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火花塞

阅读：367发布：2020-05-13

专利汇可以提供火花塞专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本发明涉及火花塞。本发明提供一种能够提高中心电极的耐消耗性的火花塞。火花塞的中心电极具有位于比绝缘体的前端更靠近前端侧的前端部、和经由熔融部焊接到前端部的尖端，前端部含有选自Mn、Si、Al、Ti、稀土元素、Hf、Zr的B组、Ni和Cr。Ni的含有率最高，Cr的含有率第二高并且为12 质量％以上，所述前端部合计含有0.1质量％以上的B组中的任意一种以上。将Fe的含有率设为f、将Cr、Si和Al的含有率的合计设为e、将Mo的含有率设为m，满足f/e≤0.15且m/e≤0.015。从前端部与熔融部之间的边界中位于最前端侧的第1点起到金属外壳或其它构件与绝缘体接触的部位中位于最前端侧的第2点为止的轴线方向上的距离D为22mm以下。，下面是火花塞专利的具体信息内容。

权利要求

1.一种火花塞，其具有：
形成有从前端侧到后端侧沿轴线方向延伸的轴孔、并且具有向径向的外侧突出的卡定部的绝缘体；
配置在所述绝缘体的外周、并且具有向径向的内侧突出且从前端侧直接或经由其它构件卡定所述卡定部的台阶部的金属外壳；和
配置在所述轴孔中的中心电极，
所述中心电极具有位于比所述绝缘体的前端更靠近前端侧的前端部、和经由熔融部焊接到所述前端部的尖端，其中，
所述前端部含有选自Mn、Si、Al、Ti、稀土元素、Hf、Zr的B组、Ni和Cr，Ni的含有率最高，Cr的含有率第二高并且为12质量％以上，
所述前端部合计含有0.1质量％以上的所述B组中的任意一种以上，
将Fe的含有率设为f、将Cr、Si和Al的含有率的合计设为e、将Mo的含有率设为m，满足f/e≤0.15且m/e≤0.015，并且
从所述前端部的外表面与所述熔融部的外表面之间的边界中位于最前端侧的第1点起到所述台阶部或所述其它构件与所述卡定部相接触的部位中位于最前端侧的第2点为止的轴线方向上的距离D为22mm以下。
2.如权利要求1所述的火花塞，其中，所述尖端中含量最高的为Ir，并且含有4质量％以上的选自Pt、Ru、Rh、Ni的A组。
3.如权利要求1或2所述的火花塞，其中，所述前端部具有在包含所述轴线的截面中出现多个晶粒的区域，
所述区域中的所述多个晶粒在所述轴线方向上的所述晶粒的长度比在垂直于所述轴线的方向上的所述晶粒的长度长，
将在Ar气氛中在900℃下加热所述区域50小时的处理后的所述区域的截面的维氏硬度设为Ha、将所述处理前的所述区域的截面的维氏硬度设为Hb时，满足Ha/Hb≥0.36。
4.如权利要求1或2所述的火花塞，其中，所述距离D为18mm以下。
5.如权利要求1或2所述的火花塞，其中，所述距离D为14mm以下。
6.如权利要求1或2所述的火花塞，其中，所述f/e≤0.04。
7.如权利要求1或2所述的火花塞，其中，所述m/e≤0.004。
8.如权利要求1或2所述的火花塞，其中，所述f/e≤0.001。

说明书全文

火花塞

技术领域

[0001] 本发明涉及火花塞，特别是涉及在中心电极上焊接了尖端的火花塞。

背景技术

[0002] 对于火花塞而言，专利文献1公开了在以Ni作为主要成分并且含有Cr和Fe的电极上焊接尖端的技术。在专利文献1公开的技术中，主要通过由Cr制作的氧化膜来确保电极的抗氧化性，Fe抑制因与尖端的热膨胀率的差异而导致的电极的应力。

[0003] 现有技术文献

[0004] 专利文献

[0005] 专利文献1：日本专利第5662622号公报

发明内容

[0006] 发明所要解决的问题

[0007] 但是，在上述现有技术中，将火花塞的热值升高时，中心电极的温度变化变大，由于中心电极的热膨胀，氧化膜容易剥离，因此，由于燃料中残留的硫，中心电极的腐蚀加剧，有可能加快中心电极的消耗。

[0008] 本发明是为了解决上述的问题而作出的，其目的在于提供一种能够提高中心电极的耐消耗性的火花塞。

[0009] 用于解决问题的手段

[0010] 为了实现此目的，本发明的第一方面的火花塞具有：形成有从前端侧到后端侧沿轴线方向延伸的轴孔、并且具有向径向的外侧突出的卡定部的绝缘体；配置在所述绝缘体的外周、并且具有向径向的内侧突出且从前端侧直接或经由其它构件卡定所述卡定部的台阶部(棚部)的金属外壳；和配置在所述轴孔中的中心电极。所述中心电极具有位于比所述绝缘体的前端更靠近前端侧的前端部、和经由熔融部焊接到所述前端部的尖端。

[0011] 所述前端部含有选自Mn、Si、Al、Ti、稀土元素、Hf、Zr的B组、Ni和Cr。Ni的含有率最高，Cr的含有率第二高并且为12质量％以上，所述前端部合计含有0.1质量％以上的B组中的任意一种以上。将Fe的含有率设为f、将Cr、Si和Al的含有率的合计设为e、将Mo的含有率设为m，满足f/e≤0.15且m/e≤0.015。从所述前端部的外表面与所述熔融部的外表面之间的边界中位于最前端侧的第1点起到所述台阶部或其它构件与所述卡定部相接触的部位中位于最前端侧的第2点为止的轴线方向上的距离D为22mm以下。

[0012] 发明效果

[0013] 根据本发明的第一方面的火花塞，从中心电极的前端部的外表面与熔融部的外表面之间的边界中位于最前端侧的第1点起到金属外壳的台阶部或其它构件与绝缘体的卡定部相接触的部位中位于最前端侧的第2点为止的轴线方向上的距离D为22mm以下，因此冷却时的前端部的温度变化容易变大。因此，由于前端部的热膨胀率与氧化膜的热膨胀率之间的差异，形成在前端部的氧化膜容易剥离。

[0014] 然而，前端部含有选自Mn、Si、Al、Ti、稀土元素、Hf、Zr的B组、Ni和Cr。由于Ni的含有率最高，Cr的含有率第二高并且为12质量％以上，因此，即使前端部的氧化膜剥离，也能够容易地使氧化膜再生。另外，由于B组的含有率为0.1质量％以上，因此，在氧化膜下，能够容易地形成B组的氧化物、氮化物的膜。由此，能够抑制氧化膜剥离时的前端部的氧化、由硫引起的腐蚀。

[0015] 前端部在Fe的含有率为f、Cr、Si和Al的含有率的合计为e、Mo的含有率为m时，满足f/e≤0.15且m/e≤0.015，因此能够相对减少易腐蚀的Fe、Mo的含有率。结果，能够容易地连续形成致密的氧化膜。另外，生成硫化铬的速度比生成其它硫化物的速度慢，因此，通过将Cr的含有率设定为12质量％以上，能够利用硫化铬抑制前端部的由硫引起的腐蚀。由此能够提高中心电极的耐消耗性。

[0016] 根据本发明的第二方面的火花塞，尖端中含量最高的为Ir，并且尖端含有4质量％以上选自Pt、Ru、Rh、Ni的A组，因此能够抑制因与尖端的热膨胀率的差异而导致的前端部的应力。结果，前端部的氧化膜不易被破坏，因此能够在本发明的第一方面的火花塞的效果的基础上进一步提高耐消耗性。

[0017] 根据本发明的第三方面的火花塞，前端部具有在包含轴线的截面中出现多个晶粒的区域。将在Ar气氛中在900℃下加热该区域50小时的处理后的截面的维氏硬度设为Ha、将处理前的截面的维氏硬度设为Hb时，满足Ha/Hb≥0.36，因此能够抑制高温下的再结晶化、晶粒生长。晶粒的轴线方向上的长度(称为X)比垂直于轴线的方向上的长度(称为Y)长，因此，与X≤Y的情况相比，能够延长在垂直于轴线的方向上相连的晶界的长度。结果，能够延缓在垂直于轴线的方向上的晶界腐蚀的进展。由此，能够在本发明的第一方面或第二方面的火花塞的效果的基础上抑制由高温下的晶界腐蚀引起的前端部的破坏。

[0018] 根据本发明的第四方面的火花塞，距离D为18mm以下，根据本发明的第五方面的火花塞，距离D为14mm以下。在这些情况下，前端部的温度变化容易进一步变大，前端部的氧化膜更容易剥离。由此，本发明的应用更有效果。

[0019] 根据本发明的第六方面的火花塞，f/e≤0.04，根据本发明的第七方面的火花塞，m/e≤0.004，根据本发明的第八方面的火花塞，f/e≤0.001。由此，能够实现氧化膜的致密化，进一步提高氧化膜的连续性。由此，能够进一步提高前端部的耐消耗性。附图说明

[0020] 图1为一个实施方式中的火花塞的单侧剖视图。

[0021] 图2为将图1的一部分放大而得到的火花塞的单侧剖视图。

[0022] 附图标记

[0023] 10 火花塞

[0024] 11 绝缘体

[0025] 12 轴孔

[0026] 15 卡定部

[0027] 16 绝缘体的前端

[0028] 20 中心电极

[0029] 25 前端部

[0030] 26 熔融部

[0031] 27 尖端

[0032] 30 金属外壳

[0033] 33 台阶部

[0034] 38 衬垫(パッキン)(其它构件)

[0035] 40 前端部的外表面

[0036] 41 熔融部的外表面

[0037] 42 边界

[0038] 43 第1点

[0039] 45 第2点

[0040] 46 晶粒

[0041] D 距离

[0042] O 轴线

具体实施方式

[0043] 以下，参考附图对本发明的优选实施方式进行说明。图1为一个实施方式中的以火花塞10的轴线O为界的单侧剖视图，图2为将图1的一部分放大而得到的火花塞10的单侧剖视图。在图1和图2中，将纸面下侧称为火花塞10的前端侧，将纸面上侧称为火花塞10的后端侧。在图2中省略了接地电极37的图示。

[0044] 如图1所示，火花塞10具有绝缘体11和中心电极20。绝缘体11是由机械特性、高温下的绝缘性优异的氧化铝等形成的近似圆筒状的构件。绝缘体11中，轴孔12沿轴线O贯通。在轴孔12的前端侧在整个外周形成有朝向后端侧的后向面13。绝缘体11在轴线方向的中央形成有外径最大的大径部14。绝缘体11在比大径部14更靠近前端侧的位置形成有向径向的外侧突出的卡定部15。卡定部15的直径随着朝向前端侧而减小。

[0045] 中心电极20是配置在轴孔12中的棒状的构件。中心电极20具有：配置得比后向面13更靠近轴孔12的前端侧的轴部21、和被卡定在后向面13上的头部22。轴部21的一部分从轴孔12突出。

[0046] 如图2所示，中心电极20中，热传导性优异的芯材24埋设在母材23中。在本实施方式中，母材23由以Ni作为主体的合金形成，芯材24由铜或以铜作为主体的合金形成。需要说明的是，可以省略芯材24。

[0047] 中心电极20中，由于轴部21的一部分从轴孔12突出，前端部25位于比绝缘体11的前端16更靠近前端侧的位置。前端部25是母材23的一部分。在前端部25的前端形成有熔融部26，并接合有尖端27。熔融部26通过电阻焊接、激光焊接、电子束焊接等形成，前端部25与尖端27熔合在一起。在本实施方式中，熔融部26通过激光焊接在前端部25的整个外周形成。

[0048] 尖端27是包含以比母材23耐火花消耗性更高的Pt、Ir、Ru、Rh等贵金属作为主体的合金或贵金属的构件。在本实施方式中，尖端27是包含以Ir作为主体的合金的圆柱状的构件。

[0049] 在本实施方式中，图示了将尖端27与前端部25对接的端面的中央残留、并在其周围形成了熔融部26的状态，但不限于此。将尖端27与前端部25对接的端面也可以全部熔融到熔融部26中而消失。熔融部26使由尖端27的热膨胀率与前端部25的热膨胀率的差异导致的前端部25、尖端27的应力松弛。

[0050] 返回图1进行说明。端子配件(端子金具)28是连接有高压电缆(未图示)的棒状构件，由具有导电性的金属材料(例如低碳钢)形成。端子配件28固定在绝缘体11的后端，前端侧配置在轴孔12内。端子配件28在轴孔12内与中心电极20电连接。

[0051] 金属外壳30是配置在绝缘体11的外周的圆筒状的构件。金属外壳30由具有导电性的金属材料(例如低碳钢等)形成。其具有：包围绝缘体11的前端侧的一部分的主体部31、与主体部31的后端侧连接的座部34、与座部34的后端侧连接的工具卡合部35、与工具卡合部35的后端侧连接的后端部36。主体部31在外周形成有与发动机(未图示)的螺纹孔螺合的外螺纹32，在内周形成有从前端侧对绝缘体11的卡定部15进行卡定的台阶部33。

[0052] 座部34是用于封闭发动机的螺纹孔与外螺纹32之间的间隙的部位，以外径大于主体部31的外径的方式形成。工具卡合部35是在将外螺纹32紧固到发动机的螺纹孔时卡合扳手等工具的部位。后端部36向径向的内侧弯曲，位于比绝缘体11的大径部14更靠近后端侧的位置。金属外壳30通过台阶部33和后端部36保持绝缘体11的大径部14和卡定部15。

[0053] 接地电极37是连接到金属外壳30的主体部31上的金属制(例如镍基合金制)的构件。在接地电极37与中心电极20之间形成火花间隙。与中心电极20同样，在包含以贵金属作为主体的合金或贵金属的尖端与接地电极37接合的情况下，在接地电极37的尖端与中心电极20的尖端27之间形成火花间隙。

[0054] 如图2所示，在绝缘体11的卡定部15与金属外壳30的台阶部33之间夹设衬垫38(与金属外壳30不同的其它构件)。衬垫38是杨氏模量比金属外壳30的杨氏模量小的金属制的圆环状构件。由于衬垫38夹在卡定部15与台阶部33之间，因此绝缘体11、中心电极20的热量通过衬垫38向金属外壳30移动。

[0055] 火花塞10中，从前端部25的外表面40与熔融部26的外表面41之间的边界42中位于最前端侧的第一点43起到衬垫38与卡定部15接触的部位44中位于最前端侧的第二点45为止的距离D为22mm以下。该距离D越短，火花塞10的热值越高，前端部25的热量越容易从金属外壳30逸出到发动机(未图示)，因此，被吸入发动机的混合气体使前端部25冷却时的温度变化容易变大。

[0056] 前端部25含有选自Mn、Si、Al、Ti、稀土元素、Hf、Zr中的一种以上的元素(以下称为B组)、Ni和Cr。作为稀土元素而言，可以列举Y、La、Ce、Nd、Sm、Dy、Er和Yb。前端部25中，这些元素中的Ni的含有率最高，Cr的含有率第二高并且为12质量％以上，因此能够容易地在前端部25的外表面40形成氧化膜，还能够确保前端部25(母材23)的加工性。另外，即使随着热值高的火花塞10的前端部25的温度变化、氧化膜由于前端部25的热膨胀率与氧化膜的热膨胀率的差异而剥离，也能够容易地使氧化膜在前端部25的外表面40再生。利用前端部25的氧化膜，能够抑制前端部25的进一步的氧化，抑制由燃料中残留的硫引起的前端部25的腐蚀。

[0057] 前端部25含有合计0.1质量％以上的选自B组中的一种以上的元素，因此，在其氧化膜下，能够容易地形成B组的氧化物、氮化物的膜。结果，即使在氧化膜剥离时，通过B组的膜，也能够抑制前端部25的氧化、由燃料中残留的硫引起的腐蚀。

[0058] 此外，在将前端部25中所含有的Fe的含有率设为f(质量％)、将Cr、Si和Al的含有率的合计设为e(质量％)、将Mo的含有率设为m(质量％)时，满足f/e≤0.15(包含f＝0质量％)且m/e≤0.015(包含m＝0质量％)。通过使容易腐蚀的Fe、Mo的含有率相对于Cr、Si和Al的含有率减少，能够不容易在前端部25生成由Fe、Mo等产生的硫化物，能够使主要由Cr在前端部25产生的氧化膜连续且致密。另外，Cr与硫反应生成硫化铬的速度比其它硫化物(例如FeS等)生成的速度慢，因此，利用前端部25的硫化铬层，能够抑制前端部25的由硫引起的腐蚀。由此，能够提高前端部25的耐消耗性。

[0059] 经由熔融部26接合到前端部25的尖端27中含量最高的是Ir。对于含有大量Ir的尖端27而言，即使在尖端27与前端部25之间夹设熔融部26，由与尖端27的热膨胀率的差异导致的前端部25的应力也容易变大，因此前端部25的氧化膜、硫化铬层容易被破坏。因此，为了松弛前端部25的应力，尖端27含有4质量％以上的选自Pt、Ru、Rh、Ni中的一种以上的元素(以下称为“A组”)。由此，能够抑制由与尖端27的热膨胀率的差异导致的前端部25的应力，因此能够使前端部25的氧化膜、硫化铬层不容易被破坏。由此，能够进一步提高前端部25的耐消耗性。

[0060] 接着，参考图2的部分放大图，对前端部25的组织进行说明。如图2所示，前端部25中，在包含轴线O的截面上出现多个晶粒46。晶粒46在轴线方向上的长度(X)比在垂直于轴线O的方向上的长度(Y)长。晶粒46的长度根据JIS G0551：2013年测定。以下对晶粒46长度(X,Y)的测定方法的一个例子进行说明。

[0061] 对于其上接合了尖端27的前端部25(受到形成熔融部26时的热影响的前端部)，沿包含轴线O(中心线)的平面切割前端部25，将前端部25分为两部分。对于分为两部分的其中一者，研磨前端部25从而出现平坦的截面，由利用金属显微镜或SEM得到的组成图像得到显微镜照片。难以辨别晶粒46时，也可以使用腐蚀液进行电解蚀刻或无电蚀刻，截面抛光机加工(例如SM-09010，日本电子株式会社制造)，离子铣削加工(例如IM-4000，株式会社日立高新技术制造)或EBSD(Electron Backscatter Diffraction，电子背散射衍射)法等进行组织观察。

[0062] 在所得到的显微镜照片上引出3条由与前端部25的轴线O平行的直线构成的试验线A。3条试验线A隔开0.1mm以上的间隔。试验线A的端部与熔融部26距离0.1mm以上。

[0063] 接着，对3条试验线A分别通过或捕获的晶粒46的数量(N1，N2，N3)进行计数。对于晶粒46计数而言，根据试验线A与晶粒46的交叉形态，将试验线A通过晶粒46的情况计为N1，N2，N3＝1，将试验线A在晶粒46内结束的情况计为N1，N2，N3＝0.5，将试验线A与晶界接触的情况计为N1，N2，N3＝0.5。在将试验线A中与晶粒46交叉的部分的长度分别设为X1，X2，X3时，将(X1+X2+X3)/(N1+N2+N3)设为轴线方向上的晶粒46的长度(X)。

[0064] 接着，在显微镜照片上垂直于试验线A引出3条由直线构成的试验线B。3条试验线B隔开0.1mm以上的间隔。离熔融部26最近的试验线B与熔融部26距离0.1mm以上。接着，对3条试验线B分别通过或捕获的晶粒46的数量(M1，M2，M3)进行计数。对于晶粒46的计数而言，根据试验线B与晶粒46的交叉形态，将试验B通过晶粒46的情况计为M1，M2，M3＝1，将试验线B在晶粒46内结束的情况计为M1，M2，M3＝0.5，将试验线B与晶界接触的情况计为M1，M2，M3＝0.5。在将试验线B中与晶粒46交叉的部分的长度分别设为Y1，Y2，Y3时，将(Y1+Y2+Y3)/(M1+M2+M3)设为垂直于轴线O的方向上的晶粒46的长度(Y)。

[0065] 对于前端部25的组织而言，以如下方式进行设定：将前端部25在Ar气氛中在900℃下加热50小时的处理后的前端部25的截面的维氏硬度设为Ha、将该处理前的前端部25的截面的维氏硬度设为Hb时，满足Ha/Hb≥0.36。需要说明的是，前端部25的组织、硬度可以通过前端部25的成分、焊接方法、焊接时的气氛、焊接时使用的激光束或电子束的照射条件、前端部25的材质、形状等(前端部25的轴线方向的长度、截面积)、制造中心电极20时的加工条件等进行控制。

[0066] 前端部25的维氏硬度根据JIS Z2244(2009年)测定。对测定了晶粒46的长度(X,Y)的前端部25的切割面进行镜面研磨，作为测定维氏硬度Hb的试验片。对于沿包含轴线O的平面切割前端部25并将其分为两部分中的另一者，对其切割面进行镜面研磨，作为测定维氏硬度Ha的试验片。

[0067] 需要说明的是，在不能通过将前端部25切割将其分为两部分而制作试验片的情况下，也可以准备2个在相同条件下制造的火花塞10，使用其中的1个制作测定维氏硬度Hb的试验片，使用另一个制作测定维氏硬度Ha的试验片。

[0068] 对于测定维氏硬度Ha的试验片，在对切割面进行镜面研磨之前实施热处理。热处理为如下处理：将受到形成熔融部26时的热影响的前端部25(也可以包含尖端27、熔融部26)放入气氛炉，在使Ar以2L/分钟的流速流动的同时以10℃/分钟的速度升温至900℃，在
900℃下维持50小时的加热后停止加热，在使Ar以2L/分钟的流速流动的同时进行自然冷却。实施热处理的理由是为了除去前端部25的残留应力，同时调节因加工、焊接热等的影响而变化的前端部25的晶体结构。

[0069] 维氏硬度Ha、Hb的测定点(压头压入点)是前端部25中相当于引出试验线B的部位的区域内的任意位置。但是，测定点位于与前端部25的外表面40距离0.1mm以上的位置。选择4个通过压头压入而产生的压痕彼此距离0.4mm以上的测定点。需要说明的是，在熔融部26中包含压痕的情况下，或者在距离熔融部26与前端部25的边界0.1mm以内的区域内包含压痕的情况下，从测定值中除去该压痕。这是为了防止测定值受到熔融部26的影响。将施加在压头上的试验力设定为4.9N，将试验力的保持时间设定为10秒。计算出4个测定点处的测定值的算术平均值，作为维氏硬度Ha、Hb。

[0070] 通过使以这样的方式测定的热处理前后的维氏硬度Ha、Hb的比率满足Ha/Hb≥0.36，能够抑制高温下的晶粒46的再结晶化、晶粒生长。结果，在高温下，能够维持轴线方向上的晶粒46的长度(X)比垂直于轴线O的方向上的晶粒46的长度(Y)长的前端部25的组织(X＞Y)。因此，与X≤Y的情况相比，能够延长晶界腐蚀在垂直于轴线O的方向上进行并破坏前端部25所需的晶界的腐蚀长度。由此，能够抑制由高温下的晶界腐蚀引起的前端部25的破坏、尖端27的脱落。

[0071] 特别是，通过将轴线方向上的晶粒46的长度(X)调节为垂直于轴线O的方向上的晶粒46的长度(Y)的1.5倍以上，通过晶界腐蚀而破坏前端部25所需的晶界的腐蚀长度变长，因此能够提高由高温下的晶界腐蚀引起的前端部25的破坏、尖端27的脱落的抑制效果。

[0072] 另外，Ha/Hb≥0.36时，能够抑制高温下的晶粒46的再结晶化、晶粒生长，因此能够抑制与之相伴的前端部25的形状变化(应变的恢复)。结果，能够抑制前端部25的表面的氧化膜的破坏，因此，氧化膜能够抑制前端部25与硫的接触，能够抑制由硫引起的前端部25的腐蚀。

[0073] 实施例

[0074] 利用实施例更详细地说明本发明，但是本发明不限于该实施例。

[0075] (实施例1)

[0076] (样品1～51的制作)

[0077] 试验者准备了相同尺寸的各种母材23和相同尺寸的圆柱状的各种尖端27。分别将母材23和尖端27的端面彼此对接，然后利用光纤激光焊接机，在整个外周向母材23与尖端27之间的边界照射激光束从而形成熔融部26，得到了各种中心电极20。需要说明的是，即使尖端27的组成不同，也对光纤激光焊接机输入到母材23和尖端27的能量进行了调节，以使得从熔融部26的外表面41与尖端27之间的边界起到尖端27的前端为止的轴线方向的长度相同。

[0078] 将所得到的各种中心电极20固定在绝缘体11中，在绝缘体11上组装金属外壳30，从而得到了样品1～51的火花塞10。由于要对各样品进行多个评价，因此对于各样品，准备了多个在同一条件下制作的样品。

[0079] 表1

[0080]

[0081] 表1是样品1～51中的火花塞10的中心电极20的母材23(前端部25)的组成、尖端27的组成的一览表。

[0082] 对于中心电极20的母材23的组成而言，切取母材23中比绝缘体11的前端16更靠近前端侧的前端部25并采集试样，使用电感耦合等离子体(ICP)发射光谱分析装置进行了测定。在从一个前端部25无法采集分析所需的试料的情况下，收集从多个前端部25采集的试料而供于分析。表1中示出的数值为0(零)的元素表示含量为检出限以下，表示实质上不含有。需要说明的是，前端部25的组成分析也可以使用原子吸收光度计和波长色散X射线光谱仪(WDS)等进行。

[0083] 对于尖端27而言，利用EPMA(JXA-8500F，日本电子株式会社制造)的WDS分析(加速电压20kV，测定区域的光点直径100μm)测定了质量组成。沿包含轴线O的平面切割尖端27，计算出该切割面的5个测定点的测定值的算术平均值。表1中示出的数值为0(零)的元素表示含量在检出限以下。需要说明的是，在考虑到光点直径的各测定点的测定区域包含在熔融部26中的情况下，除去了该测定点的结果。这是为了防止组成分析的精度下降。

[0084] 在后述的腐蚀试验前，试验者预先使用X射线荧光装置对火花塞10中比衬垫38更靠近前端侧的部分进行拍摄，获得了前端部25的外表面40的尺寸和距离D的信息。

[0085] (腐蚀试验)

[0086] 试验者将火花塞的各样品安装在发动机上，将含有5ppm硫的汽油作为燃料启动发动机，然后以全开风门1分钟、怠速运转1分钟作为1个循环，向各个样品施加3000个循环。需要说明的是，全开风门时，中心电极20中从尖端27的前端向后端侧距离1mm的部分的温度达到850℃。

[0087] (前端部的耐消耗性的判定)

[0088] 试验者将腐蚀试验后的样品从发动机上取下，然后沿包含轴线O的平面切割前端部25，用显微镜观察其切割面，基于预先获得的前端部25的外表面40的尺寸，测定了通过试验腐蚀后的前端部25的距外表面40的厚度T(垂直于轴线O的方向的尺寸)的最大值。需要说明的是，对于熔融部26与前端部25之间的边界而言，作为前端部25的一部分测定了厚度T。在利用显微镜观察时腐蚀后的区域不明的情况下，通过EPMA确定进入前端部25的硫的位置，测定了厚度T。

[0089] 判定基于厚度T(最大值)，分为从A到G的7个等级。判定基准如下。A：T＜100μm，B：100μm≤T＜150μm，C：150μm≤T＜200μm，D：200μm≤T＜350μm，E：350μm≤T＜500μm，F：T≥
500μm但尖端未脱落，G：尖端脱落。

[0090] 表2

[0091]

[0092] 表2是样品1～51中的火花塞的A组的含有率、B组的含有率、含有率f、m、e、其比率f/e、m/e、维氏硬度的比率Ha/Hb、晶粒长度的信息、距离D和耐消耗性的判定的一览表。

[0093] 表2的f为前端部的Fe的含有率，m为前端部的Mo的含有率，e为前端部的Cr、Si和Al的含有率的合计。f/e和m/e的数值对小数点第4位以下进行了四舍五入。表2晶粒一栏的“F”(样品1～9、11～51)是指晶粒46的轴线方向上的长度(X)比垂直于轴线O的方向上的长度(Y)长(X＞Y)，“N”(样品10)是指Y比X长(X＜Y)。需要说明的是，样品1～9、11～51为X/Y＞1.5。样品1～51的前端部中的Ni的含有率最高。

[0094] 如表2所示，样品7、8、11～13、15、17、26～28判定为A。这些判定为A的样品的前端部的Cr的含有率第二高，并且为12质量％以上，B组的含有率为0.1质量％以上，满足f/e≤0.001且m/e≤0.004。前端部的晶粒的X＞Y，Ha/Hb≥0.36。尖端中，A组的含有率为4质量％以上。推测判定为A的样品能够通过硫化铬和氧化膜抑制前端部25的由硫引起的腐蚀。

[0095] 样品7、8、12、17、26～28中D＝22mm，样品11中D＝21mm，样品13中D＝20mm，样品15中D＝19mm。可以确认到样品7、8、11～13、15、17、26～28在D＝19～22mm方面判定为A。

[0096] 样品9、10、14、16、18、19、24、25判定为B。样品9、18、19的前端部的Cr的含有率第二高，并且为12质量％以上，B组的含有率为0.1质量％以上，满足f/e≤0.04且m/e≤0.004。前端部的晶粒的X＞Y，Ha/Hb≥0.36。尖端中，A组的含有率为4质量％以上。由于它们的f/e的值比判定为A的样品大，因此推测与判定为A的样品相比腐蚀进展更多。

[0097] 样品24、25的前端部的Cr的含有率第二高，并且为12质量％以上，B组的含有率为0.1质量％以上，满足f/e≤0.001且m/e≤0.015。前端部的晶粒的X＞Y，Ha/Hb≥0.36。尖端中，A组的含有率为4质量％以上。由于它们的m/e的值比判定为A的样品大，因此推测与判定为A的样品相比腐蚀进展更多。

[0098] 样品10的前端部的Cr的含有率第二高，并且为12质量％以上，B组的含有率为0.1质量％以上，满足f/e≤0.001且m/e≤0.004。Ha/Hb≥0.36，尖端中，A组的含有率为4质量％以上。但是，由于前端部的晶粒的X＜Y，因此推测与判定为A的样品相比腐蚀进展更多。

[0099] 样品14的前端部的Cr的含有率第二高，并且为12质量％以上，B组的含有率为0.1质量％以上，满足f/e≤0.001且m/e≤0.004。前端部的晶粒的X＞Y，尖端中，A组的含有率为4质量％以上。但是，由于Ha/Hb＜0.36，因此在腐蚀试验中产生晶粒生长，推测与判定为A的样品相比腐蚀进展更多。

[0100] 样品16的前端部的Cr的含有率第二高，并且为12质量％以上，B组的含有率为0.1质量％以上，满足f/e≤0.001且m/e≤0.004。前端部的晶粒的X＞Y，Ha/Hb≥0.36。但是，由于尖端中A组的含有率小于4质量％，因此在腐蚀试验中氧化膜容易因前端部的应力而剥离，推测与判定为A的样品相比腐蚀进展更多。

[0101] 样品20、21判定为C。它们的前端部的Cr的含有率第二高，并且为12质量％以上，B组的含有率为0.1质量％以上，满足f/e≤0.15且m/e≤0.004。前端部的晶粒的X＞Y，Ha/Hb≥0.36。尖端中，A组的含有率为4质量％以上。但是，由于f/e的值比判定为B的样品大，因此推测与判定为B的样品相比腐蚀进展更多。

[0102] 样品6、29～41判定为D。样品6的前端部的Cr的含有率第二高，并且为12质量％以上，B组的含有率为0.1质量％以上，满足f/e≤0.15且m/e≤0.004。前端部的晶粒的X＞Y，尖端中，A组的含有率为4质量％以上。但是，由于Ha/Hb＜0.36，因此在腐蚀试验中产生晶粒生长，由于氧化膜的剥离、晶界腐蚀，推测与判定为C的样品相比腐蚀进展更多。

[0103] 样品29～31、33～41的前端部的Cr的含有率第二高，并且为12质量％以上，B组的含有率为0.1质量％以上，满足f/e≤0.15且m/e≤0.015。前端部的晶粒的X＞Y，Ha/Hb≥0.36。尖端中，A组的含有率为4质量％以上。但是，由于m/e的值比判定为C的样品大，因此推测与判定为C的样品相比腐蚀进展更多。需要说明的是，虽然样品33～41中的B组元素的种类、含有率不同(但含有率为0.1质量％以上)，但腐蚀的判定是相同的。

[0104] 样品32的前端部的Cr的含有率第二高，并且为12质量％以上，B组的含有率为0.1质量％以上，满足m/e≤0.015。前端部的晶粒的X＞Y，Ha/Hb≥0.36，尖端中，A组的含有率为4质量％以上。但是，由于f/e＞0.15，因此推测与判定为C的样品相比腐蚀进展更多。

[0105] 样品43、46、47、49～51判定为E。样品43、49的前端部的Cr的含有率第二高，并且为12质量％以上，B组的含有率为0.1质量％以上，满足f/e≤0.15且m/e≤0.015。前端部的晶粒的X＞Y，Ha/Hb≥0.36。但是，尖端中，A组的含有率小于4质量％，因此，在腐蚀试验中氧化膜容易因前端部的应力而剥离，推测与判定为D的样品相比腐蚀进展更多。

[0106] 样品46、47、50、51的前端部的Cr的含有率第二高，并且为12质量％以上，B组的含有率为0.1质量％以上，满足f/e≤0.15且m/e≤0.015。前端部的晶粒的X＞Y，尖端中，A组的含有率为4质量％以上。但是，由于Ha/Hb＜0.36，因此，在腐蚀试验中产生晶粒生长，由于氧化膜的剥离、晶界腐蚀，推测与判定为D的样品相比腐蚀进展更多。

[0107] 样品42、48判定为F，样品42、48的前端部的Cr的含有率第二高，并且为12质量％以上，B组的含有率为0.1质量％以上，满足f/e≤0.15且m/e≤0.015。前端部的晶粒的X＞Y。但是，Ha/Hb＜0.36，尖端中A组的含有率小于4质量％，因此，在腐蚀试验中容易产生晶粒生长，而且由于前端部的应力而产生氧化膜的剥离，推测与判定为E的样品相比腐蚀进展更多。

[0108] 样品1～5、22、23、44、45(比较例)判定为G。样品1～3的前端部的Cr的含有率第二高，并且为12质量％以上，B组的含有率为0.1质量％以上，满足m/e≤0.004。前端部的晶粒的X＞Y，Ha/Hb≥0.36。尖端中A组的含有率为4质量％以上。但是，f/e＞0.15，因此，缺乏氧化膜的致密性，推测前端部因腐蚀而发生了破坏。

[0109] 样品4、5的前端部满足f/e≤0.04且m/e≤0.004，B组的含有率为0.1质量％以上。前端部的晶粒的X＞Y，Ha/Hb≥0.36。尖端中，A组的含有率为4质量％以上。但是，前端部的Cr的含有率小于12质量％，因此不能形成足够的氧化膜，推测前端部因腐蚀而发生了破坏。

[0110] 样品22、23的前端部的Cr的含有率第二高，并且为12质量％以上，B组的含有率为0.1质量％以上。前端部的晶粒的X＞Y，Ha/Hb≥0.36。尖端中，A组的含有率为4质量％以上。
样品22满足m/e≤0.004，但f/e＞0.15。样品23满足f/e≤0.001，但m/e＞0.015。样品22、23缺乏氧化膜的致密性、连续性，推测前端部因腐蚀而发生了破坏。

[0111] 样品44、45的前端部的Cr的含有率第二高，并且为12质量％以上，满足f/e≤0.15且m/e≤0.015。前端部的晶粒的X＞Y。但是，Ha/Hb＜0.36，尖端中A组的含有率小于4质量％。此外，前端部实质上不含有B组的元素。由此，样品44、45不能制作出B组的氧化物、氮化物的膜，推测前端部因腐蚀而发生了破坏。

[0112] (实施例2)

[0113] 试验者除了使距离D不同以外，制作了与样品42、48相同的各种样品。将各样品的距离D设定为23mm、22mm、19mm、18mm、15mm、14mm、7mm。为了比较，制作了与样品2组成相同的D＝23mm的样品。对各样品实施了在实施例1中说明的腐蚀试验的1000次循环，然后与实施例1同样地测定了前端部的腐蚀厚度。

[0114] 结果，对于样品42(实施例)而言，将样品2(比较例)的D＝23mm时的腐蚀厚度设为1时，D＝22mm的腐蚀厚度为1.3，D＝19mm的腐蚀厚度为1.4，D＝18mm的腐蚀厚度为1.6，D＝15mm的腐蚀厚度为2.0，D＝14mm的腐蚀厚度为2.3，D＝7mm的腐蚀厚度为3.9。对于样品48(实施例)而言也是同样的结果。确认到任意一个样品的腐蚀厚度都随着距离D的缩短而增加。随着距离D的缩短，前端部的温度变化变大，因此前端部的氧化膜更容易剥离。由此，距离D变短时，显然本发明的应用更有效果。

[0115] 以上，基于实施方式对本发明进行了说明，但本发明完全不受上述实施方式限制，能够容易地推测，可以在不脱离本发明的主旨的范围内进行各种改良变形。

[0116] 在实施例中，对使用Y、La作为稀土元素的情况进行了说明，但不限于此。前端部当然可以含有其它稀土元素。

[0117] 在实施方式中，对尖端27的形状为圆柱的情况进行了说明，但不一定限定于此，当然也可以采用其它形状。作为其它的尖端27的形状而言，可以列举例如截锥状、椭圆柱状、三棱柱或四棱柱等多棱柱状等。

[0118] 在实施方式中，对在金属外壳30的台阶部33与绝缘体11的卡定部15之间夹设衬垫38的情况进行了说明，但不一定限定于此。当然可以省略衬垫38而使金属外壳30的台阶部
33与绝缘体11的卡定部15直接接触。

[0119] 在实施方式中，对在中心电极20的母材23的前端接合尖端27的情况进行了说明，但不一定限定于此。在母材23与尖端27之间，当然可以夹设有包含Ni基合金的中间材料。在这种情况下，中间材料、母材中的位于比绝缘体11的前端16更靠近前端侧的位置的部分相当于前端部。中间材料的组成与母材的组成也可以不同。

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