低温轧制是实现在线软化技术的关键。通过低温大变形轧制，在极度变形的奥氏体晶界和晶粒内部形成大量的位错和变形带，积聚巨大的应变能，此时相转变的形核率极高。降低轧制温度，可抑制再结晶和晶粒的长大，从而获得细小的奥氏体晶粒或未再结晶奥氏体晶粒。对于这种状态的奥氏体晶粒，铁素体容易在晶界或形变带处形核析出，形成应变诱导铁素体(DIF)。当中碳钢的形变温度低于Ad3点(高于Ar3点)时，应变诱导铁素体含量会随形变温度的降低而提高，从而获得比例远高于平衡态的超量铁素体。奥氏体在A3以上本来为稳定状态，当施加极大的形变时奥氏体自由能升高、稳定性降低，转变温度升高，可在A3以上获得铁素体，这便是形变诱导铁素体相变。而且形变程度越大越能提高细小铁素体的体积分数，抑制其他组织如魏氏体、贝氏体、马氏体的出现。一定冷却速度下，在Ar3温度以上的形变会提高材料相变点温度，并且可以使相变点提高到变形温度以上导致铁素体的相变析出，即在形变过程中材料发生了相变。所以当冷至较低温度轧制时，一方面如上所述因轧制状态下的Ar3升高，另一方面现行的轧制温度很低，故造成很大的过冷度；再者轧制造成的形变（位错和变形带）使得形核点密度很高。两因素互相促进，造成在轧制过程中出现铁素体相变，并获得细小的铁素体晶粒。目前在小型线材生产中，主要采用的控制轧制的方式为低温轧制。在实际生产运用中，低温轧制主要在精轧阶段实现。根据轧制钢种的不同，精轧可采用II型或Ⅲ型轧制工艺。采用II型控制轧制工艺，即在奥氏体未再结晶区进行轧制，奥氏体γ晶粒沿轧制方向伸长，在γ晶粒内部形成形变带，提高α的形核密度，有利于α晶粒的细化。采用γ+α两相区轧制时，除了晶粒形成形变带外，已相变的α晶粒在晶内形成亚结构，最终获得微小晶粒。

在采用低温轧制工艺时，需注意以下几方面的问题：首先是低温轧制前轧件的均温。当采用低温轧制工艺时，一般在精轧机组前装有冷却段，并留出一定的距离，以用于轧件在进入最后精轧道次时有一段均温过程。一般工艺要求进入精轧机最后轧制的轧件表面和芯部温差不得大于50℃，从而保证轧件组织的均匀性。其次是低温轧制变形率以及轧制道次安排。低温轧制过程中奥氏体组织是否发生再结晶，不仅取决于轧制温度，也取决于轧制变形率。一般只有在低温轧制最后2~4道次进行低温轧制才能产生均匀的晶粒尺寸。最后两道次的压下率为24%~3l%，最后4道次的压下率为46%~57%为宜。对于大尺寸的线棒材，可以空过上游的几个机架，只进行后几个机架的精轧。用这种方法，需采用1或2个水冷段以达到适宜的低温轧制温度。此外，需考虑低温轧制的温度范围和适用范围。生产实践表明，大于Ф40mm的线材不适用于低温轧制。而从细化晶粒效果方面考虑，不同钢种采用的轧制温度也不同，表1给出了不同钢种在不同轧制工艺中采用的温度范围。

表1  不同钢种低温精轧工艺温度范围

轧后冷却是实现在线软化的另一关键环节。通过缓慢冷却或保温处理，降低轧后轧件冷却速度，使未转变奥氏体有足够时间发生相变，从而获得所需的相变组织。
      在形变诱导铁素体相变过程中，从铁素体中析出的碳往往并不能均匀地富集于未转变奥氏体中，而是在铁素体-铁素体界面和铁素体-奥氏体之间的界面前沿。界面处这些富碳奥氏体区在等温或缓冷过程中易析出短棒状或颗粒状渗碳体。由于能量趋低原理，这种短棒状渗碳体还会在随后的等温过程中熔断而逐渐球化，而未转变的奥氏体将转变为铁素体+珠光体，在随后的保温过程中，碳化物发生退化，甚至球化。由于共析转变产物原则上不超越母相晶粒边界，因此渗碳体片的长度不大于母相奥氏体晶粒直径。如将渗碳体片的长宽比等于3作为球和片的分界，则当未转变奥氏体晶粒直径<3μm时，就可认为从奥氏体中可直接析出球状的渗碳体，这说明奥氏体晶粒的超细化有利于获得球状珠光体。研究表明，由于形变诱发铁素体相变，中碳钢在略高于Ar3温度时形变就可获得约2~3μmm的超细铁素体晶粒尺寸。在800℃以上温度形变时，DIF量随形变温度降低而缓慢增加；在750～800℃范围内，DIF量随形变温度降低而显著增加；在750℃以下，DIF量超量析出，DIF体积分数显著增加，远远超过平衡铁素体体积分数值的54％。随着DIF的提高，越来越多的碳原子被拒绝进入到铁素体晶界以及铁素体与未形变奥氏体界面。在低温及高应变条件下对钢进行形变，经过控制冷却后可获得合适的球化显微组织。