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KR101998971B1 - 비조질강 및 그 제조방법 - Google Patents

비조질강 및 그 제조방법 Download PDF

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KR101998971B1
KR101998971B1 KR1020170155661A KR20170155661A KR101998971B1 KR 101998971 B1 KR101998971 B1 KR 101998971B1 KR 1020170155661 A KR1020170155661 A KR 1020170155661A KR 20170155661 A KR20170155661 A KR 20170155661A KR 101998971 B1 KR101998971 B1 KR 101998971B1
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KR
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steel
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cooling
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신영웅
남기영
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현대제철 주식회사
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Abstract

본 발명은, 중량%로, 탄소(C) : 0.2 ~ 0.25 %, 실리콘(Si) : 0.6 ~ 1.0 %, 망간(Mn) : 0.5 ~ 1.9 %, 크롬(Cr) : 1.9 ~ 2.1 %, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 0.25 %, 바나듐(V) : 0.09 ~ 0.11 % 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 최종조직은 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트 조직을 포함하는, 비조질강을 제공한다.

Description

비조질강 및 그 제조방법{NON-HEAT TREATED STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 비조질강 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는, 고강도 베이나이트계 비조질강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
연비규제 및 차량 고성능화에 따라 부품용 소재의 물성 향상에 대한 관심이 날로 증가하고 있다. 이에 따라, 기존의 합금강에 열처리를 통하여 물성을 향상시키는 방법에서 열처리 없이 물성을 확보할 수 있는 비조질강에 대한 관심이 증대되고 있다. 그러나 이미 개발되어 사용되고 있는 비조질강의 경우, 인장강도는 열처리(?칭-템퍼링)한 합금강과 유사한 물성이 확보되나, 충격치는 열처리 합금강에 비해 현저히 낮아 날로 증가하고 있는 차량 고성능화에 부합하지 못하는 실정이다.
선행기술로는 대한민국 공개특허공보 제2017-110247호(공개일 : 2017.10.11, 발명의 명칭 : 비조질강 및 이의 제조방법)가 있다.
본 발명은 합금성분과 압연공정을 제어하여 크랭크 샤프트용 소재와 유사한 인장강도 및 개선된 충격치를 확보하면서 열처리를 생략하여 제조원가를 절감할 수 있는 비조질강 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강은, 중량%로, 탄소(C) : 0.2 ~ 0.25 %, 실리콘(Si) : 0.6 ~ 1.0 %, 망간(Mn) : 0.5 ~ 1.9 %, 크롬(Cr) : 1.9 ~ 2.1 %, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 0.25 %, 바나듐(V) : 0.09 ~ 0.11 % 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 최종조직은 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트 조직을 포함할 수 있다.
상기 비조질강은 0 초과 0.2 % 이하의 니켈(Ni)을 더 함유하여 이루어질 수 있다.
상기 비조질강의 인장강도는 700 MPa 이상이고, 충격치는 100 J/cm2 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강의 제조방법은 (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.2 ~ 0.25 %, 실리콘(Si) : 0.6 ~ 1.0 %, 망간(Mn) : 0.5 ~ 1.9 %, 크롬(Cr) : 1.9 ~ 2.1 %, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 0.25 %, 바나듐(V) : 0.09 ~ 0.11 % 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 주조재를 제공하는 단계; (b) 상기 주조재를 1100 내지 1200 ℃의 온도에서 재가열하는 단계; (c) 상기 재가열된 주조재를 마무리압연온도가 600 내지 700 ℃인 조건으로 열간압연하는 단계; 및(d) 상기 열간압연 후 0.4 내지 2.0 ℃/min 인 조건으로 냉각하는 단계;를 포함한다.
상기 비조질강의 제조방법에서, 상기 (a) 단계의 상기 주조재는 0 초과 0.2 % 이하의 니켈(Ni)을 더 함유하여 이루어질 수 있다.
상기 비조질강의 제조방법에서, 상기 (d) 단계는 공냉보다 냉각속도가 더 느린 조건으로 냉각하는 단계일 수 있다.
상기 비조질강의 제조방법에서, 상기 (d) 단계는 상기 열간압연 전에 형성된 베이나이트 조직 중 일부가 페라이트 및 펄라이트 조직으로 변태되는 단계를 포함할 수 있다.
상기 비조질강의 제조방법에서, 상기 (c) 단계는 압하율이 10 내지 30 %인 조건으로 열간압연하는 단계를 포함할 수 있다.
본 발명의 실시예에 따르면, 합금성분과 압연공정을 제어하여 크랭크 샤프트용 소재와 유사한 인장강도 및 개선된 충격치를 확보하면서 열처리를 생략하여 제조원가를 절감할 수 있는 비조질강 및 그 제조방법을 구현할 수 있다. 물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따르는 비조질강의 제조방법을 도해하는 순서도이다.
도 2는 본 발명의 실험예에 따른 시편의 인장강도와 충격치를 나타낸 그래프이다.
도 3 내지 도 6은 본 발명의 실험예에 따른 시편의 조직을 촬영한 사진들이다.
이하에서는 본 발명의 실시예에 따른 비조질강 및 그 제조방법을 상세하게 설명한다. 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 적절하게 선택된 용어들로서, 이러한 용어들에 대한 정의는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다.
연비규제 및 차량 고성능화에 따라 부품용 소재의 물성 향상에 대한 관심이 날로 증가하고 있다. 이에 따라, 기존의 합금강에 열처리를 통하여 물성을 향상시키는 방법에서 열처리 없이 물성을 확보할 수 있는 비조질강에 대한 관심이 증대되고 있다. 그러나 이미 개발되어 사용되고 있는 비조질강의 경우, 인장강도는 열처리(?칭-템퍼링)한 합금강과 유사한 물성이 확보되나, 충격치는 열처리 합금강에 비해 현저히 낮아 날로 증가하고 있는 차량 고성능화에 부합하지 못하는 실정이다.
이하에서는, 합금성분과 압연공정을 제어하여 크랭크 샤프트용 소재와 유사한 인장강도 및 개선된 충격치를 확보하면서 열처리를 생략하여 제조원가를 절감할 수 있는 비조질강 및 그 제조방법을 제공한다.
비조질강
본 발명의 일 실시예에 따르는 비조질강은, 중량%로, 탄소(C) : 0.2 ~ 0.25 %, 실리콘(Si) : 0.6 ~ 1.0 %, 망간(Mn) : 0.5 ~ 1.9 %, 크롬(Cr) : 1.9 ~ 2.1 %, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 0.25 %, 바나듐(V) : 0.09 ~ 0.11 % 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다. 상기 비조질강은 0 초과 0.2 % 이하의 니켈을 더 포함할 수 있다. 상기 비조질강의 최종조직은 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트 조직을 포함한다. 상기 비조질강의 인장강도는 700 MPa 이상이고, 충격치는 100 J/cm2 이상일 수 있다.
이하에서는, 본 발명의 일 실시예에 따른 비조질강에 포함되는 각 성분의 역할 및 함량에 대하여 설명한다.
탄소(C) : 0.2 ~ 0.25 %
탄소는 침입형 고용원소로서 강의 강도를 증가시키는 기본 원소이나 0.25 중량%를 초과하여 다량 첨가 시 용접성이 열화되는 문제점이 발생하다. 또한 탄소 함량을 0.2 중량% 미만으로 첨가하면 원하는 소입성 및 인장 강도와 항복 강도를 확보할 수 없기 때문에 탄소의 함량은 0.2 ~ 0.25 중량%로 하는 것이 바람직하다. 또한, 탄소 함량이 0.2 ~ 0.25 중량% 범위에서 베이나이트 조직이 형성되어 인장강도 향상에도 용이하다
실리콘(Si) : 0.6 ~ 1.0 %
실리콘은 탈산제로 작용하고, 페라이트 안정화 원소로서 페라이트를 형성시켜 강의 인성 및 연성을 개선하는데 효과적이다. 하지만 1.0 중량%를 초과하면 도금성이 나빠지고 비조질강이 취화되는 문제점이 발생한다. 또한, 0.6 중량% 미만일 경우, 고용강화 효과 및 연신율 향상 효과가 나타나지 않는다. 따라서, 실리콘의 함량은 0.6 ~ 1.0 중량%로 하는 것이 바람직하다.
망간(Mn) : 0.5 ~ 1.9 %
망간은 강의 제조 공정 중에 불가피하게 함유되는 불순물 FeS 형성에 의한 적열 취성을 방지하고 고용 강화 효과를 발생하여 강의 강도를 높여 준다. 망간의 함량을 0.5 중량% 이상 첨가하는 것은 소입성 확보를 위해 필요하지만, 망간의 함량이 1.9 중량%를 초과하는 경우, MnS 등의 개재물을 형성하여 충격 인성 및 내부 품질을 열화시킬 수 있다. 따라서 망간의 함량은 0.5 ~ 1.9 중량%로 하는 것이 적당하다.
크롬(Cr) : 1.9 ~ 2.1 %
크롬(Cr)은 베이나이트 조직 형성을 촉진하고 탄소 함량 저하에 따른 개발 강종의 소입성을 보상하는 원소이다. 나아가, 크롬은 페라이트 형성 원소로서, 탄화물을 형성하여 강도를 향상시키는 역할을 한다. 다만, 크롬의 첨가량이 1.9 중량% 미만인 경우 이러한 효과가 미미하며, 크롬의 첨가량이 2.1 중량%를 초과하는 경우, 합금 원가가 증가하며, 크롬탄화물이 형성되어 취하될 우려가 있으며, 강도와 연신율의 균형이 깨지는 문제가 발생한다. 이를 고려하여, 크롬의 함량은 1.9 ~ 2.1 중량%로 하는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 0.25 %
몰리브덴(Mo)은 베이나이트 조직 형성을 촉진하고, 강의 강도 향상에 기여한다. 다만, 몰리브덴의 첨가량이 0.15 중량% 미만인 경우 이러한 효과가 미미하며, 몰리브덴의 첨가량이 0.25 중량%를 초과하는 경우, 합금 원가가 증가하며, 강도와 연신율의 균형이 깨지는 문제가 발생한다. 이를 고려하여, 몰리브덴의 함량은 0.15 ~ 0.25 중량%로 하는 것이 바람직하다.
바나듐(V) : 0.09 ~ 0.11 %
바나듐은 V(C,N) 및 VN을 형성하여 조직을 미세화시키고 베이나이트 조직이 형성되어 인장 강도를 증가시키는 원소이다. 또한, 비조질강에서 베이나이트 조직을 생성하기 위하여 가장 중요한 페라이트 강화 원소이며, 미세한 탄질화물을 석출시켜 재료의 강도를 향상시키는 원소이며, 베이나이트 속의 매트릭스 페라이트를 석출 강화하는 원소이다. 다만, 이러한 효과는 바나듐의 첨가량이 0.09 ~ 0.11 중량% 인 경우에서 극대화되므로, 이를 고려하여 조성의 범위를 설정한다.
니켈(Ni) : 0 초과 0.2 % 이하
본 발명의 일 실시예에서, 니켈(Ni)은 트램프 원소로 강의 기계적 성질을 저하시키는 원인이 되므로 첨가되지 않는다. 한편, 본 발명의 다른 실시예에서, 니켈(Ni)은 가능한 최소한으로 첨가될 수 있다. 이 경우, 니켈(Ni)이 0.2 중량% 초과 첨가시에는 기계적 성질이 저하되므로 0 초과 0.2 중량% 이하로 규제하는 것이 바람직하다.
상술한 합금 조성을 가지는 비조질강의 최종조직은 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트 조직을 포함한다. 상기 비조질강의 인장강도는 700 MPa 이상이고, 충격치는 100 J/cm2 이상일 수 있다.
상술한 합금 조성, 조직 및 물성을 가지는 비조질강은 크랭크 샤프트를 구성하는 물질로 적용될 수 있다.
비조질강의 제조방법
본 발명의 일 실시예에 의한 비조질강의 제조방법을 이하에서 상술한다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따르는 비조질강의 제조방법을 도해하는 순서도이다.
본 발명의 일 실시예에 따르는 비조질강의 제조방법은 (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.2 ~ 0.25 %, 실리콘(Si) : 0.6 ~ 1.0 %, 망간(Mn) : 0.5 ~ 1.9 %, 크롬(Cr) : 1.9 ~ 2.1 %, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 0.25 %, 바나듐(V) : 0.09 ~ 0.11 % 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 주조재를 제공하는 단계(S100); (b) 상기 주조재를 1100 내지 1200 ℃의 온도에서 재가열하는 단계(S200); (c) 상기 재가열된 주조재를 마무리압연온도가 600 내지 700 ℃인 조건으로 열간압연하는 단계(S300); 및 (d) 상기 열간압연 후 0.4 내지 2.0 ℃/min 인 조건으로 냉각하는 단계(S400);를 포함한다.
상기 주조재는 0 초과 0.2 % 이하의 니켈(Ni)을 더 함유하여 이루어질 수 있다.
상기 비조질강의 제조방법에서, 상기 (d) 단계는 공냉 보다 냉각속도가 더 느린 조건으로 냉각하는 단계일 수 있다.
상기 비조질강의 제조방법에서, 상기 (d) 단계는 상기 열간압연 전에 형성된 베이나이트 조직 중 일부가 페라이트 및 펄라이트 조직으로 변태되는 단계를 포함할 수 있다.
상기 비조질강의 제조방법에서, 상기 (c) 단계는 압하율이 10 내지 30 %인 조건으로 열간압연하는 단계를 포함할 수 있다.
상술한 본 발명의 기술적 사상을 예시적으로 적용하면, 본 발명은 압연 공정 조건을 제어하여 크랭크 샤프트용 비조질강의 물성을 향상시킨다. 분위기온도 1100℃ 이하 가열로에서 재가열한 뒤, 압연한 후, 0.45℃/min의 냉각속도로 냉각시킨다. 1100℃ 이상의 분위기온도에서 재가열할 경우, 결정립이 조대화되어 물성이 약화될 우려가 있다. 공냉(예를 들어, 냉각속도 60℃/min)할 경우, 압연 전에 형성된 베이나이트 조직이 페라이트 및 펄라이트로 변이될 시간적 여유가 없으나, 공냉 속도가 감소할수록 베이나이트 조직의 일부가 페라이트 및 펄라이트 조직으로 변이되어 충격치가 증가한다. 그러나 베이나이트 조직이 분율이 감소할수록 인장강도는 감소한다.
본 발명은 탄소 함량을 0.2 ~ 0.25 중량%로 낮추어 베이나이트 조직을 우선적으로 형성시켜 인장강도를 향상시켰으며, 마르텐사이트 조직을 상대적으로 적게 형성시켜 충격치를 보완하였다. 이와 더불어, 어닐링(annealing), 노말라이징(normalizing), 템퍼링(tempering)의 열처리 단계를 거쳐 물성을 향상시키지 않고, 압연 후 냉각 공정 중 냉각 속도만을 제어하여 베이나이트 조직의 일부를 페라이트와 펄라이트 조직으로 변이시켜, 기존의 크랭크 샤프트용 양산 강종과 유사 강도(인장강도 729MPa) 및 고인성(114J/cm2)을 동시에 만족하였다. 기존의 열처리 공정을 압연 공정 제어로 대체한 점에서 제조 원가를 절감할 수 있을 것으로 기대되며, 추후 연구개발을 통해 냉각 속도 제어에 의한 물성 변화 거동을 규명한다면 크랭크 샤프트 외의 부품에도 확장 사용할 수 있을 것으로 기대된다.
실험예
이하 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.
표 1은 본 발명의 실험예에 따른 시편의 조성과 공정조건(재가열온도, 마무리압연온도, 냉각속도)을 나타낸 것이다. 도 2는 본 발명의 실험예에 따른 시편의 인장강도와 충격치를 나타낸 그래프이고, 도 3 내지 도 6은 본 발명의 실험예에 따른 시편의 조직을 촬영한 사진들이다.
비교예1 비교예2 비교예3 실시예1
조성
(wt%)		 0.40%C-0.76%Si-
1.58%Mn-0.25%Cr-0.01%Ni-0.15%V 및 잔부의 Fe		 0.22%C-0.84%Si-
1.30%Mn-2.0%Cr
-0.2%Mo-0.10%V 및 잔부의 Fe		 0.22%C-0.87%Si-
1.32%Mn-2.1%Cr-0.2%Mo-0.11% V 및 잔부의 Fe		 0.20%C-0.80%Si-
1.25%Mn-2.0%Cr-
0.19%Mo-0.10%V 및 잔부의 Fe
SRT 1120℃ - 1150℃ 1125℃
FDT 600℃ - 675℃ 650℃
냉각
속도		 공냉 - 공냉 0.48℃/min
인장
강도		 1058 MPa 1223 MPa 1333 MPa 729 MPa
충격치 13.14 J/cm2 20 J/cm2 69 J/cm2 114 J/cm2
조직 도 3 도 4 도 5 도 6
비교예1을 참조하면, 중량%로, 탄소(C) : 0.4 %, 실리콘(Si) : 0.76 %, 망간(Mn) : 1.58 %, 크롬(Cr) : 0.25 %, 니켈(Ni) : 0.01 %, 바나듐(V) : 0.15 % 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 주조재를 1120 ℃의 온도에서 재가열하고, 상기 재가열된 주조재를 마무리압연온도가 600 ℃인 조건으로 열간압연한 뒤 공냉 조건으로 냉각하여 구현한 비조질강의 인장강도는 1058 MPa이고 충격치는 13.14 J/cm2으로 측정되었다. 이 경우, 상술한 본 발명의 기술적 사상에 따른 조성범위 외의 주조재에 대해서 열간압연 후 0.4 내지 2.0 ℃/min 인 냉각속도 보다 빠른 공냉으로 냉각하여 구현한 비조질강은 충격치가 100 J/cm2 보다도 현저하게 낮음을 확인할 수 있다. 도 3에 도시되는 바와 같이, 비교예1의 미세조직은 페라이트 및 펄라이트의 복합 조직이다.
비교예2를 참조하면, 중량%로, 탄소(C) : 0.22 %, 실리콘(Si) : 0.84 %, 망간(Mn) : 1.3 %, 크롬(Cr) : 2.0 %, 몰리브덴(Mo) : 0.2 %, 바나듐(V) : 0.1 % 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 주조재를 열간압연 전의 상태에서 측정한 인장강도는 1223 MPa이고 충격치는 20 J/cm2으로 측정되었다. 이 경우, 니켈을 제외하고는 상술한 본 발명의 기술적 사상에 따른 조성범위를 만족하는 주조재에 대해서 열간압연 및 냉각처리를 수행하지 않은 강재는 충격치가 100 J/cm2 보다도 현저하게 낮음을 확인할 수 있다. 도 4에 도시되는 바와 같이, 비교예2의 미세조직은 베이나이트 조직이다.
비교예3을 참조하면, 중량%로, 탄소(C) : 0.22 %, 실리콘(Si) : 0.87 %, 망간(Mn) : 1.32 %, 크롬(Cr) : 2.1 %, 몰리브덴(Mo) : 0.2 %, 바나듐(V) : 0.11 % 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 주조재를 1150 ℃의 온도에서 재가열하고, 상기 재가열된 주조재를 마무리압연온도가 675 ℃인 조건으로 열간압연한 뒤 공냉 조건으로 냉각하여 구현한 비조질강의 인장강도는 1333 MPa이고 충격치는 69 J/cm2으로 측정되었다. 이 경우, 니켈을 제외하고는 상술한 본 발명의 기술적 사상에 따른 조성범위를 만족하는 주조재에 대해서 열간압연 후 0.4 내지 2.0 ℃/min 인 냉각속도 보다 빠른 공냉으로 냉각하여 구현한 비조질강은 충격치가 100 J/cm2 보다도 낮음을 확인할 수 있다. 도 5에 도시되는 바와 같이, 비교예3의 미세조직은 베이나이트 조직이다.
실시예1을 참조하면, 중량%로, 탄소(C) : 0.2 %, 실리콘(Si) : 0.8 %, 망간(Mn) : 1.25 %, 크롬(Cr) : 2.0 %, 몰리브덴(Mo) : 0.19 %, 바나듐(V) : 0.10 % 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 주조재를 1125 ℃의 온도에서 재가열하고, 상기 재가열된 주조재를 마무리압연온도가 650 ℃인 조건으로 열간압연한 뒤 0.48℃/min의 냉각 속도로 냉각하여 구현한 비조질강의 인장강도는 729 MPa이고 충격치는 114 J/cm2으로 측정되었다. 이 경우, 상술한 본 발명의 기술적 사상에 따른 조성범위를 만족하는 주조재에 대해서 1100 내지 1200 ℃의 온도에서 재가열하고, 마무리압연온도가 600 내지 700 ℃인 조건으로 열간압연한 후, 0.4 내지 2.0 ℃/min 인 조건으로 냉각하여 구현한 비조질강은 인장강도가 700 MPa 이상이고, 충격치가 100 J/cm2 이상임을 확인할 수 있다. 도 6에 도시되는 바와 같이, 실시예1의 미세조직은 베이나이트, 페라이트 및 펄라이트의 복합 조직이다.
본 발명은 개시된 실시예 뿐만 아니라, 당해 기술이 속하는 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 개시된 실시예로부터 도출할 수 있는 다양한 변형 및 균등한 타 실시예를 포함한다는 점을 이해할 것이다. 따라서 본 발명의 기술적 보호범위는 아래의 특허청구범위에 의해서 정하여져야 할 것이다.

Claims (8)

  1. 삭제
  2. 삭제
  3. 삭제
  4. (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.2 ~ 0.25 %, 실리콘(Si) : 0.6 ~ 1.0 %, 망간(Mn) : 0.5 ~ 1.9 %, 크롬(Cr) : 1.9 ~ 2.1 %, 몰리브덴(Mo) : 0.15 ~ 0.25 %, 바나듐(V) : 0.09 ~ 0.11 % 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 주조재를 제공하는 단계;
    (b) 상기 주조재를 1100 내지 1200 ℃의 온도에서 재가열하는 단계;
    (c) 상기 재가열된 주조재를 마무리압연온도가 600 내지 700 ℃인 조건으로 열간압연하는 단계; 및
    (d) 상기 열간압연 후 0.4 내지 2.0 ℃/min 인 조건으로 냉각하는 단계;
    를 포함하는, 비조질강의 제조방법.
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 (a) 단계에서 상기 주조재는 0 초과 0.2 % 이하의 니켈(Ni)을 더 함유하여 이루어진 것을 특징으로 하는,
    비조질강의 제조방법.
  6. 제 4 항에 있어서,
    상기 (d) 단계는 공냉보다 냉각속도가 더 느린 조건으로 냉각하는 단계인,
    비조질강의 제조방법.
  7. 제 4 항에 있어서,
    상기 (d) 단계는 상기 열간압연 전에 형성된 베이나이트 조직 중 일부가 페라이트 및 펄라이트 조직으로 변태되는 단계를 포함하는,
    비조질강의 제조방법.
  8. 제 4 항에 있어서,
    상기 (c) 단계는 압하율이 10 내지 30 %인 조건으로 열간압연하는 단계를 포함하는,
    비조질강의 제조방법.
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