"適用温度650°Cまでの高温用途向けの焼きもどしマルテンサイト系耐熱鋼の製造方法であって、前記鋼が、重量で、-8.5~12のCr、-0.13までのC、-0.5までのSi、-2.0までのW、-3.0までのCo、-2までのCu、-0.8までのMn、-1.0までのMo、-0.7までのNi、-0.04までのAl、-0.001~0.015のB、-0.005~0.07のN、-0.25までのV、-0.01~0.09までのNb及び/又は0.01~0.14までのTaの少なくとも一方、-残部鉄及び不可避な不純物を含んでなり、MC、N及び/又はM2C、N-型のナノスケール浸炭窒化物の形成を容易にし、M23C、B6析出物の画分を減少させるために、C:N比は1.3未満であり、前記方法が、下記の工程、すなわち-オーステナイト範囲にある前記鋼をデルタ-フェライトへの変態点未満の温度で溶体化処理し、窒化ホウ素及び浸炭窒化物を包含する実質的に全ての析出物を溶解させ、それによって析出元素を固溶体にすること、-溶体化処理の後、前記鋼を急冷し、実質的に完全なマルテンサイト系マトリックスを形成し、冷却による析出を抑制すること、-急冷後、前記適用温度より10~50°C高い温度で、一回以上の焼きもどし処理で前記鋼を焼きもどし、ナノ-スケール粒子MC、N又はM2C、N粒子、又はそれらの混合物を析出させることを含んでなる、方法。-前記溶体化処理を1150°C~1250°Cで行う、及び/又は-前記急冷を油中で行う、請求項1に記載の方法。前記鋼が、-8.5~11のCr、及び/又は-1.0~2.0のW、及び/又は-Cr≧10の場合、1~2のCo、及び/又は-1.5までのCu、及び/又は-0.6までのMn、及び/又は-0.8までのMo、及び/又は-0.5までのNi、及び/又は-0.15~0.25のV、及び/又は-0.03~0.09のNb、及び/又は-0.05~0.12のTa、及び/又は-C:N<1.3を含んでなる、請求項1または2に記載の方法。前記鋼が、-8.5~9.5のCr、及び/又は-0.07~0.13のC、及び/又は-1.5~2.0のW、及び/又は-0.30~0.60のMn、及び/又は-0.3~0.6のMo、及び/又は-0.4までのNi、及び/又は-0.001~0.006のB、及び/又は-0.03~0.07のN、及び/又は-0.18~0.25のV、及び/又は-0.04~0.07のNbを含んでなる、請求項1~3のいずれか一項に記載の方法。前記焼きもどし処理が、少なくとも2度の別個の熱処理を含んでなる、請求項1~4のいずれか一項に記載の方法。前記少なくとも2度の別個の熱処理を、実質的に同じ焼きもどし温度で、実質的に同じ時間行う、請求項5に記載の方法。前記焼きもどし温度にある時間が1~5時間、好ましくは2~4時間である、請求項5または6に記載の方法。前記少なくとも2度の別個の熱処理の中の、1度目を500°Cから適用温度より10°C高い温度範囲で行い、2度目又はその後の処理を適用温度よりも10~50°C高い温度範囲で行う、請求項5に記載の方法。高温用途向けの焼きもどしマルテンサイト系耐熱鋼であって、前記鋼が、重量で、-8.5~11.0のCr、-0.13までのC、-0.5までのSi、-2.0までのW、-3.0までのCo、-2までのCu、-0.8までのMn、-1.0までのMo、-0.5までのNi、-0.04までのAl、-0.001~0.015のB、-0.005~0.07のN、-0.25までのV、-0.09までのNb及び/又は0.14までのTaの少なくとも一方、-残部鉄及び不可避な不純物を含んでなり、MC、N及び/又はM2C、N-型のナノスケール浸炭窒化物の形成を容易にし、M23C、B6析出物の画分を減少させるために、C:N比は1.3未満であり、前記方法が、下記の工程、すなわち-オーステナイト範囲にある前記鋼をデルタ-フェライトへの変態点未満の温度で溶体化処理し、窒化ホウ素及び浸炭窒化物を包含する実質的に全ての析出物を溶解させ、それによって析出元素を固溶体にすること、-溶体化処理の後、前記鋼を急冷し、実質的に完全なマルテンサイト系マトリックスを形成し、冷却による析出を抑制すること、-急冷後、前記適用温度より10~50°C高い温度で、一回以上の焼きもどし処理で鋼を焼きもどし、ナノ-スケール粒子MC、N又はM2C、N粒子、又はそれらの混合物を析出させることを含んでなり、焼きもどし後の前記鋼の微細構造が、最大70nmサイズのMC、N及び/又はM2C、N型を有する粒子内析出物を含んでなり、Mが、Nb、V、Ta又はCrの1種以上であり、焼きもどし後の前記鋼の微細構造が、M23C、B6析出物を含んでなり、Mが、ラス、ブロック、パケット及び/又は旧オーステナイト粒界上に主としてCr及びFeから構成される、焼きもどしマルテンサイト耐熱鋼。前記MC、N及び/又はM2C、N析出物のサイズが10~70nm、好ましくは10~50nm、より好ましくは10~30nmである、請求項8に記載の鋼。Ta及びVの両方が、合金化元素として存在する、請求項8または9に記載の鋼。高温用途向けの構成部品、例えばタービンブレード又はケーシング、ボルト及びボイラーチューブ、発電装置における熱交換器又は他の素子、の製造に使用する、請求項8~11のいずれか一項に記載の鋼。650°Cまでの適用温度で使用する、請求項8~12のいずれか一項に記載の鋼。本発明の一実施態様では、少なくとも620°C、好ましくは620~650°Cの適用温度における高温用途向け焼きもどしマルテンサイト系耐熱鋼の製造方法を提供する。本発明により、焼きもどし処理は、意図する適用温度より10~50°C高い温度範囲内で行う。650°Cの使用又は適用温度には、焼きもどし処理は、660~700°Cで行う。意図する適用温度とは、耐熱鋼を使用する操作温度を意味する。本発明の一実施態様では、溶体化処理は、1150°C~1250°Cで行う。これらの温度は、M23C、B6を完全に溶解させ、M2C、N粒子の大多数を溶解させる。溶体化処理後の急冷は、溶解した元素が固溶体中に確実に残るように、及び十分なマルテンサイト系微細構造が確実に形成されるように、できるだけ急速に行うべきである。急冷は、好ましくは油中で行う。一実施態様では、油は外界温度である。しかし、急冷は、マルテンサイト系微細構造が得られ、溶解した元素が固溶体中に残り、急冷の結果として生じた応力が危険なレベルを超えず、ゆがみや亀裂が生じない限り、他の手段、例えば強制空気、高温霧又は高温水、によっても行うことができる。好ましい実施態様では、焼きもどし処理は、少なくとも2度の焼きもどし処理で行い、より好ましくは、少なくとも2度の別個の熱処理を、実質的に同じ焼きもどし温度で、実質的に同じ時間行う。好ましくは、その焼きもどし温度にある時間は1~5時間、好ましくは2~4時間である。焼きもどし処理への再加熱は、好ましくない反応が再加熱の際に起きないように、できるだけ急速に行うべきであることは明らかである。少なくとも2度の焼きもどし処理のための異なった焼きもどし温度を、適用温度又は使用温度より10~50°C上の範囲で選択することにより、クリープ耐性を支配する析出物の組成及びサイズ分布を非常に効果的に、信頼性良く制御することができる。本発明の一実施態様では、少なくとも2度の別個の熱処理の中の、1度目を500°Cから適用温度より10°C高い温度範囲で行い、2度目又はその後の処理を適用温度よりも10~50°C高い温度範囲で行う方法を提供する。これによって、析出物のさらに細かい分散が得られる。後者のより高い温度の焼きもどしは、特に、溶接後の応力除去処理が必要な場合に関連する。適用温度650°Cに関する一例として、焼きもどしは、第一工程を500~660°Cで、第二工程を660~700°Cで行うことができる。好ましい実施態様では、鋼は、-1.0~2.0のW、及び/又は-Cr≧10の場合、1~2のCo、及び/又は-1.5までのCu、及び/又は-0.6までのMn、及び/又は-0.8までのMo、及び/又は-0.5までのNi、及び/又は-0.15~0.25のV、及び/又は-0.03~0.09のNb、及び/又は-0.05~0.12のTa、及び/又は-C:N<1.2を含んでなる。注意すべきは、用語及び/又はは、本説明又は請求項で使用する場合、好ましい範囲又は処理条件の一つ以上又は全てを適用できるという意味で解釈する必要がある。好ましい実施態様では、鋼は、-8.5~9.5のCr、及び/又は-0.07~0.13のC、及び/又は-1.5~2.0のW、及び/又は-0.30~0.60のMn、及び/又は-0.3~0.6のMo、及び/又は-0.4までのNi、及び/又は-0.001~0.006のB、及び/又は-0.03~0.07のN、及び/又は-0.18~0.25のV、及び/又は-0.04~0.07のNbを含んでなる。本発明の第二の態様で、上記の化学組成を有し、上記の方法によって製造した、高温用途向けの焼きもどしマルテンサイト系耐熱鋼を提供するが、焼きもどし後の鋼の微細構造が、最大70nmサイズのMC、N及び/又はM2C、N型を有する粒子内析出物を含んでなり、Mは、Nb、V、Ta又はCrの1種以上であり、焼きもどし後の鋼の微細構造が、M23C、B6析出物を含んでなり、Mは、ラス、ブロック、パケット及び/又は旧オーステナイト粒界上に主としてCr及びFeから構成される。一実施態様では、MC、N及び/又はM2C、N析出物は、サイズが少なくとも1nmで、最大70nm、好ましくは最大50nm、より好ましくは最大30nmである。一実施態様では、MC、N及び/又はM2C、N析出物は、サイズが10~70nm、より好ましくは10~50nm、さらに好ましくは10~30nmである。好ましい実施態様では、Ta及びVの両方は、合金化元素として存在する。好ましい実施態様では、本発明の鋼は、650°Cまでの適用温度で使用する、高温用途向けの構成部品、例えばタービンブレード又はケーシング、ボルト及びボイラーチューブ、発電装置における熱交換器又は他の素子、の製造に使用する。本発明の好ましい実施態様では、鋼のC:N比は1.2未満である。ここで、好ましい実施態様を化学的組成に関して説明する。Crレベルは、蒸気酸化及び耐食性に対する適用温度により選択すべきである。推奨されるCrレベルは9.0~11.0である。Coは、所望により、高い溶体化処理温度でδ-フェライトの形成を回避するためにのみ加え、析出物を溶解させる温度でこの相が形成される危険性が無い場合には、必要ない。9.0のCrを含む鋼には、コバルトを添加する必要は無い。10.0~11.0のCrにはCoの添加が推奨され、Coの推奨される量は1.5である。好適な最大含有量は2である。Cuは、所望により、ラーベスLaves相の形態に影響を及ぼし、Coと同様にデルタ-フェライトの形成を回避するために加える。10.0~11.0のCrには、Cuの推奨される量は1.5であり、9.0のCrには、この添加量は低くすることができる。Mn及びNiは、Coと同様にデルタ-フェライトの形成を回避するために添加する。推奨されるレベルは、0.5未満のMn及び0.6までのNiである。Ni及びMnの効果から有益性を得るには、一方又は両方の元素に最少量0.1が好ましい。好適な最少Siレベルは0.1、好ましくは少なくとも0.15である。W及びMoは、固溶体強化のために添加する。タングステンは、さらにM23C、B6を安定化させる。推奨される組合せは、1.5のW及び0.5のMoである。好適な最少W含有量は0.5である。C:N比は、窒素濃度が高いMC、N又はM2C、N粒子を形成し易くし、M23C、B6画分を少なくするために、低くすべきである。好ましいC及びN含有量の例は、0.073C及び0.065N、0.02C及び0.06Nである。V及びNb又はV及びTa又はV、Nb、Taの組合せは、ナノ-スケール粒子にとって重要である。好ましいV及びNb又はTa含有量の例は、0.18~0.25V及び0.04~0.07Nb又は0.07~0.12Taである。Bの添加は、M23C、B6析出物の安定化にとって重要である。溶体化処理の際、固溶体中のホウ素を最大にするために、B:N比を最適化することが不可欠である。溶体化処理中にMX又はM2X粒子を溶解させることも重要である。これらの粒子で、M=V、Nb、Ta、Cr又はそれらの混合物及びX=N及び/又はCである。従って溶体化処理温度は、できるだけ高くすべきであるが、デルタ-フェライトの形成を起こしてはならない。溶体化処理温度の推奨される範囲は、1150~1250°Cである。適用温度より50°Cまで高い低温焼きもどしの使用により、ナノ-スケールMC、N又はM2C、N粒子の非常に細かい分散が得られる。焼きもどしは、1又は2以上の、好ましくは1または2工程で、適用温度より50°Cまで高い、同じ又は異なった温度で行うべきである。推奨される温度は、特に適用温度より10~50°C高い温度であるが、これらの温度が、ナノ-スケールMXC、N又はM2C、N粒子の細かい分散に特に好ましいと考えられるためである。低温焼きもどしは、MC、NよりM2C、Nの形成に有利であるとも考えられている。ここで、本発明を下記の、本発明を制限しない例を使用してさらに説明する。鋼92材料の空気誘導メルト50kgを製造した鋼A。第二の、高窒素及び低炭素含有量のキャスト60kgを真空誘導融解により製造した鋼B。さらに2種類のキャスト鋼C及びD各50kgも、真空誘導融解により製造した。キャストC及びDは、MC、N及び/又はM2C、N粒子を形成するのに有利な最低C:N比を有する。化学分析を表1に示す。インゴットを50mm正方形の棒に鍛造し、次いで19mm直径の丸棒に圧延し、試験試料を製造した。鋼Aから得た試料は、表2に示すように、標準熱処理、又は1150°Cの高い溶体化処理温度及び660°Cの低い焼きもどし温度が関与する処理にかけた。PWHTの効果を研究するために、標準及び本発明の処理による試料を、740°Cで1時間の模擬PWHTとそれに続く空気冷却を行った。鋼Bに関しては、低温焼きもどし処理及び1150°C及び1200°Cの2種類の溶体化処理で試料を調製した。鋼C及びDは、表3に示す処理を行った。温度範囲600~675°Cにおける普通及び切欠き応力破断試験をBSEN10291:2000により行った。鋼92Aに対する応力破断結果は、表4及び5に示すbは破断試料を、ubは破断しなかった試料を表す。試験は、600~675°Cで、1,000~30,000時間の目標寿命を与えるように設計した応力で行った。標準熱処理のほとんどの場合、合金は目標寿命の近くで破断した。しかし、より長い目標持続時間及びより高い温度で、実際の寿命は意図したよりも短かった。本発明の熱処理は、標準処理を行った材料と比較して、クリープ寿命が劇的に改良された。目標寿命は、一般的に大きな余裕をもって超えているが、改良は、温度増加と共に減少した。高窒素鋼Bに関する600及び650°Cにおける応力破断データを、低温焼きもどし及び1150及び1200°Cにおける2度の溶体化処理を受けた材料に対して、表6に示す。性能を、低温焼きもどし及び標準処理を行った従来組成物と比較する。高窒素-低炭素鋼Bは、従来組成の鋼92鋼Aよりも性能が優れている。最良の特性は、高い溶体化処理温度1200°Cを使用して得られた。650°C及び92MPaで、本発明の熱処理を行った鋼Aは、10,000時間の目標に対して12,089時間で破断した。1200°Cの溶体化処理を受けた高窒素鋼Bは、27,908時間後に破断し、鋼Bは、鋼Aよりもファクター2だけ優れている。従来の熱処理を行った鋼92鋼Aに関して、675°Cにおける試験は、目標とする寿命未満で破断した。より優れた性能は、同じ鋼だが、より高い溶体化処理及びより低い焼きもどし温度で処理したもので達成されている。しかし、この温度及び応力レベルにおける最良のクリープ寿命は、従来熱処理よりも、やはり高い溶体化処理及び低い焼きもどし温度を受けた鋼C及びD鋼Bは試験しなかったで達成された。目標寿命は、7のファクターまで超えている。650°C/122MPaにおける目標寿命は、鋼Bの場合に、7~8のファクターだけ超えている。本発明の熱処理による新規な鋼に対する650°Cにおける応力破断試験は、特に鋼B及びCに関して、優れた結果を立証している。鋼Aに対する切欠き特性を査定する試験結果は、切欠き特性が、普通特性と同等もしくはそれを超えていることを示している。PWHTの影響は、PWHT表7が従来通りに熱処理した材料に対して、焼きもどし及びPWHT温度が類似していることから、ほとんど影響しないことを示している。両方の鋼に対して、本発明の熱処理を行った材料は、通常通りに熱処理した材料に対する基底値を超えている。これらの結果は、740°CPWHTが、クリープ寿命を、非PWHT値の63~76に下げたが、それでも鋼Aの場合の標準熱処理と比較して、170の改良を示している。焼きもどしした状態における試料の微細構造を分析し、その結果を図1~4に示す。図1及び2は、鋼CA4-T2試料1200°Cで溶体化し、油中で急冷し、660°C/3hAC660°C/3hACで焼きもどしに形成された非常に細かいM2C、N及びMC、N析出物を含んでなる微細構造の例を示す。"