C:0.05~1.2質量の意味。以下、化学成分について同じ。、Si:0.01~0.5、Mn:0.1~1.5、P:0.02以下0を含まない、S:0.02以下0を含まない、N:0.005以下0を含まないを含有し、残部が鉄及び不可避不純物である鋼線材であって、厚さ7.0μm以下のスケールを有し、且つ、該スケール中のFeO比率が30~80体積であり、Fe2SiO4比率が0.1体積未満であることを特徴とする鋼線材。更に、Cr:0.3以下0を含まない及び/又はNi:0.3以下0を含まないを含有する請求項1に記載の鋼線材。更に、Cu:0.2以下0を含まないを含有する請求項1または2に記載の鋼線材。更に、Nb、V、Ti、Hf、及びZrよりなる群から選択される少なくとも1種の元素を、合計で0.1以下0を含まない含有する請求項1~3のいずれかに記載の鋼線材。更に、Al:0.1以下0を含まないを含有する請求項1~4のいずれかに記載の鋼線材。更に、B:0.005以下0を含まないを含有する請求項1~5のいずれかに記載の鋼線材。更に、Ca:0.01以下0を含まない及び/又はMg:0.01以下0を含まないを含有する請求項1~6のいずれかに記載の鋼線材。請求項1~7のいずれかに記載の化学成分の鋼を、熱間圧延後、750~880°Cで巻取り、酸素分率が20体積未満である酸素と不活性ガスとの混合ガス、又は不活性ガスを噴きつけながら冷却することを特徴とする鋼線材の製造方法。前記不活性ガスが窒素である請求項8に記載の製造方法。本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、熱延後の冷却中や、保管搬送時には剥離せず、MDの際に容易に剥離するスケールが形成された線材、及びその製造方法を提供することにある。上記課題を達成した本発明の鋼線材は、C:0.05~1.2質量の意味。以下、化学成分について同じ。、Si:0.01~0.5、Mn:0.1~1.5、P:0.02以下0を含まない、S:0.02以下0を含まない、N:0.005以下0を含まないを含有し、残部が鉄及び不可避不純物である鋼線材であって、厚さ7.0μm以下のスケールを有し、且つ、該スケール中のFeO比率が30~80体積であり、Fe2SiO4比率が0.1体積未満であることを特徴とする。本発明の鋼線材は、必要に応じてaCr:0.3以下0を含まない及び/又はNi:0.3以下0を含まない、bCu:0.2以下0を含まない、cNb、V、Ti、Hf、及びZrよりなる群から選択される少なくとも1種の元素を、合計で0.1以下0を含まない、dAl:0.1以下0を含まない、eB:0.005以下0を含まない、fCa:0.01以下0を含まない及び/又はMg:0.01以下0を含まないを含有していていもよい。また、本発明は、上記したいずれかの化学成分の鋼を、熱間圧延後、750~880°Cで巻取り、酸素分率が20体積未満である酸素と不活性ガスとの混合ガス、又は不活性ガスを噴きつけながら冷却する鋼線材の製造方法も包含する。前記不活性ガスは窒素であることが好ましい。本発明の線材は、FeO比率が所定範囲に適切に制御30~80体積され、且つ、薄い7.0μm以下スケールを有している。従って、熱延後の冷却中や、保管搬送時にはスケールが剥離せず、錆の発生を防ぐことができる。さらに、本発明によれば、MD時には容易にスケールが剥離するため、簡便なデスケーリング装置で十分な剥離性が確保でき、伸線などの二次加工時に悪影響スケールの取り残しによる線材表面疵、潤滑不良などを及ぼすことがなく、品質の高い鋼線材を提供できる。また、スケールロスが少ないため、歩留まりを高く維持できる。線材の製造プロセス中の冷却工程においては、通常、地鉄とスケールとの熱膨張係数の差に起因して、スケール中に圧縮応力が発生する。その結果、冷却工程、又はその後に線材を保管搬送する際に、スケールが自然に剥離し、これが錆の発生原因となっていた。また、線材は、伸線などの二次加工をする前にMDでスケールを除去することが行われており、MD後にスケールが残存すると、ダイス寿命を低下させてしまう。したがって、製造プロセス中の冷却工程や、保管搬送時には剥離せず、MD時に容易に剥離するスケールを有する線材が望まれていた。MD法は、線材に歪みを与えてスケール内、又は地鉄とスケールとの界面に亀裂を発生させ、スケールを剥離させる方法である。従来から、スケールの剥離性を向上させるため、スケール中のFeO比率を向上させることが行われている。これはFeOの強度がFe2O3や、Fe3O4に比べて小さいことから、スケール中のFeO比率を高めることが、MD時のスケール剥離性向上に有効であると考えられているからである。スケール中のFeO比率を高めるためには、通常、高温でスケール仕上圧延前のデスケーリング以降に形成される二次スケールを形成する必要があるが、高温でスケールを形成させると、スケールの厚さが増してスケールロスが多くなる上に、厚いスケールは冷却過程や保管搬送時に剥離するという問題があった。つまり、スケールの厚さを薄くして、且つスケール中のFeO比率を確保することは極めて困難であった。そこで、本発明者らが検討した結果、熱間圧延後の巻取温度を比較的低温にし、その後、酸素分率が低い酸素と不活性ガスとの混合ガス又は不活性ガスを噴きつけながら冷却すれば、スケールを薄くできるとともに、スケール中のFeO比率を所定以上確保することができることを見出した。スケールの厚さについてより詳細に検討したところ、スケールの厚さは、7.0μm以下であれば、地鉄との密着性が良好であり、冷却途中や保管搬送時に剥離しないことが明らかとなった。スケール厚さは好ましくは6.5μm以下であり、より好ましくは6.0μm以下特に5.5μm以下である。スケール厚さの下限は特に限定されないが、通常、0.9μm程度である。さらに、本発明者らは、スケール中のFeO比率とMD性の関係について調べた。より詳細には、0.9C-0.25Si-0.86Mn-0.007P-0.0063S-0.002Nの組成の、長さ200mmの線材を用い、巻取り温度条件を変化させてスケールの組成を調整したサンプルを作製した。なお、巻取り温度は700~1000°Cの範囲で変化させ、巻取り後の冷却にはN2-10体積O2ガスを用いた。作製したサンプルに、MDに相当する変形歪6を与えてスケールを剥離させ、後記する実施例と同様に、画像処理によって残留したスケール量面積率を測定した。図1は、スケール中のFeO比率と、MD後に残留したスケールの面積率との関係を示すグラフである。図1によれば、スケール中のFeO比率が30~80体積であれば、MD後の残留スケール量を十分に低減できることが分かる。FeO比率は、好ましくは35体積以上、75体積以下であり、より好ましくは40体積以上、70体積以下であり、さらに好ましくは45体積以上、65体積以下である。また、スケール中のFe2SiO4ファイアライト比率は0.1体積未満とする。Fe2SiO4は、過剰に生成すると、スケールと地鉄との界面に不均一に生成し、MD時にスケールが不均一に剥離するため、MD性が悪化する。Fe2SiO4比率は、好ましくは0.09体積以下であり、より好ましくは0.08体積以下、さらに好ましくは0.07体積以下である。一方、スケール中のFe2SiO4は脆く剥離しやすい酸化物であり、微量であれば均一に薄く生成するため、MD性を改善させるという作用を有する。このような作用を有効に発揮させるためには、0.01体積以上確保することが好ましく、より好ましくは0.02体積以上であり、さらに好ましくは0.03体積以上である。本発明におけるスケールには、FeO及びFe2SiO4の他、Fe2O3、Fe3O4などが含まれる。スケールの厚み及び組成を上記のようにすることによって、MD後の残留スケール量を、MD前のスケール量に対して、面積率で30以下とすることができる。これは、鋼線材の質量に対する残存スケール量でおよそ0.05質量以下に相当する。残留スケール量は、好ましくは25面積以下であり、より好ましくは20面積以下である。上記したスケールを形成させるためには、後記する化学成分の鋼を熱間圧延後、比較的低温750~880°Cで巻取り、その後、酸素分率の低い酸素と不活性ガスとの混合ガス又は不活性ガスを噴きつけながら冷却することが重要である。低温で巻取ることによってスケールを薄くすることができる。さらに上記したような酸素分率の低い又は酸素が含まれていないガスを噴きつけて冷却することによって、生成したFeOをFe3O4に変化させることなく所定以上確保することができる。熱間圧延後の巻取り温度が880°Cを超えると、スケール厚さが7.0μmを超えるとともに、スケール中のFeO比率が80体積を超え、MD性が悪化する。また、巻取り温度が880°Cを超えると、0.1体積を超えるFe2SiO4ファイアライトが、スケールと地鉄の界面に不均一に生成し、MD時にスケールが不均一に剥がれてMD性が悪化する。一方、巻取り温度が750°Cを下回ると、FeO比率を30体積以上確保することができず、MD性が劣化する。巻取り温度は、好ましくは770°C以上、875°C以下であり、より好ましくは790°C以上、860°C以下である。熱間圧延後の冷却は、酸素分率が20体積未満である酸素と不活性ガスとの混合ガス、又は不活性ガスを噴きつけながら行う。このように酸素分率が低い又は酸素が含まれていないガスを噴きつけて冷却することによって、既に生成したFeOがFe3O4化することを防止でき、スケール中のFeO比率を確保することができる。酸素分率は、好ましくは10体積以下であり、より好ましくは5体積以下であり、さらに好ましくは0体積すなわち不活性ガスのみである。上記不活性ガスとしては、アルゴン、窒素などが挙げられ、好ましくは窒素である。上記したガスを噴きつけて行う冷却の冷却停止温度は特に限定されないが、例えば550~650°C程度まで上記ガスを噴きつけながら冷却し、その後は大気中で室温まで冷却しても良い。以下、本発明の鋼線材の化学組成について説明する。C:0.05~1.2Cは、鋼の機械的性質に大きく影響する元素である。線材の強度を確保するため、C量を0.05以上と定めた。C量は好ましくは0.15以上であり、より好ましくは0.3以上である。一方、C量が過剰になると、線材製造時の熱間加工性が劣化する。そこでC量を1.2以下と定めた。C量は、好ましくは1.1以下であり、より好ましくは1.0以下である。Si:0.01~0.5Siは、鋼の脱酸のために必要な元素であり、その含有量が少なすぎると、Fe2SiO4ファイアライトの生成が不十分となって、MD性が劣化する。そこで、Si量を0.01以上と定めた。Si量は、好ましくは0.1以上であり、より好ましくは0.2以上である。一方、Si量が過剰になると、Fe2SiO4ファイアライトの過剰生成によって、MD性が著しく劣化する他、表面脱炭層が生成するなどの問題が生じる。そこで、Si量を0.5以下と定めた。Si量は、好ましくは0.45以下であり、より好ましくは0.4以下である。Mn:0.1~1.5Mnは、鋼の焼入れ性を確保し、強度を高めるのに有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Mn量を0.1以上と定めた。Mn量は、好ましくは0.2以上であり、より好ましくは0.4以上である。一方、Mn量が過剰になると、熱間圧延後の冷却過程で偏析を起こし、伸線加工性等に有害な過冷組織マルテンサイト等が発生しやすくなる。そこでMn量を1.5以下と定めた。Mn量は、好ましくは1.4以下であり、より好ましくは1.2以下である。P:0.02以下0を含まないPは、鋼の靭性及び延性を劣化させる元素である。伸線工程等における断線を防止するため、P量を0.02以下と定めた。P量は好ましくは0.01以下であり、より好ましくは0.005以下である。P量の下限は特に限定されないが、通常0.001程度である。S:0.02以下0を含まないSは、Pと同様に、鋼の靭性及び延性を劣化させる元素である。伸線やその後の撚り工程における断線を防止するため、S量を0.02以下と定めた。S量は、好ましくは0.01以下であり、より好ましくは0.005以下である。S量の下限は特に限定されないが、通常、0.001程度である。N:0.005以下0を含まないNは、含有量が過剰になると、鋼の延性を劣化させる元素である。そこで、N量を0.005以下と定めた。N量は、好ましくは0.004以下であり、より好ましくは0.003以下である。N量の下限は特に限定されないが、通常、0.001程度である。本発明の鋼線材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線材中に含まれることは当然に許容される。さらに、本発明の作用効果を阻害しない範囲で、必要に応じて下記の元素を添加することも推奨される。Cr:0.3以下0を含まない及び/又はNi:0.3以下0を含まないCr及びNiは、いずれも鋼の焼入れ性を高めて、強度の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるためCr量は0.05以上であることが好ましく、Ni量は0.03以上であることが好ましい。より好ましいCr量、Ni量はいずれも0.10以上であり、さらに好ましくはいずれも0.12以上である。一方、Cr量及びNi量が過剰になると、マルテンサイト組織が発生しやすくなる上、スケールの地鉄との密着性が高まり過ぎて、MD時のスケールの剥離性が劣化する。そこで、Cr量、Ni量はいずれも0.3以下であるのが好ましい。より好ましいCr量、Ni量はいずれも0.25以下であり、さらに好ましくはいずれも0.20以下である。Cu:0.2以下0を含まないCuは、スケール剥離を促進する作用を有する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Cu量は0.01以上であることが好ましい。Cu量は、より好ましくは0.05以上であり、さらに好ましくは0.10以上である。一方、Cu量が過剰になると、スケールの剥離が過剰に促進され、圧延中にスケールが剥離してその剥離面に薄くて密着性の高い別のスケールが発生する他、線材コイルを保管搬送する際に錆が発生する。そこで、Cu量は0.2以下であることが好ましい。Cu量は、より好ましくは0.17以下であり、さらに好ましくは0.15以下である。Nb、V、Ti、Hf、及びZrよりなる群から選択される少なくとも1種の元素を、合計で0.1以下0を含まないNb、V、Ti、Hf、及びZrは、いずれも微細な炭窒化物を形成して、高強度化に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Nb量、V量、Ti量、Hf量、及びZr量はいずれも、0.003以上であることが好ましい。Nb量、V量、Ti量、Hf量、及びZr量はいずれも、より好ましくは0.007以上であり、さらに好ましくは0.01以上である。一方、これらの元素が過剰なると、延性が劣化するため、これらの合計量は0.1以下であることが好ましい。これら元素の合計量は、より好ましくは0.08以下であり、さらに好ましくは0.06以下である。Al:0.1以下0を含まないAlは、脱酸剤として有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Al量は0.001以上であることが好ましい。Al量は、より好ましくは0.005以上であり、さらに好ましくは0.01以上である。一方、Al量が過剰になると、Al2O3等の酸化物系介在物が多くなり、伸線加工時などに断線が多発する。そこで、Al量は0.1以下であることが好ましい。Al量は、より好ましくは0.08以下であり、さらに好ましくは0.06以下である。B:0.005以下0を含まないBは、鋼中に固溶するフリーなB化合物を形成しないBとして存在することにより、フェライトの生成を抑制する元素であり、特に縦割れの抑制が必要な高強度線材で有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、B量は0.0001以上であることが好ましい。B量は、より好ましくは0.0005以上であり、さらに好ましくは0.0010以上である。一方、B量が過剰になると、延性が劣化する。そこでB量は、0.005以下であることが好ましく、より好ましくは0.0040以下であり、さらに好ましくは0.0035以下である。Ca:0.01以下0を含まない及び/又はMg:0.01以下0を含まないCaとMgは、いずれも介在物の形態を制御して、延性を高める作用を有する元素である。また、Caは鋼材の耐食性を高める作用も有する。このような作用を有効に発揮させるため、Ca量及びMg量はいずれも0.001以上であることが好ましい。Ca及びMgは、いずれも0.002以上であることがより好ましく、さらに好ましくは0.003以上である。一方、これらの元素が過剰になると、加工性が劣化する。そこで、Ca量、Mg量は、いずれも0.01以下であることが好ましい。Ca量、Mg量は、いずれも0.008以下であることがより好ましく、0.005以下であることがさらに好ましい。以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。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、通常の溶製法に従って溶製した後、150mm×150mmのビレットを作製し、加熱炉内で加熱した。その後、加熱炉内で生成した一次スケールを高圧水を用いてデスケーリングし、表3に示した条件熱間圧延後の巻取り温度、及び冷却に用いたガスで熱間圧延を行って、φ5.5mmの鋼線材を得た。なお、表3に示したガスを用いた冷却はいずれも600°C程度まで行い、その後は大気中で放冷した。得られた鋼線材を、以下の方法で測定した。1スケールの厚みの測定コイルの前端、中央部、後端のそれぞれから、長さ10mmのサンプルを採取し、各々のサンプルから任意の3箇所のスケール断面を走査型電子顕微鏡SEMで観察した観察倍率:5000倍。各測定箇所について、鋼線材周方向長さ100μmで10点スケール厚さを測定して、そのスケール平均厚さを求め、3箇所の平均値を各サンプルのスケール厚さとした。さらに各サンプルコイル前端、中央部、後端の平均値を算出して、各試験No.のスケール厚さとした。2スケールの組成の測定上記1と同様に、コイルの前端、中央部、後端のそれぞれから、長さ10mmのサンプルを採取し、各々のサンプルから任意の3箇所のスケール断面について、X線回折を行い、FeO、Fe2SiO4、Fe2O3、及びFe3O4のピーク強度比から、FeO及びFe2SiO4の比率体積を求めた。3箇所の平均値を、各サンプルのFeO比率及びFe2SiO4比率とした。さらに各サンプルコイル前端、中央部、後端の平均値を算出して、各試験No.のFeO比率及びFe2SiO4比率とした。3圧延材のスケール剥離性の測定コイルの前端、中央部、後端のそれぞれから、長さ200mmのサンプルを採取し、サンプルに風を吹きかけて鋼線材表面のスケールを吹き飛ばした。デジタルカメラによって、風を吹きかける前後の外観を写真撮影し、画像解析で両者を比較することによって、剥離したスケールの面積率を求めた。4MD性の測定コイルの前端、中央部、後端のそれぞれから、長さ250mmのサンプルを採取し、引張試験機で6の変形歪を与えて、チャックから取り出した後、サンプルに風を吹きかけて鋼線材表面のスケールを吹き飛ばした。デジタルカメラによって、歪付与前後の外観を写真撮影し、画像解析で両者を比較することによって残留スケール面積率を算出した。結果を表4、5、及び図2に示す。表4、5のNo.1、2、4~28、30~32、34、35、37~39、41、42、44、45、48は、本発明の要件を満たす例であり、スケール厚さ及びスケールの組成が適切であるため、MD性が良好である。一方、No.3、29、33、36、40、43、46、47、49は、製造条件が本発明の要件を満たさないため、MD性が劣化した。No.3、29、36、40、43、46、47は、熱間圧延後、大気を噴きつけて冷却した例であり、冷却中にFeOがFe3O4となったことによって、FeO分率が確保できず、MD性が劣化した。No.33は、熱間圧延後の巻取り温度が高かった例であり、スケール厚さが厚くなるとともに、FeO比率が大きくなりすぎ、さらにFe2SiO4比率も高かったため、MD性が劣化した。No.49は、熱間圧延後の巻取り温度が低かった例であり、FeO比率が確保できず、MD性が劣化した。No.50~54は、熱間圧延後の巻取り温度がさらに高かった例であり、スケール厚さが7.0μmを超え、圧延材のスケール剥離率が上昇し、錆が発生していた。すなわち、No.50~54は熱間圧延後の冷却中や保管搬送時にスケールが脱落して、錆が発生するものと考えられる。また、図2にスケール厚さと圧延材のスケール剥離率との関係を示す。スケール厚さが7.0μmを超えて厚くなると、圧延材のスケール剥離率が大きくなることが分かる。