JP2023069392A - スパークプラグの接地電極、スパークプラグ - Google Patents

Abstract

【課題】放電部の消耗を抑制することが可能なスパークプラグの接地電極を提供する。【解決手段】スパークプラグ１０の接地電極１４は、中心電極１３に対向するように設けられる接地電極本体４０と、接地電極本体４０に接合され、中心電極１３との間に火花放電を形成する放電部４１と、を備える。放電部４１は、Ｐｔを主成分とするＰｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金により形成される。Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金は、２［ｗｔ％］～２０［ｗｔ％］のＲｈを含み、且つ２．５［ｗｔ％］～１２［ｗｔ％］のＮｉを含んでいる。【選択図】図１

Description

本開示は、スパークプラグの接地電極、及びスパークプラグに関する。

従来、下記の特許文献１に記載のスパークプラグがある。このスパークプラグは、絶縁碍子と、主体金具と、中心電極と、接地電極とを備えている。接地電極は、接地電極本体と、接地電極本体の先端面に接合される放電部とを備えている。接地電極本体から放電部の先端面までの突出長が０．４［ｍｍ］以上、且つ１．６［ｍｍ］以下に設定されている。放電部は、Ｐｔを主成分とするＰｔ合金により構成されている。Ｐｔ合金は、１１００［℃］の大気雰囲気下で５０時間加熱した後の平均粒径が６８［μｍ］以下となるように構成されている。この構成によれば、高温環境下における粒界強度の低下を防止することができるため、放電部の欠落を防止することができる。

特許第５３４１７５２号公報

近年の環境対応エンジンでは、より確実に混合気を点火させること等を目的として、スパークプラグに供給されるエネルギを高める、いわゆる高エネルギ点火システムの適用が検討されている。高エネルギ点火システムでは、放電部の表面がより高温の環境下におかれやすくなる。このような極高温の環境下では、特許文献１に記載のスパークプラグのように放電部のＰｔ合金の平均粒径を６８［μｍ］以下に設定したとしても、粒界強度が低下する現象が発生することが発明者らにより確認されている。放電部の粒界強度が低下すると、粒界に亀裂が発生するとともに、その亀裂の拡大により結晶粒が脱落する可能性が高くなる。そのため、放電部が消耗し易くなる。

また、極高温の環境下に放電部がおかれた場合、放電部の表面の粒界を起点とした溶解及び再凝固により、粒状の発汗粒が生成されることがある。この発汗粒は、結晶粒界で放電部の内部の結晶粒と結合している。発汗粒の粒径は１０［μｍ］から７０［μｍ］の範囲であり、特許文献１に記載のスパークプラグの放電部の平均粒径と略同等である。そのため、上述した粒界の亀裂の進展が発汗粒の脱落を誘発し易くなるため、放電部が更に消耗し易くなる。

本開示は、こうした実情に鑑みてなされたものであり、その目的は、放電部の消耗を抑制することが可能なスパークプラグの接地電極及びスパークプラグを提供することにある。

上記課題を解決するスパークプラグの接地電極は、中心電極（１３）に対向するように設けられる接地電極本体（４０）と、接地電極本体に接合され、中心電極との間に火花放電を形成する放電部（４１）と、を備える。放電部は、Ｐｔを主成分とするＰｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金により形成される。Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金は、２［ｗｔ％］～２０［ｗｔ％］のＲｈを含み、且つ２．５［ｗｔ％］～１２［ｗｔ％］のＮｉを含んでいる。

上記課題を解決するスパークプラグは、接地電極（１４）と中心電極（１３）との間に火花放電を形成するスパークプラグであって、接地電極として、上記の接地電極が用いられている。
これらの構成のように、Ｐｔ－Ｒｈ合金にＮｉが添加されていれば、製造時の加工硬化による再結晶温度を低下させることができるため、極高温環境下におかれた時に放電部に形成される結晶粒径を特許文献１の放電部の結晶粒径よりも大きくすることができる。放電部の結晶粒径が大きくなることにより、発汗粒の生成の起点となる粒界が減少するため、発汗粒が生成され難くなる。結果的に、発汗粒の脱落に起因する放電部の消耗が発生し難くなるため、放電部の消耗を抑制することができる。

なお、上記手段、特許請求の範囲に記載の括弧内の符号は、後述する実施形態に記載の具体的手段との対応関係を示す一例である。

本開示のスパークプラグの接地電極及びスパークプラグによれば、放電部の消耗を抑制することが可能である。

図１は、実施形態のスパークプラグの部分断面構造を示す断面図である。 図２は、実施形態の接地電極における放電部の先端部の構造を模式的に示す図である。 図３（Ａ），（Ｂ）は、Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金の消耗量とＲｈの質量パーセントａ_Ｒｈとの関係を示すグラフ、及びＰｔ－Ｒｈ合金の融点とＲｈの質量パーセントａ_Ｒｈとの関係を示すグラフである。 図４（Ａ）～（Ｃ）は、接地電極の放電部の消耗態様を模式的に示す図である。 図５は、Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金の再結晶温度とＮｉの質量パーセントａ_Ｎｉとの関係を示すグラフである。 図６は、複数のサンプルの評価結果を示す図表である。 図７は、図６の評価結果をプロットしたグラフである。 図８は、Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金の引張強度とＮｉの質量パーセントａ_Ｎｉとの関係を示すグラフである。 図９は、Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金の引張強度と粒界亀裂の発生数との関係を示すグラフである。

以下、スパークプラグ、及びその接地電極の一実施形態について図面を参照しながら説明する。説明の理解を容易にするため、各図面において同一の構成要素に対しては可能な限り同一の符号を付して、重複する説明は省略する。
はじめに、図１に示される本実施形態のスパークプラグ１０の概略構成について説明する。このスパークプラグ１０は例えばエンジンヘッドに設けられる。スパークプラグ１０は、電圧の印加に基づき火花放電を形成することによりエンジンの気筒内の混合気を着火する。スパークプラグ１０は、ハウジング１１と、絶縁碍子１２と、中心電極１３と、接地電極１４とを備えている。

ハウジング１１はスパークプラグ１０の中心軸ｍ１０を中心に円筒状に形成されている。ハウジング１１は例えば炭素鋼等の金属材料により形成されている。ハウジング１１の内部には絶縁碍子１２の下端部が同軸上に挿入されている。
絶縁碍子１２は中心軸ｍ１０を中心に円筒状に形成されている。絶縁碍子１２はアルミナ等の絶縁材料により形成されている。本実施形態では、絶縁碍子１２が絶縁体に相当する。絶縁碍子１２の外周部分にはハウジング１１が一体的に組み付けられている。絶縁碍子１２の内部には軸孔１２０が形成されている。軸孔１２０は中心軸ｍ１０に沿って絶縁碍子１２の先端部から基端部まで貫通するように形成されている。軸孔１２０には、その先端部の側から中心電極１３、第１シール体１５、抵抗体１６、第２シール体１７、及び端子金具１８が順に収容されている。

中心電極１３は中心電極本体３０と電極チップ３１とを有している。中心電極本体３０は中心軸ｍ１０を中心に円柱状に形成されている。中心電極本体３０は、耐熱性に優れるＮｉ（ニッケル）合金等により形成されている。電極チップ３１は中心電極本体３０の先端部に接合されている。電極チップ３１は中心軸ｍ１０を中心に円柱状に形成されている。電極チップ３１はＩｒ（イリジウム）合金等により形成されている。

端子金具１８は中心軸ｍ１０を中心に略円柱状に形成されている。端子金具１８は鋼材等により形成されている。端子金具１８の基端部には端子部１８０が形成されている。端子金具１８は、その端子部１８０が絶縁碍子１２の基端部から突出するように軸孔１２０に挿入されている。

接地電極１４は接地電極本体４０と放電部４１とを有している。接地電極本体４０はＮｉ合金等により形成されている。接地電極本体４０は、ハウジング１１の下端面に固定されるとともに、その下端面から中心電極１３の電極チップ３１に対向する位置まで延びるように形成されており、中心電極１３に対向するように設けられている。放電部４１は接地電極本体４０の先端部４００に接合されている。放電部４１は、Ｐｔ（白金）を主成分とするＰｔ－Ｒｈ（ロジウム）－Ｎｉ合金により形成される、いわゆる貴金属チップである。放電部４１は、所定の隙間１９を有して中心電極１３の電極チップ３１に対向するように配置されている。以下では、中心電極１３の電極チップ３１と接地電極１４の放電部４１との間に形成される隙間１９を「火花放電ギャップ１９」と称する。

このスパークプラグ１０では、高電圧を印加する外部回路が端子金具１８の端子部１８０に接続される。外部回路により端子金具１８の端子部１８０に高電圧が印加されると、中心電極１３の電極チップ３１と接地電極１４の放電部４１との間に火花放電が形成される。この火花放電によりエンジンの気筒内の混合気が着火して火炎が形成されることにより混合気が燃焼する。

ところで、このようなスパークプラグ１０では、接地電極１４の放電部４１が極高温の環境下におかれる場合、図２に示されるように、放電部４１の表面４１０の粒界ＧＢの強度が低下することにより粒界ＧＢに亀裂が発生して、結晶粒ＣＧが脱落する可能性が高くなる。また、中心電極１３の電極チップ３１と接地電極１４の放電部４１との間に火花放電Ｓが形成された際に、放電部表面４１０の粒界ＧＢを起点とした溶解及び再凝固により、粒状の発汗粒ＳＢが生成される。このような発汗粒ＳＢが生成されると、粒界ＧＢの亀裂の進展が発汗粒ＳＢの脱落をも誘発するため、放電部４１が更に消耗し易くなる。以下では、粒界ＧＢに亀裂が発生することにより結晶粒ＣＧや発汗粒ＳＢが脱落する現象を「粒界脱落」とも称する。発明者らの実験によると、放電部４１における粒界脱落のモードや放電部４１の消耗量は結晶粒ＣＧの大きさに応じて異なることが確認されている。

次に、発明者らにより行われた実験の結果について具体的に説明する。
まず、発明者らは、Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金におけるＲｈの質量パーセントａ_Ｒｈを変化させつつ、放電部４１の消耗量ＣＡを実験的に計測した。図３（Ａ）は、その実験結果を示したものである。また、図３（Ｂ）では、Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金におけるＲｈの質量パーセントａ_ＲｈとＰｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金の結晶粒ＣＧの粒径ｄとの関係が実線で示され、Ｒｈの質量パーセントａ_ＲｈとＰｔ－Ｒｈ合金の融点Ｔｍｐとの関係が二点鎖線で示されている。なお、結晶粒ＣＧの粒径ｄは、１１００［℃］の大気雰囲気下で５０時間加熱した後の結晶粒ＣＧの平均粒径である。

図３（Ｂ）に実線で示されるように、Ｒｈの質量パーセントａ_Ｒｈが大きくなるほど、Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金の結晶粒ＣＧの粒径ｄは小さくなる。また、図３（Ｂ）に二点鎖線で示されるように、Ｒｈの質量パーセントａ_Ｒｈが大きくなるほど、Ｐｔ－Ｒｈ合金の融点Ｔｍｐは高くなる。

図３（Ａ）には、発明者らの実験により得られた放電部４１の消耗量ＣＡの計測値がＣＡ１～ＣＡ６で示されている。なお、計測値ＣＡ１～ＣＡ６に関しては、所定量α以下のものには「○」が付され、所定量αよりも大きいものには「×」が付されている。
図３（Ａ）と図３（Ｂ）とを比較して明らかなように、Ｒｈの質量パーセントａ_Ｒｈが「２［ｗｔ％］≦ａ_Ｒｈ≦２０［ｗｔ％］」の範囲を満たしている場合、換言すれば結晶粒ＣＧの粒径ｄが「１００［μｍ］≦ｄ≦４００［μｍ］」を満たしている場合には、放電部４１の消耗量ＣＡを所定量α以下に抑制できる。一方、Ｒｈの質量パーセントａ_Ｒｈが「ａ_Ｒｈ＜２［ｗｔ％］」を満たしている場合、換言すれば結晶粒ＣＧの粒径ｄが「４００［μｍ］＜ｄ」を満たしている場合には、放電部４１の消耗量ＣＡが所定量αよりも大きくなる。また、Ｒｈの質量パーセントａ_Ｒｈが「２０［ｗｔ％］＜ａ_Ｒｈ」を満たしている場合、換言すれば結晶粒ＣＧの粒径ｄが「ｄ＜１００［μｍ］」を満たしている場合にも、同様に放電部４１の消耗量ＣＡが所定量αよりも大きくなる。

このように、結晶粒ＣＧの粒径ｄが「１００［μｍ］≦ｄ≦４００［μｍ］」を満たしている場合に放電部４１の消耗量ＣＡを抑制できる理由は下記の通りであると考えられる。
結晶粒ＣＧの粒径ｄが「４００［μｍ］＜ｄ」を満たしている場合、図３（Ｂ）に示されるように高融点材料のＲｈの質量パーセントａ_Ｒｈが小さいため、Ｐｔ－Ｒｈ合金の融点が低くなる。そのため、図４（Ａ）に示されるように、中心電極１３の電極チップ３１と接地電極１４の放電部４１との間に火花放電が繰り返し形成された際に、放電部表面４１０に発汗粒ＳＢが生成され易くなる。この発汗粒ＳＢは内部の結晶粒ＣＧと結合しているため、発汗粒ＳＢを起点として火花放電が繰り返し形成されることにより結晶粒ＣＧの周囲の粒界ＧＢに亀裂が発生すると、より大きな結晶粒ＣＧが発汗粒ＳＢと共に放電部４１から脱落し易くなる。結果的に、より大きく放電部４１が消耗することになる。

一方、結晶粒ＣＧの粒径ｄが「ｄ＜１００［μｍ］」を満たしている場合には、図４（Ｃ）に示されるように粒界ＧＢが増加する。これは、発汗粒ＳＢの生成数を増加させる要因となる。また、発汗粒ＳＢの粒径と結晶粒ＣＧの粒径とが略同等になるため、粒界ＧＢの亀裂の拡大が発汗粒ＳＢの脱落を誘発し易くなる。結果的に、放電部４１が消耗し易くなる。

これに対して、結晶粒ＣＧの粒径ｄが「１００［μｍ］≦ｄ≦４００［μｍ］」を満たしている場合には、図４（Ｂ）に示されるように粒界ＧＢ及び発汗粒ＳＢが形成される。すなわち、図４（Ｃ）に示される場合と比較すると、粒界ＧＢが減少するため、発汗粒ＳＢの生成数が減少する。これにより、発汗粒ＳＢの脱落に起因する放電部４１の消耗が抑制される。また、図４（Ａ）に示される場合と比較すると、図４（Ｂ）に示される場合の方が高融点材料のＲｈの質量パーセントａ_Ｒｈが大きいため、Ｐｔ－Ｒｈ合金の融点が高くなる。そのため、粒界ＧＢの強度が高くなり、粒界ＧＢに亀裂が発生し難くなる。しかも、結晶粒ＣＧの粒径が小さいため、仮に粒界ＧＢに亀裂が発生することにより結晶粒ＣＧが脱落した場合であっても、放電部４１の消耗量が相対的に少なくなる。

さらに、結晶粒ＣＧの粒径ｄが「１００［μｍ］≦ｄ≦４００［μｍ］」を満たしている場合、放電部表面４１０に形成される発汗粒ＳＢの形状が扁平状になることも確認されている。発汗粒ＳＢの形状が扁平状になることにより、発汗粒ＳＢの形状が球状である場合と比較すると、発汗粒ＳＢの脱落量を低減することができる。

このように、Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金の結晶粒ＣＧの粒径ｄが「１００［μｍ］≦ｄ≦４００［μｍ］」であれば、換言すればＰｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金におけるＲｈの質量パーセントａ_Ｒｈが「２［ｗｔ％］≦ａ_Ｒｈ≦２０［ｗｔ％］」であれば、放電部４１の消耗を抑制することが可能である。

一方、Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金に含まれるＮｉの質量パーセントａ_ＮｉとＰｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金の再結晶温度との間には図５に示されるような関係が存在する。図５に示されるように、Ｐｔ－Ｒｈ合金に対するＮｉの添加量を増加させるほど、Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金の製造時の加工硬化により再結晶温度を低下させることができる。Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金の再結晶温度が低下するほど、接地電極１４の放電部４１が極高温環境下におかれたときに形成される結晶粒の粒径が大きくなる。具体的には、接地電極１４の放電部４１が極高温環境下におかれたときに形成される結晶粒の粒径を、上記の特許文献１に記載のスパークプラグよりも大きく、具体的には１００［μｍ］以上にすることが可能となる。

発明者らは、Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金におけるＲｈの質量パーセントａ_Ｒｈを「２［ｗｔ％］≦ａ_Ｒｈ≦２５［ｗｔ％］」の範囲に設定した上で、Ｎｉの質量パーセントａ_Ｎｉを変化させたときの放電部４１の高温特性とエンジン耐久特性とを実験的に求めた。図６は、その実験結果を示したものである。

なお、図６に示されるように、高温特性に関しては高温強度及び結晶粒径を評価した。高温強度に関しては、１０００℃におけるＰｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金の引張強度が１４０［ＭＰａ］以上であれば良好（○）と判定し、１４０［ＭＰａ］未満であれば不良（×）と判定した。また、結晶粒径に関しては、１１００℃の大気雰囲気下で５０時間加熱した後のＰｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金の結晶粒ＣＧの平均粒径が１００［μｍ］以上であれば良好（○）と判定し、１００［μｍ］未満であれば不良（×）であると判定した。

また、エンジン耐久特性に関しては、２０００ｃｃの４気筒ＤＯＣＨエンジンにスパークプラグ１０を組み付けて全負荷状態でエンジンを１８０時間運転させた後に発汗粒生成、粒界亀裂、及び耐消耗性を評価した。発汗粒生成に関しては、発汗粒ＳＢが生成されていなければ良好（○）と判定し、発汗粒ＳＢが生成されていれば不良（×）と判定した。粒界亀裂に関しては、粒界ＧＢに亀裂が発生していなければ良好（○）と判定し、粒界ＧＢに亀裂が発生していれば不良（×）と判定した。耐消耗性に関しては、火花放電ギャップ１９の拡大量が０．２［ｍｍ］以下であれば良好（○）と判定し、０．２［ｍｍ］を超えていれば不良（×）と判定した。

図６に示されるように、Ｎｉの質量パーセントａ_Ｎｉが２．５［ｗｔ％］未満であるサンプル１～３に関しては粒界亀裂の評価結果が全て不良（×）であった。これらのサンプル１～３では、粒界亀裂の拡大により粒界脱落が発生するため、不良であると判定した。
Ｎｉの質量パーセントａ_Ｎｉが２．５［ｗｔ％］以上であり、且つ１４［ｗｔ％］以下であるサンプル４～２２に関しては高温強度の評価結果が全て良好（○）であった。したがって、これらのサンプル４～２２では、粒界亀裂の発生が抑制されて、粒界脱落による放電部４１の消耗が抑制されることを確認した。

Ｎｉの質量パーセントａ_Ｎｉが１２［ｗｔ％］を超えるサンプル２０～２２に関しては粒界亀裂の評価結果が全て不良（×）となり、且つ耐消耗性の評価結果も全て不良（×）であった。これは、粒界ＧＢの近傍にＮｉ酸化物が生成されることにより粒界ＧＢの強度が低下することが要因であると考えられる。

Ｎｉの質量パーセントａ_Ｎｉが２．５［ｗｔ％］以上であり、且つ１２［ｗｔ％］以下であるサンプル４～１９のうち、Ｒｈの質量パーセントａ_Ｒｈが２．０［ｗｔ％］未満であるサンプル４，１０，１６に関しては、発汗粒生成の評価結果が全て不良（×）となり、且つ耐消耗性の評価結果も全て不良（×）であった。これは、図４（Ａ）に示されるような結晶粒ＣＧが放電部４１に形成されていることが要因であると考えられる。すなわち、高融点材料のＲｈの含有量が少ない影響によりＰｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金が低融点化するため、火花放電の形成による発汗粒ＳＢの生成が増加する。その結果、図４（Ａ）に示されるような発汗粒ＳＢの生成に起因する放電部４１の消耗が発生する。

図６に示されるように、Ｎｉの質量パーセントａ_Ｎｉが２．５［ｗｔ％］以上であり、且つ１２［ｗｔ％］以下であるサンプル４～１９のうち、Ｒｈの質量パーセントａ_Ｒｈが２５［ｗｔ％］であるサンプル７，１３，１９に関しては、結晶粒径、発汗粒生成、及び耐消耗性のそれぞれの評価結果が全て不良（×）であった。これは、図４（Ｃ）に示されるような結晶粒ＣＧが放電部４１に形成されていることが要因であると考えられる。すなわち、結晶粒ＣＧの粒径ｄが「ｄ＜１００［μｍ］」を満たす、換言すれば結晶粒ＣＧの粒径ｄが発汗粒ＳＢの粒径と略同等であるため、発汗粒ＳＢの脱落に起因する放電部４１の消耗が発生する。

図６に示されるように、Ｎｉの質量パーセントａ_Ｎｉが２．５［ｗｔ％］以上であり、且つ１２［ｗｔ％］以下であるサンプル４～１９のうち、Ｒｈの質量パーセントａ_Ｒｈが２．０［ｗｔ％］以上であって、且つ２０［ｗｔ％］以下であるサンプル５，６，８，９，１１，１２，１４，１５，１７，１８に関しては全ての評価結果が良好（○）であった。これは、図４（Ｂ）に示されるような結晶粒ＣＧが放電部４１に形成されていることが要因であると考えられる。すなわち、結晶粒ＣＧの粒径ｄが「１００［μｍ］≦ｄ≦４００［μｍ］」を満たし、且つ粒界強度も高いため、発汗粒の粒界脱落に起因する放電部４１の消耗が大幅に抑制されている。

図７は、Ｎｉの質量パーセントａ_Ｎｉを横軸に、Ｒｈの質量パーセントａ_Ｒｈを縦軸にとって、図７に示されるサンプル１～２２の評価結果をプロットしたものである。図７では、図６の表に示される５つの評価項目（高温強度、結晶粒径、発汗粒生成、粒界亀裂、耐消耗性）の全てが良好（○）であるサンプルには「○」がプロットされ、５つの評価項目のうちのいずれか一つが不良（×）であるサンプルには「×」がプロットされている。

図７に示されるように、全ての評価項目が「○」となるのは、Ｒｈの質量パーセントａ_Ｒｈが「２［ｗｔ％］≦ａ_Ｒｈ≦２０［ｗｔ％］」を満たし、且つＮｉの質量パーセントａ_Ｎｉが「２．５［ｗｔ％］≦ａ_Ｎｉ≦１２［ｗｔ％］」を満たす領域である。すなわち、Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金におけるＲｈの質量パーセントａ_Ｒｈ及びＮｉの質量パーセントａ_Ｎｉを図７に点ハッチングで示される領域の値に設定すれば、高温強度、結晶粒径、発汗粒生成、粒界亀裂、及び耐消耗性が良好となる。

図８は、Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金の引張強度とＮｉの質量パーセントａ_Ｎｉとの関係を示したものである。また、図９は、Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金の引張強度と粒界亀裂の発生数との関係を示したものである。なお、粒界亀裂の発生数は、２０００ｃｃの４気筒ＤＯＣＨエンジンにスパークプラグ１０を組み付けて全負荷状態でエンジンを１８０時間運転させた後に直径０．７［ｍｍ］の放電部表面４１０に形成された粒界亀裂の数である。

なお、図９には、発明者らの実験により得られた粒界亀裂の発生数ＣＢがＣＢ１１～ＣＢ１８で示されている。なお、発生数ＣＢ１１～ＣＢ１８に関しては、発生数が「０」であるものには「○」が付されて、発生するが「１」以上であるものには「×」が付されている。

図９に示されるように、引張強度が１４０［ＭＰａ］以上であれば粒界亀裂の発生数が「０」となる。また、図８に示されるように、Ｎｉの質量パーセントａ_Ｎｉが「２．５［ｗｔ％］≦ａ_Ｎｉ」を満たせば、引張強度が１４０［ＭＰａ］以上となる。したがって、Ｎｉの質量パーセントａ_Ｎｉが「２．５［ｗｔ％］≦ａ_Ｎｉ」を満たせば、粒界亀裂が発生し難くなるため、放電部４１の消耗を抑制することが可能である。

以上説明した本実施形態のスパークプラグ１０及びその接地電極１４によれば、以下の（１）～（３）に示される作用及び効果を得ることができる。
（１）接地電極１４の放電部４１は、Ｐｔを主成分とするＰｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金により形成されている。Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金は、２［ｗｔ％］～２０［ｗｔ％］のＲｈを含み、且つ２．５［ｗｔ％］～１２［ｗｔ％］のＮｉを含んでいる。この構成のようにＰｔ－Ｐｈ合金にＮｉが添加されていれば、製造時の加工硬化による再結晶温度を低下させることができるため、結果として放電部４１が極高温環境下におかれたときの結晶粒径を、上記の特許文献１に記載の放電部の結晶粒径よりも大きくすることができる。放電部４１の結晶粒径が大きくなることにより、発汗粒ＳＢの生成の起点となる粒界ＧＢが減少するため、発汗粒ＳＢが生成され難くなる。したがって、発汗粒ＳＢの脱落に起因する放電部４１の消耗が発生し難くなるため、放電部４１の消耗を抑制することができる。また、発汗粒ＳＢの形状が扁平状になることにより、発汗粒ＳＢの形状が球状である場合よりも、発汗粒ＳＢの脱落量を低減することができる。さらに、再結晶粒の粒界ＧＢの強度が増加するため、結晶粒ＣＧ自体が粒界ＧＢで脱落することを抑制できる。

（２）Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金は、１１００［℃］の大気雰囲気下で５０時間加熱した後の平均粒径が１００［μｍ］以上であり、且つ４００［μｍ］以下の構成を有している。この構成によれば、図７（Ａ）に示されるように、放電部４１の消耗量ＣＡを所定量αよりも小さくすることが可能である。

（３）Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金は、１０００［℃］で５０時間以上暴露されたときの引張強度が１４０［ＭＰａ］以上となる特性を有している。この構成によれば、図８及び図９に示されるように粒界亀裂が発生し難くなるため、放電部４１の消耗を抑制することができる。

なお、上記実施形態は、以下の形態にて実施することもできる。
・スパークプラグ１０の構造は適宜変更可能である。
・本開示は上記の具体例に限定されるものではない。上記の具体例に、当業者が適宜設計変更を加えたものも、本開示の特徴を備えている限り、本開示の範囲に包含される。前述した各具体例が備える各要素、及びその配置、条件、形状等は、例示したものに限定されるわけではなく適宜変更することができる。前述した各具体例が備える各要素は、技術的な矛盾が生じない限り、適宜組み合わせを変えることができる。

１０：スパークプラグ
１３：中心電極
１４：接地電極
４０：接地電極本体
４１：放電部

Claims (4)

1. 中心電極（１３）に対向するように設けられる接地電極本体（４０）と、
   前記接地電極本体に接合され、前記中心電極との間に火花放電を形成する放電部（４１）と、を備え、
   前記放電部は、Ｐｔを主成分とするＰｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金により形成され、
   前記Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金は、２［ｗｔ％］～２０［ｗｔ％］のＲｈを含み、且つ２．５［ｗｔ％］～１２［ｗｔ％］のＮｉを含んでいる
   スパークプラグの接地電極。
2. 前記Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金は、１１００［℃］の大気雰囲気下で５０時間加熱した後の平均粒径が１００［μｍ］以上であり、且つ４００［μｍ］以下の構成を有している
   請求項１に記載のスパークプラグの接地電極。
3. 前記Ｐｔ－Ｒｈ－Ｎｉ合金は、１０００［℃］で５０時間以上暴露されたときの引張強度が１４０［ＭＰａ］以上となる特性を有している
   請求項１又は２に記載のスパークプラグの接地電極。
4. 接地電極（１４）と中心電極（１３）との間に火花放電を形成するスパークプラグであって、
   前記接地電極として、請求項１～３のいずれか一項に記載の接地電極が用いられている
   スパークプラグ。

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