WO2017122830A1 - 非調質機械部品用鋼線及び非調質機械部品 - Google Patents

非調質機械部品用鋼線及び非調質機械部品 Download PDF

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WO2017122830A1
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真 小此木
大輔 平上
直樹 松井
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • This disclosure relates to steel wires for non-heat treated machine parts and non-heat treated machine parts.
  • Patent Document 11 discloses a high-strength bolt having a tensile strength of 1200 MPa or more, in which the structure is a pearlite structure and then subjected to wire drawing.
  • Patent Document 3 discloses a pearlite-structured wire rod for high-strength bolts having a tensile strength of 1200 MPa or more.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 54-101743
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 11-315348
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 11-315349
  • Patent Document 4 Japanese Patent Laid-Open No. 2000-144306
  • Patent Document 5 Special JP 2000-337332
  • Patent Document 6 JP 2001-348618
  • Patent Document 7 JP 2002-069579
  • Patent Document 8 JP 2003-193183
  • Patent Document 9 JP 2004-307929
  • Patent Document 10 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2005-281860
  • Patent Document 11 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2008-261027
  • High-strength mechanical parts with a tensile strength of 1100 MPa or higher are hot rolled from carbon steel for machine structure to which alloy elements such as Mn, Cr, and Mo are added, and spheroidized annealing is performed after hot rolling. And then softened, then formed into a predetermined shape by cold working (for example, cold forging, rolling, etc.), and then subjected to quenching and tempering to give strength.
  • the steel material of the alloy steel described above may have a high alloy element content, and in this case, the steel material price becomes high.
  • molding are required, manufacturing cost rises.
  • a technique for reducing the manufacturing cost a technique is known in which softening annealing and quenching and tempering are omitted, and a wire rod whose strength has been increased by rapid cooling, precipitation strengthening, or the like is applied to provide a predetermined strength. It has been.
  • This technique is used for manufacturing machine parts, and machine parts (for example, bolts) manufactured using this technique are called non-heat treated machine parts (for example, non-heat treated bolts).
  • Non-tempered mechanical parts having a tensile strength of 1100 MPa or more can be produced by cold working a steel wire having a tensile strength of 900 MPa or more.
  • the hydrogen embrittlement resistance of high-strength mechanical parts having a tensile strength of 1100 MPa or more is improved to some extent by a technique for drawing a pearlite structure.
  • the steel wire for obtaining a high-strength mechanical part by cold working increases, the steel wire is cooled particularly when the tensile strength of the steel wire is 900 MPa or more. In some cases, cold workability may deteriorate when hot working to obtain a high-strength machine part.
  • the subject of this indication is excellent in cold workability at the time of manufacturing a non-tempered machine part by cold work, although it is a steel wire of tensile strength 900MPa or more, and made it a non-tempered machine part.
  • An object of the present invention is to provide a steel wire for non-tempered mechanical parts having excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • the subject of this indication is that it can manufacture using the steel wire excellent in cold workability, and is providing the non-tempered mechanical component excellent in tensile strength and hydrogen embrittlement resistance.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.50 to 2.00%, Al: 0.005 to 0.050%, P: 0 to 0.030%, S: 0 to 0.030%, N: 0 to 0.0050%, Cr: 0 to 1.00%, Ti: 0 to 0.050%, Nb: 0 to 0.05%, V: 0 to 0.10%, B: 0 to 0.0050%, O: 0 to 0.0030%, and The balance: Fe and impurities, When the metal structure is C% [C%], the area ratio is (35 ⁇ [C%] + 50)% or more of bainite, and the balance that is at least one of proeutectoid ferrite and pearlite.
  • a cross section parallel to the axial direction of the steel wire and including the central axis is an L cross section
  • a cross section perpendicular to the axial direction of the steel wire is a C cross section
  • a diameter of the steel wire is D
  • a depth from the surface of the steel wire in the L cross section is
  • AR is 1.4.
  • (AR) / (average aspect ratio of bainite grains measured at a position of depth 0.25D from the surface of the steel wire in the L cross section) is 1.1 or more and GD is (15 / AR) ⁇ m or less.
  • (GD) / (average particle diameter of bainite grains measured at a position of depth 0.25D from the surface of the steel wire in the C cross section) is less than 1.0, A steel wire for non-tempered mechanical parts having a tensile strength of 900 to 1500 MPa.
  • ⁇ 2> By mass% Cr: more than 0 and 1.00% or less, Ti: more than 0 and 0.050% or less, Nb: more than 0 and 0.05% or less, The steel wire for non-heat treated machine parts according to ⁇ 1>, containing one or more of V: more than 0 and 0.10% or less and B: more than 0 and 0.0050% or less.
  • ⁇ 3> The steel wire for non-heat treated machine part according to ⁇ 1> or ⁇ 2>, wherein D is 3 to 30 mm.
  • ⁇ 4> The steel wire for non-heat treated machine parts according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 3>, which has a critical compression ratio of 75% or more.
  • ⁇ 5> Including a cylindrical shaft part, Chemical composition is mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.50 to 2.00%, Al: 0.005 to 0.050%, P: 0 to 0.030%, S: 0 to 0.030%, N: 0 to 0.0050%, Cr: 0 to 1.00%, Ti: 0 to 0.050%, Nb: 0 to 0.05%, V: 0 to 0.10%, B: 0 to 0.0050%, O: 0 to 0.0030%, and The balance: Fe and impurities, When the metal structure is C% [C%], the area ratio is (35 ⁇ [C%] + 50)% or more of bainite, and the balance that is at least one of proeutectoid ferrite and pearlite.
  • a cross section parallel to the axial direction of the cylindrical shaft portion and including the central axis is an L cross section
  • a cross section perpendicular to the axial direction of the cylindrical shaft portion is a C cross section
  • the diameter of the cylindrical shaft portion is Is D
  • the average aspect ratio of the bainite grains measured at a position 50 ⁇ m deep from the surface of the cylindrical shaft portion in the L section is AR, and 50 ⁇ m deep from the surface of the cylindrical shaft portion in the C section.
  • the average particle size of the bainite grains measured at the position is GD
  • AR is 1.4 or more
  • (AR) / position at a depth of 0.25D from the surface of the cylindrical shaft portion in the L cross section
  • the average aspect ratio of the bainite grains measured in (1) is 1.1 or more
  • the GD is (15 / AR) ⁇ m or less
  • the depth from the surface of the cylindrical shaft portion in the (GD) / (C cross section is 0.
  • Average particle size of bainite grains measured at a position of 25D There is less than 1.0, A non-heat treated machine part, wherein the cylindrical shaft portion has a tensile strength of 1100 to 1500 MPa.
  • ⁇ 6> By mass% Cr: more than 0 and 1.00% or less, Ti: more than 0 and 0.050% or less, Nb: more than 0 and 0.05% or less, The non-heat treated machine part according to ⁇ 5>, containing one or more of V: more than 0 and 0.10% or less and B: more than 0 and 0.0050% or less.
  • ⁇ 7> A cold-worked product of the steel wire for non-tempered machine parts according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 4>, including a columnar shaft portion, and tension of the columnar shaft portion Non-tempered mechanical parts having a strength of 1100-1500 MPa.
  • ⁇ 8> The non-heat treated machine part according to any one of ⁇ 5> to ⁇ 7>, which is a non-heat treated bolt.
  • the present disclosure although it is a steel wire having a tensile strength of 900 MPa or more, it is excellent in cold workability when manufacturing a non-tempered mechanical part by cold working, and is a non-heat treated mechanical part.
  • a steel wire for non-tempered mechanical parts having excellent hydrogen embrittlement resistance is provided.
  • it can manufacture using the steel wire excellent in cold workability, and the non-tempered mechanical component excellent in tensile strength and hydrogen embrittlement resistance is provided.
  • a numerical range expressed using “to” means a range including numerical values described before and after “to” as a lower limit value and an upper limit value.
  • “%” indicating the content of a component (element) means “% by mass”.
  • the content of C (carbon) may be referred to as “C content”.
  • the content of other elements may be expressed in the same manner.
  • the term “process” is not limited to an independent process, and is included in this term if the intended purpose of the process is achieved even when it cannot be clearly distinguished from other processes. It is.
  • the steel wire for non-heat treated machine parts of the present disclosure (hereinafter also simply referred to as “steel wire”) has a chemical composition of mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.05 to 0. .50%, Mn: 0.50-2.00%, Al: 0.005-0.050%, P: 0-0.030%, S: 0-0.030%, N: 0-0.
  • a cross section parallel to the axial direction of the steel wire and including the central axis is an L cross section
  • a cross section perpendicular to the axial direction of the steel wire is a C cross section
  • a diameter of the steel wire is D
  • a depth from the surface of the steel wire in the L cross section is
  • AR is 1.4.
  • (AR) / (average aspect ratio of bainite grains measured at a position of depth 0.25D from the surface of the steel wire in the L cross section) is 1.1 or more and GD is (15 / AR) ⁇ m or less.
  • (GD) / (average particle diameter of bainite grains measured at a position of depth 0.25D from the surface of the steel wire in the C cross section) is less than 1.0,
  • the tensile strength is 900-1500 MPa.
  • the steel wire of the present disclosure is a steel wire having a tensile strength of 900 MPa or more, cold workability when producing non-tempered mechanical parts by cold working (hereinafter, also simply referred to as “cold workability”) Excellent. Furthermore, the steel wire of the present disclosure is excellent in hydrogen embrittlement resistance (hereinafter also simply referred to as “hydrogen embrittlement resistance”) when used as a non-heat treated machine part. In other words, by cold working the steel wire of the present disclosure, it is possible to manufacture a non-tempered mechanical component having excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • the above-described chemical composition contributes to both cold workability and hydrogen embrittlement resistance. Details of the chemical composition will be described later.
  • the metal structure of a steel wire having such a chemical composition tends to be a metal structure mainly composed of a two-phase structure of pro-eutectoid ferrite and pearlite.
  • a metal structure mainly composed of a two-phase structure of pro-eutectoid ferrite and pearlite has low cold workability and hydrogen embrittlement resistance.
  • the metal structure of the steel wire of the present disclosure is a metal structure mainly composed of bainite, and more specifically, the metal structure of the steel wire of the present disclosure has an area ratio of bainite (35 ⁇ [C% ] +50)% or more of the metal structure.
  • the reason why the area ratio of bainite depends on [C%] is that the lower the C content, the lower the C content in the range of 0.20 to 0.40%. This is because ferrite tends to be generated and bainite tends not to be generated.
  • the steel wire of the present disclosure has an average aspect ratio of bainite grains (that is, “AR” in the present specification) measured at a position of a depth of 50 ⁇ m from the surface of the steel wire in the L section is 1.4 or more, and (AR) / (average aspect ratio of bainite grains measured at a position of depth 0.25D from the surface of the steel wire in the L cross section) is 1.1 or more.
  • a position having a depth of 50 ⁇ m from the surface of the steel wire may be referred to as a “depth 50 ⁇ m position” or a “surface layer”.
  • surface layer in the present specification means a position having a depth of 50 ⁇ m from the surface of the steel wire.
  • the position at a depth of 0.25D from the surface of the steel wire (that is, the position at which the depth from the surface of the steel wire is 0.25 times the diameter of the steel wire (ie, D)) is expressed as “depth. "0.25D position” or “0.25D”.
  • (AR) / average aspect ratio of bainite grains measured at a position of depth 0.25D from the surface of the steel wire in the L cross section) is expressed as “aspect ratio ratio [surface layer / 0.25D] of bainite grains. ] ".
  • the aspect ratio [surface layer / 0.25D] is 1.1 or more. That is, in the L cross section of the steel wire of the present disclosure, the bainite grains in the surface layer of the steel wire (ie, at a depth of 50 ⁇ m) are stretched more than the bainite grains inside the steel wire (ie, at a depth of 0.25D). ing. Moreover, in the L cross section of the steel wire of the present disclosure, the average aspect ratio (that is, AR) of the bainite grains in the surface layer is 1.4 or more. In the steel wire of the present disclosure, by satisfying these conditions, the hydrogen embrittlement resistance (that is, the hydrogen embrittlement resistance when a non-heat treated machine part is formed by cold working) is improved. The reason for this is considered that the elongated bainite grains in the surface layer become resistance to hydrogen intrusion from the surface of the steel wire and / or resistance to crack propagation.
  • the average particle diameter (GD) of bainite grains measured at a depth of 50 ⁇ m in the C cross section is (15 / AR) ⁇ m or less, and (GD) / (depth 0 in the C cross section)
  • the average particle size of the bainite grains measured at a position of 25D is less than 1.0.
  • (GD) / (average particle size of bainite grains measured at a depth of 0.25D in the C cross section) is referred to as “particle size ratio [surface layer / 0.25D]” of bainite grains. There is.
  • the ratio of the grain size of bainite grains [surface layer / 0.25D] is less than 1.0. That is, in the C cross section of the steel wire of the present disclosure, the bainite grains in the surface layer of the steel wire (ie, at a depth of 50 ⁇ m) are made finer than the bainite grains inside the steel wire (ie, at a depth of 0.25D). Has been. Moreover, in the C cross section of the steel wire of the present disclosure, the average particle size (ie, GD) of bainite grains in the surface layer is (15 / AR) ⁇ m or less.
  • the cold workability of the steel wire is improved, and the hydrogen embrittlement resistance (that is, the resistance to non-heat treated mechanical parts by cold working). Hydrogen embrittlement characteristics) are improved.
  • the reason why the cold workability of the steel wire is improved by satisfying the above conditions is that the ductility of the steel wire is improved because the surface bainite grains are fine (that is, (15 / AR) ⁇ m or less). Conceivable.
  • the reason why the hydrogen embrittlement resistance is improved by satisfying the above conditions is related to the fact that the surface bainite grains are fine and that hydrogen tends to segregate at the grain boundaries. it is conceivable that.
  • the fineness of the bainite grains in the surface layer increases the total area of the crystal grain boundaries in the surface layer.
  • the ability to capture hydrogen in the surface layer that is, the ability to prevent hydrogen from penetrating into the steel wire
  • the steel wire of the present disclosure has a tensile strength of 900 to 1500 MPa.
  • the steel wire of the present disclosure having a tensile strength of 900 to 1500 MPa (that is, a steel wire for non-tempered mechanical parts) produces a non-tempered mechanical part having a tensile strength of 1100 to 1500 MPa by cold working. Suitable for use.
  • the cold work in the present disclosure may be only one kind of work, or may be a plurality of kinds of work (for example, cold forging and rolling).
  • the non-tempered mechanical part having a tensile strength of 1100 to 1500 MPa may be manufactured by cold working the steel wire of the present disclosure and then holding it within a temperature range of 100 to 400 ° C.
  • the steel wire of the present disclosure is mainly composed of bainite and satisfies the above-described conditions. Therefore, the steel wire having a tensile strength of 900 MPa or more is used to obtain a non-heat treated machine part by cold working. Excellent cold workability.
  • a steel wire whose tensile strength is 900 MPa or more and mainly composed of pearlite and a steel wire whose tensile strength is 900 MPa or more and mainly composed of a pro-eutectoid ferrite-pearlite two-phase structure Tends to have low cold workability.
  • C is an element necessary for ensuring tensile strength.
  • the C content in the chemical composition in the present disclosure is 0.20% or more, preferably 0.25% or more.
  • the C content in the chemical composition in the present disclosure is 0.40% or less, preferably 0.35% or less.
  • Si 0.05-0.50%
  • Si is a deoxidizing element and is an element that increases the tensile strength by solid solution strengthening.
  • the Si content in the chemical composition in the present disclosure is 0.05% or more, preferably 0.15% or more.
  • the Si content in the chemical composition in the present disclosure is 0.50% or less, preferably 0.30% or less.
  • Mn is an element that increases the tensile strength of steel.
  • the Mn content in the chemical composition in the present disclosure is 0.50% or more, preferably 0.70% or more.
  • the Mn content in the chemical composition in the present disclosure is 2.00% or less, preferably 1.50% or less.
  • Al is a deoxidizing element and an element that forms AlN that functions as pinning particles. AlN refines crystal grains, thereby improving cold workability.
  • Al is an element having an action of reducing the solid solution N to suppress dynamic strain aging and an action of improving hydrogen embrittlement resistance.
  • the Al content in the chemical composition in the present disclosure is 0.005% or more, preferably 0.020% or more.
  • the Al content in the chemical composition in the present disclosure is 0.050% or less, preferably 0.040% or less.
  • P is an element that segregates at the grain boundaries to deteriorate the resistance to hydrogen embrittlement and to deteriorate the cold workability.
  • the P content in the chemical composition in the present disclosure is 0.030% or less, preferably 0.015% or less. Since the steel wire of this indication does not need to contain P, the lower limit of P content is 0%. However, from the viewpoint of reducing the manufacturing cost (dephosphorization cost), the P content may be more than 0%, 0.002% or more, or 0.005% or more. .
  • S is an element that segregates at the crystal grain boundaries to deteriorate the resistance to hydrogen embrittlement and the cold workability.
  • the S content is 0.030% or less, preferably 0.015% or less, and more preferably 0.010% or less. Since the steel wire of this indication does not need to contain S, the lower limit of S content is 0%. However, from the viewpoint of reducing manufacturing costs (desulfurization costs), the S content may be more than 0%, 0.002% or more, or 0.005% or more.
  • N is an element that degrades cold workability due to dynamic strain aging and may further degrade hydrogen embrittlement resistance.
  • the N content is set to 0.0050% or less in the chemical composition of the present disclosure.
  • the N content is preferably 0.0040% or less.
  • the lower limit of the N content is 0%.
  • the N content may be greater than 0%, may be 0.0010% or more, or may be 0.0020% or more. 0.0030% or more may be sufficient.
  • ⁇ Cr 0 to 1.00% Cr is an arbitrary element. That is, the lower limit of the Cr content in the chemical composition in the present disclosure is 0%. Cr is an element that increases the tensile strength of steel. From the viewpoint of obtaining such an effect, the Cr content is preferably more than 0%, more preferably 0.01% or more, still more preferably 0.03% or more, and further preferably 0.05% or more. And particularly preferably 0.10% or more. On the other hand, when the Cr content is more than 1.00%, martensite is liable to occur, thereby deteriorating cold workability. Therefore, the Cr content in the chemical composition in the present disclosure is 1.00% or less, preferably 0.70% or less, and more preferably 0.50% or less.
  • Ti is an arbitrary element. That is, the lower limit value of the Ti content in the chemical composition in the present disclosure is 0%.
  • Ti is a deoxidizing element, and is an element that forms TiN, reduces solid solution N to suppress dynamic strain aging, and enhances hydrogen embrittlement resistance. From the viewpoint of obtaining these effects, the Ti content is preferably more than 0%, more preferably 0.005% or more, and still more preferably 0.015% or more. On the other hand, when the Ti content is more than 0.050%, the above-described effects are saturated and wrinkles are likely to occur during hot rolling. Therefore, the Ti content in the chemical composition in the present disclosure is 0.050% or less, preferably 0.035% or less.
  • Nb is an arbitrary element. That is, the lower limit value of the Nb content in the chemical composition in the present disclosure is 0%. Nb is an element that forms NbN, reduces solid solution N to suppress dynamic strain aging, and enhances hydrogen embrittlement resistance. From the viewpoint of obtaining these effects, the Nb content is preferably more than 0%, more preferably 0.005% or more, and still more preferably 0.015% or more. On the other hand, when the Nb content is more than 0.05%, the above effect is saturated and wrinkles are likely to occur during hot rolling. Therefore, the Nb content in the chemical composition in the present disclosure is 0.05% or less, preferably 0.035% or less.
  • V is an arbitrary element. That is, the lower limit value of the V content in the chemical composition in the present disclosure is 0%. V is an element that forms VN, reduces solid solution N to suppress dynamic strain aging, and enhances hydrogen embrittlement resistance. From the viewpoint of obtaining these effects, the V content is preferably more than 0%, more preferably 0.02% or more. On the other hand, when the V content is more than 0.10%, the above-described effects are saturated and wrinkles are easily generated during hot rolling. Therefore, the V content in the chemical composition in the present disclosure is 0.10% or less, preferably 0.05% or less.
  • B is an arbitrary element. That is, the lower limit of the B content in the chemical composition in the present disclosure is 0%. B has the effect of suppressing grain boundary ferrite, improving the cold workability and hydrogen embrittlement resistance, and promoting the bainite transformation. From the viewpoint of obtaining these effects, the B content is preferably more than 0%, more preferably 0.0003% or more. On the other hand, when the B content exceeds 0.0050%, the above-described effect is saturated. Therefore, the B content in the chemical composition in the present disclosure is 0.0050% or less.
  • the chemical composition in the present disclosure is, in terms of mass%, Cr: more than 0 and 1.00%, Ti: more than 0 and less than 0.050%, Nb: more than 0 and 0 from the viewpoint of obtaining the effects of each of the above-described arbitrary elements. 0.05% or less, V: more than 0 and 0.10% or less, and B: more than 0 and 0.0050% or less may be contained.
  • O exists in the steel wire as oxides such as Al and Ti.
  • the O content in the chemical composition in the present disclosure is 0.0030% or less, preferably 0.0020% or less. Since the steel wire of this indication does not need to contain O, the lower limit of O content is 0%. However, from the viewpoint of reducing the manufacturing cost (deoxidation cost), the O content may be more than 0%, may be 0.0002% or more, and may be 0.0005% or more. .
  • the remainder excluding the above-described elements is Fe and impurities.
  • the impurity refers to a component contained in the raw material or a component mixed in the manufacturing process and not intentionally contained in the steel. Examples of impurities include all elements other than the elements described above.
  • the element as the impurity may be only one type or two or more types.
  • the metallographic structure of the steel wire according to the present disclosure includes at least one of bainite having an area ratio of (35 ⁇ [C%] + 50)% or more, proeutectoid ferrite, and pearlite, where C% is [C%]. And the rest. Thereby, cold workability and hydrogen embrittlement resistance are improved.
  • the area ratio of bainite in the metal structure of the steel wire is less than (35 ⁇ [C%] + 50)%, the strength (tensile strength, hardness, etc.) of the steel wire becomes non-uniform. Cracks are likely to occur during cold working of parts (that is, cold workability is reduced).
  • the area ratio of bainite is preferably (35 ⁇ [C%] + 55)% or more, and (35 ⁇ [C%] + 60)%. More preferably. From the viewpoint of production suitability, the area ratio of bainite is preferably 98% or less, more preferably 95% or less, and still more preferably 90% or less.
  • the specific preferable range of the area ratio of bainite is preferably 60 to 98%, more preferably 65 to 95%, and more preferably 70 to 90%, although it depends on [C%]. Is particularly preferred.
  • the balance in the metal structure of the steel wire of the present disclosure is at least one of proeutectoid ferrite and pearlite.
  • the balance contains martensite, cold workability and hydrogen embrittlement resistance when used as a non-tempered mechanical part are deteriorated.
  • the area ratio (%) of bainite refers to a value obtained by the following procedure.
  • the C cross section of the steel wire is etched using nital to reveal a metal structure.
  • four observation positions are selected every 90 ° in the circumferential direction from a position of 50 ⁇ m depth in the C cross-section after etching (that is, a circumferential position), and each observation position is subjected to FE-SEM ( Using a Field Emission-Scanning Electron Microscope), take an SEM photograph at a magnification of 1000 times.
  • the steel wire of the present disclosure has an AR (that is, an average aspect ratio of bainite grains measured at a depth of 50 ⁇ m in the L cross section) of 1.4 or more. This improves the hydrogen embrittlement resistance. This is because, as described above, the extended bainite grains in the surface layer (that is, bainite grains having an AR of 1.4 or more) are resistant to hydrogen intrusion from the surface of the steel wire and / or the progress of cracks. This is considered to be a resistance to the above. When the AR of the steel wire is less than 1.4, the AR of the non-heat treated machine part obtained by cold working the steel wire is also less than 1.4. In this case, since the above effect (an effect of resistance to hydrogen penetration and / or an effect of resistance to crack propagation) is difficult to obtain, the hydrogen embrittlement resistance of non-tempered mechanical parts does not improve.
  • AR that is, an average aspect ratio of bainite grains measured at a depth of 50 ⁇ m in the L cross section
  • AR is preferably 1.5 or more, and more preferably 1.6 or more.
  • AR is preferably 2.5 or less, and more preferably 2.0 or less, from the viewpoint of suitability for manufacturing a steel wire.
  • bainite grains mean bainite in a region surrounded by a boundary having an orientation difference of 15 ° or more in a crystal orientation map of a bcc structure obtained by an EBSD (electron back scattering scattering) method. That is, the boundary where the orientation difference is 15 ° or more is a grain boundary of bainite grains.
  • EBSD electron back scattering scattering
  • AR means a value measured by the following procedure.
  • four observation positions are selected at intervals of 2.0 mm from the straight line indicating the position of the depth of 50 ⁇ m in the L cross section of the steel wire, and the bcc in the region of the depth direction of 50 ⁇ m and the axial direction of 250 ⁇ m centered on each observation position.
  • Crystal orientation maps of the structure are obtained using an EBSD device.
  • ten bainite grains are selected in order from the group with the largest equivalent circle diameter from the group of bainite grains traversed by a straight line indicating a position having a depth of 50 ⁇ m.
  • the aspect ratio of each of the 10 selected bainite grains is determined, and the average value of the aspect ratios (that is, 10 values) of the 10 bainite grains is AR (that is, the depth in the L cross section is 50 ⁇ m). Average aspect ratio of bainite grains measured at the position).
  • the aspect ratio of bainite grains means a value obtained by dividing the major axis of bainite grains by the minor axis (that is, major axis / minor axis).
  • the major axis of the bainite grains means the maximum length of the bainite grains
  • the minor axis of the bainite grains means the maximum length in the direction orthogonal to the major axis direction.
  • FIG. 1 is a conceptual diagram illustrating an example of bainite grains in an L cross section of a steel wire according to an example of the present disclosure.
  • the shape of the bainite grains may be a polygonal shape as shown in FIG. 1, an elliptical shape, or a shape other than the polygonal shape and the elliptical shape (for example, an indefinite shape).
  • the bainite grains only need to have an AR of 1.4 or more, and the shape is not particularly limited.
  • the steel wire of the present disclosure has an aspect ratio ratio [surface layer / 0.25D] (that is, (AR) / (average aspect ratio of bainite grains measured at a depth of 0.25D position in the L cross section)) of 1. 1 or more.
  • the steel wire of the present disclosure has improved hydrogen embrittlement resistance as described above when the aspect ratio [surface layer / 0.25D] is 1.1 or more.
  • the reason for this is considered that the elongated bainite grains in the surface layer are resistant to hydrogen intrusion from the surface of the steel wire and / or resistant to crack propagation.
  • the steel wire of the present disclosure has an aspect ratio ratio [surface layer / 0.25D] of 1.1 or more, strain concentrates on the surface layer of the steel wire, so that the hydrogen embrittlement resistance can be effectively improved. Can be improved. If the ratio of the aspect ratio [surface layer / 0.25D] is less than 1.1, it is necessary to increase not only the surface layer of the steel wire but also the internal strain of the steel wire. In some cases, it cannot be improved, or the productivity of the steel wire may be reduced.
  • the aspect ratio [surface layer / 0.25D] is preferably 1.2 or more from the viewpoint of improving the hydrogen embrittlement resistance.
  • the aspect ratio ratio [surface layer / 0.25D] is preferably 2.0 or less, more preferably 1.8 or less, and 1.6 or less, from the viewpoint of the suitability for manufacturing the steel wire. Is particularly preferred.
  • the average aspect ratio of the bainite grains measured at the depth 0.25D position in the L cross section is to change the observation position from the depth 50 ⁇ m position in the L cross section to the depth 0.25D position in the L cross section. Except for the above, it is measured by the same method as the AR measurement method described above.
  • the steel wire of the present disclosure has a GD (that is, an average particle size of bainite grains measured at a depth of 50 ⁇ m in the C cross section) of (15 / AR) ⁇ m or less. Since the bainite grains are fine (that is, GD is (15 / AR) ⁇ m or less), the cold workability and hydrogen embrittlement resistance are improved as described above.
  • GD is preferably 10.0 ⁇ m or less, and more preferably 9.5 ⁇ m or less. GD is preferably 5.0 ⁇ m or more, and more preferably 6.0 ⁇ m or more, from the viewpoint of the suitability for manufacturing a steel wire.
  • GD means a value measured by the following procedure. First, on the circumference showing the position of 50 ⁇ m depth in the C cross section of the steel wire, eight observation positions are selected at intervals of 45 ° in the circumferential direction, and bcc in a 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m region centered on each observation position. Crystal orientation maps of the structure are obtained using an EBSD device. The equivalent circle diameters of all bainite grains included in the whole of the obtained eight crystal orientation maps are respectively measured. Let the average value of the obtained measured value be GD (that is, the average particle diameter of bainite grains measured at a depth of 50 ⁇ m in the C cross section).
  • the steel wire of the present disclosure has a particle size ratio [surface layer / 0.25D] (that is, (GD) / (average particle size of bainite grains measured at a depth of 0.25D position in the C cross section)). Is less than zero.
  • the steel wire of the present disclosure has an improved particle size ratio [GD / 0.25D] of less than 1.0, thereby improving cold workability and hydrogen embrittlement resistance.
  • the particle size ratio [GD / 0.25D] is preferably 0.98 or less, more preferably 0.95 or less, from the viewpoint of further improving cold workability and hydrogen embrittlement resistance. 0.93 or less is particularly preferable.
  • the particle size ratio [GD / 0.25D] is preferably 0.80 or more, more preferably 0.90 or more, and preferably 0.91 or more from the viewpoint of the suitability for manufacturing the steel wire. Is particularly preferred.
  • the average particle size of the bainite grains measured at the depth 0.25D position in the C cross section is to change the observation position from the depth 50 ⁇ m position in the C cross section to the depth 0.25D position in the C cross section. Except for the above, it is measured by the same method as the above-described GD measurement method.
  • the steel wire of the present disclosure has a tensile strength (TS) of 900 to 1500 MPa.
  • TS tensile strength
  • the steel wire of the present disclosure is 900 MPa or more, non-tempered mechanical parts having a TS of 1100 MPa or more can be easily manufactured by cold working the steel wire.
  • TS of a steel wire is 900 Mpa or more.
  • the steel wire of the present disclosure has the above-described chemical composition and metal structure, it is excellent in cold workability while being a steel wire having a TS of 900 MPa or more.
  • TS of the steel wire of this indication is 1500 Mpa or less, it is excellent in the manufacture aptitude and cold workability of a steel wire.
  • the tensile strength (TS) of the steel wire and the tensile strength (TS) of the non-heat treated machine part are both JIS Z 2201 (2011) using a 9A test piece, and JIS Z 2201 ( 2011) means a value measured in accordance with the test method described.
  • the steel wire TS of the present disclosure is preferably 900 to 1300 MPa, more preferably 900 to 1200 MPa, from the viewpoint of further improving the manufacturability and cold workability of the steel wire.
  • D that is, the diameter of the steel wire
  • D is preferably 3 to 30 mm, more preferably 5 to 25 mm, and particularly preferably 5 to 20 mm.
  • the steel wire of the present disclosure preferably has a critical compressibility of 75% or more from the viewpoint of cold workability.
  • the method for measuring the limit compression rate is as shown in the examples described later.
  • Production method A includes a step of obtaining a wire by heating a steel slab having a chemical composition according to the present disclosure to 1000 to 1150 ° C. and performing hot rolling at a finish rolling temperature of 800 to 950 ° C .; A step of isothermal transformation treatment by immersing the wire having a temperature of 800 to 950 ° C. in a molten salt bath at 400 to 550 ° C. for 50 seconds or more; A step of water-cooling the wire material subjected to the constant temperature transformation treatment to a temperature of 300 ° C. or less; A step of obtaining a steel wire by subjecting the water-cooled wire to a wire drawing process with a total area reduction of 15 to 35%; including.
  • the chemical composition of the steel wire (target product) obtained by the manufacturing method A can be regarded as the same as the chemical composition of the steel slab (raw material) in the manufacturing method A.
  • the reason is that the hot rolling, the isothermal transformation treatment, the water cooling, and the wire drawing do not affect the chemical composition of the steel.
  • the manufacturing method A includes the step of performing the isothermal transformation treatment and the step of water cooling, thereby making it easy to manufacture the steel wire of the present disclosure in which the area ratio and the balance of the bainite satisfy the above-described conditions.
  • the immersion time for immersing the wire in the molten salt bath is 50 seconds or longer, the area ratio of the bainite and the remaining portion easily satisfy the above-described conditions.
  • the upper limit of the immersion time is not particularly limited. From the viewpoint of steel wire productivity, the immersion time is preferably 100 seconds or shorter, and more preferably 80 seconds or shorter.
  • the total area reduction is 15% or more, so that the tensile strength is 900 MPa or more. It is easy to manufacture a certain steel material. Further, in the wire drawing process, a steel material having an AR of 1.4 or more and an aspect ratio ratio [surface layer / 0.25D] of 1.1 or more because the total area reduction ratio is 35% or less. That is, compared with the bainite grains inside the steel material, it is easy to produce a steel material in which the bainite grains on the steel material surface layer are elongated.
  • the wire drawing process may be a process that includes the wire drawing process only once, or may be a process that includes the wire drawing process a plurality of times. That is, the total area reduction rate of 15 to 35% in the wire drawing process may be achieved by a single wire drawing process or a plurality of wire drawing operations.
  • the wire drawing process includes wire drawing only once, it is preferable to use a die having an approach half angle exceeding 10 ° as a die used for wire drawing. Thereby, it is easy to manufacture a steel material having an aspect ratio ratio [surface layer / 0.25D] of 1.1 or more.
  • the wire drawing process includes wire drawing multiple times, it is preferable to perform wire drawing multiple times under the condition that the area reduction rate in the final pass is 10% or less.
  • the area reduction rate in the final pass is more preferably 5 to 10%, more preferably 5 to 9%, and more preferably 5 to 8%. It is particularly preferred.
  • the steel wire of the present disclosure is particularly suitable as a steel wire for manufacturing a non-tempered mechanical part including a cylindrical shaft portion having a tensile strength of 1100 to 1500 MPa. That is, the steel wire of the present disclosure is cold-worked (and preferably held at 100 to 400 ° C. after cold working), thereby including a non-cylindrical shaft portion having a tensile strength of 1100 to 1500 MPa. Easy to manufacture tempered machine parts.
  • the chemical composition of the non-tempered mechanical part obtained by cold working the steel wire of the present disclosure (and preferably holding at 100 to 400 ° C. after the cold working) It can be considered the same as the chemical composition of the wire.
  • the reason is that cold work and heat treatment do not affect the chemical composition of the steel.
  • the metal structure of the non-heat treated machine part obtained by cold working the steel wire of the present disclosure (and performing a heat treatment at 100 to 400 ° C. after the cold working as necessary) It can be considered the same as the metal structure of the steel wire.
  • the reason is that the amount of cold working for obtaining a non-tempered mechanical part having a cylindrical shaft portion is very small.
  • Non-tempered machine parts a first embodiment and a second embodiment of the non-heat treated mechanical component (hereinafter, also simply referred to as “mechanical component”) of the present disclosure will be described.
  • the mechanical component of the first embodiment of the present disclosure includes a cylindrical shaft portion
  • the chemical composition is the chemical composition in the present disclosure described above,
  • the metal structure is C% [C%]
  • the area ratio is (35 ⁇ [C%] + 50)% or more of bainite, and the balance that is at least one of proeutectoid ferrite and pearlite.
  • a cross section parallel to the axial direction of the cylindrical shaft portion and including the central axis is an L cross section
  • a cross section perpendicular to the axial direction of the cylindrical shaft portion is a C cross section
  • the diameter of the cylindrical shaft portion is D.
  • the average aspect ratio of bainite grains measured at a position of 50 ⁇ m depth from the surface of the cylindrical shaft portion in the L section is AR
  • bainite is measured at a position of 50 ⁇ m depth from the surface of the cylindrical shaft portion in the C section.
  • the average particle size of the grains is GD
  • AR is 1.4 or more
  • Bainite grains having an average aspect ratio of 1.1 or more, a GD of (15 / AR) ⁇ m or less, and a depth of 0.25D from the surface of the cylindrical shaft portion in the GD / C section.
  • Average particle size) is less than 1.0
  • the tensile strength (TS) of the cylindrical shaft portion is 1100 to 1500 MPa.
  • the chemical composition and the metal structure of the cylindrical shaft portion that is, the bainite area ratio, AR, aspect ratio ratio [surface layer / 0.25D], GD, and average particle size
  • the ratio [surface layer / 0.25D] (the same applies hereinafter) is the same as the chemical composition and metal structure of the steel wire of the present disclosure. Therefore, the mechanical component of the first embodiment is excellent in hydrogen embrittlement resistance.
  • the machine part of the first embodiment can be manufactured by a steel wire excellent in cold workability (for example, a steel wire of the present disclosure).
  • the preferable aspect of the chemical composition and the metal structure of the cylindrical shaft portion in the mechanical component of the first embodiment is the same as the preferable aspect of the chemical composition and the metal structure of the steel wire of the present disclosure, respectively.
  • the mechanical component of the second embodiment of the present disclosure is a cold-worked product of the steel wire of the present disclosure (that is, a mechanical component obtained by cold-working the steel wire of the present disclosure), and is cylindrical.
  • the tensile strength of the shaft portion is 1100 to 1500 MPa. Therefore, the mechanical component of the second embodiment is excellent in hydrogen embrittlement resistance.
  • the first embodiment and the second embodiment may have overlapping portions. That is, not only the machine parts corresponding to one of the first embodiment and the second embodiment but also the machine parts corresponding to both the first embodiment and the second embodiment are naturally included in the machine parts of the present disclosure. Included in the range.
  • the TS of the machine part of the present disclosure (the machine part of the first embodiment and / or the second embodiment) is preferably 1100 MPa or more and less than 1410 MPa from the viewpoint of further improving the production suitability and hydrogen embrittlement resistance of the machine part, 1100 to 1406 MPa is more preferable, and 1100 to 1400 MPa is particularly preferable.
  • the mechanical component of the present disclosure is not particularly limited as long as it is a non-tempered mechanical component including a cylindrical shaft portion, and among them, a non-tempered bolt is particularly preferable.
  • the following manufacturing method X is mentioned as an example of the method of manufacturing the mechanical component of this indication.
  • the manufacturing method X includes the process of obtaining a machine part by cold-working the steel wire of this indication.
  • the production method X preferably includes a step of holding a machine part obtained by cold working within a temperature range of 100 to 400 ° C. (hereinafter also referred to as “holding step”). By including the holding step, it is easier to manufacture a mechanical component having a tensile strength of 1100 to 1500 MPa.
  • the holding temperature in the holding step is 100 to 400 ° C., preferably 200 to 400 ° C., more preferably 300 to 400 ° C.
  • the holding time in the holding step (that is, the time for holding the machine part within the above temperature range) is preferably 10 to 120 minutes, and more preferably 10 to 60 minutes.
  • the steel wire for non-heat treated machine parts and the non-heat treated machine parts of the present disclosure described above can be used for various machines such as automobiles, buildings, and the like.
  • ⁇ Cold workability of steel wire (measurement of critical compressibility)> The cold workability was evaluated by measuring the following critical compressibility for each level of steel wire.
  • a steel wire was machined to prepare a sample having a diameter D (that is, the diameter of the steel wire) and a length of 1.5 ⁇ D. Both end faces of the obtained sample were constrained using a pair of molds. As the pair of molds, molds each having a concentric groove on the contact surface with the end surface of the sample were used. In this state, the sample was compressed in the longitudinal direction. By performing a test in which the compression ratio of the sample in this compression was variously changed, the maximum compression ratio at which the sample did not crack was determined.
  • the maximum compression ratio at which no cracking of the sample occurred was defined as the critical compression ratio (%).
  • G the critical compression ratio
  • NG the cold workability is poor
  • TS tensile strength
  • F, P, and M mean pro-eutectoid ferrite, pearlite, and martensite, respectively.
  • the bainite area ratio is (35 ⁇ [C%] + 50)% or more, and the remaining structure is at least pro-eutectoid ferrite (F) and pearlite (P).
  • the AR is 1.4 or more
  • the aspect ratio [surface layer / 0.25D] is 1.1 or more
  • the GD is (15 / AR) ⁇ m or less
  • the particle size ratio [GD /0.25D] is less than 1.0
  • TS 900 to 1500 MPa.
  • Each level of steel wire in the examples is a steel wire of TS 900 MPa or more, and is excellent in cold workability and machine parts. In this case, the hydrogen embrittlement resistance was also excellent.
  • a machine part having a TS of 1100 MPa or more could be produced by cold working the steel wires of each level in the examples.
  • steel wires of levels 10, 13, and 21 (all of which are comparative examples) having a bainite area ratio of less than (35 ⁇ [C%] + 50)% were cold workability and machine parts.
  • the hydrogen embrittlement resistance was poor.
  • the steel wire of level 22 (comparative example) having a bainite area ratio of less than (35 ⁇ [C%] + 50)% and containing martensite in the balance is particularly bad in cold workability, and even manufactures machine parts. could not. For this reason, it was impossible to evaluate the resistance to hydrogen embrittlement of steel wires of level 22 when they were mechanical parts.
  • steel wires of levels 2, 8, and 15 (all of which are comparative examples) having an AR of less than 1.4 were inferior in hydrogen embrittlement resistance when used as machine parts.
  • steel wires of levels 2, 15, 23, and 24 (all of which are comparative examples) having an aspect ratio [surface layer / 0.25D] of less than 1.1 are resistant to hydrogen embrittlement when used as mechanical parts. It was inferior in chemical characteristics.
  • the steel wire of the level 5 and 27 (all are comparative examples) whose GD is more than (15 / AR) micrometer was inferior to the cold workability of a steel wire.
  • Level 27 was inferior in hydrogen embrittlement resistance when used as a machine part.
  • the steel wire of the level 5 and 28 (all are comparative examples) whose particle size ratio [GD / 0.25D] is 1.0 or more was inferior to the cold workability of the steel wire.
  • steel wires of levels 25 and 26 both are comparative examples
  • TS TS of less than 900 MPa
  • limit compression ratio is less than 75%)
  • the frequency of occurrence of work cracks was high when manufacturing machine parts.
  • mechanical parts manufactured using steel wires with poor cold workability limit compressibility is less than 75%) have poor dimensional accuracy.

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Abstract

質量％で、Ｃ：０．２０～０．４０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～２．００％、及びＡｌ：０．００５～０．０５０％を含み、残部がＦｅ及び不純物を含み、金属組織が（３５×［Ｃ％］＋５０）％以上のベイナイトを含み、直径をＤ、Ｌ断面における深さ５０μｍ位置でのベイナイト粒の平均アスペクト比をＡＲ、Ｃ断面における深さ５０μｍ位置でのベイナイト粒の平均粒径をＧＤとした場合に、ＡＲが１．４以上、（ＡＲ）／（Ｌ断面における深さ０．２５Ｄ位置でのベイナイト粒の平均アスペクト比）が１．１以上、ＧＤが（１５／ＡＲ）μｍ以下、（ＧＤ）／（Ｃ断面における深さ０．２５Ｄ位置でのベイナイト粒の平均粒径）が１．０未満を満足する非調質機械部品用鋼線。

Description

非調質機械部品用鋼線及び非調質機械部品
　本開示は、非調質機械部品用鋼線及び非調質機械部品に関する。
　近年、自動車等の各種機械、建築等の分野において、軽量化又は省スペース化の観点から、高強度機械部品に対するニーズが高まっている。
　しかし、高強度機械部品の強度が高くなるにつれ、特に、高強度機械部品の引張強さが１１００ＭＰａ以上である場合において、水素脆化による破壊が発生し易くなる（即ち、耐水素脆化特性が低下し易くなる）。
　高強度機械部品の耐水素脆化特性を改善する手法として、組織をパーライト組織とし、伸線加工によって組織を強化する手法が知られており、これまでに多くの提案がなされている（例えば、特許文献１～１１参照）。
　例えば、特許文献１１には、組織をパーライト組織とし、次いで、伸線加工を施した、引張強さ１２００ＭＰａ以上の高強度ボルトが開示されている。
　また、特許文献３には、引張強さが１２００ＭＰａ以上の高強度ボルト用の、パーライト組織の線材が開示されている。
　特許文献１：特開昭５４－１０１７４３号公報
　特許文献２：特開平１１－３１５３４８号公報
　特許文献３：特開平１１－３１５３４９号公報
　特許文献４：特開２０００－１４４３０６号公報
　特許文献５：特開２０００－３３７３３２号公報
　特許文献６：特開２００１－３４８６１８号公報
　特許文献７：特開２００２－０６９５７９号公報
　特許文献８：特開２００３－１９３１８３号公報
　特許文献９：特開２００４－３０７９２９号公報
　特許文献１０：特開２００５－２８１８６０号公報
　特許文献１１：特開２００８－２６１０２７号公報
　引張強さ１１００ＭＰａ以上の高強度機械部品は、機械構造用炭素鋼に、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏなどの合金元素を添加した合金鋼の鋼材を熱間圧延し、熱間圧延後に球状化焼鈍を行って軟質化させ、次いで、冷間加工（例えば、冷間鍛造、転造等）によって所定の形状に成形し、次いで、焼入れ焼戻しを行って強度を付与することによって、製造されている。
　しかし、上述した合金鋼の鋼材は、合金元素の含有量が高い場合があり、この場合には、鋼材価格が高くなる。また、上述した製法では、成形前の軟質化焼鈍、及び、成形後の焼入れ焼戻しを必要とするので、製造コストが上昇する。
　そこで、製造コストを低減する技術として、軟質化焼鈍及び焼入れ焼戻しを省略し、急速冷却、析出強化などによって強度を高めた線材に伸線加工を施すことにより、所定の強度を付与する技術が知られている。
　この技術は機械部品の製造に利用され、この技術を利用して製造した機械部品（例えばボルト）は、非調質機械部品（例えば非調質ボルト）と呼ばれている。
　引張強さ１１００ＭＰａ以上の非調質機械部品は、引張強さ９００ＭＰａ以上の鋼線を冷間加工することによって製造され得る。
　また、引張強さ１１００ＭＰａ以上の高強度機械部品の耐水素脆化特性は、パーライト組織を伸線加工する技術によって、ある程度向上される。
　しかし、これらの従来の技術では、冷間加工によって高強度機械部品を得るための鋼線の強度が増加するにつれて、特に、鋼線の引張強さが９００ＭＰａ以上である場合において、鋼線を冷間加工して高強度機械部品を得る際の冷間加工性が低下する場合がある。
　上述した事情により、引張強さ１１００ＭＰａ以上の高強度機械部品を得るための引張強さ９００ＭＰａ以上の鋼線において、冷間加工によって非調質機械部品を製造する際の冷間加工性と、非調質機械部品とした場合の耐水素脆化特性と、を両立させることが困難である場合がある。
　従って、本開示の課題は、引張強さ９００ＭＰａ以上の鋼線でありながら、冷間加工によって非調質機械部品を製造する際の冷間加工性に優れ、かつ、非調質機械部品とした場合の耐水素脆化特性に優れる非調質機械部品用鋼線を提供することである。
　また、本開示の課題は、冷間加工性に優れた鋼線を用いて製造することができ、引張強さ及び耐水素脆化特性に優れた非調質機械部品を提供することである。
　上記課題を解決するための手段には、以下の態様が含まれる。
＜１＞　化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．２０～０．４０％、
Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｐ：０～０．０３０％、
Ｓ：０～０．０３０％、
Ｎ：０～０．００５０％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｔｉ：０～０．０５０％、
Ｎｂ：０～０．０５％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｏ：０～０．００３０％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
　金属組織が、Ｃの質量％を［Ｃ％］とした場合に、面積率で（３５×［Ｃ％］＋５０）％以上のベイナイトと、初析フェライト及びパーライトの少なくとも一方である残部と、からなり、
　鋼線の軸方向と平行であって中心軸を含む断面をＬ断面とし、鋼線の軸方向と垂直な断面をＣ断面とし、鋼線の直径をＤとし、Ｌ断面における鋼線表面から深さ５０μｍの位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比をＡＲとし、Ｃ断面における鋼線表面から深さ５０μｍの位置で測定したベイナイト粒の平均粒径をＧＤとした場合に、ＡＲが１．４以上であり、（ＡＲ）／（Ｌ断面における鋼線表面から深さ０．２５Ｄの位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比）が１．１以上であり、ＧＤが（１５／ＡＲ）μｍ以下であり、（ＧＤ）／（Ｃ断面における鋼線表面から深さ０．２５Ｄの位置で測定したベイナイト粒の平均粒径）が１．０未満であり、
　引張強さが、９００～１５００ＭＰａである
非調質機械部品用鋼線。
＜２＞　質量％で、
Ｃｒ：０超１．００％以下、
Ｔｉ：０超０．０５０％以下、
Ｎｂ：０超０．０５％以下、
Ｖ：０超０．１０％以下、及び
Ｂ：０超０．００５０％以下の１種又は２種以上を含有する＜１＞に記載の非調質機械部品用鋼線。
＜３＞　前記Ｄが、３～３０ｍｍである＜１＞又は＜２＞に記載の非調質機械部品用鋼線。
＜４＞　限界圧縮率が７５％以上である＜１＞～＜３＞のいずれか１つに記載の非調質機械部品用鋼線。
＜５＞　円柱状の軸部を含み、
　化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．２０～０．４０％、
Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｐ：０～０．０３０％、
Ｓ：０～０．０３０％、
Ｎ：０～０．００５０％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｔｉ：０～０．０５０％、
Ｎｂ：０～０．０５％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｏ：０～０．００３０％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
　金属組織が、Ｃの質量％を［Ｃ％］とした場合に、面積率で（３５×［Ｃ％］＋５０）％以上のベイナイトと、初析フェライト及びパーライトの少なくとも一方である残部と、からなり、
　前記円柱状の軸部の軸方向と平行であって中心軸を含む断面をＬ断面とし、前記円柱状の軸部の軸方向と垂直な断面をＣ断面とし、前記円柱状の軸部の直径をＤとし、Ｌ断面における前記円柱状の軸部の表面から深さ５０μｍの位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比をＡＲとし、Ｃ断面における前記円柱状の軸部の表面から深さ５０μｍの位置で測定したベイナイト粒の平均粒径をＧＤとした場合に、ＡＲが１．４以上であり、（ＡＲ）／（Ｌ断面における前記円柱状の軸部の表面から深さ０．２５Ｄの位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比）が１．１以上であり、ＧＤが（１５／ＡＲ）μｍ以下であり、（ＧＤ）／（Ｃ断面における前記円柱状の軸部の表面から深さ０．２５Ｄの位置で測定したベイナイト粒の平均粒径）が１．０未満であり、
　前記円柱状の軸部の引張強さが、１１００～１５００ＭＰａである
非調質機械部品。
＜６＞　質量％で、
Ｃｒ：０超１．００％以下、
Ｔｉ：０超０．０５０％以下、
Ｎｂ：０超０．０５％以下、
Ｖ：０超０．１０％以下、及び
Ｂ：０超０．００５０％以下の１種又は２種以上を含有する＜５＞に記載の非調質機械部品。
＜７＞　＜１＞～＜４＞のいずれか１つに記載の非調質機械部品用鋼線の冷間加工品であり、円柱状の軸部を含み、前記円柱状の軸部の引張強さが１１００～１５００ＭＰａである非調質機械部品。
＜８＞　非調質ボルトである＜５＞～＜７＞のいずれか１つに記載の非調質機械部品。
　本開示によれば、引張強さ９００ＭＰａ以上の鋼線でありながら、冷間加工によって非調質機械部品を製造する際の冷間加工性に優れ、かつ、非調質機械部品とした場合の耐水素脆化特性に優れる非調質機械部品用鋼線が提供される。
　また、本開示によれば、冷間加工性に優れた鋼線を用いて製造することができ、引張強さ及び耐水素脆化特性に優れた非調質機械部品が提供される。
本開示の鋼線のＬ断面におけるベイナイト粒の一例を示す概念図である。
　本明細書において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
　本明細書において、成分（元素）の含有量を示す「％」は、「質量％」を意味する。
　本明細書において、Ｃ（炭素）の含有量を、「Ｃ含有量」と表記することがある。他の元素の含有量についても同様に表記することがある。
　本明細書において、「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
〔非調質機械部品用鋼線〕
　本開示の非調質機械部品用鋼線（以下、単に「鋼線」ともいう）は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～２．００％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｐ：０～０．０３０％、Ｓ：０～０．０３０％、Ｎ：０～０．００５０％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｔｉ：０～０．０５０％、Ｎｂ：０～０．０５％、Ｖ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｏ：０～０．００３０％、並びに、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
　金属組織が、Ｃの質量％を［Ｃ％］とした場合に、面積率で（３５×［Ｃ％］＋５０）％以上のベイナイトと、初析フェライト及びパーライトの少なくとも一方である残部と、からなり、
　鋼線の軸方向と平行であって中心軸を含む断面をＬ断面とし、鋼線の軸方向と垂直な断面をＣ断面とし、鋼線の直径をＤとし、Ｌ断面における鋼線表面から深さ５０μｍの位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比をＡＲとし、Ｃ断面における鋼線表面から深さ５０μｍの位置で測定したベイナイト粒の平均粒径をＧＤとした場合に、ＡＲが１．４以上であり、（ＡＲ）／（Ｌ断面における鋼線表面から深さ０．２５Ｄの位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比）が１．１以上であり、ＧＤが（１５／ＡＲ）μｍ以下であり、（ＧＤ）／（Ｃ断面における鋼線表面から深さ０．２５Ｄの位置で測定したベイナイト粒の平均粒径）が１．０未満であり、
　引張強さが、９００～１５００ＭＰａである。
　本開示の鋼線は、引張強さ９００ＭＰａ以上の鋼線でありながら、冷間加工によって非調質機械部品を製造する際の冷間加工性（以下、単に「冷間加工性」ともいう）に優れる。
　更に、本開示の鋼線は、非調質機械部品とした場合の耐水素脆化特性（以下、単に「耐水素脆化特性」ともいう）に優れる。言い換えれば、本開示の鋼線を冷間加工することにより、耐水素脆化特性に優れた非調質機械部品を製造できる。
　本開示の鋼線において、上述した化学組成は、冷間加工性及び耐水素脆化特性の両方に寄与する。化学組成の詳細については後述する。
　また、一般的には、上述した化学組成のようにＣ含有量が低い（具体的には、Ｃ含有量が０．２０～０．４０％の）化学組成の鋼線では、初析フェライトが生成されやすくなる。このため、かかる化学組成の鋼線の金属組織は、初析フェライトとパーライトとの二相組織を主体とする金属組織となり易い。しかし、初析フェライトとパーライトとの二相組織を主体とする金属組織は、冷間加工性及び耐水素脆化特性が低い。
　この点に関し、本開示の鋼線の金属組織は、ベイナイトを主体とする金属組織であり、より詳細には、本開示の鋼線の金属組織は、ベイナイトの面積率が（３５×［Ｃ％］＋５０）％以上である金属組織である。これにより、冷間加工性及び耐水素脆化特性が向上する。
　本開示において、ベイナイトの面積率が［Ｃ％］（即ち、Ｃ含有量）に依存する理由は、Ｃ含有量０．２０～０．４０％の範囲内において、Ｃ含有量が低いほど初析フェライトが生成されやすく、かつ、ベイナイトが生成されにくい傾向があるためである。
　本開示の鋼線は、Ｌ断面における鋼線表面から深さ５０μｍの位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比（即ち、本明細書中における「ＡＲ」）が１．４以上であり、かつ、（ＡＲ）／（Ｌ断面における鋼線表面から深さ０．２５Ｄの位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比）が１．１以上である。
　本明細書では、鋼線表面から深さ５０μｍの位置を、「深さ５０μｍ位置」又は「表層」ということがある。言い換えれば、本明細書中における「表層」は、鋼線表面から深さ５０μｍの位置を意味する。
　本明細書では、鋼線表面から深さ０．２５Ｄの位置（即ち、鋼線表面からの深さが、鋼線の直径（即ち、Ｄ）の０．２５倍である位置）を、「深さ０．２５Ｄ位置」又は「０．２５Ｄ」と称することがある。
　本明細書では、（ＡＲ）／（Ｌ断面における鋼線表面から深さ０．２５Ｄの位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比）を、ベイナイト粒の「アスペクト比の比率〔表層／０．２５Ｄ〕」と称することがある。
　本開示の鋼線では、アスペクト比の比率〔表層／０．２５Ｄ〕が１．１以上である。即ち、本開示の鋼線のＬ断面において、鋼線の表層（即ち、深さ５０μｍ位置）におけるベイナイト粒は、鋼線の内部（即ち、深さ０．２５Ｄ位置）におけるベイナイト粒よりも伸長されている。
　また、本開示の鋼線のＬ断面において、表層におけるベイナイト粒の平均アスペクト比（即ち、ＡＲ）は、１．４以上となっている。
　本開示の鋼線では、これらの条件を満足することにより、耐水素脆化特性（即ち、冷間加工により非調質機械部品とした場合の耐水素脆化特性）が向上する。この理由は、表層における伸長されたベイナイト粒が、鋼線表面からの水素侵入に対する抵抗となるため、及び／又は、亀裂の進展に対する抵抗となるためと考えられる。
　本開示の鋼線は、Ｃ断面における深さ５０μｍ位置で測定したベイナイト粒の平均粒径（ＧＤ）が（１５／ＡＲ）μｍ以下であり、かつ、（ＧＤ）／（Ｃ断面における深さ０．２５Ｄ位置で測定したベイナイト粒の平均粒径）が１．０未満である。
　本明細書では、（ＧＤ）／（Ｃ断面における深さ０．２５Ｄ位置で測定したベイナイト粒の平均粒径）を、ベイナイト粒の「粒径の比率〔表層／０．２５Ｄ〕」と称することがある。
　本開示の鋼線では、ベイナイト粒の粒径の比率〔表層／０．２５Ｄ〕が１．０未満である。即ち、本開示の鋼線のＣ断面において、鋼線の表層（即ち、深さ５０μｍ位置）におけるベイナイト粒は、鋼線の内部（即ち、深さ０．２５Ｄ位置）におけるベイナイト粒よりも微細化されている。
　また、本開示の鋼線のＣ断面において、表層におけるベイナイト粒の平均粒径（即ち、ＧＤ）は、（１５／ＡＲ）μｍ以下となっている。
　本開示の鋼線では、これらの条件を満たすことにより、鋼線の冷間加工性が向上し、かつ、耐水素脆化特性（即ち、冷間加工により非調質機械部品とした場合の耐水素脆化特性）が向上する。
　上記条件を満たすことによって鋼線の冷間加工性が向上する理由は、表層のベイナイト粒が微細（即ち、（１５／ＡＲ）μｍ以下）であることにより、鋼線の延性が向上するためと考えられる。
　また、上記条件を満たすことによって耐水素脆化特性が向上する理由には、表層のベイナイト粒が微細であることと、水素が結晶粒界に偏析する傾向があることと、が関係していると考えられる。即ち、表層のベイナイト粒が微細であることにより、表層における結晶粒界の総面積が増大し、その結果、表層における水素捕捉能力（即ち、水素が鋼線内部に侵入することを妨げる能力）が向上するためと考えられる。
　本開示の鋼線は、引張強さが９００～１５００ＭＰａである。
　引張強さが９００～１５００ＭＰａである本開示の鋼線（即ち、非調質機械部品用鋼線）は、冷間加工により、引張強さが１１００～１５００ＭＰａである非調質機械部品を製造する用途に適している。
　本開示における冷間加工としては特に制限はないが、冷間鍛造、転造、切削、引き抜き等が挙げられる。
　本開示における冷間加工は、一種のみの加工であってもよいし、複数種の加工（例えば、冷間鍛造及び転造）であってもよい。
　また、上記引張強さが１１００～１５００ＭＰａである非調質機械部品は、本開示の鋼線を冷間加工し、次いで１００～４００℃の温度範囲内に保持することによって製造してもよい。
　また、本開示の鋼線は、ベイナイトを主体とし、かつ、上述した条件を満足するため、引張強さが９００ＭＰａ以上である鋼線でありながら、冷間加工によって非調質機械部品を得る際の冷間加工性に優れる。
　本開示の鋼線に対し、引張強さが９００ＭＰａ以上であり且つパーライトを主体とする鋼線、及び、引張強さが９００ＭＰａ以上であり且つ初析フェライト－パーライト二相組織を主体とする鋼線は、冷間加工性が低い傾向がある。
＜化学組成＞
　次に、本開示の鋼線の化学組成について説明する。
　なお、後述する本開示の非調質機械部品の化学組成も、本開示の鋼線の化学組成と同様である。
　以下、本開示の鋼線又は非調質機械部品の化学組成を、「本開示における化学組成」ということがある。
・Ｃ：０．２０～０．４０％
　Ｃは、引張強さを確保するのに必要な元素である。
　Ｃ含有量が０．２０％未満である場合、所望とする引張強さを得ることが困難である。従って、本開示における化学組成におけるＣ含有量は０．２０％以上であり、好ましくは０．２５％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．４０％超である場合、冷間加工性が劣化する。従って、本開示における化学組成におけるＣ含有量は０．４０％以下であり、好ましくは０．３５％以下である。
・Ｓｉ：０．０５～０．５０％
　Ｓｉは、脱酸元素であるとともに、固溶強化により引張強さを高める元素である。
　Ｓｉ含有量が０．０５％未満である場合、添加効果が十分に発現しない。従って、本開示における化学組成におけるＳｉ含有量は０．０５％以上であり、好ましくは０．１５％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が０．５０％超である場合、添加効果が飽和するとともに、熱間圧延時の延性が劣化して疵が発生し易くなる。従って、本開示における化学組成におけるＳｉ含有量は０．５０％以下であり、好ましくは０．３０％以下である。
・Ｍｎ：０．５０～２．００％
　Ｍｎは、鋼の引張強さを高める元素である。
　Ｍｎ含有量が０．５０％未満である場合、添加効果が十分に発現しない。従って、本開示における化学組成におけるＭｎ含有量は０．５０％以上であり、好ましくは０．７０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が２．００％超である場合、添加効果が飽和するとともに、線材の恒温変態処理の際の変態完了時間が長くなり、製造性が劣化する。従って、本開示における化学組成におけるＭｎ含有量は２．００％以下であり、好ましくは１．５０％以下である。
・Ａｌ：０．００５～０．０５０％
　Ａｌは、脱酸元素であり、また、ピン止め粒子として機能するＡｌＮを形成する元素である。ＡｌＮは結晶粒を細粒化し、これにより冷間加工性を高める。また、Ａｌは、固溶Ｎを低減して動的歪み時効を抑制する作用、及び、耐水素脆化特性を高める作用を有する元素である。
　Ａｌ含有量が０．００５％未満である場合、上述の効果が得られない。従って、本開示における化学組成におけるＡｌ含有量は０．００５％以上であり、好ましくは０．０２０％以上である。
　Ａｌ含有量が０．０５０％超である場合、上述の効果が飽和するとともに、熱間圧延の際に疵が発生し易くなる。従って、本開示における化学組成におけるＡｌ含有量は０．０５０％以下であり、好ましくは０．０４０％以下である。
・Ｐ：０～０．０３０％
　Ｐは、結晶粒界に偏析して耐水素脆化特性を劣化させるとともに、冷間加工性を劣化させる元素である。
　Ｐ含有量が０．０３０％超の場合、耐水素脆化特性の劣化、及び、冷間加工性の劣化が顕著となる。従って、本開示における化学組成におけるＰ含有量は０．０３０％以下であり、好ましくは０．０１５％以下である。
　本開示の鋼線はＰを含有する必要がないので、Ｐ含有量の下限値は０％である。但し、製造コスト（脱リンコスト）の低減の観点から、Ｐ含有量は、０％超であってもよく、０．００２％以上であってもよく、０．００５％以上であってもよい。
・Ｓ：０～０．０３０％
　Ｓは、Ｐと同様に、結晶粒界に偏析して耐水素脆化特性を劣化させるとともに、冷間加工性を劣化させる元素である。
　Ｓ含有量が０．０３０％超の場合、耐水素脆化特性の劣化、及び、冷間加工性の劣化が顕著となる。従って、Ｓ含有量は０．０３０％以下であり、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
　本開示の鋼線はＳを含有する必要がないので、Ｓ含有量の下限値は０％である。但し、製造コスト（脱硫コスト）の低減の観点から、Ｓ含有量は、０％超であってもよく、０．００２％以上であってもよく、０．００５％以上であってもよい。
・Ｎ：０～０．００５０％
　Ｎは、動的歪み時効により冷間加工性を劣化させ、さらに耐水素脆化特性も劣化させることがある元素である。このような悪影響を回避するために、本開示における化学組成では、Ｎ含有量を０．００５０％以下とする。Ｎ含有量は好ましくは０．００４０％以下である。Ｎ含有量の下限値は０％である。但し、製造コスト（脱窒コスト）の低減の観点から、Ｎ含有量は、０％超であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、０．００２０％以上であってもよく、０．００３０％以上であってもよい。
・Ｃｒ：０～１．００％
　Ｃｒは、任意の元素である。即ち、本開示における化学組成におけるＣｒ含有量の下限値は０％である。
　Ｃｒは、鋼の引張強さを高める元素である。かかる効果を得る観点から、Ｃｒ含有量は、好ましくは０％超であり、より好ましくは０．０１％以上であり、更に好ましくは０．０３％以上であり、更に好ましくは０．０５％以上であり、特に好ましくは０．１０％以上である。
　一方、Ｃｒ含有量が１．００％超である場合、マルテンサイトが生じ易くなり、これにより冷間加工性が劣化する。従って、本開示における化学組成におけるＣｒ含有量は１．００％以下であり、好ましくは０．７０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
・Ｔｉ：０～０．０５０％
　Ｔｉは、任意の元素である。即ち、本開示における化学組成におけるＴｉ含有量の下限値は０％である。
　Ｔｉは、脱酸元素であり、また、ＴｉＮを形成し、固溶Ｎを低減して動的歪み時効を抑制する作用、及び、耐水素脆化特性を高める作用を有する元素である。これらの効果を得る観点から、Ｔｉ含有量は、好ましくは０％超であり、より好ましくは０．００５％以上であり、更に好ましくは０．０１５％以上である。
　一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％超である場合、上述の効果が飽和するとともに、熱間圧延の際に疵が発生し易くなる。従って、本開示における化学組成におけるＴｉ含有量は０．０５０％以下であり、好ましくは０．０３５％以下である。
・Ｎｂ：０～０．０５％
　Ｎｂは、任意の元素である。即ち、本開示における化学組成におけるＮｂ含有量の下限値は０％である。
　Ｎｂは、ＮｂＮを形成し、固溶Ｎを低減して動的歪み時効を抑制する作用、及び、耐水素脆化特性を高める作用を有する元素である。これらの効果を得る観点から、Ｎｂ含有量は、好ましくは０％超であり、より好ましくは０．００５％以上であり、更に好ましくは０．０１５％以上である。
　一方、Ｎｂ含有量が０．０５％超である場合、上述の効果が飽和するとともに、熱間圧延の際に疵が発生し易くなる。従って、本開示における化学組成におけるＮｂ含有量は０．０５％以下であり、好ましくは０．０３５％以下である。
・Ｖ：０～０．１０％
　Ｖは、任意の元素である。即ち、本開示における化学組成におけるＶ含有量の下限値は０％である。
　ＶはＶＮを形成し、固溶Ｎを低減して動的歪み時効を抑制する作用、及び、耐水素脆化特性を高める作用を有する元素である。これらの効果を得る観点から、Ｖ含有量は、好ましくは０％超であり、より好ましくは０．０２％以上である。
　一方、Ｖ含有量が０．１０％超である場合、上述の効果が飽和するとともに、熱間圧延の際に疵が発生し易くなる。従って、本開示における化学組成におけるＶ含有量は０．１０％以下であり、好ましくは０．０５％以下である。
・Ｂ：０～０．００５０％
　Ｂは、任意の元素である。即ち、本開示における化学組成におけるＢ含有量の下限値は０％である。
　Ｂは粒界フェライトを抑制し、冷間加工性及び耐水素脆化特性を向上させる効果や、ベイナイト変態を促進する効果がある。これらの効果を得る観点から、Ｂ含有量は、好ましくは０％超であり、より好ましくは０．０００３％以上である。
　一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると上述の効果が飽和する。従って、本開示における化学組成におけるＢ含有量は０．００５０％以下である。
　本開示における化学組成は、上述した任意の元素の各々の効果を得る観点から、質量％で、Ｃｒ：０超１．００％以下、Ｔｉ：０超０．０５０％以下、Ｎｂ：０超０．０５％以下、Ｖ：０超０．１０％以下、及びＢ：０超０．００５０％以下の１種又は２種以上を含有してもよい。
・Ｏ：０～０．００３０％
　Ｏは、鋼線中に、Ａｌ及びＴｉ等の酸化物として存在する。Ｏ含有量が０．００３０％を超える場合、粗大な酸化物が鋼中に生成して、疲労破壊が生じ易い。従って、本開示における化学組成におけるＯ含有量は、０．００３０％以下であり、好ましくは０．００２０％以下である。
　本開示の鋼線はＯを含有する必要がないので、Ｏ含有量の下限値は０％である。但し、製造コスト（脱酸コスト）の低減の観点から、Ｏ含有量は、０％超であってもよく、０．０００２％以上であってもよく、０．０００５％以上であってもよい。
・残部：Ｆｅ及び不純物
　本開示における化学組成において、上述した各元素を除いた残部は、Ｆｅ及び不純物である。
　ここで、不純物とは、原材料に含まれる成分、または、製造の工程で混入する成分であって、意図的に鋼に含有させたものではない成分を指す。
　不純物としては、上述した元素以外のあらゆる元素が挙げられる。不純物としての元素は、１種のみであっても２種以上であってもよい。
＜金属組織＞
　次に、本開示の鋼線の金属組織について説明する。
（ベイナイトの面積率）
　本開示の鋼線の金属組織は、Ｃの質量％を［Ｃ％］とした場合に、面積率で（３５×［Ｃ％］＋５０）％以上のベイナイトと、初析フェライト及びパーライトの少なくとも一方である残部と、からなる。
　これにより、冷間加工性及び耐水素脆化特性が向上する。
　鋼線の金属組織におけるベイナイトの面積率が（３５×［Ｃ％］＋５０）％未満である場合、鋼線の強度（引張強さ、硬度、等）が不均一になるので、非調質機械部品への冷間加工の際に割れが発生しやすくなる（即ち、冷間加工性が低下する）。
　また、鋼線の金属組織におけるベイナイトの面積率が（３５×［Ｃ％］＋５０）％未満である場合、この鋼線を冷間加工して得られる非調質機械部品においても、金属組織のベイナイトの面積率が（３５×［Ｃ％］＋５０）％未満となる。その結果、非調質機械部品の耐水素脆化特性が劣化する。
　冷間加工性及び耐水素脆化特性をより向上させる観点から、ベイナイトの面積率は、（３５×［Ｃ％］＋５５）％以上であることが好ましく、（３５×［Ｃ％］＋６０）％以上であることがより好ましい。
　製造適性の観点から、ベイナイトの面積率は、９８％以下が好ましく、９５％以下がより好ましく、９０％以下が更に好ましい。
　本開示の鋼線の金属組織において、ベイナイトの面積率の具体的な好ましい範囲は、［Ｃ％］にもよるが、６０～９８％が好ましく、６５～９５％がより好ましく、７０～９０％が特に好ましい。
　本開示の鋼線の金属組織における残部は、初析フェライト及びパーライトの少なくとも一方である。
　残部がマルテンサイトを含む場合、冷間加工性、及び、非調質機械部品とした場合の耐水素脆化特性が低下する。
　本明細書において、ベイナイトの面積率（％）は、以下の手順によって求められた値を指す。
　まず、鋼線のＣ断面を、ナイタールを用いてエッチングし、金属組織を現出させる。
　次に、エッチング後のＣ断面における深さ５０μｍ位置（即ち、円周状の位置）から、円周方向に９０°おきに４箇所の観察位置を選び、各々の観察位置について、ＦＥ－ＳＥＭ（Field Emission - Scanning Electron Microscope）を用い、倍率１０００倍のＳＥＭ写真を撮影する。
　同様に、エッチング後のＣ断面における深さ０．２５Ｄ位置（即ち、円周状の位置）から、円周方向に９０°おきに４箇所の観察位置を選び、各々の観察位置について、ＦＥ－ＳＥＭを用い、倍率１０００倍のＳＥＭ写真を撮影する。
　得られた８つのＳＥＭ写真において、ベイナイト以外の組織（初析フェライト、パーライト、等）を目視でマーキングし、金属組織全体に対するベイナイト以外の組織の面積率（％）を画像解析によって求める。得られたベイナイト以外の組織の面積率（％）を１００％から差し引くことにより、ベイナイトの面積率（％）が得られる。
（ＡＲ）
　本開示の鋼線は、ＡＲ（即ち、Ｌ断面における深さ５０μｍ位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比）が１．４以上である。これにより耐水素脆化特性が向上する。この理由は、前述のとおり、表層における伸長したベイナイト粒（即ち、ＡＲが１．４以上であるベイナイト粒）が、鋼線表面からの水素侵入に対する抵抗となるため、及び／又は、亀裂の進展に対する抵抗となるためと考えられる。
　鋼線のＡＲが１．４未満である場合、鋼線を冷間加工して得られた非調質機械部品のＡＲも１．４未満となる。この場合、上記効果（水素侵入に対する抵抗となる効果、及び／又は、亀裂の進展に対する抵抗となる効果）が得られにくいので、非調質機械部品の耐水素脆化特性が向上しない。
　ＡＲは、耐水素脆化特性をより向上させる観点から、１．５以上であることが好ましく、１．６以上であることがより好ましい。
　ＡＲは、鋼線の製造適性の観点から、２．５以下であることが好ましく、２．０以下であることがより好ましい。
　本明細書において、ベイナイト粒とは、ＥＢＳＤ（electron back scattering diffraction）法によって得られたｂｃｃ構造の結晶方位マップにおいて、方位差が１５°以上となる境界によって囲まれた領域のベイナイトを意味する。即ち、上記方位差が１５°以上となる境界が、ベイナイト粒の粒界である。
　本明細書において、ＡＲは、以下の手順で測定された値を意味する。
　まず、鋼線のＬ断面における深さ５０μｍ位置を示す直線上から２．０ｍｍおきに４箇所の観察位置を選び、各々の観察位置を中心とする深さ方向５０μｍ軸方向２５０μｍの領域中のｂｃｃ構造の結晶方位マップを、ＥＢＳＤ装置を用いてそれぞれ取得する。
　得られた４つの結晶方位マップの全体において、深さ５０μｍ位置を示す直線が横切るベイナイト粒の群から、円相当径が最大のものから順に１０個のベイナイト粒を選定する。
　次に、選定された１０個のベイナイト粒の各々のアスペクト比を求め、１０個のベイナイト粒におけるアスペクト比（即ち、１０個の値）の平均値を、ＡＲ（即ち、Ｌ断面における深さ５０μｍ位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比）とする。
　本明細書において、ベイナイト粒のアスペクト比は、ベイナイト粒の長径を短径で割った値（即ち、長径／短径）を意味する。ここで、ベイナイト粒の長径とは、ベイナイト粒の最大長さを意味し、ベイナイト粒の短径とは、長径方向に対して直交する方向の長さの最大値を意味する。
　図１は、本開示の一例に係る鋼線のＬ断面におけるベイナイト粒の一例を示す概念図である。
　図１では、ベイナイト粒の粒界だけでなく、このベイナイト粒の長径（Major axis）及び短径（Minor axis）も図示している。
　ベイナイト粒の形状は、図１に示されるような多角形状であってもよいし、楕円形状であってもよいし、多角形状及び楕円形状以外の形状（例えば不定形状）であってもよい。
　要するに、ベイナイト粒は、ＡＲが１．４以上であればよく、その形状には特に制限はない。
（アスペクト比の比率〔表層／０．２５Ｄ〕）
　本開示の鋼線は、アスペクト比の比率〔表層／０．２５Ｄ〕（即ち、（ＡＲ）／（Ｌ断面における深さ０．２５Ｄ位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比））が、１．１以上である。
　本開示の鋼線は、アスペクト比の比率〔表層／０．２５Ｄ〕が１．１以上であることにより、前述のとおり、耐水素脆化特性が向上する。この理由は、表層における伸長したベイナイト粒が、鋼線表面からの水素侵入に対する抵抗となるため、及び／又は、亀裂の進展に対する抵抗となるためと考えられる。
　また、本開示の鋼線は、アスペクト比の比率〔表層／０．２５Ｄ〕が１．１以上であることにより、鋼線の表層にひずみが集中するので、耐水素脆化特性を効率的に向上させることができる。
　アスペクト比の比率〔表層／０．２５Ｄ〕が１．１未満であると、鋼線の表層だけでなく、鋼線の内部のひずみも高める必要があるため、耐水素脆化特性を効率的に向上させることができない場合や、鋼線の生産性が低下する場合がある。
　アスペクト比の比率〔表層／０．２５Ｄ〕は、耐水素脆化特性を向上させる観点から、１．２以上であることが好ましい。
　アスペクト比の比率〔表層／０．２５Ｄ〕は、鋼線の製造適性の観点から、２．０以下であることが好ましく、１．８以下であることがより好ましく、１．６以下であることが特に好ましい。
　本明細書において、Ｌ断面における深さ０．２５Ｄ位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比は、観察位置を、Ｌ断面における深さ５０μｍ位置からＬ断面における深さ０．２５Ｄ位置に変更すること以外は、前述のＡＲの測定方法と同様の方法によって測定する。
（ＧＤ）
　本開示の鋼線は、ＧＤ（即ち、Ｃ断面における深さ５０μｍ位置で測定したベイナイト粒の平均粒径）が、（１５／ＡＲ）μｍ以下である。ベイナイト粒が微細である（即ち、ＧＤが（１５／ＡＲ）μｍ以下である）ことにより、前述のとおり、冷間加工性及び耐水素脆化特性が向上する。
　ＧＤは、冷間加工性及び耐水素脆化特性をより向上させる観点から、１０．０μｍ以下であることが好ましく、９．５μｍ以下であることがより好ましい。
　ＧＤは、鋼線の製造適性の観点から、５．０μｍ以上であることが好ましく、６．０μｍ以上であることがより好ましい。
　本明細書において、ＧＤは、以下の手順で測定された値を意味する。
　まず、鋼線のＣ断面における深さ５０μｍ位置を示す円周において、円周方向に４５°おきに８箇所の観察位置を選び、各々の観察位置を中心とする５０μｍ×５０μｍの領域中のｂｃｃ構造の結晶方位マップを、ＥＢＳＤ装置を用いてそれぞれ取得する。
　得られた８つの結晶方位マップの全体に含まれる全てのベイナイト粒の円相当径をそれぞれ測定する。得られた測定値の平均値を、ＧＤ（即ち、Ｃ断面における深さ５０μｍ位置で測定したベイナイト粒の平均粒径）とする。
（粒径の比率〔表層／０．２５Ｄ〕）
　本開示の鋼線は、粒径の比率〔表層／０．２５Ｄ〕（即ち、（ＧＤ）／（Ｃ断面における深さ０．２５Ｄ位置で測定したベイナイト粒の平均粒径））が、１．０未満である。
　本開示の鋼線は、粒径の比率〔ＧＤ／０．２５Ｄ〕が１．０未満であることにより、冷間加工性及び耐水素脆化特性が向上する。
　粒径の比率〔ＧＤ／０．２５Ｄ〕は、冷間加工性及び耐水素脆化特性をより向上させる観点から、０．９８以下であることが好ましく、０．９５以下であることがより好ましく、０．９３以下であることが特に好ましい。
　粒径の比率〔ＧＤ／０．２５Ｄ〕は、鋼線の製造適性の観点から、０．８０以上であることが好ましく、０．９０以上であることがより好ましく、０．９１以上であることが特に好ましい。
　本明細書において、Ｃ断面における深さ０．２５Ｄ位置で測定したベイナイト粒の平均粒径は、観察位置を、Ｃ断面における深さ５０μｍ位置からＣ断面における深さ０．２５Ｄ位置に変更すること以外は、前述のＧＤの測定方法と同様の方法によって測定する。
　本開示の鋼線の引張強さ（Tensile Strength；ＴＳ）は、９００～１５００ＭＰａである。
　本開示の鋼線のＴＳが９００ＭＰａ以上であることにより、この鋼線を冷間加工することによって、ＴＳが１１００ＭＰａ以上の非調質機械部品を製造し易い。
　また、従来の鋼線では、鋼線のＴＳが９００ＭＰａ以上であると、冷間加工性が低下する傾向がある。
　しかし本開示の鋼線では、前述した化学組成及び金属組織を有することにより、ＴＳが９００ＭＰａ以上の鋼線でありながら、冷間加工性に優れる。
　また、本開示の鋼線のＴＳが１５００ＭＰａ以下であることにより、鋼線の製造適性及び冷間加工性に優れる。
　本明細書において、鋼線の引張強さ（ＴＳ）及び非調質機械部品の引張強さ（ＴＳ）は、いずれも、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１（２０１１年）の９Ａ試験片を用い、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１（２０１１年）に記載の試験方法に準拠して測定された値を意味する。
　本開示の鋼線のＴＳは、鋼線の製造適性及び冷間加工性をより向上させる観点から、９００～１３００ＭＰａが好ましく、９００～１２００ＭＰａがより好ましい。
　本開示の鋼線において、Ｄ（即ち、鋼線の直径）は、３～３０ｍｍが好ましく、５～２５ｍｍがより好ましく、５～２０ｍｍが特に好ましい。
　本開示の鋼線は、冷間加工性の観点から、限界圧縮率が７５％以上であることが好ましい。限界圧縮率の測定方法は、後述の実施例に示すとおりである。
　本開示の鋼線を製造する方法の一例として、以下の製法Ａが挙げられる。
　製法Ａは、本開示における化学組成を有する鋼片を１０００～１１５０℃に加熱し、仕上げ圧延温度を８００～９５０℃として熱間圧延を施すことにより、線材を得る工程と、
　温度が８００～９５０℃である上記線材を、４００～５５０℃の溶融塩槽に５０秒以上浸漬することにより、恒温変態処理する工程と、
　恒温変態処理された線材を、３００℃以下の温度まで水冷する工程と、
　水冷された線材に対し、総減面率が１５～３５％となる伸線加工を施すことにより、鋼線を得る工程と、
を含む。
　製法Ａによって得られる鋼線（目的物）の化学組成は、製法Ａにおける鋼片（原料）の化学組成と同一とみなせる。その理由は、上記熱間圧延、上記恒温変態処理、上記水冷、及び上記伸線加工は、いずれも、鋼の化学組成に影響を及ぼさないためである。
　製法Ａは、上記恒温変態処理する工程及び上記水冷する工程を含むことにより、ベイナイトの面積率及び残部がそれぞれ上述した条件を満たす本開示の鋼線を製造し易い。
　例えば、上記恒温変態処理する工程において、線材を溶融塩槽に浸漬する浸漬時間が５０秒以上であることにより、ベイナイトの面積率及び残部がそれぞれ上述した条件を満たしやすい。
　浸漬時間の上限は特に制限はない。鋼線の生産性の観点から、浸漬時間は、１００秒以下であることが好ましく、８０秒以下であることがより好ましい。
　また、上記鋼材を得る工程（即ち、伸線加工を含む工程；以下、「伸線加工工程」ともいう）において、総減面率が１５％以上であることにより、引張強さが９００ＭＰａ以上である鋼材を製造し易い。
　また、伸線加工工程において、総減面率が３５％以下であることにより、ＡＲが１．４以上であり、アスペクト比の比率〔表層／０．２５Ｄ〕が１．１以上である鋼材（即ち、鋼材内部のベイナイト粒と比較して、鋼材表層のベイナイト粒が伸長されている鋼材）を製造し易い。
　伸線加工工程は、伸線加工を一回のみ含む工程であってもよいし、伸線加工を複数回含む工程であってもよい。
　即ち、伸線加工工程における総減面率１５～３５％は、一回の伸線加工によって達成してもよいし、複数回の伸線加工によって達成してもよい。
　伸線加工工程が伸線加工を一回のみ含む場合は、伸線加工に用いるダイスとして、アプローチ半角が１０°を超えるダイスを使用することが好ましい。これにより、アスペクト比の比率〔表層／０．２５Ｄ〕が１．１以上である鋼材を製造し易い。
　また、伸線加工工程が伸線加工を複数回含む場合は、最終パスでの減面率が１０％以下となる条件で、複数回の伸線加工を行うことが好ましい。これにより、アスペクト比の比率〔表層／０．２５Ｄ〕が１．１以上である鋼材を製造し易い。
　伸線加工工程が伸線加工を複数回含む場合における最終パスでの減面率は、５～１０％であることがより好ましく、５～９％であることがより好ましく、５～８％であることが特に好ましい。
　本開示の鋼線は、引張強さが１１００～１５００ＭＰａである円柱状の軸部を含む非調質機械部品を製造するための鋼線として特に好適である。
　即ち、本開示の鋼線を冷間加工すること（及び、好ましくは冷間加工後に１００～４００℃に保持すること）により、引張強さが１１００～１５００ＭＰａである円柱状の軸部を含む非調質機械部品を製造し易い。
　ここで、本開示の鋼線を冷間加工すること（及び、好ましくは冷間加工後に１００～４００℃に保持すること）によって得られた非調質機械部品の化学組成は、本開示の鋼線の化学組成と同一とみなせる。その理由は、冷間加工及び熱処理は、鋼の化学組成に影響を及ぼさないためである。
　また、本開示の鋼線を冷間加工すること（及び、必要に応じ冷間加工後に１００～４００℃の熱処理を施すこと）によって得られた非調質機械部品の金属組織は、本開示の鋼線の金属組織と同一とみなせる。その理由は、円柱状の軸部を有する非調質機械部品を得るための冷間加工の量が微小であるためである。
〔非調質機械部品〕
　以下、本開示の非調質機械部品（以下、単に「機械部品」ともいう）の第１実施形態及び第２実施形態について説明する。
　本開示の第１実施形態の機械部品は、円柱状の軸部を含み、
　化学組成が、上述した本開示における化学組成であり、
　金属組織が、Ｃの質量％を［Ｃ％］とした場合に、面積率で（３５×［Ｃ％］＋５０）％以上のベイナイトと、初析フェライト及びパーライトの少なくとも一方である残部と、からなり、
　円柱状の軸部の軸方向と平行であって中心軸を含む断面をＬ断面とし、円柱状の軸部の軸方向と垂直な断面をＣ断面とし、円柱状の軸部の直径をＤとし、Ｌ断面における円柱状の軸部の表面から深さ５０μｍの位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比をＡＲとし、Ｃ断面における円柱状の軸部の表面から深さ５０μｍの位置で測定したベイナイト粒の平均粒径をＧＤとした場合に、ＡＲが１．４以上であり、（ＡＲ）／（Ｌ断面における円柱状の軸部の表面から深さ０．２５Ｄの位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比）が１．１以上であり、ＧＤが（１５／ＡＲ）μｍ以下であり、（ＧＤ／Ｃ断面における円柱状の軸部の表面から深さ０．２５Ｄの位置で測定したベイナイト粒の平均粒径）が１．０未満であり、
　円柱状の軸部の引張強さ（ＴＳ）が１１００～１５００ＭＰａである。
　第１実施形態の機械部品における、化学組成、及び、円柱状の軸部の金属組織（即ち、ベイナイト面積率、ＡＲ、アスペクト比の比率〔表層／０．２５Ｄ〕、ＧＤ、及び平均粒径の比率〔表層／０．２５Ｄ〕。以下同じ。）は、それぞれ、本開示の鋼線における化学組成及び金属組織と同様である。
　従って、第１実施形態の機械部品は、耐水素脆化特性に優れる。
　第１実施形態の機械部品は、冷間加工性に優れた鋼線（例えば、本開示の鋼線）によって製造され得る。
　第１実施形態の機械部品における、化学組成、及び、円柱状の軸部の金属組織の好ましい態様は、それぞれ、本開示の鋼線における化学組成及び金属組織の好ましい態様と同様である。
　本開示の第２実施形態の機械部品は、本開示の鋼線の冷間加工品であり（即ち、本開示の鋼線を冷間加工することによって得られた機械部品であり）、円柱状の軸部の引張強さが１１００～１５００ＭＰａである。
　従って、第２実施形態の機械部品は、耐水素脆化特性に優れる。
　第２実施形態の機械部品における、化学組成、及び、円柱状の軸部の金属組織の好ましい態様は、それぞれ、本開示の鋼線における化学組成及び金属組織の好ましい態様と同様である。
　本開示の機械部品において、第１実施形態及び第２実施形態は、重複部分を有していてもよい。
　即ち、第１実施形態及び第２実施形態のいずれか一方に該当する機械部品だけでなく、第１実施形態及び第２実施形態の両方に該当する機械部品も当然に、本開示の機械部品の範囲に包含される。
　本開示の機械部品（第１実施形態及び／又は第２実施形態の機械部品）のＴＳは、機械部品の製造適性及び耐水素脆化特性をより向上させる観点から、１１００ＭＰａ以上１４１０ＭＰａ未満が好ましく、１１００～１４０６ＭＰａがより好ましく、１１００～１４００ＭＰａが特に好ましい。
　本開示の機械部品としては、円柱状の軸部を含む非調質機械部品であれば特に制限はないが、中でも非調質ボルトが特に好ましい。
　本開示の機械部品を製造する方法の一例として、以下の製法Ｘが挙げられる。
　製法Ｘは、本開示の鋼線を冷間加工することにより、機械部品を得る工程を含む。
　製法Ｘは、冷間加工によって得られた機械部品を、１００～４００℃の温度範囲内に保持する工程（以下、「保持工程」ともいう）を含むことが好ましい。
　保持工程を含むことにより、引張強さが１１００～１５００ＭＰａである機械部品をより製造し易い。
　保持工程における保持温度は１００～４００℃であるが、２００～４００℃であることが好ましく、３００～４００℃であることがより好ましい。
　保持工程における保持時間（即ち、機械部品を上記温度範囲内に保持する時間）は、１０～１２０分間であることが好ましく、１０～６０分間であることがより好ましい。
　以上で説明した、本開示の非調質機械部品用鋼線及び非調質機械部品は、自動車等の各種機械、建築、等に利用できる。
　以下、本開示の実施例を示すが、本開示は以下の実施例には限定されない。
〔水準（condition）１～２８〕
＜鋼線の製造＞
　表１に示す化学組成の鋼片（billet）を用い、表３に示す直径（Ｄ）である鋼線を製造した。
　表１中の各鋼種の化学組成において、表１に示した元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。
　水準１～４、６～９、１１、１２、及び１４～２６では、鋼片に対し、表２に示す条件の、熱間圧延、恒温変態処理、水冷、及び伸線加工を順次施すことにより、直径（Ｄ）が表３に示すとおりである鋼線を得た。
　水準５、２７、及び２８では、鋼片に対し、表２に示す条件の熱間圧延を施し、次いで、風冷、加熱温度９５０℃での再加熱、鉛浴温度５８０℃の条件での鉛パテンティング、及び放冷を順次施し、次いで表２に示す条件の伸線加工を施すことにより、直径（Ｄ）が表３に示すとおりである鋼線を得た。
　水準１０及び１３では、鋼片に対し、表２に示す条件の熱間圧延を施し、次いで風冷し、次いで表２に示す条件の伸線加工を施すことにより、直径（Ｄ）が表３に示すとおりである鋼線を得た。
＜鋼線における測定＞
　各水準の鋼線について、前述した方法により、
ベイナイトの面積率の測定、
残部の確認、
ＡＲ（即ち、Ｌ断面における深さ５０μｍ位置におけるベイナイト粒の平均アスペクト比）の測定、
アスペクト比の比率〔表層／０．２５Ｄ〕（即ち、（ＡＲ）／（Ｌ断面における深さ０．２５Ｄ位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比））の測定、
ＧＤ（即ち、Ｃ断面における深さ５０μｍ位置におけるベイナイト粒の平均粒径）の測定、
粒径の比率〔表層／０．２５Ｄ〕（即ち、（ＧＤ）／（Ｃ断面における深さ０．２５Ｄ位置で測定したベイナイト粒の平均粒径））の測定、及び、
引張強さ（ＴＳ）の測定
をそれぞれ行った。
　各測定結果を表３に示す。
＜鋼線の冷間加工性（限界圧縮率の測定）＞
　各水準の鋼線について、下記限界圧縮率を測定することにより、冷間加工性を評価した。
　まず、鋼線を機械加工することにより、直径がＤ（即ち、鋼線の直径）であり、長さが１．５×Ｄである試料を作製した。
　得られた試料の両方の端面を、一対の金型を用いて拘束した。一対の金型としては、それぞれ、試料の端面との接触面に同心円状の溝を有する金型を用いた。この状態で、試料を長手方向に圧縮した。この圧縮における試料の圧縮率を種々変更した試験を行うことにより、試料の割れが発生しない最大の圧縮率を求めた。
　試料の割れが発生しない最大の圧縮率を、限界圧縮率（％）とした。
　その結果、限界圧縮率が７５％以上である場合を冷間加工性が良好（Ｇ）であると判断し、限界圧縮率が７５％未満である場合を冷間加工性が不良（ＮＧ）であると判断した。
　以上の結果を表３に示す。
＜機械部品の製造＞
　各水準の鋼線を冷間加工（冷間鍛造）することにより、フランジ付ボルトの形状に加工した。加工された鋼線を、３５０℃に加熱し、この温度で３０分保持することにより、機械部品としての非調質ボルトを得た。
＜機械部品の引張強さ（ＴＳ）の測定＞
　得られた機械部品（非調質ボルト）の軸部のＴＳを、前述した測定方法によって測定した。
　結果を表３に示す。
＜機械部品の耐水素脆化特性の評価＞
　得られた機械部品（非調質ボルト）について、以下の方法により、耐水素脆化特性を測定した。
　まず、機械部品を電界水素チャージすることにより、０．５ｐｐｍの拡散性水素を機械部品に含有させた。
　次に、試験中に水素が機械部品から大気中に放出することを防ぐために、試料にＣｄめっきを施した。
　次に、大気中で、その機械部品の最大引張荷重の９０％の荷重を機械部品に負荷し、この状態で１００ｈ以上保持した。
　その結果、１００ｈ経過時において破断が生じなかった場合を耐水素脆化特性が良好（Ｇ）であると判断し、１００ｈ経過時において破断が生じた場合を耐水素脆化特性が不良（ＮＧ）であると判断した。
　以上の結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
－表３の説明－
　残部組織欄において、Ｆ、Ｐ、及びＭは、それぞれ、初析フェライト、パーライト、及びマルテンサイトを意味する。
　表３に示すように、本開示における化学組成を有し、ベイナイト面積率が（３５×［Ｃ％］＋５０）％以上であり、残部組織が初析フェライト（Ｆ）及びパーライト（Ｐ）の少なくとも一方であり、ＡＲが１．４以上であり、アスペクト比の比率〔表層／０．２５Ｄ〕が１．１以上であり、ＧＤが（１５／ＡＲ）μｍ以下であり、粒径の比率〔ＧＤ／０．２５Ｄ〕が１．０未満であり、ＴＳが９００～１５００ＭＰａである、実施例の各水準の鋼線は、ＴＳ９００ＭＰａ以上の鋼線でありながら、冷間加工性に優れ、機械部品とした場合の耐水素脆化特性にも優れていた。
　また、実施例の各水準の鋼線を冷間加工することにより、ＴＳが１１００ＭＰａ以上の機械部品を製造することができた。
　実施例に対し、ベイナイト面積率が（３５×［Ｃ％］＋５０）％未満である、水準１０、１３、及び２１（いずれも比較例）の鋼線は、冷間加工性及び機械部品とした場合の耐水素脆化特性に劣っていた。
　ベイナイト面積率が（３５×［Ｃ％］＋５０）％未満であり、残部にマルテンサイトを含む水準２２（比較例）の鋼線は、冷間加工性が特に悪く、機械部品を製造することすらできなかった。このため、水準２２の鋼線については、機械部品とした場合の耐水素脆化特性の評価が不可能であった。
　また、ＡＲが１．４未満である、水準２、８、及び１５（いずれも比較例）の鋼線は、機械部品とした場合の耐水素脆化特性に劣っていた。
　また、アスペクト比の比率〔表層／０．２５Ｄ〕が１．１未満である、水準２、１５、２３、及び２４（いずれも比較例）の鋼線は、機械部品とした場合の耐水素脆化特性に劣っていた。
　また、ＧＤが（１５／ＡＲ）μｍ超である、水準５及び２７（いずれも比較例）の鋼線は、鋼線の冷間加工性に劣っていた。水準２７では、機械部品とした場合の耐水素脆化特性にも劣っていた。
　また、粒径の比率〔ＧＤ／０．２５Ｄ〕が１．０以上である、水準５及び２８（いずれも比較例）の鋼線は、鋼線の冷間加工性に劣っていた。
　また、ＴＳが９００ＭＰａ未満である、水準２５及び２６（いずれも比較例）の鋼線では、ＴＳが１１００ＭＰａ以上の機械部品を製造することができなかった。
　冷間加工性が不良の鋼線（限界圧縮率が７５％未満）では、機械部品を製造する際、加工割れの発生する頻度が高かった。さらに、冷間加工性が不良の鋼線（限界圧縮率が７５％未満）を用いて製造した機械部品は、寸法精度が劣っていた。
　日本特許出願２０１６－００６３７８の開示はその全体が参照により本明細書に取り込まれる。
　本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。

Claims (8)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．２０～０．４０％、
    Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
    Ｍｎ：０．５０～２．００％、
    Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
    Ｐ：０～０．０３０％、
    Ｓ：０～０．０３０％、
    Ｎ：０～０．００５０％、
    Ｃｒ：０～１．００％、
    Ｔｉ：０～０．０５０％、
    Ｎｂ：０～０．０５％、
    Ｖ：０～０．１０％、
    Ｂ：０～０．００５０％、
    Ｏ：０～０．００３０％、並びに、
    残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
    　金属組織が、Ｃの質量％を［Ｃ％］とした場合に、面積率で（３５×［Ｃ％］＋５０）％以上のベイナイトと、初析フェライト及びパーライトの少なくとも一方である残部と、からなり、
    　鋼線の軸方向と平行であって中心軸を含む断面をＬ断面とし、鋼線の軸方向と垂直な断面をＣ断面とし、鋼線の直径をＤとし、Ｌ断面における鋼線表面から深さ５０μｍの位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比をＡＲとし、Ｃ断面における鋼線表面から深さ５０μｍの位置で測定したベイナイト粒の平均粒径をＧＤとした場合に、ＡＲが１．４以上であり、（ＡＲ）／（Ｌ断面における鋼線表面から深さ０．２５Ｄの位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比）が１．１以上であり、ＧＤが（１５／ＡＲ）μｍ以下であり、（ＧＤ）／（Ｃ断面における鋼線表面から深さ０．２５Ｄの位置で測定したベイナイト粒の平均粒径）が１．０未満であり、
    　引張強さが、９００～１５００ＭＰａである
    非調質機械部品用鋼線。
  2. 　質量％で、
    Ｃｒ：０超１．００％以下、
    Ｔｉ：０超０．０５０％以下、
    Ｎｂ：０超０．０５％以下、
    Ｖ：０超０．１０％以下、及び
    Ｂ：０超０．００５０％以下の１種又は２種以上を含有する請求項１に記載の非調質機械部品用鋼線。
  3. 　前記Ｄが、３～３０ｍｍである請求項１又は請求項２に記載の非調質機械部品用鋼線。
  4. 　限界圧縮率が７５％以上である請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の非調質機械部品用鋼線。
  5. 　円柱状の軸部を含み、
    　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．２０～０．４０％、
    Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
    Ｍｎ：０．５０～２．００％、
    Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
    Ｐ：０～０．０３０％、
    Ｓ：０～０．０３０％、
    Ｎ：０～０．００５０％、
    Ｃｒ：０～１．００％、
    Ｔｉ：０～０．０５０％、
    Ｎｂ：０～０．０５％、
    Ｖ：０～０．１０％、
    Ｂ：０～０．００５０％、
    Ｏ：０～０．００３０％、並びに、
    残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
    　金属組織が、Ｃの質量％を［Ｃ％］とした場合に、面積率で（３５×［Ｃ％］＋５０）％以上のベイナイトと、初析フェライト及びパーライトの少なくとも一方である残部と、からなり、
    　前記円柱状の軸部の軸方向と平行であって中心軸を含む断面をＬ断面とし、前記円柱状の軸部の軸方向と垂直な断面をＣ断面とし、前記円柱状の軸部の直径をＤとし、Ｌ断面における前記円柱状の軸部の表面から深さ５０μｍの位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比をＡＲとし、Ｃ断面における前記円柱状の軸部の表面から深さ５０μｍの位置で測定したベイナイト粒の平均粒径をＧＤとした場合に、ＡＲが１．４以上であり、（ＡＲ）／（Ｌ断面における前記円柱状の軸部の表面から深さ０．２５Ｄの位置で測定したベイナイト粒の平均アスペクト比）が１．１以上であり、ＧＤが（１５／ＡＲ）μｍ以下であり、（ＧＤ／Ｃ断面における前記円柱状の軸部の表面から深さ０．２５Ｄの位置で測定したベイナイト粒の平均粒径）が１．０未満であり、
    　前記円柱状の軸部の引張強さが、１１００～１５００ＭＰａである
    非調質機械部品。
  6. 　質量％で、
    Ｃｒ：０超１．００％以下、
    Ｔｉ：０超０．０５０％以下、
    Ｎｂ：０超０．０５％以下、
    Ｖ：０超０．１０％以下、及び
    Ｂ：０超０．００５０％以下の１種又は２種以上を含有する請求項５に記載の非調質機械部品。
  7. 　請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の非調質機械部品用鋼線の冷間加工品であり、円柱状の軸部を含み、前記円柱状の軸部の引張強さが１１００～１５００ＭＰａである非調質機械部品。
  8. 　非調質ボルトである請求項５～請求項７のいずれか１項に記載の非調質機械部品。
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