(57)【特許請求の範囲】
【請求項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、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た接地電極と、前記接地電極の側面に固着されるとともに、Ｒｈを主成分とするＲｈ系貴金属を主体に構成された接地電極側発火部と、前記中心電極の先端面に固着されるとともにＩｒを主成分とするＩｒ系貴金属を主体に構成された中心電極側発火部とを備え、それら接地電極側発火部と中心電極側発火部との間に火花放電ギャップを形成するとともに、
前記接地電極側発火部が、Ｒｈを主成分とし、さらに添加金属元素成分として、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｗ、Ｍｏ及びＯｓから選ばれる１種又は２種以上を３〜３８質量％の範囲にて含有するＲｈ系貴金属合金を主体に構成され、
前記中心電極側発火部が、Ｉｒを主体としてＲｈを１〜５０重量％（ただし５０重量％は含まない）の範囲で含有する合金、Ｉｒを主体としてＰｔを１〜５０重量％の範囲で含有する合金、及び、Ｉｒを主成分とし、Ｎｂを０．５重量％以上含有する合金のいずれかにて構成されていることを特徴とするスパークプラグ。
【請求項２】
前記接地電極側発火部が、主金属元素成分として６０〜９７質量％のＲｈを含有し、さらに添加金属元素成分として、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｗ、Ｍｏ及びＯｓから選ばれる１種又は２種以上を３〜３５質量％の範囲にて含有するＲｈ系貴金属合金を主体に構成された請求項１記載のスパークプラグ。
【請求項３】
前記接地電極側発火部をなす前記Ｒｈ系貴金属合金は前記添加金属元素成分を５〜１５質量％の範囲にて含有する請求項１又は請求項２に記載のスパークプラグ。
【請求項４】
前記接地電極側発火部をなす前記Ｒｈ系貴金属合金の前記添加金属元素成分は、Ｒｅ、Ｍｏ、Ｉｒ及びＲｕの少なくともいずれかを主体とするものである請求項１ないし３のいずれかに記載のスパークプラグ。
【請求項５】
前記接地電極側発火部をなす前記Ｒｈ系貴金属合金のＲｈの含有量が６２〜９７質量％である請求項１ないし４のいずれかに記載のスパークプラグ。
【請求項６】
前記接地電極側発火部をなす前記Ｒｈ系貴金属合金はＩｒを３〜３８質量％含有するものである請求項１記載のスパークプラグ。
【請求項７】
前記接地電極側発火部をなす前記Ｒｈ系貴金属合金はＩｒを１３〜３０質量％含有するものである請求項１記載のスパークプラグ。
【請求項８】
前記接地電極の母材がＮｉを主成分とするＮｉ系貴金属合金にて構成され、前記接地電極側発火部は、前記接地電極母材よりもＮｉ含有率の低いＮｉ含有合金からなる応力緩和層を介して前記母材に接合されている請求項１ないし８のいずれかに記載のスパークプラグ。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
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。
【０００２】
【従来の技術】
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て発火部を形成したタイプのものが多数提案されている。
【０００３】
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。また、最近では、自動車エンジンのメンテナンスフリー化対策の一環として、スパークプラグ無交換による例えば１６万ｋｍ以上連続走行等、以前の状況からは想像もつかないような苛酷な要望も出されるようになってきている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
上述のような状況では、いかに貴金属チップを使用しているといえども種々の問題が生ぜざるを得ない。例えば、Ｐｔ系の貴金属チップの場合は、内燃機関の使用状況によっては耐熱性がやや不足することがあり、例えば発火部での火花発生位置が偏って局部的にチップ温度が上昇したりすると、チップが部分的に溶融し（以下、これを発汗現象という）、例えばチップ表面に凹凸が生じて局部的に火花放電ギャップ間隔が狭くなり、ギャップ短絡等の不具合を生ずる場合がある。他方、Ｐｔよりも高融点のＩｒ系の貴金属チップを使用した場合、耐熱性は大幅に改善されるが、Ｉｒは高温で酸化揮発しやすい性質を有していることから、長時間の高速走行を繰り返してある温度以上に上昇すると、急激に発火部が消耗し、火花ギャップ間隔が拡大してしまう欠点がある。また、これとは別の問題として、Ｉｒは常温及び高温のいずれにおいても延性あるいは展性に乏しいことから、発火部を形成するためのチップを鍛造、圧延あるいは打抜き等の加工により製造しようとすると、材料歩留まりと製造能率が低下して量産性が悪化する欠点がある。
【０００５】
また、別の問題として、ガソリンエンジンの燃料の無鉛化が遅れている一部の国や地域では、アンチノック剤として四メチル鉛などを添加した有鉛ガソリンが現在でも使用されている。そして、これらの国や地域でも、高級車等においては貴金属チップを使用したスパークプラグが使用され始めているが、本発明者らの検討によると、有鉛ガソリンを使用するエンジンに、Ｐｔ系あるいはＩｒ系の発火部を使用したスパークプラグを適用すると、ガソリン中に含まれるＰｂ（鉛）成分の影響により発火部が異常腐食し、本来期待されているレベルには程遠い耐久性しか得られなくなってしまうことが判明した。
【０００６】
本発明は、貴金属発火部を形成したスパークプラグにおいて、耐熱性と耐酸化消耗性との双方において優れ、かつ加工性も良好な材質により発火部が構成されたスパークプラグを提供すること、及び、有鉛ガソリンエンジンに適用した場合においても、貴金属発火部の異常腐食を生じにくく、貴金属発火部本来の優れた耐久性を確保できるスパークプラグを提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段及び作用・効果】
本発明の第一発明に係るスパークプラグは、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、それら中心電極と接地電極との少なくとも一方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、
発火部が、Ｒｈを主成分とし、さらに添加金属元素成分として、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｗ、Ｍｏ及びＯｓから選ばれる１種又は２種以上を３〜３８質量％の範囲にて含有するＲｈ系貴金属合金を主体に構成されたことを特徴とする。
【０００８】
なお、上記発火部は、上記Ｒｈ系貴金属合金を主体とするチップを、接地電極及び／又は中心電極に対し溶接により接合して形成することができる。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。
【０００９】
上記本発明のスパークプラグにおいては、その発火部を構成するＲｈ系貴金属合金の主金属元素成分としてＲｈを使用し、さらにこれに添加金属元素成分として、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｗ、Ｍｏ及びＯｓから選ばれる１種又は２種以上を３〜３８質量％の範囲にて配合している。Ｒｈの融点は約１９６０℃であり、少なくともＰｔの１７６９℃よりは高温であることから、従来のＰｔ系の発火部よりは耐熱性が良好である。他方、Ｒｈは、Ｉｒよりは低融点であるが、Ｒｈより高融点のＲｅ（融点：約３１８０℃）、Ｒｕ（融点：約２２５０℃）、Ｉｒ（融点：約２４４３℃）、Ｗ（融点：約３３８０℃）、Ｍｏ（融点：約２６３０℃）あるいはＯｓ（融点：約３０４５℃）からなる添加金属元素成分を上記の組成範囲で配合していることから、その耐熱性が大幅に改善される。
【００１０】
その結果、Ｐｔ系貴金属合金の発火部で問題となる発汗現象等が防止ないし抑制されることはもちろん、例えば従来のＩｒ系の発火部と比較しても遜色のない耐熱性能が実現される。また、Ｉｒ系貴金属合金と異なり、Ｒｈ系貴金属合金は高温での耐酸化消耗性が良好であるので、発火部の温度上昇が著しい環境下においてもその耐久性が顕著に向上する。さらに、発火部を構成する上記組成のＲｈ系貴金属合金は、Ｉｒ系貴金属合金と比較してはるかに優れた加工性を有し、例えば比較的低硬度で変形能が大きく、展延性にも富むことを利用して、発火部を形成するための貴金属チップを極めて能率よくかつ高歩留まりで製造できることから、製造コスト低減にも大幅に寄与する。
【００１１】
また、発火部が、Ｒｈを主成分とするＲｈ系貴金属合金を主体に構成された本発明のスパークプラグでは、有鉛ガソリンを使用するエンジンに適用した場合に、ガソリン中の鉛成分に由来する腐食（以下、鉛腐食と称する）を効果的に抑制することができる。このように、本発明によれば、Ｐｔ系貴金属合金あるいはＩｒ系貴金属合金による発火部の欠点がことごとく解決された、画期的な性能を有するスパークプラグが提供される。
【００１２】
添加金属元素成分の配合量が３８質量％を超えると、有鉛ガソリンエンジンに適用したときの耐鉛腐食性を十分に確保できなくなる。また、添加金属元素成分の種類によっては、発火部の耐酸化消耗性が損なわれたりすることもある。また、合金の加工性を良好に維持するためには、添加金属元素成分の配合量を３５質量％以下に留めることが望ましい。例えば、焼結法にてチップを製造する場合のように材料の加工性がそれほど問題とならない場合は、添加金属元素成分の配合量を３８質量％程度まで増加させ、発火部の耐熱性を一層向上させることも可能である。他方、溶解インゴットの熱間加工によりチップを製造する場合は、加工性の悪化により製造能率あるいは歩留まりの低下を招かぬよう、添加金属元素成分の配合量を３５質量％以下に留めることが望ましい。
【００１３】
なお、耐酸化消耗性の悪化と加工性低下との、どちらの不具合を生ずるかは、添加金属元素成分の種類によっても異なる。例えば、高温で酸化揮発しやすいＩｒの配合量が多くなり過ぎた場合、発火部の耐酸化消耗性が損なわれるのは当然ともいえる。このほか、揮発性の酸化物を形成しやすいＲｕも、過度の配合は同様の不具合をもたらす。なお、ＩｒやＲｕほど顕著ではないが、ＲｅやＷも、上記組成範囲を超えて配合された場合に、発火部の耐酸化消耗性能の低下を招くことがある。一方、Ｒｅ、ＲｕあるいはＩｒは、過度の配合を行った場合、高温あるいは低温での材料の延性が損なわれ加工性の低下を招きやすくなる。なお、添加金属元素成分の配合量は、より望ましくは５〜１５質量％の範囲にて調整するのがよい。例えば、ＩｒやＲｕのように、高温（例えば９００℃以上）にて揮発性の高い酸化物を生じやすい金属元素成分については、その配合量を１５質量％以下とすることで、発火部の耐酸化消耗性を一層良好に確保することができる。また、酸化物の揮発性はこれら元素ほどではないが、ＲｅやＭｏも、比較的低温（例えば６００〜７００℃前後）にて酸化物が形成されやすいことから、配合量を同様に１５質量％以下とすることが望ましいといえる。
【００１４】
他方、添加金属元素成分の配合量が３質量％未満になると、添加金属元素成分配合による耐熱性改善効果が不十分なものとなる。
【００１５】
次に、主金属元素成分たるＲｈの含有量は、６０〜９７質量％となっていることが望ましい。Ｒｈの含有量が６０質量％未満となった場合、発火部を構成するＲｈ系貴金属合金の耐酸化消耗性あるいは加工性が不十分となり、本発明の目的を達成できなくなる。他方、９７質量％を超えてＲｈが含有されることは、耐熱性改善のための添加金属元素成分の含有量が不足することを意味し、これら添加金属元素成分配合による耐熱性改善効果が不十分なものとなる。一方、耐鉛腐食性をより良好に確保する観点においては、Ｒｈの含有量は上記よりもやや多い、６２〜９７質量％の範囲に調整することが望ましい。
【００１６】
なお、個々の元素に着目してみた場合、どのような性質を優先させるかによって、Ｒｈに対するより望ましい配合範囲が個別に存在する場合がある。例えば、発火部の加工性、耐衝撃性、あるいは耐久性を良好に確保する観点においては、各元素を、３質量％以上であってかつＲｈに対する固溶限以下（固溶限は温度により異なるが、目安としては室温での値）の範囲内にて配合することが望ましいといえる。固溶限を超えて元素が配合された場合、複数相が混在した材料組織を呈し、例えば変形抵抗の増大や延性の低下により加工性や耐衝撃性が損なわれる場合がある。例えば、Ｒｈが主体となる相（以下、主成分系相という）と、添加金属元素成分が主体となる相（以下、添加成分系相という）とが混在する組織となる場合、主成分系相は概ね変形能が高いが、ＲｕあるいはＲｅを主体とする添加成分系相は変形能の低い稠密六方充填（ｈｃｐ）構造となるため、加工性が低下する場合がある。また、Ｒｈとの間に、変形しにくい中間相を形成する成分（Ｗ、Ｍｏ）についても、同様のことがいえる。さらに、ｈｃｐ構造は示さないが、Ｉｒも生成される添加成分系相の変形能が低いため、加工性が低下する場合がある。
【００１７】
他方、耐熱性向上の観点からは、比較的少量の配合でも顕著な液相線温度の上昇が期待できる成分が望ましいといえる。この場合、高融点の添加金属元素成分が耐熱性向上には有利に作用するようにも思われるが、Ｒｈに対する各成分の公知の二元系平衡状態図（例えば、Binary Alloy Phase Diagrams (Second Edition plus Updates version1.0), 1996, ASM International）を参照する限り、例えば本発明における添加金属元素成分の配合量範囲においては、添加金属元素成分の融点が高くなるほど液相線温度上昇への効果も大きくなるとは、必ずしも言い切れない側面がある。例えば、添加金属元素成分のうち、単体状態で最も高融点のＷは、上記組成範囲における１質量％当りの平均の液相線温度上昇率は５℃程度であるが、それよりやや低融点のＲｅでは３０℃近くにも達する。該液相線温度上昇率は耐熱性向上効果の大小を示す指標と考えることもでき、この観点において上記添加金属元素成分の耐熱性向上効果の序列を示せばＲｅ＞Ｏｓ＞Ｉｒ＞Ｗ＞Ｒｕ＞Ｍｏとなる。
【００１８】
なお、Ｒｈに対する室温での固溶限と、耐熱性向上効果との両観点から、各成分の望ましい配合範囲を列記すれば、以下のようになる（なお、括弧内は、前述した望ましい範囲である５〜１５質量％との重なりを取った、さらに望ましい範囲を示している）。
・Ｒｅ：３〜２０質量％（５〜１５質量％）。
・Ｒｕ：５〜３４．５質量％（１０〜１５質量％）。
・Ｉｒ：５〜３５質量％（５〜１５質量％）。
・Ｗ：５〜２３質量％（５〜１５質量％）。
・Ｍｏ：５〜８質量％。
・Ｏｓ：５〜３５質量％（５〜１５質量％）。
【００１９】
また、耐鉛腐食性を確保させる上でより望ましいＲｈ系貴金属への添加元素は、Ｒｅ、Ｍｏ、Ｉｒ及びＲｕの４種類である。特にＲｈ系貴金属中のＩｒに関しては、その含有量を３〜３８質量％とすることが、発火部の耐熱性と耐鉛腐食性とを両立させる上で望ましく、さらに望ましくは、Ｉｒの含有量を１３〜３０質量％とするのがよい。
【００２０】
次に、発火部を形成するための合金チップとしては、原料を所定の組成となるように配合・溶解して得られる溶解合金に対し所定の加工を施して形成されたものが使用できる。なお、ここでいう「加工」とは、圧延、鍛造、切削、切断及び打抜きの少なくともいずれかを単独で、又は複数を組み合わせてなされるものを意味するものとする。この場合、圧延、鍛造、あるいは打抜き等の加工は、合金を所定の温度に昇温して行ういわゆる熱間加工（あるいは温間加工）により行うことができる。その加工温度は合金組成にもよるが、例えば７００℃以上とするのがよい。本発明のスパークプラグにおけるチップ材質においては、とりわけ熱間打抜加工に対する特性が良好であり、例えば溶解合金を熱間圧延により板状に加工し、さらにその板材を熱間打抜加工により所定の形状に打ち抜いてチップを形成するようにすれば、チップの製造効率が著しく改善され、チップの製造単価を大幅に低減することができる。なお、溶解合金を熱間圧延又は熱間鍛造により線状あるいはロッド状に加工した後、これを長さ方向に所定長に切断してチップを形成する方法も可能である。
【００２１】
上記本発明の各構成においては、発火部を構成するＲｈ系貴金属合金において、その添加金属元素成分の濃度分布に縞状の濃淡を生じている場合、その濃淡縞の方向を、例えば発火部における電圧印加方向（すなわち放電方向）とほぼ平行となるように、当該発火部を形成することができる（以下、平行態様という）。これによれば、次のような効果が達成される。
▲１▼縞状の濃淡分布が生ずる場合、その濃淡縞の方向に合金結晶方位の指向性が生じやすくなる。例えば、添加金属元素成分の濃度差の大きい領域同士は、熱膨張率にも差があり、生じた発火部に冷熱サイクルが繰り返されると、濃淡縞に沿った剥離により発火部の消耗が進むことがある。また、濃淡縞の境界付近での局部的な腐食により剥離が進行することも考えられる。しかしながら、いずれにしろ、図２（ｃ）に示すように、この剥離は上記平行態様では濃淡縞（Ｊ）の向きである電圧印加方向、すなわち火花放電ギャップ（ｇ）の間隔方向に生ずる形になるので、残っている発火部（３１）の合金結晶はギャップ間隔方向の寸法を比較的維持しやすい。従って、多少の消耗が進行しても火花放電ギャップｇの間隔が変化しにくい利点がある。濃淡縞の方向に延びる合金結晶組織が、板状ではなく繊維状を呈していると、剥離の進行も鈍くなるので、一層有利であるといえる。
【００２２】
▲２▼接地電極側面が中心電極先端面と対向する、いわゆる平行型スパークプラグの場合においては、図２（ｃ）に示すように、中心電極（３）の軸線方向に発火部（３１）の濃淡縞（Ｊ）の方向が一致する形となり、合金結晶の方位もこの向きに揃いやすくなる。その結果、発火部（３１）は中心電極（３）の軸線方向の伝熱性が良好となり、発火部の熱引き特性改善に寄与する。また、発火部（３１）は、長手方向に上記濃淡縞とともに繊維状の結晶粒が成長したロッド状の合金（回転鍛造加工あるいは伸線加工により容易に製造できる）を、放電加工等によりいわば輪切りにしてチップを製造でき、例えばチップ製造時に無駄が生じにくく、製造歩留まりを向上できる。
【００２３】
他方、上記濃淡縞の方向を、例えば発火部における電圧印加方向（すなわち放電方向）とほぼ直交するように当該発火部を形成することもできる（以下、直交態様という）。これによれば、発火部の消耗自体が抑制され、火花放電ギャップ幅の増加抑制効果がさらに向上する。すなわち、図２（ｂ）に示すように、濃淡縞（Ｊ）の方向が放電電圧の印加方向とは交差する形になるので、濃淡縞の境界が発火面（３１ｓ）にほとんど露出しなくなる。その結果、濃淡縞境界付近の局部腐食による剥離が抑制され、発火部の消耗が進行しにくくなるものと推測される。
【００２４】
なお、本発明においては、添加金属元素成分の縞状の濃度分布において、該添加金属元素成分濃度が合金平均値以上となる領域を添加金属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。この場合、上記Ｒｈ系貴金属合金は、例えば上記主成分元素を主体とする主成分系相領域と、添加金属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％以下となる添加金属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対して略直交するように、あるいは略平行となるように、多数層状に積層された組織を有するものとして構成できる。
【００２５】
ここで、合金中の個々の主成分系相領域及び個々の添加金属元素系相領域は、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。
【００２６】
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。
（Ａ）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、中心電極の先端面と当該先端面と対向する接地電極の側面との少なくともいずれかに形成し、偏平形状をなす主成分系相領域と添加金属元素系相領域とが、直交態様の場合は中心電極の軸線方向に積層された組織を有するものとし、平行態様の場合はこれと略直交する向きに積層された組織を有するものとする。
【００２７】
（Ｂ）発火部を、中心電極の先端面に固着する。接地電極は、そ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、その先端面が発火部の側面と対向するように配置する。そして、上記発火部は、偏平形状をなす主成分系相領域と添加金属元素系相領域とが、直交態様の場合は中心電極の軸線方向に積層された組織を有するものとし、平行態様の場合はこれと略直交する向きに積層された組織を有するものとする。
【００２８】
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における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金属元素系相領域とは、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。また、当然のことであるが、本発明において発火部の組織形態は上記のものに限定されず、例えば上記のような縞状の成分濃淡が必ずしも明確に生じていなくともよい。
【００２９】
なお、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質量％の範囲内で含有させることができる。これにより、添加金属元素成分の、特にＩｒ、Ｒｕ、Ｒｅ、Ｗ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質量％未満になると、当該酸化物添加による添加金属元素成分の酸化・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質量％を超えると、チップの耐熱性が却って損なわれてしまうことがある。なお、上記酸化物としては、Ｙ２Ｏ３が好適に使用されるが、このほかにもＬａ２Ｏ３、ＴｈＯ２、ＺｒＯ２等を好ましく使用することができる。
【００３０】
本発明のスパークプラグは、接地電極は側面が中心電極の先端面と対向する形にて配置された、いわゆる平行対向型スパークプラグとして構成することができる。このような平行対向型スパークプラグにおいては、有鉛ガソリンエンジンに使用したときの鉛腐食の問題が、電極温度の上がりやすい接地電極側にてより生じやすく、極端な場合、接地電極側の発火部だけが鉛腐食の影響を大きく受けるといったこともありうる。この場合、該接地電極側に固着される接地電極側発火部をＲｈ系貴金属合金を主体に構成することが望ましい。
【００３１】
他方、上記平行対向型スパークプラグにおいては、中心電極の先端面に中心電極発火部が固着される構成を採用することができる。そして、該中心電極側発火部が鉛腐食の影響をそれほど受けない場合、これを、より耐熱性に優れたＩｒを主成分とするＩｒ系貴金属合金を主体に構成することができる。
【００３２】
また、第二発明に係るスパークプラグは、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、側面が中心電極の先端面と対向するように配置された接地電極と、接地電極の側面に固着されるとともに、Ｒｈを主成分とするＲｈ系貴金属を主体に構成された接地電極側発火部と、中心電極の先端面に固着されるとともにＩｒを主成分とするＩｒ系貴金属を主体に構成された中心電極側発火部とを備え、それら接地電極側発火部と中心電極側発火部との間に火花放電ギャップを形成したことを特徴とする。
【００３３】
鉛腐食の影響を受けやすい接地電極側発火部を耐鉛腐食性に優れたＲｈ系貴金属合金を主体に構成し、逆に鉛腐食の影響を受けにくい中心電極側発火部は耐熱性の高いＩｒ系貴金属合金を主体に構成することで、発火部の耐鉛腐食性と耐熱性とを一層高いレベルにて両立させることが可能となる。特に、中心電極側が負となる極性にてスパークプラグを使用する場合は、火花消耗の生じやすい中心電極側発火部を、耐火花消耗性のより優れたＩｒ系貴金属合金にて構成することで、発火部のさらなる長寿命化を図ることが可能となる。また、接地電極側発火部は、温度上昇は大きいものの、極性が正となることで、極性が負となる中心電極側よりは火花消耗が抑制される。その結果、接地電極側発火部を構成するＲｈ系貴金属は、耐熱性改善を目的とした前述の添加金属元素成分の含有量を３質量％以下とすること、あるいはＲｈ含有量を９７質量％以上とすること（例えば、不可避不純物を除いてＲｈのみで構成すること）が可能である。後者の場合、Ｒｈ含有量が高くなる分だけ、耐鉛腐食性改善にはより有利であるともいえる。
【００３４】
中心電極側発火部を構成するＩｒ系貴金属合金としては、例えば、次のようなものを使用できるが、これらに限定されるものではない。
（１）Ｉｒを主体としてＲｈを１〜５０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。
【００３５】
上記合金中のＲｈの含有量が１重量％未満になると、Ｒｈ添加によるＩｒの酸化・揮発の抑制効果が顕著でなくなる。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、Ｉｒ合金特有の耐熱性改善効果が不十分となる。
【００３６】
ここで、合金中のＲｈの含有量は上記範囲内において多くなるほど、発火部の酸化・揮発抑制効果は高められる。この観点において、酸化・揮発抑制効果が最も顕著となるのは、Ｒｈ含有量が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％においてである。しかしながら、本発明においては、発火部を構成するＩｒ系金属中の炭素含有量を前述のレベルにまで低減することによる酸化消耗抑制効果が大きいため、Ｒｈの含有量が比較的小さくとも、Ｉｒ系金属により発火部を構成した従来のスパークプラグと比較して遜色ない、あるいはそれ以上の酸化・揮発効果が達成される。その結果、高価なＲｈの含有量を削減しつつも、発火部の耐酸化消耗性をに優れたスパークプラグが実現可能となる。例えば、前述のようにＩｒ系金属中のＩｒの含有量を８５重量％以上となす場合、Ｒｈの含有量は、望ましくは１〜１５重量％、さらに望ましくは３〜１０重量％の範囲にて調整することが望ましい。
【００３７】
（２）Ｉｒを主体としてＰｔを１〜５０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。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５０重量％以上になると合金の融点が低下し、Ｉｒ合金特有の耐熱性改善効果が不十分となる。例えば、前述のようにＩｒ系金属中のＩｒの含有量を８５重量％以上となす場合、Ｐｔの含有量は、望ましくは１〜１５重量％、さらに望ましくは３〜１０重量％の範囲にて調整することが望ましい。
【００３８】
（３）Ｉｒを主成分とし、Ｎｂを０．５重量％以上含有する合金を使用する。該合金を使用することにより、高温での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、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。合金中のＮｂの含有量が０．５重量％未満になると、Ｎｂ添加によるＩｒの酸化・揮発の抑制効果が顕著でなくなる。Ｎｂの含有量は、望ましくは１重量％以上、さらに望ましくは５重量％以上とするのがよい。
【００３９】
この場合、さらに望ましくは、ＮｂをＩｒに対する固溶限以下の範囲で含有する合金を使用するのがよい。ＮｂがＩｒに対する固溶限を超えて含有された場合、Ｉｒ３Ｎｂ等の脆弱な金属間化合物が形成され、発火部の耐久性や耐衝撃性に問題を生ずる場合がある。例えば、室温におけるＮｂのＩｒに対する固溶限は約６重量％であることから、Ｎｂを単独含有させる場合には、それぞれ上記値よりも小さい含有量に設定することが望ましいといえる。ただし、上記金属間化合物の形成量が一定以下で、発火部の耐久性等に及ぼす影響が小さい場合には、Ｎｂの含有量が上記固溶限を多少超えた値となっていてもさしつかえない。以上から、例えばＮｂを単独で含有させる場合、その含有量を７重量％以下、望ましくは６重量％以下とするのがよい。
【００４０】
【発明の実施の形態】
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、先端に形成された中心電極側発火部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（ここでは、先端面）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には上記中心電極側発火部３１に接地電極側発火部３２が形成されており、それら中心電極側発火部３１と、接地電極側発火部３２との間の隙間が火花放電ギャップｇとされている。
【００４１】
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。
【００４２】
なお、中心電極側発火部３１及び接地電極側発火部３２の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、中心電極側発火部３１又は接地電極側発火部３２及び接地電極４又は中心電極３との間で火花放電ギャップｇが形成される。
【００４３】
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。一方、上記中心電極側発火部３１及び接地電極側発火部３２は、主金属元素成分として６２〜９７質量％のＲｈを含有し、さらに添加金属元素成分として、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｗ、Ｍｏ及びＯｓから選ばれる１種又は２種以上を３〜３８質量％、例えばＩｒを１３〜３０質量％の範囲にて含有するＲｈ系貴金属合金を主体に構成されている。
【００４４】
図２（ａ）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、ここに中心電極側発火部３１の上記合金組成が得られるように組成調整された円板状のチップ３１'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Ｂを形成してこれを固着することにより中心電極側発火部３１が形成される。また、接地電極側発火部３２は、中心電極側発火部３１に対応する位置において接地電極４にチップ３２'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。
【００４５】
これらチップは、例えば所期の組成となるように各合金成分を配合・溶解することにより得られる溶解合金を熱間圧延により板状に加工し、図４に示すように、その板材３００を熱間打抜加工により所定のチップ形状に打ち抜いて形成されたものを使用できる。図２（ｂ）は、このようなチップを用いて中心電極側発火部３１及び接地電極側発火部３２（以下、両者を総称する場合には、発火部３１，３２とも記す）を形成した例を模式的に示すものである。なお、チップは、図５に示すように、合金を熱間鍛造、熱間圧延及び熱間伸線の１種又は２種以上の組合せにより線状あるいはロッド状の素材２１０に加工した後、これを長さ方向に所定長に切断して形成したものを使用してもよい。例えば、熱間鍛造によりロッド状に加工した後、溝付圧延ロールによる熱間圧延と、熱間スエージングによりさらに縮径し、最終的に熱間伸線により１ｍｍ以下の線径の線材に加工することができる。図２（ｃ）は、このようなチップを用いて発火部３１，３２を形成した例を模式的に示すものである。
【００４６】
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を形成する中心電極側発火部３１及び接地電極側発火部３２を構成するＲｈ系貴金属合金は、いずれも主金属元素成分としてＲｈを使用し、さらにこれに添加金属元素成分として、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｗ、Ｍｏ及びＯｓから選ばれる１種又は２種以上を３〜３８質量％の範囲にて配合していることから、耐熱性及び耐酸化消耗性が良好である。発火部３１，３２を構成する上記組成のＲｈ系貴金属合金は、Ｉｒ系貴金属合金と比較してはるかに優れた加工性を有し、発火部を形成するためのＲｈ系貴金属合金チップを極めて能率よくかつ高歩留まりで製造できることから、製造コスト低減にも大幅に寄与する。さらに、Ｒｈ系貴金属合金は耐鉛腐食性に優れており、発火部３１，３２、特に接地電極側発火部３２の鉛腐食による消耗を極めて効果的に抑制することができる。
【００４７】
次に、上記の発火部３１，３２は、図３にごく模式的に示すように、そのＲｈ系貴金属合金が以下のような組織を呈するものとなるように構成できる。すなわち、主成分元素たるＲｈを主体とする主成分系相領域５０と、添加金属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％以下となる添加金属元素系相領域５１とがそれぞれ偏平形状あるいは繊維状をなして、中心電極側発火部３１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の方向）に対し、これと略直交あるいは略平行となるように、多数層状に積層された組織とする。
【００４８】
例えば合金原料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った場合、相分離や成分偏析等により前述の主成分系相領域５０と添加金属元素系相領域５１とが形成されることが多い。この合金インゴットを、図４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、主成分系相領域５０と添加金属元素系相領域５１とが、板厚方向に多数積層された組織が生ずる。このような板材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と添加金属元素系相領域５１とが積層されたチップ１５０が得られる。
【００４９】
このようなチップを用いることで、例えば図２（ｂ）に模式的に示すように、発火部３１，３２は、中心電極３の軸線方向（あるいは、放電電圧の印加方向）において、偏平形状をなす主成分系相領域５０と添加金属元素系相領域５１とが多数積層された構造を有するものとなる。この構成では、添加金属元素成分の分布に縞状の濃淡が生じ、その濃淡縞の方向を、発火部における電圧印加方向（すなわち放電方向）とほぼ直角とすることができる。これにより、両発火部３１，３２の消耗を効果的に抑制することができ、ひいては火花放電ギャップｇの幅の増加を効果的に抑制できる。
【００５０】
なお、図４において、熱間圧延加工により板材３００中に上記層状組織が形成される理由としては、次のようなことが考えられる。まず、合金原料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６（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。
【００５１】
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、主成分系相領域５０中に添加金属元素系相領域５１が析出形成される場合、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６（ｃ）に示すように、添加金属元素系相領域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。
【００５２】
そして、図７に示すように、これを、添加金属元素系相領域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、添加金属元素系相領域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。
【００５３】
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、添加金属元素系相領域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、多くの系において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、添加金属元素系相領域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８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。
【００５４】
なお、図９（ａ）に示すように、インゴットの状態で添加金属元素系相領域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。
【００５５】
また、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、添加金属元素系相領域５１が主成分系相領域５０中に層状形態に析出することも考えられる。
【００５６】
一方、上記発火部３１，３２を構成するチップとして、例えば図５に示すように、主成分系相領域５０と添加金属元素系相領域５１とが、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たチップ１５０を使用するようにしてもよい。このようなチップを用いると、例えば図２（ｃ）に模式的に示すように、発火部３１，３２は、中心電極３の軸線方向（あるいは、放電電圧の印加方向）と直交する向きにおいて、偏平形状あるいは繊維状をなす主成分系相領域５０と添加金属元素系相領域５１とが多数積層された構造を有するものとなる。この構成でも、添加金属元素成分の分布に縞状の濃淡が生じるが、その濃淡縞の方向は、発火部における電圧印加方向（すなわち放電方向）とほぼ平行となる。この態様においては、例えば剥離消耗発生時に火花放電ギャップｇの間隔を維持しやすい効果が達成される点については既に説明した通りである。また、上記チップ１５０は、例えば図６に示す方法により製造された前述のインゴット２００を、図５に示すように熱間鍛造（例えば熱間スエージング）等により円柱状に加工してロッド２１０とし、さらに熱間圧延あるいは熱間伸線により線材となして、これを放電加工等により軸方向に所定の厚さで切断することにより、高歩留まりにて製造することができる。
【００５７】
また、図１０に示すような構造とすることもできる。すなわち、このスパークプラグ１００では、中心電極３の先端面に上記チップ１５０を固着して中心電極側発火部３１を形成する一方、接地電極４は複数設けられ、それぞれ一端が主体金具１に結合されるとともに、他端側が中心電極３側に曲げ返されて、その先端面が中心電極側発火部３１の側面と対向するように配置される。この場合、中心電極側発火部３１は、偏平形状をなす主成分系相領域５０と添加金属元素系相領域５１とが、中心電極３の軸線方向とほぼ直交する向きに（すなわち、電圧印加方向とは略平行に）積層された組織を有するものとして形成できる。これにより、放電面となる中心電極側発火部３１の側面における消耗を効果的に抑制することができる。
【００５８】
なお、発火部を形成するチップは、また、アトマイズ法等により製造した球状粒子を用いて形成してもよい。具体的には、合金溶湯をガスアトマイズ法により球状粒子化し、所定範囲の寸法のものをフルイ等により分級した後、各球状粒子をプレス等により扁平化してチップとすることができる。
【００５９】
図１１は、接地電極側発火部３２の種々の形成方法を示すものである。図１１（ａ）に示すように、前記した方法により製造されたＲｈ系貴金属合金からなるチップ１５０を接地電極４の側面に重ね合わせ、両者を挟圧しながらその挟圧方向に通電して抵抗発熱することにより、（ｂ）に示すように、チップ１５０はその重ねあわせ面に対応して界面溶接部Ｗ２が形成され、接合されて接地電極側発火部３２となる。接地電極４の母材はＮｉ合金、例えば高温強度や耐腐食性を確保するために、INCONEL600やINCONEL601（いずれも、英国INCO社の商標名）などのＮｉ基耐熱合金にて構成できる。Ｒｈ系貴金属合金の融点は接地電極母材のＮｉ基耐熱合金よりも相当高いため、抵抗溶接時には接地電極母材側が先に軟化し、チップ１５０は接地電極母材に一部が埋め込まれる形で接合される。
【００６０】
また、接地電極母材を構成するＮｉ合金は、Ｒｈ系貴金属合金との間で熱膨張率にかなりの開きがあることから、燃焼室内にて特に高温に曝されやすい接地電極４側の接地電極側発火部３２は、その冷熱サイクルにより剥がれ等の問題を生じる場合がある。この場合、図１１（ｄ）に示すように、接地電極側発火部３２は、前記接地電極母材よりもＮｉ含有率の低いＮｉ含有合金(例えばＩｒ−４０質量％Ｎｉ合金）からなる応力緩和層１６１を介して母材に接合することができる。応力緩和層１６１は、接地電極母材と接地電極側発火部３２との中間の熱膨張率を有し、これを両者の間に介在させることで、接地電極側発火部３２の接合側の界面に過度の熱応力が集中することが防止され、発火部剥離等の不具合を生じにくくすることができる。
【００６１】
応力緩和層１６１は、例えば図１１（ｃ）に示すように、応力緩和層１６１の形成素材となる金属板材１６０を挟む形でチップ１５０を接地電極４上に重ね、同様に抵抗溶接することにより形成することができる。この場合、金属板材１６０は接地電極母材側に圧入されつつ界面溶接部Ｗ４を介して接合され、応力緩和層１６１となる。また、チップ１５０はこの応力緩和層１６１に界面溶接部Ｗ３を介して接合され、接地電極側発火部３２となる。
【００６２】
なお、接地電極側発火部３２は、図１１（ｅ）に示すように、接地電極４の側面の先端縁側に寄せて形成してもよい。また、図２において、接地電極側発火部３２のみＲｈ系貴金属合金にて構成し、中心電極側発火部３１をＩｒ系貴金属合金にて構成してもよい。さらに、接地電極４の母材中に、ＣｕあるいはＣｕ合金にて構成された熱引き改善用の芯材４ａを埋設することもできる。これにより、接地電極側発火部３２の鉛腐食あるいは火花消耗を一層効果的に抑制することができる。なお、図１に示すように、中心電極３の母材中にも同様の芯材３ａを埋設することができる。
【００６３】
また、図２の構成では、接地電極側発火部３２の外径は０．６〜１．６ｍｍ、厚さを０．２〜０．８ｍｍとすることが望ましい。いずれも上限値を超えることは、発火部の寸法が不必要に大きくなりすぎて材料の無駄が生じやすくなる不具合につながる。他方、発火部３２の外径が０．６ｍｍ未満になると、中心電極側発火部３１に対し、接地電極側発火部３２の中心軸を位置合わせしにくくなり、中心電極側発火部３１の偏消耗等を生じやすくなる。また、接地電極側発火部３２の厚さが０．２ｍｍ未満になると、接地電極側発火部３２の寿命を十分に確保することが難しくなる。
【００６４】
【実施例】
（実施例１）
Ｒｈに対し、Ｒｅ、Ｗ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｏｓ及びＭｏを各種比率にて配合・溶解することにより、表１の各種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（番号１〜２３）。なお、比較例として、Ｐｔ−１３質量％Ｉｒ合金（番号２１）、Ｉｒ−５質量％Ｐｔ（番号２２）の２種類の溶解合金を用いて、同様のチップを作製した。また、公知の粉末焼結法により、Ｉｒ−１．７質量％Ｙ２Ｏ３合金のチップも作製した（番号２３）。なお、圧延中は試料温度が常に７００℃以上に保持されるよう、一定パス毎に所定の炉を用いて試料を加熱した。なお、各合金の加工性の評価は次のようにして行った。すなわち、上記得られた板材を７００℃以上に保持し、その状態で所定の金型により直径０．７mm、厚さ０．５mmの円板状のチップを打ち抜く加工を連続して行った。そして、打抜きを１０００回以上繰り返しても正常に打抜きが行えたものを「○」、８００回程度でチップに割れや欠けが生じたり金型に損傷が生じたものを「△」、１００回未満でチップに割れや欠けが生じたり金型に損傷が生じたものを「×」として評価した。
【００６５】
次に、表記各組成のチップを、大気中にて１０５０℃で２０時間保持した後、各試験片の重量減少を測定することにより、耐酸化性の評価を行った。また、それらチップを用いて、図１に示すスパークプラグ１００の中心電極側発火部３１及び接地電極側発火部３２を火花放電ギャップｇの幅が１．１mmとなるように形成するとともに、耐火花消耗性試験を以下の条件にて行った。すなわち、プラグを試験用チャンバに取り付けるとともにフルトランジスタ型イグナイタに接続し、チャンバ内空気圧０．４ＭＰａ（約４気圧）、最大電圧３０ｋＶにて周波数１００Ｈｚの交流電圧を２５０時間印加し、火花放電ギャップｇの幅の増加量を測定した。また、各プラグの実機耐久性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、中心電極側が負となる極性にて４００時間運転を行なった。なお、燃料は、Ｐｂ含有率が１ｐｐｍ未満の無鉛ガソリンを使用した。火花放電ギャップｇの拡大量が０．２ｍｍ未満のものを優（◎）、０．２〜０．５ｍｍのものを良（○）、０．６〜０．９ｍｍのものを可（△）、０．９ｍｍを超えるものを不可（×）として評価した。以上の結果を表１に示す。
【００６６】
【表１】
0004217372.tif 000002
【００６７】
チップ材料として、本発明の請求項の範囲内にある合金を使用した場合は、耐酸化性、耐火花消耗性、加工性及び実機耐久性の全てにおいて良好な結果が得られていることがわかる。一方、比較例については、Ｐｔ系の合金を使用した番号１６において、発火部の発汗現象によるものと思われるギャップ縮小が見られた。また、Ｉｒ系の合金を使用した番号１７及び１８においては、耐酸化消耗性が不十分となった。
【００６８】
（実施例２）
接地電極側発火部形成用のチップを以下のようにして製造した。まず、Ｒｈに対しＩｒを２〜８０質量％の各種比率にて配合・溶解することにより、各種組成のＩｒ−Ｒｈ合金を作製した。この合金を、１２００℃にて熱間鍛造、熱間圧延及び熱間スエージングし、さらに熱間伸線することにより、外径１ｍｍの合金線材を得た。これを長手方向に切断することに、各組成について直径１mm、厚さ０．３mmの円板状のチップを得た。また、中心電極側発火部形成用のチップは、合金組成をＩｒ−５質量％Ｐｔとして、同様の方法により直径０．７mm、厚さ０．３mmの円板状のチップを得た。接地電極側発火部形成用のチップは、INCONEL600製の接地電極母材に抵抗溶接により溶接し、中心電極側発火部形成用のチップは、INCONEL600製の中心電極母材にレーザー溶接により溶接して、図１ないし図２に示す形態のスパークプラグを製造した。
【００６９】
そして、各スパークプラグは、６気筒ガソリンエンジン（排気量２０００ｃｃ）に取り付け、４メチル鉛を０．０４質量％含有する有鉛ガソリンを燃料として、スロットル全開状態、エンジン回転数５０００ｒｐｍにて、中心電極側が負となる極性にて１００時間運転を行なった。運転終了後、接地電極の軸線を含む断面を光学顕微鏡にて観察し、図１２（ａ）に示すように、チップ寸法から見積もられる初期発火部断面寸法からの、断面腐食部面積を測定した。結果を図１２（ｂ）に示す。すなわち、Ｉｒ含有量が２〜３８質量％、すなわちＲｈ含有量が６２〜９８質量％の範囲にて、腐食部発生に伴う断面腐食部面積が小さく、耐鉛腐食性が向上していることがわかる。
【００７０】
（実施例３）
実施例１と同じスパークプラグを用いて、四メチル鉛を０．０４質量％含有する有鉛ガソリンを燃料とし、試験時間を９０時間とした以外は、実施例１と同じ条件によりの実機耐久試験を行い、これを耐鉛腐食性とした。そして、接地電極側発火部について、チップ寸法から見積もられる初期発火部断面寸法からの断面腐食部面積が、０．０５ｍｍ２未満のものを優（◎）、０．０５ｍｍ２以上０．１ｍｍ２未満のものを良（○）、０．１ｍｍ２以上０．１５ｍｍ２未満のものを可（△）、０．１５ｍｍ２以上のもののものを不可（×）として評価した。以上の結果を表２に示す。
【００７１】
【表２】
0004217372.tif 000003
【００７２】
表１の結果と対照させることにより、発火部の合金組成として、Ｒｈ含有量が６２質量％以上となるように添加金属元素量を調整したものは、耐火花消耗性と耐鉛腐食性とを両立できていることがわかる。
【００７３】
（実施例４）
実施例１と同形のスパークプラグを、接地電極側の発火部をＲｈ系貴金属により、また、中心電極側の発火部をＩｒ系貴金属により、以下の３種類にて作製した（接地電極側発火部組成／中心電極側発火部組成にて表す）：
▲１▼Ｒｈ−３８質量％Ｉｒ／Ｉｒ−２０質量％Ｒｈ；
▲２▼Ｒｈ−３８質量％Ｉｒ／Ｉｒ−５質量％Ｐｔ；
▲３▼純Ｒｈ（純度９９質量％以上）／Ｉｒ−５質量％Ｐｔ。
【００７４】
上記３つのスパークプラグにつき、実施例１と同じ条件の実機耐久性試験及び実施例３と同じ耐鉛腐食性試験をそれぞれ行ない、同様に評価した。その結果、耐鉛腐食性に関しては、▲１▼が○、▲２▼が○、▲３▼が◎、実機耐久性に関しては、▲１▼、▲２▼、▲３▼ともに○であり、いずれも良好な結果が得られた。
【図面の簡単な説明】
【図１】本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。
【図２】その要部を示す拡大断面図。
【図３】その発火部の合金組織の模式図。
【図４】発火部形成用のチップの、製造方法の一例を示す説明図。
【図５】同じくその変形例を示す説明図。
【図６】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。
【図７】チップ製造用の合金板材の製造工程説明図。
【図８】発火部の合金組織の一例を拡大して示す模式図。
【図９】圧延により組織が偏平化する様子を示す模式図。
【図１０】本発明のスパークプラグの変形例を示す正面図。
【図１１】接地電極側発火部の形成方法をいくつか例示して示す説明図。
【図１２】実施例２の鉛腐食評価方法の説明図及び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
３２  対向する発火部
ｇ  火花放電ギャップ
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
0004217372.tif 000010
【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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