Pt、Pd、Ir、Rh、Ruおよびこれらの組合せから成る群から選択されるPt族金属:10at~30at、Al:10at~22at、Hf、Y、La、Ce、Zrおよびこれらの組合せから成る群から選択した反応元素:0.5at~2at、および残部Niから成り、かつ、γNiγNi3Alの2相構造が生成しβNiAlが生成しないように、上記Alの濃度、上記Niの濃度、上記Pt族金属の濃度および上記反応元素の濃度が選択されている合金。請求項1において、上記Pt族金属がPtであり、上記反応元素がHfである合金。金属基材上の被膜であって、請求項1または2に記載の合金を含んで成る被膜。下記:a超合金基材、b上記基材上の接合被膜であって、請求項1または2に記載の合金を含んで成る接合被膜を含んで成る、熱障壁被膜付き製品。耐熱基材の製造方法であって、請求項1から4までのいずれか1項記載の合金を含んで成る被膜を該基材に被覆する工程を含んで成る方法。請求項1または2において、相構造がγNi3Al相単独である合金。上述したように、従来のβNiAl-Pt接合被膜は、スポーリング後のAl2O3TGOスケール層の回復を促進するために、Al含有量を比較的高くしてあった。このように組成が高Alで、ミクロ組織の主要部がβNiAl相であると、ミクロ組織がγNiγNiAlの2相組織であるNi基超合金基材の相構成とは適合しない。γNiγNiAlの2相構造の超合金基材に、高濃度のAlを含有するβNiAl-Pt合金を被覆すると、両者の界面では接合被膜層からのAlの拡散が生ずる。このようにAlが層間で拡散すると接合被膜層のAlが欠乏し、Al2O3スケールの成長を確保できなくなる。酸化スケールのスポーリングを助長するような望ましくない元素も拡散し進入してくる。被膜/基材間の層間拡散によるもう一つの結果として、特に6wtまでのレニウムを含有する次世代の超合金の場合は、σ相のように脆くて有害なトポロジー的に稠密なTCP相が元の被膜/基材界面に生成する。このTCP相が生成すると、被膜付き部材の機械的性質が致命的な影響を受けて使用寿命が大幅に短縮する可能性がある。本発明の一形態は、Pt族金属、NiおよびAlを、γNiγNi3Alの2相構造が生成する相対比率で含む合金である。本願において、γ相は固溶体Ni相、γは固溶体Ni3Al相を指す。本発明の別の形態は、Pt族金属、NiおよびAlを含み、Alの含有量はNiの含有量に対して限定されており、Pt族金属の含有量はβNiAl相が実質的に存在しないように限定されている合金である。本発明の更に別の形態は、約23at未満のAl、約10at~約30atのPt族金属、および残部のNiを含むNi-Al-Pt3元合金である。本発明の更に別の形態は、図3の領域A内に規定される、Ni、AlおよびPtを含む合金である。本発明の更に別の形態は、Pt族金属、NiおよびAlを含み、γNiγNi3Alの2相構造を持つ被膜組成物である。この組成物は、γγ2相構造またはγ相のいずれかが生成させるのに十分な含有量のHfのような反応元素を更に含有してよい。本発明の更に別の形態は、a超合金基材、およびb上記基材上の接合被膜であって、Pt族金属、NiおよびAlを含有し、γNiγNi3Alの2相構造を持つ接合被膜を含む、熱障壁被膜付き製品である。上記接合被膜は、γγ2相構造またはγ相のいずれかが生成するのに十分な含有量のHfのような反応元素を更に含有してよい。本発明の更に別の形態は、NiおよびAlをγNiγNi3Alの2相構造として含んで成る被膜を基材上に形成する工程を含む、耐熱基材を作製する方法である。上記被膜は、γγ2相構造またはγ相のいずれかが生成するのに十分な含有量のHfのような反応元素を更に含有してよい。本発明の更に別の形態は、超合金基材と、上記基材上の接合被膜であって、Pt-Ni-Al3元合金を含んで成り、γNiγNi3Alの2相構造を有する接合被膜と、上記接合被膜上の密着酸化物層と、上記密着酸化物層上のセラミクス被膜とを含む、熱障壁被覆された製品である。本発明の更に別の形態は、γNiγNi3Al合金の酸化を減ずる方法であって、Pt族金属および活性金属のうちの少なくとも1種を添加する工程を含む方法である。本発明の更に別の形態は、γNiγNi3Alの2相構造を持つ合金を含む均質被膜である。Pt族金属を添加した本発明の合金は、γNi相およびγNi3Al相γNiγNi3Alまたはγγとも表示の相構造を備えており、この相構造は、典型的なNi基超合金基材のγγミクロ組織に化学的にも機械的にも匹敵する。本発明のPt族金属添加γγ合金は、耐熱機械要素に用いる超合金基材の表面に施す接合被膜層として特に有用である。本発明の種々の実施形態の詳細については添付図面および以下の説明に示す。本発明の他の特徴、目的、利点は、説明、図面、特許請求の範囲に示したとおりである。図において、同様の参照符号は同様の部位を示す。本発明の一実施形態は、Pt族金属を添加したγNiγNi3Alの2相構造を持つ合金であり、すなわち、Pt族金属、NiおよびAlを、γNiγNi3Alの2相構造が生成する相対濃度で含有する合金である。本発明の合金においては、NiおよびPt族金属の濃度に対してAlの濃度を限定し、それにより、βNiAl相が実質的に存在しないか又は全く存在せず、γNiγNi3Alの2相構造を主体としている。Pt族金属は、例えばPt、Pd、Ir、Rh、およびRuまたはこれらの組合せから選択することができる。Ptを含むPt族金属が望ましく、Ptが特に望ましい。本発明の合金においては、Al含有量は23at未満が望ましく、約10at~約22at3wt~9wtが更に望ましく、Pt族金属の含有量は焼く10at~約30at12wt~63wtが望ましく、約15at~約30atが更に望ましく、残部はNiである。本願において、全ての元素についてat値は公称値であり、±1~2atの変動がある。更に、Hf、Y、La、Ce、Zrまたはこれらの組合せのような反応元素を、Pt族金属添加γNiγNi3Al2相構造3元合金に添加して、性質を変更または向上させることができる。上記反応元素を添加すると、γ相が安定化する傾向がある。したがって、反応元素の添加量が十分であると、γ相が主体またはγ相単独になる。Pt族金属添加γNiγNi3Al2相構造3元合金は、従来のβNiAl合金に比べて活性金属の溶解度が高く、典型的にはγγ合金への活性金属の許容添加量は、約2at4wt、望ましくは0.3at~2at0.5wt~4wt、更に望ましくは0.5at~1at1wt~2wtである。望ましい活性金属にはHfが含まれ、特にHfが望ましい。更に、超合金基材の典型的な他の成分としては、例えば、Cr、Co、Mo、Ta、Reおよびこれらの組合せを、γγ相が主体と成る範囲で、Pt族金属添加γNiγNi3Al2相構造3元合金に任意に添加してよい。図3に、本発明においてPt族金属としてPtを用いた実施形態の状態図の一部を示す。この実施形態では、Ni-Al-Pt状態図に、βNiAl領域β、γNi領域γ、γNi3Al領域γの各相が存在している。この場合、γNi相の領域とγNi3Al相の領域との間の斜線部領域Aの範囲内に3元合金が入るように、Al濃度を選定すると、γγ組織になる。図3の領域Aで示された実施形態においては、Al含有量は約23at未満が望ましく、約10at~約22at3wt~9wtが更に望ましく、Pt含有量は約10at~約30at12wt~63wtが望ましく、約15at~約30atが更に望ましく、残部はNiである。Hfのような任意の反応元素の添加量は、約0.3at~約2at0.5wt~4wtである。本発明の合金の製造は、例えば高純度のNi、Al、Pt族金属の断片と、任意の反応元素および/または超合金金属およびこれらの組合せの断片とを、アルゴンアーク溶解する等の従来技術を用いて行なえる。Pt族金属添加γNiγNi3Al2相合金を基材表面に被覆することにより、基材に高温劣化抵抗を付与することができる。図4において、典型的な基材はNi基またはCo基の超合金基材102である。基材102としては、従来のNi基またはCo基超合金、例えば、MartinMariettaCorpBethesdaMDの商品名MARM002、CannonMuskegonCorpMuskegonMIの商品名CMSX10などを用いることができる。Pt族金属添加γNiγNi3Al2相合金を基材102に被覆する方法としては、例えばプラズマ溶射、化学蒸着CVD、物理蒸着PVD、スパッタリング等の公知の方法を用いることができ、それにより被膜104を形成して耐熱製品100が得られる。この被膜形成処理は典型的には減圧チャンバ内で行う。被膜104の厚さは対象用途に応じて種々に変えることができるが、典型的には約5μm~約10μm、望ましくは約5μm~約50μm、最も望ましくは約10μm~約50μmである。被膜104の組成は精密に制御できるので、被膜は実質的に均質なγγ構造であり、これは本願においては、被膜の厚さ全体に渡ってγγ組織が主組織となっていることを意味する。更に、被膜104は、厚さ全体に渡ってPt族金属の濃度が実質的に一定である。被膜104を接合被膜層として用いる場合、その上に従来のPVD法により典型的には部分安定化ジルコニアから成るセラミクスの層を形成して最表面セラミクス被膜108とすることができる。これに適した最表面セラミクス被膜は、例えばChromalloyGasTurbineCorpDelawareUSAから提供されている。最表面セラミクス被膜108の形成は、従来から酸素とアルゴン等の不活性ガスとを含む雰囲気中で行なっている。セラミクス形成過程で酸素が存在するため、接合被膜104の表面に薄い酸化スケール層106が不可避的に生成する。熱的に成長した酸化物TGO:thermallygrownoxide層106としてはアルミナがあり、典型的にはαAl2O3の密着層である。接合層104と、TGO層106と、最表面セラミクス被膜層108とで、超合金基材102の表面に熱障壁被膜110を形成する。接合被膜層104に用いたPt族金属添加γNiγNi3Al合金は、化学的にも機械的にもNi基またはCo基の超合金102のγγ相構造と対等である。これらの合金で規定される保護接合被膜は、熱膨張係数CTE:coefficientofthermalexpansionがβNiAl基合金の接合被膜のCTEに比べてNi基超合金のCTEに近い。その結果、本発明の接合被膜により、高温機械システムの機械要素に負荷される厳しい熱サイクルに対して熱障壁被膜の安定性が向上する。Pt族金属添加γNiγNi3Al2相合金が熱酸化されるとαAl2O3スケール層が成長するが、その成長速度は従来のβNiAl接合被膜で生成するスケール層の熱成長と同等または遅い速度であるため、γNiγNi3Al合金は酸化抵抗が優れている。Pt族金属添加γNiγNi3Al合金はまた、従来のβNiAl-Pt合金に比べて、Hf等の活性金属の溶解度が高いため、用途に応じた合金設計の幅を拡大できる。例えば、Pt族金属添加γγ合金に他の成分として例えばHfを付加した組成として超合金基材表面に接合被膜として形成すれば、TGOスケール層の成長速度を更に遅くできる。熱負荷が長期になると、従来のβNiAl-Pt接合被膜材料に生成するスケール層に比べて、本発明によるTGOスケール層は平坦化が進み密着性が高まる。また、Pt族金属添加γNiγNi3Al合金中のAlの熱力学的活性は、Pt量が十分であれば、Ni基超合金基材中のAlの活性よりも低いレベルまで低下する。Pt族金属添加γNiγNi3Al合金を含むこのような接合被膜を超合金基材に被覆すると、上記のような熱力学的活性の変化によりAlが拡散して超合金基材から被膜へ向けて上昇する濃度勾配が生ずる。この上昇拡散uphilldiffusionにより、被膜のAl欠乏が減少および/または実質的に解消する。その結果、スケール層のスポーリングが減少し、スケール層の安定性が高まり、熱障壁被膜の最表面セラミクス被膜の寿命が向上する。Pt族金属添加γNiγNi3Al合金を含む接合被膜を備えた熱障壁被膜を金属部品に被覆することにより、厳しい熱的条件に対する抵抗を付与することができる。これに適した金属部品としては、ガスタービン用のNi基およびCo基の超合金部品、特に航空機および船舶のエンジン用がある。実施例1高純度のNi、Al、Pt、Hfの断片をアルゴンアーク溶解して、Ni-Al-Pt合金およびHf添加Ni-Al-Pt合金を作製した。均質化および平衡化のために、得られた各合金に、アルゴン流雰囲気中にて1100°Cまたは1150°Cで1週間の焼鈍を施した後、水中に急冷して高温組織を固定した。各合金から試験サンプルを切り出し、600グリットに仕上げ研磨し、相平衡試験、酸化試験、相互拡散試験に供した。平衡化熱処理後の状態で、先ずX線回折XRDにより解析して相を同定し、次いでエポキシ樹脂中に冷間埋め込みして研磨により0.5μm仕上げし、金属組織を解析した。先ず光学顕微鏡によりサンプルエッチング面のミクロ組織観察を行なった。サンプルの非エッチング面再研磨面でエネルギー分散分光法EDSまたは波長分散分光法WDSにより濃度分布を求めた。前者は二次電子線顕微鏡SEMを用い、後者は電子プローブマイクロアナライザーEPMAを用いて行なった。選定したサンプルについては示差熱分析DTAも行い、種々の相の熱的な安定性を求めた。同定された合金組成を表1に示す。同定された合金組成は図5のNiAlPt状態図のNiコーナー付近にも示した。この部分の状態図から分かるように、合金7、27、28、32、42はγ相を主相とし、合金29、38はγ相を主相とする。実施例2等温および繰り返し酸化竪型炉を用い静止大気中にて1100°Cおよび1150°Cで、等温酸化試験および繰り返し酸化試験を行なった。間歇的にサンプルを室温まで冷却して化学天秤でサンプルの重量変化を測定することにより、等温酸化過程を観察した。室温への冷却中や取り扱い中のスケールのスポーリングを防止する手段は特に講じなかった。その結果、場合によっては重量減少が観察された。繰り返し酸化試験は、所定温度1100°Cまたは1150°Cに1時間保持し、120°Cに冷却して15分保持する繰り返しにより行なった。冷却期間中に周期的にサンプル重量変化を測定した。タイマー制御したモーター駆動装置により竪型炉を上下することにより熱サイクルを生じさせた。試験終了後に、XRD、SEM、EDSにより酸化サンプルを調べた。実施例2A図6に、Ni-Al-Pt合金範囲内の種々の相構成について静止大気中にて1150°Cでの等温酸化挙動を示す。本実施例のγγ合金は前記実施例1の合金7と同じである。図示した合金はいずれも、Al2O3濃度の高いTGOスケール層がXRDにより同定された。サンプルの重量変化は、暴露時間20、40、60、100時間後に室温で測定した。したがって、この酸化試験は真の意味での等温試験ではない。図6中でβを付した合金は50atAlおよび10atPtを含有するβNiAlである。この合金は、全期間を通して正の重量変化を示しており、スケールのスポーリングが少ない。2元系βNiAlとPt添加βNiAlとで酸化挙動を比較すると、NiAl系合金にPtを添加することでスポーリングが減少しTGOスケールの密着性が高まることが分かる。3元系Pt添加γγ合金の少ない重量変化は、Al濃度の高い各β含有合金の少ない重量変化と同等である。2元系γγ合金は同様の条件に暴露されたときに、重量変化が著しく大きく、後にスケールのスポーリングが起きることが分かる。このように、γγ合金にPtを添加すると、スケールの密着性が高まるだけでなく、Al2O3スケールの生成も促進される。1150°Cの等温酸化試験図6後のサンプルの幾つかについて断面のSEM像を図7に示す。いずれの合金も100時間の酸化試験後である。2元系βNiAl接合被膜上のAl2O3TGOスケール層の密着性が劣ることは、スケール層と接合被膜との間に隙間が空いていることから明瞭に分かる。Pt添加β含有合金の接合被膜およびPt添加γγ合金の接合被膜は、スケールの密着性が極めて良好であるように見える。しかし、Pt添加γγ合金の接合被膜の場合、接合被膜/TGOスケール界面が平坦でなく、皺がある。Alの選択的な酸化によって、このPt添加γγ合金合金7の表面下の領域は、連続したγ層と隣接するγαの層とに変態する。両層とも酸化時間の増加に伴い厚さが増加することが分かった。図7に示したPt添加γγ合金の接合被膜は前記実施例1の合金7Ni-22Al-30Ptである。図8に示すように、このNi-22Al-30Pt合金に0.5at1wtのHfを添加するかNi-22Al-30Pt-0.5Hf、あるいは、Pt含有量を少なくすると、合金/スケール界面の平坦性は非常に向上する。更に、合金/スケール界面の平坦性が非常に向上した合金は、試験時間内で1000時間まではγα中間層が形成した証拠は何ら認められなかった。図8の観察像を比較すると、Hf添加によるもう一つの利点として、酸化中にγγ合金表面に生成するAl2O3スケールの厚さがかなり低減することである。実施例2B実施例1の合金サンプルを1150°Cで等温酸化および繰り返し酸化させた。図9中のプロットから、Pt無添加のγγ合金♯B3:Ni-22atAlは繰り返し酸化に対する抵抗が非常に低いが、この合金に10~30atのPtを添加するAl含有量は22at一定として、主相をγ相にしておくと、繰り返し酸化抵抗が顕著に向上することが分かる。更に合金♯29の結果から、Pt含有量は20at一定にして、Al含有量を22atから16atに減少させた場合γが主相にも、繰り返し酸化抵抗が非常に良好であることが分かる。図10に、実施例1の合金を等温酸化させた後の断面の観察像を示す。Ni-22atAlに10~30atのPtを添加すると、連続した密着性のあるAl2O3スケールの独占的な生成が促進される。図中に記したように、2元系Ni-22atAl合金B3は外層としてスピネル相NiO-Al2O3を含む密着性の悪いスケールが生成する。実施例2C図11に、βNiAl50atAl、γNiγNi3Al22atAl、Hf添加γNiγNi3Al22atAlの各合金にPtを添加したバルク合金の1150°Cでの繰り返し酸化過程を比較して示す。1回の熱サイクルは、大気中で1150°Cに1時間保持した後、大気中で約120°Cに15分保持する。β合金共通して用いている接合被膜組成に基づくは重量損失を生じ、これは酸化スケールのスポーリングが発生したためであり、一方、良好な特性を示している各γγ合金にははっきりとしたスケールのスポーリングの兆候はない。Hf添加した合金の特性は特に優れており、重量増加が最小であり、酸化スケールの成長速度が例外的に遅い。更に、Hfは添加量2wtでも有利な効果が確認された。このように多量のHfを含有すると、有利な効果に必要なHf含有量が約0.1wt以下であるβ系被膜のp酸化抵抗にとって極めて致命的である。実用上の観点からは、このように低い上限値未満に抑えることは非常に困難であるため、β系被膜にHfを意図的に添加することは行なわれていない。本願で提案しているγγ接合被膜組成であれば、Hfの添加が容易に許容されるので、最適な保護スケールの形成ができる。実施例2Dこの実施例においては、種々の合金組成について空気中1150°Cの繰り返し酸化挙動を比較した。図12にプロットから、Pt添加γNiγNi3Al合金の繰り返し酸化挙動はPt添加βNiAl合金と同等であることが分かる。図示したβNiAl合金は50atAlすなわちPt添加γNiγNi3Al合金のAl含有量の2倍以上を含有しており、従来のPt添加βNiAl接合被膜を代表する合金として用いた。更に図12のプロットから、Pt添加γNiγNi3Al合金に1wt約0.5atのHfを添加することによる利点が分かる。Hf添加によりAl2O3スケールの成長速度が1桁近く減少している。実施例2Eこの実施例においては、実施例1の種々のγγ合金について空気中1150°Cの繰り返し酸化挙動を比較した。図13のプロットは、実施例1の種々のPt添加γNiγNi3Al合金の繰り返し酸化特性を、2元系γNiγNi3Al合金実施例1のB3:22atAlおよび化学量論的なβNiAl合金と対比して示す。図に示したように、10at以上のPtを含有する合金は耐酸化性が非常に優れており、重量変化は常に正であるので、測定可能なスケールのスポーリングは無い。実施例2F図14のプロットは、実施例1の種々のPt添加γNiγNi3Al合金の耐酸化性に対するHf添加の有利な効果を、化学量論的なβNiAl合金と対比して示す。詳細に見ると、γ相を主相とする合金合金32:合金7に1wtHfを添加は、γを主相とする合金合金38:合金29に1wtHfを添加よりも、向上効果が大きいことが分かる。これは、Hfがγよりもγにより多く固溶するため、γ系合金の方がHfの分散が均一性が高いからである。図15に表面および断面の組織を示したように、Ni-22atAl-30atPt合金にHfを1wt約0.5at添加するとスケールの密着性は著しく向上する。1150°Cで1時間保持し約120°Cで15分保持するサイクルを1000回繰り返した試験は、長期間試験と考えられる。実施例2G図16のプロットは、実施例1の種々のPt添加γNiγNi3Al合金主相がγのものの繰り返し酸化抵抗が、Hfを2wt約1atも添加した場合も向上することを示す合金36:合金7に2wtのHfを添加。従来用いられていたβNiAl系被膜の観点からは、このような多量のHf添加は、耐酸化性に対して致命的であるため、決して行なわれなかった。図17の断面組織から、高Pt合金♯7にHfを1wt、2wt添加すると、合金/スケール界面の皺発生が大幅に低減することが分かる。皺発生は進行性の表面粗化であり、耐酸化性を最適化するためには回避しなくてはならない。実施例3合金の断片同士を1150°Cで1時間熱間等方プレスHIPして相互拡散用組合せサンプルを作製した。各サンプルについて、アルゴン流雰囲気中にて1100°C~1150°Cで50時間までの相互拡散焼鈍を行なった。所定の相互拡散処理後、サンプルを水中に急冷した。上述の実施例と同様の試験および観察を行なってNi-Al-Pt系の相互拡散挙動を調べた。Pt添加γNiγNi3Al合金中のAlの1150°Cにおける相互拡散に及ぼすPtの影響を調べた。Pt含有量が十分例えば約15at以上であれば、22atのAlを含有するγγ合金中のAlの化学的活性が低下して、基材Al含有量が約13~19atからγγ被膜へのAlの上昇拡散uphilldiffusionが起きる程になる。図18に代表的な実例として、γγNi-22Al-30PtとγγNi-19Alの組合せサンプルに、1150°Cで50時間の相互拡散処理を行った場合を示す。図19にもう一つの代表例として、γγNi-22Al-30PtとCMSX-4の組合せサンプルに、1150°Cで50時間の相互拡散処理を行った場合を示す。いずれの場合にも、組合せサンプルのうち高Alのγγ被膜側にAlの富化が起きていることが、図18~19の組成プロファイルから明らかに分かる。Alの上昇拡散の発見は重要である。それは、基材から被膜へのAlの拡散によってAlが補充され又は富化されることを前提として、Pt添加γNiγNi3Al合金被膜を合金設計できるからである。この挙動は、βNiAl含有被膜で生ずる現象とは全く逆である。以上、本発明の種々の実施形態を説明した。ただし、もちろん本発明の趣旨および範囲を逸脱せずに種々の改変が可能である。各実施形態は特許請求の範囲に包含される。