"C:0.20~0.40未満、Si:0.20~1.50、Mn:0.30~2.0、P:0.03以下0を含まない、S:0.03以下0を含まない、Ni:0.05~1.0、Cr:0.01~1.50、Cu:1.0以下0を含む、Al:0.01~0.10、Ti:0.01~0.1、B:0.0003~0.0050およびN:0.002~0.010を夫々含有する他、Cu,NiおよびCrよりなる群から選ばれる1種以上を合計で0.10~3.0含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つSiの含有量[Si]とCの含有量[C]の比[Si]/[C]が1.0以上であると共に、フェライトパーライト組織であることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼。更に、Nb:0.01~0.1および/またはV:0.01~0.1を含有するものである請求項1に記載のボロン添加高強度ボルト用鋼。請求項1または2に記載のボロン添加高強度ボルト用鋼を使用し、ボルト形状に成形加工した後、焼入れおよび焼戻し処理を行い、組織を焼戻しマルテンサイトとした際の引張強さが1100MPa以上であることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト。本発明はこのような状況の下でなされたものであって、その目的は、CrやMo等の高価な合金元素を多量に添加することなく、引張強さが1100MPa以上の高強度であっても耐遅れ破壊性に優れたボロン添加高強度ボルト用鋼、およびこのようなボロン添加高強度ボルト用鋼からなる高強度ボルトを提供することにある。上記目的を達成することのできた本発明のボロン添加高強度ボルト用鋼とは、C:0.20~0.40未満、Si:0.20~1.50、Mn:0.30~2.0、P:0.03以下0を含まない、S:0.03以下0を含まない、Ni:0.05~1.0、Cr:0.01~1.50、Cu:1.0以下0を含む、Al:0.01~0.10、Ti:0.01~0.1、B:0.0003~0.0050およびN:0.002~0.010を夫々含有する他、Cu,NiおよびCrよりなる群から選ばれる1種以上を合計で0.10~3.0含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つSiの含有量[Si]とCの含有量[C]の比[Si]/[C]が1.0以上であると共に、フェライトパーライト組織である点に要旨を有するものである。本発明のボロン添加高強度ボルト用鋼においては、必要によって、更に、Nb:0.01~0.1および/またはV:0.01~0.1を含有させることも有効であり、これらを含有させることによってボロン添加高強度ボルト用鋼の特性が更に改善される。一方、上記目的を達成することのできた本発明の高強度ボルトとは、上記のような鋼材ボロン添加高強度ボルト用鋼を使用し、ボルト形状に成形加工した後、焼入れおよび焼戻し処理を行い、組織を焼戻しマルテンサイトとした際の引張強さが1100MPa以上である点に要旨を有するものである。本発明においては、化学成分組成を厳密に規定すると共に、SiとCの含有量の比[Si]/[C]の値を適正な範囲に制御することによって、過酷な環境下でも優れた耐遅れ破壊性を発揮するボロン添加高強度ボルト用鋼が実現でき、こうした鋼材を用いれば、耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトが実現できる。本発明者らは、MoやCr等の高価な合金元素を多量に添加することなく、引張強さが1100MPa以上の高強度でも優れた耐遅れ破壊性を示すボロン添加鋼について鋭意研究を重ねた。その結果、引張強さが1100MPa以上のボロン添加鋼では、合金元素を含有させるよりもC含有量を極力低減することが耐遅れ破壊性の確保に非常に有効であることを見出した。Cを低減することは強度が不足することにつながるが、Si含有量をC含有量と同等以上とすることで[即ち、SiとCの含有量の比[Si]/[C]が1.0以上]、C含有量を低減することによる強度低下を十分担保できることが判明した。またC含有量を低減することによって耐食性も向上するが、過酷環境下で十分な耐遅れ破壊性を確保するためには、Cu,Ni,Cr等の合計含有量を制御することが有効であり、更に他の各化学成分を調整することで、1100MPa以上の引張強さでも優れた耐遅れ破壊性を有するボロン添加鋼が実現できることを見出し、本発明を完成した。また、本発明の鋼材は、必要に応じてボルト成型前に球状化焼鈍処理を実施してもよい。Cは、鋼の強度を確保する上で有用な元素であるが、その含有量を増加させると鋼の靭性や耐食性が悪化し、遅れ破壊を引き起こしやすくなる。一方、Siも鋼の強度を確保する上で有用な元素であるが、遅れ破壊との関係は不明確であった。そこで本発明者らは、Siによる遅れ破壊への影響について調査した。その結果、Cの含有量よりもSiの添加量を多くすることで、1100MPa以上の引張強さと、過酷環境下での優れた耐遅れ破壊性が両立できたのである。即ち、Cの単独添加のみで1100MPa以上を確保しようとすると、鋼の耐食性が悪化し、鋼表面での水素発生量が増加して、結果的に鋼に侵入する水素量も増加し、遅れ破壊が発生しやすくなる。Cu,Ni,Cr等の耐食性向上元素を添加することによって耐食性の改善を図っても、マトリクスの耐食性が低いため、大きな改善効果は現れなかった。これに対して、CとSiの複合添加では、Siで強度を上げることができるため、相対的にCの含有量を減少させることができる。即ち、マトリクスのC含有量を低下し、鋼の耐食性にあまり影響を与えないSiで強度を担保することによって、耐食性および耐遅れ破壊性に優れ、1100MPa以上の引張強さを確保することが可能となったのである。また、マトリクスの耐食性を上げることで、Cu,Ni,Cr等の耐食性向上元素の効果が顕著に現れることが判明した。本発明のボロン添加ボルト用鋼においては、上記の趣旨からして、Siの含有量[Si]質量とCの含有量[C]質量の比[Si]/[C]が1.0以上であることが必要である。これによって、優れた耐遅れ破壊性を示すものとなる。上記比[Si]/[C]の値は、好ましくは2.0以上であり、より好ましくは3.0以上である。但し、上記比[Si]/[C]が1.0以上を満たしていても、化学成分組成が適正な範囲から外れる場合は、耐遅れ破壊性その他の特性が劣化するような不都合が生じる。上記比[Si]/[C]の値は、Cの含有量に応じて、その適正な範囲を制御することも効果的である。具体的には、aC:0.20~0.25未満のときには、比[Si]/[C]の値を2.0以上とし、bC:0.25~0.29未満のときには、比[Si]/[C]の値を1.5以上とし、cC:0.29以上のときには即ち、0.29~0.40未満、比[Si]/[C]の値を1.0以上とする構成が好ましい。本発明の鋼材では、その鋼材としての基本的特性を満足させるために、C,Si,Mn,P,S,Al,Ti,B,N,Cu,Ni,Cr等の成分を適切に調整する必要がある。これらの成分の範囲限定理由は、次の通りである。[C:0.20~0.40未満]Cは、炭化物を形成すると共に、高強度鋼として必要な引張強さ確保する上で欠くことができない元素である。こうした効果を発揮させるためには、0.20以上含有させる必要がある。しかし、Cを過剰に含有させると、靭性低下や延性低下を招いて耐遅れ破壊性が劣化する。このようなCの悪影響を避けるためには、C含有量は0.40未満とする必要がある。尚、C含有量の好ましい下限は0.22であり、より好ましくは0.25以上とするのが良い。また、C含有量の好ましい上限は0.35であり、より好ましくは0.30以下とするのが良い。[Si:0.20~1.50]Siは、溶製時の脱酸剤として作用すると共に、マトリクスを強化する固溶元素として必要な元素であり、0.20以上含有させることによって十分な強度を確保できる。しかしながら、1.50を超えてSiを過剰に含有させると、球状化焼鈍を実施しても鋼材の冷間加工性が低下すると共に、焼入れ時の熱処理での粒界酸化を助長して耐遅れ破壊性を劣化させる。尚、Si含有量の好ましい下限は0.3であり、より好ましくは0.4以上とするのが良い。また、Si含有量の好ましい上限は1.0であり、より好ましくは0.8以下とするのが良い。[Mn:0.30~2.0]Mnは焼入れ性向上元素であり、高強度化を達成する上で重要な元素である。Mnは0.30以上含有させることで、その効果を発揮させることができる。しかしながら、Mn含有量が過剰になると、粒界への偏析を助長して粒界強度が低下し、耐遅れ破壊性が却って低下するため、2.0を上限とした。尚、Mn含有量の好ましい下限は0.4であり、より好ましくは0.6以上とするのが良い。また、Mn含有量の好ましい上限は1.5であり、より好ましくは1.0以下とするのが良い。[P:0.03以下0を含まない]Pは不純物として含有するが、過剰に存在すると粒界偏析を起こして粒界強度を低下させて、遅れ破壊特性を悪化させる。そのため、P含有量の上限は0.03とした。尚、P含有量の好ましい上限は0.01であり、より好ましくは0.005以下とするのが良い。[S:0.03以下0を含まない]Sが過剰に存在すると、硫化物が結晶粒界に偏析し、粒界強度の低下を招いて耐遅れ破壊性が低下する。そのため、S含有量の上限を0.03とした。尚、S含有量の好ましい上限は0.01であり、より好ましくは0.006以下とするのが良い。[Ni:0.05~1.0]Niは耐食性向上元素であり、0.05以上添加することで効果を発揮する。しかしながら、多量に添加すると鋼材コストの増大を招くため、上限は1.0とする。尚、Ni含有量の好ましい下限は0.10であり、より好ましくは0.15以上である。また、Ni含有量の好ましい上限は0.80であり、より好ましい上限は0.50である。[Cr:0.01~1.50]Crは耐食性向上元素であり、0.01以上添加することで効果を発揮する。しかしながら、多量に添加すると鋼材コストの増大を招くため、上限は1.50とする。尚、Cr含有量の好ましい下限は0.05であり、より好ましい下限は0.10である。また、Cr含有量の好ましい上限は1.0であり、より好ましい上限は0.80である。[Cu:1.0以下0を含む]Cuは耐食性向上元素であり、この効果を発揮させるには、0.05以上含有させることが好ましい。しかし、多量に添加すると鋼材コストの増大を招くため、上限は1.0とする。尚、Cu含有量の好ましい上限は0.80であり、より好ましい上限は0.50である。[Al:0.01~0.10]Alは、鋼の脱酸に有効な元素であり、且つAlNを形成することによって、オーステナイト粒の粗大化を防止することができる。こうした効果を発揮させるためには、Al含有量は0.01以上とする必要がある。しかしながら、Al含有量が0.10を超えて過剰になっても、その効果が飽和する。尚、Al含有量の好ましい下限は0.02であり、より好ましくは0.03以上とするのが良い。また、Al含有量の好ましい上限は0.08であり、より好ましくは0.05以下とするのが良い。[Ti:0.01~0.1]Tiは、鋼中のNを固定するとともに、TiCを析出させて遅れ破壊性を向上させるのに有効である。また、上記で生成する窒化物および炭化物は、結晶粒の微細化に有用であり、これによって耐遅れ破壊性の更なる向上が図れることになる。これらの効果を有効に発揮させるためには、Tiは0.01以上含有させる必要がある。しかしながら、Ti含有量が過剰になって0.1を超えると、加工性の低下を招くことになる。尚、Ti含有量の好ましい下限は0.02であり、より好ましくは0.03以上とするのが良い。また、Ti含有量の好ましい上限は0.08であり、より好ましくは0.05以下とするのが良い。[B:0.0003~0.0050]Bは、鋼の焼入れ性を向上させる上で有効な元素であり、その効果を発揮させるためには0.0003以上含有させる必要がある。しかしながら、B含有量が過剰になって0.0050を超えると靭性が却って低下する。尚、B含有量の好ましい下限は0.0005であり、より好ましくは0.001以上とするのが良い。また、B含有量の好ましい上限は0.004であり、より好ましくは0.003以下とするのが良い。[N:0.002~0.010]Nは、溶製後の凝固段階で、Tiと結合してTiNを形成し、結晶粒の微細化を図って耐遅れ破壊性を向上させる。こうした効果は、Nの含有量が0.002以上で有効に発揮される。しかしながら、TiNが多量に形成されると、1300°C程度の加熱では溶解せず、Ti炭化物の形成を阻害する。また過剰のNは、遅れ破壊特性に対し却って有害となり、特に含有量が0.010を超えて過剰になると、遅れ破壊特性を著しく低下させる。尚、N含有量の好ましい下限は0.003であり、より好ましくは0.004以上とするのが良い。また、N含有量の好ましい上限は0.008であり、より好ましくは0.006以下とするのが良い。[Cu,NiおよびCrよりなる群から選ばれる1種以上:合計で0.10~3.0]Cu,NiおよびCrは、いずれも耐食性向上元素であり、それらの合計の添加量を0.10以上にすることで,鋼中への水素侵入を抑制し、耐遅れ破壊性を向上できる。しかしながら、これらの元素が過剰になると,鋼材コスト増大を招くため、合計で3.0以下とする必要がある。尚、これらの元素の合計含有量の好ましい下限は0.15であり、より好ましい下限は0.20である。また、これらの元素の合計含有量の好ましい上限は2.0であり、より好ましい上限は1.5である。本発明のボロン添加高強度ボルト用鋼における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物からなるものである。また、本発明のボロン添加高強度ボルト用鋼には、上記成分の他に必要によって、更に、NbやVを含有させることも有効である、これらの元素を含有させるときの適正な範囲および作用は下記の通りである。[Nb:0.01~0.1および/またはV:0.01~0.1]NbおよびVは、結晶粒の微細化や耐遅れ破壊性の向上に有効な元素であり、こうした効果を発揮させるためには、NbまたはVを0.01以上含有させることが好ましい。しかしながら、これらの元素を過剰に含有させると、熱間圧延まま材の強度が必要以上に高くなり、しかも鋼材コストの増大も招くためその上限を夫々0.1とした。尚、これらの元素の含有量の好ましい下限は、夫々0.02であり、より好ましくは0.03以上とするのが良い。また、含有量の好ましい上限は夫々0.08であり、より好ましくは0.06以下とするのが良い。上記化学成分組成を有するボロン添加高強度ボルト用鋼は、圧延後の組織が基本的にフェライトとパーライトの混合組織フェライトパーライトと表示となるが、この鋼材は、必要により球状化処理を実施し或は実施せずに、ボルト形状に成形加工した後、焼入れおよび焼戻し処理を行い、組織を焼戻しマルテンサイトとすることによって、所定の引張強さを確保できると共に、優れた耐遅れ破壊性を有するものとなる。このときの焼入れおよび焼戻し処理の適正な条件は、下記の通りである。焼入れ時の加熱では、安定的にオーステナイト化処理するために、850°C以上の加熱が必要である。しかしながら、960°Cを超えるような高温に加熱すると、結晶粒が粗大化し、遅れ破壊特性を却って劣化させる原因となる。従って、結晶粒粗大化を防止するため、960°C以下で加熱して焼入れすることが有用である。焼入れしたままのボルトは、靭性および延性が低く、そのままの状態ではボルト製品にならないので焼戻し処理を施す必要がある。そのためには、少なくとも200°C以上の温度で焼戻し処理することが有効である。この温度が600°Cを超えると、上記化学成分組成の鋼材では1100MPa以上の引張強さを確保することができなくなる。また、旧オーステナイト結晶粒度は、微細化するほど耐遅れ破壊性が向上するので好ましい。こうした効果を発揮させるには、結晶粒度番号JISG0551で8以上にすることが好ましい。以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含されるものである。下記表1に示す化学成分組成の鋼材試験No.1~24を溶製した後、圧延を行って、直径:12mmφの線材とした。各線材の圧延後の組織を表1に併記する。その後、870°Cから焼入れを行い、引張強さが1100MPa以上を確保できる範囲で焼戻しを行った後、引張試験を実施した。また、図1に示す切り欠き付き試験片を用いて耐食性と耐遅れ破壊性を評価した。更に、図1の試験片の切り欠きのないものを用いて耐遅れ破壊性を評価した。尚、引張試験では、軸部の切り欠きがないものを用い、遅れ破壊試験においては、ねじ部の応力集中を模擬できるように切り欠き付きの試験片を用いた。耐食性は、15HClに試験片を30分浸漬した際の浸漬前後の腐食減量によって評価した。また、耐遅れ破壊性は、15HClに試験片を30分浸漬し、水洗および乾燥した後、一定荷重を負荷し、100時間以上破断しない荷重を比較することで実施した。このとき、酸浸漬後に100時間以上破断しない荷重を、酸浸漬なしで引張試験した際の最大荷重で除した値を遅れ破壊強度比として定義し、この値遅れ破壊強度比が0.70以上のものを合格と判断した。それらの結果を、焼入れおよび焼戻し後の組織と共に、下記表2に示す。表2において、遅れ破壊強度比1は、切り欠きのない試験片を用いて耐遅れ破壊性を評価した結果を示しており、遅れ破壊強度比2は、切り欠き付き試験片を用いて耐遅れ破壊性を評価した結果を示している。尚、所定の引張強さ1100MPa以上の引張強さが得られなかった例については、耐食性および耐遅れ破壊性の試験を実施していない。また、これらの結果に基づき、比[Si]/[C]の値と遅れ破壊強度比2との関係を図2に示す。これらの結果から、次の様に考察できる。試験No.1~14のものは、本発明で規定する要件[化学成分組成および比[Si]/[C]]を満足する例本発明鋼であり、高い強度と共に、優れた耐遅れ破壊性を発揮していることが分かる。これに対し、試験No.15のものは、C含有量が少なくなっているので、通常の熱処理では1100MPa以上の引張強さを確保できない。試験No.16のものは、C含有量が多くなっているので、延性低下により遅れ破壊強度比が低下している切り欠きのない試験片では、耐遅れ破壊性に優れているが、切り欠き付き試験片では耐遅れ破壊性に劣っている。試験No.17のものは、Si含有量が少ないため、[Si]/[C]の比が1.0未満であり、通常の熱処理では1100MPa以上の引張強さを確保できていない。試験No.18のものは、個々の元素の含有量は満足しているものの、[Si]/[C]の比が1.0未満のため、鋼材の耐食性が悪化して遅れ破壊強度比特に遅れ破壊強度比2が低下している。試験No.19のものは、Mn含有量が少ないものであり、通常の熱処理条件では1100MPa以上の引張強さを確保できていない。試験No.20のものは、Mn含有量が過剰になっているので、偏析によって粒界強度が低下し、耐遅れ破壊性が悪くなっている遅れ破壊強度比2が0.32。試験No.21のものは、Niが添加されていないものであり、耐食性が悪化し、耐遅れ破壊性が低くなっている遅れ破壊強度比1が0.64で、遅れ破壊強度比2が0.33。試験No.22のものは、必須であるNiとCrを含んでおらず、そのため耐食性が悪化し、耐遅れ破壊性が低くなっている遅れ破壊強度比1が0.62で、遅れ破壊強度比2が0.39。試験No.23のものは、必須であるCrを含んでいないため、耐食性が悪化し、耐遅れ破壊性が低くなっている遅れ破壊強度比2が0.41。試験No.24のものは、Cu、NiおよびCrの合計含有量が0.10未満であるため、耐食性が十分でなく、耐遅れ破壊性が低くなっている遅れ破壊強度比2が0.62。また表2の試験No.15~24のうち、耐遅れ破壊性を評価したものについて、遅れ破壊強度比1は0.70以上であるが、遅れ破壊強度比2は0.70に満たない例が多くみられる。このことから、特許文献6のように耐遅れ破壊性の評価に切り欠きのない試験片を用いた場合には、耐遅れ破壊性に優れていると評価される場合であっても、本発明でボルトを想定して切り欠きを有する試験片を用いた場合には、耐遅れ破壊性に劣る場合があるといえる。つまり、本発明のようなボルト用鋼の耐遅れ破壊性は、より厳しい評価であるといえる。図3は、試験No.1~14本発明例と試験No.15~24のうち耐食性および耐遅れ破壊性の試験を実施した例比較例の、腐食減量と遅れ破壊強度比2の値をグラフ化したものである。この図3から、本発明例は比較例と比べて、腐食減量が小さく、切り欠き付き試験片を用いて測定した遅れ破壊強度比2が高い、即ち、耐遅れ破壊性に優れていることがわかる。"