質量で、C:0.10~0.55、Si:0.01~3、Mn:0.1~2を含有し、さらに、Cr:0.05~1.5、V:0.05~0.2、Mo:0.05~0.4、Nb:0.001~0.05、Cu:0.01~4、Ni:0.01~4、及び、B:0.0001~0.005の1種又は2種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、組織が焼戻しマルテンサイト主体の組織である鋼材であって、上記鋼材の表層に、a上記鋼材の表面からの厚みが200μm以上で、かつ、窒素濃度が12.0質量以下で、上記鋼材の窒素濃度より0.02質量以上高い窒化層、及び、b上記鋼材の表面からの深さが100μm以上、1000μm以下で、かつ、炭素濃度が0.05質量以上で、上記鋼材の炭素濃度の0.9倍以下の低炭素領域が形成されていることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。前記窒化層及び低炭素領域の存在により、鋼材に侵入する水素量が0.10ppm以下であり、かつ、鋼材の限界拡散性水素量が0.20ppm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材。さらに、前記鋼材が、質量で、Al:0.003~0.1、Ti:0.003~0.05、Mg:0.0003~0.01、Ca:0.0003~0.01、Zr:0.0003~0.01の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1又は2に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。前記窒化層の厚さが1000μm以下であることを特徴とする請求項1~3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材。前記焼戻しマルテンサイトの面積率が85以上であることを特徴とする請求項1~4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材。前記鋼材の表面における圧縮残留応力が200MPa以上であることを特徴とする請求項1~5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材。前記鋼材の引張強度が1300MPa以上であることを特徴とする請求項1~6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材。質量で、C:0.10~0.55、Si:0.01~3、Mn:0.1~2を含有し、さらに、Cr:0.05~1.5、V:0.05~0.2、Mo:0.05~0.4、Nb:0.001~0.05、Cu:0.01~4、Ni:0.01~4、及び、B:0.0001~0.005の1種又は2種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、組織が焼戻しマルテンサイト主体の組織である鋼材を加工したボルトであって、上記ボルトの表層に、a上記ボルトの表面からの厚みが200μm以上で、かつ、窒素濃度が12.0質量以下で、上記鋼材の窒素濃度より0.02質量以上高い窒化層、及び、b上記ボルトの表面からの深さが100μm以上、1000μm以下で、かつ、炭素濃度が0.05質量以上で、上記鋼材の炭素濃度の0.9倍以下の低炭素領域が形成されていることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。前記窒化層及び低炭素領域の存在で、ボルトへ侵入する水素量が0.10ppm以下であり、かつ、ボルトの限界拡散性水素量が0.20ppm以上であることを特徴とする請求項8に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。さらに、前記鋼材が、質量で、Al:0.003~0.1、Ti:0.003~0.05、Mg:0.0003~0.01、Ca:0.0003~0.01、Zr:0.0003~0.01の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項8又は9に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。前記窒化層の厚さが1000μm以下であることを特徴とする請求項8~10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ボルト。前記焼戻しマルテンサイトの面積率が85以上であることを特徴とする請求項8~11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ボルト。前記ボルトの表面における圧縮残留応力が200MPa以上であることを特徴とする請求項8~12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ボルト。前記ボルトの引張強度が1300MPa以上であることを特徴とする請求項8~13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ボルト。請求項1~7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材の製造方法であって、1請求項1又は3に記載の成分組成の鋼材を加熱して、鋼材の表面から100μm以上、1000μm以下の深さまで、炭素濃度が0.05質量以上で、上記鋼材の炭素濃度の0.9倍以下の低炭素領域を形成し、次いで、そのまま冷却して、鋼材組織をマルテンサイト主体の組織とし、その後、2上記鋼材に、500°C以下で窒化処理を施して、該鋼材の表層に、窒素濃度が12.0質量以下で、上記鋼材の窒素濃度よりも0.02質量以上高い、上記鋼材の表面からの厚みが200μm以上の窒化層を形成するとともに、鋼材組織を焼戻しマルテンサイト主体の組織とすることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。前記窒化層の厚さが1000μm以下であることを特徴とする請求項15に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。請求項8~14のいずれか1項に記載の耐遅れ破壊特性に優れたボルトの製造方法であって、1請求項8又は10に記載の成分組成の鋼材を加工したボルトを加熱して、ボルトの表面から100μm以上、1000μm以下の深さまで、炭素濃度が0.05質量以上で、上記鋼材の炭素濃度の0.9倍以下の低炭素領域を形成し、次いで、そのまま冷却して、鋼材組織をマルテンサイト主体の組織とし、その後、2上記ボルトに、500°C以下で窒化処理を施して、該ボルトの表層に、窒素濃度が12.0質量以下で、上記鋼材の窒素濃度よりも0.02質量以上高い、上記ボルトの表面からの厚みが200μm以上の窒化層を形成するとともに、鋼材を焼戻しマルテンサイト主体の組織とすることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。前記窒化層の厚さが1000μm以下であることを特徴とする請求項17に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。以上、説明したように、高強度鋼材において、従来の手法で耐遅れ破壊特性を大幅に高めることには限界がある。耐遅れ破壊特性を高める方法として、鋼材中に微細な析出物を分散させ、析出物に水素を捕捉させる方法がある。しかし、この方法を採用しても、外部から進入する水素の量が多い場合、遅れ破壊を効果的に抑制することは難しい。本発明は、上記現状に鑑み、厳しい腐食環境下でも、優れた耐遅れ破壊特性を発現する高強度鋼材線材、PC鋼棒と高強度ボルト、及び、それらを安価に製造する製造方法を提供することを目的とする。本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究した。その結果、a脱炭処理及び窒化処理で、鋼材の表層に、a1低炭素領域を形成して、硬化を抑制し、かつ、a2窒化層を形成して、水素の侵入を阻止すると、耐遅れ破壊特性が顕著に向上することが判明した。本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、以下の通りである。1質量で、C:0.10~0.55、Si:0.01~3、Mn:0.1~2を含有し、さらに、Cr:0.05~1.5、V:0.05~0.2、Mo:0.05~0.4、Nb:0.001~0.05、Cu:0.01~4、Ni:0.01~4、及び、B:0.0001~0.005の1種又は2種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、組織が焼戻しマルテンサイト主体の組織である鋼材であって、上記鋼材の表層に、a上記鋼材の表面からの厚みが200μm以上で、かつ、窒素濃度が12.0質量以下で、上記鋼材の窒素濃度より0.02質量以上高い窒化層、及び、b上記鋼材の表面からの深さが100μm以上、1000μm以下で、かつ、炭素濃度が0.05質量以上で、上記鋼材の炭素濃度の0.9倍以下の低炭素領域が形成されていることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。2前記窒化層及び低炭素領域の存在により、鋼材に侵入する水素量が0.5ppm以下であり、かつ、鋼材の限界拡散性水素量が0.20ppm2.00ppm以上であることを特徴とする前記1に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。3さらに、前記鋼材が、質量で、Al:0.003~0.1、Ti:0.003~0.05、Mg:0.0003~0.01、Ca:0.0003~0.01、Zr:0.0003~0.01の1種又は2種以上を含有することを特徴とする前記1又は2に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。4前記窒化層の厚さが1000μm以下であることを特徴とする前記1~3のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。5前記焼戻しマルテンサイトの面積率が85以上であることを特徴とする前記1~4のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。6前記鋼材の表面における圧縮残留応力が200MPa以上であることを特徴とする前記1~5のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。7前記鋼材の引張強度が1300MPa以上であることを特徴とする前記1~6のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材。8質量で、C:0.10~0.55、Si:0.01~3、Mn:0.1~2を含有し、さらに、Cr:0.05~1.5、V:0.05~0.2、Mo:0.05~0.4、Nb:0.001~0.05、Cu:0.01~4、Ni:0.01~4、及び、B:0.0001~0.005の1種又は2種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、組織が焼戻しマルテンサイト主体の組織である鋼材を加工したボルトであって、上記ボルトの表層に、a上記ボルトの表面からの厚みが200μm以上で、かつ、窒素濃度が12.0質量以下で、上記鋼材の窒素濃度より0.02質量以上高い窒化層、及び、b上記ボルトの表面からの深さが100μm以上、1000μm以下で、かつ、炭素濃度が0.05質量以上で、上記鋼材の炭素濃度の0.9倍以下の低炭素領域が形成されていることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。9前記窒化層及び低炭素領域の存在で、ボルトへ侵入する水素量が0.5ppm以下であり、かつ、ボルトの限界拡散性水素量が0.202.00ppm以上であることを特徴とする前記8に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。10さらに、前記鋼材が、質量で、Al:0.003~0.1、Ti:0.003~0.05、Mg:0.0003~0.01、Ca:0.0003~0.01、Zr:0.0003~0.01の1種又は2種以上を含有することを特徴とする前記8又は9に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。11前記ボルトの窒化層の厚さが1000μm以下であることを特徴とする前記8~10のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。12前記焼戻しマルテンサイトの面積率が85以上であることを特徴とする前記8~11のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。13前記ボルトの表面における圧縮残留応力が200MPa以上であることを特徴とする前記8~12のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。14前記ボルトの引張強度が1300MPa以上であることを特徴とする前記8~13のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト。15前記1~7のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法であって、1前記1又は3に記載の成分組成の鋼材を加熱して、鋼材の表面から100μm以上、1000μm以下の深さまで、炭素濃度が0.05質量以上で、上記鋼材の炭素濃度の0.9倍以下の低炭素領域を形成し、次いで、そのまま冷却して、鋼材組織をマルテンサイト主体の組織とし、その後、2上記鋼材に、500°C以下で窒化処理を施して、該鋼材の表層に、窒素濃度が12.0質量以下で、上記鋼材の窒素濃度よりも0.02質量以上高い、上記鋼材の表面からの厚みが200μm以上の窒化層を形成するとともに、鋼材組織を焼戻しマルテンサイト主体の組織とすることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。16前記窒化層の厚さが1000μm以下であることを特徴とする前記15に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材の製造方法。17前記8~14のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性に優れたボルトの製造方法であって、1前記8又は10に記載の成分組成の鋼材を加工したボルトを加熱して、ボルトの表面から100μm以上、1000μm以下の深さまで、炭素濃度が0.05質量以上で、上記鋼材の炭素濃度の0.9倍以下の低炭素領域を形成し、次いで、そのまま冷却して、鋼材組織をマルテンサイト主体の組織とし、その後、2上記ボルトに、500°C以下で窒化処理を施して、該ボルトの表層に、窒素濃度が12.0質量以下で、上記鋼材の窒素濃度よりも0.02質量以上高い、上記ボルトの表面からの厚みが200μm以上の窒化層を形成するとともに、鋼材を焼戻しマルテンサイト主体の組織とすることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。18前記窒化層の厚さが1000μm以下であることを特徴とする前記17に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトの製造方法。本発明によれば、厳しい腐食環境においても優れた耐遅れ破壊特性を発現する高強度鋼材線材、PC鋼棒及び高強度ボルトと、それらを安価に製造することができる製造方法を提供することできる。鋼中の水素が遅れ破壊に関与していることが知られている。また、鋼への水素の侵入は、実環境での腐食に伴って起き、鋼中に侵入した拡散性水素は、引張応力の集中部に集積して、遅れ破壊が発生する。図1aに、昇温法による水素分析で得られる水素放出速度曲線を模式的に示す。図1aに示すように、拡散性水素の放出量は、100°C付近でピークに達する。本発明では、試料を100°C/hで昇温し、室温から400°Cまでの間に放出された水素量の積算値を、拡散性水素量と定義する。なお、放出水素量は、ガスクロマトグラフで測定できる。本発明では、遅れ破壊が発生する最小の拡散性水素量を限界拡散性水素量という。限界拡散性水素量は、鋼の種類によって異なる。図1bに、鋼材の定荷重遅れ破壊試験で得られる破断時間と拡散性水素量の関係を模式的に示す。図1bに示すように、拡散性水素量が多いと破断時間は短く、拡散性水素量が少ないと破断時間は長い。即ち、拡散性水素量が少ないと遅れ破壊は発生せず、拡散性水素量が多いと、遅れ破壊が発生する。本発明では、鋼材の定荷重遅れ破壊試験を行って、図1bに示すように、100時間以上破断しなかった拡散性水素量の最大値を限界拡散性水素量とした。侵入水素量と限界拡散性水素量を比較し、侵入水素量よりも限界拡散性水素量が多いと、遅れ破壊は発生せず、逆に、侵入水素量よりも限界拡散性水素量が少ないと、遅れ破壊が発生する。したがって、限界拡散性水素量が多いほど、遅れ破壊の発生が抑制される。しかし、腐食環境から鋼材へ侵入する水素の量が、限界拡散性水素量を超えると、遅れ破壊が発生する。したがって、遅れ破壊の発生を防止するためには、鋼材への水素の侵入を抑制するのが有効である。例えば、窒化処理で鋼材表面に窒化層を形成すると、腐食による侵入水素量が抑制されるので、耐遅れ破壊特性が向上する。しかし、鋼材表面に窒化層を形成すると、表層の硬化によって、限界拡散性水素量が減少して、耐遅れ破壊特性は向上しない。そこで、本発明者らは、窒化層の過剰に高い硬度を下げて、耐遅れ破壊特性を向上させることを検討した。具体的には、種々の鋼材の表面に、脱炭処理を施し、さらに、窒化処理を施して、腐食促進試験及び曝露試験を行い、水素侵入特性と耐遅れ破壊特性を調査した。その結果、所定の成分組成及び組織を有する鋼材の表面に、所定の窒素濃度及び厚さの窒化層を形成し、さらに、鋼材表面に、所定の炭素濃度及び深さの低炭素領域を形成すると、鋼材表面に窒化層のみを形成した場合と比較して、耐遅れ破壊特性が顕著に向上することが判明した。これは、1鋼材表面に形成した低炭素領域に窒化層を形成したことにより、窒化層単独の場合よりも、侵入水素量が抑制されたことと、2鋼材表面に低炭素領域を形成したことにより、表層の過剰な硬化が抑制されて、限界拡散性水素量が増大したこととの相乗効果によるものと考えられる。基本的には、所定の成分組成及び組織の鋼材の表層に、a鋼材表面から200μm以上の厚さで、窒素濃度が12.0質量以下で、鋼材より0.02質量以上高い窒化層を形成し、かつ、b鋼材表面から100μm以上、1000μmの深さで、炭素濃度が0.05質量以上で、鋼材の炭素濃度の0.9倍以下の低炭素領域を形成すると、鋼材の限界拡散性水素量を増大し、かつ、侵入水素量を低減できることが判明した。また、本発明者らは、窒化処理時の加熱急冷により、鋼材表面に圧縮残留応力が発生し、耐遅れ破壊特性が向上することを見いだした。特に、加工により表層に歪みが導入される高強度ボルトの場合、窒化層の生成が促進され、また、窒素濃度が高くなるので、耐遅れ破壊特性の向上が顕著である。以下、本発明について詳細に説明する。本発明の高強度鋼材及び高強度ボルトは、所定の成分組成からなり、その表面に、窒化層と低炭素領域が同時に存在するものである。即ち、本発明の高強度鋼材及び高強度ボルトの表層には、窒素濃度が12.0質量以下で、鋼材の窒素濃度よりも0.02質量以上高く、炭素濃度が0.05質量以上で、鋼材の0.9倍以下の領域低炭窒化層が存在する。窒化層の厚さが低炭素領域の厚さよりも厚い場合、低炭素領域より深いところの炭素濃度は、鋼材の炭素濃度と同等で、窒素濃度は、鋼材の窒素濃度よりも高い。一方、低炭素領域の厚さが窒化層の厚さよりも厚い場合、窒化層の下に、炭素濃度が0.05質量以上で、鋼材の炭素濃度の0.9倍以下であり、その他の元素の含有量は鋼材と同等の低炭素領域が存在することになる。まず、低炭素領域について説明する。本発明において、低炭素領域は、炭素濃度が、0.05質量以上で、高強度鋼材又は高強度ボルトの炭素濃度の0.9倍以下の領域である。本発明の高強度鋼材及び高強度ボルトにおいては、鋼材表面から100μm以上、1000μmの深さまで低炭素領域を形成する。低炭素領域の深さ及び炭素濃度は、低炭素領域を形成する熱処理の際の加熱雰囲気、加熱温度、及び、保持時間によって調整する。例えば、加熱雰囲気の炭素ポテンシャルが低く、加熱温度が高く、保持時間が長いと、低炭素領域が深くなり、低炭素領域の炭素濃度が低下する。低炭素領域の炭素濃度が0.05質量未満であると、鋼材の炭素濃度の下限0.10質量の半分以下となり、低炭素領域で所定の強度及び硬さを確保することができない。低炭素領域の炭素濃度が、鋼材の炭素濃度の0.9倍を超えると、鋼材の炭素濃度とほぼ同等となり、低炭素領域の存在効果が薄れてしまう。それ故、本発明では、低炭素領域を、炭素濃度が0.05質量以上で、鋼材の炭素濃度の0.9倍以下の領域と定めた。低炭素領域の炭素濃度が、0.05質量以上で、鋼材の炭素濃度の0.9倍以下であると、窒化層の形成による表層硬さの増加量を低減することができる。その結果、鋼材の表層の硬さは、鋼材の硬さと同等か、又は、鋼材の硬さよりも低くなり、限界拡散性水素量の減少を阻止することができる。低炭素領域の深さ厚さは、上記効果が得られるように、鋼材又はボルトの表面から100μm以上の深さ厚さとした。低炭素領域の深さ厚さは、深い厚いほど好ましいが、1000μmを超えると、鋼材全体又はボルト全体の強度が低下するので、低炭素領域の深さ厚さは、1000μmを上限とする。次に、窒化層について説明する。本発明において、窒化層は、窒素濃度が、12.0質量以下で、鋼材又はボルトの窒素濃度より0.02質量以上高い領域である。そして、窒化層は、鋼材又はボルトの表面から200μm以上の厚さで形成されている。窒化層の厚み及び窒素濃度は、窒化処理の際の加熱雰囲気、加熱温度、及び、保持時間によって調整することができる。例えば、加熱雰囲気中のアンモニアや窒素の濃度が高く、加熱温度が高く、保持時間が長いと、窒化層は厚くなり、窒化層の窒素濃度は高くなる。窒化層の窒素濃度が、鋼材の窒素濃度より高いと、腐食環境から鋼材へ侵入する水素量を低減できるが、窒化層の窒素濃度と鋼材の窒素濃度の差が0.02質量未満であると、侵入水素量を低減する効果が充分に得られない。それ故、窒化層の窒素濃度を鋼材の窒素濃度より0.02質量以上高い濃度とした。一方、窒素濃度が12.0質量を超えると、窒化層の硬さが過度に上昇して脆くなるので、12.0質量を上限とした。鋼材表面に、窒素濃度が12.0質量以下で、かつ、鋼材の窒素濃度より0.02質量以上高く、かつ、表面から200μm以上の深さで窒化層が形成されていると、腐食環境から鋼材へ侵入する水素量が大幅に減少する。窒化層は、上記効果が得られるように、鋼材又はボルトの表面から200μm以上の厚み深さに限定した。窒化層の厚みの上限は、特に規定しないが、1000μmを超えると、生産性が低下し、コストの上昇を招くので、1000μm以下が好ましい。本発明の高強度鋼材又は高強度ボルトに形成した低炭素領域の深さ厚さは、鋼材又はボルトの表面からの炭素濃度曲線から求めることができる。表層に低炭素領域及び窒化層を有する鋼材又はボルトの断面を研磨し、エネルギー分散型蛍光X線分析装置以下EDXということがある。、又は、波長分散型蛍光X線分析装置以下WDSということがある。にて線分析して、表面から深さ方向の炭素濃度を測定する。図2に、EDXで得た炭素濃度曲線から、低炭素領域の深さ厚みを求める方法を示す。即ち、図2は、EDXを用いて、表面から深さ方向の炭素濃度を測定して得た、鋼材表面からの距離と炭素濃度の関係を示す図である。図2に示すように、鋼材表面からの距離深さが長くなるのに伴い、炭素濃度が増加する。これは、脱炭処理により、鋼材表層に低炭素領域が形成されているからである。脱炭処理の影響を受けていない領域では、炭素濃度は、ほぼ一定平均炭素濃度aである。平均炭素濃度aは、脱炭処理の影響を受けていない領域の炭素濃度であり、脱炭処理前の鋼材の炭素量と同等である。したがって、本発明では、鋼材の炭素濃度の化学分析値を、低炭素領域の深さを求める際の基準値とする。図2に示すように、鋼材表面から所要の深さまでの炭素濃度が、平均炭素濃度aの10a×0.1以上低くなっている範囲鋼材の炭素濃度の0.9倍以下の範囲を判別し、その範囲の深さ方向の境界の鋼材表面からの距離深さを求めることで、低炭素領域の深さ厚さを評価することができる。窒化層の厚さ深さは、低炭素領域と同様に、鋼材又はボルトの表面からの窒素濃度の変化から求めることができる。具体的には、表層に低炭素領域及び窒化層を有する鋼材又はボルトの断面を研磨し、EDX又はWDSにて線分析して、表面から深さ方向の窒素濃度を測定する。図3に、エネルギー分散型蛍光X線分析装置EDXで得た窒素濃度曲線から、窒化層の厚さ深さを求める方法を示す。即ち、図3は、EDXを用いて表面から深さ方向の窒素濃度を測定して得た、鋼材表面からの距離と窒素濃度の関係を示す図である。鋼材表面からの距離深さが長くなるのに伴い、窒素濃度が減少するが、窒化処理の影響を受けていない領域で、炭素濃度はほぼ一定平均窒素濃度である。平均窒素濃度は、窒化処理の影響を受けていない範囲の窒素濃度であり、窒化処理前の鋼材の窒素量と同等である。したがって、本発明では、鋼材の窒素濃度の化学分析値を、窒化層の厚さを求める際の基準値とする。図3に示すように、鋼材表面から所要の深さまでの窒素濃度が、平均窒素濃度の0.02質量以上高くなっている範囲を判別し、その範囲の深さ方向の境界の鋼材表面からの距離深さを求めることで、窒化層の厚さ深さを評価することができる。低炭素領域の深さ及び窒化層の厚さは、鋼材又はボルトの断面において、任意の5ヶ所で測定した値を単純に平均して求める。なお、鋼材の炭素濃度及び窒素濃度は、低炭素領域及び窒化層の深さよりも十分に深い位置、例えば、表面から2000μm以上の深さの位置の炭素濃度及び窒素濃度を測定して求めてもよい。また、鋼材又はボルトの表面から2000μm以上の深さの位置から分析試料を採取し、化学分析して求めてもよい。本発明の高強度鋼材においては、前述したように、1鋼材表面に形成した低炭素領域に窒化層を形成したことで、侵入水素量が抑制されたことと、2鋼材表面に低炭素領域を形成したことで、限界拡散性水素量が増大したこととの相乗効果で、耐遅れ破壊特性が顕著に向上する。本発明者らの調査によれば、鋼材の表層に窒化層と低炭素領域が共存することにより、鋼材に侵入する水素量を0.10ppm以下に抑制し、かつ、鋼材の限界拡散性水素量を0.20ppm以上に高めることができる。次に、鋼材の成分組成を限定する理由について説明する。以下、成分組成に係るは、質量を意味する。C:Cは、鋼材の強度を確保するうえで必須の元素である。0.10未満であると所要の強度が得られず、0.55を超えると、延性、靭性が低下するとともに、耐遅れ破壊特性も低下するので、Cは0.10~0.55とした。Si:Siは、固溶強化によって強度を高める元素である。0.01未満であると、添加効果が不十分であり、3を超えると、効果が飽和するので、Siは0.01~3とした。Mn:Mnは、脱酸と脱硫のためだけでなく、マルテンサイト組織を得るため、パーライト組織や、ベイナイト組織の変態温度を下げて焼入れ性を高める元素である。0.1未満であると、添加効果が不十分であり、2を超えると、オーステナイト加熱時に粒界に偏析し、粒界を脆化させるとともに、耐遅れ破壊特性を劣化させるので、Mnは0.1~2とした。本発明の高強度鋼材又は高強度ボルトは、強度の向上を目的に、優れた耐遅れ破壊特性を疎外しない範囲で、さらに、Cr、V、Mo、Nb、Cu、Ni、及び、Bの1種又は2種以上を含有してもよい。Cr:Crは、パーライト組織や、ベイナイト組織の変態温度を下げて焼入れ性を高め、また、焼戻し処理時の軟化抵抗を高めて、強度の向上に寄与する元素である。0.05未満では、添加効果が十分に得られず、1.5を超えると、靭性の劣化を招くので、Crは0.05~1.5とした。V:Crと同様に、パーライト組織や、ベイナイト組織の変態温度を下げて、焼入れ性を高め、また、焼戻し処理時の軟化抵抗を高めて、強度の向上に寄与する元素である。0.05未満では、添加効果が十分に得られず、0.2を超えると、添加効果が飽和するので、Vは0.05~0.2とした。Mo:Moは、Cr、Vと同様に、パーライト組織や、ベイナイト組織の変態温度を下げて、焼入れ性を高め、また、焼戻し処理時の軟化抵抗を高めて、強度の向上に寄与する元素である。0.05未満では、添加効果が十分に得られず、0.4を超えると、添加効果が飽和するので、Moは0.05~0.4とした。Nb:Nbは、Cr、V、Moと同様に、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高めて、強度の向上に寄与する元素である。0.001未満では、添加効果が十分に得られず、0.05を超えると、添加効果が飽和するので、Nbは0.001~0.05とした。Cu:Cuは、焼入れ性の向上、焼戻し軟化抵抗の増大、及び、析出効果による強度向上に寄与する元素である。0.01未満では、添加効果が十分に得られず、4を超えると、粒界脆化が起きて耐遅れ破壊特性が劣化するので、Cuは0.01~4とした。Ni:Niは、焼入れ性を高め、高強度化に伴って低下する延性や靭性の改善に有効な元素である。0.01未満であると、添加効果が十分に得られず、4を超えると、添加効果が飽和するので、Niは0.01~4とした。B:Bは、粒界破壊を抑制し、耐遅れ破壊特性の向上に有効な元素である。さらに、Bは、オーステナイト粒界に偏析し、焼入れ性を著しく高める元素である。0.0001未満であると、添加効果が十分に得られず、0.005を超えると、粒界にB炭化物やFe炭硼化物が生成して、粒界脆化が起きて耐遅れ破壊特性が低下するので、Bは0.0001~0.005とした。本発明の高強度鋼材及び高強度ボルトは、さらに、組織の微細化を目的に、優れた耐遅れ破壊特性を疎外しない範囲で、Al、Ti、Mg、Ca、及び、Zrの1種又は2種以上を含有してもよい。Al:Alは、酸化物や窒化物を形成し、オーステナイト粒の粗大化を防止して、耐遅れ破壊特性の劣化を抑制する元素である。0.003未満では、添加効果が不十分であり、0.1を超えると、添加効果が飽和するので、Alは0.003~0.1が好ましい。Ti:Tiも、Alと同様に、酸化物や窒化物を形成して、オーステナイト粒の粗大化を防止し、耐遅れ破壊特性の劣化を抑制する元素である。0.003未満では、添加効果が不十分であり、0.05を超えると、Ti炭窒化物が、圧延や加工時、又は、熱処理の加熱時に粗大化して、靭性が低下するので、Tiは0.003~0.05が好ましい。Mg:Mgは、脱酸や脱硫効果を有し、また、Mg酸化物やMg硫化物、Mg-Al、Mg-Ti、Mg-Al-Tiの複合酸化物や複合硫化物等を形成して、オーステナイト粒の粗大化を防止して、耐遅れ破壊特性の劣化を抑制する元素である。0.0003未満であると、添加効果が不十分であり、0.01を超えると、添加効果が飽和するので、Mgは0.0003~0.01が好ましい。Ca:Caは、脱酸や脱硫効果を有し、また、Ca酸化物やCa硫化物、Al、Ti、Mgの複合酸化物や複合硫化物等を形成して、オーステナイト粒の粗大化を防止し、耐遅れ破壊特性の劣化を抑制する元素である。0.0003未満では、添加効果が不十分であり、0.01を超えると、添加効果が飽和するので、Caは0.0003~0.01が好ましい。Zr:Zrは、Zr酸化物やZr硫化物、Al、Ti、Mg、Zrの複合酸化物や複合硫化物等を形成し、オーステナイト粒の粗大化を防止して、耐遅れ破壊特性の劣化を抑制する元素である。0.0003未満では、添加効果が不十分であり、0.01を超えると、添加効果が飽和するので、Zrは0.0003~0.01が好ましい。鋼組織次に、本発明の高強度鋼材及び高強度ボルトの組織以下本発明鋼組織ということがある。について説明する。本発明鋼組織は、焼戻しマルテンサイト主体であるので、引張強度が1300MPa以上でも、延性及び靭性が良好な組織である。本発明鋼組織は、低炭素領域及び窒化層を除く領域における焼戻しマルテンサイトの面積率が85以上であり、残部が、残留オーステナイト、ベイナイト、パーライト、フェライトの1種又は2種以上からなる組織が好ましい。焼戻しマルテンサイトの面積率は、図2に示す炭素濃度曲線で炭素濃度が一定となる深さ、及び、図3に示す窒素濃度曲線で窒素濃度が一定となる深さのうち、深い方の位置で測定する。例えば、鋼材又はボルトの表面から2000μm以上の深さや、鋼材の厚みや直径の1/4の部位で焼戻しマルテンサイトの面積率を測定すればよい。なお、マルテンサイトの面積率は、鋼材のC断面を、光学顕微鏡を用いて観察し、単位面積当たりのマルテンサイトの面積を測定して求めることができる。具体的には、鋼材のC断面を研磨してナイタールエッチング液でエッチングし、0.04mm2の範囲の5視野のマルテンサイトの面積を測定し、その平均値を算出する。また、本発明鋼材において、鋼材表面の圧縮残留応力は、窒化処理時の加熱、急冷で発生し、耐遅れ破壊特性を改善する。圧縮残留応力が200MPa以上発生すると、耐遅れ破壊特性が向上するので、本発明鋼材の表面の圧縮残留応力は200MPa以上が好ましい。圧縮残留応力は、X線残留応力測定装置を用いて測定することができる。具体的には、鋼材表面の残留応力を測定し、その後、鋼材表面を電解研磨で25μmずつエッチングして、深さ方向の残留応力を測定する。任意の3箇所を測定し、その平均値を用いることが好ましい。表層に低炭素領域及び窒化層が形成されていない鋼材においては、引張強度が1300MPa以上になると、遅れ破壊の発生頻度が著しく増加する。したがって、引張強度が1300MPa以上の場合、表層に低炭素領域及び窒化層が形成されている本発明鋼材の耐遅れ破壊特性は、顕著に優れた特性である。本発明鋼材の引張強度の上限は、特に限定されないが、2200MPaを超えることは、現時点で、技術的に困難であるので、一応、2200MPaが上限である。なお、引張強度は、JISZ2241に準拠して測定すればよい。製造方法次に、本発明鋼材の製造方法について説明する。本発明鋼材の製造方法は、所要の成分組成の鋼材線材やPC鋼棒、所定の形状に加工した鋼材を加熱して脱炭処理を施す脱炭工程、脱炭処理が施された鋼材を冷却して、鋼組織をマルテンサイト主体の組織とする焼入れ工程、及び、焼入れた鋼材に、500°C超、650°C以下で窒化処理を施す窒化工程からなる。なお、窒化工程により、本発明鋼材の組織は焼戻しマルテンサイト主体の組織となる。脱炭工程で、本発明鋼材に脱炭処理を施して、鋼材の表面から100μm以上、1000μm以下の深さまで、炭素濃度を0.05以上、鋼材の炭素濃度の0.9倍以下とする。加熱炉の雰囲気を、例えば、メタンガスの濃度を調整して弱脱炭性にして、低炭素領域を形成することができる。脱炭処理における加熱温度は、Ac3~950°Cが好ましい。Ac3以上に加熱することにより、鋼組織をオーステナイトとし、表層からの脱炭を促進して、容易に低炭素領域を形成することができる。加熱温度の上限は、結晶粒の粗大化を抑制し、耐遅れ破壊特性を向上させる点で、950°Cが好ましい。加熱温度での保持時間は30~90分が好ましい。上記加熱温度で30分以上保持することにより、低炭素領域の深さを充分に確保できるとともに、鋼組織を均質にすることができる。生産性を考慮すると、加熱温度での保持時間は90分以下が好ましい。焼入れ工程では、加熱された鋼材を冷却してマルテンサイト主体の組織とする。加熱された鋼材をそのまま油冷して焼入れしてもよい。本発明鋼組織において焼戻しマルテンサイトの面積率は85以上が好ましいので、焼入れ後のマルテンサイトの面積率は85以上が好ましい。焼入れ工程で、マルテンサイトの面積率を85以上確保するには、焼入れの際、700~300°Cの範囲の冷却速度を5°C/s以上とすることが好ましい。冷却速度が5°C/s未満であると、マルテンサイトの面積率が85未満になる場合がある。窒化工程では、鋼組織がマルテンサイト主体で、表層に低炭素領域が形成されている鋼材に、窒化処理を施す。窒化処理によって、鋼材表面からの厚みが200μm以上で、かつ、窒素濃度が12.0以下で、鋼材の窒素濃度よりも0.02以上高い窒化層を形成するとともに、同時に、鋼材を焼戻して、鋼組織を焼戻しマルテンサイト主体の組織とする。窒化処理は、例えば、アンモニア又は窒素を含んだ雰囲気中で、鋼材を加熱して行う。窒化処理は、500°C以下、例えば、400~500°Cで、1~12時間保持することが好ましい。窒化処理温度が500°Cを超えると、鋼材の強度が低下するので、窒化処理温度は500°C以下とする。窒化処理温度の下限は、特に限定しないが、窒化処理温度が400°C未満であると、鋼材表面からの窒素の拡散に時間がかかり、製造コストが上昇する。窒化処理時間が1時間未満であると、窒化層の深さが表面から200μm以上の深さに達しない恐れがあるので、窒化処理時間は1時間以上が好ましい。窒化処理時間の上限は規定しないが、12時間を超えると、製造コストが上昇するので、窒化処理時間は12時間以下が好ましい。なお、窒化工程においては、ガス窒化法、ガス軟窒化法、プラズマ窒化法、塩浴窒化法など、一般的な窒化方法を用いることができる。次に、本発明の高強度ボルト以下本発明ボルトということがある。の製造方法について説明する。本発明ボルトの製造方法は、所要の成分組成の本発明鋼材をボルトに加工する加工工程、ボルトを加熱して脱炭処理する脱炭工程、加熱されたボルトを冷却して、鋼組織をマルテンサイト主体の組織とする焼入れ工程、及び、焼入れされたボルトを500°C超、650°C以下の温度で窒化処理する窒化工程からなる。窒化工程で、ボルトの鋼組織は焼戻しマルテンサイト主体の組織となる。なお、加工工程では、例えば、鋼材である線材を冷間鍛造し、転造して、ボルト形状にしてもよい。本発明ボルトの製造方法が本発明鋼材の製造方法と異なるところは、鋼材をボルト形状に加工する加工工程のみであるので、その他の工程についての説明は省略する。本発明鋼材の製造方法、及び、本発明ボルトの製造方法においては、窒化処理後、500~200°Cまでの範囲を10~100°C/sの冷却速度で急冷することが好ましい。窒化処理後の急冷により、鋼材又はボルトの表面の圧縮残留応力を200MPa以上とすることができる。この圧縮残留応力の存在で、耐遅れ破壊特性がより一層向上する。次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。実施例表1に示す成分組成の溶鋼を、常法にしたがって鋳造し、鋳片を熱間加工して鋼材線材とした。鋼材を、Ac3~950°Cに加熱し、そのまま冷却して焼入れを行った。なお、加熱の際に、加熱炉の雰囲気を弱脱炭性に制御し、焼入れは、700~300°Cの範囲の冷却速度が5°C/s以上になるように、油冷した。また、加熱炉の雰囲気の炭素ポテンシャル、加熱温度と保持時間によって低炭素領域の深さを調整した。その後、鋼材に、ガス軟窒化法で、窒化層を形成する窒化処理を施した。窒化処理後、500~200°Cの範囲を、表2に示す冷却速度焼戻し後の冷却速度で急冷し、製造No.1~27の高強度鋼材を得た。なお、窒化処理は、表2に示す温度で、処理ガス雰囲気中のアンモニア体積比を30~50とし、処理時間を1~12時間として行った。窒化層の厚みは、加熱温度と保持時間を変化させて調整した。窒化層の窒素濃度は、処理ガス雰囲気中のアンモニア体積比を変化させて調整した。表1に示す鋼材線材をボルトに加工し、製造No.1~27の高強度鋼材線材と同様の工程で、製造No.28~44の高強度ボルトを得た。窒化処理は、表3に示す温度範囲で行い、窒化処理後、500~200°Cの範囲を、表3に示す冷却速度焼戻し後の冷却速度で急冷した。製造No.1~27の高強度鋼材表2、及び、製造No.28~44の高強度ボルト表3の焼戻しマルテンサイト比率、引張強度、低炭素領域深さ、窒化層厚さ、圧縮残留応力、侵入水素量、限界拡散性水素量、及び、耐遅れ破壊特性を以下に示す方法で測定した。その結果を、表2及び表3に併せて示す。焼戻しマルテンサイト比率焼戻しマルテンサイト比率は、製造No.1~27の高強度鋼材及び製造No.28~44の高強度ボルトのC断面を研磨してナイタールエッチング液でエッチングし、光学顕微鏡を用いて、0.04mm2の範囲における5視野のマルテンサイトの面積を測定し、その平均値とした。なお、製造No.1~27の高強度鋼材及び製造No.28~44の高強度ボルトにおいて、焼戻しマルテンサイトの残部の組織は、残留オーステナイト、ベイナイト、パーライト、フェライトの1種又は2種以上であった。引張強度引張強度は、JISZ2241に準拠して測定した。低炭素領域深さと窒化層厚さ製造No.1~27の高強度鋼材及び製造No.28~44の高強度ボルトの断面を研磨し、長手方向の任意の5ヶ所について、EDXを用いて、表面から深さ方向の炭素濃度及び窒素濃度を測定した。炭素濃度が、鋼材の炭素濃度の0.9倍以下低炭素領域の炭素濃度/鋼材の炭素濃度≦0.9である領域の深さ厚さを低炭素領域深さとし、窒素濃度が、鋼材の窒素濃度より0.02以上高い窒化層の窒素濃度-鋼材の窒素濃度≧0.02領域の深さ厚さを窒化層厚さとした。なお、低炭素領域深さ、及び、窒化層厚さは、長手方向の任意の5箇所について測定した値の平均値とした。圧縮残留応力X線残留応力測定装置を用いて表面の圧縮残留応力を測定した。製造No.1~27の高強度鋼材及び製造No.28~44の高強度ボルトの表面の残留応力を測定した後、表面を電解研磨にて、25μmずつエッチングして、深さ方向の残留応力を測定した。なお、圧縮残留応力は、任意の3箇所について測定した値の平均値とした。限界拡散性水素量と耐遅れ破壊特性製造No.1~27の高強度鋼材及び製造No.28~44の高強度ボルトから、図4に示す形状の遅れ破壊試験片を作製して、水素を侵入させた。水素の侵入は、電解水素チャージ法を用い、チャージ電流を変化させて、表2及び表3に示すように、侵入水素量を変化させた。水素を侵入させた遅れ破壊試験片の表面に、拡散性水素の逃散を防止するため、Cdめっきを施し、上記試験片内部の水素濃度を均質化するため、室温で3時間放置した。その後、図5に示す遅れ破壊試験機を用いて、試験片1に引張強度の90の引張荷重を負荷する定荷重遅れ破壊試験を行った。なお、図5に示す試験機では、試験片1に引張加重を付加する際、支点3を支点とするテコの一方の端にバランスウェイト2を配置し、他方の端に試験片1を配置して試験を行った。そして、図1bに示すように、定荷重遅れ破壊試験を100時間以上行って破断しなかった試験片1の拡散性水素量の最大値を限界拡散性水素量とした。試験片1の拡散性水素量は、遅れ破壊試験片を100°C/hで昇温し、室温~400°Cの間に放出された水素量の積算値を、ガスクロマトグラフで測定した。侵入水素量と遅れ破壊の限界拡散性水素量を比較して、侵入水素量よりも限界拡散性水素量が多い場合は、遅れ破壊は発生せず、逆に、侵入水素量よりも限界拡散性水素量が少ない場合は、遅れ破壊が発生する。したがって、耐遅れ破壊特性は、表2及び表3に示す侵入水素量が限界拡散性水素量未満である場合、遅れ破壊なし、侵入水素量が限界拡散性水素量以上である場合、遅れ破壊ありと評価した。侵入水素量侵入水素量は、製造No.1~27の高強度鋼材及び製造No.28~44の高強度ボルトの試験片を用意し、図6に示す、温度湿度時間のパターンでの腐食促進試験を30サイクル行った。試験片の表面の腐食層をサンドブラストで除去してから、昇温法で水素分析を行い、室温から400°Cまでに放出された水素量を測定して、侵入水素量を求めた。表2に示すように、発明例の製造No.1~18の高強度鋼材は、低炭素領域深さが100μm以上で、かつ、窒化層厚みが200μm以上である。また、製造No.1~18の高強度鋼材は、いずれも、焼戻しマルテンサイト比率が50以上であり、焼戻しマルテンサイト主体の組織であった。さらに、圧縮残留応力について、製造No.1~17の高強度鋼材は、いずれも、圧縮残留応力が200MPa以上であるが、製造No.18は、200MPa未満である。発明例の製造No.1~17の高強度鋼材は、いずれも、引張強度が1300MPa以上、侵入水素量が0.1ppm以下、限界拡散性水素量が0.20ppm以上で、侵入水素量が限界拡散性水素量未満であり、遅れ破壊なしであった。製造No.18の高強度鋼材は、発明例であるが、焼戻し後の冷却速度が遅いため、製造No.1~17の高強度鋼材よりも圧縮残留応力が低く、限界拡散性水素量が低下しているが、引張強度が1300MPa以上、侵入水素量が0.1ppm以下で、限界拡散性水素量未満であり、遅れ破壊なしであった。これに対して、表2に示すように、比較例の製造No.19の高強度鋼材は、C量、Si量、Mn量が少なく、強度が低い例である。製造No.20はC量が多く、製造No.21はMn量が多く、製造No.22はCr量が多く、製造No.23はCu量が多く、製造No.24はB量が多いため、限界拡散性水素量が低く、遅れ破壊ありとなった例である。また、製造No.25は、焼入れの加熱時間が短く、低炭素領域深さが100μm未満であり、限界拡散性水素量が低く、遅れ破壊ありとなった例である。製造No.26は、窒化処理の時間が短く、窒化層厚みが200μm未満であり、侵入水素量が多く、遅れ破壊ありとなった例である。製造No.27は、窒化処理のガスのアンモニアの濃度を低くしたため、表面から200μmの深さまでの部位において、鋼材との窒素濃度の差が0.01質量となり、侵入水素量が多く、遅れ破壊ありとなった例である。表3に示すように、発明例の製造No.28~44の高強度ボルトは、低炭素領域深さが100μm以上で、窒化層厚みが200μm以上で、いずれも、引張強度が1300MPa以上で、侵入水素量が0.1ppm以下で、限界拡散性水素量が0.20ppm以上で、侵入水素量が限界拡散性水素量未満であり、遅れ破壊なしであった。製造No.28~44の高強度ボルトは、いずれも、焼戻しマルテンサイト比率が、50以上であり、焼戻しマルテンサイト主体の組織であり、圧縮残留応力が200MPa以上であった。表2及び表3から、鋼材線材をボルトに加工した点のみが、製造No.1~17の高強度鋼材と異なる製造No.28~44の高強度ボルト製造No.1~17の高強度鋼材のそれぞれに、製造No.28~44の高強度ボルトが対応するは、高強度鋼材と比較して、さらに、侵入水素量が抑制されていることが解る。