JP4262714B2 - スパークプラグ - Google Patents

Description

本発明は内燃機関に使用されるスパークプラグに関する。

近年、上述のようなスパークプラグにおいては、耐火花消耗性向上のために中心電極および接地電極の先端にＰｔやＩｒ等を主体とする貴金属チップを溶接したタイプのものが多数提案されている。

しかしながら近年では、内燃機関の高性能化により燃焼室内の温度も高くなる傾向にあり、また着火性向上のために、スパークプラグの発火部を燃焼室内部に突き出させるタイプのエンジンも多く使用されるようになってきている。このような状況では、スパークプラグの発火部が高温にさらされるので貴金属チップも消耗が進みやすくなる。この傾向は、高温で酸化揮発しやすいＩｒ系のチップを使用したスパークプラグにおいて特に著しい。

ここで、高温におけるチップ消耗の要因としては、火花によるチップが一種のスパッタリングを受けることのほか、チップの酸化腐食あるいは酸化揮発により結晶粒界が脆弱化し、火花アタックにより脱粒が進行する影響も大きいと考えられる。特許文献１あるいは２には、貴金属チップの組織を、偏平な結晶粒が放電面と平行な方向に積層されたものとなるように制御することで粒界腐食の経路を長くし、脱粒を抑制する提案がなされている。しかしながら、貴金属チップの結晶粒形態の制御のみでは、腐食・脱粒の抑制効果は必ずしも十分ではない。
特開平８−０３７０８２号 特開平８−０４５６４３号

また、接地電極に貴金属チップを固着して発火部を形成したスパークプラグにおいて、貴金属チップは、接地電極に溶接部を介して接合した構造を有するものが多い。この溶接部は、接地電極の金属成分と貴金属チップの金属成分とが合金化することにより概して融点が低下しており、しかも接地電極の表面上で発火部よりも外側に広がって形成されるため、火花のアタックを受けやすく、消耗が進行しやすくなっている。そして、発火部で発生する火花に近接して溶接部が存在するため、例えば高速・高負荷運転時など長時間高温にさらされる条件下においては、発火部の寿命を十分に確保できなくなる場合もありうる。

本発明の課題は、貴金属チップを溶接して中心電極および接地電極に発火部を形成したスパークプラグにおいて、発火部の合金組織を結晶粒形態とは別の観点から制御するとともに、貴金属チップの溶接部の位置を規定することにより、該発火部の耐久性を高めたスパークプラグを提供することにある。

本発明のスパークプラグは、上述の課題を解決するために、中心電極と、その中心電極の外側に設けられた絶縁体と、その絶縁体の外側に設けられた主体金具と、前記中心電極と対向するように配置された接地電極と、その接地電極に溶接部により接合されて火花放電ギャップを形成する発火部とを備え、前記接地電極の発火部が、Ｉｒ、Ｐｔ及びＲｈから選ばれる主成分元素と、該主成分元素以外の１種又は２種以上の添加元素成分とからなる貴金属合金を主体に構成されるとともに、該貴金属合金の組織には前記添加元素成分の濃度分布に縞状の濃淡を生じており、その濃淡縞の方向が前記発火部における電圧印加方向と交差する向きに配置され、前記溶接部は、レーザー溶接により形成されており、前記中心電極と該接地電極との対向方向において、該発火部の先端面から該溶接部の先端縁までの距離が０．２ｍｍ以上あり、前記貴金属合金は、前記主成分元素を主体とする主成分系相領域と、前記添加元素成分の含有量が主成分系相領域よりも多く、かつ主成分元素の含有量が主成分系相領域の９７％以下となる添加元素系相領域とがそれぞれ偏平形状をなして、前記発火部における電圧印加方向に多数層状に積層された組織を有していることを特徴とする。

なお、上記発火部は、上記貴金属合金を主体とするチップを、接地電極に対し溶接により接合して形成している。この場合、本明細書でいう「発火部」とは、接合されたチップのうち、溶接による組成変動の影響を受けていない部分（例えば、溶接により接地電極ないし中心電極の材料と合金化した部分を除く残余の部分）を指すものとする。

本発明者らは、鋭意検討の結果、接地電極の発火部を構成する貴金属合金において、その添加元素成分の濃度分布に縞状の濃淡を生じている場合、その濃淡縞の方向が発火部における電圧印加方向すなわち放電方向と交差するように（例えばほぼ直交するように）当該発火部を形成し、その発火部において、その発火部の先端面から溶接部の先端縁までの距離を０．２ｍｍ以上にすることで、接地電極の発火部の消耗を極めて効果的に抑制することができ、ひいては耐久性に優れたスパークプラグを実現できることを見い出し、本発明を完成するに至ったのである。

なお、本発明においては、添加元素成分の縞状の濃度分布において、該添加元素成分濃度が合金平均値以上となる領域を添加元素系相領域といい、同じく合金平均値より小さくなる領域を主成分系相領域という。また、本発明においては、上記貴金属合金は、例えば上記主成分元素を主体とする主成分系相領域と、添加元素成分の含有量が主成分系相領域よりも多く、かつ主成分元素の含有量が主成分系相領域の９７％以下となる添加元素系相領域とがそれぞれ偏平形状をなして、発火部における電圧印加方向に多数層状に積層された組織を有する。

発火部を構成する合金の組織形態を上述のように制御することで、該発火部の耐消耗性が向上する理由は以下のように推測される。すなわち、主成分系相領域と添加元素系相領域とでは合金組成が異なり、その高温での腐食電位も互いに異なるものになると考えられる。従って、腐食環境である高温大気中に隣接するそれら相領域同士の境界が露出している部分では、いわゆる局部電池が形成され、その短絡電流によって腐食が進行
しやすくなるものと考えられる。

ここで、上記各相領域が偏平形状をなして積層される場合、本発明のようにその積層方向を放電方向とほぼ一致させるようにすれば、発火部表面のうち、特に消耗しやすい放電面（発火面）への領域境界の露出比率が減少する。これにより、局部電池形成による発火部の腐食が進みにくくなり、ひいては粒界腐食による脱粒等も抑制されて発火部の耐久性が向上するものと考えられる。

ここで、合金中の個々の主成分系相領域及び個々の添加元素系相領域は、合金を構成する結晶粒形態と必ずしも関連を有していなくともよく、例えば、各領域の少なくとも一部のものが、それぞれ多数の結晶粒が集合して形成される偏平な集合粒領域となっており、その集合粒領域の単位で互いに積層された形態になっていてもよい。

また、中心電極と接地電極との対向方向において、接地電極の発火部の先端面から、溶接部の先端縁までの距離を０．２ｍｍ以上とすることで、溶接部と中心電極との間で放電しにくくなるので、発火部の耐消耗性が向上する。なお、その距離は、望ましくは０．２５ｍｍ以上とするのがよい。

上記本発明のスパークプラグは、具体的には次のように構成できる。
接地電極の一端を主体金具に結合するとともに、他端側を中心電極側に曲げ返して、その側面が中心電極の先端面と対向するように配置する。発火部は、貴金属合金をレーザー溶接により溶接部を形成して接地電極に接合することにより、形成する。そして、接地電極の発火部は、偏平形状をなす主成分系相領域と添加元素系相領域とが、中心電極の軸線方向に積層された組織を有するものとする。また、その溶接部は、中心電極と接地電極との対向方向において、接地電極の発火部の先端面から溶接部の先端縁までの距離が０．２ｍｍ以上になるように、形成する。この場合、接地電極の発火部においては、中心電極の軸線とほぼ直交する向きに放電面が形成されるが、上記組織構造とすることで、当該放電面での消耗が効果的に抑制されることとなる。また、溶接部が中心電極より十分に離間されるので、発火部の消耗が効果的に抑制されることとなる。

なお、本明細書において「偏平形状」とは、積層方向における最大寸法が、これと直交する任意の向きの寸法の最大値よりも小さいことをいう。例えば、主成分系相領域と添加元素系相領域とは、それぞれ板状に形成されていてもよいし、一方向に延伸された棒状ないし繊維状に形成されていてもよい。

添加元素成分は、具体的にはＲｈ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｎｂ、Ｏｓ及びＷのうち、主成分元素とは異なる１種又は２種以上を含むものとすることができる。例えば、発火部を構成する合金が、Ｉｒを主体として、これにＲｈ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｎｂ、Ｏｓ及びＷの１種又は２種以上を添加した組成を有するものである場合、主成分元素はＩｒであり、添加元素系成分はＲｈ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｎｂ、Ｏｓ及びＷの１種又は２種以上を主体とするものとなる。また、発火部を構成する合金が、さらに具体的に、Ｉｒを主成分としてＲｈ及び／又はＰｔを含有する二元又は三元合金である場合には、主成分元素はＩｒとなり、添加元素成分はＲｈ及び／又はＰｔを主体とするものとなる。

発火部を構成する合金のうち、Ｉｒを主成分とするものとしては、例えば次のようなものを使用できる（ただし、本発明でいう添加元素系相領域が合金中に形成される組成に限る）。
（１）Ｉｒを主体としてＲｈを３〜５０重量％（ただし５０重量％は含まない）の範囲で含有する合金を使用する。該合金の使用により、高温でのＩｒ成分の酸化・揮発による発火部の消耗が効果的に抑制され、ひいては耐久性に優れたスパークプラグが実現される。

上記合金中のＲｈの含有量が３重量％未満になるとＩｒの酸化・揮発の抑制効果が不十分となり、発火部が消耗しやすくなるため、プラグの耐久性が低下する。一方、Ｒｈの含有量が５０重量％以上になると合金の融点が低下し、プラグの耐久性が同様に低下する。以上のことから、Ｒｈの含有量は前述の範囲で調整するのがよく、望ましくは７〜３０重量％、より望ましくは１５〜２５重量％、最も望ましくは１８〜２２重量％の範囲で調整するのがよい。

（２）Ｉｒを主体としてＰｔを１〜２０重量％の範囲で含有する合金を使用する。該合金の使用により、高温でのＩｒ成分の酸化・揮発による発火部の消耗が効果的に抑制され、ひいては耐久性に優れたスパークプラグが実現される。なお、上記合金中のＰｔの含有量が１重量％未満になるとＩｒの酸化・揮発の抑制効果が不十分となり、発火部が消耗しやすくなるため、プラグの耐久性が低下する。一方、Ｐｔの含有量が２０重量％以上になると合金の融点が低下し、プラグの耐久性が同様に低下する。

（３）Ｉｒを主体としてＰｔを１〜２０重量％の範囲で含有し、さらにＲｈを１〜４９重量％の範囲で含有した合金を使用する。該合金の使用により、高温でのＩｒ成分の酸化・揮発による消耗が効果的に抑制されるとともに、合金のＲｈ含有量を上記範囲で調整することにより、その加工性が劇的に改善される。これにより、耐久性（特に高速走行時の耐久性）と量産性の双方に優れたスパークプラグを実現することができる。

Ｒｈの含有量が１重量％未満になると、合金の加工性改善効果が十分に達成できなくなり、例えば加工中に割れやクラックなどが生じやすくなって、発火部となるべきチップを製造する際の材料歩留まりの低下につながる。また、熱間打抜き加工等によりチップを製造する場合は、打抜き刃等の工具の消耗あるいは損傷が生じやすくなり、製造効率が低下する。一方、４９重量％を越えると合金の融点が低下し、プラグの耐久性低下を招く。それ故、Ｒｈの含有量は前述の範囲で調整するのがよく、望ましくは２〜２０重量％の範囲で調整するのがよい。

特に、ＲｈないしＰｔの合計含有量が５重量％以上である場合には合金がさらに脆くなり、所定量以上のＲｈを添加しないと、加工によるチップ製造が極めて困難となる。この場合、Ｒｈは２重量％以上、望ましくは５重量％以上、さらに望ましくは１０重量％以上添加するのがよい。なお、Ｒｈの含有量が３重量％以上である場合には、Ｒｈは加工性の改善だけでなく、高温でのＩｒ成分の酸化・揮発の抑制に対しても効果を生ずる場合がある。

また、Ｐｔの含有量が１重量％未満になるとＩｒの酸化・揮発の抑制効果が不十分となり、発火部が消耗しやすくなるため、プラグの耐久性が低下する。一方、含有量が２０重量％以上になると合金の融点が低下し、プラグの耐久性が同様に低下したり、あるいは高価なＰｔの含有量が増大して、チップの材料コストが増大する割には、発火部の消耗抑制効果がそれほど期待できなくなる問題が生ずる。以上のことから、Ｐｔの合計含有量は前述の範囲で調整するのがよく、望ましくは３〜２０重量％の範囲で調整するのがよい。

（４）Ｉｒ−Ｒｈ−Ｐｔ合金を使用する場合、Ｉｒ成分の酸化揮発による消耗を効果的に抑制しつつ、なるべく高価なＰｔ及びＲｈの含有量を低減させる観点においては、次のような合金組成を採用することも有効である。すなわち、該合金は、主成分として０．２〜１０重量％のＲｈと１０重量％以下のＰｔとを含有するとともに、Ｐｔの含有量をＷＰｔ（単位：重量％）、Ｒｈの含有量をＷＲｈ（単位：重量％）として、ＷＰｔ／ＷＲｈを０．１〜１．５とする。

すなわち、該合金は、Ｐｔの含有量をＲｈの含有量の１．５倍以下とする点に特徴がある。すなわち、Ｐｔの含有量を上述のように設定することで、Ｉｒ−Ｒｈ二元合金を使用する従来のスパークプラグと比較して、Ｒｈ含有量を大幅に削減しても発火部の耐消耗性を十分に確保でき、ひいては高性能のスパークプラグをより安価に構成できるようになるのである。この場合、上記（３）の合金と共通する組成領域を採用すれば、合金の加工性改善効果も合わせて達成できることとなる。

上記合金中のＲｈの含有量が１０重量％を超えた場合は、Ｉｒの酸化揮発抑制効果に対するＰｔ添加の寄与が顕著でなくなり、例えば従来のＩｒ−Ｒｈ二元合金を使用したスパークプラグに対する優位性が確保できなくなる。一方、Ｒｈの含有量が０．２重量％未満になると、Ｉｒ成分の酸化揮発抑制効果が不十分となり、発火部が消耗しやすくなってプラグの耐消耗性が確保できなくなる。

ここで、Ｉｒの酸化揮発抑制に対するＰｔ添加の効果は、Ｒｈ含有量が少なくなるにつれて顕著となる傾向がある。この場合、特にＲｈの含有量が８重量％以下となる組成を採用することで、より少ないＲｈ含有量でもＰｔ添加により、発火部におけるＩｒの酸化揮発ひいては発火部の耐消耗性を顕著に向上させることができ、従来のＩｒ−Ｒｈ二元合金で発火部を構成したスパークプラグに対する優位性が一層高められる。なお、Ｒｈの含有量は、望ましくは０．２〜３重量％、より望ましくは０．５〜２重量％の範囲で調整するとよい。

次に、Ｐｔの含有量が１０重量％を超えると、Ｉｒ成分の酸化揮発抑制効果が不十分となり、発火部が消耗しやすくなってプラグの耐消耗性が確保できなくなる。また、Ｒｈの含有量をＷＲｈ、Ｐｔの含有量をＷＰｔとすれば、ＷＰｔ／ＷＲｈは１．５以下の範囲で調整するようにする。ＷＰｔ／ＷＲｈが１．５を超えると、Ｐｔを添加しない場合と比較して却ってＩｒの酸化揮発抑制に対する効果が損なわれてしまう場合がある。一方、ＷＰｔ／ＷＲｈが０．１未満になると、Ｐｔ添加によるＩｒの酸化揮発抑制効果への寄与がほとんど期待できなくなる。なお、ＷＰｔ／ＷＲｈは、より望ましくは０．２〜１．０の範囲で調整するのがよい。

以上のことは、発火部を構成する材料中のＰｔ含有量ＷＰｔの望ましい範囲が、Ｒｈ含有量ＷＲｈによって異なるものとなることを意味している。例えばＷＲｈが１重量％である場合には、ＷＰｔの範囲は０．１〜１．５重量％とするのがよい。また、ＷＲｈが２重量％である場合には、ＷＰｔの範囲は０．２〜３重量％とするのがよい。また、ＷＲｈが３重量％である場合には、ＷＰｔの範囲は０．３〜４．５重量％とするのがよい。また、ＷＲｈが４重量％である場合には、ＷＰｔの範囲は０．４〜６重量％とするのがよい。

（５）Ｉｒを主体としてＲｈを０．１〜３５重量％の範囲で含有し、さらにＲｕを０．１〜１７重量％の範囲で含有する合金を使用する。これにより、高温でのＩｒ成分の酸化・揮発による発火部の消耗がさらに効果的に抑制され、ひいてはより耐久性に優れたスパークプラグが実現される。Ｒｈの含有量が０．１重量％未満になるとＩｒの酸化・揮発の抑制効果が不十分となり、発火部が消耗しやすくなるため、プラグの耐消耗性が確保できなくなる。一方、Ｒｈの含有量が３５重量％を超えると、Ｒｕを含有する合金の融点が低下して耐火花消耗性が損なわれ、プラグの耐久性が同様に確保できなくなる。それ故、Ｒｈの含有量は上記範囲で調整される。

一方、Ｒｕの含有量が０．１重量％未満になると、該元素の添加によるＩｒの酸化・揮発による消耗を抑制する効果が不十分となる。また、Ｒｕの含有量が１７重量％を超えると、発火部が却って火花消耗しやすくなり、プラグの十分な耐久性が確保できなくなる。それ故、Ｒｕの含有量は上記範囲で調整され、望ましくは０．１〜１３重量％、さらに望ましくは０．５〜１０重量％の範囲で調整するのがよい。

Ｒｕが合金中に含有されることにより発火部の耐消耗性が改善される原因の一つとして、例えばこの成分の添加により、合金表面に高温で安定かつ緻密な酸化物皮膜が形成され、単体の酸化物では揮発性が非常に高かったＩｒが、該酸化物皮膜中に固定されることが推測される。そして、この酸化物皮膜が一種の不動態皮膜として作用し、Ｉｒ成分の酸化進行を抑制するものと考えられる。また、Ｒｈを添加しない状態では、Ｒｕを添加しても合金の高温での耐酸化揮発性はそれほど改善されないことから、上記酸化物皮膜はＩｒ−Ｒｕ−Ｒｈ系等の複合酸化物であり、これが緻密性ないし合金表面に対する密着性においてＩｒ−Ｒｕ系の酸化物皮膜より優れたものとなっていることも考えられる。

なお、Ｒｕの含有量が増え過ぎると、Ｉｒ酸化物の揮発よりはむしろ下記のような機構により火花消耗が進行するようになるものと推測される。すなわち、形成される酸化物皮膜の緻密性あるいは合金表面に対する密着力が低下し、該合計含有量が１７重量％を超えると特にその影響が顕著となる。そして、スパークプラグの火花放電の衝撃が繰返し加わると、形成されている酸化物皮膜が剥がれ落ちやすくなり、それによって新たな金属面が露出して火花消耗が進行しやすくなるものと考えられる。

また、Ｒｕの添加により、さらに次のような重要な効果を達成することができる。すなわち、Ｒｕを合金中に含有させることにより、Ｉｒ−Ｒｈ二元合金を使用する場合と比較して、Ｒｈ含有量を大幅に削減しても耐消耗性を十分に確保でき、ひいては高性能のスパークプラグをより安価に構成できるようになる。この場合、Ｒｈの含有量は望ましくは０．１〜３重量％となっているのがよい。

なお、上記（１）〜（５）のいずれの材質においても、チップを構成する材料には、元素周期律表の３Ａ族（いわゆる希土類元素）及び４Ａ族（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ）に属する金属元素の酸化物（複合酸化物を含む）を０．１〜１５重量％の範囲内で含有させることができる。これにより、Ｉｒ成分の酸化・揮発による消耗がさらに効果的に抑制される。上記酸化物の含有量が０．１重量％未満になると、当該酸化物添加によるＩｒの酸化・揮発防止効果が十分に得られなくなる。一方、酸化物の含有量が１５重量％を超えると、チップの耐熱衝撃性が低下し、例えばチップを電極に溶接等により固着する際に、ひびわれ等の不具合を生ずることがある。なお、上記酸化物としては、Ｙ_２Ｏ_３が好適に使用されるが、このほかにもＬａ_２Ｏ_３、ＴｈＯ_２、ＺｒＯ_２等を好ましく使用することができる。

以下、本発明のいくつかの実施の形態を図面を用いて説明する。図１及び図２に示す本発明の一例たるスパークプラグ１００は、筒状の主体金具１、先端部２１が突出するようにその主体金具１の内側に嵌め込まれた絶縁体２、先端に形成された発火部３１を突出させた状態で絶縁体２の内側に設けられた中心電極３、及び主体金具１に一端が溶接等により結合されるとともに他端側が側方に曲げ返されて、その側面が中心電極３の先端部と対向するように配置された接地電極４等を備えている。また、接地電極４には上記発火部３１に対向する発火部３２が形成されており、それら発火部３１と、対向する発火部３２との間の隙間が火花放電ギャップｇとされている。

絶縁体２は、例えばアルミナあるいは窒化アルミニウム等のセラミック焼結体により構成され、その内部には自身の軸方向に沿って中心電極３を嵌め込むための孔部６を有している。また、主体金具１は、低炭素鋼等の金属により円筒状に形成されており、スパークプラグ１００のハウジングを構成するとともに、その外周面には、プラグ１００を図示しないエンジンブロックに取り付けるためのねじ部７が形成されている。

なお、発火部３１を省略する構成としてもよい。この場合には、発火部３２と中心電極３との間で火花放電ギャップｇが形成される。

図２（ｂ）に示すように、中心電極３及び接地電極４の本体部３ａ及び４ａはＮｉ合金等で構成されている。一方、上記発火部３１及び対向する発火部３２は、Ｉｒ、Ｐｔ及びＲｈから選ばれる主成分元素と、該主成分元素以外の１種又は２種以上の添加元素成分、例えばＲｈ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｎｂ、Ｏｓ及びＷの１種又は２種以上とからなる貴金属合金を主体に構成される。そして、図３にごく模式的に示すように、その貴金属合金は、主成分元素を主体とする主成分系相領域５０と、添加元素成分の含有量が主成分系相領域よりも多く、かつ主成分元素の含有量が主成分系相領域の９７％以下となる添加元素系相領域５１とがそれぞれ偏平形状をなして、発火部３２における電圧印加方向（すなわち、図１において中心電極３の軸線Ｏ方向）に多数層状に積層された組織を有している。

以下、上記貴金属合金が、所定の臨界温度までは全率固溶し、該臨界温度以下では溶解度を生じて相分離を起こす合金で構成される場合について、さらに詳しく説明する。このような合金系で、本発明の発火部を構成しうるものとしては、例えばＩｒ−Ｒｈ系、Ｉｒ−Ｐｔ系、Ｐｔ−Ｒｈ系、Ｉｒ−Ｐｔ−Ｒｈ系があるが、本実施例ではＩｒ−Ｐｔ−Ｒｈ三元系合金、例えばＩｒを主体としてＰｔを１〜２０重量％（望ましくは５〜２０重量％）の範囲で含有し、さらにＲｈを１〜４９重量％（望ましくは２〜２０重量％）の範囲で含有した合金で発火部３１ないし３２を構成する場合を例にとる。この場合、図３において、主成分系相領域５０はＩｒを主体として残余の組成が実質的にＲｈ及びＰｔとなる相領域となり、添加元素系相領域５１は、Ｒｈ及びＰｔの平均的な含有量が上記主成分系相領域よりも多く、かつＩｒの平均的な含有量が主成分系相領域の９０％以下となる相領域となる。このような発火部３１ないし３２を形成するための円板状のチップは、例えば次のようにして製造できる。

すなわち、原料となるＩｒ単体金属、Ｐｔ単体金属及びＲｈ単体金属とを所期の比率で配合し、これを溶解して合金インゴットを作る。図５は、例えばＩｒ−Ｒｈ二元系状態図を示しているが、臨界温度は約１３３５℃であり、これ以下の温度においては合金はＲｈリッチ相α１とＩｒリッチ相α２とに分離する。また、Ｉｒ−Ｐｔ系、及びＲｈ−Ｐｔ系も、同様の２相分離型状態図を示す。そして、上述のようにＩｒが主体となる組成では、冷却とともにＩｒリッチ相中にＲｈリッチ相及び／又はＰｔリッチ相が析出（組成によってはスピノーダル分解の可能性もありうる）する形で相分離が進行するものと推測される。

この合金インゴットを、図６に示すように、例えば７００℃前後に加熱して熱間圧延により板材３００にすると、該板材３００中には、Ｉｒリッチ相を主体とする主成分系相領域５０と、Ｒｈリッチ相及び／又はＰｔリッチ相の含有比率がそれよりも高い添加元素系相領域５１とが、板厚方向に多数積層された組織が生ずる。

本発明者らがＩｒ−５重量％Ｒｈ−５重量％Ｐｔ合金を用いたチップについて、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）付属のＥＰＭＡ（電子プローブ微小分析）の面分析により、断面のＩｒ濃度分布を測定したところ（後述する図１３）、主成分系相領域５０はＩｒの含有量が約９２重量％程度（残部Ｒｈ＋Ｐｔ）であり、添加元素系相領域５１はＩｒの含有量が約８８重量％（主成分系相領域の約９６％）程度であった。そして、主成分系相領域５０と添加元素系相領域５１とはいずれも、Ｉｒを主成分としてＰｔとＲｈで占められる固溶体相（以下、Ｉｒリッチ相という）を主体としつつ、Ｒｈを主体として残余が実質的にＩｒとＰｔで占められる固溶体相（以下、Ｒｈリッチ相という）と、Ｐｔを主体として残余が実質的にＩｒとＲｈで占められる固溶体相（以下、Ｐｔリッチ相という）とが微小な析出物となってこれに分散形成されたものになっていると推測される。この場合、主成分系相領域５０中のＲｈリッチ相析出物及びＰｔリッチ相析出物の形成密度が、添加元素系相領域５１中のそれよりも高くなっており、結果として両領域５０，５１間でＩｒの平均的な含有量に差が生じているものと考えられる。

なお、平衡状態図によればＩｒリッチ相と、Ｒｈリッチ相及びＰｔリッチ相との間のＩｒ含有量の差は５０重量％以上に及ぶと推測されるが、上記ＥＰＭＡ面分析においては倍率１０００倍程度に拡大しても、これに相当する濃度差を有する各相を目視にて判別することができなかった。従ってＲｈリッチ相及びＰｔリッチ相の各析出物が形成されているとしても、個々の析出物は１μｍ以下の微細粒子になっているのではないかと推測される。

さて、上記板材３００は、例えば熱間打抜きにより円板状に打ち抜くことにより、あるいは放電加工により円板状に切り出すことにより、軸方向に主成分系相領域５０と添加元素系相領域５１とが積層されたチップ１５０が得られる。

そして、図２（ｂ）に示すように、中心電極３の本体部３ａは先端側が縮径されるとともにその先端面が平坦に構成され、ここに上記円板状のチップ１５０（図６）を重ね合わせ、さらにその接合面外縁部に沿ってレーザー溶接により溶接部Ｗを形成してこれを固着することにより発火部３１が形成される。また、対向する発火部３２は、発火部３１に対応する位置において接地電極４にチップ１５０（図６）を位置合わせし、その接合面外縁部に沿って同様に溶接部Ｗを形成してこれを固着することにより形成される。

以下、スパークプラグ１００の作用について説明する。
すなわち、スパークプラグ１００は、そのねじ部７においてエンジンブロックに取り付けられ、燃焼室に供給される混合気への着火源として使用される。ここで、その火花放電ギャップｇを形成する発火部３１及び対向する発火部３２を構成する合金は、いずれも中心電極３の軸線方向、すなわち放電電圧の印加方向において、偏平形状をなす上記主成分系相領域５０と添加元素系相領域５１とが多数積層された構造を有するものとなっている。これにより、両発火部３１，３２の消耗を極めて効果的に抑制することができ、ひいては耐久性に優れたスパークプラグが実現される。

発火部３１，３２の耐消耗性が向上する理由は以下のように推測される。すなわち、主成分系相領域５０と添加元素系相領域５１とでは、酸素を含有する高温の大気中においては、主成分系相領域５０の方がＩｒ成分の含有量が高いことからＩｒ成分の酸化揮発が進行しやすい。その結果、図４に示すように、それら相領域５０と５１との境界Ｂが露出している部分では、主成分系相領域５０側をカソード、添加元素系相領域５１側をアノードとする局部電池が形成され、その短絡電流によって腐食が進行しやすくなると考えられる。しかしながら、上記各相領域５０，５１の積層方向は放電方向とほぼ一致しており、図２において、発火部３１，３２の表面のうち、特に消耗しやすい放電面（発火面）３１ｓないし３２ｓへの領域境界Ｂの露出比率は減少する。これにより、例えば図２（ｃ）に示すような方位関係で発火部３１，３２を配置した場合よりも、局部電池形成による発火部３１，３２の腐食が進みにくくなり、粒界腐食による脱粒等も抑制されてその耐久性が向上すると考えられる。

なお、熱間圧延加工により板材３００（図６）中に上記層状組織が形成される理由は、あくまでも推測の域を出ないが、次のようなことが考えられる。まず、合金原料となるＩｒ、Ｐｔ及びＲｈはいずれも非常に高融点の貴金属であるから、次のような手法による少量バッチ生産方式を採用するのが有利であると考えられる。すなわち、図８（ａ）に示すように、耐火性の容器６２に各原料金属６０を所期の組成となるように配合し、誘導加熱コイル（あるいは、レーザービーム、プラズマアークビーム等でもよい）等の熱源６３により、原料配合物を局所溶解させ、同図（ｂ）に示すように、その溶解領域２００ａを所定の方向に徐々に移動させることにより全体を溶解させる。なお、均質な合金を得るためには、該方式の溶解を複数回繰り返すことが望ましい。

ここで、溶解領域２００ａは、既に凝固済みの合金部分２００ｂによって指向的に冷却されるため、Ｒｈリッチ相及び／又はＰｔリッチ相が形成される場合、これら各相は冷却方向に優先析出しやすくなると考えられる。その結果、得られる合金インゴット２００は、図８（ｃ）に示すように、該Ｒｈリッチ相及び／又はＰｔリッチ相の形成比率が高い添加元素系相領域５１が、主成分系相領域５０中において、熱源６３の移動方向に長く延びた層状（あるいは柱状）の組織を呈するものになると考えられる。

そして、図９に示すように、これを、添加元素系相領域５１と主成分系相領域５０との積層方向が圧下方向となるように１ないし複数回熱間圧延すると（温度：例えば約７００℃）、インゴット２００は厚みを減じて板材３００となる。このとき、添加元素系相領域５１と主成分系相領域５０とは、その厚みを減ずる形でもとの積層構造は維持するものと考えられるから、結果的に板材３００は図６のような層状組織を有するものになると推測される。

なお、合金インゴット２００の結晶粒は、前述の指向性冷却の影響で圧延前の状態では、添加元素系相領域５１と主成分系相領域５０とに対応して、長く引き伸ばされた形状になっていることも考えられる。しかしながら、これに上述の温度域で熱間圧延を施すと、いわゆる動的再結晶によって結晶粒が微細化することもある。その一方で、上記熱間圧延温度は、合金が単相化する温度よりはかなり低いため、結晶の微細化とは関係なく、添加元素系相領域５１と主成分系相領域５０との層状構造は少なくとも部分的に維持される可能性が高い。その結果、図１０に示すように、各領域５０及び５１の少なくとも一部のものが、それぞれ多数の結晶粒５０ａないし５１ａが集合して形成される偏平な集合粒領域となり、その集合粒領域の単位で互いに積層された組織が形成されることもありうる。

なお、図１１（ａ）に示すように、インゴットの状態で添加元素系相領域５１と主成分系相領域５０とが層状形態をなさず、例えば等軸晶に比較的近い組織を有していた場合でも、熱間圧延により潰れて、同図（ｂ）に示すような層状組織が形成されることもありうる。

一方、別の推測される機構としては、熱間圧延中あるいは圧延後の冷却過程において、Ｒｈリッチ相及び／又はＰｔリッチ相が、圧延応力の影響を受けてＩｒリッチ相中に層状形態に析出することも考えられる。

以下に、本発明の別形態のスパークプラグについて説明する。
本発明の別形態のスパークプラグは、中心電極と、その中心電極の外側に設けられた絶縁体と、その絶縁体の外側に設けられた主体金具と、中心電極と対向するように配置された接地電極と、その接地電極に固着されて火花放電ギャップを形成する発火部とを備えるとともに、接地電極には中心電極との対向面から中心電極側に突出して突起部が形成され、その突起部の先端面に発火部が形成されたことを特徴とする。

接地電極に貴金属チップを固着して発火部を形成したスパークプラグにおいては、図２（ｂ）に示すように、接地電極４の中心電極との対向面４ｃに直接貴金属チップ３２’を重ねるか、あるいは図１５に示すように、該対向面４ｃに浅い凹部４ｄを形成してその凹部４ｄ内にチップ３２’を配置し、その状態で該チップ３２’の外周縁に溶接部Ｗを形成してこれを接地電極４に接合した構造を有するものが多い。この溶接部Ｗは、接地電極４の金属成分とチップ３２’の金属成分とが合金化することにより概して融点が低下しており、しかも接地電極４の表面上で発火部３２よりも外側に広がって形成されるため、図１６に示すように火花のアタックを受けやすく、消耗が進行しやすくなっている。そして、図２あるいは図１５に示す構造においては、発火部３２で発生する火花に極く近接して溶接部Ｗが存在するため、例えば高速・高負荷運転時など長時間高温にさらされる条件下においては、発火部３２の寿命を十分に確保できなくなる場合もありうる。

また、近年、排気ガス規制が高まるにつれ、自動車エンジン等もリーンバーン型のものが増えており、希薄な混合気にも確実に着火できるスパークプラグが要求されている。この場合、スパークプラグの着火性を高めるためには、発火部の先端径を小さくすることが有効である。ここで、例えば図１５の構造においては、チップ３２’を凹部４ｄ内に埋設する形となるために発火部３２は突出高さが小さくなる。その結果、その先端面４ｅは溶接部Ｗとほとんど面一となるか、あるいは逆に溶接部Ｗが先端面４ｅよりも突出した構造となるので、中心電極に対向する溶接部Ｗの表面が実質的に放電面の一部として機能する形となり、発火部の細径化ひいては着火性向上という観点においては不利に作用する場合がある。

そこで、上記本発明の別形態のスパークプラグの構成を採用することにより、このような問題点を一挙に解決することができる。具体的には、図１７及び図１８に示すように、接地電極４の対向面４ｃから中心電極３側に突出して突起部４ｆ（例えば円形断面のもの）を形成し、その突起部４ｆの先端面に溶接部Ｗによって貴金属チップを固着することにより発火部３２を形成するようにする。この場合、溶接部Ｗは、重ね合わされた貴金属チップ３２’と突起部４ｆとをそれらの外周面において互いに結合するものとして形成できる（なお、図１及び図２の共通の部分には同一の符号を付して説明は省略する）。

これにより、溶接部Ｗは、接地電極４の対向面４ｃから突起部４ｆの高さに相当する分だけ離間するので、溶接ダレ部分等が該対向面４ｃ上で大きく広がることが防止ないし抑制され、ひいては溶接部Ｗが火花のアタックを受けにくくなって発火部３２の耐久性を向上させることができる。また、図１８において発火部３２の先端面４ｅの対向面４ｃからの突出高さＨ２を十分大きくできるので、溶接部Ｗの影響で発火部３２の先端径が増大する問題も生じにくい。その結果、リーンバーンエンジン等に使用する場合も、その発火部を容易に細径化することができ着火性を高めることができる。さらに、突起部４ｆに貴金属チップを接合して発火部を形成するようにしたから、接地電極４からの突出部分の全体を貴金属チップにより形成するのと比較して、高価な貴金属の節約になる。

なお、溶接部Ｗは、例えばレーザー溶接により形成することが、貴金属チップ３２’と突起部４ｆとの接合強度を高める上で望ましい。

次に、対向面４ｃからの、発火部３２の先端面４ｅの突出高さＨ２は、突起部４ｆの高さと発火部３２の厚みＨ３との合計として表すことができる。この場合、発火部３２の軸断面径（断面形状が非円形の場合は、同一面積の円の直径にて代用する）をＡとして、該Ａと前述のＨ２との比Ａ／Ｈ２は、２．０以下とすることが望ましい。Ａ／Ｈ２が２．０を超えると溶接部Ｗが対向面４ｃ上で広がりやすくなり、火花のアタックを受けて消耗しやすくなる。Ａ／Ｈ２は、より望ましくは１．５以下とするのがよい。また、Ｈ３／Ｈ２は０．６〜１．０の範囲で調整するのがよい。Ｈ３／Ｈ２が０．６未満になると、発火部３２が薄くなり過ぎて寿命が早く尽きてしまう問題がある。一方、１．０を超えると突起部４ｆによる貴金属部分節約の効果が顕著でなくなる。

また、中心電極３と接地電極４との対向方向において、発火部３２の先端面４ｅから、溶接部Ｗの先端縁までの距離Ｈ１は、０．２ｍｍ以上とすることが望ましい。Ｈ１が０．２ｍｍ未満になると、溶接部Ｗと中心電極３との間で放電しやすくなり、溶接部Ｗの消耗が進みやすくなる問題を生ずる。なお、Ｈ１は、望ましくは０．２５ｍｍ以上とするのがよい。

例えば図１９に示すように、鍛造等により接地電極４の対向面４ｃに突起部４ｆを一体形成しておき、次いでこれに貴金属チップ３２’を重ね合わせ、さらにその外周部にレーザー溶接により溶接部Ｗを形成して両者を接合することにより、上記発火部３２を形成することができる。一方、図２０に示すように、接地電極４の対向面４ｃに、突起形成部材４ｆ’を溶接部Ｗ’（レーザー溶接）により接合してこれを突起部４ｆとし、さらにこれに貴金属チップ３２’を溶接部Ｗにより接合して発火部３２を形成するようにしてもよい。この場合、突起形成部材４ｆ’に貴金属チップ３２’を予め接合・一体化しておいて、その接合物を接地電極４に接合するようにしてもよい。

なお、発火部３１，３２は、貴金属を主体として接地電極４の構成金属よりも高融点の金属により構成でき、例えばＰｔ、Ｉｒ、Ｗ及びＲｅの１種又は２種以上を主体とする金属により構成できる。例えばＩｒ合金で構成する場合は、前述の（１）〜（５）のＩｒ合金のいずれかを使用することが可能である。

（実施例１）
所定量のＩｒとＲｈ及びＰｔとを配合・溶解することにより、Ｉｒ−５重量％Ｒｈ−５重量％Ｐｔの組成を有する合金を作製した。この合金に対し、温度７００℃で熱間圧延を行い、厚さ０．５ｍｍの板材に加工した。次いで、上記得られた板材を熱間打抜き加工（温度７００℃以上）することにより、直径０．７ｍｍ、厚さ０．５ｍｍの円板状のチップを得た（実施例）。一方、比較例として、合金を同じく７００℃で熱間スエージングによりロッド状に加工し、さらに放電加工により、その軸方向に厚さ５ｍｍに切断して作製した円板状のチップも用意した。

それらチップを用いて図１及び図２（ａ）に示すスパークプラグ１００の発火部３１及び対向する発火部３２を形成するとともに（火花放電ギャップｇの幅１．１ｍｍ）、各プラグの性能試験を以下の条件にて行った。すなわち、６気筒ガソリンエンジン（排気量２０００ｃｃ）にそれらプラグを取り付け、スロットル全開状態、エンジン回転数５０００ｒｐｍにて累積６００時間まで運転を行ない、各時間毎のプラグの火花放電ギャップｇの拡大量を測定した。結果を図１２に示す。

すなわち、比較例のプラグは火花放電ギャップｇが著しく拡大しているのに対し、実施例のプラグについては、火花放電ギャップの増加が小さく耐久性に優れていることがわかる。

また、実施例のプラグの発火部３１に対しては、中心電極の軸線を含む面で切断し、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）付属のＥＰＭＡ（電子プローブ微小分析）の面分析により、断面のＩｒとＲｈの濃度分布を測定した。図１３（ａ）は、Ｉｒ特性Ｘ線の強度分布を示す二次元マッピングの出力結果（黒い部分ほどＩｒ濃度が高いことを示す）、同図（ｂ）は、Ｒｈ特性Ｘ線の強度分布を示す二次元マッピングの出力結果（黒い部分ほどＲｈ濃度が高いことを示す）をそれぞれ示している。また、図１３において、矢印は中心電極３の軸線方向であり、図面上方が放電面側である。

まず、図１３（ａ）においては、Ｉｒ特性Ｘ線の強度分布において、中心電極３の軸線方向に層状をなす縞状の濃淡のコントラストが現われている。一方、図１３（ｂ）においては、（ａ）のＩｒ特性Ｘ線の強度が低い領域に対応して、Ｒｈ特性Ｘ線の強度が高い領域が現われている。すなわち、発火部３１には、Ｉｒ濃度の高い相領域（主成分系相領域）と、Ｒｈ濃度の高い相領域（添加成分系相領域）とが、上記方向に多数積層された組織を有しているものであることがわかる。なお、各濃淡領域の特性Ｘ線の平均強度レベルから算出した主成分系相領域のＩｒ濃度は約９２重量％、Ｒｈ濃度は約３．５重量％、Ｐｔ濃度は５．５重量％であり、同じく添加成分系相領域のＩｒ濃度は約８８重量％、添加成分系相領域のＲｈ濃度は約６．５重量％、Ｐｔ濃度は約５．５重量％であった。

図１４（ａ）は、実施例のプラグの試験終了後における発火部の外観写真を、また、同図（ｂ）は、比較例のプラグの試験終了後における発火部の外観写真を、それぞれ示す。すなわち、実施例のプラグでは発火部の消耗がそれほど進行していないことがわかる。これは、消耗しやすい放電面（発火面）への、上記両領域境界の露出比率が比較的少なく、局部電池形成による発火部の腐食が進みにくくなったためであると推測される。一方、比較例のプラグでは、発火部は図７のチップ１５０と同様の組織状態になっていると考えられ、発火面となるその軸方向端面には上記境界が相当量露出していることから、発火部の腐食が急速に進んだのではないかと推測される。

（実施例２）
以下、本発明の実施例２について説明する。
所定量のＩｒとＲｈ及びＰｔとを配合・溶解することにより、Ｉｒ−５重量％Ｒｈ−５重量％Ｐｔの組成を有する合金を作製した。この合金に対し、温度７００℃で熱間圧延を行い、厚さ０．６ｍｍの板材に加工した。次いで、上記得られた板材を熱間打抜き加工（温度７００℃以上）することにより、直径０．８ｍｍ、厚さ０．６ｍｍの円板状の貴金属チップを得た。

このチップを用いて図１９に示す方法により、図１７に示すスパークプラグ１００の発火部３１及び対向する発火部３２を形成した（火花放電ギャップｇの幅１．１ｍｍ：参考発明品）。なお、中心電極３と接地電極４とは、ともにＮｉ合金（インコネル６００）により構成した。また、接地電極４の断面形状は、厚さ１．５ｍｍ、幅２．８ｍｍの角状とした。ただし、突起部４ｆは、外径１．１ｍｍ、高さ０．３ｍｍの円柱状とし、貴金属チップ３２’はレーザー溶接により接合した。なお、図１８における前述のＨ１の値は０．２５ｍｍ、Ｈ２の値は０．９ｍｍ、Ｈ３の値は０．６ｍｍとした。一方、比較のために、発火部３２を図１５に示す形態で形成したものも作製した。ただし、凹部４ｄの深さは０．５ｍｍ、発火部３２の先端面４ｅの対向面４ｃからの突出高さは０．１ｍｍとし、溶接部Ｗの幅ｗ１は０．５ｍｍとした。

上述のように発火部３１，３２を形成したスパークプラグの耐久試験を以下の条件にて行った。すなわち、６気筒ガソリンエンジン（排気量２０００ｃｃ）にそれらプラグを取り付け、スロットル全開状態、エンジン回転数５０００ｒｐｍにて累積６００時間まで運転を行ない、各時間毎のプラグの火花放電ギャップｇの拡大量を測定した。結果を図２１に示す。すなわち、参考発明のスパークプラグは、比較例のスパークプラグと比較して火花放電ギャップの増加が小さく耐久性に優れていることがわかる。

（実施例３）
実施例２と同様の板材から、外径０．６〜１．５ｍｍの各種貴金属チップを放電加工により切り出し、これを用いて図１７に示すスパークプラグ１００の発火部３１及び対向する発火部３２を形成した（火花放電ギャップｇの幅１．１ｍｍ）。接地電極４の断面形状は、厚さ１．５ｍｍ、幅２．８ｍｍの角状とした。ただし、突起部４ｆは、外径０．８〜１．７ｍｍ、高さ０．０５〜２．５ｍｍの円柱状とし、貴金属チップはレーザー溶接により接合した。なお、得られた各スパークプラグにおいて前述のＡ／Ｈ２の値は、０．５〜２．５の範囲で変化させる形とした。

上述のように発火部３１，３２を形成したスパークプラグの着火性試験を以下の条件にて行った。すなわち、４気筒ガソリンエンジン（排気量１６００ｃｃ）にそれらプラグを取り付け、無負荷状態でアイドリングさせるとともに、吸入混合気の空燃比Ａ／Ｆを１０から３０までの範囲で徐々に増加させ、失火回数が１０回／分となる限界Ａ／Ｆ値を測定した。なお、失火したか否かは、排気ガス中の炭化水素（ＨＣ）濃度が、定常時よりも２０％以上高くなった時に失火したものと判断している。この場合、該Ａ／Ｆが大きいスパークプラグほど、希薄混合気に対する着火性に優れていることを意味する。以上の結果を、図２２に示す。この図において、横軸は限界Ａ／Ｆ値を、縦軸はＡ／Ｈ２の値を示す。また、◎はチップの外径Ａが０．６ｍｍ、○は同０．８ｍｍ、△は同１．２ｍｍ、×は同１．５ｍｍであることを示す。すなわち、チップの外径Ａによらず、Ａ／Ｈ２が２以下の範囲で、スパークプラグの限界Ａ／Ｆ値が２０以上と高くなっていることがわかる。

本発明のスパークプラグの一実施例を示す正面全体断面図。 その部分断面図及び要部を示す拡大断面図。 その発火部の合金組織の模式図。 合金組織の推測される腐食機構の説明図。 Ｉｒ−Ｒｈ系二元系状態図。 発火部形成用のチップの製造方法の一例を示す説明図。 同じくその変形例を示す説明図。 チップの原料合金インゴットの製造方法の一例を示す工程説明図。 チップ製造用の合金板材の製造工程説明図。 発火部の合金組織の一例を拡大して示す模式図。 圧延により組織が偏平化する様子を示す模式図。 実施例の実験結果を示すグラフ。 実施例の実験で使用したスパークプラグの発火部を構成する合金断面に対して行なったＥＰＭＡ面分析における、Ｉｒ特性Ｘ線及びＲｈ特性Ｘ線の強度分布二次元マッピング出力。 実施例の実験で使用した本発明のスパークプラグの試験後の外観を、比較例のスパークプラグの外観とともに示す写真。 接地電極側の発火部の形成形態の別の例を示す説明図。 図１５の発火部の問題点を説明する説明図。 参考発明のスパークプラグの一実施例を示す正面部分断面図。 その要部を示す拡大断面図。 参考発明のスパークプラグの製造方法の一例を示す説明図。 同じく別の例を示す説明図。 参考実施例１における実験結果を示すグラフ。 参考実施例２における実験結果を示すグラフ。

符号の説明

１ 主体金具
２ 絶縁体
３ 中心電極
４ 接地電極
３１ 発火部（チップ）
３２ 対向する発火部（チップ）
ｇ 火花放電ギャップ
５０ 主成分系相領域
５１ 添加元素系相領域

Claims (4)

1. 中心電極と、その中心電極の外側に設けられた絶縁体と、その絶縁体の外側に設けられた主体金具と、前記中心電極と対向するように配置された接地電極と、その接地電極に溶接部により接合されて火花放電ギャップを形成する発火部とを備え、
   前記接地電極の発火部が、Ｉｒ、Ｐｔ及びＲｈから選ばれる主成分元素と、該主成分元素以外の１種又は２種以上の添加元素成分とからなる貴金属合金を主体に構成されるとともに、該貴金属合金の組織には前記添加元素成分の濃度分布に縞状の濃淡を生じており、その濃淡縞の方向が前記発火部における電圧印加方向と交差する向きに配置され、
   前記溶接部は、レーザー溶接により形成されており、前記中心電極と該接地電極との対向方向において、該発火部の先端面から該溶接部の先端縁までの距離が０．２ｍｍ以上あり、
   前記貴金属合金は、前記主成分元素を主体とする主成分系相領域と、前記添加元素成分の含有量が主成分系相領域よりも多く、かつ主成分元素の含有量が主成分系相領域の９７％以下となる添加元素系相領域とがそれぞれ偏平形状をなして、前記発火部における電圧印加方向に多数層状に積層された組織を有していることを特徴とするスパークプラグ。
2. 前記接地電極は一端が前記主体金具に結合されるとともに、他端側が前記中心電極側に曲げ返されて、その側面が前記中心電極の先端面と対向するように配置され、
   前記接地電極の発火部は、前記中心電極の先端面と対向する該接地電極の側面に形成され、偏平形状をなす前記主成分系相領域と前記添加元素系相領域とが、前記中心電極の軸線方向に積層された組織を有する請求項１記載のスパークプラグ。
3. 前記主成分系相領域と前記添加元素系相領域とは、それぞれ板状に形成されている請求項１または２に記載のスパークプラグ。
4. 前記主成分系相領域と前記添加元素系相領域とは、それぞれ一方向に延伸された棒状ないし繊維状に形成されている請求項１または２に記載のスパークプラグ。

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