4之上的各層的基板。只要具有支承各層所需的機械強度，且具有用外延生長法等形成各層時的熱穩定性，則基底基板102的材質為任意。作為基底基板102，能例示Si基板、藍寶石基板、Ge基板、GaAs基板、InP基板、或者ZnO基板。
[0031]緩沖層104是對基底基板102與第I超晶格層110之間的晶格常數的差異進行緩沖的層。緩沖層104能用反應溫度(基板溫度)為500°C?1000°C的外延生長法形成。在使用Si(111)基板作為基底基板102且使用AlGaN系的材料作為第I超晶格層110的情況下，作為緩沖層104能例示AlN層。緩沖層104的厚度優選為1nm?300nm的范圍，更優選為50nm?200nm的范圍。
[0032]第I超晶格層110、連接層120以及第2超晶格層130是在導入充分量的用于提高耐電壓的雜質原子的情況下也能控制半導體基板100的翹曲量的層結構。第I超晶格層110具有多個第I單位層116，第2超晶格層130具有多個第2單位層136。
[0033]第I單位層116由第I層112以及第2層114構成，第2單位層136由第3層132以及第4層 134構成。第I層 112由AlxlGa1-xlN(0<xl < I)構成，第2層 114由AlylGa1-ylN(0 < yl<l、xl>yl)構成。第3層 132由Alx2Ga1-x2N(0<x2 < I)構成，第4層 134由Aly2Ga1-y2N(0 < y2<l、x2>y2)構成。
[0034]第I層112、第2層114、第3層132以及第4層134能用外延生長法形成。作為第I層112以及第3層132，能例示xl以及x2為I的情況，S卩AlN層。第I層112以及第3層132的厚度優選為Inm?1nm的范圍，更優選為3nm?7nm的范圍。作為第2層114以及第4層134，能例示yI以及y2為0.05到0.25的范圍，S卩Al0.Q5Ga0.95N層到AltL25Ga0.75N層的范圍。第2層114以及第4層134的厚度優選為1nm?30nm的范圍，更優選為15nm?25nm的范圍。
[0035]形成多層由第I層112以及第2層114構成的第I單位層11來構成第I超晶格層110。通過使第I層112以及第2層114的組分(Al組分比)以及厚度變化，能使第I超晶格層110的平均晶格常數al變化。能將第I超晶格層110的平均晶格常數al定義為第I層112的晶格常數X第I層112的比例+第2層114的晶格常數X第2層114的比例。包含于第I超晶格層110中的第I單位層116的層數η優選為I層?200層的范圍，更優選為I層?150層的范圍。
[0036]形成多層由第3層132以及第4層134構成的第2單位層136來構成第2超晶格層130。通過使第3層132以及第4層134的組分(Al組分比)以及厚度變化，能使第2超晶格層130的平均晶格常數a2變化。能將第2超晶格層130的平均晶格常數a2定義為第3層132的晶格常數X第3層132的比例+第4層134的晶格常數X第4層134的比例。包含于第2超晶格層130中的第2單位層136的層數m優選為I層?200層的范圍，更優選為I層?150層的范圍。
[0037]在半導體基板100中，第I超晶格層110的平均晶格常數al與第2超晶格層130的平均晶格常數a2不同，且在從第I超晶格層110以及第2超晶格層130選擇出的I個以上的層中，以超過7X1018[atomS/Cm3]的密度含有用于提高耐電壓的雜質原子。作為雜質原子，能列舉出從由C原子、Fe原子、Mn原子、Mg原子、V原子、Cr原子、Be原子以及B原子構成的群選擇出的I種以上的原子。作為雜質原子，優選C原子或Fe原子，特別優選C原子。
[0038]連接層120將第I超晶格層110和第2超晶格層130連接。連接層120能用外延生長法形成。作為連接層120能例示AlzGa1-ZN(O^zSl)t3連接層120可以是與第I超晶格層110以及第2超晶格層130接觸的結晶層。連接層120既可以是單層，也可以是多層。另外，連接層120可以在厚度方向上組分發生變化。具體地，連接層120的組分可以在連接層120的厚度方向上從第I超晶格層110向第2超晶格層130連續變化。或者，連接層120的組分也可以在連接層120的厚度方向上從第I超晶格層110向第2超晶格層130階段性地變化。能使連接層120的厚度大于第I層112、第2層114、第3層132以及第4層134的任一層的厚度。另外，能使連接層120的平均晶格常數小于第I超晶格層110以及第2超晶格層130的任一者的平均晶格常數。連接層120的厚度能為20?300nm，優選為25?200nm，更優選為30?200nm，進一步優選為30?150nmo
[0039]氮化物半導體結晶層140能具有器件基層142以及活性層144。能通過使器件基層142增厚來增大器件的耐電壓。在活性層144形成晶體管的溝道等活性區域。
[°04°] 根據本實施方式的半導體基板100，通過以超過7 X 1018[atoms/cm3]的密度導入雜質原子，能實現450V以上的高的耐電壓，同時能使氮化物半導體結晶層140的表面中的翹曲量為50μπι(絕對值)以下。在此，所謂翹曲量，是指將氮化物半導體結晶層140—側成為凸的方向設為負、將成為凹的方向設為正、以邊緣為基準的基板中央的標高。
[0041 ]作為在以能實現450V以上的高的耐電壓的濃度(7 X 1018[atomS/Cm3])導入雜質原子的情況下也能將半導體基板100的翹曲量控制在50μπι(絕對值)以下的理由，能考慮有以下那樣的機理。
[0042]在Si基板上層疊GaN系的結晶層的情況下，由于GaN系的結晶的熱膨脹率大于Si的熱膨脹率，因此，在高溫下晶格匹配地生長的Si基板上的GaN系的結晶，在降溫后，在上側翹曲呈凹。所謂向上側呈凹，是指GaN系的結晶層的面當中與Si基板相反側的面呈凹的狀態。在此，在Si基板與GaN層之間設置由上層超晶格層(USL層)和下層超晶格層(LSL層)構成的層疊。并且，若USL層的平均晶格常數au與LSL層(7)平均晶格常數aL成為au>aL的關系，則由USL層與LSL層的平均晶格常數差所引起的應力會對USL層作用壓縮應力，且對LSL層作用牽拉應力。由于對由USL層和LSL層構成的層疊結構(本說明書中有時稱作「USL/LSL結構」)作用的應力是在上側翹曲呈凸的力，因此，是與上述的熱膨脹系數差所引起的翹曲相反方向的力。因此，USL/LSL結構有減少基板的翹曲的效果。
[0043]于是，USL/LSL結構中的應力將USL層與LSL層的界面附近作為支點而進行作用。由于在實際的結晶有位錯或界面的凹凸等，因此，認為支點具有數nm到數1nm程度的寬度(生長方向的厚度)。若在GaN結晶中含有較多的碳原子等雜質原子，則由于在層疊界面附近有變得易于產生缺陷的性質，因此，認為若在USL/LSL結構中含有較多雜質原子，則在USL層與LSL層的界面、或者USL層以及LSL層內的超晶格界面會產生較多的缺陷。認為若在這樣有較多缺陷的狀態下對界面作用力，則會引起在結晶界面附近的結晶弛豫。通過結晶弛豫吸收了在USL/LSL結構產生的應力，USL/LSL結構的應力不再對使結晶上翹曲呈凸作出貢獻。即，不再能通過USL/LSL結構來控制基板的翹曲量。因此，認為含有較多碳原子的半導體基板僅作用與Si和GaN的熱膨脹差相應的力，作為結果，招致較大地翹曲呈下凸的結果。
[0044]與此相對，在本實施方式的半導體基板100中，在第I超晶格層110(相當于上述的LSL層)與第2超晶格層130(相當于上述的USL層)之間設置了連接層120。連接層120作為因第I超晶格層110和第2超晶格層130平均晶格常數差而產生的應力的支點而發揮作用。連接層120比構成第I超晶格層110以及第2超晶格層130的第I層112、第2層114、第3層132以及第4層134更厚，生長方向(厚度方向)上的每單位長度的界面密度較小。因此，難以受到界面的弛豫的影響。由此，認為即使在第I超晶格層110或第2超晶格層130含有較多碳原子，也能相互傳遞在第I超晶格層110以及第2超晶格層130產生的應力，即能控制翹曲量，作為結果，能減少半導體基板100的翹曲。
[0045]另外，由于連接層120的厚度大于構成第I超晶格層110以及第2超晶格層