"C:0.3~0.6質量の意味。以下、化学成分組成について同じ。、Si:0.05~0.5、Mn:0.2~1.5、P:0.03以下0を含まない、S:0.001~0.05、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90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=0.8-Ceq×96.75...1但し、Ceq=[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、1100°C以下の温度で仕上げ圧延した後、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、1100°C以下の温度で仕上げ圧延した後、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、0.1°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。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、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、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:0.3~0.6質量の意味。以下、化学成分組成について同じ。、Si:0.05~0.5、Mn:0.2~1.5、P:0.03以下0を含まない、S:0.001~0.05、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90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=0.8-Ceq×96.75...1但し、Ceq=[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、1100°C以下の温度で仕上げ圧延した後、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、1100°C以下の温度で仕上げ圧延した後、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、0.1°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。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を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を実現でき、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、球状化焼鈍後に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、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、単に球状化したセメンタ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90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90面積以上とする必要がある。好ましくは95面積以上、より好ましくは97面積以上である。尚、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を一部含まれることがあるが、これら組織の面積率が高くなると強度が高くなって冷間加工性が劣化することがあるため、全く含まれていなくてもよい。したがって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、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面積率Aをできるだけ多くする必要がある。フェライトの面積率Aを多くすることによって、球状化焼鈍後にパーライトが局在化し、球状セメンタイトが成長しやすい粒子間距離が大きくなりやすい状態となる。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、0.8-Ceq×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=0.8-Ceq×96.75...1但し、Ceq=[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。フェライト平均粒粒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:0.3~0.6]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。こうした効果を有効に発揮させるためには、C含有量は0.3以上とする必要がある。好ましくは0.32以上より好ましくは0.34以上とするのが良い。しかしながら、Cが過剰に含有されると強度が高くなって、冷間加工性が低下するので0.6以下とする必要がある。好ましくは、0.55以下より好ましくは0.50以下とするのが良い。[Si:0.05~0.5]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、0.05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硬度が過度に上昇して冷間加工性を劣化させることになる。尚、Si含有量の好ましい下限は0.07以上より好ましくは0.10以上であり、好ましい上限は0.45以下より好ましくは0.40以下である。[Mn:0.2~1.5]Mnは、焼入れ性の向上を通じて、最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であるが、0.2未満ではその効果が不十分であり、1.5を超えて過剰に含有すると硬度が上昇して冷間加工性を劣化させるため、0.2~1.5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1.1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、Pは鋼中で粒界偏析を起こし、延性の劣化の原因となるので、0.03以下に抑制する。P含有量の好ましい上限は0.02以下より好ましくは0.01以下である。[S:0.001~0.05]Sは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、鋼中でMnSとして存在し、冷間加工にとって延性を劣化させる有害な元素であるので、その含有量を0.05以下とする必要がある。但し、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0.002より好ましくは0.003以上であり、好ましい上限は0.04以下より好ましくは0.03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として固定するのに有用である。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、冷間加工性を劣化させる。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0.090以下より好ましくは0.080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、歪み時効による硬度上昇、延性低下を招き、冷間加工性を劣化させるため0.015以下に抑制する必要がある。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組成は、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以下更に好ましくは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0.18以下更に好ましくは0.15以下、およびVで0.45以下更に好ましくは0.40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、TiおよびNbで0.03以上より好ましくは0.05以上、およびVで0.03以上より好ましくは0.05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、1100°C以下の温度で仕上げ圧延した後、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、1100°C以下の温度で仕上げ圧延した後、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、0.1°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。[仕上げ圧延温度:950°C超、1100°C以下大角粒界で囲まれた結晶粒の平均粒径を15~35μmに制御するためには、仕上げ圧延温度を適切に制御する必要がある。この仕上げ圧延温度が1100°Cを超えると、平均粒径を35μm以下にすることが困難となる。また、仕上げ圧延温度が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、仕上げ圧延温度が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。[仕上げ圧延後に、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が遅くなると、フェライト結晶粒が粗大化して平均粒径が35μmを超える可能性があるため、平均冷却速度を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10°C/秒以上であり、より好ましくは20°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、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。[仕上げ圧延後に、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、0.1°C/秒以上の平均冷却速度で640~680°C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、0.1°C/秒以上の平均冷却速度で640~680°C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/秒以上好ましくは30°C/秒以上、より好ましくは40°C/秒以上の急冷とし、その温度範囲から640~680°Cの温度範囲までを、0.1°C/秒以上の平均冷却速度で冷却するようにしても良い。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、平均粒径を35μm以下とするために0.1°C/秒以上の平均冷却速度で行う必要があるが、その上限は平均冷却速度が15°C/秒以下での冷却、若しくは平均冷却速度が1.0°C/秒以下での徐冷となる。但し、1段階目の冷却速度よりも遅くなる冷却速度であれば、2段階冷却による効果を発揮できるので、2段階目の冷却時の平均冷却速度は20°C/秒程度まで高めても良い。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。[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。こうした効果を発揮させるためには、冷却時間徐冷時間は少なくとも20秒以上とする必要があるが、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。生産性や設備上の制約を考慮し、現実的な時間で実施できるという観点から、冷却時間の好ましい上限は2000秒以下より好ましくは1800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。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に示す化学成分組成の鋼を用い、各種製造条件仕上げ圧延温度、冷却速度、冷却停止温度、冷却時間:後記表2、4参照にて圧延を行い、φ8.0mmまたはφ17mmの線材を作製した。組織因子の測定方法得られた各線材圧延材の組織因子組織およびフェライト平均粒径、および球状化焼鈍後の硬さの測定に当たって、各線材、各ラボ試験片材、共に縦断面が観察できるように樹脂埋めし、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。[実施例1]上記表1に示した鋼種Aを用いた。ラボの加工フォーマスタ試験装置を用いて、加熱温度圧延仕上げ温度に相当、冷却速度を下記表2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、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、加工フォーマスタサンプルは、φ8.0mm×12.0mmとし、熱処理終了後に2等分し、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、760°C×6時間保持均熱後、平均冷却速度10°C/時で660°Cまで冷却し、その後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、フェライト面積率前組織F面積率Aおよび球状化焼鈍後の硬さの測定結果を、下記表3に示す。尚、C含有量が0.46の鋼種Aにおける軟質化の基準は、HV137以下である。これらの結果から、次のように考察できる。試験No.4、7、10、11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ることが分かる。これに対して、試験No.1~3、5、6、8、9、12~14は、本発明で規定する要件のいずれかを欠く例であり、球状化焼鈍後の硬さを十分低くできないことが分かる。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が高いままである。試験No.2、3のものは、加熱温度が低く、また冷却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、且つフェライト面積率Aも低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.5、6、8、9は、冷却2での冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト面積率が低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.12は、冷却1および冷却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は、冷却3での平均冷却速度が速く、且つ冷却時間が短いものであり、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、フェライト面積率Aも低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.14は、加熱温度が高く、また冷却1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。[実施例2]上記表1に示した鋼種B~Jを用い、下記表4に示す製造条件仕上げ圧延温度、平均冷却速度、冷却時間、前組織の異なるサンプルφ17mmの線材を作製した。尚、表4の製造条件において、冷却1は仕上げ圧延温度から750~800°Cまたは640~680°Cまでの温度範囲までの冷却を示し1段階の冷却のときは冷却2はなし、冷却2は冷却1を行った後、640~680°Cまで冷却を示し、冷却3は冷却2を行った後の冷却を示している。球状化焼鈍前のフェライト平均粒径前組織α平均粒径、フェライト面積率A前組織F面積率Aを測定すると共に、球状化焼鈍後の硬さを上記した要領で測定した。このときの球状化焼鈍は、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、平均冷却速度12°C/時で710°Cまで冷却し、その温度で1時間保持し、更に660°Cまで平均冷却速度12°C/時で冷却し、その後放冷する熱処理を行った。これらについて、フェライト平均粒径前組織α平均粒径、フェライト面積率A前組織F面積率Aおよび球状化焼鈍後の硬さの測定結果を、下記表5に示す。尚、球状化焼鈍後の軟質化の硬さ基準は、C含有量が0.33の鋼種鋼種FでHV127以下、C含有量が0.35の鋼種鋼種C,D,EでHV129以下、C含有量が0.44~0.46の鋼種鋼種A,G,H,I,JでHV137以下、C含有量が0.46超~0.48の鋼種鋼種BでHV140以下である。これらの結果から、次のように考察できる。試験No.15~34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ることが分かる。これに対して、試験No.35~39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、球状化焼鈍後の硬さを十分低くできないことが分かる。即ち、試験No.35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.36のものは、仕上げ圧延温度が低く、また冷却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.37は、仕上げ圧延温度が高く、また冷却2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.38は、仕上げ圧延温度が低く、また冷却2での冷却停止温度が低い例であり、フェライト平均粒径が小さく、且つフェライト面積率Aも低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験No.39は、Mn含有量が多い鋼種Jを用いた例であり、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。上記表5の結果に基づき、試験No.16~18、20~22、24~26、28~30C含有量が0.35の鋼種C,D,Eを用いたもの、試験No.31~34C含有量が異なる鋼種F,G,H,Iを用いたもの:以上発明例、および試験No.35~39比較例のものについて、鋼材中のC含有量と球状化処理後の硬さの関係を図1に示す。尚、C含有量が0.35の鋼種C,D,Eを用いた発明例は、12のプロット数となるが、硬さの値が一致しているものがあるので、4のプロット数として現れている。この結果から明らかなように、C含有量が同レベルであっても、本発明での規定する要件を満足するもの発明例では、球状化焼鈍後の硬さが十分低くなっていることが分かる。"