"C:0.05~0.3未満質量の意味。以下、化学成分組成について同じ。、Si:0.005~0.5、Mn:0.2~1.1、P:0.03以下0を含まない、S:0.001~0.03、Al:0.01~0.1、およびN:0.015以下0を含まないを夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼の金属組織が、パーライトとフェライトを有し、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率が95面積以上であると共に、フェライトの面積率Aが、下記1式で表されるAe値との関係でA>Aeを満足し、且つ隣り合う2つの結晶粒の方位差が15°よりも大きい大角粒界で囲まれたbcc-Fe結晶粒の平均円相当直径が15~35μmであることを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼。Ae=1.0-Ceq1×96.75...1但し、Ceq1=[C]0.1×[Si]0.06×[Mn]であり、[C],[Si]および[Mn]は、夫々C,SiおよびMnの含有量質量を示す。更に他の元素として、Cr:0.5以下0を含まない、Cu:0.25以下0を含まない、Ni:0.25以下0を含まない、Mo:0.25以下0を含まない、およびB:0.01以下0を含まないよりなる群から選択される1種以上を含有するものである請求項1に記載の冷間加工用機械構造用鋼。更に他の元素として、Ti:0.2以下0を含まない、Nb:0.2以下0を含まない、およびV:0.5以下0を含まないよりなる群から選択される1種以上を含有するものである請求項1または2に記載の冷間加工用機械構造用鋼。請求項1~3のいずれかに記載の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当たり、950°C超、1250°C以下の温度に加熱し、950°C超、1100°C以下の温度で仕上げ加工した後、5°C/秒以上の平均冷却速度で640~680°Cの温度範囲まで冷却し、その後1°C/秒以下の平均冷却速度で20秒以上冷却することを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼の製造方法。請求項1~3のいずれかに記載の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当たり、950°C超、1250°C以下の温度に加熱し、950°C超、1100°C以下の温度で仕上げ加工した後、20°C/秒以上の平均冷却速度で750~800°Cの温度範囲まで冷却し、その後、0.10°C/秒以上の平均冷却速度で640~680°Cの温度範囲まで冷却し、更に1°C/秒以下の平均冷却速度で20秒以上冷却することを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼の製造方法。請求項1~3のいずれかに記載の冷間加工用機械構造用鋼を用いて、線材または棒鋼を経て得られる機械構造用部品であり、横断面における硬さの最大値と最小値の差が5Hv以下であることを特徴とする冷間加工用機械構造用部品。本発明はこうした状況の下になされたものであって、その目的は、通常の球状化焼鈍を施した場合であっても、これまで以上の軟質化を図ることができるような冷間加工用機械構造用鋼、およびこのような冷間加工用機械構造用鋼を製造するための有用な方法、並びにこのような冷間加工用機械構造用鋼から得られる機械構造用部品を提供することにある。上記目的を達成し得た本発明の冷間加工用機械構造用鋼とは、C:0.05~0.3未満質量の意味。以下、化学成分組成について同じ。、Si:0.005~0.5、Mn:0.2~1.1、P:0.03以下0を含まない、S:0.001~0.03、Al:0.01~0.1、およびN:0.015以下0を含まないを夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼の金属組織が、パーライトとフェライトを有し、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率が95面積以上であると共に、フェライトの面積率Aが、下記1式で表されるAe値との関係でA>Aeを満足し、且つ隣り合う2つの結晶粒の方位差が15°よりも大きい大角粒界で囲まれたbcc-Fe結晶粒の平均円相当直径が15~35μmである点に要旨を有するものである。尚、前記平均円相当直径とは、方位差が15°よりも大きい大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒を、同一面積の円に換算したときの直径円相当直径の平均値である。Ae=1.0-Ceq1×96.75...1但し、Ceq1=[C]0.1×[Si]0.06×[Mn]であり、[C],[Si]および[Mn]は、夫々C,SiおよびMnの含有量質量を示す。本発明の冷間加工用機械構造用鋼の基本的な化学成分組成は、上記の通りであるが、必要によって更に、aCr:0.5以下0を含まない、Cu:0.25以下0を含まない、Ni:0.25以下0を含まない、Mo:0.25以下0を含まない、およびB:0.01以下0を含まないよりなる群から選択される1種以上、bTi:0.2以下0を含まない、Nb:0.2以下0を含まない、およびV:0.5以下0を含まないよりなる群から選択される1種以上、等を含有させることも有用であり、含有される成分に応じてその鋼材の特性が更に改善される。一方、上記のような本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当っては、950°C超、1250°C以下の温度に加熱し、950°C超、1100°C以下の温度で仕上げ加工した後、5°C/秒以上の平均冷却速度で640~680°Cの温度範囲まで冷却し、その後1°C/秒以下の平均冷却速度で20秒以上冷却するようにすれば良い。また、950°C超、1250°C以下の温度に加熱し、950°C超、1100°C以下の温度で仕上げ加工した後、20°C/秒以上の平均冷却速度で750~800°Cの温度範囲まで冷却し、その後、0.10°C/秒以上の平均冷却速度で640~680°Cの温度範囲まで冷却し、更に1°C/秒以下の平均冷却速度で20秒以上冷却するようにしても、本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造することができる。上記のような冷間加工用機械構造用鋼を用いて、線材または棒鋼を経て得られる機械構造用部品では、硬さのばらつきも小さなものとなって、横断面における硬さの最大値と最小値の差が5Hv以下のものとなる。本発明では、化学成分組成と共に、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率を規定し、フェライトの面積率Aが所定の関係式で表されるAe値との関係でA>Aeを満足し、且つフェライト結晶粒の平均円相当直径を適切に規定することによって、通常の球状化焼鈍を実施した場合であっても硬さを十分低くすることができる冷間加工用機械構造用鋼が実現でき、こうした冷間加工用機械構造用鋼は球状化焼鈍後の冷間加工性に優れたものとなる。本発明者らは、通常の球状化焼鈍を施した場合であっても、球状化焼鈍による軟質化を図ることができるような冷間加工用機械構造用鋼を実現するべく、様々な角度から検討した。その結果、球状化焼鈍後における鋼の軟質化を図るためには、球状化焼鈍後のフェライト結晶粒の粒径を比較的大きくし、且つ球状セメンタイトによる分散強化を低減するために、セメンタイトの粒子間距離をできるだけ大きくすることが重要であるとの着想が得られた。そして、球状化後の上記の様な組織を実現するためには、球状化焼鈍前の金属組織以下、前組織と呼ぶことがあるを、パーライトとフェライトを主相とした上で、組織中のフェライトの面積率をできるだけ高め、且つ大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均円相当直径を比較的大きくすれば、球状化焼鈍後の硬さを最大限に低下できることを見出した。また、線材や棒鋼に加工したときに、横断面における硬さのばらつきを低減するためには、C含有量を比較的低くすることによって達成されることを見出し、本発明を完成した。本発明で規定する各要件について説明する。[金属組織:パーライトとフェライトを有すること]パーライトとフェライトは鋼の変形抵抗を低減させて冷間加工性向上に寄与する金属組織である。しかしながら、単に球状化したパーライトとフェライトを含む金属組織とするだけでは、所望の軟質化を図ることができないことから、以下で詳述する様に、この金属組織の面積率、フェライト面積率A、bcc-Fe結晶粒の平均粒径等も適切に制御する必要がある。[パーライトとフェライトの合計面積率:全組織に対して95面積以上]組織前組織にベイナイトやマルテンサイト等の微細な組織を含む場合には、一般的な球状化焼鈍を行っても、球状化焼鈍後はベイナイトやマルテンサイトの影響によって組織が微細となり、軟質化が不十分となる。こうした観点から、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率は95面積以上とする必要がある。フェライトは軟質相であるため、組織の軟質化に重要である。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された組織であり、球状化焼鈍処理中にセメンタイトが分解し、わずかに残存したセメンタイトを核として、球状セメンタイトとして粗大化する。パーライトのように、ある程度の大きさのセメンタイト同士が初期から近接することで球状セメンタイトを形成しやすくする。パーライトとフェライト以外の金属組織としては、例えば製造過程で生成し得るマルテンサイトやベイナイト等が一部含まれることがあるが、これらの組織では、微細なセメンタイトが分散或はCが固溶している状態であり、また周りの組織も微細になっているため、一般的通常の球状化焼鈍処理を行っても、球状化焼鈍後はマルテンサイトやベイナイトの影響で球状化焼鈍後の組織が微細となるだけでなく、微細であるセメンタイトは凝集に長時間を要するため、軟質化が不十分となる。そのため、パーライトとフェライトの合計面積率は、全組織に対して95面積以上とする必要があり、それ以外の組織は5面積以下とする必要がある。パーライトとフェライトの合計面積率は、好ましくは97面積以上、より好ましくは99面積以上、最も好ましくは100面積である。[フェライトの面積率Aが、下記1式で表されるAe値との関係でA>Aeを満足する]上記趣旨から明らかなように、前組織中のフェライトAの面積率をできるだけ多くする必要がある。フェライトはCを殆ど固溶しないため、パーライト部分にセメンタイトを凝集させると共に、セメンタイト同士の距離を近接させることができる。但し、鋼材中のC含有量によって、フェライト面積率は変化するため、C含有量に応じたフェライト面積率を計算する必要がある。本発明者らは、初析フェライトを平衡量まで析出させるという観点から検討し、実験に基づき平衡フェライト析出量は、1.0-Ceq1×129で表されること、およびフェライト面積率Aは、平衡析出量の75以上を確保できれば良いとの着想に基づき、最低限確保する必要があるフェライト量として下記1式で表されるAe値を定めた。尚、フェライトの面積率Aを測定するときのフェライトは、パーライト組織中に含まれるフェライトは含まない趣旨である初析フェライトのみ測定。Ae=1.0-Ceq1×96.75...1但し、Ceq1=[C]0.1×[Si]0.06×[Mn]であり、[C],[Si]および[Mn]は、夫々C,SiおよびMnの含有量質量を示す。即ち、フェライトの面積率Aが、上記1式で表されるAe値との関係でA>Aeを満足したときに、フェライト面積率を大きくすることによる効果が発揮されるものとなる。これに対し、フェライトの面積率Aが、上記Ae値以下となる場合即ち、A≦Aeには、球状化焼鈍後に新たな微細フェライトが析出しやすくなって、軟質化が不十分となる。また、フェライト面積率Aが小さい状態で、フェライト結晶粒径を大きくすると後述する、再生パーライトが生成しやすくなり、十分な軟質化が困難となる。[隣り合う2つの結晶粒の方位差が15°よりも大きい大角粒界で囲まれたbcc-Fe結晶粒の平均円相当直径:15~35μm]前組織におけるbcc体心立方格子-Fe結晶粒の平均円相当直径以下、単にフェライト平均粒径と呼ぶことがあるを15μm以上にしておくと、球状化焼鈍後に軟質化が可能となる。しかしながら、前組織におけるフェライト平均粒径が大きくなり過ぎると、通常の球状化焼鈍では再生パーライト等の強度を増加させる組織となり、軟質化が困難となるので、フェライト平均粒径は35μm以下とする必要がある。フェライト平均粒径の好ましい下限は18μm以上であり、より好ましくは20μm以上である。フェライト平均粒径の好ましい上限は32μm以下であり、より好ましくは30μm以下である。フェライト平均粒径を測定するときのフェライトは、隣り合う2つの結晶粒の方位差が15°よりも大きい大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒bcc-Fe結晶粒を対象とするが、これは方位差が15°以下の小角粒界では、球状化焼鈍による影響が小さいからである。つまり、前記方位差が15°よりも大きい大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒で、同一面積の円に換算したときの直径を上記のような範囲とすることによって、球状化焼鈍後に十分な軟質化が実現できるものとなる。尚、前記方位差は、ずれ角若しくは斜角とも呼ばれているものであり、方位差の測定にはEBSP法ElectronBackscatteringPattern法を採用すればよい。また、平均粒径を測定するフェライトは、パーライト組織中に含まれるフェライトも含む趣旨である。本発明では、冷間加工用機械構造用鋼を想定してなされたものであり、その鋼種については冷間加工用機械構造用鋼としての通常の化学成分組成のものであれば良いが、C、Si、Mn、P、S、AlおよびNについては、適切な範囲に調整するのが良い。こうした観点から、これらの化学成分の適切な範囲およびその範囲限定理由は下記の通りである。[C:0.05~0.3未満]Cは、鋼の強度最終製品の強度を確保する上で有用な元素である。また、C含有量を比較的少なくすることによって、軟質化促進による硬さのばらつき線材または棒鋼としたときの横断面の硬さのばらつきを小さくすることができる。C含有量が0.3以上となると、硬さのばらつきが大きくなりやすくなり、変形抵抗の増加、変形能の低下を招く。一方、C含有量が0.05よりも少なくなると、鋼材の強度が低下し、部品特性を満足することが困難になる。C含有量の好ましい下限は0.08以上より好ましくは0.10以上であり、好ましい上限は0.28以下より好ましくは0.25以下である。[Si:0.005~0.5]Siは、脱酸元素として、および固溶体硬化による最終製品の強度を増加させることを目的として含有させるが、0.005未満ではこうした効果が有効に発揮されず、また0.5を超えて過剰に含有されると変形抵抗の増大や変形能の低下を生じさせるため、冷間加工性を劣化させる。尚、Si含有量の好ましい下限は0.008以上より好ましくは0.01以上であり、好ましい上限は0.40以下より好ましくは0.30以下である。[Mn:0.2~1.1]Mnは、溶製中の鋼の脱酸、脱硫元素として有効であり、また鋼材への熱間加工時の加工性劣化を抑制する効果を発揮する。更に、Sと結合することで、鋼材の変形能を向上させるのにも有効な元素である。Mn含有量が、0.2未満ではこれらの効果が発揮されず、1.1を超えて過剰に含有されると、固溶強化による変形抵抗が増加して冷間加工性を劣化させるため、0.2~1.1とした。尚、Mn含有量の好ましい下限は0.3以上より好ましくは0.4以上であり、好ましい上限は1.0以下より好ましくは0.9以下である。[P:0.03以下0を含まない]Pは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、フェライト粒界に偏析し、変形能を劣化させる。またPは、フェライトを固溶強化させ、変形抵抗を増大させる。従って、変形抵抗や変形能の観点からは、Pは極力低減することが好ましいが、極端な低減は製鋼コストの増大を招き、0とすることは製造上困難であるので、0.03以下0を含まないと定めた。P含有量の好ましい上限は0.028以下より好ましくは0.025以下である。[S:0.001~0.03]SもPと同様に鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、鋼中でFeと結合すると、FeSとして粒界上に膜状に析出するため、変形能を劣化させる。従って、Sは全量をMnと結合させ、MnSとして無害に析出させる必要がある。但し、このMnSの析出量が増加すると、変形能が低下するので、S含有量は0.03以下とする必要がある。その一方で、Sは被削性を向上させる作用を発揮させるので、0.001以上含有させることは有用である。S含有量の好ましい下限は0.003以上より好ましくは0.005以上であり、好ましい上限は0.028以下より好ましくは0.025以下である。[Al:0.01~0.1]Al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として固定し、変形抵抗の低下、変形能の向上に有用である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Al含有量は0.01以上とする必要がある。しかしながら、Al含有量が過剰になって0.1を超えると、Al2O3が過剰に生成し、変形能を劣化させる。尚、Al含有量の好ましい下限は0.013以上より好ましくは0.015以上であり、好ましい上限は0.08以下より好ましくは0.06以下である。[N:0.015以下0を含まない]Nは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、鋼中に固溶Nが含まれると、動的歪み時効による変形抵抗の増加や、変形の局在化を招くため、冷間加工性を劣化させやすい。従って、変形抵抗、変形能の観点から、Nは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招き、0とすることは製造上困難であるので、0.015以下0を含まないと定めた。N含有量の好ましい上限は0.013以下であり、より好ましい上限は0.010以下である。本発明の冷間加工用機械構造用鋼の基本的な化学成分は、上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。尚、実質的に鉄とは、鉄以外にも本発明の鋼材の特性を阻害しない程度の微量成分例えば、Sb,Zn等も許容できる他、P,S,N以外の不可避不純物例えば、O,H等も含み得るものである。本発明の冷間加工用機械構造用鋼には、必要によって更に、aCr:0.5以下0を含まない、Cu:0.25以下0を含まない、Ni:0.25以下0を含まない、Mo:0.25以下0を含まない、およびB:0.01以下0を含まないよりなる群から選択される1種以上、bTi:0.2以下0を含まない、Nb:0.2以下0を含まない、およびV:0.5以下0を含まないよりなる群から選択される1種以上、等を含有させることも有用であり、含有される成分に応じてその鋼材の特性が更に改善される。これらの成分を含有させるときの成分範囲限定理由は下記の通りである。[Cr:0.5以下0を含まない、Cu:0.25以下0を含まない、Ni:0.25以下0を含まない、Mo:0.25以下0を含まない、およびB:0.01以下0を含まないよりなる群から選択される1種以上]Cr、Cu、Ni、MoおよびBは、いずれも鋼材の焼入れ性を向上させることによって最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であり、必要によって単独でまたは2種以上で含有される。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎ、冷間加工性を劣化させるので、上記のように夫々の好ましい上限を定めた。より好ましくはCrで0.45以下更に好ましくは0.40以下、Cu,NiおよびMoで0.22以下更に好ましくは0.20以下、およびBで0.007以下より好ましくは0.005以下である。尚、これらの元素による効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、それらの効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、Crで0.015以上より好ましくは0.020以上、Cu,NiおよびMoで0.02以上より好ましくは0.05以上、およびBで0.0003以上より好ましくは0.0005以上である。[Ti:0.2以下0を含まない、Nb:0.2以下0を含まない、およびV:0.5以下0を含まないよりなる群から選択される1種以上]Ti、NbおよびVは、Nと化合物を形成し、固溶Nを低減することで、変形抵抗低減の効果を発揮するため、必要によって単独でまたは2種以上を含有させることができる。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、形成される化合物が変形抵抗の上昇を招き、却って冷間加工性を低下させるので、TiおよびNbで0.2以下、Vで0.5以下とするのが良い。より好ましくはTiおよびNbで0.15以下更に好ましくは0.10以下、Vで0.40以下更に好ましくは0.30以下である。尚、これらの元素による効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、その効果を有効に発揮させるためには好ましい下限は、いずれも0.01以上より好ましくは0.03以上である。本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当たっては、上記のような成分組成を満足する鋼を、950°C超、1250°C以下の温度に加熱し、950°C超、1100°C以下の温度で仕上げ加工した後、5°C/秒以上の平均冷却速度で640~680°Cの温度範囲まで冷却し、その後1°C/秒以下の平均冷却速度で20秒以上冷却すれば良い。他の方法として、上記のような成分組成を満足する鋼を、950°C超、1250°C以下の温度に加熱し、950°C超、1100°C以下の温度で仕上げ加工した後、20°C/秒以上の平均冷却速度で750~800°Cの温度範囲まで一旦冷却し、その後、0.10°C/秒以上の平均冷却速度で640~680°Cの温度範囲まで冷却し、更に1°C/秒以下の平均冷却速度で20秒以上冷却するようにしても良い。これらの製造条件について説明する。[950°C超、1250°C以下の温度に加熱し、仕上げ加工温度:950°C超、1100°C以下大角粒界で囲まれた結晶粒の平均粒径フェライト平均粒径を15~35μmに制御するためには、950°C超、1250°C以下の温度に加熱し、仕上げ加工温度熱間仕上げ加工温度を950°C超、1100°C以下に制御する必要がある。加熱温度は950°C超、1250°C以下の範囲であるが、加熱温度が950°C以下となると、鋼材の変形抵抗が高くなり、成形が困難となる。一方、加熱温度が1250°Cを超える温度域では、成形が容易であるが、端部のだれによって鋼材の取り扱いが困難になることや、変形抵抗が低くなり過ぎて、過剰に成形されてしまうため、その上限を1250°Cとした。仕上げ加工温度熱間仕上げ加工温度によって、フェライト平均粒径が主として決定されるが、仕上げ加工温度が1100°Cを超えると、フェライト平均粒径を35μm以下にすることが困難となる。また、仕上げ加工温度が1100°Cを超えると、フェライトの面積率Aを、Aeとの関係でA>Aeを満足させることが困難となる。但し、仕上げ加工温度が950°C以下となると、フェライト平均粒径を15μm以上にすることが困難となるので、950°C超とする必要がある。[仕上げ加工後に、5°C/秒以上の平均冷却速度で640~680°Cの温度範囲まで冷却]640~680°Cの温度範囲冷却停止温度までの冷却速度を速くすると、上記の圧延条件で作り込んだ前組織の平均粒径を維持したまま、組織サイズが変化しにくいAr1変態点以下まで冷却することができる。このときの冷却速度が5°C/秒未満であると、特に前組織の平均粒径が35μm付近の場合、所定の組織とすることができなくなる。こうした観点から、平均冷却速度は5°C/秒以上とする必要がある。この平均冷却速度は、好ましくは7.5°C/秒以上であり、より好ましくは10°C/秒以上である。このときの平均冷却速度の上限については、特に限定されないが、現実的な範囲として200°C/秒以下である。尚、このときの冷却については、5°C/秒以上となる平均冷却速度の範囲内であれば、冷却速度を変えるような冷却形態であっても良い。[仕上げ加工後に、20°C/秒以上の平均冷却速度で750~800°Cの温度範囲まで一旦冷却し、その後、0.10°C/秒以上の平均冷却速度で640~680°Cの温度範囲まで冷却]フェライト平均粒径の粗大化と、フェライト面積率Aが少なくなることを防止するためには、上記のような冷却即ち、5°C/秒以上の平均冷却速度で640~680°Cの温度範囲まで冷却の代わりに、20°C/秒以上の平均冷却速度で750~800°Cの温度範囲第1冷却停止温度まで一旦冷却し、その後、0.10°C/秒以上の平均冷却速度で640~680°Cの温度範囲第2冷却停止温度まで冷却するようにしても良い。即ち、750~800°Cの温度範囲までを、平均冷却速度を20°C/秒以上の急冷とし、その温度範囲から640~680°C温度範囲までを、0.10°C/秒以上の平均冷却速度で冷却するようにしても良い。上記第1冷却時の平均冷却速度が20°C/秒未満の場合には、前組織のフェライト平均粒径が大きくなり過ぎることがある。この平均冷却速度は、好ましくは25°C/秒以上であり、より好ましくは30°C/秒以上である。尚、このときの平均冷却速度の上限については、特に限定されないが、上記と同様の観点から、200°C/秒以下である。第1冷却停止温度が800°Cを超える場合には、前組織のフェライト平均粒径が大きくなる過ぎることがある。また、第1冷却停止温度が750°Cよりも低くなると、フェライト面積率Aが低下しやすくなる。第1冷却停止温度の好ましい下限は760°C以上より好ましくは770°C以上であり、好ましい上限は790°C以下より好ましくは780°C以下である。640~680°C温度範囲までを2段階の冷却を行うことによって、1段階で冷却するときに比べてフェライト面積率Aを大きくすることができると共に、上記フェライト平均粒径を35μm以下に制御し易くなる。2段階目の冷却は、フェライト平均粒径を35μm以下とするために0.10°C/秒以上の平均冷却速度で行う必要があるが、その好ましい上限は20°C/秒未満より好ましくは10°C/秒以下である。また、このときの平均冷却速度が0.10°C/秒未満では、粗大なパーライトが生成しやすくなるため、球状化焼鈍後に硬さが低下し難くなる。尚、2段階目の冷却時の平均冷却速度は、好ましくは0.5°C/秒以上であり、より好ましくは1.0°C/秒以上である。上記の冷却では、いずれの冷却方式1段階の冷却または2段階の冷却を採用するにしても、冷却停止温度2段階冷却では第2冷却停止温度は、640~680°Cの温度範囲とする必要がある。この温度が640°Cよりも低くなると、フェライト平均粒径が15μm未満となり、680°Cを超えるとフェライト平均粒径が35μmを超えるようになる。この冷却停止温度の好ましい下限は645°C以上より好ましくは660°C以上であり、好ましい上限は675°C以下より好ましくは670°C以下である。[640~680°Cの温度範囲まで冷却した後、1°C/秒以下の平均冷却速度で20秒以上冷却]640~680°Cの温度範囲から1°C/秒以下の平均冷却速度で徐冷することによって、上記フェライト平均粒径を15~35μmに制御しつつ制御した状態で、フェライト面積率Aを大きくすることができる。このときの平均冷却速度は遅ければ遅いほどフェライト面積率Aが増加しやすいため有効であるが、製造性を考慮すれば0.01°C/秒以上とすることが好ましい。また平均冷却速度が1°C/秒を超えると、ベイナイトやマルテンサイト等の硬質組織が生じやすくなり、フェライトとパーライトの合計面積率を所定以上にすることができなくなる。この平均冷却速度の好ましい上限は0.8°C/秒以下であり、より好ましくは0.5°C/秒以下である。上記の効果を発揮させるためには、冷却時間徐冷時間:パーライト変態完了時間に相当は少なくとも20秒以上とする必要があり、これより短くなるとベイナイトやマルテンサイト等の硬質組織が生成しやすくなって、フェライトとパーライトの合計面積率が所定以上とすることができなくなる。この冷却時間は、好ましくは30秒以上、より好ましくは60秒以上、更に好ましくは120秒以上である。製造性を阻害しないという観点から、冷却時間の好ましい上限は1200秒以下より好ましくは900秒以下である。尚、このような徐冷を終えた後は、通常の冷却放冷を行って、室温までの温度とすれば良い。上記のような冷間加工用機械構造用鋼を用いて、線材または棒鋼としたものでは良好な冷間加工性を示し、こうした線材または棒鋼を経て得られる機械構造用部品では、横断面における硬さの最大値と最小値の差が5Hv以下となって、硬さのばらつきが小さいものとなる。以下本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。下記表1に示した化学成分組成の鋼種を用い、熱間加工条件加熱温度、仕上げ加工温度、平均冷却速度、冷却停止温度、冷却時間:後記表2、4、6、8参照を変化させて、φ60mmの棒線材を製造熱間加工:熱間圧延または熱間鍛造した。尚、下記表1中、1A~1Vが熱間圧延材であり、1W~2Eが熱間鍛造材である。得られた各棒線材の組織因子組織および平均粒径、および球状化焼鈍後の硬さの測定に当たって、各線材、各試験片共に縦断面が観察できるように冷間樹脂埋めし、線材の半径Dに対し、D/4の位置を測定した。前組織のフェライト平均粒径の測定前組織粒径の測定は、EBSP解析装置およびFE-SEM電解放出型走査電子顕微鏡を用いて測定した。結晶方位差斜角が15°を超える境界大角粒界を結晶粒界として結晶粒を定義し、フェライトにおける結晶粒の平均粒径を決定した。このときの測定領域は400μm×400μm、測定ステップは0.7μm間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンスインデックスConfidenceIndexが0.1以下の測定点は解析対象から削除した。組織の観察パーライトフェライトの合計面積率PFの割合、フェライト面積率AF面積率Aの測定においては、ナイタールエッチングによって組織を現出させ、光学顕微鏡にて組織観察を行い、倍率400倍にて5視野を撮影した。それらの写真を元に、画像解析によって、パーライトフェライトの合計面積率PFの割合、フェライト部の面積率Aを測定し、平均値を算出した。球状化焼鈍後の硬さの測定球状化焼鈍後の硬さの測定は、ビッカース硬度計を用いて、荷重1kgfで5点測定し、その平均値Hvを求めた。このときの硬さの基準は、平均値で下記2式を満足し、且つ硬さの最大値Hvmaxと最小値Hvminの差[Hvmax-Hvmin]が5Hv以下のものを硬さばらつきが抑制されていると判断した。Hv≦88.4×Ceq281.0...2但し、Ceq2=[C]0.2×[Si]0.2×[Mn]であり、[C],[Si]および[Mn]は、夫々C,SiおよびMnの含有量質量を示す。[実施例1]上記表1に示した化学成分組成の鋼種のうち、鋼種1H本発明で規定する成分組成を満足する鋼および鋼種1T本発明で規定する成分組成を満足しない鋼を用い、ラボの加工フォーマスタ試験装置を用いて、加熱温度、仕上げ加工温度、平均冷却速度を下記表2、4、6、8のように変化させて、前組織の異なるサンプルを夫々作製した。尚、表2、4、6、8の製造条件において、冷却1は加熱温度から750~800°Cの温度範囲までの冷却を示し、冷却2は冷却1を行った後行わない場合もある、640~680°Cの温度範囲までの冷却を示し、冷却3は冷却2を行った後の冷却を示している。このとき、サンプルは、φ8mm×12mmとし、熱間加工後に横断面で2サンプル切断し、夫々前組織調査用サンプル、および球状化焼鈍用のサンプルとした。また球状化焼鈍は、サンプルを夫々真空封入し、大気炉にて、740°C×6時間保持均熱後、冷却速度10°C/時で710°Cまで冷却して2時間保持し、その後冷却速度10°C/時で660°Cまで冷却して放冷する熱処理を行った。これらについて、前組織のフェライト平均粒径前組織α平均粒径、パーライトフェライトの合計面積率PFの割合、フェライト面積率前組織F面積率A、1式の判定、および球状化焼鈍処理後の硬さの測定結果を、2式の右辺の値[88.4×Ceq281.0]、2式の判定平均硬さ≦2式の値の場合を○、平均硬さ>2式の値の場合を×、硬さの差[Hvmax-Hvmin]と共に、下記表3、5、7、9に示す。表2、3は、本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼種鋼種1Hを用いて、熱間加工後に、表2に記載の冷却2および冷却3のパターンで製造したときの結果を示したものである試験No.1~26。このうち、試験No.2~5、7、8、11、12、14、15、17~20、23~26は、本発明で規定する要件の全てを満足する例であり、球状化焼鈍後の硬さを十分低くすることができ、且つ硬さのばらつきも低減されていることが分かる。これに対して、試験No.1、6、9、10、13、16、21、22は、本発明で規定する製造条件を満足しない例であり、いずれかの特性が劣化していることが分かる。即ち、試験No.1のものは、加熱温度が低い例であり、フェライト平均粒径が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さ平均値が高いままである。試験No.6のものは、仕上げ加工温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.9のものは、仕上げ加工温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.10のものは、冷却2での平均冷却速度が遅い例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.13のものは、冷却2での冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さくなると共に、フェライト面積率Aが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.16のものは、冷却2での冷却停止温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.21のものは、冷却3での平均冷却速度が速い例であり、フェライト面積率Aが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高く、硬さのばらつきも大きくなっている。試験No.22のものは、冷却3での冷却時間が短くなっている例であり、パーライトフェライトの合計面積率PFの割合が少なくなると共に残部はベイナイトが観察された、フェライト面積率Aが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高く、硬さのばらつきも大きくなっている。表4、5は、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種鋼種1Tを用いて、熱間加工後に表4に記載の冷却2および冷却3のパターンで製造したときの結果を示したものである試験No.27~52。このうち、試験No.28~31、33、34、37、38、40、41、43~46、49~52は、本発明で規定する製造条件は満足するが、C含有量が過剰な鋼種1Tを用いているので、いずれも硬さのばらつきが大きくなっている。また、試験No.27、32、35、36、39、42、47、48は、本発明で規定する製造条件をも満足しない例であり、硬さのばらつきが大きくなる他、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。即ち、試験No.27のものは、加熱温度が低い例であり、フェライト平均粒径が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さ平均値が高いままである。試験No.32のものは、仕上げ加工温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.35のものは、仕上げ加工温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.36のものは、冷却2での平均冷却速度が遅い例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.39のものは、冷却2での冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さくなると共に、フェライト面積率Aが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.42のものは、冷却2での冷却停止温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.47のものは、冷却3での平均冷却速度が速い例であり、パーライトフェライトの合計面積率PFの割合が少なくなると共に残部はベイナイトが観察された、フェライト面積率Aが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.48のものは、冷却3での冷却時間が短くなっている例であり、パーライトフェライトの合計面積率PFの割合が少なくなると共に残部はベイナイトが観察された、フェライト面積率Aが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。表6、7は、本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼種鋼種1Hを用いて、熱間加工後に表6に示した冷却1→冷却2→冷却3で冷却するパターンで製造したときの結果を示したものである試験No.53~78。このうち、試験No.54~56、58~60、63、64、66、67、69~72、75~78は、本発明で規定する要件の全てを満足する例であり、球状化焼鈍後の硬さを十分低くすることができ、且つ硬さのばらつきも低減されていることが分かる。尚、試験No.58のものは、冷却1での冷却停止温度が低くなっているが、1100~670°Cの平均冷却速度が5°C/秒以上で、表2に示した製造パターンを満足する発明例に相当し、球状化焼鈍後の硬さを十分低くすることができ、且つ硬さのばらつきも低減されている。これに対して、試験No.53、57、61、62、65、68、73、74は、本発明で規定する製造条件を満足しない例であり、いずれかの特性が劣化していることが分かる。即ち、試験No.53のものは、冷却1での平均冷却速度が遅くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.57のものは、冷却1での冷却1での平均冷却速度が遅く、冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.61のものは、冷却1での冷却停止温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.62のものは、冷却2での平均冷却速度が遅い例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.65のものは、冷却2での冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さくなると共に、フェライト面積率Aが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.68のものは、冷却2での冷却停止温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.73のものは、冷却3での平均冷却速度が速い例であり、パーライトフェライトの合計面積率PFの割合が少なくなると共に残部はベイナイトが観察された、フェライト面積率Aが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高く、硬さのばらつきも大きくなっている。試験No.74のものは、冷却3での冷却時間が短くなっている例であり、パーライトフェライトの合計面積率PFの割合が少なくなると共に残部はベイナイトが観察された、フェライト面積率Aが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。表8、9は、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種鋼種1Tを用いて、熱間加工後に表8に示した冷却1→冷却2→冷却3で冷却するパターンで製造したときの結果を示したものである試験No.79~104。このうち、試験No.80~82、84~86、89、90、92、93、95~98、101~104は、本発明で規定する製造条件は満足するが試験No.84については上記試験No.58と同様、C含有量が過剰な鋼種1Tを用いているので、いずれも硬さのばらつきが大きくなっている。また、試験No.79、83、87、88、91、94、99、100は、本発明で規定する製造条件をも満足しない例であり、硬さのばらつきが大きくなる他、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。即ち、試験No.79のものは、冷却1での平均冷却速度が遅くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.83のものは、冷却1での平均冷却速度が遅く、冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.87のものは、冷却1での冷却停止温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.88のものは、冷却2での平均冷却速度が遅い例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.91のものは、冷却2での冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.94のものは、冷却2での冷却停止温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.99のものは、冷却3での平均冷却速度が速い例であり、パーライトフェライト合計面積率PFの割合が少なくなると共に残部はベイナイトが観察された、フェライト面積率Aが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.100のものは、冷却3での冷却時間が短くなっている例であり、パーライトフェライト合計面積率PFの割合が少なくなると共に残部はベイナイトが観察された、フェライト面積率Aが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。[実施例2]上記表1に示した鋼種1A~2Eを用い但し、鋼種1H、1Tを除く、前記試験No.26で採用した条件表2にて、φ60mmの線材を製造熱間圧延した。尚、サンプルは、φ60mm×50mmとし、熱間加工後に横断面で2サンプル切断し、夫々前組織調査用サンプル、および球状化焼鈍用のサンプルとした。また球状化焼鈍は、サンプルを夫々真空封入し、大気炉にて、740°C×6時間保持均熱後、冷却速度10°C/時で710°Cまで冷却して2時間保持し、その後冷却速度10°C/時で660°Cまで冷却して放冷する熱処理を行った。これらについて、前組織のフェライト平均粒径前組織α平均粒径、パーライトフェライト合計面積率PFの割合、フェライト面積率前組織F面積率Aを1式の右辺の値[1.0-Ceq1×96.75]、1式の判定A>Aeの場合を○、A≦Aeの場合を×、組織の判定組織要件を満足するものを○、満足しないものを×と共に、下記表10に示す。また、球状化焼鈍処理後の硬さの測定結果を、2式の右辺の値[88.4×Ceq281.0]、2式の判定平均硬さ≦2式の値の場合を○、平均硬さ>2式の値の場合を×、硬さの差[Hvmax-Hvmin]と共に、下記表11に示す。これらの結果から、次のように考察できる。試験No.105~122および試験No.125~133は、本発明で規定する要件の全てを満足する例であり、球状化焼鈍後の硬さを十分低くすることができ、しかも硬さのばらつきも低減できることが分かる。これに対して、試験No.123、124のものでは、本発明で規定する要件のいずれかを欠くものであり、いずれかの特性が劣化している。即ち、試験No.123は、本発明で規定する製造条件は満足するが、Mn含有量が過剰な鋼種1Uを用いており、また試験No.124は、本発明で規定する製造条件は満足するが、N含有量が過剰な鋼種1Vを用いているので、いずれも球状化焼鈍後の硬さが高いままである。"