質量で、C:0.20~1.50、Si:0.20~5.00、Mn:0.10~3.00、P:0.0005~0.1000、S:0.0005~0.2000、N:0.0020~0.0200を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、鋼組織はFe系炭化物εが微細分散した焼戻しマルテンサイト組織であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。前記Fe系炭化物εのサイズが20nm以下、Fe系炭化物εの面積率が1.0以上であることを特徴とする請求項1に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。水素トラップ量が2.5ppm以上、限界拡散性水素量が6.0ppm以上であることを特徴とする請求項1または2に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。さらに、質量で、Cr:0.01~5.00、Mo:0.01~1.00のうちの1種もしくは2種を含有することを特徴とする請求項1ないし3のいずれか1項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。さらに、質量で、Nb:0.01~0.10、V:0.01~0.50、Ti:0.010~0.300、Al:0.01~0.20、のうちの1種もしくは2種以上を含有することを特徴とする請求項1ないし4のいずれか1項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。請求項1ないし5のいずれかの1項に記載の高強度鋼からなることを特徴とする高強度ボルト。本発明は、鋼材の高強度化にともない現出する耐遅れ破壊現象に代表される水素脆化をより抑制することのできる、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼、および、高強度ボルトを提供することを目的とする。本発明者らは、遅れ破壊特性に及ぼす各種因子について鋭意検討し、以下の知見を見出した。a鋼中に多量のFe系炭化物εを析出することによって、遅れ破壊が発現する臨界の水素量以下、限界拡散性水素量と記載するは増加し、耐遅れ破壊特性が向上する。これは、Fe系炭化物εが外部環境から侵入した鋼中の水素をトラップし、限界拡散性水素量を増加させるためである。bSiを多量に添加することによって、Fe系炭化物εが安定化し、より高温で焼戻し処理が可能となるため、母相の転位等の欠陥密度が減少し水素に対する脆化感受性が低下する。本発明は上記知見に基づいて完成したもので、その発明の要旨とするところは、次の通りである。1質量で、C:0.20~1.50、Si:0.20~5.00、Mn:0.10~3.00、P:0.0005~0.1000、S:0.0005~0.2000、N:0.0020~0.0200を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、鋼組織はFe系炭化物εが微細分散した焼戻しマルテンサイト組織であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。2前記Fe系炭化物εのサイズが1~20nm、Fe系炭化物εの面積率が1.0以上であることを特徴とする上記1に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。3水素トラップ量が2.5ppm以上、限界拡散性水素量が6.0ppm以上であることを特徴とする上記1または2に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。4さらに、質量で、Cr:0.01~5.00、Mo:0.01~1.00のうちの1種もしくは2種を含有することを特徴とする上記1ないし3のいずれか1項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。5さらに、質量で、Nb:0.01~0.10、V:0.01~0.50、Ti:0.010~0.300、Al:0.01~0.20のうちの1種もしくは2種以上を含有することを特徴とする上記1ないし4のいずれか1項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼。6上記1ないし5のいずれに1項に記載の高強度鋼からなることを特徴とする高強度ボルト。本発明によれば、上述した鋼成分範囲、熱処理条件、およびミクロ組織形態を選択することにより、耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ1200MPaを超える高強度鋼を提供することが可能となる。このような高強度鋼は耐遅れ破壊特性の必要なボルトやばね等の各種構造材料として広範囲に適用が期待でき、産業上の効果は極めて顕著である。本発明について、以下詳細に説明する。まず、上述した鋼成分範囲の限定理由について説明する。C:0.20~1.50Cは鋼の強度を決める重要な元素である。十分に強度を得るためには、下限は0.20とする。他の合金元素に比べて合金コストは安く、Cを多量に添加することができれば鋼材の合金コストは低減できる。しかしながら、多量のCを添加すると水素に対する脆化感受性が高まるため、上限は1.50とする。Si:0.20~5.00SiはFe系炭化物εを安定化させ、Fe系炭化物θへの遷移を遅らせことで焼戻し軟化抵抗に大きく寄与するだけでなく、耐遅れ破壊特性を向上させる重要な元素である。これら効果を得るためには、下限を0.20以上とする。好ましくは0.30以上であり、より好ましくは0.50以上である。しかしながら、多量に添加すると鋼材の表層に顕著な脱炭が生じるため、上限は5.00とする。Mn:0.10~3.00Mnは鋼の焼入れ性を向上するのに有効な元素であるとともに、鋼中のSをMnSとして固定することによって熱間脆性を防止する効果がある。これら効果を得るためには、下限を0.10以上とする。しかしながら、3.00を超える添加は、かえって水素に対する脆化感受性が高め遅れ破壊特性を低下させる。したがって、上限を3.00とする。P:0.0005~0.1000Pは鋼中の不可避的不純物として、0.0005以上は含有しているため、下限を0.0005とする。鋼中のPは、耐遅れ破壊特性を低下させるため、上限を0.1000とする。S:0.0005~0.2000SはPと同様に鋼中の不可避的不純物として通常、0.0005以上は含有し、鋼中に存在すると鋼を脆化させる。Sの場合、一部MnSとして固定することによって、極力その影響は小さくなるものの、その添加量は少ないことが望ましい。したがって、Sの含有量は、0.0005~0.2000とする。N:0.0020~0.0200Nは窒化物を形成し、旧オーステナイト粒を微細化する効果がある。この効果を得るためには、Nの下限は0.0020とする。しかしながら、多量に添加しても、この効果は飽和するため、Nの上限は0.0200とする。Cr:0.01~5.00Crは鋼の焼入れ性を向上するのに有効な元素であるとともに、焼戻し軟化抵抗に寄与する元素である。これら効果を得るためには、下限は0.01とする。しかしながら、CrはFe系炭化物θ中に固溶し安定化させ、多量に添加した場合、焼入れ性の向上や焼戻し軟化抵抗の効果を得るために、焼入れ処理前に高温で加熱する必要がある。これにより、旧オーステナイト粒が粗大化し、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、上限は5.00とする。Mo:0.01~1.00Moは鋼の焼入れ性を向上するのに有効な元素であるとともに、焼戻し軟化抵抗に寄与する元素である。これら効果を得るためには、下限を0.01とする。しかしながら、1.00を超えて添加すると、これら効果は飽和する。したがって、上限を1.00とする。Nb:0.01~0.10、V:0.01~0.50、Ti:0.010~0.300、Al:0.01~0.20のうちの1種もしくは2種以上を含有する。Nb、V、Ti、Alは窒化物を形成し、旧オーステナイト粒を微細化する効果がある。この効果を得るためには、Nb、V、Ti、Alの下限は0.01とする。しかしながら、それぞれ多量に添加しても、この効果は飽和するため、Nbの上限は0.10、Vの上限は0.50、Tiの上限は0.300、Alの上限は0.20とする。次に上述した鋼組織の限定理由について説明する。鋼組織中の析出物をFe系炭化物εに規定したのは、粗大なFe系炭化物θでは外部環境から侵入した鋼中の水素をトラップすることができないのに対して、微細なFe系炭化物εは鋼中の水素をトラップすることができ、臨界拡散性水素量を増加させることができるためである。また鋼組織について焼戻しマルテンサイト組織に規定したのは、多量のFe系炭化物εを微細分散するためには、焼入れ焼戻し処理が有効であるためである。次に上述したFe系炭化物εのサイズや面積率の限定理由について説明する。Fe系炭化物εのサイズを1~20nmに規定したのは、20nm超では母相と析出物の界面の整合性が保たれなくなり、水素をトラップする歪みが形成しないためであり、水素トラップ効果を得るには1nm以上が必要なためである。好ましくは2nm以上10nm以下である。またFe系炭化物εの面積率を1.0以上に規定したのは、Fe系炭化物εが析出し水素をトラップしても、その量が少なければ耐遅れ破壊特性の大きな向上は得られないためである。上記面積率は、鋼中C量により自ずと飽和する。次に上述した水素トラップ量と限界拡散性水素量の限定理由について説明する。水素トラップ量が2.5ppm未満、または限界拡散性水素量が6.0ppm未満では、外部環境から鋼材中に侵入する水素によって遅れ破壊が発生するため、水素トラップ量を2.5ppm以上、限界拡散性水素量を6.0ppm以上に限定した。次に上述した焼戻し温度の限定理由について説明する。鋼に所定の強度および靱性、延性を付与するために、焼入れ後に焼戻しを行う必要がある。焼戻しは、一般に150°CからAC1点の温度範囲で行われるが、本発明では250~525°Cの温度範囲に限定する必要がある。その理由は、焼戻し温度が525°Cを超えると、Siを5添加しFe系炭化物εを安定化させても、Fe系炭化物θに遷移し臨界拡散性水素量が低下するためである。ただし、Fe系炭化物εからθに遷移する温度はSi量に大きく依存するため、規定した焼戻し温度範囲であったとしても、Si量が少なければ高温焼戻しでFe系炭化物θが析出する。そこでFe系炭化物εが析出する焼戻し処理条件とSi量の関係について検討した。C量:0.60質量、以下同じ、Si量:0.20~5.00、Mn量:0.75、P量:0.005~0.009、S量:0.006~0.0010、N量:0.0070、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼材を準備し、これら鋼材を1050°Cに加熱後、焼戻し温度150~550°C、保定時間1~18000sec.の範囲で熱処理した。透過型電子顕微鏡を用いて鋼中の析出物を観察し、制限視野回折図形からFe系炭化物を特定した。検討の結果、Fe系炭化物εが析出する焼戻し処理条件と鋼中Si量との関係式a、bが得られた。0.20≦[Si]<2.00のとき273T×logt/360020-2067[Si]-9467>0a2.00≦[Si]≦5.00のとき273T×logt/360020-733[Si]-12133>0bここで、[Si]は鋼中のSi含有量質量、Tは焼戻し温度°C、tは保定時間秒である。したがって、a式、及びb式の値が0以下の場合、Fe系炭化物θが析出する。また焼戻し温度525°Cを超えると、Si量に関係なくFe系炭化物θが析出するため、a式、及びb式の適用範囲は焼戻し温度150~525°Cである。ただし、焼戻し温度250°C未満では、Fe系炭化物εは析出するものの、母相中の転位等の欠陥密度が高く、水素に対する脆化感受性が高いため、本発明では、焼戻し下限温度を上記のとおり250°Cとした。鋼中にFe系炭化物εが安定に存在するならば、より水素に対する脆化感受性を低下させるために、高温で焼戻しすることが望ましい。好ましくは、焼戻し温度350°C以上である。本発明を実施例によって以下に詳述する。なお、これら実施例は本発明の技術的意義、効果を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものではない。表1に示す化学成分の鋼を真空溶解炉で溶製後、熱間圧延することによって15mmφの鋼棒材を作製した。その後、鋼成分組成に応じて、Fe系炭化物の溶体化や組織のオーステナイト化が可能な温度を850~1050°Cから選択して加熱し、60°Cの油に焼入れした後、表2に示す焼戻し温度で60min、焼戻し処理を施した。これら熱処理材からJISZ2201の14号引張試験片を採取し、引張強さを評価した。鋼中の析出物を特定するために、透過型電子顕微鏡を用いて観察し、制限視野回折図形から判断した。析出物のサイズおよび面積率は、透過型電子顕微鏡で、1視野の面積を50000nm2とし、20視野観察し、画像解析にて平均値として求めたものである。水素トラップ量は、3チオシアン酸アンモニウム溶液にNaClを3g/l添加した水溶液に試験片を浸漬し0.2mA/cm2の電流密度で電解水素チャージを42時間行い、その後、室温で96時間放置した後、ガスクロマトグラフによる昇温水素分析法で測定した。ガスクロマトグラフの昇温速度は100°C/時間であり、室温から400°Cまでに試験片から放出される水素量を水素トラップ量と定義している。水素トラップ量を評価するための試験片は7mmφの丸棒を準備した。限界拡散性水素量は、鉄と鋼、Vol.831997、p.454に記載の方法で測定した。限界拡散性水素量が6.0ppm未満であるものは遅れ破壊特性に劣ると判断した。表2から分かるように、No.1~16の本発明例は、いずれも鋼組成および鋼組織が規定範囲内であるため、引張強さ1600MPa以上の高強度にも関わらず遅れ破壊特性に優れる。また本発明例No.4と15、No.11と16を比較して分かるように、焼戻し温度が高いほど水素に対する脆化感受性が低下し、遅れ破壊特性に優れる。これに対して、比較例No.17及び20は、鋼組織は規定範囲内であり、水素をトラップする能力はあるものの、C、Mnの含有量が多く、水素に対する脆化感受性が高くなり、かえって遅れ破壊特性に劣る。また比較例No.18及び19は、Siの含有量が少なく、Fe系炭化物θが析出したため、遅れ破壊特性に劣る。また比較例No.21は、鋼組織は規定範囲内であり、水素をトラップする能力はあるものの、Crの含有量が多く、焼入れ性の向上や焼戻し軟化抵抗の効果を得るには、焼入れ処理前の加熱温度を1200°Cの高温に加熱する必要がある。これにより、旧オーステナイト粒が粗大化し遅れ破壊特性に劣る。また比較例No.22は、焼戻し温度が550°Cと高く、Fe系炭化物θが析出したため、遅れ破壊特性に劣る。また比較例No.23は、鋼組成および焼戻し温度が規定範囲内であるものの、Fe系炭化物εが析出する焼戻し条件とSi量の関係から逸脱したためにFe系炭化物θが析出し、遅れ破壊特性に劣る。