JP2019160537A - スパークプラグ - Google Patents
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Abstract
【課題】中心電極の耐消耗性を向上できるスパークプラグを提供すること。【解決手段】スパークプラグの中心電極は、絶縁体の先端よりも先端側に位置する先端部と、溶融部を介して先端部に溶接されるチップと、を備え、先端部は、Ｍｎ，Ｓｉ，Ａｌ，Ｔｉ，希土類元素，Ｈｆ，Ｚｒから選ばれるＢ群、Ｎｉ及びＣｒを含有する。Ｎｉの含有率が最も高く、Ｃｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、Ｂ群のいずれか１種以上を合計して０．１質量％以上含有する。Ｆｅの含有率をｆとし、Ｃｒ，Ｓｉ及びＡｌの含有率の合計をｅとし、Ｍｏの含有率をｍとして、ｆ／ｅ≦０．１５且つｍ／ｅ≦０．０１５を満たす。先端部と溶融部との境界のうち最も先端側に位置する第１点から、主体金具または他部材と絶縁体とが接触する部位のうち最も先端側に位置する第２点までの軸線方向における距離Ｄは２２ｍｍ以下である。【選択図】図２
Description
本発明はスパークプラグに関し、特に中心電極にチップが溶接されたスパークプラグに関するものである。
スパークプラグにおいて、特許文献１には、Ｎｉを主成分としＣｒ及びＦｅを含有する電極にチップを溶接する技術が開示されている。特許文献１に開示される技術では、主にＣｒが作る酸化皮膜により電極の耐酸化性を確保し、Ｆｅはチップとの熱膨張率の違いに起因する電極の応力を抑制する。
しかし、上記従来の技術では、スパークプラグの熱価を高くすると中心電極の温度変化が大きくなり、中心電極の熱膨張によって酸化皮膜が剥離し易くなるので、燃料に残留する硫黄により中心電極の腐食が進み、中心電極の消耗が早まるおそれがある。
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、中心電極の耐消耗性を向上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、先端側から後端側へと軸線の方向に延びる軸孔が形成され、径方向の外側に張り出した係止部を備える絶縁体と、絶縁体の外周に配置されると共に、径方向の内側に突出し係止部を先端側から直接または他部材を介して係止する棚部を備える主体金具と、軸孔に配置される中心電極と、を備える。中心電極は、絶縁体の先端よりも先端側に位置する先端部と、溶融部を介して先端部に溶接されるチップと、を備える。
先端部は、Ｍｎ，Ｓｉ，Ａｌ，Ｔｉ，希土類元素，Ｈｆ，Ｚｒから選ばれるＢ群、Ｎｉ及びＣｒを含有する。Ｎｉの含有率が最も高く、Ｃｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、Ｂ群のいずれか１種以上を合計して０．１質量％以上含有する。Ｆｅの含有率をｆとし、Ｃｒ，Ｓｉ及びＡｌの含有率の合計をｅとし、Ｍｏの含有率をｍとして、ｆ／ｅ≦０．１５且つｍ／ｅ≦０．０１５を満たす。先端部の外表面と溶融部の外表面との境界のうち最も先端側に位置する第１点から、棚部または他部材と係止部とが接触する部位のうち最も先端側に位置する第２点までの軸線方向における距離Ｄは２２ｍｍ以下である。
請求項１記載のスパークプラグによれば、中心電極の先端部の外表面と溶融部の外表面との境界のうち最も先端側に位置する第１点から、主体金具の棚部または他部材と絶縁体の係止部とが接触する部位のうち最も先端側に位置する第２点までの軸線方向における距離Ｄは２２ｍｍ以下なので、冷却時における先端部の温度変化が大きくなり易い。そのため先端部の熱膨張率と酸化皮膜の熱膨張率との差によって、先端部に形成された酸化皮膜は剥離し易い。
しかし、先端部はＭｎ，Ｓｉ，Ａｌ，Ｔｉ，希土類元素，Ｈｆ，Ｚｒから選ばれるＢ群、Ｎｉ及びＣｒを含有する。Ｎｉの含有率が最も高く、Ｃｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上なので、先端部の酸化皮膜が剥離しても酸化皮膜を再生させ易くできる。また、Ｂ群の含有率が０．１質量％以上なので、酸化皮膜の下に、Ｂ群の酸化物や窒化物の皮膜を形成させ易くできる。よって、酸化皮膜が剥離したときの先端部の酸化や硫黄による腐食を抑制できる。
先端部は、Ｆｅの含有率ｆ、Ｃｒ，Ｓｉ及びＡｌの含有率の合計ｅ、Ｍｏの含有率ｍのときに、ｆ／ｅ≦０．１５且つｍ／ｅ≦０．０１５を満たすので、腐食し易いＦｅやＭｏの含有率を相対的に少なくできる。その結果、緻密な酸化皮膜を連続的に形成し易くできる。また、硫化クロムが生成される速度は他の硫化物が生成される速度よりも遅いので、Ｃｒの含有率を１２質量％以上にすることで、硫化クロムによって、先端部の硫黄による腐食を抑制できる。よって、中心電極の耐消耗性を向上できる。
請求項２記載のスパークプラグによれば、チップはＩｒを最も多く含有し、Ｐｔ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｎｉから選ばれるＡ群を４質量％以上含有するので、チップとの熱膨張率の違いに起因する先端部の応力を抑制できる。その結果、先端部の酸化皮膜が破壊され難くできるので、請求項１の効果に加え、耐消耗性をさらに向上できる。
請求項３記載のスパークプラグによれば、先端部は、軸線を含む断面において複数の結晶粒が現出する領域を有する。Ａｒ雰囲気中９００℃でその領域を５０時間加熱する処理後の断面のビッカース硬度をＨａ、処理前の断面のビッカース硬度をＨｂとするときに、Ｈａ／Ｈｂ≧０．３６を満たすので、高温下での再結晶化や粒成長を抑制できる。結晶粒は軸線方向の長さ（Ｘと称す）が軸線に垂直な方向の長さ（Ｙと称す）よりも長いので、Ｘ≦Ｙの場合に比べ、軸線に垂直な方向へ繋がる粒界の長さを長くできる。その結果、軸線に垂直な方向への粒界腐食の進行を遅らせることができる。よって、請求項１又は２の効果に加え、高温下での粒界腐食による先端部の破壊を抑制できる。
請求項４記載のスパークプラグによれば距離Ｄは１８ｍｍ以下であり、請求項５記載のスパークプラグによれば距離Ｄは１４ｍｍ以下である。これらの場合、先端部の温度変化はさらに大きくなり易く、先端部の酸化皮膜はより剥離し易くなる。よって、本発明の適用がより効果的である。
請求項６記載のスパークプラグよればｆ／ｅ≦０．０４であり、請求項７記載のスパークプラグによればｍ／ｅ≦０．００４であり、請求項８記載のスパークプラグによればｆ／ｅ≦０．００１である。これにより、酸化皮膜の緻密化を図り、酸化皮膜の連続性をより向上できる。よって、先端部の耐消耗性をより向上できる。
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は一実施の形態におけるスパークプラグ１０の軸線Ｏを境にした片側断面図であり、図２は図１の一部を拡大したスパークプラグ１０の片側断面図である。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２では接地電極３７の図示が省略されている。
図１に示すようにスパークプラグ１０は、絶縁体１１及び中心電極２０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。軸孔１２の先端側には、後端側を向く後端向き面１３が全周に亘って形成されている。絶縁体１１は、軸線方向の中央に外径が最も大きい大径部１４が形成されている。絶縁体１１は、大径部１４よりも先端側に、径方向の外側に張り出した係止部１５が形成されている。係止部１５は先端側へ向かうにつれて縮径している。
中心電極２０は、軸孔１２に配置される棒状の部材である。中心電極２０は、後端向き面１３よりも軸孔１２の先端側に配置される軸部２１と、後端向き面１３に係止される頭部２２と、を備えている。軸部２１の一部は軸孔１２から突出する。
図２に示すように、中心電極２０は熱伝導性に優れる芯材２４が母材２３に埋設されている。本実施形態では、母材２３はＮｉを主体とする合金からなり、芯材２４は銅または銅を主体とする合金からなる。なお、芯材２４を省略することは可能である。
中心電極２０は、軸部２１の一部が軸孔１２から突出することにより、絶縁体１１の先端１６よりも先端側に先端部２５が位置する。先端部２５は母材２３の一部である。先端部２５の先端に溶融部２６が形成され、チップ２７が接合されている。溶融部２６は抵抗溶接、レーザ溶接、電子ビーム溶接等により形成され、先端部２５とチップ２７とが溶け合ってなる。本実施形態では、溶融部２６はレーザ溶接によって先端部２５の全周に形成されている。
チップ２７は、母材２３よりも耐火花消耗性の高いＰｔ，Ｉｒ，Ｒｕ，Ｒｈ等の貴金属を主体とする合金または貴金属からなる部材である。本実施形態では、チップ２７はＩｒを主体とする合金からなる円柱状の部材である。
本実施形態では、チップ２７と先端部２５とを突き合わせた端面の中央が残存し、その周囲に溶融部２６が形成された状態が図示されているが、これに限られるものではない。チップ２７と先端部２５とを突き合わせた端面が全て溶融部２６に溶融して消失していても良い。溶融部２６は、チップ２７の熱膨張率と先端部２５の熱膨張率との違いに起因する先端部２５やチップ２７の応力を緩和する。
図１に戻って説明する。端子金具２８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、導電性を有する金属材料（例えば低炭素鋼）で形成されている。端子金具２８は絶縁体１１の後端に固定されており、先端側が軸孔１２内に配置される。端子金具２８は軸孔１２内で中心電極２０と電気的に接続されている。
主体金具３０は、絶縁体１１の外周に配置される円筒状の部材である。主体金具３０は、導電性を有する金属材料（例えば低炭素鋼等）によって形成されている。絶縁体１１の先端側の一部を取り囲む胴部３１と、胴部３１の後端側に連接される座部３４と、座部３４の後端側に連接される工具係合部３５と、工具係合部３５の後端側に連接される後端部３６と、を備えている。胴部３１は、エンジン（図示せず）のねじ穴に螺合するおねじ３２が外周に形成されており、絶縁体１１の係止部１５を先端側から係止する棚部３３が内周に形成されている。
座部３４は、エンジンのねじ穴とおねじ３２との隙間を塞ぐための部位であり、胴部３１の外径よりも外径が大きく形成されている。工具係合部３５は、エンジンのねじ穴におねじ３２を締め付けるときに、レンチ等の工具を係合させる部位である。後端部３６は径方向の内側へ向けて屈曲し、絶縁体１１の大径部１４よりも後端側に位置する。主体金具３０は、棚部３３及び後端部３６によって、絶縁体１１の大径部１４及び係止部１５を保持する。
接地電極３７は主体金具３０の胴部３１に接続される金属製（例えばニッケル基合金製）の部材である。接地電極３７は、中心電極２０との間に火花ギャップを形成する。中心電極２０と同様に、貴金属を主体とする合金または貴金属からなるチップが接地電極３７に接合されている場合には、接地電極３７のチップと中心電極２０のチップ２７との間に火花ギャップが形成される。
図２に示すように、絶縁体１１の係止部１５と主体金具３０の棚部３３との間にパッキン３８（主体金具３０とは異なる他部材）が介在する。パッキン３８は、主体金具３０のヤング率よりもヤング率が小さい金属製の円環状の部材である。パッキン３８は係止部１５と棚部３３との間に挟まれるので、絶縁体１１や中心電極２０の熱はパッキン３８を通って主体金具３０へ移動する。
スパークプラグ１０は、先端部２５の外表面４０と溶融部２６の外表面４１との境界４２のうち最も先端側に位置する第１点４３から、パッキン３８と係止部１５とが接触する部位４４のうち最も先端側に位置する第２点４５までの距離Ｄが２２ｍｍ以下である。この距離Ｄが短いほどスパークプラグ１０の熱価が高く、先端部２５の熱が主体金具３０からエンジン（図示せず）へ逃げ易くなるので、エンジンに吸入された混合気で先端部２５が冷却されるときの温度変化が大きくなり易い。
先端部２５は、Ｍｎ，Ｓｉ，Ａｌ，Ｔｉ，希土類元素，Ｈｆ，Ｚｒから選ばれる１種以上の元素（以下「Ｂ群」と称す）、Ｎｉ及びＣｒを含有する。希土類元素としては、Ｙ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｄｙ，Ｅｒ及びＹｂが挙げられる。先端部２５は、これらの元素のうちＮｉの含有率が最も高く、Ｃｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上なので、先端部２５の外表面４０に酸化皮膜を形成させ易くでき、さらに先端部２５（母材２３）の加工性を確保できる。また、熱価の高いスパークプラグ１０の先端部２５の温度変化に伴い、先端部２５の熱膨張率と酸化皮膜の熱膨張率との違いによって酸化皮膜が剥離しても、先端部２５の外表面４０に酸化皮膜を再生させ易くできる。先端部２５の酸化皮膜により、先端部２５のそれ以上の酸化を抑制し、燃料に残留する硫黄による先端部２５の腐食を抑制できる。
先端部２５はＢ群から選ばれる１種以上の元素を合計０．１質量％以上含有するので、その酸化皮膜の下に、Ｂ群の酸化物や窒化物の皮膜を形成させ易くできる。その結果、酸化皮膜が剥離したときも、Ｂ群の皮膜によって、先端部２５の酸化や燃料に残留する硫黄による腐食を抑制できる。
さらに、先端部２５に含まれるＦｅの含有率をｆ（ｗｔ％）とし、Ｃｒ，Ｓｉ及びＡｌの含有率の合計をｅ（ｗｔ％）とし、Ｍｏの含有率をｍ（ｗｔ％）とすると、ｆ／ｅ≦０．１５（ｆ＝０ｗｔ％を含む）、且つ、ｍ／ｅ≦０．０１５（ｍ＝０ｗｔ％を含む）を満たす。腐食し易いＦｅやＭｏの含有率をＣｒ，Ｓｉ及びＡｌの含有率に対して少なくすることで、ＦｅやＭｏ等が作る硫化物を先端部２５に生成させ難くでき、主にＣｒが先端部２５に作る酸化皮膜を連続的かつ緻密にできる。また、Ｃｒが硫黄と反応して硫化クロムが生成される速度は、他の硫化物（例えばＦｅＳ等）が生成される速度よりも遅いので、先端部２５の硫化クロムの層によって、先端部２５の硫黄による腐食を抑制できる。よって、先端部２５の耐消耗性を向上できる。
溶融部２６を介して先端部２５に接合されたチップ２７はＩｒを最も多く含有する。Ｉｒを多く含有するチップ２７は、チップ２７と先端部２５との間に溶融部２６が介在しても、チップ２７との熱膨張率の差に起因する先端部２５の応力が大きくなり易いので、先端部２５の酸化皮膜や硫化クロムの層が破壊され易い。そこで、先端部２５の応力を緩和するために、チップ２７はＰｔ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｎｉから選ばれる１種以上の元素（以下「Ａ群」と称す）を４質量％以上含有する。これにより、チップ２７との熱膨張率の違いに起因する先端部２５の応力を抑制できるので、先端部２５の酸化皮膜や硫化クロムの層が破壊され難くできる。よって、先端部２５の耐消耗性をさらに向上できる。
次に図２の部分拡大図を参照して先端部２５の組織について説明する。図２に示すように先端部２５は、軸線Ｏを含む断面に複数の結晶粒４６が現出する。結晶粒４６は、軸線方向の長さ（Ｘ）が軸線Ｏと垂直な方向の長さ（Ｙ）よりも長い。結晶粒４６の長さはＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３年に準拠して測定する。結晶粒４６の長さ（Ｘ，Ｙ）の測定方法の一例を以下に説明する。
チップ２７が接合された先端部２５（溶融部２６を形成するときの熱影響を受けたもの）について、軸線Ｏ（中心線）を含む平面で先端部２５を切断し、先端部２５を２つに分ける。２つに分けた一方について、平らな断面が現れるように先端部２５を研磨し、金属顕微鏡またはＳＥＭによる組成像による顕微鏡写真を得る。結晶粒４６が判別し難いときは、腐食液による電解または無電解エッチング、クロスセクションポリッシャ加工（例えばＳＭ−０９０１０、日本電子株式会社製）、イオンミリング加工（例えばＩＭ−４０００、株式会社日立ハイテクノロジーズ製）若しくはＥＢＳＤ（Electron Backscatter Diffraction電子後方散乱回折）法などを用いて組織観察を行っても良い。
得られた顕微鏡写真に、先端部２５の軸線Ｏに平行な直線からなる試験線Ａを３本引く。３本の試験線Ａは０．１ｍｍ以上の間隔をあける。試験線Ａの端は溶融部２６から０．１ｍｍ以上離す。
次いで、３本の試験線Ａがそれぞれ通過または捕捉した結晶粒４６の数（Ｎ１，Ｎ２，Ｎ３）を計数する。結晶粒４６の計数は、試験線Ａと結晶粒４６の交差の形態によって、試験線Ａが結晶粒４６を通過する場合はＮ１，Ｎ２，Ｎ３＝１、試験線Ａが結晶粒４６内で終了する場合はＮ１，Ｎ２，Ｎ３＝０．５、試験線Ａが粒界に接している場合はＮ１，Ｎ２，Ｎ３＝０．５とする。試験線Ａのうち結晶粒４６と交差した部分の長さをそれぞれＸ１，Ｘ２，Ｘ３としたとき、（Ｘ１＋Ｘ２＋Ｘ３）／（Ｎ１＋Ｎ２＋Ｎ３）を、軸線方向の結晶粒４６の長さ（Ｘ）とする。
次に、試験線Ａと垂直に、直線からなる試験線Ｂを顕微鏡写真の上に３本引く。３本の試験線Ｂは０．１ｍｍ以上の間隔をあける。溶融部２６に最も近い試験線Ｂは溶融部２６から０．１ｍｍ以上離す。次いで、３本の試験線Ｂがそれぞれ通過または捕捉した結晶粒４６の数（Ｍ１，Ｍ２，Ｍ３）を計数する。結晶粒４６の計数は、試験線Ｂと結晶粒４６の交差の形態によって、試験線Ｂが結晶粒４６を通過する場合はＭ１，Ｍ２，Ｍ３＝１、試験線Ｂが結晶粒４６内で終了する場合はＭ１，Ｍ２，Ｍ３＝０．５、試験線Ｂが粒界に接している場合はＭ１，Ｍ２，Ｍ３＝０．５とする。試験線Ｂのうち結晶粒４６と交差した部分の長さをそれぞれＹ１，Ｙ２，Ｙ３としたとき、（Ｙ１＋Ｙ２＋Ｙ３）／（Ｍ１＋Ｍ２＋Ｍ３）を、軸線Ｏと垂直な方向の結晶粒４６の長さ（Ｙ）とする。
先端部２５の組織は、先端部２５をＡｒ雰囲気中９００℃で５０時間加熱した処理後の先端部２５の断面のビッカース硬度をＨａ、その処理前の先端部２５の断面のビッカース硬度をＨｂとするときに、Ｈａ／Ｈｂ≧０．３６を満たすように設定される。なお、先端部２５の組織や硬さは、先端部２５の成分、溶接方法、溶接時の雰囲気、溶接に用いるレーザビームや電子ビームの照射条件、先端部２５の材質や形状等（先端部２５の軸線方向の長さや断面積）、中心電極２０を製造する際の加工条件などにより制御できる。
先端部２５のビッカース硬度は、ＪＩＳ Ｚ２２４４（２００９年）に準拠して測定される。結晶粒４６の長さ（Ｘ，Ｙ）を測定した先端部２５の切断面を鏡面研磨して、ビッカース硬度Ｈｂを測定する試験片とする。軸線Ｏを含む平面で先端部２５を切断して２つに分けたもう一方は、切断面を鏡面研磨して、ビッカース硬度Ｈａを測定する試験片とする。
なお、先端部２５を切断して２つに分けた試験片を作ることができない場合には、同じ条件で製造したスパークプラグ１０を２つ用意し、そのうちの１つを用いてビッカース硬度Ｈｂを測定する試験片を作り、もう１つを用いてビッカース硬度Ｈａを測定する試験片を作っても良い。
ビッカース硬度Ｈａを測定する試験片には、切断面を鏡面研磨する前に熱処理を施す。熱処理は、溶融部２６を形成するときの熱影響を受けた先端部２５（チップ２７や溶融部２６を含んでいても良い）を雰囲気炉に入れ、Ａｒを２Ｌ／分の流量で流しながら９００℃まで１０℃／分の速度で昇温し、９００℃で５０時間の加熱を維持した後に加熱を止め、Ａｒを２Ｌ／分の流量で流しながら自然冷却する処理である。熱処理を施す理由は、先端部２５の残留応力を除去すると共に、加工や溶接熱等の影響で変化した先端部２５の結晶組織を調整するためである。
ビッカース硬度Ｈａ，Ｈｂの測定点（圧子を押し込む点）は、先端部２５のうち試験線Ｂを引いたところに相当する領域内の任意の位置である。但し、測定点は先端部２５の外表面４０から０．１ｍｍ以上離れた位置とする。圧子が押し込まれてできる圧痕が互いに０．４ｍｍ以上離れる測定点を４点選ぶ。なお、圧痕が溶融部２６に含まれる場合、又は、溶融部２６と先端部２５との境界から０．１ｍｍ以内の領域に圧痕が含まれる場合には、その圧痕は測定値から除く。測定値が溶融部２６の影響を受けるのを防ぐためである。圧子に加える試験力は４．９Ｎ、試験力の保持時間は１０秒とする。４点の測定点における測定値の算術平均値を算出し、ビッカース硬度Ｈａ，Ｈｂとする。
このようにして測定された熱処理前後のビッカース硬度Ｈａ，Ｈｂの比率がＨａ／Ｈｂ≧０．３６を満たすようにすることで、高温下での結晶粒４６の再結晶化や粒成長を抑制できる。その結果、高温下において、軸線方向の結晶粒４６の長さ（Ｘ）が軸線Ｏに垂直な方向の結晶粒４６の長さ（Ｙ）よりも長い先端部２５の組織（Ｘ＞Ｙ）を維持できる。従って、Ｘ≦Ｙの場合に比べ、粒界腐食が軸線Ｏに垂直な方向へ進行して先端部２５が破壊するために必要な粒界の腐食長さを長くできる。よって、高温下での粒界腐食による先端部２５の破壊やチップ２７の脱落を抑制できる。
特に、軸線方向の結晶粒４６の長さ（Ｘ）を軸線Ｏと垂直な方向の結晶粒４６の長さ（Ｙ）の１．５倍以上にすることにより、粒界腐食によって先端部２５が破壊するために必要な粒界の腐食長さがより長くなるので、高温下での粒界腐食による先端部２５の破壊やチップ２７の脱落の抑制効果を向上できる。
また、Ｈａ／Ｈｂ≧０．３６のときは、高温下での結晶粒４６の再結晶化や粒成長が抑制されるので、それに伴う先端部２５の形状の変化（歪みの回復）を抑制できる。その結果、先端部２５の表面の酸化皮膜の破壊を抑制できるので、酸化皮膜が先端部２５と硫黄との接触を抑制し、硫黄による先端部２５の腐食を抑制できる。
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。
（実施例１）
（サンプル１〜５１の作成）
試験者は、同一寸法の種々の母材２３と、同一寸法の円柱状の種々のチップ２７とを準備した。母材２３及びチップ２７の端面同士をそれぞれ突き合わせた後、ファイバレーザ溶接機により、全周に亘って母材２３とチップ２７との境界にレーザビームを照射して溶融部２６を形成し、種々の中心電極２０を得た。なお、チップ２７の組成が異なっても、溶融部２６の外表面４１とチップ２７との境界からチップ２７の先端までの軸線方向の長さが同一となるように、ファイバレーザ溶接機が母材２３及びチップ２７に入力するエネルギーを調整した。
（サンプル１〜５１の作成）
試験者は、同一寸法の種々の母材２３と、同一寸法の円柱状の種々のチップ２７とを準備した。母材２３及びチップ２７の端面同士をそれぞれ突き合わせた後、ファイバレーザ溶接機により、全周に亘って母材２３とチップ２７との境界にレーザビームを照射して溶融部２６を形成し、種々の中心電極２０を得た。なお、チップ２７の組成が異なっても、溶融部２６の外表面４１とチップ２７との境界からチップ２７の先端までの軸線方向の長さが同一となるように、ファイバレーザ溶接機が母材２３及びチップ２７に入力するエネルギーを調整した。
得られた種々の中心電極２０を絶縁体１１に固定し、絶縁体１１に主体金具３０を組み付けてサンプル１〜５１におけるスパークプラグ１０を得た。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、同一の条件で作成したものを複数準備した。
中心電極２０の母材２３の組成は、母材２３のうち絶縁体１１の先端１６よりも先端側の先端部２５を切り出して試料を採取し、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析装置を用いて測定した。１つの先端部２５から分析に必要な試料を採取できない場合は、複数の先端部２５から採取した試料を集めて分析に供した。表１に示す数値が０（ゼロ）の元素は、含有量が検出限界以下であり、実質的に含有されていないことを示す。なお、先端部２５の組成分析は、原子吸光光度計や波長分散形Ｘ線分光器（ＷＤＳ）等を用いて行うこともできる。
チップ２７は、ＥＰＭＡ（ＪＸＡ−８５００Ｆ、日本電子株式会社製）のＷＤＳ分析（加速電圧２０ｋＶ、測定領域のスポット径１００μｍ）により質量組成を測定した。軸線Ｏを含む平面でチップ２７を切断し、その切断面の５点の測定点の測定値の算術平均値を算出した。表１に示す数値が０（ゼロ）の元素は、含有量が検出限界以下であることを示す。なお、スポット径を考慮した各測定点の測定領域が溶融部２６に含まれる場合には、その測定点の結果を除いた。組成分析の精度低下を防ぐためである。
試験者は、後述する腐食試験前に、予めＸ線透視装置を用いてスパークプラグ１０のうちパッキン３８よりも先端側の部分を撮像して、先端部２５の外表面４０の寸法および距離Ｄの情報を取得した。
（腐食試験）
試験者は、スパークプラグの各サンプルをエンジンに取り付け、５ｐｐｍの硫黄を含むガソリンを燃料としてエンジンを始動した後、フルスロットル１分間、アイドル回転数１分間を１サイクルとして３０００サイクルを各サンプルに加えた。なお、フルスロットルのときは、中心電極２０のうちチップ２７の先端から後端側に１ｍｍ離れた部分の温度が８５０℃に到達した。
試験者は、スパークプラグの各サンプルをエンジンに取り付け、５ｐｐｍの硫黄を含むガソリンを燃料としてエンジンを始動した後、フルスロットル１分間、アイドル回転数１分間を１サイクルとして３０００サイクルを各サンプルに加えた。なお、フルスロットルのときは、中心電極２０のうちチップ２７の先端から後端側に１ｍｍ離れた部分の温度が８５０℃に到達した。
（先端部の耐消耗性の判定）
試験者は、腐食試験後のサンプルをエンジンから取り外した後、軸線Ｏを含む平面で先端部２５を切断し、その切断面を顕微鏡で観察して、予め取得した先端部２５の外表面４０の寸法に基づき、試験によって腐食した先端部２５の外表面４０からの厚さＴ（軸線Ｏに垂直な方向の寸法）の最大値を測定した。なお、溶融部２６と先端部２５との境界は先端部２５の一部として厚さＴを測定した。顕微鏡観察では腐食した領域が不明な場合は、ＥＰＭＡによって先端部２５に侵入した硫黄の位置を特定し、厚さＴを測定した。
試験者は、腐食試験後のサンプルをエンジンから取り外した後、軸線Ｏを含む平面で先端部２５を切断し、その切断面を顕微鏡で観察して、予め取得した先端部２５の外表面４０の寸法に基づき、試験によって腐食した先端部２５の外表面４０からの厚さＴ（軸線Ｏに垂直な方向の寸法）の最大値を測定した。なお、溶融部２６と先端部２５との境界は先端部２５の一部として厚さＴを測定した。顕微鏡観察では腐食した領域が不明な場合は、ＥＰＭＡによって先端部２５に侵入した硫黄の位置を特定し、厚さＴを測定した。
判定は、厚さＴ（最大値）に基づき、ＡからＧの７ランクに分けた。判定基準は以下のとおり。Ａ：Ｔ＜１００μｍ，Ｂ：１００μｍ≦Ｔ＜１５０μｍ，Ｃ：１５０μｍ≦Ｔ＜２００μｍ，Ｄ：２００μｍ≦Ｔ＜３５０μｍ，Ｅ：３５０μｍ≦Ｔ＜５００μｍ，Ｆ：Ｔ≧５００μｍだがチップは脱落していない，Ｇ：チップが脱落した。
表２のｆは先端部のＦｅの含有率であり、ｍは先端部のＭｏの含有率であり、ｅは先端部のＣｒ，Ｓｉ及びＡｌの含有率の合計である。ｆ／ｅ及びｍ／ｅの数値は小数点第４位以下を四捨五入した。表２の結晶粒の欄の「Ｆ」（サンプル１〜９，１１〜５１）は結晶粒４６の軸線方向の長さ（Ｘ）が軸線Ｏに垂直な方向の長さ（Ｙ）よりも長いこと（Ｘ＞Ｙ）を意味し、「Ｎ」（サンプル１０）はＹがＸよりも長いこと（Ｘ＜Ｙ）を意味する。なお、サンプル１〜９，１１〜５１はＸ／Ｙ＞１．５であった。サンプル１〜５１の先端部はＮｉの含有率が最も高かった。
表２に示すとおり、サンプル７，８，１１〜１３，１５，１７，２６〜２８はＡ判定であった。これらＡ判定のサンプルは、先端部はＣｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、Ｂ群の含有率は０．１質量％であり、ｆ／ｅ≦０．００１且つｍ／ｅ≦０．００４を満たしていた。先端部の結晶粒はＸ＞Ｙであり、Ｈａ／Ｈｂ≧０．３６であった。チップはＡ群の含有率が４質量％以上であった。Ａ判定のサンプルは、硫化クロム及び酸化皮膜によって先端部２５の硫黄による腐食を抑制できたと推察される。
サンプル７，８，１２，１７，２６〜２８はＤ＝２２ｍｍ、サンプル１１はＤ＝２１ｍｍ、サンプル１３はＤ＝２０ｍｍ、サンプル１５はＤ＝１９ｍｍであった。サンプル７，８，１１〜１３，１５，１７，２６〜２８はＤ＝１９〜２２ｍｍにおいてＡ判定であることが確認された。
サンプル９，１０，１４，１６，１８，１９，２４，２５はＢ判定であった。サンプル９，１８，１９は、先端部はＣｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、Ｂ群の含有率は０．１質量％であり、ｆ／ｅ≦０．０４且つｍ／ｅ≦０．００４を満たしていた。先端部の結晶粒はＸ＞Ｙであり、Ｈａ／Ｈｂ≧０．３６であった。チップはＡ群の含有率が４質量％以上であった。これらはｆ／ｅの値がＡ判定のサンプルに比べて大きいので、Ａ判定のサンプルよりも腐食が進行したと推察される。
サンプル２４，２５は、先端部はＣｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、Ｂ群の含有率は０．１質量％であり、ｆ／ｅ≦０．００１且つｍ／ｅ≦０．０１５を満たしていた。先端部の結晶粒はＸ＞Ｙであり、Ｈａ／Ｈｂ≧０．３６であった。チップはＡ群の含有率が４質量％以上であった。これらはｍ／ｅの値がＡ判定のサンプルに比べて大きいので、Ａ判定のサンプルよりも腐食が進行したと推察される。
サンプル１０は、先端部はＣｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、Ｂ群の含有率は０．１質量％であり、ｆ／ｅ≦０．００１且つｍ／ｅ≦０．００４を満たしていた。Ｈａ／Ｈｂ≧０．３６であり、チップはＡ群の含有率が４質量％以上であった。しかし、先端部の結晶粒はＸ＜Ｙなので、Ａ判定のサンプルよりも粒界腐食が進行したと推察される。
サンプル１４は、先端部はＣｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、Ｂ群の含有率は０．１質量％であり、ｆ／ｅ≦０．００１且つｍ／ｅ≦０．００４を満たしていた。先端部の結晶粒はＸ＞Ｙであり、チップはＡ群の含有率が４質量％以上であった。しかし、Ｈａ／Ｈｂ＜０．３６なので、腐食試験中に粒成長等が生じ、Ａ判定のサンプルよりも腐食が進行したと推察される。
サンプル１６は、先端部はＣｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、Ｂ群の含有率は０．１質量％であり、ｆ／ｅ≦０．００１且つｍ／ｅ≦０．００４を満たしていた。先端部の結晶粒はＸ＞Ｙであり、Ｈａ／Ｈｂ≧０．３６であった。しかし、チップはＡ群の含有率が４質量％未満なので、先端部の応力によって腐食試験中に酸化皮膜が剥がれ易く、Ａ判定のサンプルよりも腐食が進行したと推察される。
サンプル２０，２１はＣ判定であった。これらは、先端部はＣｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、Ｂ群の含有率は０．１質量％であり、ｆ／ｅ≦０．１５且つｍ／ｅ≦０．００４を満たしていた。先端部の結晶粒はＸ＞Ｙであり、Ｈａ／Ｈｂ≧０．３６であった。チップはＡ群の含有率が４質量％以上であった。しかし、ｆ／ｅの値がＢ判定のサンプルに比べて大きいので、Ｂ判定のサンプルよりも腐食が進行したと推察される。
サンプル６，２９〜４１はＤ判定であった。サンプル６は、先端部はＣｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、Ｂ群の含有率は０．１質量％であり、ｆ／ｅ≦０．１５且つｍ／ｅ≦０．００４を満たしていた。先端部の結晶粒はＸ＞Ｙであり、チップはＡ群の含有率が４質量％以上であった。しかし、Ｈａ／Ｈｂ＜０．３６なので、腐食試験中に粒成長等が生じ、酸化皮膜の剥離や粒界腐食によって、Ｃ判定のサンプルよりも腐食が進行したと推察される。
サンプル２９〜３１，３３〜４１は、先端部はＣｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、Ｂ群の含有率は０．１質量％であり、ｆ／ｅ≦０．１５且つｍ／ｅ≦０．０１５を満たしていた。先端部の結晶粒はＸ＞Ｙであり、Ｈａ／Ｈｂ≧０．３６であった。チップはＡ群の含有率が４質量％以上であった。しかし、ｍ／ｅの値がＣ判定のサンプルに比べて大きいので、Ｃ判定のサンプルよりも腐食が進行したと推察される。なお、サンプル３３〜４１はＢ群元素の種類や含有率が異なるが（但し含有率は０．１質量％以上）、腐食の判定は同じであった。
サンプル３２は、先端部はＣｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、Ｂ群の含有率は０．１質量％であり、ｍ／ｅ≦０．０１５を満たしていた。先端部の結晶粒はＸ＞Ｙであり、Ｈａ／Ｈｂ≧０．３６であった。チップはＡ群の含有率が４質量％以上であった。しかし、ｆ／ｅ＞０．１５なので、Ｃ判定のサンプルよりも腐食が進行したと推察される。
サンプル４３，４６，４７，４９〜５１はＥ判定であった。サンプル４３，４９は、先端部はＣｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、Ｂ群の含有率は０．１質量％であり、ｆ／ｅ≦０．１５且つｍ／ｅ≦０．０１５を満たしていた。先端部の結晶粒はＸ＞Ｙであり、Ｈａ／Ｈｂ≧０．３６であった。しかし、チップはＡ群の含有率が４質量％未満なので、先端部の応力によって腐食試験中に酸化皮膜が剥がれ易く、Ｄ判定のサンプルよりも腐食が進行したと推察される。
サンプル４６，４７，５０，５１は、先端部はＣｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、Ｂ群の含有率は０．１質量％であり、ｆ／ｅ≦０．１５且つｍ／ｅ≦０．０１５を満たしていた。先端部の結晶粒はＸ＞Ｙであり、チップはＡ群の含有率が４質量％以上であった。しかし、Ｈａ／Ｈｂ＜０．３６なので、腐食試験中に粒成長等が生じ、酸化皮膜の剥離や粒界腐食によって、Ｄ判定のサンプルよりも腐食が進行したと推察される。
サンプル４２，４８はＦ判定であった。サンプル４２，４８は、先端部はＣｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、Ｂ群の含有率は０．１質量％であり、ｆ／ｅ≦０．１５且つｍ／ｅ≦０．０１５を満たしていた。先端部の結晶粒はＸ＞Ｙであった。しかし、Ｈａ／Ｈｂ＜０．３６であり、チップはＡ群の含有率が４質量％未満なので、腐食試験中に粒成長等が生じ易く、さらに先端部の応力によって酸化皮膜の剥離が生じ、Ｅ判定のサンプルよりも腐食が進行したと推察される。
サンプル１〜５，２２，２３，４４，４５（比較例）はＧ判定であった。サンプル１〜３は、先端部はＣｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、Ｂ群の含有率は０．１質量％であり、ｍ／ｅ≦０．００４を満たしていた。先端部の結晶粒はＸ＞Ｙであり、Ｈａ／Ｈｂ≧０．３６であった。チップはＡ群の含有率は４質量％以上であった。しかし、ｆ／ｅ＞０．１５なので、酸化皮膜の緻密性が乏しく、腐食によって先端部が破壊したと推察される。
サンプル４，５は、先端部はｆ／ｅ≦０．０４且つｍ／ｅ≦０．００４を満たし、Ｂ群の含有率は０．１質量％であった。先端部の結晶粒はＸ＞Ｙであり、Ｈａ／Ｈｂ≧０．３６であった。チップはＡ群の含有率が４質量％以上であった。しかし、先端部はＣｒの含有率が１２質量％未満なので、十分な酸化皮膜を形成できず、腐食によって先端部が破壊したと推察される。
サンプル２２，２３は、先端部はＣｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、Ｂ群の含有率は０．１質量％であった。先端部の結晶粒はＸ＞Ｙであり、Ｈａ／Ｈｂ≧０．３６であった。チップはＡ群の含有率が４質量％以上であった。サンプル２２はｍ／ｅ≦０．００４を満たしていたが、ｆ／ｅ＞０．１５であった。サンプル２３はｆ／ｅ≦０．００１を満たしていたが、ｍ／ｅ＞０．０１５であった。サンプル２２，２３は酸化皮膜の緻密性や連続性が乏しく、腐食によって先端部が破壊したと推察される。
サンプル４４，４５は、先端部はＣｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、ｆ／ｅ≦０．１５且つｍ／ｅ≦０．０１５を満たしていた。先端部の結晶粒はＸ＞Ｙであった。しかし、Ｈａ／Ｈｂ＜０．３６であり、チップはＡ群の含有率が４質量％未満であった。さらに、先端部にＢ群の元素が実質的に含まれていなかった。これにより、サンプル４４，４５はＢ群の酸化物や窒化物の皮膜が作られないので、腐食によって先端部が破壊したと推察される。
（実施例２）
試験者は、距離Ｄを異ならせた以外は、サンプル４２，４８と同じ種々のサンプルを作成した。各サンプルの距離Ｄは２３，２２，１９，１８，１５，１４，７ｍｍとした。比較のため、サンプル２と組成が同じＤ＝２３ｍｍのサンプルも作成した。実施例１で説明した腐食試験の１０００サイクルを各サンプルに加えた後、実施例１と同様にして、先端部の腐食厚さを測定した。
試験者は、距離Ｄを異ならせた以外は、サンプル４２，４８と同じ種々のサンプルを作成した。各サンプルの距離Ｄは２３，２２，１９，１８，１５，１４，７ｍｍとした。比較のため、サンプル２と組成が同じＤ＝２３ｍｍのサンプルも作成した。実施例１で説明した腐食試験の１０００サイクルを各サンプルに加えた後、実施例１と同様にして、先端部の腐食厚さを測定した。
その結果、サンプル４２（実施例）では、サンプル２（比較例）のＤ＝２３ｍｍのときの腐食厚さを１とすると、Ｄ＝２２ｍｍの腐食厚さは１．３、Ｄ＝１９ｍｍの腐食厚さは１．４、Ｄ＝１８ｍｍの腐食厚さは１．６、Ｄ＝１５ｍｍの腐食厚さは２．０、Ｄ＝１４ｍｍの腐食厚さは２．３、Ｄ＝７ｍｍの腐食厚さは３．９であった。サンプル４８（実施例）も同じ結果であった。いずれのサンプルも距離Ｄが短くなるにつれて腐食厚さが増加することが確認された。距離Ｄが短くなるにつれて先端部の温度変化は大きくなるので、先端部の酸化皮膜はより剥離し易くなる。よって、距離Ｄが短くなると、本発明の適用がより効果的なことが明らかである。
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。
実施例では、希土類元素としてＹ，Ｌａを用いる場合について説明したが、これに限られるものではない。先端部が他の希土類元素を含有することは当然可能である。
実施形態では、チップ２７の形状が円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２７の形状としては、例えば円錐台状、楕円柱状、三角柱や四角柱等の多角柱状などが挙げられる。
実施形態では、主体金具３０の棚部３３と絶縁体１１の係止部１５との間にパッキン３８が介在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い。パッキン３８を省略して、主体金具３０の棚部３３と絶縁体１１の係止部１５とを直接に接触させることは当然可能である。
実施形態では、中心電極２０の母材２３の先端にチップ２７を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い。母材２３とチップ２７との間に、Ｎｉ基合金からなる中間材を介在させることは当然可能である。この場合、中間材や母材のうち絶縁体１１の先端１６よりも先端側に位置する部分が、先端部に該当する。中間材の組成と母材の組成とが異なっていても良い。
１０ スパークプラグ
１１ 絶縁体
１２ 軸孔
１５ 係止部
１６ 絶縁体の先端
２０ 中心電極
２５ 先端部
２６ 溶融部
２７ チップ
３０ 主体金具
３３ 棚部
３８ パッキン（他部材）
４０ 先端部の外表面
４１ 溶融部の外表面
４２ 境界
４３ 第１点
４５ 第２点
４６ 結晶粒
Ｄ 距離
Ｏ 軸線
１１ 絶縁体
１２ 軸孔
１５ 係止部
１６ 絶縁体の先端
２０ 中心電極
２５ 先端部
２６ 溶融部
２７ チップ
３０ 主体金具
３３ 棚部
３８ パッキン（他部材）
４０ 先端部の外表面
４１ 溶融部の外表面
４２ 境界
４３ 第１点
４５ 第２点
４６ 結晶粒
Ｄ 距離
Ｏ 軸線
Claims (8)
- 先端側から後端側へと軸線の方向に延びる軸孔が形成され、径方向の外側に張り出した係止部を備える絶縁体と、
前記絶縁体の外周に配置されると共に、径方向の内側に突出し前記係止部を先端側から直接または他部材を介して係止する棚部を備える主体金具と、
前記軸孔に配置される中心電極と、を備え、
前記中心電極は、前記絶縁体の先端よりも先端側に位置する先端部と、溶融部を介して前記先端部に溶接されるチップと、を備えるスパークプラグであって、
前記先端部は、Ｍｎ，Ｓｉ，Ａｌ，Ｔｉ，希土類元素，Ｈｆ，Ｚｒから選ばれるＢ群、Ｎｉ及びＣｒを含有し、
Ｎｉの含有率が最も高く、Ｃｒの含有率が２番目に高く１２質量％以上であり、
前記Ｂ群のいずれか１種以上を合計して０．１質量％以上含有し、
Ｆｅの含有率をｆとし、Ｃｒ，Ｓｉ及びＡｌの含有率の合計をｅとし、Ｍｏの含有率をｍとして、ｆ／ｅ≦０．１５且つｍ／ｅ≦０．０１５を満たし、
前記先端部の外表面と前記溶融部の外表面との境界のうち最も先端側に位置する第１点から、前記棚部または前記他部材と前記係止部とが接触する部位のうち最も先端側に位置する第２点までの軸線方向における距離Ｄは２２ｍｍ以下であるスパークプラグ。 - 前記チップは、Ｉｒを最も多く含有し、Ｐｔ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｎｉから選ばれるＡ群を４質量％以上含有する請求項１記載のスパークプラグ。
- 前記先端部は、前記軸線を含む断面において複数の結晶粒が現出する領域を有し、
前記領域における前記複数の結晶粒は、前記軸線方向の前記結晶粒の長さが前記軸線に垂直な方向の前記結晶粒の長さよりも長く、
Ａｒ雰囲気中９００℃で前記領域を５０時間加熱する処理後の前記領域の断面のビッカース硬度をＨａ、前記処理前の前記領域の断面のビッカース硬度をＨｂとするときに、Ｈａ／Ｈｂ≧０．３６を満たす請求項１又は２に記載のスパークプラグ。 - 前記距離Ｄは１８ｍｍ以下である請求項１から３のいずれかに記載のスパークプラグ。
- 前記距離Ｄは１４ｍｍ以下である請求項１から４のいずれかに記載のスパークプラグ。
- 前記ｆ／ｅ≦０．０４である請求項１から５のいずれかに記載のスパークプラグ。
- 前記ｍ／ｅ≦０．００４である請求項１から６のいずれかに記載のスパークプラグ。
- 前記ｆ／ｅ≦０．００１である請求項１から７のいずれかに記載のスパークプラグ。
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