Изобретение относится к металлургии сплавов, а именно к производству жаропрочных сплавов на основе никеля, используемых для изготовления методами направленной кристаллизации и монокристального литья деталей, например лопаток газовой турбины, работающих длительно при высоких температурах (1000-1100oC). Известен никелевый жаропрочный сплав для монокристального литья [1] состава, мас.%: Хром - 7-13 Кобальт - 2-15 Титан - 0,2-5 Алюминий - 4,5-6,7 Вольфрам - 7-12 Ниобий - 0-1 Молибден - 0-1 Тантал - 1,5-5 Гафний - 0-2 Углерод - 0,015-0,05 Бор - 0-0,01 Цирконий - 0-0,05 Никель - Остальное Известный сплав обладает недостаточной жаропрочностью: при температуре 1040oC и напряжении 128 МПа долговечность (время до разрушения) сплава составляет 325 ч. Известен никелевый жаропрочный сплав для монокристального литья [2 состава, мас.%] Хром - 5,8-6,8 Кобальт - 0,1-6 Алюминий - 5-5,8 Вольфрам - 6-7,8 Ниобий - 0,05-0,5 Молибден - 3,5-4,8 Тантал - 6-7,8 Церий - 0,002-0,02 Иттрий - 0,002-0,02 Лантан - 0,002-0,02 Никель - Остальное при соблюдении условия: 10,5 (1/2W+1/2Ta+Mo+Nb) 11,5 Недостатком известного сплава является склонность к образованию на поверхности монокристаллической отливки, получаемой методом направленной кристаллизации с высоким температурным градиентом, ростовых дефектов типа "полосчатость", ухудшающих технологические характеристики деталей в процессе их термической обработки. Наиболее близким аналогом, взятым за прототип, является никелевый жаропрочный сплав для направленной кристаллизации [3]. Жаропрочный сплав на основе никеля содержит углерод, хром, кобальт, молибден, вольфрам, титан алюминий, тантал, гафний, бор, цирконий, рений при следующем соотношении указанных выше компонентов, мас.%: Углерод - 0,05-0,09 Хром - 5,5-7,0 Кобальт - 9,0-9,5 Молибден - 0,30-0,70 Вольфрам - 8,0-9,0 Титан - 0,5-0,9 Алюминий - 5,5-6,0 Тантал - 3,0-4,0 Гафний - 1,2-1,8 Бор - 0,010-0,024 Цирконий - 0,004-0,010 Рений - 2,8-3,1 Никель - Остальное Однако вышеуказанный сплав обладает склонностью при затвердевании к выделению монокарбидов MeC в пластинчатой форме из-за пониженной температуры их образования. Наличие в структуре сплава MeC - карбидов пластинчатой формы, дополнительно содержащих повышенное количество титана и вольфрама, приводит к фазовой нестабильности при длительном воздействии рабочих температур и напряжений, проявляющейся в образовании в объеме и на поверхности деталей под защитным покрытием вредных -карбидов типа Me6C в результате протекания твердофазной реакции MeC + _ Me6C + . Образовавшиеся карбидные (типа Me6C) частицы имеют игольчатую форму и служат источником зарождения и распространения трещин. Кроме того, эти выделения оказывают косвенное отрицательное влияние на упрочнение сплава: связывая легирующие элементы вольфрам, рений, молибден, хром и др., которые входили бы в состав -твердого раствора и -фазы, они, тем самым, их ослабляют. К недостаткам сплава следует также отнести повышенное до 1,8% содержание гафния, который, сегрегируя в междендритные области, понижает температуру солидуса сплава и увеличивает склонность деталей из этого сплава к локальному оплавлению междендритных областей при термической обработке на твердый раствор из-за образования избыточных фаз типа Ni5Hf с низкой температурой плавления. В связи с этим сплав обладает недостаточной технологичностью при термической обработке и недостаточно высокими характеристиками жаропрочности в интервале 1000-1100oC, соответствующих рабочим температурам пера лопатки современных газотурбинных двигателей. Сплав имеет следующие характеристики жаропрочности: при температуре 982oC и напряжении = 172 МПа долговечность сплава = 442,0 ч; при температуре 1038oC и = 138 МПа = 161,5 ч. Технической задачей предлагаемого изобретения является устранение вышеуказанных недостатков, а именно улучшение технологических и жаропрочных характеристик сплава. Для этого в никелевый жаропрочный сплав для направленной кристаллизации, содержащий углерод, хром, кобальт, вольфрам, молибден, алюминий, тантал, рений, бор дополнительно введены ниобий, церий, иттрий, лантан и неодим при следующем соотношение компонентов, мас.%: Углерод - 0,05-0,12 Хром - 5,0-6,0 Кобальт - 8,0-10,0 Вольфрам - 6,5-7,5 Молибден - 0,8-1,5 Алюминий - 5,5-6,0 Тантал - 4,4-5,4 Рений - 3,8-4,6 Бор - 0,001-0,02 Ниобий - 0,6-1,0 Церий - 0,005-0,10 Иттрий - 0,0001-0,002 Лантан - 0,001-0,05 Неодим - 0,0005-0,01 Никель - Остальное при соблюдении условия: 9,5 (1/2W+1/2Re+1/2Ta+Mo+Nb) 10,5. Введение в состав сплава церия, иттрия, лантана, неодима, ниобия и отсутствие титана приводит к повышению температуры образования монокарбидов MeC и устранению образования MeC-карбидных частиц в пластинчатой форме, что уменьшает склонность сплава к твердофазной реакции типа MeC + _ Me6C + . при длительном воздействии высоких температур. В результате повышается долговечность сплава. Кроме того, отсутствие гафния, одновременная корректировка химического состава и выполнение условия 9,5 (1/2W+1/2Re+1/2Ta+Mo+Nb) 10,5 приводят к повышению температуры солидуса сплава и устранению образования избыточных фаз типа Ni5Hf с низкой температурой плавления, что улучшает технологичность сплава при термической обработке на твердый раствор и также способствует повышению высокотемпературной долговечности сплава. В металлургии жаропрочных никелевых сплавов известна положительная роль микролегирования редкоземельными металлами (РЗМ), заключающаяся в повышении когезивной прочности границ зерен и фаз и снижении диффузионной подвижности атомов по внутренним поверхностям раздела в раскислении и модифицировании расплавов. Однако в данном случае при указанном соотношении компонентов легирование церием, иттрием, лантаном и неодимом никелевого жаропрочного сплава для направленной кристаллизации используется для устранения образования при затвердевании пластинчатых монокарбидов MeC в связи с более предпочтительным образованием в расплаве перед фронтом кристаллизации соединений на основе этих РЗМ с примесями (например, серы, кислорода и др.) в виде тонкодисперсных частиц. Образование сульфидов, оксисульфидов и др. соединений РЗМ с примесями обусловлено тем, что в процессе затвердевания растворенные в расплаве редкоземельные металлы и примеси накапливаются перед движущимся фронтом кристаллизации из-за весьма низких коэффициентов распределения (К = 0,01... 0,001), достигая при этом в междендритных областях необходимых концентраций. Образовавшиеся соединения РЗМ при затвердевании сплава служат подложками для гетерогенного зарождения монокарбидов MeC. В результате повышается температура образования монокарбидов MeC и устраняется, тем самым, выделение MeC-карбидных частиц в пластинчатой форме, что способствует увеличению высокотемпературной долговечности сплава. Это подтверждает существенное отличие предложенного технического решения от известных. Пример осуществления. Для проверки были выплавлены (Тплавки = 1580-1650oC) в вакуумной индукционной печи ВИАМ-1635 семь сплавов предлагаемого состава и один сплав состава, взятого за прототип (масса металла каждого сплава составляла 8 кг). Затем эти сплавы переплавляли по серийной технологии в промышленной установке для направленной кристаллизации УВНК-8П (режим кристаллизации: температура верхнего нагревателя 1530-1540oC, температура нижнего нагревателя 1580-1620oC, скорость вытягивания формы - 10 мм/мин) с получением слитков (диаметр 16, длина 200 мм) со столбчатой и монокристаллической структурами с осевой ориентацией, близкой к кристаллографическому направлению роста "001". Из направленно закристаллизованных слитков изготавливали образцы для дифференциального термического анализа (скорость охлаждения и нагрева образца - 10oC/мин), по результатам которого определяли температуру солидуса сплава и температуру образования MeC-карбидов при затвердевании. Далее из этих же слитков изготавливали образцы (длина 70 мм, рабочая база 25 мм, рабочий диаметр 5 мм) для испытаний на долговечность (длительное одноосное растяжение) при высоких температурах. Испытания образцов проводили при температурах 1000, 1100oC и напряжениях 180 и 78 МПа соответственно. Содержание компонентов (мас.%) в сплавах и характеристики сплавов приведены в табл. 1 и 2 соответственно. Как видно из табл. 2, предлагаемый сплав имеет большую температуру образования монокарбида MeC при затвердевании и большую температуру солидуса, т. е. имеет лучшие технологические характеристики, чем сплав, взятый за прототип. Вследствие чего, отливки со столбчатой и монокристаллической структур, полученные из предлагаемого сплава, практически не содержат MeC-карбиды в пластинчатой форме. Кроме того, значение (Md)-параметра, характеризующего фазовую стабильность жаропрочных никелевых сплавов, для -твердого раствора предлагаемого сплава меньше критического, равного 0,930, что свидетельствует об отсутствии склонности предлагаемого сплава к выделению ТПУ-фаз. В результате долговечность предлагаемого сплава при испытаниях на длительную прочность при температуре 1000oC и напряжении 180 МПа повышается на 50%, при температуре 1100oC и напряжении 78 МПа - в 1,5-2 раза по сравнению со сплавом, взятым за прототип. Таким образом, предлагаемый сплав значительно превосходит известный сплав по долговечности, что позволяет рекомендовать этот сплав для направленной кристаллизации и монокристального литья лопаток газовых турбин, к которым предъявляются повышенные требования к длительному ресурсу при высоких температурах. Источники информации 1. Патент Великобритании N 2071695, Int. C1.3 C 22 C 19/03. 1981. 2. Патент РФ N 1776076, МКИ C 22 C 19/05. 1990. 3. Патент США N 5069873, Int. Cl.5 C 22 C 19/05, C 22 F 3/00. 1991.