"質量で、C:0.05~0.2、Si:0.1以下、Mn:0.15以下、Ni:0.05~1、Cr:8~10、Mo:0.05~1、V:0.01~0.05、Co:0.5~5、W:1~3、N:0.006~0.012、B:0.003~0.03、NbTaいずれか一方のみの場合も含む:0.15~0.5、残部がFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐熱鋼。質量で、C:0.09~0.17、Cr:8~9.2、V:0.01~0.025、N:0.006~0.01、NbTaいずれか一方のみの場合も含む:0.21~0.3であることを特徴とする請求項1記載の耐熱鋼。請求項1または2記載の耐熱鋼を用いて、少なくとも所定部位が作製されたことを特徴とする蒸気タービン構成部品。しかしながら、長時間クリープ破断寿命が、温度加速クリープ試験条件による比較的短時間のクリープ破断寿命から推定される長時間クリープ破断寿命よりも短時間となる現象折れ曲がり現象または屈曲現象と呼ばれているが最近の耐熱鋼研究の中で指摘されている。MX相、M2X相は、クリープ破断強度の向上に有効であるが、これらの構成元素を消費しながら成長するZ相の析出により、クリープ破断強度が低下するという問題がある。ここで、Z相とは、Cr、Nb、Vの複合窒化物である。本発明が解決しようとする課題は、Z相の析出を抑制し、クリープ破断強度の向上を図ることができる耐熱鋼、およびこの耐熱鋼で構成された蒸気タービン構成部品を提供することである。実施形態の耐熱鋼は、質量で、C:0.05~0.2、Si:0.1以下、Mn:0.15以下、Ni:0.05~1、Cr:8~10、Mo:0.05~1、V:0.01~0.05、Co:0.5~5、W:1~3、N:0.006~0.012、B:0.003~0.03、NbTaいずれか一方のみの場合も含む:0.15~0.5、残部がFeおよび不可避的不純物からなる。本発明に係る耐熱鋼および蒸気タービン構成部品によれば、Z相の析出を抑制し、クリープ破断強度の向上を図ることができる。実施の形態の耐熱鋼においては、MX相、M2X相の構成元素を消費しながら成長するZ相の析出を抑制することで、クリープ破断強度の向上を図っている。そこで、本実施の形態では、Z相の析出を抑制する組成成分として、特にV、N、Nbに着目し、これらの含有率を次に示す熱力学計算に基づいて定めた。なお、次に示すのは、V、N、Nbの含有率を定めるための熱力学計算結果の一部である。図1は、実施の形態の耐熱鋼の組成成分範囲を定めるための熱力学計算結果である、Nの含有率とZ相の質量分率との関係を示す図である。これらの関係は、熱力学計算ソフトウェアThermocalc、サーモカルク社製品によって求めた。なお、熱力学計算における温度条件を600°Cとした。また、ここでは、質量で、Cを0.1、Siを0.05、Mnを0.1、Niを0.2、Crを9.9、Moを0.6、Vを0.03、Coを3、Wを1.8、Bを0.01、Nbを0.3含有し、Nの含有率を変化させ、残部をFeとした。図2は、実施の形態の耐熱鋼の組成成分範囲を定めるための熱力学計算結果である、Vの含有率が0.02質量の場合におけるNbの含有率とZ相の質量分率との関係を示す図である。図3は、実施の形態の耐熱鋼の組成成分範囲を定めるための熱力学計算結果である、Vの含有率が0.2質量の場合におけるNbの含有率とZ相の質量分率との関係を示す図である。これらの関係も、上記した熱力学計算ソフトウェアによって求めた。なお、熱力学計算における温度条件を600°Cとした。また、ここでは、質量で、Cを0.1、Siを0.05、Mnを0.1、Niを0.2、Crを9.9、Moを0.6、Vを0.02または0.2、Coを3、Wを1.8、Bを0.01、Nを0.01含有し、Nbの含有率を変化させ、残部をFeとした。ここで、上記した熱力学計算ソフトウェアThermocalc、サーモカルク社製品は、CALPHAD法に基づく汎用的な熱力学平衡計算ツールであり、事実上の標準ソフトウェアとして広く使用されている。図1に示すように、Nの質量分率の低下に伴い、Z相の質量分率が低下することがわかる。また、Vの含有率が0.02質量の場合、図2に示すように、Nbの質量分率が7×10-4未満Nbの含有率が0.07質量未満では、Nbの質量分率の増加に伴って、Z相の質量分率が増加し、Nbの質量分率が7×10-4以上Nbの含有率が0.07質量以上では、Nbの質量分率の増加に伴って、Z相の質量分率が低下している。一方、Vの含有率が0.2質量の場合、図3に示すように、Nbの質量分率が増加するに伴って、Z相の質量分率が単調に低下している。図2および図3の結果を比較すると、Nbの質量分率が7×10-4以上Nbの含有率が0.07質量以上の場合、Vの含有率が0.02質量のときの方が、Vの含有率が0.2質量のときよりも、Nbの質量分率の増加に伴いZ相の質量分率が急激に低下する。ここで、VとNbの双方を減少させることで、Z相の質量分率を低下させることも考えられるが、これらの元素は、クリープ破断強度の向上に有効なMX相の構成元素である。そのため、双方を低減させることは、クリープ破断強度の低下に繋がると予想される。そこで、上記した熱力学計算結果に基づいて、次に示す本発明に係る実施の形態における耐熱鋼を得た。本発明に係る実施の形態における耐熱鋼は、質量で、C:0.05~0.2、Si:0.1以下、Mn:0.15以下、Ni:0.05~1、Cr:8~10、Mo:0.05~1、V:0.01~0.05、Co:0.5~5、W:1~3、N:0.006~0.012、B:0.003~0.03、NbTaいずれか一方のみの場合も含む:0.15~0.5、残部がFeおよび不可避的不純物からなる。上記した実施の形態の耐熱鋼における各組成成分範囲の限定理由を説明する。なお、以下の説明において組成成分を表すは、特に明記しない限り質量とする。1C炭素Cは、焼入性を確保し、マルテンサイト変態を促進させるとともに、合金中のFe、Cr、MoなどとM23C6型の炭化物を形成したり、Nb、V、NなどとMX型炭窒化物を形成して、析出強化により高温クリープ強度を高めるために不可欠な元素である。Cは、耐力の向上にも寄与するとともに、δフェライトやBNの生成の抑制にも不可欠な元素である。これらの効果を発揮させるために、Cを0.05以上含有することが必要である。一方、Cの含有率が0.2を越えると、炭化物や炭窒化物の凝集や粗大化が起こりやすくなり、高温クリープ破断強度が低下する。そのため、Cの含有率を0.05~0.2とした。同様の理由により、Cの含有率を0.09~0.17とすることがさらに好ましい。2Siケイ素Siは、溶鋼の脱酸剤として有効な元素である。Siの含有率が0.1を超えると、鋼塊内部の偏析が増加するとともに、焼戻し脆化感受性が極めて高くなる。そして、切欠靭性が損なわれ、高温に長時間保持することにより、析出物形態の変化が助長され、靭性が経時劣化する。そのため、Siの含有率を0.1以下とした。また、溶鋼の脱酸剤としての効果を発揮させるために、Siを0.01以上含有することが好ましい。すなわち、好ましいSiの含有率を0.01~0.1とする。最近では真空カーボン脱酸法やエレクトロスラグ再溶解法が一般的に適用されるようになっており、必ずしもSiによる脱酸を実施する必要がなくなっている。この場合におけるSi含有率は、0.05以下に抑えることが可能である。そのため、さらに好ましいSiの含有率を0.01~0.05とする。3MnマンガンMnは、溶解時の脱酸剤や脱硫剤として有効であり、焼入性を高めて強度を向上させることにも有効な元素である。Mnの含有率が0.15を超えると、MnはSと結びついてMnSの非金属介在物を形成して、靭性を低下させるとともに、靭性の経時劣化を助長するとともに、高温クリープ破断強度を低下させる。そのため、Mnの含有率を0.15以下とした。また、溶解時の脱酸剤や脱硫剤としての効果を発揮させるために、Mnを0.01以上含有することが好ましい。すなわち、好ましいMnの含有率を0.01~0.15とする。最近では炉外精錬などの精錬技術により、S含有量の低減が容易となり、Mnを脱硫剤として添加する必要がなくなっている。この場合におけるMn含有率は、0.1以下に抑えることが可能である。そのため、さらに好ましいMnの含有率を0.01~0.1とする。4NiニッケルNiは、オーステナイト安定化元素であり、靭性向上に有効である。焼入性を増大させ、δフェライトの生成を抑制し、室温における強度や靭性を高めるためにも有効である。これらの効果を発揮させるために、Niを0.05以上含有することが必要である。一方、Niの含有率が1を超えると、炭化物やラーべス相の凝集や粗大化が助長され、高温クリープ破断強度を低下させたり、焼戻脆性を助長させる。そのため、Niの含有率を0.05~1とした。同様の理由により、Niの含有率を0.1~0.5とすることがさらに好ましい。5CrクロムCrは、耐酸化性および高温耐食性を高め、M23C6型炭化物やM2X型炭窒化物による析出強化により高温クリープ破断強度を高めるために必要不可欠の元素である。これらの効果を発揮させるために、Crを8以上含有することが必要である。一方、Crの含有量が高くなるにつれて、室温における引張強度や、短時間クリープ破断強度は強くなるが、その反面、長時間クリープ破断強度は低くなる傾向にある。これは、長時間クリープ破断寿命の屈曲現象の一因とも考えられている。また、Cr含有量が多くなると、長時間域でマルテンサイト組織の下部組織微細組織の顕著な変化が生じ、下部組織のサブグレイン化、結晶粒界近傍の析出物の顕著な凝集や粗大化、転位密度の顕著な減少などの微細組織の劣化が進む。これらの傾向は、Cr含有率が10を超えると急速に強まる。そのため、Crの含有率を8~10とした。同様の理由により、Crの含有率を8~9.2とすることがさらに好ましい。6MoモリブデンMoは、合金中に固溶してマトリックスを固溶強化させるとともに、微細炭窒化物や微細なラーベス相を生成して高温クリープ破断強度を向上させる。また、Moは、焼戻脆化の抑制にも有効な元素である。これらの効果を発揮させるために、Moを0.05以上含有することが必要である。一方、Moの含有率が1を超えると、δフェライトを生成して、靭性を著しく低下させるとともに、高温クリープ破断強度も低下させる。そのため、Moの含有率を0.05~1とした。同様の理由により、Moの含有率を0.2~0.8とすることがさらに好ましい。7VバナジウムVは、微細な炭化物や炭窒化物を形成して、高温クリープ破断強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を発揮させるために、Vを0.01以上含有することが必要である。一方、Vの含有率が0.05を超えると、Z相Cr、Nb、Vの複合窒化物の析出量が急激に増加し、長時間クリープ破断強度を低下させる。そのため、Vの含有率を0.01~0.05とした。同様の理由により、Vの含有率を0.01~0.025とすることがさらに好ましい。8CoコバルトCoは、δフェライトの生成を抑制、固溶強化により高温引張強度や高温クリープ破断強度を向上させる。これは、Coの添加によってAc1変態点がほとんど低下しないことによって、組織安定性を低下させずにδフェライトの生成を抑制できるためである。これらの効果を発揮させるために、Coを0.5以上含有することが必要である。一方、Coの含有率が5を超えると、延性や高温クリープ破断強度の低下が生じるとともに、製造コストが増加する。そのため、Coの含有率を0.5~5とした。同様の理由により、Coの含有率を0.5~4とすることがさらに好ましい。9WタングステンWは、M23C6型炭化物の凝集や粗大化を抑制する。また、Wは、合金中に固溶してマトリックスを固溶強化させ、ラス境界等にラーベス相を分散析出させ、高温引張強度や高温クリープ破断強度の向上に有効な元素である。これらの効果は、Moとの複合添加の場合に顕著である。これらの効果を発揮させるために、Wを1以上含有することが必要である。一方、Wの含有率が3を超えると、δフェライトや粗大なラーベス相が生成しやすくなり、延性や靭性が低下するとともに、高温クリープ破断強度も低下する。そのため、Wの含有率を1~3とした。同様の理由により、Wの含有率を1.5~2とすることがさらに好ましい。10N窒素Nは、C、Nb、Vなどと結びついて炭窒化物を形成し、高温クリープ破断強度を向上させる。Nの含有率が0.006未満では、十分な引張強度や高温クリープ破断強度を得ることができない。一方、Nは、Bとの結びつきが強く、Nの含有率が0.012を超えると、高温クリープ破断強度に有効な固溶Bの含有量が減少し、高温クリープ破断強度が低下する。また、Nは、Z相の主要構成元素であるため、Z相の析出量と密に関係しており、Nの含有率が0.012を超えると、Z相の過剰析出により屈曲現象を促進する。そのため、Nの含有率を0.006~0.012とした。同様の理由により、Nの含有率を0.006~0.01とすることがさらに好ましい。11NbニオブおよびTaタンタルNbおよびTaは、それぞれ一方のみ含有されてもよいし、双方を含有してもよい。Nbは、室温での引張強度の向上に有効であるとともに、微細炭化物や炭窒化物を形成し、高温クリープ破断強度を向上させる。また、Nbは、微細なNbC,Nを生成して結晶粒の微細化を促進し、靭性を向上させる。Nbの一部は、V炭窒化物と複合したMX型炭窒化物を析出して、高温クリープ破断強度を向上させる効果もある。また、NbにはZ相の析出を抑制する作用もあり、Nb含有率が0.15以上でZ相析出の抑制効果が大きく、さらに、この効果は、Vの含有率が0.05以下の場合に極めて顕著になる。このように、Vの含有率を減少させ、Nbの含有率を増加させることによる交互作用によってZ相析出を抑制する効果が顕著となる。一方、Nbの含有率が0.5を超えると、粗大な炭化物や炭窒化物が析出し、延性や靭性を低下させる。そのため、Nbの含有率を0.15~0.5とした。同様の理由により、Nbの含有率を0.21~0.3とすることがさらに好ましい。なお、上記ではNbのみ含有する場合について説明したが、Taは、Nbと非常によくい似た性質を有しており、Nbの一部または全部をTaで置換し、以上のような効果が得られる。そのため、Taのみ含有する場合においても、Taの含有率を0.15~0.5とし、さらに好ましい含有率を0.21~0.3とした。また、NbおよびTaの双方を含有する場合においても、NbおよびTaの合計の含有率NbTaを0.15~0.5とし、さらに好ましい含有率を0.21~0.3とした。12Bホウ素Bは、微量の添加で焼入性が増大し、靭性が向上する。また、Bは、オーステナイト結晶粒界およびその下部組織のマルテンサイトパケット、マルテンサイトブロック、マルテンサイトラス内の炭化物、炭窒化物およびラーベス相の凝集や粗大化を高温下で長時間に亘って抑制する効果を有している。さらに、Bは、WやNbなどと複合添加することによって、高温クリープ破断強度を向上させるのに有効な元素である。これらの効果を発揮させるために、Bを0.003以上含有することが必要である。一方、Bの含有率が0.03を超えると、BとNが結合してBN相が析出し、熱間加工性が損なわれたり、高温クリープ破断延性や靭性が大きく低下する。また、BN相の析出により、高温クリープ破断強度に有効な固溶Bの含有量が減少するため、高温クリープ破断強度が低下する。そのため、Bの含有率を0.003~0.03とした。同様の理由により、Bの含有率を0.005~0.015とすることがさらに好ましい。上記した組成成分範囲の耐熱鋼は、例えば、蒸気タービンの構成部品を構成する材料として好適である。蒸気タービンの構成部品として、例えば、タービンロータなどの鍛造部品などが挙げられる。また、タービンや蒸気弁のケーシングなどの鋳造部品などが挙げられる。上記した蒸気タービンの構成部品のすべての部位を上記した耐熱鋼で構成してもよいし、構成部品の一部の部位を上記した耐熱鋼で構成してもよい。また、上記した組成成分範囲の耐熱鋼では、Z相の析出が抑制されるため、長時間クリープ破断寿命の向上を図ることができる。そのため、この耐熱鋼を用いて、蒸気タービンの構成部品を構成することで、高温環境下においても高い信頼性を有する蒸気タービンの構成部品を提供することができる。i鍛造の場合ここで、実施の形態の耐熱鋼、およびこの耐熱鋼を用いて製造される蒸気タービンの構成部品鍛造品の製造方法について説明する。本実施の形態の耐熱鋼は、例えば、次のように製造される。上記した耐熱鋼を構成する組成成分を得るために必要な原材料を、アーク式電気炉、真空誘導電気炉などの溶解炉で溶解し、精錬、脱ガスを行う。その後、所定サイズの型に注湯し、時間をかけて凝固させ鋼塊を形成する。凝固が完了した鋼塊は、1100~1200°Cに加熱され鍛造処理が施され、その後、調質熱処理焼入処理および焼戻処理が施される。このような工程を経て、耐熱鋼が製造される。蒸気タービンのタービンロータなどの構成部品は、例えば、次のように製造される。まず、蒸気タービンの構成部品を構成する、上記した耐熱鋼を構成する組成成分を得るために必要な原材料を、アーク式電気炉、真空誘導電気炉などの溶解炉で溶解し、精錬、脱ガスを行う。その後、所定サイズの型に注湯し、時間をかけて凝固させ鋼塊を形成する。なお、真空環境中で注湯させる場合には、真空脱ガスが行われることから鋼塊中のガス成分がより低減化され、非金属介在物の低減にもつながる。凝固が完了した鋼塊は1100°C~1200°Cに加熱され、大型プレスにより構成部品の形状にまで鍛造処理熱間加工が行われる。鍛造処理後、調質熱処理焼入処理および焼戻処理が施される。このような工程を経て、蒸気タービンのタービンロータなどの構成部品が製造される。ここで、鍛造処理における加熱温度を1100°C~1200°Cの温度範囲とすることが好ましいのは、温度が1100°C未満では、材料の熱間加工性が十分に得られず、構成部品の中心部における鍛造効果が十分でなかったり、鍛造変形中に鍛造割れを発生させる原因となる可能性があり、温度が1200°Cを超えると、結晶粒の粗大化や結晶粒の不均一性が顕著になり、鍛造による変形が不均一になることや鍛造後に行われる調質熱処理の焼入処理時の結晶粒粗大化や不均一性の原因となるからである。ここで、調質熱処理について説明する。焼入処理焼入加熱によって、材料中に生成していた炭化物や炭窒化物のほとんどを、一旦マトリックス中に固溶させ、その後の焼戻処理によって炭化物や炭窒化物を微細均一にマトリックス中に析出させることによって、高温クリープ破断強度、クリープ破断延性や靭性を向上させることができる。焼入温度は、1040~1120°Cの温度範囲に設定されることが好ましい。焼入温度が1040°C未満では、鍛造過程までに析出している比較的粗大な炭化物や炭窒化物のマトリックスへの固溶が十分ではなく、その後の焼戻処理後においても粗大な未固溶炭化物や未固溶炭窒化物として残る。そのため、良好な、高温クリープ破断強度、延性および靭性を得ることが困難である。一方、焼入温度が1120°Cを超えると、オーステナイト相中にδフェライト相が生成するとともに、結晶粒が粗大化して延性や靭性が低下する。焼入処理において、焼入後、鍛造素材は、焼入マルテンサイト組織にするために、鍛造素材の中心部において50~300°C/時の冷却速度で冷却されることが好ましい。この範囲の冷却速度を得るための冷却方法として、例えば、油冷などを採用することができる。鍛造素材の中心部とは、例えば、鍛造素材がタービンロータなどの場合には、その中心軸上で、かつ軸方向の中央をいう。また、鍛造素材の中心部とは、鍛造素材が所定の肉厚を有する構造体からなるものであれば、その肉厚の中心部をいう。すなわち、これらの部分は、鍛造素材において最も冷却速度が小さくなる部分である。なお、ここでは、鍛造素材の中心部の冷却速度を定義しているが、上記した冷却速度は、鍛造素材において最も冷却速度が小さくなる部位の冷却速度としてもよい。また、焼戻処理においても同様とする。焼戻処理焼戻処理によって、上記した焼入処理によって生じた残留オーステナイト組織を分解し、焼戻マルテンサイト組織とし、炭化物や炭窒化物をマトリックス中に均一に分散析出させるとともに転位組織を適正レベルに回復させる。これによって、必要とする、高温クリープ破断強度、破断延性および靭性が得られる。この焼戻処理は、2回実施されることが好ましい。1回目の焼戻処理第1段焼戻処理は、残留オーステナイト組織を分解させることを目的とし、540~600°Cの温度範囲で行われることが好ましい。第1段焼戻処理の温度が540°C未満では、残留オーステナイト組織の分解が十分に行われない。一方、第1段焼戻処理の温度が600°Cを超えると、炭化物や炭窒化物が残留オーステナイト組織中よりもマルテンサイト組織中に優先的に析出しやすくなり、析出物が不均一に分散析出することになり、高温クリープ破断強度が低下する。第1段焼戻処理において、第1段焼戻後、鍛造素材は、冷却時に形状変化部位などの応力集中部に大きなひずみを発生させないように、鍛造素材の中心部において、20~100°C/時の冷却速度で冷却されることが好ましい。この範囲の冷却速度を得るための冷却方法として、例えば、炉冷や空冷などを採用することができる。2回目の焼戻処理第2段焼戻処理は、材料全体を焼戻マルテンサイト組織にすることにより、必要とする、高温クリープ破断強度、破断延性および靭性を得ることを目的とし、650°C~750°Cの温度範囲で行われることが好ましい。第2段焼戻処理の温度が650°C未満では、炭化物や炭窒化物などの析出物が安定状態に析出しないため、高温クリープ破断強度、延性や靭性において必要とする特性が得られない。一方、第2段焼戻処理の温度が750°Cを超えると、炭化物や炭窒化物の粗大析出となり、必要とする高温クリープ破断強度が得られない。第2段焼戻処理において、第2段焼戻後、鍛造素材は、冷却時に形状変化部位などの応力集中部にひずみを発生させないように、20~60°C/時の冷却速度で冷却されることが好ましい。この範囲の冷却速度を得るための冷却方法として、例えば、炉冷などを採用することができる。なお、第2段焼戻処理における冷却は、炉冷などにより小さな冷却速度で冷却されるため、冷却過程における、鍛造素材の中心部と外周部における温度差は小さい。そのため、第2段焼戻処理における冷却速度の定義においては、鍛造素材の中心部という限定をせず、例えば、鍛造素材の中心部または外周部などの、鍛造素材内のいずれの位置における冷却速度であってもよい。ii鋳造の場合ここで、実施の形態の耐熱鋼、およびこの耐熱鋼を用いて製造される蒸気タービンの構成部品鋳造品の製造方法について説明する。本実施の形態の耐熱鋼は、例えば、次のように製造される。上記した耐熱鋼を構成する組成成分を得るために必要な原材料を、アーク式電気炉、真空誘導溶解炉などの溶解炉で溶解し、精錬、脱ガスを行う。その後、例えば、積極的に指向性凝固させる砂型鋳型中に注湯し、時間をかけて凝固させる。凝固し、変態点以下にまで冷却された鋳鋼素材を型から取り出し、1000~1150°Cの温度で高温焼鈍を行い、鋳造時に形成された鋳造一次晶組織やミクロ偏析を再結晶、拡散させる。その後、調質熱処理焼準処理および焼戻処理が施される。このような工程を経て、耐熱鋼が製造される。蒸気タービンのケーシングや蒸気弁のケーシングなどの蒸気タービンの構成部品は、例えば、次のように製造される。ここで、蒸気タービンのケーシングや蒸気弁のケーシングなどは、鋳込重量が2~150トン製品重量が1~50トン程度の大型になるので、内部品質の良好な鋳鋼を製造するためには高度な製鋼技術や鋳造技術が必要となる。まず、上記した耐熱鋼を構成する組成成分を得るために必要な原材料を、アーク式電気炉、真空誘導溶解炉などの溶解炉で溶解し、精錬、脱ガスを行う。その後、蒸気タービンの構成部品の形状に対応させて形成された砂型鋳型中に注湯し、時間をかけて凝固させる。なお、凝固による引け巣や割れなどの鋳造欠陥を製品内部に残さないように、十分な大きさの押湯や、凝固の方向性を十分に持たせた付け肉パディングなどの鋳造方案を予めデザインしておくことが重要である。凝固し、変態点以下にまで冷却された鋳鋼素材を型から取り出し、1000~1150°Cの温度で高温焼鈍を行い、鋳造時に形成された鋳造組織を一旦破壊させる。この状態で鋳造時に必要であった最終凝固部となる押し湯の切断や、指向性凝固させるために製品に付けていた付け肉パディングを除去する。焼鈍処理において、焼鈍後、鋳鋼素材は、冷却時に形状変化部位などの応力集中部位に割れが発生しないように、20~60°C/時の冷却速度で比較的ゆっくりと冷却されることが好ましい。この範囲の冷却速度を得るための冷却方法として、例えば、炉冷などを採用することができる。なお、焼鈍処理における冷却は、炉冷などにより小さな冷却速度で冷却されるため、冷却過程における、鋳鋼素材の中心部と外周部における温度差は小さい。そのため、焼鈍処理における冷却速度の定義においては、鋳鋼素材の中心部という限定をせず、例えば、鋳鋼素材の中心部または外周部などの、鋳鋼素材内のいずれの位置における冷却速度であってもよい。焼鈍処理の後、調質熱処理焼準処理および焼戻処理が施される。このような工程を経て、蒸気タービンの構成部品が製造される。ここで、焼鈍温度を1000~1150°Cの温度範囲とすることが好ましいのは、焼鈍温度が1000°C未満では、鋳造時に形成された鋳造組織の破壊が不十分であり、焼鈍温度が1150°Cを超えると、結晶粒が粗大化および不均一化し、押湯の切断や付け肉の除去の際に割れが発生しやすくなるからである。ここで、調質熱処理について説明する。焼準処理焼準加熱によって、材料中に生成していた炭化物や炭窒化物のほとんどを、一旦マトリックス中に固溶させ、その後の焼戻処理によって炭化物や炭窒化物を微細均一にマトリックス中に析出させることによって、高温クリープ破断強度、クリープ破断延性や靭性を向上させることができる。焼準温度は、1000~1200°Cの温度範囲に設定されることが好ましい。焼準温度が1000°C未満では、鋳造過程までに析出している比較的粗大な炭化物や炭窒化物のマトリックスへの固溶が十分ではなく、その後の焼戻処理後においても粗大な未固溶炭化物や未固溶炭窒化物として残る。そのため、良好な、高温クリープ破断強度、延性および靭性を得ることが困難である。一方、焼準温度が1200°Cを超えると、結晶粒が粗大化して延性や靭性が低下する。焼準処理において、焼準後、鋳鋼素材は、所定の微細組織を得るために、鋳鋼素材の中心部において100~600°C/時の冷却速度で冷却されることが好ましい。この範囲の冷却速度を得るための冷却方法として、例えば、強制空冷などを採用することができる。鋳鋼素材の中心部とは、例えば、鋳鋼素材が蒸気タービンのケーシングや蒸気弁のケーシングなどの場合には、蒸気タービンのケーシングや蒸気弁のケーシングの肉厚の中心部をいう。すなわち、これらの部分は、鋳鋼素材において最も冷却速度が小さくなる部分である。なお、ここでは、鋳鋼素材の中心部の冷却速度を定義しているが、上記した冷却速度は、鋳鋼素材において最も冷却速度が小さくなる部位の冷却速度としてもよい。また、焼戻処理においても同様とする。焼戻処理焼戻処理によって、上記した焼準処理によって生じた残留オーステナイト組織を分解し、焼戻マルテンサイト組織とし、炭化物や炭窒化物をマトリックス中に均一に分散析出させるとともに転位組織を適正レベルに回復させる。これによって、必要とする、高温クリープ破断強度、破断延性および靭性が得られる。この焼戻処理は、2回実施されることが好ましい。1回目の焼戻処理第1段焼戻処理は、残留オーステナイト組織を分解させることを目的とし、500~700°Cの温度範囲で行われることが好ましい。第1段焼戻処理の温度が500°C未満では、残留オーステナイト組織の分解が十分に行われない。一方、第1段焼戻処理の温度が700°Cを超えると、炭化物や炭窒化物が残留オーステナイト組織中よりもマルテンサイト組織中に優先的に析出しやすくなり、析出物が不均一に分散することになり、高温クリープ破断強度が低下する。第1段焼戻処理において、第1段焼戻後、鋳鋼素材は、冷却時に形状変化部位などの応力集中部に大きなひずみを発生させないように、鋳鋼素材の中心部において40~100°C/時の冷却速度で冷却されることが好ましい。この範囲の冷却速度を得るための冷却方法として、例えば、空冷などを採用することができる。2回目の焼戻処理第2段焼戻処理は、材料全体を焼戻マルテンサイト組織にすることにより、必要とする、高温クリープ破断強度、破断延性および靭性を得ることを目的とし、700°C~780°Cの温度範囲で行われることが好ましい。第2段焼戻処理の温度が700°C未満では、炭化物や炭窒化物などの析出物が安定状態に析出しないため、高温クリープ破断強度、延性や靭性において必要とする特性が得られない。一方、第2段焼戻処理の温度が780°Cを超えると、炭化物や炭窒化物が粗大析出物となり、必要とする高温クリープ破断強度が得られない。第2段焼戻処理において、第2段焼戻後、鋳鋼素材は、冷却時に形状変化部位などの応力集中部にひずみを発生させないように、20~60°C/時の冷却速度で冷却されることが好ましい。この範囲の冷却速度を得るための冷却方法として、例えば、炉冷などを採用することができる。なお、第2段焼戻処理における冷却は、炉冷などにより小さな冷却速度で冷却されるため、冷却過程における、鋳鋼素材の中心部と外周部における温度差は小さい。そのため、第2段焼戻処理における冷却速度の定義においては、鋳鋼素材の中心部という限定をせず、例えば、鋳鋼素材の中心部または外周部などの、鋳鋼素材内のいずれの位置における冷却速度であってもよい。なお、蒸気タービンの構成部品鍛造品および鋳造品を作製する方法は、上記した方法に限定されるものではない。上記した実施の形態の耐熱鋼によれば、耐熱鋼を構成する化学組成を上記した範囲とすることで、クリープ破断強度の向上に有効なMX相、M2X相の構成元素を消費しながら成長するZ相の析出を抑制することができる。そのため、クリープ破断強度の向上を図ることができる。なお、耐熱鋼を構成する化学組成を定める際、特にV、N、Nbの含有率に着目しすることで、Z相の析出を的確に抑制することができる。以下に、実施の形態の耐熱鋼において、Z相の析出が抑制されることを説明する。試料表1は、材料特性評価に用いた各試料試料1~試料49の化学組成成分を示す。なお、試料1~試料30は、本発明に係る実施の形態の耐熱鋼の実施例であり、試料31~試料49は、本発明に係る実施の形態の耐熱鋼の化学組成範囲にない耐熱鋼であり、比較例である。表2は、表1に示された各試料におけるZ相の質量分率を示す。なお、Z相の質量分率は、前述した熱力学計算ソフトウェアによって求めた。なお、熱力学計算における温度条件を600°Cとした。表2に示すように、試料1~試料30におけるZ相の質量分率は、試料31~試料49におけるZ相の質量分率よりも低いことがわかる。試料46~試料49は、ASMEに規定されている改良型9Cr-1Mo鋼T91鋼に相当し、従来汎用されている耐熱鋼であるが、これらにおけるZ相の質量分率と比べて、試料1~試料30におけるZ相の質量分率は、格段に低いことがわかる。このように、試料1~試料30におけるZ相の質量分率は低いことから、長時間高温クリープ変形中のZ相の析出が生じ難く、MX相、M2X相の消失に伴う屈曲現象を抑制できる。また、試料3~試料6、試料10~試料12、試料15~試料18、試料22~試料24、試料29~試料30については、Z相の質量分率が0である。そのため、これらの試料においては、高温長時間クリープ変形中に、Z相が全く析出せず、MX相、M2X相などの強化相の消失も生じないという従来鋼には無い特徴を示しており、屈曲現象の抑制に極めて有効である。本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は、例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。"