"三元化合物であるMn1AXn相を含む配向性セラミックにおいて、厚みがナノオーダーからミリオーダーである層を積層して形成される貝殻真珠層類似の層状微細構造を有し、全体の厚みが小さくともミリオーダー以上であるバルク配向体であることを特徴とする配向性セラミック。ただし、Mは、前周期遷移金属を示し、Aは、A族元素を示し、Xは、CまたはNを示し、nは、1~3の整数を示す。Mは、Ti、V、Cr、Nb、Ta、Zr、Hf、Mo及びScからなる群から選ばれる、請求項1に記載の配向性セラミック。Aは、Al、Ge、Sn、Pb、P、S、Ga、As、Cd、In、Tl及びSiからなる群から選ばれる、請求項1または2に記載の配向性セラミック。前記三元化合物は、Nb4AlC3またはTi3SiC2である、請求項1から3の何れかに記載の配向性セラミック。実質的に前記三元化合物からなる、請求項1から4の何れかに記載の配向性セラミック。三元化合物であるMn1AXn相を含む配向性セラミックの製造方法において、以下のaからdのステップを有することを特徴とする配向性セラミックの製造方法。ただし、Mは、前周期遷移金属を示し、Aは、A族元素を示し、Xは、CまたはNを示し、nは、1~3の整数を示す。a前記三元化合物であるMn1AXn相の粉末、分散媒及び分散剤を混合して懸濁液を形成する懸濁液形成ステップ。b前記懸濁液を固化成形しながら強磁場を印加して成形体を得る強磁場印加ステップ。c前記成形体に高い圧力を印加して加圧成形体を得る圧力印加ステップ。d前記加圧成形体を不活性ガス雰囲気中または真空中で焼結して焼結成形体を得る焼結ステップ。前記分散媒は、水、エタノール及びアセトンからなる群から選択される、請求項6に記載の配向性セラミックの製造方法。前記分散剤は、ポリエチレンイミンまたはポリアクリル酸アンモニウムである、請求項6または7に記載の配向性セラミックの製造方法。前記強磁場印加ステップbは、前記懸濁液を多孔質の成形型に注ぎ込んだ後に行われる、請求項6から8の何れかに記載の配向性セラミックの製造方法。前記強磁場印加ステップbは、10分~24時間行われる、請求項6から9の何れかに記載の配向性セラミックの製造方法。前記強磁場の大きさは、1T~12Tの範囲である、請求項6から10の何れかに記載の配向性セラミックの製造方法。前記圧力は、50MPa~400MPaの範囲である、請求項6から11の何れかに記載の配向性セラミックの製造方法。前記圧力印加ステップcは、冷間等方圧プレスにより行われる、請求項6から12の何れかに記載の配向性セラミックの製造方法。前記焼結ステップdの加熱レートは、1°C/分~400°C/分の範囲である、請求項6から13の何れかに記載の配向性セラミックの製造方法。前記焼結ステップdにおける焼結温度は、1,000°C~1,700°Cの範囲である、請求項6から14の何れかに記載の配向性セラミックの製造方法。前記焼結ステップdは、5分~4時間行われる、請求項6から15の何れかに記載の配向性セラミックの製造方法。前記焼結ステップdは、0~700MPaの圧力で行われる、請求項6から16の何れかに記載の配向性セラミックの製造方法。前記焼結ステップdは、パルス放電焼結によって行われる、請求項6から17の何れかに記載の配向性セラミックの製造方法。Mは、Ti、V、Cr、Nb、Ta、Zr、Hf、Mo及びScからなる群から選ばれる、請求項6から18の何れかに記載の配向性セラミックの製造方法。Aは、Al、Ge、Sn、Pb、P、S、Ga、As、Cd、In、Tl及びSiからなる群から選ばれる、請求項6から19の何れかに記載の配向性セラミックの製造方法。前記三元化合物は、Nb4AlC3またはTi3SiC2である、請求項20に記載の配向性セラミックの製造方法。前記粉末の前記懸濁液に対する比率は、10体積~60体積である、請求項6から21の何れかに記載の配向性セラミックの製造方法。前記分散剤の前記粉末に対する比率は、0.1重量~10重量である、請求項6から22の何れかに記載の配向性セラミックの製造方法。MAX相の結晶単位における結晶軸のcとaの比が大きいことから、強磁場中でMAX相の粒子の配向性も制御できることが期待される。このことのためには、2つの主要な要因を解決しなければならない。その最初のものは個々の粒子が分散した良好な流動性を有するスラリー、つまり懸濁液を用意することであり、もう一つは強い磁場を使用することである。更に、上述のプロセスによって極めて硬く強靭なMAX相材料が得られることも期待される。本発明は、きわめて硬く強靭な配向性材料をMAX相化合物から作製し、かつMAX相材料の望ましい性質を保持する、配向性MAX相セラミック及びその製造方法を提供することを課題とする。本発明は、三元化合物であるMn1AXn相を配向させたセラミック及びその製造方法に関する。ここで、Mは、前周期遷移金属であり、Aは、A族元素であり、Xは、CまたはNであり、またnは、1~3の整数である。分散媒は、水、エタノールまたはアセトンでよいが、これらに限定されるものではない。分散剤は、ポリエチレンイミンPEIまたはポリアクリル酸polyacrylateアンモニウム等のポリアクリル酸系材料を選択できるが、これらに限定されるものではない。本発明は、セラミック材料に配向性を与えるため、以下のステップを含む。なお、本明細書において、前周期遷移金属とは、Ti,V,Cr,Nb,Ta等の周期律表においてA族グループに属する全ての遷移金属を示す。aMAX相粉末、分散媒及び分散剤を混合して懸濁液を形成する。前記配向性セラミックの好ましい特性を得る観点から、前記懸濁液のレオロジー的な挙動を前記粉末の体積割合と前記分散剤の重量割合を変更することで修正することができ、また前記懸濁液の粘度を測定することによって評価される。bこの懸濁液を、石膏や多孔質アルミナの型に注ぎ込む。cこの懸濁液の入った型を強磁場中に入れて10分~24時間静置することによりスリップキャストする。dMAX相の成形体を取り出してそれを50MPa~400MPaの圧力で冷間等方圧プレスする。e加圧成形した試料を炉の中で1,000°C~1,700°Cの温度で5分~4時間焼結する。ここでの加熱レートは、1°C/分~400°C/分である。また、印加する圧力は0~700MPaであり、焼結雰囲気は、不活性ガス雰囲気あるいは真空である。本発明の一側面によれば、三元化合物であるMn1AXn相を含み、厚みがナノオーダーからミリオーダーである層を積層して形成される貝殻真珠層類似の層状微細構造を有し、全体の厚みが小さくともミリオーダー以上であるバルク配向体である配向性セラミックMは、前周期遷移金属、Aは、A族元素、Xは、CまたはN、nは、1~3の整数が与えられる。Mは、Ti、V、Cr、Nb、Ta、Zr、Hf、Mo及びScからなる群から選ばれてよい。Aは、Al、Ge、Sn、Pb、P、S、Ga、As、Cd、In、Tl及びSiからなる群から選ばれてよい。前記三元化合物は、Nb4AlC3またはTi3SiC2であってよい。前記配向性セラミックは、実質的に前記三元化合物からなっていてよい。本発明の他の側面によれば、以下のaからdのステップを有する、三元化合物であるMn1AXn相を含む配向性セラミックの製造方法Mは、前周期遷移金属、Aは、A族元素、Xは、CまたはN、nは、1~3の整数が与えられる。a前記三元化合物であるMn1AXn相の粉末、分散媒及び分散剤を混合して懸濁液を形成する懸濁液形成ステップ。b前記懸濁液を固化成形しながら強磁場を印加して成形体を得る強磁場印加ステップ。c前記成形体に高い圧力を印加して加圧成形体を得る圧力印加ステップ。d前記加圧成形体を不活性ガス雰囲気中または真空中で焼結して焼結成形体を得る焼結ステップ。前記分散媒は、水、エタノール及びアセトンからなる群から選択されてよい。前記分散剤は、ポリエチレンイミンまたはポリアクリル酸であってよい。前記強磁場印加ステップbは、前記懸濁液を成形型に注ぎ込んだ後に行ってよい。前記成形型は、ガラス管であってよい。前記強磁場印加ステップbは、10分~24時間行ってよい。前記強磁場の大きさは、1T~12Tの範囲であってよい。前記高い圧力は、50MPa~400MPaの範囲であってよい。前記圧力印加ステップcは、冷間等方圧プレスにより行ってよい。前記焼結ステップdの加熱レートは、1°C/分~400°C/分の範囲であってよい。前記焼結ステップdにおける焼結温度は、1,000°C~1,700°Cの範囲であってよい。前記焼結ステップdは、5分~4時間行ってよい。前記焼結ステップdは、0~700MPaの圧力で行ってよい。前記焼結ステップdは、パルス放電焼結によって行ってよい。Mは、Ti、V、Cr、Nb、Ta、Zr、Hf、Mo及びScからなる群から選ばれてよい。Aは、Al、Ge、Sn、Pb、P、S、Ga、As、Cd、In、Tl及びSiからなる群から選ばれてよい。前記三元化合物は、Nb4AlC3またはTi3SiC2であってよい。前記粉末の前記懸濁液に対する比率は、10体積~60体積であってよい。前記分散剤の前記粉末に対する比率は、0.1重量~10重量であってよい。前記分散剤の前記粉末に対する比率は、好ましくは1重量~3重量であってよい。本発明によれば、きわめて硬く強靭な配向性材料をMAX相化合物から作製し、かつMAX相材料の望ましい性質を保持する、配向性MAX相セラミック及びその製造方法を提供することができる。本発明によれば、曲げ強度が1GPaを超え、20MPam1/2の破壊靱性を有する層状の材料を提供することができる。その優れた機械的特性により、MAX相材料の典型的な特徴即ち、損傷許容性、機械加工性、高温での耐酸化性と相俟って、配向性MAX相を多様な構造的または機能的用途の理想的な選択肢とすることができる。本発明は、三元化合物であるMAX相のセラミックを配向することに関する。これらの三元化合物セラミックは、Mn1AXn相の化学式で表され、ここでMは、前周期遷移金属であり、Aは、A族元素であり、Xは、CまたはNであり、n=1~3である。分散媒及び分散剤は、適宜選択できる。製造された配向性セラミックは、構造部品として使用することができる。試料中のMAX相の量は、配向性の試料の全重量に関して、約100重量である。配向化の対象には、50を超えるM2AX相、5つのM3AX2相Ti3SiC2、Ti3AlC2、Ti3GeC2、Ti3SnC2及びTa3AlC2、また7つのM4AX3相Ta4AlC3、Ti4AlN3、Ti4SiC3、Ti4GeC3、Nb4AlC3、V4AlC3及びTi4GaC3を使用することができる。これに加えて、固溶体法を使うことによって、Ti,Nb2AlC、Ti3SiAlC2、Ti3SiGeC2、V,Cr3AlC2、V,Cr4AlC3及びV,Cr2GeCのような、いくつかの新たなMAX相もまた配向化のために選択することができる。これらの中でも、前記MAX相としては、Nb4AlC3及びTi3SiC2が好ましい。前記分散媒、前記三元化合物のセラミック粉末及び前記分散剤を混合することにより懸濁液が作製される。前記三元化合物としては、Nb4AlC3及びTi3SiC2が好ましい。前記分散媒中の前記セラミック粉末の体積比としては、前記懸濁液の全体積に対して10~60が好ましい。前記分散剤の添加量としては、前記セラミック粉末に対して0.1重量~10重量が好ましく、1重量~3重量がより好ましい。前記懸濁液としては、ガラス管内の石膏や多孔質アルミナの型に注ぎ入れられる。試料の最終的な寸法は、前記ガラス管のサイズと前記懸濁液の投入量による。即ち、より多くの懸濁液を使用するほど、最終的により大きな試料が得られる。もちろん、成形型としては、前記ガラス管に限定されるものではない。次に、この懸濁液は強磁場中に置かれる。磁場の強さとしては、特に制限はなく目的に応じて適宜選択することができるが、1T~12Tが好ましい。次いで、懸濁液は10分~24時間、空気中で乾燥される。この焼結対象の材料を取り出して、それを冷間等方圧プレスして成形体とする。ここでの印加圧力としては、50MPa~400MPaが好ましい。これを炉中で、例えば、好ましい条件として、1,000°C~1,700°Cの範囲の温度で5分~4時間焼結することにより、緻密な試料が得られる。加熱レートとしては、1°C/分~400°C/分が好ましい。ここで焼結時に印加する圧力としては、0~700MPaの範囲が好ましく、また、前記焼結雰囲気としては、不活性ガス雰囲気あるいは真空中とすることができる。本発明の説明のため、以下の実施例ではNb4AlC3及びTi3SiC2のMAX相を示している。しかし、本発明の思想は、これら2つの特定のセラミックに限定されるわけではなく、全てのMAX相に適用することができるものと理解される。実験117.6gのNb4AlC3セラミック粉末を粉体の重量に対して2重量のポリエチレンイミン分散剤とともに10mLの水中に分散させることで、三元化合物Nb4AlC3を12Tの強磁場中で配向させ、焼結させ、セラミックの層状粒子の積層構造が緻密な円柱状試料を作製した。また、詳細については、以下の通りであった。Nb4AlC3セラミック粉末は、化学当量に応じて適切な相対モル比のNb、Al及びC粉末を放電プラズマ焼結によって焼結してから粉末化することによって得られたものを用いた。Nb4AlC3の平均粒子サイズは、0.91μmであり、Nb4AlC3セラミック粉末の表面積は、10.18m2/gであった。上述の分散処理により得られた懸濁液を石膏や多孔質アルミナの型に注ぎ込んだ。次に、この懸濁液の入った型を強磁場中に置いた。12時間乾燥した後、この成形体を取り出して350MPaの圧力下で3分間、冷間等方圧プレスした。この加圧した成形体を真空中10-2Pa、1,450°Cで10分間、放電プラズマ焼結炉中で焼結した。加熱速度は50°C/分であった。印加した圧力は30MPaであった。X線回折解析及び走査型電子顕微鏡での観察により、作製されたままの配向したNb4AlC3セラミックは図1及び図2a~dに示すように層状の微細構造を持つことがわかった。磁場の方向に平行なNb4AlC3粒子の優先配向方位はc軸に沿っていた。配向した側面texturedsidesurface、TSS上では、主回折ピークは110面及び10L面に属し図1b、配向した上面texturedtopsurface、TTS上では、主回折ピークは10L面及び103面に属していた図1c。よって、エッチングされた上面図2aと側面図2cを比較することにより、Nb4AlC3粒子は、焼結の間にa軸及びc軸の結晶軸方向に沿って成長しやすく、またNb4AlC3試料は、一つずつ接続された板状の粒子からなる層状の微細な粒子構造を有すると結論付けられた。破断面では、Nb4AlC3粒子は層状の粒内及び粒間の割れ目を示すことがはっきりと観察された図2b及び図2d。破断した上面では、割れた粒子はテラス状の形状を示し、層から層へという破断のプロセスを表していた図2b。配向した側面では、破断した層状微細構造をはっきりと識別することができた図2d。したがって、配向技術により、この層状MAX相をナノスケールからミリスケールまで、つまり事実上の層状のバルクセラミックまで構成することができた。図3a及びbに示されるように、配向した上面上のVickers圧痕応答Vickersindentationresponseは、等方性を示し、配向した側面上では異方性であることが判った。即ち、上面上の圧痕は、明らかに等方性の正方形形状を示し、圧痕の対角線長は、それぞれ39.9±0.7μmと40.1±0.6μmであった図3a。他方、側面上の圧痕は、ひし形形状を示し、対角線長はそれぞれ36.9±0.3μmと51.1±2.2μmであり、異方性の塑性変形と弾性回復を示している図3b。図3aでは、圧痕の周囲の粒子は、せん断変形により対称的に押しのけられている。図3bでは、Nb4AlC3粒子の基底面に直角な方向に沿って粒子が押しのけられて圧痕の頂点近く図中の拡大部参照で割れている。Nb4AlC3の複数の粒子間でのせん断すべりshearslipも観察された。しかしながら、Nb4AlC3粒子の基底面に平行な別の方向に沿ったはっきりした損傷は見出されなかった。配向した上面上で試験したVickers硬度11.39±0.26GPaは、配向した側面上で測定された値9.40±0.47GPaよりも高かった測定方法につき、非特許文献5参照。両者とも以前のもの3.7GPa、非特許文献6参照よりも高かったことは、Nb4AlC3マトリクス中に酸化物約15体積、SEM写真上の全体の面積比から体積比に換算して算出が存在すること図1に帰せられた。この酸素は、懸濁液に添加するNb4AlC3セラミック粉末作製の間に導入され、前記酸化物は、前記粉末作成時における放電プラズマ焼結の間に形成されたものである。更に、曲げ強度と破壊靱性を室温で試験した。ここで、曲げ強度の試験は、3点曲げ試験サンプルサイズ1.5x2x18mm、また、破壊靱性の試験は、SENB法サンプルサイズ2x4x18mmで行った。曲げ強度は、負荷方向がNb4AlC3試料の基底面に直角である場合に1,185MPaという高い値を示し、また負荷方向がNb4AlC3マトリクスの基底面に平行である場合に1,214MPaであると測定された。また、破壊靱性は、負荷方向がNb4AlC3試料の基底面に直角な方向である場合に20MPam1/2という大きな値になり、負荷方向がNb4AlC3マトリクスの基底面に平行な方向の場合に11MPam1/2であった。以前に報告されている値非特許文献6参照と比較すると、これはセラミックについてのもっとも高い曲げ強度であった。このセラミックが応用上の卓越した信頼性を示したことは疑う余地がない。したがって、本発明は、この種の微細構造設計により、MAX相を配向化し格別に卓越した機械的性質を獲得することに道を開いた。実験212Tの強磁場中でスリップキャストしその後放電プラズマ焼結することにより、配向化された遷移金属三元化合物であるTi3SiC2を成功裏に作製することができた。スリップキャストに最適化された懸濁液のパラメータとして、脱イオン水中に懸濁液に対して20体積のTi3SiC2粉末と、該粉末の分散剤であるポリエチレンイミンPEIを前記粉末に対して1.5重量入れる、と定められた。この粉末は、商用ルートから入手し3-one-2Corp製、約9.78重量のTiCを含んでいた。Ti3SiC2の平均粒子サイズは約0.36μmであった。この懸濁液を石膏や多孔質アルミナの型に注ぎ入れた。本作業では、水平面に垂直な定常磁場及び水平面に平行な回転磁場を使用した。回転速度は、20rpmに設定した。Ti3SiC2を配向化するためには回転磁場の方が良いと判定された。15時間乾燥させた後、この焼結対象物を取り出して、圧力392MPaで10分間、冷間等方圧プレスした。この試料を圧力120MPa下で1,100°Cで焼結した場合、相対密度は88.2に到達した。このサンプルを圧力500MPaの下で圧縮した場合には、相対密度が98.6の十分に緻密な試料を得るには1,000°Cで十分であった。加熱速度は、50°C/分であった。XRD及びSEMの検討により、Ti3SiC2粒子の磁場方向に直角な優先方位は、図4及び図5a及びbに示すように、結晶軸がc軸に沿ったものであることが確認された。即ち、明らかに、配向した側面上では、101及び110面の2つが最も強い回折ピークを示している図4a。興味深いことに、配向した上面上では、TiC回折ピークを除けば、00L面だけが、配向した上面に平行に位置していることが判った図4b。配向した上面上には、Ti3SiC2粒子の小さな薄板状の特徴は見られなかった図5aが、これは無秩序な粒子配向を持つTi3SiC2試料をエッチングしたものとは異なっていた。配向した側面上では、基底面がc軸方向に直角な、整列したTi3SiC2粒子がはっきり見えた図5b。ここでも、配向したTi3SiC2試料の00L基底面は配向した上面に平行で、ナノスケールからミリスケールまでの層状の微細構造を形成することが判った。配向した上面上及び配向した側面上で試験したVickers硬度は、それぞれ8.70±0.71GPa及び7.31±0.28GPaであった測定方法につき、非特許文献5参照。以前の値約4GPa、非特許文献5参照よりも高い硬度が測定されたのは、マトリクス中にTiCが存在すること及び粒子サイズが細かいことによると考えられる。いずれにせよ、配向したTi3SiC2セラミックの等方性の機械的応答が、図6に示すように検証された。配向された上面上の圧痕の角部周囲に亀裂が現れたが図6a、これは恐らくTiC含有量が多かった約9.78重量からと考えられる。しかしながら、配向した側面では基底面方向のみに沿って亀裂が伝播した図6b。これは、TiC含有量が多かったこと、また粒子境界が弱くかつ基底面の結合が弱いことによると考えられる。c軸に沿った方向では体格部には亀裂が存在しない図6b。これは、押出し現象push-outphenomenaによる多重エネルギー分散multiplexenergydispersionによると考えられる。以前の研究非特許文献5参照で、Ti3SiC2粒子の押出しが、機械的エネルギーを吸収して応力集中を回避することができる層間剥離、破壊、粒内及び粒間破砕に関連することが確認された。最後の理由として、Ti3SiC2の典型的な結晶構造により、c軸に沿った脆弱な境界が多くは存在しないということがある。実際には配向性MAX相に対する多様な組成、懸濁液の調整方法、成型、焼結が行われることをここで指摘しておく必要がある。このような多様なプロセス因子は本発明の精神や範囲の外に出るものではなく、また本発明に伴う利点を失わせるものでもない。それゆえ、これらのプロセス因子は本発明の技術的思想に包含されるものである。"