DECHEMA-Forschungsinstitut Theodor-Heuss-Allee 25, 60486 Frankfurt am Main Verfahren zur Diffusionsbeschichtung mit einem Cr-Si-haltigen Schlicker Beschreibung Gebiet der Erfindung Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Diffusionsbeschichtung me- tallischer Werkstücke, bei welchem ein Cr-Si-haltiger Schlicker auf die zu beschichtende Oberfläche des Werkstücks aufgebracht und anschließend eine Wärmebehandlung in einer halogenidfreien Atmosphäre durchgeführt wird, wo- bei die Wärmebehandlung zur Erzeugung einer Cr-Si-haltigen Schmelzphase auf der Oberfläche dient, über welche eine Diffusionsrandzone in dem Werk- stück gebildet wird. Hintergrund und allgemeine Beschreibung der Erfindung Bei vielen Anwendungen beispielsweise im industriellen Bereich kann der Einsatz unbeschichteter metallischer Werkstücke, die aus kommerziell erhältlichen Fe-, Ni- oder Co-Basiswerkstoffen bestehen, in oxidierenden und/oder korrosiven Atmosphären bei hohen Temperaturen zu einem starken Korrosionsangriff der Metallrandzone führen, welcher durch häufig hohe Ma- terialabtragsraten in einer sukzessiven Abnahme des tragenden Querschnitts der betroffenen Werkstücke resultieren kann. Als besonders problematisch erweist sich dies insbesondere für solche Werkstücke, welche zusätzlich auch mechanischen Belastungen ausgesetzt sind, wie z.B. Turbinenschaufeln in stationären Gasturbinen oder Flugzeugtriebwerken, Rohrwärmetauscher oder ähnliche Werkstücke. Besonders problematisch und von bisherigen Be- schichtungen bislang nur unzureichend oder nicht in allen oder bestimmten Anwendungsfällen schützbar sind Werkstücke unter gleichzeitiger korrosivem und erosivem Einfluss. Auch zu diesen Einsatzbedingungen kann die vorlie- gende Beschreibung einen wesentlichen Beitrag leisten. Zur Verbesserung der Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit metal- lischer Werkstücke ist es gängige Praxis, Cr-Si-haltige Diffusionsbe- schichtungen im Randbereich der Werkstücke aufzubringen. Die verbesserte Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit derart beschichteter Werkstücke wird bei solchen Beschichtungen in erster Linie durch den erhöhten Chrom- gehalt der in dem Randbereich gebildeten Diffusionsrandzone hervorgerufen, indem durch eine selektive Oxidation von Cr bei hohen Temperaturen die Bildung einer gegenüber der äußeren Atmosphäre resistenten, hochtempera- turstabilen Chromoxidschicht auf der Oberfläche des beschichteten Werk- stücks erzeugt wird. Zur Aufbringung derartiger Diffusionsbeschichtungen werden je nach Werkstück und Beschichtungssituation verschiedene Beschichtungsverfahren eingesetzt. Eines dieser bekannten Verfahren ist die Packzementierung, bei wel- cher die Diffusionsbeschichtung während einer Wärmebehandlung über einen Gasphasendiffusionsprozess in der Randzone des Werkstücks gebildet wird (CVD-Prozess). Ein derartiges Verfahren ist beispielsweise aus der US 5,492,727 A bekannt. Der Nachteil dieses Verfahrens besteht unter anderem darin, dass aufgrund apparativer Beschränkungen lediglich vergleichsweise kleine Werkstücke beschichtet werden können, weshalb sich das Verfahren nicht für solche Beschichtungssituationen eignet, in denen meterlange Rohrleitungen beschichtet werden sollen. Zudem werden bei diesem Verfahren zur Unterstützung der Gasphasenbildung häufig Metallhalogenide verwendet, deren Einsatz einige Nachteile mit sich bringt. So sind Metallhalogenide häufig gesundheits- sowie umweltschädlich und müssen darüber hinaus auf- grund ihrer hygroskopischen Eigenschaft aufwendig gelagert werden. Ein weiteres bekanntes Verfahren zur Aufbringung von Diffusionsbe- schichtungen ist das Schlickerverfahren. Bei diesem Verfahren wird ein Cr- Si-haltiger Schlicker auf die Oberfläche des zu beschichtenden Werkstücks aufgebracht. Die Aufbringung kann auf einfache Weise etwa durch Sprühen, Tauchen und/oder Streichen erfolgen. Anschließend wird eine Wärmebehand- lung zur Erzeugung einer Cr-Si-haltigen Schmelzphase durchgeführt, aus welcher schließlich die Diffusionsrandzone im Randbereich des Werkstücks gebildet wird. Die Erzeugung der Cr-Si-haltigen Schmelzphase setzt dabei voraus, dass die Wärmebehandlungstemperatur mindestens in Höhe des Schmelzpunktes, bevorzugt oberhalb des Schmelzpunktes des im Schlicker enthaltenen Cr-Si-Pulvers oder einer in-situ gebildeten eutektischen Le- gierung davon liegt. Das Schlickerverfahren hat sich aufgrund der einfa- chen Aufbringung des Cr-Si-haltigen Schlickers auf die Oberfläche des Werkstücks für die Beschichtung größerer Werkstücke für vielerlei Be- schichtungssituationen etabliert, etwa auch für solche Situationen, in de- nen die Beschichtung in einer Baustellensituation auf das Werkstück aufge- bracht wird. Ein solches Schlickerverfahren ist beispielsweise aus der US 5,043,378 A bekannt, bei welchem ein Cr-Si-haltiger Schlicker auf die Oberfläche eines hochschmelzenden, sehr speziellen Ta-10W-Werkstoffs auf- gebracht und in einem darauffolgenden Verfahrensschritt eine Wärmebehand- lung bei einer Wärmebehandlungstemperatur von etwa 1400°C durchgeführt wird. Der wesentliche Nachteil dieses Verfahrens besteht darin, dass die- ses zwar im Falle sehr spezieller Werkstoffe gut funktioniert, eine solche Wärmebehandlungstemperatur in den allermeisten Fällen aber nachteiligen Einfluss auf das zu beschichtende metallische Werkstück zur Folge hat, welches aus einem kommerziell erhältlichen Fe-, Ni- oder Co-Basiswerkstoff besteht. Es besteht daher bei vielen Werkstücken die Gefahr, dass aufgrund der hohen Wärmebehandlungstemperatur die mechanischen Eigenschaften der beschichteten Werkstücke in erheblichem Maße beeinträchtigt werden können. Zu unterscheiden sind dabei im Übrigen ferner solche Verfahren, die eine Al-Schmelze in der Beschichtung bzw. generell Al als Bestandteil der Beschichtung benötigen, also gar kein Cr-Si-Diffusionsbeschichtungsver- fahren darstellen. Aluminium wurde und wird aufgrund seines vergleichswei- se niedrigen Schmelzpunktes von ca. 660°C häufig in diesem Zusammenhang verwendet, und der Schutz bildet sich dabei im Wesentlichen durch die Aus- bildung einer AlO-Schutzschicht aus. Gegebenenfalls kann aber, beispiels- weise auch wegen des niedrigen Schmelzpunktes von Aluminium, gewünscht sein, ein Verfahren bereitzustellen, welches ohne Aluminium auszukommen vermag. Beispielsweise kann gewünscht sein, eine andere Temperaturbestän- digkeit zu erhalten oder eine verbesserte Widerstandsfähigkeit als mit ei- ner aluminiumbasierten Beschichtung möglich ist. So zeigen die Veröffent- lichungsschriften DE 69325558 T2, US 3741791 A, GB 2378452 A und US 5795659 A sämtlich Aluminium in der Zusammensetzung der Beschichtung auf und sind daher bereits aus diesem Grund ggf. nachteilig oder uner- wünscht. Auch kann die erzielbare Schutzwirkung und/oder der Einsatztempe- raturbereich nicht zu vergleichen sein mit derjenigen, welche mit dem neu- artigen Cr-Si-Diffusionsbeschichtungsverfahren erhalten werden kann. Vor diesem Hintergrund ist es in einem ersten Teilaspekt die Auf- ga be der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur Diffusionsbeschich- tung anzugeben, mit welchem sich auch Werkstücke, die aus kommerziell er- hältlichen Werkstoffen bestehen, ohne die Gefahr einer Beeinträchtigung der mechanischen Eigenschaften unabhängig von der jeweiligen Beschich- tungssituation zuverlässig beschichten lassen. In einem weiteren Teilaspekt kann die A u f g a b e der Erfindung darin gesehen werden, ein Verfahren und ein beschichtetes Werkstück anzu- geben, welches sich dadurch auszeichnet, in einer korrosiv-abrasiven Umge- bung widerstandsfähiger zu sein. In einem weiteren Teilaspekt kann die A u f g a b e der Erfindung darin gesehen werden, ein Verfahren zur Diffusionsbeschichtung anzugeben, welches in einem anderen Maße temperaturbeständig ist und/oder wider- standsfähiger ist als bekannte Beschichtungsverfahren, beispielsweise ge- genüber Oxidation, Korrosion und/oder Abrasion bzw. Erosion. In noch einem weiteren Teilaspekt kann die A u f g a b e der Erfindung ggf. sogar darin gesehen werden, ein Verfahren zur Diffusionsbeschichtung anzugeben, wel- ches ohne Aluminium auskommt. So stützt sich die vorliegende Beschreibung auch auf den Ansatz, dass Al zwar eigentlich eine sehr gute Temperaturbeständigkeit aufweist, diese sehr gute Temperaturbeständigkeit aber ggf. gar nicht immer im vol- len Maße benötigt wird. So zeichnet sich Al nämlich auch durch eine gewis- se Versprödung der zu behandelnden Oberfläche eines Werkstücks auf, wenn es unter Temperatureinwirkung zur Schutzschicht aufschmilzt und dann ggf. intermetallische Phasen wie NiAl oder Ni2Al3 bildet. Al ist inhärent sehr spröde und/oder weist ggf. nicht immer eine optimale mechanische Kompabi- lität mit gewünschten Substraten auf. Ggf. kann gewünscht sein, sozusagen „im Tausch“ für eine niedrigere Temperaturbeständigkeit eine bessere Schutzwirkung gegenüber Oxidation, und/oder Korrosion, und/oder Abrasion bzw. Erosion zu erzielen. Auch dies kann daher als Teilaspekt der Erfin- dung dienen. Diese Aufgabe(n) wird bei einem Verfahren der eingangs genannten Art dadurch gelöst, dass die Schmelzphase bei einer Wärmebehandlungstempe- ratur unterhalb der Schmelzpunkte im binären Cr-Si-System über einen die Schmelzphasenbildung unterstützenden Schmelzphasenbildner gebildet wird. Aufgrund der durch den Schmelzphasenbildner unterstützten Schmelzphasenbildung bei einer Wärmebehandlungstemperatur unterhalb der Schmelzpunkte im binären Cr-Si-System wird das Gefüge der Werkstücke, die aus kommerziell erhältlichen Werkstoffen bestehen,weniger beeinflusst bzw. kann damit die Gefahr verringert werden, dass die mechanischen Eigenschaf- ten der beschichteten Werkstücke durch die Wärmebehandlung beeinträchtigt werden. Zudem ist das Verfahren weitgehend unabhängig von der jeweiligen Beschichtungssituation anwendbar. Cr kann sich im Rahmen der vorliegenden Erfindungslegung insbesonde- re in korrosiver Heißgasatmosphäre, also beispielsweise schwefelhaltiger bzw. SO-haltiger Atmosphäre wie einer Verbrennungsgasatmosphäre, und/oder unter Bedingungen einer Heißgaskorrosion vorteilhaft ggü. Al bzw. Alumini- umoxiden absetzen, da es sich als widerstandsfähiger bzw. langlebiger er- weist. Besondere Vorteile kann das Cr-Si-System bei Einsatztemperaturen der Schichten bis 1000 °C oder weniger, bevorzugt bis 950 °C oder weniger, weiter bevorzugt bis 900 °C oder weniger, noch weiter bevorzugt bis 850 °C oder weniger ausspielen. Bezüglich der Herbeiführung oder Aufrechterhaltung der Schmelzpha- senbildung in einem Temperaturbereich unterhalb der Schmelzpunkte im binä- ren Cr-Si-System kann der Temperaturpunkt oder -bereich vorzugsweise ge- wählt werden. Ein binäres System, welches auch als Zweistoffsystem be- zeichnet wird, kann eine Erniedrigung des Schmelzpunkts durch Beimischung des einen Stoffes zu dem anderen Stoff erfolgen, welche unter bestimmten Voraussetzungen nach dem Raoultschen Gesetz bzw. dem Van’t Hoffschen Ge- setz berechnet werden kann. Das Aufschmelzen des einen Bestandteils kann bei einer anderen Tem- peratur erfolgen als das des anderen Bestandteils. Gegebenenfalls kann dann das Aufschmelzen des einen Bestandteils auch ein Mitschmelzen des an- deren Bestandteils hervorrufen. Die Zusammensetzung der Schmelze kann be- vorzugt so gewählt sein, dass das binäre Cr-Si-System nicht oder nur in geringem Maße von möglichen weiteren Bestandteilen der Schmelze beein- flusst oder geändert wird. Weiter bevorzugt kann in dem binären Cr-Si- System der Hauptbestandteil der Schmelze und/oder des Schlickers aus Cr und Si bestehen. Hauptbestandteil der Schmelze und/oder des Schlickers be- deutet, dass Cr und Si gemeinsam mehr als 50 Gew.-% Anteil an der Schmelze bzw. dem Schlicker ausmachen, bevorzugt einen Anteil von Cr und Si von zu- sammen 55 Gew.-% oder mehr, weiter bevorzugt 60 Gew.-% oder mehr, oder auch 65 Gew.-% oder mehr auf. Mit anderen Worten dominieren Cr und Si die Schmelze und/oder den Schlicker bzw. die Schmelzphase im Schlicker. Es konnte im Rahmen der vorliegenden Erfindung gezeigt werden, dass die Aufnahme von Si in die Beschichtung bzw. die Diffusionsrandzone zu ei- ner deutlichen Verbesserung der Schutzwirkung ggü. Abrasion und/oder Ero- sion führen kann. Hierbei kann sich bei den in der vorliegenden Beschrei- bung gezeigten Gewichtsanteilen bzw. Temperaturbereichen von außen nach innen eine chromreiche Oxidschicht und darunter eine siliziumreiche Oxid- schicht auf der Beschichtungsoberfläche ausbilden. In der Beschichtungsan- ordnung kann das Silizium Hartphasen bilden und die siliziumreiche Schicht erweist sich als besonders widerstandsfähig ggü. Abrasion bzw. Erosion. Das vorliegende Verfahren zeigt einen Weg auf, eine solche siliziumreiche Schicht mit einem Schlickerverfahren ausbilden zu können. Das Silizium kann insbesondere in der siliziumreichen Schicht bei- spielsweise als Silizid bzw. Si-haltige Hartphase ausgebildet sein. Mit Sauerstoff bildet der Überzug Siliziumoxid und Chromoxid als Hauptbestand- teile an der Oberfläche. Alternativ oder kumulativ kann vorgesehen sein, dass die Oxidformen des Siliziums und/oder des Chroms unter den späteren Einsatzbedingungen weiter wachsen bzw. sich ausbilden. Die Chromoxid- schicht mit Anteilen von Siliziumoxid bildet sich demnach bevorzugt in der Anwendungsumgebung, sie wird also insbesondere nicht „aufgebracht“, son- dern wächst bzw. bildet sich in Abhängigkeit u.a. von der Temperatur. Mit anderen Worten bildet sich die Chromoxidschicht auf der Werkstückoberflä- che unter Einfluss von Sauerstoff. Ggf. bildet sich die Chromoxidschicht auf dem Schlicker aus. Es kann vorgesehen sein, ein fertig beschichtetes Produkt in einem Auslieferungszustand bereitzustellen, in dem die Beschichtung allerdings weder Siliziumoxid noch Chromoxid in signifikanter Menge bzw. der ange- zielten Menge aufweist. Vielmehr kann vorgesehen sein, dass die Si- und/oder die Cr-Anteile erst in den Einsatzbedingungen oxidieren zu Sili- ziumoxid bzw. Chromoxid. Die Schutzschicht im Auslieferungszustand wird im Rahmen der vorliegenden Anmeldung dennoch als Chromoxidschutzschicht be- zeichnet, da sie gewissermaßen das Chromoxid in einer Präkursorform auf- weist, welches in den Einsatzbedingungen gemäß der Planauslegung des Werk- stücks final zu Chromoxid oxidiert und dann die endgültige Beständigkeit erlangt. Alternativ kann es sich anbieten, nach Fertigstellung der Be- schichtung und vor Auslieferung eines Werkstücks einen Zwischenschritt der Voroxidation durchzuführen, so dass das Werkstück fertig oxidiert ausge- liefert werden kann. Für eine Anwendung unter reiner Erosionsbeanspruchung ist ggf. keine Oxidschichtbildung nötig und die gebildete Schutzschicht kann direkt verwendet werden. Der genannte Schichtaufbau kann dadurch herbeigeführt oder begüns- tigt werden, wenn insbesondere die Prozessbedingungen dergestalt reguliert werden, dass Siliziumoxid langsamer anwächst als Chromoxid und sich somit zunächst außen bereits eine beginnende Chromoxidschicht ausbildet (also Cr oxidiert) und sich darunter im Anschluss an die Absonderung bzw. Ausbil- dung der Chromoxidschicht die Siliziumoxidschicht. Durch den vorteilhaften Aufbau der siliziumreichen Schicht kann sich die Beschichtung insgesamt als härter erweisen, also insbesondere widerstandsfähiger ggü. Abrasion bzw. Erosion. Auch die Schmelzphasenbildung kann durch den Siliziumanteil gefördert werden, wie auch mit Fig. 6 erschlossen werden kann. Bekannte Beschichtungsverfahren umfassen kein Si oder nicht in nennenswerten, wirk- samen, insbesondere wie zuvor angegebenem Umfang. Eine weitere vorteilhafte Weiterbildung kann erzielt werden, wenn die Prozessbedingungen so eingestellt werden, dass die Chromoxidschicht im Gemenge mit Si langsamer entsteht bzw. aufgebaut wird. Durch die Verlang- samung des Chromoxidschichtaufbaus kann auch die Chromoxidschicht haltba- rer werden, wodurch diese eine höhere Lebensdauer erhält. Somit wechsel- wirken in vorteilhafter Weise die Chrombestandteile und die Siliziumbe- standteile der Beschichtungsanordnung miteinander, sodass im Zusammenwir- ken der beiden Bestandteile eine verbesserte Beschichtungsanordnung erhal- ten werden kann. Die siliziumreichere bzw. siliziumangereicherte Schicht kann 5 Gew.-% oder mehr Si, bevorzugt 10 Gew.-% oder mehr, weiter bevorzugt 15 Gew.-% oder mehr aufweisen. Alternativ oder kumulativ kann diese Schicht 25 Gew.-% oder weniger bevorzugt 20 Gew.-% oder weniger, oder auch 13 Gew.-% oder weniger Si aufweisen. Beispielsweise kann diese Schicht al- so 5 bis 20 Gew.-%, oder auch 10 bis 15 Gew.-% an Si aufweisen. Mit dem vorliegenden Verfahren wird besonders vorteilhaft eine An- reicherung von Cr und Si in der Diffusionsrandzone bzw. der Beschichtung herbeigeführt. Die Anreicherung von Cr und Si führt dort unter den einge- stellt hohen Temperaturen und in den gewünschten Zusammensetzungen bevor- zugt zu einer selektiven Oxidation des Cr und damit zur Bildung einer Chromoxidschicht, also beispielsweise CrO mit geringen SiO-Anteilen. Die hochtemperaturstabile Chromoxidschicht schützt den Werkstoff gegenüber Oxidations- und Korrosionsangriff durch die äußere Atmosphäre. In Abgren- zung dazu weisen alle vorbekannten Schlickerverfahren Aluminium auf, so dass der Schutz dort vor allem durch die Ausbildung einer AlO-Schicht erzielt wird. Zur schnelleren, vollständigeren und/oder niedertemperaturiger Bil- dung der Schmelzphase ist der Schmelzphasenbildner eingesetzt oder zuge- setzt, der die Bildung der Schmelzphase fördert. Im Vergleich zum Ge- wichtsanteil von Cr und Si ist der Gewichtsanteil des Schmelzphasenbild- ners gering. Der Schmelzphasenbildner ist bevorzugt ein schmelzpunktherab- setzendes Legierungselement. Eine vorteilhafte Weiterbildung des Verfahrens sieht vor, dass der Schmelzphasenbildner ein metallisches Element ist. Auf diese Weise wird die Bildung intermetallischer Phasen zwischen dem Schmelzphasenbildner und dem aus dem Schlicker stammenden Cr-Si-Gemenge, insbesondere als Cr-Si- Pulver, während der Wärmebehandlung ermöglicht. Eine weitere vorteilhafte Weiterbildung des Verfahrens sieht vor, dass der Schmelzphasenbildner niedrigschmelzende intermetallische Phasen mit aus dem Schlicker stammendem Si bildet. Durch die Bildung niedrig- schmelzender intermetallischer Phasen erfolgt die Schmelzphasenbildung während der Wärmebehandlung beschleunigt. Dies wirkt sich insbesondere vorteilhaft auf die notwendigen Wärmebehandlungstemperaturen aus, welche in diesem Zusammenhang unterhalb der Schmelzpunkte im binären Cr-Si-System liegen. Mit anderen Worten senkt der Zusatz des Schmelzphasenbildners die notwendige Wärmebehandlungstemperatur gegenüber dem reinen Cr-Si-System. Die Absenkung der notwendigen Wärmebehandlung kann daraus resultieren, dass beim Aufschmelzen des Schmelzphasenbildners auch Anteile des Cr und/oder Si mitgeschmolzen werden unterhalb der Temperatur, bei welcher Cr und/oder Si alleine schmelzen würde. Ferner ist es von Vorteil, wenn der Schmelzphasenbildner aus dem Schlicker und/oder dem Werkstück stammt. Es ist daher nicht erforderlich, den Schmelzphasenbildner in einem gesonderten Schritt in den Beschich- tungsprozess einzubringen. Für den Fall, dass der Schmelzphasenbildner aus dem Werkstück stammt (Alternative A), werden die niedrigschmelzenden intermetallischen Phasen während der Wärmebehandlung zwischen dem den Schmelzphasenbildner aufwei- senden Werkstück sowie dem aus dem Schlicker stammenden Si gebildet. Die Schmelzphasenbildung erfolgt somit durch Zusammenwirken des Werkstücks mit dem Schlicker. Es ist daher nicht erforderlich, dass der Schlicker einen Schmelzphasenbildner aufweist, wodurch sich die Anzahl der Schlickerkompo- nenten reduzieren und das Verfahren somit insgesamt auf vereinfachte Art und Weise durchführen lässt. Für den Fall, dass der Schmelzphasenbildner aus dem Schlicker stammt (Alternative B), werden die niedrigschmelzenden intermetallischen Phasen während der Wärmebehandlung in dem auf die Oberfläche des Werkstücks auf- gebrachten Schlicker gebildet. Auf diese Weise lässt sich das Verfahren für eine Vielzahl kommerzieller metallischer Werkstoffe und in der Regel unabhängig von deren chemischer Zusammensetzung zuverlässig durchführen. Somit ist eine einzige Schlickerzusammensetzung einsetzbar für eine große Vielzahl an Werkstücken, und darüber hinaus werden die Eigenschaften des zu behandelnden Werkstücks nicht oder nur geringfügig durch den Schlicker modifiziert. Für den Fall, dass der Schmelzphasenbildner aus dem Schlicker und dem Werkstück stammt (Alternative C), wird die Schmelzphasenbildung unter- stützende Wirkung des Schmelzphasenbildners insgesamt erhöht, wodurch sich insbesondere die Dauer der Wärmebehandlung reduzieren lässt. Die niedrig- schmelzenden intermetallischen Phasen werden in dieser Abwandlung des Ver- fahrens sowohl in dem auf die Oberfläche des Werkstücks aufgebrachten Schlicker als auch zwischen dem den Schmelzphasenbildner aufweisenden Werkstück und dem aus dem Schlicker stammenden Si während der Wärmebehand- lung gebildet. In diesem Fall wirken der Schlicker und das Werkstück wie- derum zumindest teilweise zur Bildung der Schmelzphase zusammen. Eine weitere Ausgestaltung des Verfahrens sieht vor, dass der Schmelzphasenbildner Ni aufweist oder von elementarem Ni gebildet wird. Als vorteilhaft hat es sich gezeigt, dass Werkstücke, die aus kommerziel- len metallischen Werkstoffen bestehen und für den Einsatz bei hohen Tempe- raturen vorgesehen sind, in der Regel bereits hohe Nickelgehalte aufwei- sen. Folglich lässt sich eine Vielzahl kommerzieller metallischer Werk- stoffe auf eine einfache Art und Weise beschichten, ohne dass der Schli- cker einen eigenen bzw. zusätzlichen Schmelzphasenbildner aufweist. Es kann vorteilhaft sein, die Werkstoffoberfläche des zu behandeln- den Werkstoffs in einem vorgelagerten Prozessschritt zunächst zu verni- ckeln, was auch als Weiterbildung der vorgenannten Alternative A (als Al- ternative A-1) ausgebildet sein kann. Gegebenenfalls kann das Werkstück mit diesem Schritt auch als ein vernickeltes Werkstück bereitgestellt sein, oder das Werkstück wird bereits als vernickeltes Werkstück dem Ver- fahren zugeführt. So können Werkstücke, die selbst kein oder nicht über ausreichend Ni verfügen, an der Oberfläche mit Ni angereichert werden. Dies kann die Bildung der Schmelzphase noch weiter verbessern und im Er- gebnis eine noch bessere Beschichtung ermöglichen. Ggf. kann die Ni- Beschichtung wie im Falle von ferritischen Stählen eine Schichtausbildung überhaupt erst ermöglichen, in der Art eines Reaktionsvermittlers. Somit ermöglicht die Vernickelung bzw. Vorbehandlung von Werkstücken einen grö- ßeren Anwendungsbereich der vorliegenden Cr-Si-Beschichtung, da eine grö- ßere Anzahl von Werkstoffen damit behandelt werden können. Die Vernickelung kann beispielsweise durch galvanisches oder chemi- sches Vernickeln erzielt werden. Als vorteilhaft hat sich eine Schichtdi- cke der Vernickelung im Bereich von 20 bis 100 μm herausgestellt. Mit an- deren Worten kann die Ni-Schichtdicke 10 μm oder dicker betragen, bevor- zugt 20 μm oder dicker, weiter bevorzugt 30 μm oder dicker oder auch 50 μm oder dicker, ggf. auch 75 μm oder dicker. Alternativ oder kumulativ kann die Ni-Schichtdicke 120 μm oder dünner betragen, bevorzugt 100 μm oder dünner, weiter bevorzugt 80 μm oder dünner und gegebenenfalls 60 μm oder dünner. Der Cr-Si-haltige Schlicker wird auf der vernickelten Werkstückober- fläche aufgebracht. Während der Wärmebehandlung erfolgt dann die Schicht- ausbildung insbesondere durch Interdiffusion zwischen den Cr-Si-haltigen Partikeln des Schlickers und der vernickelten Oberflächenzone. Dies hat sich beispielsweise im Falle von ferritischen Werkstoffen als vorteilhaft erwiesen. Darüber hinaus verringert eine solche Vernickelung auch die In- tensität der Wechselwirkung der Cr-Si-Beschichtung bzw. des Schlickers mit dem Werkstück. Ni wird im Rahmen der vorliegenden Beschreibung in bevorzugter Form als einzige Komponente oder als Hauptkomponente des Schmelzphasenbildners eingesetzt. Mit anderen Worten ist es bevorzugt, wenn Ni den überwiegenden Anteil des Schmelzphasenbildners, also mithin mehr als 50 Gew.-% des Schmelzphasenbildners, stellt, weiter bevorzugt 70 Gew.-% oder mehr, oder auch 90 Gew.-% oder mehr, oder auch 95 Gew.-% oder mehr, ggf. auch jeden- falls näherungsweise 100 Gew.-%. Die Schmelzphase kann dann insbesondere durch Erreichen eines niedrigschmelzenden Eutektikums im ternären Cr-Si- Ni-System gebildet werden. Als vorteilhaft hat es sich des Weiteren erwiesen, wenn der Schmelzphasenbildner Ge aufweist oder von elementarem Ge gebildet wird. Mit anderen Worten kann alternativ oder kumulativ zu Ni Ge zugesetzt oder genutzt sein. Ge kann gemäß der vorgenannten Alternativen A, A-1, B und C eingesetzt sein, um in die Schmelzphase einzutreten. Ge eignet sich insbe- sondere aufgrund seiner niedrigschmelzenden Eigenschaft als Schmelzphasen- bildner. In dieser vorteilhaften Weiterbildung stammt der Schmelzphasen- bildner, in der Regel wird er dabei aus dem Schlicker eingesetzt (Alterna- tive B). Es ist aber nicht ausgeschlossen, dass der Schmelzphasenbildner auch aus dem Werkstück (Alternative A) oder einer vorhergehenden Werk- stückbeschichtung (Alternative A-1) stammen kann, oder einer Kombination aus den vorgenannten (Alternative C). Durch die niedrigschmelzende Eigen- schaft von Ge wird die Schmelzphasenbildung während der Wärmebehandlung bereits durch das Aufschmelzen von elementarem Ge ermöglicht, wodurch auf zuverlässige Art und Weise bei einer Wärmebehandlungstemperatur, welche dem Schmelzpunkt von elementarem Ge entspricht, die Schmelzphase erzeugt werden kann. In einer Weiterbildung ist zur Vorbereitung der Schmelzphase Ni im Bereich von 1 Gew.-% oder mehr, bevorzugt von 5 Gew.-% oder mehr, weiter bevorzugt von 10 Gew.-% oder mehr, und/oder im Bereich von 15 Gew.-% oder weniger, insbesondere von 10 Gew.-% oder weniger, weiter bevorzugt von 5 Gew.-% oder weniger, beispielsweise also von 1 bis 15 Gew.-% oder von 5 bis 10 Gew.-% umfasst. Diese Nickelkonzentration zur Vorbereitung der Schmelzphase, also beispielsweise aus einer Nickelbeschichtung heraus, un- terstützt die Schmelzphasenbildung besonders gut. Eine vorteilhafte Weiterbildung besteht darin, Ni im Schlicker zuzu- setzen, da dann das Massenverhältnis von Cr, Si und Ni zueinander beson- ders gut eingestellt werden kann, da nämlich Ni gemeinsam mit den anderen Komponenten in einem stetigen Massenverhältnis aufgetragen werden kann. Dabei kann der Schlicker Ni im Bereich der vorgenannten Gewichtsanteilen, also beispielsweise von 1 bis 15 Gew.-%, insbesondere von 5 bis 10 Gew.-%, aufweisen. Diese Konzentrationsbereiche haben sich im Hinblick auf die die Schmelzphasenbildung unterstützende Wirkung von Ni als besonders vorteil- haft herausgestellt. In diesem Zusammenhang werden besonders dichte Diffu- sionsrandzonen, also Diffusionsrandzonen mit einer sehr geringen Porosi- tät, in dem Randbereich des Werkstücks gebildet, welche sich durch gute Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit auszeichnen. Zudem konnte gezeigt werden, dass sich die geringe Porosität vorteilhaft auf die Schichthaftung der Diffusionsrandzonen auf der Oberfläche des Werkstücks auswirkt. Es wird ferner vorgeschlagen, dass zur Vorbereitung der Schmelzphase ein Massenanteil von Ge im Bereich von 1 Gew.-% oder mehr, bevorzugt 5 Gew.-% oder mehr, weiter bevorzugt von 10 Gew.-% oder mehr oder von 20 Gew.-% oder mehr umfasst und/oder im Bereich bis 30 Gew.-% oder weni- ger, oder bis 25 Gew.-% oder weniger, oder bis 15 Gew.-% oder weniger, beispielsweise also von 1 bis 30 Gew.-% oder von 10 bis 20 Gew.-% einge- Wenn der Massenanteil von Ge zu Cr und Si besonders genau einge- stellt werden soll, ist es weiter vorteilhfat, das Ge im Schlicker beizu- geben, so dass der Schlicker Ge in den vorgenannten Gewichtsbereichen um- fassen kann, beispielsweise also im Bereich von 1 bis 30 Gew.-%, insbeson- dere von 10 bis 20 Gew.-%. Es konnte gezeigt werden, dass sich diese vor- teilhafte Zusammensetzung überaus positiv auf die Schmelzphasenbildung- unterstützende Wirkung von Ge auswirkt. Mit anderen Worten kann mit einem solchen Anteil von Ge im Schlicker die Schmelzphasenbildung verbessert werden. Die aus der Schmelzphase gebildeten Diffusionsrandzonen weisen da- bei eine geringe Porosität auf und zeichnen sich durch eine gute Oxida- tions- und Korrosionsbeständigkeit aus. Zudem sind sie durch eine gute Schichthaftung auf der Oberfläche des Werkstücks gekennzeichnet. In einer vorteilhaften Weiterbildung des Verfahrens weist die Diffu- sionsrandzone einen mittleren Chromgehalt von 25 Gew.-% oder mehr, bevor- zugt von 30 Gew.-% oder mehr, weiter bevorzugt von 35 Gew.-% oder mehr, und/oder von bis zu 51 Gew.-% oder weniger, bevorzugt von 45 Gew.-% oder weniger, oder von 40 Gew.-% oder weniger auf, beispielsweise also im Be- reich von 25 bis 51 Gew.-%, oder im Bereich von 30 bis 51 Gew.-%, auf. Durch den erhöhten mittleren Chromgehalt der Diffusionsrandzone wird eine gegenüber der äußeren Atmosphäre resistente, hochtemperaturstabile Chro- moxidschicht auf der Oberfläche des beschichteten Werkstücks erzeugt, wodurch insbesondere die Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit der be- schichteten Werkstücke verbessert wird. Es hat sich hierbei ferner als vorteilhaft erwiesen, dass die mechanischen Eigenschaften der beschichte- ten Werkstücke unbeeinträchtigt bleiben. Denn andererseits konnte im Rah- men der vorliegenden Beschreibung auch gezeigt werden, dass bei Einsatz eines mittleren Chromgehalts der Diffusionsrandzone, der über den genann- ten 51 Gew.-% liegt, möglicherweise eine Versprödung der beschichteten Werkstücke resultieren kann. Deshalb hat sich ein noch höherer Chromgehalt als nicht zielführend herausgestellt, ein Chromgehalt in den genannten Be- reichen kann aber eine deutliche Verbesserung hinsichtlich der Beschich- tungswirkung der Cr-Si-Beschichtung gegenüber bekannten Verfahren mit dem vorliegenden Verfahren erzielt werden. Ferner hat es sich als besonders vorteilhaft erwiesen, wenn die Dif- fusionsrandzone eine Schichtdicke von 50 μm oder mehr, bevorzugt von 75 μm oder mehr, oder von 100 μm oder mehr, oder auch von 125 μm oder mehr auf- weist, und/oder von 200 μm oder weniger, oder von 175 μm oder weniger, oder auch von 150 μm oder weniger, also beispielsweise im Bereich von 50 bis 200 μm, oder im Bereich von 75 bis 150 μm, aufweist. Es hat sich ge- zeigt, dass die Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit der beschichteten Werkstücke hierdurch in besonders vorteilhafter Weise verbessert werden kann, indem der für die Bildung einer Chromoxidschicht zur Verfügung ste- hende, absolute Chromgehalt der Diffusionsrandzone erhöht wird. Auf diese vorteilhafte Weise können auch für längere Einsatzzeiten der beschichteten Werkstücke bei hohen Temperaturen Chromoxidschichten auf der Oberfläche gebildet werden. Es ergibt sich eine Art „Chrom-Reservoir“. Als vorteilhaft hat es sich zudem erwiesen, wenn die Diffusionsrand- zone eine Härte von mindestens 350 HV, insbesondere von mindesten 450 HV, im Besonderen von mindestens 550 HV, aufweist. Es hat sich hierbei heraus- gestellt, dass durch die hohe Härte der Diffusionsrandzone die Verschleiß- beständigkeit der beschichteten Werkstücke verbessert wird. Eine vorteilhafte Weiterbildung sieht ferner vor, dass die Diffusi- onsrandzone Silizidausscheidungen aufweist. Silizidausscheidungen haben sich als äußerst hochtemperaturstabil und daher besonders vorteilhaft hin- sichtlich der Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit der beschichteten Werkstücke erwiesen. Ferner konnte gezeigt werden, dass die Silizidaus- scheidungen eine hohe Härte aufweisen und sich folglich vorteilhaft auf die Verschleißbeständigkeit der beschichteten Werkstücke auswirken. Bei den Silizidausscheidungen handelt es sich bevorzugt um siliziumreiche Aus- scheidungen bzw. intermetallische Si-haltige Ausscheidungen. Die vorgenannten Silizidausscheidungen können Cr aufweisen und kön- nen im weiteren als Cr-Silizidausscheidungen bezeichnet sein. Zudem weisen die Cr-Silizidausscheidungen CrSi- und/oder Cr NiSi- und/oder Cr Ni Si - und/oder CrNiSi-Ausscheidungen auf. Es hat sich in diesem Zusammenhang herausgestellt, dass jene Silizidausscheidungen in einer be- sonders vorteilhaften Weise zur Verbesserung der Oxidations-, Korrosions- sowie Verschleißbeständigkeit der beschichteten Werkstücke beitragen. Ferner ist es vorteilhaft, dass die Silizidausscheidungen eine mitt- lere Korngröße von kleiner oder gleich 20 μm, insbesondere von kleiner oder gleich 10 μm aufweisen. Dies wirkt sich insbesondere festigkeitsstei- gernd auf die Diffusionsrandzone aus, wodurch die beschichteten Werkstücke auch erhöhten mechanischen Beanspruchungen ausgesetzt werden können. In einer besonders vorteilhaften Weise sind die Silizidausscheidungen homogen in der Diffusionsrandzone verteilt und wirken sich folglich über die ge- samte Schichtdicke positiv auf die beschriebenen Eigenschaften der Diffu- sionsrandzone aus. Eine vorteilhafte Weiterbildung des Verfahrens besteht darin, dass der Schlicker halogenidfrei ist. Durch diese besonders vorteilhafte Wei- terbildung kann auf den Einsatz gesundheits- und umweltschädlicher Metall- halogenide verzichtet werden. Zusätzlich entfällt die Notwendigkeit einer aufwendigen Lagerung der häufig hygroskopischen Metallhalogenide, wodurch das Verfahren insgesamt auf einfache Art und Weise durchgeführt werden kann. Vorgeschlagen wird darüber hinaus, dass der Schlicker einen wasser- basierten Binder aufweist. Aufgrund der sehr guten Umweltverträglichkeit wasserbasierter Binder hat es sich als vorteilhaft erwiesen, dass diese auf einfache Art und Weise gelagert und nach entsprechender Verwendung entsorgt werden können. Als besonders vorteilhaft hat es sich ferner erwiesen, wenn der Schlicker Cr und Si in Form von elementaren und/oder vorlegierten Gemen- gen, insbesondere als Pulver, aufweist. Auf diese vorteilhafte Weise kann der Schlicker bei Verwendung elementarer Gemenge frei wählbare Cr/Si- Verhältnisse aufweisen, wodurch je nach Anforderung Einfluss auf die che- mische Zusammensetzung der Cr-Si-haltigen Schmelzphase sowie der daraus gebildeten Diffusionsrandzone genommen werden kann. Zudem hat sich bei der Verwendung vorlegierter Gemenge mit vordefinierten Cr/Si-Verhältnissen als besonders positiv herausgestellt, dass die Erzeugung der Cr-Si-haltigen Schmelzphase während der Wärmebehandlung beschleunigt erfolgt, wodurch sich geringere Haltezeiten während der Wärmebehandlung realisieren lassen. Ferner hat es sich als vorteilhaft erwiesen, wenn die Gemenge bzw. Pulver einen mittleren Partikeldurchmesser von kleiner oder gleich 100 μm, insbesondere von kleiner oder gleich 50 μm, aufweisen. Es konnte gezeigt werden, dass sich hierdurch während der Schlickerherstellung eine beson- ders homogene Partikelverteilung im Schlicker erzielen lässt, welche sich insbesondere positiv auf die Homogenität der auf die Oberfläche der zu be- schichtenden Werkstücke aufgebrachten Schlickerschichten auswirkt. Zudem führt ein geringer mittlerer Partikeldurchmesser zu einem beschleunigten Aufschmelzen der Stoffgemenge bzw. Pulver während der Wärmebehandlung und folglich zu einer beschleunigten Schmelzphasenbildung, wodurch sich die Haltezeiten der Wärmebehandlung deutlich reduzieren lassen. Als vorteilhaft hat es sich erwiesen, dass der Schlicker durch Sprü- hen, Tauchen und/oder Streichen aufgebracht wird. Folglich kann der Schli- cker auf einfache Art und Weise auch auf größere Werkstücke aufgebracht werden. Zudem lässt sich auf besonders vorteilhafte Weise die Schichtdicke des auf die Oberfläche des zu beschichtenden Werkstücks aufgebrachten Schlickers durch mehrmaliges Sprühen, Tauchen und/oder Streichen je nach Anforderung auf besonders einfache Weise anpassen. Auch unter Baustellen- bedingungen ist dies möglich. Eine weitere vorteilhafte Ausgestaltung sieht vor, dass das metalli- sche Werkstück aus einem Hochtemperaturwerkstoff, insbesondere aus einem Fe-, Ni- oder Co-Basiswerkstoff, besteht. Die Hochtemperaturwerkstoffe zeichnen sich in diesem Zusammenhang in der Regel durch eine hohe Gefüge- stabilität bei hohen Temperaturen aus, wodurch sich das Verfahren zuver- lässig bei den angestrebten Wärmebehandlungstemperaturen durchführen lässt. Als besonders vorteilhaft hat es sich zudem erwiesen, dass die Hochtemperaturwerkstoffe in der Regel hohe Nickelgehalte aufweisen. Vor diesem Hintergrund lässt sich das Verfahren bereits für eine Vielzahl von Hochtemperaturwerkstoffen auf vereinfachte Art und Weise anwenden, ohne dass der Schlicker zusätzlich einen Schmelzphasenbildner aufweisen muss. Weiterhin hat es sich als vorteilhaft herausgestellt, wenn die Wär- mebehandlung W eine Wärmebehandlungsstufe W2 im Bereich von 1000°C bis 1200°C, insbesondere von 1100°C bis 1200°C, mit einer Haltezeit von 0,5 bis 6 Stunden, insbesondere von 2 bis 3 Stunden, aufweist. Auf diese vor- teilhafte Weise kann sichergestellt werden, dass das Gefüge der metalli- schen Werkstücke während der Wärmebehandlungsstufe W2 unverändert bleibt. Ferner hat es sich als vorteilhaft erwiesen, dass sich die Dicke der Dif- fusionsrandzone je nach Anforderung durch Veränderung der Haltezeit vari- ieren lässt. Durch eine Erhöhung der Haltezeit kann dabei die Dicke der in dem Randbereich des Werkstücks gebildeten Diffusionsrandzone auf einfache Art und Weise erhöht werden. Eine weitere vorteilhafte Weiterbildung besteht darin, dass die Wär- mebehandlung W eine der Wärmebehandlungsstufe W2 vorausgehende Wärmebe- handlungsstufe W1 im Bereich von 300°C bis 400°C, insbesondere bei 350°C, mit einer Haltezeit von 2 bis 4 Stunden, insbesondere von 3 Stunden, auf- weist. Die Wärmebehandlungsstufe W1 ermöglicht es in diesem Zusammenhang, einen Binder oder zumindest dessen organische Bestandteile, welcher sich während der Wärmebehandlungsstufe W2 nachteilig auf die Erzeugung der Cr- Si-haltigen Schmelzphase sowie der daraus gebildeten Diffusionsrandzone auswirken kann, auf einfache Art und Weise durch Verdampfen aus dem Schli- cker zu entfernen. Ferner wird vorgeschlagen, dass die Wärmebehandlungsstufe W1 unter Schutzgasatmosphäre, insbesondere Argon-Atmosphäre oder reduzierender Ar- gon-Wasserstoff-Atmosphäre (Ar/5%H), und/oder die Wärmebehandlungsstufe W2 unter Vakuum und/oder Schutzgasatmosphäre, insbesondere Argon- Atmosphäre oder reduzierender Argon-Wasserstoff-Atmosphäre (Ar/5%H), ab- laufen. Hierdurch wird erreicht, dass während der Wärmebehandlungsstufe W1 ein Binder auf einfache Art und Weise durch Verdampfen aus dem Schlicker entfernt wird und es während der Wärmebehandlungsstufe W2 zu keiner Oxida- tion der Cr-Si-Gemenge bzw. Cr-Si-Pulver des auf die Oberfläche des Werk- stücks aufgetragenen Schlickers kommt, welche sich nachteilig auf die Er- zeugung der Cr-Si-haltigen Schmelzphase sowie der daraus gebildeten Diffu- sionsrandzone auswirkt. Die vorliegende Beschreibung umfasst auch ein mittels des zuvor be- schriebenen Verfahrens behandeltes Werkstück, welches sich dadurch aus- zeichnet, dass auf der behandelten Oberfläche des Werkstücks (Substrat- werkstoff) eine die Oberfläche umschließende Beschichtungsanordnung gebil- det ist. Dabei hat sich in der Beschichtungsanordnung eine das Werkstück umschließende Chromoxidschicht ausgebildet. Die Chromoxidschicht hat sich beispielsweise aus einer in der Beschichtungsanordnung umfassten, das Werkstück umschließenden und mit Cr und Si angereicherten Diffusionsrand- zone gebildet. Aus der Diffusionsrandzone kann sich dabei in sauerstoff- haltiger Atmosphäre, durch insbesondere selektive Oxidation des Cr, die das Werkstück umschließende Chromoxidschicht ausbilden. Diese steigert die Widerstandsfähigkeit des Werkstücks und kann somit auch als Chromoxid- schutzschicht bezeichnet werden. Die Chromoxidschutzschicht bildet sich erst unter Betriebsbedingun- gen, insbesondere durch selektive Oxidation des in der Schicht angerei- cherten Cr, aus. Im Auslieferungszustand kann das Werkstück ggf. dadurch gekennzeichnet sein, dass die Werkstückoberfläche bzw. die Beschichtungs- anordnung mit Cr und Si angereichert ist. Die Beschichtungsanordnung zeichnet sich in diesem Fall dadurch aus, dass eine Anreicherung mit Cr und Si vorliegt. Auch diese „Vorform“ der Schutzschicht kann als Chro- moxidschutzschicht beschrieben werden, da die Beschichtungsanordnung in Einsatzbedingungen umgehend eine Schutzwirkung ausbildet. Bevorzugt umfasst die Chromoxidschicht CrO. weiter bevorzugt um- fasst die Chromoxidschicht das CrO zu einem überwiegenden Anteil, d. h. zu mehr als 50 Gew.-%, weiter bevorzugt zu 70 Gew.-% oder mehr, noch wei- ter bevorzugt zu 90 Gew.-% oder mehr. Es ist ferner bevorzugt, dass das Werkstück vollständig von der Chromoxidschicht umschlossen ist. Die Beschichtungsanordnung kann ferner unter der Chromoxidschicht eine weitere Schicht aufweisen. Diese weitere Schicht kann die bereits be- schriebene siliziumreiche Schicht umfassen, wodurch sich ein zumindest zweischichtiger Aufbau ergibt. Die siliziumreiche Schicht kann in der Ent- stehung der Beschichtung mit der Chromoxidschicht derart wechselwirken, dass sich in synergistischer Weise eine verbesserte Widerstandsfähigkeit der Beschichtungsanordnung und somit des Werkstücks ergibt. Die verbesser- te Widerstandsfähigkeit kann sich auf thermische Einwirkung, oxidative Einwirkung, korrosive Einwirkung und/oder abrasive bzw. erosive Einwirkung beziehen. Werkstücke, die infrage kommen, um mit dem hier beschriebenen Ver- fahren behandelt zu werden bzw. als behandeltes Werkstück vorzuliegen, sind insbesondere solche, die in korrosiver Hochtemperaturumgebung einge- setzt werden. Beispiele hierzu umfassen Turbinen, insbesondere Turbinen- komponenten wie in stationären Gasturbinen sowie Flugzeugtriebwerken, so- wie beispielsweise Rohrwärmetauscher oder Brenner in chemischen Anlagen. Anwendungsbeispiele umfassen also u.a. auch Turbinenteile, Brennerköpfe, Wärmetauscher oder Rührer für hohe Temperaturen. Ein solches Werkstück kann also beispielsweise eine chromierte Turbinenschaufel sein. Da die Chromoxidschutzschicht sich dadurch auszeichnet, insbesondere die Wider- standsfähigkeit gegenüber Korrosion und/oder Oxidation zu verbessern, han- delt es sich bei dem Werkstück bevorzugt um ein metallisches Werkstück. Im Folgenden wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen und unter Bezugnahme auf die Figuren näher dargestellt, wobei gleiche und ähn- liche Elemente teilweise mit gleichen Bezugszeichen versehen sind und die Merkmale der verschiedenen Ausführungsbeispiele miteinander kombiniert werden können. Kurzbeschreibung der Figuren: Es zeigen: Fig. 1 eine schematische Darstellung der Verfahrensschritte eines Schli- ckerverfahrens in chronologischer Reihenfolge, Fig. 2 schematische Schnittansichten zur Veranschaulichung der Vorgänge während der Wärmebehandlung, schematische Schnittansichten des Randbereichs des Werkstücks zur Erläuterung eines ersten Ausführungsbeispiels eines erfindungsge- mäßen Beschichtungsverfahrens, schematische Schnittansichten des Randbereichs des Werkstücks zur Erläuterung eines zweiten Ausführungsbeispiels eines erfindungs- gemäßen Beschichtungsverfahrens, schematische Schnittansichten des Randbereichs des Werkstücks zur Erläuterung eines dritten Ausführungsbeispiels eines erfindungs- gemäßen Beschichtungsverfahrens, Fig. 6 das binäre Cr-Si-System mit einem Temperaturbereich zur Durchfüh- rung der Wärmebehandlungsstufe W2, Fig. 7 eine Ausführungsform eines mit einer Cr-Si-Beschichtung behandel- ten Werkstücks mit einer Chromoxidschicht, Fig. 8 eine weitere Ausführungsform eines mit einer Cr-Si-Beschichtung behandelten Werkstücks, bei welchem eine Chromoxidschicht sowie eine siliziumreiche Schicht ausgebildet ist, Schnittaufnahme eines Werkstücks mit Beschichtungsanordnung. Detaillierte Beschreibung der Erfindung: In Fig. 1 sind zunächst die Verfahrensschritte eines Schlickerver- fahrens in chronologischer Reihenfolge schematisch dargestellt. Den ersten Verfahrensschritt bildet dabei die Schlickerherstellung S. Der Schlicker 2 wird durch Mischen eines Binders 8 mit Cr und Si in Form elementarer und/oder vorlegierter Pulver hergestellt, wodurch eine Suspension gebildet wird. Der Binder 8 weist Wasser sowie einen wasserlös- lichen Polyvinylalkohol (PVA) auf, wobei auch andere wasserlösliche Alko- hole verwendet werden können. Der Binder 8 erhöht in vorteilhafter Art und Weise die Viskosität des Schlickers 2. Der Schlicker 2 ist halogenidfrei ausgebildet. In einem darauffolgenden Verfahrensschritt, der Schlickeraufbringung A, wird der Schlicker 2 auf die Oberfläche des zu beschichtenden Werk- stücks 1 aufgebracht. Das Werkstück 1 besteht aus einem kommerziell er- hältlichen Hochtemperaturwerkstoff, insbesondere aus einem Fe-, Ni- oder Co-Basiswerkstoff, wobei grundsätzlich auch weitere metallische Werkstoffe mit dem erfindungsgemäßen Schlickerverfahren beschichtet werden können. Das Aufbringen des Schlickers 2 kann durch Sprühen, Tauchen und/oder Streichen erfolgen, wenngleich auch dazu vergleichbare Methoden der Schli- ckeraufbringung A anwendbar sind. Bei der Schlickeraufbringung A kann die Dicke des auf die Oberfläche des zu beschichtenden Werkstücks 1 aufge- brachten Schlickers 2 durch mehrmaliges Sprühen, Tauchen und/oder Strei- chen auf einfache Art und Weise je nach Anforderung entsprechend angepasst werden. Im Anschluss an die Schlickeraufbringung A wird eine zweistufige Wärmebehandlung W durchgeführt, welche eine erste Wärmebehandlungsstufe W1 und eine zweite Wärmebehandlungsstufe W2 aufweist. Die Wärmebehandlungs- stufe W1 läuft unter Schutzgasatmosphäre, insbesondere Argon-Atmosphäre oder reduzierender Argon-Wasserstoff-Atmosphäre (Ar/5%H), die Wärmebe- handlungsstufe W2 unter Vakuum und/oder Schutzgasatmosphäre, insbesondere Argon-Atmosphäre oder reduzierender Argon-Wasserstoff-Atmosphäre (Ar/5%H), ab. In der ersten Wärmebehandlungsstufe W1 wird zunächst der Binder 8 durch Verdampfen aus dem Schlicker 2 entfernt, wodurch der Schlicker 2 im Anschluss an die Wärmebehandlungsstufe W1 lediglich Cr und Si in Form der elementaren und/oder vorlegierten Pulver aufweist. Je nach Binder können auch nur dessen organische Bestandteile verdampft werden. Die Wärmebehand- lungsstufe W1 wird in einem Temperaturbereich von 300°C bis 400°C, insbe- sondere bei etwa 350°C, mit einer Haltezeit von 2 bis 4 Stunden, insbeson- dere von etwa 3 Stunden, durchgeführt. Die Haltezeit der Wärmebehandlungs- stufe W1 kann in Abhängigkeit der Dicke des auf die Oberfläche des Werk- stücks 1 aufgebrachten Schlickers 2 angepasst werden, wobei sich längere Haltezeiten als vorteilhaft für dickere Schichten erwiesen haben. An die in einem Niedertemperaturbereich durchgeführte Wärmebehand- lungsstufe W1 schließt sich eine in einem Hochtemperaturbereich durchge- führte Wärmebehandlungsstufe W2 an. Während der Wärmebehandlungsstufe W2 bildet sich eine Diffusionsrandzone 5 in dem Werkstück 1. Die Wärmebehand- lungsstufe W2 wird im Bereich von 1000°C bis 1200°C, insbesondere von 1100°C bis 1200°C, mit einer Haltezeit von 0,5 bis 6 Stunden, insbesondere von 2 bis 3 Stunden, durchgeführt. Die Wärmebehandlungstemperatur kann in vorteilhafter Weise je nach Gefügestabilität des Werkstücks 1 werkstoff- spezifisch variiert werden, wobei die Dicke der Diffusionsrandzone 5 zudem über die jeweilige Haltezeit angepasst werden kann. Die Diffusionsrandzone 5 weist Silizidausscheidungen 4 auf, bei welchen es sich in einer vorteil- haften Weiterbildung um Cr-Silizidausscheidungen der Form CrSi- und/oder Cr NiSi- und/oder Cr Ni Si - und/oder CrNiSi-Ausscheidungen handeln kann, wobei in diesem Zusammenhang auch weitere Silizidausscheidungen 4 des binären Cr-Si-Systems sowie ternären Cr-Si-Ni-Systems gebildet werden können. Die Oberfläche des Werkstücks 1 ist nach Abschluss der Wärmebehand- lungsstufe W2 von einer Restschicht 7 bedeckt. In einem letzten Verfahrensschritt erfolgt die Restschichtentfernung N. Die Restschicht 7 weist dabei nicht bzw. nur unvollständig aufgeschmol- zenes Cr und Si sowie Cr-Si-haltige Oxidverbindungen auf und lässt sich auf einfache Art und Weise, z.B. durch Bürsten sowie hierzu vergleichbare Methoden der Restschichtentfernung N, von der Oberfläche des beschichteten Werkstücks 1 entfernen. Nach der Restschichtentfernung N ist der Beschich- tungsvorgang abgeschlossen und das beschichtete Werkstück kann weiterver- arbeitet oder für eine bestimmte Anwendung genutzt werden. In Fig. 2 ist der Randbereich des Werkstücks 1 zur Veranschaulichung der Vorgänge während der Wärmebehandlung in einer schematischen Schnittan- sicht dargestellt. Während der Wärmebehandlungsstufe W2 wird zunächst eine Cr-Si- haltige Schmelzphase 3 an der Grenzfläche zwischen dem Schlicker 2 und dem Werkstück 1 erzeugt. Über die Schmelzphase 3 wird durch Diffusion von Cr und Si in den Randbereich des Werkstücks 1 eine Silizidausscheidungen 4 aufweisende Diffusionsrandzone 5 gebildet. In diesem Zustand weist die Cr- Si-haltige Schmelzphase 3 auf ihrer Oberfläche einen Anteil des Schlickers 2 auf, welcher nicht bzw. nicht vollständig aufgeschmolzen ist. Es bildet sich während der Wärmebehandlungsstufe W2 daher temporär zunächst ein mehrlagiges Schichtsystem auf der Oberfläche des Werkstücks 1, welches den Schlicker 2, die Schmelzphase 3 sowie die Diffusionsrandzone 5 aufweist. Im Anschluss an die Wärmebehandlungsstufe W2 soll der Schlicker 2 mög- lichst vollständig aufgeschmolzen sein und das Werkstück 1 auf seiner Oberfläche eine Restschicht 7 aufweisen. In den Fig. 3 bis Fig. 5 sind schematische Schnittansichten der Randbereiche des Werkstücks 1 während der Wärmebehandlungsstufe W2 für drei unterschiedliche Ausführungsbeispiele (Alternativen A, B und C) des erfindungsgemäßen Schlickerverfahrens dargestellt. Wie nachfolgend im Ein- zelnen erläutert wird, unterscheiden sich die Ausführungsbeispiele hin- sichtlich des die Schmelzphasenbildung unterstützenden Schmelzphasenbild- ners 6, wobei der Schmelzphasenbildner 6 in allen drei Ausführungsbeispie- len Ni aufweist. In Fig. 3 ist eine erste Alternative A des erfindungsgemäßen Verfah- rens dargestellt, bei welcher der Schmelzphasenbildner 6 aus dem Werk- stück 1 stammt. Gemäß Alternative A erfolgt die Erzeugung einer Cr-Si-haltigen Schmelzphase 3 während der Wärmebehandlungsstufe W2 an der Grenzfläche zwischen dem Schlicker 2 und dem zu beschichtenden Werkstück 1. Bei der Schmelzphasenbildung wirken der Schlicker 2 und das Werkstück 1 zusammen. Die Schmelzphase 3 wird durch die Bildung niedrigschmelzender intermetal- lischer Phasen zwischen dem Schmelzphasenbildner 6, welcher aufgrund der hohen Temperaturen kontinuierlich zur Grenzfläche zwischen dem Schlicker 2 und dem Werkstück 1 diffundiert, und aus dem Schlicker 2 stammendem Si er- zeugt, vgl. Fig. 3b). Die Schmelzphase 3 weist somit neben Cr und Si auch das aus dem Werkstück 1 stammende Ni auf. In diesem Zusammenhang sei da- rauf hingewiesen, dass die Schmelzphase 3 auch weitere Elemente aufweisen kann, welche aus dem Schlicker 2 und/oder dem Werkstück 1 stammen können. Während der Wärmebehandlungsstufe W2 weist die Schmelzphase 3 auf ihrer Oberfläche einen Teil des Schlickers 2 auf, welcher nicht bzw. noch nicht vollständig aufgeschmolzen ist, vgl. Fig. 3c). Während der Wärmebehand- lungsstufe W2 diffundieren die aus der Schmelzphase 3 stammenden Elemente in die Randzone des Werkstücks 1, wodurch die Silizidausscheidungen 4 auf- weisende Diffusionsrandzone 5 in dem Werkstück 1 gebildet wird. Zudem dif- fundiert der Schmelzphasenbildner 6 während der Wärmebehandlungsstufe W2 aus dem Werkstück 1 kontinuierlich in die Diffusionsrandzone 5. Es ist ferner möglich, dass zusätzlich weitere Elemente aus dem Werkstück 1 in die Diffusionsrandzone 5 diffundieren. Im Anschluss an die Wärmebehand- lungsstufe W2 ist die Bildung der Diffusionsrandzone 5 in dem Randbereich des Werkstücks 1 abgeschlossen, wobei die Oberfläche des beschichteten Werkstücks 1 von einer anschließend noch zu entfernenden Restschicht 7 be- deckt ist. In Fig. 4 ist eine Alternative B des erfindungsgemäßen Schlickerver- fahrens dargestellt, bei welcher der Schmelzphasenbildner 6 im Gegensatz zur Alternative A nicht aus dem Werkstück 1, sondern aus dem Schlicker 2 stammt. Die Erzeugung der Schmelzphase 3 während der Wärmebehandlungsstufe W2 erfolgt für die Alternative B durch die Bildung intermetallischer Pha- sen zwischen dem Schmelzphasenbildner 6 und dem aus dem Schlicker 2 stam- menden Si unmittelbar in dem Schlicker 2, vgl. Fig. 4b). Für eine in der Fig. 4 nicht explizit dargestellte Weiterbildung der Alternative B ist ferner denkbar, dass die Schmelzphase 3 bei Verwendung anderer, niedrig- schmelzender Schmelzphasenbildner 6 zunächst durch das alleinige Auf- schmelzen des Schmelzphasenbildners 6 unmittelbar in dem Schlicker 2 sowie der darauffolgenden Bildung intermetallischer Phasen zwischen dem Schmelzphasenbildner 6 und dem aus dem Schlicker 2 stammenden Si und/oder Cr erzeugt wird. Zur Erzeugung der Schmelzphase 3 wirken für die Alterna- tive B der Schlicker 2 und das Werkstück 1 somit nicht zusammen. Im weite- ren Verlauf der Wärmebehandlungsstufe W2 bedeckt die Schmelzphase 3 gemäß der Darstellung in Fig. 4c) die Oberfläche des zu beschichtenden Werk- stücks 1, wodurch sich mit fortschreitender Wärmebehandlungsstufe W2 ein zu der Alternative A vergleichbarer Ablauf einstellt (vgl. auch Fig. 3). Auch für die Alternative B ist nicht auszuschließen, dass die Schmelzphase 3 neben Cr, Si und Ni weitere Elemente aufweisen kann, welche aus dem Schlicker 2 und/oder dem Werkstück 1 stammen. Bei der in der Fig. 5 dargestellten Alternative C des erfindungsge- mäßen Schlickerverfahrens stammt der Schmelzphasenbildner 6 sowohl aus dem Schlicker 2 als auch aus dem Werkstück 1. Bei dieser Ausführung des Verfahrens wird die Schmelzphase 3 sowohl unmittelbar in dem auf die Oberfläche des Werkstücks 1 aufgebrachten Schlicker 2 als auch an der Grenzfläche zwischen dem Schlicker 2 und dem Werkstück 1 durch die Bildung niedrigschmelzender intermetallischer Phasen zwischen dem Schmelzphasenbildner 6 und dem aus dem Schlicker 2 stammenden Si erzeugt, vgl. Fig. 5b). Auch bei dieser Alternative wirken der Schli- cker 2 und das Werkstück 1 zumindest teilweise zusammen. Im weiteren Ver- lauf der Wärmebehandlungsstufe W2 bedeckt die Schmelzphase 3 die Oberflä- che des zu beschichtenden Werkstücks 1, wodurch sich mit fortschreitender Wärmebehandlungsstufe W2 ein zu den Alternativen A und B vergleichbarer Ablauf einstellt, vgl. Fig. 5c). Auch für die Alternative C ist nicht aus- zuschließen, dass die Schmelzphase 3 neben Cr, Si und Ni weitere Elemente aufweisen kann, welche aus dem Schlicker 2 und/oder dem Werkstück 1 stam- men. Das vorstehend beschriebene Schlickerverfahren zeichnet sich dadurch aus, dass aufgrund der durch den Schmelzphasenbildner 6 unterstützten Schmelzphasenbildung das Gefüge der Werkstücke 1, die aus kommerziell er- hältlichen Werkstoffen bestehen, bei Wärmebehandlungstemperaturen unter- halb der Schmelzpunkte im Cr-Si-System nicht beeinträchtigt wird. Fig. 6 zeigt ausgehend von einer Darstellung eines binären Cr-Si- Systems [aus: V. M. Chad et al., Materials Characterization, Vol. 59, Issue 1, 2008, pp. 74-78] in weiterer Veranschaulichung zusätzlich einen Bereich der Wärmebehandlungstemperaturen der Wärmebehandlungsstufe W2 ge- mäß einem Aspekt der vorliegenden Beschreibung, der in die Darstellung eingezeichnet ist. Die mit der vorliegenden Beschreibung vorgestellten Wärmebehandlungstemperaturen im Bereich von 1000°C bis 1200°C liegen un- terhalb der Schmelzpunkte im binären Cr-Si-System, welche bei einem sehr hohen Si-Anteil von über 66,7 at.-% bei 1305°C beginnt (im rechten Bereich der Darstellung), bei niedrigerem Si-Anteil (entlang der Abszisse nach links in der Darstellung) aber sogar noch deutlich darüber liegt. Folglich besteht nicht die Gefahr, dass die mechanischen Eigenschaf- ten der beschichteten Werkstücke 1 durch die Wärmebehandlungsstufe W2 der Wärmebehandlung W wesentlich beeinträchtigt werden. Während in den vorstehenden Beschreibungen der Ausführungsformen zu- nächst auf Ni als Schmelzphasenbildner 6 abgestellt wurde, können auch an- dere Schmelzphasenbildner 6 eingesetzt sein. Vorteilhaft wäre beispiels- weise auch, wie zuvor im allgemeinen Teil der Beschreibung aufgeführt, die Verwendung von Ge anstatt oder zusammen mit Ni. Der hierzuvor beschriebene Verfahrensablauf ist im Wesentlichen gleich. Die Temperaturführung insbe- sondere in der Wärmebehandlungsstufe W2 kann ggf. anders gewählt werden, allerdings weiterhin unterhalb der Schmelzpunkte im binären Cr-Si-System. Das vorstehend beschriebene Verfahren zur Diffusionsbeschichtung zeichnet sich durch dessen niedrige Wärmebehandlungstemperaturen in der Wärmebehandlungsstufe W2 aus, welche sich durch den die Schmelzphasenbil- dung unterstützenden Schmelzphasenbildner 6 realisieren lassen. Das Ver- fahren lässt sich daher ohne Weiteres auch bei Werkstücken 1, die aus kom- merziell erhältlichen Werkstoffen bestehen, einsetzen, ohne dass mechani- sche Eigenschaften wesentlich verändert werden. Bezug nehmend auf Fig. 7 ist ein Ausschnitt eines fertigen Werk- stücks 12 bzw. eine Oberflächendarstellung nach erfolgter Oxidation der Beschichtungsanordnung 9 gezeigt, womit auch der Schichtaufbau des ferti- gen Werkstücks 12 verdeutlicht ist. Nach der Wärmebehandlung und der darin erfolgten Auslagerung auf die Werkstückoberfläche 13 bei hohen Temperatu- ren zeigt sich das Werkstück 1, 12 mit einer das Werkstück 1, 12 bzw. die Werkstückoberfläche 13 umschließenden Diffusionsrandzone 5 sowie eine die Diffusionsrandzone 5 umschließenden Chromoxidschicht 10. Anhand der gebil- deten Chromoxidschicht 10 lässt sich das fertige Werkstück 12 zweifelsfrei auch von einem mit einem vorbekannten Verfahren behandelten Werkstück 1 unterscheiden. So umfasst die Chromoxidschicht 10 bevorzugter Weise im überwiegenden Anteil Chromoxid beziehungsweise besteht überwiegend daraus. Mit anderen Worten umfasst das mit Fig. 7 beschriebene Ausführungsbeispiel der Beschichtungsanordnung 9 die Diffusionsrandzone 5 sowie die Chromoxid- schicht 10. Bei dem mit Fig. 7 gezeigten Ausschnitt kann es sich bei- spielsweise um einen Oberflächenausschnitt einer chromoxidbeschichteten Turbinenschaufel handeln. Die Turbinenschaufel 12 weist somit eine Chro- moxidschutzschicht 10 auf. Die Diffusionsrandzone 5 weist im gezeigten Fall Silizidausscheidungen 4 auf. Die Silizidausscheidungen 4 können auch Bestandteile von Chrom aufweisen und Cr-Silizidausscheidungen 4 sein. Bezug nehmend auf Fig. 8 ist ein weiterer Ausschnitt eines fertigen Werkstücks 12 mit einer Beschichtungsanordnung 9 gezeigt, aufweisend die Chromoxidschicht 10 sowie eine siliziumreiche Schicht 11. Die siliziumrei- che Schicht 11 ist unterhalb der Chromoxidschicht 10 und oberhalb der Dif- fusionsrandzone 5 angeordnet. Das Werkstück 12 kann somit noch besser ge- schützt werden. Mit Bezug weiter auf Fig. 9 ist eine Schnittdarstellung durch einen Teil eines Turbinenblatts 12 gezeigt, bei welchem die Diffusionsrandzone 5, die siliziumreiche Schicht 11 sowie die Chromoxidschicht 10 der Be- schichtungsanordnung 9 gebildet ist. In der Diffusionsrandzone 5 sind Si- lizidausscheidungen 4 vorhanden, welche die Widerstandsfähigkeit der Be- schichtungsanordnung 9 weiter verbessern und insbesondere für einen Härte- anstieg in dem Überzug sorgen. Die Chromoxidschicht weist in diesem Bei- spiel eine Schichtdicke von 5 bis 20 μm, im Wesentlichen um 10 μm auf, die siliziumangereicherte Schicht 11 etwa 1 bis 5 μm, teils bis 10 μm. Es ist dem Fachmann ersichtlich, dass die vorstehend beschriebenen Ausführungsformen beispielhaft zu verstehen sind und die Erfindung nicht auf diese beschränkt ist, sondern in vielfältiger Weise variiert werden kann, ohne den Schutzbereich der Ansprüche zu verlassen. Ferner ist er- sichtlich, dass die Merkmale unabhängig davon, ob sie in der Beschreibung, den Ansprüchen, den Figuren oder anderweitig offenbart sind, auch einzeln wesentliche Bestandteile der Erfindung definieren, selbst wenn sie zusam- men mit anderen Merkmalen gemeinsam beschrieben sind. In allen Figuren stellen gleiche Bezugszeichen gleiche Gegenstände dar, so dass Beschrei- bungen von Gegenständen, die ggf. nur in einer oder jedenfalls nicht hin- sichtlich aller Figuren erwähnt sind, auch auf diese Figuren und Ausfüh- rungsbeispiele übertragen werden können, hinsichtlich welchem der Gegen- stand in der Beschreibung nicht explizit beschrieben ist.

Bezugszeichenliste: 1 Werkstück 2 Schlicker 3 Schmelzphase 4 Silizidausscheidung 5 Diffusionsrandzone 6 Schmelzphasenbildner 7 Restschicht 8 Binder 9 Beschichtungsanordnung 10 Chromoxid(schutz)schicht 11 Siliziumreiche Schicht 12 Chromoxid-beschichtetes Werkstück 13 Werkstückoberfläche W Wärmebehandlung W1 Wärmebehandlungsstufe W2 Wärmebehandlungsstufe S Schlickerherstellung A Schlickeraufbringung N Restschichtentfernung