JP2009037750A - 内燃機関用のスパークプラグ - Google Patents

Abstract

【課題】耐リン性に優れた長寿命の内燃機関用のスパークプラグを提供すること。
【解決手段】互いの間に火花放電ギャップ１１を設けた中心電極２と接地電極３とを有する内燃機関用のスパークプラグ１。中心電極２及び接地電極３の少なくとも一方には、貴金属チップ２１が接合されている。貴金属チップ２１は、ＰｔとＲｈとの合金に、下記のＡ群元素０．１〜５重量％と、Ｂ群元素０．１〜３重量％と、Ｃ群元素０．３〜３重量％と、Ａｌ０．０１〜１重量％との少なくとも一種を含有してなる。Ａ群元素は、Ｃｒ、Ｔａ、Ｒｅからなり、Ｂ群元素は、Ｍｎ、Ｃｏからなり、Ｃ群元素は、Ａｕ、Ｐｄからなる。Ｒｈの含有量は１０〜４０重量％であり、残部がＰｔである。
【選択図】図１

Description

本発明は、自動車、コージェネレーション、ガス圧送用ポンプ等に使用する内燃機関用のスパークプラグに関する。

従来より、自動車等の内燃機関の着火手段として用いられる内燃機関用のスパークプラグがある。
該スパークプラグは、中心電極と接地電極とを有し、その間に火花放電ギャップを設けている。この火花放電ギャップにおける火花放電によって、混合気体に着火する。
そして、火花放電ギャップにおける飛火性、着火性、耐久性等を向上させるべく、中心電極及び接地電極の互いの対向面に、それぞれ貴金属チップを配設してなるスパークプラグがある（特許文献１）。
上記貴金属チップとしては、Ｉｒ（イリジウム）やＰｔ（白金）が使用されている。

しかしながら、近年、内燃機関の高性能化により、燃焼室の温度が高くなる傾向にあり、貴金属チップの耐消耗性をより向上させる必要が生じている。
そこで、貴金属チップの耐消耗性を向上させるために、Ｐｔ−Ｒｈ合金、Ｐｔ−Ｉｒ合金を貴金属チップとして用いることが提案されてきた（特許文献２）。特に、Ｐｔ−Ｒｈ合金は、耐酸化揮発性、耐酸化性の双方に優れている。

しかしながら、燃料中に含まれる軽元素、特にＰ（リン）によって、貴金属チップが腐食するという問題がある。これにより、長期の使用において、貴金属チップの耐久性が不充分となり、スパークプラグの長寿命化の妨げとなるおそれがある。

特開２００３−３１７８９６号公報 特開平１０−０４１０４８号公報

本発明は、かかる従来の問題点に鑑みてなされたもので、耐リン性に優れた長寿命の内燃機関用のスパークプラグを提供しようとするものである。

本発明は、互いの間に火花放電ギャップを設けた中心電極と接地電極とを有する内燃機関用のスパークプラグにおいて、
上記中心電極及び上記接地電極の少なくとも一方には、貴金属チップが接合されており、
該貴金属チップは、ＰｔとＲｈとの合金に、下記のＡ群元素０．１〜５重量％と、Ｂ群元素０．１〜３重量％と、Ｃ群元素０．３〜３重量％と、Ａｌ０．０１〜１重量％との少なくとも一種を含有してなり、
上記Ａ群元素は、Ｃｒ、Ｔａ、Ｒｅからなり、
上記Ｂ群元素は、Ｍｎ、Ｃｏからなり、
上記Ｃ群元素は、Ａｕ、Ｐｄからなり、
また、上記Ｒｈの含有量は１０〜４０重量％であり、残部がＰｔであることを特徴とする内燃機関用のスパークプラグにある（請求項１）。

次に、本発明の作用効果につき説明する。
上記スパークプラグにおける貴金属チップは、ＰｔとＲｈとの合金からなるため、耐火花消耗性及び耐酸化性に優れている。
ところが、上述したごとく、Ｐｔ−Ｒｈ合金を用いた貴金属チップであっても、長期間の使用によって、燃料に含まれるリンにより腐食するという問題がある。かかる課題を解決するために、本発明者らは鋭意研究した結果、Ｐｔ−Ｒｈ合金に、上記のＡ群元素、Ｂ群元素、Ｃ群元素、Ａｌの少なくとも一種を、上記の含有量条件の下に添加することにより、リンに対する耐食性を向上させることができることを見出した。

すなわち、本発明のスパークプラグにおける上記貴金属チップは、ＰｔとＲｈとの合金に、上記Ａ群元素０．１〜５重量％と、上記Ｂ群元素０．１〜３重量％と、上記Ｃ群元素０．３〜３重量％と、Ａｌ０．０１〜１重量％との少なくとも一種を含有してなる。これにより、上記貴金属チップの耐リン性を向上させることができ、耐リン性に優れた長寿命の内燃機関用のスパークプラグを得ることができる。

以上のごとく、本発明によれば、耐リン性に優れた長寿命の内燃機関用のスパークプラグを提供することができる。

本発明（請求項１）において、上記内燃機関用のスパークプラグは、例えば、自動車、コージェネレーション、ガス圧送用ポンプ等における内燃機関の着火手段として用いることができる。

上記Ａ群元素の添加量が０．１重量％未満の場合には、充分な耐リン性を得ることが困難となるおそれがある。一方、上記Ａ群元素の添加量が５重量％を超える場合には、高温雰囲気に曝されたときの耐酸化揮発性を充分に得ることが困難となるおそれがある。
上記Ｂ群元素の添加量が０．１重量％未満の場合には、充分な耐リン性を得ることが困難となるおそれがある。一方、上記Ｂ群元素の添加量が３重量％を超える場合には、高温雰囲気に曝されたときの耐酸化揮発性を充分に得ることが困難となると共に、合金が脆くなり貴金属チップの加工性が低下するおそれがある。

上記Ｃ群元素の添加量が０．３重量％未満の場合には、充分な耐リン性を得ることが困難となるおそれがある。一方、上記Ｃ群元素の添加量が３重量％を超える場合には、高温雰囲気に曝されたときの耐酸化揮発性を充分に得ることが困難となるおそれがある。
また、Ａｌの添加量が０．０１重量％未満の場合には、充分な耐リン性を得ることが困難となるおそれがある。一方、上記Ａｌの添加量が１重量％を超える場合には、合金の融点が低下し、貴金属チップの耐火花消耗性が低下するおそれがある。

また、Ｒｈの含有量が１０重量％未満の場合には、充分な耐リン性を得ることが困難となる。一方、Ｒｈの含有量が４０重量％を超えると、合金が脆くなり、貴金属チップの加工性が低下するおそれがある。
なお、上記貴金属チップには、上記の元素以外の元素が不可避的不純物として混入することもある。

また、上記貴金属チップは、上記Ａ群元素を０．１〜５重量％含有してなることが好ましい（請求項２）。
この場合には、特に耐鉛性にも優れた内燃機関用のスパークプラグを得ることができる。すなわち、燃料中には鉛（Ｐｂ）が含有されることもあり、この鉛による貴金属チップの腐食が懸念されることもある。そこで、上記貴金属チップは、ＰｔとＲｈとの合金に、Ａ群元素すなわちＣｒ、Ｔａ、Ｒｅのいずれか一種以上を含有することにより、耐リン性に優れると共に、耐鉛性にも優れる。

（実施例１）
本発明の実施例にかかる内燃機関用のスパークプラグにつき、図１、図２を用いて説明する。
本例のスパークプラグ１は、互いの間に火花放電ギャップ１１を設けた中心電極２と接地電極３とを有する。
中心電極２及び接地電極３には、それぞれ貴金属チップ２１、３１が接合されている。

貴金属チップ２１、３１は、ＰｔとＲｈとの合金に、下記のＡ群元素０．１〜５重量％と、Ｂ群元素０．１〜３重量％と、Ｃ群元素０．３〜３重量％と、Ａｌ０．０１〜１重量％との少なくとも一種を含有してなる。
上記Ａ群元素は、Ｃｒ、Ｔａ、Ｒｅからなり、上記Ｂ群元素は、Ｍｎ、Ｃｏからなり、上記Ｃ群元素は、Ａｕ、Ｐｄからなる。
また、貴金属チップ２１、３１における、Ｒｈの含有量は１０〜４０重量％であり、残部がＰｔである。

上記スパークプラグ１は、図１に示すごとく、絶縁碍子５と中心電極２と取付金具４と接地電極３とからなる。
上記絶縁碍子５は中心貫通孔５１を有し、中心電極２は、絶縁碍子５の先端から突出する状態で中心貫通孔５１に保持されている。また、取付金具４は、その内側に絶縁碍子５を保持すると共に、その外周に、内燃機関の燃焼室にスパークプラグ１を取り付けるための取付け用ネジ部４２が形成されている。接地電極３は、取付金具４に固定されると共に中心電極２との間に火花放電ギャップ１１を形成する。

上記中心電極２は、中心電極母材２０の先端面に貴金属チップ２１を溶接してなる。一方、上記接地電極２は、接地電極母材３０における中心電極２との対向面に貴金属チップ３１を溶接してなる。また、貴金属チップ２１、３１は、それぞれ略円柱形を有している。中心電極２の貴金属チップ２１の直径は０．３〜１．１ｍｍ、軸方向長さは０．２〜１．０ｍｍである。接地電極３の貴金属チップ３１の直径は０．４〜１．２ｍｍ、軸方向長さは０．２〜１．０ｍｍである。
また、中心電極母材２０及び接地電極母材３０はＮｉ（ニッケル）合金からなる。

次に、本例の作用効果につき説明する。
上記スパークプラグ１における貴金属チップ２１、３１は、ＰｔとＲｈとの合金からなるため、耐火花消耗性及び耐酸化性に優れている。
そして、上記貴金属チップ２１、３１は、ＰｔとＲｈとの合金に、上記Ａ群元素０．１〜５重量％と、上記Ｂ群元素０．１〜３重量％と、上記Ｃ群元素０．３〜３重量％と、Ａｌ０．０１〜１重量％との少なくとも一種を含有してなる。これにより、貴金属チップ２１、３１の耐リン性を向上させることができ、耐リン性に優れた長寿命の内燃機関用のスパークプラグを得ることができる。

また、特に、貴金属チップ２１、３１を、ＰｔとＲｈとの合金に、Ａ群元素すなわちＣｒ、Ｔａ、Ｒｅのいずれか一種以上を添加したものとすることにより、特に耐鉛性にも優れた内燃機関用のスパークプラグ１を得ることができる。すなわち、燃料中には鉛（Ｐｂ）が含有されることもあり、この鉛による貴金属チップ２１、３１の腐食が懸念されることもある。そこで、貴金属チップ２１、３１が、ＰｔとＲｈとの合金に、特にＡ群元素すなわちＣｒ、Ｔａ、Ｒｅのいずれか一種以上を含有することにより、耐リン性に優れると共に耐鉛性にも優れたスパークプラグを得ることができる。

以上のごとく、本例によれば、耐リン性に優れた長寿命の内燃機関用のスパークプラグを提供することができる。

（実施例２）
本例は、中心電極２の貴金属チップ２１が、主成分のＰｔ及びＲｈに、Ａ群元素０．１〜５重量％と、Ｂ群元素０．１〜３重量％と、Ｃ群元素０．３〜３重量％と、Ａｌ０．０１〜１重量％との少なくとも一種を含有してなり、接地電極３の貴金属チップ３１がＰｔ（白金）を主成分とした合金からなる例である。貴金属チップ３１におけるＰｔの含有量は５０重量％以上である。
その他は、実施例１と同様である。

本例の場合には、特に中心電極２の貴金属チップ２１の耐リン性を向上させることができる。また、接地電極３の貴金属チップ３１がＰｔを主成分としているため、接地電極３の貴金属チップ３１の耐酸化性を特に確保することができる。特に接地電極３の貴金属チップ３１は高温となりやすいため、Ｐｔを主成分として接地電極３の貴金属チップ３１の耐酸化性を確保することは有効である。
その他、実施例１と同様の作用効果を有する。

（実施例３）
本例は、接地電極３の貴金属チップ３１が、主成分のＰｔ及びＲｈに、Ａ群元素０．１〜５重量％と、Ｂ群元素０．１〜３重量％と、Ｃ群元素０．３〜３重量％と、Ａｌ０．０１〜１重量％との少なくとも一種を含有してなり、貴金属チップ２１がＩｒ又はＰｔを主成分とした合金からなる例である。貴金属チップ２１におけるＩｒ又はＰｔの含有量は５０重量％以上である。
その他は、実施例１と同様である。

本例の場合には、特に接地電極３の貴金属チップ３１の耐リン性を向上させることができる。
また、中心電極２の貴金属チップ２１がＩｒを主成分としている場合には、中心電極２の貴金属チップ２１の耐火花消耗性を特に確保することができる。そして、中心電極２の貴金属チップ２１がＰｔを主成分としている場合には、中心電極２の貴金属チップ２１の耐酸化性を特に確保することができる。
その他、実施例１と同様の作用効果を有する。

（実施例４）
本例は、図３に示すごとく、接地電極母材３０に貴金属チップ３１を埋め込んだ例である。
即ち、Ｎｉからなる接地電極母材３０における中心電極２との対向面に、貴金属からなる貴金属チップ３１を埋め込むことにより、接地電極３を構成してある。

そして、貴金属チップ２１及び貴金属チップ３１は、主成分のＰｔ及びＲｈに、Ａ群元素０．１〜５重量％と、Ｂ群元素０．１〜３重量％と、Ｃ群元素０．３〜３重量％と、Ａｌ０．０１〜１重量％との少なくとも一種を含有してなる。
その他は、実施例１と同様である。
本例の場合にも、実施例１と同様の作用効果を有する。

なお、本例のように貴金属チップ３１を接地電極母材３０に埋め込む構成においても、上記実施例２又は３のように、中心電極２の貴金属チップ２１と接地電極３の貴金属チップ３１とのいずれか一方を、上記のＰｔ−Ｒｈ合金とすることができる。

（実施例５）
本例は、図４に示すごとく、Ｎｉを主成分とする接地電極母材３０のみによって接地電極３を構成した例である。
即ち、接地電極３は、中心電極２との対向面も、貴金属チップを搭載することなく、Ｎｉを主成分とした接地電極母材３０によって構成してなる。

一方、中心電極２は、接地電極３との対向面に、貴金属チップ２１を配設してなる。そして、貴金属チップ２１は、主成分のＰｔ及びＲｈに、Ａ群元素０．１〜５重量％と、Ｂ群元素０．１〜３重量％と、Ｃ群元素０．３〜３重量％と、Ａｌ０．０１〜１重量％との少なくとも一種を含有してなる。
その他は、実施例１と同様である。
本例の場合にも、実施例１と同様の作用効果を得ることができる。

（実施例６）
本例は、表１、図５〜図１１に示すごとく、種々のＰｔ−Ｒｈ合金についての耐リン性等を評価した例である。
具体的には、表１に示すごとく、Ｐｔ−Ｒｈ合金に、各種の元素をそれぞれ添加して、本発明のスパークプラグにおける貴金属チップの組成の範囲に入る複数の合金の試料（試料１〜２３）を作製した。また、他の元素を添加しない上記Ｐｔ−Ｒｈ合金を比較試料（試料Ｒ１）として用意した。さらに、微量のＺｒ（ジルコニウム）を含有するＰｔを比較試料（試料Ｒ２）として用意した。また、Ｐｔ−Ｒｈ合金に種々の元素を添加した合金であって、本発明（請求項１）のスパークプラグにおける貴金属チップの組成の範囲に入らないものを、比較試料（試料Ｒ３〜Ｒ５）として作製し、Ｐｔ−Ｉｒ合金を試料Ｒ６として作製した。

各試料を作製するに当っては、まず、それぞれの組成の合金のインゴットを作製した。なお、インゴットの作製には、真空溶解炉やプラズマ溶解炉などを用いることができる。そして、一定の加工率となるよう圧延加工と熱処理を繰り返し行い、板厚０．５ｍｍの板状体に加工した。次いで、プレス加工によって所定の形状に打ち抜いて試験片とした。

そして、この試験片を用いて、耐リン腐食試験を行った。
試験方法は、試験片と赤リンを耐熱容器に密封し、不活性ガス中、８００℃にて１時間熱処理した。その後、金属顕微鏡によって試験片の断面を観察して、試験片における未反応層の厚さを測定した。そして、以下の式（１）によって定義される耐リン性を算出した。耐リン性は、数値が高いほど耐食性に優れていることを表す。
耐リン性（％）＝（未反応層の厚さ／試験片の断面厚さ）×１００ ・・・（１）

また、未反応層の厚さは、図５〜図８に示すような金属顕微鏡写真において、反応層と未反応層とを区別して、その未反応層の厚さｔ１を測定する。図５〜図８において、比較的濃い灰色部分が反応層であり、薄い灰色部分が未反応層である。なお、図５〜図７の右端に表れている灰色部分は試料固定用治具の一部である。
また、反応層と未反応層とを合せた試験片全体の厚さｔ０についても測定する。そして、上記の式（１）によって耐リン性を算出する。

試験結果を、表１に示す。同表における「組成」の「他」の欄に記載した元素記号の前の数値は、その元素の添加量（重量％）を示す。

同表における試料１〜２２は、本発明（請求項１）のスパークプラグの貴金属チップの組成範囲に入る合金であるが、これらはいずれも耐リン性が高い値を示しており、他の元素を添加しない上記Ｐｔ−Ｒｈ合金（試料Ｒ１）の耐リン性２５％に対して、大きく耐リン性が向上していることが分かる。

また、本発明の試料（試料１〜２３）の中で、Ｒｈの含有量２０重量％のＰｔ−Ｒｈ合金に対してそれぞれ１重量％の各種元素（Ｃｒ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ａｕ，Ｐｄ，Ｒｅ，Ｔａ，Ａｌ）を添加した試料（試料４、９、１２，１４，１５，１７，１９，２３）を抜き出して、その耐リン性を棒グラフにして表したのが、図９である。同図においては、比較として、試料Ｒ１の耐リン性も掲載した。また、同図において、横軸の下に、各試料の添加元素を記載した。
同図からも、本発明の範囲内において元素を添加したＰｔ−Ｒｈ合金は、これらが添加されていないＰｔ−Ｒｈ合金よりも、耐リン性が向上していることが確認できる。

また、表１にまとめた試験結果から、Ｒｈの含有量は２０重量％のＰｔ−Ｒｈ合金における、Ｃｒ，Ｒｅ，Ｃｏ，Ａｌの添加量と貴金属チップの耐リン性との関係を、曲線グラフにて表したのが、図１０である。同図において、◇にてプロットしたデータがＣｒ添加の試料についてのデータ、△にてプロットしたデータがＲｅ添加の試料についてのデータ、×にてプロットしたデータがＣｏ添加の試料についてのデータ、○にてプロットしたデータがＡｌ添加の試料についてのデータである。
図１０から分かるように、何れの添加元素の場合にも、添加量が１重量％程度までの間は、添加量が増えるほど耐リン性が向上し、それ以上の添加量においては、耐リン性は特に向上しない。

また、表１にまとめた試験結果から、試料１、４，５，６、及び試料Ｒ３を抜き出して、耐リン性を折れ線グラフにて表したのが、図１１である。すなわち、これらの試料は、添加元素を１．０重量％のＣｒとしたＰｔ−Ｒｈ合金において、Ｒｈの含有量を種々変化させたものに当る。
同図から分かるように、Ｒｈの含有量が１０〜４０重量％であれば、充分に耐リン性を向上させることができる。

また、表１に示した試料Ｒ４，Ｒ５の結果から分かるように、Ｒｈの含有量が２０重量％のＰｔ−Ｒｈに対して、ＮｉやＹを添加しても、耐リン性は向上せず、むしろ低下する。また、試料Ｒ６については、耐リン性が高いが、Ｐｔ−Ｉｒ合金は、耐酸化揮発性が低いという問題がある。

また、図５〜図８は、上述のごとく、耐リン腐食試験後の試験片の断面の金属顕微鏡写真である。そして、図５が添加元素を１．０重量％のＣｒとした試料４、図６が添加元素を１．０重量％のＲｅとした試料１７、図７が添加元素を１．０重量％のＴａとした試料１９、図８が添加元素のないＰｔ−Ｒｈ合金である試料Ｒ１の断面写真である。これらの図から分かるように、添加元素のないＰｔ−Ｒｈ合金である試料Ｒ１（図８）については、反応層が大きく形成されており、リンによる腐食が大きく進んでいる。これに対し、Ｃｒ，Ｒｅ，Ｔａをそれぞれ添加した試料４（図５）、試料１７（図６）、試料１９（図７）は、反応層が表層に僅かに形成されるのみで、耐リン性が大きく向上していることが分かる。

（実施例７）
本例は、図１２〜図１７に示すごとく、Ｐｔ−Ｒｈ合金に、添加元素Ｃｒ、Ｒｅ，Ｔａ（請求項１におけるＡ群元素）を添加したものにつき、耐鉛性を評価した例である。
すなわち、上記実施例６の表１における試料４、試料１７、試料１９について、耐鉛性を評価した。比較のために、添加元素のないＰｔ−Ｒｈ合金である試料Ｒ１、及びＰｔ−Ｉｒ合金である試料Ｒ６についても、同様の評価を行った。

耐鉛性試験を行うに当っては、まず、上記実施例６と同様の方法で試験片を作製し、その試験片を、８００℃に保持した鉛ガラスの中に、８時間浸漬する。
その後、試験片の断面を、金属顕微鏡によって観察した。この金属顕微鏡写真を図１３〜図１７に示す。具体的には、それぞれ、図１３は試料Ｒ６、図１４は試料Ｒ１、図１５は試料４、図１６は試料１７、図１７は試料１９の断面である。ここで、各写真の左端部分の黒色部分は付着したガラスであり、その右隣の濃い灰色部分がＰｔ−Ｐｂ系の反応生成物である。更にその右隣の比較的薄い灰色部分は合金内部表層の反応層である。そして、その更に右側の更に薄い灰色部分は未反応層である。

そこで、上記の金属顕微鏡写真において、上記二つの反応層（濃い灰色部分と薄い灰色部分）の合計の厚みｔ２を、鉛反応量として測定した。
測定結果を、図１２に示す。同図において、各試料の鉛反応量は、試料Ｒ１の鉛反応量に対する比率として表した。
同図から分かるように、試料Ｒ６、Ｒ１に対して、試料４、１７、１９は、何れも耐鉛性が向上している。

実施例１における、内燃機関用のスパークプラグの一部断面説明図。 実施例１における、スパークプラグの火花放電ギャップ周辺の説明図。 実施例４における、スパークプラグの火花放電ギャップ周辺の説明図。 実施例５における、スパークプラグの火花放電ギャップ周辺の説明図。 実施例６における、耐リン腐食試験後の試料４の断面写真。 実施例６における、耐リン腐食試験後の試料１７の断面写真。 実施例６における、耐リン腐食試験後の試料１９の断面写真。 実施例６における、耐リン腐食試験後の試料Ｒ１の断面写真。 実施例６における、Ｐｔ−Ｒｈ合金への各種元素の添加による耐リン性向上効果を示す棒グラフ。 実施例６における、Ｐｔ−Ｒｈ合金への各種元素の添加量と耐リン性との関係を示すグラフ。 実施例６における、Ｃｒを添加したＰｔ−Ｒｈ合金におけるＲｈ含有量と耐リン性との関係を示すグラフ。 実施例７における、Ｐｔ−Ｒｈ合金への各種元素の添加による耐鉛性向上効果を示すグラフ。 実施例７における、耐鉛腐食試験後の試料Ｒ６の断面写真。 実施例７における、耐鉛腐食試験後の試料Ｒ１の断面写真。 実施例７における、耐鉛腐食試験後の試料４の断面写真。 実施例７における、耐鉛腐食試験後の試料１７の断面写真。 実施例７における、耐鉛腐食試験後の試料１９の断面写真。

符号の説明

１ スパークプラグ
１１ 火花放電ギャップ
２ 中心電極
２１ 貴金属チップ
３ 接地電極
３１ 貴金属チップ

Claims (2)

1. 互いの間に火花放電ギャップを設けた中心電極と接地電極とを有する内燃機関用のスパークプラグにおいて、
   上記中心電極及び上記接地電極の少なくとも一方には、貴金属チップが接合されており、
   該貴金属チップは、ＰｔとＲｈとの合金に、下記のＡ群元素０．１〜５重量％と、Ｂ群元素０．１〜３重量％と、Ｃ群元素０．３〜３重量％と、Ａｌ０．０１〜１重量％との少なくとも一種を含有してなり、
   上記Ａ群元素は、Ｃｒ、Ｔａ、Ｒｅからなり、
   上記Ｂ群元素は、Ｍｎ、Ｃｏからなり、
   上記Ｃ群元素は、Ａｕ、Ｐｄからなり、
   また、上記Ｒｈの含有量は１０〜４０重量％であり、残部がＰｔであることを特徴とする内燃機関用のスパークプラグ。
2. 請求項１において、上記貴金属チップは、上記Ａ群元素を０．１〜５重量％含有してなることを特徴とする内燃機関用のスパークプラグ。