本发明涉及作为机械结构零件的原材使用的钢线。更详细地说，是涉及对于通过调质轧制而制造的线材实施球化退火后进行冷加工时，冷加工时的变形阻力低，抗裂纹性良好，发挥着冷加工性优异的特性的机械结构零件用钢线。还有，在本说明书中，所谓“线材”，是指在轧制线材的意思下使用的，热轧后冷却至室温的线状的钢材。另外所谓“钢线”，是指对于轧制线材实施球化退火等的调质处理的线状的钢材。
背景技术：
制造汽车用零件和建筑机械用零件等的各种机械结构用零件时，通常，对于碳钢和合金钢等的热轧线材，出于赋予其冷加工性的目的而实施球化退火。而后，对于球化退火后的轧制线材，即钢线进行冷加工，之后实施切削加工等的机械加工而成形为规定的形状，进行淬火回火处理而进行最终的强度调整，作为机械构造用零件。
在冷加工中，通过降低钢线的变形阻力，能够期待模具寿命的提高。另外使钢线的抗裂纹性提高，能够期待各种零件的成品率提高。
至今为止，作为使钢线的冷加工性提高的技术，提出有各种方法。作为这样的技术，例如在专利文献1中公开有如下技术：“金属组织实质上由铁素体晶粒和球状碳化物构成，所述铁素体晶粒其平均粒径为15μm以上，所述球状碳化物其平均粒径为0.8μm以下，且最大粒径为4.0μm以下，并且每1mm2的个数为0.5×106×c％～5.0×106×c％个，所述球状碳化物之中，粒径0.1μm以上的球状碳化物间的最大距离为10μm以下的钢线”。
另外在专利文献2中公开有如下技术：“钢的金属组织中，具有渗碳体和铁素体，相对于全部组织，渗碳体和铁素体的合计面积率为95面积％以上，并且所述渗碳体的90％以上的长宽比为3以下，且所述渗碳体的平均重心距离为1.5μm以上，此外所述铁素体的平均晶粒直径为5～20μm的钢线”。
在此专利文献2中，作为得到上述金属组织的手段，公开的是以如下方式控制以下条件，即升温至a1点～a1点+50℃的温度域，升温后在所述a1点～a1点+50℃的温度域保持0～1hr之后，从所述a1点～a1点+50℃的温度域至a1点－100℃～a1点－30℃的温度域，以10～200℃/hr的平均冷却速度进行冷却的退火处理进行2次以上，之后，升温至a1点～a1点+30℃的温度域，在所述a1点～a1点+30℃的温度域保持之后进行冷却的条件。即公开的方法是，升温时到达a1点之后，在a1点～a1点+30℃的温度域保持后进行冷却时，至到达a1点的所述a1点～a1点+30℃的温度域停留时间为10分～2小时，从所述a1点～a1点+30℃的温度域至a1点－100℃～a1点－20℃的冷却温度域，以10～100℃/hr的平均冷却速度进行冷却后，在该冷却温度域保持10分钟～5小时，之后再进行冷却的方法。
另一方面，在专利文献3中公开有如下技术：“一种钢线，其具有渗碳体间距离的标准偏差除以所述渗碳体间距离的平均值的值为0.50以下的组织”。在此方法中，渗碳体以大体均匀的间隔分布，即使在铁素体晶粒内也大量存在渗碳体。
【现有技术文献】
【专利文献】
【专利文献1】国际公开第2011/108459号
【专利文献2】日本特开2012－140674号公报
【专利文献3】日本特开2006－316291号公报
至今为止提出的技术，作为使冷锻等的冷加工性提高的钢线的技术有用，但希望开发出使冷加工性进一步提高的钢线的技术。
技术实现要素：
本发明在这样的状况下形成，其目的在于，提供一种冷加工时的变形阻力降低，并且力图提高抗裂纹性，能够发挥优异的冷加工性的机械结构零件用钢线。
达成上述课题的本发明的机械结构零件用钢线，其特征在于，以质量％计，分别含有c：0.3～0.6％、si：0.05～0.5％、mn：0.2～1.7％、p：高于0％并在0.03％以下、s：0.001～0.05％、al：0.005～0.1％和n：0～0.015％，余量由铁和不可避免的杂质构成，钢的金属组织由铁素体和渗碳体构成，存在于铁素体晶界的渗碳体的数量比例，相对于渗碳体总数量为40％以上。
本发明的机械结构零件用钢线，根据需要，优选以质量％计，含有从cr：高于0％并在0.5％以下、cu：高于0％并在0.25％以下、ni：高于0％并在0.25％以下、mo：高于0％并在0.25％以下及b：高于0％并在0.01％以下所构成的群中选择的一种以上。
在本发明的机械结构零件用钢线中，优选所述金属组织中的bcc(body－centerdcubic：体心立方晶格)－fe晶粒的平均当量圆直径为30μm以下。
根据本发明的机械结构零件用钢线，通过适当调整化学成分组成，并且钢的金属组织由铁素体和渗碳体构成，相对于渗碳体总数量，存在于铁素体晶界的渗碳体的数量比例满足规定值，由此能够提供变形阻力降低，并且实现了抗裂纹性提高的钢线。本发明的机械结构零件用钢线，因为变形阻力降低，所以能够抑制模具等的塑性加工用夹具和工具的磨耗及破坏，另外因为抗裂纹性提高，所以也能够抑制镦锻加工时的裂纹发生，发挥出冷加工性优异的特性。
具体实施方式
本发明者们，为了实现冷加工时的变形阻力降低，并且抗裂纹性提高这两者兼备的钢线，从各种角度进行了研究。其结果发现，在冷加工时，铁素体晶粒内的渗碳体使变形阻力增加，以及作为裂纹的原因的孔洞是以铁素体晶粒内的渗碳体为起点。
存在于铁素体晶界的渗碳体，相比存在于晶粒内的渗碳体而言，冷加工时受到的应变量小，因此能够使变形阻力降低，并且能够抑制形成孔洞的起点。即，能够得到如下构想：为了实现变形阻力降低和抗裂纹性提高的并立，重要的是加大存在于铁素体晶界的渗碳体相对于渗碳体总数量的数量比例，即，降低存在于铁素体晶粒内的渗碳体相对于渗碳体总数量的数量比例。
在至今为止所提出的技术中，作为使变形阻力和抗裂纹性提高的方法，已知有控制铁素体粒径的方法，其并没有着眼于在晶界集聚的渗碳体。
以下，对于本发明所规定的各要件进行说明。
本发明的机械结构零件用钢线(以下，仅称为“钢线”)的金属组织，是所谓的球化组织，由铁素体和渗碳体构成。上述球化组织使钢的变形阻力降低，是有助于冷加工性提高的金属组织。在本发明的金属组织的中，也可以部分含有珠光体组织。另外，如果对冷加工性造成的不良影响小，则能够允许aln等的析出物以面积率计低于3％。
但是，仅仅只是成为由铁素体和渗碳体构成的金属组织，并不能实现冷加工性的提高。由此，如以下详述，需要恰当控制该金属组织中的存在于铁素体晶界的渗碳体相对于渗碳体总数量的数量比例。
还有，在本说明书中，将存在于铁素体晶界的渗碳体(晶界渗碳体)相对于渗碳体总数量的数量比例称为“晶界渗碳体比例”。另外，将存在于铁素体晶粒内的渗碳体(晶内渗碳体)相对于渗碳体总数量的数量比例称为“晶内渗碳体比例”。“晶界渗碳体比例”和“晶内渗碳体比例”定义如下。
在金属组织的显微镜观察中，在规定视野内以规定的方法分别计测晶界渗碳体和晶内渗碳体的数量。
设晶界渗碳体的数量为“na”，晶内渗碳体的数量为“nb”和渗碳体总数量(晶界渗碳体数量和晶内渗碳体数量的合计)为“na+nb”时，晶界渗碳体比例和晶内渗碳体比例能够以如下方式求得。
晶界渗碳体比例(％)＝na/(na+nb)×100
晶内渗碳体比例(％)＝nb/(na+nb)×100
渗碳体数的计测可以在1个视野中进行，也可以在多个视野中进行。在多个视野中进行计测时，使用在各视野中计测到的晶界渗碳体数和晶内渗碳体数各自合计的数值，计算晶界渗碳体比例和晶内渗碳体比例。
关于计测方法的详情后述。
若晶界渗碳体比例降低，晶内渗碳体比例增加，则冷加工中被导入铁素体晶粒中的位错被晶内渗碳体陷获，引起位错增加，显示出加工硬化。其结果是，变形阻力增加，冷加工性降低。另外晶粒内的渗碳体与晶界渗碳体相比，在冷加工中更容易在渗碳体周围堆积应变。其结果是，晶内渗碳体容易变成裂纹的起点。由此可知，使渗碳体在铁素体晶界上析出，对于提高冷加工性极为有效。
从这一观点出发，存在于铁素体晶界的渗碳体的数量比例(即，晶界渗碳体比例)，相对于渗碳体总数量需要为40％以上。通过使晶界渗碳体比例为40％以上，能够使变形阻力降低，抑制渗碳体起点的裂纹发生。
作为晶界渗碳体数和晶内渗碳体数的测量对象的渗碳体的形态没有特别限定。例如，除了球状的渗碳体以外，还包括长宽比大的棒状的渗碳体和形成珠光体组织的层状的渗碳体等，对渗碳体的形状没有限制。还有，作为测量对象的渗碳体的大小没有限定，但根据测量方法来决定大小的基准。在后述的晶界渗碳体比例的测量方法中，能够由倍率1000倍的光学显微镜判别的渗碳体的尺寸为最小尺寸。具体来说，当量圆直径为0.3μm以上的尺寸的渗碳体是测量对象。
晶界渗碳体比例的优选的下限为45％，更优选为50％。晶界渗碳体比例越高，变形阻力越降低，对于抑制裂纹越有效，最优选达到100％。但是，如后述，晶界渗碳体比例的增加在制造方面并不容易，在现有的技术中，存在热轧温度的降低和/或球化退火时间的长时间化等的缺点。在现行技术中，从制造性的观点出发，优选晶界渗碳体比例大约为80％以下，更优选为70％以下。
在本发明的钢线中，所述金属组织中的bcc－fe晶粒的平均当量圆直径优选为30μm以下。通过使bcc－fe晶粒的平均当量圆直径(以下，仅称为“bcc－fe晶粒直径”)为30μm以下，能够使延展性提高，进一步抑制冷加工时的裂纹发生。bcc－fe晶粒直径的优选的上限为25μm，更优选为20μm。还有，作为测量对象的bcc－fe晶粒的大小没有限定，但与所述渗碳体同样，由测量方法决定大小的基准。在后述的测量方法中，能够由ebps分析装置和fe－sem判别的尺寸为最小尺寸。具体来说，当量圆直径为1μm以上的尺寸的bcc－fe晶粒为测量对象。
作为所述bcc－fe晶粒直径的控制对象的组织，是取向差比15°大的大角晶界所包围的bcc－fe晶粒。这是由于所述取向差在15°以下的小角晶界，对冷加工性造成的影响小。还有，所述“结晶取向差”也称为“偏角”或“倾角”，取向差的测量中，采用ebsp法(electronbackscatteringpattern法)即可。另外，测量平均粒径的由大角晶界包围的bcc－fe中，除了先共析铁素体以外，也包括珠光体组织中包含的铁素体。
在本发明中，以用于机械结构零件的原材的钢线为对象，作为机械结构零件用钢线，具有通常的化学成分组成即可，但关于c、si、mn、p、s、al和n，以调整到恰当的范围为宜。从这一观点出发，这些化学成分的适当的范围及其限定理由如下述。还有，在本说明书中，关于化学成分组成，所谓“％”意思是质量％。
c：0.3～0.6％
c在确保钢的强度，即最终制品的强度上是有用的元素。为了有效地发挥这样的效果，c含量需要为0.3％以上。c含量优选为0.32％以上，更优选为0.34％以上。但是，若c过剩地含有，则强度高，冷加工性降低，因此需要为0.6％以下。c含量优选为0.55％以下，更优选为0.50％以下。
si：0.05～0.5％
si作为脱氧元素，并以借助固溶硬化使最终制品的强度增加为目的而使之含有。为了有效地发挥这样的效果，将si含量定为0.05％以上。si含量优选为0.07％以上，更优选为0.10％以上。另一方面，若si过剩地含有，则硬度过度上升而使冷加工性劣化。因此将si含量定为0.5％以下。si含量优选为0.45％以下，更优选为0.40％以下。
mn：0.2～1.7％
mn通过淬火性的提高，对于使最终制品的强度增加是有效的元素。为了有效地发挥这样的效果，将mn含量定为0.2％以上。mn含量优选为0.3％以上，更优选为0.4％以上。另一方面，若mn过剩地含有，则硬度上升而使冷加工性劣化。因此将mn含量定为1.7％以下。mn含量优选为1.5％以下，更优选为1.3％以下。
p：高于0％并在0.03％以下
p是钢中不可避免被包含的元素，在钢中发生晶界偏析，成为延展性劣化的原因。因此，p含量定为0.03％以下。p含量优选为0.02％以下，更优选为0.017％以下，特别优选为0.01％以下。p含量越少越优选，但由于制造工序上的制约等，也有残存0.001％左右的情况。
s：0.001～0.05％
s是在钢中不可避免被包含的元素，在钢中作为mns存在，使延展性劣化，因此对冷加工性是有害的元素。因此将s含量定为0.05％以下。s含量优选为0.04％以下，更优选为0.03％以下。但是，s具有使可切削性提高的作用，因此使之含有0.001％以上。s含量优选为0.002％以上，更优选为0.003％以上。
al：0.005～0.1％
al作为脱氧元素有用，并且对于将存在于钢中的固溶n作为aln固定有用。为了有效地发挥这样的效果，将al含量定为0.005％以上。al含量优选为0.008％以上，更优选为0.010％以上。但是，若al含量过剩，则al2o3过剩地生成，使冷加工性劣化。因此将al含量定为0.1％以下。al含量优选为0.090％以下，更优选为0.080％以下。
n：0～0.015％
n在钢中是不可避免被包含的元素，若在钢中含有固溶n，则因应变时效导致硬度上升，招致延展性降低，使冷加工性劣化。因此将n含量定为0.015％以下。n含量优选为0.013％以下，更优选为0.010％以下。n含量越少越为优选，最优选为0％，但由于制造工序上的制约等，也有残存0.001％左右的情况。
本发明的钢线的基本成分如上述，余量实质上是铁。还有，所谓“实质上是铁”，意思是除铁以外，能够允许不阻碍本发明的特性的程度下的微量成分(例如sb和zn等)，另外，也能够含有p、s和n以外的不可避免的杂质(例如o和h等)。此外在本发明中，根据需要也可以含有以下的任意元素，根据所含有的成分，钢线的特性得到进一步改善。
从cr：高于0％并在0.5％以下、cu：高于0％并在0.25％以下、ni：高于0％并在0.25％以下、mo：高于0％并在0.25％以下和b：高于0％并在0.01％以下所构成的群中选择的一种以上
cr、cu、ni、mo和b均使钢材的淬火性提高，从而是对于使最终制品的强度增加有效的元素，根据需要单独含有或含有两种以上。这样的效果随着这些元素的含量增加而变大，用于有效地发挥所述效果的优选的含量是，cr量0.015％以上，更优选为0.020％以上。cu量、ni量和mo量的优选的含量均为0.02％以上，更优选为0.05％以上。b量的优选的含量为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上。
但是，若cr、cu、ni、mo和b的含量过剩，则强度变得过高，使冷加工性劣化。因此，cr含量优选为0.5％以下，cu、ni和mo含量均优选为0.25％以下，b含量优选为0.01％以下。这些元素的更优选的含量为cr量0.45％以下，进一步优选为0.40％以下。cu、ni和mo量的更优选的上限均为0.22％，进一步优选为0.20％。b量的更优选的上限为0.007％，进一步优选为0.005％。
本发明的钢线规定了球化退火后的组织形态，为了成为这样的组织形态，优选恰当控制后述的球化退火条件。但是，为了确保上述的组织形态，此外更优选也恰当控制在轧制线材制造阶段的条件，使轧制线材的组织形态成为球化退火时容易析出晶界渗碳体的状态。
在轧制线材制造阶段，优选将满足上述成分组成的钢，调整到热轧时的终轧温度，并且使其后的冷却速度为3阶段而适当地调整冷却速度和温度范围。通过以这样的条件制造轧制线材，能够使球化退火前的组织以珠光体和铁素体为主相，并且使bcc－fe晶粒直径在规定的范围，且使先共析铁素体晶粒等轴化，使珠光体的最窄部的间隔为规定以下。通过对于这样的组织，以后述的条件进行球化退火，能够容易地得到晶界渗碳体充分析出的钢线。为此轧制线材制造条件，具体来说，优选按顺序进行如下冷却：以800℃以上、1050℃以下终轧后，平均冷却速度为7℃/秒以上的第一冷却；平均冷却速度为1℃/秒以上、5℃/秒以下的第二冷却；平均冷却速度比所述第二冷却快且为5℃/秒以上第三冷却。所述第一冷却的结束温度和所述第二冷却的开始温度，优选为700～750℃的范围内。所述第二冷却的结束温度和所述第三冷却的开始温度优选为600～650℃的范围内。所述第三冷却的结束温度优选为400℃以下。对于终轧温度和第一～第三冷却分别详细说明。
(a)终轧温度：800℃以上、1050℃以下
为了缩小球化退火前的组织的bcc－fe晶粒直径，例如使之达到15μm以下，优选适当控制终轧温度。若终轧温度高于1050℃，则难以缩小bcc－fe晶粒直径。但是，若终轧温度低于800℃，则bcc－fe晶粒直径变得过小，例如低于5μm，软质化困难，因此优选为800℃以上。终轧温度的更优选的下限为850℃，进一步优选为900℃以上。终轧温度的更优选的上限为1000℃，进一步优选为950℃。
(b)第一冷却
第一冷却从作为终轧温度的800℃以上、1050℃以下开始，在700～750℃的温度范围结束。在该第一冷却中，若冷却速度慢，则球化退火前的组织的bcc－fe晶粒粗大化，bcc－fe晶粒直径有可能变大。因此，优选使第一冷却的平均冷却速度为7℃/秒以上。第一冷却的平均冷却速度更优选为10℃/秒以上，进一步优选为20℃/秒以上。第一冷却的平均冷却速度的上限没有特别限定，但作为现实的范围而优选200℃/秒以下。还有，第一冷却的冷却中，只要平均冷却速度为7℃/秒以上，也可以使冷却速度变化而进行冷却。
(c)第二冷却
第二冷却从700～750℃的温度范围开始，在600～650℃的温度范围结束。为了使先共析铁素体晶粒等轴化，即，为了减小先共析铁素体结晶粒的平均长宽比，例如为3.0以下，优选在第二冷却中，以5℃/秒以下的平均冷却速度进行缓冷。第二冷却的平均冷却速度的更优选的上限为4℃/秒，进一步优选为3.5℃/秒以下。另一方面，若第二冷却的平均冷却速度过慢，则bcc－fe晶粒粗大化，存在bcc－fe晶粒直径变得过大的可能性。因此，第二冷却的平均冷却速度优选为1℃/秒以上。第二冷却的平均冷却速度的更优选的下限为2℃/秒，进一步优选为2.5℃/秒。还有，第二冷却的冷却中，只要平均冷却速度为1℃/秒以上、5℃/秒以下，也可以使冷却速度变化而进行冷却。
(d)第三冷却
第三冷却从600～650℃的温度范围开始，在400℃以下结束。在该第三冷却中，尽可能缩小珠光体的平均片层间隔，以使渗碳体容易溶解，不会在晶内残留球状渗碳体的核。由此，通过进行其后的适当的球化退火处理，使晶界渗碳体比例增加。为了缩小珠光体的平均片层间隔，例如为0.20μm以下，在第三冷却中，优选以比第二冷却快，且在5℃/秒以上的平均冷却速度下进行冷却。若是比5℃/秒慢的冷却，则难以缩小珠光体的平均片层间隔。第三冷却的平均冷却速度更优选为10℃/秒以上，进一步优选为20℃/秒以上。
还有，第三冷却的平均冷却速度的上限没有特别限定，但作为现实的范围，优选为200℃/秒以下。另外，在第三冷却中，只要平均冷却速度为5℃/秒以上，则也可以使冷却速度变化而进行冷却。第三冷却的结束温度的下限没有特别限定，但例如优选为200℃。进行第三冷却后，进行放冷等的通常的冷却而冷却至室温即可。
冷却至室温后，根据需要也可以在室温下再进行拉丝加工，这时的断面收缩率例如为30％以下即可。若进行拉丝，则钢中的碳化物被破坏，能够以其后的球化退火促进碳化物的凝集，因此对于缩短球化退火的均热处理时间有效。但是，若拉丝加工的断面收缩率高于30％，则退火后的强度变高，有可能使冷加工性劣化，因此拉丝加工的断面收缩率优选为30％以下。还有，断面收缩率的下限没有特别限定，但优选为2％以上，从而能够取得效果。
以上述这样优选的条件制造的轧制线材中，通过其后的球化退火处理，组织中的珠光体相变成奥氏体，其后相变为铁素体+渗碳体之中，通过减小原本的珠光体尺寸，即抑制金属组织的晶粒成长，则渗碳体的晶内析出降低，成为晶界渗碳体容易析出的状态。
作为这样的球化退火条件，优选对于轧制线材，例如像后述的sa1那样，用大气炉，从室温加热至730℃时，至少从500℃至730℃以平均加热速度50℃/小时以上进行加热，之后以平均加热速度2～5℃/小时加热至740℃，以740℃保持1～3小时后，以平均冷却速度20℃/小时以上冷却至720℃，以平均冷却速度8～12℃/小时冷却至640℃，之后放冷。
在上述的球化退火条件中，从室温加热至730℃时，通过至少使500℃至730℃的平均加热速度为50℃/小时以上，可抑制金属组织的晶粒生长。这时的平均加热速度更优选为60℃/小时以上。但是，若平均加热速度过快，则轧制线材的温度追随困难，因此优选为200℃/小时以下，更优选为150℃/小时以下。
还有，从室温加热至500℃时的平均加热速度，通常为100℃/小时以上，但该温度范围的平均加热速度，对金属组织的晶粒生长造成的影响小。如果考虑生产率，则优选这时的加热速度快的方面，例如120℃/小时以上，更优选为140℃/小时以上。这时的平均加热速度的上限，与500℃至730℃的平均加热速度同样，优选为200℃/小时，更优选为150℃/小时。从室温加热至500℃时的平均加热速度，可以与至少从500℃至730℃的平均加热速度相同，也可以不同。总之，为了减小原来的珠光体尺寸，降低渗碳体的晶内析出，成为晶界渗碳体容易析出的状态，至少从500℃至730℃的平均加热速度确保为50℃/小时以上即可。
另外，通过将a1点上方的从730℃至740℃的平均加热速度控制在2～5℃/小时，能够一边极力抑制金属组织的晶粒生长，一边充分进行珠光体组织中的渗碳体的分解和固溶。平均加热速度比5℃/小时快时，则难以确保珠光体组织中的渗碳体的分解和固溶有充分的时间，平均加热速度比2℃/小时慢时，从730℃至740℃的加热时间变长，难以抑制金属组织的晶粒生长。这时的平均加热速度更优选为3℃/小时以上，4℃/小时以下。
优选在740℃下保持1～3小时。若该温度保持比1小时短，则珠光体组织中的渗碳体的分解和固溶不充分，若比3小时长，则难以抑制金属组织的晶粒生长。这时的保持时间更优选为1.5小时以上、2.5小时以下。
进行了上述这样的保持后，使截至720℃的优选的平均冷却速度为20℃/小时以上，能够抑制金属组织的晶粒生长。这时的平均冷却速度更优选为30℃/小时以上，但若平均冷却速度过快，则轧制线材的温度追随困难，因此优选为100℃/小时以下。
其后，通过将从720℃至640℃的平均冷却速度控制在8～12℃/小时，能够在铁素体晶界优选使渗碳体析出，抑制珠光体组织这样的长宽比大的渗碳体的析出。平均冷却速度比8℃/小时慢时，金属组织的晶粒生长的抑制困难，平均冷却度比12℃/小时快时，珠光体组织这样的长宽比大的渗碳体大量再析出。这时的平均冷却速度更优选为9℃/小时以上，11℃/小时以下。
上述这样的球化退火，也可以反复进行多次，通过这样反复，各个渗碳体的长宽比变小，晶界渗碳体比例增加。例如，如后述的实施例的试验no.7、12、14、19和27所示，使用轧制线材制造条件未恰当控制的钢种c、e、f、h和k时，通过其后反复进行规定的球化退火，晶界渗碳体比例也能够进入适当的范围内，能够降低变形阻力和裂纹发生率两者。
关于球化退火的多次重复复，优选至少为3次以上，但过度重复，晶界渗碳体比例也没什么变化，因此优选为10次以下。还有，多次重复球化退火时，在上述优选的条件的范围内，可在相同的条件下重复，也可以在不同的条件下重复。
【实施例】
以下，列举实施例更具体地说明本发明。本发明不受以下的实施例限制，在能够符合前、后述的宗旨的范围，当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
使用下述表1所示的化学成分组成的钢，以下述表2所示的各种制造条件进行轧制，制作
钢种c、e、f、h、k、o、p和q，是未以本发明的恰当的制造条件制造轧制线材的例子。其中钢种c、e、f和k其终轧温度高。另外钢种h是以对应第三冷却的冷却3的冷却速度慢的条件制造轧制线材的例子，即，在维持第二冷却的冷却速度的状态下进行冷却而制造轧制线材的例子。
在钢种o中，进行第二冷却至550℃后，加热至580℃，进行以580℃保持120秒的保持工序，放冷至室温，进行断面收缩率40％的拉丝加工工序。另外在钢种p中，只以冷却1的单调的冷却速度进行冷却。在钢种q中，进行冷却1之后，进行以550℃保持60秒的保持工序，放冷至室温，进行断面收缩率15％的粗拉丝。【表1】
【表2】
接着，对于除去钢种o、p和q的各个轧制线材，用大气炉进行如下任意一项球化退火：(a)从室温加热至730℃时，从室温至500℃以平均加热速度110℃/小时进行加热，从500℃至730℃以平均加热速度80℃/小时进行加热，其后以平均加热温度3℃/小时加热至740℃，以740℃保持3小时后，以平均冷却速度30℃/小时冷却至720℃，以平均冷却速度10℃/小时冷却至640℃，其后放冷的球化退火(将此退火条件以下简记为“sa1”)；(b)将sa1重复5次球化退火(将该退火条件以下简记为“sa2”)和(c)从室温加热至730℃时，从室温至500℃以平均加热速度110℃/小时进行加热，从500℃至730℃以平均加热速度80℃/小时进行加热，其后以平均加热速度3℃/小时加热至740℃，以740℃保持3小时后，以平均冷却速度30℃/小时冷却至640℃，其后进行放冷的球化退火(将此退火条件以下简记为“sa3”)。上述退火条件sa1和sa2，是本发明中优选的退火条件，上述退火条件sa3，是从720℃至640℃的平均冷却速度未得到恰当控制的例子。
还有，对于钢种o，用大气炉进行如下任意一项球化退火：(d)以平均加热速度80℃/小时从室温加热至680℃，以680℃保持5小时后，以平均冷却速度10℃/小时冷却至640℃，其后进行放冷的球化退火(将该退火条件以下简记为“sa4”)和(e)以平均加热速度80℃/小时从室温加热至700℃，以700℃保持5小时后，以平均冷却速度10℃/小时冷却至640℃，其后进行放冷的球化退火(将此退火条件以下简记为“sa5”)。退火条件sa4和sa5是脱离本发明中优选的退火条件的例子。
另外对于钢种p，用大气炉进行如下任意一项球化退火：(f)以平均加热速度80℃/小时从室温加热至740℃，之后立即以平均冷却速度80℃/小时冷却至660℃，将此工序重复3次(但是，第二次以后，从660℃起加热)，其后，以平均加热速度80℃/小时从660℃加热至740℃，以740℃保持30分钟后，以平均冷却速度80℃/小时冷却至660℃，以660℃保持1小时，其后进行放冷的球化退火(将此退火条件以下简记为“sa6”)和(g)以平均加热速度80℃/小时从室温加热至740℃，以740℃保持10分钟后，以平均冷却速度80℃/小时冷却至660℃，将此工序重复3次(但是，第二次以后，从660℃起加热)，其后，以平均加热速度80℃/小时从660℃加热至740℃，以740℃保持30分钟后，以平均冷却速度80℃/小时冷却至660℃，以660℃保持1小时，其后进行放冷的球化退火(将此退火条件以下简记为“sa7”)。退火条件sa6和sa7是脱离本发明中优选的退火条件的例子。
对于钢种q，用大气炉进行如下任意一项球化退火：(h)以平均加热速度150℃/小时从室温加热至720℃，以720℃保持1小时后，放冷的球化退火(将此退火条件以下简记为“sa8”)和(i)以平均加热速度150℃/小时从室温加热至730℃，以730℃保持1小时后，进行放冷的球化退火(将此退火条件以下简记为“sa9”)。退火条件sa8和sa9是脱离本发明中优选的退火条件的例子。
对于进行了上述的球化退火之后的钢线，通过下述方法，测量(1)金属组织的bcc－fe晶粒直径，(2)晶界渗碳体比例，(3)冷加工时的变形阻力和(4)冷加工时的裂纹发生率。
还有，在测量球化退火后的钢线的铁素体粒径和晶界渗碳体比例时，以能够观察到横断面的方式进行树脂包埋，利用砂纸和金刚石软磨片对切断面进行镜面研磨。对于钢线的半径d，测量距钢线的表面d/4的位置。
(1)bcc－fe晶粒直径的测量
bcc－fe晶粒直径的测量中，使用ebsp分析装置和fe－sem(field－emissionscanningelectronmicroscope，场发射型扫描电子显微镜)进行测量。分析工具使用株式会社tslソリューションズ的oim软件。将结晶取向差(也将其称为“斜角”)大于15°的边界，即大角晶界作为结晶晶界来定义“晶粒”，计算将bcc－fe晶粒的面积换算成圆时的直径的平均值，即计算平均当量圆直径。这时的测量区域为200μm×400μm，测量梯级为1.0μm间隔，表示测量方位的可靠性的置信系数(confidenceindex)为0.1以下的测量点从分析对象中去除掉。
(2)晶界渗碳体比例的测量
在晶界渗碳体比例的测量中，通过5分钟以上的苦醛腐蚀溶液蚀刻使铁素体晶界和渗碳体显现，以光学显微镜进行组织观察，以倍率1000倍拍摄3个视野。在这些照片上，引等间隔的10条横线，测量存在于此线上的晶界渗碳体数和晶内渗碳体数。用3个视野内存在的晶界渗碳体数，除以在同视野内存在的渗碳体总数量，由此计算晶界渗碳体比例。测量的渗碳体的最小的当量圆直径为0.3μm。在此，与铁素体晶界相接，且渗碳体粒子的长宽比为3.0以下的，定义为晶界渗碳体。因此，与铁素体晶界相接，而渗碳体粒子的长宽比超过3.0的，为晶内渗碳体。
(3)变形阻力的测量
由钢线制作
(4)裂纹发生率的测量
由钢线制作
这些结果与球化退火条件一起显示在下述表3中。还有，在表3的综合评价一栏中，变形阻力的降低和抗裂纹性提高均良好的例子表示为“o.k”，变形阻力的降低和抗裂纹性提高的至少任意一个劣化的例子表示为“n.g”。
【表3】
由表3的结果能够进行如下考察。试验no.1、2、7～9、12、14～16、19～21、23、24、27～29、31、32、34和35，是满足本发明所规定的全部要件的实施例，可知变形阻力的降低和抗裂纹性提高均达成。
其中试验no.7、12、14、19和27，是使用了未以优选的轧制线材条件制造的钢种c、e、f、h或k的例子，通过其后反复进行的sa2的退火，晶界渗碳体充分析出，变形阻力和裂纹发生率均达到合格标准。其中，试验no.12虽然作为优选的要件的bcc－fe晶粒直径大一些，但是变形阻力和裂纹发生率均达到合格标准。
在此，若着眼于进行了sa1和sa2两者退火条件的试验no.1和2(钢种a)、试验no.6和7(钢种c)、试验no.8和9(钢种d)、试验no.11和12(钢种e)、试验no.13和14(钢种f)、试验no.15和16(钢种g)、试验no.18和19(钢种h)、试验no.20和21(钢种i)、试验no.23和24(钢种j)、试验no.26和27(钢种k)、试验no.28和29(钢种l)、试验no.31、32(钢种m)、和试验no.34和35(钢种n)，则可知无论在哪种情况下，与进行了sa1的退火的试料相比，在进行过重复了5次sa1的sa2这一退火的试料中，变形阻力和裂纹发生率的两者进一步降低。
相对于此，试验no.3～6、10、11、13、17、18、22、25、26、30、33和36～42，是欠缺本发明中规定的某个要件的比较例，可知变形阻力和裂纹发生率的任意一者或两者无法达到合格标准。
即，试验no.3、10、17、22、25、30、33和36是以条件不当的sa3进行球化退火的例子，晶界渗碳体比例不足，变形阻力和裂纹发生率的任意一者或两者达不到合格标准。
试验no.4和5是使用了mn含量过剩的钢种b的例子，是冷加工时的变形阻力高的状态。
试验no.6、11、13、18和26、是使用了未以轧制线材制造时优选的条件制造的钢种c、e、f、h或钢种k的例子，通过其后的sa1的球化退火，晶界渗碳体未析出，变形阻力和裂纹发生率均未达到合格标准。但是，对于这些钢种，其后若实施重复5次sa1的sa2的球化退火，则成为晶界渗碳体适当析出的状态，变形阻力和裂纹发生率均达到合格标准(试验no.7、12、14、19和27)。
试验no.37和38是使用了未以轧制线材制造时优选的条件制造的钢种o，并以条件不当的sa4或sa5进行球化退火的例子，微细的渗碳体均匀弥散，晶界渗碳体比例变小，在变形阻力高的状态下，裂纹发生率超出合格标准。
试验no.39和40，使用了未以轧制线材制造时优选的条件制造的钢种p，并以条件不当的sa6或sa7进行球化退火的例子，在铁素体晶粒内，以球化退火中断开的层状渗碳体为核而球化的渗碳体弥散，晶界渗碳体比例变小，在变形阻力高的状态下，裂纹发生率超出合格标准。
试验no.41和42，使用了未以轧制线材制造时优选的条件制造的钢种q，并以条件不当的sa8或sa9进行球化退火的例子，轧制时断开的层状渗碳体大量生成，球化退火后的晶界渗碳体比例变小，在变形阻力高的状态下，裂纹发生率超出合格标准。
【产业上的可利用性】
本发明的机械结构零件用钢线，适用于经冷锻、冷镦和冷滚轧等的冷加工而制造的汽车用零件和建筑机械用零件等的各种机械结构零件的原材。作为这样的机械结构零件，具体来说，是机械零件和电装零件等，更具体地说，可列举螺栓、螺丝、螺母、承口、球窝接头、内衬管、扭力杆、离合器箱、保持架、机架、轮毂、盖子、外壳、垫圈、挺杆、托架、阀(バルグ)、内壳、离合器、套管、轴承外环、链轮、铁芯、定子、铁砧、十字轴、摇臂、机身、凸缘、鼓轮、接头、连接器、滑轮、模具、磁轭、配帽、气门挺杆、火花塞、小齿轮、转向轴和共轨等。本发明的钢线，作为上述的机械结构零件的原材所适用的高强度机械结构零件用钢线在产业上有用，在制造上述的各种机械构造用零件时，室温的变形阻力低，且原材的裂纹得到抑制，能够发挥优异的冷加工性。
本申请伴随以申请日为2015年3月31日的日本国专利申请，专利申请第2015－073776号为基础申请的优先权主张。专利申请第2015－073776号因参照而编入本说明书。