JP2018120651A - スパークプラグ - Google Patents

Abstract

【課題】緩和層や放電層の界面剥離を抑制できるスパークプラグを提供すること。【解決手段】スパークプラグは、第１電極が、Ｐｔを主体とする放電層とＰｔを主体とする緩和層とが接合されたチップと、Ｎｉを主体とする合金またはＮｉからなる電極母材と、を備えている。火花ギャップを介して第２電極と第１電極が対向する。緩和層はＮｉを第２成分として含有する厚さ０．０５ｍｍ以上の合金からなり、電極母材に溶接される。放電層はＲｈを第２成分として含有する合金からなる。電極母材に溶接された後のチップの放電層および緩和層の組織は、放電層の平均結晶粒径と緩和層の平均結晶粒径とが互いに異なる。【選択図】図１

Description

本発明はスパークプラグに関し、特にＰｔを主体とするチップを電極に設けたスパークプラグに関するものである。

電極の耐火花消耗性を向上させるため、Ｐｔを主体とするチップを電極母材に接合した第１電極と第２電極とを対向させたスパークプラグが知られている。特許文献１には、チップと電極母材との熱膨脹差に起因する熱応力の緩和のため、Ｐｔ−Ｎｉ合金からなる緩和層にＰｔ−Ｉｒ合金からなる放電層を接合したチップを用いる技術が開示されている。

特開平６−６０９５９号公報

しかしながら上述した従来の技術では、熱衝撃等による熱応力が原因の、電極母材と緩和層との界面剥離や緩和層と放電層との界面剥離が問題となる。

本発明は上述した問題点を解決するためになされたものであり、緩和層や放電層の界面剥離を抑制できるスパークプラグを提供することを目的としている。

この目的を達成するために本発明のスパークプラグは、第１電極が、Ｐｔを主体とする放電層とＰｔを主体とする緩和層とが接合されたチップと、Ｎｉを主体とする合金またはＮｉからなる電極母材と、を備えている。火花ギャップを介して第２電極と第１電極が対向する。緩和層はＮｉを第２成分として含有する厚さ０．０５ｍｍ以上の合金からなり、電極母材に溶接される。放電層はＲｈを第２成分として含有する合金からなる。電極母材に溶接された後のチップの放電層および緩和層の組織は、放電層の平均結晶粒径と緩和層の平均結晶粒径とが互いに異なる。

請求項１記載のスパークプラグによれば、Ｐｔを主体とする緩和層は、Ｎｉを第２成分として含有する厚さ０．０５ｍｍ以上の合金からなるので、Ｎｉを主体とする合金またはＮｉからなる電極母材と、Ｐｔを主体としＲｈを第２成分として含有する合金からなる放電層との熱膨脹差に起因する熱応力を緩和する。

さらに、チップが電極母材に溶接された後の放電層および緩和層の組織は、放電層の平均結晶粒径と緩和層の平均結晶粒径とが互いに異なるので、放電層や緩和層の結晶粒界に割れを生じさせて熱応力を緩和できる。その結果、電極母材と緩和層との界面剥離や緩和層と放電層との界面剥離を抑制できる効果がある。

請求項２記載のスパークプラグによれば、チップが電極母材に溶接された後の放電層および緩和層の組織は、放電層の平均結晶粒径が、緩和層の平均結晶粒径よりも大きいので、熱応力により放電層の結晶粒界に割れを生じさせて熱応力を緩和できる。よって、請求項１の効果に加え、界面剥離をより抑制できる効果がある。

請求項３記載のスパークプラグによれば、チップが電極母材に溶接された後の放電層の厚さを、チップが電極母材に溶接された後の緩和層の厚さで除した値は３未満である。その結果、請求項２の効果に加え、熱応力により放電層を変形させ易くすることができ、熱応力の緩和効果を確保できる。

請求項４記載のスパークプラグによれば、チップが電極母材に溶接された後の放電層および緩和層の組織は、放電層の平均結晶粒径が、緩和層の平均結晶粒径よりも小さいので、熱応力により緩和層の結晶粒界に割れを生じさせ易くできる。その結果、請求項１の効果に加え、緩和層の結晶粒界の割れによって熱応力を緩和し、界面剥離を抑制できる効果がある。

請求項５記載のスパークプラグによれば、緩和層はＮｉを３質量％よりも多く含有するので、緩和層の線膨張率を、放電層の線膨張率と電極母材の線膨張率との中間に近づけることができる。その結果、請求項４の効果に加え、界面剥離をより抑制できる効果がある。

請求項６記載のスパークプラグによれば、放電層および緩和層の組成は、チップが１２００℃で３３時間加熱された後の放電層および緩和層の組織において、放電層の平均結晶粒径が、緩和層の平均結晶粒径よりも大きくなるように設定されている。従って、請求項１から５のいずれかの効果に加え、燃焼室で第１電極が１０００℃程度に加熱される環境下において、放電層の結晶粒界に微小な割れを生じさせ易くすることができ、熱応力を緩和できる効果がある。

請求項７記載のスパークプラグによれば、放電層および緩和層の組成は、チップが１２００℃で３３時間加熱された後の放電層および緩和層の組織において、放電層の平均結晶粒径が、緩和層の平均結晶粒径よりも小さくなるように設定されている。従って、請求項１から５のいずれかの効果に加え、燃焼室で第１電極が１０００℃程度に加熱される環境下において、緩和層の結晶粒界に割れを生じさせ易くすることができ、熱応力を緩和できる効果がある。

請求項８記載のスパークプラグによれば、放電層はＰｔ及びＲｈを８５質量％以上含有するので、請求項１から７のいずれかの効果に加え、耐火花消耗性を向上できる効果がある。

本発明の一実施の形態におけるスパークプラグの片側断面図である。 中心電極および接地電極の断面図である。

以下、本発明の好ましい実施形態について添付図面を参照して説明する。図１は本発明の一実施の形態におけるスパークプラグ１０の片側断面図であり、図２は中心電極１３及び接地電極１８の断面図である。図１及び図２では、紙面下側をスパークプラグ１０の先端側、紙面上側をスパークプラグ１０の後端側という。

図１に示すようにスパークプラグ１０は、絶縁体１１、中心電極１３（第２電極）、主体金具１７及び接地電極１８（第１電極）を備えている。絶縁体１１は、機械的特性や高温下の絶縁性に優れるアルミナ等により形成された略円筒状の部材である。絶縁体１１は、軸線Ｏに沿って軸孔１２が貫通する。

中心電極１３は、軸孔１２に挿入されて軸線Ｏに沿って絶縁体１１に保持される棒状の電極である。中心電極１３は、電極母材１４と、電極母材１４の先端に接合されるチップ１５とを備えている。電極母材１４は熱伝導性に優れる芯材が埋設されている。電極母材１４は、Ｎｉを主体とする合金またはＮｉからなる金属材料で形成されており、芯材は銅または銅を主成分とする合金で形成されている。チップ１５は、電極母材１４よりも耐火花消耗性の高い白金、イリジウム、ルテニウム、ロジウム等の貴金属または貴金属を主体とする合金によって形成されている。

端子金具１６は、高圧ケーブル（図示せず）が接続される棒状の部材であり、先端側が絶縁体１１内に配置される。端子金具１６は、軸孔１２内で中心電極１３と電気的に接続されている。主体金具１７は、内燃機関のねじ穴（図示せず）に固定される略円筒状の金属製の部材である。主体金具１７は絶縁体１１の外周に固定されている。

接地電極１８は、主体金具１７に接合される電極母材１９と、電極母材１９に接合されるチップ２０と、を備えている。電極母材１９は熱伝導性に優れる芯材が埋設されている。電極母材１９は、Ｎｉを主体とする合金またはＮｉからなる金属材料で形成されており、芯材は銅または銅を主成分とする合金で形成されている。なお、芯材を省略して、Ｎｉを主体とする合金またはＮｉからなる金属材料で電極母材１９の全体を形成することは当然可能である。電極母材１９は中心電極１３へ向けて屈曲し、チップ２０は火花ギャップＧ（図２参照）を介して中心電極１３と対向する。

スパークプラグ１０は、例えば、以下のような方法によって製造される。まず、中心電極１３を絶縁体１１の軸孔１２に挿入する。中心電極１３は先端が軸孔１２から外部に露出するように配置される。軸孔１２に端子金具１６を挿入し、端子金具１６と中心電極１３との導通を確保した後、予め電極母材１９が接合された主体金具１７を絶縁体１１の外周に組み付ける。電極母材１９にチップ２０を接合した後、チップ２０が中心電極１３と軸線Ｏ方向に対向するように電極母材１９を屈曲して、スパークプラグ１０を得る。

図２に示すようにチップ２０は、緩和層２１、及び、緩和層２１に積層された放電層２２を備えたクラッド材料であり、円盤状に形成されている。放電層２２は、圧延法、爆着法、拡散法、爆着圧延法などの種々の方法により、緩和層２１と金属学的に接合されている。チップ２０は、抵抗溶接などによって電極母材１９に緩和層２１が接合される。

放電層２２は、Ｐｔを主体とし、Ｒｈを第２成分として含有する合金である。放電層２２がＰｔ及びＲｈを含有することにより、耐酸化性および耐火花消耗性を確保できる。なお、「Ｐｔを主体とする」とは、放電層２２に対するＰｔの含有率が５０質量％以上であることをいう。放電層２２は、Ｐｔ，Ｒｈ以外に、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｓｉ，Ｙ，Ｓｒ等の第３成分を含有できる。放電層２２は、Ｐｔ及びＲｈを８５質量％以上含有することが望ましい。耐火花消耗性を向上させるためである。

緩和層２１は、Ｐｔを主体とし、Ｎｉを第２成分として含有する厚さ０．０５ｍｍ以上の合金である。緩和層２１は電極母材１９と放電層２２との間に介在して、電極母材１９と放電層２２との熱膨脹差に起因する熱応力を緩和する。なお、「Ｐｔを主体とする」とは、緩和層２１に対するＰｔの含有率が５０質量％以上であることをいう。緩和層２１はＮｉを３質量％よりも多く含有することが望ましい。緩和層２１による熱応力の緩和効果を確保するためである。

緩和層２１は厚さが０．０５ｍｍ以上あるので、電極母材１９と緩和層２１との溶接性を確保できる。その反面、緩和層２１の厚さが０．０５ｍｍ以上になると、電極母材１９と放電層２２との熱膨脹差に起因する熱応力により、電極母材１９と緩和層２１との界面剥離や緩和層２１と放電層２２との界面剥離が生じ易くなる。界面剥離が生じると放電層２２やチップ２０が浮き上がるので、火花ギャップＧが小さくなり、スパークプラグ１０の着火性が損なわれる。また、界面剥離が進行して放電層２２やチップ２０が脱落すると、火花ギャップＧが大きくなり、やはりスパークプラグ１０の着火性が損なわれる。これらの界面剥離は、最高到達温度が６００〜１０００℃程度の熱衝撃によって生じる可能性がある。

界面剥離を抑制するため、緩和層２１及び放電層２２の平均結晶粒径を制御する。結晶粒径が大きいと、転移が集積する範囲（長さ）が大きくなり、集積する転移も多くなる。その結果、応力集中を起こり易くすることができ、結晶粒界に割れを生じさせ易くできる。即ち、緩和層２１の平均結晶粒径と放電層２２の平均結晶粒径とを異ならせることにより、緩和層２１及び放電層２２のうち平均結晶粒径の大きい方の層の結晶粒界に割れを生じさせ、熱応力を緩和し、界面剥離を抑制する。緩和層２１及び放電層２２の結晶粒径は、緩和層２１及び放電層２２の加工条件や組成を制御して調製できる。

ＰｔＮｉ合金からなる緩和層２１やＰｔＲｈ合金からなる放電層２２は、６００℃程度の温度では組織がほとんど変化しないので、電極母材１９に溶接された後の緩和層２１や放電層２２の組織が、最高到達温度が６００℃程度の熱衝撃による熱応力の緩和に大きな影響を与える。電極母材１９に溶接された後の緩和層２１や放電層２２の組織は、緩和層２１や放電層２２の加工条件によって制御できる。

一方、緩和層２１や放電層２２は、１０００℃程度に加熱されると経時的に組織が変化して平均結晶粒径が変化する。このときの緩和層２１や放電層２２の組織は、緩和層２１や放電層２２の組成によって制御できる。緩和層２１や放電層２２の組成によって制御された緩和層２１や放電層２２の組織は、最高到達温度が１０００℃程度の熱衝撃による熱応力の緩和に大きな影響を与える。

なお、緩和層２１や放電層２２の平均結晶粒径は、ＩＳＯ６４３（２００３年版）を基に作成されたＪＩＳ Ｇ０５５１（２０１３年）の附属書Ｃ「切断法による評価」に準拠して求められる。平均結晶粒径は、顕微鏡観察のために研磨された試験片の平らな断面上に現出する結晶粒内を横切る試験線の１結晶粒当たりの平均線分長である。本実施の形態では、軸線Ｏと平行な直線の試験線、軸線Ｏと直交する直線の試験線、軸線Ｏと４５°に交わる直線の試験線を、軸線Ｏを含む断面にそれぞれ１本以上引き、平均結晶粒径を求める。試験線１ｍｍ当たりの平均捕捉結晶粒数または試験線１ｍｍ当たりの平均交点の数から、結晶粒内を横切る試験線の１結晶粒当たりの平均線分長が求められる。捕捉結晶粒数は試験線が通過または捕捉した結晶の数であり、交点の数は結晶粒界と試験線との交点の数である。

電極母材１９に溶接された後の放電層２２及び緩和層２１の組織において、緩和層２１の平均結晶粒径と放電層２２の平均結晶粒径とが同じ大きさであると、最高到達温度が６００℃程度の熱衝撃によって、電極母材１９と緩和層２１との界面剥離や緩和層２１と放電層２２との界面剥離が生じ易いという問題点がある。

これに対し、電極母材１９に溶接された後の放電層２２及び緩和層２１の組織において、放電層２２の平均結晶粒径が緩和層２１の平均結晶粒径よりも大きいと、最高到達温度が６００℃程度の熱衝撃によって放電層２２の結晶粒界に割れを生じさせ、放電層２２（チップ２０）を変形させ易くできる。その結果、放電層２２の結晶粒界の割れや放電層２２（チップ２０）の変形によって熱応力を緩和し、界面剥離を抑制できる。

なお、放電層２２の結晶粒界の割れが進行して結晶粒が脱落するとスパークプラグ１０の着火性が損なわれるおそれがある。しかし、放電層２２（チップ２０）が変形することによって、結晶粒界の割れの程度を小さくできるので、放電層２２の結晶粒界の割れがスパークプラグ１０の着火性に悪影響を与えないようにできる。

また、電極母材１９に溶接された後の放電層２２及び緩和層２１の組織において、放電層２２の平均結晶粒径が緩和層２１の平均結晶粒径よりも小さいと、最高到達温度が６００℃程度の熱衝撃によって緩和層２１の結晶粒界に割れを生じさせることができる。その結果、緩和層２１の結晶粒界の割れによって熱応力を緩和し、界面剥離を抑制できる。なお、緩和層２１は放電などの性能を担う部分ではないので、緩和層２１の結晶粒界に割れが生じても、スパークプラグ１０の着火性に悪影響を与えないようにできる。

さらに、放電層２２及び緩和層２１の組成が、チップ２０が１２００℃で３３時間加熱された後の放電層２２及び緩和層２１の組織において、放電層２２の平均結晶粒径が緩和層２１の平均結晶粒径よりも大きくなるように設定されると、最高到達温度が１０００℃程度の熱衝撃によって、放電層２２の結晶粒界に割れを生じさせ易くすることができる。その結果、熱応力を緩和し、界面剥離を抑制できる。

また、放電層２２及び緩和層２１の組成が、チップ２０が１２００℃で３３時間加熱された後の放電層２２及び緩和層２１の組織において、放電層２２の平均結晶粒径が緩和層２１の平均結晶粒径よりも小さくなるように設定されると、最高到達温度が１０００℃程度の熱衝撃によって、緩和層２１の結晶粒界に割れを生じさせ易くすることができる。その結果、熱応力を緩和し、界面剥離を抑制できる。

なお、放電層２２及び緩和層２１の厚さは、チップ２０が電極母材１９に溶接された後の放電層２２の厚さを、チップ２０が電極母材１９に溶接された後の緩和層２１の厚さで除した値を３未満にするのが好ましい。緩和層２１の厚さに対する放電層２２の厚さを３未満にすることで、熱応力により放電層２２を変形させ易くして、熱応力の緩和効果を確保するためである。なお、放電層２２及び緩和層２１の厚さは、軸線Ｏを含む断面における放電層２２及び緩和層２１の中央の厚さである。

本発明を実施例によりさらに詳しく説明するが、本発明はこの実施例に限定されるものではない。

＜サンプルの作成＞
試験者は、形状、放電層２２及び緩和層２１の組成、平均結晶粒径および厚さの異なる種々のチップ２０を、放電層２２と緩和層２１との固相拡散接合により作成した。ＮＦＣ６００製の電極母材１９に放電層２２を抵抗溶接により接合し、接地電極１８に種々のチップ２０が設けられたスパークプラグ１０のサンプルを作成した。作成したサンプルを一覧にして表１に示した。各サンプルについて複数の評価を行うので、各サンプルは複数準備した。

なお、サンプル１〜５６は、クラッド材料で放電層２２及び緩和層２１が作られたチップ２０が接地電極１８に設けられている。サンプル５７〜６２は、放電層２２と緩和層２１とに分かれていないチップが接地電極１８に設けられている。表１におけるチップの「放電層」「緩和層」の欄の数値は元素の質量％を示している。

試験者は、耐火花消耗性を評価するための２種類の試験（試験１及び試験２）、及び、バーナで接地電極１８を加熱して放冷する２種類の冷熱繰り返し試験（冷熱試験１及び冷熱試験２）を、各サンプルに別々に実施した。

試験者は、これらの試験とは別に、電極母材１９に溶接された後の試験前のチップ２０を樹脂に埋め込んだ後に研磨して、顕微鏡観察によって、軸線Ｏを含む断面上に現出する結晶粒内を横切る試験線（軸線Ｏと平行、直交、４５°に交わるそれぞれ１本以上の直線）の１結晶粒当たりの平均線分長（平均結晶粒径）を求めた。放電層２２の平均結晶粒径を緩和層２１の平均結晶粒径で除した値を、表１の「結晶粒径」「前」の欄に記した。それと同時に、軸線Ｏを含む断面上に現出する放電層２２の厚さを緩和層２１の厚さで除した値を求めた。その値を表１の「厚さ」の欄に記した。

これとは別に、試験者は、チップ２０が溶接された試験前の電極母材１９を切断した。切断した電極母材１９及びチップ２０を１２００℃で３３時間加熱し、その後、樹脂に埋め込んだ電極母材１９及びチップ２０を研磨して、軸線Ｏを含む断面上に現出する結晶粒内を横切る試験線（軸線Ｏと平行、直交、４５°に交わるそれぞれ１本以上の直線）の１結晶粒当たりの平均線分長（平均結晶粒径）を求めた。放電層２２の平均結晶粒径を緩和層２１の平均結晶粒径で除した値を、表１の「結晶粒径」「後」の欄に記した。

＜耐火花消耗性 試験１の試験方法および評価方法＞
試験者は、排気タービン式過給装置の付いた排気量２．０リットルの４気筒直噴エンジンにスパークプラグ１０の各サンプルを取り付け、エンジンを運転した。各サンプルの火花ギャップ（放電層２２と中心電極１３との間隔）は０．７５ｍｍとした。エンジンの運転条件は、回転数を４０００ｒｐｍ、空燃比を１２．０、負荷を図示平均有効圧力（ＮＭＥＰ）１９０ｋＰａ、エンジンの運転時間は連続２００時間とした。

試験者は、試験後の各サンプルの火花ギャップをピンゲージで測定し、試験による火花ギャップの増加量（消耗量）を求めた。評価は、増加量が０．１５ｍｍ未満は「Ａ」、増加量が０．１５ｍｍ以上０．２０ｍｍ未満は「Ｂ」、増加量が０．２０ｍｍ以上は「Ｃ」とした。

＜耐火花消耗性 試験２の試験方法および評価方法＞
各サンプルの火花ギャップを１．０５ｍｍとした以外は、試験１と同様にして、スパークプラグ１０の各サンプルを取り付けたエンジンを運転した。

試験者は、試験後の各サンプルの火花ギャップをピンゲージで測定し、試験による火花ギャップの増加量（消耗量）を求めた。評価は、増加量が０．１５ｍｍ未満は「Ｓ」、増加量が０．１５ｍｍ以上０．２０ｍｍ未満は「Ａ」、増加量が０．２０ｍｍ以上０．３０ｍｍ未満は「Ｂ」、増加量が０．３０ｍｍ以上は「Ｃ」とした。

＜冷熱試験１の試験方法＞
試験者は、電極母材１９の先端（主体金具１７から最も離れた部分）の温度が６００℃になるように２分間バーナで加熱した後、１分間かけて放冷することを１サイクルとして、１０００サイクルを電極母材１９に加えた。

＜冷熱試験２の試験方法＞
試験者は、電極母材１９の先端の温度が１０００℃になるように２分間バーナで加熱した後、１分間かけて放冷することを１サイクルとして、１０００サイクルを電極母材１９に加えた。

＜界面剥離の評価方法＞
試験者は、試験後の接地電極１８を樹脂に埋め込み、研磨して、チップ２０の中心を含む断面を露出させた。顕微鏡観察によって、チップ２０の長さ（チップ２０と電極母材１９との界面に沿った寸法）をＡ、界面剥離が生じておらず緩和層２１と電極母材１９とが接合されている部分の長さをａ、界面剥離が生じておらず放電層２２と緩和層２１とが接合されている部分の長さをｂとし、界面剥離の割合、即ちＸ＝（Ａ−ａ）／Ａ（％）、Ｙ＝（Ａ−ｂ）／Ａ（％）を求めた。評価は、Ｘ，Ｙの大きい方の値が１０％未満は「Ｓ」、１０％以上４０％未満は「Ａ」、４０％以上５０％未満は「Ｂ」、５０％以上は「Ｃ」とした。

＜粒界割れの評価方法＞
試験者は、上記の界面剥離を評価した断面（試験後の接地電極１８を樹脂に埋め込み、研磨して露出させたチップ２０の中心を含む断面）において、放電層２２、緩和層２１の各々の断面積に対する、粒界割れにより欠損している部分の面積の割合（％）をそれぞれ求めた。評価は、１％未満は「Ａ」、１％以上１０％未満は「Ｂ」、１０％以上は「Ｃ」とした。

＜変形の評価方法＞
冷熱試験後にマイクロメータで測定した電極母材１９からのチップ２０の突き出し量から、冷熱試験前にマイクロメータで測定した電極母材１９からのチップ２０の突き出し量を減じた値をチップ２０の変形量（μｍ）とした。

＜総合評価の方法＞
各評価の「Ｓ」に３点、「Ａ」に２点、「Ｂ」に１点、Ｃに０点を付与して各評価を数値化し、合計点を算出した。総合評価は、その合計点が１８点以上は「Ｓ」、１５点〜１７点は「Ａ」、１１点〜１４点は「Ｂ」、０点〜１０点は「Ｃ」とした。但し、各評価のなかに一つでも「Ｃ」が存在する場合は、合計点に関わらず、総合評価は「Ｃ」とした。

＜結果＞
表１の「チップ」「組成」の欄に示すように、サンプル１〜５２は、放電層がＰｔＲｈ合金からなり、緩和層がＰｔＮｉ合金からなるサンプルであった。サンプル５３，５４は、緩和層はＰｔＮｉ合金からなるが、放電層がＰｔＲｈ合金以外の金属からなるサンプルであった。サンプル５５，５６は、放電層はＰｔＲｈ合金からなるが、緩和層がＰｔＮｉ合金以外の金属からなるサンプルであった。サンプル５７〜６２は、クラッド材料ではないチップを用いたサンプルであった。

冷熱試験１の界面剥離の評価において、サンプル５３〜５６，５７，５９，６０，６２は評価がＣであったのに対し、サンプル１〜１４，１７〜５２，５８，６１は評価がＳ〜Ｂであった。このサンプル１〜１４，１７〜５２，５８，６１のうち、サンプル５８，６１以外のサンプル１〜１４，１７〜５２は、耐火花消耗性 試験１の評価がＡ又はＢであった。

サンプル１〜５２のうち、表１の「結晶粒径」「前」の欄に示すように、サンプル１５，１６は、電極母材１９に溶接された後の放電層２２の平均結晶粒径と緩和層２１の平均結晶粒径とが同じであった。サンプル１〜１４，１７〜５２は、電極母材１９に溶接された後の放電層２２の平均結晶粒径と緩和層２１の平均結晶粒径とが異なるサンプルであった。サンプル１〜１４，１７〜５２のように、放電層がＰｔＲｈ合金からなり、緩和層がＰｔＮｉ合金からなるサンプルでは、電極母材１９に溶接された後の放電層２２の平均結晶粒径と緩和層２１の平均結晶粒径とを互いに異ならせることにより、最高到達温度が６００℃の冷熱試験１において、界面剥離を抑制できることが確認された。

サンプル１〜１４，１７〜５２のうち、サンプル１〜１４は、電極母材１９に溶接された後の放電層２２の平均結晶粒径が、緩和層２１の平均結晶粒径より小さいサンプルであった。サンプル１７〜５２は、電極母材１９に溶接された後の放電層２２の平均結晶粒径が、緩和層２１の平均結晶粒径より大きいサンプルであった。サンプル１〜１４は、冷熱試験１において、緩和層２１の粒界割れの面積が、放電層２２の粒界割れの面積より大きいことがわかった。一方、サンプル１７〜５２は、冷熱試験１において、放電層２２の粒界割れの面積が、緩和層２１の粒界割れの面積より大きいことがわかった。

これらの結果から、放電層２２及び緩和層２１のうち平均結晶粒径の大きい層に生じた粒界割れにより、冷熱試験１の熱衝撃で生じた熱応力を緩和して界面剥離を抑制できたと推察される。

冷熱試験１の界面剥離の評価において、サンプル８，９，１７〜２０，３４，３５を比べると、緩和層２１のＮｉの含有率が３質量％以下のサンプル１７〜２０，３４，３５は評価がＢであった。しかし、緩和層２１がＮｉを３質量％よりも多く（５質量％）含有するサンプル８，９は評価がＳであった。この結果から、Ｎｉを３質量％よりも多く含む緩和層２１は、緩和層２１の線膨張率が、放電層２２の線膨張率と電極母材１９の線膨張率との中間に近づいたことで、界面剥離を抑制できたと推察される。

冷熱試験１の界面剥離の評価において、サンプル３１〜３３を比べると、電極母材１９に溶接された後の放電層２２の厚さを緩和層２１の厚さで除した値が３以上のサンプル３２，３３は評価がＢであった。しかし、放電層２２の厚さを緩和層２１の厚さで除した値が３未満のサンプル２９〜３１は評価がＳであった。この結果から、放電層２２の厚さを薄くすることにより、熱応力により放電層２２を変形させ易くすることができ、熱応力の緩和効果を向上できたと推察される。

なお、耐火花消耗性 試験２の評価において、サンプル６，７，１３，１４を比べると、放電層２２がＰｔ及びＲｈを８０質量％含有するサンプル１４は評価がＣであった。しかし、放電層２２がＰｔ及びＲｈを８５質量％以上含有するサンプル６，７，１３は評価がＡ又はＢであった。同様に、耐火花消耗性 試験１の評価において、サンプル６，７，１３，１４を比べると、放電層２２がＰｔ及びＲｈを８０質量％含有するサンプル１４は評価がＢであった。しかし、放電層２２がＰｔ及びＲｈを８５質量％以上含有するサンプル６，７，１３は評価がＡであった。この結果から、放電層２２がＰｔ及びＲｈを８５質量％以上含有することにより、耐火花消耗性を向上できることがわかった。

冷熱試験２の界面剥離および粒界割れの評価において、サンプル８〜１２とサンプル１３，１４とを比較し、サンプル１７〜２４とサンプル２５〜３３とを比較し、サンプル３４〜３６とサンプル３７〜４４とを比較した。サンプル８〜１２，１７〜２４，３４〜３６は、電極母材１９及びチップ２０を１２００℃で３３時間加熱した後の緩和層２１の平均結晶粒径が放電層２２の平均結晶粒径よりも大きいサンプルであった。サンプル１３，１４，２５〜３３，３７〜４４は、電極母材１９及びチップ２０を１２００℃で３３時間加熱した後の放電層２２の平均結晶粒径が緩和層２１の平均結晶粒径よりも大きいサンプルであった。

それらを比較した結果、サンプル８〜１２，１７〜２４，３４〜３６は、サンプル１３，１４，２５〜３３，３７〜４４に比べて、粒界割れにより緩和層２１の欠損した部分がそれぞれ大きいことが確認された。サンプル８〜１２，１７〜２４，３４〜３６のように、１２００℃で３３時間加熱した後の緩和層２１の平均結晶粒径が、放電層２２の平均結晶粒径よりも大きくなるように緩和層２１及び放電層２２の組成を調製することにより、最高到達温度が１０００℃の冷熱試験２において、緩和層２１に粒界割れを生じさせ易くできることがわかった。その結果、熱応力を緩和してチップ２０の界面剥離を抑制できる。

また、サンプル１３，１４，２５〜３３，３７〜４４は、サンプル８〜１２，１７〜２４，３４〜３６に比べて、粒界割れにより緩和層２１の欠損した部分がそれぞれ小さいことが確認された。サンプル１３，１４，２５〜３３，３７〜４４のように、１２００℃で３３時間加熱した後の放電層２２の平均結晶粒径が、緩和層２１の平均結晶粒径よりも大きくなるように緩和層２１及び放電層２２の組成を調製することにより、最高到達温度が１０００℃の冷熱試験２において、緩和層２１の粒界割れを抑制しつつ放電層２２に微小な粒界割れを生じさせ易くできることがわかった。その結果、熱応力を緩和してチップ２０の界面剥離を抑制できる。

冷熱試験２の変形量において、サンプル１７〜２４，３４〜３６を比べると、放電層２２が第３成分を含有するサンプル２３，２４，３６は、その他のサンプル１７〜２２，３４，３５に比べて、変形量を小さくできることが確認された。

なお、本実施例では、円盤または角柱の形状をしたチップ２０を接地電極１８に設けたサンプル１〜６２について各種の評価を行った。サンプル１〜６２によれば、評価結果は、チップ２０の形状に何ら影響されないことが確認された。

以上、実施の形態に基づき本発明を説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲内で種々の改良変形が可能であることは容易に推察できるものである。

上記実施の形態では、チップ２０の形状が円盤または角柱の場合について説明したが、必ずしもこれに限られるものではなく、他の形状を採用することは当然可能である。他のチップ２０の形状としては、例えば円錐台状、楕円柱状などが挙げられる。

上記実施の形態では、チップ２０を電極母材１９に抵抗溶接で接合する場合について説明したが、必ずしもこれに限られるものではなく、他の手段によってチップ２０を電極母材１９に接合することは当然可能である。他の手段としては、例えばレーザ溶接が挙げられる。

上記実施の形態では、接地電極１８にチップ２０（緩和層２１及び放電層２２）を設ける場合について説明したが、必ずしもこれに限られるものではない。中心電極１３に設けられたチップ１５に代えて、中心電極１３の電極母材１４にチップ２０を接合することは当然可能である。この場合にも、上記実施の形態で説明したのと同様の作用効果を実現できる。

上記実施の形態では、主体金具１７に接合された電極母材１９を屈曲させる場合について説明した。しかし、必ずしもこれに限られるものではない。屈曲した電極母材１９を用いる代わりに、直線状の電極母材を用いることは当然可能である。この場合には、主体金具１７の先端側を軸線Ｏ方向に延ばし、直線状の電極母材を主体金具１７に接合して、電極母材を中心電極１３と対向させる。

上記実施の形態では、中心電極１３の軸線Ｏとチップ２０とを一致させ、チップ２０が中心電極１３と軸線Ｏ方向に対向するように接地電極１８を配置する場合について説明した。しかし、必ずしもこれに限られるものではなく、接地電極１８と中心電極１３との位置関係は適宜設定できる。接地電極１８と中心電極１３との他の位置関係としては、例えば、中心電極１３の側面と接地電極１８とが対向するように接地電極１８を配置すること等が挙げられる。

１０ スパークプラグ
１３ 主体金具（第２電極）
１８ 接地電極（第１電極）
１９ 電極母材
２０ チップ
２１ 緩和層
２２ 放電層

Claims (8)

1. Ｐｔを主体とする放電層とＰｔを主体とする緩和層とが接合されたチップと、Ｎｉを主体とする合金またはＮｉからなり前記緩和層が溶接された電極母材と、を備える第１電極と、
   前記放電層と火花ギャップを介して対向する第２電極と、を備えるスパークプラグであって、
   前記放電層は、Ｒｈを第２成分として含有する合金からなり、
   前記緩和層は、Ｎｉを第２成分として含有する厚さ０．０５ｍｍ以上の合金からなり、
   前記チップが前記電極母材に溶接された後の前記放電層および前記緩和層の組織は、前記放電層の平均結晶粒径と前記緩和層の平均結晶粒径とが互いに異なることを特徴とするスパークプラグ。
2. 前記チップが前記電極母材に溶接された後の前記放電層および前記緩和層の組織は、前記放電層の前記平均結晶粒径が、前記緩和層の前記平均結晶粒径よりも大きいことを特徴とする請求項１記載のスパークプラグ。
3. 前記チップが前記電極母材に溶接された後の前記放電層の厚さを、前記チップが前記電極母材に溶接された後の前記緩和層の厚さで除した値は３未満であることを特徴とする請求項２記載のスパークプラグ。
4. 前記チップが前記電極母材に溶接された後の前記放電層および前記緩和層の組織は、前記放電層の前記平均結晶粒径が、前記緩和層の前記平均結晶粒径よりも小さいことを特徴とする請求項１記載のスパークプラグ。
5. 前記緩和層は、Ｎｉを３質量％よりも多く含有することを特徴とする請求項４記載のスパークプラグ。
6. 前記放電層および前記緩和層の組成は、前記チップが１２００℃で３３時間加熱された後の前記放電層および前記緩和層の組織において、前記放電層の前記平均結晶粒径が、前記緩和層の前記平均結晶粒径よりも大きくなるように設定されていることを特徴とする請求項１から５のいずれかに記載のスパークプラグ。
7. 前記放電層および前記緩和層の組成は、前記チップが１２００℃で３３時間加熱された後の前記放電層および前記緩和層の組織において、前記放電層の前記平均結晶粒径が、前記緩和層の前記平均結晶粒径よりも小さくなるように設定されていることを特徴とする請求項１から５のいずれかに記載のスパークプラグ。
8. 前記放電層は、Ｐｔ及びＲｈを８５質量％以上含有することを特徴とする請求項１から７のいずれかに記載のスパークプラグ。

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