Brevet FR3157440A1 — publié le 20250627

Procédé de fabrication additive appliqué à un alliage d'aluminium comportant les éléments d'alliage suivant (% en poids) : - au moins un élément d’alliage choisi parmi : Zr, Hf, Sc et Er, selon une fraction massique de 0,40 à 1,60 % ; - Fe, selon une fraction massique de 0,03 à 1,85 % ; - Mg, selon une fraction massique de 2,50 à 3,95 %. Figure 1 PROCEDE DE FABRICATION D’UNE PIECE EN ALLIAGE D’ALUMINIUM Le domaine technique de l'invention est un procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium, mettant en œuvre une technique de fabrication additive. Art antérieur Depuis les années 80, les techniques de fabrication additive se sont développées. Elles consistent à mettre en forme une pièce par ajout de matière, ce qui est à l'opposé des techniques d'usinage, qui visent à enlever de la matière. Autrefois cantonnée au prototypage, la fabrication additive est à présent opérationnelle pour fabriquer des produits industriels en série, y compris des pièces métalliques. Le terme « fabrication additive » est défini selon la norme française XP E67-001 comme un "ensemble des procédés permettant de fabriquer, couche par couche, par ajout de matière, un objet physique à partir d'un objet numérique". La norme ASTM F2792 (janvier 2012) définit également la fabrication additive. Différentes modalités de fabrication additive sont aussi définies et décrites dans la norme ISO/ASTM 17296-1. Le recours à une fabrication additive pour réaliser une pièce en aluminium, avec une faible porosité, a été décrit dans le document WO2015006447. L'application de couches successives est généralement réalisée par application d'un matériau dit d'apport, puis fusion ou frittage du matériau d'apport à l'aide d'une source d'énergie de type faisceau laser, faisceau électronique, torche plasma ou arc électrique. Quelle que soit la modalité de fabrication additive appliquée, l'épaisseur de chaque couche ajoutée est de l'ordre de quelques dizaines ou centaines de microns. D'autres méthodes de fabrication additive sont utilisables. Citons par exemple, et de façon non limitative, la fusion ou le frittage d'un matériau d'apport prenant la forme d'une poudre. Il peut s'agir de fusion ou de frittage laser. La demande de brevet US20170016096 décrit un procédé de fabrication d'une pièce par fusion localisée obtenue par l'exposition d'une poudre à un faisceau d'énergie de type faisceau d'électrons ou faisceau laser, le procédé étant également désigné par les termes de fusion laser sur lit de poudre ("Laser Powder Bed Fusion") ou de fusion par faisceau d’électrons ("Electron Beam Melting"). La poudre est constituée d'un alliage d'aluminium dont la teneur en cuivre est de 5 à 6 % en masse, la teneur en magnésium étant de 2,5 à 3,5 % en masse. Le document WO2018185259 décrit un alliage, destiné à être utilisé sous la forme d'une poudre, dans un procédé de fabrication additive de type fusion laser sur lit de poudre. L'alliage peut notamment contenir de 2 à 7 % en masse de Mg. Il peut également contenir une fraction massique de Zr de 0 à 1 %. Le document WO2018009359 décrit un alliage d'aluminium, sous forme de poudre, comportant une fraction massique de Mg de 1 à 10 %, ainsi qu'une fraction massique de Zr de 0,3 à 3 %. L'alliage peut également comporter Zn, Mn, Cr, Si, Fe, Cu, mais ces éléments sont alors présents sous la forme d'impuretés inévitables, dont la teneur est inférieure à 500 ppm. Le document WO2020152427 décrit un alliage d’aluminium comprenant de 0 à 6 % de Mg, de 0,7 à 2,5 % de Zr et au moins un élément d’alliage choisi parmi : Fe, Cu, Mn, Ni et La, selon une fraction massique d’au moins 0,1 % Le document WO2021099735 décrit un alliage d’aluminium comprenant de 2,0 à 5,0 % de Mg, de 0,5 à 1,0 % de Zr et de 0,6 à 3,0 % de Fe. Les propriétés mécaniques des pièces d'aluminium obtenues par fabrication additive dépendent de l'alliage formant le métal d'apport, et plus précisément de sa composition ainsi que des traitements thermiques appliqués suite à la mise en œuvre de la fabrication additive. La demanderesse a déterminé une composition d'alliage qui, utilisée dans un procédé de fabrication additive, permet d'obtenir des pièces aux performances mécaniques remarquables, sans qu'il soit nécessaire de mettre en œuvre des traitements thermiques de type mise en solution et trempe. Selon une variante de la présente invention, avec un choix judicieux des éléments d’addition, la demanderesse a identifié des compositions d’alliages d’aluminium destinées aux procédés de fabrication additive, en particulier la fusion laser sur lit de poudre, ces compostions permettent d’obtenir à la fois, une très bonne processabilité des pièces en procédé de fusion laser sur lit de poudre, et d’excellentes performances mécaniques des pièces en service. Les excellentes performances mécaniques des pièces en service sont obtenues en maximisant la limite élastique des pièces à température ambiante après traitement thermique post-fabrication (par exemple limite élastique Rp0,2 supérieure ou égale à 360 MPa, de préférence supérieure ou égale à 370 MPa, de préférence supérieure ou égale à 370 MPa, de préférence supérieure ou égale à 380 MPa). Les poudres d’aluminium pur peuvent être utilisées comme réducteur dans le propergol solide des propulseurs aérospatiaux. Par conséquent, les poudres d’aluminium avec plus de 97 % d’aluminium sont généralement considérées dans certains pays comme des biens à double usage (BDU) nécessitant des licences d’exportation. Cette classification représente une contrainte qui peut freiner la commercialisation de certaines poudres d’aluminium comprenant plus de 97 % d’aluminium destinée au procédé de fabrication additive, comme par exemple la fusion laser sur lit de poudre. Il apparaît ainsi avantageux que la solution développée présente moins de 97 % d’aluminium, c’est-à-dire plus de 3 % d’éléments d’addition au total. Selon une autre variante de la présente invention, avec un choix judicieux des éléments d’addition, la demanderesse a identifié des compositions d’alliages d’aluminium destinées aux procédés de fabrication additive, en particulier la fusion laser sur lit de poudre, ces compositions comportant plus de 3 % d’éléments d’addition au total et permettant une bonne processabilité des pièces en procédé de fusion laser sur lit de poudre, tout en maximisant les performances mécaniques des pièces en service. Un premier objet de l'invention est un procédé de fabrication d'une pièce comportant une formation de couches métalliques successives, superposées les unes aux autres, chaque couche étant formée par le dépôt d'un métal d'apport, le métal d'apport étant soumis à un apport d'énergie de façon à entrer en fusion et à constituer, en se solidifiant, ladite couche, le procédé étant caractérisé en ce que le métal d'apport est un alliage d'aluminium comportant les éléments d'alliage suivant en pourcentages massiques : - au moins un élément d’alliage choisi parmi : Zr, Hf, Sc et Er, selon une fraction massique de 0,40 à 1,60 %, de préférence de 0,50 à 1,50 %, de préférence de 0,60 à 1,45 %, de préférence de 0,7 à 1,40 %, de préférence de 0,80 à 1,40 %, de préférence de 0,85 à 1,35 % chacun et/ou au total ; - Fe, selon une fraction massique de 0,03 à 1,85 %, de préférence de 0,05 à 1,85 %, de préférence de 0,10 à 1,85 %, de préférence de 0,15 à 1,80 %, de préférence de 0,20 à 1,70 %, de préférence de 0,30 à 1,60 %, de préférence de 0,40 à 1,50 %, de préférence de 0,50 à 1,50 %, de préférence de 0,60 à 1,50 %, de préférence de 0,70 à 1,50 %, de préférence de 0,80 à 1,50 % ; - Mg, selon une fraction massique de 2,50 à 3,95 %, de préférence de 2,60 à 3,90 %, de préférence de 2,70 à 3,80 %, de préférence de 2,70 à 3,70 %, de préférence de 2,70 à 3,60 %, de préférence de 2,80 à 3,60 %, de préférence de 2,80 à 3,50 %, de préférence de 2,90 à 3,40 % ; - optionnellement Mn, selon une fraction massique supérieure ou égale à 300 ppm, de préférence supérieure ou égale à 0,30 %, de préférence supérieure ou égale à 0,40 %, de préférence supérieure ou égale à 0,50 %, de préférence de 0,50 à 3,00 %, de préférence de 0,60 à 2,90 %, de préférence de 0,70 à 2,80 %, de préférence de 0,80 à 2,70 %, de préférence de 0,80 à 2,60 %, de préférence de 0,80 à 2,50 %, de préférence de 0,85 à 2,45 %, de préférence de 0,90 à 2,40 % ; - optionnellement au moins un élément d’alliage choisi parmi Cr, V et Ti, selon une fraction massique supérieure ou égale à 300 ppm, de préférence supérieure ou égale à 0,30 %, de préférence supérieure ou égale à 0,40 %, de préférence supérieure ou égale à 0,50 %, de préférence de 0,50 à 3,00 %, de préférence de 0,60 à 2,90 %, de préférence de 0,70 à 2,80 %, de préférence de 0,80 à 2,70 %, de préférence de 0,80 à 2,60 %, de préférence de 0,80 à 2,50 %, de préférence de 0,85 à 2,45 %, de préférence de 0,90 à 2,40 %, chacun et/ou au total ; - optionnellement Ni, selon une fraction massique inférieure ou égale à 3,00 %, de préférence inférieure ou égale à 2,50 %, de préférence inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,50 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 % de préférence inférieure ou égale à 0,50 % ; - optionnellement au moins un élément d’alliage choisi parmi : Cu et Ag, selon une fraction massique de 0,05 à 3,00 %, de préférence de 0,10 à 3,00 %, de préférence de 0,10 à 2,00 %, de préférence de 0,10 à 1,60%, de préférence de 0,10 à 1,00 %, de préférence de 0,10 à 0,70 % chacun et/ou au total ; - optionnellement Si, selon une fraction massique inférieure ou égale à 3,00 %, de préférence inférieure ou égale à 2,50 %, de préférence inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,50 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 % ; - optionnellement un élément parmi Zn et Li, selon une fraction massique inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,50 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, de préférence inférieure ou égale à 0,30 % chacun et/ou au total ; - optionnellement au moins un élément choisi parmi : Co, La, Ce, mischmétal, W, Ta, Mo et Nb, Nd, Y, Tm, Lu, Yb, Sr, Ba, Sb, Bi, Ca, P, B, In et Sn, selon une fraction massique inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, de préférence inférieure ou égale à 0,30 %, de préférence inférieure ou égale à 0,10 % chacun, et inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, de préférence inférieure ou égale à 0,30 % au total ; - impuretés : reste aluminium. Chaque couche peut notamment décrire un motif défini à partir d'un modèle numérique. Selon un mode de réalisation, le métal d'apport prend la forme d'une poudre, dont l'exposition à un faisceau de lumière ou de particules chargées résulte en une fusion localisée suivie d'une solidification, de façon à former une couche solide. Selon un autre mode de réalisation, le métal d'apport est issu d'un fil d'apport, dont l'exposition à une source de chaleur, par exemple un arc électrique, résulte en une fusion localisée suivie d'une solidification, de façon à former une couche solide. Un deuxième objet de l'invention est une pièce métallique, obtenue par un procédé selon le premier objet de l'invention. Un troisième objet de l'invention est un matériau d'apport, notamment un fil d'apport ou une poudre, destiné à être utilisé en tant que matériau d'apport d'un procédé de fabrication additive, caractérisé en ce qu'il est constitué d'un alliage d'aluminium, comportant les éléments d'alliage suivants (% en poids) : - au moins un élément d’alliage choisi parmi : Zr, Hf, Sc et Er, selon une fraction massique de 0,40 à 1,60 %, de préférence de 0,50 à 1,50 %, de préférence de 0,60 à 1,45 %, de préférence de 0,7 à 1,40 %, de préférence de 0,80 à 1,40 %, de préférence de 0,85 à 1,35 % chacun et/ou au total ; - Fe, selon une fraction massique de 0,03 à 1,85 %, de préférence de 0,05 à 1,85 %, de préférence de 0,10 à 1,85 %, de préférence de 0,15 à 1,80 %, de préférence de 0,20 à 1,70 %, de préférence de 0,30 à 1,60 %, de préférence de 0,40 à 1,50 %, de préférence de 0,50 à 1,50 %, de préférence de 0,60 à 1,50 %, de préférence de 0,70 à 1,50 %, de préférence de 0,80 à 1,50 % ; - Mg, selon une fraction massique de 2,50 à 3,95 %, de préférence de 2,60 à 3,90 %, de préférence de 2,70 à 3,80 %, de préférence de 2,70 à 3,70 %, de préférence de 2,70 à 3,60 %, de préférence de 2,80 à 3,60 %, de préférence de 2,80 à 3,50 %, de préférence de 2,90 à 3,40 % ; - optionnellement Mn, selon une fraction massique supérieure ou égale à 300 ppm, de préférence supérieure ou égale à 0,30 %, de préférence supérieure ou égale à 0,40 %, de préférence supérieure ou égale à 0,50 %, de préférence de 0,50 à 3,00 %, de préférence de 0,60 à 2,90 %, de préférence de 0,70 à 2,80 %, de préférence de 0,80 à 2,70 %, de préférence de 0,80 à 2,60 %, de préférence de 0,80 à 2,50 %, de préférence de 0,85 à 2,45 %, de préférence de 0,90 à 2,40 % ; - optionnellement au moins un élément d’alliage choisi parmi Cr, V et Ti, selon une fraction massique supérieure ou égale à 300 ppm, de préférence supérieure ou égale à 0,30 %, de préférence supérieure ou égale à 0,40 %, de préférence supérieure ou égale à 0,50 %, de préférence de 0,50 à 3,00 %, de préférence de 0,60 à 2,90 %, de préférence de 0,70 à 2,80 %, de préférence de 0,80 à 2,70 %, de préférence de 0,80 à 2,60 %, de préférence de 0,80 à 2,50 %, de préférence de 0,85 à 2,45 %, de préférence de 0,90 à 2,40 %, chacun et/ou au total ; - optionnellement Ni, selon une fraction massique inférieure ou égale à 3,00 %, de préférence inférieure ou égale à 2,50 %, de préférence inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,50 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 % de préférence inférieure ou égale à 0,50 % ; - optionnellement au moins un élément d’alliage choisi parmi : Cu et Ag, selon une fraction massique de 0,05 à 3,00 %, de préférence de 0,10 à 3,00 %, de préférence de 0,10 à 2,00 %, de préférence de 0,10 à 1,60%, de préférence de 0,10 à 1,00 %, de préférence de 0,10 à 0,70 % chacun et/ou au total ; - optionnellement Si, selon une fraction massique inférieure ou égale à 3,00 %, de préférence inférieure ou égale à 2,50 %, de préférence inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,50 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 % ; - optionnellement un élément parmi Zn et Li, selon une fraction massique inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,50 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, de préférence inférieure ou égale à 0,30 % chacun et/ou au total ; - optionnellement au moins un élément choisi parmi : Co, La, Ce, mischmétal, W, Ta, Mo et Nb, Nd, Y, Tm, Lu, Yb, Sr, Ba, Sb, Bi, Ca, P, B, In et Sn, selon une fraction massique inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, de préférence inférieure ou égale à 0,30 %, de préférence inférieure ou égale à 0,10 % chacun, et inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, de préférence inférieure ou égale à 0,30 % au total ; - impuretés : reste aluminium. L'alliage d'aluminium formant le matériau d'apport peut présenter les caractéristiques décrites en lien avec le premier objet de l'invention. Le matériau d'apport peut se présenter sous la forme d'une poudre. La poudre peut être telle qu'au moins 80 % des particules composant la poudre ont une taille moyenne dans la plage suivante : 5 µm à 200 µm, de préférence de 5 à 150 µm, de préférence de 5 à 25 µm, ou de 20 à 60 µm ou de 20 à 80 µm ou de 20 à 90 µm ou de 20 à 100 µm ou de 20 à 110 µm ou de 20 à 120 µm. Lorsque le matériau d'apport se présente sous la forme d'un fil, le diamètre du fil peut notamment être compris de 0,5 mm à 3 mm, et de préférence compris de 0,5 mm à 2 mm, et encore de préférence compris de 1 mm à 2 mm. Un quatrième objet de l’invention est l’utilisation d’une poudre ou d’un fil d’apport tels que décrits ci-avant et dans le reste de la description dans un procédé de fabrication choisi parmi : la fusion par faisceau d’électrons (electron beam melting), la pulvérisation à froid, le dépôt par fusion laser, la fabrication additive par friction, le frittage par étincelle au plasma ou le soudage par friction rotative, de préférence la pulvérisation à froid. D'autres avantages et caractéristiques ressortiront plus clairement de la description qui va suivre de modes particuliers de réalisation de l'invention, donnés à titre d'exemples non limitatifs, et représentés sur les figures listées ci-dessous. Figures FIG. 1 La FIG. 1 est un schéma illustrant un procédé de fabrication additive de type fusion laser sur lit de poudre. FIG. 2 La FIG. 2 est un schéma illustrant un procédé de fabrication additive de type fabrication additive arc fil. FIG. 3 La FIG. 3 montre une éprouvette de fissuration telle qu’utilisée dans les exemples. La référence 1 correspond à la face utilisée pour les observations métallographiques, la référence 2 à la direction de fabrication. FIG. 4 La FIG. 4 est un schéma de l’éprouvette utilisée selon les exemples. Exposé de modes de réalisation particuliers Dans la description, sauf indication contraire : - la désignation des alliages d'aluminium est conforme à la nomenclature de The Aluminum Association ; - les teneurs en éléments chimiques sont désignées en % et représentent des fractions massiques. La notation x % - y % signifie supérieur ou égal à x % et inférieur ou égal à y %. Par impuretés, on entend des éléments chimiques présents dans l'alliage de façon non intentionnelle. La FIG. 1 schématise le fonctionnement d'un procédé de fabrication additive de type fusion sélective par laser (Laser Powder Bed Fusion). Le métal d'apport 15 se présente sous la forme d'une poudre disposée sur un support 10. Une source d'énergie, en l'occurrence une source laser 11, émet un faisceau laser 12. La source laser est couplée au matériau d'apport par un système optique 13, dont le mouvement est déterminé en fonction d'un modèle numérique M . Le faisceau laser 12 se propage selon un axe de propagation Z, et suit un mouvement selon un plan XY, décrivant un motif dépendant du modèle numérique M . Le plan est par exemple perpendiculaire à l'axe de propagation Z. L'interaction du faisceau laser 12 avec la poudre 15 engendre une fusion sélective de cette dernière, suivie d'une solidification, résultant en la formation d'une couche 20 1 …20 n . Lorsqu'une couche a été formée, elle est recouverte de poudre 15 du métal d'apport et une autre couche est formée, superposée à la couche préalablement réalisée. L'épaisseur d’une couche peut par exemple être comprise de 10 à 250 µm, par exemple 30 µm, ou 60 µm, ou 80 µm, ou 90 µm, ou 100 µm, ou 110 µm, ou 120 µm, ou 130 µm, ou 140 µm, ou 150 µm, ou 160 µm, ou 170 µm, ou 180 µm, ou 190 µm, ou 200 µm. Une augmentation de l’épaisseur de couche peut être bénéfique pour augmenter la productivité lors de l’impression et pour limiter la sensibilité à la fissuration thermique liée aux contraintes résiduelles pendant la fabrication de la pièce et/ou lors d’un traitement thermique post-fabrication. Une augmentation de l’épaisseur de couche peut être accompagnée par une adaptation de la puissance du laser et de l’écart vecteur (distance entre deux passes laser successives) et de la vitesse de balayage du laser afin d’assurer une fusion complète de chaque couche de poudre dans des conditions optimales. L’épaisseur de couche peut être par exemple comprise de 60 à 250 µm, de préférence de 80 à 200 µm, de préférence de 90 à 180 µm, de préférence de 100 à 180 µm, de préférence de 110 à 170 µm, de préférence de 120 à 160 µm. Pour les alliages d’aluminium, le support 10 ou plateau peut être chauffé à une température de préchauffage T allant jusqu’à 500°C. Les machines disponibles actuellement sur le marché offrent généralement un chauffage du plateau jusqu’à 200°C. La température de chauffage du plateau (= température de préchauffage T) peut être par exemple d’environ 50°C, 100°C, 150°C, 200°C, 250°C, 300°C ou 350°C ou 400°C ou 450°C ou 500°C. Le chauffage du plateau permet généralement de réduire l’humidité au niveau du lit de poudre et aussi de réduire les contraintes résiduelles sur les pièces en fabrication. Le niveau d’humidité au niveau du lit de poudre semble présenter un effet direct sur la porosité de la pièce finale. En effet, il semblerait que plus l’humidité de la poudre est élevée, plus la porosité de la pièce finale est élevée. Il est à noter que le chauffage du plateau est l’une des possibilités existantes pour réaliser une fabrication additive à chaud. Cependant, la présente invention ne saurait être limitée à l’utilisation de ce seul moyen de chauffage. Tous les autres moyens de chauffage, permettant de réaliser cette étape de préchauffage, peuvent être utilisés dans le cadre de la présente invention pour chauffer et contrôler la température, par exemple une lampe infra-rouge. Ainsi, le procédé selon la présente invention peut être réalisé à une température de préchauffage T allant jusqu’à 500°C. Pour certaines compositions, les inventeurs ont constaté que lorsque la température de préchauffage T du lit de poudre est inférieure ou égale à 160°C et supérieure ou égale à 25°C, les pièces présentent une meilleure résistance à la fissuration thermique liée aux contraintes résiduelles. De préférence, le préchauffage du lit de poudre peut être effectué à une température de préchauffage T inférieure ou égale à 140°C, ou, mieux, inférieure ou égale à 130°C. La température de préchauffage T est supérieure à la température ambiante. Les plages préférées de température de préchauffage T du lit de poudre sont : 25°C ≤ T ≤ 160°C, de préférence 30°C ≤ T ≤ 150°C, de préférence 50°C ≤ T ≤ 150°C, de préférence 50°C ≤ T ≤ 140°C, de préférence 60°C ≤ T ≤ 140°C, de préférence 70°C ≤ T ≤ 135°C, de préférence 80°C ≤ T ≤ 130°C. Selon une alternative, la température de préchauffage T correspond aux conditions dans lesquelles une détente efficace peut être obtenue. La plage de température de préchauffage T peut alors être comprise de 300°C à 500°C, de préférence de 300 à 400°C, de préférence de 300 à 350°C. Il est considéré qu’à cette plage de température de préchauffage T, les conditions de fabrication de la pièce engendrent moins de contraintes résiduelles. Selon cette alternative, un traitement thermique post-fabrication de détente, tel que décrit ci-après dans la présente description, est également pertinent. La poudre selon la présente invention peut présenter au moins l'une des caractéristiques suivantes : - Taille moyenne de particules de 5 µm à 200 µm, de préférence de 5 à 150 µm, de préférence de 5 à 25 µm, ou de 20 à 60 µm, ou de 20 à 80 µm, ou de 20 à 90 µm, ou de 20 à 100 µm, ou de 20 à 110 µm, ou de 20 à 120 µm. Les valeurs données signifient qu'au moins 80 % des particules ont une taille moyenne dans la gamme spécifiée. - Forme sphérique. La sphéricité d'une poudre peut par exemple être déterminée en utilisant un morphogranulomètre. - Bonne coulabilité. La coulabilité d'une poudre peut par exemple être déterminée selon la norme ASTM B213 ou la norme ISO 4490 :2018. Selon la norme ISO 4490 :2018, le temps d'écoulement est de préférence inférieur à 50. - Faible porosité, de préférence de 0 à 5 %, plus préférentiellement de 0 à 2 %, encore plus préférentiellement de 0 à 1 % en volume. La porosité peut notamment être déterminée par analyse d’images à partir de micrographies optiques ou par pycnométrie à l'hélium (voir la norme ASTM B923). - Absence ou faible quantité (moins de 10 %, de préférence moins de 5 % en volume) de petites particules (1 à 20 % de la taille moyenne de la poudre), dites satellites, qui collent aux particules plus grosses. La mise en œuvre d'un tel procédé permet une fabrication de pièces selon un rendement élevé, pouvant atteindre voire dépasser 200 cm 3 /h par laser. Par ailleurs, la demanderesse a observé que l'application de traitements thermiques post-fabrication de type trempe pouvaient induire une distorsion de la pièce, du fait de la variation brutale de température. La distorsion de la pièce est généralement d'autant plus significative que ses dimensions sont importantes. Or, l'avantage d'un procédé de fabrication additive est précisément d'obtenir une pièce dont la forme, après fabrication, est définitive ou quasi-définitive. La survenue d'une déformation significative résultant d'un traitement thermique post-fabrication est donc à éviter. Par quasi-définitive, il est entendu qu'un usinage de finition peut être effectué sur la pièce après sa fabrication : la pièce fabriquée par fabrication additive s'étend selon sa forme définitive, à l'usinage de finition près. Ayant constaté ce qui précède, la demanderesse a cherché une composition d'alliage, formant le matériau d'apport, permettant d'obtenir des propriétés mécaniques et de conductivité, électrique ou thermique, acceptables, sans nécessiter l'application de traitements thermiques, subséquents à la formation des couches, c’est-à-dire suite à la formation de la pièce finale, risquant d'induire une distorsion. Il s'agit notamment d'éviter les traitements thermiques impliquant une variation brutale de la température. Ainsi, l'invention permet d'obtenir, par fabrication additive, une pièce dont les propriétés mécaniques, en particulier en termes de limite élastique, et de conductivité, électrique ou thermique, sont satisfaisantes. En fonction du type de procédé de fabrication additive choisi, le matériau d'apport peut se présenter sous la forme d'un fil ou d'une poudre. Les éléments suivants peuvent être utilisés dans l’alliage d’aluminium. Zr, Hf, Sc et/ou Er : Selon la présente invention, au moins un élément d’alliage choisi parmi : Zr, Hf, Sc et Er est présent dans l’alliage d’aluminium selon une fraction massique de 0,40 à 1,60 %, de préférence de 0,50 à 1,50 %, de préférence de 0,60 à 1,45 %, de préférence de 0,7 à 1,40 %, de préférence de 0,80 à 1,40 %, de préférence de 0,85 à 1,35 % chacun et/ou au total. De préférence, la fraction massique d’au moins un élément d’alliage choisi parmi : Zr, Hf, Sc et Er est supérieure ou égale à 0,40 %, ou 0,45 %, ou 0,50 %, ou 0,55 %, ou 0,60 %, ou 0,65 %, ou 0,70 %, ou 0,75 %, ou 0,80 %, ou 0,85 % chacun et/ou au total. De préférence, la fraction massique d’au moins un élément d’alliage choisi parmi : Zr, Hf, Sc et Er est inférieure ou égale à 1,60 %, ou 1,55 %, ou 1,50 %, ou 1,45 %, ou 1,40 %, ou 1,35 % chacun et/ou au total. Ces éléments présentent une solubilité élevée à l’état brut de fabrication. Leur ajout peut ainsi abaisser significativement la conductivité à l’état brut de fabrication. Cependant, l’ajout d’un traitement thermique post-fabrication, par exemple à une température comprise de 300 à 450°C, pour des durées de 0,5 à 10 heures, peut permettre d’abaisser significativement leurs teneurs en solution solide par la formation de dispersoïdes durcissants de type Al3X (X= Zr ou Hf ou Sc ou Er). La formation de ces dispersoïdes lors du traitement thermique peut permettre d’augmenter simultanément la dureté et la conductivité électrique par rapport à l’état brut de fabrication. Ces éléments peuvent permettre en outre de contrôler la structure granulaire lors de la fusion laser en favorisant l’apparition de grains équiaxes. Par ailleurs, la présence d’au moins un élément d’alliage choisi parmi : Zr, Hf, Sc et/ou Er dans l'alliage peut conférer une bonne processabilité de l'alliage, le terme processabilité correspondant à la désignation anglosaxonne "processability", qualifiant l'aptitude d’un alliage à être mis en forme par un procédé de fabrication additive. Cela peut se traduire, au niveau d'une pièce fabriquée par fabrication additive, par une quasi absence de défauts, de type fissuration de solidification, et une faible porosité. Fe : Selon la présente invention, l’élément Fe est présent dans l’alliage d’aluminium selon une fraction massique de 0,03 à 1,85 %, de préférence de 0,05 à 1,85 %, de préférence de 0,10 à 1,85 %, de préférence de 0,15 à 1,80 %, de préférence de 0,20 à 1,70 %, de préférence de 0,30 à 1,60 %, de préférence de 0,40 à 1,50 %, de préférence de 0,50 à 1,50 %, de préférence de 0,60 à 1,50 %, de préférence de 0,70 à 1,50 %, de préférence de 0,80 à 1,50 %. De préférence, la fraction massique de Fe est supérieure ou égale à 0,03 %, ou 0,05 %, ou 0,10 %, ou 0,15 %, ou 0,20 %, ou 0,25 %, ou 0,30 %, ou 0,35 %, ou 0,40 %, ou 0,45 %, ou 0,50 %, ou 0,55 %, ou 0,60 %, ou 0,65 %, ou 0,70 %, ou 0,75 %, ou 0,80 %. De préférence, la fraction massique de Fe est inférieure ou égale à 1,85 %, ou 1,80 %, ou 1,75 %, ou 1,70 %, ou 1,65 %, ou 1,60 %, ou 1,55 %, ou 1,50 %. Le Fe peut permettre d’augmenter la résistance mécanique de l’alliage par solution solide et/ou par des dispersoïdes qui peuvent se former lors de la fabrication de la pièce ou lors de traitements thermiques post-fabrication. Cet élément présente une solubilité faible dans l’aluminium. L’ajout de cet élément peut permettre d’augmenter la limite d’élasticité, mais un ajout excessif de Fe, c’est-à-dire à des teneurs supérieures ou égales à 1,90 %, peut conduire à une augmentation de la sensibilité à la fissuration et abaisser l’allongement à la rupture. Mg : Selon la présente invention, l’élément Mg, est présent dans l’alliage d’aluminium selon une fraction massique de 2,50 à 3,95 %, de préférence de 2,60 à 3,90 %, de préférence de 2,70 à 3,80 %, de préférence de 2,70 à 3,70 %, de préférence de 2,70 à 3,60 %, de préférence de 2,80 à 3,60 %, de préférence de 2,80 à 3,50 %, de préférence de 2,90 à 3,40 %. De préférence, la fraction massique de Mg est supérieure ou égale à 2,50 %, ou 2,55 %, ou 2,60 %, ou 2,65 %, ou 2,70 %, ou 2,75 %, ou 2,80 %, ou 2,85 %, ou 2,90 %. De préférence, la fraction massique de Mg est inférieure ou égale à 3,95 %, ou 3,90 %, ou 3,85 %, ou 3,80 %, ou 3,75 %, ou 3,70 %, ou 3,65 %, ou 3,60 %, ou 3,55 %, ou 3,50 %, ou 3,45 %, ou 3,40 %. Le Mg peut permettre d’augmenter la résistance mécanique de l’alliage par solution solide. Il peut également permettre, d’une manière contre intuitive, d’améliorer la résistance à la fissuration. L’ajout excessif de cet élément, par exemple à des teneurs supérieures ou égales à 3,50%, peut dégrader la tenue en corrosion intergranulaire, par la formation de la phase anodique β (Mg 5 Al 8 ) au niveau des joints de grains. La formation de cette phase peut se faire à température ambiante et sa formation peut être accélérée à des températures supérieures ou égales à 60°C. Cet élément est sensible à l’évaporation lors de la fusion laser ce qui peut conduire à la formation de fumées et à des instabilités des bains de fusion. Cette évaporation doit être prise en compte dans l’ajustement de la teneur en Mg dans la poudre en fonction de la teneur en Mg visée sur pièce. Mn : Selon la présente invention, l’élément Mn peut être présent dans l’alliage d’aluminium, selon une fraction massique supérieure ou égale à 300 ppm, de préférence supérieure ou égale à 0,30 %, de préférence supérieure ou égale à 0,40 %, de préférence supérieure ou égale à 0,50 %, de préférence de 0,50 à 3,00 %, de préférence de 0,60 à 2,90 %, de préférence de 0,70 à 2,80 %, de préférence de 0,80 à 2,70 %, de préférence de 0,80 à 2,60 %, de préférence de 0,80 à 2,50 %, de préférence de 0,85 à 2,45 %, de préférence de 0,90 à 2,40 %. De préférence, la fraction massique de Mn est supérieure ou égale à 300 ppm, ou 500 ppm, ou 0,10 %, ou 0,15 %, ou 0,20 % ou 0,25 %, ou 0,30 %, ou 0,35 %, ou 0,40 %, ou 0,45 %, ou 0,50 %, ou 0,55 %, ou 0,60 %, ou 0,65 %, ou 0,70 %, ou 0,75 %, ou 0,80 %, ou 0,85 %, ou 0,90 %. De préférence, la fraction massique de Mn est inférieure ou égale à 3,00 %, ou 2,95 %, ou 2,90 %, ou 2,85 %, ou 2,80 %, ou 2,75 %, ou 2,70 %, ou 2,65 %, ou 2,60 %, ou 2,55 %, ou 2,50 %, ou 2,45 %, ou 2,40 %. Le Mn peut permettre d’augmenter la résistance mécanique de l’alliage par solution solide et/ou par des dispersoïdes qui peuvent se former lors de la fabrication de la pièce ou lors de traitements thermiques post-fabrication. Mais cet élément présente une solubilité élevée dans l’aluminium et a un impact négatif sur la conductivité. L’ajout de cet élément est d’intérêt pour les alliages ciblant certaines applications ne nécessitant pas de performances particulières en termes de conductivité électrique ou thermique mais qui requièrent une haute résistance mécanique, comme les pièces de structures, les blocs hydrauliques, etc. Cr, V et/ou Ti : Selon la présente invention, au moins un élément d’alliage choisi parmi : Cr, V, et Ti peut être présent dans l’alliage d’aluminium selon une fraction massique supérieure ou égale à 300 ppm, de préférence supérieure ou égale à 0,30 %, de préférence supérieure ou égale à 0,40 %, de préférence supérieure ou égale à 0,50 %, de préférence de 0,50 à 3,00 %, préférentiellement de 0,60 à 2,90 %, plus préférentiellement de 0,70 à 2,80 %, encore plus préférentiellement de 0,80 à 2,70 %, encore plus préférentiellement de 0,80 à 2,60 %, encore plus préférentiellement de 0,80 à 2,50 %, encore plus préférentiellement de 0,85 à 2,45 %, encore plus préférentiellement de 0,90 à 2,40 %, chacun et/ou au total. De préférence, la fraction massique d’au moins un élément d’alliage choisi parmi : Cr, V, et Ti est supérieure ou égale à 300 ppm, ou 500 ppm, ou 0,10 %, ou 0,15 %, ou 0,20 % ou 0,25 %, ou 0,30 %, ou 0,35 %, ou 0,40 %, ou 0,45 %, ou 0,50 %, ou 0,55 %, ou 0,60 %, ou 0,65 %, ou 0,70 %, ou 0,75 %, ou 0,80 %, ou 0,85 %, ou 0,90 %, chacun et/ou au total. De préférence, la fraction massique d’au moins un élément d’alliage choisi parmi : Cr, V, et Ti est inférieure ou égale à 3,00 %, ou 2,95 %, ou 2,90 %, ou 2,85 %, ou 2,80 %, ou 2,75 %, ou 2,70 %, ou 2,65 %, ou 2,60 %, ou 2,55 %, ou 2,50 %, ou 2,45 %, ou 2,40 % chacun et/ou au total. Ces éléments peuvent permettre d’augmenter la résistance mécanique de l’alliage par solution solide et/ou par des dispersoïdes qui peuvent se former lors de la fabrication de la pièce ou lors de traitements thermiques post-fabrication. Mais ces éléments présentent une solubilité élevée dans l’aluminium et ont un impact négatif sur la conductivité. L’ajout de ces éléments est d’intérêt pour les alliages ciblant certaines applications ne nécessitant pas de performances particulières en termes de conductivité électrique ou thermique mais qui requièrent une haute résistance mécanique, comme les pièces de structures, les blocs hydrauliques, etc. Selon une variante préférée de la présente invention, l’alliage d’aluminium comprend obligatoirement au moins un élément d'alliage choisi parmi : Mn, Cr, V, et Ti, selon les fractions massiques telles que décrites ci-avant, en plus des autres éléments obligatoires, qui sont Fe, Mg et au moins un élément d’alliage choisi parmi : Zr, Hf, Sc et Er. Ni : Selon la présente invention, l’élément Ni peut être présent dans l’alliage d’aluminium selon une fraction massique inférieure ou égale à 3,00 %, de préférence inférieure ou égale à 2,50 %, de préférence inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,50 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 % de préférence inférieure ou égale à 0,50 %. Selon une variante, l’élément Ni peut être présent dans l’alliage d’aluminium selon une fraction massique supérieure ou égale à 500 ppm, ou supérieure ou égale à 0,10 %, ou supérieure ou égale à 0,15 %, ou supérieure ou égale à 0,20 %, ou supérieure ou égale à 0,30 %, ou supérieure ou égale à 0,40 %. De préférence, la fraction massique de Ni est inférieure ou égale à 3,00 %, ou 2,75 %, ou 2,50 %, ou 2,25 %, ou 2,00 %, ou 1,75 %, ou 1,50 %, ou 1,25 %, ou 1,00 %, ou 0,75 %, ou 0,50 %. De préférence, la fraction massique de Ni est supérieure ou égale à 500 ppm, ou 750 ppm, ou 0,10 %, ou 0,15 %, ou 0,20 %, ou 0,25 %, ou 0,30 %, ou 0,35 %, ou 0,40 %. Ni peut permettre d’augmenter la résistance mécanique de l’alliage par solution solide et/ou par des dispersoïdes qui peuvent se former lors de la fabrication de la pièce ou lors de traitements thermiques post-fabrication. Cet élément présente une solubilité faible dans l’aluminium. L’ajout de cet élément peut permettre de durcir l’alliage sans avoir un impact significatif sur la conductivité. Cu et/ou Ag : Selon la présente invention, au moins un élément d’alliage choisi parmi : Cu et Ag peut être présent dans l’alliage d’aluminium selon une fraction massique de 0,05 à 3,00 %, de préférence de 0,10 à 2,00 %, de préférence de 0,10 à 1,60 %, de préférence de 0,10 à 1,50 %, de préférence de 0,10 à 1,40 %, de préférence de 0,10 à 1,30 %, de préférence de 0,10 à 1,20 %, de préférence de 0,10 à 1,10 %, de préférence de 0,10 à 1,00 %, de préférence de 0,10 à 0,90 %, de préférence de 0,10 à 0,80 % de préférence de 0,10 à 0,70 % chacun et/ou au total. De préférence, la fraction massique d’au moins un élément d’alliage choisi parmi : Cu et Ag est supérieure ou égale à 0,05 %, ou 0,06 %, ou 0,07 %, ou 0,08 %, ou 0,09 %, ou 0,10 % chacun et/ou au total. De préférence, la fraction massique d’au moins un élément d’alliage choisi parmi : Cu et Ag est inférieure ou égale à 3,00 %, ou 2,90 %, ou 2,80 %, ou 2,70 %, ou 2,60 %, ou 2,50 %, ou 2,40 %, ou 2,30 %, ou 2,20 %, ou 2,10 %, ou 2,00 %, ou 1,90 %, ou 1,80 %, ou 1,70 %, ou 1,60 %, ou 1,50 %, ou 1,40 %, ou 1,30 %, ou 1,20 %, ou 1,10 %, ou 1,00 %, ou 0,90 %, ou 0,80 %, ou 0,70 % chacun et/ou au total. Les éléments Cu et Ag peuvent permettre d’augmenter la résistance mécanique de l’alliage par solution solide et/ou par des précipités durcissants qui peuvent se former lors de la fabrication de la pièce ou lors de traitements thermiques post-fabrication. Si : Selon la présente invention, l’élément Si peut être présent dans l’alliage d’aluminium selon une fraction massique inférieure ou égale à 3,00 %, de préférence inférieure ou égale à 2,50 %, de préférence inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,50 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 % ; dans un mode de réalisation, la teneur en Si est inférieure ou égale à 0,30 %, de préférence inférieure ou égale à 0,20 %. Selon une variante, l’élément Si peut être présent dans l’alliage d’aluminium selon une fraction massique supérieure ou égale à 500 ppm, ou supérieure ou égale à 0,10 %, ou supérieure ou égale à 0,15 %. De préférence, la fraction massique de Si est inférieure ou égale à 3,00 %, ou 2,75 %, ou 2,50 %, ou 2,25 %, ou 2,00 %, ou 1,75 %, ou 1,50 %, ou 1,25 %, ou 1,00 %, ou 0,75 %, ou 0,50 %, ou 0,40 %, ou 0,30 %. De préférence, la fraction massique de Si est supérieure ou égale à 500 ppm, ou 600 ppm, ou 700 ppm, ou 800 ppm, ou 900 ppm, ou 0,10 %, ou 0,11 %, ou 0,12 %, ou 0,13 %, ou 0,14 %, ou 0,15 %. Si peut permettre d’augmenter la résistance mécanique de l’alliage par solution solide et/ou par des précipités ou des dispersoïdes qui peuvent se former lors de la fabrication de la pièce ou lors de traitements thermiques post-fabrication. Cet élément peut avoir un effet bénéfique en abaissant la sensibilité à la fissuration. L’ajout de Si en présence de Zr peut conduire à la formation de phases grossières AlZrSi qui limiteraient le pouvoir durcissant du Zr après traitement thermique. Zn et/ou Li : Selon la présente invention, au moins un élément d’alliage choisi parmi : Zn et Li peut être présent dans l’alliage d’aluminium selon une fraction massique inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,50 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, de préférence inférieure ou égale à 0,30 % chacun et/ou au total. Selon une variante, les éléments Zn et/ou Li peuvent être présents dans l’alliage d’aluminium selon une fraction massique supérieure ou égale à 500 ppm, ou supérieure ou égale à 0,10 %, ou supérieure ou égale à 0,20 % chacun et/ou au total. De préférence, la fraction massique d’au moins un élément d’alliage choisi parmi : Zn et Li est inférieure ou égale à 2,00 %, ou 1,90 %, ou 1,80 %, ou 1,70 %, ou 1,60 %, ou 1,50 %, ou 1,40 %, ou 1,30 %, ou 1,20 %, ou 1,10 %, ou 1,00 %, ou 0,90 %, ou 0,80 %, ou 0,70 %, ou 0,60 %, ou 0,50 %, ou 0,40 %, ou 0,30 %. De préférence, la fraction massique d’au moins un élément d’alliage choisi parmi : Zn et Li est supérieure ou égale à 500 ppm, ou 600 ppm, ou 700 ppm, ou 800 ppm, ou 900 ppm, ou 0,10 %, ou 0,11 %, ou 0,12 %, ou 0,13 %, ou 0,14 %, ou 0,15 %, ou 0,16 %, ou 0,17 %, ou 0,18 %, ou 0,19 %, ou 0,20 %. Les éléments Zn et Li peuvent permettre d’augmenter la résistance mécanique de l’alliage par solution solide. Cependant, ces éléments sont sensibles à l’évaporation lors de la fusion laser ce qui peut conduire à la formation de fumées et à des instabilités des bains de fusion. L’ajout excessif de ces éléments peut abaisser significativement la conductivité électrique. Ainsi, selon un mode de réalisation, l’ajout de ces éléments est donc de préférence à éviter. Co, La, Ce, mischmétal, W, Ta, Mo , Nb , Nd, Y, Tm, Lu, Yb, Sr, Ba, Sb, Bi, Ca , P, B, In et/ou Sn : Selon la présente invention, au moins un élément d’alliage choisi parmi : Co, La, Ce, mischmétal, W, Ta, Mo, Nb, Nd, Y, Tm, Lu, Yb, Sr, Ba, Sb, Bi, Ca, P, B, In et Sn, peut être présent dans l’alliage d’aluminium selon une fraction massique inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,50 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, préférentiellement inférieure ou égale à 0,50 %, plus préférentiellement inférieure ou égale à 0,30 %, encore plus préférentiellement inférieure ou égale à 0,10% chacun, et inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, de préférence inférieure ou égale à 0,30 % au total. Selon une variante, au moins un élément d’alliage choisi parmi : Co, La, Ce, mischmétal, W, Ta, Mo et Nb, Nd, Y, Tm, Lu, Yb, Sr, Ba, Sb, Bi, Ca, P, B, In et Sn peut être présent dans l’alliage d’aluminium selon une fraction massique supérieure à 100 ppm, ou supérieure à 300 ppm, ou supérieure à 500 ppm chacun et/ou au total. De préférence, la fraction massique d’au moins un élément d’alliage choisi parmi : Co, La, Ce, mischmétal, W, Ta, Mo, Nb, Nd, Y, Tm, Lu, Yb, Sr, Ba, Sb, Bi, Ca, P, B, In et Sn est inférieure ou égale à 2,00 %, ou 1,90 %, ou 1,80 %, ou 1,70 %, ou 1,60 %, ou 1,50 %, ou 1,40 %, ou 1,30 %, ou 1,20 %, ou 1,10 %, ou 1,00 %, ou 0,90 %, ou 0,80 %, ou 0,70 %, ou 0,60, ou 0,50 %, ou 0,40 %, ou 0,30 % chacun et/ou au total, ou inférieure ou égale à 0,20 % ou 0,10 % chacun. De préférence, la fraction massique d’au moins un élément d’alliage choisi parmi : Co, La, Ce, mischmétal, W, Ta, Mo, Nb, Nd, Y, Tm, Lu, Yb, Sr, Ba, Sb, Bi, Ca, P, B, In et Sn est supérieure ou égale à 100 ppm, ou 200 ppm ou 300 ppm ou 400 ppm ou 500 ppm chacun et/ou au total. Ces éléments peuvent permettre d’augmenter la résistance mécanique de l’alliage par solution solide et/ou par précipités ou dispersoïdes qui peuvent se former lors de la fabrication de la pièce ou lors de traitements thermiques post fabrication. L’ajout de Ca peut être d’intérêt, particulièrement pour limier l’évaporation du Mg et limiter son oxydation en surface du bain liquide pendant l’étape d’atomisation et pendant l’étape de fusion laser sur lit de poudre. Le procédé peut comporter, suite à la formation des couches, c’est-à-dire suite à la formation de la pièce finale, une application d'au moins un traitement thermique. Ce traitement est également appelé traitement thermique post-fabrication ou post-traitement. Le traitement thermique post-fabrication peut être ou comporter un revenu ou un recuit. Il peut également comporter une mise en solution et une trempe, même si on préfère les éviter. Il peut également comporter une compression isostatique à chaud. Selon une première variante, afin de privilégier les propriétés mécaniques, le traitement thermique post-fabrication peut être effectué : - à une température T’ supérieure 400°C, auquel cas la durée du traitement thermique post-fabrication est comprise de 0,1 h à 50 h, de préférence de 0,1 h à 10 h ; - ou à une température T’ comprise de 300°C à 400°C, auquel cas la durée du traitement thermique post-fabrication est comprise de 0,1 h à 200 h. Selon une deuxième variante, afin de privilégier les propriétés de conduction thermique ou électrique, le traitement thermique post-fabrication peut être effectué à une température T’ supérieure ou égale à 350°C ou à 400°C pour une durée de 0,1 h à 200 h, de façon à obtenir une conductivité thermique ou électrique optimale. Selon une autre variante, des traitements thermiques post-fabrication bi-palier peuvent permettre de maximiser la conductivité électrique. Ces traitements consistent à faire d’abord un premier palier à une température T’1 supérieure à 450°C pour une durée de 0,1 h à 100 h, suivi d’un deuxième palier à une température T’2 comprise de 300°C à 450°C pour une durée de 0,1 h à 200 h. Selon une autre variante, des traitements thermiques post-fabrication bi-palier peuvent permettre de maximiser la conductivité électrique et/ou la dureté. Ces traitements consistent à faire d’abord un premier palier à une température T’1 inférieure à 380°C pour une durée de 0,1 h à 200 h, suivi d’un deuxième palier à une température T’2 comprise de 380°C à 450°C pour une durée de 0,1 h à 200 h. Selon une autre variante, des traitements thermiques post-fabrication tri-palier peuvent permettre de maximiser la conductivité électrique et/ou la dureté. Ces traitements consistent à faire d’abord un premier palier à une température T’1 comprise de 250°C à 450°C pour une durée de 0,1 h à 200 h, suivi d’un deuxième palier à une température T’2 supérieure à 450°C pour une durée de 0,1 h à 100 h, suivi d’un troisième palier à une température T’3 comprise de 250°C à 450°C pour une durée de 0,1 h à 200 h. Des traitements multi-palier avec un nombre de paliers supérieur à 3 peuvent aussi être envisagés. Selon un mode de réalisation, le procédé peut comporter une compression isostatique à chaud (CIC). Le traitement CIC peut notamment permettre d’améliorer les propriétés d’allongement et les propriétés en fatigue. La compression isostatique à chaud peut être réalisée avant, après ou à la place du traitement thermique post-fabrication. Avantageusement, la compression isostatique à chaud est réalisée à une température de 250°C à 500°C et de préférence de 300°C à 450°C, à une pression de 500 à 3000 bars et pendant une durée de 0,5 à 100 heures. Selon un mode de réalisation avantageux, le procédé ne comporte pas de trempe suite à la formation des couches, c’est-à-dire suite à la formation de la pièce finale, ou suite au traitement thermique post-fabrication. Ainsi, de préférence, le procédé ne comporte pas d'étapes de mise en solution suivie d'une trempe. Le recours à un traitement thermique post-fabrication, la fabrication étant réalisée par un procédé de fabrication additive, peut permettre de créer des conditions de détente permettant d’éliminer les contraintes résiduelles ainsi qu’une précipitation de phases durcissantes. On parle également de détente thermique. Les inventeurs ont observé qu’il était préférable que la température de consigne T’ du traitement thermique post-fabrication soit comprise de 300°C à 500°C. L'éventuel traitement thermique et/ou la compression isostatique à chaud permet en particulier d’augmenter la dureté ou la limite élastique et la conductivité électrique du produit obtenu. Il est cependant à noter que, généralement, plus la température est élevée, plus on favorise la conductivité (électrique ou thermique) au détriment des résistances mécaniques. Selon un mode de réalisation, outre la température T’ du traitement thermique post-fabrication, la montée en température, initiant le traitement thermique post-fabrication, est de préférence la plus rapide possible. Par exemple, au cours de la montée en température, la vitesse de montée en température ΔT’ (usuellement désignée par l’homme du métier par « heating rate » en °C par minute ou en °C par seconde) est de préférence supérieure à 5°C par minute ou supérieure à 10°C par minute, ou encore de préférence supérieure à 20°C par minute et plus avantageusement supérieure à 40°C par minute, et plus avantageusement supérieure à 100°C par minute. Par montée en température, on entend la montée en température à laquelle la pièce est soumise au cours du traitement thermique post-fabrication. Il semble optimal que la montée en température soit instantanée, c’est-à-dire que la pièce fabriquée soit soumise, dès le début du traitement thermique post-fabrication, à la température de consigne T’ du traitement thermique post-fabrication. Une montée en température instantanée peut être obtenue en plaçant la pièce fabriquée dans un four chaud, déjà porté à la température de consigne T’, ou par un moyen de chauffage rapide de type lit fluidisé ou bain de sel fondu. La montée en température peut également être assurée par un chauffage par induction. Pour une même montée en température à l’extérieur de la pièce, la variation de température à l’intérieur de la pièce dépend notamment du milieu chauffant (liquide ou air ou gaz inerte) ainsi que de la forme de la pièce. En particulier, la température dans l’épaisseur ou à la surface de la pièce peut être différente. C’est la raison pour laquelle la montée en température précédemment évoquée correspond à la température à l’extérieur de la pièce. La combinaison d’une température de préchauffage T, d’une température de traitement thermique post-fabrication T’ et d’une vitesse de montée en température ΔT’, lors de la montée en température du traitement thermique post-fabrication, dans les plages de valeurs pré-citées, permet l’obtention de pièces présentant une bonne résistance à la fissuration thermiques. Selon un autre mode de réalisation, adapté aux alliages à durcissement structural, on peut réaliser une mise en solution suivie d’une trempe et d’un revenu de la pièce formée et/ou une compression isostatique à chaud. La compression isostatique à chaud peut dans ce cas avantageusement se substituer à la mise en solution. Cependant le procédé selon l’invention est avantageux, car il ne nécessite de préférence pas de traitement de mise en solution suivi de trempe. La mise en solution peut avoir un effet néfaste sur la résistance mécanique dans certains cas en participant à un grossissement des dispersoïdes ou des phases intermétalliques fines. De préférence, le procédé selon la présente invention ne comporte pas de mise en solution et/ou trempe suite à la formation des couches, c’est-à-dire suite à la formation de la pièce finale, ou suite au traitement thermique post-fabrication. Selon un mode de réalisation, le procédé selon la présente invention comporte en outre optionnellement un traitement d’usinage, et/ou un traitement de surface chimique, électrochimique ou mécanique, et/ou une tribofinition. Ces traitements peuvent être réalisés notamment pour réduire la rugosité et/ou améliorer la résistance à la corrosion et/ou améliorer la résistance à l’initiation de fissures en fatigue. Optionnellement, il est possible de réaliser une déformation mécanique de la pièce, par exemple après la fabrication additive et/ou avant le traitement thermique. Bien que décrit en lien avec une méthode de fabrication additive de type fusion laser sur lit de poudre, le procédé peut être appliqué à d'autres méthodes de fabrication additive de type fabrication additive arc fil (Wire plus Arc Additive Manufacturing), évoqué en lien avec l'art antérieur. La FIG. 2 représente une telle alternative. Une source d'énergie 31, en l'occurrence une torche, forme un arc électrique 32. Dans ce dispositif, la torche 31 est maintenue par un robot de soudage 33. La pièce 20 à fabriquer est disposée sur un support 10. Dans cet exemple, la pièce fabriquée est un mur s'étendant selon un axe transversal Z perpendiculairement à un plan XY défini par le support 10. Sous l'effet de l'arc électrique 32, un fil d'apport 35 entre en fusion pour former un cordon de soudure. Le robot de soudage est commandé par un modèle numérique M . Il est déplacé de façon à former différentes couches 20 1 …20 n , empilées les unes sur les autres, formant le mur 20, chaque couche correspondant à un cordon de soudure. Chaque couche 20 1 …20 n s'étend dans le plan XY, selon un motif défini par le modèle numérique M . Le diamètre du fil d'apport est de préférence inférieur à 3 mm. Il peut être compris de 0,5 mm à 3 mm et est de préférence compris de 0,5 mm à 2 mm, voire de 1 mm à 2 mm. Il est par exemple de 1,2 mm. D'autres procédés sont par ailleurs envisageables, par exemple, et de façon non limitative : - frittage sélectif par laser (Selective Laser Sintering) ; - frittage direct du métal par laser (Direct Metal Laser Sintering) ; - frittage sélectif par chauffage (Selective Heat Sintering) ; - fusion par faisceau d’électrons (Electron Beam Melting) ; - dépôt par fusion laser (Laser Melting Deposition) ; - dépôt direct par apport d’énergie (Direct Energy Deposition) ; - dépôt direct de métal (Direct Metal Deposition) ; - dépôt direct par laser (Direct Laser Deposition) ; - technologie de dépôt par Laser (Laser Deposition Technology) ; - ingénierie de formes nettes par laser (Laser Engineering Net Shaping) ; - technologie de plaquage par laser (Laser Cladding Technology) ; - technologie de fabrication de formes libres par laser (Laser Freeform Manufacturing Technology) ; - dépôt par fusion laser (Laser Metal Deposition) ; - pulvérisation à froid (Cold Spray Consolidation) ; - fabrication additive par friction (Additive Friction Stir) ; - frittage par étincelle au plasma ou frittage flash (Field Assisted Sintering Technology ou spark plasma sintering) ; ou - soudage par friction rotative (Inertia Rotary Friction Welding). Les solutions selon la présente invention sont particulièrement adaptées pour le procédé de pulvérisation à froid (dit de « cold spray »), notamment à cause d’une faible dureté de la poudre, ce qui facilite la déposition. La pièce peut ensuite être durcie par un recuit de durcissement (post-traitement thermique). Les solutions selon la présente invention sont particulièrement adaptées pour les applications dans les domaines électrique, électronique et des échangeurs de chaleur. L’invention sera exposée plus en détail dans les exemples ci-après, qui sont donnés à titre illustratif et non limitatif. Exemples expérimentaux Exemple 1 Une étude a été menée sur 5 alliages (4,5,6,7 et 8). Les compositions, déterminées par ICP (Induced Coupled Plasma) en % massique sont indiquées dans le Tableau 1. Ces cinq alliages ont été obtenus sous forme de poudre pour un procédé de fusion laser sur lit de poudre à l’aide d’une atomisation par jet de gaz (N2). La taille des particules était essentiellement de 3 µm à 120 µm, le D10 était de 26,8 à 28,4 µm, le D50 était de 41,4 à 44,3 µm et le D90 était de 61,1 à 64,9 µm. Alliage Fe (%) Mg (%) Zr (%) 4 1,00 3,40 1,13 5 2,00 3,50 1,20 6 1,90 3,50 0,98 7 0,52 3,40 1,14 8 0,24 3,50 1,10 A l’aide d’une machine de fusion laser sur lit de poudre de type EOSM290 (fournisseur EOS), des éprouvettes de fissuration ont été réalisées à partir des 5 alliages (4,5,6,7 et 8) dans le but d’étudier leur sensibilité à la fissuration. Une éprouvette de fissuration, dont le modèle utilisé dans les exemples est représenté dans la FIG. 3 , présente une géométrie particulière possédant deux sites critiques propices à l’amorçage de fissures. Les éprouvettes ont été imprimées selon 3 différents sets de paramètres P1, P2 et P3. Les principaux paramètres utilisés pour chaque set de paramètres étaient : la puissance laser en W ; la vitesse de balayage en mm/s ; l’écart-vecteur en mm ; l’épaisseur de couche en µm et la température du plateau en °C. Ils sont décrits dans le Tableau 2 ci-après. La machine EOSM290 utilisée permet de chauffer le plateau de construction par éléments chauffants jusqu’à une température de 200°C. Les éprouvettes de fissuration ont été imprimées à l’aide de cette machine avec une température plateau d’environ 100°C. Dans tous les cas, les éprouvettes ont subi un traitement thermique de détente post-fabrication de 2 heures à 300°C avec un enfournement à une température d’environ 25°C et une vitesse de montée en température d’environ 5°C/min. Une fois le traitement thermique réalisé, les éprouvettes ont été enrobées à l’aide d’une résine (10% Aradur® +90% Araldite®) et polis au niveau de la face indiquée sur la FIG. 3 (Référence 1) par différents papiers abrasifs Buelher (de P80 à P1200) puis différents draps de polissage DP-Dur Struers (de 6à 1 µm) et enfin un drap de finition SUPRA Presi. La présence ou non de fissures a été vérifiée à l’aide d’un microscope optique avec un grossissement de X100. Les résultats sont synthétisés dans le Tableau 3 ci-après. Set de paramètres P (W) H (mm) V (mm/s) Épaisseur de couche (µm) Température plateau (°C) P1 370 0,140 1275 60 100 P2 370 0,111 1250 60 100 P3 370 0,158 1169 60 100 Alliage Présence de fissuration P1 P2 P3 4 Non Non Non 5 Oui Oui Oui 6 Oui Oui Oui 7 Non Non Non 8 Non Non Non Les résultats du Tableau 3 ci-avant montrent que : - Pour l’ensemble des sets de paramètres testés, les alliages 4, 7 et 8 (teneur en Fer inférieure ou égale à 1 %) ne présentent pas de fissuration. - Pour l’ensemble des sets de paramètres testés, l’alliage 5 (teneur en Fer égale à 2,00 % et teneur en Zirconium égale à 1,20 %) et l’alliage 6 (teneur en Fer égale à 1,90 % et teneur en Zirconium égale à 0,98 %) présentent tous les deux des fissurations. - Pour le système d’alliage Al-Fe-Mg-Zr étudié, Les présents résultats semblent démontrer, qu’une teneur en Fer trop élevée serait responsable de la fissuration. En effet, les échantillons présentant une teneur en Fer supérieure ou égale à 1,9 % sont sensibles à la fissuration. Malgré la teneur en Zirconium plus faible de l’alliage 6, il présente également des fissurations. La baisse de la teneur de Zirconium n’a pas permis de compenser l’effet néfaste de la teneur élevée en Fer. Dans un second temps, l’effet du Fer sur les propriétés mécaniques des systèmes Al-Fe-Mg-Zr a été étudié. Des échantillons cylindriques verticaux par rapport à la direction de construction (direction Z) ont été imprimés à partir des alliages 4, 7 et 8 qui n’ont pas présenté de fissuration dans le Tableau 1 ci-avant. L’impression a été effectuée en utilisant la même machine EOSM290. Le set de paramètres utilisé pour l’impression de ces éprouvettes était le set P2, décrit ci-avant dans le Tableau 2. Le but de ces éprouvettes est de déterminer les caractéristiques mécaniques en traction des 3 alliages 4, 7 et 8. Les échantillons possédaient un diamètre de 11 mm et une hauteur de 46 mm. Une partie des échantillons a été maintenue à l’état brut de fabrication (sans traitement thermique supplémentaire). Une deuxième partie a subi un traitement thermique post-fabrication de 1 heure à 400°C avec enfournement direct à 400°C. Et une troisième partie a subi un traitement thermique post-fabrication de 4 heures à 400°C avec enfournement direct à 400°C. Les échantillons cylindriques ont ensuite été usinés pour obtenir des éprouvettes de traction avec les caractéristiques suivantes, telles que décrites dans le Tableau 4 ci-après et la FIG. 4 . Type éprouvette Ø (mm) M (mm) LT (mm) R (mm) Lc (mm) F (mm) TOR 4 4 8 45 3 22 8,7 Dans le Tableau 4 ci-avant et la FIG. 4 , Ø représente le diamètre de la partie centrale de l’éprouvette ; M la largeur des deux extrémités de l’éprouvette ; LT la longueur totale de l’éprouvette ; R le rayon de courbure entre la partie centrale et les extrémités de l’éprouvette ; Lc la longueur de la partie centrale de l’éprouvette et F la longueur des deux extrémités de l’éprouvette. Les éprouvettes ont ensuite été testées en traction à température ambiante (25°C) selon la norme NF EN ISO 6892-1 (2009-10). Les résultats de ces essais en traction sont présentés dans le Tableau 5 ci-après. Alliage Durée du traitement thermique post fabrication à 400°C Rp0,2 (MPa) Allongement (%) 4 0 221,0 22,9 4 1 391,7 13,5 4 4 394,3 13,9 7 0 213,0 24,1 7 1 365,1 14,6 7 4 371,9 14,3 8 0 195,2 25,5 8 1 334,0 16,2 8 4 340,3 17,7 D’après les résultats du Tableau 5 ci-avant : Concernant les mesures de Rp0,2 : - À l’état brut de fabrication, c’est-à-dire sans traitement thermique post-fabrication, les alliages 4, 7 et 8 présentaient respectivement un Rp0,2 de 221,0 MPa ; 213,0 MPa et 195,2 MPa. - Après un traitement thermique post-fabrication à 400°C pendant 1 heure, les alliages 4, 7 et 8 présentaient respectivement un Rp0,2 de 391,7 MPa ; 365,1 MPa et 333,9 MPa. - Après un traitement thermique post-fabrication à 400°C pendant 4 heures, les alliages 4, 7 et 8 présentaient respectivement un Rp0,2 de 394,3 MPa ; 371,9 MPa et 340,3 MPa. - À l’état brut de fabrication, l’ensemble des alliages présentaient donc une limite d’élasticité inférieure à 221 MPa. Cette faible limite élastique à l’état brut de fabrication peut permettre de limiter le niveau de contraintes résiduelles à l’état brut de fabrication, ce qui serait bénéfique pour la processabilité de l’alliage en limitant sa sensibilité à la fissuration. - Pour les trois alliages, le traitement thermique post-fabrication de 1h à 400°C a permis une augmentation du Rp0,2 de respectivement 170,7 MPa ; 152,1 MPa et 138,8 MPa pour les alliages 4, 7 et 8. - Pour les trois alliages, le traitement thermique post-fabrication à 4h à 400°C a permis une augmentation du Rp0,2 de respectivement 173,36 MPa ; 158,90 MPa et 145,10 MPa pour les alliages 4, 7 et 8. - Par rapport au traitement thermique de 1h à 400°C, le traitement thermique de 4h à 400°C a permis une légère amélioration du Rp0,2, avec une différence allant de +3 à +7 MPa. Ces résultats ont permis d’obtenir une régression linéaire du Rp0,2 en fonction de la teneur massique en Fer (%Fe) comme illustré dans la FIG. 5 . Les résultats de ces régressions sont les suivants : - Rp0,2 (Brut) = 32,5 x %Fe + 190,4 (R² = 0,89) - Rp0,2 (1h à 400) = 74,5 x %Fe + 319,4 (R² = 0,97) -Rp0,2 (4h à 400) = 69,2 x %Fe + 327,8 (R² = 0,95) Ces résultats ont mis en évidence l’effet positif de la teneur en Fer, qui semble améliorer modérément les propriétés des pièces qualifiées de « bruts de fabrication », mais améliorer grandement les propriétés mécaniques des pièces en service à 25°C après un traitement thermique post-fabrication à 400°C d’une durée par exemple de 1h ou 4h. Concernant les allongements mesurés au cours de ces essais : - À l’état brut de fabrication, les alliages 4, 7 et 8 ont présenté respectivement un allongement à rupture de 22,9 ; 24,0 et 25,5%. - Après un traitement thermique post-fabrication à 400°C pendant 1 heure, les alliages 4, 7 et 8 ont présenté respectivement un allongement à rupture de 13,5 ; 14,6 et 16,2%. - Après un traitement thermique post-fabrication à 400°C pendant 4 heures, les alliages 4, 7 et 8 ont présenté respectivement un allongement à rupture de 13,9 ; 14,3 et 17,7%. - À l’état brut de fabrication, l’ensemble des alliages a donc présenté un allongement à rupture supérieur ou égal à 22%. - Pour les trois alliages, le traitement thermique post-fabrication à 1h à 400°C a induit une diminution de l’allongement de respectivement 9,42 ; 9,5 et 9,3% pour les alliages 4, 7 et 8. - Pour les trois alliages, le traitement thermique post-fabrication à 4h à 400°C a induit une diminution de l’allongement de respectivement 9,1 ; 9,9 et 7,8% pour les alliages 4, 7 et 8. Les précédents résultats ont permis de montrer un effet négatif de la teneur en Fe sur l’allongement à l’état brut de fabrication et après un traitement thermique post-fabrication de 1 heure ou 4 heures à 400°C. L’ensemble des résultats de cet exemple a montré que l’augmentation de la teneur en Fe peut permettre d’améliorer la limite d’élasticité Rp0,2 à 25°C, après un traitement thermique post-fabrication de 1h à 400°C ou de 4h à 400°C. Cependant, la teneur en Fer doit être limitée à moins de 1,90 % pour limiter la sensibilité à la fissuration des pièces, et conserver un allongement convenable. Exemple 2 Une étude a été menée sur 10 alliages (1, 3, 13, 14, 113, 21, 22, 23, 24 et 25). Les compositions, déterminées par ICP (Induced Coupled Plasma) en % massique sont indiquées dans le Tableau 6 ci-après. Les alliages 1, 3, 13, 14 et 113 sont des contre-exemples. Les alliages 21 à 25 sont des exemples selon la présente invention. Ces dix alliages ont été obtenus sous forme de poudre pour un procédé de fusion laser sur lit de poudre à l’aide d’une atomisation par jet de gaz (N2). La taille des particules était essentiellement de 3 µm à 120 µm, le D10 était de 21,5 à 31,8 µm, le D50 était de 48,5 à 55,3 µm et le D90 était de 81,4 à 95,5 µm. Alliage Fe (%) Zr (%) Cr (%) Mg (%) Mn (%) 1 1,15 1,23 3,1 3 0,51 1,02 0,97 13 0,99 1,20 1,00 14 0,51 1,20 2,00 113 1,07 1,21 2,05 21 0,50 1,20 3,30 2,00 22 0,50 1,10 3,30 1,00 23 0,96 1,10 3,30 1,00 24 1,00 1,10 1,00 3,20 25 0,54 1,10 2,00 3,00 Dans un premier temps, des éprouvettes de fissuration similaires à celles de l’exemple 1 ont été imprimées selon le set de paramètre P2, décrit plus haut dans le Tableau 2. Une fois imprimées, ces éprouvettes ont subi un traitement thermique post-fabrication de 2h à 300°C (2h300°C) avec un enfournement à une température d’environ 25°C et une vitesse de montée en température d’environ 5°C/min. Une fois le traitement thermique réalisé, les éprouvettes ont été enrobées à l’aide d’une résine (10% Aradur® + 90% Araldite®) et polis au niveau de la face indiquée sur la FIG. 3 (Référence 1) par différents papiers abrasifs Buelher (de P80 à P1200), puis différents draps de polissage DP-Dur Struers (de 6µm à 1µm) et enfin un drap de finition SUPRA Presi. La présence ou non de fissures a été vérifiée à l’aide d’un microscope optique avec un grossissement de X100. Les résultats sont synthétisés dans Tableau 7 ci-après. Alliage Présence ou non de fissure 1 Oui 3 Oui 13 Oui 14 Oui 113 Oui 21 Non 22 Non 23 Non 24 Non 25 Non Les résultats du Tableau 7 ci-avant montrent, pour la géométrie des pièces de fissuration testée, que les alliages 1, 3, 13, 14 et 113, qui ne contiennent pas de magnésium, présentent des fissures. Alors que les alliages 21, 22, 23, 24 et 25, qui présentant une teneur en magnésium supérieure à 3,00%, ne présentent pas de fissures. Des échantillons cylindriques verticaux par rapport à la direction de construction (direction Z) ont été imprimés à partir des 10 alliages (1, 3, 13, 14, 113, 21, 22, 23, 24 et 25) décrits dans le Tableau 6 ci-avant. L’impression a été effectuée en utilisant la même machine EOSM290. Le set de paramètres utilisé pour l’impression de ces éprouvettes est le set P2, décrit dans le Tableau 2 ci-avant. Le but de ces échantillons est de déterminer les caractéristiques mécaniques en traction. Ces échantillons possédaient un diamètre de 11 mm et une hauteur de 46 mm. Une partie des échantillons a été maintenue à l’état brut de fabrication (sans traitement thermique supplémentaire). Une deuxième partie a subi un traitement thermique post-fabrication de 1 heure à 400°C avec enfournement direct à 400°C. Et une troisième partie a subi un traitement thermique post-fabrication de 4 heures à 400°C avec enfournement direct à 400°C. Les échantillons cylindriques ont été ensuite usinés pour obtenir des éprouvettes de traction avec les caractéristiques telles que décrites dans le Tableau 4 ci-avant et la FIG. 4 . Les éprouvettes ont ensuite été testées en traction à température ambiante (25°C) selon la norme NF EN ISO 6892-1 (2009-10). Les principaux résultats sont présentés dans le Tableau 8 ci-après. Alliage Durée du traitement thermique post fabrication à 400°C Rp0,2 (MPa) 1 0 176,2 1 1 320,5 1 4 304,5 3 0 123,0 3 1 281,1 3 4 289,3 13 0 139,1 13 1 305,9 13 4 305,1 14 0 143,6 14 1 311,2 14 4 295,9 113 0 153,4 113 1 314,0 113 4 301,3 21 0 307,9 21 1 446,1 21 4 440,1 22 0 256,2 22 1 404,6 22 4 408,3 23 0 262,8 23 1 417,6 23 4 424,1 24 0 283,7 24 1 438,2 24 4 454,2 25 0 291,6 25 1 444,2 25 4 420,2 Concernant les mesures de Rp0,2 pour les alliages 1,3,13,14 et 113, qui ne contiennent pas de magnésium : - À l’état brut de fabrication, les alliages 1,3,13,14 et 113 ont présenté respectivement un Rp0,2 de 176,2 MPa ; 123,0 MPa ; 139,1 MPa ; 143,6 MPa et 153,4 MPa. - Après un traitement thermique post-fabrication de 1h à 400°C, les alliages 1,3,13,14 et 113, ont présenté respectivement un Rp0,2 de 320,5 MPa ; 281,1 MPa ; 305,9 MPa ; 311,2 MPa et 313,9 MPa. - Après un traitement thermique post-fabrication de 4h à 400°C, les alliages 1,3,13,14 et 113, ont présenté respectivement un Rp0,2 de 304,5 MPa ; 289,3 MPa ; 305,1 MPa ; 295,9 MPa et 301,3 MPa. - Pour ces cinq alliages, le traitement thermique post-fabrication à 1h à 400°C a permis une augmentation du Rp0,2 de respectivement 144,3 MPa ; 158,1 MPa ; 166,8 MPa ; 167,6 MPa et 160,6 MPa. - Pour ces cinq alliages, le traitement thermique-post fabrication à 4h à 400°C a permis une augmentation du Rp0,2 de respectivement 128,3 MPa ; 166,3 MPa ; 165,9 MPa ; 152,3 MPa et 147,9 MPa. - Par rapport au traitement thermique à 1h à 400, le traitement thermique post-fabrication de 4 heures à 400°C a induit une variation de Rp0,2 comprise entre -8,15 et +16 MPa. Concernant les mesures de Rp0,2 pour les alliages 21, 22, 23, 24 et 25, qui présentant une teneur en magnésium de 3,00 à 3,30 % : - À l’état brut de fabrication, les alliages 21, 22, 23, 24 et 25, ont présenté respectivement un Rp0,2 de 307,9 MPa ; 256,2 MPa ; 262,8 MPa ; 283,7 MPa et 291,6 MPa. - Après un traitement thermique post-fabrication à 400°C pendant 1 heure, les alliages 21, 22, 23, 24 et 25, ont présenté respectivement un Rp0,2 de 446,1 MPa ; 404,6 MPa ; 417,2 MPa ; 438,2 MPa et 420,2 MPa. - Après un traitement thermique post-fabrication à 400°C pendant 4 heures, les alliages 21, 22, 23, 24 et 25, ont présenté respectivement un Rp0,2 de 440,1 MPa ; 408,3 MPa ; 424,1 MPa ; 454,2 MPa et 444,2 MPa. - Pour ces cinq alliages, le traitement thermique post-fabrication de 1h à 400°C a permis une augmentation du Rp0,2 de respectivement 138,2 MPa ; 148,4 MPa ; 154,7 MPa ; 154,5 MPa et 152,6 MPa. - Pour ces cinq alliages, le traitement thermique post-fabrication de 4h à 400°C a permis une augmentation du Rp0,2 de respectivement 132,2 MPa ; 152,1 MPa ; 161,3 MPa ; 170,5 MPa et 128,6 MPa. - Par rapport au traitement thermique de 1h à 400°C, le traitement thermique post-fabrication de 4 heures à 400°C a induit une variation de Rp0,2 comprise entre -16,0 et +24,0 MPa. La différence de Rp0,2 , en comparant deux à deux les alliages 21 et 14 ; 22 et 3 ; 23 et 13 (compositions chimiques très proches à l’exception de la teneur en magnésium), est respectivement : - À l’état brut de fabrication, de 164,3 MPa ; 133,2 MPa ; 123,7 MPa. - Après un traitement thermique post-fabrication de 1h à 400°C, de 134,9 MPa ; 123,5 MPa ; 111,7 MPa. - Après un traitement thermique post-fabrication de 4h à 400°C, de 144,2 MPa ; 119,0 MPa ; 119,0 MPa. Les résultats de l’exemple 2 mettent en évidence un double effet bénéfique de l’ajout de Mg sur les alliages testés : - Il améliore la processabilité en supprimant la sensibilité à la fissuration ; - Il améliore les propriétés mécaniques des pièces en service à 25°C après un traitement thermique post-fabrication, par exemple de 1h ou 4h à 400°C. Exemple 3 Dans cet exemple, nous avons comparé les propriétés mécaniques en traction des alliages 4, 7, 21, 22, 23, 24 et 25, dans le but de quantifier l’effet de l’ajout de Mn ou de Cr sur les performances mécaniques des alliages Al-Fe-Mg-Zr. Les compositions chimiques des alliages et les techniques utilisées pour les obtenir ont déjà été explicitées dans les exemples 1 et 2, ainsi que dans les Tableaux 1 et 6 ci-avant. Le Tableau 9 ci-après récapitule les propriétés mécaniques obtenues. Les résultats proviennent des mêmes éprouvettes cylindriques usinées, telles que décrites dans le Tableau 4 ci-avant et la FIG. 4 et testées en traction à température ambiante (25°C) selon la norme NF EN ISO 6892-1 (2009-10). Alliage Durée du traitement thermique post fabrication à 400°C Rp0,2 (MPa) 4 0 221 4 1 391,7 4 4 394,3 7 0 213 7 1 365,1 7 4 371,9 21 0 307,9 21 1 446,1 21 4 440,1 22 0 256,2 22 1 404,6 22 4 408,3 23 0 262,8 23 1 417,6 23 4 424,1 24 0 283,7 24 1 438,2 24 4 454,2 25 0 291,6 25 1 444,2 25 4 420,2 Les résultats du Tableau 9 ci-avant montrent que : La différence de Rp0,2 entre l’alliage 4 ne contenant pas de Mn (composition définie dans le Tableau 1 ci-avant) et l’alliage 23 contenant 1% de Mn (composition définie dans le Tableau 6 ci-avant), est respectivement de : - 41,8 MPa à l’état brut de fabrication ; - 25,9 MPa après un traitement thermique post-fabrication de 1h à 400°C ; - 29,8 MPa après un traitement thermique post-fabrication de 4h à 400°C. Ce résultat montre un effet bénéfique de l’ajout de Mn sur l’augmentation du Rp0,2 des pièces en service à 25°C, issues des alliages du système Al-Fe-Mg-Zr. La conclusion peut être la même en comparant l’alliage 7 avec l’alliage 21 ou l’alliage 22 (compositions définies dans le Tableau 6 ci-avant). La différence de Rp0,2 entre l’alliage 22 contenant 1% Mn (composition définie dans le Tableau 6 ci-avant) et l’alliage 21 contenant 2% de Mn (composition définie dans le Tableau 6 ci-avant), est respectivement de : - 51,7 MPa à l’état brut de fabrication ; - 41,5 MPa après un traitement thermique post-fabrication de 1h à 400°C ; - 31,8 MPa après un traitement thermique post-fabrication de 4h à 400°C. Ce résultat montre que l’augmentation de la teneur massique de Mn de 1 à 2 % présente un effet bénéfique sur l’augmentation du Rp0,2 des pièces en service à 25°C, issues des alliages du système Al-Fe-Mg-Zr. La différence de Rp0,2 entre l’alliage 4 ne contenant pas de Cr (composition définie dans le Tableau 1 ci-avant) et l’alliage 24 contenant 1% de Cr (composition définie dans le Tableau 6 ci-avant), est respectivement de : - 62,7 MPa à l’état brut de fabrication ; - 46,5 MPa après un traitement thermique post-fabrication de 1h à 400°C ; - 59,5 MPa après un traitement thermique post-fabrication de 4h à 400°C. Ce résultat montre un effet bénéfique de l’ajout de Cr sur l’augmentation du Rp0,2 des pièces en service à 25°C, issues des alliages du système Al-Fe-Mg-Zr. La conclusion peut être la même en comparant l’alliage 7 (composition définie dans le Tableau 1 ci-avant) avec l’alliage 25 (composition définie dans le Tableau 6 ci-avant). Procédé de fabrication d'une pièce (20) comportant une formation de couches métalliques successives (20 1 …20 n ), superposées les unes aux autres, chaque couche étant formée par le dépôt d'un métal d'apport (15, 35), le métal d'apport étant soumis à un apport d'énergie de façon à entrer en fusion et à constituer, en se solidifiant, ladite couche, le procédé étant caractérisé en ce que le métal d'apport (15, 35) est un alliage d'aluminium comportant les éléments d'alliage suivant (% en poids) : - au moins un élément d’alliage choisi parmi : Zr, Hf, Sc et Er, selon une fraction massique de 0,40 à 1,60 %, de préférence de 0,50 à 1,50 %, de préférence de 0,60 à 1,45 %, de préférence de 0,7 à 1,40 %, de préférence de 0,80 à 1,40 %, de préférence de 0,85 à 1,35 % chacun et/ou au total ; - Fe, selon une fraction massique de 0,03 à 1,85 %, de préférence de 0,05 à 1,85 %, de préférence de 0,10 à 1,85 %, de préférence de 0,15 à 1,80 %, de préférence de 0,20 à 1,70 %, de préférence de 0,30 à 1,60 %, de préférence de 0,40 à 1,50 %, de préférence de 0,50 à 1,50 %, de préférence de 0,60 à 1,50 %, de préférence de 0,70 à 1,50 %, de préférence de 0,80 à 1,50 % ; - Mg, selon une fraction massique de 2,50 à 3,95 %, de préférence de 2,60 à 3,90 %, de préférence de 2,70 à 3,80 %, de préférence de 2,70 à 3,70 %, de préférence de 2,70 à 3,60 %, de préférence de 2,80 à 3,60 %, de préférence de 2,80 à 3,50 %, de préférence de 2,90 à 3,40 % ; - optionnellement Mn, selon une fraction massique supérieure ou égale à 300 ppm, de préférence supérieure ou égale à 0,30 %, de préférence supérieure ou égale à 0,40 %, de préférence supérieure ou égale à 0,50 %, de préférence de 0,50 à 3,00 %, de préférence de 0,60 à 2,90 %, de préférence de 0,70 à 2,80 %, de préférence de 0,80 à 2,70 %, de préférence de 0,80 à 2,60 %, de préférence de 0,80 à 2,50 %, de préférence de 0,85 à 2,45 %, de préférence de 0,90 à 2,40 % ; - optionnellement au moins un élément d’alliage choisi parmi Cr, V et Ti, selon une fraction massique supérieure ou égale à 300 ppm, de préférence supérieure ou égale à 0,30 %, de préférence supérieure ou égale à 0,40 %, de préférence supérieure ou égale à 0,50 %, de préférence de 0,50 à 3,00 %, de préférence de 0,60 à 2,90 %, de préférence de 0,70 à 2,80 %, de préférence de 0,80 à 2,70 %, de préférence de 0,80 à 2,60 %, de préférence de 0,80 à 2,50 %, de préférence de 0,85 à 2,45 %, de préférence de 0,90 à 2,40 %, chacun et/ou au total ; - optionnellement Ni, selon une fraction massique inférieure ou égale à 3,00 %, de préférence inférieure ou égale à 2,50 %, de préférence inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,50 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 % de préférence inférieure ou égale à 0,50 % ; - optionnellement au moins un élément d’alliage choisi parmi : Cu et Ag, selon une fraction massique de 0,05 à 3,00 %, de préférence de 0,10 à 3,00 %, de préférence de 0,10 à 2,00 %, de préférence de 0,10 à 1,60%, de préférence de 0,10 à 1,00 %, de préférence de 0,10 à 0,70 % chacun et/ou au total ; - optionnellement Si, selon une fraction massique inférieure ou égale à 3,00 %, de préférence inférieure ou égale à 2,50 %, de préférence inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,50 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 % ; - optionnellement un élément parmi Zn et Li, selon une fraction massique inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,50 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, de préférence inférieure ou égale à 0,30 % chacun et/ou au total ; - optionnellement au moins un élément choisi parmi : Co, La, Ce, mischmétal, W, Ta, Mo et Nb, Nd, Y, Tm, Lu, Yb, Sr, Ba, Sb, Bi, Ca, P, B, In et Sn, selon une fraction massique inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, de préférence inférieure ou égale à 0,30 %, de préférence inférieure ou égale à 0,10 % chacun, et inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, de préférence inférieure ou égale à 0,30 % au total ; - impuretés : reste aluminium. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l’alliage d’aluminium comprend obligatoirement au moins un élément d'alliage choisi parmi : Mn, Cr, V, et Ti, selon les fractions massiques telles que décrites dans la revendication 1. Procédé selon l'une quelconque des revendications précédentes, dans lequel la fraction massique d’aluminium est inférieure à 97 %. Procédé selon l'une quelconque des revendications précédentes, comportant, suite à la formation des couches (20 1 …20 n ), c’est-à-dire suite à la formation de la pièce finale, une application d'un traitement thermique post-fabrication, de préférence un revenu ou un recuit. Procédé selon l'une quelconque des revendications précédentes, ne comportant pas de mise en solution et/ou trempe suite à la formation des couches, c’est-à-dire suite à la formation de la pièce finale, ou suite au traitement thermique post-fabrication. Procédé selon l’une quelconque des revendications précédentes, caractérisé en ce qu’il est réalisé à une température de préchauffage T allant jusqu’à 500°C. Procédé selon l'une quelconque des revendications précédentes, dans lequel le métal d'apport prend la forme d'une poudre (15), dont l'exposition à un faisceau de lumière (12) ou de particules chargées résulte en une fusion localisée suivie d'une solidification, de façon à former une couche solide (20 1 …20 n ). Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 6, dans lequel le métal d'apport est issu d'un fil d'apport (35), dont l'exposition à une source de chaleur (32) résulte en une fusion localisée suivie d'une solidification, de façon à former une couche solide (20 1 …20 n ). Pièce métallique obtenue par un procédé objet de l'une quelconque des revendications précédentes. Poudre, destinée à être utilisée en tant que matériau d'apport d'un procédé de fabrication additive, caractérisé en ce qu'elle est constituée d'un alliage d'aluminium, comportant les éléments d'alliage suivants (% en poids) : - au moins un élément d’alliage choisi parmi : Zr, Hf, Sc et Er, selon une fraction massique de 0,40 à 1,60 %, de préférence de 0,50 à 1,50 %, de préférence de 0,60 à 1,45 %, de préférence de 0,7 à 1,40 %, de préférence de 0,80 à 1,40 %, de préférence de 0,85 à 1,35 % chacun et/ou au total ; - Fe, selon une fraction massique de 0,03 à 1,85 %, de préférence de 0,05 à 1,85 %, de préférence de 0,10 à 1,85 %, de préférence de 0,15 à 1,80 %, de préférence de 0,20 à 1,70 %, de préférence de 0,30 à 1,60 %, de préférence de 0,40 à 1,50 %, de préférence de 0,50 à 1,50 %, de préférence de 0,60 à 1,50 %, de préférence de 0,70 à 1,50 %, de préférence de 0,80 à 1,50 % ; - Mg, selon une fraction massique de 2,50 à 3,95 %, de préférence de 2,60 à 3,90 %, de préférence de 2,70 à 3,80 %, de préférence de 2,70 à 3,70 %, de préférence de 2,70 à 3,60 %, de préférence de 2,80 à 3,60 %, de préférence de 2,80 à 3,50 %, de préférence de 2,90 à 3,40 % ; - optionnellement Mn, selon une fraction massique supérieure ou égale à 300 ppm, de préférence supérieure ou égale à 0,30 %, de préférence supérieure ou égale à 0,40 %, de préférence supérieure ou égale à 0,50 %, de préférence de 0,50 à 3,00 %, de préférence de 0,60 à 2,90 %, de préférence de 0,70 à 2,80 %, de préférence de 0,80 à 2,70 %, de préférence de 0,80 à 2,60 %, de préférence de 0,80 à 2,50 %, de préférence de 0,85 à 2,45 %, de préférence de 0,90 à 2,40 % ; - optionnellement au moins un élément d’alliage choisi parmi Cr, V et Ti, selon une fraction massique supérieure ou égale à 300 ppm, de préférence supérieure ou égale à 0,30 %, de préférence supérieure ou égale à 0,40 %, de préférence supérieure ou égale à 0,50 %, de préférence de 0,50 à 3,00 %, de préférence de 0,60 à 2,90 %, de préférence de 0,70 à 2,80 %, de préférence de 0,80 à 2,70 %, de préférence de 0,80 à 2,60 %, de préférence de 0,80 à 2,50 %, de préférence de 0,85 à 2,45 %, de préférence de 0,90 à 2,40 %, chacun et/ou au total ; - optionnellement Ni, selon une fraction massique inférieure ou égale à 3,00 %, de préférence inférieure ou égale à 2,50 %, de préférence inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,50 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 % de préférence inférieure ou égale à 0,50 % ; - optionnellement au moins un élément d’alliage choisi parmi : Cu et Ag, selon une fraction massique de 0,05 à 3,00 %, de préférence de 0,10 à 3,00 %, de préférence de 0,10 à 2,00 %, de préférence de 0,10 à 1,60%, de préférence de 0,10 à 1,00 %, de préférence de 0,10 à 0,70 % chacun et/ou au total ; - optionnellement Si, selon une fraction massique inférieure ou égale à 3,00 %, de préférence inférieure ou égale à 2,50 %, de préférence inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,50 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 % ; - optionnellement un élément parmi Zn et Li, selon une fraction massique inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,50 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, de préférence inférieure ou égale à 0,30 % chacun et/ou au total ; - optionnellement au moins un élément choisi parmi : Co, La, Ce, mischmétal, W, Ta, Mo et Nb, Nd, Y, Tm, Lu, Yb, Sr, Ba, Sb, Bi, Ca, P, B, In et Sn, selon une fraction massique inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, de préférence inférieure ou égale à 0,30 %, de préférence inférieure ou égale à 0,10 % chacun, et inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, de préférence inférieure ou égale à 0,30 % au total ; - impuretés : reste aluminium. Utilisation d’une poudre selon la revendication 10, dans un procédé de fabrication choisi parmi : la fusion par faisceau d’électrons (electron beam melting), la pulvérisation à froid, le dépôt par fusion laser, la fabrication additive par friction, le frittage par étincelle au plasma ou le soudage par friction rotative, de préférence la pulvérisation à froid.