"C:0.30~0.50質量の意味。以下、化学組成について同じ未満、Si:0.1以下0を含まない、Mn:1.0~2.0、P:0.025以下0を含まない、S:0.025以下0を含まない、Cr:0.05~1.0、Al:0.01~0.1、N:0.01以下0を含まない、B:0.0005~0.005を含有する他、Ti:0.005~0.07、V:0.05~0.4、およびNb:0.05~0.1よりなる群から選択される少なくとも1種を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼線であり、ミクロ組織がフェライト及びパーライトの2相組織であって、パーライトラメラ間隔が250nm以下であり、且つ、パーライトの面積率が40超、80以下であるとともに、引張強さが1300MPa以下であることを特徴とするボルト用鋼線。更に、Cu:0.20以下0を含まないおよび/またはNi:0.20以下0を含まないを含有する請求項1に記載のボルト用鋼線。請求項1または2に記載の化学組成を有する鋼を、熱間圧延後、Ac3点~1100°Cに加熱してオーステナイト化し、次いで450~600°Cの温度で恒温変態させて冷却した後、総減面率50~80の冷間伸線加工を行うことを特徴とするボルト用鋼線の製造方法。但し、上記Ac3点は、Ac3=908-224C4385P30.5Si-34.4Mn-23Niにより計算される温度であり、[元素名]は各元素の含有量質量を意味する。軸部成形、頭部成形、ねじ切り成形を組み合わせて鋼線からボルト成形することによってボルトを製造する方法であって、前記軸部成形では、請求項3に記載の製造方法により得られたボルト用鋼線を、下記式1を満足する条件で縮径加工し、さらに前記頭部成形と前記ねじ切り成形を行ってボルト成形した後に、200~400°Cのベーキング処理をすることを特徴とするボルトの製造方法。5.4×A値減面率3.15×B値減面率652×Ceq≧8801上記式1中、A値減面率:前記冷間伸線加工時の総減面率B値減面率:前記縮径加工時の総減面率Ceq=[C][Si]/7[Mn]/5[Cu]/7[Cr]/9[Ni]/20但し、[元素名]は各元素の含有量質量請求項4に記載の製造方法によって得られるボルトであって、引張強度が1200MPa以上、0.2耐力が1080MPa以上、及び耐力比が0.90以上であることを特徴とするボルト。本発明は、上記のような事情に鑑みてなされたものであり、ボルト成形後の焼入れ焼戻し工程を省略した非調質ボルトであって、1200MPa以上の引張強度を有すると共に耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト、及び前記ボルトに用いる冷間鍛造性に優れた高強度ボルト用鋼線、ならびにこれらの製造方法を提供することを目的とする。本発明は、C:0.30~0.50質量の意味。以下、化学組成について同じ未満、Si:0.1以下0を含まない、Mn:1.0~2.0、P:0.025以下0を含まない、S:0.025以下0を含まない、Cr:0.05~1.0、Al:0.01~0.1、N:0.01以下0を含まない、B:0.0005~0.005を含有する他、Ti:0.005~0.07、V:0.05~0.4、およびNb:0.05~0.1よりなる群から選択される少なくとも1種を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼線であり、ミクロ組織がフェライト及びパーライトの2相組織であって、パーライトラメラ間隔が250nm以下であり、且つ、パーライトの面積率が40超、80以下であるとともに、引張強さが1300MPa以下であることを特徴とするボルト用鋼線である。本発明のボルト用鋼線は、更にCu:0.20以下0を含まないおよび/またはNi:0.20以下0を含まないを含有することが好ましい。本発明は、上記した化学組成を有する鋼を、熱間圧延後、Ac3点~1100°Cに加熱してオーステナイト化し、次いで450~600°Cの温度で恒温変態させて冷却した後、総減面率50~80の冷間伸線加工を行うことを特徴とするボルト用鋼線の製造方法も包含する。但し、上記Ac3点は、Ac3=908-224C4385P30.5Si-34.4Mn-23Niにより計算される温度であり、[元素名]は各元素の含有量質量を意味する。また、軸部成形、頭部成形、ねじ切り成形を組み合わせて鋼線からボルト成形することによってボルトを製造する方法であって、前記軸部成形では、上記記載の製造方法により得られたボルト用鋼線を、下記式1を満足する条件で縮径加工し、さらに前記頭部成形と前記ねじ切り成形を行ってボルト成形した後に、200~400°Cのベーキング処理をすることを特徴とするボルトの製造方法も、本発明に含まれる。5.4×A値減面率3.15×B値減面率652×Ceq≧8801上記式1中、A値減面率:前記冷間伸線加工時の総減面率B値減面率:前記縮径加工時の総減面率Ceq=[C][Si]/7[Mn]/5[Cu]/7[Cr]/9[Ni]/20但し、[元素名]は各元素の含有量質量上記したボルトの製造方法によって得られるボルトは、引張強度が1200MPa以上、0.2耐力が1080MPa以上、及び耐力比が0.90以上であり、このようなボルトも本発明に包含される。本発明のボルト用鋼線は、各種成分組成が適切に制御されるとともに、ミクロ組織の種類、存在割合及び形態が適切に調整されているため、高強度と優れた冷間鍛造性を実現できると共に、本発明のボルト用鋼線を用いて得られるボルトは耐遅れ破壊性に優れている。また、本発明のボルト用鋼線を用いると共に、冷間伸線加工時の総減面率と縮径加工時の総減面率とCeq炭素当量の関係を適切に調整した本発明のボルトの製造方法によれば、冷間鍛造性の向上、1200MPa以上のボルト強度、耐遅れ破壊性の向上のいずれも実現可能である。従来の非調質ボルト用鋼線に関する技術は、上述した通り、冷間鍛造性と耐遅れ破壊性のいずれか一方を重視したものであり、特にボルトの引張強度で1200~1400MPaを実現させた上で、両特性を同時に満足させる技術は未だ提案されていなかった。そこで、本発明者らが検討したところ、高強度、冷間鍛造性、耐遅れ破壊性のいずれの特性も向上させるためには、化学成分を適切に制御するとともに、特にボルト用鋼線の組織の種類と形態を適切に制御する、すなわち1ボルト用鋼線の組織をフェライトとパーライトの二相組織とし、パーライトの面積率を40超、80以下とし、2冷間伸線加工後のボルト用鋼線ボルト加工前において、パーライトラメラ間隔を250nm以下とすることが重要であることが分かった。また、該ボルト用鋼線を用いてボルトを成形する際、3ボルト用鋼線の冷間伸線加工での総減面率と、ボルト軸部成形の縮径加工時の総減面率と、Ceq炭素当量との関係を適切に制御すれば、より一層強度を向上できることも明らかになった。以下では、まず本発明のボルト用鋼線の特徴上記1、2及び化学組成及びその製造方法を説明し、続いて本発明のボルトの製造方法上記3について説明する。1ボルト用鋼線の組織について本発明のボルト用鋼線は、実質的にフェライトとパーライトの二相組織例えば、フェライトとパーライトの合計が98面積以上であり、好ましくは99面積以上であり、パーライトの面積率は40超、80以下である。このような組織とすれば、このボルト用鋼線を用いてボルトを成形する際の変形抵抗と、得られるボルトの強度とのバランスを良好にできる。フェライトは軟質相であり、変形抵抗の増加を抑制する観点から重要であり、一方、パーライトは、硬質であるセメンタイトがラメラ状に配置した組織であり、省合金でも強度を確保できる点で極めて重要である。組織中にマルテンサイトが存在すると、伸線加工時に断線が生じやすくなり、またベイナイトが存在すると加工硬化率が減少し、目標強度を達成することができない。そこで、マルテンサイトやベイナイトなどの、フェライト及びパーライト以外の組織は通常2面積以下であり、好ましくは1面積以下である。本発明におけるパーライトの割合に関し、パーライトの面積率が80面積を超えると、冷間鍛造性の低下が大きくなり、成形可能なボルト形状が著しく制限されるとともに、大幅な金型寿命低下をもたらす。そこで、パーライト面積率の上限を80面積以下とする。パーライト面積率の上限は好ましく70面積以下であり、より好ましくは65面積以下特に60面積以下である。但し、パーライト面積率が小さすぎると、目標強度を確保するために必要な冷間加工率が増加することとなり、耐遅れ破壊性が低下する。そこでパーライト面積率は40面積超とする。パーライト面積率の下限は、好ましくは42面積以上であり、より好ましくは43面積以上である。2パーライトラメラ間隔について本発明のボルト用鋼線は、冷間伸線後のパーライトラメラ間隔が250nm以下である。このようにすることによって、伸線加工時にパーライトのラメラ間に存在するフェライト部に導入される歪み量を増加させることができる。その結果、フェライト相に比べて変形しにくいパーライト相においても、圧縮歪みを付加した際の降伏応力の低下バウシンガー効果を最大限に活用でき、ボルト頭部成形時の加工荷重の低減が可能となる。加えて、ラメラ間隔を縮小すると、鋼中水素のトラップ力が増加するため、耐遅れ破壊性の向上にも有効である。パーライトラメラ間隔は、好ましくは240nm以下であり、より好ましくは235nm以下である。パーライトラメラ間隔の下限は特に制限されないが、通常100nm程度である。パーライトラメラ間隔の調整について、詳細は後述するが、熱間圧延による連続冷却では、パーライトラメラ間隔を緻密化することは困難であるため、本発明では、鉛浴、塩浴または流動層等を活用した恒温変態処理を用いる点に特徴を有している。本発明のボルト用鋼線は、上記した組織の種類と形態を制御することに加えて、化学組成を適切に調整することも重要である。以下に、本発明のボルト用鋼線の化学組成について述べる。C:0.30~0.50未満Cは、所望の強度を得るための必須元素である。そこで、C量を0.30以上と定めた。C量は好ましくは0.32以上であり、より好ましくは0.35以上である。一方、C量が過剰になると変形抵抗の増加と靭延性の低下が生じ、ボルト加工時の割れ発生率の増加や金型寿命の低下を招く。そこでC量を0.50未満と定めた。C量は好ましくは0.48以下であり、より好ましくは0.43以下である。Si:0.1以下0を含まないSiは、溶製時の脱酸材として作用するとともに、マトリクスを強化する固溶元素として必要な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Si量は0.02以上が好ましく、より好ましくは0.03以上である。一方、Si量が過剰になると変形抵抗が上昇し、冷間鍛造性が低下する原因となる。従って、Si量を0.1以下と定めた。Si量は、好ましくは0.09以下であり、より好ましくは0.08以下である。Mn:1.0~2.0Mnは、溶鋼中の脱酸、脱硫元素として有効であり、また鋼材の熱間加工時の延性低下を抑制する効果も有する。更にフェライト中に固溶して強度増加をもたらす元素である。そこでMn量を1.0以上と定めた。Mn量は好ましくは1.20以上であり、より好ましくは1.30以上である。一方、Mn量が過剰になると、中心偏析が増加し、伸線加工時の断線や耐遅れ破壊性の低下をもたらす。そこで、Mn量を2.0以下と定めた。Mn量は好ましくは1.80以下であり、より好ましくは1.60以下特に1.50以下である。P:0.025以下0を含まないPは、不純物として存在する元素であり、フェライト粒界に偏析し、変形能を低下させる。またフェライトを固溶強化するため、変形抵抗を増加させる元素でもある。粒界強度の低下により、耐遅れ破壊性も低下するため極力低減することが好ましく、P量は0.025以下とする。P量は好ましくは0.015以下、より好ましくは0.010以下である。P量は少なければ少ない程好ましいが、極端に低減することは、鋼材製造コストの大幅な増加を招き、通常0.002程度含まれる。S:0.025以下0を含まないSは、Pと同様に不純物として存在する元素である。Mnと結合して、少量のMnSとして存在する場合は大きな影響はないが、Feと結合してFeSとして粒界に析出すると、変形能の大幅な低下をもたらす。Pと同様に極力低減することが好ましく、S量は0.025以下とする。S量は好ましくは0.015以下であり、より好ましくは0.010以下である。S量は少なければ少ない程好ましいが、極端に低減することは鋼材製造コストの大幅な増加を招き、通常0.002程度含まれる。Cr:0.05~1.0Crは、パーライト相のラメラ間隔を緻密化させ、且つ固溶強化によって強度を向上する作用を有する元素である。また、耐食性を向上させ、耐遅れ破壊性の改善にも有効である。このような効果を有効に発揮させるため、Cr量を0.05以上と定めた。Cr量は、好ましくは0.10以上であり、より好ましくは0.12以上である。一方、Cr量が過剰になると、粗大な炭化物の生成を招き、冷間鍛造性と耐食性を低下させる。そこでCr量は1.0以下と定めた。Cr量は好ましくは0.7以下であり、より好ましくは0.5以下である。Al:0.01~0.1Alは、脱酸元素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶NをAlNとして固定するため、変形抵抗の低減と変形能の向上に有用である。そこでAl量を0.01以上と定めた。Al量は好ましくは0.015以上であり、より好ましくは0.020以上である。一方、Al量が過剰になると固溶Alの増加によってフェライト相が硬化し、ボルト成型時の金型寿命が低下するとともに、Al2O3などの非金属介在物が増加し、変形能が低下するため、Al量は0.1以下とする。Al量は好ましくは0.080以下であり、より好ましくは0.070以下である。N:0.01以下0を含まないNは、鋼中に固溶Nとして存在すると、動的歪み時効による変形抵抗の増加や変形能の低減を招く。そこでN量は0.01以下とする。N量は好ましくは0.0070以下であり、より好ましくは0.0050以下である。N量は、少なければ少ない程好ましいが、極端な低減は鋼材製造コストの大幅な増加をもたらし、通常0.001程度含まれる。B:0.0005~0.005Bは、Alと同様、鋼中の固溶Nと結合してBNを形成し、動的歪み時効を低減することで、冷間鍛造性を向上できる元素である。また後述する製造方法において、Ac3点以上に加熱した後の冷却過程で、炭化物Fe23C,B6が結晶粒界に析出することにより、Pの粒界濃化に起因する粒界強度低下を軽減でき、耐遅れ破壊性の向上に有用である。そこでB量を0.0005以上と定めた。B量は好ましくは0.0010以上であり、より好ましくは0.0015以上である。但し、Bの窒化物や炭化物は、粗大結晶粒生成の抑制や鋼中水素のトラップサイトとしての効果は小さい。そこで、本発明では鋼中水素のトラップサイトを形成し得る元素後述するTi、Nb、Vの少なくとも1種との複合添加を必須とする。またBを過剰添加した場合は、結晶粒界にFe2Bが偏析し、粒界強度が低下して熱間延性と耐遅れ破壊性の低下を招くため、B量は0.005以下とする。B量は好ましくは0.0040以下であり、より好ましくは0.0035以下である。Ti:0.005~0.07、V:0.05~0.4、およびNb:0.05~0.1よりなる群から選択される少なくとも1種Ti、Nb、Vは、いずれも鋼中の固溶Nや固溶Cと化合物を形成し、固溶Nや固溶Cによる動的歪み時効を低減することで、冷間鍛造性を向上できる元素である。また、これらの炭化物および炭窒化物は、粗大結晶粒の生成を抑制し靭性向上に寄与すると共に、鋼中水素のトラップサイトとしても作用するため、耐遅れ破壊性の改善に対しても有効である。そこで、Ti量は0.005以上、V量は0.05以上、Nb量は0.05以上と定めた。Ti量は0.010以上が好ましく、より好ましくは0.020以上である。V量は好ましくは0.06以上であり、より好ましくは0.07以上である。但し、炭窒化物が粗大になりすぎると、水素トラップサイトとしての能力が低下するとともに、ボルトの冷間鍛造時に応力集中箇所となり、割れ発生を助長する。粗大な炭化物及び炭窒化物の生成を制御するため、本発明では、固溶Nや固溶Cと化合物を形成するBとの複合添加を必須とする。またこれら元素の含有量が過剰になると、前記した通り耐遅れ破壊性と冷間鍛造性が低下するため、Ti量は0.07以下、V量は0.4以下、Nb量は0.1以下と定めた。Ti量は好ましくは0.070以下であり、より好ましくは0.065以下である。V量は好ましくは0.30以下であり、より好ましくは0.25以下である。Nb量は好ましくは0.08以下であり、より好ましくは0.07以下である。本発明のボルト用鋼線の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。さらに本発明に係るボルト用鋼線は、必要に応じてCuおよび/またはNiを含有していても良い。Cu:0.20以下0を含まないおよび/またはNi:0.20以下0を含まないCuは、耐食性を向上させ、遅れ破壊に悪影響を及ぼす鋼中への水素浸入を抑制する効果がある元素である。耐遅れ破壊性向上の観点からは増量添加が望ましい。このような効果を有効に発揮するため、Cu量は0.03以上とすることが好ましく、より好ましくは0.04以上である。一方、Cuを過剰に添加すると冷間鍛造性の低下、特に割れ発生限界圧縮率の低下を招くことから、Cu量は0.20以下が好ましい。Cu量は好ましくは0.18以下であり、より好ましくは0.15以下である。Niは、Cuと同様に、耐食性の改善効果を有する元素である。またCu増量時に生じる熱間延性の低下を補う効果を有することから、Cu量と等しい量を添加することが推奨される。Ni量は0.03以上とすることが好ましく、より好ましくは0.04以上である。但し、Cuと同様に、過剰添加すると冷間鍛造性の低下を招くことから、Ni量は0.20以下が好ましい。Ni量は好ましくは0.18以下であり、より好ましくは0.15以下である。なお、本発明において、Cu及びNiは、いずれも0.02程度までの量は不可避的に含まれる。上記した本発明のボルト用鋼線を製造するためには、通常の方法に従って鋼を溶製、熱間圧延した後、得られた圧延材をAc3点~1100°Cに加熱し、450~600°Cで恒温変態させて冷却し、その後、総減面率50~80の冷間伸線加工することが重要である。前記加熱で圧延材の組織をキャンセルでき、前記恒温変態でラメラ間隔の細かいフェライト及びパーライトの二相組織にでき、さらに前記冷間伸線でラメラ間隔を更に縮小するとともに、ラメラ間のフェライト相に引張歪みを付与できる。以下に詳しく説明する。Ac3点~1100°Cでの加熱について圧延材をAc3点以上に加熱して組織をオーステナイト化することによって、強度のばらつきを有する圧延材の組織をキャンセルすることができる。一方、加熱温度が高すぎると、結晶粒が粗大化し、恒温変態後の組織も大きくなる傾向があるため、加熱温度の上限は1100°C以下とする。加熱温度の下限は、好ましくはAc3点50°C以上であり、より好ましくはAc3点100°C以上である。また、加熱温度の上限は、好ましくは1050°C以下であり、より好ましくは1000°C以下である。前記温度範囲での加熱時間は通常、3~10分程度である。なお、前記Ac3点は、Ac3=908-224C4385P30.5Si-34.4Mn-23Ni出典:大久保重雄、P.P.熱処理、p1、オーム社、により計算できる。450~600°Cで恒温変態について前記したAc3点~1100°Cでの加熱に続いて、450~600°Cで保持することにより、連続冷却である熱間圧延に比べてラメラ間隔が小さいフェライト及びパーライト組織が実現できる。またこの温度で恒温変態させることによって、パーライトの面積率を40超、80以下にできる。一方、恒温変態温度が450°C未満であると、ベイナイトやマルテンサイトが生成し、冷間鍛造性の低下を招く。一方、恒温変態温度が600°Cを超えるとパーライト相のラメラ間隔が大きくなり、強度低下や、水素トラップ能力の低下をもたらす。恒温変態温度の下限は、好ましくは480°C以上であり、より好ましくは500°C以上である。また、恒温変態温度の上限は、好ましくは580°C以下であり、より好ましくは560°C以下である。恒温変態時間は、[恒温変態時間秒]/[圧延材の直径Dmm]の値が8~11程度となるようにすれば良い。恒温変態は、例えば前記加熱後の圧延材を鉛浴、塩浴または流動層等に浸漬することによって行えばよく、この場合、前記加熱温度から、恒温変態温度までの冷却速度は、通常45~450°C/秒程度である。また、恒温変態後は、0.4~4.0°C/秒程度の冷却速度で、300~420°C程度まで冷却すれば良い。総減面率50~80の冷間伸線加工について前記した恒温変態後、総減面率50~80で冷間伸線加工を行うことによって、加工硬化によって強度が確保伸線加工後の鋼線の引張強さで、例えば1000MPa以上、好ましくは1050MPa以上、より好ましくは1100MPa以上できるとともに、前記恒温変態で生成したパーライトのラメラ間隔をさらに縮小でき、具体的には250nm以下にできる。また、ラメラ間のフェライト相に引張歪みを付与することができ、バウシンガー効果を最大限に発揮でき、圧縮加工時の変形抵抗ボルト頭部成形時の加工荷重低減が可能となる。前記総減面率が80を超えると、ボルトの首下硬さが上昇し、耐遅れ破壊性が低下し、また伸線加工に伴い鋼線表面に生成させた潤滑皮膜層が減少し、冷間鍛造性が低下する。前記総減面率を80以下とすることで、鋼線の引張強さは通常1300MPa以下となる。一方、50未満であると引張強度が確保できない。前記総減面率の下限は、好ましくは53以上であり、より好ましくは55以上である。また、前記総減面率の上限は好ましくは75以下であり、より好ましくは70以下である。本発明のボルト用鋼線の直径は、例えば8~12mm程度である。本発明のボルトの製造方法では、上記のようにして得られたボルト用鋼線を、上記3で示した通り、ボルト用鋼線の冷間伸線加工での総減面率と、ボルト軸部を成形するための縮径加工時の総減面率と、Ceq炭素当量との関係を適切に制御する点に特徴を有している。3冷間伸線加工の総減面率及び縮径加工の総減面率とCeqとの関係について本発明のボルト用鋼線は、引張強度に優れており、この効果を最大限に発揮して、ボルト強度を更に高めるためには、ボルト用鋼線製造時の冷間伸線加工の総減面率以下、A値減面率と、ボルト軸部成形時の縮径加工の総減面率以下、B値減面率と、Ceq炭素当量との関係を適切に調整することが重要である。本発明のボルト用鋼線は、冷間伸線加工での加工硬化によって強度を向上できるが、冷間伸線加工で強度が向上しすぎると、ボルト製造時のボルト首下硬さが上昇し、遅れ破壊感受性が増加するため、冷間伸線加工の総減面率の上限は80以下としている。また、縮径加工において、低減面率では加工硬化しない場合があり、むしろ強度が低下する場合もある。したがって、本発明のボルトの製造方法では、ボルト用鋼線の強度と、ボルト軸部の縮径加工による強度上昇と、強度と相関関係の高いCeq炭素当量量との3つを適切に制御することによって、1200MPa以上好ましくは1300MPa以上のボルト強度を達成しつつ、ボルト首下部の硬さ上昇を抑制し、耐遅れ破壊性の低下を抑制できる。伸線加工と縮径加工では、加工様式や加工速度が異なるため、同一減面率でもボルト強度に与える影響の度合いは異なる。そこで、伸線加工の総減面率及び縮径加工の総減面率、さらには炭素当量が、それぞれボルト強度に与える影響の度合いを加味して、A値減面率、B値減面率、Ceq炭素当量は、具体的には下記式1を満たすように調整する。5.4×A値減面率3.15×B値減面率652×Ceq≧8801上記式1において、A値減面率及びB値減面率の係数はそれぞれ以下のようにして求めた。A値減面率の係数後述する実施例における化学組成の鋼を用い、伸線加工時の総減面率A値減面率を10以上の範囲で種々に変化させて、鋼線を製造した。得られた鋼線の強度を測定し、A値減面率を10にした場合の鋼線強度と各減面率での鋼線強度の差ΔTSを求めた。前記減面率とΔTSとの関係を線形近似したところ、5.4という係数を得た。B値減面率の係数後述する実施例における化学組成の鋼を用い、一定の冷間伸加工率で鋼線を得た後、減面率B値減面率を約15以上の範囲で種々に変化させて、縮径加工を行った。縮径加工前に対する縮径加工後の強度の増加分を求め、B値減面率と強度増加量との関係を線形近似したところ、3.15という係数を得た。Ceqの係数下記のCeqは、機械構造用炭素鋼で用いられる代表的なCeqである。後述する実施例に記載の恒温変態後の引張強さと良好な相関関係を有していることから、各元素に対する係数を以下のようにした。Ceq=[C][Si]/7[Mn]/5[Cu]/7[Cr]/9[Ni]/20但し、[元素名]は各元素の含有量質量式1の上限は特に限定されないが、通常1020以下程度である。また、B値減面率、Ceqも式1を満たす限り特に限定されないが、通常、B値減面率が35~50程度であり、Ceqが0.6~0.8程度である。上記式1の関係を満たすように縮径加工した後は、常法に従ってボルト頭部を圧造成形し、その後、冷間転造工程でねじ切り加工をしてボルト成形すればよい。なお、本発明における冷間鍛造性は、後記する実施例でも説明する通り、ボルト頭部の圧造成形における金型寿命によって評価している。また、本発明では、軸部成形、頭部成形、ねじ切り成形を行ってボルト成形した後に、200~400°Cのベーキング処理をすることが重要である。該温度範囲でのベーキング処理によって、残存固溶元素による時効硬化と、微細炭化物の析出によって、耐力を向上できる。これにより、JIS12.9級のボルト強度引張強度1200MPa以上、耐力:1080MPa以上、耐力比:0.9以上を満足できる。ベーキング処理温度が400°Cを超えると、冷間加工により導入された歪みが開放されるため、強度低下が生じ、目標強度を達成できない。ベーキング処理温度は好ましくは250°C以上、350°C以下である。本発明の製造方法によって得られるボルトは、引張強度が1200MPa以上、0.2耐力が1080MPa以上、及び耐力比が0.90以上であり、このようなボルトも本発明に含まれる。引張強度は1300MPa以上が好ましく、0.2耐力は1150MPa以上が好ましく、また耐力比は0.92以上が好ましい。前記引張強度、0.2耐力、耐力比の上限は特に限定されないが、例えば引張強度は1400MPa以下、0.2耐力は1300MPa以下、耐力比は0.95以下である。本発明によれば、1200MPa以上の高強度を有しながら、冷間鍛造性と耐遅れ破壊性を両立したボルトが実現できた。従って、締結部品の小型軽量化が大幅に可能となり、自動車のエンジン部品をはじめ、各部品の軽量化を通して、燃費軽減とCO2削除に大きく寄与することができる。以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、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。表1、2に示す化学組成の鋼を、通常の方法に従って溶製し、熱間圧延を行って表3、4に示す圧延径φ15.5~28.0mmの圧延材を得た。その後、該圧延材を連続炉に通線し、表3、4に示す条件で加熱してオーステナイト化した後加熱時間は、約7分、鉛浴中に浸漬して恒温変態処理を行った。恒温変態の処理時間は[浸漬時間t秒]/[圧延材の直径Dmm]=8~11となるように調整した。恒温変態後、0.6~2.0°C/秒の冷却速度で370~420°Cまで冷却し、続いて砂槽を通過させることで当該圧延材の表層に付着した溶融鉛を除去した。その後、空冷及び温水約80°Cでの冷却によって除熱し、コイル状に巻き取った。次いで、当該圧延材を酸洗して、表層部に生成した酸化スケール層を除去し、且つりん酸亜鉛皮膜処理を行ったものについて、表3、4に示した総減面率A値減面率で伸線加工を行い、伸線径10.0~14.1mmの鋼線を作製した。該鋼線を用いて、パーツフォーマーを用い、冷間鍛造でM10ボルトを作製した。なお、M10ボルトの製造工程は、前方押出しによる軸絞り工程と、ボルト頭部の圧造成形工程を有しているが、冷間鍛造性評価は、圧造荷重の最も高いボルト成形工程第3パンチの金型寿命により評価した。ボルト頭部成形後、冷間転造工程でねじ加工を施した後、表3、4に示す条件でベーキング処理を行った。上記で得られた鋼線について、以下の方法で組織の評価を行うとともに、JISZ2241に基づいて引張強度を測定した。引張強度は、5本の試験片について測定し、その平均値を各鋼線の引張強度とした。a組織の同定鋼線の横断面鋼線の圧延方向に垂直な断面が観察できるように樹脂に埋め込んで表面研磨し、ナイタールエッチングして組織を現出させ、光学顕微鏡倍率400倍で観察される濃淡差で各部位における組織を同定した。白く濃淡のない領域がフェライト相、濃淡のある部分が分散している黒色領域がパーライト相、白色部分が針状に混在している領域がベイナイト相と判断した。ベイナイト相と判断した箇所は、別途、走査型電子顕微鏡SEMで2000倍および8000倍の組織写真を撮影し、誤判定がないか再確認した。bパーライト分率の測定鋼線の横断面におけるD/4部及びD/8部Dは鋼線の直径について、それぞれ任意の4箇所を選び、光学顕微鏡の倍率400倍で観察し観察視野は225μm×175μm、合計8枚の組織写真を撮影した。各組織写真を画像処理ソフトで白色部と黒色部に2値化し、パーライト相に対応する黒色部の割合からパーライト分率を算出し、8枚の写真の平均値を各試料のパーライト分率とした。cパーライトラメラ間隔の測定走査型電子顕微鏡SEMによって、鋼線の横断面におけるD/4部Dは鋼線の直径を8000倍で観察し観察視野は8.75μm×11.25μm、パーライト粒における一定長さ内に存在するラメラの本数を測定してラメラ間隔を求めた。この測定は1視野につき2箇所ずつで、3視野について行った。合計6箇所におけるラメラ間隔を、小さい値から並べた累積度数横軸とラメラ間隔縦軸との関係を整理したグラフを線形近似して切片最小のラメラ間隔を求め、切片の値×1.65を平均ラメラ間隔とした。また、冷間鍛造性は、上記した圧造荷重の最も高いボルト成形工程第3パンチの金型寿命及び圧造時の割れによって評価した。圧造時の割れは、成型後のボルトを10~20個に1個程度の頻度で抜き取って判定した。また同時に、ボルトの頭部に転写される金型破損に伴う疵を調査することで、各供試材における金型寿命を求めた。さらに、上記で得られたボルトについては機械的特性ボルトの引張強度、耐力、及び耐力比の測定JISZ2241と、耐遅れ破壊性試験を行った。耐遅れ破壊性試験は、ボルトを15HClに30分間浸漬した後、水洗および乾燥し、ループ型ひずみ遅れ破壊試験機を用いて、大気中で応力引張強さの90付加し、100時間後の破断の有無で評価した。ボルトの引張強度及び耐力は、5本の試験片についてそれぞれ測定し、その平均値を各ボルトの引張強度及び耐力とした。これらの結果を、表3、4に示す。実験No.1、4、5、9、11、14~20は、鋼の化学成分が本発明の要件を満足し、かつボルト用鋼線及びボルトの製造方法が本発明の要件を満たす例であり、ボルト製造時の冷間鍛造性に優れ、かつ、一般的に水素脆化が顕著になると言われている1100MPaを超える引張強度を有していながら、耐遅れ破壊性に優れている。さらに、本発明のボルトは、高強度ボルトとして十分な機械的特性、すなわち引張強度が1200MPa以上、0.2耐力が1080MPa以上、及び耐力比0.2耐力/引張強度が0.90以上の要件を満足する結果となった。この機械的特性は、特にJISB1051で最高強度として分類される12.9級の強度区分を満足している。一方、実験No.2、3、6~8、10、12、13は、鋼の化学成分は本発明の要件を満足するものの、ボルト用鋼線またはボルトの製造方法のいずれかの要件が、本発明の要件を満たしていなかった例である。実験No.2、3は、ボルトの製造方法において、式1の関係が満たされていなかったため、得られたボルトの強度が低かった。実験No.6は、伸線加工時の総減面率A値減面率が小さく、且つボルトの製造方法において式1の関係が満たされていなかったため、ボルト強度が低くなった。実験No.7は、恒温変態処理温度が高かったために、パーライトラメラ間隔が大きくなり、ボルトの耐力比が低下する結果となった。なお、耐力比が低いため、遅れ破壊試験中に塑性変形が進行し、実質的な負荷応力が他の供試材に比べて低下したため、遅れ破壊特性は良好であった。実験No.8は、恒温変態処理温度が低かったために、ベイナイトが生成し、ボルトの耐力比が小さくなった。実験No.10は、ボルト成形後のベーキング処理を行わなかったため、耐力及び耐力比が小さくなった。実験No.12は、ボルト成形後のベーキング処理温度が高かったため強度が低下した。実験No.13は、熱間圧延後の加熱温度が高く、パーライトラメラ間隔が大きくなり、ボルト強度が低下した。実験No.21~39は、鋼の化学成分が本発明の要件を満たしていなかった例である。実験No.21、22はC量が少なかった例であり、No.21はボルト強度が低下し、No.22は伸線加工時の総減面率A値減面率が80を超えたため、冷間鍛造性が低下した。実験No.23は、Ti、Nb及びVのいずれも添加しておらず、また式1を満たさなかったため、ボルト強度が低下した。実験No.24は、C量およびSi量が多く、Mn量が少なかったため、パーライト単相となって、冷間鍛造性が低下した。実験No.25は、C量が多かったため、パーライト分率が多くなり、冷間鍛造性が低下した。実験No.26は、Si量が多く、パーライトラメラ間隔が大きくなり、冷間鍛造性が低下した。実験No.27は、Mn量が少なかったため、ボルト用鋼線のパーライトラメラ間隔が大きくなり、またボルト製造時の式1の関係が満たされず、ボルト強度が低下した例である。実験No.28は、Mn量が多く、冷間鍛造性が低下した。実験No.29は、Cu量およびNi量が多く、冷間鍛造性が低下した。実験No.30は、Cr量が少なく、ボルト用鋼線のパーライトラメラ間隔が大きくなったため、ボルト強度が低下した。実験No.31は、Cr量が多く、冷間鍛造性が低下した。実験No.32は、Bを添加しておらず、固溶Nによる動的歪み時効低減効果が不十分であり、かつ固溶Bに伴う焼入れ性向上効果もないことから、ボルト用鋼線のパーライトラメラ間隔が大きくなり、冷間鍛造性が低下した。なお、固溶Nが高いため、伸線加工時や冷間鍛造時における時効硬化が促進され、強度は高くなった。実験No.33は、Bが過剰添加された例である。BはNと結合し、通常、BNとして鋼中に分散析出する。Nと結合しなかったBは、一部は鋼中に固溶するが、固溶限を超えたBについては、Feと結合しFe2Bとして粒界に偏析する。このため、過剰のB添加は粒界強度を低下させ、冷間鍛造時の割れ発生を増加させる。本評価においては、加工ひずみ量の最も大きい部位ボルトのフランジ部において割れが発生した。実験No.34~36は、それぞれTi、V、Nbが過剰添加された例である。これらの元素は動的ひずみ時効の原因となる固溶Cや固溶Nの低減に有用な元素であるが、多量添加した場合は、それぞれ粗大なTi炭窒化物、V炭窒化物およびNb炭窒化物の生成を招く。これらが冷間鍛造時に応力集中源となるため、特に、加工ひずみ量が大きいボルトのフランジ部において割れが発生する結果となった。実験No.37は、Al量が少なく、鋼中に固溶Nが残存したため、ボルト鍛造時の加工発熱に伴う動的ひずみ時効によって割れ発生限界が低下したためボルトのフランジ部で割れが発生した。実験No.38は、Alが過剰添加された例である。Alは固溶Nと結合して、AlNとして析出し、冷間鍛造時の動的ひずみ時効の悪影響を抑制する効果を有するが、過剰添加した場合、鋼中の酸素と結合したAlが硬質のAl2O3として分散され、冷間鍛造時に応力集中源となるとともに、鋼中に固溶したAlがフェライト相を硬化させ、変形能も低下することで、割れ発生限界の低下を招く。そのため、本評価ではボルトフランジ部に割れが発生した。実験No.39は、N量が多い例である。Alが過少だった場合と同様に、固溶Nに起因する動的ひずみ時効が顕著となり、冷間鍛造時の割れ発生限界の低下を招いた。本評価においても加工ひずみ量が最大となるボルトフランジ部において割れが発生した。"