La présente invention concerne le domaine technique des alliages de fonderie intermétallique TiAl. Plus particulièrement, elle concerne un tel alliage comprenant : 44 ≤ Al ≤ 47 at.% ; 0 1 ≤ W ≤ 2 at.% ; et un seul des éléments suivants : 0,5 ≤ V ≤ 2 at.% ; 0,5 ≤ Cr ≤ 2 at.% ; 0 Fig. 9 Alliage de fonderie intermétallique TiAl Domaine technique de l’invention La présente invention concerne le domaine technique des alliages intermétalliques TiAl et notamment des alliages intermétalliques de fonderie pour la fabrication de turbines aéronautiques tels que des aubes ou des distributeurs. Plus particulièrement, la présente invention concerne les alliages intermétalliques TiAl compatibles avec les turbines rapides permettant d’améliorer le rendement thermodynamique des moteurs et ainsi de limiter les émissions polluantes. Etat de la technique antérieure Actuellement, les turbines les plus couramment utilisées sont des turbines lentes, comme par exemple les turbines CFM56, LEAP ou encore GE90. Les pièces de ces turbines, notamment les aubes et/ou les distributeurs, sont généralement réalisées en alliage intermétallique TiAl de première génération, comme par exemple le Ti-48Al-2Cr-2Nb (en at.% - ci-après TiAl 48-2-2). Ces alliages présentent des propriétés mécaniques suffisantes pour les températures atteintes par ces turbines et les contraintes mécaniques subies par celles-ci. Cependant, de nouvelles technologies de turbines sont aujourd’hui étudiées, en particulier dans le but d’améliorer le rendement thermodynamique des moteurs et ainsi de limiter les émissions polluantes. Un exemple de telles turbines sont les turbines dites « rapides » qui émergent actuellement, et parmi celles-ci le GTF-1100G. Les températures atteintes par ces turbines rapides sont plus élevées que pour les turbines lentes (généralement inférieure à 750°C). Les contraintes mécaniques que les turbines rapides doivent supporter sont également plus importantes. Le TiAl 48-2-2 trouve ses limites non pas à cause de la température d’utilisation, ses propriétés mécaniques étant stables jusqu’à 800°C environ, mais à cause des limites d’acceptabilité de celles-ci. En effet, elles sont jugées trop faibles pour les besoins des turbines rapides : avec une limite conventionnelle d’élasticité Rp 0,2 (c’est-à-dire la contrainte laissant 0,2% de déformation plastique résiduelle après qu’elle est retirée) autour de 300 MPa sur l’intervalle de températures d’intérêt, notamment entre 25°C et 900°C et un allongement à la rupture proche de 1% à la température ambiante. En outre, cet alliage est à solidification péritectique et présente le plus souvent une microstructure duplexe composée de grains γ (γ-TiAl) et de grains lamellaires (lamelles γ-TiAl et α 2 -Ti 3 Al). Un autre alliage est alors utilisé : Ti-43,5Al-4Nb-1Mo-0,1B (at.% - ci-après TNM-B1) qui possède des propriétés mécaniques supérieures au TiAl 48-2-2 sur l’intervalle de températures 25 à 750°C. Il présente une Rp 0,2 élevée supérieure à 500 MPa sur l’intervalle de température allant de 25°C à 750°C. Il présente cependant des faiblesses. Tout d’abord, son allongement à la rupture à température ambiante est faible (inférieur à 1%). Par ailleurs, cet alliage contient de grandes quantités d’éléments d’alliage β-gène (qui engendre de la phase β, en anglais β phase stabiliser ), tels que le niobium (Nb) et le molybdène (Mo). Cela conduit à la formation d’une microstructure triplex composée de grains γ (γ-TiAl), de grains lamellaires (lamelles γ-TiAl et α 2 -Ti 3 Al), et de grains β (β-TiAl). Bien que les grains β améliorent le forgeage de cet alliage à haute température (au-dessus de 1200°C) et facilitent la production de pièces aux côtes souhaitées, ces grains β dans le cas de cet alliage demeurent dans la microstructure aux températures de fonctionnement malgré les traitements thermiques appliqués et visant à les éliminer. Par conséquent, les propriétés mécaniques de l’alliage sont fortement adoucies : aux températures supérieures à 750°C, les propriétés mécaniques du TNM-B1 diminuent très rapidement en traction et fluage, et peuvent être dans certains cas inférieures à celles du TiAl 48-2-2. Par ailleurs, cet inconvénient s’accompagne également d’une plus grande sensibilité aux phénomènes de vieillissement sous air, rendant l’alliage moins ductile encore, inconvénient qui n’est pas présent sur le TiAl 48-2-2. Afin d’améliorer la tenue mécanique de ces alliages à chaud, certains auteurs proposent des combinaisons d’éléments d'addition permettant de rendre la matrice TiAl plus résistante. Par exemple, il a été proposé d’ajouter du tungstène (W) pour renforcer l’alliage. Le document US 5286443 A décrit un alliage intermétallique TiAl dont la formule est la suivante : Ti x El y Me z Al 1-(x+y+z) , El représentant B, Ge ou Si ; Me représentant Co, Cr, Ge, Hf, Mn, Mo, Nb, Pd, Ta, V, W, Y, et/ou Zr ; 0,46 ≤ x ≤ 0,54 ; y pouvant prendre plusieurs valeurs selon l’élément El choisi, mais en général est compris entre 0 et 0,02 ; 0,01 ≤ z ≤ 0,04 si un seul élément Me est choisi, ou 0,01 ≤ z ≤ 0,08 si plusieurs éléments Me sont choisis ; 0,46 ≤ x+y+z ≤ 0,54. Pas moins de 77 exemples de composition sont présentés dans ce document. Cependant, outre la dureté et la résistance à la rupture qui sont discutés brièvement, ce document ne fournit aucune information sur la structure cristalline de l’alliage. Or, comme nous l’avons vu pour le TNM-B1, c’est la présence de la phase β qui est nuisible aux propriétés mécaniques de l’alliage, et les éléments W, Nb, Ta sont connus pour être β-gènes et donc favorisent la formation de grains β dans l’alliage. Par ailleurs, les alliages présentés dans ce document comprennent tous 46 et 54 at.% d’aluminium alors qu’il est connu qu’une telle quantité d’aluminium favorise une solidification péritectique conduisant à une ségrégation sévère des éléments β-gènes ainsi qu’une taille de grain importante. Présentation de l’invention Un des objectifs de la présente invention est donc de pallier à au moins un inconvénient de la technique antérieure présentée ci-dessus et plus particulièrement de proposer un alliage intermétallique TiAl de fonderie présentant à la fois de bonnes propriétés mécaniques à haute température et une ductilité suffisante à l’ambiante. Ainsi, la présente invention propose un alliage de fonderie intermétallique TiAl comprenant : 44 ≤ Al ≤ 47 at.% ; 0 Un tel alliage possède des propriétés mécaniques intermédiaires entre le TiAl 48-2-2 et TNM-B1, tout en ayant une stabilité et une résistance à l’oxydation accrues pour des températures supérieures à 700°C. Par ailleurs, une telle composition permet une solidification β de l’alliage. La solidification β est particulièrement recherchée ici car elle permet d’affiner la taille de grain brute de fonderie et ainsi réduire les risques de ségrégations et également améliore la ductilité de l’alliage. Les domaines β peuvent ensuite être supprimés par les traitements thermiques. Un tel alliage est utilisable dans la fabrication de pièces de turbines aéronautiques rapides, comme les aubes et les distributeurs. D’autres caractéristiques optionnelles et non limitatives sont les suivantes. L’alliage comprend préférentiellement moins de 0,3 at.% de Si, C et B au total. Lorsque l’alliage comprend du vanadium, il comprend de préférence : 44 ≤ Al ≤ 46 at.%, de préférence 44,5 ≤ Al ≤ 45,5 at.% ; 0 Lorsque l’alliage comprend du chrome, il comprend de préférence : 44 ≤ Al ≤ 46 at.%, de préférence 44,5 ≤ Al ≤ 45,5 at.% ; 0 Lorsque l’alliage comprend du niobium, il comprend de préférence : 45 ≤ Al ≤ 47 at.%, de préférence 45,5 ≤ Al ≤ 46,5 at.% ; 0 L’alliage peut comprendre de préférence une fraction de phase β inférieure à 1 vol.%. L’alliage peut présenter de préférence un domaine monophasé à une température inférieure à 1350°C, de préférence inférieure à 1300°C. L’alliage peut présenter une limite conventionnelle d’élasticité Rp0,2 compris entre 400 et 700 MPa à une température comprise entre 25 et 900°C. L’alliage peut comprendre au moins 20% de phase α2 en volume à température ambiante (notamment entre 20°C et 25°C). Le présent alliage est avantageusement utilisé pour la fabrication de pièces aéronautiques et notamment pour turbines rapides, par exemple des aubes ou des distributeurs. Brève description des figures Les figures 1 à 11 montrent des photographies de la microstructure des alliages des exemples et des exemples comparatifs. Le contraste n’a pas été homogénéisé sur l’ensemble des photographies. montre la microstructure brute de solidification de l’exemple comparatif 1 (Ti-45Al-2W), on y observe des dendrites de phase β DB témoignant de la solidification β. montre la microstructure brute de solidification de l’exemple comparatif 4 (Ti-45Al-2W-1Zr), on y observe des dendrites de phase β DB témoignant de la solidification β. montre la microstructure brute de solidification de l’exemple comparatif 5 (Ti-45Al-2W-2Zr), on y observe des dendrites de phase β DB témoignant de la solidification β. montre la microstructure après TT1 de l’exemple comparatif 1, on y observe une fraction importante de phase β PB . montre la microstructure après TT1 de l’exemple comparatif 4, on y observe une fraction importante de phase β PB . montre la microstructure après TT1 de l’exemple comparatif 5, on y observe une fraction importante de phase β PB , par endroit précipitée sous forme lamellaire LB . montre la microstructure après TT1 de l’exemple comparatif 6 (Ti-45Al-2W-1Zr-1V-3Nb), on y observe une fraction importante de phase β précipitée sous forme lamellaire LB . montre la microstructure après TT1 de l’exemple comparatif 8 (Ti-45Al-2W-1Zr-1Cr-3Nb), on y observe une fraction importante de phase β précipitée sous forme lamellaire LB . montre la microstructure après TT1 de l’exemple 1 (Ti-45Al-2W-1Zr-1V) selon l’invention, on y observe la quasi absence de phase β PB . montre la microstructure après TT1 de l’exemple 2 (Ti-45Al-2W-1Zr-1Cr) selon l’invention, on y observe une fraction faible de phase β PB . montre la microstructure après TT1 de l’exemple 5 (Ti-46Al-2W-1Zr-3Nb) selon l’invention, on y observe une fraction faible de phase β PB . Description détaillée de l’invention L’alliage de fonderie intermétallique TiAl selon la présente invention est décrit davantage ci-après. Cet alliage de fonderie intermétallique TiAl comprend du titane, de l’aluminium, du zirconium, du tungstène ainsi qu’un seul élément parmi le vanadium, le chrome et le niobium. Plus particulièrement, cet alliage de fonderie comprend 44 ≤ Al ≤ 47 at.% ; 0 La quantité d’aluminium a été choisie à la suite des observations suivantes. Plus le taux d’aluminium augmente et plus la limite d’élasticité Rp 0 ,2 à l’ambiante diminue, et plus la ductilité augmente. Ainsi, pour pouvoir avoir des performances mécaniques comprises entre le TiAl 48-2-2 et le TNM-B1, il convient de maintenir l’aluminium entre 44 et 48 at.%. Il est par ailleurs connu que le tungstène améliore la résistance mécanique et la résistance à l’oxydation. L’ajout de tungstène n’est toutefois pas évident car cet élément est β-gène, c’est-à-dire que la fraction de phase β demeurant malgré les traitements thermiques visant à la réduire est importante. Cependant, dans le cadre de la présente invention, l’ajout de tungstène permet la stabilisation du domaine monophasé α à haute température et permet son maintien sur la plage de taux d’aluminium mentionnée. En dessous de 1 at.% de tungstène, on n’observe pas d’effet bénéfique de l’ajout de cet élément pour l’alliage. Au-dessus de 2 at.%, l’avantage induit par l’ajout de tungstène est contrecarré par l’apparition de la phase β en trop grande quantité et par un degré de ségrégation trop important pour pouvoir être supprimée à l’aide de traitements thermiques ou par l’ajout d’éléments d’alliages. L’intervalle choisi permet ainsi à l’alliage de comprendre de préférence moins de 1 vol.% de phase β. Il a été observé par les auteurs que le zirconium permet de stabiliser la microstructure lamellaire de l’alliage, avec la présence de grains γ aux joints de grains, mais également de réduire les ségrégations y compris lors de la coulée et de limiter la formation de la phase β. Cela permet ainsi d’éviter la détérioration des propriétés mécaniques de l’alliage. Cependant, il a été observé qu’à partir de 2 at.%, bien que les ségrégations de fonderie soient fortement diminuées, en contrepartie, la fraction de phase β augmente au-delà de 1 vol.% et ni le traitement thermique ni l’ajout d’éléments d’addition ne permettent de revenir sous cette limite. Le vanadium permet de limiter fortement les ségrégations lors de la coulée et d’améliorer la ductilité des alliages TiAl aux basses températures. Le vanadium peut également renforcer la résistance au fluage de ces alliages. Le chrome permet d’améliorer la résistance à l’oxydation et la ductilité des alliages TiAl aux températures basses. Le niobium permet d’améliorer la résistance mécanique ainsi que la résistance à l’oxydation des alliages TiAl. Cependant, cet élément présente un fort pouvoir β-gène pouvant induire la précipitation d’une fraction importante de phase β qui ne disparait pas lors de traitement thermique. Ainsi, il n’était pas évident pour l’homme du métier d’ajouter du niobium en plus du W et du Zr. La combinaison des taux d’aluminium, de zirconium, de tungstène et de l’un des éléments mentionnés parmi le vanadium, le chrome et le niobium, permet à l’alliage selon l’invention de présenter une solidification par la phase β qui, comme indiqué ci-dessus, permet de raffiner la taille de grains brute de fonderie et ainsi réduire les risques de ségrégations ainsi que l’amélioration de la ductilité de l’alliage tout en ayant les propriétés nécessaires à haute température, par exemple la résistance mécanique et la résistance à l’oxydation. Bien que la solidification β soit recherchée parce qu’elle conduit à des grains plus fins, il faut s’assurer de pouvoir contrôler la fraction de phase β résiduelle sur l’intervalle de température compris entre 25 et 900°C. En effet, une partie seulement de la phase β se transforme en phase α lors du refroidissement. La combinaison mentionnée ci-dessus permet en revanche d’éliminer une grande partie de la phase β par traitement thermique jusqu’à descendre en dessous de 1% en volume. De préférence, l’alliage comprend moins de 0,3 at.% de Si, C et B au total, de préférence moins de 0,1 at.%. Une quantité supérieure de Si, C et/ou B favorise l’apparition de la phase β qu’il n’est pas possible d’enlever par traitement thermique. L’alliage présente de préférence un domaine monophasé à une température inférieure à 1350°C, de préférence inférieure à 1300°C. Il présente de préférence une limite conventionnelle d’élasticité Rp 0 ,2 compris entre 400 et 700 MPa à une température comprise entre 25 et 900°C. Cela signifie qu’entre 25 et 900°C, la limite conventionnelle d’élasticité reste entre 400 et 700 MPa. L’alliage décrit ci-dessus peut être obtenu par le procédé de fabrication suivant. L’alliage est coulé à partir de Ti-45Al-2W en ajoutant les éléments d’addition nécessaire, c’est-à-dire : du zirconium et seulement un seul des éléments vanadium, chrome et niobium. Les quantités à ajouter doivent permettre l’atteinte des caractéristiques de l’alliage décrites ci-dessus. L’alliage coulé est soumis à un traitement d’homogénéisation suivi d’un refroidissement contrôlé. Le traitement d’homogénéisation comprend le chauffage à une température comprise entre 1200°C et 1500°C, de préférence entre 1250°C et 1350°C, par exemple 1300°C. Le temps de chauffage à la température choisie peut être compris entre 1 et 15 h, de préférence entre 1 h et 10 h, par exemple 5 h. Le traitement d’homogénéisation est de préférence réalisé sous gaz neutre. Le traitement d’homogénéisation permet d’homogénéiser la microstructure de solidification tout en maintenant la fraction de phase β à une valeur minimale (notamment inférieure à 1 vol.%). Le refroidissement est réalisé de manière contrôlée suivant une vitesse comprise entre 25°C/min et 300°C/min, préférentiellement 50°C/min et 200°C/min, par exemple 100°C/min. Le refroidissement est de préférence appliqué jusqu’à température ambiante. Ce refroidissement permet de sursaturer la phase α des hautes températures pour qu’au second traitement de revenu décrit ci-après, des grains lamellaires α 2 + γ puissent être obtenus avec de fines lamelles. Un second traitement de revenu à une température inférieure à la température d’homogénéisation peut être prévu. Ce revenu comprend le chauffage à une température comprise entre 700°C et 1200°C, de préférence entre 850°C et 1100°C, par exemple 900°C ou 1000°C. Le refroidissement est de préférence réalisé sous gaz neutre. Le revenu peut durer de 3 à 15 h, de préférence de 4 à 10 h, par exemple 3 h ou 6 h. Le revenu est de préférence réalisé sous gaz neutre. Les plages de températures mentionnées ci-avant permettent de minimiser la transformation de type croissance discontinue qui est défavorable à la résistance au fluage. Ce second traitement de revenu permet également de relaxer les contraintes internes engendrées par le refroidissement à la suite du traitement d’homogénéisation. Exemples Dans un exemple, l’alliage est un alliage comprenant du vanadium mais est exempt de chrome et de niobium. Cet alliage comprend : 44 ≤ Al ≤ 46 at.%, de préférence 44,5 ≤ Al ≤ 45,5 at.%, par exemple 45 at.% ; 0 1 ≤ W ≤ 2 at.%, par exemple 1 at.%, 1,5 at.% ou 2 at.% ; et 0,5 ≤ V ≤ 2 at.%, par exemple 1 at.% ou 1,5 at.%. Dans un autre exemple, l’alliage est un alliage comprenant du chrome mais est exempt de vanadium et de niobium. Cet alliage comprend : 44 ≤ Al ≤ 46 at.%, de préférence 44,5 ≤ Al ≤ 45,5 at.%, par exemple 45 at.% ; 0 1 ≤ W ≤ 2 at.%, par exemple 1 at.%, 1,5 at.% ou 2 at.% ; et 0,5 ≤ Cr ≤ 2 at.%, par exemple 1 at.% ou 1,5 at.%. Dans un autre exemple encore, l’alliage est un alliage comprenant du niobium mais est exempt de vanadium et de chrome. Cet alliage comprend : 45 ≤ Al ≤ 47 at.%, de préférence 45,5 ≤ Al ≤ 46,5 at.%, par exemple 46 at.% ; 0 1 ≤ W ≤ 2 at.%, par exemple 1 at.%, 1,5 at.% ou 2 at.% ; et 0 Le tableau 1 suivant présente une pluralité d’alliages selon l’invention. Les proportions sont données en pourcentage d’atomes. Exemple Ti Al W Zr V Cr Nb 1 51 45 2 1 1 -- -- 2 51 45 2 1 -- 1 -- 43 51 46 2 1 -- -- 1 4 50 46 2 1 -- -- 2 5 49 46 2 1 -- -- 3 Ces alliages ont été coulés à partir de Ti-45Al-2W en y ajoutant les éléments d’addition souhaités. Dans un premier temps, des essais de trempe ont été réalisés pour des températures de traitement d’homogénéisation différentes, parfois complétés d’un revenu une température inférieure afin d’optimiser la température d’homogénéisation pour le traitement à haute température. Ces essais permettent de connaitre l’état thermodynamique stable de l’alliage à différentes températures (1400°C, 1300°C et 1200°C). Suites à ces essais, la microstructure en termes de phases présentes, morphologie des grains et des phases ainsi que la fraction des phases présentes, a été déterminée pour les alliages des exemples par analyse d’image. Une partie de ces résultats est résumée dans le tableau 2. Les conditions suivantes ont été utilisée pour les essais dont les résultats sont présentés dans le tableau 2 (et le tableau 5, « TH ») : chauffage à 1400°C pendant 17 h sous gaz neutre puis refroidissement sous gaz neutre jusqu’à la température ambiante puis revenu à la température de 1300°C pendant 5 h sous gaz neutre et trempe au bain d’huile. Ces conditions correspondent à un exemple de traitement pouvant être appliqué industriellement à l’alliage selon l’invention. Exemple Microstructure Phase β (vol. %) 1 L + γ 0 2 L + γ 0,1 3 L + γ + β 0,7 4 L + γ + β 0,7 5 L 0 Dans le tableau 2, « L » signifie grains lamellaires, « γ » grains γ, et « β » grains β. A l’issue des essais de trempes, des traitements thermiques optimisés et applicables industriellement ont été déterminés. Par exemple, les conditions suivantes ont été déterminées (« TT » dans le tableau 5) : chauffage à 1300°C pendant 5 h puis refroidissement sous gaz neutre jusqu’à la température ambiante et chauffage à 900°C pendant 6 h puis refroidissement four (c’est-à-dire un refroidissement lent dû à l’inertie du four). Exemple Microstructure Phase β (vol. %) 1 L + γ + β 0,7 2 L + γ + β 0,1 3 L + γ + β 1,2 4 L + γ + β 2,3 5 L + β 0,2 Dans le tableau 3, « L » signifie grains lamellaires, « γ » grains γ, et « β » grains β. Exemples comparatifs Des exemples comparatifs ont été réalisés afin de confronter leurs propriétés à celles des exemples ci-dessus. Leurs compositions sont présentées dans le tableau 4. Les proportions sont données en pourcentage atomique. Exemple comparatif Ti Al W Zr V Cr Nb 1 53 45 2 -- -- -- -- 2 51 46 2 -- -- -- -- 3 50 47 2 -- -- -- -- 4 52 45 2 1 -- -- -- 5 51 45 2 2 -- -- -- 6 48 45 2 1 1 -- 3 7 49,5 45 2 1 1 -- 1,5 8 48 45 2 1 -- 1 3 9 49,5 45 2 1 -- 1 1,5 10 48 46 2 1 1 -- 2 11 48 46 2 1 -- 1 2 Les mêmes essais de trempe TH et de traitement thermique TT décrits ci-dessus ont été réalisés. Certains résultats sont résumés dans le tableau 5. Exemple comparatif Traitement thermique Microstructure Phase β (vol.%) 1 TH L + β 0,1 2 TH L + γ + β 0,3 3 TH L 0 4 TT L + β + γ 0,8 5 TT L + β + γ 3,5 6 TT L + β 19,3 7 TH L + β + γ 6,4 7 TT L + β + γ 4,5 8 TH L + β 9 8 TT L + β 8,6 9 TH L + β + γ 5,1 9 TT L + β + γ 5,5 10 TT L + β + γ 10,5 11 TT L + β + γ 15,4 Dans le tableau 3, « L » signifie grains lamellaires, « γ » grains γ, et « β » grains β. Discussion La comparaison entre les exemples comparatifs 1, 4 et 5 (figures 1 à 6) montre que l’ajout d’au moins 1 at.% de zirconium permet de stabiliser la microstructure lamellaire de l’alliage avec la présence de grains γ aux joints de grains, mais également de réduire les ségrégations. La réduction des ségrégations est obtenue non seulement après les traitements thermiques (figures 5 et 6) mais aussi déjà lors de la coulée (figures 2 et 3). Par ailleurs, les résultats montrent que cet élément limite la formation de phase β. Cependant au-delà de 2 at.% bien que les ségrégations de fonderie soient fortement diminuées, la fraction de phase β augmente sensiblement au-delà de la limite acceptable pour les applications envisagées et précipite sous forme de lamelles ( ). Les résultats des exemples comparatifs 6 à 11 (tableau 4) montrent qu’au lieu d’améliorer les propriétés mécaniques et la résistance à l’oxydation, la combinaison d’au moins deux éléments parmi le vanadium, le chrome et le niobium conduit à la formation d’une fraction de phase β trop importante, bien au-delà de la limite acceptable pour les applications envisagées (figures 7 et 8). Ainsi, ces éléments ont un effet synergétique désavantageux. Au contraire, les résultats des exemples 1 à 5 montrent que la fraction de phase β est limitée à moins de 1 vol.% après traitement thermiques TH (tableau 2, pour tous les exemples) et traitements thermiques TT optimisés (tableau 3 pour les exemples 1, 2 et 5 ; figures 9 à 11). Alliage de fonderie intermétallique TiAl comprenant : 44 ≤ Al ≤ 47 at.% ; 0 1 ≤ W ≤ 2 at.% ; et un seul des éléments suivants : 0,5 ≤ V ≤ 2 at.% ; 0,5 ≤ Cr ≤ 2 at.% ; 0 Alliage selon la revendication 1, comprenant moins de 0,1 at.% de Si, C et B au total. Alliage selon l’une des revendications précédentes, comprenant : 44 ≤ Al ≤ 46 at.%, de préférence 44,5 ≤ Al ≤ 45,5 at.% ; 0 1 ≤ W ≤ 2 at.% ; et 0,5 ≤ V ≤ 2 at.%. Alliage selon la revendication 1 ou la revendication 2, comprenant : 44 ≤ Al ≤ 46 at.%, de préférence 44,5 ≤ Al ≤ 45,5 at.% ; 0 1 ≤ W ≤ 2 at.% ; et 0,5 ≤ Cr ≤ 2 at.%. Alliage selon la revendication 1 ou la revendication 2, comprenant : 45 ≤ Al ≤ 47 at.%, de préférence 45,5 ≤ Al ≤ 46,5 at.% ; 0 1 ≤ W ≤ 2 at.% ; et 0 Alliage selon l’une des revendications 1 à 5, comprenant une fraction de phase β inférieure à 1 vol.%. Alliage selon l’une des revendications 1 à 6, présentant un domaine monophasé à une température inférieure à 1350°C, de préférence inférieure à 1300°C. Alliage selon l’une des revendications 1 à 7, présentant une limite conventionnelle d’élasticité Rp 0 ,2 compris entre 400 et 700 MPa à une température comprise entre 25 et 900°C. Alliage selon l’une des revendications 1 à 8, comprenant au moins 20% de phase α 2 en volume. Pièce pour turbine réalisée dans l’alliage selon l’une des revendications 1 à 9. Procédé de fabrication de l’alliage selon l’une des revendications 1 à 9, comprenant dans l’ordre : - le coulage d’un mélange de précurseurs de Ti, Al, Zr, W et un seul des éléments V, Cr et Nb ; - une homogénéisation, de préférence sous pression de gaz neutre, à une température comprise entre 1200°C et 1500°C, de préférence entre 1250°C et 1350°C, par exemple 1300°C, notamment pendant un temps compris entre 1 et 15 h, de préférence entre 1 h et 10 h, par exemple 5 h ; - optionnellement un revenu, de préférence sous pression de gaz neutre, à une température inférieure à la température d’homogénéisation à une température comprise entre 700°C et 1200°C, de préférence entre 850°C et 1100°C, par exemple 900°C ou 1000°C, notamment pendant 3 à 15 h, de préférence de 4 à 10 h, par exemple 3 h ou 6 h ; - un refroidissement contrôlé, de préférence sous gaz neutre.