JP4753432B2 - 内燃機関用スパークプラグ - Google Patents
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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。
自動車エンジン等の内燃機関用スパークプラグの中心電極や接地電極に使用される材料には、高温における耐酸化性が良好なこと、火花による消耗が少ないこと、熱伝導性がよいこと、高温強度が高いこと、加工性が良いこと、特に接地電極用においては、溶接性がよいこと等が求められる。これらを満足する材料として、耐熱ニッケル（Ｎｉ）合金が一般的に使用されている。
上記耐熱Ｎｉ合金として、従来、質量％で、クロム（Ｃｒ）：１０〜２５％、鉄（Ｆｅ）：０．５〜１０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．３〜３．２％、ケイ素（Ｓｉ）：０．２〜２．２％、マンガン（Ｍｎ）：０．１〜０．８％、マグネシウム（Ｍｇ）：０．００１％未満、硫黄（Ｓ）：０．００２％未満を含有し、残りがＮｉと不可避不純物とからなる組成を有するものが考案されている（例えば、特許文献１参照）。このような高ＣｒのＮｉ合金材料を用いることにより、電極表面に形成されるＣｒ酸化膜による耐酸化性の向上が図られている。
特開２００２−２３５１３８号公報
上述したような耐酸化性の向上は、スパークプラグの長寿命化に寄与する。しかしながら、耐酸化性の向上のみが図られても、高温疲労強度が十分でないと、例えば接地電極の折損などが生じるおそれがある。
特に、スパークプラグを長期間の使用に供した場合、上述したＣｒ酸化膜の下方へ浸透した窒素により、酸化膜下方の粒界に窒化Ａｌが形成されるおそれがあり、この窒化Ａｌによって、高温疲労強度が低下してしまうことが懸念される。
特に、スパークプラグを長期間の使用に供した場合、上述したＣｒ酸化膜の下方へ浸透した窒素により、酸化膜下方の粒界に窒化Ａｌが形成されるおそれがあり、この窒化Ａｌによって、高温疲労強度が低下してしまうことが懸念される。
本発明は、上述した問題を解決するためになされたものであり、耐酸化性に優れ、かつ、長期間の使用に耐え得る十分な高温疲労強度を有した材料を用いることにより、中心電極・接地電極の耐久性を向上させることを目的とし、もって、内燃機関用スパークプラグの長寿命化を実現する。
以下、上記課題等を解決するのに適した各構成を項分けして説明する。なお、必要に応じて対応する構成に特有の作用効果等を付記する。
構成１．本構成の内燃機関用スパークプラグは、中心電極と、前記中心電極と放電間隙を有するように配置された接地電極とを備えた内燃機関用スパークプラグにおいて、前記中心電極及び前記接地電極の少なくとも一方は、Ｎｉを主成分とし、Ｃｒを２０〜３０質量％、Ｆｅを７〜２０質量％、Ａｌを１〜５質量％含有するＮｉ合金であって、さらに、ジルコニウム（Ｚｒ）、イットリウム（Ｙ）、ネオジム（Ｎｄ）、セリウム（Ｃｅ）、ランタン（Ｌａ）、及び、サマリウム（Ｓｍ）を特定元素群として、当該特定元素群のうち少なくとも一種以上含有し、前記特定元素群の含有量の合計が、前記Ａｌの含有量の５％以上となっているニッケル合金で構成されており、前記特定元素群の含有量の合計が１質量％以下となっており、前記ニッケル合金は、チタンを０．０５〜０．５質量％含有し、０．５質量％以下のマンガン、０．５質量％以下のケイ素のうち、少なくとも一つを含有し、炭素を０．１２〜０．５質量％を含有する、ことを特徴とする。ここで「Ｎｉを主成分し」とあるのは、前記ニッケル合金中にＮｉが最も多く含有されていることを意味する。
上記構成１では、中心電極及び接地電極の少なくとも一方を構成する材料として、Ｆｅ、Ａｌを含有する高ＣｒのＮｉ合金材料を用いることとしている。このようにＣｒの含有量を比較的高めにすることで、次に示すように、耐酸化性の飛躍的な向上が達成される。
すなわち、Ｃｒの含有量が２０質量％未満では、強固なＣｒ酸化膜が形成されず、十分な耐酸化性が得られないおそれがある。一方、Ｃｒの含有量が３０質量％を上回ると、加工性を悪化させると共に、熱伝導率の低下を招くことで火花消耗性が悪化するおそれがある。この点、上記構成１によれば、Ｃｒの含有量を２０〜３０質量％としているため、強固なＣｒ酸化膜が形成され、十分な耐酸化性を得ることができる。また、加工性や火花消耗性を悪化させることもない。
また、Ａｌを１質量％以上含有することによって、上記Ｃｒ酸化膜直下に酸化物が形成され、耐酸化性をさらに向上させることができる。一方、Ａｌの含有量が５質量％を上回ると、加工性及び貴金属チップの溶接性を低下させる。この点、上記構成１によれば、Ａｌの含有量を１〜５質量％としているため、耐酸化性を向上させることができ、加工性及び溶接性の低下を招くことがない。尚、Ａｌの含有量は、好ましくは、１〜３質量％が好ましい。
さらにまた、Ｆｅの含有量が７質量％未満では、加工性が不十分となる。一方、Ｆｅの含有量が２０質量％を上回ると、高温強度を低下させる。この点、上記構成１によれば、Ｆｅの含有量を７〜２０質量％としているため、十分な加工性が確保されると共に、高温強度の低下を招くこともない。
上述のように本構成１によれば、強固なＣｒ酸化膜、及び、Ｃｒ酸化膜直下のＡｌの酸化物によって、従来と比べて、耐酸化性が向上し、長寿命化に寄与する。しかしながら、耐酸化性の向上のみが図られても、高温疲労強度が十分でないと、例えば接地電極の折損などを生じるおそれがある。
そこで、上記構成１では、上記材料に対し、特定元素群としてのＺｒ、Ｙ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｌａ、及び、Ｓｍのうち少なくとも一種以上を含有させるようにした。これら特定元素群は粒界に析出し、上記窒化Ａｌの形成を抑制することができる。ただし、特定元素群の含有量の合計がＡｌの５％未満になると、窒化Ａｌの形成の抑制効果が不十分になるおそれがある。この点、上記構成１によれば、特定元素群の含有量の合計がＡｌの含有量の５％以上となっているため、窒化Ａｌの形成を十分に抑制することができる。したがって、高温疲労強度の低下を抑制でき、中心電極・接地電極の耐久性を向上させることができる。その結果、本内燃機関用スパークプラグの長寿命化が実現される。
なお、上記構成１によれば、中心電極や接地電極の発火部を構成する貴金属チップの溶接性についても、従来のものと比べ向上するという結果が得られた。
上記特定元素群の含有量の合計が１質量％を上回ると、材料の加工性を悪化させるおそれがある。この点、上記構成１によれば、特定元素群の含有量の合計を１質量％以下としたため、加工性の悪化を招くこともない。
Ｔｉを含有することにより、材料内部で窒化物、及び、炭素（Ｃ）を含有している場合には炭化物が形成されて、結晶粒の粗大化が抑制される。なお、結晶粒が粗大化すると、例えば接地電極の折損を生じるおそれがある。一方で、Ｔｉの含有量が０．５質量％を上回ると、溶接性の低下を招き、また、内部酸化が助長され、耐酸化性が悪くなる。この点、上記構成１によれば、Ｔｉの含有量を０．０５〜０．５質量％としたため、結晶粒の粗大化を抑制でき、しかも、溶接性の低下を招かず、内部酸化が助長されにくい。
Ｍｎ、Ｓｉを含有することにより、材料作成時の脱酸材として作用し、材料中より酸素が取り除かれ、酸化防止に寄与する。また、微量のＭｎ、Ｓｉを含有することにより、耐酸化性が向上する。もっとも、多量に含有すると（Ｍｎ、Ｓｉの含有量が０．５質量％を上回ると）、加工性が悪化する。上記構成１によれば、Ｍｎ、Ｓｉを０．５質量％以下含有しているため、加工性を悪化させることなく、酸化防止・耐酸化性向上といった効果が奏される。尚、その効果を奏するために、Ｍｎ、Ｓｉの含有量は、０．０５質量％以上が好ましい。また、Ｍｎ、Ｓｉの含有量は、好ましくは０．１質量％以下が好ましい。
炭素を含有することにより、前記Ｎｉ合金の強度が向上する。それに伴い、高温強度も向上する。また、結晶粒の粗大化も抑制するため、例えば接地電極の折損を抑制できる。もっとも、多量に含有すると（Ｃの含有量が０．５質量％を上回ると）、加工性が悪化する。上記構成１によれば、Ｃの含有量を０．１２〜０．５質量％としたため、加工性を悪化させることなく、高温強度の向上、結晶粒の粗大化抑制といった効果が奏される。
構成２．本構成の内燃機関用スパークプラグは、上記構成１において、前記Ｎｉ合金に含有するＮｉの含有量が、７０質量％以下になることを特徴とする。
Ｎｉの含有量を７０質量％以下とすることにより、前記Ｎｉ合金の火花消耗性が向上する。前記Ｎｉ合金に含有する元素のうち、含有量の多い３つの元素（Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｒ）において、融点が最も低いＮｉの含有量が低くなることにより、Ｎｉより融点の高いＦｅ、Ｃｒの含有量が相対的に増えるため、前記Ｎｉ合金の火花消耗性が向上する。尚、Ｎｉの含有量は、好ましくは、６５質量％以下が好ましい。
構成３．本構成の内燃機関用スパークプラグは、上記構成１又は２において、前記Ｎｉ合金は、前記特定元素群のうち、少なくともＹ（イットリウム）とＺｒ（ジルコニウム）を含有することを特徴とする。
特定元素群のうちＹとＺｒを含有させることによって、窒化Ａｌの形成が効果的に抑制される。したがって、高温疲労強度の低下を抑制でき、中心電極・接地電極の耐久性を向上させることができる。その結果、本内燃機関用スパークプラグの長寿命化が実現される。
構成４．本構成の内燃機関用スパークプラグは、上記構成３において、前記ニッケル合金に含有するＹとＺｒの含有量の比を、（Ｙの含有量）／（Ｚｒの含有量）で表したとき、その含有量の比が０．５〜２になることを特徴とする。
前記Ｎｉ合金に特定元素群のうちＹとＺｒを含有させる場合、ＹとＺｒの含有量の比が０．５〜２となるように含有させることによって、窒化Ａｌの形成がより一層効果的に抑制される。したがって、高温疲労強度の低下を抑制でき、中心電極・接地電極の耐久性をより一層向上させることができる。その結果、本内燃機関用スパークプラグの長寿命化が実現される。
構成５．本構成の内燃機関用スパークプラグは、上記構成１乃至４のいずれかにおいて、前記接地電極は、前記Ｎｉ合金で構成されることを特徴とする。
前記Ｎｉ合金を接地電極に用いることにより、接地電極の耐久性を向上させることができる。尚、接地電極は、中心電極と比較して、高温雰囲気に曝され、かつ細長く形成されるため、スパークプラグを長期間使用した際に、折損を生じやすい。この点、上記構成９によれば、前記接地電極を前記ニッケル合金で構成したため、接地電極の折損を抑制できる。
構成６．本構成の内燃機関用スパークプラグは、上記構成５において、前記中心電極は、前記Ｎｉ合金のうち前記特定元素を含まないＮｉ合金で構成されることを特徴とする。
中心電極は接地電極と比較して高温雰囲気に曝されないため、高温疲労強度が接地電極ほど要求されない。一方、前記Ｎｉ合金は、特定元素を含むため、特定元素を含まないものと比較して、加工性があまり良くない。
そこで、中心電極が接地電極ほどの高温疲労強度を要求されない場合、中心電極の加工性を考慮し、中心電極を前記Ｎｉ合金のうち前記特定元素を含まないＮｉ合金で構成することができる。
そこで、中心電極が接地電極ほどの高温疲労強度を要求されない場合、中心電極の加工性を考慮し、中心電極を前記Ｎｉ合金のうち前記特定元素を含まないＮｉ合金で構成することができる。
なお、電極の材料が本発明の範囲内となっているか否かの判断は、例えばＥＰＭＡ（電子プローブ微小分析）により行うことができる。
以下、本発明の一実施形態を図面を参照しつつ説明する。
図１に示すように、本実施形態のスパークプラグ１００は、主体金具１と、絶縁体２と、中心電極３と、接地電極４とを備えている。主体金具１は筒状をなしており、その内側に絶縁体２が嵌め込まれている。絶縁体２の先端部２１は主体金具１から突出している。また、中心電極３は、先端に設けられた発火部３１を突出させた状態で絶縁体２の内側に設けられている。さらに、接地電極４は、前記主体金具１に対しその基端部が溶接されるとともに、先端側が曲げ返されて、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ている。当該接地電極４には、前記発火部３１に対向する発火部３２が設けられている。そして、これら発火部３１および発火部３２の隙間が、火花放電間隙３３となっている。
図１に示すように、本実施形態のスパークプラグ１００は、主体金具１と、絶縁体２と、中心電極３と、接地電極４とを備えている。主体金具１は筒状をなしており、その内側に絶縁体２が嵌め込まれている。絶縁体２の先端部２１は主体金具１から突出している。また、中心電極３は、先端に設けられた発火部３１を突出させた状態で絶縁体２の内側に設けられている。さらに、接地電極４は、前記主体金具１に対しその基端部が溶接されるとともに、先端側が曲げ返されて、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ている。当該接地電極４には、前記発火部３１に対向する発火部３２が設けられている。そして、これら発火部３１および発火部３２の隙間が、火花放電間隙３３となっている。
前記絶縁体２は、例えばアルミナあるいは窒化Ａｌ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が形成されている。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、図示しないエンジンのシリンダヘッドにスパークプラグ１００を取り付けるためのねじ部７が形成されている。
図２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合金で構成されている。本実施形態では接地電極４の本体部４ａを構成する合金の組成に特徴を有しており、この点については、後に詳述する。一方、上記発火部３１及び対向する発火部３２は、イリジウム（Ｉｒ）を主成分とする合金等により構成されている。
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形成され、ここに上記発火部３１を構成する合金組成からなる円板状のチップを重ね合わせ、さらにその接合面外縁部に沿ってレーザー溶接、電子ビーム溶接、抵抗溶接等により溶接部Ｂ１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、これに対向する発火部３２は、接地電極４の所定位置上にチップを位置合わせし、その接合面外縁部に沿って同様に溶接部Ｂ２を形成してこれを固着することにより形成される。なお、発火部３１及びこれに対向する発火部３２のうちいずれか一方を省略する構成としてもよい。この場合には、発火部３１と接地電極４との間、あるいは対向する発火部３２と中心電極３との間で火花放電間隙３３が形成される。
本実施形態において、特に、上記接地電極４の本体部４ａは、各合金成分を配合・溶解することにより得られる溶解合金を用い、ダイス引き等を経て形成される。該接地電極４の本体部４ａを構成する合金は、Ｎｉを主成分とし、Ｎｉを７０質量％以下、Ｃｒを２０〜３０質量％、Ｆｅを７〜２０質量％、Ａｌを１〜５質量％、Ｔｉを０．０５〜０．５質量％、Ｍｎを０．５質量％以下、Ｓｉを０．５質量％以下、Ｃを０．１２〜０．５質量％含有し、さらに、Ｚｒ、Ｙ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｌａ、及び、Ｓｍのうちの少なくとも一種以上を含有している。また、本実施形態では、Ｚｒ、Ｙ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｌａ、及び、Ｓｍを特定元素群として、当該特定元素群の含有量の合計が、Ａｌの含有量の５％以上、かつ、１質量％以下となっている。
ここで、接地電極４における各合金成分の配合として、Ｃｒの含有量が２０質量％未満では、強固なＣｒ酸化膜が形成されず、十分な耐酸化性が得られないおそれがある。一方、Ｃｒの含有量が３０質量％を上回ると、加工性を悪化させると共に、熱伝導率の低下を招くことで火花消耗性が悪化するおそれがある。これに対し、本実施形態のスパークプラグ１００では、接地電極４の本体部４ａを構成する材料にＣｒを２０〜３０質量％含有しているため、当該本体部４ａの表面に強固なＣｒ酸化膜が形成され、十分な耐酸化性を得ることができる。また、本体部４ａの加工性や火花消耗性を悪化させることもない。
また、Ａｌが１質量％未満となると、Ｃｒ酸化膜直下に酸化物が形成されにくく、耐酸化性の低下を招くおそれがある。一方、Ａｌの含有量が５質量％を上回ると、加工性及び貴金属チップの溶接性を低下させる。これに対し、本実施形態のスパークプラグ１００では、Ａｌの含有量が１〜５質量％となっているため、接地電極４の本体部４ａの耐酸化性を向上させることができ、加工性及び溶接性の低下を招くことがない。尚、Ａｌの含有量は、好ましくは、１〜３質量％が好ましい。
さらにまた、Ｆｅの含有量が７質量％未満では、加工性が不十分となる。一方、Ｆｅの含有量が２０質量％を上回ると、高温強度を低下させる。これに対し、本実施形態のスパークプラグ１００では、Ｆｅの含有量が７〜２０質量％となっているため、接地電極４の本体部４ａの十分な加工性が確保されると共に高温強度の低下を招くこともない。
また、Ｔｉを含有していることにより、材料内部で窒化物、及び、Ｃを含有している場合には炭化物が形成されて、結晶粒の粗大化が抑制される。結晶粒の粗大化は、接地電極４の折損を生じさせるおそれがある。一方で、Ｔｉの含有量が０．５質量％を上回ると、溶接性の低下を招き、また、内部酸化が助長され、耐酸化性が悪くなる。これに対し、本実施形態のスパークプラグ１００では、Ｔｉの含有量が０．０５〜０．５質量％となっているため、接地電極４の本体部４ａにおける結晶粒の粗大化を抑制でき、しかも、溶接性の低下を招かず、内部酸化が助長されることもない。これによって、本体部４ａの耐酸化性のさらなる向上が実現され、長寿命化に寄与する。
また、Ｍｎ、Ｓｉを含有していることにより、材料作成時の脱酸材として作用し、材料中より酸素が取り除かれ、酸化防止に寄与する。また、微量のＭｎ、Ｓｉを含有していることにより、耐酸化性が向上する。もっとも、多量に含有すると（Ｍｎ、Ｓｉの含有量が０．１質量％を上回ると）、加工性が悪化する。これに対し、本実施形態のスパークプラグ１００では、Ｍｎ、Ｓｉを０．５質量％以下含有しているため、加工性を悪化させることなく、酸化防止・耐酸化性向上といった効果が得られる。
尚、その効果を奏するために、Ｍｎ、Ｓｉの含有量は、０．０５質量％以上が好ましい。また、Ｍｎ、Ｓｉの含有量は、好ましくは０．１質量％以下が好ましい。
尚、その効果を奏するために、Ｍｎ、Ｓｉの含有量は、０．０５質量％以上が好ましい。また、Ｍｎ、Ｓｉの含有量は、好ましくは０．１質量％以下が好ましい。
そして、炭素を含有することにより、高温強度が向上する。また、結晶粒の粗大化も抑制するため、接地電極４の折損を抑制できる。もっとも、多量に含有すると（Ｃの含有量が０．５質量％を上回ると）、加工性が悪化する。これに対して、本実施形態のスパークプラグ１００では、Ｃを０．１２〜０．５質量％含有しているため、加工性を悪化させることなく、高温強度の向上、接地電極４の本体部４ａにおける結晶粒の粗大化抑制といった効果が得られる。
また、本実施形態のスパークプラグ１００では、Ｎｉの含有量を７０質量％以下としたため、火花消耗性の向上といった効果が得られる。前記Ｎｉ合金に含有する元素のうち、含有量の多い３つの元素（Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｒ）において、融点が最も低いＮｉの含有量が低くなることにより、Ｎｉより融点の高いＦｅ、Ｃｒの含有量が相対的に増えるため、前記Ｎｉ合金の火花消耗性が向上する。尚、Ｎｉの含有量は、好ましくは、６５質量％以下が好ましい。
上述のように本実施形態によれば、強固なＣｒ酸化膜、及び、Ｃｒ酸化膜直下のＡｌの酸化物によって、従来と比べて、耐酸化性が向上し、長寿命化に寄与する。しかしながら、耐酸化性の向上のみが図られても、高温疲労強度が十分でないと、接地電極の折損などを生じるおそれがある。
そこで、本実施形態では、接地電極４の本体部４ａが、特定元素群としてのＺｒ、Ｙ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｌａ、及び、Ｓｍのうち少なくとも一種以上の元素を含有するようにしている。これら特定元素群は粒界に析出し、上記窒化Ａｌの形成を抑制することができる。ただし、特定元素群の含有量の合計がＡｌの５％未満になると、窒化Ａｌの形成の抑制効果が不十分になるおそれがある。また、特定元素群の含有量の合計が１質量％を上回ると、材料の加工性を悪化させるおそれがある。
この点、本実施形態によれば、特定元素群の含有量の合計をＡｌの含有量の５％以上としているため、窒化Ａｌの形成を十分に抑制することができる。したがって、接地電極４の本体部４ａの高温疲労強度の低下を抑制でき、本体部４ａの耐久性を向上させることができる。その結果、本内燃機関用スパークプラグ１００の長寿命化が実現される。また、特定元素群の含有量の合計を１質量％以下としているため、本体部４ａの加工性を悪化させることもない。
しかも、上記組成の材料を用いた場合、発火部３２を構成する円板状のチップの接地電極４の本体部４ａに対する溶接性が、従来と比較して向上するという結果が得られた。
しかも、上記組成の材料を用いた場合、発火部３２を構成する円板状のチップの接地電極４の本体部４ａに対する溶接性が、従来と比較して向上するという結果が得られた。
本実施形態において、上記中心電極３の本体部３ａは、各合金成分を配合・溶解することにより得られる溶解合金を用い、ダイス引き等を経て形成される。該中心電極３の本体部３ａを構成する合金は、上記接地電極４の本体部４ａを構成するＮｉ合金のうち、上記特定元素を含まないものである。すなわち、その合金とは、Ｎｉを主成分とし、Ｃｒを２０〜３０質量％、Ｆｅを７〜２０質量％、Ａｌを１〜５質量％含有し、Ｚｒ、Ｙ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｌａ、及び、Ｓｍを含有しないものである。
中心電極３は接地電極４と比較して高温雰囲気に曝されないため、高温疲労強度が接地電極ほど要求されない。一方、接地電極４の本体部４ａを構成する合金は、特定元素を含むため、特定元素を含まないものと比較して、加工性があまり良くない。
したがって、本実施形態によれば、中心電極３が接地電極４ほどの高温疲労強度を要求されない場合、中心電極３の加工性を考慮し、中心電極３の本体部３ａを構成する合金は、接地電極４の本体部４ａを構成する合金のうち、特定元素を含まない合金とすることができる。
したがって、本実施形態によれば、中心電極３が接地電極４ほどの高温疲労強度を要求されない場合、中心電極３の加工性を考慮し、中心電極３の本体部３ａを構成する合金は、接地電極４の本体部４ａを構成する合金のうち、特定元素を含まない合金とすることができる。
なお、本実施形態は、特定元素群を含有させることに技術的特徴を有するものである。そこで、以下に特定元素の含有量の割合を変えたことによる実験結果を示す。ここでは、Ｃｒを２５．００質量％、Ａｌを２．５０質量％、Ｆｅを１０．００質量％、Ｓｉを０．１０質量％、Ｍｎを０．０８質量％、Ｃを０．１７質量％、Ｔｉを０．１０質量％含有し、残部をＮｉとした材料を用い、上記特定元素群を含有させて、高温疲労強度及び加工性について実験した。
なお、表１中、高温疲労強度の評価については、適宜作成した接地電極の試験片を、ＪＩＳ Ｚ２２７４に準拠する回転曲げ疲労試験にて行っている。試験機は、軸荷重疲労試験を用い、温度を７００℃に、応力振幅条件を１２０ＭＰａの引張り／圧縮に、繰り返し速度を３０００ｒｐｍに、繰り返し数を１０の８乗サイクルに、それぞれ設定した。そして、試験後、接地電極が未破断であったものを「○」、破断したものを「×」として示した。
一方で、加工性の評価については、直径１５ｍｍの丸棒を、１．５ｍｍ×２．８ｍｍの断面寸法とする冷間加工が可能か否かで行った。冷間加工できたものを「○」、冷間加工できなかったものやクラックが発生したものを「×」として示した。
Ｎｏ．１は、特定元素群を含有していない、いわば従来技術に相当するものである。この場合、高温疲労強度が「×」、加工性は「○」となった。これは、上述したように粒界に窒化Ａｌが形成されるためと考えられる。
Ｎｏ．２〜７は、それぞれ異なる一種類の特定元素を１．００質量％含有させたケースである。Ｎｏ．２ではＹを含有しており、Ｎｏ．３ではＺｒを含有している。同様に、Ｎｏ．４ではＮｄ、Ｎｏ．５ではＣｅ、Ｎｏ．６ではＬａ、Ｎｏ．７ではＳｍを含有している。この場合、高温疲労強度も加工性も共に「○」という結果が得られた。上限値（１質量％）に相当する特定元素の含有により、窒化Ａｌの形成が十分に抑制されていることがわかる。
これに対して、Ｎｏ．８ではＹを１．２０質量％含有し、Ｎｏ．９ではＺｒを１．２０質量％含有している。この場合、加工性「×」という結果となった。これにより、上限値（１質量％）を上回る特定元素の含有により、加工性が悪化することがわかる。
Ｎｏ．１０〜１２はそれぞれ、二種類の特定元素を０．０８質量％ずつ含有させたケースである。Ｎｏ．１０では、ＹとＺｒとを含有している。Ｎｏ．１１では、ＺｒとＣｅとを含有している。Ｎｏ．１２では、ＮｄとＬａとを含有している。そしていずれも、高温疲労強度「○」、加工性「○」という結果が得られた。これらの場合、二種類の特定元素の合計の含有量は０．１６質量％となっており、Ａｌの含有量２．５０質量％の５％にあたる０．１２５質量％以上となっており、かかる含有量により、十分に窒化Ａｌの形成が抑制されているといえる。また、高温疲労試験（回転曲げ疲労試験）前後で、Ｎｏ．１０〜１２の接地電極の試験片を観察したところ、Ｎｏ．１０の試験片の形状（厚み又は長さ）がほとんど変化しなかった。このことから、特定元素群のうちＹとＺｒを含有させることによって、窒化Ａｌの形成が十分に抑制され、高温疲労強度の低下をより一層抑制できることがわかる。
Ｎｏ．１３は、Ｙを０．０５５質量％、Ｚｒを０．０７質量％含有させたケースであり、特定元素群の含有量の合計が、Ａｌの含有量２．５０質量％の丁度５％である０．１２５質量％となっている。この場合も、高温疲労強度・加工性ともに「○」という結果が得られた。これに対して、Ｎｏ．１４は、Ｙを０．０５質量％、Ｚｒを０．０５質量％含有させたケースであり、特定元素群の含有量の合計が０．１０質量％となって、Ａｌの含有量２．５０質量％の５％である０．１２５質量％未満となっている。この場合は、高温疲労強度「×」という結果が得られた。これにより、特定元素群の含有量の合計がＡｌの含有量の５％未満となった場合、窒化Ａｌの形成が十分に抑制されず、結果として高温疲労強度の低下につながったといえる。
Ｎｏ．１５〜１９は、ＹとＺｒの二種類の特定元素を含有させたケースであるが、特定元素の合計の含有量を０．２７質量％に対し、それぞれＹを０．０６質量％、０．０９質量％、０．１３質量％、０．１８質量％、０．２０質量％含有させて、ＹとＺｒとの含有量の割合を変えている。すなわち、Ｎｏ．１５ではＹ／Ｚｒ＝０．２９となっており、Ｎｏ．１６ではＹ／Ｚｒ＝０．５となっており、Ｎｏ．１７ではＹ／Ｚｒ＝０．９３となっており、Ｎｏ．１８ではＹ／Ｚｒ＝２となっており、Ｎｏ．１９ではＹ／Ｚｒ＝２．９となっている。この場合、いずれも高温疲労強度「○」、加工性「○」という結果が得られた。また、高温疲労試験（回転曲げ疲労試験）前後で、Ｎｏ．１５〜１９の接地電極の試験片を観察したところ、Ｎｏ．１６〜１８の試験片の形状（厚み又は長さ）が、Ｎｏ．１５と１９と比較して、変化しなかった。このことから、Ｙの含有量とＺｒの含有量との比率（Ｙ／Ｚｒ）を０．５〜２にすることによって、窒化Ａｌの形成が十分に抑制され、高温疲労強度の低下をより一層抑制できることがわかる。
なお、上述した実施形態の記載内容に限定されず、例えば次のように実施してもよい。
（ａ）上記実施形態中の実験では、一種類又は二種類の特定元素を含有させることとしているが、三種類以上の特定元素を含有させるようにしてもよい。その場合、各特定元素を均等に近い割合で含有させることが望ましい。
（ｂ）上記実施形態では、接地電極４（本体部４ａ）を構成する材料として上記組成の材料を使用していたが、これに代えあるいは加え、中心電極３（本体部３ａ）を構成する材料として上記組成の材料を使用してもよい。
（Ｃ）上記実施形態の接地電極４（本体部４ａ）に代え、接地電極（本体部）に銅合金等からなる伝熱促進部を埋設してもよい。
（ａ）上記実施形態中の実験では、一種類又は二種類の特定元素を含有させることとしているが、三種類以上の特定元素を含有させるようにしてもよい。その場合、各特定元素を均等に近い割合で含有させることが望ましい。
（ｂ）上記実施形態では、接地電極４（本体部４ａ）を構成する材料として上記組成の材料を使用していたが、これに代えあるいは加え、中心電極３（本体部３ａ）を構成する材料として上記組成の材料を使用してもよい。
（Ｃ）上記実施形態の接地電極４（本体部４ａ）に代え、接地電極（本体部）に銅合金等からなる伝熱促進部を埋設してもよい。
１…主体金具、２…絶縁体、３…中心電極、４…接地電極、３ａ，４ａ…本体部、６…孔部、７…ねじ部、２１…先端部、３１，３２…発火部、３３…火花放電間隙、１００…スパークプラグ、Ｂ１，Ｂ２…溶接部。
Claims (6)
- 中心電極と、前記中心電極と放電間隙を有するように配置された接地電極とを備えた内燃機関用スパークプラグにおいて、
前記中心電極及び前記接地電極の少なくとも一方は、
ニッケルを主成分とし、
クロムを２０〜３０質量％、
鉄を７〜２０質量％、
アルミニウムを１〜５質量％含有するニッケル合金であって、
さらに、
ジルコニウム、イットリウム、ネオジム、セリウム、ランタン、及び、サマリウムを特定元素群として、当該特定元素群のうち少なくとも一種以上含有し、
前記特定元素群の含有量の合計が、前記アルミニウムの含有量の５％以上となっているニッケル合金で構成されており、
前記特定元素群の含有量の合計が１質量％以下となっており、
前記ニッケル合金は、
チタンを０．０５〜０．５質量％含有し、
０．５質量％以下のマンガン、０．５質量％以下のケイ素のうち、少なくとも一つを含有し、
炭素を０．１２〜０．５質量％を含有する、
ことを特徴とする内燃機関用スパークプラグ。 - 請求項１に記載の内燃機関用スパークプラグにおいて、
前記ニッケル合金に含有するニッケルの含有量が、７０質量％以下になることを特徴とする内燃機関用スパークプラグ。 - 請求項１又は２に記載の内燃機関用スパークプラグにおいて、
前記ニッケル合金は、前記特定元素群のうち、少なくともイットリウムとジルコニウムを含有することを特徴とする内燃機関用スパークプラグ。 - 請求項３に記載の内燃機関用スパークプラグにおいて、
前記ニッケル合金に含有するイットリウムとジルコニウムの含有量の比を、（イットリウムの含有量）／（ジルコニウムの含有量）で表したとき、その含有量の比が０．５〜２になることを特徴とする内燃機関用スパークプラグ。 - 請求項１乃至４のいずれかに記載の内燃機関用スパークプラグにおいて、
前記接地電極は、前記ニッケル合金で構成されていることを特徴とする内燃機関用スパークプラグ。 - 請求項５に記載の内燃機関用スパークプラグにおいて、
前記中心電極は、前記ニッケル合金のうち前記特定元素を含まないニッケル合金で構成されることを特徴とする内燃機関用スパークプラグ。
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