JP2011070929A - スパークプラグ - Google Patents

Abstract

【課題】耐酸性及び高温耐電圧特性に優れたスパークプラグを提供すること。
【解決手段】略筒状に形成され、軸線方向に貫通する貫通孔６を有する絶縁体２と、貫通孔６に挿設された中心電極３とを備えたスパークプラグ１００であって、前記絶縁体２は、Ｓｉ成分とＢａ成分とＣａ成分とＭｇ成分とを下記条件（１）及び（２）を満足するように含有し、Ｂ成分を実質的に無含有であるアルミナ基焼結体で形成されてなることを特徴とするスパークプラグ１００。
条件（１）：Ｓｉ成分の酸化物換算質量に対するＣａ成分の酸化物換算質量の割合Ｒ_Ｃａが０．０５〜０．４０、条件（２）：Ｓｉ成分の酸化物換算質量、Ｃａ成分の酸化物換算質量及びＭｇ成分の酸化物換算質量の合計質量に対するＭｇ成分の酸化物換算質量の割合Ｒ_Ｍｇが０．０１〜０．０８
【選択図】 図１

Description

この発明は、スパークプラグに関し、さらに詳しくは、耐酸性及び高温耐電圧特性に優れたスパークプラグに関する。

自動車エンジン等の内燃機関に使用されるスパークプラグは、例えば、アルミナ（Ａｌ_２Ｏ_３）を主成分とするアルミナ基焼結体により形成されたスパークプラグ用絶縁体（「絶縁体」とも称する。）を備えている。この絶縁体がアルミナ基焼結体で形成される理由としては、アルミナ基焼結体が耐熱性及び機械的強度等に優れていることが挙げられる。アルミナ基焼結体を得るには、焼成温度の低減及び焼結性の向上を目的として、一般に、酸化珪素（ＳｉＯ_２）−酸化カルシウム（ＣａＯ）−酸化マグネシウム（ＭｇＯ）からなる三成分系の焼結助剤等が使用される。

このようなスパークプラグが装着される内燃機関の燃焼室は例えば７００℃程度の温度に達することがあり、したがって、スパークプラグには室温から７００℃程度の温度範囲において優れた耐電圧特性を発揮することが要求される。このような耐電圧特性を発揮するスパークプラグの絶縁体等に好適に用いられるアルミナ基焼結体が提案されている。例えば、特許文献１には、「焼結体の任意の鏡面研磨面に露出した気孔が以下の特徴を有するアルミナ基焼結体。
（ａ）前記鏡面研磨面を面積率で１００％とした場合の前記気孔の面積率が４％以下である。
（ｂ）前記気孔の最大長径Ｄｍａｘが１５μｍ以下である。
（ｃ）前記気孔の各長径（単位；μｍ）を確率変数とした場合の面積分布を対数正規分布で表示した際の標準偏差σが２μｍ以下である。」が記載されている。

ところで、内燃機関を高出力化等すると燃焼室内の温度はこれまで以上の高温、例えば８００℃以上に達することがある。それ故、このような内燃機関に装着されるスパークプラグには、これまで以上の高温下における耐電圧特性（「高温耐電圧特性」と称することがある。）が要求されるようになっている。

一方、近年、地球環境の保護等によって、内燃機関用の燃料としてガソリン等の化石燃料の他にエタノール等のバイオ燃料、化石燃料とバイオ燃料との混合燃料等が注目されている。このようなバイオ燃料又は混合燃料を燃焼させると、燃焼室内は酸雰囲気になり、スパークプラグは高温で酸に曝されることになる。

ところが、従来のスパークプラグはその大部分が燃焼室内で酸雰囲気に曝されることを想定されていないので、スパークプラグ特に絶縁体が酸雰囲気に対して十分な耐性を有してなく、バイオ燃料又は混合燃料を燃料として用いる内燃機関に従来のスパークプラグを装着すると、スパークプラグとして十分に機能しなくなることがある。

特開２０００−２４７７２９号公報

この発明は、酸雰囲気に対する耐性（以下、耐酸性と称することがある。）及び高温耐電圧特性に優れたスパークプラグを提供することを、課題とする。

前記課題を解決するための手段としてのこの発明は、軸線方向に貫通する貫通孔を有すると共に略筒状に形成された絶縁体と、前記貫通孔に挿設された中心電極とを備えたスパークプラグであって、前記絶縁体は、Ｓｉ成分とＢａ成分とＣａ成分とＭｇ成分とを、下記条件（１）及び（２）を満足するように、含有し、Ｂ成分を実質的に無含有であるアルミナ基焼結体で形成されてなることを特徴とする。
条件（１）：前記Ｓｉ成分の質量（酸化物換算）に対する前記Ｃａ成分の質量（酸化物換算）の割合Ｒ_Ｃａが０．０５〜０．４０
条件（２）：前記Ｓｉ成分の質量（酸化物換算）、前記Ｃａ成分の質量（酸化物換算）及び前記Ｍｇ成分の質量（酸化物換算）の合計質量に対する前記Ｍｇ成分の質量（酸化物換算）の割合Ｒ_Ｍｇが０．０１〜０．０８

この発明に係るスパークプラグは、その絶縁体がＳｉ成分とＢａ成分とＣａ成分とＭｇ成分とを前記条件（１）及び（２）を満足するように含有し、Ｂ成分を実質的に無含有であるアルミナ基焼結体で形成されているから、これまで以上の高温下においても耐電圧特性に優れ、また、酸雰囲気に曝されてもその機能を大きく損なうことがない。したがって、この発明によれば、耐酸性及び高温耐電圧特性に優れたスパークプラグを提供することができる。

図１は、この発明に係るスパークプラグの一実施例であるスパークプラグを示す部分縦断面図である。 図２は、この発明に係るスパークプラグの一実施例であるスパークプラグの先端側の要部を拡大して示す部分拡大縦断面図である。 図３は、実施例における「常温における濃塩酸への１０分間浸漬前後のＣａ成分及びＳｉ成分の質量変化率（％）」と「常温における濃塩酸への１０分間浸漬前後の強度変化率（％）」との関係を示すグラフである。 図４は、高温耐電圧特性を測定する装置の一例を説明する説明図である。

この発明に係るスパークプラグは、軸線方向に貫通する貫通孔を有すると共に略筒状に形成された絶縁体と、前記貫通孔に挿設された中心電極とを備えている。この発明に係るスパークプラグは、このような構成を有するスパークプラグであれば、その他の構成は特に限定されず、公知の種々の構成を採ることができる。例えば、この発明に係るスパークプラグは、前記絶縁体と、前記中心電極と、略筒状に形成され、内挿された前記絶縁体を保持する主体金具と、一端部が中心電極に対向して一端部及び中心電極の間に火花放電間隙を形成する接地電極とを備えていてもよい。

この発明に係るスパークプラグの一実施例であるスパークプラグについて、図１及び図２を参照して説明する。このスパークプラグ１００は、自動車用エンジン等の内燃機関の着火用プラグとして使用される。なお、以下の説明において、略棒状に構成されたスパークプラグ１００の軸線（図１及び図２に示す一点鎖線）を「軸線Ｏ」と称する。また、図１及び図２において、図面の下方側すなわち接地電極４が設置される側をスパークプラグ１００の先端側と称し、図面の上方側すなわちコルゲーション部４０が形成される側をスパークプラグ１００の後端側と称する。

このスパークプラグ１００の基本的な構成について説明する。このスパークプラグ１００は、図１に示されるように、先端側に小径の脚長部３０を有するように略筒状に形成され、軸線Ｏ方向に貫通する貫通孔６を有する絶縁体２と、この貫通孔６の先端側に挿設された中心電極３と、径方向内側に突出する係合凸部５６を内周面に有する略筒状に形成され、内挿された絶縁体２を係合凸部５６で保持する主体金具１と、一端部が主体金具１に接合され、他端部が中心電極３に対向してこの他端部及び中心電極３の間に火花放電間隙ｇを形成する接地電極４とを備えて成る。

より具体的には、スパークプラグ１００は、図１に示されるように、径方向内側にリング状に突出する係合凸部５６を内周面に有する略筒状の主体金具１と、この主体金具１に内挿され、主体金具１の軸線Ｏ方向の先端部から突出するように係合凸部５６で保持された略筒状の絶縁体（この発明において「絶縁碍子」とも称する。）２と、絶縁体２の先端から電極先端部３６が突出するように絶縁体２の貫通孔６に内挿された略棒状の中心電極３と、主体金具１の軸線Ｏ方向の先端部に一端が溶接されると共に、この一端側とは反対の他端側が側方に曲げ返されて、その側面が中心電極３の電極先端部３６と対向するように配置された接地電極４とを備えて成る。

スパークプラグ１００においては、図１及び図２に示されるように、絶縁体２、具体的には後述する脚長部３０の先端部近傍が主体金具１の先端面よりも接地電極４側に突出し、前記中心電極３はその電極先端部３６が絶縁体２の先端面よりも接地電極４側に突出している。そして、前記主体金具１と絶縁体２の脚長部３０との間には主体金具１の内周面５９と脚長部３０の外周面とで挟まれて形成される基部間隙Ｓが形成されている。

前記主体金具１は、図１に示されるように、低炭素鋼等の金属により、係合凸部５６を内周面に有する略筒状に形成され、スパークプラグ１００のハウジングとして使用されている。主体金具１における前記軸線Ｏ方向の先端部側の外周面には、図示しないエンジンヘッドに取り付けるための取付ネジ部７が形成されている。この取付ネジ部７の規格の一例としては、Ｍ１０、Ｍ１２及びＭ１４等が挙げられる。この発明において、取付ネジ部７の呼びは、ＩＳＯ２７０５（Ｍ１２）及びＩＳＯ２７０４（Ｍ１０）等に規定された値を意味し、当然に、諸規格に定められた寸法公差の範囲内での変動を許容する。この発明に係るスパークプラグは、取付ネジ部７の呼び径が例えばＭ１２以下となるような小型のスパークプラグとすることもできる。主体金具１における前記取付ネジ部７の前記軸線Ｏ方向の後端側には主体金具１をエンジンヘッドに取り付ける際にスパナやレンチ等の工具を外側から係合させるための工具係合部１１が形成されている。スパークプラグ１００において工具係合部１１の軸線Ｏ方向に直交する断面は六角形状を呈している。また、前記主体金具１は、図１に示されるように、前記工具係合部１１の前記軸線Ｏ方向の先端側であって前記軸線Ｏ方向の略中間部に外径方向外側に凸設された鍔部６１が形成されている。そして、取付ネジ部７の前記軸線Ｏ方向の後端側近傍すなわち鍔部６１の座面６２にガスケット１０が嵌挿されている。

前記主体金具１は、図１及び図２に示されるように、前記鍔部６１の前記軸線Ｏ方向の先端側であって前記鍔部６１側に設けられた主体金具後端部５４と、主体金具１の先端側に設けられ、内径が主体金具後端部５４の内径よりも縮径された部分を少なくとも後端側に有する主体金具先端部５３と、主体金具後端部５４と主体金具先端部５３とを連結する第１主体金具段部５５とから構成されている。

より具体的には、主体金具１は、図１及び図２に示されるように、主体金具１の工具係合部１１よりも軸線Ｏ方向の先端側に形成された主体金具後端部５４と、この主体金具後端部５４の軸線Ｏ方向の先端側に主体金具１の内径方向内側に凸設された係合凸部（この発明において「主体金具基部」とも称する。）５６と、この主体金具基部５６と主体金具後端部５４とを連結する第１主体金具段部５５と、前記主体金具基部５６の軸線Ｏ方向の先端側に形成され、主体金具後端部５４と略同一の内径を有する主体金具前方部５８と、この主体金具前方部５８と前記主体金具基部５６とを連結する第２主体金具段部５７とを有して成る。したがって、主体金具１は、その鍔部６１から前記軸線Ｏ方向の先端側に向かって、主体金具後端部５４、第１主体金具段部５５、主体金具基部５６、第２主体金具段部５７及び主体金具前方部５８がこの順に連続して形成されて成る。この発明において、前記主体金具先端部５３は主体金具前方部５８と第２主体金具段部５７と主体金具基部５６とで形成されている。前記第１主体金具段部５５は後述する絶縁体２の第１絶縁体段部２７と係合するための主体金具側係合部位である。

前記係合凸部５６は、図１及び図２に示されるように、その内径が前記軸線Ｏ方向に略一定で主体金具１の内孔の周方向に一巡する環状凸部である。この係合凸部５６は前記第１主体金具段部５５及び第２主体金具段部５７と共に台形断面を成している。したがって、係合凸部５６の内周面５９は前記軸線Ｏに沿って延在している。

前記絶縁体２は、図１に示されるように、中心電極３を内挿して保持する略筒状体である。この絶縁体２は前記軸線Ｏ方向に沿って貫通する貫通孔６を有している。この貫通孔６の軸線Ｏ方向の後端部には略棒状の端子金具１３が挿設され、その端子金具１３が挿設されている貫通孔６の一端側とは反対の他端側すなわち貫通孔６の先端側には略棒状の中心電極３が挿設されている。前記貫通孔６に挿設された端子金具１３及び中心電極３の間には、図１に示されるように、抵抗体１５が配設されている。この抵抗体１５の、軸線Ｏ方向の両端部すなわち先端部及び後端部には導電性ガラスシール層１６及び１７が各々配設されている。そして、導電性ガラスシール層１６及び１７を介して中心電極３と端子金具１３とが互いに電気的に接続されている。このように、抵抗体１５と導電性ガラスシール層１６及び１７とが焼結導電材料部を構成している。前記抵抗体１５は、ガラス粉末と導電材料粉末と必要に応じてガラス以外のセラミック粉末との混合粉末を原料とする抵抗体組成物として構成されている。また、端子金具１３の軸線Ｏ方向の後端部には、高圧ケーブル（図１に図示しない。）がプラグキャップ（図１に図示しない。）を介して接続され、高電圧が印加されるようになっている。

前記絶縁体２は、図１に示されるように、絶縁体２の軸線Ｏ方向の略中間部に絶縁体２の外周面より外径方向外側に向かって突出する突出部２３がフランジ状に形成されている。この絶縁体２は、図１に示されるように、前記突出部２３よりも軸線Ｏ方向後端側の外周面に絶縁体２の軸線を含む段面が波打ち形状を有するコルゲーション部４０が形成されている。このコルゲーション部４０は絶縁体２の外周面に波打ち形状を設けて絶縁体２の外周面の表面積を広くする。したがって、例えば絶縁体２の外周面を伝わってリークした電気が流れ、漏電（リーク現象）が生じたときでも、絶縁体２の外周面を伝わるうちに消尽するため、漏電防止の効果が得られる。

前記絶縁体２は、前記突出部２３よりも前記軸線Ｏ方向の先端側であって前記突出部２３から前記先端側に延在する絶縁体後端部２６と、その先端側に設けられ、この絶縁体後端部２６の外径よりも縮径された脚長部（この発明において「絶縁体先端部」とも称する。）３０と、前記絶縁体後端部２６及び前記脚長部３０を連結する第１絶縁体段部２７とから構成されている。

より具体的には、絶縁体２は、図１及び図２に示されるように、絶縁体２の軸線Ｏ方向において、突出部２３よりも軸線Ｏ方向の後端側に形成された絶縁体後方部２４と、突出部２３よりも前方側に形成された絶縁体後端部２６と、絶縁体後端部２６の軸線Ｏ方向の先端側に形成された脚長部３０と、この脚長部３０と絶縁体後端部２６とを連結し、周方向段部を形成する第１絶縁体段部２７とを有してなる。前記脚長部３０は、絶縁体後端部２６の外径よりも小径で、かつ、前記軸線Ｏ方向先端側に向かって徐々に外径が小さくなるように細径化されている。すなわち、この脚長部３０は図１及び図２によく示されるように略円錐台形をなしている。前記内周面５９と脚長部３０の外周面とで挟まれている前記基部間隙Ｓは、第１絶縁体段部２７と第１主体金具段部５５との間に配置された後述する板パッキン８よりも軸線Ｏ方向の先端側に形成されている。

スパークプラグ１００において、絶縁体２は主体金具１における軸線Ｏ方向の後端側の開口部から挿入され、図１に示されるように、絶縁体２の第１絶縁体段部２７が主体金具１の第１主体金具段部５５に係合又は係止している。前記第１絶縁体段部２７は前記第１主体金具段部５５に係合するための絶縁体側係合部となっている。主体金具１の第１主体金具段部５５と第１絶縁体段部２７との間には、図１及び図２に示されるように、略リング状の板パッキン８が配設されている。このように、第１絶縁体段部２７と第１主体金具段部５５とが板パッキン８を介して係合することにより、絶縁体２の軸線Ｏ方向の抜き止めがなされている。前記板パッキン８は、例えば銅のような熱伝導率の高い材質で形成されている。板パッキン８の熱伝導率が高いと、スパークプラグ１００の熱引きがよくなり、耐熱性が向上する。このような前記材質として、例えば、銅、アルミニウム等の熱伝導率が２００Ｗ／ｍ・Ｋ以上の材質であるのが好ましい。特に、スパークプラグ１００における取付ネジ部７の呼びがＭ１２以下と小さいと、特に高い耐熱性効果を発揮する。

スパークプラグ１００において、主体金具１における軸線Ｏ方向の後端側の開口部内面と絶縁体２の外周面との間には突出部２３の後方側周縁と係合する略リング状のパッキン４１が配置され、さらに、その後方側にはタルク等の充填層９を介して略リング状のパッキン４２が配置されている。そして、絶縁体２を主体金具１の軸線Ｏ方向の先端側に向けて押し込み、その状態で主体金具１の開口周縁部をパッキン４２に向けて加締めることにより、加締め部１２が形成され、主体金具１が絶縁体２に保持されている。

前記中心電極３は、その先端部が絶縁体２の先端面から突出した状態で絶縁体２の軸孔に固定されており、主体金具１に対して絶縁保持されている。前記中心電極３はインコネル（商標名）６００又は６０１等のＮｉ（ニッケル）系合金等からなる電極母材２１を少なくとも表層部に有し、その内部には、放熱促進のためのＣｕ（銅）又はＣｕ合金等を主成分とする芯材３３が埋設されている。すなわち、この中心電極３は、本体となる外材と、この外材の内部の軸心部に同心的に埋め込まれるように形成されてなる芯材３３とにより形成されている。このように内部に前記芯材３３が深く埋設された中心電極３を備えてなるスパークプラグ１００は、「焼け」にも強く、使用温度範囲の広いワイドレンジ型プラグとして好適に使用される。

前記接地電極４は、図１に示されるように、耐腐食性耐腐食性の高い金属から構成され、一例としてインコネル（商標名）６００又は６０１等のＮｉ合金が用いられている。この接地電極４は、自身の長手方向と直交する横断面が略長方形であり、屈曲された角棒状の外形を呈している。そして、図１に示されるように、角棒状の一端部が主体金具１の軸線Ｏ方向の先端側の一端部の接合部６０に溶接等により接合されている。一方、この接地電極４の一端部とは反対の他端部（先端部とも称する。）は、中心電極３の電極先端部３６とこの中心電極３の軸線Ｏ方向に対向するよう側方に折り返され、図１及び図２に示されるように、中心電極３の電極先端部３６と接地電極４との対向面の隙間に火花放電間隙ｇが形成されている。この火花放電間隙ｇは、通常、０．３〜１．５ｍｍに設定される。

この発明において、スパークプラグ１００の絶縁体２は、Ａｌ成分を主成分として含有するアルミナ基焼結体で形成されている。このアルミナ基焼結体は、Ｂａ成分と、下記条件（１）及び（２）を満足するようにＳｉ成分、Ｃａ成分及びＭｇ成分とを含有し、Ｂ成分を実質的に無含有であるアルミナ基焼結体で形成されている。絶縁体２等がこのようなアルミナ基焼結体で形成されていると、スパークプラグ１００が高い耐酸性及び高温耐電圧特性を発揮できる。
条件（１）：前記Ｓｉ成分の質量（酸化物換算）に対する前記Ｃａ成分の質量（酸化物換算）の割合Ｒ_Ｃａが０．０５〜０．４０
条件（２）：前記Ｓｉ成分の質量（酸化物換算）、前記Ｃａ成分の質量（酸化物換算）及び前記Ｍｇ成分の質量（酸化物換算）の合計質量に対する前記Ｍｇ成分の質量（酸化物換算）の割合Ｒ_Ｍｇが０．０１〜０．０８

前記Ａｌ成分は、通常、アルミナ（Ａｌ_２Ｏ_３）であり、アルミナ基焼結体中に主成分として存在する。この発明において「主成分」とは含有率が最も高い成分をいう。Ａｌ成分を主成分として含有すると、焼結体の耐電圧特性（以下、高温耐電圧特性を含む。）、耐熱性及び機械的特性等に優れる。アルミナ基焼結体中におけるＡｌ成分の含有率は、アルミナ基焼結体の全質量（酸化物換算）を１００質量％としたときに、８９．０質量％以上９７．０質量％以下であるのが好ましく、９０．０質量％以上９３．８質量％以下であるのが特に好ましい。Ａｌ成分の含有率が前記範囲内にあると、アルミナ基焼結体自体が、例えば後述する面積割合（Ｓ_４／Ｓ）が１．０％以下となって緻密であると共に、耐酸性と耐電圧特性特に高温耐電圧特性とを両立できる。例えば、Ａｌ成分が８９．０質量％未満であると、アルミナ基焼結体の粒界に占めるガラス相の割合が大きくなって高温耐電圧特性が低下することがある。一方、Ａｌ成分が９７．０質量％を超えると、アルミナ基焼結体自体は緻密になるものの、液相量が少なくなり、アルミナ基焼結体が酸に浸食される速度が速くなって耐酸性が低下することがある。なお、この発明において、Ａｌ成分の含有率はＡｌ成分の酸化物である「アルミナ（Ａｌ_２Ｏ_３）」に換算したときの酸化物換算質量％とする。

前記Ｓｉ成分は、焼結助剤由来の成分であり、酸化物、イオン等として、アルミナ基焼結体中に存在する。前記Ｓｉ成分は、焼結時には溶融して通常液相を生じるので、焼結体の緻密化を促進する焼結助剤として機能する。更に、Ｓｉ成分は、焼結後はアルミナ結晶粒子の粒界相に低融点ガラス等を形成することが多い。しかし、前記アルミナ基焼結体がＳｉ成分に加えて後述する他の特定成分を有していると、低融点ガラス相よりも他の成分と共に高融点ガラス相等を優先的に形成しやすい。よって、前記アルミナ基焼結体は低温において融解し難いので、絶縁破壊の原因と成り得るマイグレーション等が生じ難くなる。Ｓｉ成分の含有率は、アルミナ基焼結体の全質量（酸化物換算）を１００質量％としたときに、１．０〜８．０質量％であるのが好ましい。なお、この発明において、Ｓｉ成分の含有率及び質量はＳｉ成分の酸化物である「ＳｉＯ_２」に換算したときの酸化物換算質量％及び酸化物換算質量とする。

前記Ｃａ成分は、ＩＵＰＡＣ１９９０年勧告に基づく周期表の第２族元素の成分（以下、第２族元素成分と称することがある。）の１種として、アルミナ基焼結体に含有する。このＣａ成分は、焼結助剤由来の成分であり、酸化物、イオン等として、アルミナ基焼結体中に存在し、焼結助剤として機能すると共に得られるアルミナ基焼結体の高温強度を向上させる機能を有する。したがって、アルミナ基焼結体が前記Ｃａ成分を含有していると、緻密なアルミナ基焼結体となり、耐電圧特性及び高温強度が向上する。このＣａ成分は、アルミナ結晶粒子の粒界相にＳｉ成分と共にガラス相、例えば、ＳｉＯ_２−ＣａＯ系ガラス相を形成する。このガラス相におけるＳｉ成分に対するＣａ成分の質量がアルミナ基焼結体の耐酸性に特に重要であることをこの発明の発明者は見出した。この発明において、前記Ｃａ成分は条件（１）を満足する含有率でアルミナ基焼結体中に存在している。すなわち、アルミナ基焼結体中におけるＳｉ成分の質量（酸化物換算）に対するＣａ成分の質量（酸化物換算）の割合（以下、質量割合と称することがある。）Ｒ_Ｃａは０．０５〜０．４０である。アルミナ基焼結体におけるＣａ成分の前記質量割合Ｒ_Ｃａが０．０５未満であると、アルミナ基焼結体はその焼結性が低く緻密ではなくなるから、アルミナ基焼結体は十分な耐酸性を発揮できない。一方、アルミナ基焼結体におけるＣａ成分の前記質量割合Ｒ_Ｃａが０．４０を超えると、アルミナ基焼結体の焼結性が高くなるものの、前記ガラス相自体が酸に浸食されやすくなるから、アルミナ基焼結体は十分な耐酸性を発揮できない。ガラス相自体が酸に浸食されやすくなる理由として、この発明の発明者らは、ガラス相においてＣａはイオン結合で結合しているので酸に対してＳｉほど安定ではなく、Ｃａ成分が多いガラス相ほど酸に対して不安定なためではないかと推測している。すなわち、アルミナ基焼結体におけるＣａ成分の前記質量割合Ｒ_Ｃａが前記範囲内にあると、アルミナ基焼結体が緻密でかつガラス相が酸に浸食されにくくなり、アルミナ基焼結体の耐酸性が高くなる。その結果、このアルミナ基焼結体で形成された絶縁体２を備えたスパークプラグ１００は高い耐酸性を発揮する。この発明において、アルミナ基焼結体の焼結性とガラス相の耐酸浸食性とをより一層高い水準で両立することができ、アルミナ基焼結体がより一層高い耐酸性を発揮する点で、前記質量割合Ｒ_Ｃａは０．１〜０．２であるのが好ましい。アルミナ基焼結体中におけるＣａ成分の含有率は、前記質量割合Ｒ_Ｃａが前記範囲内となるように、例えば、アルミナ基焼結体の全質量（酸化物換算）を１００質量％としたときに、０．２〜２．５質量％の範囲内から適宜に選択される。なお、この発明において、Ｃａ成分の質量及び含有率はその酸化物である「ＣａＯ」に換算したときの酸化物換算質量及び酸化物換算質量％とする。

前記Ｂａ成分は、第２族元素成分の１種として、アルミナ基焼結体に含有する。このＢａ成分は、前記Ｃａ成分と同様に、焼結助剤由来の成分であり、酸化物、イオン等として、アルミナ基焼結体中に存在し、焼結助剤として機能すると共に得られるアルミナ基焼結体の高温強度を向上させる機能を有する。アルミナ基焼結体がＢａ成分を含有していると、前記Ｃａ成分等の一部がＢａ成分で置き換えられて高温下又は高電圧印加時におけるマイグレーションが発生しにくくなり、その結果、アルミナ基焼結体の耐電圧特性特に高温耐電圧特性が向上する。アルミナ基焼結体中におけるＢａ成分の含有率は、アルミナ基焼結体の全質量（酸化物換算）を１００質量％としたときに、０．１〜２．１質量％の範囲内から適宜に選択される。なお、この発明において、Ｂａ成分の含有率はその酸化物である「ＢａＯ」に換算したときの酸化物換算質量％とする。

前記Ｍｇ成分は、第２族元素成分の１種として、アルミナ基焼結体に含有する。このＭｇ成分は、焼結助剤由来の成分であり、酸化物、イオン等として、アルミナ基焼結体中に存在し、焼結前のＳｉ成分と同様に焼結助剤として機能する。したがって、アルミナ基焼結体にＭｇ成分が含有されていると、その耐電圧特性及び高温強度が向上するとともに焼成時の焼結温度が低下する。この発明において、前記Ｍｇ成分は条件（２）を満足する含有率でアルミナ基焼結体中に存在している。すなわち、アルミナ基焼結体中において、Ｓｉ成分の質量（酸化物換算）、Ｃａ成分の質量（酸化物換算）及びＭｇ成分の質量（酸化物換算）の合計質量に対するＭｇ成分の質量（酸化物換算）の割合（以下、質量割合と称することがある。）Ｒ_Ｍｇが０．０１〜０．０８である。アルミナ基焼結体におけるＭｇ成分の前記質量割合Ｒ_Ｍｇが０．０１未満であると、アルミナ基焼結体はその焼結性が低く緻密ではなくなるから、アルミナ基焼結体は十分な耐酸性を発揮できない。一方、アルミナ基焼結体におけるＭｇ成分の前記質量割合Ｒ_Ｍｇが０．０８を超えると、十分な高温耐電圧特性を発揮できない。すなわち、アルミナ基焼結体におけるＭｇ成分の前記質量割合Ｒ_Ｍｇが前記範囲内にあると、アルミナ基焼結体が緻密で耐酸性が高くなると共に特に高温耐電圧特性が向上する。その結果、このアルミナ基焼結体で形成された絶縁体２を備えたスパークプラグ１００は高い耐酸性及び高温耐電圧特性を発揮する。アルミナ基焼結体中におけるＭｇ成分の含有率は、前記質量割合Ｒ_Ｍｇが前記範囲内となるように、例えば、アルミナ基焼結体の全質量（酸化物換算）を１００質量％としたときに、０．０１〜０．６０質量％の範囲内から適宜に選択される。なお、この発明において、Ｍｇ成分の質量及び含有率はその酸化物である「ＭｇＯ」に換算したときの酸化物換算質量及び酸化物換算質量％とする。

前記アルミナ基焼結体は、Ｂ成分を実質的に含有していない。アルミナ基焼結体がＢ成分を含有していないと、結合力が比較的弱く酸に浸食されやすいＢ成分が前記ガラス相に存在しないから、ガラス相及びアルミナ基焼結体の耐酸性を低下させることがない。この発明において、「Ｂ成分が実質的に無含有」とはＢ成分を添加等により積極的にアルミナ基焼結体に含有させないことを意味し、他の成分等に不可避不純物として含有されるＢ成分までをも含有していないことを意味するものではない。

アルミナ基焼結体は、Ａｌ成分とＳｉ成分とＢａ成分とＣａ成分とＭｇ成分とを含有し、Ｂ成分を実質的に無含有であるが、Ｃａ成分、Ｂａ成分及びＭｇ成分以外の第２族元素成分、及び／又は、希土類元素成分（ＲＥ成分ともいう。）を含有していてもよい。

前記第２族元素成分は、前記周期表の第２族元素成分であって、Ｃａ成分、Ｂａ成分及びＭｇ成分以外の成分としては、低毒性等の観点から、Ｓｒ成分が挙げられる。このＳｒ成分は、焼結助剤由来の成分であり、酸化物、イオン等として、アルミナ基焼結体中に存在し、前記Ｃａ成分及び前記Ｂａ成分と同様に、焼結助剤として機能すると共に得られるアルミナ基焼結体の高温強度を向上させる機能を有する。したがって、アルミナ基焼結体にＳｒ成分が含有していると、その耐電圧特性及び高温強度が向上するとともに焼成時の焼結温度が低下する。

この発明において、第２族元素成分はＣａ成分とＢａ成分とＭｇ成分の少なくとも３種であればよく、Ｍｇ成分とＢａ成分とＣａ成分とＳｒ成分との４種であってもよい。アルミナ基焼結体がＳｒ成分を含有する場合のＳｒ成分の含有率は、アルミナ基焼結体の全質量（酸化物換算）を１００質量％としたときに、例えば、０．２〜０．９質量％の範囲内から適宜に選択される。なお、この発明において、Ｓｒの含有率はその酸化物である「ＳｒＯ」に換算したときの酸化物換算質量％とする。

この発明において、第２族元素成分の含有率は、前記条件（１）及び（２）を満足していればよく、第２族元素成分の各成分の合計含有率は、例えば、比較的大きな粒径を有する原料粉末を用いても緻密となり、絶縁体としたときの耐電圧特性及び高温強度に優れるアルミナ基焼結体となる点で、アルミナ基焼結体の全質量（酸化物換算）を１００質量％としたときに、０．３〜６．０質量％であるのが好ましい。

前記希土類元素成分は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイド元素を含有する成分であり、具体的には、Ｓｃ成分、Ｙ成分、Ｌａ成分、Ｃｅ成分、Ｐｒ成分、Ｎｄ成分、Ｐｍ成分、Ｓｍ成分、Ｅｕ成分、Ｇｄ成分、Ｔｂ成分、Ｄｙ成分、Ｈｏ成分、Ｅｒ成分、Ｔｍ成分、Ｙｂ成分及びＬｕ成分である。ＲＥ成分は、酸化物、イオン等として、アルミナ基焼結体中に存在する。このＲＥ成分は、焼結時に含有されていることにより、焼結時におけるアルミナの粒成長が過度に生じないように抑制すると共に、Ｓｉ成分と共にＲＥ−Ｓｉ系ガラス（希土類ガラス）を粒界に形成して粒界ガラス相の融点を高めることができ、アルミナ基焼結体の耐電圧特性及び高温強度を向上させることができる。アルミナ基焼結体が希土類元素成分を含有する場合の希土類元素成分の含有率は、前記合計質量（酸化物換算）を１００質量％としたときに、例えば、０．５〜４．０質量％であるのが好ましい。なお、この発明において、アルミナ基焼結体における希土類元素成分の含有率は、各成分の酸化物「ＲＥ_２Ｏ_３」、Ｐｒ成分である場合には「Ｐｒ_６Ｏ_１１」に換算したときの酸化物換算質量％とする。前記アルミナ基焼結体が複数種の希土類元素成分を含有するとき、希土類元素成分の含有量は各希土類元素成分の含有量の合計である。

この発明において、アルミナ基焼結体が含有する各成分の含有率は、例えば、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）、エネルギー分散型マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ／ＥＤＳ）を用いた定量分析、蛍光Ｘ線分析又は化学分析により酸化物換算質量％として測定することができる。なお、この発明において、アルミナ基焼結体を前記定量分析、蛍光Ｘ線分析又は化学分析することにより算出した結果とアルミナ基焼結体の製造に用いる原料粉末の混合比とはほぼ一致する。

アルミナ基焼結体は、前記成分から実質的になる。ここで、「実質的に」とは前記成分以外の成分を添加等により積極的に含有させないことを意味する。したがって、前記アルミナ基焼結体は、この発明の目的を損なわない範囲で不可避不純物を含有していてもよい。このような不可避不純物としては、例えば、Ｎａ、Ｓ、Ｎ等が挙げられる。これらの不可避不純物の含有量は少ない方がよく、例えば、前記合計質量を１００質量％としたときに１質量％以下であるのがよい。さらに、前記アルミナ基焼結体は、前記不可避不純物の他に、他の成分、例えば、Ｔｉ成分、Ｍｎ成分、Ｎｉ成分等を少量含有していてもよい。

前記アルミナ基焼結体は、その全質量（酸化物換算）に対する液相の質量（酸化物換算）の割合（以下、質量割合と称することがある。）Ｒ_Ｇが６．２〜１０．０質量％であるのが好ましい。前記質量割合Ｒ_Ｇが前記範囲内となる液相をアルミナ基焼結体が有していると、このアルミナ基焼結体は高い高温耐電圧特性を維持しつつより一層高い耐酸性を発揮する。ここで、前記液相は、粒界相とも称され、通常、アルミナ基焼結体に含有される各成分のうちＡｌ成分を除く各成分で構成される非結晶相をいう。したがって、液相の質量の質量割合Ｒ_Ｇが６．２〜１０．０質量％とは、換言すると、Ａｌ成分の酸化物換算質量がアルミナ基焼結体の全質量（酸化物換算）を１００質量％としたときに９０．０〜９３．８質量％である。

前記アルミナ基焼結体は、その鏡面研磨面における２５０μｍ×１９０μｍの領域を倍率５００倍で複数箇所例えば９個所を観察したときに、観察領域の面積Ｓに対する、観察領域内に存在する円相当直径が４μｍ以上の気孔の合計面積Ｓ_４の面積割合（Ｓ_４／Ｓ）が０〜１．０％であるのが好ましい。前記アルミナ基焼結体が０〜１．０％の前記面積割合（Ｓ_４／Ｓ）を有している場合には、円相当直径が４μｍ以上の気孔がほとんど存在しないから、高密度及び高耐電圧特性を維持できると共に、存在する気孔によってアルミナ基焼結体の表面積がほとんど増大することなく、また、アルミナ基焼結体内部に酸が侵入しにくくなる。したがって、このアルミナ基焼結体は、高い耐電圧特性特に高温耐電圧特性とより一層高い耐酸性とを発揮する。

前記面積割合（Ｓ_４／Ｓ）は次のようにして算出する。まずアルミナ基焼結体等を鏡面状態にまで研磨してなる面、すなわち、鏡面研磨面を調製する。前記鏡面研磨面は、アルミナ基焼結体等の任意の表面又は任意の切断面を４５μｍのダイヤモンド砥石を用いて平面に加工し、９μｍ、３μｍ、０．２５μｍのダイヤモンドペーストを順次用いてその表面粗さＲａが０．０１μｍ程度になるまで鏡面研磨加工して、調製する。次いで、このようにして調製された鏡面研磨面に導電性付与のためのカーボン蒸着を行い、電子顕微鏡を用いて前記鏡面研磨面における２５０μｍ×１９０μｍの領域を倍率５００倍で複数箇所例えば９個所観察し、各観察領域を写真撮影する。撮影した各ＳＥＭ反射電子像写真を画像解析ソフト（Ｓｏｆｔ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｓｙｓｔｅｍ ”Ｆｉｖｅ”、Ｏｌｙｍｐｕｓ社製）で二値化することにより、気孔に相当する空隙部を識別する。各ＳＥＭ反射電子像写真において、円相当直径に換算した直径が４μｍを超える空隙部の総面積Ｓ_４及びこの総面積Ｓ_４を観察領域の面積Ｓで除して前記面積割合を求める。このようにして求めた前記面積割合を算術平均して、アルミナ基焼結体等の前記面積割合（Ｓ_４／Ｓ）を算出する。

前記アルミナ基焼結体は高い耐酸性を発揮する。例えば、アルミナ基焼結体は、酸性雰囲気下での暴露前後におけるＣａ成分及びＳｉ成分の質量変化率（％）が小さく、具体的には、常温における濃塩酸への１０分間浸漬前後のＣａ成分及びＳｉ成分の質量変化率（％）が−３６％以下、好ましくは−３０％以下、特に好ましくは−２０％以下の耐酸性を発揮する。つまり、前記質量変化率（％）は常温における濃塩酸への１０分間浸漬前後のＣａ成分及びＳｉ成分の質量変化率（％）であるから、この質量変化率（％）が小さければ酸である濃塩酸に対して十分な耐性を有していることになる。このように、常温における濃塩酸への１０分間浸漬前後の質量変化率（％）が−３６％以下であると、このアルミナ基焼結体で形成された絶縁体２を備えたスパークプラグ１００はバイオ燃料又は混合燃料を燃料として用いる内燃機関に装着されても十分な耐酸性を有し、酸雰囲気に曝されても高温耐電圧特性を含めた所期の機能を長期間にわたって発揮する。前記質量変化率（％）は、常温における濃塩酸への１０分間浸漬前後のアルミナ基焼結体におけるＣａ成分及びＳｉ成分の合計質量の変化率（％）であり、具体的には、常温における濃塩酸に浸漬される前のアルミナ基焼結体におけるＣａ成分及びＳｉ成分の合計質量をＷ１、常温における濃塩酸に浸漬された後のアルミナ基焼結体におけるＣａ成分及びＳｉ成分の合計質量をＷ２とすると、式：［（Ｗ２−Ｗ１）／Ｗ１］×１００（％）で表される。前記合計質量Ｗ１及び合計質量Ｗ２は、前記電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）等を用いた各成分の含有率の前記測定方法と基本的に同様にしてＣａ成分及びＳｉ成分の質量（酸化物換算質量）を算出できる。

前記アルミナ基焼結体は高い耐酸性を発揮する。例えば、アルミナ基焼結体は、酸性雰囲気下での暴露前後における強度変化率（％）が小さく、具体的には、常温における濃塩酸への１０分間浸漬前後の強度変化率（％）が−１８％以下、好ましくは−１５％以下、特に好ましくは−１０％以下の耐酸性を発揮する。つまり、前記強度変化率（％）は常温における濃塩酸への１０分間浸漬前後の強度変化率（％）であるから、この強度変化率（％）が小さければ酸である濃塩酸に対して十分な耐性を有していることになる。このように、常温における濃塩酸への１０分間浸漬前後の強度変化率（％）が−１８％以下であると、このアルミナ基焼結体で形成された絶縁体２を備えたスパークプラグ１００はバイオ燃料又は混合燃料を燃料として用いる内燃機関に装着されても十分な耐酸性を有し、酸雰囲気に曝されても高温耐電圧特性を含めた所期の機能を長期間にわたって発揮する。前記強度変化率（％）は、常温における濃塩酸への１０分間浸漬前後のアルミナ基焼結体の３点曲げ強度の変化率（％）であり、具体的には、常温における濃塩酸に浸漬される前のアルミナ基焼結体の３点曲げ強度をＳ１、常温における濃塩酸に浸漬される後のアルミナ基焼結体における３点曲げ強度をＳ２とすると、式：［（Ｓ２−Ｓ１）／Ｓ１］×１００（％）で表される。ここで、前記３点曲げ強度は、アルミナ基焼結体と基本的に同様にして４８ｍｍ×４ｍｍ×３ｍｍの試験片を作製して、ＪＩＳ Ｒ１６０４に規定された測定方法に準拠して、スパン３０ｍｍの条件で測定される強度である。

前記質量変化率（％）及び前記強度変化率（％）は、例えば、前記質量割合Ｒ_Ｃａを小さくすると小さくなる傾向があり、前記Ａｌ成分の含有率（％）が小さくなると小さくなる傾向があり、また、アルミナ基焼結体の表面積すなわち前記面積割合（Ｓ_４／Ｓ）が小さくなると小さくなる傾向がある。

スパークプラグ１００において、絶縁体２はアルミナ基焼結体で形成されているから、絶縁体２及びアルミナ基焼結体は同様の前記組成及び前記特性を有している。したがって、この発明によれば、耐酸性及び高温耐電圧特性に優れたスパークプラグを提供することができる。さらに、この発明によれば、燃焼室が酸雰囲気となる高出力型内燃機関に装着されても強度変化が小さく高温耐電圧にも優れ、酸雰囲気下での高い耐久性を発揮するスパークプラグを提供することができる。

この発明に係るスパークプラグの製造方法は、主成分としてのＡｌ化合物粉末とＳｉ化合物粉末とＢａ化合物粉末とＣａ化合物粉末とＭｇ化合物粉末とを、下記条件（３）〜（５）を満足するように、含有し、Ｂ化合物粉末を含有しない原料粉末を、加圧成形後に焼結して、絶縁体を製造する工程を含んでいる。以下、この発明に係るスパークプラグの製造方法について具体的に説明する。
条件（３）：前記Ｓｉ化合物粉末の質量（酸化物換算）に対する質量（酸化物換算）の割合Ｒ_Ｃａが０．０５〜０．４０
条件（４）：前記Ｓｉ化合物粉末の質量（酸化物換算）、前記Ｃａ化合物粉末の質量（酸化物換算）及び前記Ｍｇ化合物粉末の質量（酸化物換算）の合計質量に対する前記Ｍｇ化合物粉末の質量（酸化物換算）の割合Ｒ_Ｍｇが０．０１〜０．０８
条件（５）：前記Ａｌ化合物粉末の質量（酸化物換算）、前記Ｓｉ化合物粉末の質量（酸化物換算）、Ｂａ化合物粉末の質量（酸化物換算）、前記Ｃａ化合物粉末の質量（酸化物換算）及び前記Ｍｇ化合物粉末の質量（酸化物換算）の合計質量が１００質量％

この発明に係るスパークプラグの製造方法においては、原料粉末は、場合によっては、前記Ａｌ成分と同じ物質、前記Ｓｉ成分と同じ物質、前記Ｂａ成分と同じ物質、前記Ｃａ成分と同じ物質、前記Ｍｇ成分と同じ物質の各粉末を含有していてもよい。さらに、原料粉末は、Ａｌ化合物粉末とＳｉ化合物粉末とＢａ化合物粉末とＣａ化合物粉末とＭｇ化合物粉末とを含有していればよく、これらに加えて、例えば、Ｂａ化合物粉末、Ｃａ化合物粉末及びＭｇ化合物粉末以外のＩＵＰＡＣ１９９０年勧告に基づく周期表の第２族元素の化合物粉末（以下、第２族元素化合物粉末と称することがある。）、及び／又は、希土類化合物粉末を含有していてもよい。

この発明に係るスパークプラグの製造方法においては、まず、原料粉末をスラリー中で混合する。ここで、各粉末の混合割合は例えば前記各成分の含有率と同一に設定することができる。この混合は、原料粉末の混合状態を均一にし、かつ得られる焼結体を高度に緻密化することができるように、８時間以上にわたって混合されるのが好ましい。

Ａｌ化合物粉末は、焼成によりＡｌ成分に転化する化合物であれば特に制限はなく、通常、アルミナ（Ａｌ_２Ｏ_３）粉末が用いられる。Ａｌ化合物粉末は、現実的に不可避不純物、例えばＮａ等を含有していることがあるので、高純度のものを用いるのが好ましく、例えば、Ａｌ化合物粉末おける純度は９９．５％以上であるのが好ましい。Ａｌ化合物粉末は、緻密なアルミナ基焼結体を得るには、通常、その平均粒径が０．１〜５．０μｍの粉末を使用するのがよい。ここで、平均粒径はレーザー回折法（日機装株式会社製、マイクロトラック粒度分布測定装置（ＭＴ−３０００））により測定した値である。

Ｓｉ化合物粉末は、焼成によりＳｉ成分に転化する化合物であれば特に制限はなく、例えば、Ｓｉの酸化物（複合酸化物を含む。）、水酸化物、炭酸塩、塩化物、硫酸塩、硝酸塩等、リン酸塩等の各種無機系粉末を挙げることができる。具体的にはＳｉＯ_２粉末等を挙げることができる。なお、Ｓｉ化合物粉末として酸化物以外の粉末を使用する場合には、その使用量は酸化物に換算したときの酸化物換算質量％で把握する。Ｓｉ化合物粉末の純度はＡｌ化合物粉末と基本的に同様である。Ｓｉ化合物粉末の平均粒径Ｄ５０は０．５〜３．０μｍであるのが好ましい。Ｓｉ化合物粉末が前記範囲の平均粒径Ｄ５０を有していると、Ｓｉ化合物粉末の粉砕時間を比較的短くでき生産性に優れるうえ、特に円相当直径が４μｍ以上の気孔の発生を防止できる。具体的には、前記平均粒径Ｄ５０を大きくすると円相当直径が４μｍ以上の気孔が発生しやすく前記面積割合（Ｓ_４／Ｓ）が大きくなる傾向にある。前記平均粒径Ｄ５０は粒度分布にける積算値５０％の粒度をいい、日機装株式会社製のマイクロトラック粒度分布測定装置（ＭＴ−３０００）によりレーザー回折法で測定した値である。

Ｂａ化合物粉末は、焼成によりＢａ成分に転化する化合物であれば特に制限はなく、例えば、Ｂａの酸化物（複合酸化物を含む。）、水酸化物、炭酸塩、塩化物、硫酸塩、硝酸塩等、リン酸塩等の各種無機系粉末を挙げることができる。具体的には、Ｂａ化合物粉末として、ＢａＯ粉末、ＢａＣＯ_３粉末等が挙げられる。なお、Ｂａ化合物粉末として酸化物以外の粉末を使用する場合には、その使用量は酸化物に換算したときの酸化物換算質量％で把握する。Ｂａ化合物粉末の純度はＡｌ化合物粉末と基本的に同様である。Ｂａ化合物粉末の平均粒径Ｄ５０はＳｉ化合物粉末と同様の理由により０．５〜３．０μｍであるのが好ましい。

Ｃａ化合物粉末は、焼成によりＣａ成分に転化する化合物であれば特に制限はなく、例えば、Ｃａの酸化物（複合酸化物を含む。）、水酸化物、炭酸塩、塩化物、硫酸塩、硝酸塩等、リン酸塩等の各種無機系粉末を挙げることができる。具体的には、Ｃａ化合物粉末として、ＣａＯ粉末、ＣａＣＯ_３粉末等が挙げられる。なお、Ｃａ化合物粉末として酸化物以外の粉末を使用する場合には、その使用量は酸化物に換算したときの酸化物換算質量％で把握する。Ｃａ化合物粉末の純度はＡｌ化合物粉末と基本的に同様である。Ｃａ化合物粉末の平均粒径Ｄ５０はＳｉ化合物粉末と同様の理由により０．５〜３．０μｍであるのが好ましい。

Ｍｇ化合物粉末は、焼成によりＭｇ成分に転化する化合物であれば特に制限はなく、例えば、Ｍｇの酸化物（複合酸化物を含む。）、水酸化物、炭酸塩、塩化物、硫酸塩、硝酸塩等、リン酸塩等の各種無機系粉末を挙げることができる。具体的には、Ｍｇ化合物粉末として、ＭｇＯ粉末、ＭｇＣＯ_３粉末等が挙げられる。なお、Ｍｇ化合物粉末として酸化物以外の粉末を使用する場合には、その使用量は酸化物に換算したときの酸化物換算質量％で把握する。Ｍｇ化合物粉末の純度はＡｌ化合物粉末と基本的に同様である。Ｍｇ化合物粉末の平均粒径Ｄ５０はＳｉ化合物粉末と同様の理由により０．５〜３．０μｍであるのが好ましい。

任意で添加される前記第２族元素化合物粉末は、前記Ｂａ化合物粉末、前記Ｃａ化合物粉末及び前記Ｍｇ化合物粉末以外の粉末であり、焼成により、Ｂａ成分、Ｃａ成分及びＭｇ成分以外の第２族成分に転化する化合物であれば特に制限はなく、例えば、Ｂａ、Ｃａ及びＭｇ以外の第２族元素の酸化物（複合酸化物を含む。）、水酸化物、炭酸塩、塩化物、硫酸塩、硝酸塩等、リン酸塩等の各種無機系粉末を挙げることができる。第２族元素化合物粉末としてはＳｒ化合物粉末であるのが好ましい。具体的には、Ｓｒ化合物粉末として、ＳｒＯ粉末、ＳｒＣＯ_３粉末等が挙げられる。なお、第２族元素化合物粉末として酸化物以外の粉末を使用する場合には、その使用量は酸化物に換算したときの酸化物換算質量％で把握する。第２族元素化合物粉末の純度はＡｌ化合物粉末と基本的に同様である。第２族元素化合物粉末の平均粒径Ｄ５０はＳｉ化合物粉末と同様の理由により０．５〜３．０μｍであるのが好ましい。

任意で添加される前記希土類元素化合物粉末は、焼成によりＲＥ成分に転化する化合物であれば特に制限はなく、例えば、希土類元素の酸化物及びその複合酸化物等の粉末を挙げることができる。なお、希土類元素化合物粉末として酸化物以外の粉末を使用する場合には、その使用量は酸化物に換算したときの酸化物換算質量％で把握する。希土類元素化合物粉末の純度及び平均粒径はＡｌ化合物粉末と基本的に同様である。

前記原料粉末は、Ａｌ化合物粉末、Ｓｉ化合物粉末、Ｂａ化合物粉末、Ｃａ化合物粉末及びＭｇ化合物粉末等の各酸化物換算含有率は基本的には前記アルミナ基焼結体における各含有率と同様である。

なお、前記原料粉末にバインダーとして、例えば親水性結合剤を配合することもできる。この親水性結合剤としては、例えば、ポリビニルアルコール、水溶性アクリル樹脂、アラビアゴム、デキストリン等を挙げることができる。また、原料粉末を分散させる溶媒としては、例えば、水、アルコール等を用いることができる。これらの親水性結合剤及び溶媒は１種単独でも２種以上を併用することもできる。親水性結合剤及び溶媒の使用割合は、原料粉末を１００質量部としたときに、親水性結合剤は０．１〜５．０質量部、好ましくは０．５〜３．０質量部であり、溶媒として使用するときの水は４０〜１２０質量部、好ましくは５０〜１００質量部である。

このようにして得られたスラリーは、例えば、平均粒径１．４〜５．０μｍに調製することができる。次いで、このようにして得られたスラリーをスプレードライ法等により噴霧乾燥して平均粒径５０〜２００μｍ、好ましくは７０〜１５０μｍに造粒する。前記平均粒径はいずれもレーザー回折法（日機装株式会社製、マイクロトラック粒度分布測定装置（ＭＴ−３０００））により測定した値である。

この造粒物を加圧成形して好ましくは前記絶縁体２の形状及び寸法を有する未焼成成形体を得る。この加圧成形は５０〜７０ＭＰａの加圧下で行われる。前記圧力が前記範囲内にあると、得られるアルミナ基焼結体における前記面積割合（Ｓ_４／Ｓ）を０〜１．０％に調整することができる。具体的には、加圧圧力を小さくすると前記面積割合（Ｓ_４／Ｓ）が大きくなり、逆に加圧圧力を大きくすると前記面積割合（Ｓ_４／Ｓ）が小さくなる。得られた未焼成成形体は研削されて自身の形状が整えられる。この未焼成成形体は比較的大きな平均粒径を有する造粒物で形成されているから加工性に優れ、工業的に安価な前記方法によって、所望の形状に容易にかつ高い生産性で整形されることができる。

このようにして所望の形状に研削整形された未焼成成形体を大気雰囲気で１５００〜１７００℃、好ましくは１５５０〜１６５０℃で、１〜８時間、好ましくは３〜７時間にわたって焼成して、アルミナ基焼結体を得る。焼成温度が１５００〜１７００℃であると、焼結体が十分に緻密化し易く、アルミナ成分の異常粒成長が生じ難いので、得られるアルミナ基焼結体の耐電圧特性及び機械的強度を確保することができる。また、焼成時間が１〜８時間であると、焼結体が十分に緻密化し易く、アルミナ成分の異常粒成長が生じ難いので、得られるアルミナ基焼結体の耐酸性、耐電圧特性及び機械的強度を確保することができる。

このようにして前記組成を有する未焼成成形体を焼結すると、主成分としてのＡｌ成分とＳｉ成分とＢａ成分とＣａ成分とＭｇ成分とを含有するアルミナ基焼結体が得られる。このアルミナ基焼結体は、前記耐酸性、前記範囲の前記面積割合（Ｓ_４／Ｓ）及び前記範囲の前記質量割合Ｒ_Ｇを有している。したがって、このアルミナ基焼結体は、スパークプラグの絶縁体とされたときに高い耐酸性と高い耐電圧特性特に高温耐電圧特性とを発揮する。故に、このアルミナ基焼結体は、高出力化された内燃機関、又は、バイオ燃料又は混合燃料を燃料として用いる内燃機関用のスパークプラグが備える絶縁体を形成する材料として、特に、バイオ燃料又は混合燃料を燃料として用いる高出力化された内燃機関用のスパークプラグが備える絶縁体を形成する材料として、好適に用いられる。

このアルミナ基焼結体は、絶縁体２の形状及び寸法に適合するように、所望により、再度、その形状等を整形されてもよい。このようにして、アルミナ基焼結体及びこのアルミナ基焼結体で構成されたスパークプラグ１００用の絶縁体２を作製することができる。

次いで、得られた絶縁体２はその貫通孔６に中心電極３が挿設される。中心電極３が挿設された絶縁体２を前記主体金具１に挿入して、第１主体金具段部５５と第１絶縁体段部２７とを係合させることによって、主体金具１に絶縁体２を取り付ける。なお、主体金具１は前記形状及び寸法に調整されている。接地電極４は絶縁体２を取り付ける前又は後に主体金具１の端部近傍に電気抵抗溶接等によって接合される。このようにして、スパークプラグ１００を製造することができる。この発明に係るスパークプラグの製造方法において、中心電極と絶縁体と主体金具との組み付ける態様としては、例えば図１及び図２に示すところの、この発明に係るスパークプラグの一実施例を挙げることができる。

この発明に係るスパークプラグは、自動車用の内燃機関等の点火栓として使用され、内燃機関の燃焼室を区画形成するヘッド（図示せず）に設けられたネジ穴に前記取付ネジ部７が螺合されて、所定の位置に固定される。

この発明に係るスパークプラグは、前記した実施例に限定されることはなく、本願発明の目的を達成することができる範囲において、種々の変更が可能である。例えば、前記スパークプラグ１００は、脚長部３０が略円錐台形をなしているが、この発明において、前記脚長部は、略均一な外径を有する円筒形を有する脚長基部と、この脚長基部から段差部を経て脚長基部よりも小径の略円錐台形の脚長先端部とを備えていてもよい。

また、前記スパークプラグ１００は、中心電極３及び接地電極４を備えているが、この発明においては、中心電極の先端部、及び／又は、接地電極の表面に、貴金属チップを備えていてもよい。中心電極の先端部及び接地電極の表面に形成される貴金属チップは、通常、円柱形状を有し、適宜の寸法に調整され、適宜の溶接手法例えばレーザー溶接又は電気抵抗溶接により中心電極の先端部、接地電極の表面に溶融固着される。中心電極の先端部に形成された貴金属チップの表面と接地電極の表面に形成された貴金属チップの表面とで前記火花放電間隙が形成される。この貴金属チップを形成する材料は、例えば、Ｐｔ、Ｐｔ合金、Ｉｒ、Ｉｒ合金等の貴金属が挙げられる。

（アルミナ基焼結体の製造）
アルミナ粉末とＳｉ化合物粉末と第２族元素化合物粉末としてＣａ化合物粉末、Ｍｇ化合物粉末及びＢａ化合物粉末と所望によりＢ化合物粉末（試料番号１９）又はＬａ_２Ｏ_３粉末（試料番号５）との原料粉末（混合した各粉末の種類を第１表に示す。）に親水性結合剤を添加してスラリーを調製した。なお、前記Ｓｉ化合物粉末及び前記第２族元素化合物粉末の平均粒径Ｄ５０は前記範囲内にあった。

得られたスラリーをスプレードライ法等により噴霧乾燥して平均粒径が約１００μｍの粉末を造粒した。この粉末を５０〜７０ＭＰａのプレス圧力でラバープレス成形して未焼成成形体を得た。この未焼成成形体を大気雰囲気下において焼成温度１５００〜１７００℃の範囲内で焼成時間を１〜８時間に設定して焼成し、４８ｍｍ×４ｍｍ×３ｍｍの寸法を有する、試料番号１〜３８の各アルミナ基焼結体を得た。なお、前記焼成条件は前記範囲内ですべて同一の条件に設定した。第１表（その１）及び第１表（その２）（以下、併せて第１表と称することがある。）において「＊」を付した試料は比較例である。

（成分の含有率測定）
得られたアルミナ基焼結体それぞれの組成すなわち各成分の含有率を、エネルギー分散型マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ／ＥＤＳ）を用いた定量分析によって、検出された各成分の酸化物換算質量の合計を１００質量％としたときの質量割合（％）として算出した。エネルギー分散型マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ／ＥＤＳ）の分析条件は、フィールドエミッション電子プローブマイクロアナライザ（ＪＸＡ−８５００Ｆ、日本電子株式会社製）を用いてスポット径φ２００、加速電圧２０ｋＶに設定し、１０個所測定したときの算出平均値とした。その結果を「組成（酸化物換算質量％）」として第１表に示す。また、各成分の含有率から、前記質量割合Ｒ_Ｃａ及び前記質量割合Ｒ_Ｍｇをそれぞれ算出してその結果を第１表に示す。さらに、Ｓｉ成分、Ｃａ成分、Ｍｇ成分、Ｂａ成分、Ｌａ_２Ｏ_３成分及びＢ成分（試料番号１９）の含有率の合計含有率を合算し、その結果を「質量割合Ｒ_ｇ」として第１表に示す。なお、第１表に示される各成分の含有率は前記原料粉末における混合割合とほぼ一致していた。また、得られたアルミナ基焼結体それぞれの前記面積割合（Ｓ_４／Ｓ）を前記方法により測定又は算出した結果を第１表に示す。

（質量変化率（％）の測定）
各アルミナ基焼結体におけるＣａ成分及びＳｉ成分の酸化物換算質量を算出し、常温における濃塩酸に１０分間浸漬した後に濃塩酸から取り出した。この浸漬後のアルミナ基焼結体それぞれをＥＰＭＡ／ＥＤＳを用いて前記と同様にして定量成分し、常温における濃塩酸浸漬後のアルミナ基焼結体におけるＣａ成分及びＳｉ成分の酸化物換算質量を算出した。常温における濃塩酸に浸漬後のＣａ成分及びＳｉ成分の合計質量（酸化物換算質量）Ｗ２と、常温における濃塩酸に浸漬する前のＣａ成分及びＳｉ成分の合計質量（酸化物換算質量）Ｗ１とから、前記式に基づいて各アルミナ基焼結体における「常温における濃塩酸への１０分間浸漬前後のＣａ成分及びＳｉ成分の質量変化率（％）」を算出し、第１表に「質量変化率（％）」として示す。

（強度変化率（％）の測定等）
試料番号３、４、６及び１０〜１３の各アルミナ基焼結体における３点曲げ強度Ｓ１を前記方法に準拠して測定した。次いで、同様にして製造した試料番号３、４、６及び１０〜１３の各アルミナ基焼結体を常温における濃塩酸に１０分間浸漬した後に濃塩酸から取り出し、同様にして３点曲げ強度Ｓ２を測定した。同じ試料番号のアルミナ基焼結体において、常温における濃塩酸に浸漬後の３点曲げ強度Ｓ２と常温における濃塩酸に浸漬する前の３点曲げ強度Ｓ１とから、前記式に基づいてアルミナ基焼結体における「濃塩酸への１０分間浸漬前後の強度変化率（％）」を算出し、その結果を図３に示す。

（高温耐電圧特性の測定）
前記アルミナ基焼結体の製造と基本的に同様にして、図４（ｂ）に示される耐電圧測定用絶縁体７０をそれぞれ製造した。この耐電圧測定用絶縁体７０は、その軸線方向の中心部に軸孔を備えていると共に軸孔の先端部は閉じた状態と成っている。この耐電圧測定用絶縁体７０それぞれを用いて高温下における耐電圧を測定した。耐電圧を測定する装置を図４に示す。図４（ａ）は耐電圧測定用絶縁体７０と耐電圧測定用絶縁体７０の先端近傍を囲繞する金属製のリング７１とを俯瞰した図であり、図４（ｂ）は耐電圧測定用絶縁体７０と前記リング３１との断面図である。リング７１は、その軸線長さＬが３〜４ｍｍであり、図示しない固定手段によって耐電圧測定用絶縁体７０の先端近傍に固定されている。耐電圧測定用絶縁体７０は、基部７２により一端部が固定され、他端部が基部７２から突出している。前記軸孔には中心電極Ｄが挿入配置されている。この高温下での耐電圧評価は、耐電圧測定用絶縁体７０の基部７２から突出した部位を６００〜９５０℃に高周波加熱し、耐電圧測定用絶縁体７０における加熱され易い金属製のリング３１に近接した部位が８００℃、８５０℃及び９００℃の所定温度に達した状態において、中心電極Ｄとリング３１との間に電圧を印加し、耐電圧測定用絶縁体７０に絶縁破壊が発生したときの電圧値を耐電圧値として測定することとした。測定した各耐電圧値を第１表に示す。

第１表に示されるように、アルミナ基焼結体がＢａ成分と、前記条件（１）及び（２）を満足するようにＳｉ成分、Ｃａ成分及びＭｇ成分とを含有し、Ｂ成分を実質的に無含有であると、例えば、試料番号２〜１０、２２〜２６及び２８〜３８に示されるように前記質量変化率（％）が−３０．０％以下で、８００℃、８５０℃及び９００℃における耐電圧値が１６〜３１ｋＶと大きな値であった。なお、アルミナ基焼結体がＡｌ成分、Ｓｉ成分、Ｂａ成分、Ｃａ成分及びＭｇ成分に加えて希土類元素成分を含有していても、試料番号５及び６に示されるように、同様の結果が得られた。特に、アルミナ基焼結体の前記質量割合Ｒ_Ｃａが０．１〜０．２であると、例えば、試料番号３〜６及び２８〜３８に示されるように、大きな耐電圧値を維持しつつ前記質量変化率（％）が−２４．５％以下であった。

また、図３を参照すると、前記質量変化率（％）が−３０％以下であると前記強度変化率（％）は−１５％以下となり、前記質量変化率（％）が−２４．５％以下であると前記強度変化率（％）は約−１２％以下となり、前記質量変化率（％）が−１８％以下であると前記強度変化率（％）は−１０％以下となることが理解できる。

このように、アルミナ基焼結体における前記質量割合Ｒ_Ｃａ及び前記質量割合Ｒ_Ｍｇをそれぞれ前記範囲内に調整すると、前記したように、アルミナ基焼結体中のガラス相の耐酸性が高くなってアルミナ基焼結体自体の耐酸性が大きくなり、その結果、アルミナ基焼結体の強度低下が小さくなる。このようなアルミナ基焼結体で形成された絶縁体は、高い耐酸性を発揮し、前記質量変化率（％）及び前記強度変化率（％）が小さい。

したがって、前記試料番号２〜１０、２２〜２６及び２８〜３８のアルミナ基焼結体は耐酸性及び高温耐電圧特性に優れ、特に試料番号３〜６及び２８〜３８のアルミナ基焼結体は高温耐電圧特性を維持しつつより一層高い耐酸性を有していた。

また、アルミナ基焼結体における液相量の質量（酸化物換算）の質量割合Ｒ_Ｇが６．２〜１０．０質量％であると、試料番号６及び２８〜３４に示されるように、大きな耐電圧値を維持しつつ前記質量変化率（％）が−１８．０％から−１０．７％まで低下し、前記質量割合Ｒ_Ｇが６．２〜１０．０質量％の範囲内にあるアルミナ基焼結体は高温耐電圧特性を維持しつつより一層高い耐酸性を有していた。

さらに、アルミナ基焼結体における前記面積割合（Ｓ_４／Ｓ）が０〜１．０％であると、試料番号６及び３５〜３８に示されるように、大きな耐電圧値を維持しつつ前記質量変化率（％）が−１８．０％から−９．５％まで低下し、前記面積割合（Ｓ_４／Ｓ）が０〜１．０％の範囲内にあるアルミナ基焼結体は高温耐電圧特性を維持しつつより一層高い耐酸性を有していた。

一方、アルミナ基焼結体がＳｉ成分とＢａ成分とＣａ成分とＭｇ成分とを含有していても前記質量割合Ｒ_Ｃａが０．０５未満及び０．４５以上となると、試料番号１及び１１〜１８に示されるように前記質量変化率（％）が−３８．０％又は−５５．０％〜−１００．０％と非常に大きな値となった。また、図３を参照すると、前記質量変化率（％）が−５５．０％（試料番号１１）以下であると前記強度変化率（％）は−２５％以上となることが理解できる。したがって、前記試料番号１及び１１〜１８のアルミナ基焼結体は十分な耐酸性を有していないことが理解できた。

また、アルミナ基焼結体がＳｉ成分とＢａ成分とＣａ成分とＭｇ成分とを含有していても、前記質量割合Ｒ_Ｍｇが０．０１未満となると試料番号２１に示されるように前記質量変化率（％）が−５９．５％と非常に大きな値となり、一方、前記質量割合Ｒ_Ｍｇが０．０９になると試料番号２７に示されるように耐電圧値がいずれも大きく低下した。

さらに、Ｃａ成分を含有していないアルミナ基焼結体（試料番号１）は前記質量変化率（％）が大きく耐酸性に劣ることが理解でき、０．４０質量％のＢ成分を含有するアルミナ基焼結体（試料番号１９）は試料番号９のアルミナ基焼結体に対して前記質量変化率（％）が大きく耐酸性に劣ることが理解でき、Ｂａ成分を含有してないアルミナ基焼結体（試料番号２０）は８００℃、８５０℃及び９００℃における耐電圧値が小さな値であり、高温耐電圧特性に劣ることが理解できた。

（スパークプラグ１の製造）
試料番号２〜１０、２２〜２６及び２８〜３８のアルミナ基焼結体の製造と基本的に同様にして絶縁体２をそれぞれ製造し、これらの絶縁体２を用いて前記のようにして各スパークプラグを製造した。製造した各スパークプラグは、絶縁体２と同様に、耐酸性及び高温耐電圧特性に優れていた。

前記のように、この発明によれば、耐酸性及び高温耐電圧特性に優れたスパークプラグを提供することができる。また、この発明によれば、燃焼室が酸雰囲気となる高出力型内燃機関に装着されても強度変化が小さく高温耐電圧にも優れ、酸雰囲気下での高い耐久性を発揮するスパークプラグを提供することができる。したがって、この発明に係るスパークプラグは、高出力化された内燃機関、又は、バイオ燃料又は混合燃料を燃料として用いる内燃機関用のスパークプラグとして好適に用いられ、特に、バイオ燃料又は混合燃料を燃料として用いる高出力化された内燃機関用のスパークプラグとして好適に用いられる。

１００ スパークプラグ
１ 主体金具
２ 絶縁体
３ 中心電極
４ 接地電極
６ 貫通孔
７ 取付ネジ部
２９ 脚長基部
３０ 脚長部（絶縁体縮径部）
５６ 係合凸部（主体金具基部）
ｇ 火花放電間隙
Ｓ 基部間隙

Claims (4)

1. 軸線方向に貫通する貫通孔を有すると共に略筒状に形成された絶縁体と、前記貫通孔に挿設された中心電極とを備えたスパークプラグであって、
   前記絶縁体は、Ｓｉ成分とＢａ成分とＣａ成分とＭｇ成分とを、下記条件（１）及び（２）を満足するように、含有し、Ｂ成分を実質的に無含有であるアルミナ基焼結体で形成されてなることを特徴とするスパークプラグ。
   条件（１）：前記Ｓｉ成分の質量（酸化物換算）に対する前記Ｃａ成分の質量（酸化物換算）の割合Ｒ_Ｃａが０．０５〜０．４０
   条件（２）：前記Ｓｉ成分の質量（酸化物換算）、前記Ｃａ成分の質量（酸化物換算）及び前記Ｍｇ成分の質量（酸化物換算）の合計質量に対する前記Ｍｇ成分の質量（酸化物換算）の割合Ｒ_Ｍｇが０．０１〜０．０８
2. 前記質量割合Ｒ_Ｃａは、０．１〜０．２であることを特徴とする請求項１に記載のスパークプラグ。
3. 前記アルミナ基焼結体は、その全質量に対する液相量の質量（酸化物換算）の質量割合Ｒ_Ｇが６．２〜１０．０質量％であることを特徴とする請求項１又は２に記載のスパークプラグ。
4. 前記アルミナ基焼結体は、その鏡面研磨面における２５０μｍ×１９０μｍの領域を倍率５００倍で観察したときに、観察領域の面積Ｓに対する、観察領域内に存在する円相当直径が４μｍ以上の気孔の合計面積Ｓ_４の面積割合（Ｓ_４／Ｓ）が０〜１．０％であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のスパークプラグ。

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