"質量で、Mn含有量が10~30である高Mn鋼の連続鋳造用モールドフラックスであって、前記高Mn鋼のMn含有量Mnに対するMnO含有量MnOの比{MnO/Mn}が0.25~1.2であるとともに、塩基度T.CaO/SiO2が0.80~1.6であることを特徴とする高Mn鋼の連続鋳造用モールドフラックス。前記MnO含有量が質量で2.5~36である請求項1に記載された高Mn鋼の連続鋳造用モールドフラックス。前記MnO含有量が16質量以下である請求項2に記載された高Mn鋼の連続鋳造用モールドフラックス。前記高Mn鋼のSi含有量は質量で0.1~0.8である請求項1から請求項3までのいずれか1項に記載された高Mn鋼の連続鋳造用モールドフラックス。連続鋳造鋳型の内部へ注入された、Mn含有量が10~30である高Mn鋼からなる溶鋼に、請求項1から請求項4までのいずれか1項に記載された連続鋳造用モールドフラックスを投入して連続鋳造を行うことを特徴とする連続鋳造方法。鋳造速度が0.3~0.8m/minである請求項5に記載された連続鋳造方法。特許文献1により開示された発明の適用対象は高Mn鋼であるとされているが、特許文献1には、処理対象である鋼のMn含有量が最高でも1.6であることしか開示されていない。このため、特許文献1により開示された連続鋳造用モールドフラックスを、Mn含有量:10~30の高Mn鋼の連続鋳造に用いると、鋼中Mnの拡散によりモールドフラックス中の組成が大きく変化して凝固点や粘度等の物性が変動し、連続鋳造を行うことが困難になる。このため、特許文献1により開示された連続鋳造用モールドフラックスは、Mn含有量:10~30の高Mn鋼の連続鋳造に用いることはできない。特許文献2により開示されたモールドフラックスにおけるMnO2は、炭素の助燃剤として配合されており、また、対象とする鋼種が炭素量0.01以下の極低炭素鋼である。このため、特許文献2により開示されたモールドフラックスは、Mn含有量:10~30の高Mn鋼の連続鋳造に用いることはできない。特許文献3により開示されたモールドフラックスは、液相線温度が1330~1420°CであるようなFe基合金やNi基合金を対象とするものであって、かつ、含有するMnOは発熱剤として含有するCa-Si合金を発熱させる酸化剤炭素の助燃剤として配合されている。このため、特許文献3により開示されたモールドフラックスを、Mn含有量:10~30の高Mn鋼の連続鋳造に用いることはできない。本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を重ねた結果、溶鋼のMn含有量が例えば10以上と高いとMnの活量が高まり、これにより、鋼中Mnは連続鋳造中に鋳型内でモールドフラックス中のSiO2と酸化還元反応を生じることから、その反応を抑制し、かつ、操業で適用可能な凝固点や粘度を有する連続鋳造用モールドフラックスとなるようにその組成を適正化することによって上記課題を解決できることを知見し、本発明を完成した。本発明は、Mn含有量が10~30である高Mn鋼の連続鋳造用モールドフラックスであって、高Mn鋼のMn含有量Mnに対するMnO含有量MnOの比{MnO/Mn}が0.25~1.2であるとともに、塩基度T.CaO/SiO2が0.80~1.6であることを特徴とする高Mn鋼の連続鋳造用モールドフラックスである。この本発明に係る高Mn鋼の連続鋳造用モールドフラックスは、AMnO含有量が2.5~36であること、BMnO含有量が16以下であること、C高Mn鋼のSi含有量が0.1~0.8であること、又はD高Mn鋼のC含有量は0.1~1.1であること、の少なくとも一つを満足することが好ましい。別の観点からは、本発明は、連続鋳造鋳型の内部へ注入された、Mn含有量が10~30である高Mn鋼からなる溶鋼に、上述した本発明に係る連続鋳造用モールドフラックスを投入して連続鋳造を行うことを特徴とする連続鋳造方法である。この本発明に係る連続鋳造方法では、鋳造速度が0.3~0.8m/minであることが好ましい。本発明によれば、Mn含有量:10~30の高Mn鋼の連続鋳造に際し、モールドフラックスと溶鋼との反応を抑制して安定操業が可能になるとともに、良好な表面品質を有する鋳片を製造することができるようになる。本発明を実施するための形態を説明する。1.高Mn鋼本発明に係る連続鋳造用モールドフラックスを用いて連続鋳造される鋼は、好ましくはC含有量が0.1以上1.1以下であるとともに、Mn含有量が10以上30以下の高Mn鋼である。C含有量が0.1より低いと凝固殻の強度が脆弱となり破断し易くなり、一方、C含有量が1.1より高いと固相線と液相線の温度差が広くなるため凝固殻が破断し易くなり、いずれの場合にも鋳造が困難になるおそれがあるからである。また、高Mn鋼のMn含有量が10未満であると、SiやAlの含有量が低い場合に、モールドフラックス中のMnOが、鋼中のSiやAlによって還元され、モールドフラックスの物性等が変化したり、鋼中にMnが含有されたりする可能性がある。また、Mn含有量が30超であると、鋼中Mn濃度が高すぎるためにモールドフラックスと溶鋼との反応を良好に抑制することはできない。このため、高Mn鋼のMn含有量は10以上30以下である。高Mn鋼のSi含有量は0.1以上0.8以下であることが好ましい。Si含有量が0.1未満であると鋼中のMnとモールドフラックス中のSiO2との間で酸化還元反応が生じ易くなり、一方、Si含有量が0.8超であると、鋼中のSiとモールドフラックス中のMnOとの間で酸化還元反応が生じ易くなり、これらの反応が顕著になると、モールドフラックスの巻き込み等が発生して鋳片の表面性状を良好に保つことが困難になる場合があるからである。2.連続鋳造用モールドフラックス本発明に係る連続鋳造用モールドフラックスは、上記高Mn鋼のMn含有量Mnに対するMnO含有量MnOの比{MnO/Mn}が0.25~1.2であるとともに、塩基度T.CaO/SiO2が0.80~1.6であるので、これらを説明する。モールドフラックス中のMnO含有量MnOは、Mn含有量が10~30である高Mn鋼中のMn含有量Mn単位:質量との関係で決定される。具体的には、0.25≦MnO/Mn≦1.2を満足する含有量である。MnO/Mnが0.25未満であると、鋼中のMnとモールドフラックス中のSiO2との間で酸化還元反応が生じ易くなり、連続鋳造を安定的に行うことが困難になる。一方、MnO/Mnが1.2超であると、モールドフラックス中のMnOの活量が高くなり、モールドフラックスの骨材である炭素と反応して鋳片に重度のピンホールが発生する可能性が高まる。連続鋳造の安定性と鋳片の品質とを高度に両立する観点から、MnO/Mnは0.3以上1.0以下であることが好ましい。なお、本発明では、重度のピンホールとは、連続鋳造工程の後工程である熱間圧延工程を経てもスケールオフし切れない程度のものを意味しており、良好な鋳片表面品質とは、連続鋳造鋳片にピンホールが存在していても熱間圧延工程でスケールオフが可能な程度に軽微なピンホールのみである状態、具体的には直径が約1mm未満であるピンホールのみである状態を意味する。モールドフラックスの塩基度T.CaO/SiO2は0.80以上1.6以下である。塩基度が0.80未満であると、モールドフラックス中のSiO2の活量が高くなり、溶鋼中のMnとの反応が顕著になって連続鋳造することができなくなり、また、塩基度が1.6超であるとモールドフラックス中のMnOの活量が高くなり、モールドフラックスの骨材である炭素と反応して、鋳片に重度のピンホールが発生する可能性があるからである。塩基度T.CaO/SiO2の好適な範囲は0.90以上1.5以下であり、さらに好適な範囲は0.95以上1.3以下である。上述したように、本発明に係る高Mn鋼のMn含有量は10~30であるから、本発明に係るモールドフラックス中のMnO含有量は2.5以上36以下である。換言すると、本発明に係るモールドフラックスは、塩基度T.CaO/SiO2が0.80以上1.6以下であるとともに、MnO含有量が、2.5以上36以下であって、かつ、添加される、Mn含有量が10~30である高Mn鋼に対して、MnO/Mn:0.25以上1.2以下を満足するものである。モールドフラックス中のMnOの好ましい含有量は3以上20以下である。MnO含有量が3未満の場合には鋼中のMnがモールドフラックス中のSiO2を還元してモールドフラックスへMnOとして取り込まれる可能性が高まり、MnO含有量が20超の場合にはモールドフラックスの骨材である炭素と反応して、鋳片に重度のピンホールが発生する可能性が高まるからである。MnOのより好ましい含有量は、6以上16以下である。モールドフラックスの組成は、上述した関係を満足するようにCa成分、Si成分およびMn成分を含有すれば、これら以外の他の成分は特に限定されない。通常、Al成分、Mg成分、Na成分およびF成分を含有する。なお、本発明に係るモールドフラックスは、鋼中のMnがモールドフラックス中に酸化物として溶解することを抑制するためにMnOを所定量含有するため、モールドフラックス中のMnOと反応してこれを消費する阻害成分例えば炭素や金属類のモールドフラックスへの含有は可能な限り少なくすることが好ましい。1300°Cのモールドフラックスの粘度は4poise以下であることが好ましい。高Mn鋼は、固液相線温度が広いため、メニスカス付近の凝固殻は溶鋼静圧で鋳型に押し付けられ易いため、1300°Cのモールドフラックスの粘度が高いと流入不良を引き起こす可能性があるからである。1300°Cのモールドフラックスの粘度は、より好ましくは3poise以下である。モールドフラックスの凝固点は1220°C以下であることが好ましい。高Mn鋼は液相線温度が一般的な炭素鋼と比べて低いため、モールドフラックスの凝固点がこれより高いとリムが成長し、鋳造が困難になる可能性があるからである。モールドフラックスの凝固点はより好ましくは1180°C以下である。3.連続鋳造方法本発明に係る連続鋳造方法は、基本的に、塩基度T.CaO/SiO2が0.80以上1.6以下であるとともにMnO含有量が2.5以上36以下である上記のモールドフラックスを用いて、Mn含有量が10以上30以下である上記の高Mn鋼を連続鋳造する方法である。具体的には、連続鋳造鋳型の内部へ注入された、Mn含有量が10~30である高Mn鋼からなる溶鋼に、上述した本発明に係る連続鋳造用モールドフラックスを投入して連続鋳造を行う。このため、本発明に係る連続鋳造方法では、高Mn鋼におけるMn含有量Mn単位:質量と、モールドフラックス中のMnO含有量MnO単位:質量との関係が、0.25≦MnO/Mn≦1.2として、表わされる。本発明に係るモールドフラックスを用いて高Mn鋼を連続鋳造するにあたり、鋳造速度は0.3~0.8m/minとすることが好ましい。高Mn鋼は液相線温度が一般的な炭素鋼と比べて低いため、鋳造速度が0.8m/min超であると、モールドフラックスの滓化が間に合わなくなり、潤滑フィルムモールドフラックスに基づくスラグの鋳型と凝固殻との間における溶融層ならびに固着層が十分に形成されなくなるおそれがあり、一方、鋳造速度が0.3m/min未満であるとモールドフラックスの溶融に必要な熱量が不足し、やはり潤滑フィルムの形成が不十分になるおそれがあるからである。表1に、塩基度T.CaO/SiO2およびMnOの濃度を変化させた8種類のモールドフラックスの基材の組成および物性をまとめて示す。各フラックスの粘度および凝固点は、操業で適用可能な値となるように、Al2O3,MgO,Na2OおよびFの含有量によって調整した。表2に、各モールドフラックスと高Mn鋼との鋳造条件ならびに鋳造結果をまとめて示す。本発明例1~4に示す鋳造では、鋳造中の鋳型熱電対の温度は安定しており、鋳片表面の性状も良好であった。MnOの含有量が高いモールドフラックスEを用いた本発明例5の鋳造では鋳片表面に軽微なピンホールが発生した。しかしながら、この軽微なピンホールは、後の熱処理工程でスケールオフされる程度であり実質的には問題とならないものであった。これに対し、塩基度が低いモールドフラックスAを用いた比較例1、及び塩基度が高くMnO含有量が低いモールドフラックスGを用いた比較例2では、いずれも、鋳型に設置した熱電対の温度変動が大きく、連続鋳造に適さなかった。比較例1は、塩基度が低いためにモールドフラックス中のSiO2の活量が高く、また後者はMnOの含有量が少なくモールドフラックス中のMnOの活量が低いため、それぞれ溶鋼中のMnとモールドフラックス中のSiO2とが反応し、連続鋳造中にモールドフラックスの組成および物性が初期から変化したためと思われる。さらに、塩基度及びMnO含有量がいずれも高いモールドフラックスHを用いた比較例3では、鋳片表面に重度のピンホールが発生した。この重度のピンホールは、後の熱処理工程でスケールオフされず、別途疵の除去工程が必要となるので実操業には適さないものであった。"