本发明涉及一种钢的热处理方法，尤其涉及一种钢的等温球化退火方法。
背景技术：
现有技术钢的等温球化退火，能源和资源消耗大、周期长、成本高、球化退火后质量技术指标难以达标；其特征是：
钢的快速加热是高温入炉，预先将炉温升至高于所需加热温度(100～200)℃，然后将钢件装炉并停止供热；当炉温下降到所需加热温度时，开始供热，进入所需加热温度进行加热，控制加热温度和时间，透烧后进行下一步热处理工序；
共析钢、过共析钢和合金工具钢gcr15钢的加热温度——所需加热温度为(730～750)℃或(780～810)℃；
冷挤压成型的低碳钢和低碳低合金钢20crmo钢加热温度——所需加热温度为(750～760)℃或(800～840)℃；
钢的加热温度——所需加热温度为a1+(20～30)℃；
共析钢、过共析钢和合金工具钢的等温温度为：ar1-(20～30)℃；
冷挤压成型的低碳钢和低碳低合金钢的等温温度为：
ar1-(20～30)℃，其中20crmo钢等温温度为640℃；
gcr15钢奥氏体化后，以(10～30)℃/h的冷却速度冷至等温温度，等温保持后，以(10～30)℃/h的冷却速度冷至600℃后出炉空冷；
钢奥氏体化后，快冷到略低于ar1的温度(650～700)℃或ar1以下20℃左右的温度进行等温保持；
钢等温保持后出炉空冷；
钢等温保持后随炉冷至300℃出炉空冷；
上述问题能够采用本发明的技术方案进行解决。
技术实现要素：
为了解决上述技术问题，本发明是通过以下技术方案实现的；
本发明的目的在于提供一种钢的等温球化退火方法，克服现有技术中的不足，采用恒温转变法等温球化退火方法，较之其他球化退火方法具有效果好、生产周期短的优点；该方法运用“加热速度是由加热温度场与钢表面的能量差造成的，能量差大的加热速度快；反之，加热速度慢”的规律，在钢的奥氏体化过程中，用提高加热温度来提高加热速度，即采用快速加热方法；运用“钢的过冷奥氏体稳定性”特征，进行奥氏体化后的控冷。
本发明是这样实现的，其特征是方法为：
1.钢的等温球化退火在奥氏体化过程中，钢低温入炉，采用有利于热量流通、加热和冷却截面均匀分别透热和透冷至所需温度堆放方式装炉后，用提高加热温度来提高加热速度，实行快速加热，随炉升温且控制升温速度，升至高于所需加热温度——快速加热温度，进入快速加热温度进行快速加热，控制快速加热温度和保温时间；快速加热保温后停止供热，随炉冷至所需加热温度开始供热，进入所需加热温度进行加热，控制所需加热温度和保温时间；钢奥氏体化后，停止供热，随炉冷却且控制冷却速度，冷至等温温度开始供热，进入等温温度进行等温保持，控制等温温度和等温时间；钢等温保持后，停止供热，随炉冷却且控制冷却速度，冷至c曲线鼻尖部温度tp-(20～60)℃，打开炉门(盖)；随炉冷至c曲线鼻尖部温度tp-(180～220)℃，出炉空冷至室温；
所述方法包括：
(一)钢的奥氏体化；
(二)钢的等温保持；
(三)钢的控冷。
2.钢的奥氏体化为：
(一)钢的等温球化退火在奥氏体化过程中，装炉方式、加热方法、升温速度、加热速度、加热均匀性、加热效率、加热温度和保温时间为控制奥氏体化程度，加热和冷却截面均匀分别透热和透冷至所需温度，使奥氏体相变完成，奥氏体晶粒不得长大，奥氏体的碳浓度分布不均匀，保留大量未溶渗碳体质点，减小加热应力和费用低提供条件；
(二)钢的等温球化退火在奥氏体化过程中，钢低温入炉，采用有利于热量流通、加热和冷却截面均匀分别透热和透冷的堆放方式装炉；
(三)钢的等温球化退火在奥氏体化过程中，钢装炉后，用提高加热温度来提高加热速度，实行快速加热，随炉升温且控制升温速度，升至高于所需加热温度——快速加热温度，进入快速加热温度进行快速加热，既缩短加热时间和周期，节约能源和资源，又细化晶粒，控制快速加热温度和保温时间；
(1)钢的快速加热为装炉后开始升温，升温速度为(150～200)℃/h；
(2)钢的快速加热温度为高于所需加热温度；
(1)钢的加热温度——所需加热温度为：ac1+(20～35)℃
1)共析钢、过共析钢和合金工具钢为ac1+(20～30)℃；
2)冷挤压成型的低碳钢和低碳低合金钢为ac1+(25～35)℃；
3.钢的等温保持为：
(二)钢的等温球化退火奥氏体化后，停止供热，随炉冷却，冷却速度为(40～60)℃/h，截面均匀透冷至等温温度进行等温保持；
(三)钢的等温球化退火等温温度为：ac1-(20～40)℃
(1)共析钢、过共析钢和合金工具钢为ac1-(20～40)℃；
(2)冷挤压成型的低碳钢和低碳低合金钢为ac1-(20～35)℃；
4.钢的控冷为：
(一)钢的等温球化退火运用“钢的过冷奥氏体稳定性”特征，进行奥氏体化后的控冷，其装炉方式，奥氏体化后的冷却方法、过冷度、冷却速度、冷却均匀性和冷却效率，为控制过冷奥氏体转变速度与形核率和生长速度提供条件；
(二)钢的等温球化退火在奥氏体化过程中，快速加热为钢低温入炉，采用有利于热量流通、加热和冷却截面均匀分别透热和透冷至所需温度的堆放方式装炉；
(三)钢的等温球化退火快速加热保温后，停止供热，随炉冷却，截面均匀透冷至所需加热温度，开始供热，进入所需加热温度进行加热；
(四)钢的等温球化退火奥氏体化后，停止供热，随炉冷却，冷却速度为(40～60)℃/h；
(五)钢的等温球化退火奥氏体化后，随炉冷却，截面均匀透冷至等温温度，开始供热，进入等温温度进行等温保持；
(六)钢的等温球化退火等温保持后，停止供热，随炉冷却，冷却速度为(40～60)℃/h；
(七)钢的等温球化退火等温保持后，随炉冷却，截面均匀透冷至打开炉门(盖)的温度为：c曲线鼻尖部温度tp-(20～60)℃
(1)共析钢、过共析钢和合金工具钢为tp-(20～40)℃；
(2)冷挤压成型的低碳钢和低碳低合金钢为tp-(40～60)℃；
(八)钢的等温球化退火打开炉门(盖)随炉冷却，截面均匀透冷至出炉空冷的温度为：c曲线鼻尖部温度tp-(180～220)℃
(1)共析钢、过共析钢和合金工具钢为tp-(180～200)℃；
(2)冷挤压成型的低碳钢和低碳低合金钢为tp-(200～220)℃；
(九)钢的等温球化退火打开炉门(盖)随炉冷却，截面均匀透冷至出炉空冷的温度为c曲线鼻尖部温度tp-(180～220)℃，出炉空冷至室温。
5.所述温度为：
钢的等温球化退火所述温度以炉膛指示到温为准。
与现有技术相比，本发明的有益效果是：
附图说明
图2：钢的奥氏体转变速度与过冷度的关系图——过冷奥氏体等温转变曲线，横坐标表示转变速度，纵坐标表示转变温度，℃；δg为相变驱动力，d为原子扩散系数；tp为c曲线鼻尖部温度，℃。
图3：本发明钢的等温球化退火方法加热进程示意图，横坐标表示时间，t；纵坐标表示温度，℃；tsj为所需加热温度，℃，s为钢表面温度，℃；c为钢心部温度，℃；d’点为＞90％的所需加热温度tsj，℃。
图5：20crmo钢的等温球化退火方法奥氏体化后，以不同冷却速度冷至c曲线a1线以下，不同温度范围的等温温度tdw进行等温保持的冷却进程示意图，横坐标表示时间，lgτ；纵坐标表示温度，℃；tp为c曲线鼻尖部温度，℃；tdw为等温温度，℃；曲线1为本发明钢的冷却曲线：冷却速度de为(40～60)℃/h，等温温度ef＝tdw＝(708～723)℃；曲线2为现有技术钢的冷却曲线：冷却速度为快速冷却，等温温度tdw为700℃；曲线3为现有技术钢的冷却曲线：冷却速度为快速冷却，等温温度tdw为650℃；曲线4为现有技术钢的冷却曲线：冷却速度为快速冷却，等温温度tdw为484℃。
图6：现有技术gcr15钢的等温球化退火加热温度为730℃，等温温度正常的金相图谱，金相组织为欠热球化不良组织，基体混合分布片状和点状珠光体。
图7：现有技术gcr15钢的等温球化退火加热温度为750℃，等温温度正常的金相图谱，金相组织为欠热球化不良组织，基体混合分布点状和少量球状及细片状珠光体。
图10：现有技术20crmo钢的等温球化退火加热温度正常，等温温度为640℃，等温保持6h的金相图谱，金相组织为点状和少量的球状及细片状珠光体。
具体实施方式
下面结合附图与具体实施方式对本发明作进一步详细描述。
现将参照图解说明于附图中的几个推荐的实施例详细地描述本发明，在以下的描述中，为了使本发明能被彻底理解，提出几个具体的细节，但显然，对于本专业技术人员，没有这些具体细节中的某一些或全部，也可以实施本发明；在某些示例中，为了避免不必要地使本发明变得模糊不清，对于众所周知的处理步骤没有作详细的描述。
由(2)和(3)得出：在钢的等温球化退火加热时，去除保温时间中的“透烧时间”和“奥氏体均匀化时间”，仅保留表面加热至工艺温度时间，即“零”保温时间——表面温度为所需加热温度，表面与心部温度差小于表面温度的10％，即心部温度为＞90％的所需加热温度的时间，其有益效果是缩短加热保温时间和周期，提前工期，在获得预期的组织和性能前提下，节约能源和资源，降低成本；钢在高温停留时间短，奥氏体晶粒来不及长大，细化晶粒。
钢的等温球化退火为：采用等温(恒温)转变法的冷却方式，钢的组织转变——碳化物球状化在等温(恒温转变)过程中完成充分，球化组织和性能均匀一致达标，改善切削性能和顺利进行冷变形成型，为最终淬火作组织准备，提高淬火性能和减少淬火缺陷，且较之其他球化退火法生产周期短。
如图1所示，本发明是这样实现的，方法为：
(一)运用“加热速度是由加热温度场与钢表面的能量差造成的，能量差大的加热速度快；反之，加热速度慢”的规律，在钢的奥氏体化过程中，用提高加热温度——快速加热温度为高于所需加热温度，来提高加热速度，见表1；从而缩短加热时间和周期，提前工期，节约能源和资源，降低成本；这是由于：
(1)对同一直径、同一牌号的钢，加热温度场温度高的加热速度大于温度低的加热速度；
700℃加热s-62min，c-64min＞840℃加热s-50min，c-52min＞920℃加热s-38min，c-40min
因此：920℃加热速度＞840℃加热速度＞700℃加热速度
(2)物质内部是高能量向低能量状态转移的变化，钢在加热温度场加热是加热温度场的高能量向低能量的钢转移的过程；
钢在加热温度场加热，先是加热温度场的高能量传递到低能量的钢的表面，钢表面形成高能量，再由钢表面的高能量传递到低能量的心部；提高加热温度场温度，即增加加热温度场的能量，增加加热温度场与钢表面的能量差，从而提高加热速度；
犹如水力发电站，建拦河坝，提高水的势能，即增加水的能量，然后开闸发电，水的势能转变为动能，流速加快；
表2在箱式炉中加热45钢φ200mm截面温度的变化
注：δt为表面s温度与心部c温度差
举例：冷作模具钢cr4w2mov钢ac1为760℃，等温球化退火所需加热温度tsj为(780～790)℃，查表2，钢(暂不考虑加热系数k的影响)表面s温度为784℃时，心部c温度为737℃，表面s温度与心部c温度差δt为47℃，心部c温度为94％的所需加热温度tsj，即＞90％的所需加热温度tsj，此时“零”加热保温时间为85min，只要控制“零”加热保温时间为85min，则φ200mm的冷作模具钢cr4w2mov钢不会过热；
(二)钢的过冷奥氏体稳定性特征为：
(1)钢的过冷奥氏体与过冷度的关系——过冷奥氏体等温转变曲线与c曲线形状相似，方向相反，使得过冷奥氏体等温转变曲线具有c曲线的特征；见图2所示；
(2)过冷奥氏体转变速度与形核率和生长速度有关，而形核率和生长速度又取决于过冷度；
1)当过冷度较小时，由于相变驱动力δgv较小，转变速度较慢；
2)随过冷度增加，相变驱动力δgv增加，原子扩散系数d减小；
3)当温度降至某一确定值之前，转变速度受相变驱动力δgv控制，随过冷度增加而增加；之后，转变速度受原子扩散系数d控制，随过冷度增加而减小；
4)相变驱动力δgv和原子扩散系数d两个因素综合作用的结果，导致转变温度在鼻尖部温度tp附近，转变速度达到一个极大值；
钢的性能最终取决于奥氏体冷却转变后的组织，运用“钢的过冷奥氏体稳定性”特征，为等温球化退火的装炉方式，为奥氏体化后的冷却方法以及控制过冷度、冷却速度、冷却均匀性和冷却效率提供技术支持；
1.钢的等温球化退火在奥氏体化过程中，钢低温入炉，采用有利于热量流通、加热和冷却截面均匀分别透热和透冷至所需温度的堆放方式装炉后，用提高加热温度来提高加热速度，实行快速加热；从o点开始随炉升温且控制升温速度，升至a点为高于所需加热温度tsj——快速加热温度ab，进入快速加热温度ab进行快速加热，控制快速加热温度ab和保温时间a1b1；快速加热保温后，从b点停止供热，随炉冷至c点为所需加热温度tsj，开始供热，进入所需加热温度cd进行加热，控制所需加热温度cd和保温时间c1d1；钢奥氏体化后，从d点停止供热，随炉冷却且控制冷却速度，冷至e点为等温温度tdw开始供热，进入等温温度ef进行等温保持，控制等温温度ef和等温时间e1f1；钢等温保持后，从f点停止供热，随炉冷却且控制冷却速度，冷至g点为c曲线鼻尖部温度tp-(20～60)℃，打开炉门(盖)；随炉冷至h点为c曲线鼻尖部温度tp-(180～220)℃，出炉空冷至室温j点；
所述方法包括：
(一)钢的奥氏体化；
(二)钢的等温保持；
(三)钢的控冷。
2.钢的奥氏体化为：
(一)钢的等温球化退火在奥氏体化过程中，装炉方式、加热方法、升温速度、加热速度、加热均匀性、加热效率、加热温度和保温时间为控制奥氏体化程度，加热和冷却截面均匀分别透热到所需温度，使奥氏体相变完成，奥氏体晶粒不得长大，奥氏体的碳浓度分布不均匀，保留大量未溶渗碳体质点，形成碳化物球化的自发核心，减小加热应力和费用低提供条件，以获得预期均匀一致的球化组织和性能达标；
(二)钢的等温球化退火在奥氏体化过程中，钢低温入炉，采用有利于热量流通、加热和冷却截面均匀分别透热和透冷至所需温度的堆放方式装炉；截面均匀透热和透冷，既提高加热均匀性和冷却均匀性，均匀温度，又缩短加热和冷却时间以及等温时间，缩短周期；
(1)钢截面均匀透热至所需温度；
1)提高加热均匀性，减小加热应力，减小钢的温度场能量差，均匀温度；
①缩短加热周期，提前工期，节约能源和资源，降低成本；
②奥氏体中保留大量未溶碳化物质点，并造成奥氏体碳溶度分布的不均匀性，有利于形成碳化物球化的自发核心，利于球化；
(2)钢截面均匀透冷至所需温度；
1)提高冷却均匀性，减小冷却应力，减小钢的温度场能量差，均匀温度；
①缩短冷却周期，提前工期，节约能源和资源，降低成本；
②缩短钢奥氏体化后截面均匀透冷至等温温度的时间，提高在ar1温度附近冷却速度，避免在ar1温度附近冷却速度过低，在先析铁素体晶界上出现粗大渗碳体或在先析渗碳体周围出现宽的条状铁素体，以防止产生球化不均匀的组织和性能；
③缩短钢等温保持后截面均匀透冷至出炉温度的时间和出炉后截面均匀透冷至室温的时间，缩短在ar1温度以下保温的时间，避免在ar1温度以下长期保温，在先析铁素体晶界上出现粗大渗碳体或在先析渗碳体周围出现宽的条状铁素体，以防止产生球化不均匀的组织和性能；
(三)钢的等温球化退火在奥氏体化过程中，钢装炉后，用提高加热温度来提高加热速度，实行快速加热，控制升温速度；见图3所示；
(1)用提高加热温度来提高加热速度，实行快速加热的优点为：
2)获得细小奥氏体晶粒；这是由于：
①钢的加热温度一定，加热速度快，过热度大，奥氏体在较高温度下形成，形成的核心数目多，则奥氏体起始晶粒小；
(2)钢装炉后，从o点开始随炉升温至a点，升温速度oa为(150～200)℃/h；
(4)钢的快速加热温度ab为比所需加热温度tsj高(60～160)℃；
即：ab＝tsj+(60～160)℃＝ac1+(20～35)℃+(60～160)℃
1)共析钢、过共析钢和合金工具钢为：
ac1+(20～30)℃+(60～160)℃
举例：gcr15钢ac1为745℃，
则：ab＝ac1+(20～30)+(60～160)＝745+(20～30)+(60～160)
＝(745+20～745+30)+(60～160)＝(765～775)+(60～160)
＝765+60～775+160＝(825～935)℃
gcr15钢的快速加热温度ab为(825～935)℃；
2)冷挤压成型低碳钢和低碳低合金钢为：
ac1+(25～35)℃+(60～160)℃
举例：20crmo钢ac1为743℃，
则：ab＝ac1+(25～35)+(60～160)＝743+(25～35)+(60～160)
＝(743+25～743+35)+(60～160)＝(768～778)+(60～160)
＝768+60～778+160＝(828～938)℃
20crmo钢的快速加热温度ab为(828～938)℃；
提高加热均匀性和均匀钢的温度场温度，以防止表面温度超过所需加热温度tsj，转入所需加热温度cd进行加热，放缓剩余(5～10)％的所需加热温度tsj的加热速度，为控制钢的奥氏体化程度作准备；
(6)现有技术钢的快速加热是高温入炉，预先将炉温升至高于所需加热温度(100～200)℃，然后将钢件装炉并停止供热，当炉温下降到所需加热温度时，开始供热，在所需加热温度进行加热，控制所需加热温度和保温时间，透烧后进行下一步热处理工序；见图4所示；
2)危害操作工的人身安全，这是由于高温空气导电，发生触电伤亡的重大人身安全事故；应该是：停止供热(断电)，再将钢件装炉；
3)操作工面对高温装炉，增加劳动强度，且对于操作工的人身安全不利；
(四)钢的等温球化退火快速加热ab保温后，从b点停止供热，随炉冷却，截面均匀透冷至c点为所需加热温度tsj，开始供热，进入所需加热温度cd进行加热，见图3所示；加热方法由快速加热温度ab高于所需加热温度为tsj+(60～160)℃转入所需加热温度cd为所需加热温度tsj进行加热，这是由于ab为快速加热，其加热速度大于cd加热速度，造成钢的温度场大的温度偏差，表面温度高于心部温度，放缓剩余(5～10)％的所需加热温度tsj加热速度的作用：
(1)钢在加热至某一温度的瞬间，表面温度高于心部温度，为提高加热均匀性，以减小加热应力；
(2)为均匀钢的温度场温度，缩小表面与心部的温度差，防止钢表面温度超过所需加热温度tsj，以控制钢截面均匀一致的奥氏体化程度，获得预期均匀一致的球化组织和性能达标；
物质内部是高能量向低能量状态转移的变化，钢在加热温度场加热是钢表面的高能量向低能量的心部转移的过程；
钢在加热温度场加热到一定程度，表面到心部的传热速度不断衰减，趋于平缓，处于一种亚平衡状态，是因为钢表面与心部的能量差变小；此时，继续快速(高于所需加热温度tsj)加热，钢表面能量的增加大于传递到心部的能量，累积起来，钢的表面温度超过所需加热温度tsj，即钢的表面加热温度高，造成：
1)钢表面加热温度偏高；
①产生球化不良组织；
②奥氏体晶粒大，在奥氏体中碳含量分布较均匀，未溶碳化物少，经等温球化退火后形成球状、粗片状和点状珠光体组织；
③奥氏体晶粒大，在奥氏体中碳含量分布较均匀，未保留大量未溶碳化物质点，不能形成碳化物球化的自发核心，不利于球化；
④强度和硬度偏高，降低塑性；
钢的等温球化退火加热温度偏高，产生球化不良组织，不能为最终的淬火作组织准备，不能获得均匀的淬火组织，降低淬火钢的性能，增加淬火缺陷；共析钢、过共析钢和合金工具钢硬度偏高，增加切削加工难度；冷挤压成型的低碳钢和低碳低合金钢强度和硬度偏高，降低塑性，冷变形能力较差，不能顺利进行冷变形成型；
2)钢表面加热温度较高；
①钢表面有氧化脱碳现象和黑色组织；
②产生球化不良组织；
③组织已完全奥氏体化，碳化物已完全溶解在奥氏体中致使在以后的等温和缓慢冷却过程中没有非自发成核的碳化物核心供碳原子扩散长大，而直接由奥氏体在缓慢分解过程中，生成粗片状珠光体和铁素体；
④强度和硬度较高，降低塑性，冷变形阻力大；
钢的等温球化退火加热温度较高，产生球化不良组织，不能为最终的淬火作组织准备，不能获得均匀的淬火组织，降低淬火钢的性能，增加淬火缺陷；共析钢、过共析钢和合金工具钢硬度较高，增加切削加工难度；冷挤压成型的低碳钢和低碳低合金钢强度和硬度较高，降低塑性，冷变形阻力大，造成冷变形成型失败；
钢的等温球化退火加热温度——所需加热温度tsj和保温时间为控制奥氏体化程度，使奥氏体相变完成，奥氏体晶粒不得长大，在奥氏体中保留大量未溶碳化物质点，并造成奥氏体碳溶度的不均匀性，以形成碳化物球化的自发核心，利于球化，截面均匀透热到所需加热温度，减小加热应力，费用低，以获得预期均匀一致的球化组织和性能达标；
(1)钢的加热温度cd——所需加热温度tsj为：ac1+(20～35)℃
这是由于钢的加热温度——所需加热温度低，等温球化退火后，组织中保留部分轧制或锻造组织，保存部分原来的片状珠光体；加热温度——所需加热温度高，奥氏体晶粒长大，奥氏体中碳含量分布均匀，未溶碳化物少，不能形成碳化物球化的自发核心；因此钢的加热温度——所需加热温度为：ac1+(20～35)℃；
1)共析钢、过共析钢和合金工具钢tsj为ac1+(20～30)℃；即：
cd＝tsj＝ac1+(20～30)℃
举例：
①gcr15钢ac1为745℃，则
cd＝tsj＝ac1+(20～30)＝745+(20～30)＝745+20～745+30
＝(765～775)℃
gcr15钢的加热温度cd——所需加热温度tsj为(765～775)℃；
②现有技术gcr15钢的加热温度——所需加热温度tsj为(730～750)℃；加热温度低造成：
i)当加热温度为730℃时，产生欠热球化不良组织，由于加热温度过低，球化组织中保留部分轧制或锻造组织，奥氏体中大部分碳化物未溶解，保存部分原来的片状珠光体；奥氏体中部分溶解的碳化物，因温度过低，只是尺寸减小或片状破断，未溶的已破断碳化物核心多处无法长大而形成点状珠光体；见图6所示；硬度较高；
ii)当加热温度为750℃时，产生欠热球化不良组织，由于加热温度偏低，球化组织中保留少部分轧制或锻造组织，奥氏体中少部分碳化物未溶解，保存少部分原来的片状珠光体；奥氏体中部分溶解的碳化物，因温度偏低，未溶的已破断碳化物核心多处无法长大而形成点状珠光体；见图7所示；硬度偏高；
③现有技术gcr15钢的加热温度——所需加热温度tsj为(780～810)℃；加热温度偏高造成：
i)产生球化不良组织；
ii)奥氏体晶粒大，奥氏体中碳含量分布较均匀，未溶碳化物少，球化退火后形成球状和片状珠光体组织；
iii)奥氏体晶粒大，奥氏体中碳含量分布较均匀，未保留大量未溶碳化物质点，不能形成碳化物球化的自发核心，不利于球化；
iv)球化不良，硬度偏高；
④现有技术钢加热温度——所需加热温度tsj为a1+(20～30)℃；
举例：gcr15钢a1s为750℃，a1f为795℃，a1温度范围为(750～795)℃；
i)当a1温度为中限(770～775)℃时，tsj为a1+(20～30)℃；即：
tsj＝a1+(20～30)＝(770～775)+(20～30)
＝770+20～775+30＝(790～805)℃
现有技术gcr15钢加热温度——所需加热温度tsj为(790～805)℃；加热温度偏高造成：奥氏体晶粒大，奥氏体中碳含量分布较均匀，未溶碳化物少，等温球化退火后形成球状、粗片状和点状珠光体组织；奥氏体中碳含量分布较均匀，未保留大量未溶碳化物质点，不能形成碳化物球化的自发核心，不利于球化；产生球化不良组织，硬度偏高；
ii)当a1温度为上限775℃时，tsj为a1+(20～30)℃；即：
tsj＝a1+(20～30)＝775+(20～30)
＝795+20～795+30＝(815～825)℃
现有技术gcr15钢加热温度——所需加热温度tsj为(815～825)℃；加热温度较高造成：奥氏体晶粒大，奥氏体中碳含量分布均匀，等温球化退火后形成粗片状珠光体组织；奥氏体中碳含量分布均匀，未保留未溶碳化物质点，不能形成碳化物球化的自发核心，不利于球化；产生球化不良组织，硬度较高；
现有技术gcr15钢加热温度过低、偏低、偏高或较高，经等温球化退火后，硬度偏高或较高，增加切削加工难度；产生球化不良组织，不能为最终的淬火作组织准备，不能获得均匀的淬火组织，降低淬火钢的性能，增加淬火缺陷；
2)冷挤压成型的低碳钢和低碳低合金钢为ac1+(25～35)℃；即
cd＝tsj＝ac1+(25～35)℃
举例：
①20crmo钢ac1为743℃，则
cd＝tsj＝ac1+(25～35)＝743+(25～35)＝743+25～743+35
＝(768～778)℃
20crmo钢的加热温度cd——所需加热温度tsj为(768～778)℃；
②现有技术20crmo钢的加热温度——所需加热温度tsj为(750～760)℃；加热温度偏低造成：
i)产生欠热球化不良组织，在球化组织中保留部分轧制或锻造组织；
ii)奥氏体中大部分碳化物未溶解，保留部分原来的片状珠光体；
iii)奥氏体中部分溶解的碳化物，因温度低，只是尺寸减小或片状破断，未溶的已破断碳化物核心多处无法长大而形成点状珠光体；
(iv)球化不良，强度和硬度偏高，降低塑性，冷变形能力较差；
③现有技术20crmo钢的加热温度——所需加热温度tsj为(800～840)℃；加热温度高造成：
i)当加热温度为800℃时，加热温度偏高【接近ac3(818℃)】，产生球化不良组织，奥氏体晶粒大，在奥氏体中碳含量分布较均匀，未溶碳化物少，未保留大量未溶碳化物质点，不能形成碳化物球化的自发核心，不利于球化；等温球化退火后形成球状、粗片状和点状珠光体组织；见图8所示；强度和硬度偏高，降低塑性，冷变形能力较差；
ii)当加热温度为840℃时，加热温度过高【＞ac3(818℃)】，表面有严重的氧化脱碳现象和黑色组织；产生球化不良组织，在该温度加热，组织已完全奥氏体化，碳化物已完全溶解在奥氏体中，致使在以后的等温和缓慢冷却过程中没有非自发成核的碳化物核心供碳原子扩散长大，而直接由奥氏体在缓慢分解过程中，生成粗片状珠光体和铁素体；见图9所示；强度和硬度较高，降低塑性，冷变形阻力大；
现有技术20crmo钢的等温球化退火加热温度偏低、偏高和过高，经球化退火后，产生球化不良组织，不能为最终的淬火作组织准备，不能获得均匀的淬火组织，降低淬火钢的性能，增加淬火缺陷；加热温度偏低或偏高，强度和硬度偏高，降低塑性，冷变形能力较差，不能顺利进行冷变形成型；加热温度过高，强度和硬度较高，降低塑性，冷变形阻力大，造成冷变形成型失败；
3.钢的等温保持为：
(一)钢的等温球化退火奥氏体化后进入等温保持，控制从奥氏体化后至等温温度的冷却速度、冷却均匀性、冷却效率、过冷度、等温温度和等温时间，为碳化物球化组织转变充分提供条件，以获得预期均匀一致的球化组织和性能达标；
(二)钢的等温球化退火奥氏体化后，从d点停止供热，随炉冷却，截面均匀透冷至e点，冷却速度de为(40～60)℃/h；
(三)钢的等温球化退火截面均匀透冷至e点为等温温度tdw，开始供热，进入等温温度ef进行等温保持；
钢的等温温度ef为tdw，由过冷奥氏体转变成珠光体是在c曲线a1线至鼻尖部温度tp之间温度范围等温保持，即a1＞tdw＞tp；且由过冷奥氏体直接转变成球状珠光体的条件是以较小过冷度在c曲线a1线以下较高温度等温保持，因a1＞ac1＞ar1，即略低于ac1温度，在奥氏体晶粒内形成大量均匀弥散的渗碳体晶核，避免在ar1以下温度长期等温保持，防止在先析铁素体晶界上出现粗大渗碳体或在先析渗碳体周围出现宽的条状铁素体；因此，钢的等温温度ef为：
a1＞ac1＞tdw＞tp且a1＞ac1＞tdw＞ar1
即ef＝tdw＝ac1-(20～40)℃
这是由于钢的等温温度低，过冷度大，转变温度在过冷奥氏体等温转变曲线鼻尖部温度tp以上，相变驱动力δgv大，转变速度快；反之，转变速度慢；由过冷奥氏体等温转变成球状珠光体是在c曲线a1线至鼻尖部温度tp之间的温度范围内等温保持，即在a1＞tdw＞tp温度范围内，且以较小过冷度在c曲线a1线以下较高温度等温保持的条件下进行转变；因此钢的等温温度为ac1-(20～40)℃；
(1)共析钢、过共析钢和合金工具钢的等温温度ef为：
ef＝tdw＝ac1-(20～40)℃
举例：
1)gcr15钢a1为750℃，ac1为745℃，ar1为700℃，tp为600℃，
ef＝tdw＝ac1-(20～40)＝745-(20～40)＝745-20～745-40
＝(705～725)℃
gcr15钢的等温温度ef为(705～725)℃；
2)现有技术gcr15钢的等温温度tdw为：ar1-(20～30)
tdw＝ar1-(20～30)＝700-(20～30)＝700-20～700-30
＝(670～680)℃
现有技术gcr15钢的等温温度为(670～680)℃；
这是由于这一等温温度tdw虽大于c曲线鼻尖部温度tp，但小于ar1温度，等温温度tdw偏低造成：
①过冷度大，碳及合金元素在奥氏体中扩散困难，不能在奥氏体晶粒内形成大量均匀弥散的渗碳体晶核，不利于球化过程的进行；
②等温转变时，过冷度增加；由于奥氏体分解时，析出碳化物的成核率随过冷度的增加而增多，这时碳原子除了扩散到加热时未溶的碳化物处长大外，大多数为点状碳化物，不利于球化过程的进行；
③过冷度大，在奥氏体晶粒内不能形成碳化物球化的自发核心，不利于球化过程的进行；
④在ar1以下温度等温保持，即在ar1以下温度长期保温，在先析渗碳体周围出现宽的条状铁素体，球化组织和性能不均匀；
⑤产生球化不良组织，硬度偏高；
现有技术gcr15钢等温温度偏低，等温球化退火后，硬度偏高，增加切削加工难度；产生球化不良组织，不能为最终的淬火作组织准备，不能获得均匀的淬火组织，降低淬火钢的性能，增加淬火缺陷；
(2)冷挤压成型的低碳钢和低碳低合金钢的等温温度为：
ef＝tdw＝ac1-(20～35)℃
举例：
1)20crmo钢a1为755℃，ac1为743℃，ar1为504℃，tp为700℃，则
ef＝tdw＝ac1-(20～35)＝743-(20～35)＝743-20～743-35
＝(708～723)℃
20crmo钢的等温温度tdw为(708～723)℃；
2)现有技术冷挤压成型的低碳低合金钢的等温温度为：
tdw＝ar1-(20～30)℃，其中20crmo钢的等温温度tdw为640℃；
tdw＝ar1-(20～30)＝504-(20～30)＝504-20～504-30
＝(474～484)℃
现有技术冷挤压成型的低碳低合金钢20crmo钢的等温温度tdw为(474～484)℃，这一等温温度tdw小于ar1温度，且小于c曲线鼻尖部温度tp(700℃)，不属于奥氏体化后等温冷却方式珠光体的恒温转变；
由于现有技术20crmo钢的等温温度tdw为(474～484)℃，不属于奥氏体化后等温(恒温转变)球化退火，为此，现有技术将20crmo钢的等温温度tdw调为640℃；这一等温温度tdw仍小于c曲线鼻尖部温度tp(700℃)，不属于奥氏体化后等温冷却方式发生珠光体的恒温转变，而属于奥氏体化后连续冷却方式，是在一个温度范围内随过冷度不断变化的转变，得到粗细不均匀或类型不同的混合组织；见图10所示；相似于普通球化退火，将钢加热到略高于ac1温度，奥氏体化后缓冷至(500～600)℃出炉空冷；
这是由于由过冷奥氏体等温转变成球状珠光体是在c曲线a1线至鼻尖部温度tp之间的温度范围内等温保持，即在a1＞tdw＞tp且以较小过冷度在c曲线a1线以下较高温度等温保持的条件下进行转变；
现有技术20crmo钢的等温温度为ar1-(20～30)℃或为640℃，不属于珠光体的等温(恒温转变)球化退火，得到粗细不均匀或类型不同的混合组织；不能为最终的淬火作组织准备；强度和硬度偏高，降低塑性，冷变形阻力号形变硬化指数增加，造成冷变形成型失败；
(2)等温时间e1f1长，既浪费能源和资源，且在ar1以下长时间保温，出现反常组织——共析钢、过共析钢和合金工具钢在先析出渗碳体周围出现宽的条状铁素体，冷挤压成型的低碳钢和低碳低合金钢在先析铁素体晶界上出现粗大渗碳体；
4.钢的控冷为：
(一)钢的等温球化退火运用“钢的过冷奥氏体稳定性”特征，进行奥氏体化后的控冷，
钢的过冷奥氏体稳定性特征为：
(1)过冷奥氏体等温转变曲线与c曲线形状相似，方向相反，使得过冷奥氏体等温转变曲线具有c曲线的特征；见图2所示；
(2)过冷奥氏体转变速度与形核率和生长速度有关，而形核率和生长速度又取决于过冷度；
钢的过冷奥氏体转变温度在过冷奥氏体等温转变曲线鼻尖部温度tp附近，相变驱动力δgv和原子扩散系数d两个因素综合作用的结果，导致转变速度达到一个极大值；转变温度在过冷奥氏体等温转变曲线鼻尖部温度tp以上，转变速度受相变驱动力δgv控制，随过冷度增加而增加，正比例关系；转变温度在过冷奥氏体等温转变曲线鼻尖部温度tp以下，转变速度受原子扩散系数d控制，随过冷度增加而减小，反比例关系；
钢的过冷奥氏体稳定性特征，为等温球化退火的装炉方式、为奥氏体化后的冷却方法以及控制过冷度、冷却速度、冷却均匀性和冷却效率提供技术支持，以获得预期均匀一致的球化组织和性能达标提供条件；
(二)钢的等温球化退火在奥氏体化过程中，采用有利于热量流通、加热和冷却截面均匀分别透热和透冷至所需温度的堆放方式装炉；
(三)钢的等温球化退火快速加热保温后，从b点停止供热，随炉冷却，截面均匀透冷至c点为所需加热温度tsj，开始供热，进入所需加热温度cd进行加热；
(四)钢的等温球化退火奥氏体化后，d点停止供热，随炉冷却，截面均匀透冷至e点为等温温度tdw，冷却速度对钢的等温球化退火后组织与性能影响的一般规律是：冷却速度快，奥氏体分解温度低，则珠光体转变产物细，应力大，硬度高；冷却速度过慢，会在先共析铁素体晶界上出现粗大渗碳体或在先共析渗碳体周围出现铁素体条以及形成网状铁素体或渗碳体；为获得预期的组织和性能达标，冷却速度de为(40～60)℃/h；
这是由于钢的温度降至等温温度之前，为转变温度在过冷奥氏体等温转变曲线鼻尖部温度tp以上进行，冷却速度快，过冷度大，相变驱动力δgv大，转变速度快；反之，转变速度慢；因此冷却速度为(40～60)℃/h；见图2所示；
(1)现有技术gcr15钢奥氏体化后，以(10～30)℃/h冷却速度冷至出炉空冷的温度；这是由于：
1)gcr15钢奥氏体化后，以(10～30)℃/h冷却速度冷至等温温度tdw，转变温度在过冷奥氏体等温转变曲线鼻尖部温度tp以上进行过于缓慢的冷却，过冷度过小，转变速度受相变驱动力δgv控制，随过冷度增加而增加，正比例关系，即转变速度随过冷度减小而减小，当过冷度过小时，由于相变驱动力δgv过小，因此转变速度过慢；
2)gcr15钢以(10～30)℃/h过于缓慢冷却速度在ar1温度附近冷却，碳化物聚集长大造成碳化物偏析，在先析出渗碳体周围出现宽的条状铁素体，球化组织和性能不均匀；
3)gcr15钢以(10～30)℃/h过于缓慢冷却速度在ar1温度以下冷却，增加在ar1温度以下冷却时间，碳化物聚集长大造成碳化物偏析，在先析出渗碳体周围出现宽的条状铁素体，球化组织和性能不均匀；
综上所述，现有技术gcr15钢奥氏体化后，以(10～30)℃/h冷却速度冷至等温温度tdw进行等温保持，等温球化退火后，产生球化组织和性能不均匀，增加切削加工难度，不能为最终的淬火作组织准备；
(2)现有技术钢奥氏体化后快冷到略低于ar1的温度(650～700)℃或ar1以下20℃左右的等温温度tdw进行等温保持；这是由于：
钢奥氏体化后，以不同冷却速度冷至c曲线a1线以下不同温度范围的等温温度tdw进行等温保持，发生不同的等温转变，其转变特点不同，形成的组织和性能亦不同；
以20crmo钢为例，a1为755℃，ac1为743℃，ar1为504℃，tp为700℃，ms为380℃；
1)本发明钢奥氏体化后，以(40～60)℃/h的冷却速度，以较小过冷度冷至c曲线a1线以下较高温度(708～723)℃的等温温度tdw进行等温保持，属于(a1～tp)温度范围的高温转变，其转变特点是过冷度较小的扩散型相变，形成球状珠光体组织；见图5冷却曲线1所示；
2)现有技术钢奥氏体化后，以快冷的冷却速度，以不大过冷度冷至c曲线a1线以下700℃为tp的等温温度tdw进行等温保持，属于(a1～tp)温度范围的高温转变，其转变特点是过冷度不大的扩散型相变，形成珠光体类型组织；等同于等温正火，见图5冷却曲线2所示，形成片状珠光体组织，强度和硬度较高，降低塑性，造成冷变形成型失败；
3)现有技术钢奥氏体化后，以快冷的冷却速度，以较大过冷度冷至c曲线a1线以下(tp＞tdw＞ms)的等温温度tdw进行等温保持，属于(tp～ms)温度范围的中温转变，其转变特点是过冷度较大的半扩散型相变，形成贝氏体组织；
①当快冷至c曲线a1线以下至650℃【小于700℃(tp)】的等温温度tdw进行等温保持，属于(tp～ms)温度范围的中温转变，其转变特点是过冷度较大的半扩散型相变，形成贝氏体组织，等同于贝氏体转变等温淬火，见图5冷却曲线3所示，形成上贝氏体组织，强度和硬度过高，脆性大，冷变形成型无法进行；
②当快冷至c曲线a1线以下略低于ar1温度或ar1以下20℃左右为484℃的等温温度tdw进行等温保持，属于(tp～ms)温度范围的中温转变，其转变特点是过冷度较大的半扩散型相变，形成贝氏体组织，等同于贝氏体转变等温淬火，见图5冷却曲线4所示，形成贝氏体组织，强度和硬度过高，脆性大，冷变形成型无法进行；
综上所述，现有技术奥氏体化后快冷到略低于ar1温度(650～700)℃或ar1以下20℃左右的等温温度tdw进行等温保持，分别造成20crmo钢等同于等温正火，形成片状珠光体组织，强度和硬度较高，降低塑性，冷变形阻力大，冷变形成型失败和等同于贝氏体转变等温淬火，形成上贝氏体和贝氏体组织，强度和硬度过高，脆性大，冷变形成型无法进行；
(五)钢的等温球化退火奥氏体化后，截面均匀透冷至e点为等温温度tdw，开始供热，进入等温温度ef进行等温保持；
(六)钢的等温球化退火等温保持后，从f点停止供热，随炉冷至g点温度，冷却速度fg为(40～60)℃/h；
这是由于钢的冷却温度一定，冷却速度快，过冷度大，转变温度在过冷奥氏体等温转变曲线鼻尖部温度tp以上，相变驱动力δgv大，转变速度快；反之，转变速度慢；因此冷却速度为(40～60)℃/h；
(1)现有技术gcr15钢奥氏体化后，以(10～30)℃/h冷却速度冷至出炉空冷的温度；这是由于：
1)gcr15钢等温保持后，以(10～30)℃/h冷却速度冷至出炉空冷的温度，转变温度在过冷奥氏体等温转变曲线鼻尖部温度tp以上进行过于缓慢的冷却，过冷度过小，转变速度受相变驱动力δgv控制，随过冷度增加而增加，正比例关系，即转变速度随过冷度减小而减小，当过冷度过小时，由于相变驱动力δgv过小，因此转变速度过慢；
2)gcr15钢以(10～30)℃/h过于缓慢冷却速度在ar1温度以下冷却，增加在ar1温度以下冷却时间，碳化物聚集长大造成碳化物偏析，在先析出渗碳体周围出现宽的条状铁素体，球化组织和性能不均匀；
(2)现有技术钢的等温球化退火等温保持后出炉空冷；这是由于：
1)钢等温保持后出炉空冷，转变温度在过冷奥氏体等温转变曲线鼻尖部温度tp以上进行空冷——较快冷却，过冷度较大，转变速度受相变驱动力δgv控制，随过冷度增加而增加，当过冷度较大时，由于相变驱动力δgv较大，因此转变速度较快；
2)钢在c曲线a1线至鼻尖部温度tp之间温度范围的冷却速度快，奥氏体分解温度低，珠光体转变产物细小，碳化物细小弥散，球化不良，应力大，硬度高；
(七)钢的等温球化退火等温保持后，从f点随炉冷却，截面均匀透冷至g点打开炉门(盖)的温度为：c曲线鼻尖部温度tp-(20～60)℃
(1)共析钢、过共析钢和合金工具钢为：
c曲线鼻尖部温度tp-(20～40)℃；
举例：gcr15钢tp为600℃，
g＝tp-(20～40)＝600-(20～40)＝600-20～600-40
＝(560～580)℃
gcr15钢随炉冷至g点打开炉门(盖)的温度为(560～580)℃；
(2)冷挤压成型的低碳钢和低碳低合金钢为：
c曲线鼻尖部温度tp-(40～60)℃；
举例：20crmo钢tp为700℃，
g＝tp-(40～60)＝700-(40～60)＝700-40～700-60
＝(640～660)℃
20crmo钢随炉冷至g点打开炉门(盖)的温度为(640～660)℃；
(3)这是由于：
1)钢的过冷奥氏体转变温度在过冷奥氏体等温转变曲线鼻尖部温度tp附近，转变速度达到一个极大值；转变温度在过冷奥氏体等温转变曲线鼻尖部温度tp以下，转变速度受原子扩散系数d控制，随过冷度增加而减小；
2)钢在冷却过程中，冷却速度不断衰减，冷却到一定程度，趋于平缓，处于一种亚平衡状态，是因为钢的温度场与周围环境的能量差变小而导致；
钢等温保持后随炉冷至g点为c曲线鼻尖部温度tp-(20～60)℃的温度，打开炉门(盖)，随炉冷却，增大钢的温度场与周围环境能量差，从而，提高从g点为c曲线鼻尖部温度tp-(20～60)℃至h点为c曲线鼻尖部温度tp-(180～220)℃的随炉冷却速度；
3)避免钢的过冷奥氏体转变温度在过冷奥氏体等温转变曲线鼻尖部温度tp以下，进行过于缓慢的冷却，过冷度过小，转变速度受原子扩散系数d控制，随过冷度增加而减小，反比例关系，即转变速度随过冷度减小而增加，防止过冷度过小时，原子扩散系数d过大，原子扩散速度过快；
①共析钢、过共析钢和合金工具钢在先析出渗碳体周围出现宽的条状铁素体；
②冷挤压成型的低碳钢和低碳低合金钢在先析铁素体晶界上出现粗大渗碳体；
(八)钢的等温球化退火从g点随炉冷却，截面均匀透冷至h点出炉空冷的温度为：c曲线鼻尖部温度tp-(180～220)℃
(1)共析钢、过共析钢和合金工具钢为：
c曲线鼻尖部温度tp-(180～200)℃；
举例：gcr15钢tp为600℃，
h＝tp-(180～200)＝600-(180～200)＝600-180～600-200
＝(400～420)℃
gcr15钢随炉冷至出炉空冷h点的温度为(400～420)℃；
(2)冷挤压成型的低碳钢和低碳低合金钢为：
c曲线鼻尖部温度tp-(200～220)℃；
举例：20crmo钢tp为700℃，
h＝tp-(200～220)＝700-(200～220)＝700-200～700-220
＝(480～500)℃
20crmo钢随炉冷至出炉空冷h点的温度为(480～500)℃；
(3)这是由于：
1)钢的过冷奥氏体转变温度在过冷奥氏体等温转变曲线鼻尖部温度tp以下，转变速度受原子扩散系数d控制，随过冷度增加而减小，反比例关系；
2)钢在冷却过程中，冷却速度不断衰减，冷却到一定程度，趋于平缓，处于一种亚平衡状态，是因为钢的温度场与周围环境的能量差变小；
钢随炉冷至h点温度为c曲线鼻尖部温度tp-(180～220)℃，出炉空冷，增大钢的温度场与周围环境能量差，从而，提高从h点温度为c曲线鼻尖部温度tp-(180～220)℃至j点温度为室温的冷却速度；
3)避免钢的过冷奥氏体转变温度在过冷奥氏体等温转变曲线鼻尖部温度tp以下，进行过于缓慢的冷却，过冷度过小，转变速度受原子扩散系数d控制，随过冷度增加而减小，反比例关系，即转变速度随过冷度减小而增加，防止过冷度过小时，原子扩散系数d过大，原子扩散速度过快；
①共析钢、过共析钢和合金工具钢在先析出渗碳体周围出现宽的条状铁素体；
②冷挤压成型的低碳钢和低碳低合金钢在先析铁素体晶界上出现粗大渗碳体；球化组织和性能不均匀；
(3)现有技术钢等温保持后随炉冷至300℃出炉空冷；这是由于：
1)钢的过冷奥氏体转变温度从鼻尖部温度tp至300℃，为过冷奥氏体等温转变曲线鼻尖部温度tp以下，转变速度受原子扩散系数d控制，随过冷度增加而减小，反比例关系，即转变速度随过冷度减小而增加，过冷度过小时，原子扩散系数d过大，原子扩散速度过快；
(九)钢的等温球化退火截面均匀透冷至h点出炉空冷的温度为c曲线鼻尖部温度tp-(180～220)℃，出炉空冷至室温j点。