Crを20~30質量、Niを30~50質量、ならびにMoおよびWの1種以上をMo0.5Wで1.5~10質量含有する高Cr-高Ni合金からなり、横断面が矩形の連続鋳造鋳片を分塊圧延し、継目無管の素材となる直径が150~400mmの丸鋼片を製造する方法であって、当該継目無管用丸鋼片の製造方法は、鋳片の横断面の短辺長さをHmm、および丸鋼片の直径をDmmとした場合に、1.3≦H/D≦1.8の関係を満足する条件で分塊圧延することを特徴とする継目無管用丸鋼片の製造方法。請求項1に記載の丸鋼片を穿孔機により穿孔圧延して中空素管に成形し、この中空素管を延伸圧延機により延伸圧延し定径圧延機により定径圧延することを特徴とするマンネスマン製管法による継目無管の製造方法。上記の通り、特許文献1に開示される技術は、高炭素クロム鋼を対象とし、ビレットの外面疵に着目したものである。特許文献2に開示される技術は、13Cr鋼を対象とし、継目無管の内面疵に着目したものである。すなわち、特許文献1、2に開示されるいずれの技術も、高Cr-高Ni合金とは成分組成も特性も全く相違する鋼種を対象としていることから、高Cr-高Ni合金ビレットの穿孔圧延時に発生する管端割れに関して全く着目していない。したがって、特許文献1、2に開示される技術は、いずれも、高Cr-高Ni合金ビレットを穿孔圧延する際に、管端割れの発生を防止する方策になり得ない。本発明の目的は、高Cr-高Ni合金からなる継目無管の製造に用いられ、次の特性を有する継目無管用丸鋼片の製造方法、およびその丸鋼片を用いた継目無管の製造方法を提供することである:1穿孔圧延時に管端割れの発生を防止すること;2継目無管を歩留り良く製造すること。本発明の要旨は、次の通りである。ICrを20~30質量、Niを30~50質量、ならびにMoおよびWの1種以上をMo0.5Wで1.5~10質量含有する高Cr-高Ni合金からなり、横断面が矩形の連続鋳造鋳片を分塊圧延し、継目無管の素材となる直径が150~400mmの丸鋼片を製造する方法であって、当該継目無管用丸鋼片の製造方法は、鋳片の横断面の短辺長さをHmm、および丸鋼片の直径をDmmとした場合に、1.3≦H/D≦1.8の関係を満足する条件で分塊圧延することを特徴とする継目無管用丸鋼片の製造方法。II上記Iの丸鋼片を穿孔機により穿孔圧延して中空素管に成形し、この中空素管を延伸圧延機により延伸圧延し定径圧延機により定径圧延することを特徴とするマンネスマン製管法による継目無管の製造方法。本発明の継目無管用丸鋼片の製造方法は、下記の顕著な効果を有する:1高Cr-高Ni合金の継目無管を製造する場合であっても、穿孔圧延時に管端割れの発生を防止できること;2管端割れの発生に伴う不良部のロスを抑制し、高Cr-高Ni合金の継目無管を歩留り良く製造できること。本発明の継目無管用丸鋼片の製造方法の優れた効果は、本発明の継目無管の製造方法によって十分に発揮させることができる。本発明者らは、上記目的を達成するため、高Cr-高Ni合金からなる継目無管をマンネスマン製管法により製造する際、その素材として、横断面が矩形の連続鋳造鋳片を分塊圧延して成る丸ビレットを用いることを前提とし、種々の試験を実施して鋭意検討を重ねた。すなわち、後述する実施例で実証するように、横断面の寸法短辺長さ、長辺長さを種々変更した高Cr-高Ni合金の連続鋳造鋳片を種々の直径の丸ビレットに分塊圧延し、各ビレットを穿孔機で穿孔圧延した後に管端割れの有無を調査する試験を行った。この試験の結果、鋳片の短辺長さをHmm、およびビレットの直径をDmmとした場合、H/Dが1.3未満のビレットを穿孔圧延したときに管端割れが発生し、H/Dが1.3以上のビレットを穿孔圧延したときには管端割れが発生しないことが判明した。このように1.3≦H/Dの条件を満たせば管端割れが発生しないことが判明したが、その事象が起こる理由を究明するため、上記の穿孔圧延試験に用いた各ビレットと同一の分塊圧延条件の各ビレットについて、各々の端部から試片を採取し、各試片の外周から25mm深さの表層位置で断面ミクロ組織観察を実施した。図1は、高Cr-高Ni合金ビレットの表層部における断面ミクロ組織の一例を示す図であり、図1aはH鋳片の短辺長さ/Dビレットの直径が1.3未満の代表例を、図1bはH/Dが1.3以上の代表例をそれぞれ示す。図1aに示すように、H/Dが1.3未満の場合は、ビレットの結晶組織が細粒と粗粒の混合組織となっていることがわかる。一方、図1bに示すように、H/Dが1.3以上の場合は、分塊圧延時に鋳片を短辺と平行な方向に押し潰す加工度が高いことから、ビレットの結晶組織が微細で均一な組織となっていることがわかる。図1aに示すH/Dが1.3未満のビレットは、結晶組織が細粒と粗粒の混合組織であるため、粒径が粗大な結晶粒界にPなどの不純物が濃化し、濃化した不純物により結晶粒界の低融点化が促進する。このことから、H/Dが1.3未満のビレットは、穿孔圧延時の加工発熱に伴って結晶粒界で溶融が起こり易く、せん断変形の大きい両端部に管端割れが発生することを説明できる。一方、図1bに示すH/Dが1.3以上のビレットは、結晶組織が均一な微細組織であるため、均一で微細な結晶粒界に不純物が分散し、結晶粒界の低融点化が抑制される。このことから、H/Dが1.3以上のビレットは、穿孔圧延時に加工発熱が生じたとしても、結晶粒界で溶融が起こり難く、管端割れが発生しないことを説明できる。ただし、H/Dがあまりに大きいと、分塊圧延時に加工度が著しく高くなることに起因し、ビレット表面の圧延シワ疵が顕著となる上、ビレット端部の形状も悪化し、切り捨て量が増大する。このため、H/Dは、1.8以下に制限する。本発明は、上記の通りに、高Cr-高Ni合金の継目無管を製造する場合、1.3≦H/D≦1.8の条件を満たすビレットを穿孔圧延すれば管端割れが発生しないという知見に基づき、完成させたものである。すなわち、本発明の継目無管用丸鋼片の製造方法は、上記の通り、Crを20~30質量、Niを30~50質量、ならびにMoおよびWの1種以上をMo0.5Wで1.5~10質量含有する高Cr-高Ni合金からなり、横断面が矩形の連続鋳造鋳片を分塊圧延し、継目無管の素材となる直径が150~400mmの丸鋼片を製造する方法であって、鋳片の横断面の短辺長さをHmm、および丸鋼片の直径をDmmとした場合に、1.3≦H/D≦1.8の関係を満足する条件で分塊圧延することを特徴とする。また、本発明の継目無管の製造方法は、上記の丸鋼片を穿孔機により穿孔圧延して中空素管に成形し、この中空素管を延伸圧延機により延伸圧延し定径圧延機により定径圧延することを特徴とする。以下に、本発明の製造方法を上記のように規定した理由および好ましい態様について説明する。1.高Cr-高Ni合金の成分組成本発明で採用する高Cr-高Ni合金の具体的な組成は、以下の通りである。以下の記述において、成分含有量のは質量を意味する。Cr:20~30Crは、Niとの共存下において、耐応力腐食割れ性に代表される耐硫化水素腐食性を向上させるのに有効な元素である。しかし、その含有量が20未満では、その効果が得られない。一方、その含有量が30を超えると、上記の効果は飽和し、熱間加工性の観点からも好ましくない。そこで、Cr含有量の適正範囲は20~30とする。Ni:30~50Niは、耐硫化水素腐食性を向上させる作用を有する元素である。しかし、その含有量が30未満では、合金の外表面にNi硫化物皮膜が十分に生成しないため、Niを含有させる効果が得られない。一方、50を超えるNiを含有させても、その効果は飽和するため、合金コストに見合った効果が得られずに経済性を損なう。そこで、Ni含有量の適正範囲は30~50とする。Mo0.5W:1.5~10MoおよびWは、ともに耐孔食性を改善する作用を有する元素であり、いずれか一方または両方を添加することができる。しかし、その含有量がMo0.5Wで1.5未満では、その効果が得られないので、Mo0.5Wで1.5以上とする。また、これらの元素は必要以上に含有させてもその効果が飽和するだけであり、過度の含有は熱間加工性を低下させる。したがって、Mo0.5Wの値が10以下の範囲内で含有させる。本発明で採用する高Cr-高Ni合金は、上記の合金元素の他に、下記の元素を含有してもよい。C:0.04以下Cは、Cr、Mo、Feなどと炭化物を形成するが、その含有量が増加すると延性値と靱性値が低下する。このため、Cの含有量は0.04以下に制限するのが好ましい。Si:0.5以下Siは、σ相の生成を防止し、延性および靱性の低下を抑制するために、できるだけ含有量を少なくする方がよい。したがって、Siの含有量は0.5以下に制限するのが好ましい。Mn:0.01~3.0Mnは、熱間加工性の向上に寄与する。このため、Mnを0.01以上含有させるのが好ましい。しかし、その含有量が過剰になると、耐食性が劣化する場合があるので、3.0以下とするのが好ましい。したがって、Mnを含有させる場合には、その含有量を0.01~3.0の範囲とするのがよい。特に、σ相の生成が問題となる場合には、その含有量を0.01~1.0とするのがより好ましい。P:0.03以下Pは、通常は不純物として合金中に含まれるが、熱間加工性などに悪影響を及ぼす元素である。また、Pは、結晶粒界に集積し、程度によっては管端割れを助長することから、その含有量を少なくする方がよい。このため、Pの含有量は0.03以下に制限するのが好ましい。S:0.03以下Sも不純物として合金中に含まれるが、靱性などに悪影響を及ぼす元素である。また、Sも、結晶粒界に集積し、程度によっては管端割れを助長することから、その含有量を少なくする方がよい。このため、Sの含有量は0.03以下に制限するのが好ましい。Cu:0.01~1.5Cuは、クリープ破断強度を向上させるのに有効な元素であり、0.01以上含有させるのが好ましい。しかし、その含有量が1.5を超えると、合金の延性が低下する場合がある。したがって、Cuの含有量は0.01~1.5の範囲とするのが好ましい。Al:0.20以下Alは、脱酸剤として有効であるが、σ相等の金属間化合物の生成を助長する。このため、Alの含有量は0.20以下に制限するのが好ましい。N:0.0005~0.2Nは、固溶強化元素であり、高強度化に寄与するとともに、σ相等の金属間化合物の生成を抑制して、靱性の向上に寄与する。このため、Nは0.0005以上含有させるのが好ましい。しかし、その含有量が0.2を超えると、耐孔食性が劣化するおそれがある。このため、Nの含有量は0.0005~0.2の範囲とするのが好ましい。Ca:0.005以下Caは、熱間加工性を阻害するSを硫化物として固着するが、その含有量が過剰な場合、かえって熱間加工性を劣化させる。このため、Caの含有量は0.005以下に制限するのが好ましい。2.継目無管の製造条件本発明において、高Cr-高Ni合金の継目無管は、上記の必須含有元素を含有し、さらに必要に応じて任意含有元素を含有し、残部がFeおよび不純物からなる高合金により製造される管であり、工業的に慣用される製造設備および製造方法により製造することができる。例えば、高合金の溶製には、電気炉、アルゴン-酸素混合ガス底吹き脱炭炉AOD炉や真空脱炭炉VOD炉などを利用することができる。上記の成分組成に溶製された溶湯は、連続鋳造法により横断面が矩形の鋳片に鋳造され、この連続鋳造鋳片は、孔型ロールを用いて横断面が円形の丸ビレットに分塊圧延される。この丸ビレットを素材とし、マンネスマン製管法を採用することにより、すなわち、穿孔機により穿孔圧延して中空素管を成形し、この中空素管を延伸圧延機により延伸圧延し定径圧延機により定径圧延することにより、高合金継目無管を製造することができる。本発明では、高合金継目無管を製造するに際し、連続鋳造鋳片を直径が150~400mmの丸ビレットに分塊圧延する。高合金継目無管を製造する場合、その素材として、直径が150~400mmの範囲の丸ビレットを採用するのが一般的であり、この直径の範囲内であれば実用的に十分であるからである。このとき、鋳片の横断面の短辺長さをHmm、および丸ビレットの直径をDmmとした場合に、1.3≦H/D≦1.8の関係を満足する条件で分塊圧延する。これは以下の理由による。H/Dが1.3以上であると、分塊圧延時に鋳片を短辺と平行な方向に押し潰す加工度が高いことから、ビレットの結晶組織が微細で均一な組織となり、Pなどの不純物がその均一で微細な結晶粒界に分散する。これにより、結晶粒界の低融点化が抑制されるため、穿孔圧延時、ビレットの両端部にせん断変形に伴う加工発熱が生じたとしても、結晶粒界で溶融が起こり難く、粒界の溶融に起因する管端割れの発生を防止することができる。一方、H/Dが1.8を超えると、分塊圧延時にビレット表面の圧延シワ疵が顕著となる上、ビレット端部の形状も悪化し、切り捨て量が増大するからである。また、穿孔圧延の際、ビレットの加熱温度は、1150~1250°Cの範囲内であることが好ましい。加熱温度を1150°C未満に低下させた場合、ビレットの変形抵抗が増大するので、穿孔機への負荷が増加し、操業に支障を来たすからである。一方、加熱温度が1250°Cを超えた場合、加工発熱の付与とあいまって、粒界の溶融に起因する管端割れが発生するおそれがあるからである。上述の通り、本発明の継目無管用丸鋼片の製造方法によれば、連続鋳造鋳片の短辺長さと丸鋼片の直径から定まる分塊圧延条件を適正化することにより、穿孔圧延時に丸鋼片の加熱温度を低下させなくても、管端割れの発生を防止できる高Cr-高Ni合金の丸鋼片を製造することが可能となる。このため、その丸鋼片を用いた本発明の継目無管の製造方法によれば、本発明の継目無管用丸鋼片の製造方法の優れた効果を十分に発揮させることができ、管端割れの発生に伴う不良部のロスを抑制できることから、高Cr-高Ni合金の継目無管を歩留り良く製造することが可能となる。本発明の効果を確認するため、下記表1に示す通りに、横断面の寸法短辺長さH、長辺長さWを種々変更した高Cr-高Ni合金の連続鋳造鋳片を種々の直径Dの丸ビレットに分塊圧延し、各ビレットを穿孔機で穿孔圧延する実機試験を実施した。そして、得られた各中空素管の両端面を目視観察し、管端割れの発生有無を調査した。下記表1に、その調査結果および評価結果も併せて示す。表1中で、評価の欄の記号の意味は次の通りである。○:良。管端割れが認められなかったことを示す。×:不可。管端割れが認められたことを示す。また、上記の穿孔圧延試験に加え、上記表1に示す試験番号1~7の各ビレットについて、各々の端部から試片を採取し、各試片の外周から2.5mm深さの表層位置で断面ミクロ組織観察を実施した。その観察結果の代表として、前記図1aに、試験番号1のビレットの断面ミクロ組織を示し、前記図1bに、試験番号4のビレットの断面ミクロ組織を示す。表1および図1に示す結果から次のことが示される。表1に示すように、試験番号3、4、6および7は、いずれも本発明で規定する分塊圧延条件1.3≦H/D≦1.8を満たし、管端割れが発生しなかった。これは、図1bに試験番号4の場合を示すように、ビレットの結晶組織が微細で均一な組織であることから、その均一で微細な結晶粒界に不純物が分散し、穿孔圧延時に加工発熱が生じたとしても、結晶粒界で溶融が起こり難いことによる。一方、試験番号1、2および5は、いずれも本発明で規定する分塊圧延条件を満たさないため、管端割れが発生した。これは、図1aに試験番号1の場合を示すように、ビレットの結晶組織が細粒と粗粒の混合組織であることから、粒径が粗大な結晶粒界に不純物が濃化し、穿孔圧延時の加工発熱に伴って結晶粒界で溶融が起こり易いことによる。