Brevet FR2650967A1 — publié le 19910222

PROCEDE POUR PRODUIRE UNE TEXTURE MAROUEE DANS DES ALLIAGES DE TITANE ET PIECES FABRIOUEES A PARTIR DE CES ALLIAGES Cette invention concerne le traitement thermo- mécanique d'alliages de titane et, plus particulièrement, un moyen pour obtenir une structure présentant une texture marquée après un travail mécanique. Les métaux purs et les alliages métalliques se solidifient de façon telle que leurs atomes soient disposés dans des réseaux fortement ordonnés qui sont réguliers et répétés. Ces réseaux, connus sous le nom de structure cristallographique du métal, se conservent sur de grandes dimensions macroscopiques de la pièce métallique. On peut, par exemple, visualiser les atomes d'un alliage comme situés aux coins et au centre d'un cube, produisant une cristallographie - "cubique centrée" ou CC. Dans un autre exemple, on peut visualiser les atomes comme se trouvant dans un réseau hexagonal répété, produisant une cristallographie "hexagonale compacte" ou HC. (Il existe également un certain nombre d'autres types de cristallographie courants). On peut définir la cristallographie d'un alliage métallique du point de vue du type de cristallographie (par exemple, CC ou HC) et de l'orientation dans l'espace du motif cristallographique (par exemple, un cube dont les faces sont orientées dans des directions particulières). Certains métaux peuvent être composés entièrement d'un seul type de structure cristallographique, qui présente la même orientation dans tout l'espace et on qualifie ces métaux de "monocristaux". Dans la plupart des applications de construction, il est préférable que soient présents de petits îlots ou "grains" contigus, présentant chacun son propre type cristallographique et sa propre orientation cristallographique dans l'espace. Les différents grains peuvent être du même type cristallogaphique ou plusieurs types différents peuvent être présents dans le même matériau en raison des caractéristiques de composition et du traitement de l'alliage. Les différents grains peuvent présenter des orientations cristallographiques aléatoires dans l'espace ou leurs directions cristallographiques peuvent avoir tendance à être alignées, dans une certaine mesure. On appelle ce dernier état "texture". On sait que des textures particulières peuvent être intéressantes dans des alliages de construction parce que les textures conduisent à de bonnes combinaisons. de propriétés de résistance, de ductilité, de fluage et de fatigue. Pour les alliages dont les propriétés dépendent de la texture, le réglage de la texture constitue un moyen -important d'améliorer les propriétés mécaniques des métaux. On peut comprendre beaucoup de propriétés des alliages métalliques de par leurs types et orientations cristallographiques et les relations qui existent entre les grains à l'intérieur d'une pièce métallique. Si on obtient, par exemple, un métal présentant une composition voulue dans différents types cristallographiques, différentes orientations de grains et différentes tailles de grains, les propriétés résultantes des pièces métalliques sont tout à fait différentes. On utilise la théorie cristallographique des métaux pour relier les propriétés à ces paramètres structuraux. Inversement, lorsque l'on a acquis les connaissances de base en ce qui concerne le rapport entre les paramètres cristallographiques et les propriétés métalliques, on peut alors utiliser diverses techniques pour choisir les meilleures propriétés et pour étudier encore les matériaux pour obtenir des propriétés encore meilleures. La production d'alliages métalliques destinés à être utilisés dans certains des domaines aérospatiaux les plus exigeants et pour d'autres applications fait appel à ces types de recherches. On utilise, par exemple, des alliages de titane dans des parties de structures et de moteurs d'avions parce que le titane présente d'excellentes propriétés à des températures pouvant aller jusqu'à environ 600 C et qu'on peut le traiter pour obtenir des propriétés mécaniques et d'autres types de propriétés particulièrement bonnes. Il existe une bonne compréhension fondamentale de la relation qui existe entre les caractériques cristallographiques des alliages de titane et leurs propriétés. Toutefois, dans certains cas, la compréhension des propriétés métalliques a devancé la capacité de fabriquer réellement des métaux présentant des types choisis de propriétés. Il est parfois difficile d'obtenir les combinaisons de propriétés recommandées pour le matériau et il est donc nécessaire d'essayer d'obtenir ces propriétés par un choix rigoureux des éléments d'alliages et du traitement. La présente invention concerne le choix d'alliages de titane et leur traitement pour obtenir une texture cristallographique recommandée. A la base, on peut classer les alliages de titane en alliages de phase alpha, alliages de phase bêta et alliages de phases alpha-bêta. Les alliages de phase alpha présentent la cristallographie de phase hexagonale à température ambiante et acquièrent la cristallographie de phase bêta seulement à température très élevée. La phase bêta se transforme en phase alpha lors du refroidissement et il reste peu de phase bêta à température ambiante. Les alliages de phase bêta présentent la cristallographie de phase bêta & température ambiante et conservent cette structure au chauffage et au refroidissement. Les alliages alpha- bêta sont semblables aux alliages de phase alpha mais présentent réellement & la fois la phase alpha et la phase bêta à température ambiante parce qu'il est possible de stabiliser la phase bêta de manière à ce qu'elle existe à température.ambiante en même temps que la phase alpha. Il est souhaitable, dans beaucoup de cas, de traiter des alliages de titane de phase alpha ou de phases alpha-bêta en les chauffant tout d'abord dans le domaine o seule existe la phase bêta, en travaillant l'alliage en phase bêta et en refroidissant ensuite l'alliage. Le travail de grandes pièces nécessite moins d'énergie lorsqu'elles sont chaudes et les gros grains bêta antérieurs produits ainsi permettent d'obtenir de bonnes propriétés dans l'alliage résultant. Malheureusement, on a observé que la texture cristallographique obtenue en travaillant l'alliage de titane dans le domaine de phase bêta est pratiquement aléatoire. On n'a pas proposé de moyen pour obtenir des structures à texture marquée pour ces matériaux. On est donc à la recherche d'un procédé pour régler la texture cristallographique d'alliages de titane travaillés dans la domaine de phase bêta. Ce moyen devrait être compatible avec les procédés de transformation existants et devrait permettre la conservation d'autres propriétés recommandées de l'alliage de titane. La présente invention répond à cette demande et permet -de bénéficier des avantages qui l'accompagnent. La présente invention fournit un moyen pour accroître une texture cristallographique recommandée dans des alliages de titane alpha et alphabêta. Le procédé de l'invention produit des pièces de construction présentant cette struture recommandée, sans nécessiter de changements importants dans les procédures de traitement. Les propriétés mécaniques des pièces sont excellentes. Conformément à l'invention, un procédé de production d'un alliage de titane présentant une texture marquée dans une direction choisie comprend les étapes de réalisation d'une pièce d'un alliage de titane contenant une dispersion d'au moins environ 0,5 pourcent en volume de particules stables, l'alliage de titane étant choisi dans le groupe constitué par un alliage de titane alpha et un alliage de titane alpha-bêta et les particules étant stables envers la dissolution et envers un grossissement important pendant le chauffage et le travail à des températures supérieures à la température de transformation en phase bêta de l'alliage de titane et de travail mécanique de la pièce d'alliage de titane dans la direction choisie à une température supérieure à la température de transformation en phase bêta. C'est-a-dire que l'on fabrique l'alliage de titane contenant une dispersion de particules répartie dans tout l'alliage. Les particules sont présentes en une quantité d'au moins environ 0,5 pourcent en volume. C'est le commencement de la fragilité qui détermine la fraction volumique maximum autorisée de particules, qui sera particulière pour chaque alliage. On met, de préférence, en oeuvre la fabrication par consolidation de poudres d'alliage.de titane de composition particulière. On choisit la composition de l'alliage pour produire une dispersion de particules suffisante pour régler la phase bêta pendant le travail de l'alliage de titane. Le traitement a lieu à une température suffisamment élevée pour qu'au moins environ 90 pourcent de la microstructure soit en phase bêta. Conformément à cet aspect de l'invention, un procédé de production d'un alliage de titane présentant une texture marquée dans une direction choisie, comprend les étapes de réalisation d'une pièce d'un alliage de titane contenant un type et une quantité d'une dispersion de particules suffisants pour inhiber la recristallisation en phase bêta de grains présentant une texture aléatoire, pendant le travail de la pièce dans le domaine bêta, l'alliage de titane étant choisi dans le groupe constitué par un alliage de titane alpha et un alliage de titane alpha-bêta et de travail mécanique de la pièce d'alliage de titane dans la direction choisie à une température suffisamment élevée pour que la microstructure de la pièce d'alliage de titane soit, au moins pour 90 pourcent, en phase cubique centrée. Dans une réalisation recommandée, l'alliage de titane contient de l'yttrium ou un ou plusieurs éléments des terres rares (de la série des lanthanides) comme l'erbium qui, en combinaison avec d'autres éléments dans l'alliage, forme la dispersion. La dispersion est, de préférence, une dispersion d'un oxyde d'yttrium ou d'un élément des terres rares. Conformément à cet aspect de l'invention, un procédé de production d'un alliage de titane présentant une texture marquée dans une direction choisie comprend les étapes de réalisation d'une pièce d'un alliage de titane alpha-bêta présentant une composition qui contient au moins environ 0,5 % en volume d'un oxyde d'un élément choisi dans le groupe constitué par une terre rare et l'yttrium et de travail mécanique de la pièce d'alliage de titane dans la direction choisie à une température supérieure à sa température de transformation en phase bêta. Lorsque l'on travaille un alliage de titane alpha ou alpha-bêta ne contenant pas la dispersion voulue à une température à laquelle seule la phase bêta est présente (c'est-à-dire au-dessus de la température de transformation en phase bêta), il en résulte une texture cristal- lographique aléatoire. Lors du refroidissement au-dessous de la température de transformation en phase bêta et dans le domaine de phase alpha, la texture aléatoire se conserve. Il n'est donc pas possible d'obtenir les avantages que l'on peut avoir lorsque le matériau présente une texture recommandée, comme c'est le cas grâce à la présente invention. La présence des particules de matière dispersée a un effet étonnement bénéfique sur la production et la conservation d'une texture marquée dans l'alliage de titane produit final. On pense que l'on obtient cette texture par inhibition de la recristallisation de la phase bêta mais, quelque soit le mécanisme, on obtient la texture voulue. Le travail en phase bêta de ce type d'alliage de titane contenant de la matière dispersée produit une texture marquée dans le produit contenant de manière prédominante la phase alpha, présent après le refroidissement. On prépare, de préférence, l'alliage de titane par la technique de métallurgie des poudres de consolidation de poudres présentant la composition voulue. On peut rendre ces poudres très homogènes, du point de vue de leur structure, de leur composition et de leur dimension. Le comprimé de poudre résultant produit par compression d'une masse de poudre présente aussi, partout, des propriétés très homogènes. Cette homogénéité est recommandée dans la mesure o elle diminue la probabilité de rupture due à des inhomogénéités de microstructure. D'autres techniques de préparation de l'alliage sont acceptables. On effectue, de préférence, le travail mécanique par filage, mais on peut le faire par laminage, forgeage ou par d'autres techniques qui produisent une déformation de manière prédominante dans la direction choisie pour avoir la texture voulue. La diminution de surface devrait être d'au moins 6 pour 1 et elle est, de préférence, d'environ 9 pour 1, bien que l'on ait trouvé que l'on peut utiliser des diminutions encore plus importantes. La déformation doit être de manière importante ou de manière prédominante dans la direction choisie mais de petites déformations dans d'autres directions n'invalident pas l'invention. La déformation non axisymétrique est minimale dans le filage. On rencontre des déformations biaxiales et triaxiales plus ou moins importantes et elles sont acceptables dans le laminage, le forgeage et dans d'autres procédés de travail des métaux utilisés pour mettre en pratique la présente invention. On a découvert un alliage de titane alpha-bêta qui est particulièrement adapté au traitement conforme à la présente invention. Cet alliage présente une composition, en pourcent en atomes, d'environ 10,5 à environ 12,5 pourcent d'aluminium, de 0 à environ 2 pourcent de zirconium, de 0 à environ 3 pourcent de hafnium, de 0 à environ 2 pour cent d'étain, de 0 à -environ 1 pourcent de niobium, de 0 à environ 2 pourcent de tantale, de 0 à environ 1 pourcent de molybdène plus tungstène, de 0 à environ 1 pourcent de ruthénium, de 0 à environ 1 pourcent d'un élément choisi dans le groupe constitué par le ruthénium, le rhénium, le platine, le palladium, l'osmium, l'iridium, le rhodium et leurs mélanges, de 0 à environ 1 pourcent de silicium, de 0 à environ 1 pourcent de germanium, d'environ 0,1 à environ 1 pourcent d'un métal choisi parmi une terre rare, l'yttrium et leurs mélanges, le complément étant du titane pour obtenir 100 pourcent. La composition de cet alliage est une forme modifiée de celle décrite dans 1'E.P. 0 348 593. On modifie l'alliage de cette demande en lui ajoutant du germanium et de 0 à 1 pourcent d'un élément choisi dans le groupe d'éléments formant la phase bêta, constitué par- le ruthénium, le rhénium, le platine, le palladium, l'osmium, l'iridium, le rhodium et leurs mélanges. Le germanium assure à l'alliage un meilleur renforcement au vieillissement sous contrainte. On peut s'attendre à ce que des quantités de germanium supérieures à environ 1 pourcent conduisent a la fragilité et à une diminution du point de fusion de l'alliage. Les éléments formant la phase bêta, et de préférence le ruthénium, facilitent la formation de la phase bêta et ne doivent pas représenter plus d'environ 1 pourcent. Si on en utilise des quantités plus importantes, ltalliage contiendra des quantités trop importantes d'une phase bêta faible ou, pour des teneurs plus élevées, deviendra un alliage de phase bêta, qui ne pourra pas bénéficier du traitement thermomécanique de l'invention pour former des textures marquées. La présente invention constitue un progrès dans la technique de production d'alliages de microstructures adaptées pour obtenir d'excellentes propriétés. On peut utiliser des opérations de travail normales pour produire la texture et on conserve la texture par la modification de la microstructure consistant à incorporer de la matière dispersée stabilisante. D'autres caractéristiques et avantages de la présente invention apparaîtront à la lecture de la description plus détaillée de la réalisation recommandée qui suit, qui illustre, au moyen d'exemples, les principes de l'invention. On a préparé un alliage de titane alpha-bêta qui conserve peu de phase bêta à basse température à partir de poudre pulvérisée par jet.de gaz. On prépare cette poudre en dirigeant un courant de métal fondu dans un jet de gaz de façon à ce que le métal se scinde en de petites. gouttelettes qui se solidifient rapidement. Ce traitement se fait rapidement et il est peu probable qu'une ségrégation se produise. La poudre résultante présente.une microstructure très homogène. Dans la réalisation recommandée, la composition de la poudre était de 10 pourcent d'aluminium, 1,6 pourcent de zirconium, 1,4 pourcent d'étain, 0, 7 pourcent de hafnium, 0,5 pourcent de niobium, 0,1 pourcent de ruthénium, 1,1 pourcent d'erbium, 0,25 pourcent de silicium, 0,25 pourcent de germanium, le complément étant du titane, sachant que l'on donne ici, sauf indication contraire, toutes les compositions en pourcent en atomes. On a fait passer la poudre pulvérisée par jet de gaz à travers des tamis classiques pour obtenir la fraction de - 425gm. On a chargé le poids voulu de cette poudre dans une boite en alliage de titane, dans laquelle on a fait le vide et que l'on a scellée. On a comprimé la boite dans une matrice fermée à 840 C pour comprimer partiellement la poudre. On a fait subir au comprimé partiel un filage à 1 C avec un rapport de réduction de 9: 1. On sait que la température de transformation en phase bêta de cet alliage est d'environ 1 080 C. On a fait subir à une partie du produit obtenu par filage un recuit de mise en solution à une température de 1 150 C pendant deux heures et on l'a trempé à l'hélium, puis on lui a fait subir un traitement thermique de stabilisation à un température de 6000C pendant huit heures. On a étudié les structures des pièces résultantes par microscopie et analyse de diffraction des rayons X. Un réseau de matière dispersée à base d'erbium de petite dimension était généralement réparti uniformément et régulièrement dans toute la matrice d'alliage de titane. On a déterminé que cette matière dispersée était constituée à la fois par Er203 et Er5Sn3. La fraction volumique totale de la matière dispersée représentait environ 1,3 pourcent du volume de l'alliage. On a déterminé la texture des échantillons des pièces brutes de filage et traitées thermiquement, par-des techniques de diffraction des rayons X classiques. La figure de pôles inverse montrait trois composants pour la texture. On présente, dans le tableau suivant, ces composants ainsi que le facteur multiplicatif maximum de il l'intensité de la texture aléatoire et le rapport relatif des grains présentant ces textures: Plan de Facteur multiplicatif par Rapport des Diffraction rapport à la texture aléatoire grains (0001) 38 1,5 (1011) 4,-5 3,7 (1010) 3 0,8 Ce tableau indique que, par exemple, les grains présentant une texture (0001) présentaient un retour de diffraction des rayons X égal à 38 fois celui attendu pour un arrangement aléatoire des grains. De plus, 1,5/(1,5 + 3,7 + 0,8), ou 25 pourcent des grains présentant une de ces textures avaient la texture (0001). Avec la présente invention, on constate un accroissement important du composant de texture (0001) de la phase alpha hexagonale. On sait que pendant la transformation se produisant au cours du refroidissement de la phase bêta en la phase alpha, le plan (0001) dans la phase alpha se forme parallèlement au plan (110} de la phase bêta cubique centrée. On peut conclure de ce qui précède ainsi que de l'analyse détaillée des résultats de diffraction des rayons X qu'il existe une formation de texture préférentielle de la phase bêta dans la direction cubique centrée , qui est perpendiculaire au plan (110), enemployant les indices de Miller. Bien que l'on ne souhaite pas être lié par cette explication possible, on pense que la matière dispersée dans l'alliage inhibe la recristallisation de l'alliage pendant le travail dans la phase bêta. La recristallisation produirait une structure cristallographique plus aléatoire. Une quantité suffisante de matière dispersée doit donc être présente pour éviter cette recristallisation, quelqu'en soit le mécanisme. De plus, la matière dispersée doit être stable à la température de travail mécanique. "La stabilité" signifie que les particules ne doivent ni se dissoudre ni grossir de manière importante pendant le traitement thermo- mécanique. L'espacement interparticulairé recommandé est d'environ 2 à environ 10 micromètres, avec une limite supérieure d'environ 50 à environ 100 micromètres et un grossissement important conduirait à un augmentation de l'espacement interparticulaire au delà de cet écart et, peut-être, à un espacement tel que les particules soient inefficaces pour favoriser la formation de la texture voulue. On présente les exemples suivants pour illustrer les caractéristiques et les avantages de l'invention et il ne faut pas considérer qu'ils limitent l'invention de quelque manière que ce soit. On a traité trois compositions d'alliages en leur faisant subir diverses combinaisons de traitements et on a étudié les propriétés des matériaux résultants. On présente les compositions dans le Tableau I qui suit TABLEAU I Composition (pourcent en atomes) Alliage Ti Ai Zr Hf Sn Cb Ta Mo Si Terre rare UW Comp. 11,9 1,2 1,1 0,5 0,1 0,5 Er AFl Comp. 13,6 1,4 1,3 0,8 0,6 0,4 Y AF2 Comp. 12,2 1,7 0,7 1,4 0,5 0,14 0,5 0,8 Er Dans le Tableau I, "comp" signifie "le complément". Un blanc dans le tableau indique que l'élément indiqué n'est pas présent dans l'alliage. On énumère dans le Tableau II plusieurs conditions de traitement que l'on a séparément utilisées pour les trois alliages. On utilise l' identification du traitement (ID) en liaison avec l'alliage particulier. On a comprimé isostatiquement à chaud tous les alliages à partir de poudres métalliques préalliées présentant les compositions correctes. On a fait passer la poudre à travers des tamis classiques pour obtenir la fraction de -425gm. On a chargé le poids voulu de cette poudre dans une boîte en acier ou en alliage de titane, dans laquelle on a fait le vide et que l'on a scellée. On a comprimé isostatiquement à chaud la boîte à la température de compression isostatique à chaud du Tableau II pour comprimer la poudre. On a placé le comprimé à l'intérieur d'une enveloppe métallique et on l'a travaillé mécaniquement à chaud à la température de filage du Tableau II en le filant avec la réduction de surface, réduction de filage, du Tableau II. TABLEAU II Filage Température de Température Réduction compression ( C) isostatique à ID Alliage chaud ( C) P-2 UW 840 840 6:1 P-5 UW 840 1200 7:1 J-2 AF2 840- 840 - 8:1 J-3 AF2 840 840 18:1 J-13 AF2 840 1200 8:1 J-14 AF2 840 1080 18:1 J-15 AF2 840 1080 8:1 J-16 AF2 1080 840 8:1 J-17 AF2 1080 1080 8:1 G-2 AF1 840 840 8:1 G-6 AF1 840 1200 8:1 On a utilisé un certain nombre de traitements thermiques différents pour traiter les produits obtenus par filage. On résume ces traitements thermiques dans le Tableau III qui suit: TABLEAU III Code Description B Recuit de mise en solution bêta plus vieillissement pour l'alliage UW. 1200 C pendant 2 heures, trempe à l'hélium, 600 C pendant 48 heures, rc BA Vieillissement direct pour l'alliage UW. 600 C pendant 48 heures, rc K Recuit de mise en solution bêta plus vieillissement pour l'alliage AF1. 1200 C pendant 2 heures, trempe à l'hélium, 710 C pendant 48 heures, rc AJ Vieillissement direct pour l'alliage AF1. 710 C pendant 48 heures, rc AG Recuit de mise en solution bêta plus vieillissement pour l'alliage AF2. 1150 C pendant 2 heures, trempe à l'hélium, 600 C pendant 8 heures, rc AH Vieillissement direct pour l'alliage AF2. 600 C pendant 8 heures, rc Dans ce Tableau III, "rc" signifie "refroidi en chambre", ce qui correspond à une vitesse de refroidissement d'environ 1,8 C par seconde. Dans le Tableau IV qui suit, on résume le comportement en traction des échantillons filés et traités thermiquement. Les éprouvettes de traction mesuraient environ 25,4 mm de long, avec une longueur entre repères de , 16 mm et un diamètre calibré de 2,03 mm. Les éprouvettes avaient des extrémités à serrer à tête ronde. Dans le Tableau IV,"Traitement" résume l'alliage, les conditions de travail mécanique et le traitement thermique des diverses éprouvettes. Les codes sont ceux que l'on a définis dans les Tableaux I-III. "Temp" est la température de l'essai de traction en degrés C, "LE à 0,2 %" est l'effort de tension pour une déformation plastique de 0,2 pourcent, en MPa. "RT" est la résistance à la traction de l'éprouvette en MPa. "Al % à CM" est l'allongement pourcent a la charge maximum. "Al % à R" est l'allongement pourcent à la rupture. "% de RS" est le pourcentage de réduction de surface mesuré sur l'éprouvette rompue. TABLEAU IV Traitement Temp LE à 0.2% RT Al % à CM A1 % à R % de RS UW/P2/B T.A. 923,3 955,6 2,3 3,5 7,4 UW/P2/B 650 484,4 570,5 4,8 12,1 12,1 UW/P5/BA 650 693,8 693,8 0,1 0,1 5,6 AF1/G2/K T.A. 1061,1 1121,0 4,3 4,5 6,3 AF1/G2/K 540 703,5 782,7 1,6 1,8 3,2 AF1/G2/K 650 615,3 713,8 4,1 14,9 24,4 AF1/G2K 700 557,4 626,3 2,4 17,2 24,8 AF1/G6/K T.A. 991,5 1017,0 0,8 1,1 0,7 AF1/G6/K 540 658,0 699,3 0,5 1,0 4,9 AF1/G6/K 650 632,5 710,4 2,4 2,7 4,9 AF1/G6/K 700 587,7 667,0 2,3 6,7 14,0 AF1/G6/AJ T.A. 1255,4 1261,0 0,4 0,8 1,5 AF1/G6/AJ 540 804,1 804,1 0,2 0,2 0,5 AF1/G6/AJ 650 877,8 877,8 0,1 0,1 1,2 AF1/G6/AJ 700 848,2 866,1 0,1 0,1 0,0 AF2/J2/AG T.A. 1036,3 1068,6 3,2 3,5 10,2 AF2/J2/AG 540 629,1 784,1 9,1 14,7 24,0 AF2/J2/AG 650 552,6 660,8 6,5 20,8 34,0 AF2/J2/AG 700 486,4 546,4 1,9 28,2 38,3 AF2/J3/AG T.A. 1161,7 1204,4 5,1 5,4 8,5 AF2/J3/AG 540 733,1 956,3 9,9 11,9 17,6 AF2/J3/AG 650 600,8 715,2 3,2 6,4 14;9 AF2/J3/AG 700 595,3 689,7 3,0 7,2 15,3 AF2/J13/AG T.A. 1005,3 1061,7 3,7 4,3 5,6 AF2/J13/AG 650 645,6 735,2 3,2 6,1 11,7 TABLEAU IV (suite) Traitement Temp LE à 0.2% RT A1 % à CM Al % à R % de RS AF2/J13/AG 700 562,9 655,2 1,9 10,9 12,1 AF2/J13/AH T.A. 1187,8 1260,2 4,6 4,9 9,2 AF2/J13/AH 540 904,0 1066,6 5,0 6,4 9,8 AF2/J13/AH 650 870,2 978,4 2,8 4,8 10,9 AF2/J13/AH 700 740,7 805,4 1,3 9,1 13,2 AF2/J14/AG T.A. 1000,4 1014,9 0,7 0,8 0,5 AF2/J14/AG 540 629,1 746,9 3,9 4,6 16,5 AF2/J14/AG 650 597,4 705,5 3,7 8,5 12,1 AF2/J14/AG 700 532,6 591,2 1,3 13,2 15,3 AF2/J14/AH T.A. 1277,4 1287,1 1,2 1,9 3,2 AF2/J14/AH 540 1031,4 1031,4 0,2 0,6 4,7 AF2/J14/AH 650 961,2 1068,6 2,5 3,4 6,1 AF2/J14/AH 700 861,3 936,4 1,3 4,1 10,9 AF2/J15/AG T.A. 1027,3 1109,3 8,6 10,3 14,4 AF2/J15/AG 650 620,8 706,9 2,8 4,8 5,4 AF2/J15/AG 700 587,0 664,9 1,8 8,7 14,9 AF2/J15/AH T.A. 1266,4 1277,4 1,2 1,5 2,7 AF2/J15/AH 540 919,1 1107,2 4,4 4,5 7,8 AF2/J15/AH 650 863,3 963,9 2,3 3,5 11,7 AF2/J15/AH 700 717,9 792,4 1,4 10,4 14,7- AF2/J16/AG T.A. 1096,2 1138,2 4,6 4,8 7,0 AF2/J16/AG 650 594,6 707,6 4,1 10,8 20,6 AF2/J16/AG 700 548,4 623,5 1,9 16,0 23,6 AF2/J16/AH T.A. 1283,6 1286,4 0,1 5,5 17,1 AF2/J16/AH 540 755,1 824,0 6,5 16,9 27,7 AF2/J16/AH 650 493,3 595,3 6,8 35,7 54,7 AF2/J16/AH 700 321,8 386,6 2,5 178,3 94,9 AF2/J17/AG T.A. 1032,8 1107,5 6,7 7,4 10,3 AF2/J17/AG 650 662,8 763,4 2,6 4,5 4,9 AF2/J17/AG 700 616,0 698,6 1,7 5,0 8,1 AF2/J17/AH T.A. 1256,0 1268,4 1,0 1,2 7,8 AF2/J17/AH 650 912,2 1034,2 2,8 4,6 5,6 AF2/J17/AH 700 781,3 850,9 1,3 5,3 6,1 Dans ce Tableau IV, "T.A." signifie "Température ambiante". Le Tableau V résume les essais de fluage que l'on a fait subir aux éprouvettes. Dans le Tableau V, "Traitement" résume l'alliage, les conditions de travail mécanique et le traitement thermique pour les diverses éprouvettes. Les codes sont ceux que l'on a définis dans les Tableaux I-III. Le "nombre d'heures pour atteindre un fluage de " est le nombre d'heures nécessaire pour que l'éprouvette atteigne le pourcentage indiqué d'allongement au fluage à une température de 650 C et sous une force appliquée de 137,8 MPa. TABLEAU V Nombre d'heures pour atteindre un fluage de Traitement 0,1% 0,2% 0,5% 1, 0% 2,0% UW/P2/B 0,3 1,0 5,5 17,7 47,7 UW/P5/BA 0,9 3,19 14,49 46,43 120,03 AF1/G2/K 2,73 13,45 82,73 259,48 736,78 AF1/G6/AJ 5,87 39,05 272,02 929,56 AFl/G6/K 28,62 95,82 551,69 AF2/J2/AG 0,83 3,09 18,35 64,20 181,89 AF2/J3/AG 1,40 5,58 27-,40 79,39 202,59 AF2/J13/AG 5,08 23,61 197,48 853,63 AF2/J13/AH 4,56 20,08 129,21 423,05 AF2/J14/AG 6,73 31,83 221,11 949,50 AF2/J14/AH 3,13 14,04 108,89 380,03 AF2/J15/AG 6,00 31,81 228,83 997,7 AF2/J15/AH 2,3 10,2 74,4 259,3 AF2/J16/AG 0,61 5,34 24,49 78,13 AF2/J16/AH 0,067 0,14 0,51 3,18 AF2/J17/AG 8,61 36,45 224,19 813,68 AF2/J17/AH 3,08 12,89 98,25 351,57 Le Tableau VI résume le module d'élasticité à température ambiante mesuré pour des éprouvettes choisies. "Traitement" résume l'alliage, les conditions de travail mécanique et le traitement thermique pour les diverses éprouvettes. Les codes sont ceux que l'on a définis dans les Tableaux I-III. Le "Module" est le module de Young en GPa. TABLEAU VI Traitement Module AF1/G2/K 126,1 AF1/G6/K 128,8 AF1/G6/AJ 144,7 AF2/J3/AG 122,6 AF2/J14/AG 123,3 AF2/J14/AH 128,8 La description des Exemples qui suit s'appuie sur les résultats reportés ci-dessus et dans les Tableaux. Exemple 1 On a traité l'alliage UW par compression isostatique à chaud à 840 C et filage à 840 C, traitement P2, et on l'a également traité par compression isostatique à chaud à 840 C et filage à 1 200 C, traitement P5. On a fait subir au matériau ayant subit le traitement P2 un recuit de mise en solution bêta plus vieillissement. On a fait subir au matériau ayant subit le traitement P5 un traitement thermique de vieillissement direct. Le traitement P5 avec filage au dessus de la température. de transformation en bêta, a permis d'obtenir des résistances à la traction et au fluage supérieures, par rapport au traitement P2 avec filage au- dessous de la température de transformation en bêta. Le matériau ayant subi le traitement P5 avec filage en phase bêta présentait une limite apparente d'élasticité à 650 C de 693,8 MPa, alors que le matériau ayant subi un filage en alpha plus bêta P2 présentait une limite apparente d'élasticité de 484,4 MPa. Le temps pour un fluage plastique de 0,5 pourcent à 650 C et pour une force de 137,8 MPa était de 14,5 heures pour le matériau ayant subi un filage en bêta P5, par rapport à 5,5 heures pour le matériau ayant subi un filage en alpha plus bêta P2. Exemple 2 On a traité l'alliage AFl par compression isostatique à chaud à 840 C et filage à 840 C, traitement G2 et on l'a également traité par compression isostatique à chaud à 840 C et filage à 1.200 C, traitement G6. Le produit préparé selon le traitement G2 a subi un recuit de mise en solution bêta plus vieillissement. Le produit préparé selon le traitement G6 a subi un recuit de mise en solution bêta plus vieillissement et, dans une autre étude, il a subi un traitement thermique de vieillissement direct. La limite apparente d'élasticité du matériau préparé selon le traitement G6 et ayant subi un traitement thermique de vieillissement direct, code AJ, est supérieure de 18 pourcent à-température ambiante et supérieure de 52 pourcent à 700 C à celle du matériau ayant subi le filage en alpha plus bêta, traitement G2. Le temps pour un fluage plastique de 0,5 pourcent à 650 C et pour une force de 137,8 Mpa était de 272 heures pour l'alliage AF1 traité par filage en bêta, traitement G6, ayant subi un vieillissement direct, mais seulement de 82,7 heures pour le matériau ayant subi le traitement de filage en alpha plus bêta G2, soit une amélioration du temps avant fluage de 230 pourcent. La limite apparente d'élasticité du matériau ayant subi un recuit de mise en solution bêta plus vieillissement (traitement G6/K) est inférieure de 7 pourcent à température ambiante mais supérieure de 5 pourcent à 700 C à celle du matériau ayant subi le filage en alpha plus bêta, traitement G2, ce que l'on a considéré comme constituant une différence insignifiante. Toutefois, le temps nécessaire pour atteindre un fluage plastique de 0,5 pourcent était de 551,7 heures pour le produit traité par filage en bêta, traitement G6, ayant subi un recuit de mise en solution bêta plus vieillissement, mais seulement 82,7 heures pour le matériau ayant subi le traitement de filage en alpha plus bêta G2, soit une amélioration du temps avant fluage de 570 pourcent. Le module de Young du matériau ayant subi le traitement de filage en bêta G6 et un traitement thermique de vieillissement direct est de 144,7 GPa et de 126,1 GPa pour le matériau ayant subi le traitement de filage en alpha plus bêta G2. Le module élevé résultant du filage en bêta plus d'un vieillissement direct indique la formation et la conservation d'une texture cristallographique marquée, [0001] étant orienté le long de l'axe de la barre filée. Après un recuit de mise en solution bêta plus vieillissement, le module obtenu par le traitement G6 est de 128,8 GPa, légèrement au-dessus de celui obtenu par le traitement G2, ce qui montre que la transition d'alpha en bêta en alpha associée au recuit de mise en solution bêta plus vieillissement a éliminé beaucoup, mais non la totalité, de la texture cristallographique marquée. Exemple 3 On a traité l'alliage AF2 avec une réduction au filage de 8: 1 par compression isostatique à chaud à 840 C et filage à 840 C, traitement J2. On l'a également traité par compression isostatique à chaud à 840 C et filage à 1 080 C, traitement J15. On a également préparé l'alliage AF2 par compression isostatique à chaud à 840 C et filage à 1 200 C, traitement J13. On a fait subi au matériau préparé par le traitement J2, un recuit de mise en solution bêta plus vieillissement et on a étudié le matériau préparé par les traitements J15 et J13 après à la fois un recuit de mise en solution bêta plus vieillissement et un traitement thermique de vieillissement direct. La limite apparente d'élasticité du matériau préparé par le traitement J15 et un vieillisement direct, code AH, est supérieure de 21 pourcent à température ambiante et supérieure de 48 pourcent à 700 C à celle du matériau ayant subi un traitement de filage en alpha plus bêta, J2. La limite d'élasticité apparente du matériau ayant subi un traitement de filage en bêta à 1 200 C (J13) et un vieillissement direct (code AH) est supérieure de 15 pourcent à température ambiante et supérieure de 52 pourcent à 700 C à celle du matériau ayant subi un traitement de filage en alpha plus bêta J2. Le temps pour un fluage plastique de 0,5 pourcent'était de 74,4 heures pour le matériau ayant subi le traitement J15 avec filage en bêta à 1 080 C plus vieillissement direct et de 129,2 heures pour le matériau ayant subi le traitement J13 avec filage en bêta à 1 200 C plus vieillissement direct, mais seulement de 18,4 heures pour le matériau ayant subi le traitement J2 avec filage en alpha plus bêta. Le filage à la température la plus élévée suivi d'un vieillissement direct a permis d'obtenir les meilleurs résultats pour ce matériau. La limite apparente d'élasticité du matériau ayant subi le traitement J15 avec filage en bêta à 1 080 C et un recuit de mise en solution bêta plus vieillissement (code AG) est essentiellement identique à température ambiante et supérieure de 20 pourcent à 700 C à celle du même matériau ayant subi un traitement J2 avec filage- en alpha plus bêta. La limite apparente d'élasticité du matériau ayant subi un traitement J13 avec filage en bêta à 1 200 C et un recuit de mise en solution bêta plus vieillissement (code AG) est inférieure de 3 pourcent à température ambiante et supérieure de 16 pourcent à 700 C à celle du matériau ayant subi un traitement J2 avec filage en alpha plus bêta. Le temps pour un fluage plastique de 0,5 pourcent était de 228,8 heures pour un matériau ayant subi un traitement J15 avec filage en bêta à 1 080 C et un recuit de mise en solution bêta plus vieillissement, de 197,5 heures pour un matériau ayant subi un traitement J13 avec filage en bêta à 1 200 C et un recuit de mise en solution bêta plus vieillissement mais seulement de 18, 4 heures pour un matériau ayant subi un traitement J2 avec filage en alpha plus bêta. L'amélioration par rapport au matériau ayant subi un traitement J2 est de 1 143 pourcent pour le matériau ayant subi un traitement J15 et de 973 pourcent pour le matériau ayant subi un traitement J13, ce qui indique que le traitement avec filage en bêta, à n'importe quelle température, est très supérieur au traitement avec filage en alpha plus bêta. Exemple 4 On a traité l'alliage AF2 avec une réduction au filage de 18: 1 en utilisant deux méthodes différentes. Dans le traitement J3, on effectuait la compression isostatique à chaud à 840 C et le filage à 840 C, dans'le domaine alpha plus bêta, tandis que dans le traitement J14, on effectuait la compression isostatique à chaud à 840 C et le filage à 1 080 C, dans le domaine bêta. La limite apparente d'élasticité du produit ayant subi le traitement J14 avec filage en bêta et vieillissement direct (code AH) est supérieure de 10 pourcent à température ambiante et supérieure de 45 pourcent à 700 C à celle du matériau ayant subi le traitement J3 avec filage en alpha plus bêta. Le temps pour un fluage plastique de 0,5 pourcent était de 108,9 heures pour le matériau ayant subi le traitement J14 avec filage en bêta mais seulement de 27,4 heures pour le matériau ayant subi le traitement J3 avec filage en alpha plus bêta, soit une amélioration du temps avant fluage de 297 pour cent pour le filage en bêta par rapport au filage en alpha plus bêta. * La limite apparente d'élasticité résultant du traitement J14 avec filage en bêta plus recuit de mise en solution bêta plus vieillissement (code AG) est. inférieure de 14 pourcent à température ambiante et inférieure de 10 pourcent à 700 C à celle du matériau ayant subi le traitement J3 avec filage en alpha plus bêta. Le temps pour un fluage plastique de 0,5 pourcent était de 221,11 heures pour le matériau ayant subi le traitement J14 avec filage en bêta traité thermiquement par recuit de mise en solution bêta plus vieillissement, mais seulement de 27,4 heures pour le matériau ayant subi le traitement J3 avec filage en alpha plus bêta traité de la même manière, soit une amélioration de 707 pourcent pour le filage en bêta par rapport au filage en alpha plus bêta. Le module de Young du matériau ayant subi le traitement J14 avec filage en bêta et un traitement thermique de vieillissement direct est de 128,8 GPa, que l'on peut comparer avec un module de 122,6 GPa pour le matériau ayant subi le traitement J3 avec filage en alpha plus bêta. Comme pour l'alliage AFI de l'Exemple 2, cette différence de module pour le matériau filé en bêta indique une texture cristallographique marquée, [0001] étant orienté le long de l'axe de la barre. Après un recuit de mise en solution bêta plus vieillissement, le module du matériau ayant subi le traitement J14 avec filage en bêta tombe à 123,3 GPa, indiquant que la transition d'alpha en bêta en alpha associée au recuit de mise en solution bêta plus vieillissement a éliminé- beaucoup, mais non. la totalité, de la texture cristallographique marquée. Exemple 5 On a traité l'alliage AF2 par compression isostatique à chaud à 1 080 C puis, soit par filage en alpha plus bêta à 840 C, traitement J16, soit par filage en bêta à 1 080 C, traitement J17. On a étudié les produits obtenus par filage de ces deux manières différentes après un recuit de mise en solution bêta plus vieillissement (code AG) et également après un traitement thermique de vieillissement direct (code AH). La limite apparente d'élasticité du matériau ayant subi le traitement avec filage en bêta plus vieillissement direct (J17/AH) est essentiellement identique à température ambiante et supérieure de i42 pourcent à 700 C à celle du matériau filé dans le domaine alpha plus bêta et ayant subi un vieillissement direct (J16/AH). Le temps pour un fluage plastique de 0,5 pourcent était de 98,3 heures pour le matériau filé en bêta et ayant subi un vieillissement direct, mais seulement de 0,5 heure pour le matériau filé en alpha plus bêta ayant subi un vieillissement direct. La limite apparente d'élasticité du matériau filé en bêta qui avait subi un recuit de mise en solution bêta plus vieillissement (J17/AG) est inférieure de 6 pourcent à température ambiante et supérieure de 12 pourcent à 700 C à celle du même matériau ayant subi un traitement avec filage en alpha plus bêta (J16/AG). Le temps pour un fluage de 0,5 pourcent est de 224,2 heures pour le matériau filé en bêta mais seulement de 24,5 heures pour le matériau filé en alpha plus bêta, soit une amélioration du temps avant fluage de 815 pourcent. Donc, pour le matériau AF2, le traitement de filage en bêta permet d'obtenir de meilleurs résultats que le traitement dans le domaine alpha plus bêta. Les résultats des essais, tels qu'on les décrit dans les Exemples, démontrent que la présente invention permet d'obtenir la texture voulue dans l'alliage de titane. La texture se manifeste par l'augmentation du module de Young et contribue également à améliorer les propriétés de traction et de fluage des alliages présentant une texture marquée. L'incorporation de particules stables à la structure d'un alliage de titane alpha ou alpha plus bêta est donc étonnement bénéfique, de manière inattendue, pour les propriétés mécaniques du produit final. REVENDICATIONS 1. Procédé de production d'une pièce en alliage de titane qui présente une texture marquée dans une direction choisie, caractérisé en ce qu'il comprend les étapes de: réalisation d'une pièce d'un alliage de titane contenant une dispersion d'au moins environ 0,5 pourcent en volume de particules stables, l'alliage de titane étant choisi dans le groupe constitué par un alliage de titane alpha et un alliage de titane alphabêta et les particules étant stables envers la dissolution et envers un grossissement important pendant le chauffage et le travail à des températures supérieures à la température de transformation en phase bêta de l'alliage de titane et travail mécanique de la pièce d'alliage de titane dans la direction choisie à une température supérieure à la température de transformation en phase bêta. 2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'étape de réalisation comprend l'étape de compression de poudres de l'alliage de titane. 3. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que les particules constituant la dispersion contiennent un élément choisi dans le groupe constitué par une terre rare et l'yttrium. 4. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que les particules constituant la dispersion sont des oxydes d'éléments choisis dans le groupe constitué par une terre rare et l'yttrium. 5. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'on met en oeuvre l'étape de travail mécanique par filage. 6. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'on met en oeuvre l'étape de travail mécanique par forgeage. - 7. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'on met en oeuvre l'étape de travail mécanique par laminage. 8. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce qu'il comprend l'étape supplémentaire, après l'étape de travail mécanique, de traitement thermique du matériau travaillé à une température à l'intérieur du domaine de phase bêta. 9. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que le rapport de la surface de la coupe droite initiale à la surface de la coupe droite finale de la pièce après l'étape de travail est d'au moins environ 6 pour 1. 10. Procédé selon la revendication 1, caracté- risé en ce que les particules stables présentent un espacement interparticulaire compris entre environ 2 et environ 10 micromètres. 11. Procédé selon la revendication 1, caracté- risé en ce que la composition de l'alliage de titane est, en pourcent en atomes, d'environ 10,5 à environ 12,5 pourcent d'aluminium, de 0 à environ 2 pourcent de zirconium, de 0 à environ 3 pourcent de hafnium, de 0 à environ 2 pourcent d'étain, de 0 à environ 1 pourcent de niobium, de 0 à environ 2 pourcent de tantale, de 0 à environ 1 pourcent de molybdène plus tungstène, de 0 à environ 1 pourcent de ruthénium, de 0 à environ I pourcent d'un élément choisi dans le groupe constitué par le ruthénium, le rhénium, le platine, le palladium, l'osmium, l'iridium, le rhodium et leurs mélanges, de 0 à environ 1 pourcent de silicium, de 0 à environ 1 pourcent de germanium, d'environ 0,1 à environ 1 pourcent d'un métal choisi dans le groupe constitué par une terre rare, l'yttrium, et leurs mélanges. 12. Procédé selon la revendication 1, caracté- risé en ce que l'alliage de titane présente une micro- structure qui est, pour au moins environ 90 pourcent en volume, en phase cubique centrée pendant l'étape de travail mécanique. 13. Pièce en alliage de titane alpha-bêta présentant une texture marquée, caractérisée en ce qu'on l'a préparée par le procédé selon la revendication 1. 14. Procédé de production d'une pièce en alliage de titane présentant une texture marquée dans une direction choisie, caractérisé en ce qu'il comprend les étapes de: réalisation d'une pièce d'un alliage de titane contenant un type et une quantité d'une dispersion de particules suffisants pour inhiber la recristallisation en phase bêta de grains présentant une texture aléatoire, pendant le travail de la pièce dans le domaine de phase bêta, l'alliage de titane étant choisi dans le groupe constitué par un alliage de titane alpha et un alliage de titane alpha- bêta et travail mécanique de la pièce d'alliage de titane dans la direction choisie à une température suffisamment élevée pour que la microstructure de la pièce en alliage de titane soit, pour au moins 90 pourcent, en phase cubique centrée. 15. Procédé selon la revendication 14, caracté- risé en ce que les particules constituant la dispersion sont des oxydes d'éléments choisis dans le groupe constitué par une terre rare et l'yttrium. 16. Procédé selon la revendication 14, caracté- risé en ce que les particules sont présentes en une quantité d'au moins environ 0,5 pourcent en volume. 17. Procédé selon la revendication 14, caracté- risé en ce que l'on met en oeuvre l'étape de travail mécanique par filage. 18. Procédé selon la revendication 14, caracté- risé en ce qu'il comprend l'étape supplémentaire, après l'étape de travail mécanique, de traitement thermique du matériau travaillé à une température à l'intérieur du domaine de phase bêta. 19. Procédé selon la revendication 14, caracté- risé en ce que les particules présentent un espacement interparticulaire compris entre environ 2 et environ 100 micromètres. 20. Procédé selon la revendication 14, caracté- risé en ce que les particules présentent un espacement interparticulaire compris entre environ 2 et environ 10 micromètres. 21. Procédé selon la revendication 14, caracté- risé en ce que l'on met en oeuvre l'étape de travail mécanique alors que la pièce d'alliage de titane se refroidit continuellement à partir de la température à laquelle la microstructure de la matrice d'alliage de titane est, pour au moins environ 90 pourcent en volume, en phase cubique centrée. 22. Procédé de production d'une pièce en alliage de titane qui présente une texture marquée dans une direction choisie, caractérisé en ce qu'il comprend les étapes de: réalisation d'une pièce d'un alliage de titane alpha-bêta présentant une composition qui contient au moins environ 0,5 pourcent d'un oxyde d'un élément choisi dans le groupe constitué par une terre rare et l'yttrium et travail mécanique de la pièce d'alliage de titane dans la direction choisie à une température supérieure à sa température de transformation en phase bêta. 23. Pièce en alliage de titane, caractérisée en ce qu'on l'a préparée selon le procédé de la revendication 22.