"絶縁基体と、前記絶縁基体に埋設される発熱抵抗体とを有するセラミックヒータ素子であって、前記絶縁基体は、β-サイアロンまたはβ-サイアロンとα-サイアロンとの混相サイアロンを主相とし、希土類元素を含有する粒界相と、Cr、W、Mo、V、およびFeの中から選ばれる少なくとも1種の珪化物とを有し、前記発熱抵抗体は、Moの珪化物、窒化物、および炭化物、ならびにWの珪化物、窒化物、および炭化物の中から選ばれる少なくとも1種からなる導電性化合物を主相とし、β-サイアロンまたはβ-サイアロンとα-サイアロンとの混相サイアロンと、希土類元素を含有する粒界相とを有することを特徴とするセラミックヒータ素子。前記絶縁基体および前記発熱抵抗体のサイアロン相におけるα率は50以下であることを特徴とする請求項1記載のセラミックヒータ素子。前記絶縁基体のサイアロン相におけるα率は2以上30以下であることを特徴とする請求項1または2記載のセラミックヒータ素子。前記絶縁基体および前記発熱抵抗体のβ-サイアロンのZ値は0を超え1以下であることを特徴とする請求項1乃至3のいずれか1項記載のセラミックヒータ素子。前記絶縁基体に含まれる希土類元素は、Y、Er、およびYbから選ばれる少なくとも1種を含み、前記発熱抵抗体に含まれる希土類元素は、Y、Er、およびYbから選ばれる少なくとも1種を含むことを特徴とする請求項1乃至4のいずれか1項記載のセラミックヒータ素子。セラミックヒータ素子と、前記セラミックヒータ素子を先端部が突出するように内部に保持する金属外筒とを有するセラミックヒータであって、前記セラミックヒータ素子が請求項1乃至5のいずれか1項記載のセラミックヒータ素子であることを特徴とするセラミックヒータ。セラミックヒータと、前記セラミックヒータの後端部を内部に保持する筒状の主体金具とを備えるグロープラグであって、前記セラミックヒータが請求項6記載のセラミックヒータであることを特徴とするグロープラグ。しかし、抵抗の異なる抵抗体を組み合わせる方法は、製造に要する工数が増大し、製造コストが上昇しやすい。また、発熱材断面積を小さくする方法は、抵抗体の温度をいわば過剰に高くする必要があり、通電耐久性が低下するおそれがある。このように構造面からの改良には生産性や耐久性等の課題があることから、他の方法により消費電力を抑制するとともに急速昇温性を向上させることが求められている。また、セラミックヒータ素子には、上記した消費電力や急速昇温性に加えて、焼結性、耐熱性、高温での耐酸化性等についても良好であることが求められている。耐熱性、高温での耐酸化性を良好とするためには、例えば焼結助剤の減量が有効と考えられるが、焼結性が低下しやすく、緻密化させるためにはホットプレス焼成法を適用する必要がある。ホットプレス焼成法を適用した場合、製造に要する工数が増大し、製造コストが上昇しやすい。一方、焼結助剤の増量によって焼結性を向上させることができ、製造に要する工数の低減が可能な常圧焼成法あるいはガス圧焼成法を適用できるようになるが、耐熱性、高温での耐酸化性が低下しやすい。本発明は、上記した課題を解決するためになされたものであって、消費電力が少なく、急速昇温性に優れるとともに、生産性、高温特性等も良好なセラミックヒータ素子を提供することを目的としている。また、本発明は、このようなセラミックヒータ素子を用いたセラミックヒータおよびグロープラグを提供することを目的としている。本発明のセラミックヒータ素子は、絶縁基体と、該絶縁基体に埋設される発熱抵抗体とを有している。絶縁基体は、β-サイアロンまたはβ-サイアロンとα-サイアロンとの混相サイアロンを主相とし、希土類元素を含有する粒界相と、Cr、W、Mo、V、およびFeの中から選ばれる少なくとも1種の珪化物とを有することを特徴としている。また、発熱抵抗体は、Moの珪化物、窒化物、および炭化物、ならびにWの珪化物、窒化物、および炭化物の中から選ばれる少なくとも1種からなる導電性化合物を主相とし、β-サイアロンまたはβ-サイアロンとα-サイアロンとの混相サイアロンと、希土類元素を含有する粒界相とを有することを特徴としている。本発明のセラミックヒータは、セラミックヒータ素子と、該セラミックヒータ素子を先端部が突出するように内部に保持する金属外筒とを有するセラミックヒータであって、該セラミックヒータ素子が上記した本発明のセラミックヒータ素子であることを特徴としている。本発明のグロープラグは、セラミックヒータと、該セラミックヒータの後端部を内部に保持する筒状の主体金具とを備えるグロープラグであって、該セラミックヒータが上記した本発明のセラミックヒータであることを特徴としている。本発明のセラミックヒータ素子によれば、絶縁基体および発熱抵抗体の組成を特定組成とすることで、消費電力が少なく、急速昇温性に優れるとともに、生産性、高温特性等も良好なものとすることができる。また、本発明のセラミックヒータ、グロープラグによれば、本発明のセラミックヒータ素子を有することで、消費電力が少なく、急速昇温性に優れるとともに、生産性、高温特性等も良好なものとすることができる。以下、本発明の実施形態について説明する。図1は、本発明のセラミックヒータ素子以下、単にヒータ素子というを有するグロープラグの一例を示したものである。ここで、図1aは、グロープラグ全体の縦断面図であり、図1bは、そのセラミックヒータ素子部分の断面図である。グロープラグ1は、セラミックヒータ2と、このセラミックヒータ2の後端部を内部に保持する筒状の主体金具3とを有している。主体金具3の外周面には、図示しないエンジンブロックにグロープラグ1を固定する取付部としてのねじ部31が形成されている。また、主体金具3の内部には、後端側からセラミックヒータ2に電力を供給するための金属軸4が主体金具3と絶縁状態で配置されている。金属軸4の後端側外周面と主体金具3の内周面との間には、絶縁性素材からなる絶縁ブッシュ5が配置されている。さらにその先端側には主体金具3の内部の気密性の向上を実現すべく、主体金具3の内孔、金属軸4及び絶縁ブッシュ5の3部材に当接する形でゴム等の絶縁性素材からなるOリング6が配置されている。金属軸4の後端部は主体金具3の後方に延出され、この延出部に絶縁ブッシュ5を介して端子金具8がはめ込まれている。端子金具8は、周方向の加締め部8aにより、金属軸4の外周面に導通状態で固定されている。セラミックヒータ2は、本発明のヒータ素子10と、このヒータ素子10を先端部が突出するように内部に保持する金属外筒11とを有している。主体金具3と金属外筒11とは、例えば金属外筒11の後端部の小径部11sが主体金具3の内孔先端に圧入されるとともに中央部の大径部11bと主体金具3の先端部とが全周レーザー溶接されて固定されている。本発明のヒータ素子10は、絶縁基体101中に発熱抵抗体102が埋設された棒状の形態を有している。発熱抵抗体102は、ヒータ素子10の先端側に配置されるU字状を有する発熱部103と、この両端部に接続され、ヒータ素子10の軸線CL1方向に沿って延伸される一対の直線状のリード部104とを有している。一方のリード部104は径方向へ突設された接地用通電端子部12により金属外筒11を介して主体金具3に電気的に接続されている。他方のリード部104は同様に突設された電源側通電端子部13が、ヒータ素子10の後端部に嵌合された金属製のリング14と電気的に接続されている。このリング14は溶接等により、金属軸4の先端部に固定され電気的に接続されており、これにより、ヒータ素子10へ電力が供給される構成となる。本発明のヒータ素子10は、絶縁基体101が、β-サイアロンまたはβ-サイアロンとα-サイアロンとの混相サイアロンを主相とし、さらに希土類元素を含有する粒界相と、Cr、W、Mo、V、およびFeの中から選ばれる少なくとも1種の珪化物とを有することを特徴としている。また、発熱抵抗体102が、Moの珪化物、窒化物、および炭化物、ならびにWの珪化物、窒化物、および炭化物の中から選ばれる少なくとも1種からなる導電性化合物を主相とし、β-サイアロンまたはβ-サイアロンとα-サイアロンとの混相サイアロンと、希土類元素を含有する粒界相とを有することを特徴としている。このようなものによれば、絶縁基体101の主相および発熱抵抗体102の絶縁成分がサイアロンからなるために、消費電力を抑制し、また急速昇温性を向上させることができる。すなわち、サイアロンは窒化珪素に比べて熱伝導率が小さいことから、ヒータ素子10の発熱がこのヒータ素子10を固定するための他の部材に逃げることを抑制することができる。結果として、効率的に加熱を行うことができ、消費電力を抑制し、また急速昇温性を向上させることができる。従来のように絶縁基体101の主相等を窒化珪素とした場合、窒化珪素の熱伝導率が高いことから、効率的に加熱することができず、消費電力が大きく、急速昇温性も悪くなってしまう。また、低コスト化に優位な常圧焼成法あるいはガス圧焼成法を適用するためには、焼結性、特に緻密さを向上させるための焼結助剤を多量に添加する必要があり、耐酸化性が低下しやすい。反対に耐酸化性を重視して焼結助剤を減量すると、焼結性が低下して強度が低下する。耐酸化性と焼結性とを両立させるためには、ホットプレス焼成を適用することが有効であるが、製造に要する工数が増大し、ひいては製造コストが上昇する。なお参考値であるが、室温における熱伝導率は窒化珪素が30~100W/mKでありサイアロンは10~20W/mKである。絶縁基体101の主相等をサイアロンとすることで、耐酸化性と焼結性とを両立させつつ、生産性も良好とすることができる。また、絶縁基体101の主相および発熱抵抗体102の絶縁成分の双方をサイアロンとすることで、絶縁基体101および発熱抵抗体102の双方の焼結挙動、熱収縮を合わせることができる。したがって、製造時、特に焼結時においては、発熱抵抗体102の切断、破損や、絶縁基体101と発熱抵抗体102との界面における剥離等の発生を抑制することができる。また、使用時においては、繰り返しの昇温に対する耐久性を向上させることができる。特に、絶縁基体101が、Cr、W、Mo、V、およびFeの中から選ばれる少なくとも1種の珪化物を有することで、絶縁基体101の熱膨張率が発熱抵抗体102の熱膨張率に近づき、繰り返しの昇温に対する耐久性が向上する。以下、絶縁基体101、発熱抵抗体102について具体的に説明する。絶縁基体101は、上記したように、β-サイアロンまたはβ-サイアロンとα-サイアロンとの混相サイアロンを主相とするものである。なお、主相とは、構成相中、最も質量の多い相を意味する。一方、発熱抵抗体102もまた、同様のサイアロンを有して構成される。サイアロンはSi3N4の格子内に助剤成分が固溶したものであり、組成式Si6-zAlzOzN8-z0<Z≦4.2で示されるβ-サイアロンと、組成式MxSi,Al12O,N160<X≦2、MはLi,Mg,Ca,Y,RRはLa,Ceを除く希土類元素で示されるα-サイアロンが存在する。これらのサイアロンの焼結では、まず焼結助剤を主成分とする液相が生成し、緻密化が促進される。その後、焼結の後期段階で粒界相成分がSi3N4の格子内に取り込まれる。その結果、通常の窒化珪素と比較して、粒界相が少なく、高温での耐酸化性に優れたものとなる。β-サイアロンは、窒化珪素と同様に針状粒子が複雑に絡み合った組織であるために高い強度、靭性を得ることができる。一方、α-サイアロンは、等軸状の粒子形状であるため靭性は低くなるが、β-サイアロンと比較して高い硬度を得ることができる。また、α-サイアロンは生成する際に、粒界相成分のAlだけでなくYb等Li,Mg,Ca,Y,RRはLa,Ceを除く希土類元素も同時に粒内に固溶していく。そのため、α-サイアロンを生成させることによって、粒界相がより少なくなり、耐酸化性が向上する。しかし、α-サイアロンのみであると、焼結中に粒界相成分がサイアロン内に取り込まれ、ほとんどなくなってしまうために、緻密な焼結体を得ることができない。従って、β-サイアロン粒子とα-サイアロン粒子とを同時に生成させることにより、焼結性に優れ、耐酸化性および強度に優れたものを得ることができる。絶縁基体101のサイアロンβ-サイアロンおよびα-サイアロンにおけるα-サイアロンの割合α率は必ずしも制限されるものではないが、α率が低いと、粒界相の割合が多くなるために耐酸化性が低下しやすいことから、2以上が好ましい。一方、α率が高いと、焼結中に粒界相成分がサイアロン内に取り込まれ、ほとんどなくなってしまうために、緻密な焼結体を得ることができない。その結果、強度、繰り返しの昇温に対する耐久性が低下しやすいことから、60以下が好ましい。強度、繰り返しの昇温に対する耐久性をより良好にする観点から、α率は50以下が好ましく、30以下がより好ましい。また、絶縁基体101は発熱抵抗体102の外側に配置され、発熱抵抗体102に比べて高い耐酸化性が求められることから、ヒータ素子10の全体における強度等と耐酸化性とを両立させる観点から、絶縁基体101におけるα率は発熱抵抗体102におけるα率よりも高いことが好ましく、具体的には上記したような2~50の範囲内、より好ましくは2~30の範囲内で発熱抵抗体102におけるα率よりも高いことが好ましい。なお、α率は、X線回折図におけるβ-サイアロンの101面ピーク強度をβ1、210面ピーク強度をβ2、α-サイアロンの102面ピーク強度をα1、210面ピーク強度をα2とした時に、α1α2/β1β2α1α2で算出されるものである。絶縁基体101におけるβ-サイアロン中のアルミナの固溶量を表すZ値についても、必ずしも制限されないが、十分な焼結性を得る観点から、0.1以上が好ましく、0.3以上がより好ましい。また、Z値が大きくなると、アルミナの固溶量が増加するために、アルミナの性質に近づいて安定になり、また焼結性も良好となるが、β-サイアロン自体の強度が低下し、繰り返しの昇温に対する耐久性等が低下することから、1.3以下が好ましく、1.0以下がより好ましく、特に0.8以下が好ましい。なお、Z値は、X線回折測定により測定されるサイアロン相中のβ-サイアロンのa軸格子定数と、β-窒化珪素のa軸格子定数7.60442Åの差から算出されるものである算出方法は、例えばWO02/44104公報、第28頁参照。絶縁基体101における粒界相は、焼結を促進させるために添加された焼結助剤が液相化し、サイアロン粒子の生成、再配列、粒成長に寄与した後、冷却時に固化してガラスあるいは結晶相として生成したものである。この粒界相は、希土類元素を含有するものであり、具体的にはSc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、およびLuから選ばれる1種以上を含有するものである。これらの中でも、粒界相の結晶化を促進し、高温強度を向上することができ、またα率の調整も容易なことから、Sc、Y、Dy、Er、Yb、およびLuから選ばれる少なくとも1種を含有することが好ましく、特に、Y、Er、およびYbから選ばれる少なくとも1種を含有することが好ましい。絶縁基体101中の粒界相が占める割合は必ずしも制限されるものではないが、焼結助剤が少なく粒界相の割合が少なく構成されたものは、焼結時の液相量が不足するために焼結性が低下し、また粒界相部分に微小な空孔が生じるために強度が低下する傾向がある。反対に、粒界相の割合が多い場合、粒界相の融点がサイアロンに比較して低いことから、耐熱性が低下しやすい。このため、粒界相が適切な割合で絶縁基体101中に構成されるよう、希土類元素の含有量は、絶縁基体101を作製する際の原料全体中、酸化物換算で1~15質量とすることが好ましい。絶縁基体101における珪化物は、絶縁基体101の熱膨張率を調整するために含有される。具体的には絶縁基体101の熱膨張率を発熱抵抗体102の熱膨張率に近づけ、繰り返しの昇温に対する耐久性を向上させるために含有される。この珪化物は、Cr、W、Mo、V、およびFeの中から選ばれる少なくとも1種の珪化物からなり、通常、絶縁基体101中に粒状に分散して含有されている。なお、この珪化物は、例えばCr、W、Mo、V、またはFeの酸化物等として添加され、焼結時に珪化されて生成するものである。珪化物の含有量は、絶縁基体101の全体中、0.1~8体積が好ましい。珪化物の含有量を0.1体積以上とすることで、絶縁基体101の熱膨張率を発熱抵抗体102の熱膨張率に効果的に近づけることができ、繰り返しの昇温に対する耐久性を向上させることができる。また、8体積以下とすることで、珪化物の過度な含有による強度の低下も抑制することができる。珪化物の含有量は、繰り返しの昇温に対する耐久性、強度を両立させる観点から、0.5~4体積が好ましく、0.5~3体積がより好ましい。なお、珪化物の体積分率は、絶縁基体101の断面を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡SEMによって断面画像を取り込んで画像解析によって粒子の面積率として算出し、この面積率から理論体積率を擬似的に算出して求めることができる。一方、発熱抵抗体102は、Moの珪化物、窒化物、および炭化物、ならびにWの珪化物、窒化物、および炭化物の中から選ばれる少なくとも1種からなる導電性化合物を主相とするものである。このような導電性化合物を主相とすることで、1200°C以上の高温条件下での使用にも十分な耐熱性とすることができる。導電性化合物としては、特にWC、WSi2、MoSi2が好適なものとして挙げられる。導電性化合物の含有量は必ずしも限定されるものではないが、発熱抵抗体102の全体中、15~35体積が好ましい。導電性化合物の含有量を15体積以上とすることで、導電率が低くなりすぎることによる発熱量の低下等を抑制することができる。また、導電性化合物の含有量を35体積以下とすることで、例えば導電率が高くなりすぎることによる発熱量の低下等を抑制することができ、また焼成により十分に緻密化させることができ、絶縁基体101との熱膨張差も低減できる。導電性化合物の含有量は、発熱抵抗体102の全体中、20~30体積がより好ましい。発熱抵抗体102は、絶縁成分として、β-サイアロンまたはβ-サイアロンとα-サイアロンとの混相サイアロンを有する。絶縁基体101の主相と同様に、発熱抵抗体102の絶縁成分についてもβ-サイアロンまたはβ-サイアロンとα-サイアロンとの混相サイアロンとすることで、両者の焼結挙動、熱収縮を合わせることができ、焼結時の発熱抵抗体102の切断、破損や、絶縁基体101と抵抗体102との界面における剥離等の発生を抑制し、また繰り返しの昇温に対する耐久性も向上させることができる。発熱抵抗体102のサイアロンβ-サイアロンおよびα-サイアロンにおけるα-サイアロンの割合α率は必ずしも制限されないが、α率が高いと、焼結性が低下するために密度が低下し、強度、繰り返しの昇温に対する耐久性が低下しやすいことから、60以下が好ましい。強度、繰り返しの昇温に対する耐久性をより良好にする観点から、α率は50以下が好ましく、10以下がより好ましく、特に5以下が好ましい。なお、発熱抵抗体102については、絶縁基体101の内部に埋設されるものであり、絶縁基体101のような耐酸化性は求められないことから、α率は低くてもよく、0であってもよい。また、既に説明したように、発熱抵抗体102は絶縁基体101に埋設され、絶縁基体101のような耐酸化性は要求されず、かえって強度等を重視することが好ましいことから、発熱抵抗体102におけるα率は絶縁基体101におけるα率よりも低いことが好ましく、具体的には上記したような60以下の範囲内、より好ましくは50以下の範囲内、さらに好ましくは10以下の範囲内で絶縁基体101におけるα率よりも低いことが好ましい。発熱抵抗体102におけるβ-サイアロン中のZ値についても、必ずしも制限されないが、十分な焼結性を得る観点から、0.1以上が好ましい。また、Z値が大きくなると、アルミナの固溶量が増加するために、アルミナの性質に近づいて安定になり、また焼結性も良好となるが、β-サイアロン自体の強度が低下し、繰り返しの昇温に対する耐久性が低下することから、1.3以下が好ましく、1.0以下がより好ましく、特に0.7以下が好ましい。発熱抵抗体102における粒界相についても、絶縁基体101における粒界相と同様、焼結を促進させるために添加された焼結助剤が液相化し、サイアロン粒子の生成、再配列、粒成長に寄与した後、冷却時に固化してガラスあるいは結晶相として生成したものである。この粒界相についても、少なくとも希土類元素を含有するものであり、具体的にはSc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、およびLuから選ばれる1種以上を含有するものである。これらの中でも、粒界相の結晶化を促進し、高温強度を向上することができ、またα率の調整も容易なことから、Sc、Y、Dy、Er、Yb、およびLuから選ばれる少なくとも1種を含有することが好ましく、特に、Y、Er、およびYbから選ばれる少なくとも1種を含有することが好ましい。発熱抵抗体102中の粒界相が占める割合についても必ずしも制限されるものではないが、絶縁基体101に関する観点と同様に、希土類元素の含有量は、発熱抵抗体102を作製する際の原料全体中、酸化物換算で1~15質量とすることが好ましい。上記したヒータ素子10は、例えば以下のようにして製造することができる。図2は、焼成によりヒータ素子10となる素子成形体10aを示す分解斜視図である。素子成形体10aは、焼成により発熱抵抗体102となる抵抗体成形部102aと、焼成により絶縁基体101となる絶縁基体成形部101aとを有する。抵抗体成形部102aの作製は、導電性化合物粉末として、Moの珪化物、窒化物、および炭化物、ならびにWの珪化物、窒化物、および炭化物の中から選ばれる少なくとも1種からなる粉末、サイアロンの構成元素を含む粉末サイアロン構成粉末として、窒化珪素粉末、アルミナ粉末、窒化アルミニウム粉末等、焼結助剤として、Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、およびLuから選ばれる1種または2種以上の希土類元素の酸化物粉末を配合し、湿式混合する。導電性化合物粉末としては、例えばWC、WSi2、MoSi2が好適なものとして挙げられる。また、焼結助剤としては、Sc、Y、Dy、Er、Yb、およびLuから選ばれる1種または2種以上の希土類元素の酸化物粉末が好適なものとして挙げられる。原料粉末全体における各原料粉末の配合比は必ずしも限定されるものではないが、例えば導電性化合物粉末55~70質量、サイアロン構成粉末25~40質量、希土類酸化物粉末1~15質量が好ましい。また、各原料粉末としては、好ましくは平均粒径が5μm以下、より好ましくは3μm以下、さらに好ましくは1μm以下のものが好ましい。湿式混合により得られたスラリー状の混合物はスプレードライにより乾燥、造粒させる。この乾燥により得られた粉末を混練ニーダー中、バインダを添加し、混練する。この混練物を射出成形機により、図2に示すような立体のU字状に形成し、焼成により発熱抵抗体102となる抵抗体成形部102aを作製する。一方、絶縁基体成形部101aの作製は、サイアロン構成粉末として、窒化珪素粉末、アルミナ粉末、窒化アルミニウム粉末等、珪化物用粉末として、Cr、W、Mo、V、およびFeの中から選ばれる少なくとも1種の元素の化合物粉末、例えば酸化物粉末、焼結助剤として、Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、およびLuから選ばれる1種または2種以上の希土類元素の酸化物粉末を配合し、湿式粉砕混合した後、バインダを加え、スプレードライにより絶縁基体粉末を得る。この絶縁基体粉末を所定の金型を有する金型装置を用いてプレス成形することにより、図2に示すような抵抗体成形部102aの一方の側面例えば、図中、下方側面を覆う半割絶縁基体成形部101aを作製する。なお、この半割絶縁基体成形部101aには、抵抗体成形部102aに対応した形状の凹部105aが形成される。焼結助剤としては、Sc、Y、Dy、Er、Yb、およびLuから選ばれる1種または2種以上の希土類元素の酸化物粉末が好適なものとして挙げられる。原料粉末全体における各原料粉末の配合比は必ずしも限定されるものではないが、例えばサイアロン構成粉末85~97質量、珪化物用粉末0.5~5質量、希土類酸化物粉末1~15質量が好ましい。また、各原料粉末としては、好ましくは平均粒径が5μm以下、より好ましくは3μm以下、さらに好ましくは1μm以下のものが好ましい。次いで、図3に示すように、上記した半割絶縁基体成形部101aを金型21に収容し、その凹部105a上に抵抗体成形部102aを設置する。そして、この半割絶縁基体成形部101aが収容された金型21内に、その成形に用いられた絶縁基体粉末と同様の絶縁基体粉末を充填し、一対のパンチ22によってプレス成形することにより他の半割絶縁基体成形部101aを成形すると同時に一体化し、焼成によりヒータ素子10となる素子成形体10aを作製する。この素子成形体10aに対して、バインダ成分を除去するために600~800°C程度で仮焼を行う。この仮焼が行われた素子成形体10aには、必要に応じて冷間静水圧プレスCIPを行う。冷間静水圧プレスCIPは、例えば素子成形体10aをゴム製のチューブ内に封入し、これに油や水等の液状成形媒体により静水圧を印加することにより行う。その後、素子成形体10aに対して焼成を行う。焼成には、常圧焼成法、ガス圧焼成法、HIP法、ホットプレス法等を適用することができる。これらの中でも、常圧焼成法は、大量に処理可能で、安価であることから、非常に有用である。常圧焼成法は、例えば1500~1800°Cにおいて、0.1MPaの常圧の非酸化雰囲気下、好ましくは窒素分圧0.05MPa以上で焼成を行うものである。また、ガス圧焼成法は、1500~1950°Cにおいて、0.1~1MPaのガス圧の非酸化雰囲気下、好ましくは窒素分圧0.05MPa以上で焼成を行うものである。HIP法は、常圧焼成あるいはガス圧焼成で1次焼成を行った後に、1450~1900°Cにおいて、1~200MPaのガス圧の窒素雰囲気下、好ましくは窒素分圧0.05MPa以上で焼成2次焼成を行うものである。ホットプレス法は、1450~1900°Cにおいて、ホットプレス圧力10~50MPaの1軸加圧条件下、0.1~1MPaの非酸化雰囲気下、好ましくは窒素分圧0.05MPa以上で焼成を行うものである。なお、絶縁基体101、発熱抵抗体102のサイアロンにおけるα率、Z値は、各原料粉末の配合割合、焼成温度等を上記範囲内で適宜調整して行うことができる。例えば、α率の調整は、主として焼結助剤により行うことができ、例えば焼結助剤として、Sc、Y、Dy、Er、Yb、およびLuから選ばれる少なくとも1種の元素の希土類酸化物粉末、Al2O3粉末、AlN粉末を用い、その添加量を調整することにより好適に行うことができる。より詳しくは、Si3N4、Si3N4表面のSiO2、希土類酸化物、Al2O3、AlN、その他の焼結助剤からの全Si量、全Al量、全O量、全N量、全希土類元素量のバランスにより調整することができる。一般に、Al2O3/AlNの比を大きくすると、α率を小さくすることができ、逆にAl2O3/AlNの比を小さくすると、α率を大きくすることができる。また、Z値の調整は、例えば用いる原料中のAl2O3とAlNの含有量の比や、原料全体に対するAl2O3とAlNの合計割合を増減することで調整できる。一般に、Al2O3/AlNの比を大きく、またAl2O3とAlNの合計割合を少なくすると、Z値を小さくすることができ、Al2O3/AlNの比を小さく、またAl2O3とAlNの合計割合を大きくすると、Z値を大きくすることができる。このようにして得られた焼成物は、さらに研磨等を行って所定の外形に仕上げることで、絶縁基体101中に発熱抵抗体102が埋設されるとともに、絶縁基体101および発熱抵抗体102の組成が所定組成とされたヒータ素子10を得ることができる。次に、実施例を参照してより具体的に説明する。実施例1~22、比較例1~5導電性化合物粉末として、WC、WSi2、MoSi2、およびTiNから選ばれる1種または2種、サイアロン構成粉末として、Si3N4、Al2O3、およびAlN、焼結助剤として、Y2O3、La2O3、Er2O3、およびYb2O3から選ばれる1種または2種、その他にSiO2をそれぞれ平均粒径0.5~1μmとして配合し、ボールミルで24時間湿式混合した。なお、それぞれの原料粉末の組成は、表1に示すように導電性化合物の体積分率が24~28体積となるように調整している。一例として、実施例1の発熱抵抗体粉末の調製には、導電性化合物粉末としてのWC粉末のほかに、Si3N4、Yb2O3、Al2O3、AlN、SiO2粉末を用いた。Yb2O3、Al2O3、AlN、SiO2は焼結助剤として働き、焼成中にSi3N4内に固溶することによりサイアロンが生成する。Al成分としてAl2O3のほかにAlNを加えることにより、サイアロンとなりやすくなる。実施例10のようにZ値を高めにするには、Al2O3およびAlNを多め質量比で、Si3N4を100としたときに、合量で15~30程度、Al2O3/AlN比を0.5~10程度に配合するとよい。比較例1のようにZ値を0とするには、AlNを含まずAl成分はAl2O3のみ、もしくはAl成分をゼロとし、Si3N4に対してAl量を少なく質量比で、Si3N4を100としたときに、Al2O3換算で3以下程度する。実施例8のようにαサイアロンを生成させるためには、Al2O3/AlN比を小さくすればよい2以下。Al2O3/AlN比を小さくすればするほど、α率を高めることができる。湿式混合により得られたスラリー状の混合物をスプレードライにより乾燥させた後、この乾燥により得られた粉末を混練ニーダー中、バインダを添加し、8時間混練した。さらに、混練物を射出成形機により、立体のU字状に形成し、焼成により発熱抵抗体となる抵抗体成形部を作製した。別途、絶縁基体粉末として、Si3N4、Al2O3、およびAlN、熱膨張係数調整材珪化物用粉末等として、Cr2O3、CrSi2、WO3、WSi2、MoO2、MoSi2、V2O5、VSi2から選ばれる1種または2種、焼結助剤として、Y2O3、La2O3、Er2O3、およびYb2O3から選ばれる1種または2種を配合し、ボールミルで40時間湿式混合した後、バインダを加え、スプレードライにより混合粉末を得た。なお、比較例1のようにZ値を0にするには、AlNを含まずAl成分はAl2O3のみとし、原料全体に対してAl量を少なくAl2O3換算で3wt以下程度する。一方、実施例4のようにZ値を高めにするには、Al2O3およびAlNを多め合量で10~20wt程度、Al2O3/AlN比を0.5~10程度に配合するとよい。実施例2のようにα率を0にするには、Al2O3/AlN比を大きく1~10程度とする。一方、実施例7のようにα率を高めにするには、Al2O3/AlN比を小さくする2以下。Al2O3/AlN比を小さくすればするほど、α率を高めることができる。この混合粉末を、抵抗体成形部を収容するように一対の絶縁基体成形部を嵌め合わせた後、金型に収容して一対のパンチによりプレス成形して素子成形体とした。さらに、素子成形体に対して、バインダ成分を除去するために、窒素雰囲気中、600°Cで仮焼を行い、さらに冷間静水圧プレスCIPにより20~150MPaの圧力で加圧を行った。さらに、冷間静水圧プレスCIPが施された素子成形体に対して、0.1MPaの窒素雰囲気中、1750°Cで2時間の常圧焼成を行った。このようにして、絶縁基体中に発熱抵抗体が埋設されたヒータ素子を製造した。このようにして得られたヒータ素子の絶縁基体、発熱抵抗体について、構成相の同定を行うとともに、α率、Z値を求めた。構成相の同定は、X線回折測定により行い、α率、Z値は、既に説明した方法により求めた。また、絶縁基体における珪化物の体積分率、発熱抵抗体における導電性化合物の体積分率を求めた。各体積分率は、ヒータ素子の断面を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡SEMによって断面画像を取り込んで画像解析によって粒子の面積率として算出し、この面積率から理論体積率を擬似的に算出した。製造したサンプルとともにその測定結果を表1に示す。なお、実施例1の絶縁基体は、Yb2O3を5.5wt、Al2O3を4.5wt、AlNを5.5wt、WO3を1.8wt、残部をSi3N4とした原料混合粉末絶縁基体粉末からなるものであり、α率は0.15、Z値は0.7である。また、実施例3の絶縁基体は、Yb2O3を5.5wt、Al2O3を11wt、AlNを5.5wt、WO3を1.8wt、残部をSi3N4とした原料混合粉末からなるものであり、α率は0、Z値は1である。このようにAl2O3とAlNの配合比を適宜変更することでα率とZ値の調整が可能である。また、絶縁基体の破壊靭性値、ヒータ素子の強度、消費電力、急速昇温性、連続通電耐久性耐酸化性、ONOFF耐久性について評価を行った。結果を表2に示す。なお、絶縁基体の破壊靭性値は、JISR1607に従って測定した。ヒータ素子の強度は、JISR1601に準じて3点曲げ強度を測定した。この際のスパンは12mmとし、クロスヘッド速度は0.5mm/分とした。また、消費電力は、1200°C飽和時の消費電力を測定した。急速昇温性は、11Vの直流電圧を印加し、ヒータ素子の先端部の温度が1000°Cに達するまでの時間を測定した。連続通電耐久性は、最高表面温度が1250°Cまたは1300°Cになるように昇温させる連続通電試験を行った。そして、1000時間の通電を行った後、まず抵抗値を測定し、試験前後での抵抗値変化を計測した。また、抵抗値測定後、ヒータ素子を軸方向に沿って切断し、鏡面研磨し、EPMAにて発熱抵抗体近傍の焼結助剤成分希土類元素、アルミニウム等の移動マイグレーションの有無を観察した。この場合において、抵抗変化もなく、マイグレーションも無かった場合には○の評価を、抵抗変化はさほどなかったものの、マイグレーションがあった場合には△の評価を、抵抗値が10以上増大し、かつ、マイグレーションがあった場合には×の評価をした。耐酸化性は、大気雰囲気の加熱炉内に1250°Cまたは1300°Cで50時間放置し、放置前後の重量を測定し、酸化増量値を求めた。なお、酸化増量値は、放置後の重量と放置前の重量との差を表面積で除した値であり、1250°Cの場合は0.3mg/cm2以下、1300°Cの場合は0.4mg/cm2以下であったときに、耐酸化性に優れるとして○と評価し、それらを超えていた場合は酸化が進行したものとして表面酸化と評価した。ONOFF耐久性は、1000°Cまで2秒で達する昇温速度の電圧を印加し、そのままの電圧にて最高温度1250°Cまで到達させ、その後に電圧印加を止めて30秒間ファン冷却を行う工程を1サイクルとし、抵抗値が試験開始前の抵抗値に対して10以上変化するサイクル数を測定した。なお、表中、◎は10万サイクルまで、○は2万サイクルまで、△は500サイクルまで、抵抗値変化が10未満であったことを示す。なお、×は500サイクル未満で断線したことを示す。表1、2から明らかなように、絶縁基体および発熱抵抗体が窒化珪素を主相とする比較例1のヒータ素子は、消費電力が大きく、急速昇温性にも劣り、また耐酸化性も十分でないことがわかる。また、絶縁基体が所定の珪化物を有しない比較例2のヒータ素子は、絶縁基体と発熱抵抗体との熱膨張率が異なるために、ONOFF耐久性が十分でないことがわかる。さらに、絶縁基体のみがサイアロンを主相とする比較例3のヒータ素子、発熱抵抗体の導電性化合物がTiNである比較例4のヒータ素子、希土類元素を含有しない比較例5のヒータ素子については、焼成時に発熱抵抗体が切断され、または十分に緻密化しないことがわかる。これに対し、実施例のヒータ素子については、消費電力が抑制され、急速昇温性も良好であることがわかる。また、焼結性も良好であり、焼成時の発熱抵抗体の切断、破損や、絶縁基体と発熱抵抗体との界面における剥離等の発生も抑制されることがわかる。特に、実施例7、8のヒータ素子のように、絶縁基体または発熱抵抗体のα率が0.5を超える組成では、焼結中に粒界相成分がサイアロン内に取り込まれ、ほとんどなくなってしまうために、緻密な焼結体を得ることができない。その結果、強度、ONOFF耐久性が低下しやすいことから、絶縁基体、発熱抵抗体のα率は0.5以下が好ましいことがわかる。また、実施例2~5のヒータ素子のように、絶縁基体のα率が0の場合、粒界相が多く残存し、耐酸化性が低下しやすいことから、絶縁基体のα率は0より大きいことが好ましく、5以上がより好ましいことがわかる。さらに、実施例全体から、絶縁基体のα率は発熱抵抗体のα率よりも大きいことが好ましいことがわかる。また、実施例4のヒータ素子のように、絶縁基体のZ値が1を超える場合、強度が低下し、ONOFF耐久性が低下しやすいことから、絶縁基体のZ値は1以下が好ましいことがわかる。同様に、実施例10のヒータ素子のように、発熱抵抗体のZ値が1を超える場合についても、発熱抵抗体の強度が低下し、結果としてONOFF耐久性が低下しやすいことから、絶縁基体のZ値は1以下が好ましいことがわかる。また、実施例14のヒータ素子のように、希土類元素としてLaを用いたものであっても十分な効果を得られるが、ONOFF耐久性の観点からY、Yb、Erが好ましいことがわかる。また、ONOFF耐久性及び耐酸化性の観点から希土類元素としてはYb、Erがより好ましいことがわかる。さらに、実施例13のヒータ素子のように、絶縁基体における珪化物の体積分率が5体積以上となると強度が低下しやすいことから、例えば4体積以下が好ましいことがわかる。さらに、実施例15~21のヒータ素子のように、珪化物としてはW以外の珪化物であってもよく、また2種以上の珪化物を含有してもよいことがわかる。実施例23~29上記実施例における製造方法と基本的に同様の製造方法により、表3に示すような絶縁基体のα率が異なるヒータ素子を製造した。α率の調整は、原料粉末の組成および焼成条件の調整により行った。なお、実施例26は実施例1と同一であり、実施例28は実施例6と同一であり、実施例29は実施例7と同一である。その後、得られたヒータ素子について、絶縁基体の破壊靭性値、ヒータ素子の強度、連続通電耐久性耐酸化性、ONOFF耐久性について評価を行った。なお、連続通電耐久性耐酸化性は、温度を1350°Cに変更して評価を行った。ONOFF耐久性は、最高温度を1300°Cに変更して評価を行った。すなわち、1000°Cまで2秒で達する昇温速度の電圧を印加し、そのままの電圧にて最高温度1300°Cまで到達させ、その後に電圧印加を止めて30秒間ファン冷却を行う工程を1サイクルとした。結果を表4に示す。絶縁基体のα率が2以上の場合、絶縁基体における粒界相の割合が少なくなるために耐酸化性を確保できる。一方、絶縁基体のα率が30以下の場合、緻密な焼結体を得ることができ、強度、繰り返しの昇温に対する耐久性を確保できる。"