FR 2765819 A1 19990115 FR 9708973 A 19970709 La présente invention est relative à un procédé de coulée par centrifugation verticale destiné à la réalisation de nuances d'aciers rapides à haut carbone et concernant les cylindres de travail bimétalliques ou composites destinés à équiper les laminoirs dégrossisseur et finisseur des trains à bande à chaud, les laminoirs à froid, et aussi les laminoirs à produits longs notamment à fils et à barres. Accessoirement, elle peut s'appliquer non seulement aux aciers rapides à haut carbone mais aussi à tous les matériaux utilisés pour former la couche utile des cylindres et notamment les nuances en acier semi-rapides dont la teneur en carbone ne dépasse pas 1%. Il en résultera alors de meilleures caractéristiques mécaniques apportées par la structure équiaxe. L'utilisation des aciers rapides à haut carbone comme matériau actif de la couche de travail des cylindres de laminoir est aujourd'hui bien connu et a déjà fait l'objet de brevets dans de nombreux pays. Cependant les technologies de coulée conventionnelles utilisées en centrifugation verticale conduisent à des structures mixtes dendritiques - équiaxes. Leur répartition dans la partie utile du cylindre est l'image combinée des gradients thermiques très différents imposés par l'hydrodynamique de la coulée du métal d'enveloppe encore appelé métal primaire car il est coulé en premier. Il est suivi par la coulée du métal de coeur que l'on appelle aussi métal secondaire. Les métaux, de nature fort différente, sont parfaitement soudés entre eux. D'un autre coté, les aciers rapides à haut carbone utilisés pour les cylindres de laminoir sont limités dans leurs teneurs en Carbone et en Vanadium en raison notamment du phénomène de flottaison des carbures VC hypereutectiques. Ceux ci se forment peu avant le liquidus de l'alliage en raison de l'apparition d'un mécanisme de nucléation initié notamment par la présence inévitable d'azote et de certaines impuretés métalliques. Ces limitations sont décrites dans le brevet français nO 2 625 226. Enfin l'expérience a montré que les cylindres en acier rapide actuellement sur le marché présentent un coefficient de frottement à chaud plus élevé que les cylindres utilisés jusqu'alors. Cela se traduit par une augmentation sensible du couple de laminage et de l'énergie consommée et donc de la température de contact du cylindre avec la bande. Pour palier cet inconvénient, il est souhaitable d'augmenter la teneur en carbone de l'acier rapide pour en augmenter la phase carbure dont le coefficient de frottement est excellent. Mais en même temps il faut éviter que ces carbures formés ne soient massifs et donc fragiles. Ces carbures seront donc de préférence du type MC et M2C. Le Vanadium favorisant ce type de carbures, il conviendra donc d'augmenter en même temps le Vanadium et le Carbone au-delà des limitations décrites par le brevet n" F - 2 625 226 déjà mentionné. Jusqu'à présent, seul le procédé de revêtement continu par coulée ( Brevet US - 4 116 684) permettait de réaliser en même temps ces deux actions. En pratique il a été maintes fois observé que l'apparition de la flottaison gravitaire était plutôt instable et que les limitations définies par le brevet français 2 625 226 sont parfois dépassées dans un sens comme dans l'autre. Un examen rétroactif et une réflexion plus approfondie font apparaître que les structures fortement dendritiques sont plus sensibles que les structures équiaxes au phénomène de flottaison gravitaire. Ce qui permet de conclure que le régime hydrodynamique transitoire, qui influence le système de cristallisation, a aussi une influence directe sur la flottaison gravitaire. Cette flottaison gravitaire a pour cause une différence sensible de densité entre le carbure MC et le métal liquide. Elle ne peut se produire que si aucun obstacle solide, tel qu'une dendrite d'austénite ne se trouve sur le trajet du carbure MC soumis à la force centripète. Ce qui signifie que le carbure MC doit être de nature hypereutectique c' est à dire qu'il doit se former et avoir un volume suffisant avant que la température de l'alliage n'ait atteint le liquidus. Une force centripète suffisante s'exercera alors et vaincra les forces de viscosité qui freinent sa migration. On sait que ces carbures hypereutectiques sont initiés par des germes ayant le même réseau cristallin que le carbure MC (réseau C.F.C.). De nombreux nitrures répondent à cette définition et notamment ceux de Titane, de Zirconium, d'Aluminium, de Tantale etc... L'efficacité de ces germes de nitrure d'un élément donné est d'autant plus grande que l'énergie libre de formation du carbure de cet élément est élevée. On peut ainsi volontairement précipiter des carbures MC hypereutectiques à des températures de 500 à 70" avant le liquidus de l'alliage par une addition de l'élément avide d'azote et provoquer ainsi une flottaison gravitaire lors de la coulée centrifuge. Et ceci, même si l'alliage coulé a une composition en dessous des limites définies par le brevet français nO 2 625 226. En revanche, en présence de traces de ces éléments particuliers avides d'azote, et au-dessus des limites définies par le brevet français n" 2 625 226, des carbures hypereutectiques n'apparaissent plus que quelques degrés au dessus du liquidus de l'alliage. Ainsi, si l'on accélère la formation des dendrites d'austénite primaire en évitant la formation d' un front totalement liquide à la surface interne de l'enveloppe centrifugée, on piège complètement les carbures hypereutectiques par ces mêmes dendrites. On évite ainsi, la flottaison de ces carbures et leur concentration néfaste à la surface libre interne. Pour réaliser efficacement un tel mécanisme, on a donc été conduit å abandonner le système traditionnel de coulée. Ce procédé est décrit sur les figures 1 et 2 et à le remplacer par un nouveau procédé décrit sur les figures 3 et 4. Dans le procédé traditionnel de coulée, le métal liquide arrive en haut de la coquille (1), alimenté par plusieurs jets(2), provenant d'une pipe de coulée (3). Il s'y solidifie instantanément en raison du fort gradient thermique imposé par la proximité de la coquille. Par la suite, les couches successives de métal glissent les une sur les autres vers le bas en se solidifiant de manière continue. Ce mécanisme dure jusqu'au moment ou la couche cylindrique(9), suivant l'épaisseur d'enduit (4), atteint 12 à 17 mm. A ce moment le gradient thermique n'est plus suffisant et le métal liquide ne se solidifie plus instantanément. Il glisse alors rapidement vers le bas en autant de filets liquides(11) que de jets et s'accumule d'abord sur le bord inférieur du moulage de la table. Puis franchissant le bord libre du tourillon inférieur(5), il retombe et s'accumule au fond(8) de ce tourillon inférieur. La figure 2 décrit ce mécanisme en vue de dessus dans un exemple avec 3 jets. Ce mécanisme est évidemment le même avec 1, 2 ou 4 jets. Lorsque sa viscosité est devenue suffisante grâce au refroidissement, ce métal liquide atteint progressivement la vitesse angulaire ca du moule tournant et remonte alors pour prendre sa position définitive (10). C'est durant cette remontée et suivant les températures atteintes par le métal liquide que les structures finales deviendront dendritiques équiaxes ou mixtes. Il apparaît ainsi que la vitesse de coulée de la table, n' est pas directement reliée à la vitesse de coulée du métal liquide. Elle dépend de la capacité d'entraînement du tourillon inférieur et du changement de viscosité du métal liquide durant son trajet le long des parois du moule. C'est lors de cette remontée que se formera un front liquide et que se mettra en route, pour les aciers rapides à haut carbone, le mécanisme de flottaison décrit plus haut, au fur et à mesure de l'accélération centrifuge. En pratique, pour des gros cylindres, ce mécanisme prend déjà place dans le tourillon inférieur et l'on peut parfois trouver une zone de flottaison seulement en bas de table. Pour des petits cylindres, tels que ceux utilisés pour les trains à barres, le front liquide se forme très vite, sans grande perte de température en raison des trajets de descente et de remontée plus courts. La flottaison se produit alors beaucoup plus facilement. Pour les nuances en aciers semi-rapides, (C La présente invention a pour premier objectif de maîtriser totalement l'hydrodynamique du procédé de coulée en supprimant le long trajet aller et retour du métal liquide en évitant, cette fois, le passage par le tourillon inférieur. Dans le nouveau système de coulée décrit sur la figure 3, les jets de métal liquide(2) sont pulvérisés individuellement et directement sur coquille(l) par un injecteur à jet plat(13) d'argon ou d'un autre gaz neutre à haute pression situé au-dessus de chaque jet de métal liquide. Le gaz utilisé est amené à une pression supérieure ou égale à 10 bars par un tube(12) et une couronne sur laquelle les injecteurs (13) sont fixés avec une position angulaire prédéterminée pour orienter la nappe de métal pulvérisé vers la coquille. La figure 4 illustre simplement un tel dispositif en vue de dessus. Ce n'est donc plus quelques jets (2 à 4 dans la coulée traditionnelle) qui atteignent directement la coquille mais de larges nappes de métal liquide pulvérisé. La surface active d'embrayage du métal liquide se trouve ainsi considérablement augmentée par un facteur de plus de 1000. Dès lors que l'embrayage du métal liquide se produit instantanément, même après la formation de la couche cylindrique à solidification instantanée, le métal liquide ne descend plus dans le tourillon inférieur et la vitesse de coulée de la table, qui n'est plus aléatoire, dépend uniquement de la vitesse de coulée du métal liquide. Il est alors possible de couler plus lentement et avec de plus basses températures de coulée que dans le procédé traditionnel ou les pertes de températures importantes et irrégulières doivent être compensées par une vitesse de coulée et une température de coulée élevées. Un second avantage de ce nouveau procédé de coulée suivant l'invention, est de pouvoir placer entre les nappes pulvérisées et avant la coulée du métal primaire, un thermocouple(7). Celui ci permettra de mesurer, de façon continue, la température de l'interface. En modulant en conséquence le débit de coulée, il sera alors possible de la maintenir en permanence au niveau de la température du liquidus de l'alliage. Ainsi, grâce à ce système de régulation du débit en fonction de la température de l'interface et à la mise en place immédiate du métal fraîchement coulé sur le même interface, il y a en permanence, des dendrites ou plutôt des fragments de dendrites qui bloquent la migration des carbures hypereutectiques. La structure, en raison de la présence permanente de ces fragments dendritiques servant de germes endogènes à la solidification de l'austénite, sera équiaxe. Afin de supporter la haute température de l'interface on utilisera un thermocouple Platine - Platine Rhodié lui même protégé par une gaine en platine. Ce thermocouple(7) est descendu dans la table à la même hauteur que dans le procédé traditionnel. Ce même thermocouple(7) permettra évidemment de mesurer la température de l'interface pour contrôler les conditions de liaison avec le matériau du coeur, généralement en fonte nodulaire, comme dans le procédé traditionnel. I1 convient de souligner que l'introduction d'un thermocouple(7) avant et pendant la coulée de l'alliage primaire n' est pas possible dans le procédé traditionnel. En effet, comme décrit sur la figure 1, des éclaboussures de métal liquide(6) se produisent lors des impacts des jets de métal contre la coquille. Ces éclaboussures détruiraient alors et neutraliseraient instantanément le thermocouple. En raison également de la faible énergie disponible lors de la coulée de l'acier rapide à haut carbone qui ne se solidifie avec des mécanismes eutectiques faiblement exothermiques et de la température de l'interface maintenue volontairement et relativement froide, il convient d'amener le flux dans un état préalablement fondu. A titre d'exemple et pour comparer l'ancien et le nouveau procédé, il a été fondu un alliage du type acier rapide à haut carbone, dont la composition est donnée ci après et deux enveloppes ont été coulées par centrifugation verticale suivant l'un et l'autre des procédés. Dans cet exemple et pour faciliter l'examen métallurgique le métal secondaire n'a pas été coulé. La composition visée était la suivante: C : 2,50 Si: 1,00 Mn: 0,60 Ni: 0,90 Cr: 8,00 Mo: 3,50 V : 7,00 W : 1,50 Une première enveloppe a été coulée par le procédé traditionnel à une vitesse de coulée du métal liquide de 2500 Kilogrammes par minute et à une température déterminée par une surchauffe de 1300C au dessus du liquidus de l'alliage préalablement mesuré par analyse thermique. Le flux a été introduit sous forme de granulés solides en même temps que le métal liquide dans le le tube de coulée (3). Les dimensions de cette enveloppe étaient de $ 750 mm, de 1700 mm de longueur et de 75 mm d'épaisseur. La composition obtenue sur cette enveloppe était la suivante: C : 2,43 Si : 0,92 Mn : 0,58 P : 0,031 S : 0,013 Ni : 0,94 Cr : 7,79 Mo : 3,45 V : 6,78 W : 1,51 Sur cette enveloppe on pouvait mesurer une zone de flottaison d'épaisseur constante et d' environ 12 mm d'épaisseur. Entre la zone de flottaison et la zone dendritique on pouvait observer de nombreuses porosités. Entre 30 et 75 mm la structure est dendritique en haut et en bas. Une seconde enveloppe a été coulée avec le nouveau procédé de la présente invention à une vitesse de coulée constante de 1200 Kg/mn pendant la première période à solidification instantanée de 20 mm d'épaisseur. Puis par coulées interrompues successives correspondant à 15 mm puis 12 mm puis 10 mm, 10 mm et enfin 8 mm et à une température de coulée dans la poche ayant une surchauffe de 80"C au dessus du liquidus mesuré, en début de coulée. La température était suivie en permanence par le thermocouple et chaque nouvelle coulée commençait lorsque la température d'enveloppe était de 10 C en dessous du liquidus. Pour éviter tout emprisonnement de flux lors de la première phase de coulée, une épaisseur d'enduit(4) plus importante en haut de table, d'environ 4 mm était utilisée (au lieu de 2 mm dans la coulée traditionnelle).En outre ce flux était introduit à l'état préfondu en meme temps que le métal liquide par le tube (3). Les dimensions de cette enveloppe étaient aussi de O 750 mm, de 1700 mm de longueur et de 75 mm d'épaisseur. La composition obtenue sur cette seconde enveloppe était la suivante: C : 2,48 Si : 0,97 Mn : 0,56 P : 0,025 S : 0,011 Ni : 0,84 Cr : 7,85 Mo : 3,35 V : 6,82 W : 1,55 Sur cette enveloppe on pouvait vérifier l'absence de flottaison et une structure équiaxe, sans porosités sur toute l'épaisseur. Une troisième enveloppe en acier semi-rapide était ensuite réalisée suivant le procédé de l'invention et ayant la composition suivante: C : 0,65 Si : 1,24 Mn : 0,82 P : 0,027 S : 0,014 Ni : 0,80 Cr : 7,25 Mo : 3,39 V : 0,82 W : 1,55 cette troisième enveloppe a été coulée avec le nouveau procédé de la présente invention à une vitesse de coulée constante de 1500 Kg/mn pendant la première période à solidification instantanée de 25 mm d'épaisseur. Puis par coulées interrompues successives correspondant à 15 mm puis 15 mm puis 10 mm, et enfin 10 mm et à une température de coulée dans la poche ayant une surchauffe de 900C au dessus du liquidus mesuré, en début de coulée. La température était suivie en permanence par le thermocouple et chaque nouvelle coulée commençait lorsque la température d'enveloppe était de quelque degrés C (1 à 5")au dessous du liquidus. Pour éviter tout emprisonnement de flux lors de la première phase de coulée, une épaisseur d'enduit(4) plus importante en haut de table, d'environ 4 mm était utilisée En outre ce flux était introduit à l'état préfondu en même temps que le métal liquide par le tube (3). Les dimensions de cette enveloppe étaient de 550 mm, de 1800 mm de longueur et de 75 mm d'épaisseur. Une épaisseur de métal secondaire de 20 mm était ensuite coulée après solidification partielle de l'enveloppe, suivant le procédé conventionnel, afin de simuler la liaison des deux métaux. Puis, après solidification totale de cette seconde couche l'opération de centrifugation était arrêtée. A examen de cette liaison en haut de table, aucune porosité ne pouvait être mise en évidence du coté métal primaire. REVENDICATIONS 1. Procédé de coulée centrifuge verticale de cylindre de laminoir bimétallique caractérisé en ce que le métal d'enveloppe se met en place instantanément grâce à l'extension de la surface d'embrayage au moyen d'une pulvérisation des jets d'alimentation du métal liquide par un gaz neutre sous pression et tel que l'interface est maintenu à une température proche du liquidus. 2. Procédé de coulée centrifuge verticale suivant la revendication 1, caractérisé en ce que le métal est coulé par couches successives d'épaisseur décroissantes et cadencées en fonction de la température de l'interface. 3. Procédé de coulée centrifuge verticale suivant les revendications 1 et 2, caractérisé en ce que la température de l'interface est maintenue de préférence dans un intervalle de température compris entre la température de liquidus de l'alliage et cette même température diminuée de 100C. 4. Procédé de coulée centrifuge verticale suivant les revendications 1 à 3, caractérisé en ce que la température de l'interface est mesuré en permanence, pendant la coulée, à l'aide d'un thermocouple Platine - Platine Rhodié gainé de platine. 5. Procédé de coulée centrifuge verticale suivant les revendications 1 à 4, caractérisé en ce que le flux est introduit en même temps que le métal, sous forme liquide audessus de la poche afin de protéger de l'oxydation les particules solides émergeant de l'interface. 6. Procédé de coulée centrifuge verticale suivant les revendications 1 à 5, caractérisé en ce que l'enduit de la coquille a une épaisseur supérieure à 3 mm en haut de table. 7. Cylindre de laminoir réalisé suivant le procédé revendiqué dans les revendication 1 à 6, et caractérisé en ce que la teneur en carbone de l'enveloppe est compris entre 2,2% et 2,896 et le vanadium entre 6% et 8% et que sa structure est entièrement équiaxe et exempte de toutes porosité. 8. Cylindre de laminoir réalisé suivant le procédé revendiqué dans les revendications 1 à 6, et caractérisé en ce la teneur en carbone de l'enveloppe est inférieure à 196 et que sa structure est entièrement équiaxe et exempte de toutes porosité.