"平均粒子径が5μm~50μmの非導電性セラミックスの粗大粒子と、平均粒子径が前記粗大粒子の1/5~1/40である非導電性セラミックスの微細粒子、及び/または、加熱により非導電性セラミックスを生成する非導電性セラミックス生成原料とを含む混合原料から成形体を得る成形工程、及び、前記成形体を焼成する焼成工程を具備し、前記成形工程でドーパントを含む化合物が添加された前記混合原料から前記成形体を得ることにより、及び/または、前記焼成工程をドーパントが存在する雰囲気下で行うことにより、前記微細粒子及び/または前記非導電性セラミックス生成原料に由来し、且つ、ドーパントとしてアクセプター及びドナーを含む半導体セラミックスの第一相と、前記粗大粒子に由来する非導電性セラミックスの第二相とを備える焼結体を製造し、前記第二相に対する前記第一相の割合により、前記焼結体の比抵抗値及び比抵抗値の温度依存性を変化させることを特徴とする導電性セラミックス焼結体の製造方法。前記第一相におけるアクセプター及びドナーの濃度により、前記焼結体の比抵抗値及び比抵抗値の温度依存性を変化させることを特徴とする請求項1に記載の導電性セラミックス焼結体の製造方法。前記混合原料は、前記微細粒子及び前記非導電性セラミックス生成原料を含むことを特徴とする請求項1または請求項2に記載の導電性セラミックス焼結体の製造方法。前記微細粒子は炭化珪素であると共に、前記非導電性セラミックス生成原料は、炭化珪素を生成する珪素源及び炭素源からなり、炭素に対する珪素のモル比が0.5~1.5である炭化珪素生成原料であり、前記成形工程でアルミニウム原料が添加された前記混合原料から前記成形体を得ると共に、前記焼成工程を窒素が存在する非酸化性ガス雰囲気下で1800°C~2200°Cの温度で行うことにより、前記微細粒子及び前記炭化珪素生成原料に由来し、且つ、ドーパントとしてアルミニウム及び窒素を含む半導体炭化珪素質セラミックスの第一相と、前記粗大粒子に由来する非導電性セラミックスの第二相とを備える焼結体を製造することを特徴とする請求項3に記載の導電性セラミックス焼結体の製造方法。前記粗大粒子はドーパントを含まない炭化珪素であることを特徴とする請求項4に記載の導電性セラミックス焼結体の製造方法。そこで、本発明は、上記の実情に鑑み、比抵抗値を広い範囲内で調整することができると共に、比抵抗値の温度依存性を調整することが可能な導電性セラミックス焼結体の製造方法の提供を、課題とするものである。上記の課題を解決するため、本発明にかかる導電性セラミックス焼結体の製造方法以下、単に製造方法と称することがあるは、平均粒子径が5μm~50μmの非導電性セラミックスの粗大粒子と、平均粒子径が前記粗大粒子の1/5~1/40である非導電性セラミックスの微細粒子、及び/または、加熱により非導電性セラミックスを生成する非導電性セラミックス生成原料とを含む混合原料から成形体を得る成形工程、及び、前記成形体を焼成する焼成工程を具備し、前記成形工程でドーパントを含む化合物が添加された前記混合原料から前記成形体を得ることにより、及び/または、前記焼成工程をドーパントが存在する雰囲気下で行うことにより、前記微細粒子及び/または前記非導電性セラミックス生成原料に由来し、且つ、ドーパントとしてアクセプター及びドナーを含む半導体セラミックスの第一相と、前記粗大粒子に由来する非導電性セラミックスの第二相とを備える焼結体を製造し、前記第二相に対する前記第一相の割合により、前記焼結体の比抵抗値及び比抵抗値の温度依存性を変化させるものである。粗大粒子及び微細粒子の形状は球形に限定されるものではなく、粒子径は回折散乱径直径として求めることができる。導電性とは比抵抗値が1000Ωcm未満の場合を指し、非導電性は比抵抗値が1000Ωcm以上の場合を指すものとする。粗大粒子を構成する非導電性セラミックスは、電気伝導性を有しないセラミックスであれば種類は特に限定されず、炭化珪素、アルミナ、ムライト、コージェライトを例示することができる。また、混合原料が微細粒子を含む場合、微細粒子を構成する非導電性セラミックスは、粗大粒子を構成する非導電性セラミックスと、同一種類のセラミックスであっても異なる種類のセラミックスであっても良い。混合原料が加熱により非導電性セラミックスを生成する非導電性セラミックス生成原料を含む場合、かかる非導電性セラミックス生成原料としては、炭化珪素を生成する炭素源及び珪素源を含む原料、チタン酸アルミニウムを生成するチタン源及びアルミニウム源を含む原料を例示することができる。平均粒子径が5μm~50μmの粗大粒子は、高温での焼成後もほぼそのまま残存し、ドーパントも粗大粒子の内部にはドープされない。そのため、焼結体には、粗大粒子に由来して非導電性セラミックスの第二相が形成される。混合原料に微細粒子を含む場合、微細粒子が焼結する際、微細粒子間に生成する粒界相にドーパントがドープされる。そして、微細粒子間の粒界相は、極めて多数箇所に形成される。従って、この場合、焼結体には、微細粒子に由来して半導体セラミックスの第一相が形成される。一方、混合原料に非導電性セラミックス生成原料を含む場合、焼結工程において非導電性セラミックスが生成する際、新たに生成するセラミックス相にドーパントがドープされ易い。従って、この場合、焼結体には、非導電性セラミックス生成原料に由来して半導体セラミックスの第一相が形成される。すなわち、非導電性セラミックスの微細粒子によっても、非導電性セラミックス生成原料によっても、焼結体にはドーパントを含む半導体セラミックスの第一相が形成される。従って、上記構成の製造方法によれば、導電性の第一相と非導電性の第二相という二つの相からなり、全体として導電性であるセラミックス焼結体を製造することができる。そして、第一相は、ドーパントとしてアクセプター及びドナーの双方を含むため、両者の一部が相殺された結果として、微小な視野でp型半導体の部分とn型半導体の部分とが混在している相となる。アクセプターにより多数キャリアとなる正孔は、電子に比べて移動しにくい。従って、ドーパントとして、ドナーに加えてアクセプターをも含むことにより、第一相の電気抵抗を調整しやすく、ひいては、導電性セラミックス焼結体全体の比抵抗値を調整しやすいものとなる。加えて、本発明者らの検討により、第二相に対する第一相の割合を変化させることにより、後述のように、導電性セラミックス焼結体の比抵抗値及び比抵抗値の温度依存性を、有効に調整することができることが見出された。本発明にかかる導電性セラミックス焼結体の製造方法は、上記構成において、前記第一相におけるアクセプター及びドナーの濃度により、前記焼結体の比抵抗値及び比抵抗値の温度依存性を変化させるものである。本発明者らの検討により、第一相におけるドーパントの濃度を変化させることにより、後述のように、導電性セラミックス焼結体の比抵抗値及び比抵抗値の温度依存性を、有効に調整できることが見出された。本発明にかかる導電性セラミックス焼結体の製造方法は、上記構成において、前記混合原料は、前記微細粒子及び前記非導電性セラミックス生成原料を含むものとすることができる。検討の結果、非導電性セラミックスの微細粒子と非導電性セラミックス生成原料との双方を含む混合原料から焼結体を製造すると、第二相の周囲に第二相を被覆するように存在するドーパントの濃度の高い相以下、ドーパント高濃度相と称すると、その他の領域を占めるドーパントの濃度の低い相以下、ドーパント低濃度相と称するとから、導電性の第一相が構成されている焼結体を得られることが分かった。これは、非導電性セラミックス生成原料から新たに生成する相が粗大粒子を取り囲むように被覆する層を形成し、その粗大粒子間を埋めるように微細粒子が焼結し、且つ、上述のように、新たに生成するセラミックス相にドーパントがドープされやすいことに起因すると考えられる。従って、上記構成の製造方法によれば、第一相全体におけるドーパントの平均濃度よりドーパントの濃度が高く、第二相を被覆しているドーパント高濃度相と、平均濃度よりドーパントの濃度が低いドーパント低濃度相とからなる構成の第一相、を備える焼結体を製造することができる。そして、本発明者らは、上記構成の焼結体において、ドーパント低濃度相とドーパント高濃度相との割合を変化させることにより、比抵抗値の温度依存性を調整することができることを見出した。具体的には、ドーパント高濃度相におけるドーパントの濃度が同程度であれば、ドーパント高濃度相の厚さを薄くすることにより、比抵抗値の温度依存性を小さくすることができる。本発明にかかる導電性セラミックス焼結体の製造方法は、混合原料が微細粒子及び非導電性セラミックス生成原料を含む上記構成において、前記微細粒子は炭化珪素であると共に、前記非導電性セラミックス生成原料は、炭化珪素を生成する珪素源及び炭素源からなり、炭素に対する珪素のモル比が0.5~1.5である炭化珪素生成原料であり、前記成形工程でアルミニウム原料が添加された前記混合原料から前記成形体を得ると共に、前記焼成工程を窒素が存在する非酸化性ガス雰囲気下で1800°C~2200°Cの温度で行うことにより、前記微細粒子及び前記炭化珪素生成原料に由来し、且つ、ドーパントとしてアルミニウム及び窒素を含む半導体炭化珪素の第一相と、前記粗大粒子に由来する非導電性セラミックスの第二相とを備える焼結体を製造するものとすることができる。上記構成の製造方法により、導電性である炭化珪素質セラミックスの第一相と、非導電性セラミックスの第二相という二つの相からなり、全体として導電性を有するセラミックス焼結体を得ることができる。また、炭化珪素質セラミックスの第一相は、第一相全体におけるドーパントの平均濃度よりドーパントの濃度が高く、第二相を被覆しているドーパント高濃度相と、平均濃度よりドーパントの濃度が低いドーパント低濃度相とからなる。そして、このような構成の焼結体では、第一相におけるアルミニウム及び窒素の濃度を変化させて第一相の導電性を変化させることにより、また、非導電性の第二相に対する導電性の第一相の割合を変化させることにより、或いは、ドーパント低濃度相とドーパント高濃度相との割合を変化させることにより、焼結体の比抵抗値、及び、比抵抗値の温度依存性を調整することができる。本発明にかかる導電性セラミックス焼結体の製造方法は、第一相が炭化珪素質セラミックスとなる上記構成において、前記粗大粒子はドーパントを含まない炭化珪素であるものとすることができる。上記構成の製造方法により、第一相と第二相とが共に炭化珪素質セラミックスからなる焼結体が製造される。かかる構成の焼結体では、第一相と第二相とで熱伝導率や熱膨張率が同程度となる。炭化珪素は熱伝導率が高いことに加えて熱膨張率が小さいことから、耐熱衝撃性に優れている。そのため、本構成の製造方法により製造される導電性セラミックス焼結体は、高温下で使用されるフィルタの基体として適したものとなる。また、VOC等を含む排ガスを流通させ、加熱により分解する触媒担体としても適したものとなる。更に、炭化珪素は熱膨張率が小さいことから、高温下で使用される構造体であってもキャニングが可能である。そのため、本構成の製造方法により製造される導電性セラミックス焼結体は、キャニングされていることより得られる耐振動作用によって、耐久性の高い発熱体として使用することが可能である。以上のように、本発明の効果として、比抵抗値を広い範囲内で調整することができると共に、比抵抗値の温度依存性を調整することが可能な導電性セラミックス焼結体の製造方法を、提供することができる。以下、本発明の一実施形態である導電性セラミックス焼結体の製造方法、及び、該製造方法により製造される導電性セラミックス焼結体について説明する。ここでは、導電性セラミックス焼結体として、炭化珪素質の導電性セラミックス焼結体を製造する場合を例示する。また、本実施形態では、アルミニウムをアクセプターとし、窒素をドナーとする場合を例示する。本実施形態の製造方法は、平均粒子径が5μm~50μmの炭化珪素の粗大粒子と、平均粒子径が粗大粒子の1/5~1/40である炭化珪素の微細粒子、及び、加熱により炭化珪素質セラミックスを生成する炭化珪素生成原料とを含む混合原料から成形体を得る成形工程、及び、成形体を焼成する焼成工程を具備し、成形工程でアルミニウム原料が添加された混合原料から成形体を得ると共に、焼成工程を窒素が存在する非酸化性ガス雰囲気下で1800°C~2200°Cの温度で行うことにより、微細粒子及び炭化珪素生成原料に由来し、且つ、ドーパントとしてアクセプター及びドナーを含む半導体炭化珪素質セラミックスの第一相と、粗大粒子に由来する非導電性炭化珪素の第二相とを備える焼結体を製造し、第二相に対する第一相の割合により、焼結体の比抵抗値及び比抵抗値の温度依存性を変化させると共に、第一相におけるアルミニウム及び窒素の濃度により、焼結体の比抵抗値及び比抵抗値の温度依存性を変化させるものである。また、上記構成において、炭化珪素生成原料は、炭化珪素を生成する珪素源及び炭素源からなり、炭素に対する珪素のモル比が0.5~1.5の原料である。より詳細に説明すると、成形工程では、珪素と炭素質物質とからなる炭化珪素生成原料、炭化珪素の粗大粒子、炭化珪素の微細粒子、及び、アルミニウム原料を含む混合原料に、バインダーや界面活性剤等の添加剤を添加し、水と混合混錬して混錬物とし、これを押出成形することにより成形体を得る。なお、アルミニウム原料としては、アルミニウム単体やアルミナを使用可能である。また、成形方法は押出成形に限定されず、例えば、乾式加圧成形、鋳込成形としても良い。ここで、炭化珪素を生成する珪素源としては、珪素単体や窒化珪素を使用可能であるが、本実施形態では珪素を使用する場合を例示する。一方、炭化珪素を生成する炭素源としては、黒鉛、石炭、コークス、木炭などの炭素質物質を使用可能であるが、本実施形態では粒子径10μm~20μmの黒鉛を使用する場合を例示する。炭化珪素生成原料においては、炭素に対する珪素のモル比Si/Cが1のときに、化学量論的に過不足なく炭化珪素が生成する。Si/Cが0.5より小さい場合は、残存する炭素分が多過ぎ、粗大気孔の原因となると共に生成した炭化珪素の粒子成長が阻害される。一方、Si/Cが1.5より大きい場合は、炭化珪素の反応生成量が不十分となる。なお、Si/Cは0.8~1.2であれば、珪素及び炭素の過剰分または不足分が少なく、より望ましい。加えて、炭素が過剰な場合は、焼結体を酸化雰囲気で加熱することにより、過剰分の炭素を燃焼除去することが可能であるが、珪素が過剰である場合は焼結体から除去することが困難であるため、珪素が過剰であるよりは炭素が過剰である方が望ましい。成形工程の後に、成形体を乾燥する乾燥工程を行ってもよい。このような乾燥工程は、調温調湿槽内での送風乾燥、外部加熱乾燥、マイクロ波照射による内部加熱乾燥等により行うことができる。焼成工程では、窒素が存在する非酸化性ガス雰囲気において、1800°C~2200°Cの所定の焼成温度で一定時間保持して、成形体を焼成する。ここで、焼成温度を1800°C~2200°Cとしたのは、1800°Cより低い場合は、焼結が不十分となり焼結体の強度が低下するおそれがあり、2350°Cを超える場合は炭化珪素が昇華するおそれがあることを考慮して少し余裕を持たせた設定としたためである。なお、焼成温度は2000°C~2200°Cであれば、過度に加熱することなく比較的短時間で十分に焼結させることができるため、より望ましい。また、窒素が存在する非酸化性ガス雰囲気は、窒素ガス100雰囲気、或いは、アルゴンやヘリウム等の不活性ガスと窒素ガスとの混合ガス雰囲気とすることができる。焼成時間は、成形体のサイズにもよるが、例えば、10分~3時間とすることができる。この焼成工程において、珪素と炭素質物質とが反応して炭化珪素が生成する。このとき、成形体は、粒子径が5μm~50μmというかなり大きな粗大粒子を含むため、この粗大粒子はほぼそのままの状態で残存し、生成した炭化珪素の相によって取り囲まれる。そして、炭化珪素が反応生成する際に、アルミニウム原料から供給されたアルミニウム、及び、焼成雰囲気中の窒素が、炭化珪素にドープされる。ここで、新たに生成した炭化珪素にはアルミニウム及び窒素がドープされ易い。従って、反応生成した炭化珪素以下、生成炭化珪素と称することがあるが、粗大粒子を被覆し、第一相全体におけるドーパントの平均濃度よりドーパントの濃度が高いドーパント高濃度相を形成する。これと同時に、炭化珪素の微細粒子間で焼結が進み、生成炭化珪素の相で被覆された粗大粒子間を埋めるように結合する。その際、焼結した微細粒子間の粒界相にも、アルミニウム及び窒素がドープされる。その結果、炭化珪素の微細粒子の焼結により生成した相全体微細粒子に由来する相及び粒界相を含むが、第一相全体におけるドーパントの平均濃度よりドーパントの濃度が低いドーパント低濃度相となる。なお、焼成工程においては、珪素源と炭素源とのモル比によっては、全ての炭素質物質が炭化珪素の生成反応に使用されずに残留する場合がある。その場合は、過剰分の炭素質物質を燃焼除去する目的で、焼成工程の後に脱炭工程を設けることができる。この脱炭工程は、酸化雰囲気下において650°C~950°Cの温度で1時間~3時間加熱することにより行うことができる。上記の製造方法により、次の構成の導電性セラミックス焼結体が製造される。すなわち、導電性セラミックス焼結体は、アクセプターであるアルミニウムとドナーである窒素を含む炭化珪素質の導電性セラミックスの第一相と、ドーパントを含まない炭化珪素である非導電性の第二相とを具備する。特に、本実施形態の製造方法により、非導電性の第二相が導電性の第一相に取り囲まれて散在している海島構造を有する導電性セラミックス焼結体が製造される。ここで、海島構造とは、連続的に存在する第一相の海の中に、第二相が島状に散在する構造を指している。加えて、本実施形態の製造方法により製造される導電性セラミックス焼結体では、第一相は、第一相全体におけるドーパントの平均濃度よりドーパントの濃度が高く、第二相を被覆しているドーパント高濃度相と、第一相全体におけるドーパントの平均濃度よりドーパントの濃度が低いドーパント低濃度相とからなる。次に、本実施形態の製造方法により製造される試料焼結体を含む、複数の試料を用いて検討した結果を説明する。各試料は、表1に示す組成質量の混合原料から作製した。ここで、炭化珪素の粗大粒子表中、粗粒と表示としては、平均粒子径11.5μmの粉末信濃電気精錬製CP-1000を使用し、炭化珪素の微細粒子表中、微粒と表示としては、平均粒子径1.0μmの粉末信濃電気精錬製SER-A10を使用し、珪素源としては珪素粉末キンセイマテック製600を使用し、炭素源としては黒鉛粉末オリエンタル産業製AT-No.10-6Tを使用し、アルミニウム原料としてはアルミナ昭和電工製AL-160SG-3を使用した。各組成において、炭化珪素生成原料における炭素に対する珪素のモル比Si/Cは、何れも約0.9であり、珪素源に対して炭素源が少し過剰となる設定としている。上記組成の混合原料を、バインダー、界面活性剤、及び、水と混合混練し、混練物を得た。バインダーとしては、メトローズ信越化学製65SH-4000を使用し、界面活性剤としては、オレイン酸花王製ルナックO-A、及び、ポリオキシアルキレン系化合物日油製ユニルーブ登録商標50MB-26を使用した。得られた混練物を押出成形し、外径6mm、厚さ1mm、長さ150mmの円管状の成形体を成形した成形工程。得られた成形体を、80°Cの温度で約4時間加熱し、乾燥させた乾燥工程。乾燥した成形体を、窒素雰囲気下で、2000°Cの温度で4時間焼成した焼成工程。その後、空気雰囲気下で、950°Cの温度で2時間加熱し、残存していると考えられる黒鉛を燃焼除去した脱炭工程。上記工程を経て得られた各試料焼結体について、第一相、第二相、第一相におけるドーパント高濃度相及びドーパント低濃度相以下、それぞれD高濃度相及びD低濃度相と称することがあるの割合、アルミニウム濃度などの目安となる数値を、各試料を作製した原料の組成から算出した値を、表2に示す。表中、全SiCとは、炭化珪素の粗大粒子以下、粗粒SiCと称することがあるのモル数、炭化珪素の微細粒子以下、微粒SiCと称することがあるのモル数、及び、生成炭化珪素以下、生成SiCと称することがあるのモル数を合計した値である。ここで、粗粒SiC/全SiCmol全SiCに対する粗粒SiCの割合は、焼結体における非導電相第二相の割合の目安となる値である。生成SiC/全SiCmol全SiCに対する生成SiCの割合は、焼結体におけるD高濃度相の割合の目安となる値である。生成SiC/粗粒SiCmol粗粒SiCに対する生成SiCの割合は、非導電相第二相に対するD高濃度相の割合の目安となる値である。Al/微粒SiC生成SiCmol微粒SiCと生成SiCの和に対するAlの割合は、導電相第一相中のアルミニウムの平均濃度である。また、Al/生成SiCmol生成SiCに対するアルミニウムの割合は、D高濃度相に対するアルミニウムの割合の目安となる値である。各試料焼結体について、下記の方法で、X線回折による結晶相の同定、元素分析、及び、比抵抗値の測定を行った。<X線回折>粉末X線回折装置リガク製、RINT2000を使用し、電圧40kV、電流100mA、スキャン速度2θについて1.2度/minの条件で測定した。<元素分析>焼結体から角柱状の試験片を切り出し、樹脂に埋設した状態で表面を研磨した。研磨された試料面について、電子プローブマイクロアナライザ日本電子製、JXA8530Fを用いて、元素分析面分析を行った。<比抵抗値>試料の長軸方向の両端それぞれにおいて、側周面に沿って10mm幅に銀ペーストを焼き付け、一対の電極とした。一対の電極間の距離は80mmとした。この一対の電極間に電圧を印加し、テスターで電気抵抗を測定して比抵抗値を算出した。比抵抗値の測定は、試料を室温から約500°Cまで昇温しながら行った。X線回折の結果、何れの試料についても、炭化珪素の回折ピークのみが観察され、珪素、黒鉛、アルミナの回折ピークは確認されなかった。一例として、試料15の回折ピークを図11に示す。以上より、珪素は炭化珪素の生成のために消費されて残存していないと共に、炭化珪素の生成のために消費されなかった黒鉛の過剰分は、製造工程脱炭工程で除去されたことが確認できた。また、アルミニウム原料として使用したアルミナが焼結体中に残存していないことから、アルミニウムとして炭化珪素にドープされたと考えられた。次に、元素分析面分析の結果について説明する。元素分析で得られたマッピング像より、アルミニウム原料を添加した試料では、アルミニウム及び窒素を含む炭化珪素の相第一相の中に、アルミニウム及び窒素を含まない炭化珪素の相第二相が、島状に散在する海島構造となっていることが観察された。代表的な例として、試料9の元素分析結果を図1に示す。ここで、図1a,b,d,eはそれぞれアルミニウム、窒素、珪素、炭素を分析対象としたマッピング像である。また、同視野の反射電子像を図1fに併せて示す。なお、マッピング像では、分析対象の元素が多く存在する部分ほど、輝度が高く白っぽく見え、反射電子像では、重い元素は明るく軽い元素は暗く観察される。珪素及び炭素のマッピング像、及び、反射電子像から、焼結体全体が炭化珪素質セラミックスであると考えられるが、アルミニウム及び窒素のマッピング像から、ドープされたアルミニウム及び窒素が偏在している様子が明らかである。図1aを模式的に図示した図1c、及び、図1cに符号を付した図2を用いて説明すると、アルミニウム及び窒素を含まない島状の第二相20は、尖った角を有する形状や、大きさ粒子径が数μm~十数μmから、粗粒SiCがそのまま残存して形成された相であると考えられた。また、この粗粒SiCに由来すると考えられる第二相20は、小さいもので径が約3~5μmの粒子であることから、少なくとも5μm以上の粒子径の粗大粒子を原料に含めることにより、アルミニウム及び窒素がドープされない炭化珪素の相を備える焼結体を、製造することができると考えられた。ここで、アルミニウム及び窒素がドープされていない炭化珪素の相である第二相20は、非導電性の相である。一方、アルミニウム及び窒素を含む第一相10は、第二相の周囲のアルミニウム及び窒素の濃度の高い相11D高濃度相11と、その他の領域を占めるアルミニウム及び窒素の濃度の低い相12D低濃度相12とからなることが観察された。ここで、D高濃度相11は、三次元的には第二相20を被覆していると考えられ、珪素源及び炭素源から炭化珪素が生成する際に、粗粒SiCを核としてその周囲に生成したものと考えられた。また、D低濃度相12は、D高濃度相11で被覆された粗粒SiC第二相20間を埋めるように存在しており、微粒SiCの焼結により形成された相であると考えられた。D低濃度相12ではD高濃度相11よりアルミニウム及び窒素の濃度が低いことは、マッピング像より明らかであるが、これは、D低濃度相12においては、微粒SiCの内部ではなく、主に微粒SiCの焼結により形成される粒界相に、アルミニウム及び窒素がドープされるためと考えられる。なお、図2において、黒く表していると共に符合9を付した領域は、図1fの反射電子像において黒く観察される領域であり、試料セラミックス焼結体が存在せず、樹脂がタングステンで被覆されている領域である。他の例として、試料15の元素分析結果を図3に示す。ここで、図3a,b,d,eはそれぞれアルミニウム、窒素、珪素、炭素を分析対象としたマッピング像であり、図3fは同視野の反射電子像である。図3を図1と比較すると、D高濃度相におけるアルミニウムの強度輝度は同程度であるが、D高濃度相の領域面積は、試料9より試料15の方が小さい様子が観察される。このことは、両試料において、生成SiCに対するアルミニウムの割合Al/生成SiCは同程度11.8molであるが、全SiCにおける生成SiCの割合生成SiC/全SiCは、試料9より試料15の方が小さい試料9は10.6mol、試料15は5.3molことに対応している。また、D低濃度相の領域面積も、試料9より試料15の方が小さい様子が観察された。このことは、微粒SiC/粗粒SiC微粒SiC、すなわち、混合原料に非導電性セラミックスとして添加した炭化珪素粉末粗大粒子と微細粒子における微細粒子の割合が、試料9より試料15の方が小さい試料9は35mol、試料15は18molことに対応している。なお、第一相を構成する微粒SiC及び生成SiCの和と、第二相である粗粒SiCとの比は、試料9では42.2mol:57.8molであり、試料15では22.0mol:78.0molである。このことから、SiC換算で、第一相となる原料と第二相となる原料の和における第二相となる原料の割合を、少なくとも58mol~78molとすれば、第一相の中に第二相が島状に散在する海島構造が明確である焼結体を、製造できると言うことができる。次に、比抵抗値に関する検討結果を説明する。最初に、試料1,試料3,試料19について、温度上昇に伴う比抵抗値の変化を対比したグラフを図4に示す。これらは何れもアルミニウム原料を添加していない試料であり、微粒SiC/粗粒SiC微粒SiCは35molで共通している。これらの試料のうち試料19は、炭化珪素生成原料を含まない混合原料から作製した試料、すなわち、生成SiC相を形成しない試料であり、試料3及び試料1では、全SiCに対する生成SiCの割合生成SiC/全SiCは、それぞれ5.3mol、10.6molである。なお、グラフにおいて括弧内に記した数値は、生成SiC/全SiCの値である。グラフから明らかなように、試料19、試料3,試料1の順に比抵抗値が小さくなっている。これは、窒素がドープされやすい生成SiC相の増加に伴って、全SiCにおける窒素が増加し、多数キャリアとしての電子が増加したためと考えられる。図5及び図6は、導電相第一相におけるアルミニウムの平均濃度Al/微粒SiC生成SiCが異なる試料について、比抵抗値の温度変化を対比したグラフである。まず、図5の試料は、微粒SiC/粗粒SiC微粒SiCが35molで共通する試料であるが、図5aの試料と図5bの試料とでは、D高濃度相の量が異なっている。すなわち、図5aの試料試料9,試料5,試料1は生成SiC/全SiCが10.6molであるの対し、図5bの試料試料14,試料7,試料3は生成SiC/全SiCが5.3molと小さくなっている。なお、グラフにおいて括弧内に記した数値は、Al/微粒SiC生成SiCの値である。図5a及び図5bの何れのグラフにおいても、第一相中のアルミニウムの平均濃度が高くなるのに伴って、比抵抗値が大きくなっている。このことから、ドナーである窒素に加えて、アクセプターであるアルミニウムをドープすることにより、比抵抗値を大きな値に調整できると言うことができる。これは、炭化珪素に窒素がドープされた場合のキャリアは電子であり、アルミニウムがドープされた場合のキャリアはホールであるが、ホールは電子より移動しにくいためと考えられる。また、図5aと図5bとを比較すると、図5aではアルミニウムの濃度が高くなるのに伴い、比抵抗値の温度依存性が高くグラフの傾きが大きくなっている。これに対して、図5bでは、アルミニウム濃度の増加に伴うグラフの傾きの変化が小さい。このことから、D高濃度相の量を少なくすることによりD高濃度相の厚さを薄くすることにより、アルミニウム濃度の増加に伴って比抵抗値の温度依存性が高くなる現象が、抑制されていると考えられた。上記の事項は、図6からも同様に読み取ることができる。図6は、図5と同様に導電相第一相におけるアルミニウムの平均濃度が相違する試料について、比抵抗値の温度変化を対比したグラフであるが、図6の試料は、微粒SiC/粗粒SiC微粒SiCが18molであり、微粒SiCが図5の試料より少ない試料である。図6aの試料と図6bの試料とでは、D高濃度相の量が異なっており、図6aの試料試料10,試料6,試料2は生成SiC/全SiCが10.6molであるの対し、図6bの試料試料15,試料8,試料4は生成SiC/全SiCが5.3molと小さくなっている。なお、グラフにおいて括弧内に記した数値は、Al/微粒SiC生成SiCの値である。図6a及び図6bの何れのグラフにおいても、上記と同様に、第一相中のアルミニウムの平均濃度が高くなるのに伴い、比抵抗値が大きくなっている。また、図6aと図6bとを比較すると、上記と同様に、D高濃度相の量が少ない図6bでは、D高濃度相の量が多い図6aに比べて、アルミニウム濃度の増加に伴って比抵抗値の温度依存性が高くなる現象が、抑制されている。図7は、生成SiCに対するアルミニウムの割合Al/生成SiCは11.8molと同程度であるが、D高濃度相の量生成SiC/全SiCが相違する試料について、比抵抗値の温度変化を対比したグラフである。このうち、図7aの試料9及び試料14は、微粒SiC/粗粒SiC微粒SiCが35molで共通しており、図7bの試料10及び試料15は、同割合が18molで共通している。すなわち、図7a及び図7bはそれぞれ、D低濃度相の量及びD高濃度相におけるアルミニウムの濃度が同程度である試料間で、比抵抗値の温度変化を対比しているグラフである。なお、グラフにおいて括弧内に記した数値は、生成SiC/全SiCの値である。図7a及び図7bの何れのグラフからも、D高濃度相の量を少なくすることによりD高濃度相の厚さを薄くすることにより、比抵抗値が低下すると共に、比抵抗値の温度依存性が小さくなるグラフの傾きが小さくなることが分かる。図8は、生成SiCに対するアルミニウムの割合Al/生成SiCは11.8molと同程度であるが、焼結体に対する非導電相第二相の割合粗粒SiC/全SiCが相違する試料について、比抵抗値の温度変化を対比したグラフである。このうち、図8aの試料9及び試料10は焼結体全体に対するD高濃度相の割合生成SiC全SiCが10.6molで共通しており、図8bの試料14及び試料15は同割合が5.3molで共通している。すなわち、図8a及び図8bはそれぞれ、D高濃度相の量及びD高濃度相におけるアルミニウムの濃度が同程度の試料間で、比抵抗値の温度変化を対比しているグラフである。なお、グラフにおいて括弧内に記した数値は、粗粒SiC/全SiCの値である。図8a及び図8bの何れのグラフからも、非導電相の割合が大きくなるのに伴い、比抵抗値が大きくなると共に、比抵抗値の温度依存性が小さくなることが分かる。そして、図8aと図8bとを比較すると、D高濃度相の量が少ないD高濃度相の厚さが薄い方が、上記の傾向がより顕著であると言うことができる。図7及び図8を用いて上述したように、D高濃度相の量が比抵抗値の温度依存性に影響を及ぼすと考えられた。そこで、更に、比抵抗値の温度依存性に及ぼすD高濃度相の影響を検討した。表3に、試料9~試料18について、25°Cにおける比抵抗値、500°Cにおける比抵抗値、及び、比抵抗値の傾き25°Cにおける比抵抗値を500°Cにおける比抵抗値で除した値を示す。比抵抗値の傾きが小さいほど、比抵抗値の温度依存性が小さいと言うことができる。なお、試料9~試料18は、生成SiCに対するアルミニウムの割合が約11.8molと等しい試料である。表3に示した比抵抗値の傾きを、粗粒SiCに対する生成SiCの割合生成SiC/粗粒SiC、に対してプロットしたグラフを図9に示す。ここで、生成SiC/粗粒SiCは、非導電性の第二相に対するD高濃度相の割合の目安となる値である。図9から、比抵抗値の傾き温度依存性は生成SiC/粗粒SiCと相関があり、第二相に対するD高濃度相の割合が少ないほど、比抵抗値の温度依存性が小さくなることが分かる。導電性の第一相は、D低濃度相とD高濃度相とを含むが、電気は流れやすい部分があれば優先的にその部分を流れる。そして、その現象は温度が高いほど顕著になると考えられる。そのため、焼結体において最も電気伝導に寄与すると考えられるD高濃度相と、電気が流れない第二相との割合が、比抵抗値の温度依存性に影響を及ぼしているものと考えられた。以上のように、本実施例の製造方法により製造された炭化珪素質の導電性セラミックス焼結体は、導電性の第一相の中に非導電性の第二相が散在する海島構造を有すると共に、第二相を被覆するD高濃度相と、他の領域を占めるD低濃度相とから第一相が形成されている構成である。そして、焼結体をかかる特殊な構造とし、各相の割合、及び、各相におけるドーパントの濃度を変化させることにより、焼結体の比抵抗値、及び、比抵抗値の温度依存性を調整することができる。次に、各試料について三点曲げ強度を測定した結果を、表4に示す。三点曲げ強度は下記の方法で測定した。<三点曲げ強度>JISR1601に準拠し、支点間距離40mm、クロスヘッドスピード0.5mm/minの条件で、室温における三点曲げ強度を測定した。各試料の三点曲げ強度を、焼結体における第二相の割合粗粒SiC/全SiCに対してプロットしたグラフ、及び、第一相におけるアルミニウムの平均濃度Al/微粒SiC生成SiCに対してプロットしたグラフを、それぞれ図10a及び図10bに示す。図10aより、粗大粒子の割合が増加するのに伴い、焼結体の強度が低下する傾向があることが分かる。従って、通電により発熱させる焼結体として実用的な強度を備えるためには、比抵抗値の大きさ及び比抵抗値の温度依存性を調整するにあたり、粗大粒子の割合をある程度までにとどめる必要があると考えられる。例えば、VOC分解装置の発熱体やDPFの基体として、一般的に要請される強度である三点曲げ強度30Mpaを確保するためには、粗粒SiC/全SiCは82molを超えない範囲とするのが望ましいことを、図10aから読み取ることができる。従って、試料5、試料9における粗粒SiC/全SiCの値を考え合わせ、粗粒SiC/全SiCを58mol~82molとすれば、比抵抗値及びその温度依存性が調整されていると共に、実用的な強度を備えた発熱体の用途として好適である。また、図10bより、導電相第一相におけるアルミニウムの濃度の上昇に伴い、焼結体の強度が低下する傾向があることが分かる。従って、通電により発熱させる焼結体として実用的な強度を備えるためには、比抵抗値の大きさ及び比抵抗値の温度依存性を調整するにあたり、ドープさせるアルミニウムの量をある程度までにとどめる必要があると考えられる。例えば、上記と同様に三点曲げ強度30Mpaを確保するためには、Al/微粒SiC生成SiCは7molを超えない範囲とするのが望ましいことを、図10bから読み取ることができる。従って、試料7におけるAl/微粒SiC生成SiCの値を考え合わせれば、Al/微粒SiC生成SiCを1mol~7molとすれば、比抵抗値及びその温度依存性が調整されていると共に、実用的な強度を備えた発熱体の用途として好適である。以上、本発明について好適な実施形態を挙げて説明したが、本発明は上記の実施形態に限定されるものではなく、以下に示すように、本発明の要旨を逸脱しない範囲において、種々の改良及び設計の変更が可能である。例えば、上記では、炭化珪素を反応生成させる珪素源として珪素単体を使用する場合を例示したが、これに限定されず、窒化珪素を珪素源として使用することができる。この場合、焼成工程では、炭化珪素が反応生成する際に窒化珪素の分解によって窒素が供給されるため、必ずしも焼成ガス雰囲気中に窒素ガスを導入しなくても、窒素が存在する非酸化性ガス雰囲気とすることができる。従って、焼成炉に導入する雰囲気ガスは、窒素ガスを含まない非酸化性ガス雰囲気、例えば、アルゴン等の不活性ガス雰囲気とすることができる。また、上記では、円管状の焼結体を用いて比抵抗値を検討した場合を例示したが、焼結体の形状はこれに限定されない。例えば、焼結体を通電により発熱させて流通するガスを加熱する場合、単一の方向に延びて列設された隔壁により区画された複数のセルを備えるハニカム構造の焼結体とすれば、セル内を流通するガスを効率良く加熱することができ、好適である。"