FR 2502649 A1 19821001 FR 8204895 A 19820323 La présente invention se rapporte à un procédé de fabrication d'un monocristal et plus particulièrement un procédé de fabrication d'un monocristal d'un composé inorganique consistant en un élément du groupe IIIb et un élément du groupe Vb de la classification périodique. Ledit composé sera ci-après mentionné comme composé du groupe III b-Vb Un monocristal d'un composé du groupe IIIb-Vbf par exemple GaAs, GaP et InP présente des propriétés de semi- conducteur et est largement utilisé comme élément de dispositifs opto-électroniques, tels qu'une diode électro- luminescente et LASER à semiconducteur, ainsi qu'un élément de dispositif à fréquence ultra-Hertzienne (UHF) ou super- fréquence (SHE), tel qu'une diode Gunn, une diode IMPATT, et un transistor à effet de champ (FET). Pour effectuer la croissance d'un composé monocristallin du groupe IIIbVb, on emploie un procédé de croissance dans lequel on se sert d'une nacelle, tel que le procédé de congélation suivant un gradient (procédé GF) ou le procédé horizontal de Bridgeman (procédé HB), dans le cas de la plupart des types de composés du groupe IIIb-Vb sauf pour le GaP et l'InP, qui présentent une tension élevée de dissociation. Le procédé de croissance pour lequel on emploie une nacelle, est mentionné ci-après comme le procédé de croissance à nacelle, est avantageux pour la croissance de la plupart des types de composés monocristallins du groupe IIIb-Vb parce que le diamètre d'un monocristal peut être facilement contrôlé et également parce que les composés du groupe III -Vb, qui présentent une augmentation de volume pendant la cristallisation, peuvent cristalliser facilement sous forme de composés monocristallins du groupe III b-Vb. Dans le procédé HB, un four électrique présentant un gradient de température approprié, se déplace relativement à la nacelle dans laquelle le cristal croît à partir d'une masse en fusion et fait ainsi déplacer l'interface solide-liquide du composé du groupe III b-Vb qui est disposé dans la nacelle et qui cristallise alors comme un composé monocristallin du groupe IIIb-Vb. Dans le procédé GF, un four électrique est composé d'environ 4 à 8 zones qui chauffent le composé du groupe IIIb -Vb de telle façon que l'on crée dans le four électri- que un gradient de température approprié. Dans le procédé HB, le four électrique se déplace, tandis que dans le procédé GF, le four ne se déplace pas, mais c'est la température qui est progressivement diminuée comme on le verra en détail en se référant à la figure 1. Le procédé GF est donc approprié pour la fabrication d'un monocristal de grande dimension. Sur les dessins, la figure 1 est une vue schématique illustrant le gradient de température et la diminution de température conformément au procédé GF; la figure 2 représente une vue en coupe longitudinale schématique du composé du groupe IIIb-Vb formé au moyen du procédé de croissance à nacelle; et la figure 3 représente l'appareil de croissance pour exécuter le procédé GF. On comprendra en se référant à la figure 1 comment la croissance d'un composé monocristallin du groupe IIIb-Vb s'effectue au moyen du procédé GF. Sur la figure, la direction de la croissance du cristal est indiquée par l'abscisse et la température est indiquée en ordonnées. Comme exposé ci-dessus, la température diminue progressi- vement conformément au procédé GF et cette diminution entraîne la modification dans le temps du profil de tem- pérature, comme l'indiquent les repères numériques 1, 2 et 3. La nacelle dans laquelle le cristal fait sa crois- sance à partir d'une masse en fusion est indiquée par le repère numérique 4. Une coupe longitudinale de la nacelle, qui a la même dimension que les profils de température 1, 2 et 3 est représentée. Un cristal germe (non représenté) du composé du groupe IIIb-Vb est placé à l'extrémité 5 de la nacelle 4. Conformément au changement des profils de température dans l'ordre 1, 2 et 3, l'interface solide- liquide du composé du groupe IIIb-Vb dont le point de fusion est indiqué par PF, se déplace dans la direction de la croissance du cristal, et il en résulte la formation d'un composé monocristallin du groupe IIIb-Vb- Bien que seul le procédé GF soit expliqué en se référant à la figure 1, on comprendra comment se forme et se déplace l'interface solide-liquide dans le procédé HB, qui diffère du procédé GF quant au déplacement du four électrique. La vitesse de refroidissement du composé du groupe III bVb est déterminée par la vitesse de déplacement du four électrique dans le cas du procédé HB. Dans les procédés de croissance à nacelle, c'est-à- dire les procédés HB et GB, la croissance d'un composé monocristallin du groupe IIIb-Vb s'effectue en maintenant la vitesse de refroidissement et ainsi la vitesse de croissance du composé monocristallin du groupe IIIb-Vb à des valeurs constantes. Les auteurs de la présente invention ont découvert que lorsque le procédé de croissance d'un cristal est effectué à une vitesse de refroidissement constante, il est difficile d'obtenir une vitesse élevée de formation d'un monocristal, spécialement dans le cas o le diamètre du monocristal est grand, par exemple égal à 75. On explique la raison en détail - en se référant à la figure 2. Sur la figure 2, un interface 8 solide-liquide, représenté de façon schématique, se forme entre la phase solide (phase monocristalline) 6 et la phase liquide 7. Comme décrit ci-dessus, le volume du composé du groupe IIIb Vb augmente pendant la cristallisation et dans le cas de GaAs, par exemple, la densité de GaAs varie de 5,71 g/ cm3 (liquide) à 5,16 g/cm3 (solide) à 12380C. Etant donné que l'interface solide-liquide n'est pas plan mais ellip- soldale' avec -une surface solide concave, il se produit une contrainte thermique élevée à l'interface 8 solide- liquide, et le relâchement de cette contrainte élevée provoque à son tour la naissance de dislocations. La production de dislocations détermine des limites inter- cristallines résultant en des polycristaux et analogues. Lorsque le monocristal à faire croîte a un grand diamètre, la radiation de chaleur à partir de la partie centrale du monocristal est difficile et par conséquent la courbure de l'interface ellipsoidale solide-liquide tend à être élevée. De même la tendance à la formation de polycristaux ou analogues est plus élevée si le diamètre de la nacelle dans laquelle le cristal croit en partant d'une masse fondue est lui-même plus grand. La vitesse de croissance d'un monocristal lorsque la diamètre de la nacelle est de 75 mm n'est que de la moitié ou inférieure à la moitié de la vitesse lorsque le diamètre de la nacelle est de 50 mm. Une autre raison de la faible vitesse de croissance d'un monocristal produit par le procédé de croissance à nacelle à une vitesse constante est probablement le fait que des défauts du cristal sont susceptibles d'être provoqués et à leur tour ils causent la formation de limites intercristallines au stade initial de croissance du cristal. Un but de la présente invention est de fournir un nouveau procédé de fabrication d'un composé monocristallin du groupe IIIb-Vb de façon à supprimer les inconvénients du procédé de croissance à nacelle classique, dans lequel un cristal croit à une vitesse de refroidissement constante, et en particulier la faible vitesse d'étirage désavantageuse d'un monocristal. Selon la présente invention, on effectue le refroidis- sement d'un cristal à une vitesse non constante. Un procédé de fabrication d'un composé monocristallin du groupe IIIVb- V, comprenant l'emploi d'une nacelle dans laquelle on fait croître le cristal à partir d'une masse en fusion, est caractérisé en ce que le refroidissement de ladite masse en fusion est effectué à une vitesse de refroidissement non constante basée sur au moins l'une des conditions suivantes: a) au moins une période pendant laquelle la croissance du cristal est interrompue; b) la cris- tallisation de 40 à 65% de la masse totale en fusion au moment o 30% du temps de croissance est écoulé, sur la base du temps total nécessaire pour réaliser la cristalli- sation de la totalité de la masse en fusion. Conformément à l'objet de la présente invention, le procédé de fabrication d'un composé monocristallin du groupe IIIb-Vb, qui comporte l'emploi d'une nacelle dans laquelle le cristal croit à partir d'une masse en fusion, est caractérisé en ce qu'il comprend au moins une période d'interruption de la croissance cristalline. Ce procédé est mentionné ci-après comme le procédé d'interruption. Selon l'objet de la présente invention, on a également prévu un procédé de fabrication d'un composé monocristallin du groupe IIIb-Vb, qui comprend l'emploi d'une nacelle dans laquelle le cristal croit à partir d'une masse en fusion, et caractérisé en ce que de 40 à 65% de la masse totale en fusion est cristallisé à un moment o 30% du temps de la croissance cristalline s'est écoulé relativement au temps total nécessaire pour réaliser la cristallisation de l'ensemble de la masse en fusion. Ce procédé est mentionné ci-après comme procédé d'accélération de la cristallisation. Dans le procédé d'interruption, la croissance cris- talline est interrompue ou l'interface solide-liquide est rendu stationnaire au moins une fois de sorte que la production de la contrainte est efficacement supprimée. En d'autres termes, le procédé d'interruption comprend une étape de croissance, dans laquelle l'interface solide- liquide se déplace dans la direction de la croissance cristalline et o la contrainte est engendrée à un degré appréciable, et au moins une phase d'interruption dans laquelle il n'y a pas de déplacement de l'interface solide- liquide dans la direction de croissance cristalline, et non seulement il n'y a pas de production de contrainte, mais la contrainte déjà engendrée peut être effectivement éliminée. Dans une version du procédé d'interruption, la température du composé du groupe IIIb-Vb dans la nacelle reste constante pendant une période de 1 à 12 heures de sorte que la croissance cristalline est interrompue. Lorsque la période d'interruption de la croissance cris- talline dépasse 12 heures, aucun inconvénient sérieux n'est provoqué, mais le temps demandé pour l'achèvement de la croissance cristalline est tellement long que le rendement de la production s'en trouve réduite d'une façon désa- vantageuse. Lorsque la période d'interruption de la crois- sance cristalline est inférieure à une heure, la forme de l'interface solide-liquide ne peut pas être aplatie d'une façon satisfaisante. Lorsque cette période est de 30 minutes ou moins, l'interface solideliquide reste essentiellement ellipsoïdale et par conséquent indésirable. On peut parvenir à maintenir constante la température du composé du groupe IIIb-Vb en interrompant la chute du profil de température comme représenté sur la figure 1, dans le cas du procédé GF et en interrompant le déplacement relatif du four électrique dans le cas du procédé HB. Dans une autre version du procédé d'interruption, la température du composé du groupe IIIb-Vb est augmentée d'une valeur allant de 0,1 à 30C de façon à interrompre la croissance cristalline. Autrement dit, cette température à chaque étape d'interruption est de 0,1 à 30C plus élevée que ladite température à la fin de l'étape précédente de croissance cristalline. Lorsque l'accroissement de température dépasse 30C, la refusion du composé du groupe IIIb-Vb monocristallin ou solide peut dépasser le degré de refusion qui est nécessaire pour aplatir l'interface solide- liquide ellipso!dale. En outre, le temps nécessaire pour achever la croissance cristalline s'allonge d'une façon désavantageuse. Lorsque l'augmentation de température est inférieure à 0,50C, le degré de refusion n'est pas efficace pour aplatir l'interface solide-liquide ellipsoidale. La vitesse d'accroissement de la température peut être plus élevée ou plus faible que la vitesse de diminution de la température, et la vitesse d'augmentation de la température peut être d'environ 0,1 à 50C par minute. Dans une autre version du procédé d'interruption, l'interruption de la croissance cristalline est effectuée en au moins deux étapes, ce qui est plus avantageux que de l'effectuer en une seule étape. Lorsque la température est maintenue constante pendant l'interruption de la croissance cristalline, l'intervalle entre les deux étapes successives d'interruption peut être de 3 à 12 heures, et les étapes d'interruption peuvent être de 1 à 2 heures individuellement et doivent être de moins de 12 heures au total. Lorsque la température est augmentée pendant l'interruption de la croissance cristalline, il est préfé- rable de répéter le processus dans lequel. une diminution de la température allant de 5 à 150C pour la croissance cristalline est suivie d'une augmentation de température de 0,1 à 30C. Dans une autre version du procédé d'interruption, l'interruption de la croissance cristalline est effectuée en une étape en maintenant constante la température du composé du groupe IIIb-Vb dans la nacelle et en une autre étape en augmentant la température. Dans le procédé d'accélération de la cristallisation, la vitesse de croissance cristalline à un stade précoce est plus élevée qu'à un stade tardif. Lorsque l'on a cristallisé moins de 40% seulement de la masse totale en fusion à un temps prédéterminé, c'est-à-dire au moment o % du temps total nécessaire pour la cristallisation de la totalité de la masse en fusion s'est écoulé, les pro- priétés du cristal ne sont pas uniformes dans le produit final et il est possible que des marques se forment fréquemment dans ledit produit final. Le temps prédéterminé mentionné ci-dessus est indiqué ci-après comme le temps à 30%. Le pourcentage de la masse en fusion qui a cristallisé au temps à 30% est mentionné comme le degré de cristallisa- tion au temps à 30%. Lorsque le degré de cristallisation au temps à 30% est supérieur à 65%, il est possible que se produise la destruction de l'ampoule à quartz. Dans une version du procédé d'accélération de cristallisation, le degré de cristallisation au temps à % est de 50 à 65%, et en outre, le pourcentage de la masse en fusion qui a cristallisé au moment o 10% du temps total nécessaire pour la croissance cristalline complète s'est écoulé est contrôlé (d'une façon analogue, on le mentionnera ci-après comme le degré de cristallisa- tion au temps à 10%). Le degré de cristallisation au temps à 10% doit être de 20 à 40%. Le contrôle du degré de cristallisation à un temps prédéterminé de la croissance cristalline, par exemple le temps à 10% ou à 30%, peut être réalisé en contrôlant la vitesse de refroidissement de la masse en fusion. Plus particulièrement, dans le procédé HB, la vitesse de déplacement du four électrique lors d'un stade antérieur, au temps prédéterminé de crois- sance cristalline est contrôlée à une valeur plus élevée que celle à un stade ultérieur. Dans le procédé GF, le taux de diminution de la température à un stade précoce au temps prédéterminé de croissance cristalline est contrôlé à une valeur plus élevée que celle à un stade ultérieur. La vitesse appropriée de déplacement du four électrique et la vitesse de diminution de la température dépendent de la quantité du composé du groupe IIIb-Vb qui est chargé dans la nacelle o le cristal se forme à partir de la masse en fusion. Dans le cas o la quantité chargée est de i300 à 1500 g, la vitesse de déplacement du four électrique selon le procédé HB, audit stage précoce, est de 8 à 20 mm/heure et de préférence de 13 à 20 mm/heure à un stade précoce au temps à 10%, tandis que dans le procédé GF, la vitesse de diminution de la température audit stade précoce va de 1C/heure à 50C/heure et de préférence de 2,50C/heure à 50C/heure à un stade précoce au temps à 10%. Dans le procédé d'accélération de cristallisation, un haut degré de cristallisation à un stade précoce à celui du temps prédéterminé a pour résultat une diminution des effets indésirables dus à la cristallisation audit stade précoce, stade auquel des macles se forment fre4uemment à cause de l'humidification de la masse en fusion à la surface de la nacelle. Etant donné que la production de macles peut être réduite considérablement selon le procédé d'accélération de cristallisation, la vites- se de fluage d'un monocristal peut être augmentée. En outre, il est possible de diminuer le nombre de défauts cristallins dans la fraction du cristal au voisinage de la fraction o la croissance cristalline s'effectue en contribuant ainsi à une vitesse de fluage élevée du monocristal. Le procédé d'accélération de cristallisation est également plus avantageux du fait d'une période de croissance plus courte que dans les procédés classiques HB et GF. Par exemple, dans un cas o la période d'achè- vement de la croissance cristalline est de 100 heures dans un procédé classique, cette période peut être réduite à environ 75 heures si l'on utilise le procédé d'accéléra- tion de cristallisation de la présente invention. Le procédé d'accélération de cristallisation est également avantageux pour obtenir une distribution uniforme des impuretés déterminant ainsi les propriétés électriques par exemple le type de conductivité et la résistivité d'un monocristal tel que le silicium, le tellure, le zinc, le chrome, et analogues, essentiellement le chrome qui a un faible coefficient de ségrégation. Dans le cas du procédé d'accélération de cristallisation, la résistivité d'un mono- cristal composé par exemple de GaAs ne varie pas beaucoup dans la direction longitudinale ou direction de croissance cristalline et par conséquent, la vitesse de fluage d'un monocristal est élevé. Dans une réalisation de la présente invention, le procédé d'interruption et le procédé d'accélération de cristallisation sont utilisés pour faire croître un composé monocristallin du groupe IIIb-Vb. Dans cette forme de réa- lisation, la croissance cristalline est effectuée de préfé- rence au moyen du procédé d'accélération de cristallisation jusqu'au temps à 30% et elle est ensuite effectuée au moyen du procédé d'interruption. Un des avantages les plus significatifs de la présente invention réside dans le fait que la vitesse de fluage d'un monocristal ayant un diamètre de 75 mm est la même ou est comparable à celle d'un monocristal ayant un diamètre de mm. Etant donné que dans l'industrie électronique, il existe une demande pour des tranches de 75 mm au lieu des tranches classiques appelées tranches de 50 mm, la présente invention peut contribuer d'une façon importante à l'industrie électronique. La présente invention sera maintenant expliquée à l'aide d'exemples. Exemple 1 (Le procédé d'interruption) Un monocristal de GaAs a été produit au moyen d'un appareil de croissance du procédé GF comme représenté sur la figure 3. Le four électrique 20 de l'appareil de croissance a été prévu avec quatre zones séparées de chauffage 15 pour le chauffage du composé du groupe IIIb-Vb (non représenté) et une zone de chauffage 9 pour chauffer l'arsenic 12. Le four élec- trique 20 comprend un tube noyau 10 contenant une ampoule à quartz 11. L'ampoule à quartz il a été divisée en une zone contenant la nacelle 14 dans laquelle on fait croître le cristal à partir d'une masse en fusion et une zone contenant l'arsenic 12 avec une cloison 13 présentant un tube capillaire 17. La vapeur d'arsenic provenant de l'arsenic 12 est admise dans ladite zone contenant la nacelle 14 à une pression contrôlée par l'action du tube capillaire 17. La nacelle 14 a une dimension telle qu'un monocristal ayant une section transversale semi- circulaire, d'un diamètre de 75 mm, et une longueur de 450 mm lOpeut être produit. La croissance cristalline au moyen du procédé d'interrup- tion a été effectuée comme suit. Le GaAs polycristallin en une quantité de 4400 g a été chargé dans la nacelle 14 et un cristal germe de GaAs ayant une orientation As 111> a été placé à l'extrémité de la nacelle 14 du côté gauche (figure 3). Au commencement de la croissance cristalline, le profil de température a été contrôlé de telle façon que la position du cristal germe de GaAs était à 12300C, et l'extrémité de la nacelle 14 à 201'opposé du cristal germe de GaAs était à 1280'C, et la température de l'arsenic 12 était de 6100C. Lorsque ce profil de température a été produit dans le tube noyau 10, le GaAs polycristallin a fondu. Ensuite, la température du composé du groupe IIIb-Vb, c'est-à-dire du GaAs polycristallin dans la nacelle 14 a diminué. En d'autres termes, la température en chaque point du profil de température a diminue tandis que le gradient de température était maintenu, ce qui peut être compris d'après les courbes indiquées par 1, 2 et 3 sur la figure 1. Le programme pour la diminution de température du GaAs a été le suivant: Période de temps Vitesse de diminution depuis le commencement de la température de la croissance cristalline 0 à 10 heures 0,70C/h 10 à 20 heures 0,60C/h Période de temps depuis Vitesse de diminution le commencement de la de la température croissance cristalline. à 25 heures 0.0 C/h 25 à 80 heures 0.5 C/h Dans le lingot ou barre de GaAs qui en résulte, la lon- gueur en pourcentage d'un monocristal par rapport à la longueur total était de 35%. Cette longueur en pourcentage est men- tionnée ci-après comme le rapport de monocristallisation. Exemple 2 (Exemple de comparaison du procédé d'interrup- tion). Le procédé de l'exemple 1 a été répété sauf que l'on n'a pas utilisé l'étape d'interruption de 5 heures. Le rapport de monocristallisation était de 18%. Exemple 3 (procédé d'interruption) Le procédé de l'exemple 1 a été répété sauf que le programme ci-après de diminution de température a été appliqué. Période de temps depuis Vitesse de diminution de le commencement de la la température croissance cristalline 0 à 10 heures 0.7 C/heure à 20 heures 0.6 C/heure a 25 heures 0.0 C/heure à 35 heures 0.5 C/heure 35 à 40 heures 0.0 C/heure à 85 heures 0.5 C/heure Le rapport de monocristallisation était de 45%. Exemple 4 (Procédé d'interruption) La procédure de l'exemple 1 a été répétée sauf que l'on a réalisé une diminution de température de 50 C en répétant un processus comprenant une étape de croissance, dans laquelle la température a été diminuée à une vitesse de 0,7 C/heure pendant une période de 10 heures, et une étape d'interruption de 1 heure. Le rapport de monocristallisation était de 44%. Exemple 5 (Procédé d'interruption) La procédure de l'exemple 1 a été répété sauf que l'on a réalisé une diminution de température de 60'C en répétant un processus comprenant une étape de croissance dans laquelle la température a diminué à une vitesse de 0,70C/heure pendant une période de 10 heures, et une étape d'interruption dans laquelle la température a augmenté de 30C dans l'intervalle d'une minute àpartir de l'achèvement de l'étape précédente de croissance. Le rapport de monocristallisation a été de 50%. Exemple 6 (Procédé d'accélération de cristallisation) Le GaAs monocristallin a été produit au moyen de l'appareil de croissance indiqué sur la figure 3. L'appa- reil de croissance était cependant différent de celui repré- senté sur la figure 3 du fait que la nacelle 14 présentait un diamètre de 50 mm et une longueur de 380 mm. La croissance cristalline au moyen du procédé d'accé- lération de la cristallisation a été effectuée comme suit. Le GaAs polycristallin en une quantité de 1500 g a été chargé dans une nacelle 14 et l'on a ajouté ensuite 0,2 g de chrome au GaAs polycristallin. Un cristal germe de GaAs pré- sentant une orientation de As était situé à l'extrémité de la nacelle du côté gauche. L'arsenic 12 a été chauffé jusqu'à 6100C et y a été maintenu. Au commencement de la croissance cristalline, le profil de température a été contrôlé au moyen des quatre zones de chauffage 15 de sorte que: la position du cristal germe de GaAs a été de 1230'C et l'extrémité de la nacelle 14 à l'opposé du cristal germe de GaAs était de 12800C. Lorsque le profil de température mentionné ci-dessus a étéobtenu dans le four électrique 20, la température du four électrique a été réduite au moyen du programme ci-après tout en maintenant le gradient de tempé- rature dans la direction longitudinale du four. Période de temps depuis le Vitesse de diminution commencement de la croisde la température sance cristalline 0 à 3 heures 3,00 C/heure 3 à 6 heures 2,00 C/heure 6 à 17 heures 0,91 C/heure 17 à 25 heures 0, 63 C/heure à 35 heures 0,50 C/heure à 70 heures 0,45 C/heure 34% et 58% de la masse totale en fusion a cristallisé au temps à 10% et à 30% respectivement. La densité du puits d'attaque (EPD) du GaAs monocris- tallin résultant a été de 6,1 x 103/cm3 dans une partie du cristal à 120 mm du cristal germe de GaAs. Le rapport de monocristallisation était de 60%, et la résisitivité variait de 2 x 108 à 4 x 108 Q-cm dans le lingot, c'est-à-dire que la barre de GaAs était constituée par des parties monocristallines et polycristallines sur toute la longueur du lingot. La croissance cristalline décrite ci-dessus a été répétée trois fois pouressayer de déceler la formation de macles. Cependant on n'a pas constaté de macles. Exemple 7 (Procédé d'accélération de cristallisation) La procédure de l'exemple 1 a été répétéesauf qu'on a suivi le programme de diminution de température ci-après. Période de temps depuis le Vitesse de diminution commencement de la croisde la température sance cristalline 0 à 4 heures 1,50 C/heure 4 à 10 Heures 1,33 C/heure 10 à 22 heures 0,83 C/heure 22 à 34 heures 0, 54 C/heure 34 à 78 heures 0,45 C/heure 23% et 52% de la masse totale en fusion ont cristallisé au temps à 10% et au temps à 30% respectivement. Le rapport de monocristallisation du lingot de GaAs résultant a été de 55%, la EPD à une distance de 120 mm du cristal germe a été de 6,4 x 10 3/cm 3, et la résistivité le long de toute la longueur du lingot a varié de 1,5 x 108 à 3 x 108 Q-cm. Exemple 8 (Procédé d'accélération de cristallisation) La procédure de l'exemple 6 a été répétée sauf que l'on amis en oeuvre un procédé au moyen d'un four électrique ayant trois zones de chauffage 15 qui ont provoqué le profil de température ci-après: 12500C à la partie ayant la plus haute température, 1215'C aux parties présentant des températures moyennes et 6100C à la partie ayant la plus basse température et un gradient de température de 70C/cm entre les parties à la plus haute température et àtempérature moyenne. La nacelle 14 qui était contenue dans l'ampoule 11 a été située, au commencement de la croissance cristalline, de telle sorte que l'arsenic 12, le cristal germe (non représenté) et le GaAs polycristallin se trouvaient placés respectivement dans les parties à température la plus basse, à température moyenne et à température la plus élevée. Au commencement de la croissance cristalline, le four électrique a été déplacé conformément au programme ci-après. Période de temps depuis le Vitesse de déplacement commencement de la crois- du four sance cristalline 0 à 4 heures 20 mm/heure 4 à 10 heures 15 mm/heure à 20 heures 7 mm/heure à 30 heures 5 mm/heure à 70 heures 2,3 mm/heure 33% et 14% de la masse totale en fusion ont cristallisé au temps à 10% et au temps à 30%, respectivement. Le rapport de monocristallisation du lingot de GaAs résultant était de 53%, la EPD à une distance de 120 mm du cristal germe a été de 6,2 x 103/cm3, et la résistivité le long de la longueur total du lingot a varié de 2 x 108 à x 108 a-cm. Exemple 9 (Exemple de comparaison du procédé d'accélé- ration de cristallisation). La procédure de l'exemple 1 a été répétée sauf que la vitesse de diminution de la température avait une valeur constante de 0,50C/heure. Le temps total de croissance a été de 95 heures, le rapport de monocristallisation a été de 38% et la résistivité à une distance de 68 mm du cristal germe a été inférieure à 106 n-cm. Pendant les trois pro- cessus répétés de croissance cristalline, des macles se sont formés dans deux des procédé. Exemple 10 (Combinaison du procédé d'interruption et du procédé d'accélération de cristallisation) La procédure de l'exemple 6 a été répétée sauf que pendant une période de 25 à 35 heures la diminution dans la température a été interrompue pendant 3 heures. Le rapport de monocristallisation a été de 65%. REVENDICATIONS 1. Procédé de fabrication d'un composé monocristallin du groupe IIIb-VbI ledit procédé comprenant l'emploi d'une nacelle dans laquelle l'on fait croître le cristal à partir d'une masse en fusion, caractérisé en ce que le refroidisse- ment de ladite masse en fusion est effectué à une vitesse de refroidissement non constante, conformément à l'une au moins des conditions suivantes: a) au moins une période pendant laquelle la croissance cristalline est interrompue b) la cristallisation de 40 à 65% de la masse totale en fusion au temps o 30% du temps total de croissance s'est écoulé par rapport au temps total nécessaire pour réaliser la cristallisation de toute la masse en fusion. 2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce qu'au moins une période pendant laquelle la croissance cristalline est interrompue est réalisée après que de 40 à % de la masse totale en fusion est cristallisé. 3. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que la vitesse non constante de refroidissement est obtenue seulement par l'interruption de la croissance cristalline. 4. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que la vitesse de refroidissement non constante est obtenue uniquement en contrôlant le degré de cristallisation audit temps à 30%. 5. Procédé selon l'une quelconque des revendications 2, 3 ou 4, caractérisé en ce que la température du composé du groupe IIIb-Vb dans ladite nacelle reste constante pen- dant une période de 1 à 12 heures de façon à interrompre la croissance cristalline. 6. Procédé selon l'une quelconque des revendications 2, 3, 4 ou 5, caractérisé en ce que l'on fait croître la température du composé du groupe IIIb-Vb d'une valeur com- prise entre 0,1 et 30C de façon à interrompre la croissance cristalline. 7. Procédé selon l'une quelconque des revendications précédentes, caractérisé en ce que l'interruption de la croissance cristalline est effectuée au moins deux fois. 8. Procédé selon la revendication 7, caractérisé en ce que l'intervalle entre les deux étapes d'interruption successives est comprise entre 3 et 12 heures et que les étapes d'interruption sont chacune de une à deux heures. 9. Procédé selon les revendication 7 ou 8, caractérisé en ce que les étapes d'interruption sont de moins de 12 heures au total. 10. Procédé selon les revendications 2 ou 3, caractérisé en ce que au moins une période d'interruption comprend une étape dans laquelle la température du composé du groupe III -V dans ladite nacelle reste constante et une étape b b dans laquelle la température du composé du groupe IIIb-Vb est augmentée d'une valeur variant de 0,1 à 30C. 11. Procédé selon la revendication 6, caractérisé en ce que l'on répète une étape dans laquelle des diminutions de température de 5 à 150C sont suivies par une augmentation de température de 0,1 à 30C. 12. Procédé selon la revendication 2, caractérisé en ce que le pourcentage de la masse en fusion à cristalliser au moment o 10% du temps nécessaire pour la croissance cris- talline s'est écoulé est contrôlé de telle façon que le degré de cristallisation à 10% du temps est de 20 à 40% de la masse totale en fusion.