"塩基度CaO/SiO2が0.45~0.75、F,B2O3を含有しないか或いは原料中の不可避分のみが含有され、Al2O3の含有量が4質量以下、Na2O/Na2OCaOSiO2で表わされるソーダ比率が0.16~0.35、1300°Cにおける粘度が4poise以下であることを特徴とする鋼の連続鋳造用モールドフラックス。凝固点が1000~1200°Cの範囲にあることを特徴とする請求項1に記載の鋼の連続鋳造用モールドフラックス。凝固時に3SiO22CaONa2Oの結晶を晶析出するようにしたことを特徴とする請求項2に記載の鋼の連続鋳造用モールドフラックス。請求項1~3の何れかに記載の鋼の連続鋳造用モールドフラックスを使用することを特徴とする鋼の連続鋳造方法。本発明が解決しようとする問題点は、消費されたF含有モールドフラックスと接触して酸性となった水及びこの水が蒸発した蒸気による連続鋳造機の腐食の改善に対し、特許文献1ではどのような鋼種に対して有効であるのかについての記載がないという点である。また、特許文献2のモールドフラックスは、再現が実質的に困難で、縦割れの抑制に必要な凝固時の結晶の晶析出の重要性に関する記述がなく、さらに粘度が高いので、流入不良になる可能性があるという点である。また、特許文献3に記載されたモールドフラックスでは、酸による連続鋳造機の腐食を完全に抑制することができないという点である。本発明は、上述の従来技術が有する問題点を解消し、モールドフラックス中のFによる連続鋳造機の腐食を抑制し、かつ、鋳片の緩冷却を促して表面品質を良好に保ち、さらに、十分な消費量が得られて安定した操業を実現することを目的に成されたものである。すなわち、本発明の鋼の連続鋳造用モールドフラックスは、塩基度CaO/SiO2が0.45~0.75、F,B2O3を含有しないか或いは原料中の不可避分のみが含有され、Al2O3の含有量が4質量以下、Na2O/Na2OCaOSiO2で表わされるソーダ比率が0.16~0.35、1300°Cにおける粘度が4poise以下であることを最も主要な特徴としている。本発明のモールドフラックスは、Fを含有しないか或いは原料中の不可避分のみが含有されるので、Fによる連続鋳造機の腐食を防止することができる。また、B2O3を含有しないか或いは原料中の不可避分のみが含有されるので、焼入れ時に鋳片表面の割れ感受性が高くならない。また、塩基度CaO/SiO2を0.45~0.75、Na2O/Na2OCaOSiO2で表わされるソーダ比率を0.16~0.35とするので、モールドフラックスの凝固時に、Na2O2CaO3SiO2を容易に晶析出させることができる。本発明におけるソーダ比率は、Na2O2CaO3SiO2の晶析出を促進する組成設計にする上で重要なパラメータとして発明者らが見出し、設定したものである。本発明の鋼の連続鋳造用モールドフラックスを使用して、炭素濃度が0.15~1.0質量の鋼を鋳造すれば、Fによる連続鋳造機の腐食を防止しつつ、表面欠陥のない鋳片を安定した操業により製造することができる。これが本発明の鋼の連続鋳造方法である。本発明では、モールドフラックス中のFによる連続鋳造機の腐食を抑制し、かつ、現状と変わらない表面品質の炭素濃度が0.15~1.0質量の鋳片を、十分な消費量を有して安定した操業で製造することができる。本発明では、現状と変わらない表面品質で、連続鋳造機の腐食を抑制するという目的を、F,B2O3を含有しないか、原料中の不可避分のみが含有され、塩基度CaO/SiO2とNa2O/Na2OCaOSiO2で表わされるソーダ比率を最適範囲にすることで実現した。以下、本発明の鋼の連続鋳造用モールドフラックス、及びこのモールドフラックスを使用した本発明の連続鋳造方法について説明する。通常、鋼の連続鋳造用モールドフラックスは、CaO及びSiO2を主体とし、粘度や凝固点、さらには溶融速度の調整のために、Al2O3,MgO,Na2O,TiO2,MnO,B2O3,Fなどを含有している。モールドフラックスに含有されるFは、凝固点及び粘度の調整を容易にする重要な元素である。さらには、モールドフラックスの凝固時に結晶cuspidineを容易に晶析出し、鋳型と凝固シェルの間の熱抵抗を増大させる効果、所謂、緩冷却効果を発揮する元素である。そこで、発明者らは、モールドフラックスの基本成分としてNa2O-SiO2-CaO系に着目した。その理由は、Na2O-SiO2-CaO系の中でも、融点が1300°C以下である結晶Na2O2CaO3SiO2を中心とした周辺の組成には、Na2O-SiO2-CaO系の結晶が多数存在し、モールドフラックスの凝固時に、容易に結晶が晶析出することを見出したからである。上記知見の結果、発明者らは、Fを含む従来の結晶に頼らなくても十分な緩冷却効果を有するモールドフラックスを開発する目処を得た。また、開発したモールドフラックスを使用して様々な炭素量の鋼で鋳造することで、表面欠陥がなく鋳造可能な炭素量の範囲を見極めた。本発明は、上記の知見及び実験に基づいてなされたものであり、以下の組成及び物性を有するモールドフラックス、及びこのモールドフラックスを使用した鋼の連続鋳造方法である。本発明のモールドフラックスは、Fによる連続鋳造機の腐食を防止するため、Fを含有しないか、若しくは、含有されていたとしても原料中の不可避分のみが含有されたものとする。また、B2O3も添加しないか、若しくは、添加されていたとしても原料中の不可避分のみが添加されたものとする。それは、従来、知られているように、B2O3は比較的溶鋼にBとして入りやすく、焼き入れ時に鋳片表面の割れ感受性を高める原因となるからである。また、モールドフラックスの凝固時に、Na2O2CaO3SiO2を容易に晶析出させるべく、塩基度CaO/SiO2を0.45~0.75とする。塩基度CaO/SiO2が0.45未満では、粘度が高くなり過ぎ、また、凝固点が低くなりすぎるからである。また、0.75を超えると、凝固点が高くなり過ぎるからである。さらに適した範囲は0.50~0.72である。また、モールドフラックスの凝固時に、Na2O2CaO3SiO2を容易に晶析出させるべく、Na2O/Na2OCaOSiO2で表わされるソーダ比率を0.16~0.35とする。ソーダ比率が0.16未満であるとCaOSiO2や2CaOSiO2等も晶析出しやすくなり、0.35を超えると4Na2O3CaO5SiO2や2Na2OCaO3SiO2等も晶析出しやすくなるからである。ソーダ比率のさらに適した範囲は0.17~0.30である。また、Al2O3の添加量は4.0質量以下とする。Al2O3の添加量が4.0質量を超えるとモールドフラックスの粘度を増加させるので望ましくないからである。さらに適した範囲は原材料中の不可避分のみである。SiO2,CaO,Na2Oの組成範囲が決まっている中で、モールドフラックスの粘度を調整するには、高価なLi2OやSrO以外には、MgOやAl2O3がある。しかしながら、MgOは添加しすぎるとakermanite2CaO2SiO2MgOが晶析出しやすくなるので望ましくない。また、Al2O3は添加しすぎると粘度が上がる以外に、gehlenite2CaOSiO2Al2O3が晶析出しやすくなる可能性がある。このため、Fを使わないよう、Na2O2CaO3SiO2を晶析出させるのと同時に、Al2O3の添加量を減らしてモールドフラックスの粘度を下げて制御することを思い至った結果、Al2O3の添加量は不可避分として4質量以下とした。1300°Cにおけるモールドフラックスの粘度は4poise以下とすることが望ましい。4poiseより大きいと鋳型と凝固殻の間への流入量が減少し、十分な潤滑が得られない可能性があるからである。また、十分な量の結晶を晶析出させるまでに時間を要し、鋳造初期に十分な緩冷却効果が得られないからである。より適した範囲は、3.5poise以下である。すなわち、本発明の鋼のモールドフラックスは、塩基度CaO/SiO2が0.45~0.75、F,B2O3を含有しないか或いは原料中の不可避分のみが含有され、Al2O3の含有量が4質量以下、Na2O/Na2OCaOSiO2で表わされるソーダ比率が0.16~0.35、1300°Cにおける粘度が4poise以下であることを特徴とするものである。上記本発明においては、モールドフラックスの凝固点を1000~1200°Cとすることが望ましい。凝固点が1000°C未満であると鋳型と凝固殻の間に流入後、凝固するまでが遅くなり、結晶の晶析出までに長い時間を要するからである。また、凝固点が1200°Cを超えると凝固が早く、良好な潤滑性が得られないからである。上記本発明のモールドフラックスを使用した鋼の鋳造においては、後述する実施例のように、炭素濃度が0.15~1.0質量の鋳片を、表面欠陥を発生することなく、安定した操業により製造することができた。これが本発明の連続鋳造方法である。なお、発明者らの実験によれば、炭素濃度が0.15質量未満、或いは1.0質量を超える場合は、製造した鋳片の表面性状を、後述する軽微な縦割れの範囲に収めることができなかった。上記本発明の連続鋳造方法においては、後述する実施例のように、消費量が0.11~0.25kg/m2となるようにモールドフラックスを供給することが望ましい。以下、本発明の効果を確認するために行った実験結果の一例について説明する。下記表1に実験に使用したモールドフラックスを示す。表1に示したモールドフラックスの内、A~Eは発明例で、FおよびB2O3を含有しないか或いは原料中の不可避分のみが含有され、1300°Cにおける粘度は4.0poise以下である。また、Al2O3の含有量、塩基度CaO/SiO2やNa2O/Na2OCaOSiO2で表わされるソーダ比率も本発明で規定する範囲内で、主たる結晶は3SiO22CaONa2Oである。これら発明例A~Eのうち、発明例A,B,C,Eでは、1300°Cにおける粘度及び凝固点を下げるためにAl2O3の含有量を4質量以下とするのと共にMgOの他にLi2Oを添加し、発明例Dでは塩基度を0.70と高めに設定している。一方、表1に示したモールドフラックスの内、F~Iは本発明の要件を満たさない比較例である。このうちの比較例G~Iも主たる結晶は3SiO22CaONa2Oであるが、比較例GはFが2.0質量、比較例HはB2O3が3.0質量添加され、比較例Iは1300°Cにおける粘度が6.5poiseと高い。なお、比較例Fは、塩基度CaO/SiO2、Al2O3の含有量が本発明で規定する範囲を満たさず、かつFも添加されている。表1の主たる結晶は、連続鋳造後に鋳型上部から回収したフラックスフィルムをXRDX線粉末回折法、X-rayDiffractionTechniqueにより確認し判定した。また、粘度は振動法を用いて測定した。その際、振動子にはSiCを用いて、1400°Cで溶解後2°C/minで冷却しながら連続的に測定した。1400°Cから冷却を開始する理由は、フラックス粘度の代表は通常1300°Cの値を用いるが、試料を均一に混合するためにより高温の1400°Cとした。さらに、粘度以外に凝固点も測定するために連続冷却が必要となるので1400°Cから冷却を開始した。表1に示したフラックスを使用して鋼の鋳造試験を実施した。鋳造試験は、溶鋼量が2.5トン規模で、鋳造長が最大3.5mの試験鋳造機、ならびに、溶鋼量が80トン規模の実機の連続鋳造機を使用し、幅は300~800mm、厚みは80~400mmのスラブ、またはブルームを対象に鋳造速度0.30~0.80m/minで行った。鋳造速度が0.30m/minより遅いと、凝固収縮により凝固殻と鋳型との間の隙間が広くなって溶融フラックスが過大流入し、1.0m/minより速いとフィルム中に十分な結晶が晶析出する時間を確保できず、緩冷却効果が十分でなくなるからである。その結果を下記表2及び表3に示す。なお、表2における軽微の縦割れとは、後工程のグラインダー手入れ等で除去可能なレベルの縦割れをいう。表1の発明例A~Eのモールドフラックスを使用し、本発明方法によって連続鋳造した表2の発明例1~9は、Fを含有した比較例F,Gのモールドフラックスを使用した比較例10~13と同様、比較的良好な表面を有する鋳片を得ることができた。モールドフラックスの消費量が0.11kg/m2と若干少ない範囲を外れた発明例3も、後工程のグラインダー手入れ等で除去可能なレベルの軽微な縦割れが発生しただけであった。また、B2O3が3.0質量含有された比較例Hのモールドフラックスを使用した比較例14は、鋳片表面の割れ感受性が高くなってヒビ割れが発生した。さらに、1300°Cにおける粘度が6.5と発明で規定する範囲を超えた比較例Iのモールドフラックスを使用した比較例15は、鋳型と凝固殻の間への流入量が減少して十分な潤滑が得られず、ピンホールが発生した。本発明は上記の例に限らず、各請求項に記載された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。"