JPH08501351A

JPH08501351A - Aluminide / silicide coatings, coating composites, coating methods, and improved coating products

Info

Publication number: JPH08501351A
Application number: JP6507589A
Authority: JP
Inventors: ミール，メハー・シー; ジョウンズ，アラン・ティー; マクモーディー，ブルース・ジー
Original assignee: Rolls Royce PLC
Current assignee: Rolls Royce PLC
Priority date: 1992-09-05
Filing date: 1993-09-07
Publication date: 1996-02-13
Anticipated expiration: 2020-01-26
Also published as: WO1994007004A1; CA2123135A1; EP0619856A4; EP0619856A1; JP3614430B2; DE69326938T2; EP0619856B1; DE69326938D1; CA2123135C; GB9218859D0

Abstract

(57)【要約】特に耐熱性のスーパーアロイ基材用の改善されたアルミナイドコーティングが提供される。スラリーコーティング複合物は、共融性の金属合金粉末、及び、非共融性の金属粉末から構成される。上記基材をコーティングする方法、及び、コーティングされた金属部品が提供される。コーティングは、クラックの成長、並びに、高温腐食及び酸化に対して改善された耐久性を有する。 (57) [Summary] Improved aluminide coatings are provided, particularly for refractory superalloy substrates. The slurry coating composite is composed of a eutectic metal alloy powder and a non-eutectic metal powder. Methods of coating the substrate and coated metal parts are provided. The coating has improved resistance to crack growth and hot corrosion and oxidation.

Description

【発明の詳細な説明】アルミナイド／ケイ化物のコーティング、コーティング複合体、コーティング方法、及び、改善されたコーティング製品技術分野本発明は、耐熱合金基材をアルミナイジングするためのアルミナイドコーティング、そのようなコーティング用のスラリーコーティング複合体、及び、そのようなコーティングを付与するためのプロセスに関し、より詳細には、耐熱合金基材の高温腐食及び酸化に対する耐久性を改善するための、アルミニウムリッチな相及びシリコンリッチな相を含む複合コーティング（複合メッキ）に関する。ガスタービンのタービン部分の組成は、運転の間に、１，２００゜Ｃ（２，２００°Ｆ）にも達する燃焼ガスの温度に露呈される。そのような組成は一般に、上述の如き温度において強度を有するように特別に開発された、ニッケル及びコバルトをベースにしたスーパーアロイ（耐熱合金）から形成されている。しかしながら、上述の如き耐熱材料は、そのような高温の燃焼ガスの中の酸素に露呈されると、その自然の金属酸化物の形態に戻り始める。上述の如き合金の表面に形成されるニッケル及びコバルトの酸化物のスケールは、確実な付着性を有していない。そのようなスケールは、熱サイクルの間に、亀裂を生じて表面から剥離し、更に反応していない基材を周囲環境に露呈させる。このようにして、酸化は、上述の如き合金から形成された保護されていない部分を荒らし、結局、そのような部分を消耗させる。ナトリウム、並びに、塩素及び硫黄を含む汚染物が燃焼ガスに加わると、劣化が促進される。約５４０゜Ｃ（１，００４゜Ｆ）よりも高い温度では、ナトリウムと硫黄が反応して、低融点の硫酸塩を形成し、そのような硫酸塩は、ニッケル及びコバルト上の酸化膜を溶解するばかりではなく、基材を直接腐食する。図２参照。背景技術ガスタービンエンジンに広く適用される、高温腐食及び酸化の問題に対する１つの解決策は、アルミニウムをスーパーアロイ組成の表面に入れることであり、これは、アルミナイジングとして知られているプロセスである。アルミニウムは、ニッケル及びコバルトの両方と安定な金属間化合物を形成する。高温においてそのような化合物の上に形成される酸化物層は既に、ニッケル又はコバルトの金属酸化物ではなく、かなりの靭性及びしっかりした付着性を有するアルミナ（Ａｌ₂Ｏ₃）の保護層である。図３参照。種々の商業的なコーティングは、この保護機構に基づいている。時として、パックアルミナイジングとして知られるようになったプロセスにおいて、アルミニウムが、蒸気相から堆積される。パックアルミナイジングにおいては、アルミニウム粉末が、ハライド活性剤（ハロゲン化物活性剤）と反応して、気体状の化合物を形成し、これら気体状の化合物は、金属表面に凝縮して反応し、アルミニウム金属を生じさせる。アルミニウム原子は、基材の中へ拡散し、金属間アルミナイドを生じるように反応する。このプロセスは、米国特許第３，２５７，２３０号（Ｗｏｃｈｔｅｌｌｅｔａｌ．）を含む多くの米国特許に詳細に記載されている。本明細書においては、上記米国特許を参照する。最新のＭＣｒＡｌＹオーバーレイコーティングも、高温耐腐食性をもたらすために、アルミナ膜を用いている。その膜の中には、クロム及びイットリウムが存在するので、そのようなコーティングのアルミニウム含有率は、パックアルミナイドにおける程高くする必要はないが、その保護は依然として、しっかりと付着するアルミナのスケールに依存している。スラリーアルミナイジングは、スーパーアロイ上に金属間アルミナイドコーティングを形成する保護アルミナを準備するための別の方法である。このスラリープロセスにおいては、アルミニウムを含むスラリーコーティングが最初に、ハードウエアすなわち装置に堆積される。コーティングされた部分すなわち部品が、保護雰囲気中で加熱されると、膜の中のアルミニウムが融解して基材と反応し、所望の金属間相を形成する。高温腐食及び酸化に対するアルミナイドコーティングの明らかな耐久性は、アルミナイドコーティングの上に形成されたアルミナスケールの熱力学的な安定性に起因する。しかしながら、アルミナイドコーティングは、アルカリ金属酸化物（例えば、Ｎａ₂Ｏ）、及び、超硬合金（例えば、ＭｏＯ₃及びＷ₂Ｏ₃）の酸性酸化物によって、約７００乃至８００゜Ｃの「低温」における高温腐食を幾分受ける。二酸化ケイ素（ＳｉＯ₂）は、非常に安定な別の酸化物である。アルミニウムと同様に、シリコン（ケイ素）は、ニッケル及びコバルト、並びに、クロム、及び、超硬合金に一般に存在するようなモリブデン、タングステン及びチタンの如き他の元素と共に、安定な金属間化合物を形成する。これにより、そのような元素の外側面保護酸化物層の中への分離が減少し、その保護性が改善される。また、アルミニウムとは異なり、シリコンは、硫化物を形成することができず、従って、硫黄拡散に対して耐性を有している。その結果、パックプロセス又はスラリープロセスによって生じたケイ化物コーティングは、高温腐食及び酸化に対する耐久性を改善するために、超硬合金に使用されて来た。ケイ化物は、「低い」温度（７００乃至８００゜Ｃ）において、硫黄アタック（硫黄による腐食）に耐えるのに特に有用であることが証明されている。シリコンベースのコーティングの利益は、Ｆ．ＦｉｔｚｅｒａｎｄＪ．Ｓｃｈｌｉｃｔｉｎｇの論文（１９８１年２月２６日にカリフォルニア州サンジエゴで開催された、ＮａｔｉｏｎａｌＡｓｓｏｃｉａｔｉｏｎｏｆＣｏｒｒｏｓｏｎＥｎｇｉｎｅｅｒｓの会議で発表された、”ＣｏａｔｉｎｇｓＣｏｎｔａｉｎｉｎｇＣｈｒｏｍｉｕｍ，ＡｌｕｍｉｎｕｍａｎｄＳｉｌｉｃｏｎＦｏｒＨｉｇｈＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅＡｌｌｏｙｓ”と題する論文であって、”ＨｉｇｈＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅＣｏｒｒｏｓｉｏｎ” （Ｅｄ．ＲｏｂｅｒｔＡ．Ｒａｐｐ）の６０４乃至６１４ページに観光されている論文）を含む多くの文献に記載されている。本明細書においては、上記論文を参照する。誤解を避けるために、本明細書においては、シリコンは、金属元素として分類される。アルミナイジング及びシリコナイジンズの効果は、通常はスーパーアロイである金属の表面にアルミニウム及びシリコンを共に同時堆積させるプロセスにおいて、複合される。本明細書において参照する米国特許第４，３１０，５７４号（Ｄｅａｄｍｏｒｅｅｔａｌ．）に開示されているそのようなプロセスの１つは、シリコンを含む有機物スラリーを表面に堆積させ、次に、通常のパックアルミナイジングによって、その表面をアルミ化することを記載している。アルミニウムは、パック混合物からスーパーアロイの中へ拡散する際に、スラリーからシリコンをそれ自身と共に搬送する。上記米国特許第４，３１０，５７４号は、その結果生ずるシリコン富化されたアルミナイドは、１，０９３°Ｃにおける酸化に対して、シリコンをもたないアルミナイドよりも良好な耐久性を示す。いわゆる「シリコン変更された」すなわち「シリコン富化された」アルミナイドを形成するための他の手段は、粉末のアルミニウム及びシリコン金属を含むスラリーコーティングを、アルミナイド及びケイ化物を形成する元素を含む合金基材に付与し、次に、上記スラリーコーティングを７６０゜Ｃ（１，５００゜Ｆ）よりも高い温度まで加熱する。スラリー中のアルミニウム及びシリコンが融解するので、アルミニウム及びシリコンは、基材と反応し、優先的に拡散する。アルミニウムは、基材中のニッケル又はコバルトと合金を形成し、一方、シリコンは、クロム又は他のケイ化物形成物と合金を形成する。最終的には、アルミナイド −ケイ化物の複合コーティングが生ずる。このプロセスは、シリコン変更されたスラリーアルミナイドプロセスと呼ばれることが多く、「サーマロイＪ（ＳｅｒｍａＬｏｙＪ）」（米国ペンシルバニア州ＬｉｍｅｒｉｃｋのＳｅｒｍａｔｅｃｈＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌの商品名）として、商業的に使用されている。一般的に言えば、上述の如き従来の技術及びコーティング複合体は、上述の如き苛酷な条件に露呈されるコーティングの層の中のシリコンを増大させようとするものである。この形態のコーティングに適した合金基材としては、ニッケルベースのスーパーアロイ、コバルトベースのスーパーアロイ、及び、オーステナイトステンレス鋼が挙げられる。そのような合金基材の構成元素に相当する元素は、コーティングの範囲全休にわたって存在することが分かっているが、コーティングのアルミニウム及びシリコン成分と別個に結合し、これにより、シリコンリッチな相は、アルミニウムリッチな相と相対的に、コーティングの厚みにわたって別個に分布される。使用に供される際に、サーマロイＪのスラリーコーティングの組成は、バインダ（結合剤）としての無機塩の酸性水溶液の中に、シリコン及びアルミニウム元素の金属粉末を含んでいる。スラリーの全金属粉末含有物の約１５重量％が、シリコン粉末である。しかしながら、スラリーの全体的な組成を概略的な重量％で示すと以下の通りである。Ａｌ粉末− ３５％Ｓｉ粉末− ６％水 −４７％バインダ塩（水に溶解している）−１２％上記組成を準備する好ましい態様においては、金属粉末成分を予め混合し、バインダ溶液を別個に形成し、次に、上記粉末を上記溶液の中に混ぜる。上記組成を準備するための他の方法は、容易に考えることができる。このバインダは、拡散温度まで加熱する間に、金属顔料を金属表面に接触した状態に保持する固体母材に適するように選択される。上記バインダはまた、拡散が完了した後に、表面に単に軽く付着する残留物を残すように、拡散の間に一時的であるように選択される。試験において、スラリーをスーパーアロイ製品に付与し、その後拡散加熱処理を行うことにより生じた、シリコン変更されたアルミナイドコーティングは、広い運転温度範囲にわたって、スルフィド化腐食（硫化腐食）に対して特に耐性を有することが証明された。幾つかのテストの詳細が、ＡＳＭＥ（ＡｍｅｒｉｃａｎＳｏｃｉｅｔｙｏｆＭｅｃｈａｎｉｃａｌＥｎｇｉｎｅｅｒｓ）によって、Ｆ．ＮＤａｖｉｓａｎｄＣ．Ｅ．Ｇｒｉｎｅｌｌの論文（”ＥｎｇｉｎｅＥｘｐｅｒｉｅｎｃｅｏｆＴｕｒｂｉｎｅＭａｔｅｒｉａｌｓａｎｄＣｏａｔｉｎｇｓ”と題する論文（１９８２年））に発表されており、本明細書においては、この論文を参照する。このコーティングは、現在、多くの産業的なタービン及び船舶用タービンに指定されている。上記論文は、サーマロイＪは、低温及び高温の硫化に対して良好な耐久性を示すことを報告している。サーマロイＪコーティングは、極めて満足すべき特性を有しているので、本明細書で説明するテストにおいては、比較のための基準の１つとして用いられている。上述の改善に対する理論的な根拠は、以下の通りであると考えられる。不活性雰囲気、すなわち、真空雰囲気において、アルミニウム／シリコン・スラリーでコーティングされたスーパーアロイ又はオーステナイトステンレス鋼の基材を拡散熱処理することにより、互いに特定の親和力を有する特定の元素が、基材及びスラリーから、互いに向かって拡散し、互いに結合する。拡散温度においては、コーティングからのアルミニウム、並びに、スーパーアロイ又はステンレス鋼の基材からのニッケル及び／又はコバルトが、互いに向かって迅速に動いて結合し、ニッケルアルミナイドを形成する。同様に、コーティングの中のシリコンは、基材の金属クロム、並びに、もし存在していれば、モリブデン、タンタル及びチタンと親和力を有し、従って、そのような金属の１又はそれ以上の金属と結合して、それぞれのケイ化物を形成する。しかしながら、シリコンは、アルミニウムよりもかなり遅い速度で、コーティングを通って基材に向かって移動し、従って、コーティングの外側部分は、シリコンで比較的富化される。スーパーアロイ及びオーステナイトステンレス鋼の中には、シリコンが親和力を有する他の元素よりもかなり大きな量で、クロムが存在するので、このシリコンは、拡散処理の間に、クロムと大部分結合して外側コーティング層を形成し、この外側コーティング層は、このコーティングの残りの部分よりもクロムケイ化物に富んでいる。８７０゜Ｃ乃至８８５°Ｃで拡散熱処理された代表的なサーマロイＪコーティングの幾つかのゾーンを認識するためには、本発明の記載を更に参照するのが便利である。コーティングの検査は、クロムケイ化物が特に濃縮されているシリコンリッチな表面ゾーンを示している。このゾーンは、コーティングの中へ深く伸長する「層状ゾーン」へ繋がり、この層状ゾーンは、ケイ化物相及びアルミナイド相から成る交互の層を備えている。層状のゾーンの下は、「アルミナイドゾーン」であり、このアルミナイドゾーンにおいては、アルミナイド相が支配的であるが、ケイ化物の析出物も含んでいる。基材との境界には、拡散ゾーンがあり、この拡散ゾーンにおいては、コーティング材料及び基材材料が、互いにの中へ拡散している。本発明のコーティングは、本明細書で説明するように、それぞれの層の組成が異なるか、各層の厚みが異なり、あるいはそのいずれもが異なる。関連する特許出願の参照本特許出願は、１９９２年５月１９日に出願した英国特許出願第９２１０６８３．０号に基づき、１９９３年５月１８日に出願した、ミール外の国際特許出願ＰＣＴ／ＵＳ／９３／０４５０７（発明の名称：アルミナイドーケイ化物の複合コーティング、発明者：ＭｅｈａｒＣ．Ｍｅｅｌｕ，ＡｌａｎＴ．ＪｏｎｅｓａｎｄＢｒｕｃｅＧ．ＭｃＭｏｒｄｉｅ）の一部継続出願である。本特許出願においては、上記ＰＣＴ／ＵＳ９３／０４５０７を参照する。１９９３年に出願された、米国特許出願シリアルＮｏ．０８／は、上記国際特許出願に対応する。また、本件出願は、これも本明細書で参照する上記米国特許出願の、一部継続出願でもある。上記国際特許出願に関するこれ以上のコメントは、以下の記載に示される。発明の摘要本発明の重要な目的は、スラリーアルミナイドコーティングに関し、このスラリーアルミナイドコーティングは、使用中に高温ガスの中の酸素に露呈されることが多いスーパーアロイの基材に特に有用である。このコーティングは、使用の間にクラック（亀裂）が生ずることに対して、改善された耐久性を有すると同時に、酸化及び高温腐食条件に対して極めて満足すべき耐久性を維持する。本発明によれば、熱硬化性のバインダの中に、代表的には、アルミニウム及びシリコン、並びに、下に説明する他の金属である金属元素の粉末を含むスラリーから成るコーティング複合体が、サーマロイＪコーティングを含む従来技術のコーティングに比較して、予期しない優れた性質を有するコーティングをもたらすことが判明した。本発明によれば、また、熱硬化性のバインダの中に、共融性のアルミニウム／シリコン粉末を含むスラリーから成るコーティングが、サーマロイＪコーティングを含む従来技術のコーティングに比較して、予期しない優れた性質を有するコーティングをもたらすことが判明した。本発明によれば、下に説明するように、共融性のスラリーから外れたスラリーが意図されている。本発明によれば、改善された性質を有するコーティングをもたらすに特に適した、あるプロセス上の変形が認識されている。すなわち、上で参照した国際特許出願及び米国特許出願に開示されるプロセスが、選択されたスーパーアロイ基材を本発明の複合体でコーティングするために応用可能なことが判明した。本発明の幾つかの別の特定の特徴を以下に説明する。本発明の重要な特徴は、アルミナイド／ケイ化物コーティングは全体的に、それぞれの成分がより均一に分布されており、特にケイ化物は、その厚み全体にわたって成分が均一に分布している。本発明の別の特徴は、そのようなコーティングの表面ゾーンにおけるシリコン含有物の過剰濃度が減少され、また、上述のシリコンリッチな表面ゾーン及び層状ゾーンの深さが増大され、更に、アルミナイドゾーン内のケイ化物相の分散が増加されている、コーティングが提供されることである。本発明を以下に詳細に説明する。用語「スーパーアロイ」は、当業界において周知の用語である。本明細書においては、スーパーアロイは、本発明のコーティングの基材として適した、ニッケル及びコバルトベースの合金を指称している。しかしながら、オーステナイトステンレス鋼も、本発明のコーティングの少なくとも幾つかに対して適した基材を構成し、従って、本発明の目的に適うスーパーアロイと考えられる。図面の簡単な説明本発明の例、並びに、従来技術のコーティングの例を、以下に説明する図面を参照して説明する。図１は、保護されていないスーパーアロイの表面の代表的な基材が、清浄な燃焼ガスに露呈された時に、どのようなことが起こるかを示している。図２は、保護されていないスーパーアロイの表面の代表的な基材が、高温腐食／スルフィド化の条件にある船舶の環境において多く見られる、塩素及び硫黄を含む汚染物を含有する燃焼ガスに露呈された時に、どのようなことが起こるかを示している。図３は、アルミナイジングされて拡散されたアルミナイドコーティングを形成し、接着性が高いアルミナ（Ａｌ₂Ｏ₃）の保護層を有する、代表的なスーパーアロイ基材を示している。図４は、ニッケルベースのスーパーアロイ基材の上にある、通常のサーマロイＪアルミナイド／ケイ化物コーティングのサンプルの横断面を５００倍の倍率で示す光学顕微鏡写真である。図５乃至図１３は、本発明に従って、その構造すなわち組織、組成、又は、熱処理が変更された他のアルミナイド／ケイ化物コーティングのサンプルの同様な光学顕微鏡写真である。図１４Ａ及び図１４Ｂは、図４に示すコーティング全体にわたる種々の保護コーティング及びスーパーアロイ基材の元素の分布を電子プローブマイクロアナリシス（ＥＰＭＡ）した結果を示すグラフであり、図１４Ａに関しては原子パーセント（％）で示し、また、図１４Ｂに関しては重量パーセント（重量％）で示す、元素の存在度が、サンプルを通るミクロン寸法に対してプロットされている。図１５乃至図２２、並びに、図３１Ａ及び図３１Ｂは、選択された他のコーティングサンプルのＥＰＭＡの結果を示すグラフであり、重量パーセント（重量％）で示す元素の存在度が、サンプルを通るミクロン寸法に対してプロットされている。図２３乃至図２５は、観察した種々のアルミナイド／ケイ化物コーティングでコーティングされたテストピースの加速された高温腐食テストの結果を示すグラフであり、ミリグラム（ｍｇ）で示す重量ロス（損失）が、時間で示すテスト時間（ｈｒ）に対してプロットされている。図２６乃至図３０、及び、図３２は、種々のコーティングのサンプルの光学顕微鏡写真である。本発明の好ましい実施例の詳細な説明本発明は、幾つかの新規な実施例を提供する。１つの実施例は、熱硬化性であるのが好ましい液体バインダの中に、元素の粉末の形態（すなわち状態）の幾つかの金属を含むスラリーから成るコーティング複合体に関する。この実施例の特徴は、主としてアルミニウム及びシリコン、並びに、後に説明する他の金属である金属成分を含む粉末である。そのような金属の混合物の粉末は、広いｐＨ範囲とすることができ、酸性のバインダであるのが好ましい、バインダと混合されている。本発明はまた、スーパーアロイ基材に水性の成分を付与して、酸化及び高温腐食の条件に対して高い耐久性を有し、且つ、クラック（亀裂）の成長に対して改善された耐久性を有する、コーティングを形成するための方法も提供する。本発明はまた、上述の如き要求される条件において、クラックの形成、特に、クラックの始まりに対する改善された耐久性を有する、改善されたコーティングを提供する。本発明はまた、ロータブレード、タービンブレード、ケーシング及び他の部品のような、例えば、ガスタービン（産業用、船舶用あるいは他の）の部品の如き、上述のコーティングでコーティングされた改善された加工物を提供する。本発明は、更に新規な実施例を提供する。ある実施例は、熱硬化性の液体バインダの中に含まれる共融性のアルミニウム／シリコン粉末から成るスラリーに関する。このスラリーは、使用時に高温ガス中の酸素に露呈されることが多く、通常はクラックを発生する傾向のある、スーパーアロイ基材用のコーティングをもたらすのに特に有用である。本発明のスラリーは、上述の如き問題を解消することに寄与する。スラリーは、選択に応じて、下に説明する追加の有利な性質に貢献する、元素の状態の他の金属を含むことができる。本発明は、別の実施例においてはおいては、上述の如き共融性のアルミニウム／シリコン合金を含むスラリーから、そのようなスーパーアロイ上に形成されるコーティングに関する。そのようなコーティングにおいては、基材のシリコン及び金属から成る合金の分散が、コーティングの厚み全体にわたって増大される。更に、本発明のコーティングは、シリコン含有率が低く、また、コーティングの外側ゾーンにおけるアルミニウムの分布が増大される。本発明のコーティングは、優れた性質を有しており、特に、コーティングにおけるマイクロクラックの開始すなわち始めに対して顕著な耐久性を有すると共に、改善された延性を有している。本発明のコーティングの顕著な特徴は、ケイ化物が、従来技術のコーティング（代表的にはサーマロイＪ）におけるよりも、コーティングの厚み全体にわたってより均一に分布すなわち分散（あるいは、再分布）されることである。特に、極めて密にパック（充填）されて介挿されたアルミナイド相及びケイ化物相から成る層から構成されていない層状の層は、密に（すなわち緊密に）充填されない傾向がある。最適な条件においては、ケイ化物層は、より間隔をおいて隔置され、アルミナイド層は、成長する傾向があり、ケイ化物粒子は、その層及びコーティングの他の層にわたってより均一に分布する。本発明の他の実施例のコーティングにおいては、表面層がない。すなわち、第１の外側層は、ケイ化物相及びアルミナイド相から成る層から構成される層状のゾーンと呼ばれるものである。本発明は更に、元素のアルミニウム及びシリコンを共融性の割合で一緒にして混合して、共融性の合金粉末を形成する工程と、必要とされる場合に適宜な時に、選択に応じて使用される他の金属粉末と共にあるいはそのような金属粉末を用いずに、上記共融性の粉末を液体のバインダ溶液の中に混合する工程とを備える、共融性のスラリーを準備するための方法を提供する。他の実施例は、スーパーアロイ基材をスラリーでコーティングするための方法を提供し、この方法は、コーティングを硬化させる工程と、コーティングされた基材を拡散加熱する工程と、上記コーティングを冷却又は硬化させる工程とを備える。他の実施例は、一般には、本発明のコーティングでコーティングすなわち被覆されたスーパーアロイ成分を有する金属部品である、コーティング部品に関する。本発明のコーティングの利益を特に得る部品は、ガスタービンの部品である。この実施例の１つの特徴においては、上述の国際特許出願ＰＣＴ／ＵＳ９３／０４５０７に開示されているプロセスに従って、必要と思われる回数だけ、拡散プロセスを適用することができる。更に改善された性質を有するコーティングを得ることができる。本発明の他の実施例は、下の詳細な説明から明らかになる。本発明を説明する際に、用語「ゾーン」及び「層」は、互換性をもって使用される。上の記載及び下の記載から、本発明の１つの重要な教示は、コーティングを通じてケイ化物相及びアルミナイド相が分布することであり、そのような分布は、従来技術のコーティングにおける合金の分布とは異なっている。特に、ケイ化物は、コーティング全体を通じて、より均一に分布される。本明細書に記載する苛酷な環境条件に部品を露呈することにより、本発明を研究及び検討した結果、従来技術のサーマロイＪコーティングの外側のケイ化物相が、その高温腐食耐久性が向上される重要な要因であることが示された。そのような相は明らかに、表面層から傷つきやすいアルミナイド相を幾分駆逐する。あいにく、スーパーアロイに使用される時には特に、上述の如き臨界的なケイ化物相は、代表的なコーティング及び拡散処理の後に、コーティングの顕微鏡組織の表面ゾーンに過剰に集中することになる。その表面ゾーンのシリコン含有率は、約３０−４０重量％まで高くなることができ、これに対して、コーティング全体のその含有率は、１０−２０重量％である。これは、コーティングの外側部分が、長期の使用の後に、マイクロクラッキングを受けるようにするように思われる。クラックが開始する臨界条件（敷居値）は高いが、クラックが開始した後には、クラックの伝播は迅速である。最初に現れるクラックは非常に深刻なものではなく、そのような最初のクラックは、スーパーアロイ基材の中へ伝播しないが、そのようなクラックの発生を阻止するか、あるいは、そのようなクラックがコーティングを通って浸透することを抑制することが極めて重要であり、その理由は、そのようなクラックは、最終的には、基材に対する腐食通路を開くからである。これは、勿論深刻な問題である。本発明は、そのような問題を解決する役割を果たす。また、少なくともニッケルアルミナイドのコーティングの中の、また恐らくは、コバルトアルミナイドのコーティングの中のアルミニウムのターゲット濃度レベルは、約２０−３０重量％にすべきであり、約２５−３０重量％にするのが好ましい。約２０−２５重量％よりも低いアルミニウム濃度を有するニッケルアルミナイドのコーティングは、酸化耐久性すなわち耐酸化性が不十分であり、一方、約３０重量％よりも多いアルミニウム濃度を有するコーティングは、クラックの発生を生じ、早期に壊れる傾向がある。その理由は、高いアルミニウム濃度を有するニッケルアルミナイドのコーティングは、そのコーティングの機械的な性質に悪影響を及ぼす、アルミナイドの多相（マルチフェーズ）構造を生ずる傾向を有するからである。本発明の１つの特徴は、アルミナイド／ケイ化物のコーティングを製造するための、スラリーコーティング複合体を提供する。このスラリーは、バインダ液体の中に含まれる元素の形態の金属粉末を含んでいる。上記スラリー複合体の金属粉末成分は、以下の重量％の範囲の成分を含んでいる。Ａｌ−３０乃至９２．５重量％、好ましくは、７０乃至９２．５重量％、最も好ましくは、７５乃至８５重量％、Ｓｉ−５乃至２５重量％、好ましくは、１０乃至２５重量％、最も好ましくは、１０乃至２０重量％、Ｃｒ−２．５乃至２０重量％、好ましくは、２乃至１０重量％、上の金属粉末成分は、元素の形態である。また、選択的に使用される成分は、Ｔｉ、Ｔａ及びＢであり、これら成分が上記複合体の中に存在する時には、Ｔｉが、０乃至１０％、好ましくは、２乃至５％の量で、Ｔａが、０乃至１０％、好ましくは、２乃至５％の量で、ホウ素が、０乃至２．５％、好ましくは、０．５乃至２％、最も好ましくは、約０．５乃至１％の量で、それぞれ存在するのが好ましい。Ｔｉ及びＴａは、一緒に存在するのが好ましい。上の事柄から、本発明によれば、コーティングを、上の最少量の他の金属元素で形成できるようにするためには、アルミニウムの最大含有率が９２．５％で十分であることが分かる。同様に、コーティングを、上の最大量の他の金属元素で形成できるようにするためには、アルミニウムの最小含有率が、３０％で十分である。上の上限及び下限から逸脱する金属の含有率を有する複合体は、所望の性質を有する複合体をもたらさない。すなわち、スラリーのアルミニウム含有率が低くなればなる程、コーティングの中のアルミニウムが融解して容易に拡散することが困難になる。従って、上述のアルミニウム含有率の範囲を維持することが好ましい。本発明は、スラリーの金属粉末組成において、サーマロイＪにおける含有率である１５重量％よりもかなり高い範囲の、シリコン含有率を有していることに注意する必要がある。本発明の重要な特徴は、そのようなＳｉリッチなスラリーから形成されたコーティングを拡散熱処理した結果として、コーティングの顕微鏡組織のシリコンがよりリッチになりすなわち多くなり、これにより、アルミニウムがコーティング全体に迅速に拡散することによって周囲の材料の中のアルミニウムが比較的欠乏する前に、シリコンが、基材及びコーティングの中に存在するクロム及び他のケイ化物形成物と、より容易に結合できるようにする。本発明によれば、スラリー組成物に特別のシリコンを加えることにより、より厚みがありケイ化物がリッチな表面ゾーンが形成される。元素の形態の金属粉末から成るスラリー中に、サーマロイＪにおける８５重量％よりも低い、約６５重量％よりも高く約８５重量％よりも低いＡｌを含むスラリーから形成された本発明のコーティングは、そのＡｌの量が小さいこと、及び、本明細書に示す他の金属元素が存在することにより、サーマロイＪとは区別される。同様に、元素の形態の金属粉末から成るスラリー中に、サーマロイＪにおける１５重量％よりも低い、約５重量％よりも高く約１５重量％よりも低いＳｉを含むスラリーから形成された本発明のコーティングは、そのＳｉの量が小さいこと、及び、本明細書に示す他の金属元素が存在することにより、サーマロイＪとは区別される。従って、上に記載した低い範囲のＡｌ及びＳｉを含むスラリーから形成された本発明のコーティングは、Ａｌ及びＳｉの量が少ないこと、及び、他の金属成分が存在することにより、区別される。８５重量％を越えるＡｌ及び／又はＳｉ、又は、１５重量％を越えるＡｌ及び／又はＳｉを含むスラリーから形成された本発明のコーティングは、Ａｌ及び／又はＳｉの含有率が高いので、サーマロイＪとは区別される。また、スラリーがそのような改善されたコーティングをもたらすことは予期されていなかった。上述の如き種々のコーティングは、広範に使用され高い性能を示すサーマロイＪからは予期されない、複合された効果的な性質を有している。本発明のスラリーコーティング複合体の中のクロム金属は、ケイ化物形成物であり、従って、クロム金属は、拡散熱処理の間に、シリコンに引き付けられる。クロム金属は、拡散の開始時に、既にコーティング全体に存在しているので、隣接するシリコンと迅速に結合し、サーマロイＪコーティングにおけるよりもより均一に、コーティングの本体にケイ化物相を分布させる。スラリーの中には、コーティングサーマロイＪが形成される金属が全く存在しないので、そのコーティングは、その中にクロムケイ化物を形成するために、金属の基材の中に存在するクロムと合金化することに依存する。従って、本発明のコーティングにおいては、クロムケイ化物は基本的に、基材のクロムからではなく、コーティング組成のクロムから形成される。また、本発明によれば、アルミニウム含有量を犠牲にして、スラリーの全金属顔料含有物に対してほんの僅かの量（例えば、３乃至５重量％）のクロムを添加することにより、厚みのあるケイ化物リッチな表面ゾーン及び／又は層状のゾーンを形成し、完成されたコーティングには、クラックが殆どなく、従って、より高い延性を有するようにすることができることが分かった。約１０乃至１５重量％よりも高い添加量は、延性を更に高めるが、高温腐食に対する耐久性が犠牲になる。第２の考えとして、クロムは、使用の際にコーティングに形成されるアルミナ／シリカの表面酸化物スケールを効果的に変更すなわち変性する。周知のシリコン変更されたアルミナイドコーティングに既に含まれるアルミニウム及びシリコンのように、クロムは、酸化されると、薄いが非多孔質の表面スケールを形成し、このスケールは、それ以上の酸化に抵抗するバリアすなわち障壁を形成する。クロムは、シリコンと同様に化学的な性質を改善する、更に価値のある酸化物スケールを有しており、高温硫化に対する良好な保護を与える酸性の酸化物を形成する。アルミニウム含有量を犠牲にして、本発明のスラリーコーティング組成すなわち複合体に選択的に含めることのできるチタン及び／又はタンタルは、強いケイ化物フォーマすなわちケイ化物形成物であり、この点に関して、スラリー中にクロムを含めることにより生ずる効果を補う。予期しないことであったが、全金属顔料含有物の約２乃至３重量％の量のチタン及び／又はタンタルがスラリーの中に存在すると、スラリーにクロムを添加した時のように、完成されたコーティングの層状のゾーン及びアルミナイドゾーンにケイ化物を形成することに関する顕著な効果がないことが分かった。そうではなく、チタン及び／又はタンタルは、ケイ化物リッチな表面ゾーンに集中すなわち濃縮する。その表面ゾーンは、サーマロイＪコーティングの表面ゾーンとは化学的に異なる上に、サーマロイＪコーティングの表面ゾーンよりも広いことが分かった。Ｔｉ及びＴａは、クロムケイ化物の組成を変更する傾向があるが、その理由は、Ｔｉ及びＴａは共に、クロムケイ化物と固溶体を形成し、より複雑なケイ化物を形成するからである。Ｔｉ及びＴａはまた、スーパーアロイ及び他の高級（ハイデユーティ）な金属基材の中に存在するニッケルに対して親和力を有していて、ニッケルと金属間化合物を形成する。チタンは、アルミナイドのサブサーフェスすなわち下面からアルミニウムが遊離することを助けることにより、コーティング表面に保護性のアルミナスケールが形成されるのを支援する。チタンは、それ自身は、極めて保護性の高い酸化物スケールではないが、アルミナスケールのコヒーレンスを支援することができる。他方、タンタルは、保護性を有する密で安定な酸化物を形成する。また、Ｔｉ及びＴａを含む表面ゾーンは、サーマロイＪコーティングの幅の狭い表面ゾーンよりも、クラックの発生すなわち開始に対して、より耐久性を有している。しかしながら、予期しなかったが、Ｔａ及びＴｉが共に存在する時に、極めて明らかであるように思われるだけで、Ｔｉが存在せず、２重量％のＴｉが存在する場合には、コーティングがクラックを発生する傾向を幾分増大させる。チタン及びタンタルの一方及び両方は、レニウム、ジルコニウム及びハフニウムを含む周期律表の４ｂ及び５ｂ族の化学的に当価な他の遷移元素、及び、２ａ族のマンガンによって、スラリーの全金属粉末含有物の一部として、置換することができる。スラリーの中に選択的に含めることのできる少量のホウ素を、アルミニウムの含有量を犠牲にして含めることができ、その量は、全金属粉末含有量の、最大で２．５重量％であり、好ましくは、０．５乃至２重量％であり、最も好ましいのは、０．５乃至約１重量％の範囲である。少量のホウ素は、最終的なコーティングの中に存在するγプライム（ｇａｍｍａｐｒｉｍｅ）ニッケル金属間化合物Ｎｉ₃Ａｌの脆性を低下させる。元素の形態の金属混合物の粉末を含むコーティング組成を用いる本発明の実施例は、下の例及び図面において更に説明する。本発明の第２の重要な実施例は、金属の形態のアルミニウム及びシリコンを使用せず、後に詳細に説明するように、共融性のアルミニウム／シリコン合金を使用する。本発明のこの実施例は、アルミナイド／ケイ化物のコーティングを形成するためのスラリーコーティング組成すなわち複合体を提供し、このスラリーは、バインダ液体の中に含まれる金属粉末を含み、スラリーのこの金属粉末組成は、共融性の成分を有するアルミニウム／シリコン合金を少なくとも含む。アルミニウム／シリコン合金の共融性の化学等量的な成分は、１１．８重量％のＳｉ、及び、残りの８８．２重量％のＡｌである。しかしながら、本発明によれば、上記２つの金属のそれぞれの量は、特定の値、すなわち、上述の化学等量的な量から、金属粉末スラリーに悪影響を与えることなく、約７乃至約１４重量％だけ変えることができる。実際に、上記２つの金属のそれぞれの量は、より大きなパーセンテージで変えることさえできる。その理論的な限界及び実際的な限界にすれば、共融性の、あるいは、共融性に近い合金は、元素の形態のＡｌ及びＳｉによって、十分に、実質的に、あるいは、完全に置換されることになる。そのような状況においては、本明細書において「共融性の実施例」と特定される本発明の実施例は、徐々にではあるが最終的には完全に、「金属の元素の形態」の実施例になることが分かろう。そのような状況においては、Ａｌ及びＳｉが化学等量的な量にない範囲で、スラリー中の上記金属及び他の金属の量をそれに応じて調整する必要があることは理解されよう。また、本明細書における本発明の説明で教示するように、共融性の合金の使用に貢献する融点の大幅な低下、並びに、その結果生ずるエネルギの経済性は、上記化学等量的な値から離れるに従って、少なくなるかするかあるいは殆どなくなる。従って、当業者は、共融性の合金だけを使用しなくても良く、そのような特徴は、本発明の開示範囲にあることは理解されよう。共融性の合金を本発明の上記２つの実施例のいずれかと部分的に使用することにより、本発明の範囲から逃れることができるものではない。本発明によれば、Ａｌ−Ｓｉの共融性の合金をスラリー組成に使用することにより、より深く、より顕著な層状のゾーンが形成する傾向があり、その結果、クラックの発生が減少し、高温腐食に対する耐久性が向上することが分かった。また、予想外に、共融性のＳｉ−Ａｌ合金粉末は、サーマロイＪに通常使用される、あるいは、元素のＳｉ及びＡｌ粉末を用いる上述の本発明の組成に使用される、元素のＳｉ及びＡｌ粉末を、部分的に、あるいは、完全に置換することができることが分かった。共融性の合金粉末の使用に関する本発明の開発において、本発明者等が拘束されたくない説明が、改善されたコーティングに関して生じた。コーティングの形成の際の、熱処理段階における拡散の間に、Ａｌ及びＳｉは、元素の成分として使用した場合には、互いに移動して、コーティングの中にアルミナイド相及びケイ化物相を形成するように別れる前に、最初に共融性の合金組成を形成する傾向があると考えられる。スラリーに共融性の合金粉末を使用することにより、コーティングの中に共融性の合金を形成するための化学的な結合エネルギは浪費されない。そではなく、Ｓｉは、コーティングの中のその元の位置に接近して保持されて、ケイ化物フォーマとより迅速に結合し、これにより、シリコンリッチな表面ゾーンを犠牲にして、コーティングの層状のゾーンの深さを増大させることができる。本発明によれば、スラリー中のＡｌ−Ｓｉの共融性合金の量は、選択的に存在する追加の元素の金属粉末に応じて、全含有量の約３６重量％乃至１００重量％の範囲で変えることができる。各元素は、以下の重量パーセントの範囲で存在することができる。Ｓｉ−０乃至約２１％、好ましくは、５乃至約１８％Ｃｒ−０乃至２０％、好ましくは、３乃至約１０％Ｔａ−０乃至２０％、好ましくは、約５％未満Ｔｉ−０乃至１０％、好ましくは、約５％未満Ｂ−０乃至２．５％、好ましくは、約２％未満、最も好ましくは、約１％未満Ｔａ及び／又はＴｉ（存在している場合）の成分の少なくとも一部は、上述の如き、化学的に類似した遷移元素の同様な量によって置換することができる。元素のＡｌ及びＳｉ粉末の混合物を含むコーティング組成に関して上に説明したのと同じ理由から、アルミニウムの含有率を犠牲にして、本発明の実施例にクロムを含めることができる。しかしながら、共融性のＡｌ−Ｓｉ合金粉末を含むスラリーの中にクロムを含めると、その結果生じる最終的なコーティングの構造すなわち組織が、複合された効果的な特徴を示し、特に、表面ゾーンの深さの増大、及び／又は、層状のゾーンの深さの増大、並びに、ケイ化物相の分散の向上、すなわち、ケイ化物がアルミナイドゾーンに入る現象が生ずることが判明した。また、アルミニウムの含有率を犠牲にして、各々２乃至３重量％のタンタル及び／又はチタンをスラリーの中に入れると、Ｔａ及びＴｉ成分は、元素の粉末だけを含むスラリーに使用され、従って、表面付近により濃縮する傾向のある場合に比較して、最終的なコーティングの中でより均一に分散することが判明した。従って、本発明によれば、共融性のＡｌ−Ｓｉ合金と共に選択的に使用される金属は、元素の金属粉末だけを含むスラリーに対してはそれ程顕著に貢献するとは見えない、追加の利点を有する。共融性のＡｌ−Ｓｉ合金を含むコーティング組成すなわち複合物を以下に詳細に説明する。本明細書に記載する、従来技術のコーティングから識別する本発明のコーティングの特徴に加えて、本発明の特定のコーティングは、以下に述べる１又はそれ以上の追加の特徴も示す。ケイ化物リッチな表面層は、少なくとも２ミクロンの厚みを有している。最適な結果をもたらす層状の層は、１２ミクロンの最小厚みを有する。層状の層は、表面層の厚みの少なくとも４倍であり、表面層の厚みの少なくとも１０倍であるのが好ましい。表面層は、約２５重量％未満の最大シリコン含有量を有している。層状の層及びアルミナイドの層は、約１５重量％よりも高く約３０重量％を越えないＳｉを有している。コーティングにおいては、アルミニウム含有率は、コーティング全体を通じて、１２重量％を越えて変化せず、約８重量％を越えて変化しないのが好ましい。層状の層においては、アルミニウム含有率は、約３０重量％を越えず、その中のアルミニウム及びシリコンの含有率は、互いにほぼ反比例して深さ方向に変化する。表面層は、基材材料の重量パーセントの含有率よりも多い量のＴａ及びＴｉの少なくとも一方を含む。また、コーティングは、クロムも含み、より厚い表面層を有すると共に、コーティング全体を通じて分散が高められたケイ化物層を有する。コーティングは、上に「表面ゾーン」と特定した層（又はゾーン）を備えないことができる。上述の特徴は、単独で、あるいは、そのような個々の特徴と複合されて、コーティングに存在することができる。本発明のスラリーの金属組成に使用されるバインダは、液体であり、熱揮発性及び熱硬化性であって、都合良く除去できる無機物の残留物をコーティングの上に残すのが好ましい、水溶性の液体であるのが好ましい。そのようなバインダは周知である。そのようなバインダは、酸性、中性、あるいは、塩基性の液体とすることができる。バインダは、有機物、又は、無機物（例えば、水性）とすることができる。元素の及び／又は共融性のＳｉ及びＡｌの金属粉末を含むスラリーのバインダ組成は、有機物のタイプ（例えば、ニトロセルロース、あるいは、当価のポリマ）、あるいは、クロム酸、リン酸、モリブデン酸、又は、タングステン酸の無機溶液の１つとすることができ、そのようなバインダは、米国特許第４，５３７，６３２号（特に第９欄及び第１０欄）、米国特許第４，６０６，９６７号、及び、第４，８６３，５１６号（サーマテック・インターナショナル社（ＳｅｒｍａｔｅｃｈＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｉｎｃ．）に記載されており、本明細書においては、上記米国特許明細書を参照する。バインダは、また、化学的に結合した水を失うことにより、しっかりと付着するガラス状の固体に硬化する、水溶性の塩基性ケイ酸塩のクラスの１つとすることができ、そのようなケイ酸塩も上記米国特許明細書に記載されている。拡散温度まで加熱する間に、コーティングは、硬化相を経る。この拡散の間に、バインダの金属成分は、コーティングから追い出される。ブラッシング又は同様の適宜な操作により、残留物を総て除去することができる。上に概説した組成の変動に緊密に関連する本発明の１つの特徴は、被覆された製品が受ける拡散熱処理の時間及び温度に関係する。サーマロイＪ被覆された製品に対する拡散熱処理操作は、基材の機械的な性質に与える拡散熱処理の効果、並びに、例えば、エンジンのタービンブレードに対してその後継続される高温操作が、コーティングの顕微鏡組織に与える効果を共に極力少なくするように、選定される。例えば、サーマロイＪスラリー材料で被覆され且つ硬化されたＩＮ−７３８ベースのスーパーアロイ材料は、通常、８７０乃至８８５゜Ｃで約２時間拡散熱処理される。同じ方法で被覆されたＸ−４０コバルトベースのスーパーアロイは通常、約１，０００゜Ｃまで加熱されてその高い温度に２時間維持される前に、約８７０゜Ｃで約２分の１時間拡散熱処理される。定性的には、温度及び時間の変動に関して、以下の効果が注目される。設定された拡散温度において、拡散熱処理の時間を増大させると、コーティングにより延性を与え、従って、クラックの発生が少なくなる傾向がある。拡散熱処理の温度を大幅に減少させることは望ましくなく、その理由は、ガスタービンエンジンの中でその後高温で使用される間に変化する、コーティングの顕微鏡組織を生ずる危険性があり、また、コーティングの元素が、ベース材料の中へ拡散する危険性があるからである。一般に、設定した処理時間に対して、拡散熱処理の温度を増加させると、シリコンがコーティングの中へより均一に分布し、これにより、延性が大きくなるが、高温腐食に対する耐久性が犠牲になる傾向がある。この高温腐食に対する耐久性の減少は、アルミニウムが、ベースのスーパーアロイ材料の中へ過剰に移動し、その結果、コーティングのアルミニウム含有率が不足する結果である。しかしながら、本発明によれば、拡散が、約１，０００゜Ｃを越える温度（１，１２０゜Ｃを越えないのが好ましい）で行うと、その結果は、厚みがありより延性を有するコーティングが生じ、このコーティングにおいては、コーティング全体にわたるアルミナイド及びケイ化物の不均一な分布が少なく、その結果、機械的な性質が改善されるが、高温腐食に対する耐久性が幾分減少る。そのようなコーティングは、被覆された部品の使用条件が、あまり苛酷ではない場合に使用することができる。そのような高い拡散温度を、スラリー混合物に対するクロムの添加と組み合わせると、好ましい複合的な効果が生じ、更に良好な延性、並びに、コーティング全体にわたるケイ化物の良好な分散が得られる。基材材料の性質が、そのような高温拡散によって悪影響を受けた場合には、更に別の熱処理によって基材材料の性質を回復することが経済的である場合を除き、そのような高温拡散は薦めることができない。被覆された部品の性質が、許容できない程度まで悪影響を受ける場合には、例えば、析出熱処理によって、更に熱処理を行うことを薦める。例えば、上述のスラリー混合物の１つで被覆され、且つ、１，２００゜Ｃで拡散熱処理された、ＩＮ−７３８ニッケルベースのスーパーアロイ材料は、８４０゜Ｃで２４時間のそのような熱処理によって、その性質を回復することができる。注意すべき重要なことは、拡散温度を１，１２０゜Ｃよりもかなり高くすると、ベースのスーパーアロイ材料の中へのアルミニウムの移動が増大し、その結果、コーティングのアルミニウム含有率が許容できない程度に不足することにより、高温腐食に対する耐久性を大幅に減少させる傾向があることである。上に説明した実施例は、本件出願人の係属中の国際特許出願番号ＰＣＴ／ＵＳ９３／０４５０７に開示される発明と組み合わせることができる。以下の例は、本発明をどのような態様でも制限する意図は無く、また、制限するものでもない。本発明の例及び従来技術との比較実験計画種々の組み合わせのプロセスの例、並びに、サーマロイＪに関する化学組成の変形例を評価した。そのような変形例の選択を表１に示す。使用した変数、並びに、変形例の目的は、以下のように総括することができる。例１：アルミニウム粉末及びシリコン粉末をスラリーに用いたが、幾つかのスラリーにおいては、通常のサーマロイＪの場合における、元素の形態のＡｌ及びＳｉの粉末の代わりに、共融性の組成であるＡｌ／Ｓｉ合金粉末を使用した。これは、互いに独立してコーティング全体に拡散するＡｌ及びＳｉの自由度を減少させ、従って、表面ゾーンにおけるＳｉの濃度を減少させた。例２：強いケイ化物形成物である特定の金属元素をスラリーに添加した。そのような金属元素は（コーティングの全金属顔料含有量に対する重量パーセントで）、Ｃｒが、５％又は１０％、Ｔｉが、２．５％、及び、Ｔａが２．５％であった。これは、拡散熱処理の間のシリコンの移動を制御すなわち抑制し、コーティング全体にわたって、良好なケイ化物の形成をもたらした。例３：スラリー中のＡｌの量を変え、コーティングの全金属顔料含有量に対するＡｌの含有率を、６５乃至９５重量％の範囲で変えた。通常のサーマロイＪにおけるＡｌ含有率である８５重量％よりも低い範囲の部分においては、Ａｌ含有率の相対的な減少が、上記例２で述べた特定の金属元素の導入を許容した。すなわち、上記特定の金属元素は、Ａｌの含有率（重量％）の減少により、導入された。約８５重量％よりも高い範囲の部分においては、拡散熱処理の間に、スラリーの中に過剰のＡｌが生じ、従って、外側の通常はＳｉリッチな表面ゾーンを希釈した。例４：スラリーの中のＳｉ量を変え、コーティングの全金属顔料含有量に対するＳｉ含有率を、５乃至２５重量％の範囲で変えた。通常のサーマロイＪシリコン含有率である１５重量％よりも低い範囲の部分においては、Ｓｉ含有率の減少が、特別なＡｌの追加を許容した。１５重量％よりも高い範囲の部分においては、クラック発生の開始に対して良好な抵抗力を示す、より厚くＳｉリッチな表面ゾーンが生じると共に、コーティングの中へのＳｉの拡散がより促進され、これにより、層状のゾーンを深くすると共に、表面ゾーンのケイ化物及びアルミナイドとこれらの酸化物スケールとの間の熱膨の不一致を低減した。例５：２重量％のホウ素をスラリーに添加した。これにより、アルミナイド相の延性が増した。例６：拡散熱処理温度の変更。７６０゜Ｃ、８７０゜Ｃ、８８５゜Ｃ及び１，１２０゜Ｃの異なる温度を試した。通常のサーマロイＪの拡散温度である８７０゜Ｃ乃至８８５°Ｃよりも低い温度まで温度を低下させると、Ａｌの拡散速度が減少し、従って、コーティングの表面ゾーンのＡｌ濃度が増大する。拡散温度を通常のサーマロイＪの拡散温度よりも高い温度まで増加させると、基材材料のより重たい元素の拡散速度が増大し、その際には、Ａｌの拡散速度を大幅に増大させることがなく、従って、表面ゾーンにおけるＡｌ及びＳｉの濃度を共に低下させた。例７：拡散熱処理時間の変更。２、３．５、４、５、６．５及び８時間の異なる時間を試した。拡散時間を、サーマロイＪに一般に適用される２時間の拡散時間よりも長くすると、コーティングの拡散が完了した。サンプルの準備本発明を検討する際に、コーティング組成及び処理方法の変形例を観察した。そのような変形例の幾つかが、表１に示されている。ＩＮ−７３８スーパーアロイから形成されたディスクすなわち円盤から成るニッケルベースのスーパーアロイ材料のサンプルに、標準的なサーマロイＪのアルミナイド／ケイ化物のコーティング、又は、変更された組成及び／又は処理を受けたコーティングを付与した。そのようなディスクは、１２ｍｍの直径及び５ｍｍの厚みを有していた。ＩＮ −７３８の成分の概略的な仕様（規格）は、重量％で以下の通りである。６０Ｎｉ、１６Ｃｒ、８．５Ｃｏ、３．４５Ｔｉ、３．４５Ａｌ、２．６Ｗ、１．７Ｍｏ、１．７Ｔａ、０，８Ｎｂ、０．５Ｆｅ、０．５Ｓｉ、０．２Ｍｎ、０．１７Ｃ、０．１Ｚｒ、０．０１Ｂ。観察に用いられるスラリーの構成の例として、異なる組成を有する２つのスラリーの成分を下に詳細に示す。スラリーＡ：９５．０ｍｌ水３１．５ｇリン酸９．０ｇクロム酸７．３ｇマグネシウム酸８２．０ｇアルミニウム粉末（５ミクロン以下の直径）１４．５ｇシリコン粉末（−３２５メッシュ）スラリーＢ：１００ｍｌ水７．０ｇクロム粉末（５ミクロン以下の直径）下に示す他の金属元素を含む、あるいは含まない、共融性のアルミニウム／シリコン合金の粉末を含む他のスラリーを準備した。スラリーＡは、表１のスラリーサンプルＮｏ．１Ａ１に相当し、サーマロイＪの通常のスラリー組成であって、約６０重量％の固形物含有率を有している。このスラリーは、アルミニウムが、全金属粉末含有量の８５重量％を占め、また、シリコンが、１５重量％を占める、コーティングをもたらす。形成されると、第２、第３及び第４の成分が結合して、クロム酸及びリン酸のマグネシウム塩を形成し、このマグネシウム塩は、そのような金属成分がコーティングを硬化することができるようにするバインダであるが、後の拡散熱処理の際に、コーティングから排出される。スラリーＢは、全金属粉末含有量の１０重量％がクロムであるコーティングを形成するように加えられた、十分なクロム粉末を含んでいる。このスラリーは、表１のスラリーサンプルＮｏ．１Ｂ３に相当する。スラリーを付与する前に、１，１，１−トリクロロエタンの熱い蒸気で、各サンプルを脱脂し、次に、９０／１２０メッシュのアルミナ粒子でブラスチングして、コーティングするための表面を準備する。粒子ブラスチングは、２０ｐｓｉすなわち１３８ｋＰａの圧力の圧力室の中で行った。通常の空気噴霧式のスプレーガンを用いて、各スラリーの湿った薄い塗膜をブラスチングされたサンプルに付与した。水を蒸発させた後に、噴霧されたスラリー塗膜を８０゜Ｃ（１７５゜Ｆ）で少なくとも１５分間乾燥させ、次に、３５０゜Ｃ（６６０゜Ｆ）で硬化させた。通常のコーティングの硬化温度が、適当である。より高い温度、例えば、約６００゜Ｃまでの温度で硬化して、硬化プロセスを加速することができるが、その場合には、選択された温度が、アルミニウムの融点よりも適正に低いことが条件である。また、より低い温度でも硬化することができるが、その際には、その低い温度に合致する合理的な時間だけ硬化を行う必要がある。サンプルが冷却された後に、上に概略的に説明した操作すなわち手順に続いて、スラリー塗膜を付与して該塗膜を更に硬化させることにより、コーティングの厚みを形成した。このようにしてサンプルに付与されたコーティングの重量（厚み）は、全体の硬化したスラリーとして、約１８−２７ｍｇ／ｃｍ²の値に統一された。この範囲の下限近くの値は、通常のサーマロイＪコーティングに適しており、一方、上記範囲の上限近くの値は、重要な成分としての重金属クロムを含む本発明の重いコーティングに適している。次に、各サンプルをそれぞれ、特定の拡散熱処理操作の１つに露呈した。これらサンプルの多くに関しては、通常のサーマロイＪ熱処理を施したが、この熱処理は、８７０゜Ｃ（１，６００゜Ｆ）又は８８５°Ｃ（１，６２５°Ｆ）まで加熱する工程と、この温度を２時間維持して、コーティング成分及びベース材料を内部拡散させる工程とを含む。熱処理の後にサンプルが冷却されると、２０ｐｓｉ（１３８ｋＰａ）の負圧ブラスタの中において、−１４０＋２２０のガラスビーズで軽くブラスチングすることにより、拡散していない残留物を除去した。熱処理操作の幾つかの変形例においては、第１及び第２の熱処理期間の間で、サンプルに上記清掃処理を施した（例えば、表１のサンプル１Ｂ９）。総ての拡散したサンプルを切断し、標準的な実験装置に置いてこれを研磨した。上記切断は、通常の、サーマロイＪ製品コーティングのテストピースの評価に用いるような、通常の弾性切断ホイールを用いて行った。上の表１は、種々のサンプル、その構成、及び、その熱処理を示している。サンプルの顕微鏡及び電子プローブによる観察拡散コーティングの最初の評価は、光学顕微鏡又は電子顕微鏡、並びに、電子プローブマイクロアナリシス（ＥＰＭＡ）によって行われた。総ての拡散サンプルは、低倍率双眼鏡（×４０）を用いて顕微鏡的に、視覚的に観察された。各々のサンプルに関して、条件、色、及び、顕微鏡組織の記録を行った。すなわち、切断したサンプルを観察し、その切断プロセスによるマイクロクラッキングの発生を検討した。マイクロクラッキングの発生は、コーティングの脆性、及び、応力に対する反応の目安を与える。幾つかのサンプルに、Ｘ線撮影を施してクラックを検知すると共に、ＥＰＭＡを施して、個々の元素がコーティングのどこにあるかを特定すると共に、各元素の濃度レベルを判定した。そのようなサンプルで観察されたコーティングの断片の代表的な光学顕微鏡写真が、図４乃至図１３、図２６乃至図３０、及び、図３２に示され、また、ＥＰＭＡの例が、図１４乃至図２２及び図３１に示されており、これらは、図１４乃至図２２の顕微鏡組織に対応する。ＥＰＭＡグラフの原点（すなわち、電子プローブによる各スキャンすなわち走査が開始する基準線）は、コーティングの外側面を僅かに越えたところにある。光学顕微鏡写真の断面の種々のゾーンが、以下の文字符号によって示されている。Ａ．サンプル取り付け化合物（例えば、「ベークライト（Ｂａｋｅｌｉｔｅ：登録商標）」）Ｂ．ニッケルプレート−幾つかのコーティング表面が、サンプルを準備する間に、ニッケルメッキされた。Ｃ．クロムケイ化物及び他のケイ化物が特に集中（濃縮）しているシリコンリッチな表面ゾーン。このゾーンは、幾つかのサンプルにおいては、不統一であるか、あるいは、存在していない。Ｄ．交互に介挿されたケイ化物相及びアルミナイド相の層から成る層状のゾーン −このゾーンは、他のゾーンから常に明確に識別されるとは限らない。Ｅ．アルミナイド相が支配的であるが、より多い量のあるいはより少ない量のケイ化物析出物を含むアルミナイドゾーン。Ｘ．析出物ゾーン。高温で拡散されたサンプルにおいては、超硬合金の顕著なケイ化物析出物を含むが、通常の拡散温度で拡散されたサンプルにおけるよりも低いアルミニウム濃度を有している。Ｙ．ニッケルリッチなゾーン。高温で拡散されたサンプルにおいては、高いニッケル含有率を有するアルミナイドゾーンを含んでいる。Ｆ．拡散境界ゾーン。結晶粒組織が、拡散プロセスによって明らかに変えられている、コーティングと基材材料との間の界面。Ｇ．総てのサンプルにおける基材材料。これは、ＩＮ−７３８スーパーアロイ材料であった。図４は、ＩＮ−７３８基材の上に形成され、上述の通常の拡散熱処理プロセスを受けた、通常のサーマロイＪコーティング顕微鏡組織を示している。図４から分かるように、コーティングは、全体で約４０μｍの厚みを有しており、上述のゾーンＣ、Ｄ、Ｅ及びＦを示す。シリコンリッチな表面ゾーンＣは、僅かに５μｍの厚みである。アルミナイド相及びケイ化物相が互いに重なり合っている層状のゾーンＤは、約１５μｍの厚みを有するが、そのような層は、幾分不連続的である。アルミナイドゾーンＥは、ケイ化物析出物を示す。拡散境界ゾーンは、約５μｍの厚みを有している。拡散境界ゾーンは、本発明の目的とするコーティングの厚みの部分には入れない。その理由は、拡散境界ゾーンは、コーティング及び基材材料Ｇの両方の特性を示すからである。ゾーンＸ及びＹは存在しておらず、その理由は、このサンプルは、８７０゜Ｃでしか拡散されていないからである。このサンプルにＥＰＭＡを施した結果が図１４Ａ及び図１４Ｂに示されており、これらの図は、このコーティングが、ニッケルアルミナイドと、クロムケイ化物を主としたニッケルケイ化物とから成る複合体であることを確証している。サーマロイＪの拡散の間には、Ｎｉに対するＡｌの親和力、及び、Ｃｒに対するＳｉの親和力が、支配的な特徴である。表面ゾーンにおいて測定されたシリコンの濃度は、コーティング表面の最初の１０ミクロン内の箇所で、最大３８原子（シリコン）パーセント（３４重量％）である。図４のサンプルには、視覚的なＸ線マッピング（写像）検査を行った時に、クラックが認められた。サーマロイＪに関しては、表面ゾーンには高レベルのシリコンの偏析が存在し、これは、通常のアルミナイドよりも優れた保護を意味する。しかしながら、このシリコン濃度は、クラック発生の開始（その臨界値（敷居値）は高いが）の後に、迅速なクラックの伝播を促進する。より高いアルミニウム濃度を有するニッケルアルミナイドは、コーティングの機械的な性質に悪影響を及ぼす、多相構造を生じる傾向がある。コーティングの中のアルミニウムのターゲットレベルは、２５−３０重量％でなければならないことが認識されているが、図１４は、アルミニウムのレベルは、４０原子パーセント（２８．６重量％）よりも十分に高く、そのピーク値は、５０原子パーセント（３５．７重量％）よりも高いことを示している。顕微鏡及びＥＰＭＡの観察の結果として、上述の組成的な変動及びプロセスの変動の有効性に関して、以下の結論が導かれた。観察及び結果の総括図４乃至図１３に示すゾーンの相対的な厚みの基準に関しては、下の表２を参照すべきである。選択された各々のサンプルＮｏ．に対して、コーティング全厚み（ミクロン）、標準的なサーマロイＪサンプルに対する各々のサンプルに関するコーティング全厚みの概略的な増加パーセント、及び、各々のゾーンＣ、Ｄ、Ｅ、Ｘ、Ｙ及びＦの厚み（ミクロン）が示されている。また、各々の絶対厚みに隣接してカッコの中に示されているのは、コーティング全厚みのパーセンテージ（百分率）としての、その厚みである。しかしながら、ゾーンＦに関しては、パーセンテージ値が示されておらず、その理由は、このゾーンは、コーティングの全厚みの一部として計算に入れられないからである。追加の金属の効果図１０乃至図１３は、付与され硬化されたコーティングの金属含有物が、約３乃至１３重量％の種々の量の添加物によって変更された元素粉末を含んでいるサンプルを示している。拡散熱処理は、８８５゜Ｃにおいて２時間行われた。表２から、クロムを添加すればする程、このサンプルのゾーンＣの厚みは減少する傾向があり、一方、ゾーンＤの厚みは増大する傾向があることが分かる。図１０及び図１２において特に注意することは、サンプル４Ｅ及び８Ｅにおけるそれぞれ１０重量％及び１３．４重量％の高いクロム含有率は、表面ゾーンの突出を大幅に減少させ、残りのコーティング厚み全体にわたって、良好なケイ化物の層状化及び析出を生じさせている。図１０においては、そのような層状化は、ゾーンＥまでも伸長しているように見えるが、そのような層状化は、コーティング深さの下半分においては、それほど明らかではない。Ｃｒ含有率が６．７重量％しかない図１１は、若干多くの表面ゾーンＣが生じていることを示しており、コーティングの残りの部分は、ゾーンＤとＥとの間で、等しく分割されている。サンプル９Ｅ（図１３）は、僅か３．３重量％のＣｒと、サンプルＪに比較して増大したシリコン含有率を有しており、より明らかにシリコンリッチな表面ゾーンＣをもたらしているが、層状のゾーンＥは薄い。図５は、コーティングのサンプル１Ａ６を示しており、このサンプルにおいては、付与され硬化されたコーティングの金属含有物は、アルミニウム含有率を犠牲にして添加された、１０重量％のシリコン及び５重量％のクロムによって変更された元素粉末を含んでいる。拡散熱処理は、サーマロイＪに通常使用されるのと同じ条件で行った。この場合には、表面層ゾーンＣは、サンプルＪの場合よりもかなり厚く、ゾーンＤは極めて薄くてあまり顕著ではない。しかしながら、コーティングは、サンプルＪよりも４０％厚く、図１８のＥＰＭＡの結果を参照すると、コーティング深さ全体にわたるＳｉ、Ａｌ、Ｃｒ及びＮｉの重量％レベルは、サンプルＪよりもかなり一定していることに注意する必要がある。すなわち、Ａｌ含有率は、全体を通じて、２０乃至２４重量％であり、コーティングの頂部ゾーンにおいて測定された最高シリコン濃度は、１０重量％である。Ｃｒの添加が、Ｓｉをコーティングに分散させる役割を果たすが、Ｓｉの添加はまた、より厚みのあるゾーンＣを形成する役割を果たすという結論が導かれる。サンプル１Ａ６にはクラックが認められず、良好な延性を示した。一般に、図示されない他のサンプルの観察は、スラリーにクロムを添加すると、シリコンリッチな表面ゾーンＣを犠牲にして、より厚みのある層状のゾーンＤが生ずることを示している。そのようなクロムの添加は、ゾーンＥへのケイ化物の分散を増大させた。必要であれば、より厚いシリコンリッチな表面ゾーンＣを形成する助けをするために、特別なシリコンを添加することができる。しかしながら、Ａｌ−Ｓｉの共融性の合金を含むスラリーにクロムを加えると、その結果はそれほど顕著ではなかった。スラリーコーティングにタンタル及びチタンを添加した結果は、図１５及び図１６、並びに、図１９から明らかなように、異なる結果を示した。ＩＮ−７３８基材に使用した場合には、シリコンリッチな表面ゾーンＣにおけるＴａ及びＴｉのサーマロイＪコーティングの濃度は、それぞれ約１重量％及び４重量％である（図１４Ａ参照）。しかしながら、サンプル１Ａ２（図１５Ｂ）、及び、サンプル１Ａ５（図１７Ｂ）は、Ｔａ濃度が、最大約３％であることを示しており、一方、サンプル１Ａ４及び１Ａ７は、Ｔｉ濃度がそれぞれ、約５％及び１０％であることを示している。ここに示されるＥＰＭＡのプロットは、Ｔａ及びＴｉの添加量は、完成したコーティングの中に含まれているが、コーティングの本体の中にケイ化物を形成するのではなく、Ｔａ及びＴｉは、少なくとも元素のＡｌ及びＳｉ粉末と組み合わせて用いられた時には、ゾーンＣに濃縮した。チタンを含まない場合のタンタルは、コーティングがクラックを発生する傾向を高ることが分かったが、恐らくこれは、ＴａとＳｉの間の原子のサイズの不一致により、Ｔａが濃縮している表面ゾーンの顕微鏡組織に歪みが生ずることに起因している。しかしながら、Ｔｉ及びＴａを一緒に用いた場合には、ケイ化物リッチなゾーンは、通常のサーマロイＪの場合によりも、幅が広くなり、クラックを発生する傾向が低下する。サーマロイＪに比較して、Ｔａ及びＴｉによってゾーンＣに生ずる化学的な差異は、ケイ化物を形成してクロムケイ化物と固溶体を形成し、複雑なケイ化物を生じさせるその能力と、Ｎｉ₃Ｔｉの如き金属間化合物を形成するための基材からのニッケルに対するその親和力に関係する。また、そのような能力及び親和力は、使用の間のコーティングの表面に保護アルミナスケールを形成することを支援するが、その理由は、そのような能力及び親和力は、アルミナイド相からＡｌを遊離させる助けをするからである。ＴｉＯ₂自身は、保護性が高くないが、アルミナスケールのコヒーレンスを支援することができる。タンタルも、使用の際に、保護性を有する密で安定な酸化物を形成する。共融性のＡｌ−Ｓｉ合金、並びに、Ｔａ及びＴｉを含むスラリーをテストしたところ、Ｔａ及びＴｉ成分は、元素のＳｉ及びＡｌ粉末に関して上に説明したものよりも、コーティングの中により均一に分散していることが判明した。これは、図２１Ｂに示すコーティング１Ａ１５（Ｔｉ及びＴａと共に共融性の粉末を含む組成すなわち複合体）の最外方の層におけるＴｉ及びＴａ（特にＴｉ）の分布を、標準的なサーマロイＪ（図１４Ｂ）におけるそのような元素の分布と比較することにより、明らかである。この観察は、以下に述べる効果を裏付ける。（ｉｉ）共融性のＡｌ−Ｓｉ粉末を用いた時の、コーティングの中のケイ化物のより均一な分布に関して、下である、（ｉｉ）スラリーの中に共融性のＡｌ−Ｓｉ合金粉末を用いる。図６は、コーティングのサンプル１Ａ９の走査型電子顕微鏡写真であり、このサンプルにおいては、付与されて硬化されたコーティングの金属含有物は総て、共融性の組成を有する粉末化されたアルミニウム／シリコン合金から構成されていた。拡散熱処理は、サーマロイＪに通常使用されるものと同じであった。図６は、対応するＥＰＭＡの結果を示す図２０と組み合わせて観察すべきである。このコーティングは、約８５μｍの深さを有しており、これは、図４のコーティングよりも、約３５μｍ（７０％）深い。ゾーンＦは、図４に示すように平坦で微粒子状であり、これは、境界面すなわち界面における機械的な性質を良好にする。図４とは異なり、図６のゾーンＣは非常に薄く不統一であり、コーティングの全厚みの一部として考慮されていないが、ゾーンＤは、コーティング厚みの外側の約４０％、すなわち約３５μｍを占める。また、ゾーンＤの層状体は、図４の同じゾーン程には、不連続的ではない。図６のゾーンＥは、図４の同じゾーンよりも約２０μｍ厚いが、コーティングの全厚みのおおよそ同じ割合を占める。図２０から、サンプル１Ａ９のＳｉは、サンプルＪの場合よりも、コーティング全体にわたって、より均一に広がり、いずれの位置で測定した濃度も約８％を越えないことが分かる。視覚的な顕微鏡観察を行った結果、上記コーティングにはクラックが全く存在していなかった。サンプル９Ｕ（図７Ａ参照）は、サンプルＪ及び１Ａ９よりも若干高い温度で拡散されたが、その温度は、サーマロイＪコーティングの製造に関しては通常の温度である。このサンプルは、約６９重量％の共融性のＡｌ−Ｓｉ粉末を含み、また、アルミニウム及びシリコンの元素添加物、並びに、約３重量％のクロムを含んでいる。コーティングの全厚みは、図４の場合よりも僅かに２０％しか大きくなく、ゾーンＣは、図６の場合よりも幾分顕著であるが、図４の場合よりも不統一である。サンプル９ＵのゾーンＤは、サンプルＪの場合よりも依然として厚いが、その差は顕著ではない。図６のゾーンＤの中に層として広がっているケイ化物の含有物の一部は、図７Ａ（コーティング９Ｕ、共融性＋Ｃｒ粉末）の表面ゾーンＣに偏析していることは明らかである。スラリー１Ａ１５の共融性のＡｌ−Ｓｉ合金粉末及びクロム粉末にＴｉ及びＴａの粉末を加えると、このような成分を含まない共融性の合金スラリーのいずれよりも、より均質な顕微鏡組織を有するアルミナイドが生成した。コーティング１Ａ９に見られるシリコンリッチな相の層状体（図６のゾーンＤ）のいずれもが、１Ａ１５アルミナイドの外側ゾーンに現れていない（図７Ｂ）。そうではなく、そのようなケイ化物は、そのゾーンのニッケルアルミナイドの中に均質に分布している。図２１Ａ及び図２１Ｂのマイクロプローブ分析は、他のコーティングの場合と同様に、少量のシリコン（最大約６％）が１Ａ１５に存在することを示したが、図２１Ａは、このシリコンが、外側ゾーン全体に極めて均質に広がっていることを示している。これは、コーティング１Ａ９（図２０）の構造すなわち組織とは異なっている。Ｃｒ、Ｔｉ又はＴａを添加することなく、共融性のＡｌ −Ｓｉ合金の拡散によって形成されたこのコーティングにおいては、外側層におけるシリコン濃度は、より変動する。また、図２１においては、Ｃｒ、Ｔｉ及びＴａが、コーティング全体に極めて均質に分布していることが示されている。Ｔｉ及びＴａを添加することなく、Ｃｒを共融性のスラリーに添加すると（コーティング９Ｕ、図７Ａ）、クロムケイ化物が、外側ゾーンＣ及びＤに明らかに濃縮されて残っていた。これは、スラリーに添加されたＴｉ及びＴａの金属は、そのようなスラリーが拡散された時に、生成したアルミナイドの中に含まれることを示している。そのような添加は、添加物が無い場合に比較して、Ｓｉ及びＣｒをコーティング全体により広く分布させ、共融性のＡｌ−Ｓｉ合金粉末の均質化する影響を複合して増大させる。他のサンプルを検討することにより導き出された全体的な結論は、上述の観察に一致していた。本発明によれば、共融性の組成を有するＡｌ−Ｓｉ合金を含むスラリーは、元素のＡｌ及びＳｉ粉末を含むスラリーよりも、厚みのあるコーティングを形成することが分かった。通常のサーマロイＪの表面付近に特に濃縮されたケイ化物の一部は、コーティングの厚み全体にわたってより均一に分布されていることは明らかである。（ｉｉｉ）スラリーに対するＡｌ又はＳｉの添加サンプルを検討すると、スラリーに特別のシリコンを添加すると、ケイ化物リッチな外側ゾーンが形成され、これら外側ゾーンは、厚みがあるが、通常のサーマロイＪの場合よりも、低いＳｉ含有量を有していた。これは、上述のコーティングのサンプル１Ａ６（図５及び図１８参照）の場合に示されている。（ｉｖ）スラリーに対するホウ素の添加使用したＥＰＭＡの制約により、ホウ素をコーティングに入れた効果を評価する際には困難性があった。本発明のコーティングの追加の成分として、ホウ素を含める効果は、少なくともコーティングのアルミナイド相により延性を与えるようであるということである。ホウ素は、融点を抑制するので、高温の環境で使用されるコーティングに効果的な影響を与えるためには、少量のホウ素を用いるのが好ましい。（ｖ）拡散熱処理温度の変化ニッケルベースの合金に対しては、シリコン／アルミニウムのスラリーは、約８４５°Ｃ、好ましくは８７０゜Ｃ乃至８８５°Ｃの温度で分散させ、脆性のある化学等量のＮｉＡｌ₃の相を形成することなく、アルミニウムリッチなＮｉＡｌを形成させる。この臨界温度は、この検討においては、Ａｌの拡散速度を減少させるために、結局、そのようなコーティングの外側ゾーンにおけるＡｌ濃度を増加（すなわち、Ｓｉ濃度の減少）させるために、拡散温度を７６０゜Ｃまで低下させた時に確認した。この場合には、より薄いコーティングが形成され、そのＡｌレベルは、高すぎた。当然ながら、クラックの発生は、７６０゜Ｃで拡散されたサンプルの方が、８７０゜Ｃ乃至８８５゜Ｃで拡散されたサンプルよりも、より深刻であった。約１，０００゜Ｃの温度で拡散させると、８７０゜Ｃで製造したものよりも、より厚みがあり且つより延性を有するコーティングが形成され、シリコンリッチな相が、コーティングの中で良好に分散した。１，０００゜Ｃ及びこれ以上の拡散温度、並びに、スラリーへのクロムの添加を組み合わせると、好ましい複合された効果が生じ、そのようなサンプルは、クラックの発生又は成長に対して、特に耐久性を有していた。８７０゜Ｃ乃至８８５゜Ｃ（通常の拡散温度）における拡散は、アルミニウムの内方拡散が主要な反応である、いわゆる、高活動度アルミナイジングプロセスを行わせることができる。１，２００゜Ｃにおいては、重い元素、特に、ニッケルベースの材料の中のニッケルの外方拡散が、より優勢となり、低活動度アルミナイドプロセスを生ずる。ニッケルは、コーティングの中へ移動する際に、通常は、基材の中のニッケルと固溶体を形成している他の元素を放出し、拡散境界ゾーンに、注状の炭化物を析出させる。従って、ＩＢ９（図８参照）、及び、１Ｂ１８（図９及び図２２）の如き幾つかのサンプルに、最初に、通常の拡散温度を２時間与え、次に、より高い拡散温度を更に２時間与え、これにより、高活動度／低活動度のアルミナイド特性を利用した。サンプルを検討すると、拡散温度を１，１２０゜Ｃまで増大させると、注状の炭化物を含む拡散境界ゾーンＦが常に生ずることを示した。サンプルＪ、及び、他の幾つかのサンプルと比較すると、低いＡｌ濃度が、コーティングの本体の中で得られ、また、低いＳｉ含有量が、外側ゾーンで得られた。これは、図９及び図２２から分かる。図８のサンプル１Ｂ９は、その金属粉末含有物が、１００重量％の共融性のＡｌ−Ｓｉ合金であるスラリーの高温拡散の結果を示している。最も顕著なことは、コーティングの全厚みが大幅に増大して、サンプルＪよりも１３０％厚く、これは、高い拡散温度に加えて、共融性の合金を厚くする上述の効果により生ずるものである。共融性の合金粉末を含むが、低い温度で拡散されたサンプル１Ａ９とは異なり、顕著な５μｍの厚みのＳｉリッチな表面ゾーンＣが現れる。これは恐らく、アルミニウムの大きな内方拡散のためである。しかしながら、１Ａ９のように、厚い層状のゾーンが形成され、下にある層全体に、良好な析出物の形成も明らかに生ずる。また、図９及び図２２は、２つの異なるコーティングを変更する変化の組み合わせ、すなわち、スラリー混合物に強力なケイ化物形成物すなわちケイ化物フォーマ（＋１０重量％Ｃｒ）を追加すると共に、高い拡散温度（すなわち、１，１２０°Ｃ）を用いることにより生じた特徴を示している。この顕微鏡組織は、コーティングの全厚みは、図８のサンプル１Ｂ９よりも幾分薄いにも拘わらず、不統一なゾーンＣ、及び、厚い層状のゾーンＤを示している。Ｃｒは、ゾーンＣを犠牲にして、ゾーンＤ、Ｘ及びＹの中にケイ化物が形成するのを助けるのに効果的であったように思われる。上述の高い拡散温度は、サンプルＪに比較してゾーンＦを変更している。ＩＮ −７３８ベース材料の中の重い（耐火性）元素、すなわち、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｔａ及びＮｂの移動、並びに、合金の中に既に存在している炭素の移動が促進される。そのような耐火性の元素は、強い炭化物形成物すなわち炭化物フォーマであり、その結果、そのような元素がコーティングを通って移動することは、境界面における炭化物の形成によって拘束される。これは、効果的すなわち有利なことであり、その理由は、そのような元素の酸化物は、使用中に形成されるコーティング表面のスケールの保護的な性質に対して有害であり、できれば、そのような酸化物は、表面に存在しないようにすべきであるからである。１，１２０゜Ｃの高温拡散熱処理を採用する際の１つの問題は、そのような高い拡散温度が、ＩＮ−７３８及び他のスーパーアロイの機械的な性質に悪影響を与えることであり、その理由は、通常の析出の間に形成される強固な結晶粒界の析出物を固溶体に戻すからである。しかしながら、コーティングされたすなわち被覆された合金に更に析出熱処理を与えることにより、適正な構造すなわち組織を回復させることができる。ＩＮ−７３８に関しては、この析出熱処理は、８４０゜Ｃで２４時間である。（ｖ）拡散熱処理時間の変更通常の拡散温度である８７０゜Ｃ乃至８８５°Ｃにおいて時間を増大させると、サンプルのクラック発生を減少させる傾向があった。また、拡散熱処理時間を長くすると、幾分厚みのあるコーティングが形成されるが、その効果は、温度を高くすることに比べて、それほど顕著ではない。全体として、コーティングの構造における変化はほとんどないことは明らかであり、サーマロイＪ製造に使用される時間（すなわち、２時間）が、適正な拡散コーティング（拡散されたコーティング）を形成するに十分であるという傾向を示している。腐食テスト上述の種々の特徴及びプロセス変数を網羅するように、加速された高温腐食リグテスト（ｒｉｇｔｅｓｔｉｎｇ）を、直径６．５ｍｍ×長さ６５ｍｍのＩＮ −７３８ピンのサンプルに対して行った。コーティングスラリーを付与する前に、上記サンプルを、１，１，１−トリクロロエタンの熱い蒸気の中で脱脂し、次に、２０ｐｓｉすなわち１３８ｋＰａの圧力で、９０／１２０メッシュのアルミナグリッド（粒子）でブラスチングした。各々のスラリーの湿った薄い塗膜を、通常の空気噴霧式のスプレーガンを用いて、上記ブラスチングされたサンプルに付与した。水を蒸発させた後に、噴霧されたスラリーの塗膜を、８０゜Ｃ（１７５゜Ｆ）で少なくとも１５分間乾燥させ、次に、３５０゜Ｃ（６６０゜Ｆ）で３０分間硬化させた。サンプルを冷却した後に、ディスクサンプルに関して上に概説した手順の後に、別のスラリー塗膜を付与して硬化させることにより、コーティング厚みを形成した。次に、各々のコーティングされたサンプルに、８８５゜Ｃで２時間拡散させることを含む拡散熱処理操作を与えた。熱処理の後にサンプルが冷却した後に、負圧ブラスタの中で２０ｐｓｉ（１３８ｋＰａ）の圧力で−１４０＋２２０メッシュのガラスビーズで軽くブラスチングすることにより、拡散していない残りのものを除去した。高温腐食テストにおいては、プロパンを燃焼させたはだか火の中でピンを３分間加熱し、約６０秒間で、９５０゜Ｃ（１，７４０゜Ｆ）の定常状態の温度を達成した。次に、１重量％のＮａ₂ＳＯ₄、及び、１０重量％のＮａＣｌを含む水溶液の微細な噴霧スプレの中で、熱いピンを室温まで６０秒間で室温まで急冷した。そのスプレの中で３分後に、完全な加熱及び急冷サイクルを繰り返し、この操作を、全部で約１４０時間継続して行った。約７時間又は８時間毎に、テストを中断してピンを取り出して、脱イオン水の中で超音波洗浄し、計量及び目視による観察を行った。破損したピンを総て取り除き、質量と常に一定に保つために、新しいピンと交換した。各テストにおいて、４又は５の異なるコーティングのサンプルを用い、各々のコーティングのサンプルを３つのピンに使用することにより、結局、１２乃至１５のピンを用いて、３つの異なるテストを行った。各テストのピンの中の３つは、通常のサーマロイＪで被覆した。このテストの結果が、図２３（１５のピン）、図２４（１２のピン）、及び、図２５（１５のピン）に示されており、これらの図は、重量損失すなわちウエートロス（ミリグラム）を、テスト時間（ｈｒ．）に対してプロットしたグラフである。これらのグラフにおいて、異なるタイプのコーティングのサンプルが表示されている実線は、各ピンに関する重量損失の平均を示すだけであり、従って、後に説明する個々のピンの結果を表すものではない。通常のサーマロイＪで被覆されているピンに関するグラフの線には、「Ｊ」が付されている。図２３のコーティングのサンプルの中の２つは、特に注目する値がある。表１に示すコーティング組成を有するコーティングのサンプル１Ａ９に関して３つのピンがテストされた。テストの最初の約４０分間は、サンプル１Ａ９は明らかに、サーマロイＪのテストピースを含む他のサンプルよりも遅い速度で、重量を損失した。４０乃至５０時間の後に、２つの１Ａ９サンプル（グラフでは一方には、１Ａ９’が付されている）は、急速に劣化し、この傾向は、６０時間経過するまでは、他の総てのサンプルと同様に継続した。図２３における他方の注目すべきコーティングのサンプルは、これも３つのピンを含む１Ａ６であり、これは、サーマロイＪ被覆されたピンを長持ちさせる。表１から分かるように、図５及び図１８に関連して上に説明したこのコーティングのサンプルは、元素のＳｉ及びＡｌの粉末を含み、通常のサーマロイＪの通常のＡｌ含有率を犠牲にして、５重量％のＣｒ、及び、１０重量％のＳｉが添加されている。この良好な性能は恐らく、追加ののシリコン、並びに、強いケイ化物フォーマとしてのクロムの添加により生ずる、厚みのあるケイ化物リッチな表面層Ｃが存在することに起因する。高温拡散熱処理を受けたサンプル１Ｂ３及び１Ｂ９（表１参照）は、最適な性能を示さなかった。高温腐食耐久性の低下は、コーティングのアルミニウムが、高温処理の間に、基材材料の中へ移動するので、コーティングの中のアルミニウム含有率が不足することに起因すると考えられる。しかしながら、高温腐食がそれほど深刻な問題ではない使用条件に関しては、コーティングの厚みが大きく延性が高く、コーティングの中のおけるケイ化物の分散が良好である、上述の如きサンプルは、特に、スラリーにケイ化物フォーマを添加した場合には、高温処理の十分に魅力的な利点であろう。次に、図２４を参照すると、サンプル７Ｅ、４Ｅ及び９Ｅの性能が注目に値する。平均すると、４Ｅ及び７Ｅのピンは、約７５時間後に、サーマロイＪよりも大きな速度で重量を損失するが、それ以前には、上記ピンの重量損失は、サーマロイＪサンプルの重量損失よりも小さい。また、グラフにおいて７Ｅ’を付された７Ｅピンの１つは、７５時間後には、サーマロイＪサンプルよりもかなり小さな重量損失速度を一貫して示し、良好なコーティング厚みを残した状態でテストを終えており、一方、３つのサーマロイＪサンプルは、壊れてしまった。また、７５時間後には、４Ｅピンの１つは、約１２０時間に達するまで、サーマロイＪピンよりもかなり遅い速度で重量を損失した。このピンには、グラフにおいて、４Ｅ’が付されている。大部分の４Ｅ及び７Ｅピンが、４Ｅ及び７Ｅほどには良好な性能を示さないのは、コーティングスラリーに重いクロム粉末が添加されており、このクロム粉末が、準備の際に、コーティングをピン表面に均一に付与することを困難にしていることに起因していると思われる。コーティングのサンプル９Ｅを参照すると、テストの早い段階においては、各ピンは、他のピンよりも良好に機能しないように見えるが、その性能は、より一貫しており、テストの終わりには、サーマロイＪコーティングのサンプルの特徴である、残りのコーティングの急速な損失を示さない。テストの終わりには、総ての９Ｅピンには、使用可能なコーティング厚みが依然として存在している。次に図２５を参照すると、３つのコーティングのサンプル９Ｕ（表１）に関するテスト結果が、３つのサーマロイＪサンプル、並びに、表１には示されていない、１Ｕ、２Ｕ及び６Ｕを付された各々３つの他のコーティングの３つのサンプルと比較されている。これら総てのサンプルは、コーティングスラリー中に、共融性のＡｌ−Ｓｉ合金粉末を含んでいる。コーティング１Ｕは、テスト計画の前提を検査する負の標準すなわち基準の役割を果たす。スラリーは、金属顔料含有物の割合として、２０重量％のクロムを含み、Ｓｉ及びＡｌの含有率はそれぞれ、僅かに５重量％及び７５重量％であって、アルミニウム及びシリコン含有物の一部は、元素（元素の状態の）の粉末である。このスラリーによって形成されたアルミナイドは、延性が極めて高いように思われるが、高温腐食に対する良好な耐久性をもたらすために必要と考えられる、いずれの顕微鏡組織的な特徴も備えていない。この複合体すなわち組成で被覆されたピンは、早期に破損した。図２５参照。コーティング２Ｕは、クロムを全く含まず、Ｓｉ及びＡｌの含有率はそれぞれ、２５重量％及び７５重量％である。上に述べたように、アルミニウム及びシリコンの含有物の一部は、元素の粉末の形態であり、一部は、共融性の合金粉末であった。コーティング６Ｕも、クロムを全く含まないが、Ｓｉ及びＡｌの含有率はそれぞれ、１５重量％及び８５重量％であった。従って、Ｓｉ及びＡｌの全含有率に関しては、標準的なサーマロイＪスラリーと同様であるが、この場合にも、アルミニウム及びシリコンの含有物の一部は、元素の粉末の形態であり、一部は、共融性の合金粉末であった。総ての２Ｕ及び６Ｕピンは、サーマロイＪサンプルよりもかなり早く破損したが、１４０時間において、３つの９Ｕピンは依然としてコーティングを有しており、一方、３つのサーマロイＪピンは破損してしまった。この様子は、グラフのＪ線及び９Ｕ線の交差点Ｘによって示されている。高温腐食テストの間の重量損失に関して最も良好なコーティングの全体的なサンプルの最終的なランキングは、重量損失が最も少ない順に、９Ｅ、Ｊ、９Ｕ、４Ｅ及び７Ｅである。コーティングのサンプル９Ｅで被覆されたピンは、改善された性能を有するコーティングをもたらす。サンプル９Ｕのコーティングをガスタービンエンジンのロータブレードに付与すると、比肩し得る改善されたコーティングが生じた。同様に、サンプル１Ａ６で翼に設けられたコーティングは、シリコン含有率が低減され且つ性能が改善された、厚い表面層を有するコーティングをもたらす。従って、羽根、ディスク、バーナ缶、アフターバーナ、スラストリバーサすち逆スラスト装置、シャフト、及び、関連するアクセサリすなわち部品の如き他のタービンの部品は、固定具、ボルト等と同様に、本発明のコーティングの利益を顕著に受ける。コーティングのサンプル９Ｕで被覆された固定具すなわちファスナは、性能が改善されたコーティングをもたらす。本発明のコーティングは、ガスタービンに限定されるのではなく、使用の際に、往復動エンジン、航空機（加熱された皮膚のように空気力学的に加熱される）、蒸気エンジン等と同様な運転条件に通常晒される、あらゆるスーパーアロイ被覆される部品のコーティングに用いられる。上述の観察は、ＩＮ−７３８ニッケルベースのスーパーアロイを含むサンプルに関して行われた。コバルトベースのスーパーアロイ、及び、オーステナイトステンレス鋼のスーパーアロイも、本発明のコーティングで被覆されると、比肩し得る改善されたコーティングをもたらす。スーパーアロイ上のコーティングにおけるクラックの発生の開始に対する耐久性を含む高温腐食耐久性は、当該産業において直面する深刻な問題である。この問題は、使用条件がより苛酷になるに従って、益々深刻になる。本発明は、当該分野におけるそのような問題を解消することに寄与するものである。Description: Aluminide / silicide coatings, coating composites, coating methods, and improved coating products Technical field The present invention relates to aluminide coatings for aluminizing refractory alloy substrates, slurry coating composites for such coatings, and processes for applying such coatings, and more particularly to refractory alloy bases. The present invention relates to a composite coating containing an aluminum-rich phase and a silicon-rich phase for improving the resistance of a material to high temperature corrosion and oxidation. During operation, the composition of the turbine portion of a gas turbine is exposed to combustion gas temperatures of up to 1200 ° C (2200 ° F). Such compositions are generally formed from nickel and cobalt based superalloys (heat resistant alloys) that have been specially developed to have strength at the temperatures mentioned above. However, refractory materials, such as those described above, begin to return to their native metal oxide form upon exposure to oxygen in such hot combustion gases. The nickel and cobalt oxide scales formed on the surface of the alloys as described above do not have reliable adhesion. Such scales crack and delaminate from the surface during thermal cycling, further exposing unreacted substrates to the ambient environment. In this way, the oxidation roughens the unprotected parts formed from the alloys as described above and eventually consumes them. Degradation is accelerated when sodium and contaminants including chlorine and sulfur are added to the combustion gas. Above about 540 ° C (1004 ° F), sodium and sulfur react to form low-melting-point sulfates, which dissolve oxide films on nickel and cobalt. In addition, it directly corrodes the substrate. See FIG. Background technology One solution that has been widely applied to gas turbine engines to the problem of hot corrosion and oxidation is to put aluminum on the surface of a superalloy composition, a process known as aluminizing. Aluminum forms stable intermetallics with both nickel and cobalt. The oxide layer formed on such compounds at elevated temperatures is already not a metal oxide of nickel or cobalt, but rather alumina (Al) with considerable toughness and firm adhesion. ₂ O ₃ ) Is a protective layer. See FIG. Various commercial coatings are based on this protection mechanism. Aluminum is sometimes deposited from the vapor phase in a process that has become known as packed aluminizing. In packed aluminizing, aluminum powder reacts with a halide activator (halide activator) to form a gaseous compound, which reacts by condensation on the metal surface. Cause Aluminum atoms diffuse into the substrate and react to form intermetallic aluminides. This process is described in detail in many US patents, including US Pat. No. 3,257,230 (Wochtell et al.). Reference is made herein to the aforementioned US patents. Modern MCrAlY overlay coatings also use alumina films to provide high temperature corrosion resistance. Due to the presence of chromium and yttrium in the film, the aluminum content of such coatings does not have to be as high as in pack aluminides, but its protection still depends on the scale of the alumina that adheres firmly. are doing. Slurry aluminizing is another method for preparing a protective alumina that forms an intermetallic aluminide coating on a superalloy. In this slurry process, a slurry coating containing aluminum is first deposited on hardware or equipment. When the coated part or component is heated in a protective atmosphere, the aluminum in the film melts and reacts with the substrate, forming the desired intermetallic phase. The apparent durability of the aluminide coating against hot corrosion and oxidation is due to the thermodynamic stability of the alumina scale formed on the aluminide coating. However, aluminide coatings are not suitable for alkali metal oxides (eg Na ₂ O) and cemented carbide (eg MoO ₃ And W ₂ O ₃ The acid oxides of 1) undergo some hot corrosion at "cold" temperatures of about 700-800 ° C. Silicon dioxide (SiO ₂ ) Is another very stable oxide. Like aluminum, silicon forms stable intermetallics with nickel and cobalt, and with chromium and other elements such as molybdenum, tungsten and titanium, as commonly found in cemented carbides. . This reduces the segregation of such elements into the outer protective oxide layer and improves its protection. Also, unlike aluminum, silicon is unable to form sulfides and is therefore resistant to sulfur diffusion. As a result, silicide coatings produced by pack or slurry processes have been used in cemented carbides to improve resistance to hot corrosion and oxidation. Silicide has proven to be particularly useful in withstanding sulfur attack (corrosion by sulfur) at "low" temperatures (700-800 ° C). The benefits of silicon-based coatings are: Fitzer and J.M. Schlicing's paper ("Coatings Continuing Alium ed.", "Aluminum and Silicone Chromium", presented at the National Association of Coronson Engineers conference held in San Diego, CA, February 26, 1981. As such, it is described in many publications including "High Temperature Corrosion" (Ed. Robert A. Rapp), pages 604-614. In this specification, reference is made to the above article. For the avoidance of doubt, silicon is classified herein as a metal element. The effects of aluminizing and siliconoids are compounded in the process of co-depositing aluminum and silicon on the surface of the metal, which is typically a superalloy. One such process, disclosed in US Pat. No. 4,310,574 (Deadmore et al.) Referred to herein, is to deposit an organic slurry containing silicon onto a surface, then deposit It is described that the surface thereof is aluminized by the pack aluminizing of. Aluminum carries silicon with the slurry from itself as it diffuses from the pack mixture into the superalloy. The above U.S. Pat. No. 4,310,574 shows that the resulting silicon-enriched aluminides show better resistance to oxidation at 1,093 ° C. than aluminides without silicon. Another means for forming so-called "silicon modified" or "silicon-enriched" aluminides is to use slurry coatings containing powdered aluminum and silicon metal with alloy bases containing elements that form aluminides and silicides. Apply to the material and then heat the slurry coating to a temperature above 1,500 ° F (760 ° C). As the aluminum and silicon in the slurry melt, the aluminum and silicon react with the substrate and diffuse preferentially. Aluminum forms an alloy with nickel or cobalt in the substrate, while silicon forms an alloy with chromium or other silicide formers. The end result is a composite coating of aluminide-silicide. This process is often referred to as the Silicon Modified Slurry Aluminide Process and is used commercially as "ThermaLoy J" (trade name of Sermate ch International, Limerick, PA, USA). Generally speaking, the conventional techniques and coating composites as described above seek to increase the silicon in the layers of the coating exposed to the harsh conditions as described above. Suitable alloy substrates for this form of coating include nickel-based superalloys, cobalt-based superalloys, and austenitic stainless steels. Elements corresponding to the constituent elements of such alloy substrates have been found to be present throughout the entire coverage of the coating, but bind separately to the aluminum and silicon components of the coating, whereby the silicon-rich phase is Distributed separately over the thickness of the coating, relative to the aluminum-rich phase. When used, the composition of Thermalloy J slurry coating comprises metal powders of silicon and elemental aluminum in an acidic aqueous solution of an inorganic salt as a binder. About 15% by weight of the total metal powder content of the slurry is silicon powder. However, the overall composition of the slurry is shown below as a rough weight percentage. Al powder-35% Si powder-6% Water-47% Binder salt (dissolved in water) -12% In a preferred embodiment of preparing the above composition, the metal powder components are premixed and the binder solution is added separately. Form and then mix the powder into the solution. Other methods for preparing the above composition are readily envisioned. This binder is selected to be suitable for the solid matrix which holds the metal pigment in contact with the metal surface during heating to the diffusion temperature. The binder is also selected to be temporary during the diffusion, leaving a residue that simply adheres lightly to the surface after the diffusion is complete. In the tests, the silicon-modified aluminide coatings produced by applying the slurry to superalloy products followed by diffusion heat treatment were particularly resistant to sulfidation corrosion over a wide operating temperature range. Proved to have. Details of some of the tests are described by ASME (American Society of Mechanical Engineers) in F. NDavis and C.I. E. FIG. It has been published in a paper by Grinell (“Engineering Experience of Turbine Materials and Coatings” (1982)), which is referred to herein. This coating is currently specified on many industrial and marine turbines. The above paper reports that Thermalloy J exhibits good resistance to low temperature and high temperature sulfidation. The Thermalloy J coating has very satisfactory properties and is therefore used as one of the criteria for comparison in the tests described herein. The theoretical basis for the above improvement is considered to be as follows. Diffusion heat treatment of a superalloy or austenitic stainless steel base material coated with an aluminum / silicon slurry in an inert atmosphere, that is, a vacuum atmosphere, allows specific elements having a specific affinity for each other to form a base material and a slurry. From, diffuse towards each other and bond to each other. At the diffusion temperature, aluminum from the coating and nickel and / or cobalt from the superalloy or stainless steel substrate rapidly move towards each other to form nickel aluminide. Similarly, the silicon in the coating has an affinity with the substrate metal chromium and, if present, molybdenum, tantalum and titanium, and thus with one or more such metals. Combine to form the respective silicides. However, silicon migrates through the coating toward the substrate at a much slower rate than aluminum, and thus the outer portion of the coating is relatively enriched with silicon. Chromium is present in superalloy and austenitic stainless steels in a much larger amount than other elements with which it has an affinity, so that during the diffusion process, this silicon is largely bound to chromium and is bound to the outside. A coating layer is formed, the outer coating layer being richer in chromium silicide than the rest of the coating. To identify some zones of a typical Thermalloy J coating that has been diffusion heat treated from 870 ° C to 885 ° C, it is convenient to refer further to the description of the invention. Examination of the coating shows a silicon-rich surface zone that is particularly enriched in chromium silicide. This zone leads to a "layered zone" that extends deep into the coating, the layered zone comprising alternating layers of silicide and aluminide phases. Below the layered zone is the “aluminide zone”, in which the aluminide phase is predominant but also contains silicide deposits. At the interface with the substrate is a diffusion zone, where the coating material and the substrate material diffuse into each other. The coatings of the present invention differ in the composition of each layer, the thickness of each layer, or both, as described herein. Reference to related patent application This patent application is based on UK patent application No. 921068 3.0, filed May 19, 1992, filed May 18, 1993, international patent application PCT / US / 93/04507, outside Meer. Title of the invention: Composite coating of aluminide-silicide, inventor: Mehar C. Meelu, Alan T. Johnes and Bruce G. McMordie) is a continuation-in-part application. In this patent application, reference is made to PCT / US93 / 04507, supra. US Patent Application Serial No. 1993, filed in 1993. 08 / corresponds to the above international patent application. This application is also a continuation-in-part application of the above-referenced US patent application, which is also referenced herein. Further comments regarding the above international patent application are set forth in the description below. Summary of invention An important object of the present invention is a slurry aluminide coating, which is particularly useful for superalloy substrates which are often exposed to oxygen in the hot gases during use. This coating has improved resistance to cracking during use, while maintaining very satisfactory resistance to oxidative and hot corrosion conditions. In accordance with the present invention, a coating composite consisting of a slurry of a powder of a metallic element, typically aluminum and silicon, and other metals described below, in a thermosetting binder, is a Thermalloy. It has been found to result in coatings with unexpectedly superior properties as compared to prior art coatings, including J coatings. In accordance with the present invention, coatings consisting of a slurry of eutectic aluminum / silicon powder in a thermosetting binder are also unexpectedly superior to prior art coatings containing Thermalloy J coatings. It has been found to result in a coating having the desired properties. In accordance with the present invention, slurries that deviate from eutectic slurries are contemplated, as described below. According to the present invention, certain process variants have been recognized which are particularly suitable for providing coatings with improved properties. That is, it has been found that the processes disclosed in the international and US patent applications referenced above are applicable for coating selected superalloy substrates with the composites of the present invention. Some other specific features of the invention are described below. An important feature of the present invention is that the aluminide / silicide coating has a more uniform distribution of the respective components throughout, and in particular the silicide has a more even distribution of the components throughout its thickness. Another feature of the invention is that the excess concentration of silicon inclusions in the surface zone of such a coating is reduced and the depths of the silicon-rich surface zone and layered zone described above are further increased, further within A coating is provided in which the dispersion of the silicide phase is increased. The present invention is described in detail below. The term "superalloy" is a term well known in the art. As used herein, superalloy refers to nickel and cobalt based alloys that are suitable as substrates for the coatings of the present invention. However, austenitic stainless steel also constitutes a suitable substrate for at least some of the coatings of the present invention and is therefore considered a superalloy for the purposes of the present invention. BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS Examples of the invention, as well as examples of prior art coatings, are described with reference to the drawings described below. FIG. 1 shows what happens when a typical substrate on the surface of an unprotected superalloy is exposed to clean combustion gases. FIG. 2 shows that a typical substrate of the surface of an unprotected superalloy is a combustion gas containing pollutants containing chlorine and sulfur, which are often found in the environment of ships under high temperature corrosion / sulfidation conditions. It shows what happens when exposed. FIG. 3 shows aluminized and diffused aluminide coating, which is highly adherent alumina (Al ₂ O ₃ 2) shows a representative superalloy substrate having a protective layer of FIG. FIG. 4 is an optical micrograph showing a cross section of a conventional Thermalloy J aluminide / silicide coating sample on a nickel-based superalloy substrate at 500X magnification. 5-13 are similar optical micrographs of samples of other aluminide / silicide coatings having altered structure or texture, composition, or heat treatment in accordance with the present invention. 14A and 14B are graphs showing electron probe microanalysis (EPMA) results of elemental distributions of various protective coatings and superalloy substrates throughout the coating shown in FIG. 4, with respect to FIG. %), And with respect to FIG. 14B, in percent by weight (% by weight), the abundance of the elements is plotted against the micron size through the sample. FIGS. 15-22 and FIGS. 31A and 31B are graphs showing EPMA results for other selected coating samples in which the abundance of elements in weight percent (% by weight) is micronized through the sample. Plotted against dimensions. FIGS. 23-25 are graphs showing the results of accelerated hot corrosion test of test pieces coated with various observed aluminide / silicide coatings, where the weight loss in milligrams (mg) is Plotted against test time in hours (hr). 26 to 30 and 32 are optical micrographs of samples of various coatings. Detailed Description of the Preferred Embodiments of the Invention The present invention provides several novel embodiments. One example relates to a coating composite consisting of a slurry containing several metals in the form (ie state) of elemental powders in a liquid binder, which is preferably thermosetting. A feature of this example is a powder containing primarily aluminum and silicon, as well as metal components, which are other metals described below. The powder of such a metal mixture is mixed with a binder, which can have a wide pH range and is preferably an acidic binder. The present invention also imparts an aqueous component to the superalloy substrate to have high durability against oxidative and hot corrosion conditions, and improved durability against crack growth. Also provided is a method for forming a coating having The present invention also provides an improved coating having improved resistance to crack formation, especially crack initiation, in the required conditions as described above. The present invention also provides improved fabrication coated with the above coating, such as rotor blades, turbine blades, casings and other components, for example components of gas turbines (industrial, marine or other). Provide things. The present invention provides further novel embodiments. One embodiment relates to a slurry of eutectic aluminum / silicon powder contained within a thermosetting liquid binder. This slurry is particularly useful in providing coatings for superalloy substrates that are often exposed to oxygen in the hot gases during use and are usually prone to cracking. The slurry of the present invention contributes to solving the above problems. The slurry may, depending on choice, include other metals in elemental state that contribute to the additional advantageous properties described below. The invention, in another embodiment, relates to a coating formed on such a superalloy from a slurry comprising a eutectic aluminum / silicon alloy as described above. In such coatings, the dispersion of the substrate silicon and metal alloys is increased throughout the thickness of the coating. Furthermore, the coating of the present invention has a low silicon content and also has an increased distribution of aluminum in the outer zone of the coating. The coatings of the present invention have excellent properties, in particular, outstanding durability to the onset or initiation of microcracks in the coating, as well as improved ductility. The salient feature of the coatings of the present invention is that the silicide is more evenly distributed or dispersed (or redistributed) throughout the thickness of the coating than in prior art coatings (typically Thermalloy J). Is. In particular, layered layers that do not consist of layers of aluminide and silicide phases that are very tightly packed and interleaved tend to not be tightly (ie, tightly) packed. Under optimal conditions, the silicide layers are more spaced apart, the aluminide layers tend to grow, and the silicide particles are more evenly distributed throughout that layer and other layers of the coating. In the coating of another embodiment of the present invention, there is no surface layer. That is, the first outer layer is referred to as a layered zone composed of layers composed of a silicide phase and an aluminide phase. The invention further comprises the steps of mixing the elements aluminum and silicon together in a eutectic ratio to form a eutectic alloy powder, and at any appropriate time, if desired, depending on the selection. Mixing the eutectic powder into a liquid binder solution, with or without other metal powders used, to prepare a eutectic slurry. Provide a way. Another embodiment provides a method for coating a superalloy substrate with a slurry, the method comprising curing the coating, diffusion heating the coated substrate, cooling the coating or And a curing step. Other embodiments relate generally to coated parts, which are metal parts having a superalloy component coated or coated with the coating of the present invention. A component that particularly benefits from the coating of the present invention is a gas turbine component. In one aspect of this embodiment, the diffusion process can be applied as many times as deemed necessary according to the process disclosed in International Patent Application PCT / US93 / 04507 mentioned above. Coatings with further improved properties can be obtained. Other embodiments of the invention will be apparent from the detailed description below. In describing the present invention, the terms "zone" and "layer" are used interchangeably. From the above and below description, one important teaching of the present invention is the distribution of the silicide and aluminide phases throughout the coating, such distribution being the distribution of alloys in prior art coatings. Is different. In particular, the silicide is more evenly distributed throughout the coating. The present invention has been studied and studied by exposing the component to the harsh environmental conditions described herein, which have resulted in the outer silicide phase of the prior art Thermalloy J coatings having improved high temperature corrosion resistance. It was shown to be an important factor. Such phases clearly drive some of the vulnerable aluminide phase from the surface layer. Unfortunately, especially when used in superalloys, the critical silicide phase, as described above, will be excessively concentrated in the surface zone of the microstructure of the coating after typical coating and diffusion treatments. The silicon content of the surface zone can be as high as about 30-40% by weight, whereas that of the entire coating is 10-20% by weight. This appears to cause the outer portion of the coating to undergo microcracking after prolonged use. Although the critical condition (threshold value) for crack initiation is high, crack propagation is rapid after crack initiation. The first cracks to appear are not very serious, such first cracks do not propagate into the superalloy substrate, but either prevent the occurrence of such cracks, or Suppressing penetration through the coating is extremely important because such cracks eventually open the corrosion path to the substrate. This is of course a serious problem. The present invention serves to solve such problems. Also, the target concentration level of aluminum in at least the nickel aluminide coating, and possibly in the cobalt aluminide coating, should be about 20-30% by weight, and should be about 25-30% by weight. preferable. Nickel aluminide coatings having an aluminum concentration of less than about 20-25% by weight have poor oxidation resistance or resistance, whereas coatings having an aluminum concentration of greater than about 30% by weight are less prone to cracking. Occurs and tends to break prematurely. The reason is that a coating of nickel aluminide with a high aluminum concentration tends to give rise to a multi-phase structure of aluminide, which adversely affects the mechanical properties of the coating. One aspect of the invention provides a slurry coating composite for making aluminide / silicide coatings. This slurry contains metal powder in the form of elements contained in a binder liquid. The metal powder component of the slurry composite contains the following components in the range of weight%. Al-30 to 92.5% by weight, preferably 70 to 92.5% by weight, most preferably 75 to 85% by weight, Si-5 to 25% by weight, preferably 10 to 25% by weight, most preferably 10 to 20% by weight, Cr-2.5 to 20% by weight, preferably 2 to 10% by weight. The above metal powder component is in elemental form. Also, the selectively used components are Ti, Ta and B, and when these components are present in the composite, Ti is present in an amount of 0 to 10%, preferably 2 to 5%. , Ta in an amount of 0 to 10%, preferably 2 to 5%, and boron in an amount of 0 to 2.5%, preferably 0.5 to 2%, most preferably about 0.5 to 1 %, Preferably present in each case. Ti and Ta are preferably present together. From the above, it can be seen that, according to the invention, a maximum aluminum content of 92.5% is sufficient to enable the coating to be formed with the minimum amount of other metallic elements above. . Similarly, a minimum aluminum content of 30% is sufficient in order to be able to form the coating with the abovementioned maximum amounts of other metallic elements. Composites with metal contents that deviate from the upper and lower limits above do not result in composites with the desired properties. That is, the lower the aluminum content of the slurry, the more difficult it is for the aluminum in the coating to melt and diffuse. Therefore, it is preferable to maintain the above range of aluminum content. It should be noted that the present invention has a silicon content in the metal powder composition of the slurry in a range considerably higher than the content of 15% by weight in Thermalloy J. An important feature of the invention is that the diffusion heat treatment of coatings formed from such Si-rich slurries results in a richer or more silicon in the microstructure of the coating, which results in aluminum being deposited throughout the coating. Allows silicon to more easily bond with the chromium and other silicide formations present in the substrate and coatings, before the aluminum in the surrounding material is relatively starved by the rapid diffusion. To do. According to the present invention, the addition of extra silicon to the slurry composition forms a thicker, silicide rich surface zone. A coating of the present invention formed from a slurry comprising less than 85% by weight of Thermalloy J, greater than about 65% and less than about 85% by weight of Al in a slurry of metal powder in elemental form, It is distinguished from Thermalloy J by the small amount of Al and the presence of other metal elements shown in the present specification. Similarly, a slurry of the present invention formed from a slurry comprising metal powder in elemental form containing less than 15 wt.% In Thermalloy J, greater than about 5 wt.% And less than about 15 wt.% Si. The coating is distinguished from Thermalloy J by its low amount of Si and the presence of the other metallic elements shown herein. Thus, the coatings of the present invention formed from slurries containing the low ranges of Al and Si described above are distinguished by the low amounts of Al and Si and the presence of other metal components. Coatings of the present invention formed from slurries containing greater than 85 wt% Al and / or Si, or greater than 15 wt% Al and / or Si, have a high Al and / or Si content, and therefore are resistant to Thermalloy J Is distinguished from. Also, it was not expected that the slurry would provide such an improved coating. The various coatings as described above have complex and effective properties that would not be expected from Thermalloy J, which is widely used and has high performance. Chromium metal in the slurry coating composites of the present invention is a silicide former, and thus chromium metal is attracted to silicon during the diffusion heat treatment. Since the chromium metal is already present throughout the coating at the onset of diffusion, it will quickly bond with the adjacent silicon and more evenly distribute the silicide phase in the body of the coating than in the Thermalloy J coating. Since there is no metal in the slurry on which the coating Thermalloy J is formed, the coating alloys with the chromium present in the metallic substrate to form the chromium silicide therein. Depends on that. Therefore, in the coatings of the present invention, the chromium silicide is essentially formed from the coating composition chromium, rather than from the substrate chromium. Also, according to the present invention, the aluminum content is sacrificed, but by adding only a small amount (eg, 3 to 5% by weight) of chromium to the total metal pigment content of the slurry, the thickness is increased. It has been found that it is possible to form silicide-rich surface zones and / or layered zones so that the finished coating has few cracks and thus higher ductility. Additions higher than about 10 to 15 wt% further increase ductility, but at the expense of resistance to hot corrosion. As a second consideration, chromium effectively modifies or modifies the alumina / silica surface oxide scale formed in the coating during use. Chromium, like aluminum and silicon already contained in the well-known silicon modified aluminide coatings, forms a thin but non-porous surface scale when oxidized, which resists further oxidation. Form a barrier or barrier. Chromium, like silicon, has an even more valuable oxide scale that improves chemistry and forms acidic oxides that provide good protection against high temperature sulfidation. Titanium and / or tantalum, which can be selectively included in the slurry coating composition or composite of the present invention at the expense of aluminum content, are strong silicide formers or silicide formers, and in this regard, in the slurry. Compensates for the effect caused by the inclusion of chromium in. Unexpectedly, titanium and / or tantalum in an amount of about 2 to 3% by weight of the total metal pigment content was present in the slurry and completed, as when chromium was added to the slurry. It has been found that there is no significant effect on forming silicide in the layered and aluminide zones of the coating. Instead, titanium and / or tantalum concentrate or concentrate in the silicide rich surface zone. It has been found that the surface zone is chemically different from the surface zone of Thermalloy J coating and is wider than the surface zone of Thermalloy J coating. Ti and Ta tend to change the composition of the chromium silicide, because both Ti and Ta form solid solutions with the chromium silicide, forming more complex silicides. Ti and Ta also have an affinity for nickel present in superalloys and other high metal substrates to form intermetallics with nickel. Titanium helps release aluminum from the aluminide subsurface, or lower surface, thereby helping to form a protective alumina scale on the coating surface. Titanium, by itself, is not a highly protective oxide scale, but can support alumina scale coherence. On the other hand, tantalum forms a dense and stable oxide with protection. Also, the surface zones containing Ti and Ta are more resistant to crack initiation or initiation than the narrower surface zones of Thermalloy J coatings. However, unexpectedly, when Ta and Ti are both present, it seems to be quite obvious, and when Ti is absent and 2 wt% Ti is present, the coating cracks. Somewhat increase the tendency to occur. One or both of titanium and tantalum contains all metal powders of the slurry due to other chemically equivalent transition elements of groups 4b and 5b of the Periodic Table, including rhenium, zirconium and hafnium, and manganese of group 2a. It can be replaced as part of the object. A small amount of boron, which can be selectively included in the slurry, can be included at the expense of the aluminum content, which is up to 2.5% by weight of the total metal powder content, The preferred range is 0.5 to 2% by weight, and the most preferred range is 0.5 to about 1% by weight. A small amount of boron is present in the final coating as gamma prime nickel intermetallic compound Ni. ₃ It reduces the brittleness of Al. Examples of the invention using a coating composition comprising a powder of a metal mixture in elemental form are further explained in the examples below and the figures. A second important embodiment of the present invention does not use aluminum and silicon in the form of metals, but rather uses a eutectic aluminum / silicon alloy, as will be described in detail below. This embodiment of the invention provides a slurry coating composition or composite for forming an aluminide / silicide coating, the slurry comprising metal powder contained in a binder liquid, the metal powder of the slurry being The composition includes at least an aluminum / silicon alloy having a eutectic component. The eutectic, stoichiometric components of the aluminum / silicon alloy are 11.8 wt% Si and the balance 88.2 wt% Al. However, in accordance with the present invention, the respective amounts of the two metals may be from about 7 to about 14 weights from a particular value, ie, the stoichiometric amounts described above, without adversely affecting the metal powder slurry. You can change only%. In fact, the amounts of each of the above two metals can even be varied by a larger percentage. By their theoretical and practical limits, eutectic or near-eutectic alloys are sufficiently, substantially, or completely replaced by the elemental forms of Al and Si. Will be done. In such a situation, the embodiments of the present invention identified herein as "eutectic embodiments" will gradually, but eventually, completely consist of "elemental forms of the metal". It turns out to be an example. It will be appreciated that in such circumstances, the amounts of the above metals and other metals in the slurry will need to be adjusted accordingly, to the extent that Al and Si are not in stoichiometric amounts. Also, as taught in the description of the invention herein, the significant reduction in melting point, which contributes to the use of eutectic alloys, and the resulting energy economy, is determined by the above stoichiometric values. As you move away from it, you get less, or almost nothing. Therefore, those skilled in the art will understand that it is not necessary to use only eutectic alloys and such features are within the scope of the present disclosure. The partial use of eutectic alloys with either of the above two embodiments of the present invention does not allow them to escape the scope of the present invention. According to the present invention, the use of an Al-Si eutectic alloy in the slurry composition tends to form deeper, more prominent layered zones, resulting in reduced cracking, It was found that the durability against high temperature corrosion was improved. Also, unexpectedly, eutectic Si-Al alloy powders are typically used in Thermalloy J, or are used in the above-described compositions of the present invention using elemental Si and Al powders. It has been found that the Al powder can be partially or completely replaced. In the development of the present invention relating to the use of eutectic alloy powders, an explanation that the inventors did not wish to be bound by occurred with regard to the improved coating. During diffusion during the heat treatment step during the formation of the coating, Al and Si, when used as elemental constituents, migrate with each other to form aluminide and silicide phases in the coating. It is believed that there is a tendency to first form a eutectic alloy composition before parting. By using the eutectic alloy powder in the slurry, the chemical bond energy to form the eutectic alloy in the coating is not wasted. Instead, Si is held closer to its original position in the coating and binds more quickly to the silicide former, thereby sacrificing the silicon-rich surface zone and allowing the layering of the coating to occur. The zone depth can be increased. According to the invention, the amount of Al-Si eutectic alloy in the slurry is in the range of about 36% to 100% by weight of the total content, depending on the metal powder of the additional elements that are selectively present. Can be changed with. Each element can be present in the following weight percent ranges. Si-0 to about 21%, preferably 5 to about 18% Cr-0 to 20%, preferably 3 to about 10% Ta-0 to 20%, preferably less than about 5% Ti-0 to 10% %, Preferably less than about 5% B-0 to 2.5%, preferably less than about 2%, most preferably less than about 1% Ta and / or Ti (if present) at least of the components Some can be replaced by similar amounts of chemically similar transition elements, as described above. Chromium can be included in the examples of the invention at the expense of the aluminum content for the same reason as described above for coating compositions containing a mixture of elemental Al and Si powders. However, the inclusion of chromium in a slurry containing a eutectic Al-Si alloy powder causes the resulting final coating structure or texture to exhibit complex and effective characteristics, particularly in the surface zone. It has been found that an increase in depth and / or an increase in the depth of the layered zone and an improved dispersion of the silicide phase, i.e. the phenomenon that the silicide enters the aluminide zone. Also, at the expense of aluminum content, each containing 2-3% by weight of tantalum and / or titanium in the slurry, the Ta and Ti components are used in a slurry containing only elemental powders, thus: It was found to disperse more uniformly in the final coating compared to the case where it tends to concentrate more near the surface. Thus, according to the present invention, the metals selectively used with eutectic Al-Si alloys do not appear to contribute significantly to slurries containing only elemental metal powders, an additional advantage. Have. A coating composition or composite comprising a eutectic Al-Si alloy is described in detail below. In addition to the features of the invention coatings described herein that distinguish them from prior art coatings, certain coatings of the invention also exhibit one or more of the additional features described below. The silicide rich surface layer has a thickness of at least 2 microns. The layered layers for optimum results have a minimum thickness of 12 microns. The layered layer is at least 4 times the thickness of the surface layer, preferably at least 10 times the thickness of the surface layer. The surface layer has a maximum silicon content of less than about 25% by weight. The layered layer and the aluminide layer have Si greater than about 15 wt% and not more than about 30 wt%. In the coating, the aluminum content preferably does not change by more than 12% by weight and does not change by more than about 8% by weight throughout the coating. In the layered layer, the aluminum content does not exceed about 30% by weight, and the aluminum and silicon contents therein vary approximately inversely with each other in the depth direction. The surface layer comprises at least one of Ta and Ti in an amount greater than the weight percent content of the substrate material. The coating also contains chromium, having a thicker surface layer and a silicide layer with enhanced dispersion throughout the coating. The coating can be free of layers (or zones) identified above as "surface zones". The features mentioned above may be present in the coating alone or in combination with such individual features. The binder used in the metal composition of the slurries of the present invention is a water-soluble binder that is liquid, thermally volatile and thermosetting, preferably leaving a residue of inorganic matter on the coating that can be conveniently removed. It is preferably a liquid. Such binders are well known. Such binders can be acidic, neutral or basic liquids. The binder can be organic or inorganic (eg, aqueous). The binder composition of slurries containing elemental and / or eutectic metal powders of Si and Al may be of the organic type (eg, nitrocellulose or equivalent polymer), or chromic acid, phosphoric acid, molybdic acid. , Or one of the inorganic solutions of tungstic acid, such binders being disclosed in US Pat. No. 4,537,632 (especially columns 9 and 10), US Pat. No. 4,606,967. No. 4,863,516 (Thermatech International, Inc.), which is hereby incorporated by reference for the above-referenced U.S. patents. A water-soluble basic silicate that hardens into a tightly adherent glassy solid by losing chemically bound water. It can be in one of the classes, and such silicates are also described in the above-mentioned U.S. patent specifications: During heating to the diffusion temperature, the coating undergoes a hardening phase, during which the binder is The metallic components of are removed from the coating.Brushing or any other suitable operation can remove any residue.One feature of the invention that is closely related to the compositional variations outlined above is: The diffusion heat treatment operation on the Thermalloy J coated product is related to the effect of the diffusion heat treatment on the mechanical properties of the substrate, as well as the turbine blades of an engine, for example. The subsequent high temperature operation is selected so as to minimize the effect of the coating on the microstructure. IN-738 based superalloy material coated and cured with Malloy J slurry material is typically diffusion heat treated for about 2 hours at 870 to 885 ° C. X-40 cobalt based superalloy coated in the same manner. Alloys are usually diffusion heat treated at about 870 ° C. for about one-half hour before being heated to about 1,000 ° C. and maintained at that elevated temperature for 2 hours. The following effects are noted with respect to the fluctuations of: At the set diffusion temperature, increasing the duration of the diffusion heat treatment gives the coating more ductility, and thus tends to reduce the occurrence of cracks. Is not desirable because the coating microscopically changes during subsequent use at high temperatures in gas turbine engines. There is a risk of creating a mirror texture and the risk of the elements of the coating diffusing into the base material. Generally, increasing the temperature of the diffusion heat treatment for a set treatment time causes the silicon to be more evenly distributed in the coating, which increases ductility but at the expense of resistance to hot corrosion. There is. This reduced resistance to hot corrosion is a result of excessive migration of aluminum into the base superalloy material, resulting in a lack of aluminum content in the coating. However, according to the present invention, when the diffusion is carried out at a temperature above about 1,000 ° C (preferably not above 1,120 ° C), the result is a thicker and more ductile coating. This results in less uneven distribution of aluminides and suicides throughout the coating resulting in improved mechanical properties but somewhat reduced resistance to hot corrosion. Such coatings can be used when the conditions of use of the coated parts are less demanding. Such a high diffusion temperature, combined with the addition of chromium to the slurry mixture, has a favorable compounding effect, which results in better ductility as well as a good dispersion of the silicide throughout the coating. If the properties of the substrate material are adversely affected by such high temperature diffusion, then such high temperature diffusion will not occur unless it is economical to restore the properties of the substrate material by further heat treatment. I can't recommend it. If the properties of the coated part are adversely affected to an unacceptable degree, further heat treatment is recommended, for example by precipitation heat treatment. For example, an IN-738 nickel-based superalloy material coated with one of the above-mentioned slurry mixtures and diffusion heat treated at 1,200 ° C. was subjected to such heat treatment at 840 ° C. for 24 hours. It can restore its nature. It is important to note that diffusion temperatures well above 1120 ° C increase migration of aluminum into the base superalloy material, resulting in unacceptable aluminum contents in the coating. The shortage of carbon tends to significantly reduce the durability against high temperature corrosion. The embodiments described above can be combined with the invention disclosed in the applicant's pending international patent application no. PCT / US93 / 04507. The following examples are not intended, nor are they intended to limit the invention in any manner. Examples of the invention and comparison with the prior art Experimental design Various combinations of process examples, as well as chemical composition variations for Thermalloy J were evaluated. Table 1 shows the selection of such modifications. The variables used, as well as the purpose of the variants, can be summarized as follows. Example 1: Aluminum powder and silicon powder were used in the slurries, but in some slurries, instead of the Al and Si powders in elemental form in the case of conventional Thermalloy J, a eutectic composition is used. Al / Si alloy powder was used. This reduced the freedom of Al and Si diffused throughout the coating independently of each other, and thus the concentration of Si in the surface zone. Example 2: A specific metal element that is a strong silicide former was added to the slurry. Such metallic elements were 5% or 10% Cr, 2.5% Ti, and 2.5% Ta (in weight percent relative to the total metallic pigment content of the coating). This controlled or suppressed the migration of silicon during the diffusion heat treatment and resulted in good silicide formation throughout the coating. Example 3: The amount of Al in the slurry was varied and the Al content relative to the total metal pigment content of the coating was varied in the range of 65 to 95% by weight. In the range lower than the Al content of 85% by weight in the usual Thermalloy J, the relative decrease in the Al content allowed the introduction of the specific metal element described in Example 2 above. That is, the specific metal element was introduced by decreasing the Al content (% by weight). In the range above about 85% by weight, excess Al was formed in the slurry during the diffusion heat treatment, thus diluting the outer, usually Si-rich, surface zone. Example 4: The amount of Si in the slurry was varied, and the Si content relative to the total metal pigment content of the coating varied from 5 to 25% by weight. In the range below the normal Thermalloy J silicon content of 15% by weight, the decrease in Si content allowed the addition of special Al. In the range higher than 15% by weight, a thicker, Si-rich surface zone, which shows good resistance to the onset of cracking, is formed, and the diffusion of Si into the coating is further promoted, This deepened the layered zones and reduced thermal expansion mismatch between the surface zone silicides and aluminides and these oxide scales. Example 5: 2 wt% boron was added to the slurry. This increased the ductility of the aluminide phase. Example 6: Change of diffusion heat treatment temperature. Different temperatures of 760 ° C, 870 ° C, 885 ° C and 1,120 ° C were tried. Decreasing the temperature below the normal Thermalloy J diffusion temperature of 870 ° C to 885 ° C reduces the Al diffusion rate and thus increases the Al concentration in the surface zone of the coating. Increasing the diffusion temperature to a temperature higher than the diffusion temperature of normal Thermalloy J increases the diffusion rate of the heavier element of the base material without increasing the diffusion rate of Al significantly. , Thus reducing both the Al and Si concentrations in the surface zone. Example 7: Change of diffusion heat treatment time. Different times of 2, 3.5, 4, 5, 6.5 and 8 hours were tried. The diffusion of the coating was completed when the diffusion time was longer than the 2 hour diffusion time commonly applied for Thermalloy-J. Sample preparation In examining the present invention, variations of coating compositions and processing methods were observed. Some such variations are shown in Table 1. Samples of nickel-based superalloy material consisting of disks or discs formed from IN-738 superalloy were subjected to standard Thermalloy J aluminide / silicide coatings or modified compositions and / or treatments. A coating was applied. Such a disc had a diameter of 12 mm and a thickness of 5 mm. The general specifications (standards) of the components of IN-738 are as follows in weight%. 60Ni, 16Cr, 8.5Co, 3.45Ti, 3.45Al, 2.6W, 1.7Mo, 1.7Ta, 0.8Nb, 0.5Fe, 0.5Si, 0.2Mn, 0.17C, 0. 1Zr, 0.01B. As an example of the composition of the slurries used for observation, the components of two slurries having different compositions are detailed below. Slurry A: 95.0 ml water 31.5 g phosphoric acid 9.0 g chromic acid 7.3 g magnesium acid 82.0 g aluminum powder (diameter of 5 microns or less) 14.5 g silicon powder (-325 mesh) slurry B: 100 ml water 7.0 g chromium powder (diameter less than 5 microns) Another slurry was prepared containing eutectic aluminum / silicon alloy powder with or without other metal elements shown below. Slurry A is slurry sample No. 1 in Table 1. 1A1, which is a normal Thermalloy J 2 slurry composition with a solids content of about 60% by weight. This slurry gives a coating in which aluminum accounts for 85% by weight of the total metal powder content and silicon accounts for 15% by weight. Once formed, the second, third and fourth components combine to form a magnesium salt of chromic acid and phosphoric acid, which allows such metal components to cure the coating. The binder, however, is ejected from the coating during the subsequent diffusion heat treatment. Slurry B contains sufficient chromium powder added to form a coating in which 10% by weight of the total metal powder content is chromium. This slurry is slurry sample No. 1 in Table 1. It corresponds to 1B3. Prior to applying the slurry, each sample was degreased with hot steam of 1,1,1-trichloroethane and then blasted with 90/120 mesh alumina particles to prepare the surface for coating. Particle blasting was performed in a pressure chamber at a pressure of 20 psi or 138 kPa. A wet thin coat of each slurry was applied to the blasted samples using a conventional air atomizing spray gun. After evaporation of the water, the sprayed slurry coating was dried at 80 ° C (175 ° F) for at least 15 minutes and then cured at 350 ° C (660 ° F). Conventional coating cure temperatures are suitable. Curing at higher temperatures, for example up to about 600 ° C, can accelerate the curing process, in which case the selected temperature should be reasonably lower than the melting point of aluminum. It is a condition. Also, it is possible to cure at a lower temperature, but at that time, it is necessary to perform the curing for a reasonable time corresponding to the lower temperature. After the sample had cooled, the coating thickness was formed by applying a slurry coating and further curing the coating following the operation or procedure outlined above. The weight (thickness) of the coating thus applied to the sample was about 18-27 mg / cm 3 of the total hardened slurry. ² Was unified to the value of. Values near the lower end of this range are suitable for conventional Thermalloy J coatings, while values near the upper end of the above range are suitable for the heavy coatings of the present invention containing heavy metal chromium as the key ingredient. Each sample was then exposed to one of the specific diffusion heat treatment operations. Many of these samples were subjected to the usual Thermalloy J heat treatment, which involves heating to 870 ° C (1,600 ° F) or 885 ° C (1,625 ° F) and this temperature. For 2 hours to allow the coating ingredients and base material to diffuse in. After the sample was cooled after heat treatment, non-diffused residues were removed by lightly blasting with -140 + 220 glass beads in a 20 psi (138 kPa) negative pressure blaster. In some variations of the heat treatment operation, the sample was subjected to the cleaning treatment described above between the first and second heat treatment periods (eg, sample 1B9 in Table 1). All diffused samples were cut and placed in standard laboratory equipment to polish them. The above cutting was performed using a conventional elastic cutting wheel, such as that used in the evaluation of conventional, Thermoloy J product coated test pieces. Table 1 above shows various samples, their construction, and their heat treatment. Observation of Samples by Microscope and Electron Probe The initial evaluation of the diffusion coating was done by optical or electron microscopy and electron probe microanalysis (EPMA). All diffused samples were viewed microscopically and visually using low power binoculars (x40). For each sample, recording of conditions, colors, and microstructures was made. That is, the cut samples were observed and the occurrence of microcracking due to the cutting process was examined. The occurrence of microcracking provides a measure of coating brittleness and response to stress. Some samples were radiographed to detect cracks and EPMA to identify where the individual elements were in the coating and to determine the concentration level of each element. Representative optical micrographs of coating fragments observed in such samples are shown in FIGS. 4-13, 26-30, and 32, and an example of EP MA is shown in FIG. 22 to 31 and these correspond to the microstructures of FIGS. 14 to 22. The origin of the EPMA graph (i.e., each scan by the electron probe, or the baseline at which the scan begins) is slightly beyond the outer surface of the coating. The various zones of the cross section of the light micrograph are indicated by the following letter codes. A. Sample mounting compound (eg "Bakelite®") B. Nickel Plate-Some coated surfaces were nickel plated during sample preparation. C. A silicon-rich surface zone in which chromium silicide and other silicides are particularly concentrated. This zone is inconsistent or absent in some samples. D. Layered zone of alternating silicide and aluminide phase layers-this zone is not always clearly distinguished from other zones. E. FIG. An aluminide zone in which the aluminide phase is predominant but which contains higher or lower amounts of silicide precipitates. X. Deposit zone. The high temperature diffused sample contains significant silicide precipitates of cemented carbide, but has a lower aluminum concentration than the normal diffused temperature diffused sample. Y. Nickel-rich zone. The high temperature diffused sample contains aluminide zones with high nickel content. F. Diffusion boundary zone. The interface between the coating and the substrate material, where the grain structure is clearly altered by the diffusion process. G. Substrate material in all samples. This was an IN-738 superalloy material. FIG. 4 shows a conventional Thermalloy J coating microstructure formed on an IN-738 substrate and subjected to the conventional diffusion heat treatment process described above. As can be seen in FIG. 4, the coating has a total thickness of about 40 μm and exhibits zones C, D, E and F described above. The silicon-rich surface zone C is only 5 μm thick. The layered zone D, in which the aluminide and silicide phases overlap one another, has a thickness of approximately 15 μm, but such layers are somewhat discontinuous. Aluminide zone E shows silicide deposits. The diffusion boundary zone has a thickness of about 5 μm. The diffusive boundary zone does not fall into the thickness of the coating intended for this invention. The reason is that the diffusion boundary zone exhibits properties of both the coating and the substrate material G. Zones X and Y are not present, because this sample is diffused only at 870 ° C. The results of subjecting this sample to EPMA are shown in FIGS. 14A and 14B, which show that the coating is a composite of nickel aluminide and chromium suicide-dominated nickel suicide. Is confirmed. During the diffusion of Thermalloy J, the affinity of Al for Ni and the affinity of Si for Cr are the dominant features. The concentration of silicon measured in the surface zone is up to 38 atomic (silicon) percent (34% by weight) within the first 10 microns of the coating surface. In the sample of FIG. 4, cracks were observed when a visual X-ray mapping (mapping) inspection was performed. For Thermalloy J, there is a high level of silicon segregation in the surface zone, which means better protection than conventional aluminides. However, this silicon concentration promotes rapid crack propagation after the onset of cracking (although its critical value (threshold value) is high). Nickel aluminide, which has a higher aluminum concentration, tends to give rise to a multiphase structure, which adversely affects the mechanical properties of the coating. It is recognized that the target level of aluminum in the coating should be 25-30% by weight, but FIG. 14 shows that the level of aluminum is well below 40 atomic percent (28.6% by weight). High, indicating that the peak value is higher than 50 atomic percent (35.7% by weight). As a result of microscopic and EPMA observations, the following conclusions were drawn regarding the effectiveness of the above compositional and process variations. Observations and Summary of Results See Table 2 below for criteria of relative thickness of the zones shown in FIGS. 4-13. Each selected sample No. , The total coating thickness (microns), the approximate percent increase in coating total thickness for each sample relative to the standard Thermalloy J sample, and the thickness of each zone C, D, E, X, Y and F. (Microns) are indicated. Also shown in parentheses next to each absolute thickness is its thickness as a percentage of the total coating thickness. However, for zone F, the percentage values are not shown, because this zone is not taken into account as part of the total coating thickness. Effect of additional metal 10 to 13 show samples in which the metal content of the applied and hardened coating contains elemental powders modified with various amounts of additives of about 3 to 13% by weight. The diffusion heat treatment was performed at 885 ° C for 2 hours. It can be seen from Table 2 that the more chromium is added, the more the thickness of zone C of this sample tends to decrease, while the thickness of zone D tends to increase. Note particularly in FIGS. 10 and 12 that the high chromium contents of 10% and 13.4% by weight in Samples 4E and 8E, respectively, significantly reduce the protrusion of the surface zone and over the remaining coating thickness. , Resulting in good silicide layering and precipitation. In FIG. 10, such layering appears to extend into zone E as well, but such layering is less apparent in the lower half of the coating depth. FIG. 11, which has a Cr content of only 6.7% by weight, shows that there are slightly more surface zones C, and the rest of the coating is equally divided between zones D and E. ing. Sample 9E (FIG. 13) has only 3.3 wt% Cr and an increased silicon content compared to sample J, resulting in a more clearly silicon-rich surface zone C, Layered zone E is thin. FIG. 5 shows coating sample 1A6, in which the metal content of the applied and cured coating was 10 wt% silicon and 5 wt% silicon added at the expense of aluminum content. Contains elemental powders modified by chromium. The diffusion heat treatment was carried out under the same conditions as are commonly used for Thermalloy-J. In this case, the surface layer zone C is considerably thicker than in the case of the sample J, and the zone D is extremely thin and not so remarkable. However, the coating is 40% thicker than sample J, and referring to the EPMA results in FIG. 18, the wt% levels of Si, Al, Cr and Ni throughout the coating depth are much more consistent than sample J. You need to be careful. That is, the Al content is 20-24 wt% throughout, and the maximum silicon concentration measured in the top zone of the coating is 10 wt%. It is concluded that the addition of Cr serves to disperse Si in the coating, while the addition of Si also serves to form a thicker zone C. No crack was observed in Sample 1A6 and good ductility was exhibited. In general, observations of other samples not shown show that the addition of chromium to the slurry results in a thicker layered zone D 1 at the expense of the silicon-rich surface zone C. Addition of such chromium increased the dispersion of the silicide in zone E. If desired, special silicon can be added to help form a thicker silicon-rich surface zone C. However, when chromium was added to the slurry containing the Al-Si eutectic alloy, the results were less pronounced. The results of adding tantalum and titanium to the slurry coating showed different results, as is apparent from FIGS. 15 and 16 and FIG. When used on the IN-738 substrate, the Ta and Ti Thermalloy J coating concentrations in the silicon-rich surface zone C are about 1% and 4% by weight, respectively (see FIG. 14A). However, Sample 1A2 (FIG. 15B) and Sample 1A5 (FIG. 17B) show a Ta concentration of up to about 3%, while Samples 1A4 and 1A7 each have a Ti concentration of about 5%. % And 10%. The EPMA plot shown here shows that Ta and Ti loadings were included in the finished coating, but instead of forming silicides in the body of the coating, Ta and Ti were At least when used in combination with elemental Al and Si powders, it concentrated in zone C. Tantalum in the absence of titanium was found to be more prone to cracking of the coating, presumably due to the atomic size mismatch between Ta and Si, which is a surface zone enriched in Ta. This is due to the fact that distortion occurs in the microscopic structure of. However, when Ti and Ta are used together, the silicide-rich zone is wider and less prone to cracking than is the case with conventional Thermalloy J. Compared to Thermalloy J, the chemical differences caused by Ta and Ti in zone C are its ability to form silicides and solid solutions with chromium silicides, and its ability to form complex silicides. ₃ It is related to its affinity for nickel from the substrate to form intermetallic compounds such as Ti. Also, such capacity and affinity assist in forming a protective alumina scale on the surface of the coating during use, because such capacity and affinity aid in liberating Al from the aluminide phase. This is because TiO ₂ Although not very protective itself, it can support the coherence of the alumina scale. Tantalum also forms a protective, dense and stable oxide when used. When eutectic Al-Si alloys and slurries containing Ta and Ti were tested, the Ta and Ti components were more uniformly dispersed in the coating than those described above for the elemental Si and Al powders. It turned out that This shows the distribution of Ti and Ta (especially Ti) in the outermost layer of coating 1A15 (composition containing eutectic powder with Ti and Ta) shown in FIG. It is clear by comparison with the distribution of such elements in Figure 14B). This observation supports the effects described below. (Ii) below for a more uniform distribution of the silicide in the coating when using a eutectic Al-Si powder, (ii) a eutectic Al-Si alloy powder in the slurry To use. FIG. 6 is a scanning electron micrograph of coating sample 1A9, in which all metal contents of the applied and cured coating were powdered aluminum / eutectic composition / It was composed of a silicon alloy. The diffusion heat treatment was the same as that normally used for Thermalloy J. FIG. 6 should be observed in combination with FIG. 20 showing the corresponding EPMA results. This coating has a depth of about 85 μm, which is about 35 μm (70%) deeper than the coating of FIG. Zone F is flat and particulate, as shown in FIG. 4, which improves the mechanical properties at the interface or interface. Unlike FIG. 4, zone C of FIG. 6 is very thin and non-uniform and is not considered as part of the total coating thickness, but zone D is about 40% of the outer coating thickness, or about 35 μm. Occupy Also, the layered bodies in zone D are not as discontinuous as the same zones in FIG. Zone E in FIG. 6 is approximately 20 μm thicker than the same zone in FIG. 4, but occupies approximately the same proportion of the total thickness of the coating. From FIG. 20, it can be seen that the Si of Sample 1A9 spreads more uniformly over the coating than did Sample J, and the concentration measured at any position did not exceed about 8%. As a result of visual microscopic observation, no cracks were present in the coating. Sample 9U (see FIG. 7A) was diffused at a slightly higher temperature than Samples J and 1A9, which temperature is normal for the Thermalloy J coating production. This sample contained about 69% by weight eutectic Al-Si powder, and also contained aluminum and silicon elemental additives, and about 3% by weight chromium. The total thickness of the coating is only 20% greater than in the case of FIG. 4 and zone C is somewhat more pronounced than in the case of FIG. 6 but less uniform than in the case of FIG. Zone D of sample 9U is still thicker than that of sample J, but the difference is not significant. It is clear that some of the silicide inclusions spreading as layers in zone D of FIG. 6 are segregated in surface zone C of FIG. 7A (coating 9U, eutectic + Cr powder). When Ti and Ta powders are added to the eutectic Al-Si alloy powder and the chrome powder of the slurry 1A15, a more homogeneous microstructure is obtained than any of the eutectic alloy slurries containing no such components. An aluminide having is formed. None of the silicon-rich phase layers (zone D in FIG. 6) found in coating 1A9 appear in the outer zone of 1A15 aluminide (FIG. 7B). Instead, such silicides are evenly distributed within the nickel aluminide of that zone. The microprobe analysis of FIGS. 21A and 21B showed that a small amount of silicon (up to about 6%) was present in 1A15, as was the case with the other coatings, but FIG. It shows that it spreads very uniformly over the whole area. This differs from the structure or texture of coating 1A9 (FIG. 20). In this coating formed by diffusion of the eutectic Al-Si alloy without the addition of Cr, Ti or Ta, the silicon concentration in the outer layer is more variable. In addition, FIG. 21 shows that Cr, Ti and Ta are extremely uniformly distributed throughout the coating. When Cr was added to the eutectic slurry without the addition of Ti and Ta (Coating 9U, FIG. 7A), chromium silicide remained clearly concentrated in outer zones C and D. This indicates that the Ti and Ta metals added to the slurry are contained in the aluminide produced when such a slurry was diffused. Such an addition causes Si and Cr to be more widely distributed throughout the coating and compoundedly increases the homogenizing effect of the eutectic Al-Si alloy powder as compared to the absence of the additive. The overall conclusions drawn by examining the other samples were consistent with the observations above. In accordance with the present invention, it has been found that slurries containing Al-Si alloys having a eutectic composition form thicker coatings than slurries containing elemental Al and Si powders. It is clear that some of the concentrated silicide, especially near the surface of conventional Thermalloy J, is more evenly distributed throughout the thickness of the coating. (Iii) Addition of Al or Si to the Slurry Examining the sample, the addition of special silicon to the slurry results in the formation of silicide rich outer zones, which are thicker than normal Thermoloy J It had a lower Si content than. This is shown for sample 1A6 of the coating described above (see Figures 5 and 18). (Iv) Addition of Boron to Slurry Due to the limitations of the EPMA used, there was difficulty in assessing the effect of including boron in the coating. The effect of including boron as an additional component of the coating of the present invention is that at least the aluminide phase of the coating appears to provide ductility. Since boron suppresses the melting point, it is preferable to use a small amount of boron in order to effectively affect the coating used in high temperature environments. (V) Change in diffusion heat treatment temperature For nickel-based alloys, the silicon / aluminum slurry is dispersed at a temperature of about 845 ° C, preferably 870 ° C to 885 ° C to produce a brittle chemical equivalent. NiAl ₃ Aluminum-rich NiA 1 is formed without forming a phase of This critical temperature, in this study, reduces the diffusion temperature of 760 in order to decrease the diffusion rate of Al, and eventually increase the Al concentration in the outer zone of such a coating (ie decrease Si concentration). It was confirmed when the temperature was lowered to ° C. In this case, a thinner coating was formed and its Al level was too high. Of course, cracking was more severe in the samples diffused at 760 ° C than in the samples diffused at 870 ° C to 885 ° C. Diffusion at a temperature of about 1,000 ° C forms a thicker and more ductile coating than that produced at 870 ° C, and the silicon-rich phase is better dispersed in the coating. did. The combination of diffusion temperatures of 1,000 ° C. and above and addition of chromium to the slurry produces a favorable combined effect, such samples being particularly resistant to cracking or growth. Had. Diffusion at 870 ° C to 885 ° C (normal diffusion temperature) can cause the so-called high activity aluminizing process, where inward diffusion of aluminum is the main reaction. At 1200 ° C, outdiffusion of heavy elements, especially nickel in nickel-based materials, becomes more prevalent, resulting in a low activity aluminide process. As nickel migrates into the coating, it usually releases other elements that form a solid solution with nickel in the substrate, precipitating cast carbides in the diffusion boundary zone. Therefore, some samples, such as IB9 (see FIG. 8), and 1B18 (FIGS. 9 and 22) were first given the normal diffusion temperature for 2 hours and then the higher diffusion temperature for another 2 hours. Given, thereby taking advantage of the high activity / low activity aluminide properties. Examination of the samples showed that increasing the diffusion temperature to 1120 ° C always produced a diffusion boundary zone F containing cast carbides. A low Al concentration was obtained in the body of the coating and a low Si content was obtained in the outer zone when compared to sample J and some other samples. This can be seen from FIGS. 9 and 22. Sample 1B9 in FIG. 8 shows the results of high temperature diffusion of a slurry whose metal powder content is 100 wt% eutectic Al-Si alloy. Most notably, the total thickness of the coating is significantly increased, being 130% thicker than sample J, which is caused by the above-mentioned effect of thickening the eutectic alloy in addition to the high diffusion temperature. is there. Unlike Sample 1A9, which contains a eutectic alloy powder but diffused at low temperatures, a significant Si-rich surface zone C of 5 μm thickness appears. This is probably due to the large inward diffusion of aluminum. However, like 1A9, thick layered zones are formed, and good deposit formation also clearly occurs throughout the underlying layers. 9 and 22 also show a combination of changes that modify two different coatings, namely adding a strong silicide former or silicide former (+10 wt% Cr) to the slurry mixture, while increasing the high diffusion temperature ( That is, the characteristics caused by using 1, 120 ° C. are shown. This microstructure shows a non-uniform zone C and a thick layered zone D, although the total coating thickness is somewhat thinner than sample 1B9 in FIG. Cr appears to have been effective in helping the formation of silicide in zones D, X and Y at the expense of zone C. The high diffusion temperature mentioned above modifies zone F compared to sample J. The migration of heavy (refractory) elements in the IN-738 base material, namely Mo, W, Ti, Cr, Ta and Nb, and the migration of carbon already present in the alloy are promoted. . Such refractory elements are strong carbide formers or carbide formers, so that migration of such elements through the coating is constrained by carbide formation at the interface. This is effective or advantageous because the oxides of such elements are detrimental to the protective nature of the scale of the coating surface formed during use, and if possible This is because such oxide should not exist on the surface. One problem with employing high temperature diffusion heat treatments at 1,120 ° C is that such high diffusion temperatures adversely affect the mechanical properties of IN-738 and other superalloys. The reason for this is that the precipitates of the strong grain boundaries formed during normal precipitation are returned to the solid solution. However, further precipitation heat treatment of the coated or coated alloy can restore the proper structure or texture. For IN-738, this precipitation heat treatment is 840 ° C for 24 hours. (V) Change of diffusion heat treatment time Increasing the time at a normal diffusion temperature of 870 ° C to 885 ° C tended to reduce the cracking of the sample. Further, when the diffusion heat treatment time is increased, a coating having a certain thickness is formed, but the effect thereof is not so remarkable as compared with the case where the temperature is increased. Overall, it is clear that there is little change in the structure of the coating, and the time used to make Themalloy J (ie 2 hours) is sufficient to form a proper diffusion coating (diffused coating). It shows the tendency. Corrosion test Accelerated hot corrosion rig testing was performed on 6.5 mm diameter by 65 mm long IN-738 pin samples to cover the various features and process variables described above. Prior to applying the coating slurry, the sample was degreased in hot steam of 1,1,1-trichloroethane and then blasted with a 90/120 mesh alumina grid (particles) at a pressure of 20 psi or 138 kPa. did. A wet thin coat of each slurry was applied to the blasted sample using a conventional air atomizing spray gun. After evaporation of the water, the sprayed slurry coating was dried at 80 ° C (175 ° F) for at least 15 minutes and then cured at 350 ° C (660 ° F) for 30 minutes. After cooling the sample, the coating thickness was formed by applying another slurry coating and curing after the procedure outlined above for the disk samples. Each coated sample was then subjected to a diffusion heat treatment operation that included diffusing at 885 ° C for 2 hours. After the sample had cooled after the heat treatment, the non-diffused residue was removed by lightly blasting with -140 + 220 mesh glass beads in a negative pressure blaster at a pressure of 20 psi (138 kPa). In the hot corrosion test, the pins were heated for 3 minutes in a bare flame burning propane to achieve a steady state temperature of 950 ° C (1,740 ° F) for about 60 seconds. Next, 1 wt% Na ₂ SO _Four , And in a fine spray spray of an aqueous solution containing 10 wt% NaCl, the hot pins were quenched to room temperature for 60 seconds. After 3 minutes in the spray, the complete heating and quenching cycle was repeated and this operation was continued for a total of about 140 hours. Approximately every 7 or 8 hours, the test was discontinued and the pins were removed, ultrasonically cleaned in deionized water and weighed and visually observed. All damaged pins were removed and replaced with new pins to keep the mass constant. In each test, 4 or 5 different coating samples were used, with each coating sample being used for 3 pins, resulting in 3 different tests using 12 to 15 pins. Three of the pins in each test were coated with regular Thermalloy J. The results of this test are shown in Figure 23 (15 pin), Figure 24 (12 pin), and Figure 25 (15 pin), which show weight loss or weight loss (milligrams). , A graph plotted against the test time (hr.). In these graphs, the solid lines showing samples of different types of coatings only show the average weight loss for each pin and therefore do not represent the individual pin results described below. "J" is added to the line of the graph regarding the pin coated with normal Thermalloy J. Two of the coating samples of FIG. 23 have values of particular interest. Three pins were tested for coating sample 1A9 with the coating composition shown in Table 1. During the first about 40 minutes of the test, Sample 1A9 apparently lost weight at a slower rate than the other samples containing the Thermoloy J test piece. After 40 to 50 hours, the two 1A9 samples (one marked 1A9 'in the graph) deteriorated rapidly, with this trend tending to occur in all other samples up to 60 hours. And continued as well. The other notable coating sample in FIG. 23 is 1A6, which also contains 3 pins, which prolongs the Thermalloy J coated pins. As can be seen from Table 1, the sample of this coating described above in connection with FIGS. 5 and 18 contained powders of the elements Si and Al, at the expense of the normal Al content of normal Thermalloy J. 5% by weight of Cr and 10% by weight of Si are added. This good performance is probably due to the presence of the additional silicon as well as the thick silicide rich surface layer C resulting from the addition of chromium as a strong silicide former. Samples 1B3 and 1B9 (see Table 1) that underwent high temperature diffusion heat treatment did not show optimal performance. The reduced hot corrosion durability is believed to be due to the lack of aluminum content in the coating as the aluminum in the coating migrates into the substrate material during high temperature treatment. However, for conditions of use where hot corrosion is not a serious problem, samples such as those described above, which have a large coating thickness and high ductility, and good dispersion of the silicide in the coating, are particularly useful in the slurry. If a compound former is added, there would be a fully attractive advantage of high temperature processing. Now referring to FIG. 24, the performance of samples 7E, 4E and 9E is notable. On average, 4E and 7E pins lose weight at a greater rate than Thermalloy J after about 75 hours, but before that, the weight loss of the pins was less than that of Thermalloy J samples. Also, one of the 7E pins labeled 7E 'in the graph consistently showed a much lower weight loss rate than the Thermalloy J sample after 75 hours, ending the test with a good coating thickness left. On the other hand, the three Thermalloy J samples broke. Also, after 75 hours, one of the 4E pins lost weight at a much slower rate than Thermalloy J pins until it reached about 120 hours. This pin is labeled 4E 'in the graph. The reason that most 4E and 7E pins do not perform as well as 4E and 7E is that heavy chromium powder is added to the coating slurries which, when prepared, causes the coating to surface the pin surface. It seems that this is because it is difficult to uniformly apply to Referring to coating sample 9E, in the early stages of testing, each pin does not appear to perform better than the others, but its performance is more consistent and at the end of the test the thermalloy It does not show the rapid loss of the remaining coating, which is characteristic of J-coated samples. At the end of the test, all 9E pins still had a usable coating thickness. Referring now to FIG. 25, the test results for the three coating samples 9U (Table 1) are shown as three Thermalloy J samples and each labeled 1U, 2U and 6U not shown in Table 1. Compared to 3 samples of 3 other coatings. All of these samples contained eutectic Al-Si alloy powder in the coating slurry. The coating 1U acts as a negative standard or standard that tests the assumptions of the test plan. The slurry contains 20% by weight of chromium as a proportion of the metallic pigment content, the contents of Si and Al are only 5% by weight and 75% by weight, respectively, and some of the aluminum and silicon contents are , Elemental (elemental state) powder. The aluminides formed by this slurry appear to be extremely ductile, but do not possess any of the microstructural features considered necessary to provide good resistance to hot corrosion. Pins coated with this composite or composition failed prematurely. See FIG. 25. The coating 2U contains no chromium and the contents of Si and Al are 25% by weight and 75% by weight, respectively. As mentioned above, some of the aluminum and silicon inclusions were in the form of elemental powders and some were eutectic alloy powders. Coating 6U also contained no chromium, but had Si and Al contents of 15% and 85%, respectively. Therefore, regarding the total content of Si and Al, it is similar to the standard Thermalloy J slurry, but also in this case, part of the content of aluminum and silicon is in the form of elemental powder, Was a eutectic alloy powder. All 2U and 6U pins broke much faster than the Thermalloy J samples, but at 140 hours, three 9U pins still had a coating, while three Thermalloy J pins broke. . This state is shown by the intersection X of the J line and the 9U line of the graph. The final sample overall ranking of the best coatings for weight loss during hot corrosion test is 9E, J, 9U, 4E and 7E in order of least weight loss. Pins coated with coating sample 9E provide coatings with improved performance. Applying the coating of Sample 9U to a gas turbine engine rotor blade produced a comparable and improved coating. Similarly, the coating applied to the blade in Sample 1A6 results in a coating with a thick surface layer with reduced silicon content and improved performance. Thus, other turbine components such as blades, discs, burner cans, afterburners, thrust reverser whisk reverse thrusters, shafts, and related accessories or components, as well as fixtures, bolts, etc., of the present invention. Receive significant coating benefits. A fixture or fastener coated with sample 9U of coating provides a coating with improved performance. The coating of the present invention is not limited to gas turbines, but when used, similar operation to reciprocating engines, aircraft (aerodynamically heated like heated skin), steam engines, etc. It is used for coating any superalloy coated part that is normally exposed to conditions. The above observations were made on a sample containing IN-738 nickel-based superalloy. Cobalt-based superalloys and austenitic stainless steel superalloys also provide comparable and improved coatings when coated with the coatings of the present invention. Hot corrosion resistance, including resistance to the onset of cracking in coatings on superalloys, is a serious problem faced in the industry. This problem becomes more and more serious as the conditions of use become more severe. The present invention contributes to solving such problems in the art.

【手続補正書】特許法第１８４条の７第１項【提出日】１９９４年３月７日【補正内容】１．明細書翻訳文第５７頁第７行−末行まで（原文明細書第７２頁第１行から末行まで）を以下のように補正する。『５７．請求項５６の被覆されたスーパーアロイのタービン部品において、前記外側層が、実質的に連続することを特徴とする被覆されたスーパーアロイのタービン部品。５８．請求項５７のスーパーアロイのタービン部品において、前記外側層が、アルミナイド相及びケイ化物相が交互に重なり合った層から成る層であることを特徴とする被覆されたスーパーアロイのタービン部品。５９．請求項５７のスーパーアロイのタービン部品において、前記コーティングにおけるケイ化物の濃度が、いずれの箇所においても、８％を越えないことを特徴とする被覆されたスーパーアロイのタービン部品。６０．請求項５３のスーパーアロイのタービン部品において、前記外側層が、アルミナイド相及びケイ化物相が重なり合った層から成る層であることを特徴とする被覆されたスーパーアロイのタービン部品。６１．請求項２１のスラリーにおいて、前記熱硬化性のバインダが、水性の酸性バインダであることを特徴とするスラリー。６２．請求項２２のスラリーにおいて、前記熱硬化性のバインダが、水性の酸性バインダであることを特徴とするスラリー。６３．請求項２３のスラリーにおいて、前記熱硬化性のバインダが、水性の酸性バインダであることを特徴とするスラリー。６４．請求項６１のスラリーにおいて、前記水性の酸性バインダが、無機のクロム酸、リン酸、モリブデン酸、又は、タングステン酸のクラスから成ることを特徴とするスラリー。６５．請求項６２のスラリーにおいて、前記水性の酸性バインダが、無機のクロム酸、リン酸、モリブデン酸、又は、タングステン酸のクラスから成ることを特徴とするスラリー。６６．請求項２３のスラリーにおいて、前記追加の金属粉末が、Ｓｉ又はＢであり、前記熱硬化性のバインダが、水性の酸性バインダであることを特徴とするスラリー。６７．請求項３１のスラリーにおいて、水性の酸性無機バインダである熱硬化性のバインダに設けられることを特徴とするスラリー。６８．請求項６３のスラリーにおいて、前記水性の酸性バインダが、無機のクロム酸、リン酸、モリブデン酸、又は、タングステン酸のクラスであることを特徴とするスラリー。６９．請求項２３のスラリーにおいて、前記追加の金属粉末が、約５乃至約１８重量％の範囲にあるＳｉであることを特徴とするスラリー。７０．請求項３１のスラリーにおいて、前記金属がＣｒであることを特徴とするスラリー。７１．請求項６４のスラリーにおいて、前記金属が、Ｃｒ、Ｔｉ及びＴａから成る群から選択されることを特徴とするスラリー。』[Procedure Amendment] Patent Law Article 184-7, Paragraph 1 [Submission Date] March 7, 1994 [Correction content] 1. Translation of description, page 57, line 7-end line (Page 72, line 1 to end line of the original text) is corrected as follows. "57. 57. The coated superalloy turbine component of claim 56, wherein: A coated superalloy target characterized in that the outer layer is substantially continuous. Bin parts. 58. The superalloy turbine component of claim 57, wherein the outer layer is an alloy. It is a layer consisting of layers in which the luminide phase and the silicide phase are alternately superposed. Coated superalloy turbine parts to show. 59. The superalloy turbine component of claim 57, wherein said coating The concentration of silicide in is not more than 8% at any point. Coated superalloy turbine parts to show. 60. The superalloy turbine component of claim 53, wherein the outer layer is an alloy. Characterized by being a layer composed of layers in which a luminide phase and a silicide phase overlap each other Coated super alloy turbine parts. 61. 22. The slurry of claim 21, wherein the thermosetting binder is aqueous acidic. A slurry characterized by being a binder. 62. The slurry of claim 22, wherein the thermosetting binder is aqueous acidic. A slurry characterized by being a binder. 63. 24. The slurry of claim 23, wherein the thermosetting binder is aqueous acidic. A slurry characterized by being a binder. 64. 62. The slurry of claim 61, wherein the aqueous acidic binder is an inorganic black binder. Characterized by the class of mumic, phosphoric, molybdic, or tungstic acid. Slurry to collect. 65. 63. The slurry of claim 62, wherein the aqueous acidic binder is an inorganic black binder. Characterized by the class of mumic, phosphoric, molybdic, or tungstic acid. Slurry to collect. 66. The slurry of claim 23, wherein the additional metal powder is Si or B. The thermosetting binder is a water-based acidic binder. Rally. 67. The slurry according to claim 31, which is an aqueous acidic inorganic binder and is thermosetting. Slurry provided on the binder of. 68. 64. The slurry of claim 63, wherein the aqueous acidic binder is an inorganic black binder. Characterized by mucin, phosphoric acid, molybdic acid, or tungstic acid class And slurry. 69. 24. The slurry of claim 23, wherein the additional metal powder is about 5 to about 18 A slurry, characterized in that it is in the range of wt% Si. 70. The slurry according to claim 31, wherein the metal is Cr. slurry. 71. 65. The slurry of claim 64, wherein the metal comprises Cr, Ti and Ta. A slurry selected from the group consisting of: ]

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号庁内整理番号ＦＩＦ０２Ｃ 7/00 Ｃ 7713−3Ｇ (72)発明者ミール，メハー・シーイギリス国バーミンガムビー29・６キュージェイ，セリー・オーク，クリストファー・ロード 16 (72)発明者ジョウンズ，アラン・ティーイギリス国ダービーディーイー３・５エスダブリュー，ミックルオーヴァー，スプリングデイル・コート 21 (72)発明者マクモーディー，ブルース・ジーアメリカ合衆国ペンシルバニア州18944, パーカシー，チェルシー・コート 105─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of the front page (51) Int.Cl. ⁶ Identification number Internal reference number FI F02C 7/00 C 7713-3G (72) Inventor Mir, Meher See Birmingham B. 29.6 Cue Jay, UK Serry Oak, Christopher Road 16 (72) Inventor Jones, Alan Tee Derby D.E. 3.5 Es W, Mickle Over, Springdale Court 21 (72) Inventor McMordy, Bruce Gee Chelsea Court 105, Perkasy, 18944, Pennsylvania, United States

Claims

[Claims] 1. Aluminide / silicide coating on heat resistant superalloy substrate And the coating is highly advanced over the thickness of the coating. It has a distribution of dispersed silicide phases and the coating has a surface of silicon. A surface layer and an adjacent layer below the surface layer and adjacent to the surface layer, The layer has a series of silicide and aluminide phases and is comparable to the surface layer Has a reduced silicon content, and further below the adjacent layer. Adjacent to the layer, and having an aluminide layer mainly of aluminide, The aluminum of the nide layer and the adjacent layer is uniform with the maximum amount being controlled. Existing in an improved state to be dispersed in the It has a metallic phase and an aluminum-rich phase. Improved durability to length and good against oxidative and hot corrosion conditions Aluminide / silicide coating characterized by having durability. 2. The aluminide / silicide coating of claim 1, wherein the surface layer Aluminide / silicide containing up to about 25% by weight of silicon Object coating. 3. The aluminide / silicide coating of claim 1, wherein the adjacent layer. Is a layer composed of layers in which an aluminum phase and a silicide phase overlap each other. And an aluminide / silicide coating. 4. The aluminide / silicide coating of claim 2, wherein the overlap Characterized in that the layer consisting of mating layers has a thickness of at least 12 microns Aluminide / silicide coating. 5. The aluminide / silicide coating of claim 1, wherein the adjacent layer. Are composed of an aluminide phase and a silicide phase, and include substantially continuous and overlapping layers. A layered layer having a thickness of at least about 5 times that of the surface layer. An aluminide / silicide coating. 6. The aluminide / silicide coating of claim 5, wherein the layered Alumina, characterized in that the layer has a thickness of at least 10 times the surface layer. Id / silicide coating. 7. The aluminide / silicide coating of claim 1, wherein the aluminum The nid phase comprises silicide precipitates that are substantially uniformly dispersed within the phase. And an aluminide / silicide coating. 8. The aluminide / silicide coating of claim 1, wherein the adjacent layer. And the aluminum in the aluminide layer is in the range of about 15 to about 30% by weight. An aluminide / silicide coating characterized by: 9. The aluminide / silicide coating of claim 8, wherein the aluminum Aluminide, characterized in that the amount of nickel is in the range of about 20 to about 30% by weight. / Silicon coating. 10. The aluminide / silicide coating of claim 8, wherein said coating The aluminum content throughout the ring varies by less than about 12% by weight. An aluminide / silicide coating characterized by: 11. The aluminide / silicide coating of claim 10, wherein the coating The aluminum content throughout the coating varies by less than about 8% by weight. An aluminide / silicide coating characterized by: 12. The aluminide / silicide coating of claim 8, wherein the adjacent layer. And in the aluminide layer, the aluminum and the silicon are Aluminide / silicidation characterized in that it changes in the depth direction in almost inverse proportion to Object coating. 13. The aluminide / silicide coating of claim 12, wherein the coating The aluminum content of the coating does not exceed about 30% by weight. Luminide / silicide coating. 14. The aluminide / silicide coating of claim 2, wherein the surface layer , Which has an increased thickness and which forms a solid solution with chromium silicide or Aluminide / silicide coating characterized by containing at least one of Ti Swing. 15. The aluminide / silicide coating of claim 14, wherein the surface The amount of Ta or Ti in the layer should not exceed the weight percent content of the substrate material. Characteristic aluminide / silicide coating. 16. The aluminide / silicide coating of claim 15, wherein the Ti Or Ta is evenly distributed through the thickness of the coating And an aluminide / silicide coating. 17． The aluminide / silicide coating of claim 2 containing chromium. And at least one of the surface layer and the adjacent layer has an increased thickness. And a silicide with enhanced dispersion is present in the silicide layer. And an aluminide / silicide coating. 18. The aluminide / silicide coating of claim 17, wherein the black Aluminide / silicide coating characterized by not exceeding about 10% by weight Ting. 19. The aluminide / silicide coating of claim 2, wherein the aluminum The aluminum of the nide layer is in the range of about 15 to 25% by weight, Characterized by not changing more than about 12% by weight throughout the entire ting Aluminide / silicide coating. 20. The aluminide / silicide coating of claim 19, wherein the surface Aluminide / silicide containing both Ti and Ta contained in the layer Coating. 21. Improved durability against crack growth, as well as oxidation and hot corrosion The improved coating that maintains good durability against A slurry for coating a Roy substrate, which is a thermosetting liquid binder A eutectic aluminum / silicon alloy powder contained in Slurry. 22. The slurry of claim 21, wherein the amount of the eutectic alloy in the slurry. Range from about 36 to about 100 weight percent of the total metal content of the slurry. A slurry characterized by being present. 23. The slurry of claim 21, comprising Si, Cr, Ti, Ta and B. Containing additional metal powder in the form of an element selected from at least one metal of the group And a slurry characterized by: 24. The slurry of claim 23, wherein Si is in the range of about 5 to about 21% by weight. A slurry characterized by being present. 25. The slurry of claim 24, wherein Cr does not exceed about 10% by weight. Characteristic slurry. 26. The slurry of claim 25, wherein Ti does not exceed about 5% by weight. Slurry to collect. 27. The slurry of claim 26, wherein Ta does not exceed about 5% by weight. Slurry to collect. 28. The slurry of claim 27 wherein B does not exceed about 2% by weight. And slurry. 29. 29. The slurry according to claim 28, which contains Si and Cr. Rally. 30. 30. The slurry according to claim 29, containing Ta and Ti. Rally. 31. Of aluminide / silicide with improved resistance to oxidation and hot corrosion Slurry for coating coatings on heat resistant superalloy substrates -Aluminium and silicon, and at least chromium or boron A slurry comprising a metal powder in the form of an element containing Rally. 32. The slurry of claim 31, wherein at least one of titanium and tantalum is included. A slurry characterized by containing. 33. The slurry of claim 31, wherein the aluminum is about 30 to about 92. ． 5% by weight, silicon is in the range of about 10 to 25% by weight, and A slurry characterized in that the ROM is in the range of about 2.5 to 10% by weight. 34. 32. The slurry of claim 31, wherein the boron is about 0.5 to about 2.5 weight. A slurry characterized by being in the range of% by volume. 35. 33. The slurry of claim 32, wherein the titanium and tantalum are 0.5 to A slurry in the range of about 10% by weight. 36. The slurry of claim 31, wherein the aluminum content is about 85 weight. A slurry characterized by being less than amount% up to about 65% by weight. 37. The slurry according to claim 31, wherein the content of the aluminum is 85% by weight. % And up to about 95% by weight of the slurry. 38. The slurry of claim 32 including both titanium and tantalum. Slurry to collect. 39. Eutectic aluminum / silicon contained in a thermosetting liquid binder Aluminide / silicidation from a slurry of metal powder in elemental or elemental form A method for forming a coating of material, comprising: -Process of applying to alloy base material and process of diffusion heating the applied coating And a table that reduces the silicon content with increasing thickness. The surface layer and the alternating aluminide and silicide phases are substantially continuous Forming a layered layer consisting of the coating and a diffusion boundary layer of the substrate. A method characterized by. 40. The method of claim 39, wherein the diffusion heating temperature is between about 950 ° C and about 1. , 120 ° C range. 41. The method of claim 39, wherein the diffusion temperature is from about 850 ° C to about 1,1. A method characterized by being in the range of 20 ° C. 42. 40. The method of claim 39, wherein the diffusion temperature is below 870 ° C. Alternatively, the method characterized by higher than 885 ° C. 43. The method of claim 39, wherein the coating is cured during the heating. A method characterized by: 44. Made of superalloy coated with aluminide / silicide coating A turbine component, wherein the coating is formed through the thickness of the coating. Having a silicide phase with enhanced dispersion, the coating is of increased thickness and A surface layer having a reduced silicon content so as not to exceed about 25% by weight, and aluminum. The nide phase and the silicide phase overlap each other, and the surface layer and the coating and And a layered structure having a substantially continuous layer sandwiched between a diffusion interface between said substrate and said substrate Layer and aluminide layer mainly containing aluminide, which has remarkable silicide deposits Turbine parts characterized by comprising: 45. For heat resistant alloy base material containing a large proportion of at least one of Ni and Co A diffusion heat treated aluminide / silicide coating structure comprising: The coating has a plurality of continuous zones in the depth direction, and further, Silicon rich surface layer, A prominent layered layer consisting of layers in which the aluminide phase and the silicide phase overlap. Said layered layer and said coating and having a significant silicide deposit. Aluminide mainly composed of aluminide located between the substrate and the diffusion interface With layers, The surface layer has a thickness of at least 2 microns and the layered layer is According to the 12 micron minimum thickness of this layered layer, at least the thickness of the surface layer The coating structure is characterized by 4 times as much. 46. The coating structure of claim 45, wherein the layered layer is the silicon. Coating characterized in that it is at least 10 times the thickness of the rich surface layer Construction. 47. For heat resistant alloy base material containing a large proportion of at least one of Ni and Co A diffusion heat treated aluminide / silicide coating structure comprising: The coating has a plurality of layers continuous in the depth direction, and further, A surface layer having a maximum silicon content of less than 25% by weight, A layered layer consisting of alternating layers of aluminide and silicide phases; With a pronounced silicide deposit and with the layered layer and the coating and before An aluminide layer mainly composed of aluminide located between the base material and the diffusion interface. With and The aluminum content of the layered layer and the aluminide layer is consistent throughout. And higher than 15% by weight and lower than 30% by weight. Structure. 48. 48. The coating of claim 47, wherein the coating comprises aluminum. Coating characterized in that the percentage changes by a value not exceeding about 12% by weight . 49. The coating of claim 3, wherein the coating contains aluminum. A coating characterized in that the rate varies by no more than about 8% by weight. 50. For heat resistant alloy base material containing a large proportion of at least one of Ni and Co A diffusion heat treated aluminide / silicide coating structure comprising: The coating has a plurality of layers continuous in the depth direction, and further, A surface layer having a maximum silicon content of less than 25% by weight, A layered layer consisting of alternating layers of aluminide and silicide phases; With a pronounced silicide deposit and with the layered layer and the coating and before An aluminide layer mainly composed of aluminide located between the base material and the diffusion interface. With and In the layered aluminide layer, the aluminum content is 30% by weight. And the aluminum and silica in the layered aluminide layer. The content of the oxides is almost inversely proportional to each other in the depth direction of the aluminide layer. The coating structure is characterized by changing over time. 51. A large proportion of at least one of Ni and Co, and Ta and T diffusively heat treated for a refractory alloy substrate containing a small proportion of at least one of i An aluminide / silicide coating structure, the coating comprising: It has multiple layers that are continuous in the depth direction, and A surface layer having a maximum silicon content of less than 25% by weight, A layered layer consisting of alternating layers of aluminide and silicide phases; With a pronounced silicide deposit and with the layered layer and the coating and before An aluminide layer mainly composed of aluminide located between the base material and the diffusion interface. With and The surface layer has an amount of Ta greater than the weight percent content of the substrate material. A coating structure comprising at least one of Ti and Ti. 52. Aluminide with a large thickness provided on a heat resistant superalloy substrate A silicide coating, wherein the coating is the thickness of the coating. Having a distribution of silicide layers with enhanced dispersion throughout, the coating is An outer layer containing a silicon-rich phase and an aluminide-rich phase; Adjacent to the outer layer below, the aluminide is predominantly highly dispersed aluminum. An aluminide layer, which improves the durability against crack growth. It is characterized by having good durability and resistance to oxidation and high temperature corrosion. Aluminide / silicide coating. 53. The aluminide / silicide coating of claim 52, wherein the outer side Aluminide / silicide coating characterized in that the layers are substantially continuous Gu. 54. The aluminide / silicide coating of claim 53, wherein said coating The concentration of the silicide in the coating exceeds about 8% at any point. Aluminide / silicide coating characterized by non-existence. 55. The aluminide / silicide coating of claim 52, wherein the outer side Aluminide / wherein the layer has a thickness of at least 12 microns Silicide coating. 56. Superalloy alloy coated with aluminide / silicide coating A coating part, the coating covering the entire thickness of the coating. Has a highly dispersed silicide phase and the coating is silicon-based. An outer layer comprising a switch phase and an aluminide-rich phase, and the outer layer below the outer layer. Adjacent to and containing a significant silicide deposit, mainly aluminide With a layer, which has improved durability against crack growth. Both are coated characterized by having good resistance to oxidation and hot corrosion. Super alloy turbine parts. 57. 57. The coated superalloy turbine component of claim 56, wherein the outer A coated superalloy turbine characterized in that the side layers are substantially continuous. Parts. 58. The superalloy turbine component of claim 57, wherein the outer layer is an alloy. It is a layer consisting of layers in which the luminide phase and the silicide phase are alternately superposed. Coated superalloy turbine parts to show. 59. The superalloy turbine component of claim 57, wherein said coating The concentration of silicide in is not more than 8% at any point. Coated superalloy turbine parts to show. 60. The superalloy turbine component of claim 53, wherein the outer layer is an alloy. Characterized by being a layer composed of layers in which a luminide phase and a silicide phase overlap each other Coated super alloy turbine parts.