JP2014034054A

JP2014034054A - 内面品質に優れたＮｉ含有高合金丸ビレットの製造方法

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Publication number: JP2014034054A
Application number: JP2012177406A
Authority: JP
Inventors: Seiji Miyamoto; 聖司宮本; Takakei Kagari; 崇敬加苅
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-08-09
Filing date: 2012-08-09
Publication date: 2014-02-24
Anticipated expiration: 2032-08-09
Also published as: JP5682602B2; US20150144290A1; ES2729760T3; EP2883630A1; WO2014024983A1; EP2883630B1; CN104010747B; US10144058B2; CN104010747A; EP2883630A4

Abstract

【課題】高Cr‐高Ni‐Mo鋼の連続鋳造角鋳片から、有害偏析の無い継目無鋼管製造用丸ビレットの製造を可能とする。
【解決手段】連続鋳造した角鋳片から丸ビレットを製造する方法である。質量％で、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％、及び、N：０．００１〜０．３００％を含み、残部はFe及び不純物の化学組成を有する溶鋼を、鋳片の長辺長さをｗ、短辺長さをｈとした場合、扁平比ｗ／ｈが１．０以上、２．０以下の鋳造鋳型で角鋳片に連続鋳造し、得られた角鋳片を鍛造又は圧延により丸ビレットへ成形する。
【選択図】図１

Description

本発明は、高Cr‐高Ni‐Mo鋼を連続鋳造した角鋳片を用いて丸ビレットを製造する方法であって、本来、連続鋳造化が困難な高Cr‐高Ni‐Mo鋼を、連続鋳造鋳型の扁平比を最適化することで、内部品質に優れたNiを含有した高合金系の丸ビレットを製造する方法に関するものである。

近年、発展途上国におけるエネルギー需要の増大に伴い、油井・ガス井の深井戸化と腐食性がより厳しい環境下での井戸の掘削が余儀なくされている。

このような環境では、高強度を有し、高耐食性、耐高温性に優れた高Cr‐高Ni合金の継目無管が用いられている。特に、高Cr‐高Ni‐Mo鋼は、高強度で、高温でのスウィート環境中、サワー環境中でも高耐食性を有した材料である。

しかしながら、世界規模で急速に進行した企業統合・再編などの経済のグローバル化、発展途上国企業の企業間の価格競争は益々激化している。その結果、油井・ガス井の開発において、安全性の確保に加えて、さらなる高効率化・低コスト化が求められるようになってきた。

高効率化・低コスト化の一環として、製鉄所ではインゴット鋳造から連続鋳造への鋳造方法の変更が挙げられる。インゴット鋳造法は、押し湯部分が鋼塊の最終凝固位置となるので、偏析部、キャビティーを鋼塊上部に集中させることができる。そのため、定常部の内質は連続鋳造片よりも良好であるが、偏析濃縮部、キャビティー部を取り除く必要があるため歩留まりは悪化する。

一方、連続鋳造法は、インゴット鋳造法と比較すると、歩留まり、製造能率が良いが、インゴット鋳造法と比較して冷却速度が大きいため、軸心割れが大きくなる。また、湾曲型の連続鋳造装置で鋳造する際は、角鋳片を矯正する際に割れが生じることがある。

連続鋳造した角鋳片を素材として、圧延または鍛造工程を経て丸ビレットとし、継目無鋼管を製造する工程においては、使用する丸ビレットの粒界割れ、キャビティーや偏析などの内部品質が、管の内表面の品質に影響を及ぼす。従って、継目無鋼管製造用の丸ビレットは、その外表面のみならず内部品質の健全性管理が重要となる。

高強度化、耐食性の向上のためにMoを添加した継目無鋼管製造用の高Cr‐高Ni‐Mo鋼はMoの偏析残存、変形抵抗の増加による粒界割れ、キャビティーの残存から連続鋳造化が困難であった。

そこで、出願人は、上記のようなステンレス鋼組成の継目無鋼管製造用丸ビレットを製造する方法として、特許文献１に記載の方法を提案した。

特許文献１で提案した方法は、表面に割れや疵の無いビレットを製造するために、低融点元素のZnやPbの管理、角鋳片から丸ビレットへ成形する際の総圧延比或いは総鍛造比の管理を行うものである。そして、特許文献１には、当該ビレットを製管に使用することで素管外表面品質の優れた継目無鋼管を製造する方法を記載している。

しかしながら、特許文献１には、連続鋳造法による内部品質の改善方法についての開示はなされていない。

特開２００９‐１２０８７５号公報

本発明が解決しようとする問題点は、連続鋳造化が困難な高Cr‐高Ni‐Mo鋼を連続鋳造した際の内部品質を改善する方法について、従来は開示されていなかったという点である。

本発明は、
連続鋳造が困難な高Cr‐高Ni‐Mo鋼を連続鋳造により製造した角鋳片から、有害偏析の無い継目無鋼管製造用丸ビレットの製造を可能とするために、
連続鋳造した角鋳片から内面品質に優れたNi含有高合金丸ビレットを製造する方法であって、
質量％で、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％、及び、N：０．００１〜０．３００％を含み、残部はFe及び不純物の化学組成を有する溶鋼を、鋳片の長辺長さをｗ、短辺長さをｈとした場合、扁平比ｗ／ｈが１．０以上、２．０以下の鋳造鋳型で角鋳片に連続鋳造し、得られた角鋳片を鍛造又は圧延により丸ビレットへ成形することを最も主要な特徴としている。

本発明においては、角鋳片から丸ビレットへの成形時の総鍛造比或いは総圧延比を２．５〜１２．０とすることが望ましい。また、角鋳片から丸ビレットへの成形前の均熱時間は、鍛造成形の場合は８時間以上、圧延成形の場合は２４時間以上とすることが望ましい。

上記の本発明方法では、連続鋳造鋳型の扁平比や、必要に応じて、角鋳片から丸ビレットへの成形時の総鍛造比或いは総圧延比、角鋳片から丸ビレットへの成形前の均熱時間を最適化することで、内部品質の優れたNiを含有する高合金系の丸ビレットを製造できる。

本発明では、高Cr‐高Ni‐Mo鋼を用いて継目無鋼管製造用丸ビレットを製造する時に、連続鋳造鋳型の扁平比や、必要に応じて、角鋳片からビレットへの成形時の総鍛造比或いは総圧延比、均熱時間の最適化により、発生する偏析を無害化することができる。

鋳型扁平比と鍛造成形時の丸ビレットのMo偏析度の関係を示した図である。鋳型扁平比と圧延成形時の丸ビレットのMo偏析度の関係を示した図である。鍛造成形した丸ビレットのMo偏析度と製品合格率の関係を示した図である。圧延成形した丸ビレットのMo偏析度と製品合格率の関係を示した図である。鋳型扁平比１．０≦ｗ／ｈ≦１．７で鋳造した角鋳片を、様々な鍛造前均熱時間で丸ビレットに成形したときの製品合格率を示した図である。鋳型扁平比１．０≦ｗ／ｈ≦１．７で鋳造した角鋳片を、様々な圧延前均熱時間で丸ビレットに成形したときの製品合格率を示した図である。

本発明は、連続鋳造化が困難な高Cr‐高Ni‐Mo鋼を用いて内部品質に優れた継目無鋼管製造用の丸ビレットを製造するという目的を、連続鋳造鋳型の扁平比や、必要に応じて、角鋳片から丸ビレットへの成形時の総鍛造比或いは総圧延比、均熱時間を最適化することで実現した。

以下、本発明について詳細に説明する。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

すなわち、本発明の内面品質に優れたNi含有高合金丸ビレットの製造方法は、
連続鋳造した角鋳片から丸ビレットを製造する方法であって、
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％、及び、N：０．００１〜０．３００％を含み、残部はFe及び不純物の化学組成を有する溶鋼を、鋳片の長辺長さをｗ、短辺長さをｈとした場合、扁平比ｗ／ｈが１．０以上、２．０以下の鋳造鋳型で角鋳片に連続鋳造し、得られた角鋳片を鍛造又は圧延により丸ビレットへ成形することを特徴とするものである。

上記本発明においては、Wを０．０１〜６．００％、及び／又は、Tiを０．０５〜２．００％、さらに含有することが望ましい。

また、上記本発明においては、角鋳片から丸ビレットへ成形時の総鍛造比或いは総圧延比を２．５〜１２．０と、また、角鋳片から丸ビレットへの成形前の均熱時間を、鍛造成形の場合は８時間以上、圧延成形の場合は２４時間以上することが望ましい。

以下、上記本発明における限定理由について説明する。
（Ａ）高合金継目無管の化学組成

C：０．００５〜０．２５０％
Cは、鋼材の強度を得るために必要な元素であるため、少なくとも０．００５％を含有させる必要がある。また、CはMo偏析部に析出しやすいσ相の発生を抑制する。しかしながら、０．２５０％を超えて含有させると、M₂₃C₆型炭化物の量が著しく増加して、鋼材の延性及び靱性が低下する。従って、本発明では、Cの含有量を０．００５〜０．２５０％と規定した。なお、Cの含有量を０．００６〜０．０３０％とすると、強度、延性及び靱性に優れるとともに耐食性が向上するため、より好ましい。ここで、前記「M₂₃C₆型炭化物」におけるＭは、Cr，Fe及びMo等の金属元素を複合して含むことを意味する。

Si：０．０５〜２．００％
Siは鋼の精錬時の脱酸剤として添加される。この脱酸効果を発現させるためには、少なくとも０．０５％を含有させる必要がある。しかしながら、２．００％を超えて含有させると、鋼材の延性及び靱性が低下する。従って、本発明では、Siの含有量を０．０５〜２．００％と規定した。なお、Siの含有量を０．２０〜０．５０％とすると、鋼材の延性及び靱性が向上するためより好ましい。

Mn：０．０５〜３．００％
Mnは鋼の精錬時の脱酸剤として添加される。この脱酸効果を発現させるためには、少なくとも０．０５％を含有させる必要がある。しかしながら、３．００％を超えて含有させると、鋼材の延性及び靭性の低下をもたらし、管内面での割れ及び管内外面の被れ疵が発生しやすくなる。従って、本発明では、Mnの含有量を０．０５〜３．００％と規定した。なお、Mnの含有量は０．２０〜１．００％にすることがより好ましい。

P：０．０４％以下
Pは、原料やスクラップから混入してくる不純物であり、一般に、合金中に多量に存在すると熱間加工性が低下し、また、耐食性も劣化する。特に、Pの含有量が０．０４％を超えると、熱間加工性の低下と耐食性の劣化が著しくなる。従って、本発明では、許容できるPの含有量を０．０４％以下とした。Pの含有量は０．０３％以下にすることがより好ましい。

S：０．００４％以下
Sも、原料やスクラップから混入してくる不純物であり、一般に、合金中に多量に存在
すると熱間加工性が低下し、また、耐食性も劣化する。特に、Sの含有量が０．００４％を超えると、熱間加工性の低下と耐食性の劣化が著しくなる。従って、本発明では、許容できるSの含有量を０．００４％以下とした。Sの含有量は０．００３％以下にすることがより好ましい。なお、Sの含有量を０．００１５％以下にすると、特に優れた熱間加工性を示すので、さらに好ましい。

Cu：０．０１〜３．００％
Cuは、耐食性向上に有効な元素であり、その効果はCuの含有量が０．０１％以上で得られる。しかしながら、Cuの含有量が３．００％を超えると、延性及び靱性が低下する場合がある。従って、本発明では、Cuの含有量を０．０１〜３．００％とした。なお、Cuの含有量は０．０２〜１．５０％とするとより好ましい。

Cr：１０〜３５％
Crは、Mo及びNとともに合金の耐食性及び強度を向上させる作用を有する。前記の効果は、Crの含有量が１０％以上で得られる。しかしながら、Crの含有量が３５％を超えると、合金の熱間加工性が低下する。従って、本発明では、Crの含有量を１０〜３５％と規定した。Crの含有量は１８〜３０％とすることがより好ましい。

Ni：１０〜８０％
Niは、Nとともにオーステナイトの素地を安定化する作用を有し、高合金中にCrやMo等の強化作用と耐食作用を有する元素を多量に含有させるのに必須の元素である。これらの効果は、Niの含有量が１０％以上で得られる。一方、Niの多量添加は合金コストの過度の上昇を招き、特にNiの含有量が８０％を超えるとコストの上昇が極めて大きくなる。従って、本発明では、Niの含有量を１０〜８０％と規定した。なお、Niの合金コストとMo添加による脆化相析出抑制のために、Niの含有量は３０〜６０％とすることがより好ましい。

Mo：１．５〜１０．０％
Moは、Crとの共存下で合金の強度、耐食性を高める作用を有し、その効果はMoの含有量が１．５％以上で得られる。しかしながら、Ni添加量の大小にもよるが、Moの含有量が１０．０％を超えると、延性や靱性等の機械的性質の低下を招く。従って、本発明では、Moの含有量は１．５〜１０．０％とした。なお、Moの含有量は２．５〜９．０％とすることがより好ましい。

Al：０．００１〜０．３００％
Alは鋼の精錬時の脱酸剤として添加される。この効果を発現するためには少なくとも０．００１％を含有させる必要がある。一方、Alを過剰に添加すると合金の清浄度が悪化し、介在物を起点とする欠陥が生じる。従って、本発明では、Al含有量を０．００１〜０．３００％と規定した。なお、０．００１〜０．２００％にすることがより好ましい。

N：０．００１〜０．３００％
Nは、Niとともにオーステナイト素地を安定化する作用を有する。その作用を確保するためには、少なくとも０．００１％を含有させる必要がある。一方、Nを過剰に添加すると鋼材の靭性の低下が著しくなる場合がある。従って、本発明では、Nの含有量を０．００１〜０．３００％と規定した。なお、Nの含有量は０．００４〜０．２７０％にすることがより好ましい。

W：０．０１〜６．００％
任意の添加元素であるWは、Crとの共存下で合金の強度、耐食性を高める作用を有し、その効果はWの含有量が０．０１％以上で得られる。Wの多量添加は合金コストの過度の上昇を招き、特にWの含有量が６．００％を超えるとコストの上昇が極めて大きくなる。従って、本発明では、Wの含有量を０．０１〜６．００％とした。

Ti：０．０５〜２．００％
任意の添加元素であるTiは脱酸作用、Cの安定化作用を有する。特にステンレス鋼においてはTiをCで固定することで、Cr₃C₂の発生を防ぎ、Cr欠乏層の生成を抑制する。この効果を発現するためには少なくとも０．０５％含有させる必要がある。一方、Tiを過剰に添加すると、熱間加工性を劣化させるため、上限を２．００％とした。なお、０．０５〜１．５０％にすることがより好ましい。

（Ｂ）鋳造鋳型の扁平比ｗ/ｈ：１．０以上、２．０以下（ｗは鋳片の長辺長さ、ｈは鋳片の短辺長さ）
鋳造鋳型の扁平比ｗ/ｈが２．０を超えると最終凝固部の幅が長くなるため偏析残存部が広くなり、内部品質が低下する。一方、鋳造鋳型の扁平比が１．０を下回ると鋳造鋳型の短辺長さが長辺長さより長くなって、湾曲型連続鋳造装置で鋳造する際は、角鋳片の矯正に大きな力が必要となるため好ましくない。以上から、本発明では、連続鋳造鋳型の扁平比ｗ/ｈを１．０以上、２．０以下とした。発明者らの実験によれば、鋳型扁平比ｗ/ｈを１．０以上、１．７以下とした場合にはより好ましい結果が得られた。

（Ｃ）継目無鋼管製造用丸ビレットの製造方法
上記の化学組成を有する高合金の溶湯を溶製したのち、連続鋳造法により扁平比ｗ/ｈが１．０以上、２．０以下の鋳造用鋳型を用いて角鋳片を連続鋳造によって製造する。

連続鋳造法によって作製した角鋳片は、成形時、角鋳片に粒界溶融起因の割れが生じず、丸ビレット表面に割れや疵が発生しないように、１３００℃以下の温度まで加熱する。そして、材料の変形抵抗が大きくなってロールへの負荷が大きくなりすぎないように、角鋳片の温度が８００℃を下回らないうちに、鍛造、または圧延を施すことによって、丸ビレットに成形する。

高合金からなる角鋳片を、圧延、鍛造により丸ビレットに成形する際に、総圧下比或いは総鍛造比を余り大きくしすぎると、成形後の丸ビレットの表面に割れや疵が発生しやすくなるため、総圧下比或いは総鍛造比は１２．０以下とするのが望ましい。また、総圧下比或いは総鍛造比が２．５を下回ると、成形後の丸ビレットに粒界割れ、キャビティーが残存する。従って、本発明方法においては、成形時の総圧下比或いは総鍛造比を２．５〜１２．０とするのが好ましい。

本発明でいう総圧下比、総鍛造比とは、加熱直後になされる複数回の鍛造における圧延比の総計をいい、（成形前の断面積）／（成形後の断面積）で計算される。

（Ｄ）角鋳片から丸ビレットへの成形前の均熱時間
角鋳片から丸ビレットへの成形前の均熱時間は、鍛造整形の場合は８時間以上、圧延成形の場合は２４時間以上とすることが好ましい。これは、長時間均熱することで、成分元素が拡散し、偏析が改善され、σ相の発生を抑制できるためである。

次に、本発明の実施例について説明する。
下記表１〜４に示す化学組成を有する各種の合金を、ＥＦ（電気炉）‐ＡＯＤ‐ＶＯＤプロセスにて溶製した後、連続鋳造、インゴットによって角鋳片を得た。次いで、前記の各鋳片を下記表５，６に示す均熱条件にて均熱した後、鍛造または圧延を施し、丸ビレットを作製した。均熱温度は圧延、鍛造が可能な範囲で設定し、仕上げ温度はいずれも８００℃以上とした。

丸ビレットの偏析度評価は、丸ビレット中心部のMo成分分析にて実施した。Item毎にMo添加量が異なるため、Moの偏析度は以下の式にて評価した。
（Mo偏析度）＝｛（Mo取鍋分析値）−（Mo分析値）｝／（Mo取鍋分析値）

下記表５，６には、鋳造鋳型の扁平比、角鋳片の成形方法、角鋳片を圧延或いは鍛造により丸ビレットに成形した際の総圧延比或いは総鍛造比を併せて示した。

下記表１〜４において、Item No.１〜３２は取鍋分析値、鋳造鋳型の扁平比や、角鋳片から丸ビレットへ成形する前の均熱時間、角鋳片から丸ビレットへ成形した際の総圧延比或いは総鍛造比が本発明で規定する範囲内にある本発明例である。また、Item No.３３〜３８は前記取鍋分析値、鋳造鋳型の扁平比の内、＊を付した数値が本発明で規定する範囲を外れた比較例、Item No.３９，４０はインゴッドで鋳造した比較例である。

図１に鋳造鋳型の扁平比と鍛造成形時の丸ビレットのMo偏析度の関係を示したが、図１より鋳造鋳型の扁平比が２．０を超えると、Moの偏析度が悪化したことが分かる。

図２に鋳造鋳型の扁平比と圧延成形時の丸ビレットのMo偏析度の関係を示したが、鍛造成形と同様に、鋳造鋳型の扁平比が２．０を超えると、Moの偏析度が悪化した。

鍛造又は圧延によって得られた丸ビレットを用いて、ユジーン製管法、またはマンネスマン製管法により継目無管を製造した。製品の合格、不合格の判断は、Mo偏析部で生成されやすい脆化相であるσ相の有無とした。σ相発生が無いものを製品合格とし、製品合格率が９０％を超えたものを良好な製造プロセスと判断した。

図３に、鍛造により成形した丸ビレットのMo偏析度と製品合格率の関係を示す。図３より、Mo偏析度が丸ビレットの段階で０．２０以下の時、製品合格率が９０％を超えることが分かる。図１によるとMo偏析度が０．２０以下のものは、鋳造鋳型の扁平比ｗ／ｈが１．０以上、２．０以下であることが分かる。

図４に、圧延で成形した丸ビレットのMo偏析度と製品合格率の関係を示す。図４より、Mo偏析度が丸ビレットの段階で０．２０以下の時、製品合格率が９０％を超えることが分かる。図２によるとMo偏析度が０．２０以内のものは鋳造鋳型の扁平比ｗ／ｈが１．０以下、２．０以上であることが分かる。

図１〜図４より、鋳造鋳型の扁平比ｗ／ｈを１．０以上、２．０以下としたとき、製品合格率は９０％以上となることが分かる。特に、鋳造鋳型の扁平比ｗ／ｈが１．０以上、１．７以下の場合には製品合格率が概ね９５％を超えた。

図５に、鋳造鋳型の扁平比ｗ／ｈを１．０以上、１．７以下で鋳造した角鋳片を、様々な鍛造前均熱時間で丸ビレットに成形したときの製品合格率を示す。丸ビレットの偏析度改善のために均熱時間を８時間以上とすることで、製品合格率は９５％以上となった。

図６に、鋳造鋳型の扁平比ｗ／ｈを１．０以上、１．７以下で鋳造した角鋳片を、様々な圧延前均熱時間で丸ビレットに成形したときの製品合格率を示す。丸ビレットの偏析度改善のために均熱時間を２４時間以上とすることで、製品合格率は９５％以上となった。

上記の結果を下記表７，８に示す。

表７，８に示すように、本発明で規定する範囲内の鋳造鋳型の扁平比ｗ／ｈ、化学組成を有した丸ビレットは、偏析が無害化された継目無鋼管製造用丸ビレットとなった。

一方、鋳造鋳型の扁平比ｗ／ｈ、化学組成の何れかまたは両方が本発明で規定する範囲を外れた比較例であるItem３３〜３８は、何れも製品合格率が９０％未満であった。また、Item３９，４０は良好な結果が得られたが、インゴットで鋳造するため、本発明に比べてコスト面、能率の面で劣る。

本発明は上記した例に限らないことは勿論であり、請求項に記載の技術的思想の範疇であれば、適宜実施の形態を変更しても良いことは言うまでもない。

Claims

連続鋳造した角鋳片から丸ビレットを製造する方法であって、
質量％で、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％、及び、N：０．００１〜０．３００％を含み、残部はFe及び不純物の化学組成を有する溶鋼を、鋳片の長辺長さをｗ、短辺長さをｈとした場合、扁平比ｗ／ｈが１．０以上、２．０以下の鋳造鋳型で角鋳片に連続鋳造し、得られた角鋳片を鍛造又は圧延により丸ビレットへ成形することを特徴とする内面品質に優れたNi含有高合金丸ビレットの製造方法。
前記鋳造鋳型の扁平比ｗ／ｈが１．０以上、１．７以下であることを特徴とする請求項１に記載の内面品質に優れたNi含有高合金丸ビレットの製造方法。
W：０．０１〜６．００％をさらに含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の内面品質に優れたNi含有高合金丸ビレットの製造方法。
Ti：０．０５〜２．００％をさらに含有することを特徴とする請求項１〜３に記載の内面品質に優れたNi含有高合金丸ビレットの製造方法。
角鋳片から丸ビレットへ成形時の総鍛造比或いは総圧延比が２．５〜１２．０であることを特徴とする請求項１〜４の何れかに記載の内面品質に優れたNi含有高合金丸ビレットの製造方法。
角鋳片から丸ビレットへの成形前の均熱時間は、鍛造成形の場合は８時間以上、圧延成形の場合は２４時間以上であることを特徴とする請求項１〜５の何れかに記載の内面品質に優れたNi含有高合金丸ビレットの製造方法。