(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｃｒ：８．０〜１５．０％、Ｎｉ：０．０５〜８．００％、Ｍｏ：０．３０〜４．００％、Ｖ：０．０１〜０．２５％、Ｎ：０．０１０〜０．０７０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する丸ビレットを加熱し、穿孔圧延工程、延伸圧延工程、再加熱工程、及び縮径圧延工程を順次有するマルテンサイト系高Ｃｒ鋼継目無鋼管の製造方法であって、前記延伸圧延工程後の中空素管を内表面温度で前記組成を有するマルテンサイト系高Ｃｒ鋼のＭｆ点以下の温度、すなわちマルテンサイト変態が完了する温度以下の温度まで冷却した後、前記再加熱工程でＡｃ３点以上の温度に加熱し、引き続き、前記縮径圧延工程でストレッチ・レデューサあるいはサイザーで縮径圧延することを特徴とするマルテンサイト系高Ｃｒ鋼継目無鋼管の製造方法。
【請求項２】
前記延伸圧延工程後の冷却を、前記中空素管の内表面温度で前記Ｍｆ点以下の温度までの冷却速度が３℃／ｓ以上の冷却とすることを特徴とする請求項１に記載のマルテンサイト系高Ｃｒ鋼継目無鋼管の製造方法。
【請求項３】
前記再加熱工程の加熱を、前記中空素管の内表面温度でＡｃ３点以上の温度までの加熱速度が１０℃／ｓ以上の加熱とすることを特徴とする請求項１または２に記載のマルテンサイト系高Ｃｒ鋼継目無鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、継目無鋼管の製造方法に関し、特に、マルテンサイト系高Ｃｒ鋼の組成を有する中空素管をストレッチ・レデューサもしくはサイザーで縮径圧延する過程で、管の内面に高頻度で発生し易い内面しわ疵を抑制するマルテンサイト系高Ｃｒ鋼継目無鋼管の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
継目無鋼管は、一般に、丸ビレットを素材として、穿孔圧延、およびこれに後続する延伸圧延、さらに定径圧延等を施すことにより製造される。
【０００３】
製管工場における継目無鋼管の製造工程の一例を図４に示す。丸ビレット１は、例えば回転式加熱炉２で、加熱（ビレット加熱）された後、穿孔プラグ４を有する傾斜ロール式穿孔圧延機（ピアサ）３で穿孔圧延（ピアサ圧延）され、中空素管となる。該中空素管は、引き続いて延伸圧延される。該延伸圧延は、管内面拘束用にマンドレルバー６を有するマンドレルミル５を用いるマンドレルミル圧延、あるいは、管内面拘束用にエロンゲータプラグ９を有するエロンゲータ８を用いる圧延（エロンゲータ圧延）と、管内面拘束用にプラグミルプラグ１１を有するプラグミル１０を用いる圧延（プラグミル圧延）と、管内面拘束用にリーラープラグ１３を有するリーラー１２を用いる圧延（リーラー圧延）と、をこの順に行う圧延（エロンゲータ・プラグミル・リーラー圧延）によって施される。前記延伸圧延後の中空素管は、例えばウォーキングビーム式加熱炉７で、再加熱された後、ストレッチ・レデューサ１４を用いるストレッチ・レデューサ圧延、あるいは、サイザー（サイジングミル）１５を用いるサイジングミル圧延によって定径圧延（以下、縮径圧延ともいう）され、製品（継目無鋼管）１６とされる。
【０００４】
上述の製造工程において、ストレッチ・レデューサまたはサイザーによる縮径圧延では、中空素管を孔型圧延ロールに通して、マンドレルなどの内面拘束工具を用いることなく、前記中空素管を外径絞り圧延によって縮径して熱間仕上げするので、熱間仕上げされた鋼管の内表面にしわ疵が発生し易い。通常、鋼管の内表面に生じるしわ疵とは、熱間仕上げされた鋼管の内表面に存在する深さ０．２ｍｍ（２００μｍ）程度の管長手方向の縦筋状の凹みをいう。
【０００５】
このような問題に対して、特許文献１では、ストレッチ・レデューサを用いて、圧下量を各スタンド間において均一状態にすることで鋼管内面における真円度が高い継目無鋼管を能率的に製造し、この鋼管内面をショットブラスト研削等によって内面切削する自動車用継目無鋼管の製造方法が提案されている。この製造方法によれば、比較的僅少な内面切削によって、内面疵を除去することができるとしている。また、特許文献２ではストレッチ・レデューサによる定径圧延において、圧延機出側での仕上肉厚ｔ（ｍｍ）および仕上外径Ｄ（ｍｍ）とした場合に、ｔ／Ｄと孔型ロールの平均楕円率との関係を一定に保つことにより、熱間仕上げされた鋼管の内表面に発生するしわ疵を抑制する方法が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平６−６３６１３号公報
【特許文献２】特開２００８−２２１２５０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかし、特許文献１の製造方法では、熱間圧延された継目無鋼管の内面を２０〜５００μｍ切削加工することによって、鋼管内面に発生した疵および脱炭層を除去するとしているので、ショットブラストによる内面研削に膨大な処理時間が必要になる。
【０００８】
また、特許文献２の製造方法では、定径圧延の仕上げ寸法毎に孔型ロールを準備する必要があり、かつ、ロット毎にロール組替えを要するため、多種に渡る継目無鋼管の製造においては生産能率を阻害するという問題がある。
【０００９】
本発明は、上述のような問題点に鑑みてなされたものであり、ストレッチ・レデューサまたはサイザーによる縮径圧延によって熱間仕上げされた鋼管の内表面に発生するしわ疵を効率よく抑制することにより、内面品質に優れたマルテンサイト系高Ｃｒ鋼継目無鋼管の製造方法を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者等は、上述の課題を解決するため、マルテンサイト系高Ｃｒ鋼継目無鋼管の製造に際し、縮径圧延工程で発生する内面しわ疵と縮径圧延に供される中空素管の内面近傍の組織との関係について鋭意検討を行った。
【００１１】
縮径圧延工程では、前述したとおり、中空素管を外径絞り圧延によって縮径して仕上げるので、被圧延材である中空素管の内面は拘束の無い状態である。その結果、前記中空素管の内面では周方向の座屈現象が発生し、縮径圧延後には前記内面に微小な凹凸形状が形成され、該凹凸形状が内面しわ疵の原因になると推測される。
【００１２】
そこで、特に内面しわ疵の発生が顕著なマルテンサイト系高Ｃｒ鋼継目無鋼管からサンプルを採取し、内面しわ疵が発生している部位の周方向断面ミクロ組織を観察した。その結果、鋼管内面の凹凸形状は、該鋼管内面の旧オーステナイト粒界（縮径圧延前のオーステナイト粒界）に沿って形成され、鋼管の内面しわ疵の深さは旧オーステナイト粒が大きいほど深くなっていることが確認された。
【００１３】
そこで、縮径圧延前の中空素管のオーステナイト組織を微細化することにより縮径圧延で生じる鋼管内面の凹凸形状の深さを抑制することができ、その結果、内面しわ疵が小さく内面品質が優れた鋼管が得られるということに思い至った。
【００１４】
さらに、縮径圧延工程前の再加熱工程において微細なオーステナイト組織を有するマルテンサイト系高Ｃｒ鋼の中空素管を得るためには、延伸圧延した後、該中空素管を前記マルテンサイト系高Ｃｒ鋼のＭｆ点以下の温度まで冷却して鋼組織をマルテンサイト組織とし、その後、Ａｃ３点以上の温度に再加熱することによってマルテンサイト組織から逆変態した微細なオーステナイト組織とすることが有効であることを見出した。
【００１５】
また、前記延伸圧延後の中空素管をＭｆ点以下まで冷却し、その後Ａｃ３点以上の温度に再加熱するにあたって、冷却速度および／または加熱速度が速くなるほど変態後のオーステナイト組織が微細になるという知見が得られた。
本発明は、上述の知見に基づいて完成されたものであり、下記の要旨からなる。
【００１６】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｃｒ：８．０〜１５．０％、Ｎｉ：０．０５〜８．００％、Ｍｏ：０．３０〜４．００％、Ｖ：０．０１〜０．２５％、Ｎ：０．０１０〜０．０７０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する丸ビレットを加熱し、穿孔圧延工程、延伸圧延工程、再加熱工程、及び縮径圧延工程を順次有するマルテンサイト系高Ｃｒ鋼継目無鋼管の製造方法であって、前記延伸圧延工程後の中空素管を内表面温度で前記組成を有するマルテンサイト系高Ｃｒ鋼のＭｆ点以下の温度まで冷却した後、前記再加熱工程でＡｃ３点以上の温度に加熱し、引き続き、前記縮径圧延工程でストレッチ・レデューサあるいはサイザーで縮径圧延することを特徴とするマルテンサイト系高Ｃｒ鋼継目無鋼管の製造方法。
【００１７】
（２）前記延伸圧延工程後の冷却を、前記中空素管の内表面温度でＭｆ点以下の温度までの冷却速度が３℃／ｓ以上の冷却とすることを特徴とする（１）に記載のマルテンサイト系高Ｃｒ鋼継目無鋼管の製造方法。
【００１８】
（３）前記再加熱工程の加熱を、前記中空素管の内表面温度でＡｃ３点以上の温度までの加熱速度が１０℃／ｓ以上の加熱とすることを特徴とする（１）または（２）に記載のマルテンサイト系高Ｃｒ鋼継目無鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００１９】
本発明の製造方法によれば、再加熱工程前の中空素管の組織をマルテンサイト組織とし、再加熱による逆変態で縮径圧延前の中空素管のオーステナイト組織を微細化することにより、ストレッチ・レデューサ、および／または、サイザーによる縮径圧延によって生じるしわ疵を効率よく抑制でき、内面品質に優れたマルテンサイト系高Ｃｒ鋼継目無鋼管を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】延伸圧延工程後の冷却停止温度が再加熱後のオーステナイト結晶粒径に及ぼす影響を示す図。
【図２】延伸圧延工程後の冷却における冷却速度が再加熱後のオーステナイト結晶粒径に及ぼす影響を示す図。
【図３】Ｍｆ点以下の温度からＡｃ３点までの加熱速度が再加熱後のオーステナイト結晶粒径に及ぼす影響を示す図。
【図４】製管工場における継目無鋼管の製造工程を示す模式図。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
まず、本発明に係るマルテンサイト系高Ｃｒ鋼継目無鋼管の組成限定理由について説明する。以下、各元素の含有量に関する「％」は「質量％」を意味する。
【００２２】
Ｃ：０．０１〜０．２５％
Ｃは、マルテンサイト系高Ｃｒ鋼の強度を高めるのに有効な元素であり、鋼管の強度を確保するために０．０１％以上添加するが、０．２５％を超えて含有すると多量のＣｒ炭化物等を形成し、耐食性を劣化させるため、上限を０．２５％とする。なお、好ましくは、０．０２〜０．２１％である。
【００２３】
Ｓｉ：０．１０〜１．００％
Ｓｉは、脱酸のために添加する。０．１０％未満ではその効果がなく、一方、あまり多量に含有させると鋼の靭性を劣化させるので、１．００％を上限にする。なお、好ましくは、０．１０〜０．３０％である。
【００２４】
Ｍｎ：０．１０〜２．００％
Ｍｎは、製鋼上、脱硫のために添加する。０．１０％未満ではその効果がなく、熱間加工性も低下する。一方、あまり過剰に添加すると、結晶粒界の強度を低下させ、鋼の脆性劣化を招くので、２．００％を上限とする。なお、好ましくは、０．３０〜０．８０％である。
【００２５】
Ｃｒ：８．０〜１５．０％
Ｃｒは、炭酸ガスを含む環境での耐食性を高めるのに有効な元素であり、孔食や隙間腐食を防止するために８．０％以上含有させる必要がある。しかし、Ｃｒ含有量が１５．０％を超えると、δフェライトを生成しマルテンサイト単相の組織が得られない。したがって、Ｃｒの含有量を８．０〜１５．０％とした。なお、好ましくは、８．５〜１３．５％である。
【００２６】
Ｎｉ：０．０５〜８．００％
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素でδフェライトの出現を抑制するとともに、靭性を向上させるために添加する。Ｎｉ含有量が０．０５％未満では前記の効果が得られず、また、Ｃｒの含有量が上記の範囲であれば８．００％を超えて含有させてもその効果が飽和してコストが嵩む上に、組織に占める残留オーステナイトの割合が増加して降伏比ＹＲの低下をきたす。したがって、Ｎｉの含有量を０．０５〜８．００％とした。なお、好ましくは、０．１０〜７．００％である。
【００２７】
Ｍｏ：０．３０〜４．００％
Ｍｏは、Ｃｒと同様に炭酸ガスを含む環境での耐食性を高めるのに有効な元素であり、特に、耐食性皮膜を保護する作用を有する。Ｍｏの含有量が０．３０％未満では前記の効果が十分に得られない。一方、Ｍｏの含有量が４．００％を超えると熱間加工性の低下をきたす。したがって、Ｍｏの含有量を０．３０〜４．００％とした。なお、好ましくは、０．３５〜３．００％である。
【００２８】
Ｖ：０．０１〜０．２５％
Ｖは、高温強度の向上に有用な元素で、強度確保のために０．０１％以上添加するが、０．２５％を超えて添加すると靱性の劣化を伴う強度上昇をもたらすため、上限を０．２５％とする。また、溶接性を確保するためにため、好ましくは０．０３〜０．２３％とする。
【００２９】
Ｎ：０．０１０〜０．０７０％
Ｎは、オーステナイト安定化元素で、高価なＮｉの代替元素として有効な元素であり、この効果を得るためには０．０１０％以上を含有させる必要がある。しかし、その含有量が多くなれば強度上昇が過大となって靱性の低下をきたす。したがって、Ｎの含有量を０．０１０〜０．０７０％とした。なお、好ましくは、０．０２０〜０．０６０％である。
【００３０】
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としてはＰ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下が許容できる。
次に、本発明に係るマルテンサイト系高Ｃｒ鋼継目無鋼管製造方法について説明する。
上述の組成を有するマルテンサイト系高Ｃｒ鋼素材の丸ビレットを加熱し、加熱後の丸ビレットを中空素管に成形するピアサによる穿孔圧延とマンドレルミルまたはプラグミルによる延伸圧延を施す。前記穿孔圧延と延伸圧延は通常の方法で行う。また、前記ピアサによる穿孔圧延は、傾斜圧延方式でもプレスピアシング方式でもよい。
【００３１】
次に、延伸圧延後の中空素管を内表面温度が前記マルテンサイト系高Ｃｒ鋼のマルテンサイト変態が完了するＭｆ点以下の温度になるまで冷却する。図１に示すように、前記中空素管を内表面温度でＭｆ点以下の温度まで冷却することで、該中空素管の内表面組織を形成するオーステナイトを一度マルテンサイトに変態させ、その後の再加熱工程でマルテンサイトの逆変態によりオーステナイト粒を生成させるので、オーステナイト結晶粒径を小さくできる。なお、図１は、延伸圧延工程後の冷却停止温度が再加熱後のオーステナイト結晶粒径に及ぼす影響を示す図であり、表１に示す鋼Ｎｏ．Ａの組成を有する外径１４０ｍｍの中実丸ビレットを回転炉床式の加熱炉で１２６０℃に加熱して穿孔圧延及び延伸圧延を施して外径１１０ｍｍ、肉厚４．５ｍｍの中空素管Ａ１〜４とした後、該中空素管Ａ１〜４を、内表面温度で、５．０℃／ｓの冷却速度でそれぞれ所定の冷却停止温度まで冷却し、その後、１０℃／ｓの加熱速度で９５０℃まで昇温して１０分間保持した後、室温まで水冷し、９５０℃における内表面のオーステナイト組織を凍結した冷却後の前記中空素管Ａ１〜４の内面側から組織観察用試験片を採取して光学顕微鏡でオーステナイト粒径を測定して得られたものである。
【００３２】
なお、Ｍｆ点は、下記式で算出された値を使用するものとする。
Ｍｆ点（℃）＝３８１．７６−２５２．４４×Ｃ−１１１．１２×Ｍｎ＋５４．５３８×Ｓｉ＋１１４．１７×Ｃｒ−２３．７７９×Ｎｉ−５７．３８１×Ｍｏ＋２１５．７×Ｖ＋９４５．４×Ｎｂ＋１８２１．７×Ｔｉ−１７４６．５×Ｂ
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂは各元素の含有量（質量％）であり、Ｍｆ点の計算にあたっては、上記した式に記載された元素を含有しない場合には、当該元素の含有量を零％として算出するものとする。
【００３３】
また、前記中空素管の内表面温度での冷却速度は３℃／ｓ以上とすることが望ましい。図２に示すように、冷却速度が３℃／ｓ以上の加速冷却を行うことで前記中空素管の内表面の組織がマルテンサイト単相組織となるため、後工程の再加熱で前記マルテンサイトがオーステナイトへ逆変態した際、より微細な結晶粒のオーステナイト組織が得られる。なお、図２は、延伸圧延工程後の冷却における冷却速度が再加熱後のオーステナイト結晶粒径に及ぼす影響を示す図であり、表１に示す鋼Ｎｏ．Ａの組成を有する外径１４０ｍｍの中実丸ビレットを回転炉床式の加熱炉で１２６０℃に加熱して穿孔圧延及び延伸圧延を施して外径１１０ｍｍ、肉厚４．５ｍｍの中空素管Ａ５〜９とした後、該中空素管Ａ５〜９を、内表面温度で、それぞれ所定の冷却速度で冷却停止温度５０℃まで冷却し、その後、１０℃／ｓの加熱速度で９５０℃まで昇温して１０分間保持した後、室温まで水冷し、９５０℃における内表面のオーステナイト組織を凍結した冷却後の前記中空素管Ａ５〜９の内面側から組織観察用試験片を採取して光学顕微鏡でオーステナイト粒径を測定して得られたものである。なお、冷却速度の上限は特に限定しないが、管の曲がりや焼割れ等を防止するため、５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。この際の冷却手段は特に限定しないが、冷却速度を制御しやすい点から、冷却水によるスプレー冷却を利用することが好ましい。また、内表面の冷却速度の測定方法は、鋼管表面温度履歴に基づいた数値解析で定める方法や接触温度計で直接温度を測定する方法等があるが、いずれの方法でもよい。
【００３４】
次に、上記の冷却処理によって管内面の組織がマルテンサイト組織となった前記中空素管を内表面温度で前記マルテンサイト系高Ｃｒ鋼のＡｃ３点以上の温度に再加熱し、マルテンサイトの逆変態による微細なオーステナイト粒を生成させる。逆変態後のオーステナイト粒径は、加熱速度に影響され、図３に示すように、Ｍｆ点以下の温度からＡｃ３点以上の温度までの平均加熱速度が１０℃／ｓ以上になると顕著に微細になる。したがって、前記再加熱の加熱速度を１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。なお、より好ましくは、４０℃／ｓ以上である。なお、図３は、マルテンサイト組織の高Ｃｒ鋼をＭｆ点以下の温度からＡｃ３点以上の温度に加熱した場合、Ａｃ３点までの加熱速度が再加熱後のオーステナイト結晶粒径に及ぼす影響を示す図であり、表１に示す鋼Ｎｏ．Ａの組成を有する外径１４０ｍｍの中実丸ビレットを回転炉床式の加熱炉で１２６０℃に加熱して穿孔圧延及び延伸圧延を施して外径１１０ｍｍ、肉厚４．５ｍｍの中空素管Ａ１０〜１４とした後、該中空素管Ａ１０〜１４を、内表面温度で、５．０℃／ｓの冷却速度で冷却停止温度５０℃まで冷却し、その後、それぞれ所定の加熱速度で９５０℃まで昇温して１０分間保持した後、室温まで水冷し、９５０℃における内表面のオーステナイト組織を凍結した冷却後の前記中空素管Ａ１０〜１４の内面側から組織観察用試験片を採取して光学顕微鏡でオーステナイト粒径を測定して得られたものである。
【００３５】
この際、再加熱の加熱手段は特に限定しないが、生産性を悪化させないためにも誘導加熱装置を利用することが好ましい。Ａｃ３点以上の所定の温度まで昇温後、前記中空素管全体を均熱化する場合には現行の雰囲気制御炉を利用することもできる。
【００３６】
また、前記中空素管の内表面の加熱速度の測定方法は、鋼管表面温度履歴に基づいた数値解析で定める方法や誘導加熱装置によって加えられる電力量から加熱速度を計算する方法等があるが、いずれの方法でもよい。
【００３７】
再加熱後、Ａｃ３点以上まで加熱された前記中空素管に対して縮径圧延を行う。縮径圧延は、例えばストレッチ・レデューサを用いるストレッチ・レデューサ圧延で行うが、サイザーを用いるサイジングミル圧延で行ってもよい。上記縮径圧延に際し、再加熱温度を高温にしすぎると組織が粗大になってしまうため、再加熱温度の上限は１１５０℃とすることが好ましい。前述の冷却処理と前記再加熱とによって縮径圧延に供される中空素管（被圧延材）の内面が微細なオーステナイト組織となるため、縮径圧延で生じる鋼管内面の凹凸形状の深さが抑制され、内面しわ疵の小さい内面品質が優れた継目無鋼管が得られる。
【実施例】
【００３８】
表１に示す化学組成を有する３種類のマルテンサイト系高Ｃｒ鋼の中実丸ビレットを回転炉床式の加熱炉で１２６０℃に加熱し、穿孔圧延及び延伸圧延を施して表２に示す寸法を有する中空素管とした後、表２に示す条件で冷却および再加熱処理を施した。
次いで、前記中空素管に縮径圧延を施し、表２に示す寸法の継目無鋼管を製造した。
なお、表２に示したＭｆ点およびＡｃ３点は、それぞれ前述の計算式により求めた。
【００３９】
製造後、超音波探傷計を用いて探傷計を周方向に走査しながら前記継目無鋼管を長手方向に送り出し、全長に渡って管内面の内面しわ疵の発生程度を評価した。また、探傷計による異常発生個所を特定し、その位置の鋼管断面を顕鏡することでしわ深さを評価した。評価結果は、最大しわ深さが２００μｍを超える場合を１とし、２００μｍ以下１００μｍ超えの場合を２、１００μｍ以下２０μｍ超えの場合を３、２０μｍ以下の場合を４で示し、評価結果が２以上の場合を合格とした。
【００４０】
表２に示す評価結果から、本発明例では、延伸圧延後の中空素管を内面温度がＭｆ点以下になるまで冷却した後、内表面温度で９５０℃に再加熱し、縮径圧延を行ったことにより、縮径圧延によって生じる鋼管内面の最大しわ深さが２００μｍ以下となり、内表面に発生するしわ疵を低減できていることが分かる。さらに、延伸圧延工程後の冷却を、中空素管の内表面温度でＭｆ点以下の温度までの冷却速度が３℃／ｓ以上の冷却とした場合、および／または、Ｍｆ点以下の温度からＡｃ３点以上の温度までの加熱を、中空素管の内表面温度で加熱速度が１０℃／ｓ以上の加熱とした場合には、より一層しわ深さが低減できていることが分かる。
【００４１】
【表１】
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【００４２】
【表２】
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【符号の説明】
【００４３】
１    丸ビレット
２    回転式加熱炉
３    ピアサ（傾斜ロール式穿孔圧延機）
４    穿孔プラグ
５    マンドレルミル
６    マンドレルバー
７    ウォーキングビーム式加熱炉
８    エロンゲータ
９    エロンゲータプラグ
１０  プラグミル
１１  プラグミルプラグ
１２  リーラー
１３  リーラープラグ
１４  ストレッチ・レデューサ
１５  サイザー（サイジングミル）
１６  製品（継目無鋼管）
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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