps d'une seconde après l'introduction de TMG. Lorsque la fraction molaire de chlorure d'hydrogène est au delà de lx104, la densité des défauts de surface est réduite à environ 100 cm-2 et reste à une valeur constante. Etant donné ce qui précède, il est préférable que la fraction molaire du chlorure d'hydrogène soit au delà de lx104. La température de croissance (c'est-à-dire la température du substrat)a été changée par le dispositif de chauffage de l'appareil montré à la figure 6 afin de rechercher l'influence,sur la croissance,de la température de croissance. Le débit d'hydrogène était maintenu à 1/mn; la fraction molaire d'arsine forcée à s'écouler normalement était maintenue à lx10-5; la fraction molaire d'arsine introduite par intermittence était maintenue à lx10 3; la fraction molaire de triméthyl gallium était maintenue à lx10 4; et la fraction molaire de chlorure d'hydrogène était maintenue à lxlO 4. L'intervalle de temps d'introduction de ces gaz de source était d'une seconde comme le montre la figure 7. La croissance en termes d'épaisseur au bout de 3.600 cycles est montrée à la figure 12. Lorsque la température de croissance est de 300 C, l'on n'observe pas de croissance mais lorsqu'elle dépasse 360 C, l'épaisseur devient d'environ lum. Lorsque la température de croissance est dans une gamme comprise entre environ 400 C et environ 600 C, la crois- sance en termes d'épaisseur devient de 1,02 pm,ce qui correspond à l'épaisseur d'une couche moléculaire simple de GaAs par cycle. Cependant, lorsque la température de croissance dépasse 600 C, la croissance diminue. Etant donné ce qui précède, il est préférable que la température de croissance soit de 400-600 C. En se référant de nouveau à la figure 7, t4 est l'intervalle de temps requis pour purger un excès de chlorure d'hydrogène de façon à pouvoir l'éliminer. Par ailleurs, une période de purge peut être assignée immédia- tement après l'introduction (t1) de l'arsine à la seconde concentration et après l'introduction (t2) du triméthyl gallium. Alors, il devient possible de ne provoquer l'écoulement que d'une faible quantité de AsH3 diluée avec l'hydrogène à la première concentration pendant les périodes de purge. La figure 13 montre l'épaisseur mesurée en direc- tion longitudinale d'un film de GaAs formé après 3.600 cy- cles,dont chacun comprend l'introduction,pendant une seconde,d'arsine à une fraction molaire de lx10 3 et l'introduction pendant une seconde d'arsine et de triméthyl gallium à une fraction molaire de 1X10 4 et l'introduction pendant une seconde de HCl à une fraction molaire de lx104 tandis que la température de croissance à la surface ((100) de GaAs o l'on fait croître le film de GaAs était maintenue à 450 C; le débit d'hydrogène était maintenu à 10 1/mn et la fraction molaire d'arsine toujours forcée à s'écouler était maintenue à lxlO-5. La mesure a été faite sur la surface de scission par microscope électronique à balayage. L'épaisseur du film formé était uniforme et la diminution d'épaisseur du film formé à partir de l'extré- mité en amont jusqu'à l'extrémité en aval du substrat, que l'on observe souvent dans le cas d'un film mince formé par la méthode MOCVD conventionnelle, n'a pas été observée. En effet, un film mince a été uniformément formé sur la totalité de la surface du substrat. le taux de croissance par cycle était de 0,283 nm ce qui indique le fait que la croissance d'une couche moléculaire simple de GaAs est réalisée. Dans les mêmes conditions que celles ci-dessus décrites en se référant à la figure 13, la dépendance entre l'épaisseur des films minces formés sur un certain nombre de cycles a été recherchée et les résultats expéri- mentaux sont montrés à la figure 14. On peut voir que l'épaisseur des films formés dépend du nombre de cycles répétés et que le taux de croissance par cycle est estimé à 0,283 nm, ce qui indique également une croissance de couche moléculaire simple due à une croissance d'une couche atomique simple. Comme le montre la figure 7, le cycle comprenant l'introduction de AsH3, l'interruption de cette introduction, l'introduction de TMG et son interruption, l'introduction de HC1 et son interruption a été expliqué, mais on comprendra- que même lorsqu'un cycle partant de l'introduction de TMG est utilisé, la croissance d'un composé est sensiblement similaire à celle ci-dessus décrite. La concentration en porteurs obtenue à partir des caractéristiques électriques de la couche formée était de 107cm-3 du type p et la pureté a été améliorée d'un facteur de deux en comparaison avec les films minces formés par les méthodes conventionnelles. Cela signifie que les radicaux méthyles résultant de la décomposition thermique du triméthyl gallium sont réduits par l'hydrogène introduit selon la présente invention comme cela est montré en (1) ci-dessous pour former du méthane de manière que le carbone ne s'incorpore pas dans les cristaux. (CH3)3Ga + H - 3CH + Ga (1) (C3)3a 2 2 4 Par ailleurs, l'intensité de photoluminescence est compa- rable de manière satisfaisante à un échantillon qui est fabriqué par la méthode de croissance épitaxiée en phase liquide et qui a la même concentration en porteurs. Cela signifie que les couches formées selon la présente inven- tion ont une haute qualité et sont presqu'exemptes de défauts de cristal. La raison en est que l'évaporation de As de la couche formée est empêchée. Par ailleurs, l'évaporation de As peut également être empêchée lorsque la première concentration diluée de l'arsine est de lx106 en termes de fraction molaire. De plus, lorsque l'on utilise le triéthyl gallium au lieu du triméthyl gallium, la propriété électrique de la couche formée devient de 1014cm-3 du type n et en conséquence la pureté peut être encore améliorée. Dans le cas du triéthyl gallium, il en résulte la réaction chimique qui suit: (C2H5)3Ga - 3C2H4 + 3H2 + Ga (2) 2 5 3 2 4 2 2(2 En effet, de l'éthylène est produit et il est probable qu'il n'yaura essentiellement pas de carbone incorporé dans les cristaux. Par suite, une couche formée ayant un degré encore plus élevé de pureté peut être obtenue en comparai- S son avec le cas o l'on utilise des composés organo- métalliques de triméthyle. Cela indique qu'un film mince qui est formé est toujours entouré d'une atmosphère de AsH3, donc l'évapora- tion de As du cristal est empêchée et en conséquence il n'existe pas de vide pour la réception d'un accepteur de carbone. De plus, les radicaux méthyles résultant de la décomposition thermique du triméthyl gallium sont réduits par l'hydrogène pour former du méthane qui est à peine piégé par le cristal. Lorsque l'on utilise le triéthyl gallium au lieu du triméthyl gallium, la propriété électrique de la couche formée devient 1014cm -3 du type n, ce qui améliore encore la pureté. Ensuite, l'effet de réduction des défauts de surface par l'introduction de chlorure d'hydrogène sera décrit. Comme on l'a décrit ci-dessus, lorsque l'on introduit du triméthyl gallium, il se forme partiellement une structure à deux couches de Ga-Ga. Lorsque l'arsine est introduite sans être accompagnée de chlorure d'hydrogène pour former une couche de As, il en résulte des défauts anti-site,définissant un niveau profond parce que Ga de la seconde couche occupe la position de As. Les défauts anti-site provoquent des défauts anormaux qui sont observés en tant que défauts de surface. Les figures 15A-15C montrent les défauts de surface observés à la surface d'une couche épitaxiée de GaAs (2,03)Um d'épaisseur) que l'on obtient lorsque la température du substrat est maintenue à 450 C; le débitd'hydrogène étant maintenu à 10 1/mn; la fraction molaire d'arsine forcée à s'écouler normalement étant maintenue à lx10 5; la fraction molaire de triméthyl gallium étant maintenue à lx10 4; la fraction molaire d'aisine pour former une couche atomique simple de As étant maintenue à 1XlO -3 et lorsqu'un cycle consistant en l'introduction alternée pendant une minute de triméthyl gallium et d'arsine riche a été répété 7.200 fois. La figure 15A est une photographie au microscope optique de la surface de la couche formée par épitaxie (x811); La figure 15B montre une photographie au microscope optique (x2040) de sa surface de scission; et la figure 15C est une vue utilisée pour expliquer la figure 15B. Ce défaut de surface a été provoqué par la croissance anormale due au défaut anti-site. Lorsque le chlorure d'hydrogène est introduit après l'introduction du triméthyl gallium, Ga dans la seconde couche de la structure à deux couches de Ga-Ga se combine à Cl, donc la structure à deux couches est éliminée et en conséquence les défauts de surface et des niveaux profonds sont réduits. La figure 16 montre la comparaison entre les densités de défauts de surface des couches épitaxiées (A) et (B) de GaAs. La couche (A) a été formée par la méthode décrite ci-dessus en se référant à la figure 15 o la température du substrat a été modifiée; c'est-à-dire la méthode dans laquelle l'on n'introduit pas de chlorure d'hydrogène après l'introduction du triméthyl gallium. La couche (B) a été formée dans les mêmes condi- tions que décrites ci-dessus à l'exception que l'on a introduit du chlorure d'hydrogène à une fraction molaire de lx10-4 pendant un intervalle de temps d'une seconde après l'introduction du triméthyl gallium. Les densités de défauts de surface ont été mesurées en observant les surfaces des couches (A) et (B) de GaAs à travers un microscope optique. Comme cela est apparent sur la figure 16, le nombre de défauts de surface de la couche de GaAs formée par introduction de chlorure d'hydrogène est d'environ 1/10 du nombre de défauts de surface de la couche de GaAs formée sans l'introduction de chlorure d'hydrogène sur la totalité de la gamme de températures de croissance. Une caractéristique remarquable réside dans le fait que le nombre de défauts de surface n'augmentera pas jusqu'à ce que la température de croissance dépasse 600 C. Le niveau profond qui est associé aux défauts de surface piège les porteurs minoritaires dans la couche de GaAs formée par épitaxie, donc leur durée de vie est raccourcie. Par suite, l'intensité de photoluminescence diminue. La figure 17 montre les-intensités de photo- luminescence mesurées lorsqu'un faisceau laser à ions argon a été irradié à température ambiante sur un film de GaAs (A) formé sans l'introduction de chlorure d'hydrogène et sur un film de GaAs (B) formé par l'introduction de chlorure d'hydrogène. Les couches de GaAs ont été formées dans les mêmes conditions que celles décrites ci-dessus en se référant à la figure 16. L'intensité de photo- luminescence est normalisée en termes de la concentration n en porteurs. L'intensité relative est représentée le long de l'axe des ordonnées et l'unité d'intensité est l'intensité de photoluminescence d'une couche de GaAs qui est fabriquée par la méthode d'épitaxie en phase liquide et qui est considérée comme ayant les meilleures proprié- tés cristallines parmi les couches de GaAs formées par épitaxie dont on dispose actuellement. On peut voir sur la figure 17 que l'intensité de photoluminescence de la couche de GaAs formée par l'introduction de chlorure d'hydrogène est supérieure à 50 fois celle de la couche de GaAs formée sans l'introduction de chlorure d'hydrogène. Lorsque la température de croissance est au delà de 450 C, l'intensité de photoluminescence devient sensiblement égale à celle d'une couche formée par la méthode d'épitaxie en phase liquide. Cela montre que le film de GaAs formé par la méthode de la présente invention présente des propriétés cristallines parfaites. La figure 18 montre un exemple d'une intensité de photoluminescence à 4,2 K d'une couche épitaxiée de GaAs formée par introduction de chlorure d'hydrogène dans les mêmes conditions que celles décrites ci-dessus en se référant à la figure 15 à l'exception que la température de croissance était maintenue à 550 C. EXEMPLE 2 En plus des films de GaAs, on a formé des films minces semiconducteurs composés III-V. On a utilisé le triméthyl aluminium (CH3)3A1 et l'arsine AsH3 en tant que gaz de source et des films minces de AlAs ont été formés sur la surface (100) de substrats en AlAs. L'introduction des gaz de source était sensiblement semblable à celle décrite ci-dessus en se référant à la figure 7 à l'exception que TMG a été remplacé par TMA (à une fraction molaire de lx10 4). Les concentra- tions de AsH3 et HC1 étaient les mêmes et les intervalles de temps d'introduction de AsH3 et HCl étaient les mêmes, les intervalles de temps d'introduction t1-t4 étant respectivement d'une seconde, La croissance en termes d'épaisseur d'un film mince formé à 450 C au bout de 3.600 cycles était de 1,02,m et l'on a formé, pendant chaque cycle, une couche moléculaire simple de AlAs. Afin de former un film de GaP, on peut utiliser la phosphine PH3 en tant qu'hydrure tandis que l'on peut utiliser le triméthyl gallium TMG en tant que composé organométallique. Dans les conditions o l'on maintient PH3 à une première concentration (à une fraction molaire de lxlO 5) et à une seconde concentration (à une fraction molaire de lxlO 3); o l'on maintient TMG à une fraction molaire de lx10 4 et o l'on maintient le chlorure d'hydrogène à une fraction molaire de lx104, on forme un film mince à la surface (100) d'un substrat de GaP en répétant le cycle d'introduction de gaz de source (o chaque gaz de source a été introduit pendant un intervalle de temps d'une seconde comme dans les gaz de la croissance du film mince de AlAs) 3.600 fois à la température de croissance de 450 C.La croissance en termes d'épaisseur était de 0,98,im et on a pu observer qu'une couche moléculaire simple de GaP était formée pendant chaque cycle. En utilisant le triméthyl indium (CH3)3In (à une fraction molaire de 1xlO 4) et la stibine SbH3 (à une fraction molaire de lx10-5 et à une fraction molaire de lx10-3), un film mince a été formé sur la surface (100) d'un substrat de InSb à la température de croissance de 450 C en répétant un cycle d'introduction de gaz de source identique à celui pour la croissance du film mince de GaP ci-dessus décrit, 3.600 fois. La croissance en termes d'épaisseur était de 1,17,jm et il s'est formé une couche moléculaire simple de InSb pendant chaque cycle. D'une manière identique, un film mince de AlP peut être formé en utilisant (CH3)3A1 et PH3; un film mince de AlSb, en utilisant (CH3)3A1 et SbH3; un film mince de GaSb, en utilisant (CH3)3Ga et SbH3; un film mince de InP en utilisant (CH3)3In et PH3 et un film mince de InAs en utilisant (CH3)3In et AsH3. Après la croissance de 3.600 cycles, le film mince de AlP avait 0,98 Pm d'épaisseur; le film mince de AlSb avait 1,10 Vm d'épais- seur; le film mince de GaSb avait 1,10 Vm d'épaisseur; le film mince de InP avait 1,06 Vm d'épaisseur; et le film mince de InAs avait 1,9 'pm d'épaisseur. Dans chaque cas, le film mince a été formé uniformément sur la totalité de la surface du substrat et était exempt de vides des éléments du groupe V, excluant ainsi les accepteurs de carbone. Comme dans le cas de la croissance des films de GaAs, lorsque l'on utilise letriéthyl gallium, le triéthyl aluminium ou le triéthyl indium en tant que composé organométallique, on peut former des cristaux ayant un degré supérieur de pureté. Les effets de la température de croissance et de la concentration des gaz de source sont sensiblement similaires à ceux atteints à l'Exemple 1. Grâce à l'intro- duction du chlorure d'hydrogène après l'introduction d'un élément du groupe III, on a obtenu des composés III-V exempts de défauts de surface et ayant des niveaux profonds et des propriétés de cristal de haute qualité. EXEMPLE 3 La présente invention peut également s'appliquer à la croissance de semiconducteurs composés II-VI. En utilisant le diméthyl zinc (CH3)2Zn en tant que composé organométallique avec le sulfure d'hydrogène H2S comme hydrure, on a formé un film mince de ZnX sur la surface (100) d'un substrat de ZnS. La température de croissance était maintenue à 450 C; le débit d'hydrogène comme gaz porteur était maintenu à 10 1/mn; la fraction molaire de H2S forcé à s'écouler normalement était maintenue à lx10- 5; la fraction molaire de H2S pour la croissance d'une couche atomique simple de S était maintenue à lx10-3; la fraction molaire de (CH3)2Zn était maintenue à lx10 4; et la fraction molaire de chlorure d'hydrogène était maintenue à lx10 4. L'intervalle de temps d'introduction de chaque gaz de source était d'une seconde comme le montre la figure 11. Au bout de 3.600 cy- cles, l'épaisseur du film mince formé était de 0,97 jm et l'augmentation nécessaire par cycle correspond à une couche moléculaire simple. En utilisant le diméthyl zinc ((CH3)2Zn et H2Se, on a formé un film mince de ZnSe sur la surface (100) d'un substrat de ZnSe. La température de croissance était maintenueà 450 C; le débit d'hydrogène était maintenu à 10 1/mn; la fraction molaire de H2Se forcé à s'écouler normalement était maintenue à lx10-5; la fraction molaire de H2Se pour former une couche atomique simple de Se était maintenue à lx10 3; la fraction -4 molaire de (CH3)2Zn était maintenue à lxlO; et la fraction molaire de chlorure d'hydrogène était maintenue à lx10 4. Les gaz de source ont été introduits à un intervalle de temps d'une seconde. Au bout de 3.600 cycles, la croissance en termes d'épaisseur était de 1,02 Mm et une couche moléculaire simple de ZnSe s'est formée pendant chaque cycle. En utilisant le diméthyl mercure (CH3)2Hg en tant que composé organométallique et H2Se en tant qu'hydrure, on a formé un film mince de HgSe sur la surface (100) d'un substrat de HgSe dans les mêmes conditions que celles de la croissance du film de ZnSe décrit ci-dessus. Au bout de 3.600 cycles, la croissance en termes d'épaisseur était de 1,10 pm et une couche moléculaire simple de HgSe s'est formée pendant chaque cycle. Dans chaque cas, le film mince était uniformément formé sur toute la surface du substrat et était exempt de vides des éléments du groupe VI, éliminant ainsi presque les impuretés de carbone, on a ainsi pu obtenir un film mince d'un degré supérieur de pureté. Lorsque l'on utilise (C2H5) 2Zn ou (C2H5)2Hg au lieu de (CH3)2Zn ou (CH3)2Hg, l'inclusion d'impuretés de carbone peut être encore réduite. Les effets de la température de croissance et les concentrations des gaz de source étaient sensiblement similaires à ceux obtenus à l'Exemple 1 décrit ci-dessus et lorsque l'on a introduit du chlorure d'hydrogène après l'introduction d'un élément du groupe II, on a obtenu des films minces semiconducteurs composés II-VI ayant un degré élevé de propriétés cristallines. Aux Exemples 1-3, les substrats ont été préparés à partir d'un monocristal, mais on comprendra que des substrats polycristallins peuvent être utilisés selon les types et les utilisations des semiconducteurs composés formés. EXEMPLE 4 En utilisant l'appareil montré à la figure 6, on a formé un film mince semiconducteur d'alliage ternaire de Alo,5Gao,5As sur la surface (100) d'un substrat de GaAs. Le débit d'hydrogène était maintenu à 10 1/mn; la fraction molaire d'arsine forcée à s'écouler normalement était maintenue à lx10-5; et un cycle consistant en l'introduction pendant un intervalle de temps d'une seconde -3 d'arsine à une fraction molaire de lx103 pour la croissance d'une couche atomique simple; l'introduction pendant un intervalle de temps d'une seconde d'un mélange de gaz de triméthyl gallium et de triméthyl aluminium (TMA) tous deux à une fraction molaire de 5x10-5; et l'introduction et l'interruption pendant un intervalle de temps d'une seconde, respectivement, de chlorure d'hydrogène à une fraction molaire de lx10 4 a été répété 3.600 fois à la température de croissance de 450 C. La couche formée avait 1,02 pm d'épaisseur et un film moléculaire simple de Alo0,5Gao,5As s'est formé pendant chaque cycle. Du fait de l'introduction de chlorure d'hydrogène après l'introduction du mélange gazeux de TMG et TMA, on a obtenu un film mince d'un cristal d'alliage ternaire exempt de défauts de surface. EXEMPLE 5 En utilisant l'arsine AsH3, le triméthyl gallium (TMG)et le triméthyl aluminium(TMA)comme gaz de source, on a formé un film mince semiconducteur composé d'une structure hétérogène de Alo, 5Gao0, 5As-GaAs- Alo, 5Gao 5-As sur la surface (100) d'un substrat de GaAs. Le débit d'hydrogène était maintenu à 10 1/mn; la fraction molaire d'arsine forcée à s'écouler normalement était maintenue à lx10 5; et l'arsine, TMG, TMA et le chlorure d'hydrogène pour former des couches atomiques simples ont été maintenus à des fractions molaires de lx10lx10-4, lx10-4 et lx10-4 respectivement. Comme le montre la figure 19A, un cycle consistant en l'intro- duction pendant un intervalle de temps d'une seconde d'arsine, l'introduction pendant un intervalle de temps d'une seconde de TMG, l'introduction pendant un intervalle de temps d'une seconde et l'interruption pendant un intervalle de temps d'une seconde de chlorure d'hydrogène, l'introduction pendant un intervalle de temps d'une seconde d'arsine, l'introduction pendant un intervalle de temps d'une seconde de TMA et l'introduction pendant un intervalle de temps d'une seconde de chlorure d'hydrogène a été répété 100 fois et un cycle comprenant l'introduction d'arsine, l'introduction de TMG et l'introduction de chlorure d'hydrogène comme le montre la figure 19B a été répété 10 fois. Ensuite, le premier cycle mentionné a été encore répété 100 fois. Par le procédé ci-dessus décrit, on a fabriqué une structure hétérogène sensiblement similaire à celle montrée à la figure20, avec une couche mince de GaAs servant de puits quantique. La longueur d'onde de la lumière émise du puits quantique était de 710 nm et la demi-largeur était de 6 meV, ce qui est extrêmement étroite en comparaison avec la demi-largeur de 30 meV attendue de la rugosité de surface d'une couche atomique à l'interface hétérogène. Ce fait montre que l'interface hétérogène n'a pas de rugosité de surface. De plus, étant donné l'introduction de chlorure d'hydrogène, les défauts de l'interface hétéro- gène peuvent être réduits,ce qui rétrécit encore la demi- largeur. Par ailleurs, du fait de la diminution des niveaux profonds, l'efficacité d'émission de lumière est accrue. Dans le cas d'une structure gazeuse bidimension- nelle d'électrons qui est fabriquée par une méthode conventionnelle et o les électrons se déplacent le long de l'interface hétérogène, les électrons sont dispersés par la rugosité de surface de l'interface hétérogène, donc la mobilité est bien inférieure à une valeur théorique. Cependant, dans le cas de l'interface hétéro- gène obtenue par le procédé de la présente invention, la dispersion des électrons due à la rugosité de surface de l'interface hétérogène peut être sensiblement éliminée et en particulier la rugosité de l'interface est diminuée du fait de l'introduction du chlorure d'hydrogène ce qui permet d'améliorer remarquablement la mobilité bi- dimensionnelle du gaz des électrons. De plus, selon la présente invention, il devient possible de former des cristaux d'un alliage ternaire de Alo,25Gao,5As comme le montre la figure 21, o les atomes sont ordonnés en utilisant la contrôlabilité d'une couche atomique simple. Les caractéristiques électriques et optiques d'un semiconducteur d'un alliage ternaire ordonné ainsi formé sont bien supérieures à celles du semiconducteur d'un alliage conventionnel o les atomes du même groupe périodique sont statistiquement agencés au hasard. Par exemple, dans le cas d'un semiconducteur en un alliage conventionnel, les électrons de conduction sont dispersés par le champ de potentiel produit par les atomes agencés au hasard,donc la mobilité est faible mais dans le cas d'un semiconducteur d'un alliage ternaire ordonné qui est fabriqué par le procédé de la présente invention et o les atomes sont agencés de manière ordon- née, le champ de potentiel devient périodique et la mobilité peut être considérablement améliorée. En particu- lier lorsque du chlorure d'hydrogène est introduit après la croissance des surfaces de Ga et Al, la perturbation du champ-de potentiel peut être efficacement empêchée. On décrira maintenant le dopage à forte concentra- tion des films minces semiconducteurs composés III-V. D'abord, on décrira les effets ou avantages obtenus par l'introduction d'un halogénure. EXEMPLE 6 Un film mince semiconducteur d'un alliage ternaire mince ordonné de GaAlAs, très dopé de Si,a été formé dans l'appareil montré à la figure 6. La surface (100) d'un monocristal de GaAs a été utilisée comme substrat; on a utilisé, comme gaz de source, le triéthyl gallium (TEG), le triéthyl aluminium (TEA) et l'arsine (AsH3); on a utilisé du silane (SiH4) comme dopant; et on a utilisé de l'hydrogène(H2) comme gaz porteur. Les gaz de source et le gaz dopant ont été introduits sur la surface du substrat selon le diagramme des temps montré à la figure 22. En effet, trois couches moléculaires de GaAs ont été formées par écoulement de l'hydrogène à raison de 10 1/mn, de l'arsine s'écoulant normalement à une fraction molaire de 1xlO-5 et en répétant un cycle consistant en l'introduc- tion d'arsine à une fraction molaire de 1xlO-3 et de TEG à une fraction molaire de lx104 à un intervalle de temps d'une seconde, trois fois. Ensuite, l'arsine à une fraction molaire de lxlO 3 et TEA à une fraction molaire de lx10 4 ont été introduits à un intervalle de temps d'une seconde, pour ainsi former une couche moléculaire de AlAs. Lorsque les trois couches de GaAs et une couche de AlAs sont formées alternativement à la manière décrite ci-dessus, on peut former un cristal d'un alliage ordonné de Gao,75Alo,25As. Le fait que le film mince formé était formé par la croissance de couches moléculaires simples a été confirmé par la correspondance entre le nombre de couches formées et l'épaisseur du film formé. Le fait que le cristal formé est un cristal ordonné a pu être confirmé par les résultats de l'analyse de la diffraction des rayons X. Afin de doper avec Si, on a mélangé SiH4 à TEG lors de la formation de la couche intermédiaire des trois couches de GaAs. La concentration en Si dans un film mince formé dans les conditions o la fraction molaire de SiH4 est maintenue à 2,5x10 7 et o la température de croissance est modifiée a été mesurée par un spectromètre de masse d'ions secondaires. Les résultats sont montrés à la figure 23 o la concentration de carbone qui est une impureté résultant de TEG ou TEA est également montrée. La ligne en pointillé montre la limite de détection. Comme on peut le voir sur la figure 23, selon la méthode de la présente invention, une forte concentration de dopage ou une forte concentration de Si d'environ 1018cm3 peut être atteinte à une température du substrat supérieure à 500 C. Par ailleurs on ne détecte pas de carbone dans les films minces formés dans la plage ci-dessus décrite de températures de croissance. La figure 24 montre la concentration en porteurs à température ambiante et la figure 25 montre les variations de la concentration en porteurs superficiels (a) et de la mobilité des électrons (b) en réponse à la température de croissance. Comme le montrent les figures 23, 24 et 25, selon la méthode de la présente invention, il devient possible de doper un semiconducteur d'un alliage ternaire ordonné de GaAlAs par Si à une concentration qui est satisfaisante dans la pratique, à de relativement basses températures de traitement comprises entre 500 et 650 C. En se référant maintenant aux figures 26A-26C, on décrira la raison pour laquelle une si forte concentra- tion en porteurs peut être atteinte. Lorsque l'on introduit simultanément le triéthyl gallium et le silane tandis qu'une extrêmement faible quantité d'arsine qui ne contribue pas à la croissance d'un film mince s'écoule normalement, le triéthyl gallium atteint la surface sur laquelle se forme un film et est adsorbé par la surface de As de façon qu'il se décompose, libérant des atomes de Ga. Par suite, de nombreux échelons d'atomes simples de Ga se forment (figure 26A o l'adsorption est indiquée par a et la décomposition par b). Comme le silane est concurremment introduit, les molécules de silane sont adsorbées par les atomes de G'a de surface puis sont décomposées (figure 26B). Les atomes de Si se déplacent aux échelons puis sont piégés par les sites de Ga, pour devenir des donneurs (figure 26C). En effet, SiH4 a tendance à être fortement adsorbé par la surface de Ga plutôt que par la surface de As et du fait de l'introduction simultanée du triéthyl gallium, Si est piégé par un site de Ga avant que le nombre d'échelons d'atomes simples de Ga ne diminue, on peut donc atteindre un dopage de forte concentration. EXEMPLE 7 Un film mince de GaAs dopé de Si a été formé sur la surface (100) d'un substrat d'un monocristal de GaAs. L'arsine (AsH3) a été utilisée comme hydrure du groupe V; le triméthyl gallium (CH3)3Ga a été utilisé comme composé d'un métal organique contenant un élément du groupe III; et le silane SiH4 a été utilisé comme hydrure contenant un élément du groupe IV. Le débit d'hydrogène a été maintenu à une valeur constante de 10 1/mn et comme le montre la figure 27, de l'arsine à une fraction molaire de lxlO 5 est normalement introduite ou forcée à s'écouler en même temps que l'hydrogène comme gaz porteur. L'arsine qui est normalement forcée à s'écouler en même temps que l'hydrogène gazeux sert à empêcher la désorption de As d'une couche formée de GaAs. Par conséquent, l'arsine est diluée à une concentration telle qu'elle ne réagisse pas avec TMG pour produire GaAs. Après avoir introduit le triméthyl gallium (TMG) et le silane, tous deux ayant une fraction molaire de lx10 4, pendant un intervalle d'une seconde, on a introduit du chlorure d'hydrogène (HCl) à une fraction molaire de lx10 4 pendant un intervalle de temps d'une seconde. Ensuite, l'arsine à une fraction molaire de lx10 3 a été introduite pendant un intervalle de temps d'une seconde. Ainsi, un cycle a été accompli et a été répété 3.600 fois. Le film formé avait 1 pm d'épaisseur. La figure 28 montre la concentration en porteurs des films formés à la température de croissance de 550 C tandis que la fraction molaire du silane était modifiée de 108 à 10-3 Toutes les couches formées étaient du type n. La concentration en porteurs était proportionnelle à une fraction molaire comprise entre 10 8 et 104 et une concentration maximale en porteurs de 3xO120cm-3 a été obtenue à une fraction molaire de 2x104. La figure 29 montre la concentration en porteurs obtenue lorsque la fraction molaire de silane est maintenue à lx10 4 tandis que la température du substrat est changée de 450 à 650 C. La concentration en porteurs de 2xlO20cm-3 qui était indépendante de la température de croissance a été obtenue à des températures comprises entre 500 et 650 C. La raison pour laquelle une si forte concentration en porteurs peut être obtenue a déjà été expliquée à l'Exemple 6. Les effets de l'introduction de HCl seront mainte- nant décrits. Lorsque l'on introduit TMG et du silane pour la croissance d'une couche de Ga dopée de Si, une partie des atomes de Ga forme des structures en deux couches comme le montre la figure 30. Lorsque l'arsine est intro- duite sur les structures en deux couches pour former une couche de As sans introduction de chlorure d'hydrogène, il en résulte des défauts antisites et des niveaux profonds sont définis parce que Ga de la seconde couche occupe la position de As. Les défauts anti-sites provo- quent des défauts anormaux qui sont observés en tant que défauts de surface. Cependant, lorsque le chlorure d'hydrogène est introduit après l'introduction du triméthyl gallium, Ga de la seconde couche de la structure à deux couches de Ga-Ga se combine avec Cl, donc il y a élimination de la structure à deux couches. Par suite, le nombre de défauts de surface et un niveau profond peuvent être réduits à moins de 1/10. Les résultats de la recherche de la relation entre la fraction molaire du chlorure d'hydrogène et la densité des défauts de surface ont montré que la concentration effective en chlorure d'hydrogène était au delà d'une fraction molaire de lx10 4. Il est préférable que la fraction molaire d'arsine qui est forcée à s'écouler normalement soit plus faible que 4x105. De plus, il est préférable que les fractions molaires de TMG et d'arsine pour la croissance d'un cristal soient au delà de lx104 et lxlO 3, respectivement, de manière à pouvoir assurer la croissance d'une couche moléculaire simple. Les quantités de dopage lorsque la cadence d'introduction du silane change ont été recherchées. En effet, l'introduction du silane a été modifiée comme suit. (A) Le silane a été introduit pendant une seconde immé- diatement après l'introduction de TMG; (B) le silane a été introduit pendant une seconde immédiatement après l'introduction d'arsine; et (C) le silane a été introduit avec la faible quantité d'arsine forcée à s'écouler normale- ment à travers la chambre du procédé. Les concentrations de TMG, d'arsine et de chlorure d'hydrogène ainsi que leur cycle d'introduction étaient similaires à celles décrites ci-dessus tandis que la température du substrat était maintenueà une valeur constante de 550 C. La figure 31 montre les concentrations en porteurs lorsque l'on change la fraction molaire de silane. La courbe A indique la concentration en porteurs obtenue lorsque l'on a introduit le silane immédiatement après l'introduction de TMG; la courbe B indique la concentration en porteurs lorsque l'on a introduit la silane immédiatement après l'introduction d'arsine; et la courbe C indique la concentration en porteurs lorsque le silane s'écoulait normalement à travers la chambre du procédé. Pour la comparaison, la courbe D indique la concentration en porteurs lorsque l'on a simultanément introduit TMG et le silane. Dans l'ensemble, il existe une caractéristique commune selon laquelle la concentration en porteurs conserve une relation linéaire avec la fraction molaire du silane sur une relativement large plage. Cela montre que la concentration en porteurs peut être contrôlée à un degré élevé de précision. Les résultats des comparaisons parmi les courbes caractéris- tiques A-D montrent que la plus forte concentration en porteurs peut être obtenue comme cela est indiqué par la courbe D lorsque l'on introduit concurremment TMG et le silane; que la seconde concentration la plus forteest obtenue lorsque le silane est introduit immédiatement après l'introduction de TMG (la courbe A); et que la concentration en porteurs diminue dans l'ordre entre le cas o le silane est toujours introduit (la courbe C) et o le silane est introduit immédiatement après l'introduc- tion de l'arsine (la courbe B). Dans le cas de la courbe A, le silane est introduit après la croissance de la couche Ga, donc le nombre d'échelons à la surface de Ga est plus faible que dans le cas de la courbe D. Par suite, la surface de Ga piège moins de Si. Lorsque les fractions molaires de silane sont les mêmes, la concentration en porteurs est plus faible que celle indiquée par la courbe D. Dans le cas de la courbe C, Si qui est piégé par la couche de As sert d'accepteur qui annule le donneur de Si piégé dans la couche de Ga, donc la concentration en porteurs baisse dans son ensemble. En général, il est difficile à Si d'entrer dans un site;de As, mais dans le cas de la croissance de la surface de As, des échelons de As se sont formés sur la surface d'une couche atomique simple, donc la probabilité que Si soit piégé à un site de As est accrue, avec pour résultat l'augmentation des accepteurs. Cependant, même dans ce cas, une grande quantité de Si est piégée par la surface de Ga, donc la concentration en porteurs de 5xlO19cm-3 qui est supérieure à un facteur de un,en comparaison aux concentrations en porteurs atteintes par les méthodes conventionnelles, peut être obtenue. La concentration maximale en porteurs que l'on puisse atteindre par l'introduction du silane immédiate- ment après l'introduction de l'arsine, pour ainsi doper la surface de As par Si est de l'ordre de 5xlO18cm-3 comme cela est indiqué par la courbe B. EXEMPLE 8 Un cristal de GaAs ne contenant qu'une couche atomique dopée de Si a été formé. On a utilisé l'arsine AsH3 comme hydrure contenant un élément du groupe V; le triméthyl gallium (TMG) (CH3)3Ga a été utilisé comme composé d'un métal organique contenant un élément du groupe III; et le silane SiH4 a été utilisé comme hydrure contenant un élément du groupe IV. La figure 32 montre la cadence de l'introduction de chaque gaz de source. Le débit d'hydrogène qui est un gaz porteur était maintenu à une valeur constante de 10 1/mn et une faible quantité d'arsine ayant une fraction molaire de lxlO- 5 a été forcée à s'écouler normalement à travers la chambre du procédé afin d'empêcher la vaporisation de As d'un cristal de GaAs pendant la croissance d'une couche de Ga, l'arsine étant diluée à une concentration si faible qu'elle ne réagisse pas avec le triméthyl gallium pour produire GaAs. Un cycle de croissance consistant en l'introduction, pendant un intervalle de temps d'une seconde, de TMG à une fraction molaire de lx 10 l'introduction pendant un intervalle de temps d'une seconde de HCl à une fraction molaire de lx10 4 et l'introduction pendant un intervalle de temps d'une seconde d'arsine à une fraction molaire de lx10 3 a été répété 900 fois pour former une couche de GaAs non dopée. Ensuite, l'introduction de TMG a été interrompue pendant un intervalle de temps d'une seconde, pour ainsi stabiliser la surface de As et ensuite TMG et le silane ont été introduits pendant un intervalle de temps d'une seconde sur la surface stabilisée de As et ainsi faire croître une couche atomique dopée de Si. Ensuite, on a introduit HCl, l'arsine et TMG dans l'ordre nommé, et une couche de GaAs non dopée s'est formée. La figure 33 montre les variations de la concentration en porteurs superficiels lorsque la température de croissance était maintenue à 550 C tandis que la concentration du silane changeait. La fraction molaire de SiH4 est indiquée en abscisses et la concentration en porteurs superficiels en ordonnées. La concentration en porteurs superficiels a été obtenue par la mesure de la mobilité de Hall à la température ambiante. Toutes les couches dopées superficiellement éLaient Ju type n et lorsque la fraction molaire de silane était de 2x104, la concentration maximale en porteurs superficiels de lxlO13cm-2 a pu être obtenue. La couche non dopée de GaAs avait un degré élevé de pureté et une forte concen- tration a pu être obtenue par dopage de Si dans les couches atomiques. La figure 34 montre les concentrations en porteurs obtenues lorsque la fraction molaire de silane est maintenue à une valeur constante de lx10 4 tandis que la température de croissance change de 450 C à 650 C. Dans la gamme de températures entre 500 C et 650 C, la concentration en porteurs superficiels de 5xlO12cm-2 qui est indépendante de la température de croissance, a pu être obtenue. Cela montre que la même concentration en porteurs superficiels a été obtenue en utilisant du silane dont la quantité était plus faible qu'une fraction de 1/10 de la quantité de silane utilisé dans les méthodes conventionnelles de croissance cristalline. La concentration en porteurs résultant du dopage d'une surface atomique par Si a été mesurée par la méthode de Schottky. On a utilisé TMG et l'arsine en tant que gaz de source et un film mince de GaAs a été formé sur la surface (100) d'un substrat de GaAs ppar l'introduction alternée pendant une seconde de TMG, de HCl et d'arsine très concentrée tandis qu'une très faible quantité d'arsine était normalement introduite. Le cycle ci-dessus décrit a été répété de nombreuses fois pour former un film mince. Ensuite, du silane a été introduit pendant un intervalle de temps d'une seconde afin de doper Si dans la surface de As puis le cycle normal de croissance du cristal a été répété un certain nombre de fois pour former un film mince. Ensuite, on a introduit TMG, HCl et du silane, dans l'ordre nommé, afin de doper la surface de Ga par Si puis le cycle de croissance d'un film mince a été répété. La figure 35 montre les concentrations en porteurs d'un film mince dans la direction de la profondeur par la méthode de Schottky. Ce film mince a été formé à la température de croissance de 550 C en répétant 600 fois un cycle de croissance consistant en l'introduction pendant un intervalle de temps d'une seconde de l'arsine à une fraction molaire de lxlO 5 et à une fraction molaire de lxlO, l'introduction pendant un intervalle de temps d'une seconde de TMG à une fraction molaire de lx10 4 et l'introduction pendant un intervalle de temps d'une seconde de HCl à une fraction molaire de lxlO, la fraction molaire de silane étant maintenue à lx10-4. On peut voir que Si est concentré aux surfaces spécifiques o Si fait impact. L'étalement de chaque pic est dû à la vibration thermique et la valeur de la demi-largeur de chaque pic montre qu'un film mince s'est formé par la croissance répétée d'une couche atomique simple. En haut de la figure 35, la partie hachurée montre le substrat et la ligne qui lui est opposée montre la surface. On peut également voir que les atomes de Si sont plus piégés par la surface de Ga que la surface de As. La figure 36 montre la comparaison, en tant que méthode pour doper Si dans une surface spécifique de Ga, entre la méthode o l'on introduit simultanément le silane et TMG et la méthode o le silane est introduit après l'introduction de TMG. Le pic inférieur correspond à la surface qui est dopée de Si par l'introduction de silane après l'introduction de TMG tandis que le pic supérieur correspond à une surface qui est dopée de Si par l'intro- duction simultanée de TMG et de silane. La distance de la surface est indiquée en abscisses et la concentration en porteurs en ordonnées. On peut voir que la quantité de Si dopé dans la surface de Ga est plus importante que la quantité de Si dopé dans la surface de As dans une couche atomique simple et qu'une plus forte concen- tration en porteurs peut être obtenue par la méthode de formation d'une surface de Ga par l'introduction simul- tanée de TMG et de silane plutôt que par la méthode o le silane est introduit après la croissance de la surface de Ga. Ces résultats sont la base des courbes de concen- tration en porteurs montrées à la figure 31. Lorsque l'on introduit HCl dans le procédé de croissance de films minces afin d'enlever Ga des deux couches partiellement formées dans une couche de Ga et que la couche de Ga est dopée de Si, on peut obtenir une couche dopée de forte concentration avec une faible densité de défauts de surface. Une forte densité de défauts de surface est fatale à la fabrication de circuits intégrés de GaAs, mais lorsque le procédé de la présente invention s'applique à la fabrication de circuits intégrés de GaAs, on peut assurer un fort rendement. Le silane a jusqu'à maintenant été utilisé comme gaz dopant, mais divers gaz dopants,comme cela est montré au Tableau 1,peuvent être utilisés pour atteindre une forte concentration en porteurs. TABLEAU 1 Gaz dopant Fraction I Température Concentration molaire de maximale en croissance porteurs Groupe IV 2 x 10-4 550 C type n GeH4 3x1020cm-3 Groupe IV 2 x 10-4 550 C type n Si(CH3)4 3x0l20cm-3 Groupe VI 6,5 x 105 550 C type n H2S 3xlO 20cm Groupe VI 6,5 x 10-5 550 C type n (CH3)2Te 3xlO20cm-3 -5 Groupe II 2 x 10-5 550 C type p (CH3)2Zn 2xlO20cm-3 La présente invention peut également s'appliquer à d'autres composés III-V tels que AlAs, InAs, AlP, GaP, InP, AlSb, GaSb, InSb, AlGaAs, InGaAs, AlInAs, AlGaP, InGaP, AlGaSb, InGaSb, InGaAsP, InGaAsSb, AlGaAsP, AlGaAsSb et ainsi de suite. EXEMPLE 9 On a formé un semiconducteur composé du type ayant la structure montrée à la figure 37. Une couche 12 de GaAs dopée de Si de 25 nm d'épaisseur a été formée sur un substrat 11 en GaAs du type n dopé de Si (avec une concentration en porteurs de 5xlO15cm-3) à la manière suivante. La température de croissance a été maintenue à 450 C et tandis que de l'arsine diluée avec de l'hydrogène jusqu'à une fraction molaire de lx10- 5 s'écoulait norma- lement à travers la chambre, on a simultanément introduit TMG à une fraction molaire de lxlO- 4et du silane à une fraction molaire de lx10-4, pendant un intervalle de temps d'une seconde. Ensuite, on a introduit de l'arsine à une fraction molaire de lx103, pendant un intervalle de temps d'une seconde. ces étapes ont été-alternativement répétées de manière à former le film 12 de GaAs du type n à une -3 concentration en porteurs de 2xlO20cm 3 Comme le montre la figure 37, un film 13 en Au a été déposé sur la couche 12 dopée de Si tandis qu'une couche d'électrode 14 en alliage de AuGaNi était déposée sur le dessous d'un substrat 11 et on a mesuré la caractéristique courant- tension. La résistance spécifique était plus faible que 5xlO-8cm2 ce qui est la plus faible valeur jamais rapportée. Selon une méthode de la présente invention, le procédé dans les méthodes conventionnelles de cioissance cristalline pour déposer un métal d'électrode et le traiter thermiquement pour produire un alliage peut être éliminé et on peut former une couche dopée de haute concentration, en tant que couche d'électrode, dans le procédé de croissance du cristal. Contrairement aux surfaces des couches d'électrode fabriquées par la méthode convention- nelle, la surface de la couche d'électrode formée selon la présente invention n'est pas rugueuse. EXEMPLE 10 La présente invention a été appliquée à la fabrication de transistors à effet de champ en GaAs. Comme le montre la figure 38, sur la surface d'un substrat semi- isolant 21 en GaAs, on a formé une couche 22 de GaAs du type n+ de 0,1 pm d'épaisseur d'une manière sensiblement similaire à celle décrite cidessus à l'Exemple 9.Ensuite, une électrode de source 23, une électrode de porte 24 et une électrode de drain 25 ont été formées par le procédé lithographique conventionnel. Tandis que la méthode conventionnelle effectue une implantation d'ions de la couche n+, la présente invention utilise une méthode de croissance cristalline. De plus, selon la présente invention, on introduit HCl pendant le procédé de crois- sance, ce qui permet ainsi d'enlever ou d'éliminer les structures en deux couches de Ga, donc les défauts cristal- lins dans la couche n+ sont moindres. Par ailleurs, selon la présente invention, la couche n+ de forte concentration est formée de manière qu'une couche d'épui- sement devienne étroite et en conséquence que la résistance en série de source soit diminuée. Par ailleurs, dans le cas de l'intégration, des variations des caractéristiques des transistors à effet de champ individuels sont plus faibles et l'écart standard de la tension de pincement * des transistors à effet de champ est inférieur à lOOmV. Par suite, le rendement des pastilles est considérablement amélioré. EXEMPLE 11l La présente invention a été appliquée à la fabrica- tion de semiconducteurs composés ayant une structure hétérogène. Comme le montre la figure 39A, tandis que de l'arsine diluée avec de l'hydrogène à une fraction molaire de lx10-5 s'écoulait normalement à travers la chambre, on a alternativement introduit TMG à une fraction molaire de lx104, HCl à une fraction molaire de lx104 et l'arsine à une fraction molaire de lx103, pour former une couche de GaAs de 500 nm d'épaisseur, sur la surface (100) d'un substrat semi-isolant en GaAs. La concentration en porteurs de cette couche de GaAs ainsi formée était de 5xlO14cm3. Ensuite, comme le montre la figure 39B, des gaz de source comme un mélange de TMA et de silane, HCl, de l'arsine, un mélange de TMG et de silane, HCl, de l'arsine, un mélange de TMG et de silane, HCl, de l'arsine et un mélange de TMA et de silane ont été introduits dans l'ordre nommé de manière qu'une couche d'un alliage ternaire ordonné de Alo,33Gao,67As dopé de Si o deux couches de GaAs et une couche de AlAs alternaient soit formée sur la couche de GaAs. La fraction molaire du silane a été maintenue à lxlO-5 tandis que la concentration en porteurs dans la couche d'alliage ordonné était maintenue à lxlO19cm3. Ensuite, comme le montre la figure 39C, les gaz de source comme(TMG+silane), HC1 et l'arsine ont été introduits dans l'ordre nommé pour former une couche de GaAs dopée de Si de 5 nm d'épaisseur sur la couche de AlO,33Gao,67As. La fraction molaire du silane a été maintenue à lx10 4 tandis que la concentration en porteurs dans la couche de GaAs ainsi formée était maintenue à 1xlO20cm3. La température de croissance était de 550 C. Par suite, un semiconducteur composé d'une structure hétérogène s'est formé, o la couche 32 de GaAs non dopée, la couche 33 de Alo,33Gao,67As dopée de Si et la couche 34 de GaAs dopée de Si étaient formées dans l'ordre nommé sur le substrat semi- isolant 31 en GaAs comme le montre la figure 40. La couche 33 de Al,33Gao, 67As dopée de Si sert de couche pour fournir des électrons bidimensionnels et l'interface entre la couche 33 et la couche non dopée de GaAs 32 devient une surface le long de laquelle se déplacent les gaz d'électrons bidimensionnels. La couche de GaAs 34 dopée de Si sert d'électrode. Dans le cas d'un transistor à effet de champ fabriqué à partir du semiconducteur composé à structure hétérogène ainsi formé, on introduit HCl après la formation de la couche de Ga afin d'éliminer les structures en deux couches de Ga pour que les défauts de surface et d'inter- face diminuent. En conséquence, le rendement du circuit intégré est amélioré et le gaz électronique bidimentionnel se déplace à une vitesse rapide parce que l'interface hétérogène est presqu'exempte de défauts. De plus, le procédé de la présente invention qui vient d'être décrit est effectué à une température de croissance cristalline plus faible en comparaison aux méthodes conventionnelles de croissance cristalline, donc la diffusion de Si à l'interface hétérogène est supprimée et l'interface hétérogène coïncide avec l'interface dopée. Par suite, des FET rapides peuvent être réalisés sans provoquer la diminution de la mobilité des électrons dans la couche de GaAs. Par ailleurs, Si peut être dopé à une forte concentration de manière à pouvoir former une électrode par la croissance cristalline. Contrairement à la méthode montrée à la figure 39B, dans le cas de la croissance d'une couche de Aio 33Gao 67As dopée de Si, on peut simultanément introduire, comme le montre la figure 41, TMG et TMA dont la quantité est égale à la moitié de celle de TMG. Selon cette méthode, il devient possible de former un cristal mélangé de AlO,33Gao,67As o les atomes de Ga et les atomes de Al dont la quantité est égale à la moitié de celle des atomes de Ga sont mélangés dans une surface atomique simple. Dans le cas de la croissance d'un cristal mélangé de AlGaAs, le rapport entre Al et Ga peut être librement choisi en faisant varier le nombre des surfaces de Ai et de Ga dans le cas d'un cristal mélangé ordonné ou en faisant varier le rapport entre TMA et TMG qui sont simultanément introduits dans le cas d'un cristal mélangé désordonné. Contrairement à l'introduction du type puisé du silane qui est montréeaux figures 39B et 39C et à la figure 41, le silane peut être maintenu en écoulement pendant toute la durée du dopage de Si. EXEMPLE 12 Un semiconducteur composé de structure hétérogène ayant la structure montrée à la figure 42 a été formé. Une couche 42 de Aio, 5Gao0, 5Asdopée de Si, d'une épaisseur de 500 nm et ayant une concentration en porteurs de 2xlO18cm-3 a été formée sur la surface (100) d'un substrat 41 en GaAs du type n ayant une concentration en porteurs de 2xlO18cm-3 d'une manière sensiblement similaire à celle décrite ci-dessus en se référant à la figure 41 à l'exception que les fractions molaires de TMG et TMA ont été changées à lxlO 4 et que la fraction molaire du silane a été changée à lx10-6. Dans les mêmes conditions que celles décrites ci-dessus en se référant à la figure 39B ou à la figure 41 à l'exception que l'on n'a pas introduit de silane, on a formé une couche 43 de Al,33Gao,67As non dopée de 10 nm d'épaisseur, et ensuite on a formé une couche 44 de GaAs non dopée de 10 nm d'épaisseur. Cinq couches de Alo,33Gao,67As non dopées et cinq couches de GaAs non dopées ont été alternativement formées, pour ainsi former une couche 45 à puits multi- quantique. Ensuite, on a formé une couche 46 de Al0 5Gao0 5As dopée de Zn, ayant une concentration en porteurs de xlO19cm-3 et une épaisseur de 500 nm. Par ailleurs, on a formé une couche 47 de GaAs dopée de Zn ayant une épaisseur de 10 nm et une concentration en porteurs de 19 -3 5xlO19cm 3 Afin de doper avec Zn, on peut simultanément introduire du diméthyl zinc (CH3)2Zn et TMG et lorsque les fractions molaires de (CH3)2Zn sont respectivement -7 de 2x10- et 10, la concentration en porteurs du type p 5119cm3 2x01c -3 devient de 5xlO19cm et 2xlO18cm3 respectivement. La température de croissance était de 550 C. Des lasers à puits multiquantique de haute qualité peuvent être fabriquée à partir du semiconducteur ayant la structure montrée à la figure 42. En effet, comme HCl est introduit immédiatement après la formation d'une surface de Ga, les défauts de surface et les niveaux profonds peuvent être diminués. Par suite, le rendement est amélioré et l'on peut fabriquer des lasers ayant un degré élevé d'efficacité d'émission du rayon laser. Par ailleurs, l'interface hétérogène est distinctement définie et les défauts dans l'interface sont réduits. De plus, comme un cristal est formé à une relativement basse température de 550 C, la diffusion de Si et Zn peut être supprimée de manière satisfaisante. L'interface sans défaut et dont la composition est bien définie ainsi que la forte efficacité d'émission de lumière servent à abaisser le courant de seuil d'oscillation d'un laser à puits multiquantique Aux Exemples 7- 12, on a utilisé le triméthyl gallium comme gaz de source de Ga, mais on comprendra que lorsque l'on utilise le triéthyl gallium (C2H5)3Ga, l'intrusion des atomes de carbone dans un cristal peut être encore mieux réduite. Par ailleurs, au lieu du chlorure d'hydrogène, on peut utiliser un halogénure d'hydrogène tel que le bromure d'hydrogène ou le fluorure d'hydrogène. Comme on l'a décrit ci-dessus, selon la présente invention, une faible quantité d'un hydrure contenant un élément du groupe V ou VI est toujours forcée à s'écouler à travers la chambre, donc les vides produits par la désorption d'un élément du groupe V ou VI tel que As sont très petits. De plus, l'hydrogène gazeux est également forcé à s'écouler normalement de manière que les radicaux méthyles libérés soient réduits par l'hydrogène pour devenir du méthane afin de les empêcher d'être piégés dans une couche qui est formée et de diminuer les accep- teurs de carbone, pour pouvoir ainsi obtenir une couche d'un fort degré de pureté. Ces effets peuvent être encore améliorés lorsque l'on utilise, comme composé d'un métal organique, un composé contenant des radicaux éthyles. Selon la présente invention, une portion telle qu'une structure à deux couches de Ga-Ga au-dessus d'une couche atomique simple formée pendant la croissance d'une surface d'un élément du groupe III ou II peut être facile- ment désorbée sous la forme d'un halogénure ayant une forte pression de vapeur lorsqu'un halogénure d'hydrogène est introduit. Par suite, les défauts de surface et les niveaux profonds sont remarquablement diminués, donc on peut obtenir un cristal parfait. Par ailleurs, en comparaison avec les méthodes MLE et ALE conventionnelles, l'allure de croissance est rapide et le temps requis pour la croissance d'un cristal est dans la pratique acceptable de manière satisfaisante. es gaz de source sont alternativement introduits de manière à ne pas produire de composés additionnels tels que TMG, AsH3 et analogues, ayant une haute tempéra- ture de décomposition, donc la présente invention présente la caractéristique unique que la température de croissance du cristal peut être essentiellement maintenue à un niveau relativement bas. En effet, selon la présente invention, des films minces peuvent être formés à de relativement faibles températures inférieures à 600 C, donc la diffusion thermique dans une autre couche peut être sensiblement réduite à un minimum et on peut obtenir une structure hétérogène extrêmement distinctement définie. L'interface hétérogène d'un semiconducteur composé à structure hétérogène obtenu par le procédé de la présente invention ne présente aucune protubérance ni évidement, donc la lumière du puits quantique est émise d'un seul niveau quantique et en conséquence la demi- largeur peut être céduita, Par ailleurs, lorsque des électrons s'écoulent le long de l'interface hétérogène, ils ne peuvent être dispersés du fait de la rugosité de surface. Additionnellement, selon la présente invention, il devient possible de former facilement un cristal mélangé ordonné. Selon la présente invention, il devient possible de faire croître uniformément un semiconducteur composé sur de relativement grandes surfaces (plus particulièrement sur la totalité de la surface d'une pastille de plus de cm) d'un substrat et la non uniformité de l'épaisseur du film est inférieure à +1%. Par ailleurs, selon la présente invention, il devient possible de former non seulement des semiconducteurs composés à structure hétérogène ayant une interface hétérogène uniforme du point de vue atomique, mais également des semiconducteurs composés sous la forme d'un cristal mélangé régulier. Ainsi, la présente invention peut s'appliquer à divers domaines comme la fabrication des transistors à effet de champ et des éléments de laser. Par ailleurs, selon la présente invention, le dopage à haute concentration des semiconducteurs composé III-V devient possible. Le dopage est effectué pendent la croissance du cristal à de basses températures, donc la diffusion des dopants dans l'interface entre la couche dopée et la couche non dopée peut être réduite. Par ailleurs, pendant le procédé de croissance d'un cristal, il est possible d'utiliser un procédé pour l'introduction d'un halogénure d'hydrogène après la croissance d'une surface atomique d'un élément du groupe III, éliminant ainsi les défauts de surface et un niveau profond, on peut donc obtenir un cristal presqu'exempt de tout défaut. Par conséquent, la méthode de la présente invention est très avantageuse dans la fabrication de FET rapides et de lasers à puits multiquantique utilisant des semiconducteurs composés III-V. R E V E N D I C A T I 0 N S 1.- Procédé de préparation de films minces semiconducteurs composés o un composé organométallique contenant un élément du groupe III ou II et un hydrure contenant un élément du groupe V-ou VI sont introduits sur un substrat chauffé et sont soumis à une décomposition thermique, pour ainsi former, sur ledit substrat, un semiconducteur composé III-V ou II-VI, caractérisé en ce qu'il consiste à: tout en faisant normalement s'écouler un premier gaz porteur et un hydrure qui est dilué à une première concentration à laquelle ledit hydrure ne réagit pas chimiquement avec ledit composé organométallique pour produire un composé III-V ou II-VI et qui contient un élément du groupe V ou VI; répéter un cycle consistant en une étape pour l'introduction, sur ledit substrat, dudit hydrure qui est dilué avec un second gaz porteur à une concentration supérieure à ladite première concentration; une étape pour l'interruption de l'introduction dudit hydrure à ladite seconde concentration; une étape pour l'introduction, sur ledit substrat, d'un composé organométallique qui est dilué avec un troisième gaz porteur et qui contient un élément du groupe III ou II; une étape pour l'interruption de l'introduction dudit composé organométallique; et une étape pour l'introduction d'un halogénure d'hydrogène qui est dilué avec un quatrième gaz porteur. 2.- Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que les premier, second, troisième et quatrième gaz porteurs précités se composent d'hydrogène. 3.- Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que la première concentration précitée de l'hydrure est une fraction molaire de moins de 4x10-5. 4.- Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que la seconde concentration précitée de l'hydrure est une fraction molaire supérieure à lx10-3. 5.- Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que la concentration diluée du composé organo- métallique précité est une fraction molaire de plus de lx10-4 6.- Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que la concentration de l'halogénure d'hydrogène précité est une fraction molaire de plus de ix10O4. 7.- Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'halogénure d'hydrogène précité est du chlorure d'hydrogène. 8.- Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que la température du substrat précité est maintenue à une température supérieure à 400 C mais inférieure à 600 C. 9.- Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que deux types de composés organométalliques contenant des éléments métalliques différents sont intro- duits en tant que composé organométallique sur le substrat précité. 10.- Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que le composé organométallique précité est un composé organométallique contenant.des radicaux éthyles. 11.- Procédé de préparation de films minces semiconducteurs composés, caractérisé en ce qu'il consiste à: tout en faisant normalement s'écouler sur un 3n substrat, un gaz porteur d'hydrogène et de l'arsine AsH3 qui est diluée à une première concentration à laquelle ladite arsine ne réagit pas chimiquement avec un composé organométallique pour produire un composé III-V; répéter un cycle consistant en une étape pour l'introduction,-sur ledit substrat, de ladite arsine qui est diluée avec ledit gaz porteur d'hydrogène à une seconde concentration; une étape pour l'interruption de l'introduction de ladite arsine à ladite seconde concentration; une étape pour l'introduction sur ledit substrat d'un composé organométallique qui est dilué avec ledit gaz porteur d'hydrogène et qui contient un élément du groupe III, pour ainsi former un film semiconducteur composé mince sur ledit substrat; et une étape pour l'introduction, à toute étape dudit cycle, de silane (SiH4) en même temps que ledit composé organométallique contenant un élément du groupe III, pour ainsi doper ledit semiconducteur composé. 12.- Procédé de préparation de films minces semiconducteurs composés, caractérisé en ce qu'il consiste a: tout en introduisant, sur un substrat, un gaz porteur d'hydrogène et un hydrure qui est dilué à une. première concentration à laquelle ledit hydrure ne réagit pas chimiquement avec un composé organométallique pour produire un composé III-V et qui contient un élément du groupe V; répéter un cycle consistant en une étape pour l'introduction sur ledit substrat dudit hydrure qui est dilué avec ledit gaz porteur d'hydrogène à une seconde concentration supérieure à ladite première concentration, une étape pour l'interruption de l'introduction dudit hydrure à ladite seconde concentration, une étape pour l'introduction sur ledit substrat d'un composé organométallique qui est dilué avec ledit gaz porteur d'hydrogène et qui contient un élément du groupe III, une étape pour l'interruption de l'introduction dudit composé organométallique, une étape pour l'introduction d'un halogénure d'hydrogène dilué avec ledit gaz porteur d'hydrogène et une étape pour l'interruption de l'introduction dudit halogénure d'hydrogène, pour ainsi former un film semiconducteur mince composé sur ledit substrat; et une étape pour l'introduction sur ledit substrat dudit hydrogène gazeux en même temps qu'un composé contenant un élément du groupe IV, VI ou II pour ainsi doper ledit semiconducteur composé. 13.- Procédé selon la revendication 12, caractérisé en ce que le composé contenant un élément du groupe IV, V ou II est introduit simultanément avec le composé organométallique contenant un élément du groupe III. 14.- Procédé selon la revendication 12, caractérisé en ce que le composé contenant un élément du groupe IV, VI ou II est introduit immédiatement après l'interruption de l'introduction de l'élément du groupe III. 15.- Procédé selon la revendication 12, caractérisé en ce que le composé contenant un élément du groupe IV, VI ou II est introduit immédiatement après l'interruption de l'introduction de l'hydrure dilué à la seconde concentration. 16.- Procédé seloh la revendication 12, caractérisé en ce que le composé contenant un élément du groupe IV, VI ou II continue à être introduit pendant la totalité des étapes. - 17.- Procédé selon la revendication 12, caractérisé en ce que le composé contenant un élément du groupe IV est le silane (SiH4). 18.- Procédé selon la revendication 12, caractérisé en ce que la fraction molaire du silane est comprise entre 10-7 et 10-3 comprise entre IO0 et 10