JPH05343157A - スパークプラグ - Google Patents
スパークプラグInfo
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- JPH05343157A JPH05343157A JP5002881A JP288193A JPH05343157A JP H05343157 A JPH05343157 A JP H05343157A JP 5002881 A JP5002881 A JP 5002881A JP 288193 A JP288193 A JP 288193A JP H05343157 A JPH05343157 A JP H05343157A
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- spark plug
- copper alloy
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- alloy
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- H01T—SPARK GAPS; OVERVOLTAGE ARRESTERS USING SPARK GAPS; SPARKING PLUGS; CORONA DEVICES; GENERATING IONS TO BE INTRODUCED INTO NON-ENCLOSED GASES
- H01T13/00—Sparking plugs
- H01T13/20—Sparking plugs characterised by features of the electrodes or insulation
- H01T13/32—Sparking plugs characterised by features of the electrodes or insulation characterised by features of the earthed electrode
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- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01T—SPARK GAPS; OVERVOLTAGE ARRESTERS USING SPARK GAPS; SPARKING PLUGS; CORONA DEVICES; GENERATING IONS TO BE INTRODUCED INTO NON-ENCLOSED GASES
- H01T13/00—Sparking plugs
- H01T13/20—Sparking plugs characterised by features of the electrodes or insulation
- H01T13/39—Selection of materials for electrodes
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- Spark Plugs (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 良熱伝導率を有するとともに高温強度に優
れ、且つ高温での結晶粒の粗大化の抑制を図って粒界等
で発生し易いミクロボイドの発生を防止した銅合金が製
造でき、該銅合金とニッケル合金との複合構造部材を中
心電極や接地電極に用いる事により、プラグの耐久性や
耐プレイグニッション性能の向上を図ったスパークプラ
グの提供。 【構成】 ニッケル合金製の母材ｎの内部に銅合金を芯
材ｃとして埋入した複合材を、中心電極２や接地電極３
１に用いるスパークプラグ１００において、銅合金は銅
との過飽和固溶体を形成する金属元素を含有し、且つ該
金属元素が銅の母相から析出した状態で均一に分散して
存在する。
れ、且つ高温での結晶粒の粗大化の抑制を図って粒界等
で発生し易いミクロボイドの発生を防止した銅合金が製
造でき、該銅合金とニッケル合金との複合構造部材を中
心電極や接地電極に用いる事により、プラグの耐久性や
耐プレイグニッション性能の向上を図ったスパークプラ
グの提供。 【構成】 ニッケル合金製の母材ｎの内部に銅合金を芯
材ｃとして埋入した複合材を、中心電極２や接地電極３
１に用いるスパークプラグ１００において、銅合金は銅
との過飽和固溶体を形成する金属元素を含有し、且つ該
金属元素が銅の母相から析出した状態で均一に分散して
存在する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、内燃機関に用いるスパ
ークプラグに関する。
ークプラグに関する。
【０００２】
【従来の技術】熱膨張係数が互いに異なる、銅とニッケ
ルとの複合構造部材を採用した中心電極は、温度変化の
激しい運転条件（例えば全開高速運転- アイドリングと
の繰り返し）に遭遇すると、熱膨張係数差により生じる
熱応力により、外皮側のニッケル材が塑性変形し、その
蓄積により中心電極の形状が変形する。尚、変形具合
は、銅材中に発生するボイドの影響を強く受け、ボイド
が拡大成長すると外皮側のニッケル材の変形が加速す
る。図１２は、中心電極１１０の変形の様子を示したも
のであり、熱応力の繰り返しにより銅１２０の中にボイ
ド１３０が発生し、ボイド１３０が成長する事により、
中心電極１１０は、図１２の(a) に示す様に径方向に膨
張し、軸方向に縮む。尚、初期形状を二点鎖線、変形後
形状を実線で示す。更に熱サイクルを加え続けると、中
心電極１１０は、図１２の(b) の実線（５０００ｒｐｍ
全開１分- アイドリング１分を６０００サイクル施した
もの）に示す様に、径方向に膨張し続け、遂には絶縁体
１４０を押し割るという不具合が発生する。
ルとの複合構造部材を採用した中心電極は、温度変化の
激しい運転条件（例えば全開高速運転- アイドリングと
の繰り返し）に遭遇すると、熱膨張係数差により生じる
熱応力により、外皮側のニッケル材が塑性変形し、その
蓄積により中心電極の形状が変形する。尚、変形具合
は、銅材中に発生するボイドの影響を強く受け、ボイド
が拡大成長すると外皮側のニッケル材の変形が加速す
る。図１２は、中心電極１１０の変形の様子を示したも
のであり、熱応力の繰り返しにより銅１２０の中にボイ
ド１３０が発生し、ボイド１３０が成長する事により、
中心電極１１０は、図１２の(a) に示す様に径方向に膨
張し、軸方向に縮む。尚、初期形状を二点鎖線、変形後
形状を実線で示す。更に熱サイクルを加え続けると、中
心電極１１０は、図１２の(b) の実線（５０００ｒｐｍ
全開１分- アイドリング１分を６０００サイクル施した
もの）に示す様に、径方向に膨張し続け、遂には絶縁体
１４０を押し割るという不具合が発生する。
【０００３】また、銅とニッケルとの複合構造部材を接
地電極１５０に採用すると、熱膨張係数差により生じる
熱応力により、銅１６０中にボイド１７０が発生し、ボ
イド１７０が成長する事により、図１３の二点鎖線に示
す様に、接地電極１５０が起き上がって来るという不具
合が発生する。
地電極１５０に採用すると、熱膨張係数差により生じる
熱応力により、銅１６０中にボイド１７０が発生し、ボ
イド１７０が成長する事により、図１３の二点鎖線に示
す様に、接地電極１５０が起き上がって来るという不具
合が発生する。
【０００４】中心電極１１０や接地電極１５０の変形
は、共に、銅１２０、１６０中にボイド１３０、１７０
が形成し、それが成長する事により生じる現象であるの
で、このボイド１３０、１７０の発生を抑制できれば、
電極の変形を防ぐ事ができる。
は、共に、銅１２０、１６０中にボイド１３０、１７０
が形成し、それが成長する事により生じる現象であるの
で、このボイド１３０、１７０の発生を抑制できれば、
電極の変形を防ぐ事ができる。
【０００５】そこで、従来より、種々の銅合金材料の研
究が行なわれ、これら銅合金材料に関する多くの特許が
出願され、公開されている。特開昭６１- １４３９７１
号、特開昭６１- １４３９７２号、特開昭６１- １４３
９７３号、特開昭６１- １４８７８８号、特開昭６１-
１４８７８９号、特開昭６１- １４８７９０号、特開平
４- ０６５７９１号。
究が行なわれ、これら銅合金材料に関する多くの特許が
出願され、公開されている。特開昭６１- １４３９７１
号、特開昭６１- １４３９７２号、特開昭６１- １４３
９７３号、特開昭６１- １４８７８８号、特開昭６１-
１４８７８９号、特開昭６１- １４８７９０号、特開平
４- ０６５７９１号。
【０００６】例えば、特開昭６１- １４３９７３号公報
には、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒの内、一種若しくは二種以上を
０．０３〜１．０重量％としたものが開示されている。
には、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒの内、一種若しくは二種以上を
０．０３〜１．０重量％としたものが開示されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】上記従来の技術は、特
定の元素を選び、銅に添加する添加量を規制するもので
あり、特定の元素を、どの様な目的で、且つどの様な状
態で使用して課題を解決しようとするかについては、ど
の公報にも全く記載されていない。通常、銅に他の元素
を添加すると熱伝導率は急速に悪化する。この為、上記
各公報に基づいて、銅に特定元素を所定量添加して製造
した銅合金を、中心電極や接地電極の芯材に用いた場
合、電極は熱伝導率が低下し、以下に示す不具合が発生
するとともに、ボイドの発生抑制や成長防止の効果は不
十分である。中心電極に用いた場合、耐プレイグニッシ
ョン性能が悪化する。接地電極に用いた場合、ニッケル
材の高温酸化が起き易く、ニッケル材の酸化に起因して
電極消耗度合が早い。
定の元素を選び、銅に添加する添加量を規制するもので
あり、特定の元素を、どの様な目的で、且つどの様な状
態で使用して課題を解決しようとするかについては、ど
の公報にも全く記載されていない。通常、銅に他の元素
を添加すると熱伝導率は急速に悪化する。この為、上記
各公報に基づいて、銅に特定元素を所定量添加して製造
した銅合金を、中心電極や接地電極の芯材に用いた場
合、電極は熱伝導率が低下し、以下に示す不具合が発生
するとともに、ボイドの発生抑制や成長防止の効果は不
十分である。中心電極に用いた場合、耐プレイグニッシ
ョン性能が悪化する。接地電極に用いた場合、ニッケル
材の高温酸化が起き易く、ニッケル材の酸化に起因して
電極消耗度合が早い。
【０００８】本発明の目的は、良熱伝導率を有するとと
もに高温強度に優れ、且つ高温での結晶粒の粗大化の抑
制を図って粒界等で発生し易いミクロボイドの発生を防
止した銅合金が製造でき、該銅合金とニッケル合金との
複合構造部材を中心電極や接地電極に用いる事により、
プラグの耐久性や耐プレイグニッション性能の向上を図
ったスパークプラグの提供にある。
もに高温強度に優れ、且つ高温での結晶粒の粗大化の抑
制を図って粒界等で発生し易いミクロボイドの発生を防
止した銅合金が製造でき、該銅合金とニッケル合金との
複合構造部材を中心電極や接地電極に用いる事により、
プラグの耐久性や耐プレイグニッション性能の向上を図
ったスパークプラグの提供にある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決する為、
本発明は以下の構成を採用した。 （１）耐蝕性に優れるニッケル合金と、該ニッケル合金
の内部に封入された良熱伝導性を有する銅合金との複合
構造部材を、中心電極、或いは接地電極の、少なくとも
一方に有するスパークプラグにおいて、前記銅合金は銅
との過飽和固溶体を形成する添加元素を含有し、且つ該
添加元素若しくは金属間化合物が銅の母相から析出した
状態で均一に分散して存在する。 （２）上記（１）の構成を有し、前記添加元素は、クロ
ム又はジルコニウムの少なくとも一方を含む。 （３）上記（１）又は（２）の構成を有し、前記添加元
素の総量は、０．５重量％以上、１．５重量％以下であ
る。 （４）上記（１）〜（３）の何れかの構成を有し、前記
析出物の大きさは１０μｍ以下である。 （５）上記（１）〜（４）の何れかの構成を有し、前記
銅合金は、常温での熱伝導率が、レーザーフラッシュ法
の測定で２００Ｗ／ｍ・ｋ以上である。 （６）耐蝕性に優れるニッケル合金と、該ニッケル合金
の内部に封入された良熱伝導性を有する銅合金との複合
構造部材を、中心電極、或いは接地電極の、少なくとも
一方に有するスパークプラグにおいて、前記銅合金は、
銅に、０．２重量％以上、１．５重量％以下のセラミッ
ク粉末を添加して分散したものである。 （７）上記（６）の構成を有し、前記銅合金は、常温で
の熱伝導率が、レーザーフラッシュ法の測定で２００Ｗ
／ｍ・ｋ以上である。
本発明は以下の構成を採用した。 （１）耐蝕性に優れるニッケル合金と、該ニッケル合金
の内部に封入された良熱伝導性を有する銅合金との複合
構造部材を、中心電極、或いは接地電極の、少なくとも
一方に有するスパークプラグにおいて、前記銅合金は銅
との過飽和固溶体を形成する添加元素を含有し、且つ該
添加元素若しくは金属間化合物が銅の母相から析出した
状態で均一に分散して存在する。 （２）上記（１）の構成を有し、前記添加元素は、クロ
ム又はジルコニウムの少なくとも一方を含む。 （３）上記（１）又は（２）の構成を有し、前記添加元
素の総量は、０．５重量％以上、１．５重量％以下であ
る。 （４）上記（１）〜（３）の何れかの構成を有し、前記
析出物の大きさは１０μｍ以下である。 （５）上記（１）〜（４）の何れかの構成を有し、前記
銅合金は、常温での熱伝導率が、レーザーフラッシュ法
の測定で２００Ｗ／ｍ・ｋ以上である。 （６）耐蝕性に優れるニッケル合金と、該ニッケル合金
の内部に封入された良熱伝導性を有する銅合金との複合
構造部材を、中心電極、或いは接地電極の、少なくとも
一方に有するスパークプラグにおいて、前記銅合金は、
銅に、０．２重量％以上、１．５重量％以下のセラミッ
ク粉末を添加して分散したものである。 （７）上記（６）の構成を有し、前記銅合金は、常温で
の熱伝導率が、レーザーフラッシュ法の測定で２００Ｗ
／ｍ・ｋ以上である。
【００１０】
〔請求項１について〕添加元素若しくは金属間化合物が
銅の母相から析出した状態で均一に分散して存在するの
で、銅合金の高温強度が向上し、熱サイクルを加えても
結晶粒が微細状態を維持（結晶粒の粗大化が阻止され
る）し、ミクロボイドが粒界で発生し難くなりその成長
も阻止できる。この為、熱サイクルによる中心電極や接
地電極の変形は起き難く、スパークプラグの耐久性が向
上する。更に、添加元素若しくは金属間化合物を析出物
として銅の母相から出しているので、銅の母相自体は添
加元素の固溶が少なく、銅合金は銅本来の特性である優
れた熱伝導性を維持できる。この為、この複合構造部材
を用いたスパークプラグは、中心電極に採用した場合は
耐プレイグニッション性能の向上が図れ、接地電極に採
用した場合は母材の高温酸化が防止でき、電極消耗割合
を大幅に低減できる。
銅の母相から析出した状態で均一に分散して存在するの
で、銅合金の高温強度が向上し、熱サイクルを加えても
結晶粒が微細状態を維持（結晶粒の粗大化が阻止され
る）し、ミクロボイドが粒界で発生し難くなりその成長
も阻止できる。この為、熱サイクルによる中心電極や接
地電極の変形は起き難く、スパークプラグの耐久性が向
上する。更に、添加元素若しくは金属間化合物を析出物
として銅の母相から出しているので、銅の母相自体は添
加元素の固溶が少なく、銅合金は銅本来の特性である優
れた熱伝導性を維持できる。この為、この複合構造部材
を用いたスパークプラグは、中心電極に採用した場合は
耐プレイグニッション性能の向上が図れ、接地電極に採
用した場合は母材の高温酸化が防止でき、電極消耗割合
を大幅に低減できる。
【００１１】〔請求項２について〕クロム、ジルコニウ
ム共に、各々、少量の添加で、高温での熱伝導率を改善
でき、且つ、銅合金の高温強度が向上する。
ム共に、各々、少量の添加で、高温での熱伝導率を改善
でき、且つ、銅合金の高温強度が向上する。
【００１２】〔請求項３について〕添加元素の総量が
０．５重量％未満であると銅の母相中での過飽和固溶体
の析出量が少ないので、銅合金の高温強度が向上せず、
熱サイクルにより結晶粒が粗大化し、ミクロボイドが発
生して成長する。添加元素の総量が１．５重量％を越え
ると熱伝導率特性が大幅に悪化する。
０．５重量％未満であると銅の母相中での過飽和固溶体
の析出量が少ないので、銅合金の高温強度が向上せず、
熱サイクルにより結晶粒が粗大化し、ミクロボイドが発
生して成長する。添加元素の総量が１．５重量％を越え
ると熱伝導率特性が大幅に悪化する。
【００１３】〔請求項４について〕析出物の大きさが１
０μｍを越えると、析出物による銅合金の高温強度の向
上効果が発現し難くなり、細かい析出物が均一に分散し
て存在する事が望ましい。
０μｍを越えると、析出物による銅合金の高温強度の向
上効果が発現し難くなり、細かい析出物が均一に分散し
て存在する事が望ましい。
【００１４】〔請求項５、７について〕銅合金の、常温
での熱伝導率を、レーザーフラッシュ法の測定で２００
Ｗ／ｍ・ｋ以上に設定してあるので中心電極の熱引き性
に優れ、耐プレイグニッション性能の向上（複合材を中
心電極に使用する場合）、又は高温酸化や電極消耗の遅
延（複合材を接地電極に使用する場合）に寄与する。
での熱伝導率を、レーザーフラッシュ法の測定で２００
Ｗ／ｍ・ｋ以上に設定してあるので中心電極の熱引き性
に優れ、耐プレイグニッション性能の向上（複合材を中
心電極に使用する場合）、又は高温酸化や電極消耗の遅
延（複合材を接地電極に使用する場合）に寄与する。
【００１５】〔請求項６について〕０．２重量％以上、
１．５重量％以下のセラミック粉末を銅に添加して分散
した銅合金は、銅の優れた熱伝導性を損なわせる事無
く、高温時の機械的強度を増大させる。尚、セラミック
粉末が０．２重量％未満であると銅合金の高温強度の増
大効果が不十分となり、１．５重量％を越えると銅合金
の熱伝導率が大幅に低下する。ニッケル合金とこの銅合
金との複合構造部材を、中心電極、或いは接地電極の、
少なくとも一方に用いたスパークプラグは、耐プレイグ
ニッション性に優れ、且つ冷熱サイクルの繰り返しに対
する耐久性にも優れる。
１．５重量％以下のセラミック粉末を銅に添加して分散
した銅合金は、銅の優れた熱伝導性を損なわせる事無
く、高温時の機械的強度を増大させる。尚、セラミック
粉末が０．２重量％未満であると銅合金の高温強度の増
大効果が不十分となり、１．５重量％を越えると銅合金
の熱伝導率が大幅に低下する。ニッケル合金とこの銅合
金との複合構造部材を、中心電極、或いは接地電極の、
少なくとも一方に用いたスパークプラグは、耐プレイグ
ニッション性に優れ、且つ冷熱サイクルの繰り返しに対
する耐久性にも優れる。
【００１６】
【実施例】本発明の実施例を図１〜図１０に基づいて説
明する。図１に示すスパークプラグ１００は、軸孔１１
を有する棒状の絶縁体１と、先端部２１が絶縁体１の先
端面１２から突出する様に軸孔１１内に嵌着される棒状
の中心電極２と、先端部２１方向にＬ状に屈曲する板状
の接地電極３１を先端面３０に溶接し、絶縁体１を嵌め
込んで固定する筒状の主体金具３とを備え、図２、図９
に示す如く、中心電極２及び接地電極３１に、ニッケル
合金製の母材ｎの内部に銅合金を芯材ｃとして埋入した
複合材を用いている。
明する。図１に示すスパークプラグ１００は、軸孔１１
を有する棒状の絶縁体１と、先端部２１が絶縁体１の先
端面１２から突出する様に軸孔１１内に嵌着される棒状
の中心電極２と、先端部２１方向にＬ状に屈曲する板状
の接地電極３１を先端面３０に溶接し、絶縁体１を嵌め
込んで固定する筒状の主体金具３とを備え、図２、図９
に示す如く、中心電極２及び接地電極３１に、ニッケル
合金製の母材ｎの内部に銅合金を芯材ｃとして埋入した
複合材を用いている。
【００１７】図２に示す中心電極２において、母材ｎは
耐蝕性に優れる高ニッケル合金（インコネル；商品名）
であり、芯材ｃは、銅との過飽和固溶体を形成する表１
に示す一種以上の金属元素（但し、Ｃｒ又はＺｒの少な
くとも一方を含む）を含有し、且つ添加する金属元素の
総量を０．５重量％〜１．５重量％に調整して製造した
銅合金であり、金属元素若しくは金属間化合物が銅の母
相から析出した状態で均一的に分散して存在する様にし
ている。表１中、実施例関連材料は、材料Ｂ、Ｄ、Ｅ、
Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｍ、Ｎ、Ｏである。尚、図３
の（ａ）は材料Ｈに係る組織の顕微鏡写真（１０００
倍）であり、（ｂ）は（ａ）中のＺｒを、（ｃ）は
（ａ）中のＣｒに関して面分析した写真であり、白点は
Ｚｒ又はＣｒの存在を示す。
耐蝕性に優れる高ニッケル合金（インコネル；商品名）
であり、芯材ｃは、銅との過飽和固溶体を形成する表１
に示す一種以上の金属元素（但し、Ｃｒ又はＺｒの少な
くとも一方を含む）を含有し、且つ添加する金属元素の
総量を０．５重量％〜１．５重量％に調整して製造した
銅合金であり、金属元素若しくは金属間化合物が銅の母
相から析出した状態で均一的に分散して存在する様にし
ている。表１中、実施例関連材料は、材料Ｂ、Ｄ、Ｅ、
Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｍ、Ｎ、Ｏである。尚、図３
の（ａ）は材料Ｈに係る組織の顕微鏡写真（１０００
倍）であり、（ｂ）は（ａ）中のＺｒを、（ｃ）は
（ａ）中のＣｒに関して面分析した写真であり、白点は
Ｚｒ又はＣｒの存在を示す。
【００１８】
【表１】
【００１９】ここで、銅合金の製造方法を述べる。純Ｃ
ｕに、表１に示す割合で金属元素を添加し、非酸化雰囲
気で溶解後、丸棒状に鋳造し、この部材を９００℃前後
に加熱して熱間押出し成形を施し、コイル材にする。こ
のコイル材を９５０℃〜９６０℃に加熱した後、強制冷
却（水冷等）を施し、過飽和固溶体として、添加した金
属元素に係わる１０μｍ以下の微細な析出物を均一に分
散させている。
ｕに、表１に示す割合で金属元素を添加し、非酸化雰囲
気で溶解後、丸棒状に鋳造し、この部材を９００℃前後
に加熱して熱間押出し成形を施し、コイル材にする。こ
のコイル材を９５０℃〜９６０℃に加熱した後、強制冷
却（水冷等）を施し、過飽和固溶体として、添加した金
属元素に係わる１０μｍ以下の微細な析出物を均一に分
散させている。
【００２０】また、上記の方法以外に、中心電極２又は
接地電極３１の部材としてニッケルとの複合構造にした
後、９５０℃〜９６０℃に加熱保持後、強制冷却（水や
アルゴンガスを用いる）して、過飽和固溶体として、１
０μｍ以下の微細な析出物を均一的に分散させる様にし
ても良い。
接地電極３１の部材としてニッケルとの複合構造にした
後、９５０℃〜９６０℃に加熱保持後、強制冷却（水や
アルゴンガスを用いる）して、過飽和固溶体として、１
０μｍ以下の微細な析出物を均一的に分散させる様にし
ても良い。
【００２１】ここで、参考として、純Ｃｕに、各金属元
素を少量添加した場合の、温度- 熱伝導率特性の変化を
図５、図６とともに述べる。図５は、純Ｃｕに、Ｃｒや
Ｚｒを少量（０．２６〜０．９重量％）添加した場合
の、温度- 熱伝導率特性を描いたグラフである。このグ
ラフに示す様に、純Ｃｕは温度上昇とともに熱伝導率が
低下するが、純ＣｕにＣｒやＺｒを添加する事により、
銅合金（芯材ｃ）の温度- 熱伝導率特性を上昇傾向にす
る事ができる。
素を少量添加した場合の、温度- 熱伝導率特性の変化を
図５、図６とともに述べる。図５は、純Ｃｕに、Ｃｒや
Ｚｒを少量（０．２６〜０．９重量％）添加した場合
の、温度- 熱伝導率特性を描いたグラフである。このグ
ラフに示す様に、純Ｃｕは温度上昇とともに熱伝導率が
低下するが、純ＣｕにＣｒやＺｒを添加する事により、
銅合金（芯材ｃ）の温度- 熱伝導率特性を上昇傾向にす
る事ができる。
【００２２】図６は、純Ｃｕに、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｔ
ｉ、Ｂｅ、Ｔａ等の内、少なくとも１種以上の金属元素
を、各々少量添加した場合の、温度- 熱伝導率特性を描
いたグラフである。すなわち、Ｔｉ、Ｔａ、Ｂｅ、Ｎ
ｉ、Ｃｏ等の金属元素を少量添加しても銅合金（芯材
ｃ）の温度- 熱伝導率特性を維持する事ができる。
ｉ、Ｂｅ、Ｔａ等の内、少なくとも１種以上の金属元素
を、各々少量添加した場合の、温度- 熱伝導率特性を描
いたグラフである。すなわち、Ｔｉ、Ｔａ、Ｂｅ、Ｎ
ｉ、Ｃｏ等の金属元素を少量添加しても銅合金（芯材
ｃ）の温度- 熱伝導率特性を維持する事ができる。
【００２３】この様に、純Ｃｕに、過飽和固溶体として
析出するクロム、ジルコニウム等を添加する事により、
芯材ｃの高温時における熱伝導性を向上させる事がで
き、この芯材ｃを中心電極２に用いれば、使用時の中心
電極２の先端部の温度の過昇温が防止でき、過熱した中
心電極２の先端部や絶縁体１の先端部が着火源となっ
て、機関の圧縮過程において過早着火する、所謂、プレ
イグニッションの発生が防止できる。
析出するクロム、ジルコニウム等を添加する事により、
芯材ｃの高温時における熱伝導性を向上させる事がで
き、この芯材ｃを中心電極２に用いれば、使用時の中心
電極２の先端部の温度の過昇温が防止でき、過熱した中
心電極２の先端部や絶縁体１の先端部が着火源となっ
て、機関の圧縮過程において過早着火する、所謂、プレ
イグニッションの発生が防止できる。
【００２４】又、下記の表２に示す様に、銅に、アルミ
ナやマグネシア等のセラミック粉末を分散させて添加す
る（０．２重量％〜１．５重量％）と、これらセラミッ
ク粉末は銅の内部に微粒子として存在するため、熱伝導
性の著しい低下を招く事無く、高温時の機械的強度が増
大でき、中心電極２等に用いる芯材ｃとして適当であ
る。
ナやマグネシア等のセラミック粉末を分散させて添加す
る（０．２重量％〜１．５重量％）と、これらセラミッ
ク粉末は銅の内部に微粒子として存在するため、熱伝導
性の著しい低下を招く事無く、高温時の機械的強度が増
大でき、中心電極２等に用いる芯材ｃとして適当であ
る。
【００２５】
【表２】
【００２６】又、中心電極２において、母材ｎ先端には
径小部２２が設けられると共に、径小部２２の先端面２
２１の中心に穴２２２が形成され、穴２２２には貴金属
チップ（イリジウム合金）２３が芯材ｃ先端と接触状態
に嵌め込まれ、貴金属チップ２３は母材ｎに溶接されて
いる（図２参照）。ここで、図４は、２０００ｃｃ、六
気筒エンジンに装着して５５００ｒｐｍ、全負荷２００
Ｈｒの試験を行なって求めた、基部２３１- 先端面ｃ’
間の距離とスパークギャップ増加量（貴金属チップ２３
の消耗量）との関係を示す実験データであり、貴金属チ
ップ２３の基部２３１と芯材ｃの先端面ｃ’との距離が
０．５ｍｍを越えると、火花放電による火花放電間隔の
増加量が急激に増大する事が判る。
径小部２２が設けられると共に、径小部２２の先端面２
２１の中心に穴２２２が形成され、穴２２２には貴金属
チップ（イリジウム合金）２３が芯材ｃ先端と接触状態
に嵌め込まれ、貴金属チップ２３は母材ｎに溶接されて
いる（図２参照）。ここで、図４は、２０００ｃｃ、六
気筒エンジンに装着して５５００ｒｐｍ、全負荷２００
Ｈｒの試験を行なって求めた、基部２３１- 先端面ｃ’
間の距離とスパークギャップ増加量（貴金属チップ２３
の消耗量）との関係を示す実験データであり、貴金属チ
ップ２３の基部２３１と芯材ｃの先端面ｃ’との距離が
０．５ｍｍを越えると、火花放電による火花放電間隔の
増加量が急激に増大する事が判る。
【００２７】図７は、１６００ｃｃ、六気筒エンジン
（６０００ｒｐｍ）に装着して求めた、熱伝導率- プレ
イグニッション発生進角との関係を示す実験データであ
り、銅合金（芯材ｃ）の熱伝導率が、レーザーフラッシ
ュ法の測定で２００Ｗ／ｍ・ｋ（常温２０℃で測定）以
上であればプレイグニッション発生の可能性が低い事が
判る。尚、２００Ｗ／ｍ・ｋ以上となる材料は、材料
Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｍ、Ｎ、Ｏ、
Ｐ、Ｑ、及びＲである。
（６０００ｒｐｍ）に装着して求めた、熱伝導率- プレ
イグニッション発生進角との関係を示す実験データであ
り、銅合金（芯材ｃ）の熱伝導率が、レーザーフラッシ
ュ法の測定で２００Ｗ／ｍ・ｋ（常温２０℃で測定）以
上であればプレイグニッション発生の可能性が低い事が
判る。尚、２００Ｗ／ｍ・ｋ以上となる材料は、材料
Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｍ、Ｎ、Ｏ、
Ｐ、Ｑ、及びＲである。
【００２８】ＣｒやＺｒを含む金属元素を、表１に示す
様に調合し、金属元素成分が銅の母相から析出した状態
（金属又は金属間化合物の形）で分散して存在する様に
した析出硬化型銅材を使用した、材料Ｂ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、
Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎ、及びＯは、銅合金の
高温強度が向上し、結晶粒が微細状態を維持し、結晶粒
の粗大化が抑制され、前記材料を用いた中心電極２に
は、２０００ｃｃ六気筒エンジンで６０００ｒｐｍ全開
１分- アイドリング１分の熱サイクルを１０００サイク
ル加えてもボイドの発生は認められず、０．１ｍｍ引っ
込むのに３５００回〜４０００回のサイクル数が必要で
ある（熱サイクルで中心電極２が変形し難い）という高
耐久性を示す。また、２００Ｗ／ｍ・ｋ以上の熱伝導性
と熱サイクル１０００サイクルでボイド発生が無く優れ
た耐久性の両特性を合わせ持つ材料は、Ｂ、Ｄ、Ｆ、
Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｍ、Ｎ、Ｏである。
様に調合し、金属元素成分が銅の母相から析出した状態
（金属又は金属間化合物の形）で分散して存在する様に
した析出硬化型銅材を使用した、材料Ｂ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、
Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎ、及びＯは、銅合金の
高温強度が向上し、結晶粒が微細状態を維持し、結晶粒
の粗大化が抑制され、前記材料を用いた中心電極２に
は、２０００ｃｃ六気筒エンジンで６０００ｒｐｍ全開
１分- アイドリング１分の熱サイクルを１０００サイク
ル加えてもボイドの発生は認められず、０．１ｍｍ引っ
込むのに３５００回〜４０００回のサイクル数が必要で
ある（熱サイクルで中心電極２が変形し難い）という高
耐久性を示す。また、２００Ｗ／ｍ・ｋ以上の熱伝導性
と熱サイクル１０００サイクルでボイド発生が無く優れ
た耐久性の両特性を合わせ持つ材料は、Ｂ、Ｄ、Ｆ、
Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｍ、Ｎ、Ｏである。
【００２９】尚、図８は、２０００ｃｃ、六気筒エンジ
ンに装着して行なった全開高速耐久試験（６０００ｒｐ
ｍ×２００Ｈｒ）後の、材料Ｇ（ｂ）、材料Ｑ（ａ）に
係る、組織（接地電極３１）の顕微鏡写真であり、材料
Ｇ（実施例関連品）は結晶粒の粗大化が抑制されてい
る。尚、添加する金属元素の総量が０．５重量％未満で
あると金属元素が十分な量、析出しないので結晶粒が粗
大化し、銅合金の高温強度が劣る様になるとともに、ボ
イドが発生し易い。また、１．５重量％を越えると芯材
ｃの熱伝導率の低下が顕著になり、実用に供さなくな
る。
ンに装着して行なった全開高速耐久試験（６０００ｒｐ
ｍ×２００Ｈｒ）後の、材料Ｇ（ｂ）、材料Ｑ（ａ）に
係る、組織（接地電極３１）の顕微鏡写真であり、材料
Ｇ（実施例関連品）は結晶粒の粗大化が抑制されてい
る。尚、添加する金属元素の総量が０．５重量％未満で
あると金属元素が十分な量、析出しないので結晶粒が粗
大化し、銅合金の高温強度が劣る様になるとともに、ボ
イドが発生し易い。また、１．５重量％を越えると芯材
ｃの熱伝導率の低下が顕著になり、実用に供さなくな
る。
【００３０】図９に示す接地電極３１において、母材ｎ
はニッケルを９５重量％（残部はＣｒ、Ｆｅ、Ｍｎを適
量含有）含有した耐蝕性の高ニッケル合金であり、芯材
ｃは、銅との固溶体を形成する添加元素（表２に示し、
Ｃｒ又はＺｒの少なくとも一方を含む）を含有し、且つ
総量を０．５重量％〜１．５重量％に調整した銅合金で
あり、更に、金属元素を銅の母相から析出した状態で分
散させている。尚、実施例関連品は、表３中、材料Ｂ、
Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｍ、Ｎ、Ｏである。
はニッケルを９５重量％（残部はＣｒ、Ｆｅ、Ｍｎを適
量含有）含有した耐蝕性の高ニッケル合金であり、芯材
ｃは、銅との固溶体を形成する添加元素（表２に示し、
Ｃｒ又はＺｒの少なくとも一方を含む）を含有し、且つ
総量を０．５重量％〜１．５重量％に調整した銅合金で
あり、更に、金属元素を銅の母相から析出した状態で分
散させている。尚、実施例関連品は、表３中、材料Ｂ、
Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｍ、Ｎ、Ｏである。
【００３１】
【表３】
【００３２】ＣｒやＺｒを含む添加成分を、表３に示す
様に調合し、金属元素が銅の母相から析出した状態（金
属又は金属間化合物の形）で分散して存在する様にした
析出硬化型銅材を使用した、材料Ｂ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、
Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎ、Ｏは、銅合金の高温強度
が向上し、熱サイクルを加えても結晶粒が微細状態を維
持し、結晶粒の粗大化が抑制され、前記材料を用いた接
地電極３１には、熱サイクル１０００サイクル（上記と
同様の熱サイクル試験を実施）でのボイドの発生は認め
られず、変形開始（図１３に示す起き上がり変形）迄に
２０００回〜２６００回以上のサイクル数が必要である
（熱サイクルで接地電極３１が変形し難い）という高耐
久性を示す。
様に調合し、金属元素が銅の母相から析出した状態（金
属又は金属間化合物の形）で分散して存在する様にした
析出硬化型銅材を使用した、材料Ｂ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、
Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎ、Ｏは、銅合金の高温強度
が向上し、熱サイクルを加えても結晶粒が微細状態を維
持し、結晶粒の粗大化が抑制され、前記材料を用いた接
地電極３１には、熱サイクル１０００サイクル（上記と
同様の熱サイクル試験を実施）でのボイドの発生は認め
られず、変形開始（図１３に示す起き上がり変形）迄に
２０００回〜２６００回以上のサイクル数が必要である
（熱サイクルで接地電極３１が変形し難い）という高耐
久性を示す。
【００３３】図１０は、２０００ｃｃの六気筒エンジン
（６０００ｒｐｍ全開×２００Ｈｒ）に装着して求め
た、熱伝導率- 電極消耗量との関係を示す実験データで
あり、銅合金（芯材ｃ）の熱伝導率がレーザーフラッシ
ュ法の測定で２００Ｗ／ｍ・ｋ以上であれば接地電極３
１の電極消耗量が少ない（０．１ｍｍ以下）事が判る。
尚、２００Ｗ／ｍ・ｋ以上となる材料は、材料Ａ、Ｂ、
Ｃ、Ｄ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｍ、Ｎ，Ｏ、Ｐ、Ｑ、Ｒ
である。また、２００Ｗ／ｍ・ｋ以上の熱伝導性と長い
熱サイクル数を経ても変形を起こし難い耐久性の両特性
を合わせ持つ材料は、Ｂ、Ｄ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、
Ｍ、Ｎ、Ｏである。
（６０００ｒｐｍ全開×２００Ｈｒ）に装着して求め
た、熱伝導率- 電極消耗量との関係を示す実験データで
あり、銅合金（芯材ｃ）の熱伝導率がレーザーフラッシ
ュ法の測定で２００Ｗ／ｍ・ｋ以上であれば接地電極３
１の電極消耗量が少ない（０．１ｍｍ以下）事が判る。
尚、２００Ｗ／ｍ・ｋ以上となる材料は、材料Ａ、Ｂ、
Ｃ、Ｄ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｍ、Ｎ，Ｏ、Ｐ、Ｑ、Ｒ
である。また、２００Ｗ／ｍ・ｋ以上の熱伝導性と長い
熱サイクル数を経ても変形を起こし難い耐久性の両特性
を合わせ持つ材料は、Ｂ、Ｄ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、
Ｍ、Ｎ、Ｏである。
【００３４】つぎに、燃焼室の奥深くまで突き出す、突
出し型のスパークプラグに、上記銅合金（芯材ｃ）を採
用した実施例を示す。通常のスパークプラグでは、発火
位置が主体金具４１０の先端面４１１から３．０ｍｍ〜
４．０ｍｍ程度突き出しているが、図１１に示す様に、
４．５ｍｍ〜１０．０ｍｍ程度突き出して燃焼室中央部
で点火させる方が、希薄燃焼での点火性が改善できる。
しかし、突き出し長ｈが長い程、受熱温度が増加し、銅
とニッケルの熱膨張差に起因する熱応力が増大し、図１
２、１３に示す不具合が発生し易くなる。しかし、本発
明の構成を採用した銅合金（芯材ｃ）を用いれば、過飽
和固溶元素の微細析出物により、高温での結晶粒の粗大
化及び粒界部での割れが防止でき、高温強度の低下も抑
制されるので、銅中のボイド発生→成長が少なく、中心
電極４２０や接地電極４３０に変形不具合の無い、優れ
た性能を具備した突出し型のスパークプラグ４００を製
造する事ができる。
出し型のスパークプラグに、上記銅合金（芯材ｃ）を採
用した実施例を示す。通常のスパークプラグでは、発火
位置が主体金具４１０の先端面４１１から３．０ｍｍ〜
４．０ｍｍ程度突き出しているが、図１１に示す様に、
４．５ｍｍ〜１０．０ｍｍ程度突き出して燃焼室中央部
で点火させる方が、希薄燃焼での点火性が改善できる。
しかし、突き出し長ｈが長い程、受熱温度が増加し、銅
とニッケルの熱膨張差に起因する熱応力が増大し、図１
２、１３に示す不具合が発生し易くなる。しかし、本発
明の構成を採用した銅合金（芯材ｃ）を用いれば、過飽
和固溶元素の微細析出物により、高温での結晶粒の粗大
化及び粒界部での割れが防止でき、高温強度の低下も抑
制されるので、銅中のボイド発生→成長が少なく、中心
電極４２０や接地電極４３０に変形不具合の無い、優れ
た性能を具備した突出し型のスパークプラグ４００を製
造する事ができる。
【図１】本発明の実施例に係るスパークプラグの要部斜
視図である。
視図である。
【図２】本発明の実施例に係るスパークプラグの中心電
極の半断面図である。
極の半断面図である。
【図３】材料Ｈに係る組織の顕微鏡写真である。
【図４】基部- 先端面間の距離と、スパークギャップ増
加量との関係を示すグラフである。
加量との関係を示すグラフである。
【図５】純Ｃｕに、ＣｒやＺｒを少量添加した場合の、
温度- 熱伝導率特性を描いたグラフである。
温度- 熱伝導率特性を描いたグラフである。
【図６】純Ｃｕに、各金属元素を添加した場合の、温度
- 熱伝導率特性を描いたグラフである。
- 熱伝導率特性を描いたグラフである。
【図７】熱伝導率- プレイグニッション発生進角の関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図８】エンジンに装着して行なった全開高速耐久試験
後の、材料Ｇ（ｂ）、材料Ｑ（ａ）に係る、組織の顕微
鏡写真である。
後の、材料Ｇ（ｂ）、材料Ｑ（ａ）に係る、組織の顕微
鏡写真である。
【図９】本発明の実施例に係るスパークプラグの接地電
極の断面図である。
極の断面図である。
【図１０】エンジンに装着して試験した、熱伝導率- 電
極消耗量の関係を示すグラフである。
極消耗量の関係を示すグラフである。
【図１１】本発明に係る、突出し型のスパークプラグの
断面図である。
断面図である。
【図１２】従来のスパークプラグにおいて、熱応力の繰
り返しによりボイドが成長して中心電極が変形する様子
を示す説明図である。
り返しによりボイドが成長して中心電極が変形する様子
を示す説明図である。
【図１３】従来のスパークプラグにおいて、熱応力の繰
り返しによりボイドが成長して接地電極が変形する様子
を示す説明図である。
り返しによりボイドが成長して接地電極が変形する様子
を示す説明図である。
ｎ ニッケル合金母材 ｃ 銅合金芯材 １ 絶縁体 ２、４２０ 中心電極 ３ 主体金具 １１ 軸孔 １２ 先端面 ３１、４３０ 接地電極 １００ スパークプラグ ４００ 突出し型のスパークプラグ（スパークプラグ）
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成５年６月４日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】図３
【補正方法】変更
【補正内容】
【図３】材料Ｈに係る金属組織の顕微鏡写真である。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】図８
【補正方法】変更
【補正内容】
【図８】エンジンに装着して行なった全開高速耐久試験
後の、材料Ｇ（ｂ）、材料Ｑ（ａ）に係る、金属組織の
顕微鏡写真である。
後の、材料Ｇ（ｂ）、材料Ｑ（ａ）に係る、金属組織の
顕微鏡写真である。
Claims (7)
- 【請求項１】 耐蝕性に優れるニッケル合金と、該ニッ
ケル合金の内部に封入された良熱伝導性を有する銅合金
との複合構造部材を、 中心電極、或いは接地電極の、少なくとも一方に有する
スパークプラグにおいて、 前記銅合金は銅との過飽和固溶体を形成する添加元素を
含有し、且つ該添加元素若しくは金属間化合物が銅の母
相から析出した状態で均一に分散して存在する事を特徴
とするスパークプラグ。 - 【請求項２】 前記添加元素は、クロム又はジルコニウ
ムの少なくとも一方を含む請求項１記載のスパークプラ
グ。 - 【請求項３】 前記添加元素の総量は、０．５重量％以
上、１．５重量％以下である請求項１又は請求項２記載
のスパークプラグ。 - 【請求項４】 前記析出物は、大きさが１０μｍ以下で
ある請求項１から請求項３の何れかに記載のスパークプ
ラグ。 - 【請求項５】 前記銅合金は、常温での熱伝導率が、レ
ーザーフラッシュ法の測定で２００Ｗ／ｍ・ｋ以上であ
る請求項１から請求項４の何れかに記載のスパークプラ
グ。 - 【請求項６】 耐蝕性に優れるニッケル合金と、該ニッ
ケル合金の内部に封入された良熱伝導性を有する銅合金
との複合構造部材を、 中心電極、或いは接地電極の、少なくとも一方に有する
スパークプラグにおいて、 前記銅合金は、銅に、０．２重量％以上、１．５重量％
以下のセラミック粉末を添加して分散したものである事
を特徴とするスパークプラグ。 - 【請求項７】 前記銅合金は、常温での熱伝導率が、レ
ーザーフラッシュ法の測定で２００Ｗ／ｍ・ｋ以上であ
る請求項６記載のスパークプラグ。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5002881A JP2853111B2 (ja) | 1992-03-24 | 1993-01-11 | スパークプラグ |
| DE69300840T DE69300840T2 (de) | 1992-03-24 | 1993-03-24 | Zündkerze für Verbrennungsmotor. |
| EP93302245A EP0562842B1 (en) | 1992-03-24 | 1993-03-24 | A spark plug for use in internal combustion engine |
| US08/411,077 US5578894A (en) | 1992-03-24 | 1995-03-27 | Spark plug for use in internal combustion engine |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6579192 | 1992-03-24 | ||
| JP4-65791 | 1992-03-24 | ||
| JP5002881A JP2853111B2 (ja) | 1992-03-24 | 1993-01-11 | スパークプラグ |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05343157A true JPH05343157A (ja) | 1993-12-24 |
| JP2853111B2 JP2853111B2 (ja) | 1999-02-03 |
Family
ID=26336363
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5002881A Expired - Lifetime JP2853111B2 (ja) | 1992-03-24 | 1993-01-11 | スパークプラグ |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5578894A (ja) |
| EP (1) | EP0562842B1 (ja) |
| JP (1) | JP2853111B2 (ja) |
| DE (1) | DE69300840T2 (ja) |
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| US8853928B2 (en) | 2010-09-24 | 2014-10-07 | Ngk Spark Plug Co., Ltd. | Spark plug electrode, method for producing same, spark plug, and method for producing spark plug |
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| US9124075B2 (en) | 2013-02-14 | 2015-09-01 | Ngk Spark Plug Co., Ltd. | Ignition system |
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