JP6586323B2 - グロープラグ及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、グロープラグに関する。

グロープラグは、圧縮着火方式による内燃機関（例えばディーゼルエンジン等）の補助熱源として用いられるヒータである。グロープラグは、燃焼室内での使用環境に耐え得る耐久性などが求められる。このような特性を改善するために、材料の配合が種々、提案されている（例えば、特許文献１）。

特開２００４−２６４０１３号公報

グロープラグに通電をすると、グロープラグにクロムが含まれていればＣｒ₂Ｏ₃、アルミニウムが含まれていればＡｌ₂Ｏ₃の酸化被膜が表面に生成される。酸化被膜は、バルクを酸化から保護することで、耐久性を向上させる。ここでいうバルクとは、酸化被膜よりも内部に位置する部位を指す。

酸化被膜は、上記の通りグロープラグの表面に存在するので、燃焼室において燃焼が発生する度に、酸化被膜に熱応力が発生する。この熱応力によって、酸化被膜がバルクから剥離することがある。酸化被膜が剥離すると、露出したバルクの表層は、酸化被膜に変化する。新たに発生した酸化被膜も、熱応力によって剥離することがある。このようにして酸化被膜の剥離が発生する度に、その部位は薄くなる。この現象を、本願では酸化消耗と呼ぶ。

上記のように、酸化被膜は、バルクを保護する一方で酸化消耗の原因になるので、生成が適量であることが好ましい。酸化被膜の生成量を制御するためには、グロープラグに含まれるアルミニウムとクロムとの少なくとも一方を適量に制御することで実現できると考えられる。

一方で、通電を繰り返すと、グロープラグの先端付近にクラックが発生する場合がある。このクラックは、筒部と発熱コイルとの溶接によって形成された溶融部の界面で発生することが多い。このクラックの発生についても、アルミニウムやクロムの量が関係していると考えられる。

本願は、上記に鑑み、グロープラグに含まれるアルミニウムとクロムとの少なくとも一方の量を制御することで、溶融部における酸化消耗とクラックの発生とを抑制すること、ひいてはグロープラグの耐久性を向上させることを解決課題とする。

本発明は、上記課題を解決するためのものであり、以下の形態として実現できる。

（１）本発明の一形態によれば、通電によって発熱する発熱体と；前記発熱体の外周に配置され、軸線方向に延びる筒状の部材と、少なくとも前記筒状の部材の主成分及び前記発熱体の主成分を含有し、前記筒状の部材の先端を閉塞する溶融部と、を備えるシース管と、を備えるグロープラグが提供される。このグロープラグは；前記溶融部のうち、前記溶融部の表面から０．０３ｍｍから０．２ｍｍまでの範囲である所定範囲において、クロムの平均含有率をＣ（質量％）、アルミニウムの平均含有率をＡ（質量％）と表記する場合、平均含有率比Ｃ／Ａは、２．１以上６．７以下であり、鉄の平均含有率（質量％）は１７質量％以上２１質量％以下であることを特徴とする。この形態によれば、溶融部における酸化消耗とクラックの発生とが抑制される。また、鉄の凝集が抑制されるので、酸化消耗を抑制できる。

（２）上記形態において、前記平均含有率比Ｃ／Ａは、２．９以上５．４以下であってもよい。この形態によれば、溶融部における酸化消耗とクラックの発生とが更に抑制される。

（３）上記形態において、前記平均含有率比Ｃ／Ａは、３．５以上３．７以下であってもよい。この形態によれば、溶融部における酸化消耗とクラックの発生とが更に抑制される。

（４）上記形態において、前記軸線を含む断面において、前記溶融部の前記軸線上における厚さは、０．５ｍｍ以上１．０ｍｍ以下であってもよい。この形態によれば、溶融部において酸化消耗が発生しても、溶融部が窒素を遮断する能力が確保される。

（５）上記形態において、前記所定範囲において、前記アルミニウムの平均含有率Ａ（質量％）は２．４質量％以上であってもよい。この形態によれば、溶融部が窒素を遮断する能力が向上し、ひいては発熱体の窒化を抑制できる。

（６）上記形態において、前記所定範囲において、前記アルミニウムの平均含有率Ａ（質量％）は４．５質量％以下であってもよい。この形態によれば、上記の平均含有率比Ｃ／Ａの値が実現しやすくなる。

（７）上記形態において、前記所定範囲において、前記クロムの平均含有率Ｃ（質量％）は８質量％以上１６質量％以下であってもよい。この形態によれば、上記の平均含有率比Ｃ／Ａの値が実現しやすくなる。

（８）上記形態において、前記筒状の部材は、アルミニウムの含有率（質量％）が１．２質量％以上２．２質量％以下であり、クロムの含有率（質量％）が１４．５質量％以上２２．１質量％以下であり、ニッケルの含有率（質量％）が６６．１質量％以上であってもよい。この形態によれば、上記の平均含有率比Ｃ／Ａの値が実現しやすくなる。

（９）上記形態において、前記発熱体は、アルミニウムの含有率（質量％）が３．８質量％以上１０質量％以下であり、クロムの含有率（質量％）が１３．１質量％以上２０．３質量％以下であり、鉄の含有率（質量％）が６９．５質量％以上８０．３質量％以下であってもよい。この形態によれば、上記の平均含有率比Ｃ／Ａの値が実現しやすくなる。

（１０）上記形態において、前記溶融部は、前記筒状の部材との境界付近において、アルミニウムの含有率（質量％）が５質量％未満であってもよい。この形態によれば、筒状の部材におけるアルミニウムの含有率と、溶融部におけるアルミニウムの平均含有率との差が小さくなりやすくなる。

（１１）上記形態において、前記所定範囲において、鉄の平均含有率（質量％）は１７質量％以上２１質量％以下であってもよい。この形態によれば、鉄の凝集が抑制されるので、酸化消耗を抑制できる。

（１２）他の形態として、上記形態のグロープラグを製造する方法が提供される。この製造方法は；前記発熱体と前記筒状の部材とを溶接することによって前記溶融部を形成する工程を有し；前記工程前における前記発熱体は、螺旋部と、前記螺旋部の先端側に接続するとともに、自身の先端が前記発熱体の先端を成す直線部と、を有し；前記工程前における前記筒状の部材は、先端に向かうにつれて縮径し、自身の先端に開口を有する縮径部を有し；前記工程では、前記直線部を前記縮径部の前記開口内に到達させた状態で前記溶接を開始することを特徴とする。この形態によれば、発熱体の先端の形状が、例えば巻き形状である場合に比べて、溶接の工程における発熱体の溶融量を調整しやすいため、上記グロープラグの形態として示した数値範囲を実現しやすくなる。

グロープラグの外観図および断面図。 溶融部付近の断面図。 シース管と発熱コイルとの溶接前における先端付近の断面図。 溶融部と筒部との境界付近における分析対象の部位を示す図。 溶融部の表面付近における分析対象の部位を示す図。 平均含有率比と耐久性との関係を示す図。 クラックの進展率を説明する図。 溶融部の厚さと、断線に対する耐久性との関係を示す図。 他の実施形態におけるシース管と発熱コイルとの溶接前における先端付近の断面図。 他の実施形態におけるシース管と発熱コイルとの溶接前における先端付近の断面図。

図１は、グロープラグ１０を示す。図１は、軸線Ｏから紙面右側に外観構成を示し、軸線Ｏから紙面左側に断面構成を示す。グロープラグ１０は、ディーゼルエンジンの始動時における点火を補助する熱源として機能する。

グロープラグ１０は、中軸部材２００と、主体金具５００と、通電によって発熱するシースヒータ８００とを備える。これらの部材は、グロープラグ１０の軸線Ｏに沿って組み付けられている。なお、本明細書では、グロープラグ１０におけるシースヒータ８００側を「先端側」と呼び、その反対側を「後端側」と呼ぶ。

主体金具５００は、炭素鋼を筒状に成形した部材である。主体金具５００は、先端側の端部においてシースヒータ８００を保持する。主体金具５００は、後端側の端部において絶縁部材４１０とオーリング４６０とを介して中軸部材２００を保持する。絶縁部材４１０は、絶縁部材４１０の後端に接するリング３００が中軸部材２００に加締められることで、軸線Ｏ方向の位置が固定される。絶縁部材４１０によって、主体金具５００の後端側が中軸部材２００に対して絶縁される。主体金具５００は、絶縁部材４１０からシースヒータ８００に至る中軸部材２００の部位を内包する。主体金具５００は、軸孔５１０と、工具係合部５２０と、雄ねじ部５４０とを備える。

軸孔５１０は、軸線Ｏに沿って形成された貫通孔であり、中軸部材２００よりも大きな径を有する。軸孔５１０に中軸部材２００が位置決めされた状態で、軸孔５１０と中軸部材２００との間には、両者を電気的に絶縁する空隙が形成される。軸孔５１０の先端側には、シースヒータ８００が圧入されて接合されている。雄ねじ部５４０は、圧入されたシースヒータ８００よりも後端側に位置し、内燃機関（図示しない）に形成された雌ねじに嵌り合う。雄ねじ部５４０の後端側に位置する工具係合部５２０は、グロープラグ１０の取り付けと取り外しとに用いられる工具（図示しない）に係合する。

中軸部材２００は、導電材料で円柱状に成形されている。中軸部材２００は、主体金具５００の軸孔５１０に挿入された状態で軸線Ｏに沿って組み付けられる。中軸部材２００は、先端側に形成された中軸部材先端部２１０と、後端側に設けられた接続部２９０とを備える。中軸部材先端部２１０は、シースヒータ８００の内部に挿入される。接続部２９０は、主体金具５００から突出した雄ねじである。接続部２９０には、係合部材１００が嵌り合う。

図２は、シースヒータ８００の詳細な構成を示す断面図である。シースヒータ８００は、シース管８１０と、発熱体としての発熱コイル８２０と、制御コイル８３０と、絶縁粉末８４０とを備える。

シース管８１０は、軸線Ｏ方向に延び、筒状の形状を有した有底の部材である。シース管８１０は、発熱コイル８２０と、制御コイル８３０と、絶縁粉末８４０とを内包する。シース管８１０は、シース管先端部８１１とシース管後端部８１９とを備える。シース管先端部８１１は、シース管８１０の先端側において、外側に向けて丸く形成された端部である。シース管後端部８１９は、シース管８１０の後端側において開口した端部である。シース管後端部８１９からシース管８１０の内部に中軸部材２００の中軸部材先端部２１０が配置されている。シース管８１０は、パッキン６００と絶縁粉末８４０とによって、中軸部材２００から電気的に絶縁される。パッキン６００は、軸線Ｏ方向においてシース管８１０の後端側に位置し、中軸部材２００とシース管８１０との間に挟まれた絶縁部材である。シース管８１０は、主体金具５００とは電気的に接続されている。

制御コイル８３０は、発熱コイル８２０を形成する材料よりも電気比抵抗の温度係数が大きい導電材料で形成されたコイルである。この導電材料としては、ニッケルが好ましく、この他、例えば、コバルトやニッケルを主成分とする合金でもよい。制御コイル８３０は、シース管８１０の内側に設けられ、発熱コイル８２０に供給される電力を制御する。制御コイル８３０は、先端側の端部である制御コイル先端部８３１と、後端側の端部である制御コイル後端部８３９とを備える。制御コイル先端部８３１は、発熱コイル８２０の発熱コイル後端部８２９に溶接されることによって、発熱コイル８２０と電気的に接続される。制御コイル後端部８３９は、中軸部材２００の中軸部材先端部２１０に接合されることによって中軸部材２００と電気的に接続される。

絶縁粉末８４０は、電気絶縁性を有する粉末である。絶縁粉末８４０としては、例えば、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）の粉末が用いられる。絶縁粉末８４０は、シース管８１０の内側に充填され、シース管８１０と、発熱コイル８２０と、制御コイル８３０と、中軸部材２００との各隙間を電気的に絶縁する。

発熱コイル８２０は、導電材料で形成されたコイルである。発熱コイル８２０は、シース管８１０の内側に軸線Ｏ方向に沿って配置され、通電によって発熱する。発熱コイル８２０は、先端側の端部である発熱コイル先端部８２１と、後端側の端部である発熱コイル後端部８２９とを備える。発熱コイル先端部８２１は、シース管８１０の先端付近に溶接されることによってシース管８１０と電気的に接続される。

図３は、シース管８１０と発熱コイル８２０との溶接前における先端付近の断面図である。シース管８１０は、発熱コイル８２０と溶接される前において、第１の円筒部８１３と、縮径部８１４と、第２の円筒部８１５とを備える。第１の円筒部８１３は、軸線Ｏ方向について径がほぼ一定の部位である。縮径部８１４は、円筒部８１３の先端側に接続されている。縮径部８１４は、先端に向かうにつれて縮径する部位である。第２の円筒部８１５は、縮径部８１４の先端に接続されており、軸線Ｏ方向について径がほぼ一定の部位である。縮径部８１４は、自身の先端に開口８１６を有している。開口８１６は、縮径部８１４と第２の円筒部８１５との境界における空隙である。

発熱コイル８２０は、シース管８１０と溶接される前において、螺旋部８２３と、直線部８２４とを備える。螺旋部８２３は、螺旋形状を有する部位である。直線部８２４は、直線形状の部位であり、螺旋部８２３の先端側に接続する部位である。直線部８２４の先端は、溶接前における発熱コイル８２０の先端である。

発熱コイル８２０は、溶接の前に、直線部８２４を開口８１６内に到達させた状態に配置される。本実施形態においては、直線部８２４が、第２の円筒部８１５の先端側の開口を貫通するように配置される。直線部８２４は、図３に示されるように、軸線Ｏに対して斜めに延びるように形成されている。この配置で、シース管８１０と発熱コイル８２０との溶接が開始される。溶接後、溶融部８５０が形成され、先端付近は図２に示された形状になる。本実施形態における溶接は、アーク溶接によって実現する。

図４は、シース管８１０と発熱コイル８２０との溶接後における溶融部８５０付近の断面図である。溶融部８５０は、発熱コイル８２０とシース管８１０とが溶融した状態で混ざり合い、その後、固まって形成された部位であり、図４ではハッチングで示されている。溶融部８５０の外表面は、シース管先端部８１１を形成する。図４に示された筒部８６０は、シース管８１０から溶融部８５０を除いて残った部位であり、軸線Ｏ方向に延びる筒状の部材である。溶融部８５０は、このように溶接によって形成されるので、発熱コイル８２０の主成分と、筒部８６０の主成分とを少なくとも含有する。ここでいう主成分とは、最も質量％が多い成分のことであり、その値は５０質量％未満でも５０質量％以上でもよい。

図４を用いて、溶融部８５０の成分分析について説明する。これから説明する分析は、溶融部８５０と筒部８６０との境界付近を対象とする。分析対象の部位は以下のように決定する。図４における軸線Ｏの左側において、溶融部８５０と筒部８６０との界面上の最先端側の点Ａ、最後端側の点Ｂをとり、点Ａと点Ｂとを通過する直線Ｗを引く。よって、直線Ｗが溶融部８５０と筒部８６０との界面であるとは限らない。

溶融部８５０と筒部８６０との界面は、例えば、断面を鏡面仕上げした後、シュウ酸二水和物による電解エッチングを行い、拡大した画像に基づき目視で決定する。

直線Ｗを軸線Ｏ側に０．３ｍｍ並進させた直線Ｘを引く。溶融部８５０上の直線Ｘに沿って１０μｍ間隔でライン状に分析する。この分析によって得られた各点におけるアルミニウムの含有率の平均値を、境界付近のアルミニウムの含有率として算出する。但し、溶融部８５０の表面から０．０３ｍｍまでは酸化被膜が含まれる可能性が高いため、分析結果から除外する。

同様に、図４における軸線Ｏの右側において、溶融部８５０と筒部８６０との界面上の最先端側の点Ｃ、最後端側の点Ｄをとり、点Ｃと点Ｄとを通過する直線Ｙを引く。直線Ｙを軸線Ｏ側に０．３ｍｍ並進させた直線Ｚを引く。溶融部８５０上の直線Ｚに沿って１０μｍ間隔でライン状に分析する。但し、溶融部８５０の表面から０．０３ｍｍまでは酸化被膜が含まれる可能性が高いため、分析結果から除外する。

上記のように分析部位を決定したのは、この部位にクラックが発生しやすいと考えられるからである。ここでいうクラックとは、界面に生じる亀裂のことである。靱性が低い金属間化合物は、溶融部８５０と筒部８６０との境界付近に発生しやすく、且つ、熱膨張特性が元の金属と異なる。加えて、境界付近は機械的にも弱い。このため、熱膨張と熱収縮とが繰り返し発生すると、境界付近の界面にクラックが発生する場合がある。本実施形態では、その境界付近の一例として上記の部位を採用する。

分析の手順を説明する。第１のステップとして、ＥＰＭＡのＷＤＳを用いて、溶融部８５０における定性分析を実施する。この分析によって、溶融部８５０に含まれる元素を特定し、最大質量％の元素を主成分とする。ＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analyzer）とは、電子線マイクロアナライザのことである。ＷＤＳ（Wavelength Dispersive X-ray Spectrometer）とは、波長分散型Ｘ線分光器のことである。

第２のステップとして、ＥＰＭＡの測定条件を決定する。この決定は、分析精度を高めるために実施される。この条件は、第１のステップで特定した主成分の検出において、Ｘ線の大量入射による数え落としが起こらないビーム電流量で、測定カウント数が１万カウント以上得られることが満たされるように決定される。

第３のステップとして、第１のステップで特定した元素を第２のステップで決定した条件で定量分析し、先述した複数の分析対象点の平均値をアルミニウムの含有率として算出する。加速電圧は２０ｋＶ、プローブ電流２．５×１０^−８Ａ、ビームの照射径１０μｍで主ピークを１０秒、バックグラウンドを高角、低角側それぞれ５秒ずつ取り込む。正味の強度から各元素のＣＰＳ（Count Per Second）を得て、同条件で分析した比較試料（ASTIMEX社製標準試料）のＣＰＳを用いてＺＡＦ法によって定量計算を実施する。この比較試料は、アルミニウムの含有率が予め分析されている。ＺＡＦとは、原子番号効果（Z effect）と、吸収効果（Absorption effect）と、蛍光励起効果（Fluorescence excitation effect）とに基づく頭字語である。この定量計算の際、含有率の合計が１００％となるようにノーマライズ（規格化）する。

上記の手法によって、後述する実験No.4-16,18（図６参照）を対象に境界付近のアルミニウムの含有率を算出した結果、実験No.4-16,18の何れにおいても５質量％未満であった。

図４に示すように、溶融部８５０の厚さＴを定義する。厚さＴは、図４に示されるように軸線Ｏを含む断面において、溶融部８５０の軸線Ｏ上における厚さとして定義される。

次に、溶融部８５０の表面付近を対象とした成分分析について説明する。表面付近を対象とした成分分析は、アルミニウム、クロム及び鉄それぞれの質量％を分析するために実施する。図５は、この分析の対象となる部位をハッチングで示す。図５は、図４と同様、溶融部８５０付近の断面図である。分析対象となる部位は、溶融部８５０の表面から深さが０．０３ｍｍから０．２ｍｍまでの範囲である。ここでいう深さの方向は、図５に示されるように、表面に対して垂直方向である。０．０３ｍｍまでの範囲を除外するのは、先述したように、酸化被膜を分析対象から除外するためである。

さらに、シース管８１０との境界付近も、分析対象となる部位から除外する。具体的には、図５に示すように、直線Ｗ，Ｙから０．５ｍｍ未満の領域を除外する。シース管８１０と溶融部８５０との境界付近は、ＥＰＭＡで分析すると、位置が少し変わるだけで、主成分の含有率が大きく変動したり、主成分に該当する元素が入れ替わったりする。このような部位は、溶融部８５０における平均含有率の測定対象としては相応しくないので除外する。さらに、発熱コイル８２０と溶融部８５０との境界付近についても、測定対象から除外する。但し、厚さＴが厚く、発熱コイル８２０と溶融部８５０との境界が、分析対象となる部位と離れている場合は、境界付近を測定対象から除外するまでもない。

分析対象の部位から選択された所定数の点（例えば１０点）それぞれのアルミニウムの含有率を求め、それらの平均値を表面付近におけるアルミニウムの平均含有率として算出する。クロムと鉄とについても同様に平均含有率を算出する。各点を対象とした分析は、境界付近における分析として説明した第１〜第３のステップと同じ手法で実施する。但し、ビームの照射径を１００μｍに変更した。分析対象点の選択は、例えば、ランダムに実施してもよいし、できるだけ分散するように実施してもよい。

図６は、溶融部８５０の表面付近における平均含有率比Ｃ／Ａ（後述）と、耐久性（後述）との関係を調べた実験結果をテーブルによって示す。図６には、各実験No.についての溶融部８５０におけるアルミニウム及びクロムの平均含有率を実現するために用いた発熱コイル８２０及び筒部８６０の組成（質量％）も示した。なお、何れの実験No.についても、実験前における厚さＴは０．４ｍｍであり、溶融部８５０における鉄の平均含有率は１７質量％以上２１質量％以下であった。

何れの実験No.についても、発熱コイル８２０の成分の合計値は９９．８％であり、筒部８６０の成分の合計値は９９．７％である。発熱コイル８２０及び筒部８６０それぞれについて１００％に満たない分として、微少添加物や不純物が含まれている。不純物とは、例えば、炭素、ケイ素、チタン、マンガン等である。

上記の平均含有率比Ｃ／Ａとは、溶融部８５０におけるクロムの平均含有率を、溶融部８５０におけるアルミニウムの平均含有率で除算して得られる商のことである。上記の耐久性とは、先述したクラックと、先述した酸化消耗と、発熱コイル８２０の断線（以下、「断線」といえば発熱コイル８２０の断線を意味する。）とに関する耐久性のことである。

耐久試験として、グロープラグ１０に熱負荷を与えた。熱負荷の条件は、次の通りである。グロープラグ１０に対して、断線が発生するまで、加熱と冷却とを繰り返し施した。但し、クラックと酸化消耗とについては、８０００サイクル完了時において、一旦、熱負荷を中断して評価した。

１サイクルの加熱は、グロープラグ１０の表面が１１５０℃になるように２０秒間、実施した。１サイクルの冷却は、冷却開始から１秒後に１４９℃低下することを条件に、６０秒間、実施した。なお、これら実験条件としての数値は、全て例示であり、再現実験の際には、どのように変更してもよい。例えば、冷却開始から１秒後に低下する温度は１３９-１５９℃であってもよいし、加熱時におけるグロープラグ１０の表面温度は１１４０-１１６０℃であってもよい。グロープラグ１０の表面の温度は、単色放射温度計を用い、測定時の放射率ε＝１．０、測定スポット径２ｍｍにて、シース管８１０のシース管先端部８１１から軸線Ｏ方向の後端側に２ｍｍの位置を測定位置として測定した。

図６に示されたクラックの評価は、クラックの進展率に基づくものである。図７は、クラックの進展率の求め方を説明する図である。図７は、溶融部８５０と筒部８６０との境界付近を拡大した断面図であり、この境界付近にクラックＫが発生した様子を示す。

クラックの進展率は、図７に示された長さＬ１を長さＬ２で除算することによって算出される。長さＬ１は、クラックの深さを示す。本実施形態におけるクラックの深さは、クラックの発生箇所ｋ１と、クラックの先端ｋ２とを結ぶ線分の長さとして定義される。一方、長さＬ２は、クラックの発生箇所ｋ１と、交点ｋ３とを結ぶ線分の長さとして定義される。交点ｋ３は、クラックの発生箇所ｋ１とクラックの先端ｋ２とを結ぶ線分を延長した場合に、延長された線分とシース管８１０の外表面とが交じわる点である。

図６に示された評価Ａは、クラックの進展率がゼロ、つまりクラックが発生しなかったことを意味する。評価Ｂは、クラックの進展率がゼロよりも大きく１０％未満であることを意味する。評価Ｃは、クラックの進展率が１０％以上１５％未満であることを意味する。評価Ｄは、クラックの進展率が１５％以上であることを意味する。

図６に示された酸化消耗の評価Ａは、酸化消耗によって薄くなった分の厚さ（以下「消耗量」という）が０．０５ｍｍ未満であることを意味する。評価Ｂは消耗量が０．０５ｍｍ以上０．１０ｍｍ未満、評価Ｃは消耗量が０．１０ｍｍ以上０．１５ｍｍ未満、評価Ｄは消耗量が０．１５ｍｍ以上０．２０ｍｍ未満であることを意味する。

図６に示された断線の評価Ａとは、断線したサイクル数が１２０００以上であったことを意味する。評価Ｂとは、断線したサイクル数が１１０００以上１２０００未満であったことを意味する。評価Ｃとは、断線したサイクル数が１００００以上１１０００未満であったことを意味する。評価Ｄとは、断線したサイクル数が１００００未満であったことを意味する。

図６に示すように、実験No.18の断線の評価は、評価対象外とした。これは、評価Ｄのサンプルと比べても、少ないサイクル数で断線したからである。このように少ないサイクル数で断線したのは、溶融部８５０におけるアルミニウムの平均含有率の値が２．３０質量％と低いため、雰囲気中の窒素が溶融部８５０を通過して、シース管８１０の内部に進入したからであると考えられる。この現象は、特に８０００サイクル以降で発生すると考えられる。これに対し、溶融部８５０におけるアルミニウムの平均含有率が２．４０質量％以上の場合は、上記の現象は確認されなかった。よって、溶融部８５０におけるアルミニウムの平均含有率Ａは、２．４０質量％以上が好ましい。以下、実験No.18を除外して考察する。

平均含有率比Ｃ／Ａが２．１以上の場合(実験No.4-17)、クラックの評価結果が評価Ｃ以上であった。よって、溶融部８５０の表面付近における平均含有率比Ｃ／Ａは、２．１以上が好ましい。

平均含有率比Ｃ／Ａが２．９以上の場合(実験No.6-17)、クラックの評価結果が評価Ｂ以上であった。よって、平均含有率比Ｃ／Ａは、２．９以上が好ましい。

平均含有率比Ｃ／Ａが３．５以上の場合(実験No.10-17)、クラックの評価結果が評価Ａであった。よって、平均含有率比Ｃ／Ａは、３．５以上が好ましい。

平均含有率比Ｃ／Ａが６．７以下の場合(実験No.1-16)、酸化消耗の評価結果が評価Ｃ以上であった。よって、平均含有率比Ｃ／Ａは、６．７以下が好ましい。

平均含有率比Ｃ／Ａが５．４以下の場合(実験No.1-14)、酸化消耗の評価結果が評価Ｂ以上であった。よって、平均含有率比Ｃ／Ａは、５．４以上が好ましい。

平均含有率比Ｃ／Ａが１．２以上１．９６以下の場合(実験No.1-2)、２．１以上２．９以下の場合(実験No.4-6)、及び３．５以上３．７以下の場合(実験No.10,11)、酸化消耗の評価結果が評価Ａであった。よって、平均含有率比Ｃ／Ａは、１．２以上１．９６以下、２．１以上２．９以下または３．５以上３．７以下が好ましい。

平均含有率比Ｃ／Ａが２．１以上６．７以下の場合（実験No.4-16）、発熱コイル８２０の断線の評価結果は評価Ｃ以上であった。よって、平均含有率比Ｃ／Ａは、２．１以上６．７以下が好ましい。

平均含有率比Ｃ／Ａが２．９以上５．４以下の場合（実験No.6-14）、発熱コイル８２０の断線の評価結果は評価Ｂ以上であった。よって、平均含有率比Ｃ／Ａは、２．９以上５．４以下が好ましい。

平均含有率比Ｃ／Ａが３．５以上３．７以下の場合（実験No.10,11）、発熱コイル８２０の断線の評価結果は評価Ａであった。よって、平均含有率比Ｃ／Ａは、３．５以上３．７以下が好ましい。

断線の評価結果は、クラックと酸化消耗との評価結果に対し、相関である。具体的には、実験No.1-17において、クラックと酸化消耗とで低い方の評価結果は、断線の評価結果と同じである。これは、断線が、クラックと酸化消耗とに影響されることを示唆している。その影響としては、次のものが考えられる。

発熱コイル８２０は、自身が窒化すればする程、脆くなって断線しやすくなると考えられる。但し、グロープラグ１０の未使用時においては、シース管８１０が雰囲気中の窒素を遮断するため、シース管８１０内部に配置された発熱コイル８２０は殆ど窒化しない。ところが、グロープラグ１０に対する加熱および冷却が繰り返されると、シース管８１０が窒素を遮断できなくなり、雰囲気中の窒素がシース管８１０内部に進入するようになる。この結果、発熱コイル８２０の窒化が進行する。シース管８１０が窒素を遮断できなくなる原因として、クラック及び酸化消耗が挙げられる。

クラックの発生部位は、シース管８１０の肉厚が薄くなるので窒素が透過しやすくなる。クラックが内表面から外表面まで貫通すれば、シース管８１０による窒素の遮断性は失われる。酸化消耗が進行する場合も、溶融部８５０の肉厚が薄くなることで、窒素が溶融部８５０を透過しやすくなる。

よって、断線を抑制するためには、クラックと酸化消耗との両方の耐久性を上げることが重要になる。そこで次から、平均含有率比Ｃ／Ａ及び酸化消耗の関係、並びに平均含有率比Ｃ／Ａ及びクラックの関係を考察する。

クラックの抑制については、アルミニウムの平均含有率が低いことが好ましい。溶融部８５０のアルミニウムの平均含有率が高いと、溶融部８５０と筒部８６０との境界付近に、アルミニウムを含む金属間化合物が生成しやすくなる。このような金属間化合物は、先述したように靱性が低かったり、或いは熱膨張係数が元の金属と異なったりする。この結果、溶融部８５０と筒部８６０との境界付近において、クラックが発生しやすくなる。この内容は、図６において、溶融部８５０におけるアルミニウムの平均含有率が低い実験No.の方が、クラックの評価結果が良好な傾向にあることに現れている。

酸化消耗については、クロムの平均含有率が低いことが好ましい。クロム及びアルミニウムを含む合金の場合、酸化被膜として、クロムの酸化物が表面に形成される。繰り返しの熱負荷が掛かると、先述したように酸化被膜の生成と剥離が繰り返され、急速に酸化消耗が進むことがあるので、酸化被膜は厚すぎないことが好ましい。クロムの平均含有率が低い方が、クロムの酸化被膜は厚くなりすぎず、更には緻密に形成されるので、酸化消耗が抑制される。このことは、溶融部８５０におけるクロムの平均含有率が低い実験No.の方が、酸化消耗の評価結果が良好であることに現れている。

但し、アルミニウム及びクロムそれぞれについて、平均含有率が少なければ少ない程、好ましいとはいえない。アルミニウムの平均含有率が低すぎると、実験No.18のように、溶融部８５０から窒素を遮断する機能が失われてしまう。さらに、アルミニウムの酸化被膜は緻密であり、内部を酸化から保護する機能を発揮するため、アルミニウムの平均含有率は低すぎない方が好ましい。

クロムの平均含有率については、値が高い場合、クラックを抑制する場合があると考えられる。このことは、実験No.4,5（アルミニウムの平均含有率が３．６０質量％以上３．８０質量％以下）のクラックの評価結果が評価Ｃであったのに対し、実験No.7,8（アルミニウムの平均含有率が４．００質量％以上４．５０質量％以下）のクラックの評価結果が評価Ｂであったことに基づく。このようにアルミニウムの平均含有率が高い方がクラックの評価結果が良好であったのは、実験No.4,5のクロムの平均含有率が８．０質量％であったのに対し、実験No.7,8のクロムの平均含有率が１３．０質量％以上１５．０質量％以下であったことに依存すると考えられる。

上記の実験結果は、好ましい平均含有率比Ｃ／Ａの値によって、断線を抑制できることを示している。

発熱コイル８２０の断線について評価Ｃ以上が得られた実験No.4-16において、アルミニウムの平均含有率は２．４質量％以上である。よって、アルミニウムの平均含有率は２．４質量％以上が好ましい。実験No.4-16において、アルミニウムの平均含有率は４．５質量％以下である。よって、アルミニウムの平均含有率は４．５質量％以下が好ましい。

実験No.4-16において、クロムの平均含有率は８．０質量％以上である。よって、アルミニウムの平均含有率は８．０質量％以上が好ましい。実験No.4-16において、アルミニウムの平均含有率は１６．０質量％以下である。よって、アルミニウムの平均含有率は１６．０質量％以下が好ましい。

実験No.4-16において、発熱コイル８２０は、アルミニウムの含有率が３．８質量％以上１０質量％以下であり、クロムの含有率が１３．１質量％以上２０．３質量％以下であり、鉄の含有率が６９．５質量％以上８０．３質量％以下である。よって、これらの値は好ましい。

実験No.4-16において、筒部８６０は、アルミニウムの含有率が１．２質量％以上２．２質量％以下であり、クロムの含有率が１４．５質量％以上２２．１質量％以下であり、ニッケルの含有率が６６．１質量％以上である。よって、これらの値は好ましい。

実験No.4-16における溶融部８５０は、先述したように、筒部８６０との境界付近において、アルミニウムの含有率が５質量％未満である。これによって、溶融部８５０と筒部８６０との境界においてアルミニウムを含む金属間化合物の生成が少なくなり、筒部８６０との境界付近におけるクラックが抑制されると考えられる。

溶融部８５０は、先述したように、鉄の平均含有率が１７質量％以上２１質量％以下である。鉄の平均含有率が１７質量％以上２１質量％以下であると、凝集した鉄が、酸化消耗に伴って表面に露出することが防止される。凝集した鉄は、表面に露出すると急激に酸化し、酸化消耗を局所的に促進する。よって、鉄は、溶融部において凝集していないことが好ましい。これを実現するためには、上記のように、鉄の平均含有率が１７質量％以上２１質量％以下であることが好ましい。

続いて、溶融部８５０の厚さＴ（図４参照）の影響について調べた実験結果を説明する。図８は、厚さＴと、発熱コイル８２０の断線との関係を調べた実験結果をテーブルによって示す。この実験は、実験No.16と同じ組成であることを条件に、実験前における厚さＴを変化させ、断線の評価結果がどのように変わるかを調べたものである。

図８に示されるように、厚さＴが０．３ｍｍの場合(実験No.19)と、１．２ｍｍの場合(実験No.23)とについては、断線の評価結果は実験No.16と同じで評価Ｃのままであった。これに対し、厚さＴが０．５ｍｍ以上１．０ｍｍ以下の場合(実験No.20-22)、断線の評価結果は評価Ｂになった。よって、厚さＴは、０．５ｍｍ以上１．０ｍｍ以下が好ましい。

上記のように厚さＴが０．５ｍｍ以上１．０ｍｍ以下であると、断線の評価結果が良好になる理由は、次のように考えられる。厚さＴが厚ければ、多少の酸化消耗が発生しても、溶融部８５０の厚さが確保されているので、溶融部８５０が窒素を遮断する能力は維持される。この結果、発熱コイル８２０の窒化が抑制され、断線の評価結果が良好になったと考えられる。

厚さＴが１．２ｍｍであると、断線の評価結果が評価Ｃになる理由は、次のように考えられる。溶融部８５０が厚ければ厚い程、溶融部８５０の熱容量が大きくなる。この結果、溶融部８５０が厚ければ厚い程、所定部位の表面温度を目標値にするために、発熱コイル８２０による発熱量を増大させる必要があり、加熱時における発熱コイル８２０の温度が高くなる。上記の所定部位とは、シース管８１０の表面の一部であって、シース管先端部８１１から後端側に２ｍｍ、軸線Ｏ方向に沿ってずれた部位である。このため、上記の耐久試験において、発熱コイル８２０の負荷が高くなり、１１０００サイクルに達する前に断線が発生したと考えられる。

厚さＴの変化が断線に与える影響は上記の通りなので、厚さＴが０．５ｍｍ以上１．０ｍｍ以下であれば、実験No.16の組成に限られず他の組成であっても、同様な理由で断線の評価結果が良好になると考えられる。

本発明は、上述の実施形態に限られるものではなく、その趣旨を逸脱しない範囲において種々の構成で実現することができる。例えば、発明の概要の欄に記載した各形態中の技術的特徴に対応する実施形態中の技術的特徴は、上述の課題の一部又は全部を解決するために、あるいは、上述の効果の一部又は全部を達成するために、適宜、差し替えや、組み合わせを行うことが可能である。また、その技術的特徴が本明細書中に必須なものとして説明されていなければ、適宜、削除することが可能である。例えば、以下のものが例示される。

図９は、他の実施形態として、シース管８１０と発熱コイル８２０ａとの溶接前の形状を示す。発熱コイル８２０ａは、実施形態における発熱コイル８２０を代替するものである。発熱コイル８２０ａは、発熱コイル８２０の直線部８２４の代わりに、直線部８２４ａを備える。直線部８２４ａは、図９に示されるように、軸線Ｏとほぼ平行に延びるように形成されている。

図１０は、さらに他の実施形態として、シース管８１０と発熱コイル８２０ｂとの溶接前の形状を示す。発熱コイル８２０ｂは、実施形態における発熱コイル８２０を代替するものである。発熱コイル８２０ｂの先端は、図１０に示されるように、開口から突き出た部位が密巻きに形成されている。つまり、溶接前における発熱コイル８２０ｂは、直線部を有さない。

この他、溶接前の発熱コイルの形状は、図３，図９，図１０に示されたものとは異なる形状であってもよい。例えば、直線部の長さは、図３，図９に示した長さより短くてもよい。例えば、発熱コイルを溶接のために配置した際に、直線部の先端が、第２の円筒部内に配置される長さでもよい。つまり、直線部は、発熱コイルを溶接のために配置した際に、第２の円筒部から突き出なくてもよい。

溶接前のシース管の形状は、図３，図９，図１０に示されたものとは異なる形状であってもよい。例えば、溶接前のシース管の形状は、第２の円筒部を備えなくてもよい。この場合、縮径部の先端が、溶接前のシース管の先端である。縮径部の先端が溶接前のシース管の先端である場合、直線部を縮径部の開口内に到達させると、直線部がシース管の先端から突き出ることになる。この他、溶接前のシース管の形状として、縮径部の先端に、第２の円筒部とは異なる形状の部位が接続されていてもよい。例えば、先端に向かうにつれて拡径する部位が接続されていてもよい。

溶融部のアルミニウムの含有率を分析する手法は、実施形態に示したものに限られない。分析に用いる機器を変更してもよいし、分析する部位を変更してもよい。例えば、クラックが発生しやすい部位を選定して、その部位を分析対象としてもよい。例えば、アルミニウムが最も凝集している部位を、クラックが発生しやすい部位として選定してもよい。アルミニウムが最も凝集している部位は、例えば、アルミニウムの含有率の分布を示した画像に基づき、観察者が選定してもよい。この画像の倍率は、例えば、３０倍であってもよい。測定点の数および間隔は、耐久性を評価するのに適切なものとなるように、適宜、変更してもよい。

本願における溶融部とは、発熱体の外周に配置され、軸線方向に延びる筒部と、少なくとも筒部の主成分及び発熱体の主成分を含有し、筒部の先端を閉塞する部位のことを指し、溶接を用いて製造される部位に限られない。

１０…グロープラグ
１００…係合部材
２００…中軸
２１０…中軸部材先端部
２９０…接続部
３００…リング
４１０…絶縁部材
４６０…オーリング
５００…主体金具
５１０…軸孔
５２０…工具係合部
５４０…雄ねじ部
６００…パッキン
８００…シースヒータ
８１０…シース管
８１１…シース管先端部
８１３…第１の円筒部
８１４…縮径部
８１５…第２の円筒部
８１６…開口
８１９…シース管後端部
８２０…発熱コイル
８２０ａ…発熱コイル
８２０ｂ…発熱コイル
８２１…発熱コイル先端部
８２３…螺旋部
８２４…直線部
８２４ａ…直線部
８２９…発熱コイル後端部
８３０…制御コイル
８３１…制御コイル先端部
８３９…制御コイル後端部
８４０…絶縁粉末
８５０…溶融部
８６０…筒部
Ｏ…軸線

Claims (11)

1. 通電によって発熱する発熱体と、
   前記発熱体の外周に配置され、軸線方向に延びる筒状の部材と、少なくとも前記筒状の部材の主成分及び前記発熱体の主成分を含有し、前記筒状の部材の先端を閉塞する溶融部と、を備えるシース管と、
   を備えるグロープラグであって、
   前記溶融部のうち、前記溶融部の表面から０．０３ｍｍから０．２ｍｍまでの範囲である所定範囲において、クロムの平均含有率をＣ（質量％）、アルミニウムの平均含有率をＡ（質量％）と表記する場合、平均含有率比Ｃ／Ａは、２．１以上６．７以下であり、鉄の平均含有率（質量％）は１７質量％以上２１質量％以下である
   ことを特徴とするグロープラグ。
2. 前記平均含有率比Ｃ／Ａは、２．９以上５．４以下である
   ことを特徴とする請求項１に記載のグロープラグ。
3. 前記平均含有率比Ｃ／Ａは、３．５以上３．７以下である
   ことを特徴とする請求項２に記載のグロープラグ。
4. 前記軸線を含む断面において、前記溶融部の前記軸線上における厚さは、０．５ｍｍ以上１．０ｍｍ以下である
   ことを特徴とする請求項１から請求項３までの何れか一項に記載のグロープラグ。
5. 前記所定範囲において、前記アルミニウムの平均含有率Ａ（質量％）は２．４質量％以上である
   ことを特徴とする請求項１から請求項４までの何れか一項に記載のグロープラグ。
6. 前記所定範囲において、前記アルミニウムの平均含有率Ａ（質量％）は４．５質量％以下である
   ことを特徴とする請求項１から請求項５までの何れか一項に記載のグロープラグ。
7. 前記所定範囲において、前記クロムの平均含有率Ｃ（質量％）は８質量％以上１６質量％以下である
   ことを特徴とする請求項１から請求項６までの何れか一項に記載のグロープラグ。
8. 前記筒状の部材は、アルミニウムの含有率（質量％）が１．２質量％以上２．２質量％以下であり、クロムの含有率（質量％）が１４．５質量％以上２２．１質量％以下であり、ニッケルの含有率（質量％）が６６．１質量％以上である
   ことを特徴とする請求項１から請求項７までの何れか一項に記載のグロープラグ。
9. 前記発熱体は、アルミニウムの含有率（質量％）が３．８質量％以上１０質量％以下であり、クロムの含有率（質量％）が１３．１質量％以上２０．３質量％以下であり、鉄の含有率（質量％）が６９．５質量％以上８０．３質量％以下である
   ことを特徴とする請求項１から請求項８までの何れか一項に記載のグロープラグ。
10. 前記溶融部は、前記筒状の部材との境界付近において、アルミニウムの含有率（質量％）が５質量％未満である
    ことを特徴とする請求項１から請求項９までの何れか一項に記載のグロープラグ。
11. 請求項１から請求項１０までの何れか一項に記載のグロープラグを製造する方法であって、
    前記発熱体と前記筒状の部材とを溶接することによって前記溶融部を形成する工程を有し、
    前記工程前における前記発熱体は、螺旋部と、前記螺旋部の先端側に接続するとともに、自身の先端が前記発熱体の先端を成す直線部と、を有し、
    前記工程前における前記筒状の部材は、先端に向かうにつれて縮径し、自身の先端に開口を有する縮径部を有し、
    前記工程では、前記直線部を前記縮径部の前記開口内に到達させた状態で前記溶接を開始する
    ことを特徴とする製造方法。

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