KR100401571B1 - 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강재 및 그제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 자동차의 회전부 또는 구동부 부품으로 사용될 수 있는 고강도 베이나이트(Bainite)계 열간단조용 비조질강재 및 제조방법에 관한 것으로 보다 상세하게는, 중량%로서 C 0.15~0.25%, Mn 1.5~2.5%, Si 0.20~0.50%, Cr 0.50~1.50%, V 0.10~0.15%, Al 0.05% 이하, S 0.040% 미만, Cu 0.50% 미만, Nb 0.10% 이하, Ti 0.030% 이하, 나머지는 불가피한 불순물과 Fe로 이루어지는 조성물을 용해한 후 출탕하여 잉곳(Ingot) 형태로 만들어 통상의 조건으로 다시 가열한 후 압연하여 주조조직이 파괴된 봉재 또는 각재로 제조하고, 압연된 봉재 및 각재를 1,050~1,100℃의 온도범위로 재가열하여 열간단조를 실시한 후, 10~20℃/초 범위의 냉각속도로 냉각하여 강도향상에 한계가 있는 페라이트(Ferrite)-펄라이트(Pearlite) 조직을 하부 베이나이트 조직으로 바꾸어 줌으로써 획기적으로 강도를 향상시킴과 동시에 적정한 수준의 인성을 유지하여 자동차의 회전부 또는 구동부 부품으로 사용됨으로써 자동차 부품이 경량화되고 성능이 향상되어 종래 조질강 및 비조질강을 대체함으로써 부품 제조공정의 단축과 제조원가를 절감할 수 있는 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강재 및 제조방법을 제공한다.

Description

고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강재 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH MICROALLOYED STEEL HAVING BAINITE STRUCTURE FOR HOT FORGING AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR}

본 발명은 자동차의 회전부 또는 구동부 부품으로 사용될 수 있는 고강도 베이나이트(Bainite)계 열간단조용 비조질강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 자동차의 구동부 또는 회전부 부품에는 열간단조 등의 가공 후 소입/소려(Q/T ; quenching tempering) 열처리를 하여 템퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite)조직을 갖는 조질강들이 주로 사용되어 왔으나, 소입/소려 열처리를 생략하여 제조공정의 단축, 에너지의 절약, 생산성의 향상을 기할 수 있는 열간단조용 비조질강재 개발에 자동차업계의 관심이 모아지고 있다.

따라서, 선진국은 물론 국내의 자동차업체들에서는 구동 또는 회전 부품으로 현재 사용중인 조질강종을 비조질강종으로 대체하고 있거나 대체할 예정으로 있다. 열간단조용 비조질강재는 중탄소강의 페라이트(Ferrite)-펄라이트(Pearlite) 조직을 미세 탄화물 입자로 강화시켜 Q/T 처리한 강과 동등한 강도를 가지도록 하는데, 대부분 중탄소강에 석출경화형 원소인 V이나 Nb 등을 첨가한다. 현재 가장 많이 사용되고 있는 열간단조용 비조질강재들은 대개의 경우 페라이트-펄라이트 조직을 기본 미세조직으로 하며, 인장강도는 800㎫ 수준을 나타낸다. 그러나, 현재 활발하게 진행되고 있는 자동차 부품의 경량화 및 고강도화의 추세에 비추어 볼 때 종래의페라이트-펄라이트계 열간단조용 비조질강재는 인장강도를 1,000㎫ 이상으로 향상시키는데는 한계가 있어 새로운 열간단조용 비조질강재가 필요하다.

즉, 비조질강재의 인장강도를 증가시키기 위해서는 종래의 페라이트-펄라이트 조직을 갖는 비조질강재보다 강도가 높으면서 인성은 동등한 또는 유사한 수준으로 유지하는 베이나이트 조직을 갖는 비조질강재를 개발하여 엔진 또는 구동부를 중심으로 한 자동차 부품에 적용함으로써 부품 및 엔진의 중량 감소효과는 물론 그로 인한 성능향상 효과가 증대되어 경량화 및 고강도화의 효과를 극대화할 수 있는 장점이 있다.

따라서 본 발명은 상기와 같은 종래의 조질강 및 비조질강의 문제점을 동시에 해결하기 위하여 강종성분과 열간단조 조건을 적절히 조정하여 강도향상에 한계가 있는 비조질강재의 페라이트-펄라이트 조직을 베이나이트 조직으로 바꾸어 줌으로써 획기적으로 강도를 향상시킴과 동시에 적정한 수준의 인성을 얻을 수 있는 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강재 및 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.

도 1은 본 발명에 따른 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강의 제조를 위한 공정흐름도,

도 2a는 종래 비조질강 S40CVS의 압연재의 미세조직 사진,

도 2b는 본 발명에 따른 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강의 압연재의 미세조직 사진,

도 3a는 본 발명에 따른 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강 압연재의 열간단조 후 냉각속도 2℃/초로 냉각된 열간단조재의 미세조직 사진,

도 3b는 본 발명에 따른 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강 압연재의 열간단조 후 냉각속도 5℃/초로 냉각된 열간단조재의 미세조직 사진,

도 3c는 본 발명에 따른 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강 압연재의 열간단조 후 냉각속도 10℃/초로 냉각된 열간단조재의 미세조직 사진,

도 3d는 본 발명에 따른 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강 압연재의 열간단조 후 냉각속도 20℃/초로 냉각된 열간단조재의 미세조직 사진,

도 3e는 본 발명에 따른 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강 압연재의열간단조 후 냉각속도 25℃/초로 냉각된 열간단조재의 미세조직 사진이다.

상기와 같은 목적을 달성하기 위하여 본 발명에 따른 고강도 베이나이트계 비조질강의 조성물은 중량%로서 C 0.15~0.25%, Mn 1.5~2.5%, Si 0.20~0.50%, Cr 0.50~1.50%, V 0.10~0.15%, Al 0.05% 이하, S 0.040% 미만, Cu 0.50% 미만, Nb 0.10% 이하, Ti 0.030% 이하, 나머지는 불가피한 불순물과 Fe로 이루어지며, 이러한 조성물을 완전히 용해한 후 출탕하여 잉곳(Ingot) 형태로 만든 다음, 이를 다시 가열한 후 압연하여 봉재 또는 각재로 제조하고, 열간압연된 봉재 및 각재를 일정한 온도범위로 재가열하여 열간단조를 행한 후, 냉각속도를 제어하여 냉각시킨다.

이하, 본 발명에 따른 합금조성의 수치한정 이유에 대하여 상세히 설명한다.

(1) 탄소(C) : 0.15-0.25 중량%

탄소는 함량이 0.15-0.25% 범위일 때 베이나이트 조직이 용이하게 형성되면서 인장강도 1,000㎫ 이상과 적정한 수준의 충격인성을 얻을 수 있었다. 탄소의 함량이 0.25% 이상일 경우에는 열간단조재의 미세조직이 베이나이트와 마르텐사이트(Martensite) 혼합조직을 가지면서 충격인성이 저하되어 취성이 강해지기지 때문에 0.25%로 제한하였다. 그리고, 탄소함량이 0.15% 이하일 경우에는 소재 자체의 소입성 부족으로 베이나이트 조직이 용이하게 형성되지 못하여 탄소함량의 하한을 0.15%로 제한하였다.

(2) 망간(Mn) : 1.5-2.5 중량%

망간은 탄소함량이 낮아짐으로써 동반되는 소입성을 보상하고 베이나이트 조직의 형성을 촉진하기 위하여 1.5-2.5%로 기존의 열간단조용 비조질강보다 높은 수준으로 첨가하였다. 망간의 함량이 높을 경우 취성이 너무 강하게 나타나 2.5%로 제한하였다.

(3) 실리콘(Si) : 0.20-0.50 중량%

실리콘은 통상의 일반 탄소강 수준으로 첨가하였다.

(4) 크롬(Cr) : 0.50-1.50 중량%

크롬은 탄소함량이 낮아짐으로써 동반되는 소입성을 보상하고 베이나이트 조직의 형성을 촉진하기 위하여 0.5-1.5%로 기존의 열간단조용 비조질강보다 높은 수준으로 첨가하였다. 크롬의 함량이 높을 경우 취성이 너무 강하게 나타나 1.5%로 제한하였다.

(5) 바나듐(V) : 0.10-0.15 중량%

바나듐은 강 내에 미세한 탄화물 입자를 형성하기 위하여 통상의 열간단조용 비조질강의 수준으로 첨가하였다.

(6) 알루미늄(Al) : 0.05 중량% 이하

알루미늄은 통상의 일반 탄소강에서 알루미늄 탈산을 실시하는 경우 첨가되는 함량을 고려하여 첨가하였다. 0.05% 이상 첨가되면 강 내에 다량의 질화알루미늄 입자들이 형성되어 취성이 강해지기 때문에 제한하였다.

(7) 황(S) : 0.040 중량% 미만

황은 통상의 일반 탄소강에서 규제하는 범위로 제한하였다.

(8) 구리(Cu) : 0.50 중량% 미만

구리는 통상의 일반 탄소강에서 규제하는 범위로 제한하였다.

(9) 니오븀(Nb) : 0.1 중량% 이하

니오븀은 강 내에 미세한 탄화물 입자를 형성하기 위하여 필요에 따라 바나듐과 같이 첨가할 수 있다. 0.1% 이상 첨가하면 취성이 강해지기 때문에 0.1% 이하로 제한하였다.

(10) 티타늄(Ti) : 0.030 중량% 이하

티타늄은 강 내에 미세한 탄화물 또는 질화물 입자를 형성하기 위하여 필요에 따라 바나듐과 같이 첨가할 수 있다. 0.030% 이상 첨가하면 취성이 강해지기 때문에 0.030% 이하로 제한하였다.

상기와 같은 수치한정의 이유를 갖는 본 발명의 비조질강재의 특징은 베이나이트 조직을 가지면서도 적정한 수준의 인성을 부여하기 위하여 탄소의 함량을 0.15-0.25% 범위로 낮추고, 탄소함량이 낮아짐으로써 동반되는 소입성을 보상하고 베이나이트 조직의 형성을 촉진하기 위하여 Mn과 Cr을 각각 1.5-2.5%와 0.50-1.50%로 종래의 열간단조용 비조질강인 S40CVS보다 높은 수준으로 첨가한다는 것이다. 표 1에는 본 발명에 따른 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강과 종래의 열간단조용 비조질강인 S40CVS의 조성성분을 비교하여 나타내었다.

이하, 본 발명에 따른 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강의 제조를 위한 열간압연 조건과 열간단조 조건의 한정 이유에 대하여 상세히 설명한다.

상기와 같은 조성의 강을 용해한 후 출탕하여 주조잉곳의 형태로 만든 다음, 강의 통상의 조건인 오스테나이트화 온도 이상에서 다시 가열하여 봉재 및 각재의 형태로 열간압연을 실시하는데, 열간압연의 목적은 주조조직의 파괴로 인한 조직의 균질화이므로 압하율이 클수록 주조조직의 파괴가 잘 일어나 조직의 균질도는 높아진다. 열간압연을 마친 봉재 및 각재의 소재는 1,050-1,100℃ 범위로 재가열하여 열간단조를 실시하는데, 이는 열간단조시의 변형저항을 충분히 낮추어 주면서도 재가열시 결정립 성장을 억제하기 위한 것이다. 즉, 1,050℃ 이하로 재가열하면 유동응력이 높아 변형저항이 크며, 1,100℃ 이상으로 재가열하면 결정립이 지나치게 성장하여 단조재의 인성이 저하되기 때문이다. 또한, 가열온도가 너무 낮으면 단조시 단조 다이(Die)의 수명이 단축되는 문제점도 있다. 열간단조된 강은 공기를 강제로 불어주는 강제공냉 등의 여러 방법으로 냉각시키데, 이 때 열간단조된 강의 미세조직을 제어하기 위해서 냉각속도를 제어하게된다. 즉, 냉각방법에 따라 냉각속도가 제어되고, 이에 따라 비조질강의 미세조직이 상부 또는 하부 베이나이트 조직으로 된다. 즉, 냉각속도가 느릴 때 형성되는 깃털 모양의 상부 베이나이트 조직은 강도에 비해 인성이 그다지 크지 않지만, 냉각속도가 비교적 빠를 때 형성되는 침상의 하부 베이나이트 조직은 높은 강도와 큰 인성을 지니게 된다. 냉각속도가 일정 수준 이상으로 빠를 때에는 마르텐사이트가 형성되어 강도는 다소 향상될 수 있으나 인성은 오히려 낮아질 수 있다. 따라서, 열간단조 후 냉각된 강의 내부조직이 하부베이나이트 조직을 갖도록 냉각속도를 제어하게 된다.

이하, 본 발명의 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

[실시예]

본 발명에서는 상기와 같은 조성을 갖는 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강재를 제조하기 위하여 도 1에 도시된 공정흐름도와 같이 전해철 등의 합금원소와 진공유도용해로에 장입하여 완전히 용해한 후 출탕하여 잉곳(Ingot) 형태로 만든 다음, 이를 통상의 조건으로 다시 가열한 후 압연하여 봉재 또는 각재로 제조하였으며, 열간압연된 봉재 및 각재를 1,000-1,200℃의 온도범위로 재가열하여 열간단조를 행한 후, 2-25℃/초의 냉각속도로 강재의 냉각을 제어하였다.

도 2a에는 상기와 같은 조건으로 열간압연한 대표적인 종래의 열간단조용 비조질강재인 S40CVS의 미세조직을 도시하였으며, 도 2b에는 본 발명에 따른 열간단조용 베이나이트계 비조질강재를 제조하기 위한 열간압연재의 미세조직을 도시하였다.

즉, 종래의 S40CVS 강재는 열간압연 상태에서 전형적인 페라이트-펄라이트 조직을 가지는 있는 반면, 본 발명에 따른 베이나이트계 열간단조용 비조질강재를 제조하기 위한 열간압연재는 대부분 베이나이트 조직을 가지고 있는 것을 알 수 있는데, 이는 본 발명에 따른 베이나이트계 열간단조용 비조질강재를 제조하기 위한 합금조성에 있어서 탄소함량이 낮아짐으로써 동반되는 소입성을 보상하고 베이나이트 조직의 형성을 촉진하기 위하여 Mn과 Cr이 종래의 S40CVS 강재보다 높은 수준으로 첨가되어 베이나이트 상의 형성을 촉진하였기 때문이다.

본 발명에 따른 베이나이트계 열간단조용 비조질강재를 제조하기 위하여 강재를 열간압연 후 1,000-1,200℃ 범위로 재가열하여 열간단조를 실시하였다.

상기와 같은 조건으로 열간단조를 행한 후 냉각속도를 각각 초당 2℃, 5℃, 10℃, 20℃, 25℃로 제어하였으며, 표 2에 본 발명의 실시예에 따른 합금의 조성 및 열간단조 온도와 냉각속도 조건을 나타내었다.

표 2에서 발명재 1 내지 4는 본 발명에 따른 조성범위에 부합하면서 열간단조 온도가 각각 1,050℃ 및 1,100℃, 냉각속도는 초당 10℃ 및 20℃로 하여 제조한발명재에 대한 제조조건을 나타내며, 비교재 5 내지 9는 본 발명에 따른 조성범위에는 부합하면서 다양한 열간단조 온도 및 냉각속도로 제조한 비교재의 제조조건을 나타내며, 비교재 10 내지 11은 본 발명에 따른 조성범위를 벗어나면서 열간단조 온도가 1,100℃, 냉각속도는 초당 10℃로 제조된 비교재의 제조조건을 나타낸다. 합금번호 12는 종래예로써, 열간단조 온도가 1,100℃, 냉각속도는 방냉으로 제조된 S40CVS의 제조조건을 나타내었다.

도 3a에는 본 발명에 따른 베이나이트계 열간단조용 비조질강재를 제조하기 위하여 열간단조 후 초당 2℃의 냉각속도로 냉각한 비교재 5의 대표적인 미세조직을 도시하였고, 도 3b에는 본 발명에 의한 베이나이트계 열간단조용 비조질강재를 제조하기 위하여 열간단조 후 초당 5℃의 냉각속도로 냉각한 비교재 6의 대표적인 미세조직을 도시하였으며, 도 3c는 본 발명에 의한 베이나이트계 열간단조용 비조질강재를 제조하기 위하여 열간단조 후 초당 10℃의 냉각속도로 냉각한 발명재 2의 대표적인 미세조직을 도시하였으며, 도 3d에는 열간단조 후 초당 20℃의 냉각속도로 냉각한 발명재 4의 대표적인 미세조직과, 도 3e에는 열간단조 후 초당 25℃의 냉각속도로 냉각한 비교재 7의 대표적인 미세조직을 도시하였다.

냉각속도에 관계없이 모두 베이나이트 조직을 가지고 있으나, 냉각속도가 초당 2℃와 5℃인 경우에는 대부분이 높은 강도에 비해 인성이 그리 크지 않은 상부 베이나이트 조직으로 이루어져 있으며, 냉각속도가 초당 10℃ 및 20℃인 경우에는 거의 대부분이 높은 강도와 큰 인성을 지니는 하부 베이나이트 조직을 가진다. 그러나 냉각속도가 초당 20℃를 초과하는 초당 25℃인 경우 하부 베이나이트 조직에래스(Lath) 마르텐사이트 조직이 상당히 형성되어 나타남을 볼 수 있다.

본 발명에 따른 열간단조용 비조질강재를 제조하기 위해서 상기한 표 2의 조건으로 제조된 열간단조재의 기계적 성질을 대표적인 종래 열간단조용 비조질강재인 S40CVS와 비교하여 표 3에 도시하였다.

상기한 표 3의 인장강도는 KS B 0801 규정의 4호 시험편으로 측정하였으며,충격인성은 KS B 0809 규정의 4호 시험편으로 측정하였다.

합금번호 12인 종래의 S40CVS는 통상 열간단조 조건인 1,150℃로 재가열한 후 열간단조하고 방냉하였으며, 이 때 S40CVS 단조재는 인장강도 810㎫, 충격인성 64J/㎠을 나타내었다. 상기의 조건으로 열간단조를 실시한 본 발명의 발명재 및 비교재인 열간단조용 비조질강의 단조재는 열간단조 후 냉각속도에 따라 기계적 성질이 차이가 난다. 즉, 열간단조 후 냉각속도가 초당 2℃와 5℃인 경우인 비교재 5 내지 6은 인장강도는 약 1,000-1,150㎫, 충격인성 20-30J/㎠의 범위로 거의 차이가 없으나, 열간단조 후 냉각속도가 초당 10℃ 및 20℃인 발명재 1 내지 5인 경우에는 인장강도 1,400㎫ 이상, 충격인성 45-65J/㎠의 범위를 나타내었다. 그리고 열간단조 후 냉각속도가 초당 25℃인 비교재 7의 경우에는 인장강도는 1,490-1,630㎫로 다소 증가하였으나, 충격인성은 오히려 25-35J/㎠로 크게 감소하였다. 또한 열간단조 온도가 본 발명의 범위보다 낮은 1,000℃인 비교재 8의 경우에는 인장강도가 1,020㎫ 이하, 충격인성이 25J/㎠ 이하로 크게 감소하였으며, 열간단조 온도가 본 발명의 범위보다 높은 1,200℃인 비교재 9의 경우에는 인장강도의 값은 유사하였으나, 충격인성은 본 발명의 발명재보다 현저히 감소하였다. 또한 본 발명에 따른 조성범위를 벗어난 비교재 10 내지 11의 경우도 인장강도의 값은 유사하였으나, 충격인성은 본 발명의 발명재보다 현저히 감소하였다.

즉, 본 발명의 열간단조용 비조질강은 상기한 조건으로 재가열하여 열간단조한 후 초당 10℃와 20℃의 냉각속도로 냉각하였을 때 종래의 열간단조용 비조질강재 S40CVS 단조재인 합금번호 12보다 월등히 높은 인장강도와 유사한 수준의 충격인성을 가진 반면, 초당 10℃ 미만의 냉각속도로 냉각한 경우 종래의 비조질강재 S40CVS 단조재인 합금번호 12보다 높은 인장강도를 유지하지만 충격인성에 있어 종래의 S40CVS 단조재인 합금번호 12보다 현저히 떨어짐을 알 수 있는데, 이는 상기 미세조직의 관찰에서도 알 수 있는 바와 같이 초당 10℃ 미만의 냉각속도의 경우, 높은 강도에 비해 상대적으로 낮은 인성을 가지는 상부 베이나이트 조직을 갖고 있기 때문이며, 초당 10-20℃ 범위의 냉각속도의 경우 높은 강도와 큰 인성을 갖는 하부 베이나이트 조직이기 때문이다. 또한 열간단조 후 냉각속도를 초당 20℃ 이상으로 했을 경우, 하부 베이나이트 조직에 래스(Lath) 마르텐사이트 조직이 상당히 형성되어 강도는 높지만 인성에 있어서 초당 20℃의 냉각속도로 냉각한 강재보다는 현저하게 떨어지는 것으로 나타났다. 또한 열간단조 온도가 본 발명에 따른 온도범위보다 낮은 경우인 비교재 8은 낮은 재가열 온도에서의 단조로 인한 유동응력이 높아 변형저항이 높아 재질 내부에 균열과 같은 내부결함에 의해서 인장강도 및 충격인성면에서 본 발명재보다 모두 현저히 떨어지는 것으로 나타났으며, 본 발명에 따른 열간단조 온도범위보다 높은 비교재 9인 경우는 재가열시 결정립이 지나치게 성장함으로써 인장강도면에서는 유사한 값을 나타내었으나, 인성에 있어서는 현저히 감소하는 것으로 나타났다. 그리고 소입성을 증가시키고 베이나이트 조직의 형성을 촉진하기 위하여 첨가되는 Mn과 Cr의 조성범위가 본 발명에 따른 범위를 벗어나는 비교재 10 내지 11의 경우에 있어서, 본 발명의 조성범위보다 낮은 경우인 비교재 10은 그 효과가 미미하게 나타나 발명재보다 인장강도 및 인성면에서 현저히 감소하게 나타났으며, 본 발명의 조성범위보다 높은 경우인 비교재 11은 과도하게첨가된 Mn과 Cr이 강의 소입성을 지나치게 증가시켜 하부 베이나이트가 아닌 래스(Lath) 마르텐사이트 조직이 다량 형성되어 충격인성이 현저히 감소하는 것으로 나타났다.

따라서, 본 발명에 따른 합금 조성범위로 주조된 강재를 통상의 조건으로 다시 가열한 후 압연하고, 1,050-1,100℃의 온도범위에서 열간단조를 실시한 후, 냉각속도를 초당 10-20℃의 범위 안에서 제어하는 것이 우수한 기계적 성질을 갖는 베이나이트계 열간단조용 비조질강재를 얻을 수 있다.

본 발명에 따른 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강은 자동차의 회전부 또는 구동부 부품으로 사용됨으로써 자동차 부품이 경량화되고 성능이 향상되는 장점이 있으며, 종래의 페라이트-펄라이트 조직의 조질강 및 비조질강을 본 발명에 따른 고강도 베이나이트계 비조질강을 제조하여 대체함으로써 부품 제조공정의 단축과 제조원가를 절감할 수 있는 효과가 있다.

Claims (2)

1. 중량%로서 C 0.15~0.25%, Mn 1.5~2.5%, Si 0.20~0.50%, Cr 0.50~1.50%, V 0.10~0.15%, Al 0.05% 이하, S 0.040% 미만, Cu 0.50% 미만, Nb 0.10% 이하, Ti 0.030% 이하, 나머지는 불가피한 불순물과 Fe로 구성되면서 베이나이트 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강재.
2. 중량%로서 C 0.15~0.25%, Mn 1.5~2.5%, Si 0.20~0.50%, Cr 0.50~1.50%, V 0.10~0.15%, Al 0.05% 이하, S 0.040% 미만, Cu 0.50% 미만, Nb 0.10% 이하, Ti 0.030% 이하, 나머지는 불가피한 불순물과 Fe로 이루어지는 강을 용해한 후 출탕하여 잉곳 형태로 주조한 다음, 통상의 조건으로 다시 가열한 후 압연하여 주조조직이 파괴된 봉재와 각재로 제조하는 단계와;

   상기 제조된 봉재와 각재를 1,050~1,100℃ 범위로 재가열하여 열간단조를 실시하는 단계와;

   상기 열간단조가 완료된 봉재와 각재를 초당 10~20℃의 냉각속도로 제어하여 냉각하는 단계로 이루어진 것을 특징으로 하는 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강재의 제조방법.