JP2018120734A - スパークプラグ - Google Patents

Abstract

【課題】中間材および溶融部の耐消耗性を向上できるスパークプラグを提供すること。【解決手段】Ｎｉを主体とする合金からなり電極母材から突出した状態で電極母材に溶接される中間材と、Ｐｔを主体とする合金からなるチップと、中間材およびチップが溶け合ってなる溶融部と、を備える。チップは、６質量％以上のＲｈと、Ｒｈ，Ｒｅ，Ｉｒ，Ｒｕ，Ｗ，Ｍｏ及びＮｂからなるＲ群から選ばれる少なくとも１種と、５質量％以上のＮｉと、Ｎｉ，Ｃｏ，Ｆｅ及びＣｕからなるＮ群から選ばれる少なくとも１種と、を含有する。Ｒ群の中ではＲｈを、Ｎ群の中ではＮｉをそれぞれ最も多く含む。Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉの含有率の合計は９１質量％以上であり、Ｐｔ，Ｒ群およびＮ群の含有率の合計は９５質量％以上である。Ｒ群の含有率をＮ群の含有率で除した値は、０．７以上８以下である。【選択図】図２

Description

本発明はスパークプラグに関し、特にＰｔを主体とする合金からなるチップを電極に設けたスパークプラグに関するものである。

電極が火炎核のエネルギーを奪う消炎作用を抑えるため、Ｐｔを主体とする合金からなるチップと電極母材との間に中間材を介在させたスパークプラグが知られている。特許文献１に開示されるスパークプラグは、火花ギャップを介して第２電極と対向する第１電極が、Ｎｉを主体とする電極母材と、Ｎｉを主体とする合金からなり電極母材から突出した状態で電極母材に溶接される中間材と、中間材およびＰｔ−Ｒｈからなるチップが溶け合ってなる溶融部と、を備えている。特許文献２に開示されるスパークプラグの第１電極は、Ｎｉを主体とする電極母材と、Ｎｉを主体とする中間材と、中間材及びＰｔ−Ｎｉからなるチップが溶け合ってなる溶融部と、を備えている。

国際公開第２０１０／０２９９４４号 国際公開第２００９／０６３９３０号

しかしながら、特許文献１に開示される技術では、高温下での使用において、溶融部の部分的な消耗（以下「抉れ」ともいう）が生じるおそれがある。特許文献２に開示される技術では、高温下や過給機付エンジンでの使用において、中間材の消耗が生じるおそれがある。

本発明は上述した問題点を解決するためになされたものであり、中間材および溶融部の耐消耗性を向上できるスパークプラグを提供することを目的としている。

この目的を達成するために本発明のスパークプラグは、第１電極が、Ｎｉを主体とする電極母材と、Ｎｉを主体とする合金からなり電極母材から突出した状態で電極母材に溶接される中間材と、Ｐｔを主体とする合金からなるチップと、中間材およびチップが溶け合ってなる溶融部と、を備えている。第２電極は、チップの放電面と火花ギャップを介して対向する。

チップは、６質量％以上のＲｈと、Ｒｈ，Ｒｅ，Ｉｒ，Ｒｕ，Ｗ，Ｍｏ及びＮｂからなるＲ群から選ばれる少なくとも１種と、５質量％以上のＮｉと、Ｎｉ，Ｃｏ，Ｆｅ及びＣｕからなるＮ群から選ばれる少なくとも１種と、を含有する。Ｒ群の中ではＲｈを、Ｎ群の中ではＮｉをそれぞれ最も多く含む。Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉの含有率の合計は９１質量％以上であり、Ｐｔ，Ｒ群およびＮ群の含有率の合計は９５質量％以上である。Ｒ群の含有率をＮ群の含有率で除した値は、０．７以上８以下である。

請求項１記載のスパークプラグによれば、Ｐｔを主体とするチップは、６質量％以上のＲｈと、Ｒｈ，Ｒｅ，Ｉｒ，Ｒｕ，Ｗ，Ｍｏ及びＮｂからなるＲ群から選ばれる少なくとも１種と、５質量％以上のＮｉと、Ｎｉ，Ｃｏ，Ｆｅ及びＣｕからなるＮ群から選ばれる少なくとも１種と、を含有する。Ｒ群の中ではＲｈを最も多く含み、Ｎ群の中ではＮｉを最も多く含む。その結果、チップ及び中間材が溶け合ってなる溶融部には、Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉが含まれる。Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉを含む合金により熱応力を抑制しつつ溶融部を適度に脆化できるので、熱衝撃等により、適度なクラックを溶融部に進展させて応力を解放できる。中間材の応力を緩和できるので、中間材の変形を抑制できる。その結果、中間材の表面に形成される安定な酸化膜の剥離を抑制できるので、酸化膜に覆われた酸化消耗し易い部分を露出させないようにできる。よって、中間材の酸化消耗を抑制できる。

Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉの含有率の合計は９１質量％以上であり、Ｐｔ，Ｒ群およびＮ群の含有率の合計は９５質量％以上である。Ｒ群の含有率をＮ群の含有率で除した値は０．７以上８以下なので、チップや溶融部の融点の低下を抑制して結晶粒成長を抑制しつつ、溶融部に生じる熱応力を抑制できる。さらに、溶融部の表面に安定な酸化膜を形成してそれ以上の内部酸化を抑制できる。その結果、溶融部の過度の脆化および応力を抑制でき、酸化や酸化物の脱落による消耗も抑制できるので、高温下での溶融部の部分的な消耗（抉れ）を抑制できる。

Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉが含まれ、Ｒ群の含有率をＮ群の含有率で除した値が０．７以上８以下であるチップは、融点を高くすることができ、溶接時に溶け難くできる。溶融部を適度な大きさに形成できるので、中間材と第２電極との距離を確保することができる。よって、中間材の火花消耗を抑制できる。以上のように、中間材の火花消耗および酸化消耗、溶融部の抉れを抑制できるので、中間材および溶融部の耐消耗性を向上できる効果がある。

請求項２記載のスパークプラグによれば、チップの組織は、放電面に平行な断面における結晶粒径が１６０μｍ以下なので、特定の結晶粒界への応力集中を起こり難くすることができ、結晶粒界に割れを生じ難くできる。その結果、結晶粒の脱落を抑制できる。

チップの組織および組成は、チップをＡｒ雰囲気中１２００℃で１０時間加熱する処理後のチップの断面のビッカース硬度をＨａ、処理前のチップの断面のビッカース硬度をＨｂとするときに、Ｈｂ／Ｈａ≦２．２５を満たすように設定される。また、チップはＰｔ，Ｒｈ及びＮｉを含むので、高温下における強度を確保できる。これにより、高温下でのチップの再結晶化や粒成長を抑制できる。よって、請求項１の効果に加え、チップの粒界割れ、結晶粒の脱落およびチップの変形を抑制できる効果がある。

請求項３記載のスパークプラグによれば、ビッカース硬度Ｈｂをビッカース硬度Ｈａで除したＨｂ／ＨａはＨｂ／Ｈａ≦２．１５を満たすので、請求項２の効果に加え、チップの粒界割れ及び変形を抑制する効果をより向上できる。

請求項４記載のスパークプラグによれば、チップはＮｉの含有率が８質量％以上なので、チップの一部が溶け込んだ溶融部中の元素の拡散を促進できる。Ｎｉは、Ｒｈに比べて酸化し易く高温下で消失し易い傾向があるが、Ｎｉの含有率を８質量％以上にすることで、その影響を小さくできる。その結果、溶融部の表面に安定な酸化膜を形成し易くできるので、溶融部の酸化を抑制できる。よって、請求項１から３のいずれかの効果に加え、溶融部をさらに抉れ難くできる効果がある。

請求項５記載のスパークプラグによれば、Ｒ群の含有率をＮ群の含有率で除した値は、５以下である。Ｒ群の含有率に対してＮ群の含有率が相対的に高くなると、溶融部を脆化し難くできると共に、チップや溶融部の線膨張係数を大きくすることができ、溶融部に生じる熱応力を小さくできる。さらに、チップの一部が溶け込んだ溶融部内の元素の拡散を促進できるので、溶融部の表面に安定な酸化膜を形成してそれ以上の内部酸化を抑制できる。従って、請求項１から４のいずれかの効果に加え、溶融部をさらに抉れ難くできる効果がある。

請求項６記載のスパークプラグによれば、中間材は、５０質量％以上のＮｉ、１５質量％以上のＣｒ、及び、０質量％以上１５質量％以下のＦｅを含有するので、Ｃｒによる緻密な酸化膜を中間材の表面に形成し易くできる。よって、請求項１から５のいずれかの効果に加え、中間材の酸化消耗をさらに抑制できる効果がある。

請求項７記載のスパークプラグによれば、Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉの含有率の合計は９６質量％以上なので、Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉが溶け込んだ溶融部をさらに酸化し難くできる。よって、請求項１から６のいずれかの効果に加え、溶融部の抉れをより抑制できる効果がある。

本発明の一実施の形態におけるスパークプラグの片側断面図である。 中心電極および接地電極の断面図である。 軸線を含む接地電極の断面図である。

以下、本発明の好ましい実施形態について添付図面を参照して説明する。図１は軸線Ｏを境にした本発明の一実施の形態におけるスパークプラグ１０の片側断面図であり、図２は軸線Ｏを含む中心電極１３及び接地電極１８の断面図である。図１及び図２では、紙面下側をスパークプラグ１０の先端側、紙面上側をスパークプラグ１０の後端側という。

図１に示すようにスパークプラグ１０は、絶縁体１１、中心電極１３（第２電極）、主体金具１７及び接地電極１８（第１電極）を備えている。絶縁体１１は、機械的特性や高温下の絶縁性に優れるアルミナ等により形成された略円筒状の部材である。絶縁体１１は、軸線Ｏに沿って軸孔１２が貫通する。

中心電極１３は、軸孔１２に挿入されて軸線Ｏに沿って絶縁体１１に保持される棒状の電極である。中心電極１３は、電極母材１４と、電極母材１４の先端に接合されるチップ１５とを備えている。電極母材１４は熱伝導性に優れる芯材が埋設されている。電極母材１４は、Ｎｉを主体とする合金またはＮｉからなる金属材料で形成されており、芯材は銅または銅を主成分とする合金で形成されている。チップ１５は、電極母材１４よりも耐火花消耗性の高い白金、イリジウム、ルテニウム、ロジウム等の貴金属または貴金属を主体とする合金によって形成されている。

端子金具１６は、高圧ケーブル（図示せず）が接続される棒状の部材であり、先端側が絶縁体１１内に配置される。端子金具１６は、軸孔１２内で中心電極１３と電気的に接続されている。

主体金具１７は、内燃機関のねじ穴（図示せず）に固定される略円筒状の金属製の部材である。主体金具１７は導電性を有する金属材料（例えば低炭素鋼等）によって形成される。主体金具１７は絶縁体１１の外周に固定されている。主体金具１７は、接地電極１８の電極母材１９が、先端に接合されている。電極母材１９（図１参照）は中心電極１３へ向けて屈曲する。

図２に示すように接地電極１８は、電極母材１９と、電極母材１９に接合される中間材２０と、中間材２０に接合する溶融部２１と、溶融部２１を介して中間材２０に結合するチップ２２と、を備えている。電極母材１９は熱伝導性に優れる芯材が埋設されている。電極母材１９は、Ｎｉを主体とする合金またはＮｉからなる金属材料で形成されており、芯材は銅または銅を主成分とする合金で形成されている。なお、芯材を省略して、Ｎｉを主体とする合金またはＮｉからなる金属材料で電極母材１９の全体を形成することは当然可能である。

中間材２０は、円柱状をなす柱部２０ａと、柱部２０ａの電極母材１９側に連接されると共に径方向に拡径した鍔状をなす鍔部２０ｂとを備えている。中間材２０は、抵抗溶接やレーザ溶接等により、電極母材１９から突出した状態で電極母材１９に接合される。なお、中間材２０は、電極母材１９から中心電極１３へ向かうにつれて外径が次第に小さくなる円錐台状に形成されていても良い。

スパークプラグ１０は、例えば、以下のような方法によって製造される。まず、中心電極１３を絶縁体１１の軸孔１２に挿入する。中心電極１３は先端が軸孔１２から外部に露出するように配置される。軸孔１２に端子金具１６を挿入し、端子金具１６と中心電極１３との導通を確保した後、予め電極母材１９が接合された主体金具１７を絶縁体１１の外周に組み付ける。中間材２０とチップ２２とをレーザビーム溶接または電子ビーム溶接により接合した後、電極母材１９に中間材２０を接合する。なお、電極母材１９に中間材２０を接合した後、中間材２０とチップ２２とをレーザビーム溶接または電子ビーム溶接により接合しても良い。次に、チップ２２が中心電極１３と軸線Ｏ方向に対向するように電極母材１９を屈曲して、スパークプラグ１０を得る。

中間材２０は、Ｎｉを主体とする合金からなる。中間材２０は、好ましくは５０質量％以上のＮｉ、１５質量％以上のＣｒ、及び、０質量％以上１５質量％以下のＦｅを含有する。これにより、中間材２０の表面に緻密で安定な酸化膜を形成させ、中間材２０のそれ以上の内部酸化を抑制し、耐高温酸化性を向上できる。中間材２０にＦｅが含まれる場合には、中間材２０を構成する合金に対するＦｅの含有率を１５質量％以下とする。中間材２０は、耐高温酸化性や高温強度を向上させるため、不可避不純物以外に、さらにＡｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｙ，Ｈｆ，Ｚｒ，ランタノイド，Ｂ、Ｃ，Ｃｏ，Ｃｕ等から選ばれる１種以上の元素を含有できる。

中間材２０は、溶融部２１を介してチップ２２を接合する。チップ２２は、平坦な放電面２３を有する円柱状に形成されている。チップ２２は、中間材２０と共に電極母材１９から突出した状態で中間材２０に結合し、中心電極１３と対向して放電面２３と中心電極１３との間に火花ギャップＧを形成する。

溶融部２１は、中間材２０及びチップ２２が溶け合ってなる。本実施の形態では、チップ２２及び中間材２０の端面同士を突き合わせた後、全周に亘ってチップ２２と中間材２０との境界にレーザビーム又は電子ビームを照射し、溶融部２１を形成する。チップ２２と中間材２０とを突き合わせた端面の中央が残存した状態が図示されているが、これに限られるものではなく、突き合わせた端面が全て溶融部２１に溶融して消失していても良い。溶融部２１は、チップ２２の線膨張係数と中間材２０の線膨張係数との違いに起因するチップ２２の熱応力を緩和する。溶融部２１は、中間材２０のうち電極母材１９から離れた位置に形成される。

チップ２２はＰｔを主体とする合金からなる。「Ｐｔを主体とする合金」とは、Ｐｔの含有率が最も大きい合金のことであり、Ｐｔの含有率が５０質量％以上の合金のことではない。チップ２２は、Ｒｈ，Ｒｅ，Ｉｒ，Ｒｕ，Ｗ，Ｍｏ及びＮｂからなるＲ群から選ばれる少なくとも１種と、Ｎｉ，Ｃｏ，Ｆｅ及びＣｕからなるＮ群から選ばれる少なくとも１種と、を含有する。チップ２２は、Ｒ群およびＮ群の元素の他、不可避不純物以外にＡｕ，Ａｇ，Ｐｄ，Ｍｎ，Ｃｒ等の元素を含有することができる。

Ｒ群の元素は、チップ２２及び溶融部２１の融点の低下を防いで結晶粒成長を抑制すると共に、溶融部２１を脆化させる。Ｎ群の元素は、チップ２２の融点を低下させると共に、溶融部２１の線膨張係数を大きくして熱応力を緩和し、さらに溶融部２１に含まれるＣｒ，Ａｌ，Ｓｉ等の元素の拡散を促進する。チップ２２は、Ｒ群の中ではＲｈを最も多く含み、Ｎ群の中ではＮｉを最も多く含むので、これらの機能を高めることができる。

チップ２２は、６質量％以上のＲｈ及び５質量％以上のＮｉを含有する。溶融部２１にＰｔ，Ｒｈ及びＮｉが含まれるので、中間材２０に生じる熱応力を抑制しつつ溶融部２１を適度に脆化できる。よって、熱衝撃等により、適度なクラックを溶融部２１に進展させて応力を解放できる。中間材２０の応力を緩和できるので、中間材２０の変形を抑制できる。その結果、中間材２０の表面に形成される安定な酸化膜の剥離を抑制できるので、酸化膜に覆われた酸化消耗し易い部分を露出させないようにできる。よって、中間材２０の酸化消耗を抑制できる。

チップ２２や溶融部２１中のＲ群の元素に対するＮ群の元素の量が多くなると、チップ２２や溶融部２１の線膨張係数を大きくすることができ、溶融部２１に生じる熱応力を小さくできる。さらに、溶融部２１に含まれるＣｒ，Ａｌ，Ｓｉ等の元素の拡散を促進することができ、溶融部２１の表面に安定な酸化膜を形成させ易くできる。酸化膜が剥離しても、元素の拡散により、溶融部２１の表面に酸化膜を再生できる。

チップ２２に含まれるＰｔ，Ｒｈ及びＮｉの含有率の合計は９１質量％以上であり、Ｐｔ，Ｒ群およびＮ群の含有率の合計は９５質量％以上である。Ｒ群の含有率をＮ群の含有率で除した値は０．７以上８以下なので、溶融部２１の過度の脆化を抑制できると共に、チップ２２や溶融部２１の融点の低下を抑制して結晶粒成長を抑制しつつ、溶融部２１に生じる熱応力を抑制できる。さらに、溶融部２１の表面に安定な酸化膜を形成してそれ以上の内部酸化を抑制できるので、内部酸化に伴う溶融部２１の応力を小さくできる。その結果、高温下での溶融部２１の部分的な消耗（抉れ）を抑制できる。

Ｎｉの含有率は８質量％以上であると、より好ましい。溶融部２１中の元素の拡散を促進できるからである。また、Ｎｉは、Ｒｈに比べて酸化し易く高温下で消失し易い傾向があるが、予め多量にＮｉを含有することで、その影響を小さくできる。溶融部２１の表面に安定な酸化膜を形成し易くできるので、溶融部２１の酸化を抑制できる。よって、溶融部２１をさらに抉れ難くできる。

Ｒ群の含有率をＮ群の含有率で除した値は５以下であると、より好ましい。溶融部２１の表面に安定な酸化膜を形成させ易くでき、酸化膜が剥離しても、元素の拡散により溶融部２１の表面に酸化膜を再生できる。さらに、溶融部２１を脆化し難くできると共に、溶融部２１の線膨張係数を大きくすることができ、溶融部２１に生じる熱応力を小さくできるからである。よって、溶融部２１をさらに抉れ難くできる。

Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉの含有率の合計は９６質量％以上であると、より好ましい。Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉが溶け込んだ溶融部２１の酸化を抑制できるからである。その結果、溶融部２１の抉れをより抑制できる。

なお、Ｎｉを主体とする中間材２０は電極母材１９から突出するので、中心電極１３と中間材２０との間で放電が生じて火花消耗する可能性がある。中間材２０の火花消耗を防ぐために、中間材２０と中心電極１３との距離を大きくすることが重要である。通常、溶融部２１がチップ２２と中間材２０との間に形成されるので、溶融部２１の分だけ中間材２０と中心電極１３との距離を大きくできる。

一般に、軸線Ｏ方向（中心線）に一定以上の長さのチップ２２が残るように溶融部２１が形成される。そのチップ２２の長さを確保するため、融点の低いチップ２２を用いる場合には、融点の高いチップ２２を用いる場合に比べて、中間材２０及びチップ２２に与える溶接のエネルギーを低くする。そうすると、中間材２０が溶け難くなる（溶融部２１が小さくなる）ので、融点の高いチップ２２を用いる場合に比べて、中間材２０と中心電極１３との距離が小さくなり、中間材２０が火花消耗し易くなる。

一方、中間材２０及びチップ２２に与える溶接のエネルギーを高くすると、溶融部２１が大きくなるので、中間材２０と中心電極１３との距離を大きくできる。しかし、チップ２２の溶込みが増えるので、チップ２２の軸線Ｏ方向の長さが短くなってしまい、スパークプラグ１０の寿命が低下する。

本実施の形態によれば、Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉが含まれ、Ｒ群の含有率をＮ群の含有率で除した値が０．７以上８以下であるチップ２２は、融点を高くすることができるので、溶接時にチップ２２を溶け難くできる。溶融部２１を適度な大きさに形成できるので、中間材２０と中心電極１３との距離を確保することができ、中間材２０の火花消耗を抑制できる。

次に図３を参照してチップ２２の組織について説明する。図３は軸線Ｏを含む接地電極１８の断面図である。チップ２２は、放電面２３に平行な断面における結晶粒径が１６０μｍ以下となるように組織が調製される。結晶粒径はＪＩＳ Ｇ０５５１（２０１３年）に準拠して測定されるが、具体的な測定方法を以下に説明する。

図３に示すように、電極母材１９に結合されたチップ２２（溶融部２１を形成するときの熱影響を受けたもの）について、チップ２２の軸線Ｏ（中心線）を含む平らな断面が現れるようにチップ２２を研磨し、金属顕微鏡またはＳＥＭによる組成像による顕微鏡写真を得る。

得られた顕微鏡写真上に、チップ２２の放電面２３と平行に、直線からなる試験線２４，２５，２６を３本引く。放電面２３と試験線２４との距離Ｄ１、試験線２４と試験線２５との距離Ｄ２、試験線２５と試験線２６との距離Ｄ３は、いずれも０．０５ｍｍである。但し、チップ２２の軸線Ｏ方向の長さが短くて試験線２４，２５，２６を０．０５ｍｍ間隔で３本引くことができない場合には、距離Ｄ１，Ｄ２，Ｄ３を全て短くしたり、距離Ｄ１だけを短くしたりできる。

次いで、試験線２４が通過または捕捉した結晶粒の数（捕捉結晶粒数Ｎ_１）、試験線２５が通過または捕捉した結晶粒の数（捕捉結晶粒数Ｎ_２）、試験線２６が通過または捕捉した結晶粒の数（捕捉結晶粒数Ｎ_３）をそれぞれ計数する。捕捉結晶粒数の計数は、試験線２４，２５，２６と結晶粒の交差の形態によって、試験線２４，２５，２６が結晶粒を通過する場合はＮ_１，Ｎ_２，Ｎ_３＝１、試験線２４，２５，２６が結晶粒内で終了する場合はＮ_１，Ｎ_２，Ｎ_３＝０．５、試験線２４，２５，２６が結晶粒界に接している場合はＮ_１，Ｎ_２，Ｎ_３＝０．５とする。試験線２４，２５，２６のうち結晶粒と交差した部分の長さをそれぞれＸ_１，Ｘ_２，Ｘ_３としたとき、（Ｘ_１＋Ｘ_２＋Ｘ_３）／（Ｎ_１＋Ｎ_２＋Ｎ_３）を結晶粒径とする。

なお、チップ２２の放電面２３と平行な直線を試験線２４，２５，２６として、放電面２３と平行な断面における結晶粒径に注目するのは、放電面２３と平行な断面における結晶粒径を制御して、放電面２３で放電が繰り返されるときの放電面２３からの結晶粒の脱落を防止するためである。

放電面２３と平行な断面における結晶粒径を１６０μｍ以下とすることにより、特定の結晶粒界への応力集中を起こり難くすることができ、結晶粒界に割れを生じ難くできる。また、チップ２２はＰｔ，Ｒｈ及びＮｉを含むので、高温下における強度を確保できる。その結果、放電面２３からの結晶粒の脱落、放電面２３からのクラックの進展、及び、チップ２２の変形を抑制できる。

また、チップ２２の組織および組成は、チップ２２をＡｒ雰囲気中１２００℃で１０時間加熱した処理後のチップ２２の断面のビッカース硬度をＨａ、その処理前のチップ２２の断面のビッカース硬度をＨｂとするときに、Ｈｂ／Ｈａ≦２．２５を満たすように設定される。なお、チップ２２の組織や硬さは、溶接方法、溶接時の雰囲気、溶接に用いるレーザビームや電子ビームの照射条件、中間材２０の材質や形状等（チップ２２の軸線Ｏ方向の長さや断面積）、チップ２２を製造する際の加工条件などにより制御できる。

チップ２２のビッカース硬度は、ＪＩＳ Ｚ２２４４（２００９年）に準拠して測定される。まず、電極母材１９に結合されたチップ２２（溶融部２１を形成するときの熱影響を受けたもの）について、チップ２２の軸線Ｏ（中心線）を含む平面でチップ２２を切断し、チップ２２を２つに分ける。２つに分けた一方の切断面を鏡面研磨して、ビッカース硬度Ｈｂを測定する試験片とする。２つに分けたもう一方は、Ａｒ雰囲気中１２００℃で１０時間加熱する処理を行った後、切断面を鏡面研磨して、ビッカース硬度Ｈａを測定する試験片とする。

なお、チップ２２を切断してチップ２２を２つに分けた試験片を作ることができない場合には、同じ条件で製造したスパークプラグ１０を２つ用意し、そのうちの１つを用いてビッカース硬度Ｈｂを測定する試験片を作り、もう１つを用いてビッカース硬度Ｈａを測定する試験片を作っても良い。

ビッカース硬度Ｈａを測定する試験片には、切断面を鏡面研磨する前に熱処理を施す。熱処理は、溶融部２１を形成するときの熱影響を受けたチップ２２（電極母材１９や溶融部２１を含んでいても良い）を雰囲気炉に入れ、Ａｒを２Ｌ／分の流量で流しながら１２００℃まで１０℃／分の速度で昇温し、１２００℃で１０時間の加熱を維持した後に加熱を止め、Ａｒを２Ｌ／分の流量で流しながら自然冷却する処理である。熱処理を施す理由は、チップ２２の残留応力を除去すると共に、加工や溶接熱等の影響で変化したチップ２２の結晶組織を調整して、チップ２２の硬さを組成由来の硬さに低下させるためである。

図３を参照してビッカース硬度Ｈａ，Ｈｂの測定点（圧子を押し込む点）を説明する。チップ２２の軸線Ｏ（中心線）を含む断面において、放電面２３から軸線Ｏ方向の中間材２０側に距離Ｄ１（０．０５ｍｍ）離れた測定点２７を採る。測定点２７を通り放電面２３に平行な直線上に０．１ｍｍ間隔で複数の測定点２８を採る。さらに、放電面２３から軸線Ｏ方向の中間材２０側に距離Ｄ１＋Ｄ２＋Ｄ３（０．１５ｍｍ）離れた測定点２９を採る。測定点２９を通り放電面２３に平行な直線上に０．１ｍｍ間隔で複数の測定点３０を採る。複数の測定点２７，２８，２９，３０にそれぞれ圧子を押し込み、硬度を測定する。圧子に加える試験力は２Ｎ、試験力の保持時間は１０秒とする。複数の測定点２７，２８，２９，３９における測定値の算術平均値を算出し、ビッカース硬度Ｈａ，Ｈｂとする。

なお、ビッカース硬度Ｈａ，Ｈｂの測定のときに圧子が押し込まれてできる圧痕が溶融部２１に含まれる場合、又は、放電面２３から軸線Ｏ方向の中間材２０側に０．０２ｍｍ離れた位置までの領域に圧痕が含まれる場合には、その圧痕は測定値から除く。硬さ測定の不確かさを小さくするためである。

このようにして測定された熱処理前後のビッカース硬度Ｈａ，Ｈｂの比率がＨｂ／Ｈａ≦２．２５を満たすようにすることで、Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉを含有するチップ２２の再結晶温度を高いまま維持し、高温下での再結晶化や粒成長を抑制できる。また、チップ２２はＰｔ，Ｒｈ，Ｎｉを含有するので、高温下における強度を向上できる。従って、チップ２２がＰｔ，Ｒｈ，Ｎｉを含有し、Ｈｂ／Ｈａ≦２．２５を満たし、放電面２３と平行な断面における結晶粒径を１６０μｍ以下とすることで、チップ２２の粒界割れ、結晶粒の脱落およびチップ２２の変形を抑制できる。

本発明を実施例によりさらに詳しく説明するが、本発明はこの実施例に限定されるものではない。

（実施例１）
（サンプル１〜３８の作成）
試験者は、表１に示す組成からなる同一寸法の円柱状の種々のチップ２２と、Ｎｉ：７５．０ｗｔ％，Ｃｒ：２３．５ｗｔ％，Ａｌ：０．５ｗｔ％，Ｓｉ：１．０ｗｔ％及び検出限界以下の不可避不純物からなる同一寸法の柱部２０ａ及び鍔部２０ｂを備える中間材２０と、を準備した。チップ２２及び中間材２０の端面同士をそれぞれ突き合わせた後、ファイバレーザ溶接機により、全周に亘ってチップ２２と中間材２０との境界にレーザビームを照射した。チップ２２と中間材２０との間に、突き合わせた端面が全て溶融して消失した溶融部２１を形成し、チップ２２と中間材２０とを接合した。なお、チップ２２の組成が異なっても、溶接後におけるチップ２２の軸線Ｏ方向の長さが同一となるように、ファイバレーザ溶接機がチップ２２及び中間材２０に入力するエネルギーを調整した。

試験者は、種々のチップ２２が接合された中間材２０を抵抗溶接によって電極母材１９に接合し、サンプル１〜３８におけるスパークプラグ１０を得た。各サンプルについて複数の評価を行うので、各サンプルは、同一の条件で作成したものを複数準備した。

実施例１では、Ｒ群の元素としてＲｈ，Ｉｒ及びＲｕを用い、Ｎｉ群の元素としてＮｉ，Ｃｏ及びＦｅを用いた。サンプル１３及び２６は、Ｐｔ，Ｒ群およびＮ群以外に、Ｍｎ及びＣｒが含まれていた。表１には、チップ２２を構成する合金の組成（質量％）、Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉの含有率の合計（質量％）、Ｐｔ，Ｒ群およびＮ群の含有率の合計（質量％）、Ｒ群の含有率をＮ群の含有率で除した値を記した。

チップ２２を構成する合金は、ＥＰＭＡ（ＪＸＡ−８５００Ｆ、日本電子株式会社製）のＷＤＳ分析（加速電圧２０ｋＶ、測定領域のスポット径１０μｍ）を用いて組成分析を行った。組成分析は、チップ２２の軸線Ｏ（中心線）を含む断面の複数の測定点２７，２８，２９，３０（図３参照）を測定領域の中心とし、測定点２７，２８，２９，３０における複数の測定値の算術平均値を算出した。算術平均値の小数点第２位以下は四捨五入し、検出限界以下の不可避不純物の定量は省略した。結果は表１に記した。表１の空欄の部分は、ＥＰＭＡのＷＤＳ分析において、その元素が検出限界以下であることを示す。

なお、各測定点２７，２８，２９，３０においてスポット径を考慮した測定領域が溶融部２１に含まれる場合には、その測定点の測定結果を除いた。組成分析の精度低下を防ぐためである。

（耐久試験）
試験者は、スパークプラグの各サンプルをエンジンに取り付け、エンジンを運転して、フルスロットル（回転数４０００ｒｐｍ）５分間、アイドル回転数２分間を１サイクルとして３０００サイクルを各サンプルに加えた。なお、フルスロットルのときは、電極母材１９（接地電極１８）の先端から主体金具１７側に１ｍｍ離れた部分の温度が１０００℃に到達した。

（中間材の消耗の評価）
試験者は、試験後のサンプルをエンジンから取り外した後、中間材２０の軸線Ｏと直交する断面を顕微鏡で観察して、中間材２０のうち酸化していない部分の径方向の長さｘを測定した。試験者は、試験前に、投影機を用いて予め中間材２０の外径Ｒ１を測定した。試験者は、外径Ｒ１に対する酸化していない部分の割合ｘ／Ｒ１（％）を算出し、その割合が７０％以上のサンプルは「優れる（Ｓ）」と評価し、その割合が７０％未満のサンプルは「劣る（ＮＧ）」と評価した。結果は、表１の「中間材消耗」の欄に記した。

（抉れの評価）
試験者は、試験前に、予めＸ線透視装置を用いて中間材２０、溶融部２１及びチップ２２を撮像した。試験者は、試験後のサンプルをエンジンから取り外した後、外観検査を行い、さらにＸ線透視装置を用いて、溶融部２１の抉れの顕著な部分を特定した。抉れの顕著な部分およびチップ２２の軸線Ｏを含む断面を顕微鏡で観察して、溶融部２１の径方向の長さが最も小さい部分（残存する部分）の長さｄを測定した。試験前に撮像した溶融部２１の情報から、溶融部２１のうち長さｄに相当する部分の外径Ｒ２を求め、外径Ｒ２に対する長さｄの割合（残存率）ｄ／Ｒ２（％）を算出した。

試験者は、溶融部２１の残存率が９５％以上のサンプルは「特に優れる（Ｓ）」、残存率が９０％以上９５％未満のサンプルは「優れる（Ａ）」、残存率が８５％以上９０％未満のサンプルは「良い（Ｂ）」、残存率が８０％以上８５％未満のサンプルは「満足できる（Ｃ）」、残存率が８０％未満のサンプルは「劣る（ＮＧ）」と評価した。結果は、表１の「抉れ」の欄に記した。

（結果）
表１に示すとおり、サンプル１，２，５，７〜１１，１３〜１５は、抉れの評価が「ＮＧ」であった。サンプル１，２，５はＮ群の元素を含有していないので、溶融部２１の表面に安定な酸化膜を形成することができず、溶融部２１に生じる熱応力も抑制されない。その結果、酸化を抑制できず、酸化物の脱落による消耗も抑制できないので、溶融部２１が抉られたものと推察される。サンプル７は、Ｎ群の元素の含有率が４．０質量％しかないので、同様に溶融部２１に安定な酸化膜が形成され難く、溶融部２１に生じる熱応力も抑制されないので、溶融部２１が抉られたものと推察される。

サンプル８は、Ｒ群の元素のうちＲｈよりもＩｒの含有率が高いので、溶融部２１が酸化し易くなり、溶融部２１が抉られたものと推察される。サンプル９は、Ｒ群の含有率をＮ群の含有率で除した値（Ｒ／Ｎ）が９．０と大きいので、溶融部２１に生じる熱応力が抑制されず、溶融部２１の表面に酸化膜が形成され難く、その影響で溶融部２１が抉られたものと推察される。サンプル１０はＰｔの含有率がＲｈの含有率よりも低く、溶融部２１が脆くなり、抉れが顕著になったと推察される、サンプル１１はＰｔ，Ｒｈ及びＮｉの含有率の合計（Ｐｔ＋Ｒｈ＋Ｎｉ）が８９．０質量％と低いので、溶融部２１の耐酸化性が低下し、抉れが顕著になったと推察される。

サンプル１３は、Ｐｔ，Ｒ群およびＮ群の含有率の合計（Ｐｔ＋Ｒ＋Ｎ）が９３．０質量％と低いので、溶融部２１が酸化し易く、内部酸化に伴う応力によって溶融部２１が抉られたものと推察される。サンプル１４，１５は、Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉの含有率の合計が、それぞれ９０．０質量、８９．０質量％と低いので、溶融部２１の耐酸化性の低下により、溶融部２１が抉れたものと推察される。

また、サンプル３〜７，１２，１３，１６，１７は、中間材２０の消耗の評価が「ＮＧ」であった。サンプル３〜７，１２，１３，１６，１７は、いずれもＲｈの含有率が０〜５．０質量％と低いか、Ｒ群の含有率をＮ群の含有率で除した値が０．７未満であった。そのため、チップ２２の融点が低く、中間材２０と中心電極１３との距離が小さいので、中間材２０の火花消耗が加速したか、或いは、溶融部２１の脆化不足が生じて中間材２０が変形し、中間材２０の表面に形成された酸化膜が剥離して、中間材２０の酸化が加速したものと推察される。

サンプル１８〜３８は、いずれも中間材２０の消耗の評価が「Ｓ」であり、抉れの評価に「ＮＧ」はなかった。なかでもＮｉの含有率が８質量％以上のサンプル１９，２０，２２，３１，３４〜３８は、抉れの評価が「Ｓ」又は「Ａ」であった。溶融部２１中の元素の拡散をＮｉが促進し、溶融部２１の表面に安定な酸化膜を形成し易くしたので、溶融部２１の酸化が抑制されたものと推察される。

また、Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉの含有率の合計が９６質量％以上のサンプル１８〜２５，３０〜３８は、抉れの評価が「Ｓ」，「Ａ」又は「Ｂ」であった。一方、Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉの含有率の合計が９１質量％以上９６質量％未満のサンプル２６〜２９は、抉れの評価が「Ｃ」であった。サンプル１８〜２５，３０〜３８は、サンプル２６〜２９に比べ、Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉが溶け込んだ溶融部２１を酸化し難くできたので、溶融部２１の抉れを抑制できたものと推察される。

Ｒ群の含有率をＮ群の含有率で除した値が０．７以上５以下であるサンプル１８〜２３，３３〜３８は、抉れの評価が「Ｓ」又は「Ａ」であった。サンプル２４〜３２に比べ、Ｒ群の含有率に対してＮ群の含有率が相対的に高いので、溶融部２１の表面に安定な酸化膜を形成させ易くすることができ、溶融部２１を脆化し難くできると共に、溶融部２１の線膨張係数を小さくすることができ溶融部２１の熱応力を小さくできたと推察される。その結果、溶融部２１の抉れを抑制できたと推察される。

（実施例２）
（サンプル３９〜７０の作成）
試験者は、表２に示す組成からなる同一寸法の円柱状の種々のチップ２２と、Ｎｉ：７５．０ｗｔ％，Ｃｒ：２３．５ｗｔ％，Ａｌ：０．５ｗｔ％，Ｓｉ：１．０ｗｔ％及び検出限界以下の不可避不純物からなる同一寸法の柱部２０ａ及び鍔部２０ｂを備える中間材２０と、を準備し、実施例１と同様にしてサンプル３９〜７０におけるスパークプラグ１０を得た。

実施例２では、Ｒ群の元素としてＲｈ，Ｉｒ及びＲｕを用い、Ｎｉ群の元素としてＮｉ，Ｃｏ及びＦｅを用いた。サンプル５６〜５９は、Ｐｔ，Ｒ群およびＮ群以外に、Ｍｎ及びＣｒが含まれていた。表２には、チップ２２を構成する合金の組成（質量％）、Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉの含有率の合計（質量％）、Ｐｔ，Ｒ群およびＮ群の含有率の合計（質量％）、Ｒ群の含有率をＮ群の含有率で除した値を記した。チップ２２の組成分析は、実施例１と同様にして行った。

実施例２では、放電面２３と平行な断面における各サンプルの結晶粒径、及び、Ａｒ雰囲気中１２００℃で１０時間加熱した処理後のチップ２２の断面のビッカース硬度Ｈａで、その処理前のチップ２２の断面のビッカース硬度Ｈｂを除したＨｂ／Ｈａを算出し、表２に記した。

（耐久試験およびチップの変形の評価）
試験者は、スパークプラグの各サンプルをエンジンに取り付け、フルスロットル（回転数３５００ｒｐｍ）で５分間、アイドル回転数１分間を１サイクルとして、そのサイクルを繰り返しながらエンジンを２００時間運転した。なお、フルスロットルのときは、電極母材１９（接地電極１８）の先端から主体金具１７側に１ｍｍ離れた部分の温度が９５０℃に到達した。

エンジンを２００時間運転する間、４０時間毎に、チップ２２の放電面２３と中心電極１３との間の火花ギャップＧの大きさをピンゲージで測定した。試験の経過に伴って火花ギャップＧが小さくなることは、チップ２２が変形したことを示している。耐久試験前の火花ギャップＧの大きさと、耐久試験４０時間毎に測定した火花ギャップＧの大きさとの差を求め、その差のうち最も大きい値を、チップ２２の変形量（ｍｍ）とした。

（チップの割れ（変形）の評価）
耐久試験を行った後、試験者は、チップ２２の軸線Ｏを含む断面を顕微鏡で観察して、粒界割れにより欠損した結晶粒が放電面２３にあるかどうかを判定した。さらに、チップ２２の軸線Ｏを含む断面の顕微鏡観察により、放電面２３からのクラックの長さ及び数を求めた。

試験者は、結晶粒の脱落が無く０．１５ｍｍ以上の長さのクラックが無いサンプル、又は、チップの変形量が０．０５ｍｍ未満のサンプルは「優れる（Ｓ）」、結晶粒の脱落が無く０．１５ｍｍ以上０．２ｍｍ未満の長さのクラックが１箇所以上に存在するサンプル、又は、チップの変形量が０．０５ｍｍ以上０．０６５ｍｍ未満のサンプルは「良い（Ａ）」と評価した。また、結晶粒の脱落が無く０．２ｍｍ以上の長さのクラックが１箇所以上に存在するサンプル、又は、チップの変形量が０．０６５ｍｍ以上０．０８ｍｍ未満のサンプルは「満足できる（Ｂ）」、結晶粒の脱落があったサンプル、又は、チップの変形量が０．０８ｍｍ以上のサンプルは「劣る（ＮＧ）」と評価した。結果は表２の「割れ」の欄に記した。

（結果）
サンプル３９は、割れの評価が「ＮＧ」であった。チップ２２が、Ｐｔと原子半径の近いＲｈは含有するがＮｉを含有していないので、電極母材１９と比較してチップ２２の線膨張係数が小さく、さらに粒成長し易く、高温強度も不十分である。そのため、チップ２２の応力が大きくなり、粒界割れや変形が生じたものと推察される。

サンプル４１〜４８，５１〜５４，５７〜５９，６１，６２，６４，６５，６８，６９は、割れの評価がいずれも「Ｓ」又は「Ａ」であった。これらは、いずれも結晶粒径が１６０μｍ以下であり、Ｈｂ／Ｈａ≦２．２５を満たすので、結晶粒界に応力集中を生じ難くでき、さらに高温下でのチップ２２の再結晶化や粒成長を抑制できたと考えられる。その結果、チップ２２の粒界割れおよび変形、結晶粒の脱落を抑制できたと推察される。

一方、サンプル４９，５５，６３，６６，７０は、割れの評価がいずれも「Ｂ」であった。サンプル４９，５５，６３，６６，７０は、結晶粒径が１６０μｍより大きいので、結晶粒界に応力集中が生じ易く、結晶粒界に割れや変形が生じ易くなったと推察される。

また、サンプル４０，５０，５６，６０，６７も、割れの評価がいずれも「Ｂ」であった。サンプル４０，５０，５６，６０，６７はＨｂ／Ｈａ＞２．２５なので、高温下でチップ２２の再結晶化や粒成長が起こり、チップ２２の粒界割れや変形、結晶粒の脱落が生じ易くなったと推察される。

なお、Ｈｂ／Ｈａ≦２．１５を満たすサンプル４３〜４８，５２〜５４，５８，５９，６１，６２，６５，６９は、割れの評価がいずれも「Ｓ」であった。結晶粒径が１６０μｍ以下であり、Ｈｂ／Ｈａ≦２．１５を満たすことにより、チップ２２の粒界割れおよび変形、結晶粒の脱落の抑制効果を向上できることが明らかになった。

（実施例３）
試験者は、Ｐｔ：７０ｗｔ％，Ｒｈ：２０ｗｔ％，Ｎｉ：１０ｗｔ％及び検出限界以下の不可避不純物からなる同一寸法の円柱状のチップ２２と、表３に示す組成からなる同一寸法の柱部２０ａ及び鍔部２０ｂを備える種々の中間材２０と、を準備し、実施例１と同様にしてサンプル７１〜７８におけるスパークプラグ１０を得た。

表３には、中間材２０を構成する合金の組成（質量％）を記した。中間材２０の組成分析は、実施例１と同様にして行った。

（中間材の消耗の評価）
各サンプルに実施例１と同じ耐久試験を行った後、試験者は、実施例１と同様にして中間材２０の消耗の評価を行った。結果は、表３の「中間材消耗」の欄に記した。

（結果）
５０質量％以上のＮｉ、１５質量％以上のＣｒ、及び、０質量％以上１５質量％以下のＦｅを含有するサンプル７３〜７８は、いずれも評価が「Ｓ」であった。サンプル７３〜７８は、Ｃｒによる緻密な酸化膜を中間材２０の表面に形成することができ、中間材２０の酸化消耗を抑制できたと推察される。

これに対し、サンプル７１，７２は、いずれも評価が「ＮＧ」であった。サンプル７１はＣｒの含有率が１０．０質量％と低いこと、サンプル７２はＮｉの含有率が４８．１質量％と低く、Ｆｅの含有率が１７．０％と高いことが原因と考えられる。そのため、中間材２０の表面に酸化膜が形成され難く、中間材２０の酸化消耗が生じたと推察される。

以上、実施の形態に基づき本発明を説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲内で種々の改良変形が可能であることは容易に推察できるものである。

上記各実施例では、Ｒ群の元素としてＲｈの他にＩｒ，Ｒｕを用いる場合について説明したが、これに限られるものではない。Ｒ群の元素としてＩｒ，Ｒｕに代えて、又は、Ｉｒ，Ｒｕに加えて、Ｗ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｒｅの１種以上の元素を用いることは当然可能である。Ｉｒ，Ｒｕ，Ｗ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｒｅは原子半径が１．２５〜１．３４Åの範囲にあるので、Ｐｔの原子半径（１．３０Å）と近く、融点（１９６３〜３１８０℃）が、Ｐｔの融点（１７６９℃）よりも高いので、いずれも合金の融点の低下を防ぎつつ合金を脆化させ易くできるからである。

上記各実施例では、Ｎ群の元素としてＮｉの他にＣｏ，Ｆｅを用いる場合について説明したが、これに限られるものではない。Ｎ群の元素としてＣｏ，Ｆｅに代えて、又は、Ｃｏ，Ｆｅに加えて、Ｃｕを用いることは当然可能である。Ｎｉ，Ｃｏ，Ｆｅ，Ｃｕは原子半径が１．１５〜１．１７Åの範囲にあるので、Ｐｔの原子半径（１．３０Å）よりも小さく、融点（１０８３〜１５３５℃）が、Ｐｔの融点（１７６９℃）よりも低いので、いずれも合金の融点を低下させ応力を緩和させつつ元素の拡散を促進させ易くできるからである。

上記実施の形態では、チップ２２の形状が円柱の場合について説明したが、必ずしもこれに限られるものではなく、他の形状を採用することは当然可能である。他のチップ２２の形状としては、例えば円錐台状、楕円柱状、三角柱や四角柱等の多角柱状などが挙げられる。

上記実施の形態では、中間材２０が柱部２０ａと鍔部２０ｂとを備える形状の場合について説明したが、必ずしもこれに限られるものではなく、他の形状を採用することは当然可能である。他の中間材２０の形状としては、例えば円錐台状、円柱状、楕円柱状、三角柱や四角柱等の多角柱状などが挙げられる。

上記実施の形態では、接地電極１８に中間材２０、溶融部２１及びチップ２２を設ける場合について説明したが、必ずしもこれに限られるものではない。中心電極１３に設けられたチップ１５に代えて、中心電極１３の電極母材１４に中間材２０、溶融部２１及びチップ２２を接合することは当然可能である。この場合にも、上記実施の形態で説明したのと同様の作用効果を実現できる。

上記実施の形態では、主体金具１７に接合された電極母材１９を屈曲させる場合について説明した。しかし、必ずしもこれに限られるものではない。屈曲した電極母材１９を用いる代わりに、直線状の電極母材を用いることは当然可能である。この場合には、主体金具１７の先端側を軸線Ｏ方向に延ばし、直線状の電極母材を主体金具１７に接合して、電極母材を中心電極１３と対向させる。

上記実施の形態では、中心電極１３の軸線Ｏとチップ２２の中心軸とを一致させ、チップ２２が中心電極１３と軸線Ｏ方向に対向するように接地電極１８を配置する場合について説明した。しかし、必ずしもこれに限られるものではなく、接地電極１８と中心電極１３との位置関係は適宜設定できる。接地電極１８と中心電極１３との他の位置関係としては、例えば、中心電極１３の側面と接地電極１８とが対向するように接地電極１８を配置すること等が挙げられる。

１０ スパークプラグ
１３ 中心電極（第２電極）
１８ 接地電極（第１電極）
１９ 電極母材
２０ 中間材
２１ 溶融部
２２ チップ
２３ 放電面

Claims (7)

1. Ｎｉを主体とする電極母材と、Ｎｉを主体とする合金からなり前記電極母材から突出した状態で前記電極母材に溶接される中間材と、Ｐｔを主体とする合金からなるチップと、前記中間材および前記チップが溶け合ってなる溶融部と、を備える第１電極と、
   前記チップの放電面と火花ギャップを介して対向する第２電極と、を備えるスパークプラグであって、
   前記チップは、６質量％以上のＲｈと、Ｒｈ，Ｒｅ，Ｉｒ，Ｒｕ，Ｗ，Ｍｏ及びＮｂからなるＲ群から選ばれる少なくとも１種と、５質量％以上のＮｉと、Ｎｉ，Ｃｏ，Ｆｅ及びＣｕからなるＮ群から選ばれる少なくとも１種と、を含有し、
   前記Ｒ群の中ではＲｈを、前記Ｎ群の中ではＮｉをそれぞれ最も多く含み、
   Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉの含有率の合計は９１質量％以上であり、
   Ｐｔ，前記Ｒ群および前記Ｎ群の含有率の合計は９５質量％以上であり、
   前記Ｒ群の含有率を前記Ｎ群の含有率で除した値は、０．７以上８以下であるスパークプラグ。
2. 前記チップの組織は、前記放電面に平行な断面における結晶粒径が１６０μｍ以下であり、
   前記チップの組織および組成は、前記チップをＡｒ雰囲気中１２００℃で１０時間加熱する処理後の前記チップの断面のビッカース硬度をＨａ、前記処理前の前記チップの断面のビッカース硬度をＨｂとするときに、Ｈｂ／Ｈａ≦２．２５を満たすように設定される請求項１記載のスパークプラグ。
3. 前記ビッカース硬度Ｈｂを前記ビッカース硬度Ｈａで除したＨｂ／Ｈａは、Ｈｂ／Ｈａ≦２．１５を満たす請求項２記載のスパークプラグ。
4. 前記チップは、Ｎｉの含有率が８質量％以上である請求項１から３のいずれかに記載のスパークプラグ。
5. 前記Ｒ群の含有率を前記Ｎ群の含有率で除した前記値は、５以下である請求項１から４のいずれかに記載のスパークプラグ。
6. 前記中間材は、５０質量％以上のＮｉと、１５質量％以上のＣｒと、０質量％以上１５質量％以下のＦｅと、を含有する請求項１から５のいずれかに記載のスパークプラグ。
7. Ｐｔ，Ｒｈ及びＮｉの含有率の合計は、９６質量％以上である請求項１から６のいずれかに記載のスパークプラグ。

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