CN115852239A

CN115852239A - 一种高强韧性易切削非调质钢及其制造方法

Info

Publication number: CN115852239A
Application number: CN202111120049.7A
Authority: CN
Inventors: 余大江; 赵四新; 黄宗泽; 黄瑞
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2021-09-24
Filing date: 2021-09-24
Publication date: 2023-03-28
Anticipated expiration: 2041-09-24
Also published as: CN115852239B

Abstract

一种高强韧性易切削非调质钢及其制造方法，其成分质量百分比为：C 0.35～0.46％，Si 0.50～0.80％，Mn 1.4～1.65％，P≤0.02％，S 0.030～0.055％，Cr 0.05～0.25％，Ni 0.05～0.20％，Mo 0.02～0.06％，V 0.09～0.20％，N0.012～0.022％，Al 0.025～0.045％，Cu≤0.20％，Ca 0.0006～0.0025％，Ce0.0005～0.002％，余量为Fe和其它不可避免的杂质；且，还需同时满足：0.85≤C+(Si+Mn)/6+(Cr+Ni+V)/5+Mo/2≤0.91；Al/N≥2.0。本发明所述非调质钢微观组织为铁素体+珠光体，且微观组织中生成AlN析出相，AlN析出相的数量为26～32个/1000μm²；其抗拉强度R_m≥900MPa，屈服强度Rp_0.2≥600MPa，延伸率A≥16％，断面收缩率Z≥45％，室温冲击功AKU2≥40J，特别适合于制造汽车轴、杆类等零部件。

Description

一种高强韧性易切削非调质钢及其制造方法

技术领域

本发明属于非调质钢制造领域，涉及一种高强韧性易切削非调质钢及其制造方法。

背景技术

非调质钢起源于第二次能源危机，随后在欧洲乃至全球得到了快速发展。在应用上，德国汽车行业中曲轴、连杆、前轴、半轴等锻件70％以上采用非调质钢制造；日本汽车行业中有90％的曲轴、75％的连杆用非调质钢制造。

汽车行业的快速发展，汽车安全性、稳定性及能耗等指标要求汽车零部件可靠、环保与减重。汽车曲轴、连杆等热锻用非调质钢是在碳锰钢中添加合金元素，通过细晶强韧化，沉淀析出强化，使其强度达到调质钢的水平，又有一定的塑韧性。与调质钢相比，由于省去了调质热处理工艺，在节能减排和降碳上体现出了其优势。汽车零部件的加工制造以数控机床为中心，对材料的切削性能提出越来越高的要求,因此高强韧性的易切削非调质钢成为汽车零部件的最佳选择。

中国专利CN107587073A公开了“一种含钛、氮的汽车发动机曲轴用非调质钢及制备方法”，其化学成分质量百分比为：C：0.44～0.48％、Si：0.25～0.45％、Mn：0.82～0.92％、Cr：0.12～0.21％、V：0.07～0.10％、Ti：0.02～0.03％、N：0.010～0.020％、P≤0.025％、S：0.040～0.060％，其余为Fe和其它不可避免的杂质。上述成分的轧制大棒材的显微组织为珠光体+铁素体，抗拉强度可达到800MPa以上，室温冲击功AKU2可达到20J以上。从该专利公开的材料强韧性来看，抗拉强度和冲击功不能满足汽车发展的新需求。

中国专利CN108611562A公开了“一种含硫铝镇静非调质钢及其硫化物形貌控制方法”，其包括如下重量百分比的化学元素：C：0.30～0.50％，Si：0.45～0.75％，Mn：1.20～1.60％，V：0.10～0.30％，Ti：0.010～0.050％，Cr：0.10～0.50％，S：0.020～0.080％，Al：0.015～0.060％，Te：0.005～0.040％，[N]：0.010～0.015％，P≤0.015％，T.O≤0.0012％，Ni≤0.30％，Mo≤0.15％，Cu≤0.25％，As≤0.010％，Sn≤0.010％，Sb≤0.010％，Pb≤0.005％，余为Fe及其它不可避免的杂质。从该发明的实施例来看，其室温冲击功低于31J，冲击韧性不高。

中国专利CN103562426A公开了“非调质钢以及非调质钢部件”，其包括如下重量百分比的化学元素：C：0.27～0.40％、Si：0.15～0.70％、Mn：0.55～1.50％、P：0.010～0.070％、S：0.05～0.15％、Cr：0.10～0.60％、V：0.030～0.150％、Ti：0.100～0.2％、Al：0.002～0.050％、N：0.002～0.020％，该钢可在进行热锻而成形为规定形状之后被断裂分割，适合用作需要高疲劳强度的汽车发动机用连杆等非调质钢部件的原材料。其室温冲击功仅1-7J/cm²，冲击韧性较差。

综上，有关非调质钢控制晶粒长大的技术普遍采用添加微合金元素形成碳化物析出相来阻碍晶粒长大。但微合金元素Ti的添加，容易发生液析以及形成带棱角的TiN析出相，对材料的冲击功产生负面影响。因此，目前高强度的非调质钢的冲击韧性均较差，不能满足汽车零部件的要求。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高强韧性易切削非调质钢及其制造方法，解决了非调质钢高强度与高塑韧性之间的矛盾，同时提升了非调质钢的切削加工性能，所述非调质钢的抗拉强度R_m≥900MPa，屈服强度Rp_0.2≥600MPa，延伸率A≥16％，断面收缩率Z≥45％，室温冲击功AKU2≥40J，特别适合于制造汽车轴、杆类等零部件。

为达到上述目的，本发明的技术方案如下：

一种高强韧性易切削非调质钢，其化学成分质量百分含量为：C：0.35～0.46％，Si：0.50～0.80％，Mn：1.4～1.65％，P≤0.02％，S：0.030～0.055％，Cr：0.05～0.25％，Ni：0.05～0.20％，Mo：0.02～0.06％，V：0.09～0.20％，N：0.012～0.022％，Al：0.025～0.045％，Cu≤0.20％，Ca：0.0006～0.0025％，Ce：0.0005～0.002％，其余为Fe和其它不可避免杂质；上述元素含量需同时满足如下关系：

0.85％≤C+(Si+Mn)/6+(Cr+Ni+V)/5+Mo/2≤0.91％；

Al/N≥2.0。

优选的，所述非调质钢成分中N含量为0.013～0.018％。

优选的，所述非调质钢成分中Al含量为0.025～0.035％。

本发明所述非调质钢的微观组织为铁素体+珠光体，且微观组织中生成AlN析出相，所述AlN析出相的数量为26～32个/1000μm²。

本发明所述非调质钢的微观组织中含有MnS夹杂物，且所述MnS夹杂物呈长条状，单条MnS长度≤150μm，MnS夹杂物的数量为50～70条/mm²。

本发明所述非调质钢的抗拉强度R_m≥900MPa，屈服强度Rp_0.2≥600MPa，延伸率A≥16％，断面收缩率Z≥45％，室温冲击功AKU2≥40J。

在本发明所述非调质钢成分设计中：

碳(C)：C元素对钢的强韧性影响较大，钢的塑韧性随着钢中C元素含量的增加而降低，因此，控制钢中C元素含量越低，则钢的塑韧性越好。但是，需要注意的是，C元素又是保证钢材强度的重要手段，当钢中C元素含量较低时，钢材的强度不足。为了保证本发明所述的高强韧易切削非调质钢既具有较高的强度，又具备提供良好塑韧性的条件，因此，本发明将C含量控制在0.35～0.46％之间。

硅(Si)：Si元素能够有效提高钢材的强度，在其它元素一定的情况下，通过增加钢中Si元素的含量，能够在一定程度上提高钢的强度。但是，需要注意的是，随着钢中Si元素含量的进一步增加，容易造成钢中生成贝氏体或马氏体组织。因此，本发明中将Si含量控制在0.50～0.80％之间。

锰(Mn)：Mn元素作为合金元素，能够有效提高钢材的强度。同时，将钢中Mn元素的含量控制在一定的范围内，还可以对钢的韧性有一定的帮助。当钢中Mn元素含量较低时，强度表现不足；但是当钢中Mn元素含量过高时，不仅不利于钢材的韧性，对强度的贡献也较弱。因此，本发明将Mn含量控制在1.40～1.65％之间。

磷(P)：P元素为钢材中不可避免的杂质元素，钢中杂质元素含量不宜过高，理论上越低越好，考虑到炼钢条件，成本控制等方面的因素，因此，本发明控制P元素的含量为P≤0.02％。

硫(S)：S是热脆性和易切削加工性元素，钢材的切削加工性能够伴随着钢中S元素含量的增加而改善，但是热加工性随着硫含量的增加而变差。参见图1，不同S含量非调质钢的切屑形貌可知，对于热加工用非调质钢来说，钢中S元素含量不宜过多，本发明添加S主要是为了与钢中Mn生成MnS夹杂物，从而实现断屑，提升切削加工性能，但是这些夹杂物如果任意生长，对冲击功是不利的，因此，需要将钢中S元素含量控制在0.055％以下；但是当钢中S元素含量过低，低于0.030％时，其断屑性较差，经常出现缠绕刀具，钻孔困难。因此，本发明中将S含量控制在0.030～0.055％之间。

铬(Cr)：Cr元素能够有效提高钢的强度和淬透性，针对非调质钢零部件需要进行表面感应淬火处理，在钢中添加一定的Cr元素可以保证其淬硬层深度和硬度。需要注意的是，当钢中Cr元素含量低于0.05％时，其淬透性不足；而钢中Cr元素含量过高，超过0.25％时，则会形成较多的合金碳化物。因此，本发明中将Cr元素含量控制在0.05～0.25％之间。

镍(Ni)：Ni元素能够有效提高钢的强度而不降低其塑韧性，尤其是对钢材的低温性能有好处。但是需要注意的是，当钢中Ni元素含量低于0.05％时，其对强度的贡献较弱；而当钢中Ni元素含量较高，高于0.20％时，钢的淬透性明显提升，会造成组织中出现贝氏体。因此，本发明中将Ni元素含量控制在0.05～0.20％之间。

钼(Mo)：Mo元素能够明显提高钢的淬透性和强度，参见图2，Mo含量对端淬硬度的影响示意图，a的Mo含量为0.005％，b的Mo含量为0.040％。当钢中Mo元素含量低于0.02％，Mo元素所起到的作用效果不明显；而当钢中Mo元素含量超过0.06％时，则容易形成贝氏体组织。因此，本发明中将Mo元素含量控制在0.02～0.06％之间。

钒(V)：V元素是重要的析出强化元素，钢中加入适量的V元素，在铁素体和奥氏体中形成钒的析出相，可以在不影响材料塑韧性的情况下，较大地提高材料的强度。参见图3，所示V含量对非调质钢锻造后强度的影响。但是需要注意的是，若钢中添加V元素的含量过低，则其强化效果不明显；而若钢中V元素的含量过高，则会大大增加成本。因此，综合考虑生产成本和V元素的有益效果，本发明中将V元素含量控制在0.09～0.2％之间。

氮(N)：N元素可以与钢中合金元素V、Al等生成氮化物或氮碳化物，这些氮化物或氮碳化物可以通过析出强化来细化晶粒提高钢的强韧性。如图4所示，不同N含量的非调质钢晶粒，氮含量为0.006％，其晶粒较粗，平均晶粒尺寸约60μm，而氮含量为0.012％时，其平均晶粒尺寸约25μm。说明在高温加热之后，氮含量低，晶粒容易长大，氮含量高晶粒较细。需要说明的是，当钢中的N含量较低时，在进行高温锻造时，容易发生晶粒长大，而当钢中的N元素含量过高时，形成析出相后剩余的氮固溶于钢中，降低了经济性。因此，本发明中将N元素含量控制在0.012～0.022％之间。优选的，N元素含量控制范围为0.013～0.018％。

铝(Al)：Al元素在炼钢过程中起到脱氧的作用，产生的复合脱氧产物作为MnS析出的形核，可以有效地改善切屑。另外，Al元素还可以与N形成AlN颗粒，从而可以有效的细化晶粒，避免高温加热过程中发生过热等影响材料性能的热缺陷。为获得上述效果，钢中Al元素含量需要不少于0.020％，但需要注意的是，当钢中Al元素含量超过0.045％时，则又容易在浇注的过程中发生二次氧化和水口结瘤。因此，本发明中将Al元素含量控制在0.025～0.045％之间。优选的，Al元素含量控制范围为0.025～0.035％。

铜(Cu)：Cu是有利于提升淬透性的元素，根据材料的淬透性和力学性能要求，可以适当的添加一定的含量的Cu，本发明中将Cu含量控制为Cu≤0.20％。

钙(Ca)：Ca对于铝脱氧钢来说，可以改善高熔点氧化铝夹杂物的形态，形成低熔点的钙铝酸盐，但是对于含硫钢而言，Ca同时又与钢中的S结合形成高熔点的CaS，这些高熔点的氧化铝和CaS在浇注的过程中，容易在水口聚集，造成水口堵塞。因此为了软化氧化铝又减少CaS，必须控制钢中的Ca含量，本发明中将Ca元素的含量控制在0.0006～0.0025％。

铈(Ce)：Ce是一种稀土元素，在改善夹杂物形态方面有较好的作用，尤其是降低含硫钢中MnS夹杂物的尺寸，通过生成CeS，提供MnS的形核核心，形成分散的MnS，增加MnS的数量，同时在轧制过程中，造成MnS断开，减少MnS的长度，获得的单条MnS长度≤150μm，每平方毫米MnS的数量达到50～70条，从而减小其对冲击功稳定性的影响，但其收得率随着含量的升高而大幅度降低，因此，本发明中将Ce元素的含量控制在0.0005～0.002％。

在本发明所述高强韧性易切削非调质钢的成分设计方案中，在控制单一元素质量百分比的同时，还控制Al和N元素满足Al/N≥2，然后结合工艺上加热温度及冷却速率的控制，可以得到数量较多的AlN析出相，析出相数量为26～32个/1000μm²，且这些AlN析出相呈均匀分布。进而实现抑制非调质钢热加工时的晶粒长大，从而使其晶粒细小，可以使非调质钢保持良好的强韧性。

在本发明所述高强韧性易切削非调质钢的成分设计方案中，控制钢中主要元素C、Si、Mn、Cr、Ni、V和Mo元素含量配比满足以下关系式：0.85％≤C+(Si+Mn)/6+(Cr+Ni+V)/5+Mo/2≤0.91％，该公式主要基于各个元素对淬透性和强度的贡献能力，进行了组合，只有各个元素满足该公式要求，才能使非调质钢在获得较高强度的同时具有较高的韧性。随着公式中合金元素累计量的增加其强度逐步提升，而在其它条件一定的情况下，冲击功会随着强度的增加而降低。需要说明的是，当C+(Si+Mn)/6+(Cr+Ni+V)/5+Mo/2<0.85时，非调质钢的屈服强度较低，不能满足本发明的要求；而当C+(Si+Mn)/6+(Cr+Ni+V)/5+Mo/2>0.91时，非调质钢的强度较高，造成冲击功大幅度下降。

另外，本发明在满足非调质钢具有高强韧性时，向钢中添加微量的S元素和铈元素，从而控制非调质钢中MnS夹杂物的数量和尺寸，使非调质钢具备易切削性能和较高的冲击韧性。

本发明所述的高强韧性易切削非调质钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、连铸

按所述的化学成分进行电炉或转炉冶炼、LF精炼、RH或VD真空处理、连铸成坯；其中在LF精炼结束喂铝线达到目标成分，在RH或VD真空处理前喂硫线至硫含量的上限，破空后喂钙丝40～60m/100吨钢水；

2)加热

所述连铸坯冷却至500℃以下进入加热炉加热，加热温度：1200～1230℃；

3)轧制

终轧温度为920～980℃；

4)冷却

钢板热轧后以0.8～1.5℃/s的冷却速度冷却至650～700℃，之后空冷，最后缓冷至室温。

优选的，步骤4)中，所述空冷后温度为330～380℃。

优选的，步骤1)中，冶炼钢水出钢温度为1620～1650℃。

优选的，步骤1)中，浇铸开始温度为1530～1550℃。

本发明所述高强韧性易切削非调质钢的制造工艺设计中：

冶炼可以采用电炉或转炉冶炼，并LF精炼、RH或VD真空处理，由于本发明所述成分中同时含有硫和铝元素，该类钢由于在浇注时容易在水口聚集高熔点的氧化铝和CaS，造成水口堵塞。因此，本发明在LF精炼处理完成喂Al线达到目标成分，在RH或VD真空处理前喂硫线至成分含量的上限，破空后喂钙丝，在破空后添加Ca，在Al、S、O含量一定的情况下，Ca与这三个元素反应的平衡关系是确定的，可以找到生成钙铝酸盐和CaS的平衡区间，在获得低熔点的钙铝酸盐的同时，又避免了生成多余的CaS。试验发现每100吨钢水中添加40～60m钙丝，可大幅度提升钢水的可浇性。通过微Ca处理形成低熔点的钙铝酸盐，同时减少CaS的形成，避免本发明所述成分可浇性问题。

而传统的钙处理均是在真空处理前进行钙处理，破空后喂硫，在根据S+CaO→CaS+O的关系，先钙处理生成的CaO随着S含量的增加逐步反应生成CaS和氧，该反应发生在真空后，生成的CaS和氧就残留在钢中，CaS的存在会造成水口堵塞，可浇性降低。

本发明在成分设计上控制Al/N≥2，会形成AlN析出相，根据AlN的全固溶温度公式TAS＝7184/(1.79-Log[Al][N])以及Al和N不同的成分含量，计算了其全固溶温度在1100～1225℃之间。本发明经过大量实验研究，控制加热温度在AlN全固溶温度以上，让Al和N原子在奥氏体中充分固溶；然后以0.8～1.5℃/s较快的冷却速度冷却，给AlN析出相提供了高于常规空冷工艺的过冷度和形核能，从而析出更多的AlN析出相。AlN析出相的数量达到26～32个/1000μm²，析出相数量超过常规工艺。且这些AlN析出相呈均匀分布，进而实现抑制非调质钢热加工时的晶粒长大，从而使其晶粒细小，可以使非调质钢保持良好的强韧性。

快速冷却至650～700℃，保证铁素体和珠光体组织转变，确保非调质刚最后的微观组织为铁素体+珠光体，且微观组织中生成AlN析出相，所述AlN析出相的数量为26～32个/1000μm²。

本发明的有益效果：

1、本发明在成分设计上控制Al和N单一元素满足要求，还控制Al/N≥2，然后结合工艺上加热温度及冷却速率的控制，控制AlN析出相的数量达到26～32个/1000μm²，抑制晶粒长大，从而提升非调质钢的强韧性。另外，本发明还规定了C、Si、Mn、Cr、Ni、V和Mo元素的含量范围，且需要满足：0.85％≤C+(Si+Mn)/6+(Cr+Ni+V)/5+Mo/2≤0.91％，在AlN细化晶粒的基础上，结合强韧化当量的控制，使本发明获得的非调质钢具有较高强度水平、较好的冲击韧性。

2、本发明在满足非调质钢具有高强韧性时，向钢中添加微量的S元素和铈元素，从而控制非调质钢中MnS夹杂物的数量和尺寸，提升切削加工性能，使本发明获得的非调质钢不仅具有较高强度水平、较好的冲击韧性，还具有良好的易切削性，特别适合于制造汽车轴、杆类零部件材料。

3、本发明在非调质钢的成分中不添加Ti元素，避免发生液析以及析出带棱角的TiN析出相，从而进一步提高材料的冲击功韧性。

4、本发明所述高强韧性易切削非调质钢在成分设计的基础上，通过LF精炼处理完成喂Al线达到目标成分，在RH或VD真空处理前喂硫线至成分含量的上限，破空后喂钙丝，通过微钙化处理解决同时含有硫和铝元素钢可浇性问题，工艺设计合理，浇铸性能良好，生产工艺窗口宽松，可以实现批量商业化生产。

附图说明

图1为不同S含量试验钢的切屑形貌。

图2为Mo含量对端淬硬度的影响示意图。

图3为V含量对非调质钢锻造后强度的影响示意图。

图4为不同N含量的非调质钢晶粒照片对比。

图5为本发明实施例1获得的高强韧性易切削非调质钢微观组织中氮化铝析出相数量统计图。

图6为对比例1中获得的非调质钢的微观组织中氮化铝析出相数量统计图。

图7为本发明实施例1获得的高强韧性易切削非调质钢的金相组织照片。

图8为本发明实施例1获得的高强韧性易切削非调质钢的夹杂物金相组织照片。

图9为本发明实施例1获得的高强韧性易切削非调质钢粗车加工的断屑情况。

图10为本发明实施例1获得的高强韧性易切削非调质钢精车加工的断屑情况。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明作进一步说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

本发明实施例及对比例的成分配比参见表1，表2为本发明实施例的制造工艺参数。

本发明实施例的工艺流程为：电炉或转炉冶炼→LF精炼→RH或VD真空处理→连铸→加热→轧制→冷却。

将按照实施例工艺制造的非调质钢和对比例所示的对比钢分别取样，采用场发射扫描电镜的夹杂物自动分析系统对AlN析出相进行统计分析，将所得测试试验结果列于表3中。

由表3可知，本发明实施例获得的高强韧性易切削非调质钢中的AlN析出相的数量达到26～32个/1000μm²，抗拉强度Rm≥900MPa，屈服强度Rp_0.2≥600MPa，延伸率A≥16％，断面收缩率Z≥45％，室温冲击功AKU2≥40J，具有较高的强度和较高的室温冲击功。

图5和图6分别是实施例1和对比例1获得的非调质钢的微观组织中氮化铝析出相数量统计图，从图上可知，本发明非调质钢的微观组织中得到的AlN析出相数量较多。

图7为本发明实施例1非调质钢的微观组织照片，从图7上可以看出，本发明非调质钢中的微观组织为铁素体+珠光体，且微观组织中生成AlN析出相，所述AlN析出相的数量为26～32个/1000μm²。

图8为本发明实施例1获得的高强韧性易切削非调质钢的夹杂物金相组织照片，从图片上可以看出，本发明所述非调质钢中含有MnS夹杂物，且所述MnS夹杂物呈长条状，单条MnS长度≤150μm，MnS夹杂物的数量为50～70条/mm²。

本发明实施例1制备得到的高强韧性易切削非调质钢，进行粗车和精车加工的断屑形貌分别如图9、图10所示。

图9为粗车加工，转速400转/分钟，进给量F0.2，车削深度为4mm，在这种情况下，断屑以C屑为主，未出现长卷屑。

图10为精加工，转速170转/分钟，进给量F0.1，车削深度为1mm，车削屑为C型碎屑，车削过程不发生缠绕，车削加工性能较好。至此说明本发明获得的高强韧性非调质钢具有良好的易切削性能，生产工艺窗口宽松，可以实现批量商业化生产。

Claims

1.一种高强韧性易切削非调质钢，其化学成分质量百分含量为：C：0.35～0.46％，Si：0.50～0.80％，Mn：1.4～1.65％，P≤0.02％，S：0.030～0.055％，Cr：0.05～0.25％，Ni：0.05～0.20％，Mo：0.02～0.06％，V：0.09～0.20％，N：0.012～0.022％，Al：0.025～0.045％，Cu≤0.20％，Ca：0.0006～0.0025％，Ce：0.0005～0.002％，其余为Fe和其它不可避免的杂质；上述元素含量需同时满足如下关系：

0.85％≤C+(Si+Mn)/6+(Cr+Ni+V)/5+Mo/2≤0.91％；

Al/N≥2.0。

2.根据权利要求1所述的高强韧性易切削非调质钢，其特征在于，所述非调质钢成分中N含量为0.013～0.018％。

3.根据权利要求1所述的高强韧性易切削非调质钢，其特征在于，所述非调质钢成分中Al含量为0.025～0.035％。

4.根据权利要求1～3任一项所述的高强韧性易切削非调质钢，其特征在于，所述非调质钢的微观组织为铁素体+珠光体，且微观组织中生成均匀分布的AlN析出相，所述AlN析出相的数量为26～32个/1000μm²。

5.根据权利要求1～4任一项所述的高强韧性易切削非调质钢，其特征在于，所述非调质钢的微观组织中含有MnS夹杂物，且所述MnS夹杂物呈长条状，单条MnS长度≤150μm，MnS夹杂物的数量为50～70条/mm²。

6.根据权利要求1～5任一项所述的高强韧性易切削非调质钢，其特征在于，所述非调质钢的抗拉强度R_m≥900MPa，屈服强度Rp_0.2≥600MPa，延伸率A≥16％，断面收缩率Z≥45％，室温冲击功AKU2≥40J。

7.根据权利要求1～6任一项所述的高强韧性易切削非调质钢的制造方法，其特征是，包括如下步骤：

1)冶炼、连铸

2)加热

3)轧制

终轧温度为920～980℃；

4)冷却

钢板轧制后以0.8～1.5℃/s的冷却速度冷却至650～700℃，之后进行空冷，最后缓冷至室温。

8.根据权利要求7所述的高强韧性易切削非调质钢的制造方法，其特征是，步骤4)中，所述空冷后温度为330～380℃。