ニッケル基超合金から成る単結晶部品又は一方向凝固された部品の製造法であって、その際、該部品をまず、公知の方法で、デンドライトを有する組織の形成下で鋳造して形状をつくり、続けて該部品の鋳物組織を均質化するための溶体化焼鈍並びに2段階の析出熱処理を実施する方法において、以下の工程:A鋳造された部品の様々な領域中でデンドライトアーム間隔λを測定する工程、B拡散係数Dを調べるために、そのつどのニッケル基超合金の組成物中で最も低速な拡散元素を同定する工程、Cこの最も低速な拡散元素の偏析率を、一方では開始溶融温度Tmiより低く、他方では、必要な熱処理窓にあるために十分高い、溶体化焼鈍温度T1にて5以下に減らすために必要とされる所要時間tを計算する工程、D溶体化焼鈍温度T1まで部品を加熱し、工程Cで計算された時間tによりこの温度T1で保持し、そして50°C/分以上の速度v1で該温度T1から室温RTまで急冷することを包含する、鋳造された部品を溶体化焼鈍する工程、E工程Dに続けて、そのつどより低い温度T2及びT3でγ相を析出するための2段階の析出処理を実施する工程、その際、析出処理の第1の段階では、160MPaより大きい圧力pによるHIP法を、保持温度T2及び引き続く50°C/分以上の冷却速度v2で該温度T2から室温RTまでの冷却下で実施し、かつ析出処理の第2の段階では、該部品の熱処理を、保持温度T3及び引き続く10~50°C/分の冷却速度v3による該温度T3から室温RTまでの冷却下で実施する、ことを特徴とするニッケル基超合金から成る単結晶部品又は一方向凝固された部品の製造法。工程Aに従ったデンドライトアーム間隔λの測定を、金属組織学的に行うことを特徴とする、請求項1記載の方法。工程Dに従った急冷速度v1が70°C/分超えであることを特徴とする、請求項1記載の方法。以下の化学組成質量で記載:Al5.6、Co9.0、Cr6.5、Hf0.1、Mo0.6、Re3、Ta6.5、Ti1.0、W6.0、残部がNi、を有するニッケル基超合金の場合に、溶体化焼鈍の工程を、以下のパラメータ:1290~1310°C/4~6時間/速度v150°C/分以上の急速冷却にて実施し、γ析出処理の第1の段階の工程は、1150°Cの保持温度T2及び4~8時間の保持時間での等方圧p160MPa超えによるHIPプロセスを包含し、かつ速度v250°C/分以上の急速冷却を行い、そしてγ析出処理の第2の段階は、870°C/16~20時間での加熱及び保持並びに10~50°C/分の速度v3による冷却を包含することを特徴とする、請求項1から3までのいずれか1項記載の方法。本発明の目的は、先行技術の上記の欠点を回避することである。本発明の基礎をなしている課題は、公知のニッケル基超合金からの比較的大型の単結晶部品もしくは一方向凝固された組織を有する部品の、熱処理を含んだ、適した製造法を生み出すことであり、該方法により、γ相のラフト形成が生じる傾向がなく、それゆえ該部品の低い応力サイクル数LCFでの改善された機械的特性、殊に改善された疲労強度をもたらす組織を確立することができる。本発明により、これは、請求項1の上位概念に従った方法にて、以下の工程が、従来技術に従って行われる部品の鋳造後に実施されることによって達成される:A鋳造された部品の様々な領域でのデンドライトアーム間隔λの測定、B拡散係数Dを調べるための、そのつどのニッケル基超合金の組成物中で最も低速な拡散元素の同定、Cこの最も低速な拡散元素の偏析率を、一方では開始溶融温度Tmiより低く、他方では、必要な熱処理窓にあるために十分高い、溶体化焼鈍温度T1にて5以下に減らすために必要とされる所要時間tの計算、D溶体化焼鈍温度T1までの部品の加熱、工程Cで計算された時間tによるこの温度での保持及び50°C/分以上の速度による溶体化焼鈍温度T1から室温RTまでの急冷を包含する、鋳造された部品の溶体化焼鈍、E工程Dに続けて、そのつどより低い温度T2及びT3でγ相を析出するための2段階の析出処理の実施、その際、析出処理の第1の段階では、160MPaより大きい圧力pでのHIP法が、保持温度T2及び引き続く50°C/分以上の冷却速度v2による室温RTまでの冷却下で実施され、かつ析出処理の第2の段階では、該部品の熱処理が、保持温度T3及び引き続く10~50°C/分の冷却速度v3による室温RTまでの冷却下で実施される。本発明による方法により、一方ではポアを含まず、他方ではγ相のラフト形成が回避される微細構造を有する、ニッケル基超合金からの大型の単結晶部品もしくは一方向凝固された組織を有する部品を製造することが可能である。それゆえ、そのようにして製造された部品は、改善された機械的特性、低い応力サイクル数LCFでの改善された疲労強度を有する。この方法は、比較的容易に行えるという利点を有する。工程Aに従ったデンドライトアーム間隔Xの測定が金属組織試験により行われる場合に好ましい。これは比較的容易に実現され、例えば、相応する試験体を手がかりにして方法の前段階ですでに行うことができる。さらに、溶体化焼鈍温度T1から室温への急冷速度v1が70°C/分より大きい場合には、極めて微細な均一に分布したγ粒子がγマトリックス中で得られるので好ましい。結論として、以下の化学組成質量で記載:Al5.6、Co9.0、Cr6.5、Hf0.1、Mo0.6、Re3、Ta6.5、Ti1.0、W6.0、残部のNi、を有するニッケル基超合金からの部品を製造するための本発明による方法が、以下の処理パラメータで実施される場合に好ましい:-1290~1310°C/4~6時間/急速冷却v1は50°C/分以上での溶体化焼鈍、-1150°C/4~8時間/急速冷却v2は50°C/分以上での加熱及び焼鈍によるHIPプロセス等方圧160MPa超え、-870°C/16~20時間/冷却10~20°C/分の範囲のv3での焼鈍。図面には、本発明の実施例が示されている。以下では、本発明を、実施例及び図面を手がかりにして詳説する。大型の単結晶部品/一方向凝固された部品の製造のために、以下の化学組成質量で記載:Al5.6、Co9.0、Cr6.5、Hf0.1、Mo0.6、Re3、Ta6.5、Ti1.0、W6.0、残部のNi、を有する従来技術から公知のニッケル基超合金CMSX4を用いた。まず部品である、例えばガスタービン翼をその形状に鋳造した。この鋳造された合金の凝固に際して、組成、殊に比較的高いRe割合に基づきデンドライト偏析が生じる。レニウムは非常にゆっくりと拡散する元素であり、それゆえ、これらの偏析は、後に続く溶体化焼鈍プロセスに際して、許容される均質化時間内に完全には除去することができない。冷却の間に析出するγ相は、γマトリックスより小さい格子定数を有するが、しかし、デンドライトにおけるγ/γ格子歪みは、デンドライト間領域中での歪みより大きいので、熱処理の間に、殊に冷却の間に内部応力が形成される。これにより、最初は立方晶のγが伸長型のγに変化することで、γ微細構造における変化がもたらされる。これは、機械的特性の悪化、例えば低サイクル疲労強度の悪化を伴う。それゆえ、これを回避するために、まずデンドライトアーム間隔λが、鋳造された部品の様々な領域、例えば重要な領域において調べられる。これは、例えば金属組織法により行うことができ、その際、場合によっては、すでに方法の前段階において、相当する予め鋳造された試験体を手がかりにしてこの間隔が調べられる。さらに、そのつどのニッケル基超合金の組成物中で最も拡散の遅い元素が、拡散係数Dを突きとめるために割り出される。背景技術の箇所での上記ニッケル基超合金MC2の場合、この元素はMoである。ここで公知のデータ、即ちD及びλから、一方では開始溶融温度Tmiより低く、しかし、他方では、必要な熱処理窓にあるために十分高い、溶体化焼鈍温度T1にて部品が保持されなければならない所要時間tが計算され、それにともなって、この最も拡散の遅い元素のミクロ偏析が5以下に減少される。この計算された時間tは、本実施例において1290~1310°Cの溶体化焼鈍温度T1にて4~6時間である。時間tは、以下の式により算出することができる:式中、λ=デンドライトアーム間隔D=拡散係数本実施例におけるNi中へのRhの拡散係数δ=ミクロ偏析の大きさここでは:5の残留偏析率において0.05図1には、上記の超合金からの単結晶部品を製造するための、鋳造プロセスに続く処理法の時間-温度図が概略的に示されている。それにより、鋳造された部品の溶体化焼鈍方法工程Dは、本実施例において、1290~1310°Cの上記した溶体化焼鈍温度T1への部品の加熱、この温度での上で計算された時間t4~6時間tによる保持及び50°C/分以上の速度v1による溶体化焼鈍温度T1から室温への迅速な急冷を包含し、該急冷後に、非常に微細な均一に分布したγ粒子がγマトリックス中で得られるこの組織の概略図は図2を参照されたい。有利なのは、70°C/分より大きい急冷速度であり、なぜなら、その時にγマトリックス中で極めて微細な均一に分布したγ粒子を有する組織が得られるからである。本発明により、溶体化焼鈍後に、T1と比較してそのつどより低い温度T2及びT3でγ相を析出するための2段階の析出処理が実施され方法工程E、その際、析出処理の第1の段階では、160MPaより大きい圧力p及び50°C/分以上の冷却速度v2によるHIP法が適用される。HIP法の最終温度は、本実施例において、1150°Cであり、保持時間は4~6時間である。HIPプロセスの間にかけられた最終圧力は比較的高く、それは組織の中の不均質性によって引き起こされる内部応力より高い。好ましくは、この方法工程によって、一方では、組織中に場合によっては存在するミクロポロシティが閉じられ、他方では、溶体化焼鈍T1から室温への急激な冷却によって、もしくは組織中に場合によっては存在する残留不均質性によって引き起こされる応力が除去される。それによって、すでに言及した立方晶γ粒子がγマトリックス中で形成されることで、γ相の一方向ラフト形成が防止される。HIP処理工程後に存在する組織は、γマトリックス中での微細な均一に分布した立方晶γ粒子から成り、概略的に<001>配向において図2bに示されている。方法工程Dの第1の段階の実現は、複数の変形法において可能である。HIPプロセスのための相応する時間-温度図もしくは圧力-時間図は、図3a~3cに略図されている。第1の、図3aで示される変形法の場合、温度及び圧力は時間に依存してほぼ一致しており、即ち、温度T2及び等方圧p160MPa超え、つまり最終的な等方圧に達するまで、加熱段階の間に、部品に作用する等方圧pのみならず温度Tも時間とともに直線的に上昇する。特定の時間にわたってこれらのパラメータで保持した後に、再び2つのパラメータにて時間に依存して値は直線的に減少する。図3aと比較して、図3bで示される変形法の場合、段階をずらして方法工程Dの第1の段階の開始時に直ちに最終的な等方圧が突如かけられ、かつ加熱段階の間も一定に保たれる。この場合、他の全てのパラメータは図3aと同じである。結論として、さらなる変形法において、方法工程Dの第1の段階、即ち、図3cに示されているようなHIPプロセスを実施することも可能である。この場合、最終的な等方圧pが、再び加熱段階の開始時に突如かけられ、全体の加熱段階、T2での保持段階及び付加的に全体の冷却段階にわたっても一定に保たれる。部品が室温をとった時に初めて、等方圧負荷が突如取り去られる。3つの全ての変形法により、好ましくはラフト形成が防止される。引き続き、該方法の最後の工程として、部品の析出熱処理のさらなる段階が実施される。本実施例により、その際、単結晶部品/一方向凝固部品は870°Cの温度T3に加熱され、この温度T3で16~20時間のあいだ保たれ、その後、約50°C/分の冷却速度v3で室温に冷却される。この最後の処理工程後に形成された本発明による最終的な組織は、概略的に図2cで<001>配向で示されている。本発明による方法により、なかでも、該組織におけるデンドライト領域とデンドライト間領域との間の化学的な不均質性が除去され、それによってγ相の局所的なラフト形成の傾向が減少するかもしくは防止され本実施例では、ガスタービン翼の冷却ダクト内でγ相のラフト形成を防止することができた、ひいては部品の特性、殊に低サイクル疲労特性が改善される。