改善された劣化挙動を有するニッケル基超合金であって、以下の化学的組成質量での記載:7.7~8.3Cr5.0~5.25Co2.0~2.1Mo7.8~8.3W5.8~6.1Ta4.9~5.1Al1.3~1.4Ti0.1~0.6Pt0.1~0.5Nb0.11~0.15Si0.11~0.15Hf200~750ppmC50~400ppmB残分はニッケル及び製造で生ずる不純物を特徴とするニッケル基超合金。以下の化学的組成質量での記載:7.7~8.3Cr5.0~5.25Co2.0~2.1Mo7.8~8.3W5.8~6.1Ta4.9~5.1Al1.3~1.4Ti0.1~0.5Pt0.1~0.2Nb0.11~0.15Si0.11~0.15Hf200~300ppmC50~100ppmB残分はニッケル及び製造で生ずる不純物を特徴とする、特に単結晶構成部品の製造のための、請求項1に記載のニッケル基超合金。以下の化学的組成質量での記載:8Cr5Co2Mo8W6Ta5Al1.4Ti0.5Pt0.2Nb0.1Si0.1Hf200ppmC80ppmB残分はニッケル及び製造で生ずる不純物を特徴とする、請求項2に記載のニッケル基超合金。本発明の目的は、上述の欠点を回避することである。本発明の課題は、前記の種類のニッケル基超合金であって、改善された劣化挙動に優れており、従って例えば高い温度に続き室温で長時間にわたり行われる機械的負荷に引き続き、できる限り高い残留強度/硬度が存在するニッケル基超合金を開発することである。本発明によれば、前記課題は、本発明による改善された劣化挙動を有するニッケル基超合金が、以下の化学的組成質量での記載:7.7~8.3Cr5.0~5.25Co2.0~2.1Mo7.8~8.3W5.8~6.1Ta4.9~5.1Al1.3~1.4Ti0.1~0.6Pt0.1~0.5Nb0.11~0.15Si0.11~0.15Hf200~750ppmC50~400ppmB残分はニッケル及び製造で生ずる不純物を特徴とすることによって解決される。本発明の利点は、本発明の利点は、この合金がEP1359231号B1から公知の合金の非常に良好な特性良好な鋳造性、高い温度での耐酸化性、良好なクリープ強度を有するが、付加的に、事前の高温クリープ負荷後に室温で降伏点の低下を示さない、従って良好な劣化挙動を示すことにある。特定の利点を有するのは、該合金が、以下の組成質量での記載:7.7~8.3Cr5.0~5.25Co2.0~2.1Mo7.8~8.3W5.8~6.1Ta4.9~5.1Al1.3~1.4Ti0.1~0.5Pt0.1~0.2Nb0.11~0.15Si0.11~0.15Hf200~300ppmC50~100ppmB残分はニッケル及び製造で生ずる不純物を有する場合である。特に好ましい合金は、以下の化学的組成質量での記載:8Cr5Co2Mo8W6Ta5Al1.4Ti0.5Pt0.2Nb0.1Si0.1Hf200ppmC80ppmB残分はニッケル及び製造で生ずる不純物を有する。この合金は、大型の単結晶構成部品、例えばガスタービン用の動翼の製造に特に適している。図面には、本発明の実施例が記載されている。以下に、本発明を実施例及び図1~3につき詳細に説明する。第1表に示される化学的組成を有するニッケル基超合金を調査した質量での記載。第1表:調査された合金の化学組成合金Lは、単結晶構成部品用のニッケル基超合金であり、その組成は、本発明の特許請求の範囲内であり、かつ特に好ましい実施形態を表す。比較合金VLは、先行技術EP1359231号B1から公知である。該比較合金は、本発明による合金とは、前者がPt及びNbと合金化されていないという点で異なっている。炭素とホウ素は、粒界を、特にニッケル基超合金からなるSXガスタービン動翼もしくはDSガスタービン動翼で<001>方向に生ずる小角粒界も強化する。それというのも、これらの元素は、前記粒界で、高い温度で安定な炭化物及びホウ化物の析出を引き起こすからである。更に、前記の元素の存在は、粒界内でかつ粒界に沿って、粒界の弱さの主要な原因である拡散プロセスを減少させる。それによって、長い単結晶構成部品、例えば約200~230mmの長さを有するガスタービン動翼の鋳造性はかなり改善される。0.11~0.15質量のSi、好ましくは0.1のSiを、とりわけHfとほぼ同じ規模で組み合わせて添加することによって、今までに知られているニッケル基超合金に対する、高い温度での耐酸化性の実質的な改善が達成される。白金及びニオブは、本発明によれば、制御された少量でPt:0.1~0.6、好ましくは0.5質量、Nb:0.1~0.5、好ましくは0.2質量、EP1359231号B1から公知の合金相応のNiの残留割合の低下を伴うに添加される元素である。これらの2つの元素は、γ′相とγ相の間の格子不整合Gitterversatzの大きさに影響し、それはまた、ニッケル基単結晶超合金の高温クリープ負荷後の相の形態学的変化と材料の残留強度に重要な役割を果たす。示される限度でPt及びNbを有するマイクロアロイは、高い温度で、γ′相とγ相との間の格子不整合がほぼゼロであることに導く。それは、γ′相のフロート形成に対してより低い傾向をもたらし、あるいはそれどころか、この傾向の抑制をもたらす。すなわちγ′相は球状に留まる。それは、両方の合金の組織形成の比較をもとに十分に認識できる。図1aは、比較合金VLの出発状態の組織を示し、図2aは、本発明による合金Lの出発状態の組織を示す。γ′相は、両方のサンプルでマトリクスγ相中に一様に分布しており、ほぼ球状の形態を有する。図1b及び図2bは、それに対して、比較合金図1b及び本発明による合金図2bについての組織であって、冷間変形冷間圧延と、それに引き続く1050°C/204時間というパラメータでの高い温度における時効硬化Auslagerung処理後のものを示す。図1bには、非常にはっきりと、比較合金のγ′相のフロート形成が確認できる。それというのも、出発状態に対して、γ′相は、一方で粗大化し、他方で一つの方位方向Vorzugsrichtungに延びたからである。それに対して、図2bは、本発明による合金のγ′相が確かに同様に出発状態に対して粗大化されているが、ここではγ′相のフロート形成は生じないか、あるいはほんの僅かにのみその形成が生じるにすぎないことを示している。僅かなPt及びNbの添加によって引き起こされたこれらの異なる組織形成がどのようにして室温での特性に作用するのかは、図3で明らかに認識できる。図3において、比較合金VLと本発明による合金L図1a及び図1bあるいは図2a及び図2bに相当するとの、室温でのビッカース硬度とそれぞれの組織状態との関係性がプロットされている。左側には、それぞれ出発状態の硬度HV2が、右側には、材料の劣化条件下での処理冷間圧延及び1050°C/204時間での焼き鈍し後の硬度HV2が示されている。両方の場合において、本発明による合金の優位が確認できる。出発状態において、本発明による合金での硬度HV2は、比較合金の場合に比して、約10だけ良好である。前記の劣化処理後に、室温で測定された硬度HV2は、確かに両方の合金において、それぞれの出発状態と比較して、予想通りにより低いが、本発明による合金Lでは、依然として、比較合金VLの場合に比して、5を超える分だけ高い。