鋼板の少なくとも片面に、質量で、Si:2以上11以下、Mg:3以上9以下、Ca:0.1以上5以下、Ti:0.005以上0.05以下で、残部Al及び不可避的不純物からなるめっき層を有し、当該めっき層中に長径が10μm以下であり、かつ長径と短径の比であるアスペクト比が1以上3以下であるMg2Si粒子が存在することを特徴とする耐食性および外観に優れたアルミめっき鋼板。前記めっき層と前記鋼板の界面に厚み5μm以下のAl-Si-Fe系合金層を有することを特徴とする請求項1に記載の耐食性および外観に優れたアルミめっき鋼板。前記めっき層の厚みが9~35μmであることを特徴とする請求項1または2に記載の耐食性および外観に優れたアルミめっき鋼板。質量で、Si:2以上11以下、Mg:3以上9以下、Ca:0.1以上5以下、Ti:0.005以上0.05以下で、残部Al及び不可避的不純物からなるめっき層を有し、当該めっき層中に長径が10μm以下であり、かつ長径と短径の比であるアスペクト比が1以上3以下であるMg2Si粒子が存在するアルミめっき鋼板を用いたことを特徴とする耐食性および外観に優れた燃料タンク。質量で、Si:2以上11以下、Mg:3以上9以下、Ca:0.1以上5以下、Ti:0.005以上0.05以下で、残部Al及び不可避的不純物からなり、温度670°C以上の溶融アルミめっき浴に、鋼板を浸漬通過させ、アルミめっきした鋼板を、第一段目の冷却工程において600~640°Cの温度範囲まで、25°C/sec以上の冷却速度で冷却し、その後さらに第二段目の冷却工程において550~590°Cの温度範囲まで、16°C/sec以上の冷却速度で冷却することを特徴とする耐食性および外観に優れたアルミめっき鋼板の製造方法。上述したように、特許文献4および5の技術は、めっき後に被膜処理表面処理したものであり、被膜処理のない、めっき鋼板としてアルコール混合燃料に対する満足のいく耐食性を有する鋼板はない。特許文献3に記載の鋼板が、アルコール混合燃料にも比較的よい耐食性を示す程度であった。一般にアルコール混合燃料は水分を含有し易く、これに接触する燃料タンクの鋼材は、厳しいプレス加工を受ける縦壁部がとりわけ腐食環境に曝されることになる。従って、アルコール混合燃料の燃料タンク用鋼材には、従来よりも高い耐食性が要求される。本発明に係るめっき鋼板は、アルコール混合燃料に対し、従来の被膜処理による鋼板と同等以上の耐食性、外観を有することを目標とする。具体的には、耐食性の評価は、後述する腐食試験において過剰な腐食生成物や赤錆等の発生がないことを目標とする。また、外観性は、目視によりシワが確認されないことを目標とする。本発明者らは、アルミめっき層中に存在するMg2Si金属間化合物にアルコール混合燃料に対する腐食抑制効果があることに着目し、上記の課題を解決すべく鋭意研究した。その結果、特に長径が10μm以下であるMg2Siがアルコラート反応を抑制し、アルコール混合燃料に対する耐食性を向上することを知見した。またMg2Siは脆い金属間化合物であり、プレス加工により破壊されやすい。特に自動車用燃料タンクは複雑な形状を有するため、プレス加工を施して製造する場合、縦壁部の板厚減少率が20近くに達する場合がある。このとき、アスペクト比が大きい、つまり細長い形状のMg2Siの周囲のAlめっき層には、プレス加工により局所的な応力集中が生じる。その結果、Alめっき層にクラック割れが発生し、耐食性が劣化することを見出した。以上のことから、Mg2Si粒子は、できる限り球形アスペクト比=1に近いほうがよく、アスペクト比を3以下とするとよいことを見出した。すなわち、Mg2Si粒子の長径を10μm未満であって、なおかつアスペクト比を3以下とし、微細分散させることにより、アルコール混合燃料に対する優れた耐食性を有するめっき鋼板を得られることを見出し、本発明を成すに至った。発明者らは、上記の形状的特徴を有するMg2Si粒子をアルミめっき層中に微細分散させる方法についても鋭意検討を行った。その結果、Mg2Si粒子を微細分散させ、なおかつ球状に近い形状にするのに、めっき金属中にTiを添加したうえ、Ti-Alの包晶反応が促進されるようにめっき後の冷却方法を制御することが有効であることを見出した。さらに、MgがMg2Si粒子を形成せず、アルミめっき層中に残留した場合にもMgO酸化膜を生成してめっき外観を劣化させないためには、Mg量を制限し、かつ、Mgよりも酸化力の強いCaを微量添加し、CaOを優先して生成させることが重要なことを見出した。これにより、アルコール混合燃料に対して優れた耐食性を有し、外観に優れるめっき組成範囲を見出した。すなわち、Al-Mg-Si-Ca系の溶融めっき層中のSiとMgおよびCaの含有量を特定の範囲とし、さらに、Tiを適量添加することにより、めっき層中に長径10μm以下の球形に近いMg2Si粒子を微細分散させることによりアルコール混合燃料に対し、耐食性、外観ともに良好であるめっき鋼板を得られる。このめっき層を有する鋼板は、既存のプロセスで製造可能であるので、生産の融通性の良い鋼板である。さらに、加工性において通常の鋼板と同等であるので、燃料用タンクも従来プロセスを活用して製造することができる。本発明は、これらの知見に基づき成されたものであり、その要旨は以下のとおりである。1鋼板の少なくとも片面に、質量で、Si:2以上11以下、Mg:3以上9以下、Ca:0.1以上5以下、Ti:0.005以上0.05以下で、残部Al及び不可避的不純物からなるめっき層を有し、当該めっき層中に長径が10μm以下であり、かつ長径と短径の比であるアスペクト比が1以上3以下であるMg2Si粒子が存在することを特徴とする耐食性および外観に優れた溶融アルミめっき鋼板。2前記めっき層と前記鋼板の界面に、厚み5μm以下のAl、Si、Fe系Al-Si-Fe系とも記載する合金層を有することを特徴とする1に記載の耐食性および外観に優れた溶融アルミめっき鋼板。3前記めっき層の厚みが9~35μmまたは、前記めっき層の付着量が前記鋼板の片面あたり25~100g/m2であることを特徴とする1または2に記載の耐食性および外観に優れた溶融アルミめっき鋼板。4質量で、Si:2以上11以下、Mg:3以上9以下、Ca:0.1以上5以下、Ti:0.005以上0.05以下で、残部Al及び不可避的不純物からなるめっき層を有し、当該めっき層中に長径が10μm以下であり、かつ長径と短径の比であるアスペクト比が1以上3以下であるMg2Si粒子が存在する溶融アルミめっき鋼板を用いたことを特徴とする耐食性および外観に優れた燃料タンク。5質量で、Si:2以上11以下、Mg:3以上9以下、Ca:0.1以上5以下、Ti:0.005以上0.05以下で、残部Al及び不可避的不純物からなり、温度670°C以上の溶融アルミめっき浴に、鋼板を浸漬通過させ、アルミめっきした鋼板を第一段目の冷却工程において600~640°Cの温度範囲まで、25°C/sec以上の冷却速度で冷却し、その後さらに第二段目の冷却工程において550~590°Cの温度範囲まで、16°C/sec以上の冷却速度で冷却することを特徴とする耐食性および外観に優れた溶融アルミめっき鋼板の製造方法。本発明によれば、メタノールやエタノールなどのアルコール単独あるいはこれらのアルコール混合ガソリンなどのアルコール混合燃料にも対応できるめっき鋼板を提供することができる。本発明に係るめっき鋼板は、多様な燃料に対応可能な耐食性を有し、外観にも優れている。また、従来のアルミめっき鋼板とプレス性、溶接性、塗装性は変わらず、燃料タンク製造プロセスを変更する必要はない。すなわち、生産の融通性が高く、既存のプロセスを活用して製造することができる。以下本発明の実施の形態について説明する。なお、本発明においては、母材となる鋼板は特に限定しない。鋼板表面のアルミめっき層により、耐食性、外観が決まるためである。まず、本発明の溶融めっき成分の割合を数値限定した理由について説明する。ここで、成分についてのは質量を意味する。Si:2~11、本発明では、MgとSiとを複合添加し、めっき層中にMg2Siを十分に晶出させることが重要である。SiはMgと反応してMg2Siを晶出させるに必要な成分である。Mg2Siをアルコール混合燃料に対する耐食性向上に寄与するほど十分に晶出させるには、Siの含有量は2以上が必要である。Mg2Siの晶出量を十分得る観点からは、Siの下限は4、さらには6とすることが好ましい。一方、Siを、11を超えて含有させるにはめっき浴の融点を高くせざるを得ず、経済的に不利となる。さらにSiが多くなると加工性を劣化させるので、11を上限とした。めっき浴の操業安定性高温浴の浴内機器の短寿命化を防止の観点からSiの上限は、10が好ましく、さらには8がより好ましい。Mg:3~9、MgはSiと反応してめっき層中にMg2Siを晶出させるに必要な成分である。Mg2Siを耐食性向上に寄与するほど十分に晶出させるにはMgの含有量は3以上必要である。Mg2Siの晶出量を十分得る観点からは、Mgの下限は4、さらには5とすることが好ましい。一方Mgを、9を超えて含有させるにはめっき浴の融点を高くせざるを得ず、経済的に不利となる。さらにMgが多くなると過剰なMgは酸化膜による皺シワの発生が激しく、めっき外観を劣化させるので、上限を9とした。めっき層の外観を美麗にするという観点からMgの上限は8、さらには7とすることが好ましい。Ca:0.1~5、CaはMgよりも酸化力が強いため、Mg酸化膜の生成を抑制し、めっき外観向上のために添加するものである。その効果を発揮させるにはCaの含有量は、Mgの含有量に依存する。上記Mgの含有量の範囲であれば、0.1以上とすることが必要である。外観上の観点からCaの下限は0.12、さらには0.15とすることが好ましい。一方、Caを、5を超えて添加するとめっき溶融点が高くなり、かつめっきの粘性が上昇し経済的に不利となるので、上限を5とした。操業上の安定性の観点からCa濃度の上限は4.8、さらには4.2とすることが好ましい。Ti:0.005~0.05TiはL液相Lは液相金属を意味する。TiAl3→Alの包晶反応を665°Cで起こす。TiAl3は、めっき層の凝固過程においてMg2Siの生成核となるため、TiAl3を微細分散させれば、Mg2Siも微細分散する。さらにTiAl3がMg2Siの生成核になることにより、板状に成長しやすいMg2Siが粒状化しやすくなる。665°C以上のめっき浴中にTiAl3が微細分散させるにはTi含有量は0.005以上が必要である。Mg2Siの微細分散を確保する観点から、その下限は0.008、さらには0.01であることが好ましい。一方、Tiを、0.05以上添加することはAl-Si-Mg-Ca合金の液相線温度を上げるため好ましくない。さらに、Ti酸化によるドロスアウト等の操業安定性も阻害される。操業上の安定性を考慮するとTi含有量の上限は、0.02、さらには0.018とすることが好ましい。[Si質量]≧0.6×[Mg質量]Alめっき層中にMgを単体で残さずにMg2Siとして存在させてアルコラート反応を抑制するためには、[Si質量]≧0.6×[Mg質量]とすることが好ましい。Mg2Siは、以下の式で示すアルコラート反応の第一段目の反応を抑制する。それにより、めっきの主成分のAlの溶解を阻止され、犠牲防錆的な役割を果たしている。2Al6R-OH→2AlOR33H22AlOR36H2→2AlOH36R-Hまた、[Si質量]が0.6×[Mg質量]未満となるとMgが残留するため、Caの添加効果がなく、めっき外観を劣化させる。0.6x[Mg質量]≧[Ca質量]≧0.03×[Mg質量]Caは、残留したMgの酸化を抑制する元素である。Caは、皺の原因となるMgOの生成を抑制しめっき外観を向上させる。[Ca質量]が0.03x[Mg質量]未満となると、その抑制効果が十分に得られない。残留したMgが酸化して酸化膜となり、皺発生の原因となるからである。一方、[Ca質量]が0.6×[Mg質量]を超えると、めっき溶融点が高くなり不経済であると共に、めっき外観向上効果が飽和する。したがって、Ca含有量の範囲を以下の式の範囲とすることが好ましい。0.6x[Mg質量]≧[Ca質量]≧0.03×[Mg質量]Mg2Siの長径を10μm以下Mg2Si金属間化合物は硬質で脆い。このため、長径の大きな金属間化合物が存在すると、めっき層自体の加工性が著しく低下する。このため、鋼板のプレス加工において割れが発生し、割れ部が腐食されやすくなる。発明者らは、Mg2Siの長径の異なるめっき鋼板について、燃料タンクのプレス加工を想定したドロービード試験板厚減少率20を行い、Mg2Siの長径が10μmを超えると割れが発生し易くなることを見出した。したがって、めっき層中に分散して晶出させるMg2Siの長径を10μm以下とした。Mg2Siの長径をさらに微細化すると、Mg2Siがより多数微細分散し、めっき層の組織がより均質化し、耐食性が更に向上する。また、仮にめっき層が腐食しても腐食生成物が粗大化せず、燃料循環系のフィルターの目詰まりの発生も著しく低減する。そのため、Mg2Siの長径の上限は、8μm以下、さらには6μm以下、できれば5μm以下とすることが望ましい。図1にMg2Siの長径と耐食性の指標である腐食生成物量の関係を示す。Mg2Siの長径が大きくなるほど、腐食生成物が増加つまり耐食性が悪化することがわかる。一方、Mg2Siの長径の下限は特に限定するものではない。しかし、あまり小さいと比表面積が大きくなり、Mg2Siの溶解速度が大きくなり、寿命が短くなる。さらに、Mg2Siサイズを小さくするためには、めっき後の冷却速度を著しく上げねばならず、経済的に不利にもなる。これらのことから、Mg2Siの長径の下限は、1μm以上を確保することが好ましい。Mg2Siの長径の下限は、好ましくは1.5μm、できれば2μm以上とする。Mg2Siのアスペクト比:1以上3以下前述したように、Mg2Siは硬質で脆いため、プレス加工に際して亀裂伝播の起点となりやすい。特に、短径に比較して長径の長い、二次元的平面状に針状の粒子が存在すると、めっき層にクラック割れを誘発し、耐食性を悪化させる要因となる。そのため、アスペクト比Mg2Si粒子の長径と短径の比長径/短径の小さいほうが好ましい。理想的には、球状であり、アスペクト比が1であることが好ましく、これが下限となる。耐食性に悪影響が認めらないよう、本発明者らの実験から3をアスペクト比の上限と定める。もちろん、アスペクト比は小さい方がこのましく、2.4以下とすることが好ましい。通常Mg2Si金属間化合物は、通常の凝固条件放冷による冷却下では、楕円形状の板状片状となる。アスペクト比の小さい、つまりできる限り球状に近いMg2Si金属間化合物粒子にするには、その冷却条件を制御する必要がある。そのため、発明者らは、Mg2Si粒子が粗大化しないよう、ある程度急冷することにより、微細なまま冷却し、アスペクト比を小さくすることができることを見出した。冷却条件については、後述する。Mg2Si粒子の長径とアスペクト比は、めっき層の断面をEPMAで観察することにより求めることができる。EPMAにより、Al-Mg-Si-Ca系めっき層を観察し、めっき層中にあるMgとSiが共存している塊状の析出物をMg2Siと判定し、その析出物の長径と短径を測定する。アスペクト比は長径を短径で割ることで求める。次に、長径が10μm以下で、かつアスペクト比が1以上3以下であるMg2Si粒子をめっき層中に多数分散晶出させる方法について説明する。長径10μm以下で、かつアスペクト比が1以上3以下のMg2Siをめっき層中に多数分散させるには、Tiの項でも述べたように、めっきの凝固過程においてTiAl3を液相中に微細分散させることが重要である。なぜなら、TiAl3がMg2Siの生成核となり、その結果、めっき層中に均一にMg2Siを微細分散させることができるからである。そのため本発明に係るめっき鋼板の製造方法において、溶融めっき後にTiAl3の晶出と、その後Mg2Alを晶出させるため2段階の冷却を行うことを特徴としている。まず、溶融アルミめっき工程を説明する。上記めっき層と同じ成分組成を有するめっき浴の温度は、670°C以上であればよい。そこに鋼板を通常の溶融アルミめっき工程と同様に浸漬通過させてアルミめっきを施す。めっき浴温度は、包晶反応温度665°Cとのマージンを確保する観点から、その下限は680°Cとすることがより好ましい。さらに、685°Cであれば、より好ましい。また、めっき浴温度は、あまり高温になるとめっき後においてTiAl3の晶出が進まないうちに急冷され、かつ浴中の種々機器の寿命が短くなるので、その上限を700°C程度とするとよい。695°Cとすることがより好ましく、できれば、690°Cとすることがさらに好ましい。鋼板のめっき浴侵入時の温度は、めっき浴温より少し高めめっき浴温~めっき浴温30°C程度とするとよい。より好ましくは、めっき浴温より5~15°C高めとすることが望ましい。次に、アルミめっき鋼板を第一段目の冷却工程において冷却する。第一段目の冷却工程は、溶融めっきした鋼板を、L液相TiAl3→Alの包晶反応温度665°C以下の620°Cまで、25°C/sec以上の冷速でいっきに冷やす。このとき、めっき層には、TiAl3が、過冷却のため残存している状態になっている。第一段目の冷却目標温度は、620°Cであるが、実プロセスにおいては、600~640°Cの範囲内の温度まで冷却すればよい。その後、第二段目の冷却として、めっき鋼板を570°Cまで16°C/sec以上の冷却速度で冷却を行い、Mg2Siを晶出、成長させる。このとき、冷却速度は大きいほど、Mg2Si粒子のアスペクト比は小さくなる傾向がある。第二段目の冷却目標温度は、570°Cであるが、実プロセスにおいては、550~590°Cの範囲内の温度まで冷却すればよい。なお、溶融アルミめっき工程、第一段目の冷却工程、第二段目の冷却工程は、連続することが望ましい。めっき層の凝固過程における冷却速度を上記範囲内に維持するためである。第一段目の冷却、すなわち、包晶反応温度665°Cを通過するときの冷却は、めっき層中にTiAl3が微細分散するために必要である。このとき、冷却速度が大きいほど、TiAl3が微細分散されるので、Mg2Siも微細に分散して晶出する。すなわち、溶融めっき金属の温度670°C以上から620°Cまでの冷却速度を25°C/sec以上とすることが重要である。この間の冷却速度が19°C/sec程度であれば、Mg2Si粒子のアスペクト比が3以下となる場合もあるが、25°C/sec以上とすると、Mg2Si粒子のアスペクト比は確実に3以下となるからである。冷却速度の上限は特に設定しなくてもよいが、あまりに冷却速度を大きくしすぎると、例えばジェットクーラーの場合は風量増大による模様、ミスト冷却の場合も同様に模様が発生する場合がある。また、経済的にも非効率であることから、35°C/secもしくは40°C/sec程度を上限とすると良い。第二段目の冷却、すなわち、めっき金属が過冷却状態620°Cから完全凝固570°Cするまでの冷却は、Mg2Siが晶出、成長するために必要である。このとき、冷却速度が遅すぎるとMg2Siが成長し、粒径が大きくなり、アスケペクト比も大きくなる。このため、この間の冷却速度は、16°C/sec以上とするとよいことがわかった。好ましくは、18°C/sec以上とするとよく、できれば20°C/sec以上とするとよい。一方、冷却速度が速すぎると、その粒子は微細化し、アスペクト比は小さくなり、さらにはMg2Siが十分に晶出しない場合がある。しかし、Mg2Siの晶出は、TiAl3の晶出から始まっているので、特に上限を設ける必要はない。強いて言えば、第一段目の冷却速度を上限とすればよい。また、本発明に係るめっき鋼板は、通常の溶融めっき鋼板と同様に溶融めっき浴に鋼板を通板することにより製造するため、必然的にめっき層と地鉄の界面に金属間化合物からなる合金層が生成する。このとき合金層の組成は、Al-Si-Fe系となる。Mg、Caの添加量が増大するとこれらの元素が含まれた金属間化合物の生成も一部観察される場合がある。この合金層の厚みは5μm以下であることが望ましい。なぜならば、合金層は硬質で脆いため、厚いと鋼板の加工性を大きく阻害するためである。また、合金層が厚いと、プレス加工等においてクラックが最初に合金層に入り、それがめっき層を伝播し、その結果として耐食性を劣化させる可能性があるからでもある。めっき浴への浸漬時間が長いと厚い合金層が形成される。したがって、めっき浴への浸漬時間を調整することが必要である。また、めっき浴にMgを添加することで、合金層厚みの低減効果も得られることが知られている。なお、めっき浴中に鋼板からのFeが混入するので、めっき層中にFeが混入することは避けられない。まためっき層中には、Cu、Ni、Mn等を含むこともある。しかしFe、Cu、Ni、Mnを合計で2質量以下含有しても、本発明に係る鋼板の特性には影響はない。溶融めっきにおいて、めっき付着量を制御するワイピングはガスワイビング法が最も一般的である。ワイピングガス種は通常N2、空気等であるが、その他にCO2、燃焼ガス等を使用することが可能である。浴面上の酸素濃度を制御することも可能である。めっき付着量が増大すると、一般に耐食性が向上し、その反面、加工性、溶接性は低下する。本発明は耐食性に優れるめっき組成であるため、付着量は少なくても、その効果を得ることができる。めっき付着量めっき層と金属間化合物の合金層の合計付着量は厚みとしては9~35μm片面当たり25~100g/m2とすることが望ましい。めっき付着量が片面あたり9μm25g/m2未満となると、耐食性が不十分となる。めっき付着量が、35μm100g/m2を超えると耐食性が飽和する上、プレス加工性、めっき密着性、抵抗溶接性が悪くなる。耐食性の観点から、付着量の下限は、10.5μm30g/m2であれば、より好ましく、さらに12.3μm35g/m2であれば、さらに好ましい。本発明で使用するめっき原板の組成は特に限定するものではない。高度な加工性を要求される用途に対しては加工性に優れたIF鋼の適用が望ましい。さらには溶接後の溶接気密性、二次加工性を確保するためにBを数ppm添加した鋼板も望ましい。逆に強度を要求される用途に対しては、低炭素鋼、ハイテン等を適用することも当然可能である。本発明においては、めっき鋼板の後処理については、特に限定しない。もちろん、加工性の改善を目的とした後処理皮膜を有してもかまわない。例えば、Zr、V、Cr3等を活用したクロメートフリー化成処理、樹脂被覆を行うことができる。化成処理としてはリン酸、シリカ等を含有することができる。また、Mg系の化合物を添加してもよい。樹脂種としては、例えばアクリル酸またはメタアクリル酸エステル、カルボン酸ビニルエステル、ビニルエーテル、スチレン、アクリルアミド、アクリロニトリル、ハロゲン化ビニルなどのエチレン系不飽和化合物及びエポキシ、ウレタン、ポリエステル等がある。さらに、化成処理、樹脂被覆以外に、溶融めっき後の外観均一化処理であるゼロスパングル処理、めっきの改質処理である焼鈍処理、表面状態材質の調整のための調質圧延等を適用してもよい。均一に鋼板とめっき浴とを反応させ、安定した外観を得るために、溶融めっき前にプレめっき、洗浄等の前処理を適用してもよい。例えば、Ni、Co、Sn、Zn系のプレメッキが考えられる。次に、本発明に係るめっき鋼板を用いた燃料タンクについて説明する。本発明に係る燃料タンクの用途は、特に限定しない。自動車、バイク、バス、トラック等でも、かまわない。さらに、本発明に係るめっき鋼板への加工方法についても、特に限定しない。従来のめっき鋼板と同等の加工性を有しているからである。その結果、本発明に係る燃料タンクの形状も、特に限定されない。まとめると、本発明に係る燃料タンクは、既存の設計手法で、既存の製造プロセスを用いて製造することができる。但し、当然のことではあるが、片面にのみめっきを施しためっき鋼板の場合、当該めっき面をアルコール混合燃料との接触面にすることが必要である。本発明に係るめっき鋼板自体が、アルコール混合燃料に対して良好な耐食性を有するので、それを用いた燃料タンクも良好な耐食性を有するものとなる。以下に、本発明の実施例について説明する。冷延鋼板板厚0.8mmを母材として、溶融アルミめっきを行った。めっき浴組成はAlをベースとし、Si、Mg、Ca、Ti量を種々変化させた。これら以外に不純物元素として、鋼板等から混入したFeが1~2程度質量含有されていた。めっき浴への鋼板の侵入板温、浴温は共に670°Cとし、浴中浸漬時間を変化させ合金層厚みを制御した。めっき後N2ガスワイビング法でめっき付着量を調節した。冷却は、670°C~620°Cまで1段目冷却と、620°C~570°Cまでの冷却2段目冷却を制御した。こうして製造した試料のめっき組成、Mg2Siの長径μmとアスペクト比、合金層厚み、めっき厚みを確認した。めっき層は、JISH8672の参考に記載されているめっき層の性状試験方法に従って、めっき層のみを剥離し、評価した。すなわち、AlCl36H2Oの241g/l溶液中で、アルミめっき層を電解剥離した。この時の剥離面積は25cm2であり、電流密度は20mA/cm2とした。合金層を示す電位に達すると直ちに電流を停止して、合金層を露出し、めっき層溶解液をICP誘導結合プラズマ、InductivelyCoupledPlasmaで定量分析した。合金層厚みは、400倍の断面検鏡写真より測定した。そして、溶融めっき鋼板の外観、耐食性、総合評価を下に記述する方法で行った。その結果を表1~4に示す。なお、表1-1と表1-2を合わせて表1と呼ぶ。<外観評価>EExcellent:目視で皺なく美麗FFair:目視で軽微な皺有PPoor:目視で皺有<耐食性>エリクセン試験機により、直径50mm、深さ40mmの平底面の円筒絞り加工を行ったサンプルに、以下に示す3種劣化E10、劣化E25、劣化E100のエタノール混合ガソリン40mlを、45°Cにて1500時間封入して、外観を観察した。腐食物が生成したサンプルについては燃料を封入したまま超音波洗浄をかけ、サンプルに付着していた腐食物と燃料中に遊離していた腐食物を0.8μmメッシュのメーンブレーンフィルターを用いてろ過した。腐食物が捕集されたメーンブレーンフィルターを用いて更にノルマル-ヘプタン100mlをろ過した後、メーンブレーンフィルターを80°Cで1時間乾燥させ、腐食物の乾燥重量を測定した。劣化E10は、エタノールを10vol含む混合ガソリンが99.5volと腐食水酢酸100ppm、塩素100ppm添加が0.5volの混合液劣化E25は、エタノールを25vol含む混合ガソリンが98volと腐食水酢酸100ppm、塩素100ppm添加が2volの混合液劣化E100は、エタノール:93volと腐食水酢酸100ppm、塩素100ppm添加が7volの混合液<耐食性評価>EExcellent:外観変化がなく、腐食物が12mg/l未満GGood:外観変化がなく、腐食物が24mg/l未満FFair:白色物があり、腐食物が24mg/l以上PPoor:赤錆ならびに白色物が確認<総合評価>EExcellent:外観、耐食性とも問題なしGGood:使用可能レベルFFair:使用可能レベルであるが、若干耐食性または外観に問題が有るレベルPPoor:外観または耐食性に問題があり使用不可能なレベル表1にめっき層の化学組成について検討した結果を示す。比較例No.1は、Mg量が低く本発明外であったため、赤錆ならびに白色物が確認され耐食性が劣っていた。比較例No.9は、Mg量が高く本発明外であったため、外観が劣っていた。比較例No.10は、Si量が低く本発明外であったため、Mg2Siの生成量が不足し、耐食性が劣っていた。逆に、比較例No.20は、Si量が高く本発明外であったため、めっき浴の融点が高すぎてめっき浴を造ることができなかった。比較例No.21は、Ca量が低く本発明外であったため、皺の発生があり外観が劣っていた。No.22、23とCa量が多くなるにつれて、皺発生が抑制され、No.24のCa量で美麗な外観が得られた。しかし、No.31からNo.34とCa量がさらに多くなると、めっき浴が粘性をもち、操業が困難になる。比較例No.35は、Ca量が高く本発明外であったため、浴のメークアップが困難となり、評価可能なサンプルを作製できなかった。No.36からNo.46は、Ti量を変化させたものである。Ti量が増えるにしたがい、Mg2Si長径サイズが小さくなり、Mg2Siのアスペクト比が小さくなる1すなわち球体に近づく傾向が認められた。比較例No.36はTi添加なし、比較例No.37はTi量が不足し、耐食性が劣っていた。一方、Ti量が0.02を超えることは、Al-Si-Mg-Ca合金の液相線温度を上げることになり、好ましくない。さらに、Ti酸化によるドロスアウト等の操業安定性も阻害される。比較例No.46はTiが多くなりすぎ、浴のメークアップが困難となり、評価可能なサンプルを作製できなかった。これに対して、本発明例はいずれも外観、耐食性に優れ、総合評価も優れていた。次いで、本発明例のNo.5のめっき組成で、溶融めっき後の第一段目、第二段目の冷却速度を変化させた。その結果を表2に示す。No.47からNo.53では、第一段目の冷却速度を変化させた。第一段目の冷却速度が増すと、Mg2Siのアスペクト比が小さくなるすなわち球体に近づく傾向が認められた。比較例No.47、比較例No.48では第一段目の冷却速度が不足し、Mg2Siを微細分散して晶出するには不足し、アスペクト比を3以下に制御することができなかった。なおNo.53のように30°C/secを超える冷却速度にすると、ジェットクーラーの風量増大による模様が発生し、かつ経済的にも非効率である。No.54からNo.62では、第二段目の冷却速度を変化させた。第二段目の冷却速度が増すと、Mg2Siの長径が小さくなる傾向が認められた。比較例No.54では第二段目の冷却速度が不足するため、Mg2Siの長径が大きくなり、耐食性が不足した。一方、No.61、No.62のように冷却速度を過大にすると、Mg2Siの長径が小さく、晶出量が不十分となるため、十分な耐食性を得難くなった。次に、合金層の厚みの影響についての試験結果を表3に示す。本発明例のNo.5のめっき組成で溶融めっき浴浸漬時間を変化させ、合金層の厚みを変化させた評価した。その結果を表3に示す。本発明例のNo.62~No.66は、670°C×2秒の浴浸漬時間で2~5μmの合金層の厚みとしたが、外観、耐食性に優れ総合評価が優れていた。本発明例のNo.67は、620°C×4秒の浴浸漬時間で6.0μmの合金層の厚みとした。目視で軽微な皺がある外観で、劣化E100の耐食試験で白色物があり、腐食物が24mg/l以上となっていてE100耐食性がやや劣っていたが、総合評価としては使用可能であった。No.68は、620°C×6秒の浴浸漬時間で7.0μmの合金層の厚みとした。目視で軽微な皺がある外観で、劣化E25及び劣化E100の耐食試験で白色物があり、腐食物が24mg/l以上となっており、耐食性が劣っていた。合金層厚みが厚くなるにつれて、合金層の不均一厚みが、最表面のめっき層に軽微な皺をもたらせたと考えられる。また、厚い合金層は加工性が悪く、円筒絞りの過程でめっき層まで伝播するクラックが生成していた。以上の試験結果よりして、合金層の厚みが5μm超となったときに、使用可能ではあるが、外観が悪くなり、加工性も低下することが確認できた。次に、めっき厚みの影響について評価した。本発明例のNo.5のめっき組成で溶融めっき後のワイピングを変化させ、めっき厚みの影響の試験を実施した。その結果を表4に示す。表4の本発明例No.69~No.71のように、めっきの厚み12.3μm片面当りのめっき付着量35g/m2未満となったときに、耐食性が悪くなる。逆に比較例No.82~No.84のように、めっき厚み35μm片面当りのめっき付着量100g/m2超は不経済であるばかりか、別途実施したプレス加工性、めっき密着性めっき内破壊、抵抗溶接性が低下していた。以上の試験結果よりして、めっき厚みが耐食性や外観へ及ぼす影響はあまりない。前述した範囲内であれば、外観、耐食性に優れた溶融めっき鋼板が得られることが確認できた。以上、実施例をもとに本発明について説明した。なお、本発明の実施態様は、上記実施例に限定されることはない。