内部品质优异的含Ni的高合金圆坯的制造方法

摘要

一种含Ni的高合金圆坯的制造方法，由高Cr-高Ni-Mo钢的连续铸造方形铸坯制造具有更良好的内部品质的圆坯。其包括通过使用铸模对钢液进行连续铸造而得到方形铸坯的工序，和利用锻造或轧制将方形铸坯成形为圆坯的工序，铸模有如下形状：与方形铸坯的铸造方向垂直的截面的长边长度w与短边长度h之比w/h为1.0以上且2.0以下，钢液的化学组成以质量％计为C：0.005～0.250％、Si：0.05～2.00％、Mn：0.05～3.00％、P：0.04％以下、S：0.004％以下、Cu：0.01～3.00％、Cr：10～35％、Ni：10～80％、Mo：1.5～10.0％、Al：0.001～0.300％、N：0.001～0.300％、W：0.00～6.00％、Ti：0.00～2.00％、余量：Fe和杂质。

说明书

技术领域

本发明涉及含Ni的高合金系的圆坯的制造方法。

背景技术

近年来，在油井和气井的挖掘中，挖掘需要进行到更深的地层，并需要在腐蚀性更严苛的环境下进行挖掘。

在这样的环境下，使用有强度、耐腐蚀性和耐高温性优异的高Cr-高Ni合金制的无缝管。特别是高Cr-高Ni-Mo钢即使在高温的无硫(CO₂)环境和高温的高硫(H₂S)环境下，仍是显示出高耐腐蚀性的高强度的材料。

出于炼钢工艺中的生产率提高和费用削减而考虑的一个方法，是从现有的铸锭法向连续铸造法转变的变更铸造方法。在铸锭法中，因为钢锭的最终凝固位置是冒口部分，所以偏析部和缩孔部集中在钢锭的冒口部分(钢锭上部)。因此在铸锭法中，虽然铸造的钢锭的稳定部的品质良好，但是，需要从所铸造的钢锭上去除掉偏析部和缩孔部，因此生产率的提高及费用的削减受到一定的制约。

由连续铸造而成的方形铸坯(slab)制造无缝管的工艺，包括通过轧制或锻造由该方形铸坯制造圆坯的工序，和由该圆坯制造无缝管的工序。在由圆坯制造无缝管的工序中，所使用的圆坯的内部品质(例如，晶界裂纹、缩孔、偏析等。)会影响到所制造的无缝管的内表面的品质。因此，对于无缝管制造用的圆坯，不仅其外表面的品质管理很重要，内部品质的管理也很重要。

在连续铸造法中，其冷却速度比铸锭法大，因此有发生轴心裂纹的可能性。另外，在使用弯曲型的连续铸造装置时，存在伴随着板坯从装置的弯曲部移动到水平部时的变形(矫正变形，展平：unbending)而发生裂纹的可能性。

要想对无缝管制造用的高Cr-高Ni-Mo钢进行连续铸造，则(1)在板坯中容易残存Mo的偏析，(2)在板坯中容易残存缩孔，另外(3)因为变形阻力大，所以容易发生晶界裂纹。因此一直以来，作为无缝管制造用的高Cr-高Ni-Mo钢的铸造工艺，难以采用连续铸造法。

关于由高Cr-高Ni系的高合金形成的无缝管的制造，在专利文献1中记载如下，即，限制在合金中作为杂质而含有Zn和Pb的含量，以及限制将方形铸坯成形为圆坯时的总轧制比(＝(轧制前的截面积)/(轧制后的截面积))。专利文献1中记载有：根据这一方法，坯料的外表面难以发生裂纹和瑕疵，能够制造外表面品质优异的高合金无缝管。

然而，关于由高Cr-高Ni-Mo钢经连续铸造而成的方形铸坯所制造的圆坯的内部品质和由该圆坯制造的无缝管的内表面品质，并没有取得对品质提高的发现。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2009-120875号公报

发明内容

发明所要解决的课题

本发明其课题在于，提供一种由高Cr-高Ni-Mo钢经连续铸造而成的方形铸坯，制造具有更良好的内部品质的圆坯的方法。

用于解决课题的方法

本发明的含Ni的高合金圆坯的制造方法包括如下工序：

通过使用铸模对钢液进行连续铸造而得到方形铸坯的工序、和

利用锻造或轧制将所述方形铸坯成形为圆坯的工序，

上述铸模有如下形状：与上述方形铸坯的铸造方向垂直的截面的长边长度w与短边长度h之比w/h为1.0以上2.0，

上述钢液的化学组成以质量％计为，

C：0.005～0.250％、

Si：0.05～2.00％、

Mn：0.05～3.00％、

P：0.04％以下、

S：0.004％以下、

Cu：0.01～3.00％、

Cr：10～35％、

Ni：10～80％、

Mo：1.5～10.0％、

Al：0.001～0.300％、

N：0.001～0.300％、

W：0.00～6.00％、

Ti：0.00～2.00％、

余量：Fe和杂质。

在本发明中，所谓“方形铸坯的铸造方向”是指方形铸坯从连续铸造机被拔出的方向，可以换言之称为“方形铸坯的轴向”或“方形铸坯的延伸方向”。而且通常来说，所谓“与方形铸坯的铸造方向垂直的截面的长边长度w”是指方形铸坯的宽度，“与方形铸坯的铸造方向垂直的截面的短边长度h”是指方形铸坯的厚度。

优选上述圆坯的Mo偏析度为0.20以下。在本发明中所谓“圆坯的Mo偏析度”是指上述钢液中的Mo浓度(c_Mo)与圆坯的轴心部的Mo浓度(c_Mo’)之间的差(c_Mo’-c_Mo)相对于上述钢液中的Mo浓度(c_Mo)的比((c_Mo’-c_Mo)/c_Mo)。在本发明中，“圆坯的轴心部的Mo浓度”，通过如下方式决定：设圆坯的径(直径)为D，(1)在圆坯的端面，沿着圆坯的轴向对以圆坯的轴心为中心的直径D/20的圆形区域进行切削，由此采集试样，(2)对于该试样，依据JIS G1258-1(“铁和钢-ICP发光分光分析方法-第一部：硅、锰、磷、镍、铬、钼、铜、钒、钴、钛和铝定量方法-酸性分解/焦硫酸钾熔融法”)，通过ICP发光分光法测量Mo浓度。另外，关于钢液中的Mo浓度，对于依据JIS G0320(“钢材的钢液分析方法”)而采集的试样基于相同的JIS G1258-1，通过ICP发光分光法测量的。

优选上述成形的工序前的方形铸坯的截面积(A)，与上述成形的工序后的圆坯的截面积(B)之比(A/B)为2.5～12.0。以下，将上述截面积比A/B称为“总锻造比或总轧制比”。

对于上述成形的工序之前的方形铸坯的均热时间而言，在通过锻造成形进行上述成形的工序时优选为9小时以上，在通过轧制成形进行上述成形的工序时，优选为24小时以上。

发明效果

根据本发明，在由高Cr-高Ni-Mo钢经连续铸造而制造的方形铸坯制造圆坯时，能够提高所制造的圆坯的内部品质。根据以本发明的方法制造的圆坯，能够提高由该圆坯制造的无缝管的内表面的品质。

附图说明

图1是说明本发明的一个实施方式的含Ni的高合金圆坯的制造方法的流程图。

图2是说明在本发明的一个实施方式的含Ni的高合金圆坯的制造方法中，将方形铸坯成形为圆坯的工序的详情的流程图。

图3是表示成形方法中采用锻造时，铸模的w/h比和圆坯的Mo偏析度的关系的散点图。

图4是表示成形方法中采用轧制时，铸模的w/h比和圆坯的Mo偏析度的关系的散点图。

图5是表示锻造成形的圆坯的Mo偏析度与无缝管的不合格率的关系的散点图。

图6是表示轧制成形的圆坯的Mo偏析度与无缝管的不合格率的关系的散点图。

图7是表示铸模的w/h比为1.0～1.7时，方形铸坯在锻造成形前的均热时间与无缝管的不合格率的关系的散点图。

图8是表示铸模的w/h比为1.0～1.7时，方形铸坯在轧制成形前的均热时间与无缝管的不合格率的关系的散点图。

具体实施方式

以下，一边参照附图，一边对于本发明的实施的方式进行说明。还有，以下所示的方式是本发明的例示。另外，关于数值范围中“A～B”这样的表述是指“A以上B以下”。在这一表述中只对数值B附加单位的情况下，该单位也适用于数值A。还有，在以下的说明中，对于元素的含量仅表述为“％”时，该表述是指“质量％”。

<(A)钢液的化学组成>

首先，对于本发明中使用的高Ni-高Cr-Mo钢的化学组成进行说明。

C：0.005～0.250％

C是用于获得钢材强度的必要元素，因此其含量需要在0.005％以上。另外，C可抑制容易在Mo偏析部析出的作为脆性相的σ相的发生。但是，若C含量超过0.250％，则M₂₃C₆型碳化物的量显著增加，从而导致钢材的延展性和韧性降低。因此，本发明的钢液中的C的含量为0.005～0.250％。还有，若C的含量为0.006～0.030％，则钢材不仅具有更良好的强度、延展性和韧性，而且钢材的耐腐蚀性也提高，因此更为优选。还有上述“M₂₃C₆型碳化物”中的M是指复合含有Cr、Fe和Mo等的金属元素。

Si：0.05～2.00％

Si是作为钢在精炼时的脱氧剂而被添加的元素。为了体现脱氧效果，需要Si含量为0.05％以上。但是，若Si含量超过2.00％，则钢材的延展性和韧性降低。因此，本发明的钢液中的Si的含量为0.05～2.00％。还有，若Si的含量为0.20～0.50％，则钢材的延展性和韧性提高，因此更为优选。

Mn：0.05～3.00％

Mn是作为钢在精炼时的脱氧剂而被添加的元素。为了体现其脱氧效果，需要Mn含量为0.05％以上。但是，若Mn含量超过3.00％，则钢材的延展性和韧性降低，由此导致由圆坯制造的无缝管容易发生管内面裂纹和管内外面的划痕。因此，本发明的钢液中的Mn的含量为0.05～3.00％。Mn的含量更优选为0.20～1.00％。

P：0.04％以下

P是从原料和废料混入的杂质元素。一般来说，若合金中大量存在P，则热加工性和耐腐蚀性降低。特别是若P的含量超过0.04％，则钢材的热加工性和耐腐蚀性的降低显著。因此，在本发明中能够允许的钢液中的P的含量为0.04％以下。P的含量更优选为0.03％以下。

S：0.004％以下

S也是从原料和废料混入的杂质元素。一般来说，若合金中大量存在S，则热加工性和耐腐蚀性降低。特别是若S的含量超过0.004％，则钢材的热加工性和耐腐蚀性的劣化显著。因此，在本发明中能够允许的钢液中的S的含量为0.004％以下。S的含量更优选为0.003％以下。还有，若S的含量为0.0015％以下，则钢材显示出特别优异的热加工性，因此进一步优选。

Cu：0.01～3.00％

Cu是对于提高钢材的耐腐蚀性有效的元素，这一效果在Cu的含量为0.01％以上时能够取得。但是，若Cu的含量超过3.00％，则钢材的延展性和韧性有降低的情况。因此，本发明的钢液中的Cu的含量为0.01～3.00％。还有，Cu的含量更优选为0.02～1.50％。

Cr：10～35％

Cr与Mo和N共同具有使合金的耐腐蚀性和强度提高的作用。这一效果在Cr的含量为10％以上时能够取得。但是，若Cr的含量超过35％，则合金的热加工性降低。因此，本发明的钢液中的Cr的含量为10～35％。Cr的含量更优选为18～30％。

Ni：10～80％

Ni与N一起具有使奥氏体的基体稳定化的作用。Ni是为了使高合金中大量含有Cr和Mo等具有强化作用和耐腐蚀作用的元素而必须的元素。这些效果在Ni的含量为10％以上时能够取得。另一方面，若Ni的含量很多，则合金成本上升。特别是若Ni的含量超过80％，成本的上升极大。因此，本发明的钢液中的Ni的含量为10～80％。还有，从更有效地抑制因Mo的含有而导致的脆性相的析出这一观点出发，Ni的含量更优选为30％以上。另一方面，从进一步抑制合金的材料费用的观点出发，Ni的含量更优选为60％以下。

Mo：1.5～10.0％

Mo在与Cr的共存下，具有提高合金的强度和耐腐蚀性的作用。这一效果在Mo的含量为1.5％以上时能够取得。但是，若Mo的含量超过10.0％，则延展性和韧性等合金的机械性质降低。因此，本发明的钢液中的Mo的含量为1.5～10.0％。还有，Mo的含量更优选为2.5～9.0％。

Al：0.001～0.300％

Al是作为钢在精炼时的脱氧剂而被添加的元素。这一效果在Al的含量为0.001％以上时能够取得。另一方面，若Al的含量过剩，则合金的洁净度恶化，且发生以夹杂物为起点的缺陷。因此，本发明的钢液中的Al含量为0.001～0.300％。还有，Al含量更优选为0.001～0.200％。

N：0.001～0.300％

N与Ni一起具有使奥氏体基体稳定化的作用。为了得到这一作用，N的含量需要为0.001％以上。另一方面，若N的含量过剩，则钢材的韧性的降低显著。因此，本发明的钢液中的N的含量为0.001～0.300％。还有，N的含量更优选为0.004～0.270％。

W：0.00～6.00％

在本发明中，钢液可以含有W，也可以不含W。若W的含量过剩，则合金成本过度上升。特别是若W的含量超过6.00％，则合金成本的上升极大。因此，本发明的钢液中的W的含量为0.00～6.00％。作为任意的含有元素的W，在与Cr的共存下具有提高合金的强度和耐腐蚀性的作用。这一效果在W的含量为0.01％以上时能够取得。因此W的含量更优选为0.01～6.00％。

Ti：0.00～2.00％

在本发明中，钢液可以含有Ti，也可以不含Ti。若Ti的含量过剩，则合金的热加工性降低，因此本发明的钢液中的Ti的含量为0.00～2.00％。作为任意的含有元素的Ti，具有脱氧作用和使C稳定化的作用。特别是在不锈钢中，通过以Ti固定C，能够防止Cr₃C₂的发生，由此可以抑制贫Cr层的生成。为了得到这一效果，Ti的含量需要在0.05％以上。因此Ti的含量优选为0.05～2.00％。还有，Ti的含量更优选为0.05～1.50％。

<(B)铸模的形状>

在本发明中，用于高Ni-高Cr-Mo钢的连续铸造的铸模，具有如下的形状：与方形铸坯的铸造方向(连续铸造而成的方形铸坯为连续的方向)垂直的截面的长边长度w与短边长度h的比w/h为1.0以上且2.0以下。通常，“与方形铸坯的铸造方向垂直的截面的长边长度w”是指方形铸坯的宽度，“与方形铸坯的铸造方向垂直的截面的短边长度h”是指方形铸坯的厚度。还有，在钢液凝固的途中，经过将弯曲的板坯矫正成水平的过程时(即，使用弯曲型连续铸造装置和垂直弯曲型连续铸造装置等、垂直型连续铸造装置以外的连续铸造装置来进行连续铸造的情况。)，在上述“与方形铸坯的铸造方向垂直的截面”中，(1)“长边长度w”取自在将弯曲的板坯矫正成水平的上述过程中不发生变化的方向(即，从连续铸造装置拔出方形铸坯时的水平方向)，(2)“短边长度h”取自在将弯曲的板坯矫正成水平的上述过程中发生变化的方向(即，从连续铸造装置拔出方形铸坯时的垂直面方向)。还有以下为了方便，将比w/h称为“扁平比”。

若用于连续铸造的铸模的扁平比w/h超过2.0，则圆坯的内部品质降低。这被认为是由于最终凝固部的宽度变长导致偏析残存部变宽。另一方面，若铸模的扁平比w/h低于1.0，则在钢液凝固的途中使用将弯曲的板坯矫正成水平的连续铸造装置(弯曲型连续铸造装置或垂直弯曲型连续铸造装置)时，方形铸坯的矫正需要很大的力。因此，本发明的连续铸模的扁平比w/h需要在1.0以上且2.0以下。从进一步提高圆坯的内部品质的观点出发，铸模的扁平比w/h更优选为1.0以上且1.7以下。

<(C)圆坯的制造方法>

图1是说明本发明的一个实施方式的含Ni的高合金圆坯的制造方法S1(以下，称为“制造方法S1”或仅称为“S1”。)的流程图。如图1所示，制造方法S1按顺序具有如下工序：钢液准备工序S11(以下简称为“S11”。)、连续铸造工序S12(以下简称为“S12”。)、成形工序S13(以下简称为“S13”。)。钢液准备工序S11是对具有上述说明的化学组成的高合金(高Ni-高Cr-Mo钢)的熔液进行熔炼的工序。连续铸造工序S12是使用具有上述说明的形状的铸模对S11中准备的熔液进行连续铸造，由此得到方形铸坯的工序。成形工序S13是利用锻造或轧制，将S12中得到的方形铸坯成形为圆坯的工序。

图2是更详细地说明成形工序S13的流程图。如图2所示，成形工序S13按顺序具有如下工序：加热工序S131(以下简称为“S131”。)、均热工序S132(以下简称为“S132”。)、锻造/轧制工序S133(以下简称为“S133”。)。加热工序S131是将通过连续铸造工序S12得到的方形铸坯加热至1300℃以下的温度的工序。S131的意义在于，防止在锻造或轧制时因晶界熔融引起的裂纹的发生，从而防止所制造的圆坯表面的裂纹和瑕疵。均热工序S132是对经过了S131的方形铸坯进行均热的工序。锻造/轧制工序S133是对经过了S132的方形铸坯，在板坯的温度为800℃以上的期间实施锻造或轧制，由此成形为圆坯的工序。板坯的温度为800℃以上的期间，因为材料的变形阻力不太大，所以对于锻造装置或轧制装置的负荷不太大。

关于均热工序S132的均热时间，在S133中采用锻造成形时优选为9小时以上，在S133中采用轧制成形时优选为24小时以上。从方形铸坯成形为圆坯之前，通过确保上述下限值以上的均热时间，能够有效地提高所制造的圆坯的内部品质。其理由推测如下。即，这被认为是由于，通过对于方形铸坯充分长时间地均热，(1)在方形铸坯内部，成分元素的扩散充分进行，(2)在板坯内部由于成分元素扩散，使方形铸坯的内部产生的偏析得到缓和，(3)方形铸坯内部的偏析得到缓和的结果是能够抑制脆弱的σ相的发生。还有，在均热工序S132中，优选在1200～1300℃的温度条件下进行均热，更优选在1240～1300℃的温度条件下进行均热。

在锻造/轧制工序S133中，优选总锻造比或总压下比为2.5～12.0。在此所谓“总锻造比或总压下比”是指成形工序S13之前的方形铸坯的轴向截面积(A)与成形工序S13之后的圆坯的轴向截面积(B)之比(A/B)。通过锻造或轧制将高Ni-高Cr-Mo钢的方形铸坯成形为圆坯时，若总锻造比或总压下比过大，则在成形后的圆坯的表面容易发生裂纹和瑕疵。另一方面，若总锻造比或总压下比过小，则在成形后的圆坯上容易残存晶界裂纹和缩孔。

成形工序S13之后的圆坯的Mo偏析度优选为0.20以下。所谓“圆坯的Mo偏析度”是指钢液中的Mo浓度(c_Mo)与圆坯的轴心部的Mo浓度(c_Mo’)之间的差(c_Mo’-c_Mo)相对于钢液中的Mo浓度(c_Mo)的比((c_Mo’-c_Mo)/c_Mo)。还有在本发明中，圆坯的Mo偏析度必须取0.00以上的值。通过圆坯的Mo偏析度为0.20以下，用该圆坯制造无缝管时，能够抑制管的内表面的裂纹和瑕疵的发生。

实施例

以EF(电炉)-AOD(氩氧脱碳：Argon Oxygen Decarburization)-VOD(真空吹氧脱碳：Vacuum Oxygen Decarburization)工艺，对具有下述表1中所示的化学组成的各种合金进行熔炼后，通过连续铸造法或铸锭法得到方形铸坯。其次，以下述表2中所示的均热条件(均热温度和均热时间)对方形铸坯进行均热后，通过实施锻造或轧制而制造圆坯。对于任意的板坯，均热温度均为可锻造或轧制范围的温度。锻造或轧制的最终温度对于任意的板坯均为800℃以上。

圆坯的偏析度评价以圆坯的Mo偏析度为指标。在上述说明的钢液成分之中，Si、Mn、Cr、Mo、Ti和W是促进作为脆性相的σ相的生成的元素。其中，Mo扩散速度慢，而且在本成分系之中含量也多。因此，根据Mo偏析度评价坯料整体的偏析度。对于所得到的各个圆坯，按如下方式确定Mo偏析度。

(1)坯段中心部的Mo浓度的测量

(1-a)设圆坯的径(直径)为D，在圆坯的端面，沿圆坯的轴向切削以圆坯的轴心为中心的直径D/20的圆形区域，由此采集试样，

(1-b)依据JIS G1258-1(“铁和钢-ICP发光分光分析方法-第一部：硅、锰、磷、镍、铬、钼、铜、钒、钴、钛和铝定量方法-酸性分解·焦硫酸钾熔融法”)，通过ICP发光分光法，测量该试样中的Mo浓度。测量次数为3次以上，多次测量直至JIS G1258-1所规定的允差(误差)达到平均值的0.5％以下，以此时的该平均值作为坯料中心部的Mo浓度(c_Mo’)。

(2)钢液中的Mo浓度的测量

钢液中的Mo浓度是依据JIS G1258-1利用ICP发光分光法而对依据JIS G0320(“钢材的钢液分析方法”)而从钢液采集的试样进行测量。测量次数为3次以上，反复进行测量直到JIS G1258-1所规定的允差(误差)达到平均值的0.5％以下，以该平均值作为钢液中的Mo浓度(c_Mo)。

(3)Mo偏析度的确定

基于由上述(1)和(2)确定的c_Mo’和c_Mo，通过下式(1)计算圆坯的Mo偏析度(r_Mo)。

r_Mo＝(c_Mo’-c_Mo)/c_Mo         (1)

根据上式(1)，在钢液中的Mo含量不同的坯料之间也能够评价Mo的偏析的程度。

在表2中，一并记述有铸模的扁平比w/h、圆坯的Mo偏析度、方形铸坯的成形方法(锻造/轧制)、将方形铸坯成形为圆坯时的总锻造比或总轧制比。

在表1和2中，关于Item1～31，其钢液的化学组成、铸模的扁平比w/h和圆坯的Mo偏析度在本发明的范围内。另外，关于Item32～37，其钢液的化学组成、铸模的扁平比w/h和圆坯的Mo偏析度之中，带“*”标记的项目在本发明的范围外。Item38和39不是以连续铸造而是以铸锭法铸造方形铸坯的例子。

在各Item1～39中，制造圆坯20根以上，由制造的各圆坯，通过尤金(ュヅ一ン：Eugene)制管法或曼内斯曼(マンネスマン：Mannesmann)制管法制造无缝管。在各Item中，通过尤金制管法制造的无缝管的根数和通过曼内斯曼制管法制造的无缝管的根数均为5根以上。对于各个制造的无缝管，检查有无在Mo偏析部容易生成的作为脆性相的σ相，据此判断作为制品是否合格。检测出σ相的无缝管不合格，未检测到σ相的无缝管为合格。还有，有无σ相的检查方法如下。即，从无缝管上沿着与轴向垂直的方向(径向)采集试样，蚀刻了试样表面后，以光学显微镜进行观察。如果制造的无缝管的不合格率低于10％，则能够判断管的内表面的品质良好。

表1

表2

图3是表示作为成形方法采用锻造成形时，铸模的扁平比w/h和圆坯的Mo偏析度的关系的散点图。由图3可知，铸模的扁平比w/h为2.0以下时，圆坯的Mo偏析度缓和到0.20以下。

图4是表示作为成形方法采用轧制成形时，铸模的扁平比w/h和圆坯的Mo偏析度的关系的散点图。同样可知，铸模的扁平比w/h为2.0以下时，圆坯的Mo偏析被缓和到0.20以下。

图5是表示通过锻造成形的圆坯的Mo偏析度与无缝管的不合格率的关系的散点图。由图5可知，圆坯的Mo偏析度在0.20以下时，无缝管的不合格率被减少到10％以下。此外根据图5可知，在Mo偏析度为0.20以下的例子中，铸模的扁平比w/h为1.0以上且2.0以下。

图6是表示通过轧制成形的圆坯的Mo偏析度与无缝管的不合格率的关系的散点图。由图6可知，在圆坯的Mo偏析度在0.20以下时，无缝管的不合格率被减少至10％以下。此外根据图6可知，在Mo偏析度为0.20以下的例子中，铸模的扁平比w/h为1.0以上且2.0以下。

由图3～6可知，用于连续铸造的铸模的扁平比w/h为1.0以上且2.0以下时，无缝管的不合格率被减少到10％以下。特别是用于连续铸造的铸模的扁平比w/h为1.0以上且1.7以下时，无缝管的不合格率被降低到大约5％以下。

图7是表示用于连续铸造的铸模的扁平比w/h为1.0以上且1.7以下，成形方法为锻造成形时的、锻造前的方形铸坯的均热时间与无缝管的不合格率的关系的散点图。锻造前的方形铸坯的均热时间为9小时以上时，无缝管的不合格率为5％以下。

图8是表示用于连续铸造的铸模的扁平比w/h为1.0以上且1.7以下，成形方法为轧制成形时的、轧制前的方形铸坯的均热时间与无缝管的不合格率的关系的散点图。轧制前的方形铸坯的均热时间为24小时以上时，无缝管的不合格率为5％以下。

如表1和2所示，用根据本发明的范围内的制造方法制造的圆坯(Item1～31)制作无缝管时，所得到的无缝管的内表面的品质良好。

另一方面，铸模的扁平比w/h和钢液的化学组成之中一者或两者在本发明的范围外的Item32～37，无缝管的不合格率均超过10％。另外，在Item38和39中能够得到良好的结果，但因为铸造方法是铸锭法，所以与本发明的制造方法相比，无法避免费用和生产率方面的劣势。

符号说明

S1   含Ni的高合金圆坯的制造方法

S11  钢液准备工序

S12  连续铸造工序

S13  成形工序

S131 加热工序

S132 均热工序

S133 锻造/轧制工序