JP2012533851A

JP2012533851A - 高温性能電極を含むスパークプラグ

Info

Publication number: JP2012533851A
Application number: JP2012520731A
Authority: JP
Inventors: マー，シューウェイ; リコフスキー，ジェイムズ・ディ
Original assignee: Federal Mogul Ignition Co
Current assignee: Federal Mogul Ignition LLC
Priority date: 2009-07-15
Filing date: 2010-07-14
Publication date: 2012-12-27
Also published as: EP2454788A2; EP2454788B1; KR20120052319A; US8575829B2; CN102484357A; EP2454788A4; WO2011008801A3; WO2011008801A2; US20110012498A1

Abstract

スパークプラグ（２０）は、スパーク端部（２８，３２）を有する少なくとも１つの電極（２２，２４）を含む。スパーク端部（２８，３２）は、１０．０重量パーセントから６０．０重量パーセントの量のクロムと、０．５重量パーセントから１０．０重量パーセントの量のパラジウムと、モリブデンおよびタングステンのうち少なくとも１つから実質的になる残部とを含む高温性能合金で形成される。スパーク端部（２８，３２）は火花接触面（３６，４４）を呈し、内燃機関の中のスパークプラグ（２０）の使用の際などの少なくとも５００℃の温度で火花接触面（３６，４４）に酸化クロム（Ｃｒ２Ｏ３）の層（５０）が形成する。Ｃｒ２Ｏ３の層（５０）は、燃焼室の極端な条件からスパーク端部３２，３８の大部分を保護し、侵食、腐食、および球状化を防止する。

Description

関連出願への相互参照
この出願は、２００９年７月１５日に出願された米国仮出願連続番号第６１／２２５，６１５号の優先権を主張し、これがここに引用により援用される。

発明の背景
１．発明の分野
本発明は内燃機関のスパークプラグに向けられており、より特定的には高温性能電極を含むスパークプラグに向けられている。

２．先行技術の説明
スパークプラグは内燃機関中で燃焼を開始するのに広く用いられている。スパークプラグは典型的に、セラミック絶縁体と、セラミック絶縁体を取囲む導電性シェルと、セラミック絶縁体中に配設される中央電極と、導電性シェルに動作するように取付けられる接地電極とを含む。電極は各々、先端、円板、リベット、または他の形状の部分などのスパーク端部を有する。各々のスパーク端部は火花接触面を含む外面を呈する。スパーク端部の火花接触面は典型的に、互いに近接して位置し、その間に火花ギャップを規定する露出した平面である。そのようなスパークプラグは、中央電極と接地電極との間の火花ギャップを飛び越える電気スパークを発することによりエンジンシリンダ中のガスに点火し、その点火がエンジンの仕事工程を生み出す。

内燃機関の性質により、スパークプラグは少なくとも５００℃という高温の極端な環境中およびさまざまな腐食性燃焼ガス中で動作するが、これは伝統的にスパークプラグの寿命を縮めていた。スパーク端部または電極のスパーク端部に隣接する材料は、スパークプラグの動作中の電気アークの高いアーク温度によって生じる局所化された蒸発のために電気的侵食も受ける。電極は、特にスパーク端部でさまざまな粒子の成長および酸化にも遭遇することがある。時間が経つにつれ、電気スパーク侵食、粒子、および酸化は中央電極と接地電極との間の火花の質を低下させ、これは次にスパークプラグの性能ならびに結果的に生じる点火および燃焼に影響を及ぼす。

既存のスパークプラグ電極はしばしば、腐食および酸化に対して耐性が高い純ＮｉまたはＮｉ合金などのニッケル（Ｎｉ）材料で形成される。しかしながら、そのようなＮｉ電極は著しい量の電気スパーク侵食を受けるため、スパークプラグにおけるそれらの使用が限定されてしまう。

電気スパーク侵食の量を低減しかつＮｉ電極の性能を向上しようとして、貴金属材料で形成されるスパーク端部がＮｉ材料で形成されるベースに取付けられた。貴金属材料は典型的に、純Ｐｔまたはその合金などの白金（Ｐｔ）材料である。Ｐｔ材料で形成されるスパーク端部は電気スパーク侵食の速度が遅いため、したがって電極の性能を向上させる。しかしながら、そのような貴金属の高コストは、全電極を通したそれらの使用を限定してしまう。

さらに、Ｐｔ材料は火花および燃焼室の極端な条件に晒されると過剰な酸化により球状化または橋絡するため、スパーク端部におけるＰｔ材料の使用は限定されてしまう。図７は、Ｐｔ合金で形成され、スパーク端部に形成された金属球を含む先行技術のスパーク端部を示す。金属球は典型的に時間とともに成長し、中央電極と接地電極との間の火花ギャップを橋絡することがある。橋絡は典型的に電極の性能を妨げ、これは次に、パワー出力、燃費、エンジン性能、および排気を含めて、結果的に生じる点火および燃焼に影響を及ぼす。

スパーク端部は純Ｉｒまたはその合金などのイリジウム（Ｉｒ）材料でも形成された。Ｉｒ材料は、Ｎｉ材料およびＰｔ材料が遭遇する球状化またはスパーク侵食に遭遇しない。しかしながら、Ｉｒ材料の使用は限定される。なぜなら、そのような材料はカルシウム（Ｃａ）およびリン（Ｐ）の存在下で腐食するからである。ＣａおよびＰはしばしばエンジンオイルおよびオイル添加剤中に存在し、内燃機関中のスパークプラグの動作の際にスパーク端部がこれに露出する。最近、エンジンメーカーが、より多くのエンジンオイルが合金化されて燃焼室に染み出ることにより、摩擦を低減して燃費を向上させようとするにつれて、燃焼材料中のＣａおよびＰの量が増している。

発明の要約および利点
発明の１つの局面は、高温性能合金で形成されるスパーク端部を有する少なくとも１つの電極を備えるスパークプラグを提供する。高温性能合金は、高温性能合金の重量パーセントで、１０．０重量パーセントから６０．０重量パーセントの量のクロムと、０．５重量パーセントから１０．０重量パーセントの量のパラジウムと、モリブデンおよびタングステンのうち少なくとも１つから実質的になる残部とを含む。

発明の別の局面は、高温性能合金で形成されるスパーク端部を有する内燃機関のスパークプラグにおける使用のための電極を提供する。高温性能合金は、高温性能合金の重量パーセントで、１０．０重量パーセントから６０．０重量パーセントの量のクロムと、０．５重量パーセントから１０．０重量パーセントの量のパラジウムと、モリブデンおよびタングステンのうち少なくとも１つから実質的になる残部とを含む。

発明の別の局面は、スパーク端部を有する電極を含むスパークプラグを作製する方法であって、クロム、パラジウム、ならびにモリブデンおよびタングステンのうち少なくとも１つを含むパワー金属材料を与えるステップと、粉末金属材料を電極のスパーク端部に成形するステップと、高温性能合金を与えるように当該粉末金属材料を加熱するステップとを備え、高温性能合金は、高温性能合金の重量パーセントで、１０．０重量パーセントから６０．０重量パーセントの量のクロムと、０．５重量パーセントから１０．０重量パーセントの量のパラジウムと、モリブデンおよびタングステンのうち少なくとも１つから実質的になる残部とを備える、方法を提供する。

高温性能合金で形成されるスパーク端部は、Ｎｉ材料で形成されるスパーク端部によって与えられる耐腐食性および耐酸化性と同様の高耐腐食性および高耐酸化性を与える。しかしながら、Ｎｉ材料とは異なって、高温性能合金も電気スパーク侵食に耐性があるため、高温性能合金は電極のスパーク端部により適している。

高温性能合金の電気スパーク侵食速度はＰｔおよびＰｔ−Ｎｉ材料の電気スパーク侵食速度とほぼ等しい。しかしながら、高温性能合金は５００℃よりも高い温度で球状化しないため、高温性能合金は電極のスパーク端部により適している。このように、高温性能合金で形成されるスパーク端部はスパークプラグ２０の向上した性能を与える。

本発明は、添付の図面と関連して考慮されると、以下の詳細な説明を参照してより十分に理解されるため、本発明の他の利点が容易に認められるであろう。

少なくとも５００℃の温度に晒される前の、本発明の１つの実施形態に従うスパークプラグの長手方向断面図である。少なくとも５００℃の温度に晒された後の、図１ａのスパークプラグのスパーク端部の拡大断面図である。少なくとも５００℃の温度に晒される前の、第２の実施形態の中央電極の長手方向断面図である。少なくとも５００℃の温度に晒される前の、Ｐｄのコーティングを含む第３の実施形態の中央電極の断面図である。少なくとも５００℃の温度に晒された後の、図３ａの中央電極の断面図である。少なくとも５００℃の温度に晒される前の、第４の実施形態の接地電極の長手方向断面図である。少なくとも５００℃の温度に晒される前の、第５の実施形態の接地電極の長手方向断面図である。少なくとも５００℃の温度に晒された後の、図５ａの接地電極の長手方向断面図である。発明例および比較例のスパーク侵食速度を図示するグラフの図である。球状化を示す、先行技術のＰｔ合金で形成される火花接触面の断面図である。

発明の詳細な説明
図１ａを参照して、内燃機関中の燃料と空気との混合物に点火するための代表的なスパークプラグ２０を示す。発明の１つの局面は、高温性能合金で形成されるスパーク端部３２，３８を有する電極２２，２４を提供する。スパーク端部３２，３８は、図１ｂに示されるような、火花接触面３６，４４を含む外面３４，４２を呈する。高温性能合金は、高温性能合金の重量パーセントで、１０．０重量パーセントから６０．０重量パーセントの量のクロム（Ｃｒ）と、０．５重量パーセントから１０．０重量パーセントの量のパラジウム（Ｐｄ）と、モリブデン（Ｍｏ）およびタングステン（Ｗ）のうち少なくとも１つから実質的になる残部とを含む。１つの実施形態では、スパーク端部３２，３８は、図１ｂに示されるように、内燃機関中のスパークプラグ２０の使用の際など少なくとも５００℃の温度で火花接触面３６，４４に酸化クロム（Ｃｒ₂Ｏ₃）の層５０を含む。高温性能合金は、顕著な電気スパーク侵食、腐食、球状化、または酸化なしに５００℃よりも高い温度で十分な性能を提供する。このように、高温性能合金はスパークプラグ２０の向上した性能を与える。

高温性能合金の各々の元素の存在および量は、高温性能合金を焼結した後に定められる。各々の元素の重量パーセントは高温性能合金の合計重量に基づく。各々の個別の元素の重量パーセントは、まず高温性能合金中の個別の元素の質量を測定し、個別の元素の質量を高温性能合金の合計質量で除算することによって定められる。高温性能合金中の各々の元素の存在および量は、化学分析によってまたはスパーク端部３２，３８のエネルギ分散性スペクトル（Ｅ．Ｄ．Ｓ．）を見ることによって検出されてもよい。Ｅ．Ｄ．Ｓ．は走査型電子顕微鏡（Ｓ．Ｅ．Ｍ．）器具によって生成されてもよい。

高温性能合金は、高温性能合金の酸化性能に実質的に影響を及ぼすのに十分な量のＣｒを含む。Ｃｒの量は、Ｃｒ₂Ｏ₃層５０の存在、量、および厚みに直接に影響する。１つの実施形態では、高温性能合金は、１０．０重量パーセントから６０．０重量パーセントの量のＣｒを含む。別の実施形態では、高温性能合金は１５．０重量パーセントから５８．０重量パーセントの量のＣｒを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は２３．０重量パーセントから４７．０重量パーセントの量のＣｒを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金は少なくとも１０．０重量パーセントの量のＣｒを含む。別の実施形態では、高温性能合金は少なくとも２４．０重量パーセントの量のＣｒを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は少なくとも４３．０重量パーセントの量のＣｒを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金は５９．０重量パーセント未満の量のＣｒを含む。別の実施形態では、高温性能合金は５５．０重量パーセント未満の量のＣｒを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は３０．０重量パーセント未満の量のＣｒを含む。

高温性能合金は、高温性能合金の酸化性能に実質的に影響を及ぼすのに十分な量のＰｄを含む。１つの実施形態では、高温性能合金は０．５重量パーセントから１０．０重量パーセントの量のＰｄを含む。別の実施形態では、高温性能合金は０．９重量パーセントから７．６重量パーセントの量のＰｄを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は３．６重量パーセントから５．０重量パーセントの量のＰｄを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金は少なくとも０．５重量パーセントの量のＰｄを含む。別の実施形態では、高温性能合金は少なくとも１．６重量パーセントの量のＰｄを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は少なくとも６．３重量パーセントの量のＰｄを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金は１０．０重量パーセント未満の量のＰｄを含む。別の実施形態では、高温性能合金は８．４重量パーセント未満の量のＰｄを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は３．０重量パーセント未満の量のＰｄを含む。

高温性能合金は、高温性能合金のスパーク侵食速度に実質的に影響を及ぼすのに十分な量のＭｏおよびＷのうち少なくとも１つを含む。１つの実施形態では、高温性能合金はＭｏおよびＷのうち少なくとも１つからなる残部を含む。ＭｏおよびＷのうち少なくとも１つの重量パーセントは、高温性能合金中のＭｏの重量パーセントと高温性能合金中のＷの重量パーセントとの和に等しい。ＭｏおよびＷの重量パーセントは、まず高温性能合金中のＭｏの質量を測定しかつ高温性能合金中のＷの質量を測定し、Ｍｏの質量とＷの質量との和を求めて、次に和を高温性能合金の合計質量で除算することによって定められる。

１つの実施形態では、高温性能合金は１０．５重量パーセントから９０．０重量パーセントの量のＭｏおよびＷのうち少なくとも１つを含む。換言すると、高温性能合金の残部は１０．５重量パーセントから９０．０重量パーセントの量のＭｏおよびＷのうち少なくとも１つを含む。別の実施形態では、高温性能合金は２４．８重量パーセントから８５．２重量パーセントの量のＭｏおよびＷのうち少なくとも１つを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は３０．５重量パーセントから７１．４重量パーセントの量のＭｏおよびＷのうち少なくとも１つを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金は、少なくとも１０．５重量パーセントの量のＭｏおよびＷのうち少なくとも１つを含む。別の実施形態では、高温性能合金は少なくとも３０．４重量パーセントの量のＭｏおよびＷのうち少なくとも１つである。また別の実施形態では、高温性能合金は少なくとも４１．９重量パーセントの量のＭｏおよびＷのうち少なくとも１つを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金は９０．５重量パーセント未満の量のＭｏおよびＷのうち少なくとも１つを含む。別の実施形態では、高温性能合金は８４．５重量パーセント未満の量のＭｏおよびＷのうち少なくとも１つを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は６０．３重量パーセント未満の量のＭｏおよびＷのうち少なくとも１つを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金は１０．５重量パーセントから９０．０重量パーセントの量のＭｏを含む。別の実施形態では、高温性能合金は２５．７重量パーセントから７９．２重量パーセントの量のＭｏを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は３２．４重量パーセントから６６．４重量パーセントの量のＭｏを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金は１０．５重量パーセントから９０．０重量パーセントの量のＷを含む。別の実施形態では、高温性能合金は２２．３重量パーセントから７７．１重量パーセントの量のＷを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は３１．１重量パーセントから５０．９重量パーセントの量のＷを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金は、１．０重量パーセントから８９．０重量パーセントの量のＭｏと１．０重量パーセントから８９．０重量パーセントの量のＷとを含む。別の実施形態では、高温性能合金は、１．０重量パーセントから３０．０重量パーセントの量のＭｏと３５．０重量パーセントから６０．０重量パーセントの量のＷとを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は、２３．０重量パーセントから２９．７重量パーセントの量のＭｏと４．２重量パーセントから２１．９重量パーセントの量のＷとを含む。

１つの実施形態では、スパーク端部３２，３８は、図３ｂおよび図５ｂに示されるように、内燃機関中のスパークプラグ２０の使用の際など少なくとも５００℃の温度で火花接触面３６，４４にＣｒ₂Ｏ₃層５０を含む。高温性能合金が典型的に内燃機関の動作温度である少なくとも５００℃の温度に加熱されると、Ｃｒ₂Ｏ₃層５０は、図３ｂおよび図５ｂに示されるように、火花接触面３６，４４に沿って形成する。Ｃｒ₂Ｏ₃層５０は密でありかつ安定しており、形成自由エネルギが低い。このように、Ｃｒ₂Ｏ₃層５０はスパーク端部３２，３８の大部分を侵食、腐食から保護し、火花および燃焼室の極端な条件によるスパーク端部３２，３８における球状化を防止する。典型的に、Ｃｒ₂Ｏ₃層５０は、火花接触面３６，４４を含むスパーク端部３２，３８の全外面３４，４２に沿って形成する。しかしながら、Ｃｒ₂Ｏ₃層５０は全火花接触面３６，４４に沿ってのみ存在したり、火花接触面３６，４４の一部にのみ存在したり、全火花接触面３６，４４および外面３４，４２の一部にのみ存在したり、または火花接触面３６，４４の一部および外面３４，４２の一部にのみ存在してもよい。このように少なくとも５００℃の温度で、スパーク端部３２，３８は、スパーク端部３２，３８の大部分がＣｒ、Ｐｄ、ならびにＭｏおよびＷのうち少なくとも１つから実質的になる残部を含み、外面３４，４２がＣｒ₂Ｏ₃層５０を含む勾配構造を備える。スパーク端部３２，３８の大部分にはＣｒ₂Ｏ₃層５０が存在しない。Ｃｒ₂Ｏ₃層５０が火花接触面３６，４４に一旦形成されると、Ｃｒ₂Ｏ₃層５０はすべての温度で存在したままである。

Ｃｒ₂Ｏ₃層５０はスパーク端部３２，３８の酸化性能に実質的に影響を及ぼす厚みを有する。この厚みは、少なくとも５００℃の温度でのスパークプラグ２０の動作の際にスパーク毎の十分な放電電圧およびアブレーション量も与える。Ｃｒ₂Ｏ₃層５０の存在、量、および厚みは、スパーク端部３２，３８を少なくとも５００℃に加熱し、スパーク端部３２，３８に対して化学的分析を行うことによって、またはＳ．Ｅ．Ｍ．器具を用いてスパーク端部３２，３８のエネルギ分散性スペクトル（Ｅ．Ｄ．Ｓ．）を生成しかつ見ることによって、検出されてもよい。

１つの実施形態では、Ｃｒ₂Ｏ₃層５０は０．１０マイクロメートル（μｍ）から１０．０μｍの厚みを有する。別の実施形態では、Ｃｒ₂Ｏ₃層５０は０．２０μｍから８．５μｍの厚みを有する。また別の実施形態では、Ｃｒ₂Ｏ₃層５０は１．８μｍから６．３μｍの厚みを有する。１つの実施形態では、Ｃｒ₂Ｏ₃層５０の厚みは、スパーク端部３２，３８の全外面３４，４２および火花接触面３６，４４に沿って一貫している。別の実施形態では、Ｃｒ₂Ｏ₃層５０の厚みは外面３４，４２および火花接触面３６，４４に沿って異なる。

以上で言及したように、Ｃｒの量は、Ｃｒ₂Ｏ₃層５０の存在、量、および厚みに直接に影響する。スパーク端部３２，３８の高温性能合金は、Ｃｒ₂Ｏ₃層５０がスパーク端部３２，３８の酸化性能に実質的に影響を及ぼす厚みを有するために、少なくとも１０．０重量パーセントの量のＣｒを要件とする。しかしながら、Ｃｒが６０．０重量パーセントよりも多い量存在すると、Ｃｒ₂Ｏ₃層５０の厚みは１０．０μｍよりも大きくなり、これは、スパークプラグ２０の動作の際のスパークごとの増大したかつ所望されない放電電圧およびアブレーション量をもたらしてしまうことがある。

１つの実施形態では、高温性能合金は、高温性能合金の酸化性能に実質的に影響を及ぼすのに十分な量のイットリウム（Ｙ）を含む。Ｙは、スパーク端部３２，３８の大部分へのＣｒ₂Ｏ₃層５０の接着性を増す。１つの実施形態では、高温性能合金は０．００１重量パーセントから０．２００重量パーセントの量のＹを含む。別の実施形態では、高温性能合金は０．０４０重量パーセントから０．１５０重量パーセントの量のＹを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は０．１３０重量パーセントから０．１７４重量パーセントの量のＹを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金は少なくとも０．００１重量パーセントの量のＹを含む。別の実施形態では、高温性能合金は少なくとも０．０３６重量パーセントの量のＹを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は少なくとも０．０９０重量パーセントの量のＹを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金は０．２００重量パーセントまでの量のＹを含む。別の実施形態では、高温性能合金は０．１７５重量パーセントまでの量のＹを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は０．１１０重量パーセントまでの量のＹを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金は、高温性能合金の酸化性能に実質的に影響を及ぼすのに十分な量のシリコン（Ｓｉ）を含む。１つの実施形態では、高温性能合金は０．００１重量パーセントから０．５００重量パーセントの量のＳｉを含む。別の実施形態では、高温性能合金は０．００９重量パーセントから０．４４１重量パーセントの量のＳｉを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は０．０１０重量パーセントから０．３９１重量パーセントの量のＳｉを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金は少なくとも０．００１重量パーセントの量のＳｉを含む。別の実施形態では、高温性能合金は少なくとも０．０１０重量パーセントの量のＳｉを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は少なくとも０．２００重量パーセントの量のＳｉを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金は０．５００重量パーセントまでの量のＳｉを含む。別の実施形態では、高温性能合金は０．４５０重量パーセントまでの量のＳｉを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は０．３８８重量パーセントまでの量のＳｉを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金は、高温性能合金の酸化性能に実質的に影響を及ぼすのに十分な量のＳｉおよびマンガン（Ｍｎ）のうち少なくとも１つを含む。ＳｉおよびＭｎのうち少なくとも１つの重量パーセントは、高温性能合金中のＳｉの重量パーセントと高温性能合金中のＭｎの重量パーセントとの和に等しい。以上で言及したように、１つの実施形態では、Ｓｉの重量パーセントは高温性能合金の０．５００重量パーセントに限られる。ＳｉおよびＭｎの重量パーセントは、まず高温性能合金中のＳｉの質量および高温性能合金中のＭｎの質量を測定し、Ｓｉの質量とＭｎの質量との和を求めて、次に高温性能合金の合計質量で和を除算することによって定められる。

１つの実施形態では、高温性能合金は０．００１重量パーセントから２．０００重量パーセントの量のＳｉおよびＭｎのうち少なくとも１つを含む。別の実施形態では、高温性能合金は０．０５５重量パーセントから１．６００重量パーセントの量のＳｉおよびＭｎのうち少なくとも１つを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は０．６９０重量パーセントから１．１００重量パーセントの量のＳｉおよびＭｎのうち少なくとも１つを含む。以上述べたように、Ｓｉの重量パーセントは高温性能合金の０．５００重量パーセントに限られている。

１つの実施形態では、高温性能合金は少なくとも０．００１重量パーセントの量のＳｉおよびＭｎのうち少なくとも１つを含む。別の実施形態では、高温性能合金は少なくとも０．０６６重量パーセントの量のＳｉおよびＭｎのうち少なくとも１つを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は少なくとも０．９９０重量パーセントの量のＳｉおよびＭｎのうち少なくとも１つを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金は２．０００重量パーセントまでの量のＳｉおよびＭｎのうち少なくとも１つを含む。別の実施形態では、高温性能合金は１．７００重量パーセントまでの量のＳｉおよびＭｎのうち少なくとも１つを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は０．９５３重量パーセントまでの量のＳｉおよびＭｎのうち少なくとも１つを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金は０．００１重量パーセントから２．０００重量パーセントの量のＭｎを含む。別の実施形態では、高温性能合金は０．０７７重量パーセントから１．９２２重量パーセントの量のＭｎを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は０．１８８重量パーセントから１．５５０重量パーセントの量のＭｎを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金は０．００１重量パーセントから１．９００重量パーセントの量のＳｉと０．００１重量パーセントから１．９００重量パーセントの量のＭｎとを含む。別の実施形態では、高温性能合金は０．００１重量パーセントから０．５００重量パーセントの量のＳｉと０．５重量パーセントから１．９５０重量パーセントの量のＭｎとを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は０．５４０重量パーセントから１．８００重量パーセントの量のＳｉと０．００１重量パーセントから０．７８０重量パーセントの量のＭｎとを含む。

１つの実施形態では、高温性能合金で形成されるスパーク端部３２，３８は、意図的に加えられるニッケル（Ｎｉ）を全く含まず、実質的にＮｉが全くない。１つの実施形態では、高温性能合金は５．０重量パーセント未満の量のＮｉを含む。別の実施形態では、高温性能合金は２．７重量パーセント未満の量のＮｉを含む。また別の実施形態では、高温性能合金は０．２重量パーセント未満の量のＮｉを含む。

１つの実施形態では、スパーク端部３２，３８は、図３ａおよび図３ｂに示されるように、火花接触面３６，４４を含む外面３４，４２に沿ってパラジウム（Ｐｄ）のコーティング４８を含む。以上述べたように、スパーク端部３２，３８の大部分は、Ｃｒ、Ｐｄ、ならびにＭｏおよびＷのうち少なくとも１つから実質的になる残部を含む。Ｐｄコーティング４８はスパーク端部３２，３８の大部分の上に配設されるため、スパーク端部３２，３８はすべての温度において勾配構造を備える。スパーク端部３２，３８が典型的に内燃機関の動作温度である少なくとも５００℃の温度に加熱されると、図３ｂに示されるように、Ｃｒ₂Ｏ₃層５０がＰｄコーティング４８に沿って形成する。

Ｐｄコーティング４８は、電解めっきなどのミクロコーティングプロセスによって電極２２，２４のスパーク端部３２，３８に塗布される。Ｐｄコーティング４８はスパーク端部３２，３８の全外面３４，４２に沿って配設されたり、全火花接触面３６，４４に沿ってのみ存在したり、外面３４，４２の一部にのみ存在したり、または火花接触面３６，４４の一部にのみ存在したりしてもよい。Ｐｄコーティング４８の存在、量、および厚みは、スパーク端部３２，３８を少なくとも５００℃の温度に加熱しかつスパーク端部３２，３８に対して化学的分析を行なうことによって、またはＳ．Ｅ．Ｍ．器具を用いてスパーク端部３２，３８のエネルギ分散性スペクトル（Ｅ．Ｄ．Ｓ．）を生成しかつ見ることによって検出されてもよい。

Ｐｄコーティング４８は、スパーク端部３２，３８の酸化性能に実質的に影響を及ぼす厚みを有する。１つの実施形態では、Ｐｄコーティング４８は１．０μｍから１０００．０μｍまたは１．０ミリメートル（ｍｍ）の厚みを有する。別の実施形態では、Ｐｄコーティング４８は９．０μｍから９００．０μｍの厚みを有する。また別の実施形態では、Ｐｄコーティング４８は５５．０μｍから７００．０μｍの厚みを有する。１つの実施形態では、Ｐｄコーティング４８の厚みはスパーク端部３２，３８の全外面３４，４２および火花接触面３６，４４に沿って一貫している。別の実施形態では、Ｐｄコーティング４８の厚みは外面３４，４２および火花接触面３６，４４に沿って異なる。

１つの実施形態では、Ｐｄコーティング４８は少なくとも２．０μｍの厚みを有する。別の実施形態では、Ｐｄコーティング４８は少なくとも６４．０μｍの厚みを有する。別の実施形態では、Ｐｄコーティング４８は少なくとも３９０．０μｍの厚みを有する。

１つの実施形態では、Ｐｄコーティング４８は１０００．０μｍまでの厚みを有する。別の実施形態では、Ｐｄコーティング４８は５３４．０μｍまでの厚みを有する。別の実施形態では、Ｐｄコーティング４８は９０．０μｍまでの厚みを有する。

以上述べたように、発明の１つの局面は、内燃機関中の燃料と空気との混合物に点火するためのスパークプラグ２０を提供する。図１の代表的なスパークプラグ２０は中央電極２２および接地電極２４を含み、それぞれ高温性能合金で形成されるスパーク端部３２，３８を含む。しかしながら、別の実施形態では、中央電極２２のみが高温性能合金で形成されるスパーク端部３２，３８を含み、接地電極２４はこれを含まない。また別の実施形態では、接地電極２４のみが高温性能合金で形成されるスパーク端部３２，３８を含み、中央電極２２はこれを含まない。

各々の電極２２，２４のスパーク端部３２，３８は、先端、パッド、円板、球状、リベット、または他の形状の部分であってもよい。以上言及したように、スパーク端部３２，３８のうち少なくとも一方、しかし好ましくはスパークプラグ２０の両方のスパーク端部３２，３８は高温性能合金を含む。高温性能合金は粉末金属材料で作製されてもよい。粉末金属材料はプレス成形または技術分野で公知の他の方法によって電極（２２，２４）のスパーク端部（２８，３２）に成形される。さらに、焼結またはアーク溶融によって粉末金属材料を加熱するなどのさまざまな冶金プロセスによって粉末金属材料を高温性能合金に作製してもよい。

図１の代表的なスパークプラグ２０はセラミック材料の絶縁体２６と導電性金属材料のシェル２８とも含む。セラミック絶縁体２６はほぼ環状であり、金属シェル２８がセラミック絶縁体２６の一部を取囲むように金属シェル２８内部に支持可能に載置される。

代表的なスパークプラグ２０の中央電極２２はセラミック絶縁体２６の軸方向ボア内に載置される。中央電極２２は第１のベース構成要素３０と第１のスパーク端部３２とを含む。第１のスパーク端部３２は、図１ｂに示されるように、第１の火花接触面３６を含む第１の外面３４を呈する。第１の火花接触面３６はセラミック絶縁体２６の前方端を越えて延在する。

１つの実施形態では、高温性能合金で形成される第１のスパーク端部３２は、図１ａ、図１ｂ、および図２に示されるように第１のベース構成要素３０から独立している。第１のスパーク端部３２は第１のベース構成要素３０に取付けられる。第１のスパーク端部３２は第１のベース構成要素４０に固定して溶接されるか、これに接着されるか、またはそれ以外のやり方で取付けられてもよい。１つの実施形態では、第１のベース構成要素３０はニッケルまたはニッケル合金を含む。しかしながら、以上述べたように、高温性能合金で形成される第１のスパーク端部３２は、意図的に加えられるＮｉを全く含まず、実質的にＮｉが全くない。また別の実施形態では、図２に示されるように、第１のベース構成要素３０は、純銅または銅合金などの銅材料の第１のコア３１を含む。

１つの実施形態では、中央電極２２の第１のベース構成要素３０の少なくとも一部も高温性能合金で形成される。第１のベース構成要素３０および第１のスパーク端部３２は、図３ａおよび図３ｂに示されるように、互いと一体である。先行技術の貴金属材料と比較して高温性能合金の高い熱伝導率および比較的低いコストにより、中央電極２２全体を高温性能合金から形成することができる。

代表的なスパークプラグ２０の接地電極２４は、図１に示されるように、金属シェル２８の前方端面に固定して溶接されるかまたはそれ以外のやり方で取付けられる。接地電極２４は第２のベース構成要素４０および第２のスパーク端部３８を含む。第２のスパーク端部３８は、図１ｂに示されるように、第２の火花接触面４４を含む第２の外面４２を呈する。第２の火花接触面４４は中央電極２２の第１の火花接触面３６に近接して位置する。火花接触面３６，４４は、図１ａおよび図１ｂに示されるように、その間に火花ギャップ４６を規定する。

１つの実施形態では、高温性能合金で形成される第２のスパーク端部３８は、図１ａ、図１ｂ、および図４に示されるように、第２のベース構成要素４０から独立している。接地電極２４は第２のベース構成要素３０に取付けられる。第２のスパーク端部３８は第２のベース構成要素４０に固定して溶接されるか、これに接着されるか、またはそれ以外のやり方で取付けられてもよい。１つの実施形態では、第２のベース構成要素３０はＮｉまたはＮｉ合金を含む。しかしながら、以上述べたように、高温性能合金で形成される第２のスパーク端部３８は、意図的に加えられるＮｉを全く含まず、実質的にＮｉが全くない。また別の実施形態では、第２のベース構成要素３０は、図４に示されるように、純銅または銅合金などの銅材料の第２のコア３３を含む。

１つの実施形態では、接地電極２４の第２のベース構成要素４０の少なくとも一部も高温性能合金から形成される。第２のベース構成要素４０および第２のスパーク端部３８は、図５ａおよび図５ｂに示されるように、互いと一体である。先行技術の貴金属スパーク端部３２，３８と比較して高温性能合金の高い熱伝導率および比較的低いコストにより、接地電極２４全体を高温性能合金で形成することができる。

１つの実施例の実施形態では、高温性能合金で形成されるスパーク端部３２，３８は、４９．０重量パーセントの量のＣｒと、２．０重量パーセントの量のＰｄと、４９．０重量パーセントの量のタングステンとを含む。高温性能合金は粉末金属で作製され、直径が０．７ミリメートルおよび厚みが１．０ミリメートルの最終的な円板形状に焼結される。

第２の実施例の実施形態では、高温性能合金で形成されるスパーク端部３２，３８は、３９．０重量パーセントの量のＣｒと、２．０重量パーセントの量のＰｄと、５９．０重量パーセントの量のタングステンとを含む。高温性能合金は粉末金属から形成され、最終的な形状に焼結される。

実験１−ホットスパーク侵食速度
第２の実験では、実施例１および実施例２のスパーク端部３２，３８のホットスパーク侵食速度ならびに高温性能合金で形成される８個の付加的な実施例のスパーク端部３２，３８を、先行技術の貴金属合金または先行技術のニッケル合金で形成される比較例のスパーク端部のホットスパーク侵食速度と比較した。比較例のスパーク端部は実施例のスパーク端部３２，３８と同じ寸法を含み、直径が０．７ミリメートルおよび厚みが１．０ミリメートルである。実施例のスパーク端部３２，３８および比較例のスパーク端部の先行技術の合金の組成を表１に列挙する。

実施例のスパーク端部３２，３８および比較例のスパーク端部を内燃機関の条件と同様の条件下で試験した。ホットスパーク侵食試験は発火条件と温度条件との両方の環境をシミュレーションする。陰極としてサンプルを３００時間試験について試験した。スパークプラグ２０の電極２２，２４の典型的な動作温度である７７５℃の温度にサンプルを加熱し、全３００時間の間この温度に維持した。試験中、２０ＫＶの火花電圧も３００時間維持した。発火周波数は１５８Ｈｚであった。侵食速度は、サンプルに印加されるスパークごとの摩耗して消滅するサンプルの材料の量と等しい。侵食速度は高温性能合金の容量安定性の指標を与える。侵食速度はμｍ³／スパークで測定される。サンプルの侵食速度は２つの侵食メカニズム、すなわち高温酸化侵食およびスパーク侵食、による侵食の速度を含む。ホットスパーク侵食実験のサンプルの侵食速度は実際の燃焼機関で用いられるスパーク端部の侵食速度と同様である。高温性能合金で形成される実施例のスパーク端部３２，３８の侵食速度および比較例のスパーク端部の侵食速度も表１に示す。スパーク侵食速度試験のグラフでの表示を図６に示す。

実験の結論
高温性能合金で形成される実施例のスパーク端部３２，３８のホット電気スパーク侵食速度は先行技術のＰｔおよびＰｔ−Ｎｉ材料の侵食速度とほぼ等しい。しかしながら、高温性能合金で形成される実施例のスパーク端部３２，３８は５００℃よりも高い温度で球状化しないため、高温性能合金はスパークプラグ電極２２，２４により適している。さらに、発明の合金のコストはＰｔおよびＰｔ−Ｎｉ合金などの貴金属よりも大幅に低く、かつこれらはより容易に入手可能である。このように、高温性能合金で形成されるスパーク端部３２，３８はスパークプラグ２０の向上した性能を与える。

明白なことであるが、本発明の多数の修正例および変形例が以上の教示に照らして可能であり、添付の請求項の範囲内にある限り、具体的に記載される以外の態様で実践されてもよい。さらに、請求項中の参照番号は単に便宜上のものであり、如何なる態様でも限定的なものとして解釈されるべきではない。

Claims

スパークプラグ（２０）であって、
スパーク端部（２８，３２）を有する少なくとも１つの電極（２２，２４）を備え、
前記スパーク端部（２８，３２）は高温性能合金を含み、
前記高温性能合金は、前記高温性能合金の重量パーセントで、１０．０重量パーセントから６０．０重量パーセントの量のクロムと、０．５重量パーセントから１０．０重量パーセントの量のパラジウムと、モリブデンおよびタングステンのうち少なくとも１つから実質的になる残部とを含む、スパークプラグ（２０）。
前記スパーク端部（２８，３２）は火花接触面（３６，４４）を有し、少なくとも約５００℃の温度で前記火花接触面（３６，４４）に酸化クロム（Ｃｒ₂Ｏ₃）の層５０を含む、請求項１に記載のスパークプラグ（２０）。
前記スパーク端部（２８，３２）は前記火花接触面（３６，４４）を含む外面（３４，４２）を有し、前記面（３４，３６，４２，４４）の各々は少なくとも約５００℃の温度で前記酸化クロム（Ｃｒ₂Ｏ₃）の層５０を含む、請求項２に記載のスパークプラグ（２０）。
前記高温性能合金は５．０重量パーセント未満の量のニッケルを含む、請求項１に記載のスパークプラグ（２０）。
前記高温性能合金は０．２重量パーセントまでの量のイットリウムを含む、請求項１に記載のスパークプラグ（２０）。
前記高温性能合金は２．０重量パーセントまでの量のシリコンおよびマンガンのうち少なくとも１つを含む、請求項１に記載のスパークプラグ（２０）。
前記高温性能合金は０．５重量パーセントまでの量のシリコンを含む、請求項６に記載のスパークプラグ（２０）。
前記スパーク端部（２８，３２）は外面（３４，４２）を有し、前記外面（３４，４２）に厚みが１．０ミリメートル未満のパラジウムのコーティング４８を含む、請求項１に記載のスパークプラグ（２０）。
前記残部は１０．５重量パーセントから９０．０重量パーセントの量のモリブデンおよびタングステンのうち前記少なくとも１つを含む、請求項１に記載のスパークプラグ（２０）。
前記高温性能合金は、３０．０重量パーセントから５５．０重量パーセントの量のクロムと、１．０重量パーセントから３．０重量パーセントの量のパラジウムと、４０．０重量パーセントから５５．０重量パーセントの量のタングステンとを含む、請求項１に記載のスパークプラグ（２０）。
前記高温性能合金は、２０．０重量パーセントから４０．０重量パーセントの量のクロムと、０．５重量パーセントから２．５重量パーセントの量のパラジウムと、２５．０重量パーセントから４５．０重量パーセントの量のタングステンと、２５．０重量パーセントから４５．０重量パーセントの量のモリブデンとを含む、請求項１に記載のスパークプラグ（２０）。
前記電極（２２，２４）はベース構成要素（３０，４０）を含み、前記ベース構成要素（３０，４０）および前記スパーク端部（２８，３２）は互いから独立しており、前記スパーク端部（２８，３２）は前記ベース構成要素（３０，４０）に取付けられる、請求項１に記載のスパークプラグ（２０）。
前記電極（２２，２４）は、少なくとも部分的に前記高温性能合金で形成されるベース構成要素（３０，４０）を含む、請求項１に記載のスパークプラグ（２０）。
前記ベース構成要素（３０，４０）および前記スパーク端部（２８，３２）は互いと一体である、請求項１３に記載のスパークプラグ（２０）。
前記電極（２２，２４）の前記ベース構成要素（３０，４０）は銅材料のコア（３１，３３）を含む、請求項１に記載のスパークプラグ（２０）。
中央電極（２２）および接地電極（２４）を含む、請求項１に記載のスパークプラグ（２０）。
軸方向のボアを有する、セラミック材料からなる絶縁体（２６）を含み、
前記中央電極（２２）は前記絶縁体（２６）の前記軸方向ボアの中に配設され、さらに
前記絶縁体（２６）を取囲む導電性金属材料からなるシェル（２８）を含み、
前記接地電極（２４）は前記シェル（２８）に取付けられる、請求項１６に記載のスパークプラグ（２０）。
スパークプラグ（２０）における使用のための電極（２２，２４）であって、
高温性能合金を含むスパーク端部（２８，３２）を備え、
前記高温性能合金は、前記高温性能合金の重量パーセントで、１０．０重量パーセントから６０．０重量パーセントの量のクロムと、０．５重量パーセントから１０．０重量パーセントの量のパラジウムと、モリブデンおよびタングステンのうち少なくとも１つから実質的になる残部とを含む、電極（２２，２４）。
スパーク端部（２８，３２）を有する電極（２２，２４）を含むスパークプラグ（２０）を作製する方法であって、
クロム、パラジウム、ならびにモリブデンおよびタングステンのうち少なくとも１つを含むパワー金属材料を与えるステップと、
粉末金属材料を電極（２２，２４）のスパーク端部（２８，３２）に成形するステップと、
高温性能合金を与えるように粉末金属材料を加熱するステップとを備え、高温性能合金は、高温性能合金の重量パーセントで、１０．０重量パーセントから６０．０重量パーセントの量のクロムと、０．５重量パーセントから１０．０重量パーセントの量のパラジウムと、モリブデンおよびタングステンのうち少なくとも１つから実質的になる残部とを備える、方法。
粉末金属材料を加熱する前にパラジウムのコーティング４８を粉末金属材料に塗布するステップを含む、請求項１９に記載の方法。