FR 3082211 A1 20191213 FR 1906042 A 20190606 Description Titre de l'invention : PROCEDE DE FABRICATION D'UN COMPOSANT D'INJECTION DE CARBURANT Domaine technique [0001] La présente divulgation concerne un procédé de fabrication d'un composant d'injection de carburant ayant une résistance élevée à la fatigue sous pression interne. [0002] Conventionnellement, les aciers traités thermiquement qui sont trempés et revenus (traitement d'affinage thermique) après travail à chaud tel qu'un forgeage à chaud ont été utilisés pour des composants automobiles, des composants structurels mécaniques et analogues, nécessitant résistance et ténacité. [0003] Cependant, bien que les aciers traités thermiquement soient excellents en termes de résistance et de ténacité, une préoccupation concerne les coûts de traitement thermique élevés pour le traitement de trempe et de revenu (traitement d'affinage thermique) après traitement à chaud lors de la fabrication de composants. En outre, dans l'acier traité thermiquement, une distorsion de traitement thermique accompagnée d'une transformation martensitique est importante, et la quantité d'usinage pour la correction de forme et la correction de dimension après le traitement thermique augmente, entraînant une dégradation en productivité. De plus, puisque l'usinage est exécuté dans un état de martensite dur, on s'inquiète du fait que l'usinabilité (aptitude au traitement) est faible, qu'un temps nécessaire à la fabrication du composant est long et que le coût est élevé. [0004] Pour cette raison, l'acier non traité thermiquement qui développe une dureté requise tout en étant maintenu dans un état travaillé à chaud et qui peut atteindre une résistance souhaitée même si le traitement de trempe et de revenu après travail à chaud est omis est largement mis en oeuvre comme matériau de substitution de l'acier traité thermiquement dans des composants structurels mécaniques et analogues comme matériau pouvant satisfaire à une réduction des coûts. [0005] Par exemple, même dans des composants d'injection de carburant tels qu'une rampe commune, qui est utilisée dans un système d'injection de carburant pour injecter directement un carburant sous haute pression dans une chambre à carburant de chaque cylindre et à laquelle une pression interne élevée est appliquée de façon répétée, un acier non traité thermiquement d'un type ferrite-perlite, tel que divulgué dans JP 5778055 B, a été utilisé. [0006] Toutefois, une rampe commune faite d'un acier non traité thermiquement du type ferritique-perlitique a été capable de supporter une pression de carburant (pression dans la rampe commune) allant jusqu'à 250 MPa, mais une préoccupation est qu'il est difficile de développer une résistance élevée (résistance à la traction et limite 2 d'élasticité) correspondant à une pression de carburant de classe 270 à 300 MPa, ce qui est appelé à devenir courant à l'avenir. Il existe également un risque de rupture fragile lorsqu'une pression maximale de fonctionnement ou une pression anormalement élevée est appliquée. [0007] D'autre part, en tant qu'acier non traité thermiquement, il existe un acier bainitique non traité thermiquement présentant une structure bainitique lors de son traitement à chaud. Bien que l'acier bainitique non traité thermiquement puisse avoir une résistance supérieure à celle de l'acier ferrite-perlite non traité thermiquement, la ténacité est toujours insuffisante et une amélioration des caractéristiques de fatigue sous pression interne est nécessaire pour l'application au composant d'injection de carburant auquel une pression de carburant supérieure à 250 MPa est appliquée. [0008] Le document JP 2012-246527 A décrit une technologie pour "un composant en acier pour une structure mécanique à résistance élevée à la fatigue et à ténacité élevée" dans laquelle un ratio surfacique de la structure bainitique est défini sur 95 % ou plus et la largeur d'une plaquette de bainite est définie sur 5 pm ou moins en contrôlant une vitesse de refroidissement depuis la température finale de forgeage à chaud à 300°C. Il est à noter que la technologie décrite dans le document JP 2012-246527 A diffère de la présente divulgation dans une plage de températures et dans une plage de vitesses de refroidissement pour contrôler une vitesse de refroidissement. De plus, du Ni n'est pas ajouté à une composition d'alliage et une mesure spécifique pour augmenter la ténacité et la résistance à la fatigue est différente de celle décrite dans la présente divulgation. [0009] Un objet de la présente divulgation est de fournir un procédé de fabrication d'un composant d'injection de carburant ayant une résistance plus élevée à la fatigue sous pression interne. [0010] Selon un aspect de la présente divulgation, un procédé est prévu pour la fabrication d'un composant d'injection de carburant en traitant une pièce à travailler selon une forme prédéterminée. La pièce est fabriquée dans un acier ayant des compositions en % massique de C : 0,08 à 0,16 %, de Si : 0,10 à 0,30 %, de Mn : 1,00 à 2,00 %, de S : 0,005 à 0,030 %, de Cu : 0,01 à 0,30 %, de Ni : 0,40 à 1,50 %, de Cr : 0,50 à 1,50 %, de Mo : 0,30 à 0,70 %, de V : 0,10 à 0,40 %, de s-Al : 0,001 à 0,100 %, et de Fe et d'impuretés inévitables en tant que composants résiduels. Le procédé comporte une soumission de la pièce à travailler à un forgeage à chaud après avoir chauffée la pièce à travailler à une température de 950°C ou plus et de 1350°C ou moins. Le procédé comporte en outre un premier refroidissement de la pièce, après le forgeage à chaud, à une vitesse de refroidissement moyenne de 0,1°C/s ou plus dans une plage de température de 800°C à 500°C. Le procédé comprend en outre un deuxième refroidissement de la pièce, après le premier refroidissement, à une vitesse de refroidissement moyenne de 0,02°C/s ou plus et 10°C/s ou moins dans une plage de tem- 3 pérature ultérieure de 500°C à 300°C pour établir un ratio surfacique d'une structure bainitique après forgeage à chaud de 85 % ou plus. La température de chauffage décrite ci-dessus représente une température à la surface de la pièce. La vitesse de refroidissement moyenne représente une vitesse de refroidissement moyenne à la surface de la pièce. [0011] Selon la présente divulgation, l'acier contient en outre un ou deux parmi le Ti : [0084] Le diamètre maximal -\/area',,,' des inclusions non métalliques dans les 3000 mm2 estimés par la méthode statistique des valeurs extrêmes est obtenu en observant une coupe transversale du matériau forgé à chaud parallèlement à une direction longitudinale à l'aide d'un microscope optique. [0085] Le diamètre maximal -\/area',,,' des inclusions non métalliques peut être obtenu comme suit sur la base du procédé de mesure décrit dans le Document Non Brevet 1 décrit ci-dessus. [0086] [1] Après polissage d'une section transversale du matériau forgé à chaud paral- lèlement à la direction longitudinale, une zone de référence de test SO (mm2) est déterminée avec la surface polie comme zone de test. [0087] [2] Une inclusion non métallique occupant une surface maximale dans SO est sé- lectionnée et une racine carrée -\/area',,,' (1..tm) de la surface de l'inclusion non métallique est mesurée. [0088] [3] La mesure est répétée n fois pour éviter la duplication de la partie d'inspection. [0089] [4] Les valeurs -\/area',,,' mesurées sont réorganisées par ordre croissant, et chacune est fixée à -\/area',,,',, (j = 1 à n). [0090] [5] Pour chaque j, la variable normalisée suivante y, est calculée. [0091] yj=-1n[-ln{j/(n+1)}1 [0092] [6] Dans les coordonnées d'un document statistique de valeurs extrêmes, -\/area',,,,, est choisi en abscisse, et les variables normalisées sont choisies en ordonnées et j = 1 à n sont tracées, et une ligne droite approximative est obtenue par la méthode des moindres 17 carrés. [0093] [7] Si la zone à évaluer est S(mm2) et une période récursive est T = (S + So)/So, la valeur de y est obtenue à partir de l' Expression (1) ci-dessous, et le -\/area,,,,, pour la valeur de y est calculé à l'aide de la courbe approximative décrite ci-dessus, le diamètre maximal de l'inclusion non métallique dans la zone S à évaluer est -\/area,,,,,. [0094] y=-1n[-ln { (T-1)/T}1 [0095] ...Expression (1) [0096] Dans cet exemple, les tests avec la zone de référence de test SO = 100 mm2 et le nombre de tests n = 30 fois sont effectués pour déterminer le diamètre maximal -\/area ma, des inclusions non métalliques dans les 3000 mm2, et les résultats sont présentés dans le Tableau 2. [0097] [0098] Le test de dureté est exécuté sur une charge d'un pénétrateur conique en diamant de 150 kgf avec un testeur de dureté Rockwell selon JIS Z 2245. La mesure est effectuée en une position ayant un rayon de 1/2 du matériau forgé à chaud. [0099] [0100] Pour l'observation de la microstructure, une coupe transversale longitudinale du matériau forgé à chaud est observée au microscope optique (grossissement : 400X) après corrosion au Nital et le ratio bainitique est mesuré. Concernant le ratio bainitique, l'évaluation de O est faite lorsque le ratio surfacique de la structure bainitique est égal ou supérieur à 85 %, l'évaluation de XF est faite dans le cas du mélange de la structure bainitique et de la structure ferritique (le ratio surfacique de la structure ferritique est de 15 % ou plus) et les résultats sont présentés dans le Tableau 2. [0101] Dans le tableau, le ratio surfacique de la bainite réellement mesuré est également indiqué entre parenthèses, en plus de l'évaluation de O et de X. [0102] [0103] Ensuite, le matériau forgé à chaud est pourvu du trou principal 12 et des petits trous 20a à 20e par découpage (voir FIG. lA et 1B), et une éprouvette pour le test de fatigue sous pression interne est produite, et après que le matériau forgé à chaud a été chauffé à des températures indiquées dans le Tableau 2 pendant 1 heure et soumis au traitement de vieillissement, le test de fatigue sous pression interne est effectué. Une source de génération de pression est connectée aux petits trous 20a de l'éprouvette et un capteur de pression est prévu au milieu de la connexion. Une fois que les parties d'extrémité des autres petits trous 20b à 20e et les deux extrémités du trou principal 12 ont été obturées, on laisse s'écouler de l'huile depuis le petit trou 20a connecté à la source de génération de pression de manière à modifier périodiquement une contrainte, et la résistance à la fatigue par le taux de répétition de la pression interne fait l'objet d'une 18 comparaison et d'une évaluation, et les résultats sont présentés dans le Tableau 2. [0104] Dans le Tableau 2, un cas dans lequel la résistance à la fatigue est supérieure à celle d'une éprouvette en acier non traité thermiquement de type ferrite-perlite qui a été soumise à l'essai similaire est désigné par "O" et un cas où la résistance à la fatigue est inférieure à celle de l'éprouvette en acier non traité thermiquement de type ferriteperlite est désigné par "X". [0105] [0106] Le matériau forgé à chaud est pourvu du trou principal 12 et des petits trous 20a à 20e par découpage (voir [fig.1A] et [Fig. 113]), des éprouvettes pour le test de résistance à la rupture par éclatement sont produites, et les éprouvettes sont soumises au traitement de vieillissement par chauffage aux températures indiquées dans le Tableau 2 pendant 1 heure, puis soumis au test de résistance à la rupture par éclatement. Une source de génération de pression est connectée aux petits trous 20a de l'éprouvette et un capteur de pression est prévu au milieu de la connexion. Une fois que les parties d'extrémité des autres petits trous 20b à 20e et les deux extrémités du trou principal 12 ont été obturées, on laisse s'écouler de l'huile depuis le petit trou 20a connecté à la source de génération de pression de manière à modifier la contrainte incrémentalement temporairement, et la résistance à la rupture par éclatement en raison de la pression interne statique fait l'objet d'une comparaison et d'une évaluation, et les résultats sont présentés dans le Tableau 2. [0107] La pression de test est fixée à 300 MPa ou plus, et dans le Tableau 2, un cas dans lequel la résistance à la rupture par éclatement est supérieure à celle de l'éprouvette en acier non traité thermiquement de type ferrite-perlite qui a été soumise à l'essai similaire est désigné par "O" et un cas où la résistance à la rupture par éclatement est inférieure à celle de l'éprouvette en acier non traité thermiquement de type ferriteperlite est désigné par "X". [0108] Dans les résultats du Tableau 2, dans l'Exemple Comparatif 1, la température de chauffage du forgeage est inférieure à 950°C, ce qui est une valeur limite inférieure de la présente divulgation, et la structure en acier est une structure mélangée avec de la ferrite. En conséquence, la dureté après le traitement de vieillissement est inférieure à celle des exemples, et les résultats de la résistance à la fatigue sous pression interne et de la résistance à la rupture par éclatement sont tous deux "X". [0109] Dans l'Exemple Comparatif 2, la vitesse de refroidissement moyenne (première vitesse de refroidissement moyenne) de 800°C à 500°C est inférieure à 0,1°C/s, ce qui est une valeur limite inférieure de la présente divulgation, et la structure en acier est une structure mélangée avec de la ferrite. Toujours dans l'Exemple Comparatif 2, la dureté après le traitement de vieillissement est inférieure à celle des exemples, et les résultats de la résistance à la fatigue sous pression interne et de la résistance à la 19 rupture par éclatement sont tous deux "X". [0110] L'Exemple Comparatif 3 est un exemple dans lequel la vitesse de refroidissement moyenne de 500°C à 300°C (deuxième vitesse de refroidissement moyenne) est inférieure à la valeur limite inférieure de 0,02°C/s de la présente divulgation. Dans l'Exemple Comparatif 3, la structure en acier est une structure monophase bainitique et la dureté après traitement par vieillissement est obtenue dans les mêmes proportions que dans les exemples, mais les résultats de la résistance à la fatigue par pression interne et de la résistance à la rupture par éclatement sont tous deux "X". On suppose que cela est dû au fait que la cémentite précipitée dans la structure bainitique devient grossière en raison de la faiblesse de la deuxième vitesse de refroidissement moyenne. [0111] D'autre part, dans les Exemples 1 à 21 satisfaisant les conditions de la présente di- vulgation, l'évaluation d'à la fois la résistance à la fatigue sous pression interne et de la résistance à la rupture par éclatement est "O", et d'excellents résultats sont obtenus. En d'autres termes, le composant d'injection de carburant auquel une pression interne élevée est appliquée de manière répétée est fabriqué avec l'utilisation du matériau en acier ayant la composition de la présente divulgation dans les conditions de fabrication décrites ci-dessus, la résistance supérieure à la pression de tenue peut être assurée, et la rupture fragile, qui est une rupture instantanée lorsqu'une pression maximale de fonctionnement ou une pression anormalement élevée est appliquée, peut être évitée. En particulier, la ténacité à basse température peut être améliorée. [0112] Dans l'Exemple 20, la dureté du forgeage à chaud est augmentée et le traitement de vieillissement est omis. L'Exemple 21 est un exemple dans lequel le processus d'autofrettage (traitement AF) est effectué après usinage. D'excellents résultats sont obtenus pour les exemples 20 et 21 de la même manière que dans les autres exemples. [0113] La description détaillée ci-dessus des modes de réalisation et des exemples de la présente divulgation a été présentée à titre d'exemple uniquement. Bien que la rampe commune soit illustrée dans les modes de réalisation et exemples ci-dessus, la présente divulgation peut être mise en oeuvre selon diverses variantes sans sortir de son esprit, en l'appliquant par exemple à d'autres composants d'injection de carburant. [0114] À toute fin utile, le document non brevet suivant est cité : - [Document Non-Brevet 1] Keiji Murakami - Effets des Micro-Défauts de Fatigue du Métal et des Intermédiaires (1993), [YOKENDO] ; - [Document Non-Brevet 2] Annexe 15 de la norme JIS G 1257 (1994). [0115] À toute fin utile, les documents brevets suivants sont cités : - [Document Brevet 1] JP 5778055 B ; - [Document Brevet 2] JP 2012-246527 A. [Revendication 1] [Revendication 2] [Revendication 3] [Revendication 4]