質量で、C:0.02~0.08、Si:0.3超~0.8、Mn:0.6~2.0、P:0.04以下、S:0.010以下、Ni:15超~26、Cr:18~23、W:1.8~4.2、Mo:0.5以下、Nb:0.2~0.5、Al:0.001~0.040、N:0.07~0.13を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、下記1式および2式を満足すること特徴とする時効後靱性に優れた高強度オーステナイト系耐熱鋼。W2Mo=2.8~4.2......1Ni27C23N0.2Mn0.3Cu-1.2CrMo0.5W-0.5Si-0.3Nb10≧9.5......2質量で、C:0.02~0.08、Si:0.3超~0.8、Mn:0.6~2.0、P:0.04以下、S:0.010以下、Ni:15超~26、Cr:18~23、W:1.8~4.2、Mo:0.5以下、Nb:0.2~0.5、Al:0.001~0.040、N:0.07~0.13を含有し、さらにCu:2.0~3.2を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、下記1式および2式を満足すること特徴とする時効後靱性に優れた高強度オーステナイト系耐熱鋼。W2Mo=2.8~4.2......1Ni27C23N0.2Mn0.3Cu-1.2CrMo0.5W-0.5Si-0.3Nb10≧9.5......2質量で、C:0.02~0.08、Si:0.3超~0.8、Mn:0.6~2.0、P:0.04以下、S:0.010以下、Ni:15超~26、Cr:18~23、W:1.8~4.2、Mo:0.5以下、Nb:0.2~0.5、Al:0.001~0.040、N:0.07~0.13、Cu:2.0~3.2を含有し、さらに、B:0.001~0.004、Ca:0.001~0.007のいずれか一種又は2種を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、下記1式および2式を満足すること特徴とする時効後靱性に優れた高強度オーステナイト系耐熱鋼。W2Mo=2.8~4.2......1Ni27C23N0.2Mn0.3Cu-1.2CrMo0.5W-0.5Si-0.3Nb10≧9.5......2本発明が解決しようとする課題は、Nを含有するMoおよびW添加型のオーステナイト系耐熱鋼の化学成分を最適化することで、700°C-10万時間時点のクリープ破断強度が100MPa以上の高温強度を有するとともに、優れた時効後靭性を兼備するオーステナイト系耐熱鋼を提供することである。オーステナイト鋼に優れた高温強度と時効後靭性を兼備させるために、化学成分内のNとMoの含有量の範囲を同時に狭い範囲に制限することと、さらに、σ相の粒界析出による時効後靭性の低下を抑制するために、オーステナイトバランスを規定する式の値を高い値に規定することを発明者は見出し本願の発明を得たものである。その原理を説明すると、オーステナイト系耐熱鋼におけるNは、一般に、オーステナイト組織を安定化させると同時に、固溶強化と炭窒化物の析出強化により高温強度を向上させる元素として、広く利用されている。しかし、Nを、WあるいはMoと同時に添加した場合、Nは、結晶粒界にラーヴェスLaves相の析出促進に働き、時効後靱性を早期に著しく低下させる要因となり、中でもMoは、Wよりもラーヴェス相の生成と成長を著しく促進させるので、さらに時効後靱性を著しく低下させる要因となることを発明者は見出し、この原理を利用して本願発明の耐熱鋼を得たものである。そこで、上記の課題を解決するための本発明の手段は、請求項1の発明では、質量で、C:0.02~0.08、Si:0.3超~0.8、Mn:0.6~2.0、P:0.04以下、S:0.010以下、Ni:15超~26、Cr:18~23、W:1.8~4.2、Mo:0.5以下、Nb:0.2~0.5、Al:0.001~0.040、N:0.07~0.13を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、下記の1式および2式を満足する、時効後靭性に優れた高強度オーステナイト系耐熱鋼である。ここに、W2Mo=2.8~4.25......1Ni27C23N0.2Mn0.3Cu-1.2CrMo0.5W-0.5Si-0.3Nb10≧9.5......2である。請求項2の発明では、質量で、C:0.02~0.08、Si:0.3超~0.8、Mn:0.6~2.0、P:0.04以下、S:0.010以下、Ni:15超~26、Cr:18~23、W:1.8~4.2、Mo:0.5以下、Nb:0.2~0.5、Al:0.001~0.040、N:0.07~0.13を含有し、さらにCu:2.0~3.2を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、下記1式および2式を満足する、時効後靭性に優れた高強度オーステナイト系耐熱鋼である。ここに、W2Mo=2.8~4.25......1Ni27C23N0.2Mn0.3Cu-1.2CrMo0.5W-0.5Si-0.3Nb10≧9.5......2である。請求項3の発明では、質量で、C:0.02~0.08、Si:0.3超~0.8、Mn:0.6~2.0、P:0.04以下、S:0.010以下、Ni:15超~26、Cr:18~23、W:1.8~4.2、Mo:0.5以下、Nb:0.2~0.5、Al:0.001~0.040、N:0.07~0.13、Cu:2.0~3.2を含有し、さらに、B:0.001~0.004、Ca:0.001~0.007のいずれか一種又は2種を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、下記1式および2式を満足する、時効後靭性に優れた高強度オーステナイト系耐熱鋼である。ここに、W2Mo=2.8~4.25......1Ni27C23N0.2Mn0.3Cu-1.2CrMo0.5W-0.5Si-0.3Nb10≧9.5......2である。本発明の上記手段における高強度オーステナイト系耐熱鋼の化学成分の限定理由並びに1式および2式の限定理由について説明する。なお、は、質量を示す。C:0.02~0.08Cは、高温強度の向上に必要な元素で、Cは0.02以上添加する。しかし、Cが0.08を超えると、M23C6型炭化物が多量に析出し、時効後靱性を低下させる。そこで、Cは0.02~0.08とする。Si:0.3超~0.8Siは、脱酸のために0.3を超えて添加する必要がある。しかし、Siはσ相を粒界に析出し易くし、時効後靱性を低下させる。そこで、Siは0.3超~0.8とし、望ましくは0.3超~0.6とする。Mn:0.6~2.0Mnは、脱酸のために添加する。しかし、Mnを過剰に添加すると高コストとなる。そこで、Mnは0.6~2.0とする。P:0.040以下Pは、不可避不純物として含有されるが、Pが0.040を超えると溶接性が悪化する。そこでPは0.040以下とする。S:0.010以下Sは、不可避的不純物として含有されるが、Sが0.010を超えると熱間加工性が悪化する。そこでSは0.010以下とする。Ni:15超~26Niは、オーステナイト組織安定化のために15を超えて含有させる必要がある。しかし、多量のNi添加は高コストとなるために上限を26とする。Cr:18~23Crは、耐高温腐食性と耐水蒸気酸化性の向上のために18以上添加する必要がある。しかし、Crを過剰に添加するとσ相が粒界に析出して、時効後靭性を著しく低下させる。そこで、Crは18~23とし、望ましくは19~22とする。W:1.8~4.2Wは、高温強度向上のために1.8以上添加する必要がある。しかし、4.2を超えて添加すると、Laves相が粒界に多量に析出し、時効後靭性を著しく低下させる。そこで、Wは1.8~4.2とする。Mo:0.5以下Moは、高温強度向上のため適宜必要に応じて添加されるが、Moが0.5を超えて添加されると時効後靭性が著しく低下する。そこで、Moは0.5以下とし、望ましくは0.3以下とする。Nb:0.2~0.5Nbは、高温強度向上のために0.2添加する必要がある。しかし、Nbが0.5を超えて添加されると溶接性が悪化する。そこで、Nbは0.2~0.5とする。Al:0.001~0.040Alは、脱酸のために0.001以上添加する必要がある。しかし、0.040を超えて含有されると、粒界にAlNが生じて時効後靭性が悪化する。そこで、Alは0.001~0.040とする。N:0.07~0.13Nは、高温強度を向上させるために0.07以上添加する必要がある。しかし、Nが0.13を超えると、粒界にLaves相が生じて時効後靭性が悪化する。そこで、Nは0.07~0.13とする。Cu:2.0~3.2Cuは、請求項1の鋼に比してさらに高温強度の向上を図った請求項2の鋼とするために2.0以上を添加する。しかし、Cuが3.2を超えると時効後靭性が低下する。そこで、Cuは2.0~3.2とする。B:0.001~0.004、Ca:0.001~0.007のいずれか1種または2種BまたはCaはいずれも熱間加工性を改善する元素であり、Bは0.001以上で粒界強化により熱間延性を改善するが、0.004を超えると逆に熱間加工性を悪化させる。Caは0.001以上でSを固定して熱間延性を改善するが、0.007を超えると効果は飽和し高コストとなる。そこで、B0.001~0.004、Caは0.001~0.007のいずれか1種または2種とする。W2Mo=2.8~4.25......11式の下限値を2.8とする理由は、本発明の鋼の高温強度を向上させるためである。1式の上限値を4.25とする理由は、ラーヴェス相が粒界に析出するようになり、時効後靭性を低下させるためである。そこで、1式のW2Moの値を2.8~4.25とするNi27C23N0.2Mn0.3Cu-1.2CrMo0.5W-0.5Si-0.3Nb10≧9.5......22式はNiバランスの式であり、2の値の下限値を9.5とする理由は、σ相の析出を抑制し、時効後靭性の低下を抑制するためである。そこで、2式のNi27C23N0.2Mn0.3Cu-1.2CrMo0.5W-0.5Si-0.3Nb10の値を9.5以上とする。本願発明は、上記の手段の化学成分からなり、かつ1式および2式を満足することで、700°Cにおける時効後靭性に優れた高強度オーステナイト耐熱鋼であり、超々臨界圧石炭火力発電や石炭ガス化複合発電などに用いられる高強度ボイラ用鋼管などに適用可能な効果を奏する。表1に示す化学成分を含有する発明例のNo.1~18および比較例のNo.19~32の鋼種について、それぞれ真空溶解炉にて100kgの鋼塊に溶製した。この鋼塊を熱間鍛造して径20mmの棒鋼とした。さらに、この棒鋼を1170~1230°Cで固溶化熱処理して、実験素材とした。なお、発明例のNo.1~11は請求項1の実施例、発明例のNo.12およびNo.13は請求項2の実施例、発明例のNo.14~18は請求項3の実施例である。網掛けは本発明の範囲を外れることを示す。上記の発明例および比較例のそれぞれの実験素材から、機械加工にて平行部直径6mm、標点距離30mmのクリープ破断試験片を作製し、700°C、750°Cおよび800°Cの各温度で、クリープ破断試験を行った。クリープ破断試験の結果をLarson-Millerパラメーターで整理して、700°C、10万時間の時点の推定クリープ破断強度を求めた。破断強度が100MPa以上の材料は○とし、未満の材料は×としてそれぞれ評価して表1に示した。さらに、上記の実験素材を700°C、750°Cおよび800°Cの各温度で最長1万時間の時効熱処理を行ったのち、幅10mm、2mm-Vノッチのシャルピー衝撃試験片に加工し、室温にてシャルピー衝撃試験を行った。この衝撃試験の結果をOrr-Sherby-Dornパラメーターで整理して、700°C、10万時間の時点の推定シャルピー衝撃値を求めた。衝撃値が30J/cm2以上の材料は○とし、30J/cm2未満の材料は×としてそれぞれ評価して同じく表1に示した。No.1~18の本発明の実施例は、700°C、10万時間におけるクリープ破断強度が100MPa以上で、同じく700°C、10万時間におけるシャルピー衝撃値が30J/cm2以上であった。したがって、これらの実施例は、700°Cにおいて優れたクリープ破断強度特性と時効後靭性を兼備したオーステナイト系耐熱鋼である。これに対して、No.19~28の本発明の比較例は、No.29およびNo.30を除いて、鋼の化学成分のいずれかが本願発明の範囲から外れており、一方、No.29およびNo.30は鋼の化学成分が本願発明の範囲であるが、1式または2式の値が本願発明の範囲から外れている。その結果、本発明の比較例のNo.19~28は、700°C、10万時間におけるクリープ破断強度が100万MPa未満であるか、あるいは700°C、10万時間の時点におけるシャルピー衝撃値が30J/cm2未満のいずれかで本願発明を満足しないものであった。