JP6335539B2 - セラミックヒータ素子、セラミックヒータおよびグロープラグ - Google Patents

Description

本発明は、セラミックヒータ素子、セラミックヒータおよびグロープラグに関するものである。

従来から、グロープラグ等の種々の装置に、セラミックヒータ素子が利用されている。セラミックヒータ素子としては、例えば、絶縁性セラミックで形成される基体の中に導電性セラミックで形成される発熱抵抗体を埋設したセラミックヒータ素子が利用される。基体としては、例えば、窒化珪素と、粒界相と、熱膨張係数調整材と、を有するものが利用される。粒界相は、例えば希土類元素を含み、焼結性を向上可能である。熱膨張係数調整材は、例えばクロムの珪化物であり、基体の熱膨張係数を発熱抵抗体の熱膨張係数に近づけることによって、熱応力に起因する亀裂の発生を抑制可能である。また、発熱抵抗体としては、例えば、導電性化合物と、窒化珪素と、粒界相と、を有するものが利用される。導電性化合物は、例えば、Ｍｏの珪化物と、Ｍｏの窒化物と、Ｍｏの炭化物と、Ｗの珪化物と、Ｗの窒化物と、Ｗの炭化物と、の中から選ばれる少なくとも１種である。粒界相は、基体の粒界相と同様、例えば希土類元素を含む。

特開２００７−３３５３９７号公報 特開２０００−１３７１号公報 特開平１−６１３５６号公報

セラミックには、耐熱性に優れるが微小な欠陥でも応力集中により強度が低下しやすいという特性があり、セラミックヒータ素子も例外ではない。セラミックヒータ素子の耐久性が低い場合、セラミックヒータ素子による適切な加熱ができなくなる場合があった。

本発明の主な利点は、セラミックヒータ素子の耐久性を向上することである。

本発明は、上述の課題の少なくとも一部を解決するためになされたものであり、以下の態様または適用例として実現することが可能である。
［態様］
通電によって発熱する発熱抵抗体と、前記発熱抵抗体を埋設する絶縁基体と、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、
α−サイアロンとβ−サイアロンとの混相サイアロンと、
ＲＥ _３ Ａｌ _５ Ｏ _１２ （ＲＥは、ＥｒとＹｂのうちの１種以上）で表される結晶相を含む粒界相と、を含むセラミックヒータ素子。

［適用例１］
通電によって発熱する発熱抵抗体と、前記発熱抵抗体を埋設する絶縁基体と、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−サイアロンと、α−サイアロンとβ−サイアロンとの混相サイアロンと、の少なくとも一方と、
ＲＥ_３Ａｌ_５Ｏ_１２（ＲＥは、周期律表第３族元素のうちの１種以上）で表される結晶相を含む粒界相と、を含むセラミックヒータ素子。

この構成によれば、粒界相が特定の結晶相を含むことによって、セラミックヒータ素子の耐久性を向上できる。

［適用例２］
適用例１に記載のセラミックヒータ素子であって、
Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｆｅから選ばれる少なくとも１種の窒化物、炭化物、珪化物、酸化物と、ＳｉＣと、から選ばれる少なくとも１種の化合物を含む、セラミックヒータ素子。

この構成によれば、粒界相が、さらに、特定の化合物を含むことによって、セラミックヒータ素子の耐久性を向上できる。

［適用例３］
適用例２に記載のセラミックヒータ素子であって、
前記化合物の平均粒子径は、３μｍ以下である、セラミックヒータ素子。

この構成によれば、粒界相に適切に化合物を分散できるので、セラミックヒータ素子の耐久性を向上できる。

［適用例４］
適用例１から３のいずれか１項に記載のセラミックヒータ素子と、
前記セラミックヒータ素子の先端部が露出した状態で前記セラミックヒータ素子を保持する金属外筒と、
を有するセラミックヒータ。

［適用例５］
適用例４に記載のセラミックヒータと、
前記セラミックヒータの後端部を収容する筒状の主体金具と、
を有するグロープラグ。

なお、本発明は、種々の態様で実現することが可能であり、例えば、セラミックヒータ素子、セラミックヒータ素子の製造方法、セラミックヒータ素子とセラミックヒータ素子を保持する金属外筒とを有するセラミックヒータ、セラミックヒータとセラミックヒータの後端部を収容する主体金具とを有するグロープラグ、等の態様で実現することができる。

実施形態のグロープラグの一例の概略図である。 セラミックヒータ素子４０の製造方法の一例を示すフローチャートである。

Ａ．実施形態：
Ａ１．グロープラグの構成：
図１は、実施形態のグロープラグの一例の概略図である。図１（Ａ）は、グロープラグ１０の断面図であり、図１（Ｂ）は、グロープラグ１０のうちのセラミックヒータ素子４０を含む部分を示す拡大断面図である。図示されたラインＣＬは、グロープラグ１０の中心軸を示している。図示された断面は、中心軸ＣＬを含む断面である。以下、中心軸ＣＬのことを「軸線ＣＬ」とも呼び、中心軸ＣＬと平行な方向を「軸線方向」とも呼ぶ。中心軸ＣＬを中心とする円の径方向を、単に「径方向」とも呼び、中心軸ＣＬを中心とする円の円周方向を「周方向」とも呼ぶ。中心軸ＣＬと平行な方向のうち、図１における下方向を第１方向Ｄ１と呼ぶ。第１方向Ｄ１は、後述する端子部材８０からセラミックヒータ素子４０に向かう方向である。図中の第２方向Ｄ２と第３方向Ｄ３とは、互いに垂直な方向であり、いずれも、第１方向Ｄ１と垂直な方向である。以下、第１方向Ｄ１を、先端方向Ｄ１とも呼び、第１方向Ｄ１の反対方向を、後端方向Ｄ１ｒとも呼ぶ。また、図１における先端方向Ｄ１側をグロープラグ１０の先端側と呼び、図１における後端方向Ｄ１ｒ側をグロープラグ１０の後端側と呼ぶ。

グロープラグ１０は、主体金具２０と、中軸３０と、セラミックヒータ素子４０（以下、単に「ヒータ素子４０」とも呼ぶ）と、Ｏリング５０と、絶縁部材６０と、金属外筒７０（以下、単に「外筒７０」とも呼ぶ）と、端子部材８０と、接続部材９０と、を含んでいる。主体金具２０は、中心軸ＣＬに沿って延びる貫通孔２０ｘを有する筒状の部材である。また、主体金具２０は、後端方向Ｄ１ｒ側の端部に形成された工具係合部２８と、工具係合部２８よりも先端方向Ｄ１側に設けられた雄ネジ部２２と、を含んでいる。工具係合部２８は、グロープラグ１０の脱着時に、図示しない工具と係合する部分である。雄ネジ部２２は、図示しない内燃機関の取付孔の雌ネジに螺合するためのネジ山を含んでいる。主体金具２０は、導電性材料（例えば、炭素鋼等の金属）で形成されている。

主体金具２０の貫通孔２０ｘには、中軸３０が収容されている。中軸３０は、丸棒状の部材である。中軸３０は、導電材料（例えば、ステンレス鋼）で形成されている。中軸３０の後端方向Ｄ１ｒ側の端部である後端部３９は、主体金具２０の後端方向Ｄ１ｒ側の開口ＯＰｂから後端方向Ｄ１ｒに向かって突出している。

開口ＯＰｂの近傍において、中軸３０の外面と、主体金具２０の貫通孔２０ｘの内面と、の間には、Ｏリング５０が設けられている。Ｏリング５０は、弾性材料（例えば、ゴム）で形成されている。さらに、主体金具２０の開口ＯＰｂには、リング状の絶縁部材６０が装着されている。絶縁部材６０は、筒状部６２と、筒状部６２の後端方向Ｄ１ｒ側に設けられたフランジ部６８と、を含んでいる。筒状部６２は、中軸３０の外面と、主体金具２０の開口ＯＰｂを形成する部分の内面と、の間に挟まれている。絶縁部材６０は、例えば、樹脂で形成されている。主体金具２０は、これらの部材５０、６０を介して、中軸３０を支持している。

絶縁部材６０の後端方向Ｄ１ｒ側には、端子部材８０が配置されている。端子部材８０は、キャップ状の部材であり、導電材料（例えば、ニッケル等の金属）で形成されている。端子部材８０と主体金具２０との間には、絶縁部材６０のフランジ部６８が挟まれている。端子部材８０には、中軸３０の後端部３９が挿入されている。端子部材８０が加締められることによって、端子部材８０が後端部３９に固定されている。これにより、端子部材８０は、中軸３０に、電気的に接続される。

主体金具２０の先端方向Ｄ１側の開口ＯＰａには、外筒７０が固定されている（例えば、圧入や溶接）。外筒７０は、中心軸ＣＬに沿って延びる貫通孔７０ｘを有する筒状の部材である。外筒７０は、導電性材料（例えば、ステンレス鋼）で形成されている。

外筒７０の貫通孔７０ｘには、通電によって発熱するヒータ素子４０が挿入されている。ヒータ素子４０は、中心軸ＣＬに沿って延びるように配置された棒状の部材である。外筒７０は、ヒータ素子４０の先端部４１が露出した状態で、ヒータ素子４０の中央部分の外周面を、保持している。ヒータ素子４０の後端部４９は、主体金具２０の貫通孔２０ｘに収容されている。以下、ヒータ素子４０と金属外筒７０との全体を、「セラミックヒータ４９０」とも呼ぶ。

ヒータ素子４０の後端部４９には、接続部材９０が固定されている。接続部材９０は、中心軸ＣＬに沿って延びる貫通孔を有する円筒状の部材であり、導電性材料（例えば、ステンレス鋼）で形成されている。接続部材９０の先端方向Ｄ１側には、ヒータ素子４０の後端部４９が圧入されている。接続部材９０の後端方向Ｄ１ｒ側には、中軸３０の先端方向Ｄ１側の端部である先端部３１が圧入されている。これにより、中軸３０は、接続部材９０に電気的に接続される。

次に、セラミックヒータ４９０の詳細について、説明する。図１（Ｂ）には、金属外筒７０と接続部材９０とヒータ素子４０とのより詳細な断面図が示されている。ヒータ素子４０は、軸線ＣＬに沿って延びる丸棒状の基体２１０と、基体２１０の内部に埋設された、略Ｕ字状の発熱抵抗体２２０（以下、単に「抵抗体２２０」と呼ぶ）と、を含んでいる。基体２１０は、絶縁性セラミック材料で形成されている（詳細は後述）。抵抗体２２０は、導電性セラミック材料や金属材料で形成されている（詳細は後述）。ヒータ素子４０は、材料を焼成することによって、形成される。基体２１０の先端部（すなわち、ヒータ素子４０の先端部４１）は、先端側に向かって徐々に細くなっている。抵抗体２２０の電気伝導率は、基体２１０の電気伝導率よりも、高い。抵抗体２２０は、通電によって、発熱する。

抵抗体２２０は、２本のリード部２２１、２２２と、それらのリード部２２１、２２２に接続された発熱部２２３と、電極取出部２８１、２８２と、を含んでいる。各リード部２２１、２２２は、ヒータ素子４０の後端部４９から先端部４１の近傍まで軸線ＣＬと平行に延びている。第１リード部２２１と第２リード部２２２とは、中心軸ＣＬを挟んでおおよそ対称な位置に、配置されている。第２リード部２２２から第１リード部２２１へ向かう方向が、第３方向Ｄ３である。

発熱部２２３は、ヒータ素子４０の先端部４１に埋設され、第１リード部２２１の先端方向Ｄ１側の端と第２リード部２２２の先端方向Ｄ１側の端とを接続する。発熱部２２３の形状は、ヒータ素子４０の先端部４１の丸い形状に合わせて湾曲する略Ｕ字状である。発熱部２２３の断面積は、リード部２２１、２２２のそれぞれの断面積よりも、小さい。従って、発熱部２２３の単位長さ当たりの電気抵抗は、リード部２２１、２２２の単位長さ当たりの電気抵抗よりも、大きい。この結果、通電時には、発熱部２２３の温度が、他の部分と比べて、急速に上昇する。

第１リード部２２１の後端方向Ｄ１ｒ側の部分には、第１電極取出部２８１が接続されている。第１電極取出部２８１は、径方向に沿って延びる部材であり、内側の端部は第１リード部２２１に接続され、外側の端部は、ヒータ素子４０の外面に露出する。第１電極取出部２８１の露出部分は、外筒７０の内周面に接触している。これにより、外筒７０と第１リード部２２１とが、電気的に接続される。

第２リード部２２２の後端方向Ｄ１ｒ側の部分には、第２電極取出部２８２が接続されている。第２電極取出部２８２は、径方向に沿って延びる部材であり、第１電極取出部２８１よりも、後端方向Ｄ１ｒ側に配置されている。第２電極取出部２８２の内側の端部は、第２リード部２２２に接続され、外側の端部は、ヒータ素子４０の外面に露出する。第２電極取出部２８２の露出部分は、接続部材９０の内周面に接触している。これにより、接続部材９０と第２リード部２２２とが、電気的に接続される。

Ａ２．セラミックヒータ素子４０の構成：
Ａ２−１．基体２１０の構成：
次に、セラミックヒータ素子４０の構成について、詳細に説明する。まず、ヒータ素子４０の基体２１０について、説明する。基体２１０は、β−サイアロンと、α−サイアロンとβ−サイアロンとの混相サイアロンと、の少なくとも一方と、粒界相と、を含んでいる。基体２１０は、さらに、結晶粒子を含み得る。サイアロンの相は、基体２１０の主相を形成する。ここで、主相とは、構成相のうち、含有率（重量％（ｗｔ％））が最も高い相を意味する。

サイアロンは、Ｓｉ_３Ｎ_４の格子内に後述する焼結助剤に含まれる元素（ＡｌとＯを含む）が固溶したものである。サイアロンには、α−サイアロンとβ−サイアロンとが存在する。α−サイアロンは、組成式Ｍｘ（Ｓｉ，Ａｌ）_１２（Ｏ，Ｎ）_１６（０＜Ｘ≦２、ＭはＬｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｙ，Ｒ（ＲはＬａ，Ｃｅを除く希土類元素））で示される。β−サイアロンは、組成式Ｓｉ_６−ｚＡｌ_ｚＯ_ｚＮ_８−ｚ（０＜Ｚ≦４．２）で示される。

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形成され、Ｓｉ_３Ｎ_４の緻密化が促進される（ここで、「主成分」は、含有率（ｗｔ％）が最も高い成分を意味している。）。その後、焼結の後期段階で、粒界相を形成する焼結助剤の少なくとも一部の成分が、Ｓｉ_３Ｎ_４の格子内に取り込まれる。この結果、通常の窒化珪素と比較して、粒界相が少なくなり、高温での耐酸化性を向上できる。

β−サイアロンの組織は、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ので、β−サイアロンは、高い靭性と強度とを得ることができる。一方、α−サイアロンの粒子形状は、等軸状であるので、β−サイアロンと比較して、靭性は低くなるが、硬度を向上できる。また、α−サイアロンが形成される際には、粒界相の成分のうちのＡｌだけでなく他の成分（例えば、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｒ（ＲはＬａ，Ｃｅを除く希土類元素））も粒内に固溶する。従って、α−サイアロンを生成させることによって、粒界相が少なくなり、耐酸化性を向上できる。しかし、サイアロンとしてβ−サイアロンが生成されずにα−サイアロンのみが生成される場合、粒界相の成分が、焼結中にサイアロン内に取り込まれ、ほとんどなくなってしまうので、緻密な焼結体を得ることが難しい。

ここで、サイアロンのうちのα−サイアロンの割合を「α率」と呼ぶ。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とし、（２１０）面ピーク強度をβ２とし、α−サイアロンの（１０２）面ピーク強度をα１とし、（２１０）面ピーク強度をα２とした時に、（α１＋α２）／（β１＋β２＋α１＋α２）で算出される。

α率が低い場合には、粒界相が多くなるので、耐酸化性が低下しやすい。良好な耐酸化性を実現するためには、α率は、２％以上であることが好ましい。一方、α率が高い場合には、粒界相が少なくなるので、緻密な焼結体の実現が難しい。緻密な焼結体を実現するためには、α率は、６０％以下であることが好ましい。強度の向上と、昇温と冷却との繰り返しに対する耐久性の向上と、を考慮すると、α率は、５０％以下であることが好ましく、１５％以下であることが特に好ましい。

また、基体２１０は、ヒータ素子４０の外表面を形成するので、基体２１０の耐酸化性が、抵抗体２２０の耐酸化性よりも高いことが好ましい。ここで、ヒータ素子４０の全体の強度と耐酸化性とを向上するためには、基体２１０のα率が、抵抗体２２０のα率よりも、高いことが好ましい。具体的には、上述した２％以上、５０％以下の範囲内、より好ましくは、２％以上、１５％以下の範囲内で、基体２１０のα率が抵抗体２２０のα率よりも高いことが好ましい。ただし、基体２１０のα率がゼロ％であってもよい。

次に、基体２１０におけるβ−サイアロン中のアルミナ（酸化アルミニウム）の固溶量を表すＺ値について、説明する。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（７．６０４４２オングストローム）の差から算出される（算出方法は、例えばＷＯ ０２／４４１０４公報、第２８頁参照）。

Ｚ値が小さい場合には、アルミナの固溶量の低減に起因して、焼結性が低下する。良好な焼結性を実現するためには、Ｚ値は、０．１以上であることが好ましく、０．３以上であることが特に好ましい。一方、Ｚ値が大きい場合には、アルミナの固溶量の増大に起因して、β−サイアロン自体の強度が低下し、また、昇温と冷却との繰り返しに対する耐久性も低下する。良好な強度と温度変化に対する耐久性とを実現するためには、Ｚ値が、１．３以下であることが好ましく、１．０以下であることが特に好ましく、０．８以下であることが最も好ましい。

次に、基体２１０の粒界相について説明する。粒界相は、焼結助剤によって形成される相を含んでいる。焼結助剤の成分は、ヒータ素子４０の焼成時に、液相を形成し、そして、サイアロン（粒子）の生成、再配列、粒成長に寄与する。その後の冷却時に、焼結助剤の成分は、固化して、ガラス相あるいは結晶相を形成する。このように形成される相が、粒界相に含まれる。この粒界相は、希土類元素を含んでいる。具体的には、粒界相は、例えば、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの少なくとも１種を含んでいる。これらの中でも、粒界相の結晶化を促進し、高温時の強度を向上することができ、さらにα率の調整も容易なことから、粒界相は、Ｓｃ、Ｙ、Ｄｙ、Ｅｒ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの少なくとも１種を含むことが好ましく、特に、Ｙ、Ｅｒ、Ｙｂのうちの少なくとも１種を含むことが好ましい。

基体２１０における粒界相の割合が小さい場合には、焼結時の液相量が小さいので、焼結性が低下し易い。一方、粒界相の割合が大きい場合には、粒界相の融点がサイアロンの融点よりも低いので、耐熱性が低下し易い。適切な割合で粒界相が基体２１０中に形成されるように、基体２１０を形成するための材料の全体に対する希土類元素の含有率は、酸化物換算で１ｗｔ％以上、１５ｗｔ％以下であることが好ましい。

次に、基体２１０に含まれ得る追加化合物について説明する。追加化合物は、熱膨張係数調整材によって形成され得る。熱膨張係数調整材は、基体２１０の熱膨張係数を、抵抗体２２０の熱膨張係数に近づけるために、基体２１０の材料に添加される。熱膨張係数調整材としては、例えば、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｆｅから選ばれる少なくとも１種の化合物（例えば、窒化物、炭化物、珪化物、酸化物の少なくとも１種）を採用可能である。このような調整材は、焼成時に窒化物、炭化物、珪化物、酸化物の結晶粒子を形成し得る。追加化合物は、例えば、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｆｅから選ばれる少なくとも１種の窒化物、炭化物、珪化物、酸化物から選ばれる少なくとも１種の化合物である。

このような化合物は、熱膨張係数調整材としてだけでなく、結晶化促進材、粒界相強化材としても作用する。粒界相中に上記化合物の結晶粒子が存在することにより、粒界相の結晶化がより容易になるとともに、粒界相を強化することができる。そのような化合物が結晶化促進材、粒界相強化材として作用するためには、融点が摂氏１４００度以上である化合物、例えば、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｆｅから選ばれる少なくとも１種の化合物（例えば、窒化物、炭化物、珪化物、酸化物の少なくとも１種）を採用可能である。このような化合物は、焼成後の降温過程で、焼結助剤の成分が固化して結晶化する際に、有効に作用することが可能である。また、このような化合物は、粒界相中に化合物として残存することで、粒界相を強化することができる。

基体２１０の熱膨張係数を抵抗体２２０の熱膨張係数に近づけるためには、基体２１０における上記化合物の含有率が、０．１体積％（ｖｏｌ％）以上であることが好ましい。また、基体２１０の強度低下を抑制するためには、上記化合物の含有率が、１０ｖｏｌ％以下であることが好ましい。

なお、基体２１０中の上記化合物の含有率は、以下のように算出可能である。まず、基体２１０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得する。次に、取得した断面画像を解析することによって、基体２１０の面積に対する化合物の面積の割合（面積率）を算出する。そして、この面積率から体積率（すなわち、含有率）を近似的に算出する。具体的には、体積率として、面積率と同じ値が採用される（以下、同様）。以下、鏡面研磨された断面の画像から測定される面積を用いて近似的に算出される体積率を、「近似体積率」と呼ぶ。後述するように、抵抗体２２０に対する導電性化合物の含有率等の種々の含有率として、この近似体積率を採用可能である。

Ａ２−２．抵抗体２２０の構成：
次に、抵抗体２２０について説明する。抵抗体２２０は、β−サイアロンと、α−サイアロンとβ−サイアロンとの混相サイアロンと、の少なくとも一方と、粒界相と、導電性化合物と、を含んでいる。

導電性化合物は、抵抗体２２０の主相を形成する。導電性化合物は、例えば、Ｍｏの珪化物と、Ｍｏの窒化物と、Ｍｏの炭化物と、Ｗの珪化物と、Ｗの窒化物と、Ｗの炭化物と、のうちの少なくとも１つである。このような導電性化合物を採用することによって、摂氏１２００度以上の温度に耐える耐熱性を実現できる。より好ましい導電性化合物としては、例えば、ＷＣ、ＷＳｉ_２、ＭｏＳｉ_２のうちの少なくとも１つを採用可能である。

抵抗体２２０の全体に対する導電性化合物の含有率が小さい場合には、電気伝導率が小さ過ぎて、発熱量が低下する場合がある。良好な発熱量を実現するためには、導電性化合物の含有率が１５ｖｏｌ％以上であることが好ましい。また、導電性化合物の含有率が大きい場合には、電気伝導率が大きすぎて、発熱量が低下する場合がある。良好な発熱量を実現するためには、導電性化合物の含有率が３５ｖｏｌ％以下であることが好ましい。これにより、抵抗体２２０の緻密性を向上でき、また、基体２１０と抵抗体２２０との間の熱膨張係数の差を小さくできる。導電性化合物の含有率の更に好ましい範囲としては、２０ｖｏｌ％以上、３０ｖｏｌ％以下の範囲を採用可能である。いずれの場合も、抵抗体２２０の導電性化合物の含有率は、基体２１０の導電性化合物の含有率（例えば、ゼロｖｏｌ％）よりも大きい。

抵抗体２２０は、基体２１０の主相と同様に、β−サイアロンと、α−サイアロンとβ−サイアロンとの混相サイアロンと、の少なくとも一方を、含んでいる。これにより、基体２１０と抵抗体２２０との間の焼結時の挙動と収縮の度合いとのそれぞれの差を小さくできる。従って、焼結時の不具合（例えば、基体２１０と抵抗体２２０との界面における剥離）を抑制でき、そして、昇温と冷却との繰り返しに対する耐久性を向上できる。

なお、抵抗体２２０のα率は、基体２１０のα率と同様に、緻密な焼結体を実現するためには、６０％以下であることが好ましい。強度の向上と、昇温と冷却との繰り返しに対する耐久性の向上と、を考慮すると、α率は、５０％以下であることが好ましく、１０％以下であることが特に好ましく、５％以下であることが最も好ましい。なお、上述したように、抵抗体２２０の耐酸化性は、基体２１０の耐酸化性よりも低くてもよい。従って、抵抗体２２０のα率が、基体２１０のα率よりも低くてもよい。また、抵抗体２２０のα率がゼロ％であってもよい。

また、抵抗体２２０のβ−サイアロン中のアルミナの固溶量を表すＺ値に関しては、良好な焼結性を実現するためには、Ｚ値は、０．１以上であることが好ましい。また、良好な強度と温度変化に対する耐久性とを実現するためには、Ｚ値が、１．３以下であることが好ましく、１．０以下であることが特に好ましく、０．７以下であることが最も好ましい。

次に、抵抗体２２０の粒界相について説明する。抵抗体２２０の粒界相は、基体２１０の粒界相と同様に、焼結助剤によって形成されるガラス相あるいは結晶相を含んでいる。この粒界相は、希土類元素を含んでいる。具体的には、粒界相は、例えば、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの少なくとも１種を含んでいる。これらの中でも、高温時の強度を向上することができ、さらにα率の調整も容易なことから、粒界相は、Ｓｃ、Ｙ、Ｄｙ、Ｅｒ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの少なくとも１種を含むことが好ましく、特に、Ｙ、Ｅｒ、Ｙｂのうちの少なくとも１種を含むことが好ましい。

抵抗体２２０における粒界相の割合については、基体２１０における粒界相の割合と同様である。具体的には、適切な割合で粒界相が抵抗体２２０中に形成されるように、抵抗体２２０を形成するための材料の全体に対する希土類元素の含有率は、酸化物換算で１ｗｔ％以上、１５ｗｔ％以下であることが好ましい。

Ａ３．セラミックヒータ素子４０の製造：
図２は、セラミックヒータ素子４０の製造方法の一例を示すフローチャートである。最初のステップＳ１１０では、抵抗体２２０の材料が生成される。具体的には、導電性化合物の粉末と、サイアロンの構成元素を含む粉末（「サイアロン構成粉末」と呼ぶ）と、焼結助剤と、水と、を混合することによって、スラリーが生成される。生成されたスラリーから、スプレードライによって、粉末が生成される。生成された粉末とバインダとを混練機によって混練することによって、抵抗体２２０の材料として、混合物が生成される。

導電性化合物としては、上述した種々の化合物を採用可能である。サイアロン構成粉末としては、例えば、窒化珪素（Ｓｉ_３Ｎ_４）の粉末と、アルミナ（Ａｌ_２Ｏ_３）の粉末と、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の粉末と、を採用可能である。焼結助剤としては、例えば、希土類元素の酸化物粉末を採用可能である。希土類元素としては、上述の粒界相の説明で挙げた種々の希土類元素を採用可能である。なお、アルミナは、焼結助剤としても機能する。これらの材料の配合比率としては、例えば、以下の比率を採用可能である。
導電性化合物の粉末：５５ｗｔ％以上、７５ｗｔ％以下
サイアロン構成粉末：２５ｗｔ％以上、４０ｗｔ％以下
希土類酸化物粉末 ：１ｗｔ％以上、１５ｗｔ％以下
また、各材料の粉末の平均粒径は、５μｍ以下が好ましく、３μｍ以下が特に好ましく、１μｍ以下が最も好ましい。

次のステップＳ１２０では、ステップＳ１１０で生成された混合物を成形することによって、成形体が生成される。成形方法としては、例えば射出成形が採用される。以上により、未焼成の抵抗体（以下「未焼成抵抗体」と呼ぶ）が、成形される。なお、他の成形方法（例えば、プレス成形）を採用してもよい。

図２の右部には、後述する未焼成のヒータ素子の分解斜視図が示されている。図中の部材２２０ｕは、未焼成抵抗体を示している（以下「未焼成抵抗体２２０ｕ」と呼ぶ）。図示するように、未焼成抵抗体２２０ｕは、未焼成のリード部２２１ｕ、２２２ｕと、未焼成の発熱部２２３ｕと、未焼成の電極取出部２８１ｕ、２８２ｕと、を含んでいる。また、本実施例では、第１リード部２２１ｕの後端と第２リード部２２２ｕの後端とを接続するサポート部２２４も、一体成形されている。サポート部２２４は、未焼成抵抗体２２０ｕの破損を抑制するために、設けられている。後述するように、サポート部２２４は、ステップＳ１９０で、切断される。なお、サポート部２２４を省略してもよい。

次のステップＳ１３０では、基体２１０の材料が生成される。具体的には、サイアロン構成粉末と、焼結助剤と、水と、を混合することによって、スラリーが生成される。生成されたスラリーから、スプレードライによって、粉末が生成される。生成された粉末とバインダとを混練機によって混練することによって、基体２１０の材料として、混合物が生成される。

サイアロン構成粉末としては、例えば、窒化珪素（Ｓｉ_３Ｎ_４）の粉末と、アルミナ（Ａｌ_２Ｏ_３）の粉末と、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の粉末と、を採用可能である。焼結助剤としては、例えば、希土類元素の酸化物粉末を採用可能である。希土類元素としては、上述の粒界相の説明で挙げた種々の希土類元素を採用可能である。基体２１０の材料には、さらに、基体２１０の熱膨張係数を抵抗体２２０の熱膨張係数に近づけるために、熱膨張係数調整材を追加してもよい。熱膨張係数調整材としては、上述した種々の材料の粉末を採用可能である。これらの材料の配合比率としては、例えば、以下の比率を採用可能である。
サイアロン構成粉末：８５ｗｔ％以上、９７ｗｔ％以下
希土類酸化物粉末 ：１ｗｔ％以上、１５ｗｔ％以下
熱膨張係数調整材 ：０．１ｗｔ％以上、５ｗｔ％以下
また、各材料の粉末の平均粒径は、５μｍ以下が好ましく、３μｍ以下が特に好ましく、１μｍ以下が最も好ましい。

次のステップＳ１５０では、ステップＳ１３０で生成された混合物を成形することによって、未焼成の成形体が成形される。図２の右部の部材４０ｕは、成形される成形体を示している（以下「成形体４０ｕ」と呼ぶ）。図中の成形体４０ｕの上には、成形体４０ｕの分解斜視図が示されている。この分解斜視図は、成形体４０ｕの基体２１０に対応する部分を中心軸ＣＬを通る平面で２等分して得られる２つの部分２１１ｕ、２１２ｕと、ステップＳ１２０で成形された未焼成抵抗体２２０ｕと、を示している。第１部分２１１ｕは、未焼成抵抗体２２０ｕの一部を収容するための凹部２１１ｒを有している。図示を省略するが、第２部分２１２ｕも、同様の凹部を有している。未焼成抵抗体２２０ｕは、これらの部分２１１ｕ、２１２ｕに挟まれている。

このような成形体４０ｕは、以下のように成形される。まず、第１部分２１１ｕをプレス成形する。そして、図示しない成形型の内の所定位置に第１部分２１１ｕを配置する。次に、第１部分２１１ｕの凹部２１１ｒに、未焼成抵抗体２２０ｕを嵌め込む。次に、成形型の内の第２部分２１２ｕに対応する空間内に、ステップＳ１３０で生成された材料を充填し、プレス成形によって、成形体４０ｕを成形する。なお、他の成形方法を採用してもよい。例えば、図示しない成形型の内の所定位置に未焼成抵抗体２２０ｕを配置する。そして、射出成形によって、ステップＳ１３０で生成された材料を、未焼成抵抗体２２０ｕを覆うように、成形する。以上により、成形体４０ｕが成形される。

なお、ステップＳ１３０は、ステップＳ１５０よりも前の任意のタイミングで実行可能である。例えば、ステップＳ１３０は、ステップＳ１１０、Ｓ１２０の間、または、ステップＳ１１０よりも前に、実行可能である。

次のステップＳ１６０では、成形体４０ｕからバインダを除去するために、仮焼が行われる。仮焼は、例えば、摂氏６００度以上、摂氏８００度以下の温度で、行われる。仮焼の後、冷間等方圧プレス（ＣＩＰ）を行っても良い。

次のステップＳ１７０では、成形体４０ｕが焼成される。これにより、焼結された部材（焼成体とも呼ぶ）が、生成される。焼成方法としては、例えば常圧焼成法が採用される。常圧焼成法を採用する場合、例えば、摂氏１５００度以上、１８００度以下の温度で、０．１ＭＰａの圧力の非酸化雰囲気下（好ましくは、窒素分圧が０．０５ＭＰａ以上）で、焼成が行われる。常圧焼成法は、安価に大量の成形体４０ｕの焼成が可能である。

なお、焼成方法としては、他の方法を採用してもよい。例えば、ガス圧焼成法、熱間等方圧加圧法（ＨＩＰ）、ホットプレス法等を採用可能である。ガス圧焼成法を採用する場合、例えば、摂氏１５００度以上、１９５０度以下の温度で、０．１ＭＰａ以上、１ＭＰａ以下の圧力の非酸化雰囲気下（好ましくは、窒素分圧が０．０５ＭＰａ以上）で、焼成が行われる。熱間等方圧加圧法（ＨＩＰ）を採用する場合、例えば、常圧焼成法、または、ガス圧焼成法で１次焼成を行った後に、摂氏１４５０度以上、１９００度以下の温度で、１ＭＰａ以上、２００ＭＰａ以下の圧力の窒素雰囲気下（好ましくは、窒素分圧が０．０５ＭＰａ以上）で、焼成（２次焼成）が行われる。ホットプレス法を採用する場合、例えば、０．１ＭＰａ以上、１ＭＰａ以下の非酸化雰囲気下（好ましくは、窒素分圧が０．０５ＭＰａ以上）で、摂氏１４５０度以上、１９００度以下の温度で、１０ＭＰａ以上、５０ＭＰａ以下の１軸加圧の下で、焼成が行われる。

次のステップＳ１８０では、成形体４０ｕを焼成して得られる焼成体（図示せず）が、研磨加工される。これにより、焼成体の外形が、所定の形状に加工される。そして、次のステップＳ１９０で、焼成体のうちのサポート部２２４を含む端部が切断されて、焼成済のヒータ素子４０が生成される。なお、サポート部２２４が省略される場合、ステップＳ１９０を省略可能である。

なお、α率とＺ値とのそれぞれは、材料粉末の配合割合と焼成温度等を上記の好ましい範囲内で調整することによって、調整可能である。例えば、α率の調整は、主に、焼結助剤の組成を調整することによって、実現可能である。例えば、焼結助剤として、希土類酸化物粉末（例えば、Ｓｃ、Ｙ、Ｄｙ、Ｅｒ、Ｙｂ、Ｌｕのうちの少なくとも１種の酸化物粉末）と、Ａｌ_２Ｏ_３粉末と、ＡｌＮ粉末と、を用いる場合、それらの含有量を調整することによって、α率を調整可能である。具体的には、Ｓｉ_３Ｎ_４と、Ｓｉ_３Ｎ_４に含まれるＳｉＯ_２と、希土類酸化物と、Ａｌ_２Ｏ_３と、ＡｌＮと、その他の焼結助剤からの全Ｓｉ量、全Ａｌ量、全Ｏ量、全Ｎ量、全希土類元素量の比率を調整することにより、α率を調整可能である。一般に、比率「Ａｌ_２Ｏ_３／ＡｌＮ」を大きくすると、α率を小さくすることができ、逆に比率「Ａｌ_２Ｏ_３／ＡｌＮ」を小さくすると、α率を大きくすることができる。

Ｚ値は、例えば、材料中のＡｌ_２Ｏ_３とＡｌＮの含有量の比や、材料全体に対するＡｌ_２Ｏ_３とＡｌＮの合計割合を調整することで調整できる。一般に、Ａｌ_２Ｏ_３／ＡｌＮの比を大きく、またＡｌ_２Ｏ_３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、Ａｌ_２Ｏ_３／ＡｌＮの比を小さく、またＡｌ_２Ｏ_３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。

Ｂ．セラミックヒータ素子の評価試験：
Ｂ１．評価試験の概要：
評価試験では、セラミックヒータ素子４０のサンプルを用いて、ヒータ素子の強度と、連続通電耐久性と、オンオフ耐久性と、が評価された。以下の表１は、サンプルの種類の番号と、基体２１０の構成と、抵抗体２２０の構成と、の関係を示している。表２は、サンプルの種類の番号と、焼成時の降温速度と、焼成後の熱処理の有無と、素子の強度の評価結果と、消費電力と、急速昇温の速度と、連続通電耐久性の評価結果と、オンオフ耐久性の評価結果と、の関係を示している。「１番」から「３１番」までの３１種類のサンプルが、評価された。なお、各サンプルにおいて、基体２１０のＺ値は、０．７であり、抵抗体２２０のα率は、ゼロ％であった。また、４番の抵抗体２２０のＺ値は、０．７であり、他のサンプルの抵抗体２２０のＺ値は、０．２であった。

表１に示すように、基体２１０の構成としては、α−サイアロンの相の構成（α−サイアロンの相に含まれる希土類元素）と、β−サイアロンの相の構成と、α率と、追加化合物の組成と、追加化合物の含有率と、追加化合物の平均粒子径と、粒界相中の結晶相の組成と、が示されている。追加化合物は、サイアロンの相と粒界相とに加えて基体２１０に追加された化合物である。基体２１０は、追加化合物の結晶粒子を、含んでいる。追加化合物の結晶粒子は、例えば、サイアロンの相と別のサイアロンの相との間の粒界相中に、形成される。

基体２１０のα−サイアロンの相に含まれる希土類元素は、以下の通りであった。
２番、３０番、３１番： α−サイアロンの相なし
６番 ： イットリウム（Ｙ）
７番 ： エルビウム（Ｅｒ）
その他 ： イッテルビウム（Ｙｂ）

α−サイアロンの相に含まれる希土類元素は、ヒータ素子のサンプルの断面（すなわち、基体２１０の断面）を鏡面研磨し、鏡面研磨された断面の元素分析を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて行うことによって、特定された。なお、基体２１０の材料が予め特定されている場合、材料に含まれる元素から、α−サイアロンの相に含まれる希土類元素を特定可能である。なお、α率の特定方法は、上述した通りである。

追加化合物の組成は、ヒータ素子のサンプルの断面（すなわち、基体２１０の断面）を鏡面研磨し、鏡面研磨された断面の元素分析を、Ｘ線回折もしくは透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて行うことによって、特定された。

具体的には、特定された追加化合物の組成は、以下の通りであった。
１番から１２番、２８番、３０番：タングステン（Ｗ）の珪化物（例えば、ＷＳｉ_２）
１３番、３１番 ：なし
１４番 ：チタン（Ｔｉ）の窒化物（例えば、ＴｉＮ）
１５番、２９番 ：モリブデン（Ｍｏ）の珪化物（例えば、ＭｏＳｉ_２）
１６番 ：モリブデン（Ｍｏ）の炭化物（例えば、Ｍｏ_２Ｃ）
１７番 ：鉄（Ｆｅ）の珪化物（例えば、ＦｅＳｉ_２）
１８番 ：クロム（Ｃｒ）の珪化物（例えば、ＣｒＳｉ_２）
１９番 ：タングステン（Ｗ）の炭化物（例えば、ＷＣ）
２０番 ：タングステン（Ｗ）の珪化物とクロム（Ｃｒ）の珪化物
２１番 ：シリコン（Ｓｉ）の炭化物（ＳｉＣ）
２２番 ：バナジウム（Ｖ）の珪化物（例えば、Ｖ_３Ｓｉ）
２３番 ：タンタル（Ｔａ）の炭化物（例えば、ＴａＣ）
２４番 ：ジルコニウム（Ｚｒ）の炭化物（例えば、ＺｒＣ）
２５番 ：ニオブ（Ｎｂ）の炭化物（例えば、ＮｂＣ）
２６番 ：ハフニウム（Ｈｆ）の酸化物（例えば、ＨｆＯ_２）
２７番 ：ジルコニウム（Ｚｒ）の酸化物（例えば、ＺｒＯ_２）

追加化合物の含有率は、焼成後の基体２１０における追加化合物の含有率である（単位は、体積パーセント（ｖｏｌ％））。この含有率としては、上記の近似体積率が採用された。具体的には、基体２１０の面積に対する追加化合物の結晶粒子の面積の割合から得られる近似体積率が、含有率として採用された。

追加化合物の平均粒子径は、焼成後の基体２１０に含まれる追加化合物の結晶粒子の粒子径の平均値である（単位は、μｍ）。この平均粒子径は、以下のように特定された。基体２１０の鏡面研磨された断面のＳＥＭによって取得された画像を解析することによって、追加化合物の１００個の粒子のそれぞれの最大径を測定し、得られた１００個の値の平均値を、平均粒子径として採用した。

基体２１０の粒界相中の結晶相の組成は、Ｘ線回折測定で、特定可能である。なお、３０番と３１番とでは、粒界相中にＲＥ_３Ａｌ_５Ｏ_１２（ＲＥは、周期律表第３族元素のうちの１種以上）の結晶相が形成されなかった。

抵抗体２２０の構成としては、導電性化合物の組成と、導電性化合物の含有率と、粒界相に含まれる希土類元素と、が示されている。導電性化合物の組成は、ヒータ素子のサンプルの断面（すなわち、抵抗体２２０の断面）を鏡面研磨し、鏡面研磨された断面の元素分析を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて行うことによって、特定された。具体的には、１番から２７番と、３０番と、３１番の導電性化合物は、ＷＣであり、２８番の導電性化合物は、ＷＳｉ_２であり、２９番の導電性化合物は、ＭｏＳｉ_２であった。なお、抵抗体２２０の材料が予め特定されている場合、材料に含まれる導電性化合物の組成を採用可能である。

導電性化合物の含有率は、焼成後の抵抗体２２０に対する導電性化合物の体積率である（単位は、ｖｏｌ％）。導電性化合物の含有率としては、上記の近似体積率が採用された。

抵抗体２２０の粒界相に含まれる希土類元素は、ヒータ素子のサンプルの断面（すなわち、抵抗体２２０の断面）を鏡面研磨し、鏡面研磨された断面の元素分析を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて行うことによって、特定された。なお、抵抗体２２０の材料が予め特定されている場合、材料に含まれる元素から、粒界相に含まれる元素を特定可能である。

次に、表２に示す項目について説明する。降温速度は、焼成（図２：Ｓ１７０）における、焼成を終了する際の冷却時の降温速度である。具体的には、摂氏１４００度から摂氏１０００度までの冷却に要した時間から単位時間当たりの温度変化を算出し、得られた値を降温速度として採用した（単位は、摂氏度／時）。降温速度が遅いほど、粒界相中の結晶相の形成が進みやすい。なお、降温速度は、焼成に用いた加熱装置の動作設定を調整することによって、調整された。

焼成後の熱処理は、「１２番」と「１３番」との２つのサンプルに対して、行われた。具体的には、図２のステップＳ１７０とステップＳ１８０との間で、０．１ＭＰａの窒素雰囲気下で、摂氏１２００度に加熱した状態を、１０時間に亘って継続する処理が、行われた。このような熱処理によって、ステップＳ１７０の焼成では基体２１０の粒界相中に結晶相が形成されない場合であっても、基体２１０の粒界相中に結晶相を形成することができた。例えば、１２番のサンプルでは、降温速度が、摂氏１０００度／時と、他のサンプルと比べて速いにも拘わらずに、熱処理によって基体２１０の粒界相中に結晶相を形成できた。また、１３番のサンプルでは、基体２１０の粒界相中に追加化合物の粒子は存在しないが、粒界相中に結晶相を形成できた。

素子強度は、サンプルの種類毎に、構成が同じである３０個のヒータ素子のサンプルを用いて、以下のように算出された。すなわち、３０個のサンプルのそれぞれに対して、３点支持の曲げ試験（支点間距離＝１０ｍｍ、クロスヘッド速度＝０．５ｍｍ／分）を行い、折れた時の最大曲げ応力を算出した。この曲げ試験は、ＪＩＳ Ｒ １６０１に従って、行われた。そして、３０個のサンプルの曲げ応力の平均曲げ応力を、素子強度として採用した（単位は、ＭＰａ）。

消費電力は、ヒータ素子の最高表面温度が摂氏１２００度に維持されるように通電した場合の消費電力である（単位は、Ｗ）。消費電力が小さいことが好ましい。

急速昇温速度は、ヒータ素子に１１Ｖの電圧を印加した場合に、ヒータ素子の先端の温度が常温から摂氏１０００度に到達するまでの時間である（単位は秒）。急速昇温速度が速いことが好ましい。

連続通電耐久性は、以下のように評価された。すなわち、ヒータ素子の最高表面温度が所定温度になるようにヒータ素子に電圧を印加し、その温度を維持するように、１２００時間の連続通電を行った。所定温度としては、摂氏１２５０度と摂氏１３００度との２つの温度が、試験された。そして、連続通電の前と後とにヒータ素子の電気抵抗値を測定し、連続通電による電気抵抗値の変化量を算出した。また、電気抵抗値の測定後、ヒータ素子を、中心軸ＣＬ（図１（Ｂ））を含む平面で切断し、断面を鏡面研磨し、鏡面研磨された断面を電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）によって分析することによって、抵抗体２２０の近傍におけるヒータ素子の成分の移動（マイグレーション）が生じたか否かを確認した。通電時には、２つのリード部２２１、２２２（図１（Ｂ））の間の電位差に起因して、２つのリード部２２１、２２２の間で、ヒータ素子の成分（例えば、希土類元素やアルミニウム等の焼結助剤の成分）が移動し得る。このような移動が生じると、ヒータ素子内の成分の分布が偏るので、ヒータ素子の強度が低下し得る。

連続通電耐久性のＡ評価は、電気抵抗値の増大量が１０％未満であり、かつ、マイグレーションが観察されなかったことを示している。Ｂ評価は、電気抵抗値の増大量が１０％未満であり、かつ、マイグレーションが観察されたことを示している。Ｃ評価は、電気抵抗値の増大量が１０％以上であり、かつ、マイグレーションが観察されたことを示している。

オンオフ耐久性は、以下に説明する加熱と冷却とのサイクルを繰り返すことによって、評価された。１回のサイクルでは、ヒータ素子の最高表面温度が１．８秒で摂氏１０００度に達するようにヒータ素子に電圧を印加し、その電圧を維持しつつ最高表面温度が摂氏１２５０度になるまで電圧印加を継続し、その後、電圧印加を止めて、３０秒間、ファンを用いて風冷を行った。そして、ヒータ素子の抵抗値が試験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。Ａ評価は、サイクル数が１０万以上であることを示し、Ｂ評価は、サイクル数が２万以上１０万未満であることを示し、Ｃ評価は、サイクル数が５百以上２万未満であることを示している。なお、Ｄ評価は、５００サイクル未満で抵抗体２２０が断線したことを示している。表１、表２の３１種類のサンプルのオンオフ耐久性は、いずれも、Ｃ評価以上であった。

Ｂ２．粒界相中の結晶相：
表１、表２の１番から２９番のサンプルは、基体２１０の粒界相中にＲＥ_３Ａｌ_５Ｏ_１２の結晶相が形成されたサンプルを示している。本評価試験では、ＲＥは、Ｙｂ、Ｙ、Ｅｒのいずれかであった。後述するように、より一般的には、元素ＲＥとしては、周期律表第３族元素のうちの１種以上を採用可能である（以下、同様）。これらのサンプルの摂氏１３００度の連続通電耐久性の評価結果は、Ｂ評価以上であった。また、３０番と３１番とは、基体２１０の粒界相中にＲＥ_３Ａｌ_５Ｏ_１２の結晶相が形成されなかったサンプルを示している。これらのサンプルは、降温速度を速くすることによって、製造された。これらのサンプルでは、摂氏１３００度の連続通電耐久性の評価結果が、Ｃ評価であった。このように、基体２１０の粒界相中にＲＥ_３Ａｌ_５Ｏ_１２の結晶相を形成することによって、連続通電耐久性を向上できた。

Ｂ３．降温速度と熱処理：
表１、表２の１２番の降温速度は、摂氏１０００度／時であった。１１番と１３番との降温速度は、摂氏６０度／時であった。１番から２９番のうちの１１番、１２番、１３番以外のサンプルの降温速度は、摂氏６００度／時であった。

降温速度が比較的遅いサンプル（すなわち、１番から２９番のうちの１２番以外のサンプル）に関しては、焼成後の熱処理を行わなくても、基体２１０の粒界相中にＲＥ_３Ａｌ_５Ｏ_１２の結晶相が形成された。これらのサンプルは、５２０ＭＰａ以上の素子強度を実現可能であり、また、Ｂ評価以上の連続通電耐久性を実現可能であった。

降温速度が比較的速い１２番に関しては、焼成後の熱処理を行うことによって、基体２１０の粒界相中にＲＥ_３Ａｌ_５Ｏ_１２の結晶相が形成された。このような１２番の素子強度は、７５０ＭＰａであり、降温速度が遅いサンプル（例えば、３番から５番）と比べても遜色なかった。また、１２番の連続通電耐久性については、摂氏１２５０度と摂氏１３００度との双方の評価結果が、Ａ評価であった。また、オンオフ耐久性についても、Ａ評価であった。

このように、基体２１０の粒界相中にＲＥ_３Ａｌ_５Ｏ_１２の結晶相を形成する方法に拘わらず、基体２１０の粒界相中にＲＥ_３Ａｌ_５Ｏ_１２の結晶相が形成されることによって、ヒータ素子の耐久性（具体的には、素子強度と連続通電耐久性とオンオフ耐久性）を向上できた。なお、粒界相中にＲＥ_３Ａｌ_５Ｏ_１２の結晶相を形成する方法としては、種々の方法を採用可能である。例えば、１番から２９番のうちの１２番以外のサンプルが示すように、降温速度を遅くする方法を採用可能である。降温速度としては、例えば、摂氏６０度／時以上、摂氏６００度／時以下の速度を採用可能である。また、１２番のサンプルが示すように、焼成後に熱処理を行う方法を採用可能である。熱処理を行う場合には、速い降温速度を採用可能である（例えば、摂氏６００度／時を超え、摂氏１０００度／時以下の速度）。

熱処理としては、所定の温度に加熱した状態を、所定の継続時間に亘って継続する処理を採用可能である。熱処理の条件（例えば、温度と継続時間）は、基体２１０の粒界相に含まれる成分の組成に合わせて決定可能である。熱処理の温度としては、例えば、摂氏１０００度以上、摂氏１４００度以下の温度を採用可能である。また、継続時間としては、例えば、２時間以上、２０時間以下の時間を採用可能である。

なお、基体２１０の粒界相に含まれる成分の組成に拘わらず、遅い降温速度を採用する、または、焼成後の熱処理を行うことによって、粒界相中に結晶相を形成できると推定される。従って、基体２１０に含まれる希土類元素としては、種々の希土類元素を採用可能と推定される。同様に、基体２１０に含まれる追加化合物としても、表１に示す化合物に限らず、種々の化合物を採用可能と推定される。

Ｂ４．ヒータ素子４０に含まれる希土類元素：
表１に示すように、基体２１０の粒界相に含まれるＲＥ_３Ａｌ_５Ｏ_１２の結晶相の元素ＲＥは、以下の通りであった。すなわち、６番の元素ＲＥは、イットリウム（Ｙ）であり、７番の元素ＲＥは、エルビウム（Ｅｒ）であり、１番から２９番のうち６番と７番とを除いた残りのサンプルの元素ＲＥは、イッテルビウム（Ｙｂ）であった。

イッテルビウムを含むサンプルは、５２０ＭＰａ以上の素子強度を実現可能であり、Ｂ評価以上の連続通電耐久性を実現可能であった。また、６番（Ｙ）と７番（Ｅｒ）の素子強度は、それぞれ、７９０ＭＰａ、８２０ＭＰａであり、イッテルビウム（Ｙｂ）を含むサンプルと比べても遜色なかった。また、６番の連続通電耐久性については、摂氏１２５０度の評価結果は、Ａ評価であり、摂氏１３００度の評価結果は、Ｂ評価であった。また、７番の連続通電耐久性については、摂氏１２５０度と摂氏１３００度との双方の評価結果が、Ａ評価であった。また、オンオフ耐久性については、６番と７番との両方の評価結果が、Ａ評価であった。

このように、イットリウム（Ｙ）と、エルビウム（Ｅｒ）と、イッテルビウム（Ｙｂ）とは、それぞれ、良好な耐久性を実現できた。また、消費電力と急速昇温速度とのそれぞれに関しても、イットリウム（Ｙ）と、エルビウム（Ｅｒ）と、イッテルビウム（Ｙｂ）とは、それぞれ、同程度の性能を実現できた。連続通電耐久性の観点から、Ｙｂ、Ｅｒがより好ましい。

以上のように、基体２１０（特に、基体２１０の粒界相）に含まれる希土類元素としては、イッテルビウム（Ｙｂ）と、イットリウム（Ｙ）と、エルビウム（Ｅｒ）とから選択された元素を採用可能である。一般的には、複数の希土類元素の間では、化学的性質が互いに類似している。従って、これら３種類の希土類元素に限らず、他の希土類元素も、採用可能であると推定される。より一般的には、基体２１０の粒界相に含まれる結晶相の組成としては、ＲＥ_３Ａｌ_５Ｏ_１２（ＲＥは、周期律表第３族元素のうちの１種以上）で表される種々の組成を採用可能である。なお、周期律表第３族元素（すなわち、希土類元素）としては、スカンジウム（Ｓｃ）とイットリウム（Ｙ）に加えて、ランタノイドに含まれる種々の元素、より具体的には、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕを採用可能である。

同様に、抵抗体２２０の粒界相に含まれる希土類元素としては、周期律表第３族元素のうちの１種以上の種々の元素を採用可能である。なお、基体２１０と抵抗体２２０との間の焼成時の挙動の差を小さくするためには、基体２１０に含まれる希土類元素（第１希土類元素と呼ぶ）が、抵抗体２２０に含まれる希土類元素（第２希土類元素と呼ぶ）と同じであることが、好ましい。ただし、基体２１０の第１希土類元素が、抵抗体２２０の第２希土類元素と異なっていてもよい。

Ｂ５．基体２１０に含まれる追加化合物：
表１、表２の１３番のサンプルは、追加化合物が省略されたサンプルである。１３番に関しては、素子強度は、５８０ＭＰａであり、連続通電耐久性は、摂氏１２５０度と摂氏１３００度とのそれぞれでＡ評価であり、オンオフ耐久性は、Ｃ評価であった。

１番から１２番と２８番との追加化合物は、タングステン（Ｗ）の珪化物である。これらのサンプルは、１３番と比べて良好な素子強度とオンオフ耐久性とを実現可能であり、Ｂ評価以上の連続通電耐久性を実現可能であった。また、１４番から２７番と２９番との追加化合物は、タングステン（Ｗ）の珪化物とは異なる種々の化合物である。これらのサンプルも、１３番と比べて良好な素子強度とオンオフ耐久性とを実現可能であり、Ｂ評価以上の連続通電耐久性を実現可能であった。

このように、追加化合物を用いることによって、素子強度とオンオフ耐久性とを向上できた。この理由は、追加化合物によって、結晶化が容易になるとともに、粒界相を強化することができるからだと、推定される。また、消費電力と急速昇温速度とのそれぞれに関しても、追加化合物の組成に拘わらずに、同程度の性能を実現できた。このように、基体２１０に含まれる追加化合物としては、表１に示す種々の化合物を採用可能である。いずれの場合も、基体２１０および抵抗体２２０に含まれる希土類元素としては、種々の希土類元素を採用可能と推定される。

Ｂ６．基体２１０に含まれる追加化合物の平均粒子径：
表１、表２の１番、９番から１１番の４種類のサンプルの間では、基体２１０に含まれる追加化合物（ここでは、タングステン（Ｗ）の珪化物）の平均粒子径が異なっている。１１番の降温速度は、大きな平均粒子径を実現するために、他のサンプルの降温速度よりも遅い値に設定されている。これらのサンプルの間で、他の構成は、同じである。

表１、表２に示すように、素子強度は、平均粒子径が小さいほど、良好であった。また、オンオフ耐久性は、平均粒子径が小さいほど、良好であった。この理由は、追加化合物の細かい粒子が分散されることによって、結晶化がより容易になるとともに、粒界相をより強化できるからだと、推定される。なお、Ｃ評価以上のオンオフ耐久性の評価結果を実現可能な平均粒子径は、０．３、１、３、５（μｍ）であった。これらの値から任意に選択された値を、平均粒子径の好ましい範囲の上限として採用可能である。例えば、平均粒子径としては、５μｍ以下の値を採用可能である。また、Ｂ評価以上のオンオフ耐久性の評価結果を実現可能な平均粒子径は、０．３、１、３（μｍ）であった。これらの値から任意に選択された値を、平均粒子径の好ましい範囲の上限として採用可能である。例えば、平均粒子径としては、３μｍ以下の値を採用可能であり、また、１μｍ以下の値を採用可能である。

また、平均粒子径に拘わらず、基体２１０に含まれる追加化合物の含有率がゼロｖｏｌ％よりも大きい場合には、含有率がゼロｖｏｌ％である場合と比べて、粒界相中の結晶相の形成が容易になると推定される。従って、平均粒子径としては、ゼロμｍよりも大きな種々の値を採用可能と推定される。また、平均粒子径の好ましい範囲の下限としては、上記の３つの値（０．３、１、３（μｍ））のうちの上限以下の任意の値を採用可能である。例えば、平均粒子径としては、０．３μｍ以上の値を採用可能である。

追加化合物がタングステン（Ｗ）の珪化物とは異なるサンプル（１４番から２７番と２９番）については、平均粒子径は、追加化合物毎に異なっており、０．３μｍ以上、０．９μｍ以下の範囲内であった。これらの平均粒子径は、平均粒子径の上記の好ましい範囲内であった。従って、平均粒子径の上記の好ましい範囲は、種々の追加化合物に適用可能と推定される。

また、消費電力と急速昇温速度とのそれぞれに関しては、平均粒子径に拘わらずに、同程度の性能を実現できた。また、基体２１０および抵抗体２２０に含まれる希土類元素としては、種々の希土類元素を採用可能と推定される。

Ｂ７．基体２１０に含まれる追加化合物の含有率：
表１、表２の８番の基体２１０に含まれる追加化合物（ここでは、タングステン（Ｗ）の珪化物）の含有率は、５ｖｏｌ％であり、１番から５番のサンプルの含有率（１ｖｏｌ％）よりも、大きかった。また、１３番のサンプルの追加化合物の含有率は、ゼロｖｏｌ％であった。１３番のサンプルでは、粒界相中に結晶相を形成するために、降温速度を遅くし（摂氏６０度／時）、さらに、焼成後の熱処理を行った。

８番の素子強度は、６９０ＭＰａであり、３番から５番と比較しても遜色なかった。また、８番の連続通電耐久性については、摂氏１２５０度と摂氏１３００度とのそれぞれの評価結果が、Ａ評価であった。また、８番のオンオフ耐久性の評価結果は、Ｂ評価であった。このように、化合物の含有率が５ｖｏｌ％である場合にも、含有率が１ｖｏｌ％である１番から５番と同様に、良好な耐久性を実現できた。

１３番の素子強度は、５８０ＭＰａであり、５番と同程度の強度を実現できた。また、１３番の連続通電耐久性については、摂氏１２５０度と摂氏１３００度とのそれぞれの評価結果が、Ａ評価であった。また、１３番のオンオフ耐久性の評価結果は、Ｃ評価であった。このように、追加化合物の含有率がゼロｖｏｌ％である場合にも、粒界相中に結晶相を形成することによって、含有率が１ｖｏｌ％である１番から５番と同様に、良好な耐久性を実現できた。

このように、追加化合物の含有率が、ゼロ、１、５（ｖｏｌ％）のそれぞれの場合に、良好な耐久性（具体的には、素子強度と連続通電耐久性とオンオフ耐久性）と実用性とを実現できた。従って、これらの値を含む範囲を、追加化合物の含有率の好ましい範囲として採用可能である。追加化合物の含有率が８ｖｏｌ％を超えると、ヒータ素子の強度が低下する。従って、追加化合物の含有率としては、８ｖｏｌ％以下の値を採用することが好ましい。また、評価された３つの値（ゼロ、１、５（ｖｏｌ％））から任意に選択された値を、含有率の好ましい範囲の上限として採用可能である。例えば、含有率としては、５ｖｏｌ％以下の値を採用可能である。

また、評価された３つの値（ゼロ、１、５（ｖｏｌ％））のうちの上限以下の任意の値を、下限として採用可能である。例えば、追加化合物の含有率としては、ゼロｖｏｌ％以上の値を採用可能である。すなわち、追加化合物が省略されてもよい。ただし、含有率が０．１ｖｏｌ％未満である場合には、粒界相中に結晶相を形成させる効果が弱くなり、さらに、基体２１０の熱膨張係数を抵抗体２２０の熱膨張係数に近づけることが難しくなる。従って、追加化合物の含有率としては、０．１ｖｏｌ％以上の値を採用することが好ましい。また、含有率として、１ｖｏｌ％以上の値を採用してもよい。

また、消費電力と急速昇温速度とのそれぞれに関しては、追加化合物の含有率に拘わらずに、同程度の性能を実現できた。また、基体２１０および抵抗体２２０に含まれる希土類元素としては、種々の希土類元素を採用可能と推定される。

Ｂ８．抵抗体２２０の導電性化合物：
表１の１番から２７番の導電性化合物は、ＷＣであった。また、２８番の導電性化合物は、ＷＳｉ_２であり、２９番の導電性化合物は、ＭｏＳｉ_２であった。

ＷＣを含むサンプル（１番から２７番）は、５２０ＭＰａ以上の素子強度を実現可能であり、Ｂ評価以上の連続通電耐久性を実現可能であった。また、２８番（ＷＳｉ_２）と２９番（ＭｏＳｉ_２）の素子強度は、それぞれ、７７０ＭＰａ、７６０ＭＰａであり、ＷＣを含むサンプルと比べても遜色無かった。また、２８番と２９番のそれぞれの連続通電耐久性は、摂氏１２４０度と摂氏１３００度とのそれぞれで、良好なＡ評価であった。また、２８番と２９番とのそれぞれのオンオフ耐久性は、Ｄ評価よりも良好なＣ評価であった。また、消費電力と急速昇温速度とのそれぞれに関しても、２８番と２９番は、ＷＣを含むサンプル（１番から２７番）と同程度の性能を実現できた。このように、導電性化合物としては、ＷＣに限らず、ＷＳｉ_２またはＭｏＳｉ_２を採用可能である。また、これらの導電性化合物に限らず、他の種々の導電性化合物を採用可能と推定される。

なお、ＷＣを採用する一部のサンプル（例えば、１番から４番）は、２８番と２９番よりも良好なオンオフ耐久性を実現できた。この理由は、ＷＣの熱膨張率が、ＷＳｉ_２とＭｏＳｉ_２の熱膨張率よりも、小さいからだと推定される。導電性化合物の熱膨張率が小さい場合、基体２１０と抵抗体２２０との間の熱膨張率の差が小さくなるので、オンオフ耐久性が向上し得る。

Ｂ９．基体２１０のα率：
表１の１番から５番の５種類のサンプルの間では、基体２１０のα率が互いに異なっており、他の構成は、おおよそ同じである。例えば、基体２１０の粒界相に含まれる追加化合物は、タングステンの珪化物（例えば、ＷＳｉ_２）であり、その含有率は、１ｖｏｌ％であり、その平均粒子径は、０．３μｍであった。また、基体２１０のα−サイアロンの相に含まれる希土類元素は、イッテルビウム（Ｙｂ）であり、基体２１０の粒界相中の結晶相の組成は、Ｙｂを含む組成であった。また、抵抗体２２０の導電性化合物は、炭化タングステン（ＷＣ）であり、含有率は、２５〜２８ｖｏｌ％であった。そして、抵抗体２２０の粒界相に含まれる希土類元素は、Ｙｂであった。

表１、表２に示すように、素子強度は、α率が低いほど、良好であった。また、オンオフ耐久性は、α率が低いほど、良好であった。この理由は、α率が低いほど、基体２１０の緻密性、すなわち、密度が高くなるからだと推定される。なお、Ｃ評価以上のオンオフ耐久性の評価結果が得られた基体２１０のα率は、ゼロ、１５、２５、５０、５５（％）であった。これらの値から任意に選択された値を、α率の好ましい範囲の上限として採用可能である。例えば、α率としては、５５％以下の値を採用可能である。また、Ｂ評価以上のオンオフ耐久性の評価結果が得られた基体２１０のα率は、ゼロ、１５、２５、５０（％）であった。これらの値から任意に選択された値を、α率の好ましい範囲の上限として採用可能である。例えば、α率としては、５０％以下の値を採用可能である。

連続通電耐久性は、α率がゼロ％よりも大きい場合に（１番、３番〜５番）、α率がゼロ％である場合（２番）と比べて、良好であった（特に、摂氏１３００度）。この理由は、α率がゼロ％である場合には、α率がゼロ％よりも高い場合と比べて、粒界相が多いので、高温（ここでは、摂氏１３００度）での耐酸化性が低下するからだと推定される。なお、摂氏１３００度の評価試験でＡ評価が得られたα率は、１５、２５、５０、５５（％）であった。これらの値から任意に選択された値を、α率の好ましい範囲の下限として採用可能である。例えば、α率としては、１５％以上の値を採用可能である。なお、摂氏１２００度の評価試験では、α率がゼロ％である２番のサンプル含む１番から５番の全ての評価結果が、Ａ評価であった。従って、α率としては、ゼロ％以上の種々の値を採用可能である。すなわち、基体２１０に含まれるサイアロンの相としては、β−サイアロンと、α−サイアロンとβ−サイアロンとの混相サイアロンと、の少なくとも一方を採用可能である。

同様に、抵抗体２２０に含まれるサイアロンの相としても、β−サイアロンと、α−サイアロンとβ−サイアロンとの混相サイアロンと、の少なくとも一方を採用可能と、推定される。

Ｃ．変形例：
（１）基体２１０（特に、粒界相）に含まれる追加化合物としては、表１に示す化合物に限らず、種々の化合物を採用可能である。例えば、基体２１０の粒界相は、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｆｅから選ばれる少なくとも１種の窒化物、炭化物、珪化物、酸化物と、ＳｉＣと、から選ばれる少なくとも１種の化合物を、含んでも良い。いずれの化合物を採用する場合も、平均粒子径としては、上記の好ましい範囲（例えば、ゼロμｍを超え、３μｍ以下）を採用可能と推定される。また、いずれの化合物を採用する場合も、化合物の含有率としては、上述の好ましい範囲（例えば、０．１ｖｏｌ％以上、８ｖｏｌ％以下）の値を採用可能と推定される。このような化合物の組成は、化合物の結晶粒子に対するＸ線回折もしくは透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて特定可能である。

（２）基体２１０と抵抗体２２０とのそれぞれの構成としては、評価試験で用いられたサンプルの構成に限らず、種々の構成を採用可能である。例えば、抵抗体２２０のα率がゼロよりも大きくてもよい。抵抗体２２０のα率の好ましい範囲としては、基体２１０のα率の上記の好ましい範囲と同じ範囲を採用可能である。また、基体２１０のＺ値と抵抗体２２０のＺ値とのそれぞれとしては、サンプルのＺ値とは異なる値を採用可能である。基体２１０のＺ値としては、例えば、ゼロよりも大きく、１以下の値を採用可能である。抵抗体２２０のＺ値としても、例えば、ゼロよりも大きく、１以下の値を採用可能である。

また、抵抗体２２０に含まれる導電性化合物としては、ＷＣとＭｏＳｉ_２とＷＳｉ_２とに限らず、種々の導電性化合物を採用可能である。例えば、Ｍｏの珪化物と、Ｍｏの窒化物と、Ｍｏの炭化物と、Ｗの珪化物と、Ｗの窒化物と、Ｗの炭化物と、のうちの少なくとも１つを採用可能である。また、抵抗体２２０の導電性化合物の含有率としては、評価試験で用いられたサンプルの含有率に限らず、他の種々の値を採用可能である。また、抵抗体２２０の材料としては、金属材料を用いてもよい。例えば、発熱部２２３の材料として導電性セラミックスを用い、リード部２２１、２２２の材料としてタングステン（Ｗ）線を用いてもよい。

いずれの場合も、基体２１０の粒界相が、ＲＥ_３Ａｌ_５Ｏ_１２（ＲＥは、周期律表第３族元素のうちの１種以上）の結晶相を含む場合に、基体２１０、ひいては、ヒータ素子４０の耐久性を向上できると推定される。

以上、実施形態、変形例に基づき本発明について説明してきたが、上記した発明の実施の形態は、本発明の理解を容易にするためのものであり、本発明を限定するものではない。本発明は、その趣旨並びに特許請求の範囲を逸脱することなく、変更、改良され得ると共に、本発明にはその等価物が含まれる。

１０...グロープラグ、２０...主体金具、２０ｘ...貫通孔、２２...雄ネジ部、２８...工具係合部、３０...中軸、３１...先端部、３９...後端部、４０...セラミックヒータ素子（ヒータ素子）、４０ｕ...成形体、４１...先端部、４９...後端部、５０...Ｏリング、５０...部材、６０...絶縁部材、６２...筒状部、６８...フランジ部、７０...金属外筒（外筒）、７０ｘ...貫通孔、８０...端子部材、９０...接続部材、２１０...基体、２１１ｒ...凹部、２１１ｕ...第１部分、２１２ｕ...第２部分、２２０...抵抗体、２２０ｕ...未焼成抵抗体、２２１、２２１ｕ...第１リード部、２２２、２２２ｕ...第２リード部、２２３、２２３ｕ...発熱部、２２４...サポート部、２８１、２８１ｕ...第１電極取出部、２８２、２８２ｕ...第２電極取出部、４９０...セラミックヒータ、ＯＰａ、ＯＰｂ...開口、Ｄ１...第１方向（先端方向）、Ｄ１ｒ...後端方向、Ｄ２...第２方向、Ｄ３...第３方向、ＣＬ...中心軸（軸線）

Claims (5)

1. 通電によって発熱する発熱抵抗体と、前記発熱抵抗体を埋設する絶縁基体と、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、
   α−サイアロンとβ−サイアロンとの混相サイアロンと、
   ＲＥ_３Ａｌ_５Ｏ_１２（ＲＥは、ＥｒとＹｂのうちの１種以上）で表される結晶相を含む粒界相と、を含むセラミックヒータ素子。
   
2. 請求項１に記載のセラミックヒータ素子であって、
   Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｆｅから選ばれる少なくとも１種の窒化物、炭化物、珪化物、酸化物と、ＳｉＣと、から選ばれる少なくとも１種の化合物を含む、セラミックヒータ素子。
3. 請求項２に記載のセラミックヒータ素子であって、
   前記化合物の平均粒子径は、３μｍ以下である、セラミックヒータ素子。
4. 請求項１から３のいずれか１項に記載のセラミックヒータ素子と、
   前記セラミックヒータ素子の先端部が露出した状態で前記セラミックヒータ素子を保持する金属外筒と、
   を有するセラミックヒータ。
5. 請求項４に記載のセラミックヒータと、
   前記セラミックヒータの後端部を収容する筒状の主体金具と、
   を有するグロープラグ。

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