FR 2779155 A1 19991203 FR 9906717 A 19990527 ARRIERE-PLAN DE L'INVENTION 1. Domaine de l'invention: La présente invention a pour objet un alliage de titane et un procédé pour produire celui-ci. L'alliage de titane a une résistance élevée et une bonne maniabilité et il est par conséquent approprié pour des applications telles que les moteurs d'avions et les faces de club de golf qui nécessitent de bonnes propriétés mécaniques y compris une résistance, une ductilité, et une dureté élevées. 2. Description de la technique apparentée: Parmi les alliages de titane à haute résistance se trouvent les alliages dits quasi P représentés par Ti-10V- 2Fe-3A1 et Ti-5A1-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr. Ces alliages de titane subissent un procédé P de sorte qu'ils ont une résistance et une dureté bien équilibrées. Ce procédé consiste à chauffer un alliage de titane audessus de la transition D puis à le soumettre ensuite à une déformation plastique avant que la phase a précipite, de sorte qu'un grand nombre de sites de précipitation sont introduits dans les grains P. Ce procédé empêche la phase a de précipiter préférentiellement à la limite des grains, laquelle sinon précipiterait pour dégrader la résistance après refroidissement ou maturation, et permet aussi à une microstructure aciculaire de se développer tout au long du traitement thermique qui suit. Ce procédé est principalement conçu pour faire subir à la phase P un durcissement à froid par déformation plastique, tout en supprimant la précipitation de la phase a durant le déformation plastique, puis pour conduire la phase a à précipiter dans la matrice f non cristallisée à une température adéquate inférieure à la transition À. D'autre part, si on doit forger un lingot d'alliage de titane, il doit être à nouveau chauffé parce qu'il est habituellement refroidi. Malheureusement, le réchauffage n'est pas permis après le procédé P parce qu'il détruit la sous-structure précédente. Par conséquent, l'alliage de titane doit être mis en forme par un façonnage plastique qui doit être fini de façon brève par un chauffage simple. Ceci pose le problème de rendements médiocres. Parmi d'autres alliages de titane à résistance élevée se trouvent les alliages P représentés par Ti-15Mo-5Zr-3A1 et Ti-15V-3Cr-3Sn-3A1. Ces alliages de titane sont supérieurs en maniabilité à froid et sont susceptibles de durcissement par précipitation en raison de la précipitation de la phase a dans la phase P métastable par maturation. Comme ces alliages de titane permettent un laminage à froid avant maturation, on peut obtenir des bandes très efficacement par des étapes successives de laminage à chaud (comme dans le cas de bandes de titane industriellement pur), bobinage, traitement en solution éventuel, et laminage à froid et recuit (à une température proche de celle du traitement en solution), en utilisant la caractéristique des alliages P de titane. Cependant, les alliages P tels que Ti-15Mo-5Zr-3A1 fortement sensibles au durcissement par maturation subissent un durcissement par maturation supplémentaire en raison de chaleur résiduelle après laminage à chaud et bobinage dans une proportion telle que les bandes bobinées ne peuvent être rembobinées. Une façon envisageable d'éviter ce problème est de recuire individuellement à l'état bobiné. Ceci n'est pas souhaitable, toutefois. En ce qui concerne la résistance après traitement de maturation, il est souhaitable de poursuivre le façonnage à froid tout en maintenant les conditions de durcissement à froid obtenues par laminage à chaud, ou de préférence sans recuit, de sorte que la phase a fine uniforme précipite. Un recuit au-dessus de la transition D provoque une recristallisation et une croissance des grains, et un recuit en dessous de la transition P conduit la phase a à précipiter. Ainsi, le recuit compromet grandement la maniabilité à froid ultérieure et la résistance après traitement de maturation. Pour éviter ce problème, il est nécessaire d'utiliser le procédé dit de laminage en feuilles fines pour Ti-15Mo- 5Zr-3A1 qui est actuellement d'usage courant. (Le laminage en feuilles fines est une opération intermédiaire qui diminue la productivité). En raison de leur résistance élevée, les alliages quasi f et les alliages P sont utilisés pour des pièces de moteurs d'avion et des faces de clubs de golf qui nécessitent une résistance élevée. Ces alliages de titane, cependant, posent un problème lorsqu'ils subissent un durcissement par maturation pour augmenter la résistance. En effet, s'ils sont laminés à chaud à une température plus élevée, leur P microstructure devient si grossière qu'elle conduit à une extrême friabilité. Par conséquent, ils doivent être laminés à chaud à une température plus basse. Pourtant, ceci est difficile à mettre en euvre avec les installations existantes en raison de la puissance de laminage limitée. Le moyen pratiqué actuellement pour faire des feuillets à partir d'alliages quasi 3 ou d'alliages 3 à résistance élevée est le laminage dit "à feuille coupée" qui peut laminer à basse température sans nécessiter de rembobinage comme mentionné plus haut. Ce procédé a une productivité extrêmement basse. Le problème mentionné ci-dessus avec les alliages quasi 3 et les alliages D découle du fait qu'il est souhaitable que l'alliage ait un degré élevé de sursaturation et que la phase fine uniforme a précipite facilement pour qu'il ait une résistance élevée, la matrice étant maintenue à l'état durcie à froid résultant du laminage à chaud, tandis que la phase a précipitant facilement produit un effet négatif au cours du façonnage. OBJET ET RESUME DE LA PRESENTE INVENTION La présente invention a été conçue au vu de ce qui précède. Un objet de la présente invention est de proposer un alliage de titane, en particulier un alliage quasi P et un alliage f, ayant une résistance élevée, une grande ductilité, et une dureté élevée, adéquat à l'utilisation comme pièces de moteur d'avion et face de clubs de golf, tout en permettant un laminage bobinage et un bobinage à température élevée pour une productivité élevée. Un autre objet de la présente invention est de proposer un procédé pour produire efficacement et sûrement un tel alliage de titane ayant des propriétés fonctionnelles remarquables. Le premier aspect de la présente invention consiste en un procédé de production d'un alliage de titane qui consiste à chauffer un alliage P de titane ou d'un alliage quasi P de titane ne contenant pas plus de 1,0 % (à l'exclusion de 0 %) de Si et à soumettre ledit alliage à une déformation plastique tout en maintenant les silicates dissous dans celui-ci à une température supérieure à la transition A, de sorte que les silicates précipitent sous la forme de fines particules, la recristallisation étant supprimée. Ce procédé peut être utilisé pour produire un alliage de titane qui a une bonne maniabilité et présente une résistance élevée après traitement de maturation. ("%" signifie "% massique" tout au long de cette description). Le second aspect de la présente invention consiste en un procédé de production d'un alliage de titane à résistance élevée qui consiste à effectuer un façonnage à chaud sur un alliage D de titane ou un alliage quasi P de titane ne contenant pas plus de 1,0 % (à l'exclusion de 0 %) de Si de telle sorte que le façonnage à chaud se termine à une température inférieure à la température de dissolution des silicates et ensuite à effectuer un traitement de maturation (y compris par recuit) ou à la fois un traitement en solution et un traitement de maturation (y compris par recuit) dans la zone à deux phases à une température inférieure à la transition A, sans chauffer au-dessus de ladite température de dissolution, conduisant ainsi la phase aciculaire a à précipiter dans presque toute la matrice de phase p. Dans ce procédé, ledit façonnage à chaud peut être suivi par un chauffage à une température supérieure à la transition P et inférieure au point de dissolution des silicates avant le traitement de maturation (y compris par recuit) ou à la fois par un traitement en solution et un traitement de maturation (y compris par recuit). Chauffer de cette façon conduit la phase x à précipiter sous forme fine uniforme aciculaire dans la phase P qui n'a pas encore cristallisé. Ainsi, l'alliage de titane résultant a une résistance élevée en raison du durcissement par précipitation. Le procédé mentionné ci-dessus peut être appliqué à la production d'un alliage de titane à partir d'un lingot d'alliage de titane. Dans ce cas, le façonnage à chaud est effectué de telle sorte qu'il se termine à une température inférieure au point de dissolution des silicates et le façonnage à chaud est suivi par un traitement thermique à une température supérieure à la température de précipitation des silicates. Le traitement thermique conduit de cette façon les fins précipités de silicates à former une solution solide d'un coup et la phase P recristallise pour devenir de fins grains de cristaux, de sorte que la précipitation des silicates fins qui suit et de la phase a aciculaire ajoute à la résistance et à la dureté de l'alliage de titane après le traitement de maturation. L'alliage de titane de la présente invention est un alliage P ou quasi 3 ne contenant pas plus de 1,0 % (à l'exclusion de 0 %) de Si qui est caractérisé en ce que ledit Si est présent sous la forme d'un précipité uniformément dispersé de silicates ayant une taille de particule inférieure à 1 Mm (à l'exclusion de 0 Mm). Selon un mode réalisation préféré, l'alliage contient une phase a aciculaire qui précipite sensiblement dans toute la matrice de phase Y, de sorte que l'alliage présente une résistance, une ductilité, et une dureté remarquables. L'alliage de titane décrit ci-dessus peut contenir pas plus de 10 % de Sn (à l'exclusion de 0%), de sorte que son durcissement à froid est retardé. L'alliage résultant ne présente pas de durcissement à froid dû à la chaleur résiduelle après laminage bobinage et de problèmes de rembobinage. Ceci permet un laminage en continu (laminage bobinage) et améliore grandement les étapes post-laminage. La présente invention produit son plein effet lorsque l'alliage contient des éléments 1-stabilisants dans les proportions précisées dans la formule ci-dessous. 0,60 3-7 % de Zr, et 1,5-4,5 % de Ai (classiquement alliage Ti- Mo-5Zr-3A1-3Sn). Un autre alliage de titane préféré de la présente invention est un alliage quasi P de titane contenant 3-7 % de Ai, 2-6 % de Mo, 2-6 % de Cr, et 1-6 % de Zr (classiquement alliage Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr). BREVE DESCRIPTION DES FIGURES Les Fig. 1(A), 1(B), et 1(C) sont des micrographies optiques montrant la structure de l'alliage (1) respectivement laminé à chaud, après traitement thermique à 1050 C durant 30 minutes, et après traitement thermique à 1200 C durant 30 minutes. Les Fig. 2(A), 2(B), et 2(C) sont des micrographies optiques montrant la structure de l'alliage (2) respectivement laminé à chaud, après traitement thermique à 1050 C durant 30 minutes, et après traitement thermique à 1200 C durant 30 minutes. Les Fig. 3(A), 3(B), et 3(C) sont des micrographies optiques montrant la structure de l'alliage (3) respectivement laminé à chaud, après traitement thermique à 1050 C durant 30 minutes, et après traitement thermique à 1200 C durant 30 minutes. Les Fig. 4(A), 4(B), et 4(C) sont des micrographies optiques montrant la structure de l'alliage comparatif (4) respectivement laminé à chaud, après traitement thermique à 1050 C durant 30 minutes, et après traitement thermique à 1200 C durant 30 minutes. Les Fig. 5(A), 5(B), et 5(C) sont des micrographies optiques montrant la structure de l'alliage comparatif (5) respectivement laminé à chaud, après traitement thermique à 1050 C durant 30 minutes, et après traitement thermique à 1200 C durant 30 minutes. La Fig. 6 est une courbe montrant la relation entre la dureté des alliages de titane et la durée du vieillissement à 500 C. La Fig. 7 est une micrographie optique de la structure en coupe de l'alliage Ti-5A1-2Sn-2Zr-4Mn-4Cr sans Si (comme référence) qui a subi un procédé 3 classique. La Fig. 8 est une micrographie électronique de l'alliage Ti-5A1-2Sn-2Zr4Mn-4Cr-0,5Si qui a subi le procédé D. La Fig. 9 est une micrographie électronique de l'alliage Ti-5A1-2Sn-2Zr-4Mn-4Cr sans Si (comme référence) qui a subi un façonnage à chaud, un chauffage à 950 C, un traitement en solution, et un traitement de maturation. La Fig. 10 est une micrographie optique de l'alliage Ti-5A1-2Sn-2Zr-4Mn4Cr-0,5Si qui a subi un façonnage à chaud, un chauffage à 950 C, un traitement en solution, et un traitement de maturation. La Fig. 11 est une micrographie électronique de la structure en coupe de l'alliage Ti-5A1-2Sn-2Zr-4Mn-4Cr- 0,5Si qui a subi un façonnage à chaud, un chauffage à 1000 C pour la dissolution des silicates, et une trempe à l'eau sans traitement en solution ni traitement de maturation. DESCRIPTION DU MODE DE REALISATION PREFERE Le premier procédé de la présente invention est le résultat d'études menées pour traiter les problèmes attachés à la technique antérieure telle que décrite ci- dessus. Il est basé sur la découverte qu'un alliage quasi ou un alliage 3 additionné de Si dans des proportions adéquates conduit les silicates à précipiter à une température élevée supérieure à la transition A et ces silicates se dissolvent au chauffage à une température plus élevée. En d'autres termes, lorsqu'un alliage quasi f ou un alliage f additionné de Si dans des proportions adéquates est chauffé, une seconde phase (probablement des silicates) précipite à environ 1050 C ce qui est supérieur à la transition f indépendamment de la précipitation de la phase c. En outre, cette seconde phase est unique en ce qu'elle se dissout à une température élevée de environ 1200 C ce qui est facilement atteint industriellement. Ce phénomène est pleinement mis à profit par la présente invention. En d'autres termes, l'alliage quasi f ou l'alliage f contient Si en une quantité telle que les silicates se dissolvent et disparaissent à une température élevée d'environ 1200 C et précipitent sous la forme de particules fines à une température de environ 1050 C. Lorsque cet alliage de titane contenant du silicium est chauffé à environ 1200 C ou plus, de sorte que les silicates se dissolvent complètement, et ensuite subit un façonnage plastique, les silicates précipitent sous la forme de particules fines durant le façonnage plastique, supprimant ainsi la recristallisation lors du réchauffage ultérieur. Ceci permet un chauffage et un laminage répétés. En outre, si l'alliage de titane contient du Sn et aussi du Si, alors la précipitation de la phase a diminue en cinétique dans une telle proportion que le durcissement à froid par chaleur résiduelle (qui existe dans la période entre le bobinage de la bobine laminée à chaud et le refroidissement à température ambiante), sans produire d'effet négatif sur le degré de sursaturation des silicates ou sans gêner la capacité de durcissement par précipitation de la phase a. Ces phénomènes sont utilisés dans la présente invention de telle sorte que l'alliage de titane est chauffé à une température à laquelle les silicates disparaissent et subit ensuite un façonnage plastique à l'état de solution solide totale, de sorte que les silicates se dispersent uniformément et finement dans la matrice à environ 1050 C au cours du refroidissement. La précipitation des silicates favorise le durcissement à froid (ou supprime la régénération des cristaux et la recristallisation) mais diminue ensuite la cinétique de précipitation dans la zone de la précipitation de la phase x à une température inférieure à la transition p. Ceci supprime la précipitation de la phase a par chaleur résiduelle. Pour qu'un alliage quasi P ou un alliage P ait une structure aciculaire globale pour une résistance, une ductilité, et une dureté élevées, il est essentiel que l'alliage acquière la microstructure de la phase P non recristallisée avant le traitement en solution ou le traitement de maturation. Le second procédé de la présente invention est conçu pour donner efficacement et sûrement un alliage de titane ayant une structure aciculaire globale qui est supérieur en résistance, ductilité, dureté. Ce procédé est caractérisé en ce que le façonnage se termine à environ 1050 C là o les silicates précipitent et, dans toute étape ultérieure, la température de l'alliage n'atteint pas environ 1200 C là o les silicates disparaissent. Le résultat de cette façon de faire est que les silicates qui ont précipité d'abord demeurent non dissous même lorsque l'alliage est chauffé au-dessus de la transition A, et la présence de silicates maintient l'état non recristallisé qui existait avant le façonnage. L'alliage peut subir un traitement thermique et un façonnage à chaud de façon répétée tant qu'il est à une température inférieure au point de dissolution o les silicates disparaissent. Ceci conduit à une mise en forme facile et améliore grandement les rendements de fabrication. Si la température de l'alliage est maîtrisée de telle sorte que le façonnage se termine à une température supérieure au point de dissolution des silicates, la recristallisation de la phase 1 se produit dans l'étape suivante de refroidissement, conduisant la phase a de limite de grains à apparaître après le traitement de maturation ou après le traitement en solution et le traitement de maturation, ce qui est nécessaire pour obtenir au final une résistance élevée. Ceci conduit à une ductilité réduite. Par conséquent, il est essentiel que le façonnage se termine à une température inférieure au point de dissolution des silicates. Même si cette condition est remplie, l'alliage ne doit pas être réchauffé au-dessus de la température de dissolution dans les étapes qui suivent; autrement, la phase D recristallise et la phase a de limite de grains apparaît, ce qui conduit à une ductilité réduite. Si toutes les étapes du façonnage à chaud sont effectuées à une température supérieure à la transition A, aucun problème ne se pose parce que la phase a équiaxiale nuisible à la dureté n'existe pas. Dans la pratique, cependant, la température diminue durant le façonnage même si le chauffage pour le façonnage à chaud dépasse la transition P. Par conséquent, en pratique le façonnage se produit inévitablement sensiblement dans la zone a + P dans la plupart des cas. Ceci conduit à une dureté réduite et doit donc être évité. Il est impossible d'éviter que la phase a devienne équiaxiale par addition de Si en quantité appropriée. La microstructure après le traitement thermique final (traitement de maturation ou traitement en solution et traitement de maturation) dépend beaucoup de la façon dont la phase P non recristallisée est refroidie après la zone de température P. Si l'alliage subit un traitement thermique tel quel après le façonnage à chaud, la température à laquelle le façonnage se termine varie d'un endroit à l'autre de l'ouvrage (en fonction de la forme et de la taille de l'ouvrage). Ceci conduit à une microstructure irrégulière et à une variation entre les produits. Pour éviter cela, il est nécessaire que la charge soit préchauffée uniformément. Un mode de réalisation 14 2779155 préféré pour effectuer ceci est un façonnage à chaud suivi par un chauffage à une température supérieure à la transition de P et inférieure au point de dissolution des silicates avant le traitement de maturation (y compris le recuit) ou le traitement en solution et le traitement de maturation (y compris le recuit). Dans ce mode de réalisation, le façonnage à chaud est effectué de telle sorte qu'il se termine à une température inférieure au point de dissolution des silicates et ensuite l'ouvrage est chauffé à une température de précipitation des silicates qui est supérieure à la transition P et inférieure au point de dissolution des silicates. L'avantage de ce procédé est que la recristallisation de la phase P est supprimée en raison de la présence des silicates. Par conséquent, la phase a qui a précipité durant le façonnage forme entièrement une solution solide tout en conservant l'état non recristallisé. Lors du refroidissement approprié de cet état, on obtient une charge uniforme (avant traitement thermique) exempte de phase a équiaxiale. La présente invention, selon laquelle le façonnage à chaud est d'une part effectué sur un lingot de titane tel qu'il se termine à une température inférieure au point de dissolution des silicates et d'autre part suivi par un traitement thermique à une température supérieure à la température de précipitation des silicates, est un moyen extrêmement efficace d'obtenir des produits formés ayant une microstructure fine. Dans un système dans lequel des silicates sont présents, la recristallisation de la phase P est supprimée. Les grains P formés dans le lingot de titane sont gros de plusieurs centimètres. Ces unités à structure grossière (ou unités à macrostructure) sont un peu aplaties durant le façonnage à chaud. Toutefois, cette structure est emmenée jusqu'au produit formé à moins que les grains f soient recristallisés. Le résultat est une modification des propriétés caractéristiques. Afin de rendre la macrostructure fine, il est nécessaire d'introduire une contrainte plastique pour la recristallisation de la phase P dans une quelconque étape du procédé pour obtenir le produit formé à partir d'un lingot. Cette recristallisation est effectuée en réalisant un façonnage à chaud de sorte que le façonnage à chaud se termine à une température inférieure au point de dissolution des silicates et, dans une quelconque étape ultérieure, l'ouvrage est chauffé au-dessus d'une température à laquelle les silicates disparaissent ou se dissolvent (parce que, dans un système dans lequel des silicates sont présents, la recristallisation de la phase est supprimée). Cette étape de chauffage peut être réalisée en chauffant simplement la billette. D'une autre façon, il est aussi possible d'établir une température de façonnage à chaud supérieure à la température de précipitation des silicates de façon à réduire la fréquence du chauffage qui ajoute aux coûts de production. En résumé, le chauffage peut être réalisé d'une façon quelconque tant que la température dépasse le point de dissolution des silicates. Pour la recristallisation de la phase Y, il est nécessaire d'appliquer une contrainte suffisante à la phase i de telle sorte que le façonnage à chaud se termine à une température inférieure au point de dissolution des silicates ou dans la zone dans laquelle les silicates précipitent. A une température supérieure au point de dissolution, la phase f ne recristallise pas ou donne simplement naissance à des grains grossiers même si elle recristallise. Si la température de chauffage est dans la zone de précipitation des silicates (ou inférieure au point de dissolution), la recristallisation est gênée par les silicates. Ainsi, il est essentiel de chauffer à une température à laquelle les silicates disparaissent. Comme il est mentionné ci-dessus, le réchauffage n'est pas permis dans le procédé P des alliages quasi Y, et le traitement en solution ne peut pas être effectué pour des alliages P parce qu'un traitement en solution après un laminage à chaud provoque la recristallisation. Selon la présente invention, la recristallisation est supprimée en raison des silicates qui ont précipité à l'état finement dispersé, comme mentionné plus haut. Par conséquent, il est possible de conserver la microstructure non recristallisée même si on effectue un réchauffage, tant que la température de réchauffage est suffisamment basse pour que les silicates demeurent. L'effet de la précipitation des silicates est nettement obtenu lorsqu'on ajoute Si seul ou avec Sn en quantité appropriée. Un alliage quasi P ou un alliage 3 qui est additionné d'une quantité appropriée de Si ou de Si plus Sn et qui a une structure avec des silicates finement et uniformément dispersés présente une résistance, une ductilité et une dureté exceptionnelles. L'alliage a en outre des propriétés améliorées si il a une microstructure telle que la phase a aciculaire est dispersée dans sensiblement toute la matrice p. Le terme "précipitation fine de silicates" signifie une précipitation dont la taille de particule est inférieure à 1 gm (ou d'ordre submicronique). Si la taille de particule est supérieure à 1 Mm, l'effet susmentionné de la présente invention n'est pas obtenu pleinement. Il est souhaitable que les silicates se dispersent de telle sorte que la distance entre des particules adjacentes du même type soit de 1 à 10 um. Ceci améliore l'effet de la présente invention. Avec une distance supérieure, l'effet est insuffisant; avec une distance inférieure, il existe une possibilité d'effritement dû au durcissement par précipitation. Le terme "une microstructure telle que la phase aciculaire x soit dispersée dans sensiblement toute la matrice P" signifie que la phase a à l'état dispersé est principalement de la phase a aciculaire, avec une proportion extrêmement faible existant sous forme de phase a de limite de grains. La précipitation observée sur les photos de structure liée à celle-ci se trouve dans la catégorie de l'état aciculaire global. Incidemment, il est quasiment impossible que la phase x aciculaire se forme à l'état dispersé, la phase x de limite de grains étant absolument absente. Même si une partie de la phase aciculaire c est présente sous forme de phase x de limite de grains, il est possible de réaliser l'objet de la présente invention (résistance élevée, ductilité élevée, et grande dureté) tant que la plupart de la phase aciculaire x est présente sous forme dispersée. La phase aciculaire x doit avoir une épaisseur de 2-5 gm (après précipitation initiale) et de 0,5-2 um (après durcissement par précipitation), de sorte que la présente invention produise son plein effet. Ainsi qu'il est mentionné ci-dessus, la présente invention est basée sur la découverte que lorsque l'alliage quasi D ou l'alliage P est additionné de Si ou de Si plus Sn, la seconde phase de silicates précipite sous forme finement dispersée, empêchant ainsi le précipité de recristallisation. Par conséquent, la composition de l'alliage de titane n'est pas spécifiquement limitée dans la présente invention. Cependant, il est souhaitable que l'alliage quasi P ou l'alliage P contienne des éléments f- stabilisants dans les proportions précisées par la formule ci-dessous. (Cette formule est basée sur un indice de stabilisation f empirique). 0,60 + % Ni/8 + % W/25 + % Nb/36 + % Ta/50 Si la quantité totale d'éléments f-stabilisants est inférieure à 0,60, l'alliage résultant est hors de la catégorie des alliages quasi f. D'autre part, si elle dépasse 2,0, l'alliage résultant est un alliage f mais esthors de la catégorie des alliages f ayant un degré élevé de sursaturation traitée dans la présente invention. Par conséquent, un tel alliage ne présente pas les caractéristiques de la présente invention. La teneur en Si varie largement en fonction de la nature et de la quantité des autres éléments dans l'alliage. La limite inférieure est définie comme une quantité suffisante pour que la seconde phase précipite à une température supérieure à la transition p. La limite inférieure standard est de 0,03 %, de préférence de 0,05 %. Ceci est la quantité minimale nécessaire pour que la seconde phase précipite à l'état finement dispersé de façon à produire l'effet mentionné ci-dessus. D'autre part, la limite supérieure est de 1,0 %, laquelle a été établie dans l'optique d'empêcher la précipitation excessive de la seconde phase et l'effritement dû au durcissement par précipitation. La teneur en Sn varie aussi largement en fonction de la nature et de la quantité des autres éléments dans l'alliage et aussi selon la proportion de réduction de la cinétique de précipitation de la phase c. La limite inférieure est habituellement de 0,3 %, de préférence de 0,5 %. Une quantité supérieure à 1,0 % est suffisante pour réduire la cinétique de précipitation de la phase a comme souhaité. La limite supérieure de la teneur en Sn doit ordinairement être de 10 %, de préférence de 6 %, et plus préférablement de 5 %, de sorte que la maniabilité à froid de l'alliage ne soit pas affectée. Un alliage de titane additionné de Si ou de Si et de Sn en une proportion adéquate constitue la caractéristique de la présente invention. Il peut contenir d'autres éléments tant qu'il prend la forme quasi P ou la forme P. De tels éléments sont des éléments P- stabilisants (par exemple Mo, V, Fe, Cr, Mn, Co, Ni, W, Nb, et Ta), des éléments c-stabilisants (par exemple Al et C), et des éléments neutres (par exemple, Zr). La présente invention manifeste ses traits les plus remarquables mentionnés plus haut lorsque l'alliage de titane a la composition A ou B suivante. Alliage de composition A: avec des éléments d'alliage (en % massique) autres que Ti, Si et Sn. Mo: 13-17 % Zr: 3-7 % Al: 1,5-4,5 % La teneur préférée de chaque élément d'alliage a été établie telle que ci-dessus pour les raisons données ci- dessous. Mo: 13-17 %. Mo améliore l'effet du durcissement à froid. Sa teneur doit être supérieure à 13 %, de préférence supérieure à 14 %, de sorte qu'il produise son plein effet. Avec une quantité excessive, il produit un effet P- stabilisant excessif, conduisant à un durcissement à froid réduit et à une résistance réduite après le traitement de maturation. La teneur en Mo doit être inférieure à 17 %, de préférence inférieure à 16 %. Zr: 3-7 %. Zr se dissout aussi bien dans la phase a que dans la phase P de façon à les renforcer. Sa teneur doit être supérieure à 3 %, de préférence supérieure à 4 %, de façon à ce qu'il produise son plein effet. Avec une quantité excessive, il a un effet négatif sur le façonnage à chaud et le façonnage à froid. Sa teneur maximale doit être de 7 %, de préférence 6 %. Al: 1,5-4,5 %. Al renforce la phase a résultant de la précipitation à froid. Sa teneur doit être supérieure à 1,5 %, de préférence supérieure à 2,5 %, de sorte qu'il produise son plein effet. Avec une quantité excessive, il a un effet négatif sur le façonnage à chaud et sur le façonnage à froid. Ainsi, il doit être inférieur à 4,5 %, de préférence inférieur à 4,0 %. Un alliage de titane qui satisfait les conditions de l'alliage de composition A est illustré par un alliage Ti- 15Mo-5Zr-3A1. Cet alliage peut être additionné de Si ou de Si et de Sn pour donner l'alliage de titane à résistance élevée de la présente invention. Alliage de composition B: avec des éléments d'alliage (en % massique) autres que Ti, Si et Sn. Al: 3-7 % Mo: 2-6 % Cr:2-6 Zr: 1-6% La teneur préférée de chaque élément d'alliage a été établie telle que ci-dessus pour les raisons données ci- dessous. Al: 3-7 % Al renforce la phase a résultant de la précipitation à froid. Sa teneur doit être supérieure à 3 %, de préférence supérieure à 4 %, de sorte qu'il produise son plein effet. Avec une quantité excessive, il a un effet négatif sur le façonnage à chaud et sur le façonnage à froid. Ainsi, il doit être inférieur à 7 %, de préférence inférieur à 6 %. Mo: 2-6 % Mo améliore l'effet du durcissement à froid. Sa teneur doit être supérieure à 2 %, de préférence supérieure à 2,5 %, de sorte qu'il produise son plein effet. Avec une quantité excessive, il produit un effet P-stabilisant excessif, conduisant à un durcissement à froid réduit et à une résistance réduite après le traitement de maturation. La teneur en Mo doit être inférieure à 6 %, de préférence inférieure à 5 %. Cr: 2-6 % Cr améliore aussi l'effet du durcissement à froid comme Mo. Sa teneur doit être supérieure à 2 %, de préférence supérieure à 2,5 %, de sorte qu'il produise son plein effet. Avec une quantité excessive, il produit un effet P-stabilisant excessif, conduisant à un durcissement à froid réduit et à une résistance réduite après le traitement de maturation. La teneur en Cr doit être inférieure à 6 %, de préférence inférieure à 5 %. Zr:1-6 % Zr se dissout aussi bien dans la phase a que dans la phase 3 de façon à les renforcer. Sa teneur doit être supérieure à 1 %, de préférence supérieure à 2 %, de façon à ce qu'il produise son plein effet. Avec une quantité excessive, il a un effet négatif sur le façonnage à chaud et le façonnage à froid. Sa teneur maximale doit être de 6 %, de préférence 5 %. Un alliage de titane qui satisfait les conditions de l'alliage de composition B est illustré par un alliage Ti- 5A-2Zr-4Mo-4Cr. Cet alliage peut être additionné de Si ou de Si et de Sn pour donner l'alliage de titane à haute résistance de la présente invention. Le complément des compositions A et B d'alliage susmentionnées est sensiblement du titane bien qu'il puisse contenir d'autres éléments et des impuretés inévitables en petites quantités non nocives aux caractéristiques de la présente invention. L'alliage de titane de composition A susmentionnée permet le rembobinage en raison d'une maturation lente sans effet négatif sur la résistance et la ductilité après le traitement de maturation, tout en contribuant à une productivité améliorée par laminage bobinage. En outre, il est comparable à son alliage de base en résistance et ductilité si il subit un traitement de maturation durant une période appropriée. Par conséquent, il sera utile comme face de club de golf qui, en raison de sa résistance élevée et de son fort coefficient de rebond, enverra une balle à une longue distance. L'alliage de titane de la composition B susmentionnée permet un réchauffage dans l'étape de façonnage sans effet négatif sur la résistance, la ductilité, et la dureté après le traitement de maturation, améliorant ainsi beaucoup les rendements. Il sera utile comme turbine et disques de compression de moteur d'avion qui nécessitent des propriétés uniformes et une grande fiabilité. Il étend les domaines d'application des alliages quasi P. La présente invention est décrite plus en détail par rapport aux exemples suivants, qui ne sont pas destinés à restreindre le domaine d'application de celle-ci. Il est évident que de nombreuses modifications et variations de la présente invention sont possibles à la lumière des enseignements apportés plus haut et plus loin, et qu'elles font partie du domaine d'application de la présente invention. Exemple 1 On prépare cinq types d'alliages de titane spécifiés ci-dessous. * Ti-15Mo-5Zr-3A1 utilisé tel quel pour comparaison. * Ti-l5Mo-5Zr-3Al plus Sn (3 %), pour comparaison. * Ti-15Mo-5Zr-3A1 plus Si (0,3 %), pour comparaison. *Ti-15Mo-5Zr-3A1 plus Si (0,5 %). * Ti-15Mo-5Zr-3A1 plus Sn (3 %) et Si (0,3 %). (Le premier alliage a été choisi comme alliage classique qui n'empêche pas le rembobinage en raison du durcissement à froid par chaleur résiduelle après le laminage à chaud). Chaque alliage subit une fusion et une coulée à la poche et le lingot résultant est chauffé à 1200 C et laminé à chaud avec un degré de laminage de 50 %. Le feuillet laminé à chaud est maintenu à 1050 C durant 10 minutes pour favoriser la précipitation de la seconde phase. Il est ensuite laminé à chaud pour donner une feuille laminée à chaud avec un degré total de laminage de %. Après traitement thermique à 1050 C (ce qui est au- dessus de la transition À), on examine pour chaque feuille laminée à chaud la précipitation de la seconde phase et la recristallisation par microscopie optique. On examine aussi la différence de dureté avant et après le laminage à chaud et la modification de dureté après maturation à 500 C durant 0,5 à 8 heures de façon à voir comment le durcissement à froid est favorisé et comment la cinétique de la précipitation de la phase a diminue. Enfin, apres traitement de maturation à 500 C durant 8 heures, chaque feuille laminée à chaud subit un test de traction pour mesurer la résistance et l'allongement. Les résultats des mesures sont présentés dans le Tableau 1. Les alliages ont la structure représentée par les micrographies optiques (x 100) dans les Fig. 1 à 5. Fig. 1 Alliage Ti-15Mo-5Zr-3A1-0,5 Si Fig. 1(A): laminé à chaud, les silicates ont précipité. Fig. 1(B): après traitement thermique à 1050 C durant 30 minutes, la recristallisation étant supprimée (et donc l'état non recristallisé maintenu) en raison d'une précipitation notable des silicates. Fig. 1(C): après traitement thermique à 1200 C durant minutes, les silicates ayant disparu (dissous) et donc la recristallisation s'étant produite. Fig. 2 Alliage Ti-15Mo-5Zr-3A1-3Sn-0,3Si Fig. 2(A): laminé à chaud, les silicates ont précipité. Fig. 2(B): après traitement thermique à 1050 C durant 30 minutes, la recristallisation étant supprimée (et donc l'état non recristallisé maintenu) en raison d'une précipitation notable des silicates. Fig. 2(C): après traitement thermique à 1200 C durant minutes, les silicates ayant disparu (dissous) et donc la recristallisation s'étant produite. Fig. 3 Alliage Ti-15Mo-5Zr-3A1 Fig. 3(A): laminé à chaud, avec durcissement à froid. Fig. 3(B): après traitement thermique à 1050 C durant minutes, avec recristallisation en l'absence de précipitation des silicates pour supprimer la recristallisation. Fig. 3(C): après traitement thermique à 1200 C durant minutes, avec croissance de grains grossiers en raison de la recristallisation. Fig. 4 Alliage Ti-15Mo-5Zr-3A1-0,3Si Fig. 4(A): laminé à chaud, avec durcissement à froid. Fig. 4(B): après traitement thermique à 1050 C durant minutes, avec recristallisation due à une précipitation insuffisante des silicates pour supprimer la recristallisation. Fig. 4(C): après traitement thermique à 1200 C durant 30 minutes, avec croissance de grains grossiers en raison de la recristallisation. Fig. 5 Alliage Ti-15Mo-5Zr-3A1-3Sn Fig. 5(A): laminé à chaud, avec durcissement à froid. Fig. 5(B): après traitement thermique à 1050 C durant 30 minutes, avec recristallisation en l'absence de précipitation des silicates pour supprimer la recristallisation. Fig. 5(C): après traitement thermique à 1200 C durant minutes, avec croissance de grains grossiers en raison de la recristallisation. Incidemment, l'alliage Ti-15Mo-5Zr-3A1 a une transition P à 785 C, qui ne change pas beaucoup à l'addition de Sn et de Si en les quantités précisées ci- dessus. La température de 1050 C pour le traitement thermique qui suit le laminage à chaud est bien supérieure à la transition P. Tableau 1 Effet de Si sur la précipitation ou la disparition de la seconde phase et sur la suppression de la recristallisation de la seconde phase Composition de l'alliage Précipitation Suppression de la Disparition de de la seconderecristallisation la seconde phase à par chauffage à phase à 1200 C 10500C 1050oc Exemple (1) 15M0-5Zr-3A1-0,5Si Oui Oui Oui (recrist.) (2) 15MO-5Zr-3A1-3Sn-0,3Si Oui Oui Oui (recrist.) Exemple (3) 15MO-5Zr-3A1 Non Non (recrist.) -- Comparatif (4) 15MO-5Zr-3A1-0,3Si Non Non (recrist.) -- (5) 15MO-5Zr-3A1-3Sn Non Non (recrist.) -- Le tableau 1 montre l'effet du Si incorporé à l'alliage Ti- 15Mo-5Zr-3A1 sur la précipitation ou non de la seconde phase à 1050 C ou sa disparition à 1050 C et sur la suppression ou non de la recristallisation par la seconde phase. On remarque que l'alliage (3) Ti-15MO-5Zr-3A1 (comme alliage de base) sans Si et Sn souffre d'une recristallisation due au réchauffage parce qu'il ne conduit pas la seconde phase à précipiter sous forme d'une dispersion fine qui supprime la recristallisation. On remarque aussi que l'alliage (4) (alliage de base plus 0,3 % de Si) ne conduit pas la seconde phase à précipiter sous forme d'une dispersion fine et donc ne produit pas l'effet de supprimer la recristallisation. Au contraire, on remarque que l'alliage (1) (alliage de base plus 0,5 % de Si) conduit la seconde phase à précipiter sous forme d'une dispersion fine et supprime donc la recristallisation après réchauffage. Cependant, lors du chauffage à 1200 C là o la seconde phase disparaît, il perd l'effet de suppression de la recristallisation et donc souffre de la recristallisation. La quantité de Si à incorporer varie en fonction de la nature et de la quantité des autres éléments d'alliage, comme mentionné plus haut, et donc elle ne peut pas être établie de façon univoque. On remarque que l'alliage ayant une quantité appropriée de Si conduit la seconde phase à précipiter sous forme d'une dispersion fine à une température supérieure à la transition Y, supprimant ainsi la recristallisation. On remarque aussi que l'alliage (5) (alliage de base plus 3 % de Sn) ne conduit pas la seconde phase à précipiter mais que l'alliage (2) (alliage de base plus 3 % de Sn et 0,3 % de Si) conduit la seconde phase à précipiter et disparaître. Ceci suggère que l'incorporation de Si est essentielle pour que l'alliage conduise la seconde phase à précipiter et disparaître. Sans Sn, l'alliage conduit la seconde phase à précipiter seulement lorsqu'il est additionné de 0,5 % de Si; cependant, avec une quantité appropriée de Sn, l'alliage donne le même effet lorsqu'il est additionné de 0,3 % de Si. Il est souhaitable d'incorporer dans l'alliage une petite quantité de Si ainsi qu'une quantité adéquate de Sn, parce qu'une quantité excessive de Si précipite, conduisant à un effritement dû au durcissement par précipitation. Parmi les 5 alliages présentés dans le Tableau 1, les trois alliages (2), (3), et (5) ont été testés à la dureté Vickers immédiatement après le laminage à chaud et après la maturation à 500 C durant 0,5 à 8 heures. Les résultats sont présentés dans le Tableau 2. Tableau 2 Dureté Vickers de la feuille laminée à chaud après maturation Composition Dureté Vickers après maturation à 5000C (moyenne de 5 mesures à 10 kgf) De l'alliage Laminé à Après maturation Après maturation chaud durant 0,5 h durant 8 h Exemple (2) 15Mo-5Zr-3A1- 3Sn-0,3Si 285,8 287,7 420,0 Exemple (3) 15Mo-5Zr-3A1 267,0 376,0 442,7 Comparatif (5) 15Mo-5Zr-3A1-3Sn 264,8 301,0 450,0 On voit dans le tableau 2 que l'alliage (2) avec Sn et Si est légèrement plus dur que les alliages (3) et (5) à l'état laminé à chaud. Il apparaît que l'augmentation de dureté de l'alliage (2) est due au durcissement à froid favorisé par la précipitation de la seconde phase plutôt que par le durcissement par précipitation de la seconde phase au vu du fait que la seconde phase précipite à 1050 C en une quantité si faible que le précipité ne peut pas être détecté par un microscope optique comme il est noté pour la photo de la structure dans la Fig. 2. On remarque aussi dans le Tableau 2 que les alliages (3) et (5) souffrent de durcissement à froid en un temps bref, ce dernier en souffrant moins en raison de l'incorporation de Sn, mais l'alliage (2) avec Sn et Si ne souffre sensiblement d'aucun durcissement à froid en un temps bref (jusqu'à 0,5 heure), la phase a diminuant suffisamment la cinétique de précipitation. Néanmoins, la dureté de l'alliage (2) approche celle de l'alliage (3) après maturation durant un temps prolongé (8 heures), ce qui suggère que l'alliage conserve la capacité de durcissement par précipitation. Si le durcissement à froid est retardé d'environ 0,5 heure, il est possible d'éviter le durcissement à froid dû à la chaleur résiduelle après le bobinage de la feuille laminée à 'chaud. En d'autres termes, l'alliage additionné de Sn et de Si est exempt de durcissement à froid dû à la chaleur résiduelle après bobinage; par conséquent, il permet une grande amélioration de productivité avec un bobinage ne posant pas de problèmes de rembobinage dus à un durcissement par chaleur résiduelle après le bobinage. Les résultats du Tableau 2 sont représentés graphiquement dans la Fig. 6. On remarque que l'alliage de base (3) sans Sn augmente rapidement en dureté dans l'étape initiale de maturation et que l'alliage (5) avec Sn seul augmente aussi en dureté dans la phase initiale de maturation, tandis que l'alliage (2) augmente très peu en dureté dans la phase initiale de maturation (environ 30 minutes correspondant à la chaleur résiduelle après bobinage) et par conséquent ne pose aucun problème de rembobinage. Après la phase initiale, le durcissement à froid se fait avec le temps, de sorte que l'alliage a finalement une résistance suffisante. On teste la résistance à la traction des alliages (2), (3) et (5) après maturation à 500 C durant 8 heures. Les résultats sont présentés dans le Tableau 3. L'alliage (2) est façonné en une feuille par façonnage plastique après chauffage à 1200 C (o la seconde phase disparaît); par conséquent, il conserve son état non recristallisé dû à la présence de la seconde phase même lorsqu'il est maintenu à 1050 C et il a donc mûiri sans être chauffé au-dessus de la température à laquelle la seconde phase disparaît. Tableau 3 Propriétés de résistance après maturation Composition Propriétés de résistance après maturation à 5000C durant 8 heures De l'alliage Résist. à la Résistance à la Allongement flexion (MPa) traction (MPa) () Exemple (2) 15Mo-5Zr-3A1-3Sn-0,3Si 1344 1437 2,4 Exemple (3) 15Mo-5Zr-3A1 1372 1484 0,8 Comparatif (5) 15Mo-5Zr-3A1-3Sn 1436 1498 0,4 On remarque dans le Tableau 3 que par comparaison avec les alliages (3) et (5), l'alliage (2) est légèrement inférieur en résistance à la traction mais bien supérieur en allongement. Une si petite différence en résistance à la traction peut être éliminée facilement si la température de maturation est légèrement abaissée ou si le temps de maturation est légèrement allongé. Ainsi la résistance à la traction légèrement basse n'est pas un problème pratique. Par contre, l'alliage (2) a un allongement 3-6 fois supérieur aux alliages (3) et (5) au détriment de seulement quelques dixièmes de MPa en résistance à la traction. Une telle amélioration de l'allongement est impossible avec la technique classique excepté par un traitement thermique thermo-mécanique non réaliste. Une explication probable de résultats si inhabituels dans la présente invention est que la précipitation de la seconde phase qui se produit durant le façonnage plastique favorise le durcissement à froid et un grand nombre de sites de précipitation de la phase c se trouvent dans la matrice, de sorte que la phase a précipite sous la forme de grains fins uniformes après maturation. Exemple 2 On prépare une série d'alliages de titane quasi P Ti- 5A1-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr (Ti-17) avec Si en une quantité variant de 0 à 1,2 %. Ils sont coulés en lingots. Chaque lingot pesant environ 10 kg est forgé à 1200 C pour faire une billette mesurant 60 mm de large, 45 mm d'épaisseur, et 800 mm de long. La température à la fin du forgeage est d'environ 800 C. La billette ainsi obtenue est coupée en morceaux d'environ 200 mm. La billette découpée est chauffée à 1200 C puis laminée à chaud de façon à réduire l'épaisseur de 45 mm à 22 mm. Ce laminage à chaud est effectué de différentes façons de telle sorte qu'il se termine entre 850 C et 1000 C. Certaines billettes sont coupées durant le laminage à chaud et chauffées à nouveau à 950 C et laminées à nouveau pour réduire l'épaisseur de 22 mm à 18 mm, suivi par un refroidissement à l'air. Les matériaux ainsi laminés subissent un traitement en solution (à 800 C durant 4 heures, suivi par une trempe dans l'eau) et une maturation (à 620 C durant 8 heures, suivie par un refroidissement à l'air). On teste leur ductilité (allongement et réduction de surface) et leur résistance à la fracture. On examine aussi la morphologie de la microstructure. Certains échantillons subissent un prétraitement (chauffage à une température déterminée durant 2 heures, suivi par un refroidissement à l'air) avant lesdits traitement en solution et maturation. D'autres échantillons subissent seulement une maturation (sans traitement en solution). Pour les échantillons traités on teste la résistance à la rupture, l'allongement, et la résistance à la fracture. Les résultats sont présentés dans le Tableau 4. L'alliage exempt de Si est considéré comme la référence. Incidemment, la transition y des alliages testés est d'environ 890 C. La température à laquelle les silicates précipitent est d'environ 950 C, et le point de dissolution auquel les silicates disparaissent est d'environ 1000 C. Tableau 4 Structure et propriétés des échantillons après le traitement de maturation N Qté de Si T à la T à la fin du Chauffage Traitement Structure après Allonge- Résistance ajoutée (% fin du laminage après avant en traitement de ment (%) à la massique) forgeage réchauffage traitement solution maturation fracture thermique (kgf/mm2) 1 0,2 950 C Pas de réchauffage Pas de chauff. Oui Aciculaire partout 8 185 2 0,5 950 C Pas de réchauffage Pas de chauff. Oui Aciculaire partout -7 190 Exemple 3 0,8 950 C Pas de réchauffage Pas de chauff. Oui Aciculaire partout 6 160 4 0,5 (950 C) 900 C Pas de chauff. Oui Aciculaire partout 6 195 0,5 (950 C) 850 C 9500C oui Aciculaire partout 6 190 6 0,5 950 C Pas de réchauffage Pas de chauff. Non Aciculaire partout 6 200 7 0,5 (9500c) 8500C 9500C Non Aciculaire partout 6 205 Référence 8 Aucune 900 C Pas de réchauffage Pas de chauff. Oui Aciculaire partout 6 160 9 Aucune 9500C Pas de réchauffage Pas de chauff. Oui Phase a limite de grain 4 190 Aucune (900 C) 900 C Pas de chauff. Oui Phase a limite de grain 3 195 11 Aucune 850 C Pas de réchauffage 900 C Oui Phase a limite de grain 2 190 12 Aucune 850 C Pas de réchauffage Pas de chauff. Oui Phase a limite de grain 8 135 Exemple 13 Aucune 850 C Pas de réchauffage 900 C Oui Phase a limite de grain 2 180 Comparatif 14 0,1 950 C Pas de réchauffage Pas de chauff. Oui Phase a limite de grain 3 190 0,1 850 C Pas de réchauffage 900 C Oui Phase a limite de grain 4 165 16 1,2 950 C Pas de réchauffage Pas de chauff. Oui Aciculaire partout 0 200 J 17 1,2 950 C Pas de réchauffage 950 C Oui Aciculaire partout O 210 _ CO 18 0,5 1000 C Pas de réchauffage Pas de chauff. Oui Phase a limite de grain 1 195 - D 19 0,5 950 C Pas de réchauffage 1050 C Oui Phase a limite de grain O 180 * Les températures entre parenthèses rappellent l'importance de la température à la fin du laminage après réchauffage. * On remarque dans le Tableau 4 que l'alliage (n 9) sans Si souffre d'une précipitation significative de la phase a de limite de grain et donc a une ductilité médiocre lorsque le forgeage se termine à 950 C. Au contraire, on remarque que les alliages N (1), (2) et (3) avec plus de 0,3 % de Si ne réduisent pas en ductilité même si le forgeage se termine à moins de 1000 C. Les alliages N 4 et 5, dont le forgeage se termine à moins de 1000 C, ne diminuent pas en ductilité même lorsqu'ils ont été réchauffés à une température inférieure à 1000 C, qu'ils aient été réchauffés avant le forgeage ou chauffés avant le traitement thermique. Au contraire, les alliages (N 10, 11, et 13) sans Si diminuent visiblement en ductilité. L'alliage (n 13) sans Si, dont le forgeage se termine à 850 C ce qui est inférieur à la transition Y, diminue en ductilité lorsqu'il est chauffé avant le traitement thermique. D'autre part, l'alliage (n 12) sans Si, qui n'est pas chauffé, diminue en dureté parce que la phase a équiaxiale se forme. Au contraire, l'alliage (n 7) avec une quantité adéquate de Si a de bonnes propriétés au réchauffage à une température supérieure à la transition P et inférieure à 1000 C même si son forgeage se termine à une température inférieure à la transition P. Cependant, l'alliage (no 18) diminue en ductilité lorsque son forgeage se termine au-dessus de 1000 C et l'alliage (n 19) diminue aussi en ductilité lorsqu'il est réchauffé au-dessus de 1000 C, même si ils contiennent une quantité appropriée de Si, parce que la phase a de limite de grain se forme significativement. Les alliages (N 14 et 15) avec 0,1 % de Si ont une ductilité médiocre comme les alliages sans Si. Les alliages (N 16 et 17) avec plus de 1,0 % de Si ont une structure comparable à ceux ayant une quantité appropriée de Si mais ont une ductilité médiocre en raison du durcissement par précipitation des silicates. Incidemment, les alliages de titane de ce type subissent habituellement un traitement en solution dans la zone à deux phases pour homogénéiser la matrice 3 avant le traitement de maturation final. Cependant, les alliages de titane tels que ceux (N 6 et 7) de la présente invention qui contiennent une quantité appropriée de Si ne nécessitent pas de traitement en solution dans la zone à deux phases parce qu'ils ont une matrice P uniforme après laminage (parce que le réchauffage et le forgeage sont possibles et que la montée de température peut facilement être ajustée au-dessus de la transition 3) ou après chauffage au-dessus de la transition 3 (en dessous de 1000 C). Exemple 3 Les alliages de l'Exemple 2 satisfont les conditions décrites dans la revendication 4. Par conséquent, ils ont une macrostructure d'environ 0,5 mm qui est beaucoup plus petite que celle du lingot (grains P grossiers d'environ 20 mm). Ceci est confirmé par observation microscopique. Pour la recherche du facteur qui rend la macrostructure fine, on réalise l'expérience suivante. On coupe directement une pièce épaisse de 45 mm dans un lingot pour le laminage. On la chauffe à 1200 C et on lamine (50 %) de telle sorte que le laminage se termine à des températures variées entre 1100 et 850 C à intervalles de C. Le produit laminé est chauffé à des températures variées entre 1100 et 850 C à intervalles de 50 C durant 2 heures. On examine la macrostructure de l'échantillon ainsi obtenu. On découvre que les échantillons dont le façonnage se termine à une température supérieure à 1000 C n'ont pas une macrostructure affinée (bien que aplatie) en résultat du réchauffage à une température quelconquedurant 2 heures, tandis que les échantillons dont le façonnage se termine à une température inférieure à 950 C ont une macrostructure très affinée. Cependant, même après chauffage à une température inférieure à 950 C, ils ont toujours une macrostructure grossière comme dans le cas de l'échantillon dont le façonnage se termine au-dessus de 1000 C. Exemple 4 Pour voir l'effet produit sur la structure par l'incorporation de Si dans des alliages de titane (ce qui est l'essence de la présente invention), on prépare deux types d'alliages de titane, l'un ayant une composition classique de Ti-5A1-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr et l'autre ayant une composition améliorée de Ti-5A1-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr-0,5Si. Incidemment, le second alliage de titane contient des silicates qui précipitent à environ 950 C et se dissolvent à environ 1000 C. Chacun des alliages de titane est obtenu en un lingot (pesant 120 g et mesurant environ 20 mm de large) par fusion à la poche. Le lingot est chauffé à 1200 C et laminé à chaud en une épaisseur de 5 mm sans réchauffage. Le façonnage se termine à 700 C. Ce traitement à chaud est le procédé 3 classique. La pièce laminée résultante subi le traitement thermique standard (traitement en solution et traitement de maturation) à 800 C durant 4 heures (suivi par une trempe à l'eau) plus à 620 C durant 8 heures (suivi par un refroidissement à l'air). On examine les échantillons traités pour voir si le procédé f donne la structure aciculaire globale dans l'alliage contenant du Si. Les résultats sont présentés dans la Fig. 7, les photos montrant la structure de l'alliage Ti-5A1l-2Sn-2Zr- 4Mn-4Cr sans Si après le procédé p. Grossissements respectifs de 20, 100, et 400 dans les Fig. 7(A), 7(B), et 7(C). On remarque que la phase aciculaire c est dispersée dans toute la matrice P non recristallisée. Les résultats sont aussi présentés dans la Fig. 8, les photos montrant la structure de l'alliage Ti-5A1-2Sn-2Zr- 4Mn-4Cr-0,5Si (avec 0,5 % de Si) après le procédé P. Grossissements respectifs de 20, 100, et 400 dans les Fig. 8(A), 8(B), et 8(C). On remarque que la phase aciculaire a est dispersée dans toute la matrice P non recristallisée comme dans le cas de l'alliage sans Si. Ceci suggère que Si n'empêche pas la phase aciculaire a de se former partout. Dans les deux cas, la matrice P est à l'état non recristallisé, la structure aciculaire étant dispersée partout de telle sorte que la précipitation de la phase a de limite de grain est supprimée et qu'un grand nombre d'aiguilles a précipitent dans les grains. En d'autres termes, l'incorporation de Si n'empêche pas la structure de devenir aciculaire par le procédé P classique. Pour l'étude de la possibilité que la formation de la structure aciculaire mentionnée ci-dessus soit affectée négativement par le réchauffage durant le façonnage à chaud ou par le chauffage au-dessus de la transition P après le traitement à chaud, les alliages sont chauffés à 950 C durant 2 heures et ensuite subissent un traitement en solution et un traitement de maturation (à 800 C durant 4 heures, suivi par une trempe à l'eau, plus à 620 C durant 8 heures, suivi par un refroidissement à l'air) de la même façon que mentionné plus haut, et on examine leur microstructure. Les résultats sont présentés dans la Fig. 9, les photos montrant la microstructure de l'alliage Ti-5A1-2Sn- 2Zr-4Mn-4Cr sans Si après le traitement thermique. Grossissements respectifs de 20, 100, et 400 dans les Fig. 9(A), 9(B), et 9(C). On remarque que la matrice P recristallise, se présentant sous forme de grains équiaxiaux, la phase a précipitant sous forme de film à la limite du grain, ce qui provoque une diminution de la ductilité. Les résultats sont aussi présentés sur la Fig. 10, les photos montrant la microstructure de l'alliage Ti-5A1-2Sn- 2Zr-4Mn-4Cr-0,5Si (avec 0,5 % de Si) après le traitement thermique. Grossissements respectifs de 20, 100, et 400 dans les Fig. 10(A), 10(B), et 10(C). On remarque que la phase aciculaire a est dispersée dans toute la matrice non recristallisée comme dans le cas des Fig. 7 et 9. Dans le cas de l'alliage sans Si (comme présenté dans la Fig. 9), les grains P ont recristallisé en raison du chauffage à 950 C et par conséquent la phase c de limite de grain (qui provoque une diminution de la ductilité) précipite significativement. Ceci est la raison pour laquelle la précipitation de la phase c de limite de grain ne peut pas être empêchée par le procédé f classique. Au contraire, dans le cas de l'alliage avec 0,5 % de Si (comme présenté dans la Fig. 10) la structure aciculaire globale est obtenue (comme dans le cas présenté sur la Fig. 8) malgré le réchauffage à 950 C. La Fig. 11 montre la microstructure de l'alliage Ti- 5A1-2Sn-2Zr-4Mn-4Cr-0,5 Si (avec 0,5 % de Si) qui a été chauffé à 1000 C durant 30 minutes et ensuite trempé à l'eau. L'alliage ne présente pas la précipitation de la phase x parce qu'il n'a pas subi le traitement en solution et le traitement de maturation. Par conséquent, la Fig. 11 diffère de la Fig. 9. Néanmoins, on remarque que les grains 3 sont des grains équiaxiaux recristallisés et que l'effet de la suppression de la recristallisation n'est pas obtenu à des températures supérieures à 1000 C à laquelle les silicates disparaissent. Exemple 5 Les alliages de titane de la composition présentée dans le Tableau 5 sont formés en lingots par fusion à la poche. Chaque lingot est chauffé à 1200 C et laminé à chaud (avec une réduction de 50 %). La pièce laminée est maintenue à 1050 C durant 10 minutes puis laminée à nouveau à chaud (avec 75 % de réduction totale). Pour les alliages on examine la capacité à être laminé à chaud en fonction de la présence ou non de craquelures de rives durant le laminage à chaud. Le résultat de l'alliage de base (alliage P Ti-15Mo- 5Zr-3A1) est considéré comme la référence. Les échantillons sont classés comme bons ou médiocres par comparaison avec la référence. Pour un tiers des bandes laminées à chaud on découpe les rives et on lamine à froid (avec 10 % de réduction) sans recuit. On examine la capacité à être laminé à froid des alliages en fonction de la présence ou non de craquelures de rives durant le laminage à froid. Les échantillons sont classés comme bons (pas de craquelures de rives) et médiocres (craquelures de rives). Un tiers des bandes laminées à chaud ont subi un traitement de maturation à 500 C durant 30 minutes pour évaluer leur effet retardateur de vitesse de maturation. On a testé la dureté Vickers des échantillons. La dureté Vickers de l'échantillon laminé à chaud tel quel est considérée comme la référence. Les échantillons sont classés comme bons (très peu d'augmentation de la dureté Vickers et capacité au bobinage) et médiocres (augmentation notable de la dureté Vickers et incapacité au bobinage) par comparaison avec la référence. Le tiers restant des bandes laminées à chaud a subi un traitement de maturation à 500 C durant 8 heures. On a ensuite testé leurs propriétés de résistance. On compare les résultats avec ceux d'une feuille (laminée à partir d'une feuille découpée) d'alliage Ti-15Mo-5Zr-3A1 commercial. Les échantillons sont classés comme bons s'ils ont un bon équilibre résistance-allongement comme la feuille commerciale; autrement, ils sont classés comme médiocres. Les résultats sont présentés dans le Tableau 5. On remarque que les alliages de titane (N 1 à 5) satisfaisant les conditions décrites dans la présente invention ont une bonne capacité au laminage à chaud et à froid, un bon effet retardateur de la vitesse de maturation, et un bon équilibre résistance- allongement après le traitement de maturation. Ils ont une résistance élevée et une bonne maniabilité (productivité) appropriées à l'utilisation comme face de clubs de golf. Au contraire, les alliages de titane (N 7 à 10) pour comparaison, qui ne satisfont pas les conditions décrites dans la présente invention, sont médiocres dans au moins un critère entre la capacité au laminage à chaud et à froid, l'effet retardateur de vitesse de maturation (capacité au rembobinage), et l'équilibre résistance-allongement après le traitement de maturation. Par conséquent, ils ne réalisent pas l'objet de la présente invention. Les alliages (N 11 à 16) pour comparaison contiennent Sn et Si en quantités adéquates mais contiennent l'un quelconque parmi Mo, Zr, et Al en une quantité hors de l'intervalle préféré. Par conséquent, ils sont médiocres dans au moins un critère entre la capacité au laminage à chaud et à froid, l'effet retardateur de vitesse de maturation (capacité au rembobinage), et l'équilibre résistance-allongement après le traitement de maturation. Ceci suggère que la présente invention produit son plein effet lorsqu'elle est appliquée à l'alliage de base de Ti- Mo-5Zr-3A1. Tableau 5 Echantillon Composition de l'alliage Laminage à chaudLaminage à froid Effet retardateur de Equilibre résistance- n0 la vitesse de allongement après maturation maturation 1 15Mo-5Zr-3A1-3Sn-0,05Si Bon Bon Bon, bobinable Bon 2 15Mo-5Zr-3A1-0,7Sn-0,3Si Bon Bon Bon, bobinable Bon 3 15Mo-5Zr-3A1-3Sn-0,3Si Bon Bon Bon, bobinable Bon 4 15Mo-5Zr-3A1-4Sn-0,8Si Bon Bon Bon, bobinable Bon 15Mo-5Zr-3A1-6Sn-0,3Si Bon Bon Bon, bobinable Bon 6 15Mo-5Zr-3A1 Référence (bon) Référence (bon) Référence, non Référence (bon) bobinable 7 15Mo-5Zr-3A1-0,3Sn-0,3Si Bon Bon Médiocre, non Bon bobinable 8 15Mo- 5Zr-3Al-7Sn-0,3Si Bon Médiocre Bon, bobinable Médiocre 9 15Mo-5Zr-3Al-3Sn-0,02Si Bon Bon Médiocre, non Bon bobinable 15Mo-5Zr-3A1-3Sn-l,2Si Bon Médiocre Bon, bobinable Médiocre 11 15Mo-5Zr-3A1-3Sn-0, 3Si Médiocre Médiocre Médiocre, non Médiocre bobinable 12 18Mo-5Zr-3A1-3Sn-0,3Si Bon Bon Bon, bobinable Médiocre 13 15Mo-2Zr3A1-3Sn-0,3Si Bon Bon Bon, bobinable Médiocre 14 15Mo-8Zr-3A1-3Sn-0,3Si Médiocre Médiocre Bon, bobinable Médiocre NJ 15Mo-5Zr-l,OAl-3Sn-0,3Si Bon Bon Bon, bobinable Médiocre J 16 15Mo-5Zr-5,OAl1- 3Sn-0,3Si Bon Médiocre Bon, bobinable Médiocre O, La présente invention propose un nouvel alliage de titane qui est formé en incorporant dans un alliage P ou un alliage quasi D du Si en une quantité appropriée. Au chauffage, l'alliage permet aux silicates de se dissoudre et de précipiter sous forme de grains fins, empêchant ainsi la recristallisation. En raison de ces propriétés, l'alliage est capable de recuit et façonnage répétés. Lorsqu'on incorpore du Sn en plus du Si, l'alliage présente un effet retardateur de maturation. Cet effet supprime le durcissement dû à la chaleur résiduelle après le bobinage et donc permet un rembobinage. L'alliage résultant a une résistance suffisante. REVENDICATIONS 1. Procédé de production d'un alliage de titane qui consiste à chauffer un alliage f de titane ou un alliage quasi A de titane ne contenant pas plus de 1,0 % (à l'exclusion de 0 %) de Si et à soumettre ledit alliage à une déformation plastique tout en maintenant les silicates dissous dans celui-ci à une température supérieure à la transition A, de sorte que les silicates précipitent sous la forme de fines particules, la recristallisation étant supprimée. ("%" signifie "% massique" tout au long de cette description). 2. Procédé de production d'un alliage de titane qui consiste à effectuer un façonnage à chaud sur un alliage P de titane ou un alliage quasi 3 de titane ne contenant pas plus de 1,0 % (à l'exclusion de 0 %) de Si de telle sorte que le façonnage à chaud se termine à une température inférieure à la température de dissolution des silicates et ensuite à effectuer un traitement de maturation (y compris par recuit) ou à la fois un traitement en solution et un traitement de maturation (y compris le recuit) dans la zone à deux phases à une température inférieure à la transition A, sans chauffer au-dessus de ladite température de dissolution, conduisant ainsi la phase aciculaire a à précipiter dans presque toute la matrice de phase P. 3. Procédé de production selon la revendication 2, dans lequel ledit façonnage à chaud est suivi par un chauffage à une température supérieure à la transition P et inférieure au point de dissolution des silicates avant le traitement de maturation (y compris le recuit) ou le traitement en solution et le traitement de maturation (y compris le recuit). 4. Procédé de production selon la revendication 2 ou 3, dans lequel le façonnage à chaud est effectué sur un lingot de titane tel qu'il se termine à une température inférieure au point de dissolution des silicates et le façonnage à chaud est suivi par un traitement thermique à une température supérieure à la température de précipitation des silicates. 5. Alliage 3 de titane ou alliage quasi f de titane ne contenant pas plus de 1,0 % (à l'exclusion de 0 %) de Si qui est caractérisé en ce que ledit Si est présent sous forme de précipité uniformément dispersé de silicates ayant une taille de particule inférieure à 1 um (à l'exclusion de o im). 6. Alliage de titane selon la revendication 5, qui est en outre caractérisé en ce que la phase aciculaire a précipite dans presque toute la matrice de phase f. 7. Alliage de titane selon la revendication 5, qui ne contient pas plus de 10 % (à l'exclusion de 0 8) de Sn. 8. Alliage de titane selon la revendication 6, qui ne contient pas plus de 10 % (à l'exclusion de 0 %) de Sn. 9. Alliage de titane selon l'une quelconque des revendications 5 à 8, dans lequel la teneur totale en éléments P-stabilisants satisfait l'équation ci-dessous. 0,60 revendications 5 à 8, qui contient Mo: 13-17 %, Zr: 3-7 %, et Al: 1,5-4,5 %. 11. Alliage de titane selon l'une quelconque des revendications 5 à 8, qui contient Al: 3-7 %, Mo: 2-6, Cr: 2-6 %, et Zr: 1-6 %.