JP5211251B1 - スパークプラグ - Google Patents

Abstract

【課題】高温でも常温に対する低下率が小さく優れた耐電圧特性及び機械的強度を発揮するスパークプラグを提供すること。
【解決手段】条件（１）及び（２）を満たす含有率で、Ａｌ成分、Ｓｉ成分、ＩＵＰＡＣ１９９０年勧告に基づく周期表の第２族成分及び希土類成分を含有し、アルミナ粒子と下記条件（３）を満たす結晶相を含むガラス相とを有するアルミナ基焼結体で作製された絶縁体３を備えたスパークプラグ１。
（１）０．２５≦前記Ｓｉ成分を酸化物に換算した含有率（質量％）≦１．２５
（２）１．３５≦［前記Ｓｉ成分を酸化物に換算した含有率／（前記第２族成分を酸化物に換算した含有率／前記希土類成分を酸化物に換算した含有率）］≦７．５
（３）粒径が２０〜３５０ｎｍの範囲内にあるアルミネート結晶相及びシリケート結晶相の少なくとも一方を含んでいること
【選択図】 図１

Description

この発明は、スパークプラグに関し、さらに詳しくは、高温でも常温に対する低下率が小さく優れた耐電圧特性及び機械的強度を発揮するスパークプラグに関する。

アルミナを主成分とするアルミナ基焼結体は、耐電圧特性、耐熱性、機械的強度等に優れ、安価であるため、セラミック製品、例えば、スパークプラグの絶縁碍子（この発明において絶縁体とも称する。）、ＩＣパッケージの多層配線基板等として用いられている。このようなアルミナ基焼結体は、ＳｉＯ_２を含む焼結助剤を含有する混合粉末を焼結して、形成されてきた。その一例として、特許文献１に記載の「絶縁材料」が挙げられる。

ところが、焼結助剤を用いて焼結して成るアルミナ基焼結体でスパークプラグの絶縁体を形成した場合に、焼結助剤（主にＳｉ成分）が焼結後にアルミナ結晶粒子の粒界に低融点ガラス相として存在して、スパークプラグの使用環境、例えば７００℃程度の高温環境下において、低融点ガラス相が軟化し、絶縁体の耐電圧特性が低下してしまう。一方、焼結助剤の添加量を低減してアルミナ基焼結体中の低融点ガラス相を減少させることもできるが、この場合には、絶縁体が緻密化せず、又は、一見緻密化してもアルミナ結晶粒子により構成される粒界に多数の気孔が残留して、やはり、絶縁体の耐電圧特性が低下してしまう。

また、スパークプラグが装着される内燃機関は、燃焼室内における吸気及び排気バルブの占有面積の大型化及び４バルブ化並びに燃料の高圧縮化等が検討され、小型化及び／又は高出力化されている。したがって、このような小型化及び／又は高出力化された内燃機関に装着されるスパークプラグは、薄肉小型化されたとしても、高い耐電圧特性を維持することに加えて絶縁破壊の防止及び高温環境下での高い機械的強度を有する絶縁体を備えていることが要求される。

このような要求に応え得るスパークプラグ又は絶縁体がいくつか提案され、例えば、特許文献２〜８で提案されている「スパークプラグ」又は「絶縁体」が挙げられる。

ところで、近年、内燃機関の小型化及び高出力化がより一層加速されており、スパークプラグがより優れた耐電圧特性及び機械的強度を発揮できると内燃機関の小型化等に十分に貢献できる。また、小型化及び／又は高出力化された内燃機関において、燃焼室に露出しているスパークプラグの先端部分が燃焼室内で燃焼気化した易揮発性成分に接触して表面近傍が急激に冷却されると、アルミナ結晶とその粒界に存在する粒界相例えば結晶相とは熱膨張係数が異なるから、粒界相の中でも結晶相が破壊の起点となって絶縁体の先端部分が割れ、高温下においてスパークプラグの耐電圧特性及び機械的強度が低下する懸念がある。このように、スパークプラグ、特に小型化及び高出力化された内燃機関に装着されるスパークプラグには耐電圧特性及び機械的強度のさらなる改善が望まれている。

米国特許出願公開第２０１１／００７７１４１号明細書 特許第４６０７２５３号公報 特許第４６１３２５２号公報 国際公開第２０１１／００１６９９号明細書 国際公開第２０１１／００１６５６号明細書 国際公開第２０１１／０３６８５３号明細書 特開２００８−２４５８３号公報 特開２０１０−２０８９０１号公報

この発明は、高温でも常温に対する低下率が小さく優れた耐電圧特性及び機械的強度を発揮するスパークプラグを提供することを、課題とする。

前記課題を解決するための手段としてのこの発明は、アルミナ基焼結体で作製された絶縁体を備えたスパークプラグであって、この絶縁体が、下記条件（１）及び（２）を満たす含有率で、Ａｌ成分、Ｓｉ成分、ＩＵＰＡＣ１９９０年勧告に基づく周期表の第２族成分及び希土類成分を含有し、かつアルミナ粒子と下記条件（３）を満たす結晶相を含むガラス相とを有していることを特徴とする。
（１）０．２５≦前記Ｓｉ成分を酸化物に換算した含有率（質量％）≦１．２５
（２）１．３５≦［前記Ｓｉ成分を酸化物に換算した含有率／（前記第２族成分を酸化物に換算した含有率／前記希土類成分を酸化物に換算した含有率）］≦７．５
（３）粒径が２０〜３５０ｎｍの範囲内にあるアルミネート結晶相及びシリケート結晶相の少なくとも一方を含んでいること

この発明に係るスパークプラグは、通常の内燃機関はもちろん、小型化及び／又は高出力化された内燃機関に装着されるので、高温での性能の低下を抑えて高い性能を維持することが要求されるところ、前記条件（１）〜（３）をすべて満たしているから、常温下はもちろん高温下でも高い耐電圧特性及び機械的強度を発揮する。また、この発明に係るスパークプラグは、前記条件（１）〜（３）をすべて満たしているから、高温でも常温に対する低下率が小さい耐電圧特性及び機械的強度を発揮する。したがって、この発明は、高温でも常温に対する低下率が小さく優れた耐電圧特性及び機械的強度を発揮するスパークプラグを提供できる。

図１は、この発明に係るスパークプラグの一例であるスパークプラグを説明する説明図であり、図１（ａ）はこの発明に係るスパークプラグの一例であるスパークプラグの一部断面全体説明図であり、図１（ｂ）はこの発明に係るスパークプラグの一例であるスパークプラグの主要部分を示す断面説明図である。 図２は、実施例において耐電圧特性を測定するのに用いた耐電圧測定装置示す概略端面図である。

この発明に係るスパークプラグは、基本的には前記条件を満たす絶縁体を備えていればよく、例えば、中心電極と、中心電極の外周に設けられ、前記条件を満たす略円筒状の絶縁体と、一端が中心電極と火花放電間隙を介して対向するように配置された接地電極とを備えている。この発明に係るスパークプラグは、前記条件を満たす絶縁体を有するスパークプラグであれば、その他の構成は特に限定されず、公知の種々の構成を採ることができる。

以下、この発明に係るスパークプラグを、その特徴の１つである絶縁体と共に、図１を参酌して、説明する。図１（ａ）はこの発明に係るスパークプラグの一例であるスパークプラグ１の一部断面全体説明図であり、図１（ｂ）はこの発明に係るスパークプラグの一例であるスパークプラグ１の主要部分を示す断面説明図である。なお、図１（ａ）では紙面下方を軸線ＡＸの先端方向、紙面上方を軸線ＡＸの後端方向として、図１（ｂ）では紙面上方を軸線ＡＸの先端方向、紙面下方を軸線ＡＸの後端方向として説明する。

このスパークプラグ１は、図１（ａ）及び図１（ｂ）に示されるように、略棒状の中心電極２と、中心電極２の外周に設けられた略円筒状の絶縁体３と、絶縁体３を保持する円筒状の主体金具４と、一端が中心電極２の先端面と火花放電間隙Ｇを介して対向するように配置されると共に他端が主体金具４の端面に接合された接地電極６とを備えている。

主体金具４は、円筒形状を有しており、絶縁体３を内装することにより絶縁体３を保持するように形成されている。主体金具４における先端方向の外周面にはネジ部９が形成されており、このネジ部９を利用して図示しない内燃機関のシリンダヘッドにスパークプラグ１が装着される。主体金具４は、導電性の鉄鋼材料、例えば、低炭素鋼により形成されることができる。ネジ部９の規格の一例としては、Ｍ１０、Ｍ１２及びＭ１４等が挙げられる。この発明において、ネジ部９の呼びは、ＩＳＯ２７０５（Ｍ１２）及びＩＳＯ２７０４（Ｍ１０）等に規定された値を意味し、当然に、諸規格に定められた寸法公差の範囲内での変動を許容する。近年の高出力化された内燃機関及び／又は小型化された内燃機関にスパークプラグ１が装着される場合には、通常、ネジ部９の呼びはＭ１０以下に調整される。ネジ部９の呼びを小さくすると、通常、絶縁体３の肉厚を確保できず耐電圧特性及び機械的強度が大幅に低下しやすくなるが、この発明においては絶縁体３が後述する条件（１）〜（３）を満たしいているから高い耐電圧特性及び機械的強度を発揮する。

中心電極２は、軸線方向に伸びる略棒状体であり、外材７と、外材７の内部の軸心部に同心的に埋め込まれるように形成されてなる内材８とにより形成されている。中心電極２は、その先端部が絶縁体３の先端面から突出した状態で絶縁体３の軸孔に固定されており、主体金具４に対して絶縁保持されている。中心電極２の外材７は耐熱性及び耐食性に優れたＮｉ基合金で形成され、中心電極２の内材８は銅（Ｃｕ）又はニッケル（Ｎｉ）等の熱伝導性に優れた金属材料で形成されることができる。

接地電極６は、例えば、角柱体に形成されてなり、一端が主体金具４の端面に接合され、途中で略Ｌ字に曲げられて、その先端部が中心電極２の軸線ＡＸ方向に位置するように、その形状及び構造が設計されている。接地電極６がこのように設計されることによって、接地電極６の一端が中心電極２と火花放電間隙Ｇを介して対向するように配置されている。火花放電間隙Ｇは、中心電極２の先端面と接地電極６の表面との間の間隙であり、この火花放電間隙Ｇは、通常、０．３〜１．５ｍｍに設定される。接地電極６は中心電極２よりも高温に曝されるため、中心電極２を形成するＮｉ基合金よりも耐熱性及び耐食性等により一層優れたＮｉ基合金等で形成されるのがよい。

絶縁体３は、後述するアルミナ基焼結体で略円筒状に形成され、絶縁体３の軸線ＡＸ方向に沿って中心電極２を保持する軸孔を有している。この絶縁体３は、その先端方向の端部が主体金具４の先端面４ａから突出した状態で、主体金具４の内周部に滑石（タルク）及び／又はパッキン等（図示せず。）を介して、保持又は固着されている。主体金具４におけるネジ部９の呼びがＭ１０以下に調整される場合には、主体金具４の先端面における絶縁体３は０．７〜１．０ｍｍの薄い肉厚とされる必要がある。この発明においては、絶縁体３を構成するアルミナ基焼結体が後述する条件を満たしているから、その特定を大きく低下させることなく前記肉厚に調整することができる。

このスパークプラグ１の特徴の１つである絶縁体３を構成するアルミナ基焼結体について説明する。このアルミナ基焼結体は、Ａｌ成分、Ｓｉ成分、ＩＵＰＡＣ１９９０年勧告に基づく周期表の第２族成分及び希土類成分を含有している。

アルミナ基焼結体は、Ａｌ成分、主にアルミナ（Ａｌ_２Ｏ_３）を主成分として含有する。この発明において「主成分」とは含有率が最も高い成分をいう。Ａｌ成分を主成分として含有すると、焼結体の耐電圧特性、耐熱性及び機械的特性等に優れる。

Ｓｉ成分は、焼結助剤由来の成分であり、酸化物、イオン等として、アルミナ基焼結体中に存在する。Ｓｉ成分は、焼結時には溶融して通常液相を生じるので焼結体の緻密化を促進する焼結助剤として機能し、焼結後はアルミナ結晶粒子の粒界相に低融点ガラス等を形成することが多い。しかし、前記アルミナ基焼結体がＳｉ成分に加えて後述する他の特定成分を後述する特定の割合で含有しているとＳｉ成分は低融点ガラスよりも他の成分と共に高融点ガラス等を優先的に形成し易い。

第２族成分は、焼結助剤由来の成分であり、ＩＵＰＡＣ１９９０年勧告に基づく周期表の第２族元素の少なくとも一元素を含んでいればよく、低毒性等の観点から、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ及びＢａが好ましく挙げられる。Ｍｇ成分は焼結助剤由来の成分であり、酸化物、イオン等として、アルミナ基焼結体中に存在し、焼結前のＳｉ成分と同様に焼結助剤として機能すると共に、Ａｌ成分又はＳｉ成分と共に後述する結晶相を形成して絶縁体３としたときの耐電圧特性及び機械的強度を向上させる。Ｂａ成分、Ｃａ成分及びＳｒ成分は焼結助剤由来の成分であり、酸化物、イオン等として、アルミナ基焼結体中に存在し、焼結前のＭｇ成分と同様に焼結助剤として機能すると共に、Ａｌ成分又はＳｉ成分と共に後述する結晶相を形成して絶縁体３としたときの耐電圧特性及び機械的強度を向上させる。

希土類成分は、焼結助剤由来の成分であり、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイド元素を含有する。具体的には、希土類成分は、Ｓｃ成分、Ｙ成分、Ｌａ成分、Ｃｅ成分、Ｐｒ成分、Ｎｄ成分、Ｐｍ成分、Ｓｍ成分、Ｅｕ成分、Ｇｄ成分、Ｔｂ成分、Ｄｙ成分、Ｈｏ成分、Ｅｒ成分、Ｔｍ成分、Ｙｂ成分及びＬｕ成分である。希土類成分は、酸化物、イオン等として、アルミナ基焼結体中に存在する。この希土類成分は焼結時に含有されていることにより、焼結時におけるアルミナの粒成長が過度に生じないように抑制すると共に、Ａｌ成分又はＳｉ成分と共に後述する結晶相を形成して絶縁体３としたときの耐電圧特性及び機械的強度を向上させる。希土類成分は、前記した各成分であればよいが、Ｙ成分、Ｌａ成分、Ｐｒ成分、Ｎｄ成分及びＹｂ成分からなる群より選択される少なくとも一種の成分であるのが好ましい。これらの各成分はＳｉ成分又はＡｌ成分と共に後述する結晶相をガラス相内に形成して絶縁体３としたときの耐電圧特性及び機械的強度を向上させる。

アルミナ基焼結体は、Ａｌ成分、Ｓｉ成分、第２族成分及び希土類成分を、アルミナ基焼結体の構成成分を酸化物に換算したときの全質量１００質量％としたときに、次の条件（１）及び（２）を満足するように、含有している。
（１）０．２５≦Ｓｉ成分を酸化物に換算した含有率（質量％）≦１．２５
（２）１．３５≦［Ｓｉ成分を酸化物に換算した含有率／（第２族成分を酸化物に換算した含有率／希土類成分を酸化物に換算した含有率）］≦７．５

条件（１）はＳｉ成分の含有率に関する条件で、具体的にはＳｉ成分の含有率は０．２５質量％以上１．２５質量％以下である。Ｓｉ成分の含有率が条件（１）を満たす場合には、生産性を低下させることなく耐電圧特性を低下させる粒界相を減少させることができ、加えて、第２族成分及び／又は高い含有率で存在して条件（２）を満たす希土類成分と共にガラス相内にナノメーターオーダーの結晶を析出又は存在させることができる場合がある。このようにＳｉ成分の含有率が１．２５質量％を超えると破壊の起点となり得る粒径の大きな結晶が形成されやすく、常温での耐電圧特性及び機械的強度に対して高温での耐電圧特性及び機械的強度の低下率が大きくなることがある。一方、Ｓｉ成分の含有率が０．２５質量％未満であるとアルミナ焼結体の焼結性が低下して気孔が増加するから緻密にするには高温での焼結が必要になる。そうすると、高温で焼結する分だけ製造コストが上昇するうえに、高温での焼結ではアルミナ粒子の粒成長を促すので機械的強度が低下することがある。ガラス相内にナノメーターオーダーの結晶を容易に存在又は析出させて高温での耐電圧特性及び機械的強度の低下率を大幅に低減できる点で、Ｓｉ成分の含有率は０．４０質量％以上１．１８質量％以下であるのが好ましい。このＳｉ成分の含有率は前記範囲内の中でも後述する条件（２）を満たすのが好ましい。すなわち、Ｓｉ成分の含有率は条件（２）を満たすように前記範囲内で決定される。なお、この発明において、Ｓｉ成分の含有率はＳｉ成分の酸化物「ＳｉＯ_２」に換算したときの含有率である。

条件（２）は、Ｓｉ成分、第２族成分及び希土類成分における含有率の関係を規定した条件であり、具体的には、Ｓｉ成分の含有率が希土類成分の含有率に対する第２族成分の含有率に対して１．３５〜７．５である。この［Ｓｉ成分の含有率／（第２族成分の含有率／希土類成分の含有率）］（この発明において「Ｓｉ成分含有比」と称することがある。）が１．３５未満であるとガラス相に肥大化した結晶相が存在して高温での耐電圧特性及び機械的強度が低下することがある。加えて、前記Ｓｉ成分含有比が１．３５未満であると焼結性が低下して気孔が増加するから緻密にするには高温での焼結が必要になる。そうすると、高温で焼結する分だけ製造コストが上昇するうえに、高温での焼結ではアルミナ粒子の粒成長を促すので機械的強度が低下することがある。一方、このＳｉ成分含有比が７．５を超えると、ガラス相中に結晶相が存在せず、高温での耐電圧特性及び機械的強度が低下することがある。このようにＳｉ成分含有比が前記範囲内にあると、耐電圧特性を低下させる粒界相を減少させつつも結晶相の割合を増大させることができ、ガラス相にナノメーターオーダーの結晶相が存在して高温での耐電圧特性及び機械的強度が高くなる傾向がある。加えて生産性を維持することもできる。高温での耐電圧特性及び機械的強度の低下を抑えてこれらをより一層高い水準で両立できる点でＳｉ成分含有比は１．３５以上７．５０以下であるのが好ましく、１．７以上６．５以下であるのが特に好ましい。

Ａｌ成分の含有率は、アルミナ基焼結体の構成成分のうち最も高ければ特に限定されないが、アルミナ基焼結体の構成成分を酸化物に換算したときの全質量１００質量％に対して、９７．０質量％以上であるのが好ましい。Ａｌ成分の含有率が９７．０質量％以上であると絶縁体３の熱伝導がよく急冷されても破壊されにくく、高温での耐電圧特性及び機械的強度の低下を抑えてこれらをより一層高い水準で発揮する。例えば、Ａｌ成分の含有率が９７．０質量％以上であると２００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で８００℃もの高温から急冷されたとしても絶縁体３に割れが発生しない。Ａｌ成分の含有率は、高温での耐電圧特性及び機械的強度の低下をより一層抑えることができる点で、９７．３質量％以上であるのが特に好ましく、Ａｌ成分の含有率の上限値は１００質量％未満であればよいが、焼結性が低下し製造コストが嵩む点で９８．５質量％であるのが好ましい。なお、この発明において、Ａｌ成分の含有率はＡｌ成分の酸化物「アルミナ（Ａｌ_２Ｏ_３）」に換算したときの含有率である。

Ｓｉ成分の含有率は前記した通りである。
第２族成分の含有率は、Ｓｉ成分及び希土類成分と共に条件（２）を満足できれば特に限定されず、耐電圧特性及び機械的強度の観点から、例えば、０．１０質量％以上であるのが好ましく、０．１８質量％以上０．５６質量％以下であるのが特に好ましい。この発明において、第２族成分の各含有率は「ＭｇＯ」、「ＢａＯ」、「ＣａＯ」又は「ＳｒＯ」に換算したときの酸化物換算質量％であり、複数の第２族成分を含有している場合にはこれらの合計含有率とする。

希土類成分の含有率は、Ｓｉ成分及び第２族成分と共に条件（２）を満足できれば特に限定されず、希土類成分と共にＡｌ成分又はＳｉ成分とのナノメーターオーダーの結晶を形成しやすい点で従来のスパークプラグが備えるアルミナ基焼結体よりも高い含有率で存在しているのが好ましい。このような好ましい希土類成分の含有率は、例えば、０．３１質量％以上２．５９質量％以下であり、特に好ましくは０．８５質量％以上１．５６質量％以下である。この発明において、希土類成分の含有率は、各成分の酸化物である「ＲＥ_２Ｏ_３」（ＲＥは希土類元素を示す。）に換算したときの酸化物換算質量％であり、複数の希土類成分を含有している場合にはこれらの合計含有率とする。

この発明において、アルミナ基焼結体が含有するＡｌ成分、Ｓｉ成分、第２族成分及び希土類成分の各含有率は、例えば、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）により、酸化物換算質量及び酸化物換算質量％として測定することができる。なお、この発明において、アルミナ基焼結体を電子線マイクロアナライザによって得られた結果とアルミナ基焼結体の製造に用いる原料粉末の混合比とはほぼ一致する。したがって、各成分の含有率及びＳｉ成分含有比は原料粉末における各粉末の混合比で調整できる。

アルミナ基焼結体は、条件（１）及び（２）を満たす含有率で、Ａｌ成分、Ｓｉ成分、第２族成分及び希土類成分を含有し、Ａｌ成分、Ｓｉ成分、第２族成分及び希土類成分から実質的になる。ここで、「実質的に」とは、前記成分以外の成分を添加等により積極的に含有させないことを意味する。なお、各成分には微量の不純物等を含有していることがあるから、アルミナ基焼結体は、この発明の目的を損なわない範囲で、前記各成分に加えて不純物を含有していてもよい。このようなアルミナ基焼結体に含有してもよい不純物としては、例えば、Ｎａ、Ｓ、Ｎ等が挙げられる。これらの不純物の含有量は少ない方がよく、例えば、Ａｌ成分、Ｓｉ成分、第２族成分及び希土類成分の合計質量を１００質量部としたときに１質量部以下であるのがよい。ところで、アルミナ基焼結体は、この発明の目的を損なわない範囲で所望により、前記不可避不純物の他に、他の成分、例えば、Ｂ成分、Ｔｉ成分、Ｍｎ成分、Ｎｉ成分等を少量含有していてもよい。

前記成分を含有するアルミナ基焼結体は、主結晶相としてのアルミナ粒子と、複数のアルミナ粒子で取り囲まれた粒界相としてのガラス相と、好ましくはアルミナ粒子とガラス相との界面すなわちこれらの間に中間相とを有している。

主結晶相としてのアルミナ粒子は、平均粒子径が２．２〜５．２μｍでアスペクト比の平均値が１．４〜２．２であるのが好ましい。アルミナ粒子が前記範囲の平均粒子径を有していると、アルミナ粒子が破壊の起点又は絶縁破壊の起点となりにくいから高い機械的強度を発揮する共に、絶縁体において破壊の起点又は絶縁破壊の起点となりやすいガラス相を分断して連続相の形成を阻害できるから高温下においても優れた耐電圧特性を発揮する。また、アルミナ粒子が前記範囲のアスペクト比の平均値を有していると、アルミナ粒子が破壊の起点又は絶縁破壊の起点となりにくく、絶縁体において破壊の起点又は絶縁破壊の起点となりやすいガラス相を分断して連続相の形成を阻害できる。より一層高い耐電圧特性及び機械的強度を発揮する点で、アルミナ粒子の平均粒子径は２．８μｍ以上４．２μｍ以下であるのが特に好ましく、アスペクト比の平均値は１．５以上２．０以下であるのが特に好ましい。アルミナ粒子の平均粒子径は成形体密度と焼成温度によって調整することができ、そのアスペクト比は昇温速度によって調整することができる。

アルミナ粒子の平均粒子径は、平均径子径は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）での観察により求めることができる。具体的には、アルミナ基焼結体の表面又は任意の断面を鏡面研磨し、この研磨面をアルミナ基焼結体の焼成温度よりも１００℃低い温度で１０分にわたってサーマルエッチング処理する。この処理面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、倍率２０００倍で観察領域を写真撮影する。得られた画像を例えば画像解析ソフトウェア「ＷｉｎＲＯＯＦ」（三谷商事株式会社製）を用いて下記「二値化処理方法及び条件」で「二値化処理（二階調化処理とも称する。）」すると、後述するアルミネート結晶相及びシリケート結晶相は「薄色領域」として、アルミナの主結晶相は「濃色領域」として表わされる。アルミナ粒子の平均粒子径は、二値化処理して抽出された「濃色領域」を１つのアルミナ結晶の結晶粒子と仮定して、インターセプト法にて計測し、これらを算術平均して求めることができる。

＜二値化処理方法及び条件＞
（１）前記処理面を撮影して得られた画像（横１２８０ピクセル×縦１０２４ピクセル）のうち二次電子像及び反射電子像を確認し、反射電子像に、二以上の「濃色領域」が集合又は隣接してなる「濃色集合領域」が存在する場合には、各「濃色領域」における境界（各結晶の粒界に相当する。）にラインを引き、各「濃色領域」の境界を明確にする。
（２）前記反射電子像の画像を改善するため、前記「濃色領域」のエッジを保ちながら反射電子像の画像を滑らかにする。
（３）反射電子像の画像から「濃色領域」のみを抽出するための二値化処理における「閾値」を設定する。より具体的には、反射電子像の画像から横軸に明るさ、縦軸に頻度をとったグラフを作成する。得られるグラフは二山状のグラフになるため、二山の中間点を「閾値」に設定する。
（４）前記「濃色領域」の抽出は、前記反射電子像のうち任意の領域（横４０μｍ×縦３０μｍ）を選択し、この領域の画像内に存在する前記「濃色領域」を抽出して、行う。
（５）選択した前記領域、すなわち、抽出した前記「濃色領域」の画像品質を改善するため、選択した前記領域の画像に表れている穴を埋める処理を行う。
（６）選択した前記領域の画像において、直径が１０ピクセル以下の前記「濃色領域」を除去する。
（７）このようにして各「濃色領域」を抽出する。

アルミナ粒子のアスペクト比の平均値は、アルミナ粒子の平均粒子径と基本的に同様にして識別した「濃色領域」それぞれにおける長辺長さと短辺長さを測定してアスペクト比（長辺長さ／短辺長さ）を算出し、算出されたアスペクト比を算術平均して求めることができる。

主結晶は、このようなアルミナ粒子を有していればよく、その構成物質又は構成成分はアルミナであって後述するライン分析によるアルミナの含有率は９０質量％以上である。

ガラス相は、低融点ガラス相とも称され、焼結助剤、特にＳｉ成分等で形成される。このガラス相はＳｉＯ_２を主な構成物質又は構成成分とし、後述するライン分析による含有率は９０質量％以上である。

このガラス相は、結晶相として粒径が２０〜３５０ｎｍの範囲内にあるアルミネート結晶相及びシリケート結晶相の少なくとも一方を含有している（条件（３））。このようにガラス相がナノメーターオーダーの結晶相を含有していると、結晶相は微小であるから破壊の起点にはなり得ず、また高温でも塑性変形しにくく、高温下においても耐電圧特性及び機械的強度等に関する高い性能を発揮する。したがって、このアルミナ基焼結体で作製された絶縁体を備えたスパークプラグ１は、通常の内燃機関はもちろん、小型化及び／又は高出力化された内燃機関に装着されたとしても、また内燃機関の燃焼室内で燃焼気化した易揮発性成分に接触して表面近傍が急激に冷却されたとしても、常温下はもちろん高温下でも高い耐電圧特性及び機械的強度を発揮するうえ、高温でも常温に対する低下率が小さい耐電圧特性及び機械的強度を発揮する。

粒径が２０〜３５０ｎｍの範囲を逸脱する結晶相、特に粒径が３５０ｎｍを超える結晶相は破壊の起点になりやすいので、このような結晶相は可能な限りガラス相に存在しないのが好ましい。したがって、この発明において、ガラス相に存在する結晶相は、より一層優れた耐電圧特性及び機械的強度を発揮する点でその大部分の粒径が２０〜３５０ｎｍの範囲内にあり、より一層優れた耐電圧特性及び機械的強度を安定して発揮する点で、後述する粒径測定方法と同様にアルミナ基焼結体の研磨面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で１８０×２５０μｍの観測視野１箇所に存在するすべての結晶相の粒径が２０〜３５０ｎｍの範囲内にあるのが好ましく、前記研磨面の任意に選択された２０箇所の観測視野（１８０×２５０μｍ）のうちｎ箇所（ｎは２０以下の整数で好ましくは１６以上の整数）の観測視野に存在するすべての結晶相の粒径が２０〜３５０ｎｍの範囲内にあるのがさらに好ましく、２０箇所の観測視野（１８０×２５０μｍ）のすべての観測視野に存在するすべての結晶相の粒径が２０〜３５０ｎｍの範囲内にあるのが特に好ましい。なお、この発明において、この発明の目的を損なわないのであれば、粒径が３５０ｎｍを超える結晶相、特に３５０ｎｍを超え８００ｎｍ以下の結晶相であれば１観測視野に数個存在していてもよい。

結晶相の粒径は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で任意に選択された数か所を観察して求めることができる。具体的には、アルミナ粒子の平均粒子径と基本的に同様にしてガラス相が「濃色領域」、アルミネート結晶相又はシリケート結晶相が「薄色領域」となるように二値化処理して抽出された「薄色領域」それぞれを１つの結晶相の結晶粒子と仮定して、インターセプト法にて計測して求めることができる。なお、前記範囲の粒径を有する結晶相は、原料粉末中のＳｉ成分の含有量（条件（Ｉ））、希土類成分の含有量、特に条件（ＩＩ）、及び、焼結後の冷却条件等によって、ガラス相内に析出させることができる。

この結晶相は、結晶相の合計面積に対するガラス相の合計面積の面積比［ガラス相の合計面積／結晶相の合計面積］が１．１５〜１．４５であるのが好ましく、１．２２〜１．４０であるのが特に好ましい。この面積比［ガラス相の合計面積／結晶相の合計面積］が前記範囲内にあると、優れた耐電圧特性及び機械的強度をさらに高温であっても維持でき、高温下での耐電圧特性及び機械的強度の安定性が増大する。この面積比は焼成時の降温速度によって調整することができる。なお、この発明において「ガラス相の面積」には「結晶相の面積」が含まれない。

この面積比は、アルミナ基焼結体を絶縁体３とするときの軸線方向に切断し、この切断面を鏡面研磨した研磨面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察（例えば、加速電圧２０ｋV、スポットサイズ５０、ＣＯＭＰＯ像、組成像）して研磨面全体が写された画像を取得し、この画像においてガラス相に対する結晶相の面積比を測定することにより求めることができる。結晶相の面積比は、例えば、Ｓｏｆｔ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｓｙｓｔｅｍ ＧｍｂＨ社製のＡｎａｌｙｓｉｓ Ｆｉｖｅを用いて測定できる。この画像解析ソフトを用いる場合には研磨面の全体画像で結晶部分が選択されるように次のように閾値を設定する。この閾値の設定においてガラス相が「濃色領域」、アルミネート結晶相又はシリケート結晶相が「薄色領域」となるように二値化処理される。
（１）前記研磨面を撮影して得られた画像（横１２８０ピクセル×縦１０２４ピクセル）のうち二次電子像及び反射電子像を確認し、反射電子像に、二以上の「濃色領域」が集合又は隣接してなる「濃色集合領域」が存在する場合には、各「濃色領域」における境界（各結晶の粒界に相当する。）にラインを引き、各「濃色領域」の境界を明確にする。
（２）前記反射電子像の画像を改善するため、前記「濃色領域」のエッジを保ちながら反射電子像の画像を滑らかにする。
（３）反射電子像の画像から「濃色領域」のみを抽出するための二値化処理における「閾値」を設定する。より具体的には、反射電子像の画像から横軸に明るさ、縦軸に頻度をとったグラフを作成する。得られるグラフは二山状のグラフになるため、二山の中間点を「閾値」に設定する。

この発明の目的を達成するためには、この結晶相は粒径が前記範囲内にあればよく、ある程度一様に分散した状態等は特に制限されない。

このような結晶相は、アルミネート結晶相及びシリケート結晶相の少なくとも一方であればよく、アルミネート結晶相及びシリケート結晶相の両方が混在していてもよい。

アルミネート結晶相は、Ａｌ成分と第２族成分及び／又は希土類成分とを含む結晶相であり、その一例として、融点が高く、β−アルミナ構造を有するヘキサアルミネート結晶が挙げられる。このヘキサアルミネート結晶は、ＲＥ（２Ａ）ｘ（Ａｌ）ｙＯｚ（前記ｘ、ｙ及びｚはそれぞれ、ｘ＝０〜２．５、ｙ＝１１〜１６及びｚ＝１８〜２８である。なお、「２Ａ」はＩＵＰＡＣ１９９０年勧告に基づく周期表の第２族元素を表す。）で示される組成を有しており、例えば、化学式：ＲＥ（２Ａ）Ａｌ_１３Ｏ_１９、ＲＥＡｌ_１１Ｏ_１８等で表される結晶相が挙げられる。

また、希土類成分を含有していないアルミネート結晶として、例えば、第２族成分を含有するアルミネート結晶が挙げられる。この第２族成分を含有するアルミネート結晶としては、例えば、組成式：（２Ａ）ｘ（Ａｌ）ｙＯｚ（前記ｘ、ｙ及びｚは前記した通りである。）で示される組成を有しており、例えば、化学式：ＭｇＡｌ_１２Ｏ_１９及びＣａＡｌ_１２Ｏ_１９等で表される結晶相が挙げられる。

シリケート結晶相は、Ｓｉ成分を含む結晶相であり、その一例として、第２族成分を含有するシリケート結晶が挙げられる。このようなシリケート結晶は、ＩＵＰＡＣ１９９０年勧告に基づく周期表の第２族元素を「２Ａ」と表すと、例えば、化学式：（２Ａ）ＳｉＯ_３等で表される結晶相であり、具体的には、カルシウムシリケート結晶相、マグネシウムシリケート結晶相等が挙げられる。

アルミネート結晶相及びシリケート結晶相は次のようにして同定できる。すなわち、アルミナ基焼結体の結晶相を、例えば透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）（ＨＩＴＡＣＨＩ製、「ＨＤ−２０００」）付属のエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）（ＥＤＡＸ製、ＥＤＸ：「Ｇｅｎｅｓｉｓ４０００」、検出器：ＳＵＴＷ３．３ＲＴＥＭ）を用いて下記測定条件等で元素分析を行うことで確認できる。
＜測定条件等＞
（１）加速電圧：２００ｋＶ
（２）照射モード：ＨＲ（スポットサイズ：約０．３ｎｍ）
（３）エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）の測定結果は酸化物換算質量％で算出する。なお、第２族成分、希土類成分及びＡｌ成分以外の酸化物で酸化物換算質量％が１質量％以下のものは不純物とする。そして、希土類成分のモル数を１としたときの、第２族成分の合計モル数をｘ、Ａｌ成分のモル数をｙ、酸素欠陥がない場合の理論的な酸素成分のモル数をｚとする。

アルミネート結晶及びシリケート結晶は、Ｘ線回折により得られたＸ線回折チャートと例えばＪＣＰＤＳカードとを対比することで、その存在を確認できる。なお、Ｐｒ成分及びＮｄ成分に関してはＪＣＰＤＳカードが存在しないのでＸ線回折による確認は直接的には不可能である。しかし、Ｐｒ^３＋及びＮｄ^３＋のイオン半径がＬａ^３＋のイオン半径とほぼ同等であるのでＰｒ成分又はＮｄ成分が含まれるアルミネート結晶はＬａ成分を含むアルミネート結晶のＪＣＰＤＳカード（Ｎｏ．３３−６９９）と類似したＸ線回折スペクトルを示す。したがって、Ｌａ成分を含むアルミネート結晶のＪＣＰＤＳカードと対比してＰｒ成分又はＮｄ成分を含むアルミネート結晶の存在を確認することができる。このＸ線回折は、例えば株式会社リガク製のＭｉｎｉＦｌｅｘを用い、測定は、測定角度域が２０〜７０°、電圧値が３０ｋＶ、電流値が１５ｍＡ、スキャンスピードが１、ステップが０．０２という条件で行うことができる。

アルミネート結晶及びシリケート結晶は、アルミネート及び／又はシリケートを原料粉末として用いることもできるが、原料粉末の焼成過程において粒成長の異方成長が著しく、またこれらの結晶は粒径がナノメーターオーダーであるから、原料粉末の焼成過程において析出生成させるのが好ましい。例えば、条件（１）及び（２）を満足する原料粉末を焼結することにより、前記範囲の粒径を持つアルミネート結晶及び／又はシリケート結晶を析出生成させることができる。

アルミナ基焼結体が好ましく含有する中間相は、アルミナ粒子すなわち主結晶相とガラス相との界面に１〜１０μｍの厚さで存在している。この中間相は、アルミナ基焼結体を以下のようにしてライン分析したときに、Ａｌ成分及びＳｉ成分の合計含有率に対するＡｌ成分の含有割合及びＳｉ成分の含有割合が共に９０質量％未満となる領域であって主結晶相とガラス相との中間組成を有する。このような中間相がライン分析方向に沿って１〜１０μｍの厚さを有していると、粒界相全体の強度が向上してアルミナ基焼結体が高温でも塑性変形しにくくなって高温下での耐電圧特性及び機械的強度をさらに向上させることができる。高温での耐電圧特性及び機械的強度の低下を抑えてこれらをより一層高い水準で両立できる点で中間層の厚さは３〜８μｍであるのが好ましい。中間相は、アルミナの粒径と各種助剤の反応等によって生成させ、またその厚さは各粒子の粒径比等によって調整できる。

＜ライン分析方法＞
走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）及び電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、アルミナ基焼結体におけるアルミナ粒子すなわち主結晶相とガラス相との界面における任意のライン上に位置する照射ステップ（間隔）０．００５μｍごとの観測点のＡｌ元素及びＳｉ元素の強度を測定する。この測定結果のうちＡｌ元素の強度及びＳｉ元素の強度が共に９０％未満となる領域の測定値を抽出して、抽出された測定値に基づいて、分析距離と、Ａｌ元素及びＳｉ元素の合計強度に対するＡｌ元素及びＳｉ元素の強度比との近似線を求める。次いで、この近似線において、Ａｌ元素とＳｉ元素との合計強度１００％に対してＳｉ元素の強度が９０％未満でＡｌ元素の強度が９０％まで低下した分析距離Ｌ１と、合計強度１００％に対してＡｌ元素の強度が９０％未満でＳｉ元素の強度が９０％まで増加した分析距離Ｌ２とを求め、Ｌ１及びＬ２の距離を中間層の厚さとする。この操作を異なる任意のライン１０本で実施し、その平均値をアルミナ基焼結体に含有される中間相の厚さとする。測定条件は加速電圧２０ｋＶ、スポットサイズ径６５μｍとする。なお、このライン分析において、Ａｌ元素及びＳｉ元素の合計強度はアルミナ基焼結体における合計含有率に相当し、Ａｌ元素及びＳｉ元素の強度比はアルミナ基焼結体における含有割合に相当する。

このアルミナ基焼結体は、８５０〜１０５０℃の塑性変形温度を有しているのが好ましく、９２０〜１０５０℃の塑性変形温度を有しているのが特に好ましい。アルミナ基焼結体が前記範囲の塑性変形温度を有していると、この塑性変形温度で塑性変形しにくいガラス相なので、高温でも塑性変形しにくくなるから高温下での耐電圧特性及び機械的強度をさらに向上させることができる。塑性変形温度は各種元素の組成比と結晶粒径、結晶分布等によって調整できる。この塑性変形温度は、アルミナ基焼結体を局所的に加熱しつつ３００Ｎの荷重をかけたときに、この荷重に対する変位の変化率が４０００Ｎ／ｍｍとなったときの温度であって、アルミナ基焼結体が塑性変形する温度ではない。この塑性変形温度は条件（１）〜（３）をその範囲内で変更することによって調整できる。

このようなアルミナ基焼結体は、少なくとも条件（１）〜（３）を満たしているから、スパークプラグ用の絶縁体とされたときに、常温下はもちろん高温下でも高い耐電圧特性及び機械的強度を発揮するうえ高温でも常温に対する低下率が小さい耐電圧特性及び機械的強度を発揮する。

この発明に係るスパークプラグは、主成分としてのＡｌ化合物粉末とＳｉ化合物粉末とＩＵＰＡＣ１９９０年勧告に基づく周期表の第２族元素化合物粉末（以下、第２族化合物粉末と称することがある。）と希土類元素化合物とを特定の割合で含有する原料粉末を加圧成形後に焼結して絶縁体を製造する工程を含んでいる。以下、この発明に係るスパークプラグの一例としてスパークプラグ１を製造する方法について具体的に説明する。

スパークプラグ１を製造するには、下記条件（Ｉ）及び（ＩＩ）を満たす含有率で、Ａｌ化合物粉末とＳｉ化合物粉末と第２族化合物粉末と希土類元素化合物とを含有する原料粉末を調製する。このように原料粉末が下記条件（Ｉ）及び（ＩＩ）を満たすように各成分を含有していると原料粉末の焼成過程においてガラス相内に２０〜３５０ｎｍの粒径を持つアルミネート結晶及び／又はシリケート結晶を析出生成させることができる。具体的には、原料粉末、すなわち、Ａｌ化合物粉末とＳｉ化合物粉末と第２族化合物粉末と希土類元素化合物とをスラリー中で混合する。また場合によっては、前記Ａｌ成分と同じ物質、前記Ｓｉ成分と同じ物質、前記ＲＥ成分と同じ物質、前記２族成分と同じ物質の各粉末（なお、これらの粉末も原料粉末と称することができる。）を混合する。ここで、各粉末の混合割合は下記条件（Ｉ）及び（ＩＩ）を満たし、好ましくは前記各成分の含有率の範囲内となるように設定する。この混合は、原料粉末の混合状態を均一にし、かつ得られる焼結体を高度に緻密化することができるように、８時間以上にわたって混合されるのが好ましい。
（Ｉ）０．２５≦Ｓｉ化合物粉末を酸化物に換算した含有率（質量％）≦１．２５
（ＩＩ）１．３５≦［Ｓｉ化合物粉末を酸化物に換算した含有率／（第２族化合物粉末を酸化物に換算した含有率／希土類元素化合物を酸化物に換算した含有率）］≦７．５

Ａｌ化合物粉末は、焼成によりＡｌ成分に転化する化合物であれば特に制限はなく、通常、アルミナ（Ａｌ_２Ｏ_３）粉末が用いられる。Ａｌ化合物粉末は、現実的に不可避不純物、例えばＮａ等を含有していることがあるので、高純度のものを用いるのが好ましく、例えば、Ａｌ化合物粉末おける純度は９９．５％以上であるのが好ましい。Ａｌ化合物粉末は、緻密なアルミナ基焼結体を得るには、通常、その平均粒径が０．１〜５．０μｍの粉末を使用するのがよい。ここで、平均粒径はレーザー回折法（日機装株式会社製、マイクロトラック粒度分布測定装置（ＭＴ−３０００））により測定した値である。

Ｓｉ化合物粉末は、焼成によりＳｉ成分に転化する化合物であれば特に制限はなく、例えば、Ｓｉの酸化物（複合酸化物を含む。）、水酸化物、炭酸塩、塩化物、硫酸塩、硝酸塩等、リン酸塩等の各種無機系粉末を挙げることができる。具体的にはＳｉＯ_２粉末等を挙げることができる。なお、Ｓｉ化合物粉末として酸化物以外の粉末を使用する場合には、その使用量は酸化物に換算したときの酸化物換算質量％で把握する。Ｓｉ化合物粉末の純度及び平均粒径はＡｌ化合物粉末と基本的に同様である。

第２族化合物粉末は、焼成により第２族成分に転化する化合物であれば特に制限はなく、例えば、第２族元素の酸化物（複合酸化物を含む。）、水酸化物、炭酸塩、塩化物、硫酸塩、硝酸塩等、リン酸塩等の各種無機系粉末を挙げることができる。第２族化合物粉末は、具体的には、Ｍｇ化合物粉末としてＭｇＯ粉末、ＭｇＣＯ_３粉末、Ｂａ化合物粉末としてＢａＯ粉末、ＢａＣＯ_３粉末、Ｃａ化合物粉末としてＣａＯ粉末、ＣａＣＯ_３粉末、Ｓｒ化合物粉末としてＳｒＯ粉末、ＳｒＣＯ_３粉末等が挙げられる。なお、第２族化合物粉末として酸化物以外の粉末を使用する場合には、その使用量は酸化物に換算したときの酸化物換算質量％で把握する。第２族化合物粉末の純度及び平均粒径はＡｌ化合物粉末と基本的に同様である。

希土類化合物粉末は、焼成により希土類成分に転化する化合物であれば特に制限はなく、例えば、希土類元素の酸化物及びその複合酸化物等の粉末を挙げることができる。希土類化合物粉末としては、前記各成分に転化する化合物であればよく、Ｙ成分、Ｌａ成分、Ｐｒ成分、Ｎｄ成分及びＹｂ成分からなる群より選択される少なくとも一種の成分であるのが好ましい。なお、希土類化合物粉末として酸化物以外の粉末を使用する場合には、その使用量は前記酸化物に換算したときの酸化物換算質量％で把握する。希土類化合物粉末の純度及び平均粒径はＡｌ化合物粉末と基本的に同様である。

この原料粉末を溶媒に分散させ、親水性結合剤を配合することにより、スラリー中で混合する。このとき用いられる溶媒としては、例えば、水、アルコール等が挙げられ、親水性結合剤としては、例えば、ポリビニルアルコール、水溶性アクリル樹脂、アラビアゴム、デキストリン等が挙げられる。これらの親水性結合剤及び溶媒は一種単独でも二種以上を併用することもできる。親水性結合剤及び溶媒の使用割合は、原料粉末を１００質量部としたときに、親水性結合剤は０．１〜５質量部（好ましくは０．５〜３質量部）とすることができ、また、溶媒として水を使用するのであれば４０〜１２０質量部（好ましくは５０〜１００質量部）とすることができる。

このようにして得られたスラリーは、例えば、平均粒径１．４〜５．０μｍに調製することができる。次いで、このスラリーをスプレードライ法等により噴霧乾燥して平均粒径５０〜２００μｍ、好ましくは５０〜１５０μｍに造粒する。この平均粒径はいずれもレーザー回折法（日機装株式会社製、マイクロトラック粒度分布測定装置（ＭＴ−３０００））により測定した値である。

続いて、この造粒物を例えばラバープレス又は金型プレス等でプレス成形して未焼成成形体を得る。得られた未焼成成形体は、その外面がレジノイド砥石等で研削されることにより形状が整えられる。

所望の形状に研削整形された前記未焼成成形体を、大気雰囲気下、１４５０〜１６５０℃で１〜８時間焼成することにより、アルミナ基焼結体が得られる。焼成温度が１４５０〜１６５０℃であると、焼結体が十分に緻密化し易く、アルミナ成分の異常粒成長が生じ難いので、得られるアルミナ基焼結体の耐電圧特性及び機械的強度を確保することができる。また、焼成時間が１〜８時間であると、焼結体が十分に緻密化し易く、アルミナ成分の異常粒成長が生じ難いので、得られるアルミナ基焼結体の耐電圧特性及び機械的強度を確保することができる。得られた前記アルミナ基焼結体は、所望により、再度、その形状等を整形されてもよい。

原料粉末の焼成過程、特にその冷却過程においてガラス相に２０〜３５０ｎｍの粒径を持つアルミネート結晶及び／又はシリケート結晶を析出生成させるには、条件（Ｉ）及び（ＩＩ）の他に、焼結過程の最高温度から８００℃までの平均冷却条件を３〜２４℃／ｍｉｎに調整する方法、焼結助剤となるＳｉ化合物粉末、第２族化合物粉末及び希土類元素化合物の平均粒子径を１．０μｍ以下に小径化する方法、またスラリーのｐＨを変更し各原料の凝集状態を調整する方法等が挙げられる。

このようにしてアルミナ基焼結体を得ることができ、またこのアルミナ基焼結体で形成されたスパークプラグ１用の絶縁体３を作製することができる。このアルミナ基焼結体は前記条件（１）〜（３）を満たしているから常温下はもちろん高温下でも高い耐電圧特性及び機械的強度を発揮するうえ高温でも常温に対する低下率が小さい耐電圧特性及び機械的強度を発揮する。したがって、このアルミナ基焼結体は、通常の内燃機関はもちろん、小型化及び／又は高出力化された内燃機関に装着されるスパークプラグの絶縁体用材料として好適に使用される。

このアルミナ基焼結体で形成された絶縁体３を備えたスパークプラグ１は例えば次のようにして製造される。すなわち、Ｎｉ基合金等の電極材料を所定の形状及び寸法に加工して中心電極２及び／又は接地電極６を作製する。電極材料の調整及び加工を連続して行うこともできる。例えば、真空溶解炉を用いて、所望の組成を有するＮｉ基合金等の溶湯を調製し、真空鋳造にて各溶湯から鋳塊を調製した後、この鋳塊を、熱間加工、線引き加工等して、所定の形状及び所定の寸法に適宜調整して、中心電極２及び／又は接地電極６を作製することができる。なお、銅で棒状に形成された内材８をカップ状に形成した外材７に挿入し、押し出し加工等の塑性加工にて中心電極２を形成することもできる。

次いで、所定の形状及び寸法に塑性加工等によって形成した主体金具４の端面に接地電極６の一端部を電気抵抗溶接等によって接合する。次いで、前記絶縁体３に中心電極２を公知の手法により組み付け、接地電極６が接合された主体金具４にこの絶縁体３を組み付ける。そして、接地電極６の先端部を中心電極２側に折り曲げて、接地電極６の一端が中心電極２の先端部と対向するようにして、スパークプラグ１が製造される。

このスパークプラグ１は、自動車用の内燃機関例えばガソリンエンジン、ディーゼルエンジン等の点火栓として使用され、内燃機関の燃焼室を区画形成するヘッド（図示せず）に設けられたネジ穴にネジ部９が螺合されて所定の位置に固定される。このスパークプラグ１は、前記条件（１）〜（３）を満たす絶縁体を備えているから常温下はもちろん高温下でも高い耐電圧特性及び機械的強度を発揮するうえ高温でも常温に対する低下率が小さい耐電圧特性及び機械的強度を発揮する。したがって、スパークプラグ１は、如何なる内燃機関にも使用することができ、通常の内燃機関はもちろん、例えばＭ１０以下のネジ部９の呼びが要求される小型化された内燃機関、及び／又は、高出力化された内燃機関等に好適に使用されることができる。

この発明に係るスパークプラグは、前記した一例に限定されることはなく、本願発明の目的を達成することができる範囲において、種々の変更が可能である。例えば、スパークプラグ１は中心電極２の先端面と接地電極６における一端の表面とが中心電極の軸線ＡＸ方向で、火花放電間隙Ｇを介して対向するように配置されているが、この発明において、中心電極の側面と接地電極における一端の先端面が、中心電極の半径方向で、火花放電間隙を介して対向するように配置されていてもよい。この場合に、中心電極の側面に対向する接地電極は単数が設けられても複数が設けられてもよい。

また、スパークプラグ１は中心電極２及び接地電極６を備えているが、この発明においては、中心電極の先端部、及び／又は、接地電極の表面に、貴金属チップを備えていてもよい。中心電極の先端部及び接地電極の表面に形成される貴金属チップは、通常、円柱形状を有し、適宜の寸法に調整され、適宜の溶接手法例えばレーザー溶接又は電気抵抗溶接により中心電極の先端部、接地電極の表面に溶融固着される。中心電極の先端部に形成された貴金属チップの表面と接地電極の表面に形成された貴金属チップの表面とで前記火花放電間隙が形成される。この貴金属チップを形成する材料は、例えば、Ｐｔ、Ｐｔ合金、Ｉｒ、Ｉｒ合金等の貴金属が挙げられる。

（実施例１〜１９及び比較例１〜１７）
１．アルミナ基焼結体の製造及び評価
アルミナ粉末とＳｉ化合物粉末と第２族元素化合物粉末と希土類化合物粉末とを混合して原料粉末（混合した各粉末の種類を第１表に示す。）とした。なお、アルミナ粉末の平均粒径は２．０μｍ以下であり、Ｓｉ化合物粉末、第２族元素化合物粉末及び希土類化合物粉末の平均粒径は前記範囲内にあった。この原料粉末にポリビニルアルコールと水とを添加してスラリーを調製した。

得られたスラリーは、スプレードライ法等により噴霧乾燥されて、平均粒径が約１００μｍの球状の造粒物に調製した。更に、得られた造粒物をプレス成形することにより、絶縁体の原形となる未焼成成形体を成形した。この未焼成成形体を大気雰囲気下において焼成温度１４５０℃〜１６５０℃の範囲内で焼成時間を１〜８時間に設定して焼成し、その後、所定部位に釉薬をかけて仕上げ焼成することにより、実施例１〜１９及び比較例１〜１７の各アルミナ基焼結体を得た。なお、前記焼成条件は前記範囲内ですべて同一の条件に設定し、焼結過程の最高温度から８００℃までの平均冷却条件を３〜２４℃／ｍｉｎに設定した。

（成分の含有率測定）
得られた各アルミナ基焼結体の組成すなわち各成分の含有率を、各アルミナ基焼結体の２０視野（１視野の領域は１８０μｍ×２５０μｍ）について、ＥＰＭＡで定量分析した。視野毎に得られた各成分の含有率を算術平均して各成分の含有率とした。なお、各成分の含有率は検出された各成分の含有率の合計を１００質量％としたときの質量割合（％）として算出した。その結果を「組成（酸化物換算質量％）」として第１表に示す。また、「Ｓｉ成分を酸化物に換算した含有率／（第２族成分を酸化物に換算した含有率／希土類成分を酸化物に換算した含有率）」を算出した結果を「Ｓｉ成分含有比」として第１表に示す。なお、第１表に示される各成分の含有率は前記原料粉末における混合割合とほぼ一致していた。

（結晶相の粒径）
各アルミナ基焼結体の任意の切断面を鏡面研磨した研磨面をアルミナ基焼結体の焼成温度よりも１００℃低い温度で１０分にわたってサーマルエッチング処理した。この処理面の任意に選択された１箇所の観測視野（１８０×２５０μｍ）を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、倍率２０００倍で観察領域を写真撮影した。撮影された各写真を、前記の通り、二値化処理して抽出された「薄色領域」それぞれを１つの結晶粒子と仮定してインターセプト法にてその粒径を計測した。計測された粒径のうち最大粒径と最小粒径とを「Ｍａｘ／ｍｉｎ」として第２表に示す。なお、同様にして実施例１〜１９の各アルミナ基焼結体について観測視野を２０箇所任意に選択して結晶相の粒径を計測したところ、すべてのアルミナ基焼結体のいずれの観測視野にも３５０ｎｍを超える結晶相は確認できなかった。

（結晶相の面積比）
前記「結晶相の粒径」と基本的に同様にして「処理面の全面」を撮影した写真を前記のようにして画像解析ソフトを用いてガラス相に対する結晶相の面積比を測定した。その結果を「面積比」として第２表に示す。

（結晶相の存在確認）
各アルミナ基焼結体を切断した断面に研磨処理を施した後に、株式会社リガク製のＸ線回折装置（型式：ＭｉｎｉＦｌｅｘ）を用いて前記方法に従って、前記断面のＸ線回折分析をした。得られたＸ線回折分析チャートをＪＣＰＤＳカードと比較等して、各アルミナ基焼結体のガラス相にアルミネート結晶及び／又はシリケート結晶が存在していることを確認した。

（アルミナ粒子の平均粒子径及びアスペクト比）
前記「結晶相の粒径」と基本的に同様にして各アルミナ基焼結体の処理面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察して撮影した写真を二値化処理して抽出された「濃色領域」を１つのアルミナ結晶の結晶粒子と仮定して、インターセプト法にて計測し、これらの算術平均値をアルミナ粒子の平均粒子径として求めた。その結果を「粒子径」として第２表に示す。また、この「濃色領域」それぞれにおける長辺長さと短辺長さを測定してアスペクト比（長辺長さ／短辺長さ）を算出し、これらを算術平均してアルミナ結晶の「アスペクト比（長辺／短辺）」を求めた。その結果を第２表に示す。

（中間相の厚さ）
各アルミナ基焼結体を前記のようにしてライン分析方法して、Ａｌ元素及びＳｉ元素の強度を測定し、Ａｌ元素及びＳｉ元素の合計強度に対するＡｌ元素の強度及びＳｉ元素の強度が共に９０質量％未満となる領域を「中間相」として、この領域における前記分析距離Ｌ１とＬ２とを求めて、中間層の厚さとした。この厚さは分析するラインを任意に１０本選択したときの算術平均値である。その結果を第２表に示す。

（塑性変形温度）
各アルミナ基焼結体の塑性変形温度を前記のようにして局所的に高周波加熱して測定した。その結果を第２表に示す。

（熱衝撃特性）
各アルミナ基焼結体をバーナーで８００℃に加熱した後に急冷速度を５℃／ｓｅｃ間隔で変更して急冷し、アルミナ基焼結体に割れが生じた急冷速度を特定した。その結果を「８００℃からの急冷」として第２表に示す。

（耐電圧試験）
実施例１〜１９及び比較例１〜１７のアルミナ基焼結体の製造と基本的に同様にして先端部が閉塞された絶縁体状の試験片Ｔを作製し、図２に示される耐電圧測定装置１１を用いて、２５℃、６００℃、７００℃、８００℃及び９００℃における耐電圧値（ｋＶ）を測定した。この耐電圧測定装置１１は、図２に示されるように、試験片Ｔの先端部に間隔をおいて配置される金属製の環状部材１２と、試験片Ｔを加熱するヒータ１３とを備えている。試験片Ｔの軸孔に中心電極１４をその先端部まで挿入配置し、試験片Ｔの先端部に環状部材１２を配置して、アルミナ基焼結体である試験片Ｔの耐電圧を測定した。具体的には、試験片Ｔの先端部をヒータ１３で前記所定温度に加熱して環状部材１２の温度が所定温度に到達した状態において中心電極１４と環状部材１２との間に電圧を印加し、試験片Ｔに絶縁破壊が発生したとき、すなわち、試験片Ｔが貫通して昇電圧できなくなったときの電圧値を測定した。測定された耐電圧値を第３表に示す。また、各温度での測定値の２５℃での測定値に対する耐電圧低下率［（各温度での測定値−２５℃での測定値）／各温度での測定値］を算出した。結果を第３表に示す。

（機械的強度）
実施例１〜１９及び比較例１〜１７のアルミナ基焼結体の製造と基本的に同様にして３６ｍｍ×４ｍｍ×３ｍｍの試験片をそれぞれ作製し、ＪＩＳ Ｒ１６０１及びＪＩＳ Ａ１６０４に規定された測定方法に準拠して、２５℃、６００℃、７００℃、８００℃及び９００℃における３点曲げ強度（スパン３０ｍｍ、第４表において「強度」と表記する。）を測定した。また、各温度での測定値の２５℃での測定値に対する強度低下率［（各温度での測定値−２５℃での測定値）／各温度での測定値］を算出した。結果を第４表に示す。

第１表から第４表に示されるように、条件（１）〜条件（３）をすべて満足する実施例１〜１９は、これら条件のうち少なくとも１つを満たさない比較例１〜１７に比して、常温下でも高温下でも耐電圧値及び機械的強度が高く、しかも高温でも常温に対する低下率が小さく優れた耐電圧特性及び機械的強度を発揮することが分かった。加えて、実施例１〜１９は急冷速度及び塑性変形温度も比較例１〜１７に比して高いことも分かった。

条件（１）〜（３）に加えてＡｌ成分の含有率及び面積比［ガラス相の合計面積／結晶相の合計面積］を満たす実施例７〜９、加えて中間相の厚さが１〜１０μｍである実施例１０〜１４、さらに加えてアルミナ粒子の平均粒子径及びアスペクト比並びに塑性変形温度がいずれも前記範囲内にある実施例１５〜１９は、高温における耐電置及び機械的強度が徐々に大きくなると共に、常温に対する低下率も徐々に小さくなり、常温下でも高温下でも耐電圧特性及び機械的強度を高い水準で両立できることが分かった。

２．スパークプラグの製造
実施例１〜１９及び比較例１〜１７で製造した各アルミナ基焼結体を用いてスパークプラグを製造した。具体的には、Ｎｉ基合金を用いて定法に従い、接地電極６として断面寸法１．６ｍｍ×２．７ｍｍの線材を作製した。銅からなる円柱状の内材８と前記Ｎｉ基合金でカップ状に形成した外材７とをそれぞれ作製した。そして、作製した内材８を外材７に挿入し、押し出し加工等の塑性加工にて内材８と外材７とからなる直径４ｍｍの中心電極２を作製した。次いで、所定の形状及び寸法（特にネジ部９の呼びはＭ１０）に塑性加工及び転造加工によって形成した主体金具４の端面に、接地電極６の一端部を電機抵抗溶接で接合した。次いで、実施例１〜１９及び比較例１〜１７で製造した各アルミナ基焼結体からなる絶縁体３に中心電極２を組み付け、さらに接地電極６が接合された主体金具４にこの絶縁体３を組み付けた。次いで、接地電極６の先端部を中心電極２側に折り曲げて、接地電極６の一端が中心電極２の先端部と対向するようにして、スパークプラグ１を製造した。

アルミナ基焼結体で形成される絶縁体３は常温下でも高温下でも高い耐電圧特性及び機械的強度を発揮するうえ高温でも常温に対する低下率が小さい耐電圧特性及び機械的強度を発揮するから、この絶縁体２を備えたこの発明に係るスパークプラグは、通常の内燃機関はもちろん、小型化された内燃機関、高出力化された内燃機関、小型化及び出力化された内燃機関、さらには易揮発性成分を含有する燃料が用いられる内燃機関等に好適に使用される。

１ スパークプラグ
２ 中心電極
３ 絶縁体
４ 主体金具
５ 貴金属チップ
６ 接地電極
７ 外材
８ 内材
９ ネジ部
Ｇ 火花放電間隙

Claims (4)

1. 下記条件（１）及び（２）を満たす含有率で、Ａｌ成分、Ｓｉ成分、ＩＵＰＡＣ１９９０年勧告に基づく周期表の第２族成分及び希土類成分を含有し、
   アルミナ粒子と下記条件（３）を満たす結晶相を含むガラス相とを有するアルミナ基焼結体で作製された絶縁体を備えたスパークプラグ。
   （１）０．２５≦前記Ｓｉ成分を酸化物に換算した含有率（質量％）≦１．２５
   （２）１．３５≦［前記Ｓｉ成分を酸化物に換算した含有率／（前記第２族成分を酸化物に換算した含有率／前記希土類成分を酸化物に換算した含有率）］≦７．５
   （３）粒径が２０〜３５０ｎｍの範囲内にあるアルミネート結晶相及びシリケート結晶相の少なくとも一方を含んでいること
2. 前記アルミナ基焼結体は、前記Ａｌ成分を酸化物に換算した含有率で９７．０質量％以上含有し、かつ、前記結晶相の合計面積に対する前記ガラス相の合計面積の面積比［ガラス相の合計面積／結晶相の合計面積］が１．１５〜１．４５である請求項１に記載のスパークプラグ。
3. 前記アルミナ基焼結体は、前記Ａｌ成分及び前記Ｓｉ成分の合計含有率に対する前記Ａｌ成分及び前記Ｓｉ成分それぞれの含有割合が共に９０質量％未満となる中間相を１〜１０μｍの厚さで前記アルミナ粒子と前記ガラス相との界面に有している請求項１又は２に記載のスパークプラグ。
4. 前記アルミナ基焼結体は、平均粒子径が２．２〜５．２μｍでアスペクト比の平均値が１．４〜２．２である前記アルミナ粒子を含有し、塑性変形温度が８５０〜１０５０℃である請求項１〜３のいずれか１項に記載のスパークプラグ。

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