Hа даний час з'явилося значне число досліджень, присвячених аналізу досвіду розробки і застосування вдосконалених і нових валкових матеріалів. Широке поширення одержують валки з высокохромістих сплавів 12-18% Cr. Вміст вуглецю в них знаходиться в межах 2,5-3% (высокохромісті чавуни) чи 1,3-2% (высокохромістые зносостійкі сталі).

    Для чистових клетей сортопрокатних станів останнім часом використовують порошкові тверді сплави на основі карбідів тугоплавких металів. Однак з'ясувалося, що для предчистовых клетей з меншою швидкістю прокатки в ряді випадків кращим може виявитися використання высоковуглецевих хромонікелевых сталей. Nі не утворює карбідів. Вплив його виявляється в підвищенні прогартованості й ударної в'язкості, Cr підвищує опір зносу. При додаванні 3-5% Nі знижується ризик виникнення тріщин розпалу.

   Вплив гарячої пластичної деформації на структуру і властивості вивчалося на зразках зі сталі Х12Н4. Зразки виготовляли з бандажу прокатного валка, виготовленого з литої сталі, піддавали надалі пластичній деформації 30%, 60%, 90%. Вивчали мікроструктуру, твердість і мікротвердість структурних складових, оцінювали кількість аустеніту в структурі і період його кристалічної гратки.

   Аналіз мікроструктури дозволяє сказати, що зерна аустеніту являють собою дуже сильно розгалужений дендрит. Эвтектичнікарбіди розташовані в основному між дендритними осередками й у набагато меншому ступені на межзеренных границях Вплив ступеня гарячої пластичної деформації проявився насамперед у традиційній зміні характеру структури: вибудовуванні эвтектичних карбідів у рядки і дробленні эвтектики. Деформація зі ступенем обтиснення 30% на характер структури вплинула незначно; вибудовування эвтектичних карбідів у ланцюжки стає помітним тільки при 60%, а дроблення эвтектики при 90% деформації. зерна дуже великі - пройшла збірна рекристалізація. При 90% збірна рекристалізація пройти не встигла, тому зерна маленькі.

    нагрівання деформованих зразків на 1200С в структурі при 60% і 90% обтиснення слідів первинної дендритної структури практично не видно, спостерігається майже один аустеніт. У структурі матриці досить часто зустрічаються сліди зсувне перетворення. (при обтисненні 30 % і 60 %) Оскільки не було виявлено навіть слідів а-фази, наслідком мартенситного перетворення це бути не може. Може бути, це пов'язано з виділенням карбідів, що виділяються на переплазуючих повних дислокаціях, що приводить до формування майже плоских колоній часток - смуг виділень. При обтисненні 90 % такі сліди практично відсутні.

    Мікротвердість різних ділянок вихідного і продеформованих зразків зростає. Найбільше серйозно гаряча пластична деформація позначається на фазовому складі металевої матриці. В міру збільшення ступеня деформації до 90%, кількість аустеніту після охолодження на повітрі знижується. При цьому твердість досліджуваних зразків, в залежності від кількості залишкового аустеніту, зростає.

   Пластична деформація впливає на вміст залишкового аустеніту. Зокрема , зміна ступеня деформації з 30% до 90% привела до того, що кількість аустеніту в структурі зразків після охолодження на повітрі поступово знижується з 29 до 18%. Тобто пластична деформація знижує стійкість аустеніту.

    Твердість зразків підтверджує, що металева матриця містить велику кількість аустеніту. При деформації твердість зростає, причому, чим вище ступінь деформації, тим вище твердість досліджуваних зразків.

    Порівнюючи отримані раніше результати аналогічних досвідів на зразках зі сталі Х15Н5 у литому стані, де кількість залишкового аустеніту зменшувалася з 50 до 7%, а твердість зростала з 20 до 52 HRC, можна сказати, що на зміну фазового складу ступінь обтиснення впливає набагато менше. Зміни в морфології структури сталі Х12Н4 менше, ніж сталі Х15Н5.