DE69522440T2

DE69522440T2 - Platinangereicherte, siliziummodifizierte korrosionsbeständige aluminidbeschichtung

Info

Publication number: DE69522440T2
Application number: DE69522440T
Authority: DE
Inventors: A. Kircher; Bruce Mcmordie
Original assignee: Sermatech International Inc
Current assignee: Sermatech International Inc
Priority date: 1994-02-28
Filing date: 1995-02-27
Publication date: 2002-07-11
Anticipated expiration: 2015-02-28
Also published as: EP0748394B1; DE69522440D1; JP3642529B2; CA2184181A1; JPH09509697A; US5922409A; WO1995023243A3; EP0748394A1; US5650235A; CA2184181C; WO1995023243A2

Description

Hintergrund der Erfindung

Diese Erfindung bezieht sich auf die simultane Einfügung von Silizium und Aluminium in Oberflächen aus Nickellegierungen, die mit Platin angereichert wurden, um eine einzigartig schützende Beschichtung zu erzielen, die eine erheblich verbesserte Beständigkeit gegen Heißkorrosion und Oxidation gegenüber derjenigen aufweist, die durch Addition von entweder Silizium oder Platin alleine erzielt werden kann. Die Beschichtung umfasst Platin- und Nickelauminid-Phasen, wie relativ frei von Substratelementen sind, insbesondere von hochschmelzenden Metallen, welche für die Leistung hinderlich sind und in Silizid-Verbünden konzentriert sind, die zum Gesamtkorrosionswiderstand der Beschichtungslage beitragen.
Im Betrieb können Komponenten im heißen Abschnitt (oder Leistungsturbinensektion) einer Gasturbine Temperaturen ausgesetzt sein, die bis zu 1200ºC erreichen. Diese Komponenten werden typischerweise aus Legierungen auf der Basis von Nickel und Kobalt hergestellt, der speziell für die Hochtemperaturverwendung hergestellt sind. Trotzdem beginnen diese hitzebeständigen Materialien beim Einsatz bei derart hohen Temperaturen in ihre natürliche Form, Metalloxide und/oder Sulfide, zurückzukehren. Nickel- und Kobaltoxide sind nicht stark anhaftend. Bei thermischer Belastung brechen sie auf und platzen von der Oberfläche ab, wobei mehr von dem Substrat der Umgebung ausgesetzt wird. Auf diese Weise nimmt die Oxidation zu und Verbrauch eventuell sogar ungeschützte Teile, die aus diesen Legierungen hergestellt sind (siehe Fig. 1).
Natrium, Chlor und Schwefel in der Arbeitsumgebung beschleunigen den Verschleiß. Oberhalb von etwa 540ºC reagiert Natrium mit schwefelhaltigen Verbindungen unter Bildung von geschmolzenen Sulfaten, die an den metallenen Teilen kompensieren, wobei sie die lose anhaftenden Filme aus Nickel- und Kobaltoxid auflösen und das Substrat angreifen (siehe Fig. 2).
Die Chemie von Hochtemperatur-Superlegierungen wurde ursprünglich für die Hochtemperaturfestigkeit optimiert. Hochschmelzende Elemente wie Molybdän, Tungsten und Vanadium wurden beigefügt, um die Hochtemperaturfestigkeit von Nickelbasislegierungen zu erhöhen. Es hat sich jedoch mit der Zeit gezeigt, dass gerade diese hochschmelzenden Elemente die Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit erheblich reduzierten, obwohl sie für die Hochtemperaturfestigkeit von Vorteil waren. Es wurde daher erforderlich, die Legierungschemie für den Einsatz in korrosiven Umgebungen durch einen zunehmenden Anteil von Chrom zu verändern, welches vorteilhafte Auswirkungen auf die Korrosionsbeständigkeit der Legierung hat. Chrom reduziert jedoch die Hochtemperaturfestigkeit von Nickelbasis-Superlegierungen.
Ein Mittel zur Verbesserung der Oxidations- und Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit von Nickel- und Kobalt-Superlegierungen, das weithin bekannt ist und bei Gasturbinen zum Einsatz kommt, ist es, Aluminium als Legierungsbestandteil in die Oberfläche der Teile einzubringen. Aluminium bildet sowohl mit Nickel als auch mit Kobalt stabile zwischenmetallische Verbindungen. Ist die Aluminium-Konzentration in diesen Phasen ausreichend hoch, so ist die Oxidschicht, die sich bei hohen Temperaturen bildet, nicht länger ein lose anhaftendes Basismetalloxid, sondern eine zähe, stark anhaftende Schutzschicht aus Aluminiumoxid (Al&sub2;O&sub3;) (siehe Fig. 3).
D1 (europäische Patentanmeldung 0 491 414 A1, Creech) betrifft ein Verfahren, bei dem ein Platin-Silizium-Legierungspulver elektrophonetisch auf der Oberfläche des zu Beschichtung den Teiles abgelagert wird, dann auf eine ausreichende Temperaturen erwärmt wird, um das Legierungspulver auf zu schmelzen und die Fusion von Platin und Silizium in das Nickel- Substrat zu initiieren. Der Grund für den Einbau von Silizium in die Beschichtung liegt darin, die Dehnbarkeit gegenüber einem Beschichtung ohne Silizium zu erhöhen.
Watchell et al., US-Patent Nr. 3,257,230, und Boone et al., US-Patent Nr. 3,544,348, zählen zu denjenigen, die Verfahren beschrieben haben, bei denen diese Schutzschichten aus intermetallischem Aluminid aus einem Aluminium-Dampf in einem Prozess hergestellt werden, der als "Bett"-Aluminisierung bekannt ist. Aluminium- oder Aluminiumlegierungspulver werden mit inertem Pulver (üblicherweise Aluminiumoxid) und als Aktivatoren bekannten Halidverbindungen gemischt. Werden sie auf ausreichend hohe Temperaturen (650ºC oder mehr) erwärmt, reagieren die Halide mit dem Aluminium unter Bildung von gasförmigen Aluminium- Haliden. Diese Dämpfe kondensieren an der Metalloberfläche, wo sie zu elementarem Aluminium reduziert werden. Diese Aluminiumatome diffundieren in das Substrat, wobei sie intermetallische Aluminid-Phasen bilden - NiAl und Ni&sub2;Al&sub3; auf Substraten aus Nickellegierungen sowie CoAl und Co&sub2;Al&sub5; auf Kvbaltleg ierungen.
Joseph, US-Patent Nr. 3,102,044, beschreibt, wie eine Schutzschicht aus intermetallischen Aluminiden aus einer Flüssigphasenreaktion einer metallangereicherten Beschichtung auf der Oberfläche eines Bauteils produziert werden kann. Bei diesem Prozess, der als Suspensions-Aluminisierung bekannt ist, wird eine Schicht aus Aluminiummetall auf dem Bauteil abgelagert, dann wird dieses in einer Schutzatmosphäre erwärmt. Überschreitet die Temperatur die Schmelztemperatur von Aluminium (660ºC) schmilzt das Aluminiummetall auf der Oberfläche auf und reagiert mit dem Substrat. Es bildet sich direkt NiAl, womit die Bildung von intermetallischen Verbindungen höheren Aluminiumgehalts vermieden wird.
Eine in der Luftfahrtindustrie verwendete wirtschaftliche Anwendung der Suspensions- Aluminisierungs-Beschichtung spezifiziert, dass das Aluminium vor der Diffusion mittels einer thermischen Sprühung oder durch Aufbringung einer metallgefüllten Suspension oder einer metallgefüllten Farbe auf der Oberfläche abgelagert wird. Eine der verwendeten Suspensionen ist eine aluminiumgefüllte Chromat/Phosphat-Suspension, wie diejenige, der in Allen, US-Patent Nr. 3,248,251, beschrieben ist. Diese Suspension besteht aus Aluminium-Pulvern in einer sauren, wasserbasierten Lösung von Chromaten und Phosphaten. Die Suspension kann durch Bürsten oder herkömmliche Sprühverfahren aufgebracht werden. Bei einer Erwärmung auf eine Temperatur von etwa 260ºC bis 540ºC (500ºF bis 1000ºF) geht der Binder in einen glasartigen Feststoffe über, der die Metallpulverpartikel miteinander und mit dem Sufbstrat verbindet.
Wird ein suspensionsbeschichtetes Superlegierungs-Bauteil auf Temperaturen von etwa 981)ºC (1800ºF) erwärmt, hat sich gezeigt, dass das Aluminiumpulver auf schmilzt und in das Bauteil diffundiert, um ein schützendes Aluminid zu bilden, d. h. NiAl auf einer Nickellegierung und CoAl auf einer Kobaltlegierung. Bei der keramische Binder bei den Prozesstemperaturen stabil ist, wird das Aluminiumpulver fest an dem Substrat gehalten, während die Diffusion fortschreitet.
Deadmore et al., US-Patent Nr. 4,310,574, beschreibt ein Mittel zur Erhöhung der Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit eines Aluminids, indem während der Aluminisierung gleichzeitig Silizium in die Oberfläche eingebracht wird. In diesem Patent wird eine siliziumgefüllte organische Suspension auf ein Bauteil gesprüht, welches dann in eine Bett-Mischung aus Aluminium und Aktivatoren eingebracht wird. Während der Erwärmung trägt das auf der Oberfläche kondensierende Aluminium Silizium mit sich, wenn es in das Substrat hinein diffundiert. Es wurde gezeigt, dass das resultierende siliziumangereicherte Aluminid bei 1093ºC (2000ºF) beständiger gegen Oxidation war als Aluminide ohne Silizium.
Ein anderes Mittel zum Hinzufügen von Silizium zu einer Aluminid-Beschichtung, welches vor dem '574-Patent von Deadmore datiert, besteht darin, gleichzeitig Aluminium und Silizium aufzuschmelzen und als Legierungsbestandteile in die Oberfläche einzubringen. Eine aluminium- und siliziumgefüllte Suspension, der im Handel unter dem Handelsnamen SermaLoy® J (Sermatech International, Limerick, Pennsylvania, U.S.A.) erhältlich ist, wurde über viele Jahre hinweg verwendet, um Fehler zu reparieren und Bauteile zu überholen, die mit Bett-Aluminiden und MCrAlY-Überlagerungsbeschichtungen beschichtet waren. In der SermaLoy® J-Suspension sind Aluminium- und Siliziumpulver in einem Chromat/Phosphat- Binder des Typs dispersiert, wie er in dem '251-Patent von Allen beschrieben ist.
In der gebrauchsfertigen Lieferung umfasst die SermaLoy® J- Suspensionsbeschichtungszusammensetzung elementare Silizium- und Aluminium-Metall- Pulver in einer sauren wässrigen Lösung anorganischer Salze als Binder. Ungefähr 15 Gewichtsprozent des gesamten metallischen Pulvergehalts der Suspension ist Siliziumpulver. Die gesamte Zusammensetzung der Suspension in angenäherten Gewichtsprozenten ist:
Al-Pulver - 35%
Si-Pulver - 6%
Wasser - 4%
Bindersalze (im Wasser gelöst)-12%
Eine bevorzugte Art der Vorbereitung der Zusammensetzung ist es, die metallischen Pulver- Bestandteile vorab zu mischen sowie die Binderlösung getrennt herzustellen und anschließend das Pulver in die Lösung zu mischen. Andere Möglichkeiten der Herstellung der Zusammensetzung ergeben sich ohne weiteres.
Dieser Binder ist so ausgewählt, dass er zu einer festen Matrix aushärtet, welche die Metall- Pigmente während der Erwärmung auf die Diffusionstemperatur in engem Kontakt mit der Metalloberfläche hält. Er ist weiterhin so ausgewählt, dass er während der Diffusion flüchtig ist, sodass er nach Beendigung der Diffusion Residuen zurücklässt, welche nur locker an der Oberfläche anhaften.
Wenn eine mit SermaLoy® J-Suspension beschichtete Nickellegierung auf 870ºC (1600ºF) erwärmt wird, schmilzt das Aluminiumpulver in der Suspension, das Siliziumpulver löst sich in diesem geschmolzenen Aluminium auf und beide Spezies diffundieren in das Substrat und legieren mit dem Substrat.
Die daraus resultierenden intermetallischen Phasen werden durch Einwärtsdiffusion dieser Metalle gebildet. Die Diffusion wird durch die unterschiedlichen Affinitäten der diffundierenden Spezies mit den Elementen des Substrats vorgegeben. Bei Nickellegierungen reagiert das Aluminium mit Mittel während das Silizium zu Chrom und anderen hochschmelzenden Elementen segregiert. Das Resultat ist eine Kompositbeschichtung mit Beta-Phasen-Nickel- Aluminid (NiAl) und Chrom-Siliziden (CrxSiy). Die einzigartige geschichtete Struktur dieser Kompositbeschichtung auf einem Waspalloy®-Nickel-Superlegierungs-Substrat ist in Fig. 4 dargestellt. Die Schichtung von Nickel-, Chrom-, Silizium-, Aluminium- und Kobalt-Phasen innerhalb dieser Struktur ist in den Elektronenmikrosonden-Darstellungen der Fig. 5a-e gezeigt.
Die Erfahrung mit Maschinen und Labortests bestätigen, dass diese Aluminid-Silizid- Beschichtung beständiger gegen Sulfidierung und Heißkorrosion ist als Aluminide, die nicht in dieser Weise mit Silizium modifiziert sind. Silizide in diesen breiigen Aluminiden sind besonders widerstandsfähig gegenüber Angriffen durch geschmolzene Sulfate, sodass die Lagen (in Fig. 4) als Barrieren für die Heißkorrosion dienen.
Es hat sich jedoch gezeigt, dass die Korrosionsbeständigkeit silizium-modifizierter breiiger Aluminid-Beschichtungen vom Chromgehalt des darunter liegenden Substratmetalls abhängt. In Brennkapseltests im Labor erweist sich die Leistungsfähigkeit einer siliziummodifizierten Beschichtung auf IN738, welches etwa 16% Chrom enthält, als signifikant besser als diejenige derselben Beschichtung auf IN100, einer Nickellegierung, die etwa 10% Chrom enthält. Die Heißkorrosions-Lebenserwartung einer SermaLoy® J-Beschichtung lag bei 300-350 Stunden/mil (12-14 h/um), wenn es auf IN738 getestet wurde. Die Korrosions- Lebenserwartung der Beschichtung lag bei nur 150-200 h/mil (6-8 h/um) auf IN100.
Bungardt et al. (US-Patente Nr. 3,677,789 und 3,819,338) zeigen, dass die Heißkorrosions- und die Oxidationsbeständigkeit diffundierter Aluminide durch den Einbau von Metallen der Platin-Gruppe erhöht werden kann. Mindestens 3 bis 7 um Platin werden elektrisch auf eine Nickel-Oberfläche galvanisiert. Die Platinschicht wird durch Bett-Aluminisierung bei Temperaturen von etwa 1100ºC in das Substrat hinein diffundiert, um eine schützende Diffusionslage auf der Oberfläche zu bilden. Wird die platinbeschichtete Oberfläche in einem Bett aluminisiert sind ein Teil der sich bildenden intermetallischen Aluminide eher Platin-Aluminide (PtA.l und PtAl&sub2;) als Nickel-Aluminide. Die Aluminiumoxidschicht, der sich auf einer solchen Mischung aus Platin- und Nickel-Aluminiden bildet, ist zäher und adhäsiver als die Schicht, die sich auf Nickel-Aluminiden alleine bildet.
Neben Bungardt haben sich andere auf die Verbesserung der Leistungsfähigkeit konzentriert, die erwartet wird, wenn ein Anteil des Nickel-Aluminids aller Hochtemperaturbeschichtung durch Platin-Aluminide ersetzt wird. Stueber et al. (US-Patente Nr. 3,999,956 und 4,070,507) zeigen beispielsweise, dass die Vorteile von Platin erhöht werden können, indem Rhodium ebenfalls in das Aluminid eingeführt wird. Panzera et al. (US-Patent Nr. 3,979,273) beschreibt wie diese Vorteile realisiert werden könnten, indem dünnere Platin-Ablagerungen mit aktiven Elementen wie Y, Zr oder Hf legiert werden. Shankar et al. (US-Patent Nr. 4,526,814) beschreiben schützende Aluminide, die durch das Diffundieren von Chrom und Platin in Nickel-Oberflächen vor der Aluminisierung gebildet werden. Das Chrom verbessert die Korrosionsbeständigkeit der Nickel-Aluminid-Phase, wobei die Gesamtleistungsfähigkeit des platin-modifizierten Aluminids wesentlich verbessert wird.
Creech et al. (US-Patent Nr. 5,057,196) beschreiben ein Verfahren zur Verbesserung der mechanischen Eigenschaften von platin-modifizierten Aluminid-Beschichtungen. In ihrem Verfahren wird ein Platin-Silizium-Legierungspulver elektrophoretisch auf der Oberfläche abgelagert, dann auf eine ausreichende Temperatur erwärmt, um das Legierungspulver aufzuschmelzen und die Diffusion des Platins und das Siliziums in das Nickel-Substrat zu initiieren. Anschließend wird ein Aluminium-Chrom-Pulver durch diese Platin-Silizium-Nickel- Legierungslage diffundiert, um eine Aluminid-Beschichtung zu produzieren. Das Patent deutet an, dass der Einbau von Silizium in der Beschichtung durch Co-Diffusion mit Platin die Dehnbarkeit gegenüber einer solchen Beschichtung ohne Silizium verbessert.
Trotz der Fortschritte und Modifikationen der Diffusions-Aluminid-Beschichtungs-Prozesse wird die Hochtemperaturkorrosions-Leistungsfähigkeit derzeitige Beschichtungen dieses Typs allgemein durch die Chemie der Substrat-Legierung beeinflusst. Eine Diffusions- Aluminid-Beschichtung, die auf eine im Hinblick auf die Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit optimierte Substrat-Legierung (d. h. hoher Chromgehalt) aufgebracht wird, wird sich als erheblich besser erweisen als dieselbe Beschichtung, die auf eine Substrat-Legierung mit geringer Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit (d. h. geringer Chromgehalt) aufgebracht wird. Diese inhärente Beschränkung der gängigen Praxis hält die Verwendung festerer oder billigerer Legierungen (mit entsprechend geringerem Chromgehalt) für Anwendungen zurück, bei denen Hochtemperaturkorrosion vorherrscht, wie dies beispielsweise bei Schiffsgasturbinen oder bei der Offshore-Energieerzeugung der Fall ist.
Technische Hintergrundartikel von Interesse sind die Folgenden. Die Vorteile von siliziumbasierten Beschichtungen wurden durch F. Fitzer und J. Schlicting in ihrem Papier "Coatings Containing Chromium, Aluminium und Silicon" für National Association of Corrosion Engineers, am 2-6 März 1981 in San Diego, Kalifornien, veröffentlicht als Seiten 604-614 von "High Temperature Corrosion" (Hrsg. Robert A. Rapp) beschrieben. Die Details von Tests von Rotorblätter-Materialien und -Beschichtungen wurden durch die American Society of Mechanical Engineers (ASME) in einem Papier von R.N. Davis und C.E. Grinell mit dem Titel "Engine Experience of Turbine Materials and Coatings" (1982) beschrieben. Siehe auch "Protective Coatings for High Temperature Alloys State of Technology" von G. William Goward aus "Proceedings of the Electrochemical Society, Vol. 77-1", "Strengthening Mechanisms in Nickel-Base Superalloys" von R.F. Decker, vorgestellt beim Steel Strengthening Meclhanisms Symposium in Zürich, Schweiz, am 5. und 6. Mai 1969 und "High Temperature High Strength Nickel Base Alloys", eine Publikation von International Nickel, Inc. Aus Saddle Brocrk, NJ.

Beschreibung der Erfindung

gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zur Verfügung gestellt, wie es in Anspruch 1 definiert ist, nämlich zur Herstellung einer von störenden hochschmelzenden Metallen des Substrates relativ freien Beschichtung auf einer mit Platin angereicherten Oberfläche einer Superlegierung auf Nickelbasis mit wenigstens drei unterschiedlichen Lagen in der Beschichtung in einem darin befindlichen Kontinuum aus Nickel-Aluminid, umfassen eine Oberflächenschicht, welche die äußerste Schicht der Oberfläche darstellt; eine zweite Schicht, die unter der Oberflächenschicht angeordnet ist; und eine dritte Schicht, die unter der zweiten Schicht liegt und mit der Oberfläche des Substrats in Verbindung steht, wobei die Beschichtung Platin- und Nickel-Aluminid-Schichten enthält, die relativ frei von solchen störenden hoch schmelzenden Metallen sind, und wobei das Verfahren umfasst:
a) Auftragen und Trocknen einer Suspension von pulverisiertem elementarem Aluminium und Silizium auf das Substrat aus mit Platin angereicherter Superlegierung auf Nickelbasis
b) Erhitzen der Suspension auf dem Substrat auf eine Temperatur oberhalb des Schmelzpunktes des Aluminiums, wobei sich das Silizium in dem geschmolzenen Aluminium löst, und
c) gleichzeitiges, mindestens einmaliges Eindiffundieren des Aluminiums und Silizium ist in das Substrat aus Superlegierung in einem Vakuum oder einer inerten oder einer reduzierenden Atmosphäre,
wobei das Aluminium aus dem geschmolzenen Suspension, die in einer wässrigen Flüssigkeit gebildet ist, die bei der Diffusionstemperatur der Metalle in das Substrat aushärtet und/oder sich verflüchtigt, in das Substrat diffundiert, mit Nickel und Platin unter Bildung intermetallischer Aluminide reagiert und
wobei das Silizium mit hochschmelzenden Metallen des Substrats unter Bildung von stabilen Siliziden, sodass sich einen Kontinuum aus Nickel-Aluminiden bildet, welches mindestens drei unterscheidbare Schichten aufweist,
wobei das geschmolzenen Silizium die hochschmelzenden Metalle aus den Platin- und Nickel-Aluminid-Phasen herausfängt,
d) Bildung einer zweiten Schicht mit einer diskontinuierlich Verteilung der Phasen der hochschmelzenden Silizide in dem kontinuierlichen Nickel-Aluminid-Kontinuum, wobei die Schicht gegenüber der Oberflächenschicht vergleichsweise frei von Platin- Aluminiden ist, und
e) Bildung einer dritten Schicht, die gegenüber den Oberflächen- und zweiten Schichten vergleichsweise frei von sowohl Platin-Aluminiden als auch hochschmelzenden Silizid-Phasen ist, wobei die störenden hochschmelzenden Metalle, die aus den Platin- und Nickel-Aluminid-Phasen herausgefunden wurden in den Silizid-Schichten der Oberflächenschicht und der zweiten Schicht konzentriert sind, die zur allgemeinen Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit der Beschichtung beitragen.
Bevorzugte Ausführungen des Verfahrens sind in den Ansprüchen 2 bis 13 definiert.
Die Erfindung stellt weiterhin eine hochschmelzende Elemente enthaltende Nickelbasis- Superlegierungs-Bauteil zur Verfügung, welches mit der mit Platin angereicherten, siliziummodifizierten Beschichtung der vorliegenden Erfindung versehen ist, wie dies in Anspruch 14 definiert ist. Bevorzugte Ausführungsformen der Beschichtung sind in den Ansprüchen 15 bis 23 definiert.

Kurze Beschreibunger Figuren

Beispiele der vorliegenden Erfindung und deren Hintergrund sind unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen dargestellt, in denen:
Fig. 1 eine bildliche Darstellung dessen ist, was sich ereignet, wenn ein herkömmliches Substrat aus einer ungeschützten Superlegierungs-Oberfläche sauberen Verbrennungsgassen ausgesetzt wird.
Fig. 2 eine bildliche Darstellung dessen, was sich ereignet, wenn ein herkömmliches Substrat aus einer ungeschützten Superlegierungs-Oberfläche Verbrennungsgasen ausgesetzt ist, die Verunreinigungen enthalten, die wiederum Chlor und Schwefel enthalten, welche häufig in marinen Umgebungen unter den Bedingungen von Heißkorrosion/Sulfidisierung auftreten.
Fig. 3 eine bildliche Darstellung ist, die ein herkömmliches Superlegierungs-Substrat zeigt, das aluminisiert wurde, um eine diffundierte Aluminid-Beschichtung mit einer hoch-adhäsiven Schutzschicht aus Aluminiumoxid, Al&sub2;O&sub3;, zu bilden.
Fig. 4 ist eine photomicrographische Ansicht eines silizium-modifizierten suspendierten Aluminids (SermaLoy® J) auf einer Waspalloy®-Nickel-Legierung.
Fig. 5a-e sind Elektronenmikrosonden-Darstellungen, welche die Verteilung der Elemente Nickel, Aluminium, Chrom, Silizium bzw. Kobalt in der Mikrostruktur der Beschichtung aus Fig. 4 zeigen.
Fig. 6 ist eine Photomicrographie einer platin-angereicherten, silizium-modifizierten, suspendierten Aluminid-Beschichtung auf IN100 (säuregeätzt bei 500facher Vergrößerung gezeigt), die in Einklang mit der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde. Im äußeren Drittel der Beschichtung (Region A) sind PtAl&sub2; (weiße oder helle Ätzphase) und Silizide von Ti, W, Mo und V (dunkle Phasen) in einer NiAl-Matrix (grau) dispersiert. Unter dieser Schicht befindet sich eine Region (B), welche aus Siliziden besteht sich, die in NiAl dispersiert sind. Das Band hellen Ätzphasen-Materials (Region C) nahe dem Substrat besteht aus NiAl, welches relativ frei von jeglichen Pt- oder Si-reichen Phasen ist.
Fig. 7 zeigt eine Elektronenmikrosonden-Spur der Verteilung von Silizium (Si) in der erfindungsgemäßen Beschichtung, die in Fig. 6 dargestellt ist.
Fig. 8 zeigt eine Elektronenmikrosonden-Spur der Verteilung von Chrom (Cr) in der erfindungsgemäßen Beschichtung, die in Fig. 6 dargestellt ist.
Fig. 9 zeigt eine Elektronenmikrosonden-Spur der Verteilung von Titan (Ti) in der erfindungsgemäßen Beschichtung, die in Fig. 6 dargestellt ist.
Fig. 10 zeigt eine Elektronenmikrosonden-Spur der Verteilung von Vanadium (V) in der erfindungsgemäßen Beschichtung, die in Fig. 6 dargestellt ist.
Fig. 11 zeigt eine Elektronenmikrosonden-Spur der Verteilung von Molybdän (Mo) in der erfindungsgemäßen Beschichtung, die in Fig. 6 dargestellt ist.

Detaillierte Beschreibung der Erfindung

Die Beschichtungen dieser Erfindung kombinieren die Vorzüge von Platin in platinangereicherten diffundierten Aluminiden mit denen von Siliziden, die in silizium-modifizierten, suspendierten Aluminiden gebildet werden. Synergien der zwei Mechanismen erzeugen eine Beschichtung die eine größere Schutzwirkung als das jeweilige Verfahren oder die jeweilige Beschichtung alleine.
In einer bevorzugten Ausführungsform der Beschichtung dieser Erfindung wird eine Aluminium-Pulver und Silizium-Pulver umfassende Suspension in die Oberfläche einer Nickel- Legierung eindiffundiert, die mit Platin angereichert wurde. Die Suspension wird oberhalb von 660ºC (1220ºF) in einer nicht-reaktiven Umgebung diffundiert, woraufhin das Aluminium- Pulver auf schmilzt und das Silizium löst. Das Aluminium, welches aus dieser geschmolzenen Suspension in das Substrat eindiffundiert, reagiert mit Nickel und Platin unter Bildung intermetallischer Aluminide mit Nickel (NiAl) und Platin (PtAl&sub2;), die dafür bekannt sind, dass sie sehr stabil und beständig gegenüber Heißkorrosion sind.
Während es aus der geschmolzenen Suspension diffundiert reagiert das Silizium unter Bildung mit stabiler Silizide mit hochschmelzenden Metallen, wie Chrom, Molybdän, Vanadium, Titan und Tungsten in dem Nickel-Legierungs-Substrat. Unter den hochschmelzenden Elementen befinden sich für die Zwecke der vorliegenden Erfindung auch Niob, Tantal, Hafnium und Rhenium. Diese Elemente werden zugefügt, um die Festigkeit von Nickel- Superlegierungen zu erhöhen. Einige dieser hochschmelzenden Metalle, insbesondere Tungsten, Vanadium und Molybdän, reduzieren jedoch die Beständigkeit der Legierung gegenüber Heißkorrosion. Hochschmelzende Metalloxide denen sich bei ihrer Bildung aus und brechen die schützende Aluminiumoxid-Hülle auf. Des weiteren können diese Elemente eine selbst-fortpflanzende Form der Heißkorrosion initiieren.
Das Silizium fängt diese festigkeitserhöhenden Elemente aus den Platin- und Nickel- Aluminid-Phasen ein, indem es sie in stabile, korrosionsbeständige Silizide einbindet. Diese Reinigung der Aluminid-Phasen verbessert die Anhaftung der schützenden Hülle auf der erfindungsgemäßen Beschichtung. Darüber hinaus erhöhen die sich ergebenden korrosionsbeständigen Silizide die Beständigkeit gegenüber Heißkorrosion.
Fig. 6 zeigt eine repräsentative Mikrostruktur der erfindungsgemäßen Beschichtung auf einer IN100-Nickel-Basis-Legierung. Die Elektronenmikrosonden-Analyse der Struktur aus Fig. 6 zeigt, dass die als PtAl&sub2; identifizierte Phase über die NiAl-Matrix dispersiert ist. Es ist aus dem Stand der Technik bekannt, dass eine diskontinuierliche Verteilung von PtAl&sub2; in einem Schutz-Aluminid wünschenswert ist. Die Mikroanalysen der Verteilung von Silizium, Chrom und anderen hochschmelzenden Metallen (Fig. 7 bis 11) zeigen die Zuordnung von Cr, Ti, V und Mo zu Si in der Mikrostruktur der Beschichtung.
Da Heißkorrosions- und Oxidationsbeständigkeit einer erfindungsgemäßen Beschichtung nicht alleine von der Bildung von geschichteten Chrom-Siliziden abhängt, ist ihre Leistungsfähigkeit keine Funktion des Chrom-Gehalts des Substrats, wie es die Leistungsfähigkeit anderer silizium-modifizierter, suspendierter Aluminide ist. Das Herausfangen störender hochschmelzender Elemente aus den Platin- und Nickel-Aluminiden in der Beschichtungslage bewirkt mehr als einer Verschiebung der unteren Population von Chrom-Siliziden, wie sich auf Niedrig-Chrom-Legierungen bilden.
Folglich ist die Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit einer erfindungsgemäßen Beschichtung über diejenige hinaus erhöht, die in einem Platin-Aluminid ohne gleichzeitige Reaktion mit Silizium realisiert wird. Ähnlich ist auch die Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit einer erfindungsgemäßen Beschichtung über diejenige hinaus erhöht, die in einem suspendierten Aluminium-Silizium-Aluminid ohne die Beifügung von Platin realisiert wird.
Es liegt im Rahmen der Erfindung, dass die Platinanreicherung der Nickellegierung dadurch erzielt wird, dass zunächst eine Platinschicht elektrolytisch auf der Oberfläche des Bauteils abgelagert wird. Diese Schicht sollte gleichmäßig dicht sein und fest anhaften, wobei ihre mittlere Dicke im Bereich von etwa 1 bis etwa 15 um liegt. Wegen der hohen Kosten für Platin ist es wünschenswert, die Dicke der Platin-Beschichtung zu minimieren, während die gewünschte Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit erzielt wird. Ein bevorzugter Bereich für die Beschichtungsdicke liegt bei etwa 3 bis etwa 7 um, insbesondere von etwa 3 bis etwa 5 um. Ein weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung liegt darin, dass gute Beschichtungen erzielt werden können, wenn die Platin-Dicke so gering wie etwa 1 bis etwa 2 um ist. Die Platin-Plattierung sollte danach bei einer Temperatur und über eine Zeit diffundiert werden, die ausreicht, um das Platin in die Oberfläche als Legierungsbestandteil einzubringen, bevorzugt geschieht dies oberhalb von etwa 1000ºC (1835ºF) für etwa 20 Minuten oder mehr.
Es liegt ebenso im Rahmen dieser Erfindung, dass eine geeignete Menge Platin durch eine geeignete Diffusions-Wärmebehandlung einer Platin- und/oder Platin-Legierungs-Pulver enthaltenden Suspension abgelagert werden könnte. Das Platin könnte ebenfalls durch Flüssigphasenübergangsablagerung aus einer Suspension oder durch elektrophoretische Ablagerung eines platin-reichen Legierungspulver mit niedrigem Schmelzpunkt eingebracht werden.
Eine Ausführung der Erfindung ist es, dass eine Suspension, die Aluminium und Silizium in einem geeigneten Binder umfasst, in eine Nickel-Legierung eindiffundiert wird, welche mit Platin angereichert wurde. Die Suspension umfasst metallisches Pulver in elementarer Form in einer Binder-Flüssigkeit. Die Metallpulver-Komponente dieser Suspension umfasst Aluminium- und Silizium-Pulver. Die Konzentration metallischen Silizium-Pulvers kann von etwa 2 bis etwa 40% des Gesamtgewichts von Aluminium und Silizium in der Suspension reichen, wobei besonders gute Resultate erzielt werden, wenn Bereiche von etwa 3 bis etwa 25%, von etwa 5 bis etwa 20% und von etwa 10 bis etwa 15% verwendet werden.
Die Suspension wird auf das platin-angereicherte Substrats bis zu einer Decke aufgetragen, die ausreicht um eine wirksame Menge von Aluminium und Silizium nach der Aushärtung abzulagern. Suspensions-Dicken von etwa 15 bis etwa 25 mg/cm² haben sich in dem erfindungsgemäßen Prozess als wirkungsvoll herausgestellt, was in einer End-Dicke der Beschichtung von etwa 30 bis etwa 60 um resultiert. Beträgt der gesamte Feststoffgehalt der Suspension etwa 60 Gewichtsprozent, wurden gute Resultate erreicht, indem etwa 15 bis etwa 18 mg/cm² der Suspension auf das Substrat aufgebracht werden, was in einer End- Dicke der Beschichtung von etwa 50 bis etwa 60 um resultiert.
Die endgültige Beschichtung kann eine Dicke aufweisen, der von etwa 10 bis etwa 100 um reicht. Dünnere Beschichtungen könnten nicht die gewünschte Korrosionsbeständigkeit liefern. Dickere Beschichtungen könnten ebenfalls verwendet werden, die zusätzlichen Kosten solcher Beschichtungen könnten jedoch nicht in irgendeiner zusätzlichen Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit resultieren.
Optional können andere Metallpulver-Komponenten, einschließlich Gr, Ti, Ta und B, der Suspension beigefügt werden. Sofern vorhanden, ist Cr bevorzugt in einer Menge von 0 bis etwa 20 Gewichts%, insbesondere etwa 2,5 bis etwa 20 Gewichts%, und weiter insbesondere etwa 3 bis etwa 10 Gewichts%, bezogen auf das Gesamtgewicht der Metallpulver- Bestandteile in der Suspension vorhanden. Sofern in der Zusammensetzung vorhanden, ist Ti bevorzugt in einer Menge von 0 bis etwa 10%, insbesondere etwa 2 bis etwa 5%, vorhanden; Ta in einer Menge von 0 bis etwa 10%, insbesondere etwa 2 bis etwa 5%, vorhanden; und Bor in einer Menge von 0 bis etwa 2,5%, insbesondere etwa 0,5 bis etwa 2%, weiter insbesondere 0,5 bis etwa 1%, vorhanden, wobei alle Prozentwerte Gewichtsanteile bezogen auf das Gesamtgewicht der Metallpulver-Bestandteile in der Suspension sind. Ti und Ta sind vorzugsweise gemeinsam vorhanden.
Aus den obigen Ausführungen wird deutlich, dass in Einklang mit der Erfindung der maximale Aluminium-Gehalt des metallischen Pulvers der Suspension mit den angegebenen minimalen Mengen der anderen metallischen Elemente etwa bei 98% liegt. Gleichermaßen liegt der minimale Aluminium-Gehalt mit den angegebenen maximalen Mengen der anderen metallischen Elemente und unter Annahme von Si bei 40 Gewichts% des Al-Gehalts bei etwa 34,1 Gewichts%. Zusammensetzungen mit Mengen von Metall, die von den angegebenen oberen und unteren Grenzen abweichen, neigen dazu, keine Beschichtungen mit den gewünschten Eigenschaften zu liefern. Insbesondere wird es umso schwieriger, das Aluminium in der Beschichtung einfach zum Schmelzen und zum Diffundieren zu bringen, je geringer die Aluminium-Gehalt der Suspension ist. Folglich ist es bevorzugt, den Aluminium-Gehalt in den angegebenen Grenzen zu halten.
Die metallischen Komponenten liegen bevorzugt in der Form von Pulverpartikeln vor, die so fein wie möglich sein sollten. Die Pulverpartikeln weisen einen mittleren Durchmesser von bevorzugt weniger als etwa 50 um, weiter vorzugsweise weniger als etwa 20 um, und am bevorzugtesten weniger als etwa zehn um auf.
Es liegt ebenso im Rahmen dieser Erfindung, dass ein eutektisches Aluminium-Silizium- Legierungs-Pulver (beispielsweise Al 11,8% Si) die Gesamtheit oder einen gewissen Anteil der metallischen Aluminium- und Silizium-Komponenten der Suspension substituiert, vorausgesetzt, dass der gesamte Prozentsatz an Silizium in dem oben angegebenen Grenzen gehalten wird.
Der für die Aluminium- und Silizium-Komponente erfindungsgemäß verwendete Binder ist eine Flüssigkeit, bevorzugt eine wässrige Flüssigkeit, die aushärtet und/oder sich verflüchtigt, wenn sie den Temperaturen ausgesetzt ist, die erforderlich sind, um die metallischen Spezies in die Metalloberfläche einzudiffundieren, wobei er keine oder höchstens einfach zu entfernende anorganische Residuen auf der sich ergebenden Beschichtung zurücklässt.
Solche Binder sind bekannt. Sie haben einen sauren, neutralen oder basischen pH-Wert. Sie können von organischen Typ (wie Nitrozellulose oder vergleichbare Polymere), anorganische thixotrope Sole oder eine aus der Klasse der Chromat-, Phosphat-, Molybdat- oder Tungstat- Lösungen sein, die in den US-Patenten Nr. 4,53 7,632, 4,60 6,967 und 4,863,516 (Mosser et al.) sein. Der Binder kann ebenso eines aus der Klasse der wasserlöslichen basischen sie Kate sein, die zu einem eng anhaftenden glasartigen Feststoff durch den Verlust chemisch gebundenen Wassers aushärten.
Es liegt im Rahmen dieser Erfindung, dass die Suspension von Aluminium- und Siliziumpulvern oder von Legierungspulvern derselben durch Sprühen, Tauchen oder Pinseln der Flüssigkeit auf die platin-angereicherte Oberfläche aufgebracht wird. Alternativ können die Pulver durch elektrophoretische Mittel aus einer Suspension der metallischen Komponente in einem geeigneten Vehikel aufgebracht werden. Es ist ebenso vorgesehen, dass die metallischen Partikel ohne das Erfordernis eines chemischen Binders in durch einen thermischen Sprühprozess aufgebracht werden, bei dem durch eine Flamme oder ein Plasma aufgeweichte Partikel mit der Geschwindigkeit auf eine Oberfläche geschossen werden, wo sie sich beim Auftreffen verformen, um fest anzuhaften. Alternativ könnte eine Schicht aus Aluminium und Silicon oder einer Legierung davon durch physikalische Dampfablagerung (physical vapor deposition, PVD) oder ionische Dampfablagerung (ion vapor deposition, IVD) erzeugt werden.
Die aluminium-reiche Schicht wird in eine nicht-reaktiven Umgebung auf einen Diffusionstemperatur oberhalb von etwa 660ºC erwärmt, die ausreicht um das Aluminium-Pulver auf zu schmelzen, welches wiederum das Silizium oder jegliches andere metallische Pulver lösen kann. Für Nickel-Basis-Legierungen sollte diese Diffusionstemperatur oberhalb von etwa 870ºC (1600ºF) festgelegt werden. Geeignete nicht-reaktive Umgebungen, in denen die Diffusion vorgenommen werden kann, schließen Vakuum und inerte oder reduzierende Atmosphären ein. Trockenes Argon, Wasserstoff, dissoziierter Ammoniak oder Mischungen von Argon unter Wasserstoff sind repräsentative Typen für als nicht-reaktive Umgebungen geeigneter Gase.
Es liegt ebenso im Rahmen dieser Erfindung, dass das Aluminium und Silizium auf die platin-angereicherte Oberfläche durch mehrfache Diffusionsprozesse der Ablagerung von Aluminium und Silizium aufgebracht werden kann, wie diese in der PCT-Patentanmeldung Nr. PCT/US93/04507, veröffentlicht unter der internationalen Veröffentlichungsnummer WO 93/23247, beschrieben sind. In dem mehrfachen Diffusionsprozess wird ein Beschichtungsmaterial, das Aluminium und Silizium umfasst, auf ein Superlegierungs-Substrat aufgebracht, diffusions-wärmebehandelt und dann werden die Schritte der Aufbringung und der Diffusion wenigstens einmal wiederholt. In Einklang mit der vorliegenden Erfindung wird das Superlegierungs-Substrat vor der Aufbringung von Aluminium und Silizium durch den mehrfachen Diffusionsprozess zunächst platin-angereichert.
Die folgenden Beispiele sollen die Erfindung illustrieren aber nicht beschränkend wirken.
In den folgenden Beispielen wird eine IN738-Legierung als Beispiel für eine Nickel-Basis- Superlegierung mit einem hohen Chrom-Gehalt (> 12%) und eine IN100-Legierung als ein Beispiel für eine Nickel-Basis-Superlegierung mit einem geringen Chrom-Gehalt (< 12%) verwendet. Die Nenn-Zusammensetzungen dieser Legierungen sind die folgenden:

Beispiel 1

Die Heißkorrosionsbeständigkeit der platin-angereicherten, silizium-modifizierten Aluminide dieser Erfindung wurde in Labortests mit derjenigen von Schutz-Aluminiden verglichen, die entweder mit Platin oder Silizium alleine angereichert und/oder modifiziert waren. Die Beschichtungen wurden auf drei Gruppen von Teststiften mit 6,5 mm Durchmesser und einer Länge von 65 mm aufgebracht, die aus einer IN738-Nickel-Basis-Superlegierung hergestellt waren. Gruppe 1A - Das erfindungsgemäße Verfahren wurde verwendet, um Schutzbeschichtungen auf einigen der IN738-Stifte zu erzeugen. Diese Stifte wurden thermisch entfettet, indem sie für 15 Minuten auf 343ºC (650ºF) erwärmt wurden. Anschließend wurden die Stifte mit 120er Aluminiumoxid-Korn bei 276 kPa (40 psi) in einer Absaugkammer strahlgeputzt. Verbleibendes Korn wurde durch Ultraschallreinigung entfernt. Die Teile wurden getrocknet und dann mit 3 bis 5 um Platin elektroplattiert. Die plattierten Stifte wurden in einem Vakuum von 10,1 Pa (10&supmin;&sup4; atm) für vier Stunden auf 1080ºC erwärmt, in das Platin in die Nickel-Legierung einzudiffundieren.
Ein dünner, feuchter Mantel einer Suspension aus Aluminium- und Silizium-Pulver in einer wässrigen, sauren Chromat/Phosphat-Lösung wurde auf die plattierten und diffundierten Stifte aufgesprüht. Die Suspension bestand aus folgendem:

Komponente Menge

Wasser 95.0 ml
Phosphorsäure 31.5 g
Chromsäure 9.0 g
Magnesiumoxid 7.3 g
Aluminum-Pulver (< 5 um Durchmesser) 82.0 g
Silizium-Pulver 325er Gitter 14.5
Diese Suspension umfasste ungefähr 60 Gewichts% Feststoffe, wobei das Silizium etwa 10% der gesamten Feststoffe umfasste oder etwa 15% des Gesamtgewichts der Aluminium- und Silizium-Pulver. Der aufgesprühte Suspensions-Mantel wurde bei 80ºC (175ºF) für 15 Minuten getrocknet, anschließend für 30 Minuten bei 350ºC (650ºF) ausgehärtet. Die Suspension könnte auf bis zu 660ºC (1022ºF) erwärmt werden, um den Aushärtungsprozess zu beschleunigen, vorausgesetzt, dass die Aushärtung unterhalb der Schmelztemperatur von Aluminium erfolgt. Geringere Aushärtungstemperaturen könnten ebenso verwendet werden, würden jedoch eine längere Dauer der Aushärtung erfordern.
Nach Abkühlen der Stifte wurde ein zweiter Suspensions-Mantel auf die Oberfläche gesprüht, getrocknet und ausgehärtet wie der erste. Dieser Prozess wurde wiederholt, bis 15- 18 mg/cm² einer Suspension auf jeden Stifte aufgebracht waren. Die Stifte wurden dann bei 885ºC für zwei Stunden in einem Vakuum von 10,1 Pa (< 10&supmin;&sup4; atm) wärmebehandelt. Nachdem die Teile abgekühlt waren, wurden undiffundierte Beschichtungs-Residuen entfernt, indem jeder Stift mit 90er/120er Aluminiumoxid-Korn bei 55-69 kPa (8-10 psi) in einer Druckstrahlkammer leicht strahlgeputzt wurde. Die resultierenden platin-angereicherten Silizium- Aluminid-Beschichtungen waren etwa 60 um dick.
Eine ähnliche Beschichtung kann hergestellt werden, wenn den metallischen Komponenten der Suspension 2,5% pulverisierten Cr beigemischt wird, wobei sich diese Prozentangaben auf das Gewicht bezogen auf das Gesamtgewicht der Metallpulver-Bestandteile in der Suspension beziehen. In ähnlicher Weise kann die Suspension mit der Kombination von 2% Ta und 2% Ti, beide als Pulver beigefügt, hergestellt werden. Als weiteres Beispiel der vorliegenden Erfindung kann den metallischen Komponenten der Suspension 0,5% pulverisiertes Bor beigemischt werden.
Gruppe 1B - Eine zweite Gruppe identischer IN738-Stifte wurde mit einem suspendierten Silizium-Aluminid beschichtet. Diese Stifte wurden thermisch entfettet, indem sie für 15 Minuten auf 343ºC (650ºF) erwärmt wurden, anschließend mit 90er/120er Aluminiumoxid-Korn bei 276 kPa (40 psi) in einer Absaugkammer strahlgeputzt. Ein dünner, feuchter Mantel derselben aluminium- und silizium-gefüllten Chromat/Phosphat-Suspension, die für in Gruppe 1A verwendet wurde, wurde auf die strahlgeputzten Stifte aufgesprüht. Der aufgesprühte Suspensions-Mantel wurde bei 80ºC für 15 Minuten getrocknet, anschließend für 30 Minuten bei 350ºC ausgehärtet. Dieser Prozess wurde wiederholt, bis 18-23 mg/cm² einer Suspension auf jeden Stifte aufgebracht waren. Die Stifte wurden dann bei 885ºC für zwei Stunden in einem Vakuum von 10,1 Pa (104 atm) wärmebehandelt, um die Aluminid/Silizid-Komposit- Beschichtung zu bilden. Nachdem die Teile abgekühlt waren, wurden undiffundierte Beschichtungs-Residuen entfernt, indem jeder Stift mit 90er/120er Aluminiumoxid-Korn bei 55- 69 kPa (8-10 psi) in einer Druckstrahlkammer leicht strahlgeputzt wurde. Die resultierenden platin-angereicherten Silizium-Aluminid-Beschichtungen waren etwa 75 um dick.
Gruppe 1C - Eine dritte Gruppe von IN738-Stiften wurde mit einem platin-angereicherten Bett-Aluminid beschichtet. Nach einer Entfettung in heißem Dampf von 1, 1,1 Trichlorethan wurden diese Stifte mit der 320er Aluminiumoxid-Korn bei 103,5 kPa (15 psi) in einer Drucckammer strahlgeputzt. Verbleibendes Korn wurde durch Ultraschallreinigung entfernt, dann wurden die Stifte mit 3 bis 5 um Platin elektroplattiert. Die plattierten Stifte wurden in einem Vakuum von 10,1 Pa (10&supmin;&sup4; atm) für vier Stunden auf 1080ºC erwerben, um das Platin in die Nickel-Legierung einzudiffundieren.
Die Stifte wurden dann in eine Mischung von Aluminium-12%Silizium-Legierungs-Pulver, 120er-Gitter hochreines Aluminiumoxid-Korn und pulverisiertem Ammoniumchlorid-Aktivator eingebettet. Die Mischung mit den darin eingebetteten Stiften wurde für etwa zwei Stunden auf 700-750ºC erwärmt, um eine PtAl&sub2;/NiAl&sub3;-Oberflächenschicht zu erzeugen. Die Stifte wurden dann aus dem Mischungsbett entfernt und für vier Stunden bei 1080ºC in einer inerten Atmosphäre diffusions-wärmebehandelt, um eine typische Platin-Aluminid-Beschichtung zu bilden, die Platin-Aluminid- und Nickel-Aluminid-Phasen enthält. Die Beschichtung war 80-90 um dick.
Um den durch die unterschiedlichen Beschichtungssysteme gewährten relativen Schutz zu vergleichen, wurden Muster-Stifte jeder der drei Gruppen in eine Brennkammer eingebracht. In dieser Einrichtung wurden die Stifte innerhalb von 120 Sekunden unter Verwendung eines Luft/Propan-Brenners auf 875-900ºC erwärmt, für 10 Minuten bei dieser Temperatur gehalten und anschließend in einem Spray aus 2% Natriumsulfat in Wasser abgeschreckt. Die Dauer der Besprühung wurde so eingestellt, dass 0,150-0,200 mg Sulfat pro Stunde auf jedem Quadratzentimeter abgelagert wurden. Diese Betriebsbedingungen waren ausreichend, um einen (Typ I) Hochtemperatur-Heißkorrosions-Angriff auf die Stifte zu erzeugen.
Nach 500 bis 750 Stunden in dieser Heißkorrosions-Umgebung wurde mittels Metallografie das Ausmaß des Angriffs ermittelt. Jeder Stift wurde an der Stelle der maximalen Korrosion aufgeschnitten. Die Eindringtiefe der Korrosion wurde direkt am polierten Querschnitt gemessen.
Stifte der Gruppe 1 B (beschichtet mit dem silizium-modifizierten suspendierten Aluminid) erfuhren in diesem Laborkammertest eine Korrosion bei einer mittleren Rate von 300-350 h/mil (12-14 h/um). Stifte, die mit einem platin-angereicherten Bett-Aluminid beschichtet waren, (Gruppe 1C) erfuhren einen Hochtemperaturkorrosions-Angriff bei einer mittleren Rate von 200-250 h/mil (8-10 h/um). Stifte, die durch ein durch das erfindungsgemäße Verfahren erzeugtes platin-angereichertes, silizium-modifiziertes, suspendiertes Aluminid geschützt waren (Gruppe 1A) erfuhren einen Hochtemperaturkorrosions-Angriff bei einer mittleren Rate von 500-750 h/mil (20-30 h/um). Diese Resultate sagen vorher, dass die Lebensdauer von Bauteilen, die mit der erfindungsgemäßen Beschichtung geschützt sind, das Zwei- oder Dreifache derjenigen von Bauteilen wäre, die durch ein Aluminid geschützt sind, das nur mit Platin oder Silizium alleine modifiziert ist.

Beispiel 2

Tests zeigten, dass die Heißkorrosionsbeständigkeit eines der Ausführungen der erfindungsgemäßen platin-angereicherten, silizium-modifizierten Aluminide in einzigartiger Weise unabhängig von der Zusammensetzung des Nickel-Legierungs-Substrats war. Test-Stifte mit einem Durchmesser von 6,5 mm und einer Länge von 65 mm wurden aus IN738, einer Nickel-Basis-Superlegierung mit hohen Chrom-Gehalt (> 12%), und aus IN100, einer Nickel- Basis-Legierung mit geringem Chrom-Gehalt (< 12%), hergestellt. Stifte jeder Legierung wurden entweder mit einem silizium-modifizierten suspendierten Aluminid oder einen erfindungsgemäßen platin-angereicherten Silizium-Aluminid beschichtet, dass er gestellt wurde, indem die Suspension bei 885ºC eindiffundiert wurde. Stifte einer jeder der vier Gruppen wurden dann in der im Beispiel 1 beschriebenen Labortestbrennkammer einer Hochtemperatur-Heißkorrosion ausgesetzt.
Gruppe 2A - Brennkammer-Stifte aus IN738 wurden mit 15-18 mg/cm² einer Aluminium- Silizeum-Suspension beschichtet und in einem Vakuum bei 885ºC in derselben Weise diffundiert, wie dies in Gruppe 1 B aus Beispiel 1 beschrieben wurde.
Gruppe 2B - Brennkammer-Stifte aus IN100 wurden mit 15-18 mg/cm² einer Aluminium- Silizium-Suspension beschichtet und in einem Vakuum bei 885ºC in derselben Weise diffundierl, wie dies in Gruppe 1B aus Beispiel 1 erfolgte.
Gruppe 2C - Brennkammer-Stifte aus IN738 wurden in derselben Weise bearbeitet wie diejenigen in Gruppe A aus Beispiel 1. Die Stifte wurden mit einer Schicht von 3-5 um Platin plattiert und bei 1080ºC für vier Stunden in einem Vakuum von 10,1 Pa (10&supmin;&sup4; atm) wärmebehandelt. Nach der Beschichtung mit 15-18 mg/cm² einer Aluminium-Silizium-Suspension, wie sie in den Beispiel 1 beschrieben wurde, wurden die Stifte für zwei Stunden in einem Vakuum von 10,1 Pa (10&supmin;&sup4; atm) bei 885ºC diffundiert.
Gruppe 2D - Brennkammer-Stifte aus IN100 wurden mit der erfindungsgemäßen Schutzbeschlichtung in derselben Weise wie oben für Gruppe 2 C beschrieben beschichtet. Die Stifte wurden mit einer Schicht von 3-5 um Platin plattiert und bei 1080ºC für vier Stunden in einem Vakuum von 10,1 Pa (10&supmin;&sup4; atm) wärmebehandelt. Die Stifte wurden dann mit 15-18 mg/cm² einer Aluminium-Silizium-Suspension des Typs aus Beispiel 1 beschichtet und für zwei Stunden in einem Vakuum von 10,1 Pa (10&supmin;&sup4; atm) bei 885ºC diffundiert.
Die Dicken der Schutzbeschichtungen auf allen Stiften in diesen vier Gruppen beliefen sich von 50-60 um. Muster einer jeden Gruppe wurden der Hochtemperatur-Heißkorrosion in der im Beispiel 1 beschriebenen Laborbrennkammer ausgesetzt. Wie in diesem Fall, wurde das Ausmaß des Angriffes am Ende des Tests mittels Metallografie ermittelt. Jeder Stift wurde am Ort der maximalen Korrosion aufgeschnitten. Die Eindringtiefe der Korrosion wurde direkt am polierten Querschnitt gemessen. Die Ergebnisse dieser Analysen sind in Tabelle 1 gezeigt.

Tabelle 1

Heißkorrosionsbeständigkeit von durch Aluminisierung von Nickellegierungen bei 885ºC erzeugten Beschichtungen
Gruppe Heißkorrosionsbeständigkeit (Mittel)
Suspendiertes, nur mit Silizium modifiziertes Aluminid
2A (IN738) 300-350 h/mil (12-14 h/um)
2B (IN100) 150-200 h/mil (6-10 h/um)
Platin-Angereichertes Und Silizium-Modifiziertes, Suspendiertes Aluminid
2C (IN738) > 500 h/mil (20 h/um)
2D (IN100) > 500 h/mil (20 h/um)
Erfindungsgemäße Beschichtungen (Gruppen 2C und 2D) zeigten eine größere Beständigkeit gegenüber einem Heißkorrosions-Angriff als die silizium-modifizierten Aluminide, der nicht mit Platin angereichert waren (Gruppen 2A und 2B). Ein Vergleich der relativen Leistungsfähigkeit der silizium-modifizierten suspendierten Aluminide auf den Legierungen mit niedrigem und hohen Chrom-Gehalt (z. B. Stifte der Gruppe 2A mit denen der Gruppe 2B) zeigt, dass die Heißkorrosionsbeständigkeit für diese Beschichtung stark von dem Chrom- Gehalt des Substrats abhängt. Die Leistungsfähigkeit der erfindungsgemäßen Beschichtung war jedoch in einzigartiger Weise unabhängig von der Substrat-Zusammensetzung. Die Heißkorrosionsbeständigkeit der erfindungsgemäßen Beschichtung, die durch Diffundieren der Al/Si-Suspension für zwei Stunden bei 885ºC hergestellt wurde, war identisch, egal ob die Beschichtung auf die Hoch-Chrom-Legierung IN738 (Gruppe 2C) oder auf die Niedrig- Chrom-Legierung IN100 (in Gruppe 2D) aufgebracht wurde.

Beispiel 3

eine Ausführung der erfindungsgemäßen Beschichtung wurde hergestellt, indem eine Aluminium/Silizium Suspension in eine platin-angereicherte Nickel-Legierungs-Oberfläche bei einer Temperatur oberhalb von 1000ºC eindiffundiert wurde. Tests zeigten, dass die Heißkorrosionsbeständigkeit dieses platin-angereicherten, silizium-modifizierten Aluminids unabhängig von der Zusammensetzung des Nickel-Legierungs-Substrats war, wie dies auch bei demjenigen mit einer geringeren Aluminisierungs-Temperatur (wie im Beispiel 2) der Fall war. Teststifte mit einem Durchmesser von 6,5 mm und einer Länge von 65 mm aus IN738- (16% Chrom) und IN100- (10% Chrom) Nickel-Basis-Superlegierung wurden entweder mit einem silizium-modifizierten suspendierten Aluminid oder mit einem erfindungsgemäßen platinangereicherten Silizium-Aluminid beschichtet, dass durch Diffundieren der Suspension bei 1050ºC gebildet wurde. Stifte jeder der vier Gruppen wurden dann Hochtemperatur- Heißkorrosions-Tests ähnlich demjenigen, die im Beispiel 1 beschrieben wurden, ausgesetzt.
Gruppe 3A - Brennkammer-Stifte aus IN738 wurden mit 15-18 mg/cm² einer Aluminium- Silizium-Suspension des im Beispiel 1 beschriebenen Typs beschichtet und für zwei Stunden bei 1050ºC in einem Vakuum < 10&supmin;&sup4; atm diffundiert.
Gruppe 3B - Brennkammer-Stifte aus IN100 wurden mit 15-18 mg/cm² einer Aluminium- Silizium-Suspension des Typs aus Beispiel 1 beschichtet und für zwei Stunden bei 1050ºC in einem Vakuum < 10&supmin;&sup4; atm diffundiert.
Gruppe 3C - Brennkammer-Stifte aus IN738 wurden mit einer Schicht von 3-5 um Platin plattiert, die bei 1080ºC für vier Stunden in einem Vakuum von < 10&supmin;&sup4; atm in die Nickel-Legierung eindiffundiert wurde. Die Stifte wurden dann mit 15-18 mg/cm² der im Beispiel 1 beschriebenen Aluminium-Silizium-Suspension beschichtet. Eine Ausführung der erfindungsgemäßen Beschichtung, welche sich von der in Beispiel 2 beschriebenen unterscheidet, wurden vorgestellt, indem die Suspension in die platin-angereicherte Oberfläche für zwei Stunden in einem Vakuum von < 10&supmin;&sup4; atm bei 1050ºC eindiffundiert wurde.
Gruppe 3D - Eine Ausführung der erfindungsgemäßen Beschichtung wurde in derselben Weise wie für Gruppe 3C dieser Erfindung auf Brennkammer-Stifte aus IN100 aufgebracht. Die Stifte wurden mit einer Schicht von 3-5 um Platin plattiert, das bei 1080ºC für vier Stunden in einem Vakuum von < 10&supmin;&sup4; atm eindiffundiert wurde. Die Stifte wurden dann mit 15-18 mg/cm² der im Beispiel 1 beschriebenen Aluminium-Silizium-Suspension beschichtet und für zwei Stunden in einem Vakuum von < 10&supmin;&sup4; atm bei 1050ºC diffundiert.
Die Dicken der Schutzbeschichtungen auf allen Stiften in diesen vier Gruppen beliefen sich von 50-60 um. Muster einer jeden Gruppe wurden der Hochtemperatur-Heißkorrosion (HTHC) in der im Beispiel 1 beschriebenen Laborbrennkammer ausgesetzt. Wie in diesem Fall, wurde das Ausmaß des Angriffes am Ende des Tests mittels Metallografie ermittelt. Jeder Stift wurde am Ort der maximalen Korrosion aufgeschnitten. Die Eindringtiefe der Korrosion wurde direkt am polierten Querschnitt gemessen. Die Ergebnisse dieser Analysen sind in Tabelle 2 gezeigt.

Tabelle 2

Heißkorrosionsbeständigkeit von durch Aluminisierung von Nickellegierungen bei 1050ºC erzeugten Beschichtungen
Gruppe Heißkorrosionsbeständigkeit (Mittel)
Suspendiertes nur mit Silizium modifiziertes Aluminid
3A (IN738) 200-250 h/mil (8-10 h/um)
3B (IN100) 100-150 h/mil (4-6 h/um)
platin-angereichertes und silizium-modifiziertes suspendiertes Aluminid
3C (IN738) > 500 h/mil (20 h/um)
3D (IN100) > 500 h/mil (20 h/um)
Die erfindungsgemäße Beschichtung, die durch suspendierte Aluminisierung bei 1050ºC erzeugt wurde, zeigte eine größere Beständigkeit gegenüber einem Heißkorrosions-Angriff als die silizium-modifizierten Aluminide, der nicht mit Platin angereichert waren (Gruppen 3A und 3B). Ein Vergleich der relativen Leistungsfähigkeit der nur silizium-modifizierten und bei diesen hohen Temperaturen diffundierten suspendierten Aluminide auf den Legierungen mit niedrigem und hohen Chrom-Gehalt (z. B. Stifte der Gruppe 3A mit denen der Gruppe 3B) zeigt, dass die Heißkorrosionsbeständigkeit für diese Beschichtung stark von dem Chrom- Gehalt des Substrats abhängt. Die Heißkorrosionsbeständigkeit der erfindungsgemäßen Beschichtung, die durch Diffundieren der Al/Si-Suspension für zwei Stunden bei 1050ºC hergestellt wurde, war jedoch identisch, egal ob die Beschichtung auf die Hoch-Chrom- Legierung IN738 (Gruppe 3C) oder auf die Niedrig-Chrom-Legierung IN100 (Gruppe 3D) aufgebracht wurde. Dieses Verhalten ist identisch zu demjenigen, welches oben in Beispiel 2 demonstriert wurde, bei dem eine erfindungsgemäßen Beschichtung auf Nickel-Legierungen unterschiedlichen Chrom-Gehalts durch suspendierte Aluminisierung bei weit geringeren Temperaturen hergestellt wurde.

Beispiel 4

Brennkammermuster aus IN100 wurden mit 1-1,5 um elektroplattiert und bei 1080ºC für vier Stunden in einem Vakuum von < 10-4 atm diffundiert. Diese platin-angereicherten Stifte wurden mit einer Aluminium-Silizium-Suspension beschichtet und bei 885ºC diffundiert, um eine Ausführung der erfindungsgemäßen Schutzbeschichtung zu produzieren. Ein zweiter Satz von IN100-Stiften würde mit der Ausführung der erfindungsgemäßen Beschichtung versehen, welche in Gruppe 2C von Beispiel 2 beschrieben wurde, d. h. 3-5 um dick. Der einzige Unterschied zwischen den Beschichtungen diese beiden Mustersätze war die Dicke der während der Verarbeitung aufgebrachten Platin-Plattierung. Diese Stifte, die mit zwei Ausführungen des erfindungsgemäßen platin-angereicherten, silizium-modifizierten Aluminids versehen waren, wurden dann HTHC-Tests ausgesetzt, wie in den Beispielen 1, 2 und 3 beschrieben. Nach 500 Stunden wurden die Muster aufgeschnitten und poliert, um die Tiefe des Hochtemperaturkorrosions-Angriffs zu messen. Die mittlere Rate des Korrosionsangriffs wurde für beide Beschichtungen als größer als 500 h/mil (20 h/um) ermittelt. Die Korosionsbeständigkeit war im wesentlichen identisch, obwohl eine Beschichtung ein Drittel der Platinanreicherung der anderen besaß.

Beispiel 5

Stifte aus IN738 wurden mit Platin plattiert und diffundiert, wie oben in Beispiel 1. Diese Stifte wurden mit folgender Suspension beschichtet:
60. ml Wasser
2.5 g kolloides Siliziumdioxid
0.5 g kolloides Aluminiumoxid
20. g Aluminum-Pulver (< 32Ser Gitter)
2. Silizium-Pulver (< 200er Gitter)
Die kolloiden Oxide wurden durch Rühren im Wasser dispersiert, dann wurden die Aluminium- und Silizium-Pulver hinzugefügt, um eine Suspension zu bilden, die auf die Bauteile durch Pinseln oder Sprühen aufgebracht werden konnte. In diesem Beispiel wurden 20-25 mg dieser Suspension auf jeden Quadratzentimeter der Nickel-Legierungs-Oberfläche aufgebracht. Die Stifte wurden dann für zwei Stunden bei 885ºC in einer inerten Atmosphäre gereinigten Argon-Gases diffundiert. Beim Abkühlen wurden undiffundierte Reste entfernt, indem die Oberfläche mit 120er Aluminiumoxid-Korn bei 20 psi in einer Absaugstrahlkammer leicht strahlgereinigt wurden. Die resultierenden Beschichtungen waren 50-60 um dick, mit einer Struktur analog zu derjenigen, die durch die Chromat/Phosphat-Suspension erzeugt wurde, die in Gruppe 1A von Beispiel 1 beschrieben wurde.
Eine vergleichbare Beschichtung kann erzeugt werden, wenn das Aluminium- und das Silicon-Pulver durch eine äquivalente Menge eines eutektischen Legierungs-Pulvers ersetzt wird.

Beispiel 6

Stifte aus IN738 wurden mit Platin plattiert und diffundiert, wie oben in Beispiel 1. Diese Stifte wurden mit einer Suspension beschichtet, die durch Kombination der folgenden beiden, vollständig gemischten Komponenten hergestellt wurde:

Teil 1

470 ml Ciba Araldite GY 6010, Bisphenol-A-Epoxy
365 g Xylen
83 g Propylen-Glycol-Methyl-Ether-Acetat
1400 g Valimet Al/11.8% Si eutektisches Legierungspulver (-325er Gitter)
10 g Bentone organophiler Ton
3 Troythix 42BA Verdicker

Teil 2

615 ml Ciba HZ 815 X-70 Polyamid-Härter
Nachdem die Komponenten in Teil 1 gut miteinander vermischt wurden, wurden die Teile 1 und 2 vermischt, um eine dicke Suspension zu bilden. Etwa 20 mg dieser organischen Suspension wurden auf jeden Quadratzentimeter der platin-angereicherten Nickel-Legierungs- Oberfläche aufgepinselt. Die Bauteile wurden dann für zwei Stunden bei 885ºC in einer inerten Atmosphäre gereinigten Argongases diffundiert. Beim Abkühlen wurden undiffundierte Reste entfernt, indem die Oberfläche mit 120er Aluminiumoxid-Korn bei 20 psi in einer Absaugstrahlkammer leicht strahlgereinigt wurden. Die resultierenden Beschichtungen waren 30-40 um dick, mit einer Struktur analog zu derjenigen, die durch die Chromat/Phosphat- Suspension erzeugt wurde, die in Gruppe 1A von Beispiel 1 beschrieben wurde.

Beispiel 7

Dieses Beispiel zeigt die verbesserte Oxidationsbeständigkeit, die durch die erfindungsgemäßen Beschichtungen erzielt wird. Ein IN738-Stift würde gem. eine Ausführung der Erfindung, die oben für Gruppe 3C beschrieben wurde, mit der Auswahl beschichtet, dass die Schicht der Platin-Plattierung 1,5-2 um an Stelle von 3-5 um dick war. Dieser Stift wurde zusammen mit einem Stift aus Gruppe 3A, der ein IN378-Stift war, der mit einem siliziummodifizierten Aluminid beschichtet war, auf zyklische Oxidationsbeständigkeit getestet, indem sie eine Luft-Propan-Brenner ausgesetzt werden, der Stift-Temperaturen von etwa 1100ºC (2000ºF) erzeugte. Jeder Zyklus bestand aus einem Dem-Brenner-Aussetzen für zehn Minuten und einem Abkühlen in Luft für zehn Minuten. Nach 560 Stunden wurde der Stift aus Gruppe 3A entfernt und nach draußen 20 Stunden wurde der Stift aus dem platinangereicherten silizium-modifizierten Aluminid entfernt. Die Stifte wurden am Ort des maximalen Angriffs aufgeschnitten und in die verbleibende Beschichtungsdicke wurde mittels Metallografie gemessen. Die Rückgangsrate des Gruppe-3A-Silizium-Aluminids betrug etwa 200 Stunden/mil (8 Stunden/um), während die Beschichtungs-Rückgangsrate des platinangereicherten silizium-modifizierten Aluminids etwa 500 Stunden/mil (20 Stunden/um) betrug.
Die oben beschriebenen Beispiele wurden mit Nickel-Basis-Legierungen umfassenden Mustern ausgeführt.

Claims

1. Methode zur Herstellung einer von störenden hochschmelzenden Metallen des Substrates relativ freien Beschichtung auf einer mit Platin angereicherten Oberfläche einer Superlegierung auf Nickelbasis, wobei die Beschichtung Nickel-Aluminid als kontinuierliche Phase hat, und eine Oberflächenschicht hat, welche die äußerste Schicht an der Oberfläche ist, eine zweite Schicht, die unter der Oberflächenschicht liegt, und eine dritte Schicht, die unter der zweiten Schicht liegt und mit der Oberfläche des Substrates in Verbindung steht, wobei die Beschichtung Platin- und Nickel- Aluminidschichten enthält die relativ frei von störenden hochschmelzenden Metallen sind, wobei die Methode aus folgenden Schritten besteht:

a) Auftragen und a) Trocknen einer wäßrigen Suspension von pulverisiertem elementarem Aluminium und Silizium auf das Substrat aus mit Platin angereicherter Superlegierung auf Nickelbasis

b) Erhitzen der besagten Suspension auf den Substrat auf eine Temperatur oberhalb des Schmelzpunktes des Aluminiums, wobei sich das Silizium in dem geschmolzenen Aluminium löst, und

c) gleichzeitiges, mindestens einmaliges Eindiffundieren des Aluminiums und Siliziums in das. Substrat aus Superlegierung,

wobei das Aluminium aus der geschmolzenen Suspension in das Substrat diffundiert und mit dem Nickel und Platin zu intermetallischen Aluminiden reagiert, und

wobei das Silizium mit hochschmelzenden Metallen des Substrates zu stabilen Siliciden reagiert, so daß eine kontinuierliche Phase aus Nickelaluminiden entsteht, die mindestens drei unterscheidbare Schichten hat,

wobei das geschmolzene Silizium die hochschmelzenden Metalle aus den Platin- und Nickelaluminidphasen herausfängt, d) Bildung einer zweiten Schicht mit einer diskontinuierlichen Verteilung von Phasen der Silicide der hochschmelzenden Metalle in der kontinuierlichen Nickel- Aluminid-Phase, wobei diese Schicht verglichen mit der Oberflächenschicht frei von Platin-Aluminid ist, et

e) Bildung einer dritten Schicht, die, verglichen mit der Oberflächenschicht und der zweiten Schicht relativ frei sowohl von Platin-Aluminid als auch von Phasen mit Siliciden der hochschmelzenden Metalle ist,

wobei die störenden hochschmelzenden Metalle, die aus den Platin- und Nickel- Aluminidphasen herausgefangen wurden in den Silicid- Schichten der Oberflächenschicht und der zweiten Schicht konzentriert sind und zur allgemeinen Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit der Beschichtung beitragen.

2. Methode aus Anspruch 1, bei der das Substrat Chrom enthält.

3. Methode nach Anspruch 1 oder 2, bei der die Diffusionstemperatur der aluminiumhaltigen Suspension höher als 660ºC ist.

4. Methode nach Anspruch 3, bei welcher der maximale Aluminiumgehalt des Metallpulvers in der Suspension ungefähr 98% und der minimale ungefähr 34.1% (Gewichtsprozente) ist.

5. Methode nach Anspruch 1 oder 2, bei der die Suspension in einer wäßrigen Flüssigkeit ist, die bei der Diffusionstemperatur der Metalle in das Substrat trocknet und/oder verdampft.

6. Methode nach Anspruch 1 oder 2, bei der die gleichzeitige Diffusion des Aluminiums und des Siliziums in einem Vakuum, in einer reaktionsträgen oder reduzierenden Atmosphäre durchgeführt wird.

7. Methode nach Anspruch 1 oder 2, bei der das Aluminium und Silizium in der Suspension ganz oder teilweise durch pulverisierte eutektische Aluminium-Silizium-Legierung ersetzt wird.

8. Methode nach Anspruch 7, bei welcher der Siliziumanteil in der Suspension zwischen 2 und 40% des Gesamtgewichts von Aluminium und Silizium in der Suspension ist.

9. Methode nach Anspruch 1 oder 2, bei der die Suspension auch Pulver von Metallen enthält, die aus der Gruppe von Chrom, Tantal, Titan und Bor gewählt werden.

10. Methode nach Anspruch 1 oder 2, bei welcher der Teil der Beschichtung, der tiefer liegt als ungefähr 75 um von der Oberfläche, praktisch frei von Silizium ist.

11. Methode nach Anspruch 1 oder 2, bei der die störenden hochschmelzenden Metalle aus der Gruppe der Elemente Chrom, Titan, Wolfram, Molybdän, Vanadium, Niob, Tantal, Hafnium und Rhenium gewählt sind.

12. Methode nach Anspruch 1 oder 2, bei der die Superlegierung in der Beschichtung verteiltes Chrom enthält.

13. Methode nach Anspruch 1 oder 2, bei der die Superlegierung auf Nickel- und Chrombasis eine Legierung mit einem niedrigen Chromgehalt von weniger als 12 Gewichtsprozenten ist.

14. Eine mit Platin angereicherte, mit Silizium modifizierte Aluminid-Beschichtung auf einem Substrat aus Superlegierung auf Nickelbasis, das hochschmelzende Metalle enthält, wobei die Beschichtung eine kontinuierliche Phase aus Nickel-Aluminid in mindestens drei unterscheidbare Schichten enthält, diese Schichten beinhalten eine Oberflächenschicht, welche die äußerste Schicht an der Oberfläche ist, eine zweite Schicht, die unter der Oberflächenschicht liegt, und eine dritte Schicht, die unter der zweiten Schicht liegt und mit der Oberfläche des Substrates in Verbindung steht, die besagten Schichten beinhalten eine Oberflächenschicht, die fein verteilte Phasen von Platin-Aluminid und Siliciden der hochschmelzenden Metalle enthält, eine zweite Schicht, die fein verteilte Phasen von Siliciden der hochschmelzenden Metalle enthält und verglichen mit der. Oberflächenschicht relativ frei von Platin- Aluminidphasen ist, und eine dritte Schicht, die verglichen mit der Oberflächenschicht relativ frei von Phasen von Platin- Aluminid und Siliciden der hochschmelzenden Metalle ist, wobei die Beschichtung verbesserte Beständigkeit gegen Hochtemperatur-korrosionsbedingungen aufweist.

15. Beschichtung nach Anspruch 14, bei welcher der Teil der Beschichtung, der tiefer liegt als ungefähr 75 um von der Oberfläche, praktisch frei von Silizium ist.

16. Beschichtung nach Anspruch 14, bei der die störenden hochschmelzenden Metalle aus der Gruppe der Elemente Chrom, Titan, Wolfram, Molybdän, Vanadium, Niob, Tantal, Hafnium und Rhenium gewählt sind.

17. Beschichtung nach Anspruch 14, die zusätzlich in der Beschichtung verteiltes Chrom, Titan oder Tantal beinhaltet.

18. Beschichtung nach Anspruch 14, bei der die Superlegierung auf Nickelbasis einen niedrigen Chromgehalt von weniger als 12 Gewichtsprozenten hat.

19. Beschichtung nach Anspruch 14, bei der die aluminiumreiche Schicht auf eine Diffusionstemperatur im Bereich von 870º bis 1050ºC erhitzt wird.

20. Beschichtung nach Anspruch 14, bei der die aluminiumreiche Schicht auf eine Diffusionstemperatur über 660ºC erhitzt wird, um das Aluminiumpulver zu schmelzen.

21. Beschichtung nach Anspruch 20, bei der das Aluminium und Silizium in der Suspension ganz oder teilweise eine pulverisierte eutektische Aluminium-Silizium-Legierung ist, und bei welcher der Siliziumanteil in der Suspension zwischen 2 und 40% des Gesamtgewichts von Aluminium und Silizium in der Suspension ist.

22. Beschichtung nach Anspruch 20, bei welcher der maximale Aluminiumgehalt des Metallpulvers in der aluminiumreichen Schicht ungefähr 98% und der minimale ungefähr 34.1% (Gewichtsprozente) ist.

23. Methode nach Anspruch 22, bei der die Suspension, die in einer wäßrigen Flüssigkeit ist, bei der Diffusionstemperatur der Metalle in das Substrat getrocknet und/oder abgedampft wird.