基材とめっき被膜とを備える溶融アルミニウム合金めっき鋼材であって、前記めっき被膜の組成が、質量で、Fe:25~75、Mg:2~20、Ca:0.02~2を含有し、残部がAl及び不可避的不純物であり、前記めっき被膜がα-Mg相、Al3Mg2相のいずれか一方又は両方を含有し、前記めっき被膜の表層から深さ5μmまでの範囲におけるα-Mg相の体積分率と、Al3Mg2相の体積分率との合計が、1以上40以下であることを特徴とする溶融アルミニウム合金めっき鋼材。前記めっき被膜において、前記α-Mg相の体積分率が0.4以上20以下であることを特徴とする請求項1に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材。前記めっき被膜において、前記Al3Mg2相の体積分率が0.1以上40以下であることを特徴とする請求項1に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材。前記めっき被膜の組成中に含有されるFeの量が40~55であることを特徴とする請求項2に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材。前記めっき被膜の組成中に含有されるFeの量が30~50であることを特徴とする請求項3に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材。前記めっき被膜の組成が、さらに、質量で、Si:0.0001~2及びREM:0.0001~1、Sr:0.0001~2の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1~5のいずれか一項に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材。前記REMが、La-Ce合金であることを特徴とする請求項6に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材。請求項1~5のいずれか一項に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材に、塗装を施したことを特徴とする溶融アルミニウム合金めっき鋼材。請求項1に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材を製造する方法であって:めっき浴に前記基材を浸漬するめっき工程と;前記基材を前記めっき浴中に浸漬した状態で、または、前記めっき浴から前記基材を引き上げた後に、前記めっき浴の融点以上、500°C以上、700°C未満の温度で、3秒超60秒以下、前記基材を保持する合金化熱処理工程と;を有することを特徴とする溶融アルミニウム合金めっき鋼材の製造方法。請求項2に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材を製造する方法であって:めっき浴に前記基材を浸漬するめっき工程と;前記めっき浴から前記基材を引き上げた後に、前記めっき浴の融点以上、500°C以上、700°C未満の温度で、3秒超60秒以下、めっきされた前記基材を加熱する合金化熱処理工程と;を有することを特徴とする溶融アルミニウム合金めっき鋼材の製造方法。請求項3に記載の溶融アルミニウム合金めっき鋼材を製造する方法であって:めっき浴に前記基材を浸漬するめっき工程と;前記基材を前記めっき浴中に浸漬した状態で、前記めっき浴の融点以上、500°C以上、700°C未満の温度で、3秒超60秒以下、前記基材を保持する合金化熱処理工程と;を有し、前記めっき浴からめっきされた前記基材を引き上げた後に、合金化熱処理を行わないことを特徴とする溶融アルミニウム合金めっき鋼材の製造方法。従来の溶融アルミニウムめっき鋼板の耐食性に係る限界に鑑み、本発明は、切断端面耐食性と加工部耐食性の両方に優れ、長期間にわたり腐食せず、かつ、構造材として汎用性のある溶融アルミニウム合金めっき被膜を有する鋼材を安定的に提供することを課題とする。本発明者らは、アルミニウム合金を溶融めっきした鋼材において、切断端面耐食性と加工部耐食性の両方を高める手法について鋭意検討した。検討の結果によると、鋼材の表面に、所要量のMg及びCaを含有するFe-Al合金を溶融めっきすると、切断端面耐食性及び加工部耐食性がともに向上し、長期間にわたり赤錆が発生しないことが見出されていた。さらに、成分範囲を特定範囲に規制すると、溶融めっき製造におけるめっき浴安定性や合金化熱処理の容易さなどの、主に操業性の利点が得られることが見出された。さらに、安定して耐食性を発揮するためには、めっき層中のMgの大部分は、Al相に固溶しておらず、α-Mg相またはAl3Mg2相の形態を取っていることが重要であることが見出された。本発明はの要旨は以下のとおりである。1本発明の一態様にかかる溶融アルミニウム合金めっき鋼材は、基材とめっき被膜とを備え、前記めっき被膜の組成が、質量で、Fe:25~75、Mg:2~20、Ca:0.02~2を含有し、残部がAl及び不可避的不純物であり、前記めっき被膜がα-Mg相、Al3Mg2相のいずれか一方又は両方を含有し、前記めっき被膜の表層から深さ5μmまでの範囲におけるα-Mg相の体積分率と、Al3Mg2相の体積分率との合計が、1以上40以下である。2上記1の溶融アルミニウム合金めっき鋼材の前記めっき被膜において、前記α-Mg相の体積分率が0.4以上20以下であってもよい。3上記1の溶融アルミニウム合金めっき鋼材の前記めっき被膜において、前記Al3Mg2相の体積分率が0.1以上40以下であってもよい。4上記2の溶融アルミニウム合金めっき鋼材において、前記めっき被膜の組成中に含有されるFeの量が40~55であってもよい。5上記3の溶融アルミニウム合金めっき鋼材において、前記めっき被膜の組成中に含有されるFeの量が30~50であってもよい。6上記1~5のいずれかの溶融アルミニウム合金めっき鋼材において、前記めっき被膜の組成が、さらに、質量で、Si:0.0001~2及びREM:0.0001~1、Sr:0.0001~2の1種又は2種以上を含有してもよい。7上記6の溶融アルミニウム合金めっき鋼材において、前記REMが、La-Ce合金であってもよい。8本発明の別の一態様にかかる融アルミニウム合金めっき鋼材は、上記1~5のいずれかの溶融アルミニウム合金めっき鋼材に、塗装が施されている。9本発明の別の一態様にかかる製造方法は、上記1の溶融アルミニウム合金めっき鋼材を製造する方法であって:めっき浴に前記基材を浸漬するめっき工程と;前記基材を前記めっき浴中に浸漬した状態で、または、前記めっき浴から前記基材を引き上げた後に、前記めっき浴の融点以上、500°C以上、700°C未満の温度で、3秒超60秒以下、前記基材を保持する合金化熱処理工程と;を有する。10本発明の別の一態様にかかる製造方法は、上記2の溶融アルミニウム合金めっき鋼材を製造する方法であって:めっき浴に前記基材を浸漬するめっき工程と;前記めっき浴から前記基材を引き上げた後に、前記めっき浴の融点以上、500°C以上、700°C未満の温度で、3秒超60秒以下、めっきされた前記基材を加熱する合金化熱処理工程と;を有する。11本発明の別の一態様にかかる製造方法は、上記3の溶融アルミニウム合金めっき鋼材を製造する方法であって:めっき浴に前記基材を浸漬するめっき工程と;前記基材を前記めっき浴中に浸漬した状態で、前記めっき浴の融点以上、500°C以上、700°C未満の温度で、3秒超60秒以下、前記基材を保持する合金化熱処理工程と;を有し、前記めっき浴からめっきされた前記基材を引き上げた後に、合金化熱処理を行わない。本発明によれば、めっき中のα-Mg相の効果により、比較的乾燥した環境や、高湿度で、過酷な腐食環境でも、耐食性、切断端面耐食性と加工部耐食性の両方に優れ、長期間にわたり腐食せず、かつ、構造材として汎用性のあるアルミニウム合金めっき被膜を有する鋼材を、安定的に提供することができる。発明者による検討の結果、従来技術にかかるめっき鋼材では、めっき浴の長期安定性が必ずしも良くない、又は操業上の不安定性に起因して、製品の耐食性が十分でない場合があることが判明した。また、上記従来技術では、めっき層中でMgを含有するミクロ組織と耐食性の関係については、詳細に検討されていない。この結果、特に乾燥した環境や、特に高湿度の環境における切断端面耐食性や加工部耐食性が安定して得られないことが明らかになった。そこで、本発明者らは、アルミニウム合金を溶融めっきした鋼材において、切断端面耐食性と加工部耐食性の両方を高める手法について鋭意検討した。検討の結果によると、鋼材の表面に、所要量のMg及びCaを含有するFe-Al合金を溶融めっきすると、切断端面耐食性及び加工部耐食性がともに向上し、長期間にわたり赤錆が発生しないことが見出された。さらに、成分範囲を特定範囲に規制すると、溶融めっき製造におけるめっき浴安定性や合金化熱処理の容易さなどの、主に操業性の利点が得られることが見出された。さらに、様々な環境で安定して耐食性を発揮するためには、めっき層中のMgの主要部分が、Al相に固溶しておらず、α-Mg相またはAl3Mg2相の形態を取っていることが重要であることが見出された。Mgは、溶融アルミニウム合金めっき鋼材において、耐食性に直接寄与する重要因子である。しかし、従来技術にかかるアルミニウム合金めっき鋼材では、めっき層中のMgがどのようなミクロ組織中に含有されているかについて、十分な検討が行われていなかった。また、めっき層中のMg含有組織を制御する方法についても開示されていなかった。一方、乾燥環境、湿潤環境において、それぞれ耐食性に寄与するのは、主としてα-Mg相、Al3Mg2相の組織である。これらの組織以外の、Al層に固溶した状態のMgは、十分に耐食性に寄与できない。また、従来技術では、めっき層にFeを導入する目的で比較的高温の合金化加熱処理を行う。この合金化加熱処理の温度が高いと、めっき中浴時にめっき層中に形成されたAl3Mg2相の多くは、蒸発して失われる傾向にある。また、高温で合金化処理を行うと、α-Mg相の大部分も、表層から蒸発して失われることが解った。このため、本発明では、めっき形成時の加熱工程を厳格に管理することによって、めっき層中のMg含有組織を制御し、安定して高い耐食性を有する溶融アルミニウム合金めっき鋼材を得る。以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。本実施形態の溶融アルミニウム合金めっき鋼材本実施形態鋼材は、基材とめっき被膜とを備える溶融アルミニウム合金めっき鋼材である。めっき被膜の付着量は、特に限定されないが、40g/m2、膜厚さ20μm程度が望ましい。前記めっき被膜の組成は、質量で、Fe:25~75、Mg:2~20、Ca:0.02~2を含有し、残部がAl及び不可避的不純物である。前記めっき被膜は、α-Mg相、Al3Mg2相のいずれか一方又は両方を含有する。前記めっき被膜の表層から深さ5μmまでの範囲におけるα-Mg相の体積分率と、Al3Mg2相の体積分率との合計は、1以上40以下である。上記構成により、この鋼材は、優れた切断端面耐食性及び加工部耐食性を備える。以下に、めっき被膜の成分組成に係る限定理由について説明する。なお、は、質量を意味する。溶融めっき法において、めっき被膜中のFe量を25未満にするためには、めっき浸漬時間を短くしたり、めっき浴から引き抜き後、急冷したり、又は、めっき成分としてSiなどの合金化抑制成分を添加する必要がある。このため、操業条件上、様々な不利益が生じる。また、Fe量が25より低い場合には、めっき最上層でFe濃度の非常に低い部分が、局所的に生成する場合があり、塗装後耐食性を劣化させる場合もある。このため、めっき被膜のFe含有量の下限を25以上とした。望ましいFe量の下限は、25超であり、さらに望ましくは、30以上である。めっき被膜中のFe量が、75を超えると、Fe3Alが生成し、めっき被膜が脆くなる。この結果、下地鋼材に達するクラックが増大し、加工時に、めっき被膜が破壊し、剥離脱落するため、所要の耐食性と加工部耐食性が得られないことがある。それ故、Fe量の上限を75以下にした。望ましいFe量の上限は50以下、更に望ましくは40未満である。めっき被膜に55以上のFeを導入するには、Siなどの合金化抑制元素の添加がない場合でも、合金化のための熱処理を、高温で、又は、長時間実施する必要があり、非経済的な操業条件が要求される。また、そのような高温、又は、長時間の熱処理を行った場合、地鉄とめっきとの界面に、平均的なめっき層よりもFe濃度の高い脆化層が生成し易い。このため、めっき被膜のFe濃度は、55以下が望ましい。Mg及びCaは、切断端面耐食性と加工部耐食性を高めるために添加する。浴安定性の観点から、Mgを主として添加し、Caは、めっき浴中のMgの酸化を抑制するために添加する。本実施形態のめっき被膜のFe濃度範囲では、Mgが2未満であると、上記耐食性向上効果が十分でない。このため、Mg量の下限を2とする。望ましくは、Mg量の下限は5以上である。一方、めっき被膜に20以上のMg量を含有させるためには、特に、Feをほとんど含有しないめっき浴を用いて、鋼板との反応でFeを導入する場合、めっき浴中のMgを非常に高濃度にしておく必要がある。つまり、合金化反応によりめっき被膜にFeが加わるので、めっき層中のMg濃度は、めっき浴中のMg濃度より相対的に低くなるためである。Caは、安定な腐食生成物の生成と、めっきの浸漬電位を低く保持するため、良好な切断端面耐食性と加工部耐食性に寄与する。また、めっき浴中のMgの酸化を抑制して、めっき浴を安定化する。めっき浴の安定のために、Mg量に応じて必要なCaの最低限の量は、おおむねMg量の1~10程度である。従って、めっき層中のCaの含有量を0.02~2とする。Ca量が2を超えると、めっき浴の安定性を失うことが多いため、Ca量の上限は2以下。好ましくは、1.5以下とする。また、望ましいCa量の下限は、0.1以上であり、0.2以上が更に好ましい。特に本願に最適なMg濃度に鑑みて、めっき浴を安定化させるためには、Ca量の下限が1超であることが更に好ましい。合金化のための熱処理を別途実施し、十分なFe濃度を得る場合には、熱処理時にMgが気化する分も考慮すると、めっき被膜に20超のMgを含有させるためには、めっき浴中のMg濃度は、具体的には40以上が必要になる。このMg濃度では、めっき浴の安定性を担保するのに困難が生じる。そのため、めっき被膜のMg量の上限を20とする。望ましくは15以下である。このMg含有範囲では、塩水噴霧試験より厳しい腐食環境であるサイクル腐食試験において、安定な腐食生成物が生成すると推定され、良好な切断端面耐食性と加工部耐食性が示される。本発明鋼材のめっき組成範囲のめっき中のMgの存在形態は、主に、Al中への固溶、α-Mg相、及び、Al3Mg2相、の3種である。特に犠牲防食性能を向上させて、高度な切断端面耐食性や加工部耐食性を得るためには、α-Mg相をより多く析出させることが有効である。また、濡れ時間が長い、湿度が高い環境中で、長時間犠牲防食性能を保持させて、高度な切断端面耐食性や加工部耐食性を得るためには、Al3Mg2相をより多く析出させることが有効である。ここで、α-Mgとは、純Mgの室温での構造と同等の結晶構造を持つMg基金属のことである。X線回折で同定されるα-Mgのピークとして、ICDDのPDFデータベースにおいて番号00-035-0821が登録されている。同様に、Al3Mg2相は、番号00-029-0048に登録されている。α-Mg相は、浸漬電位が低いために、α-Mg相を含むめっき被膜は高い犠牲防食を有し、特に、初期の防食性能に優れる鋼板を実現することが可能となる。この特性は、また、特に乾いた環境での防食性能向上に寄与する。また、副次的な効果として、α-Mg相を形成させためっき表面には、低融点のAl含有相が少なくなるため、スポット溶接性も向上する。Al3Mg2相は、α-Mg相よりは浸漬電位が高いが、基材の鋼材よりは低い浸漬電位を示すので、犠牲防食能力がある。さらに、Al3Mg2相は、適度にAlと合金化しているために、濡れ環境でも長期に耐食性を保ち、長い期間、犠牲防食を維持することが出来る。そのため、長期の防食性能に優れる鋼板を実現することが可能となる。この特性は、特に、濡れた環境での防食性能に寄与する。本実施形態の鋼材におけるα-Mg相、Al3Mg2相の形成は、めっき表面からのX線回折により、容易に検出同定できる。本実施形態の組成範囲であれば、002、d値で2.605のピークが、他の形成相のピークと重ならずに、単独ピークとして利用できる。例えば、市販のX線回折装置を用いて、40kV-150mAのCu-Kα線をX線源に使用し、発散スリット及び散乱スリット:1度、受光スリット:0.15mm、モノクロ受光スリット:0.8mm、走査速度:2度/分連続、サンプリング間隔:0.01度、回折角度2θ:33.8度から34.7度の条件で、20mm角の大きさに切りだした付着量40g/m2のサンプルを測定した場合、34.2~34.5度の範囲にピークが得られる。P:バックグランド強度を差し引いたピーク強度のB:=バックグランド強度に対する比率をP/B比とすると、ピークフィッティングにより、P/B比が1以上に検出されれば、α-Mgを検出したと判定できる。α-Mg相やAl3Mg2相の形成が不十分な場合は、MgはAl相やAl-Fe合金層に固溶している。Mg含有量が多い場合は、α-Mg相とAl3Mg2相の両方が形成されている場合もある。高い犠牲防食能により、特に、乾燥状態の時間的な割合の高い、乾いた環境で、高い切断端面防食性や加工部耐食性を得るためには、十分な量のα-Mg相が形成されている必要がある。また、長期の犠牲防食能により、特に、湿度の高い状態の時間的な割合の高い、濡れた環境で高い切断端面防食性や加工部耐食性を得るためには、十分な量のAl3Mg2相が多く形成している必要がある。Al3Mg2相の検出には、本実施形態の組成範囲では、880、d値で2.496のピークが単独ピークとして有用である。前述のα-Mgと同様にCu-Kα線を使用する場合、回折角度2θが35.6度から36.3度の範囲で測定すれば、単一ピークのフィッティングにより、上記ピークのピーク強度が得られる。上記条件で便宜的なX線回折の測定を行い、この測定結果に対して前述の解析方法を用いたデータフィッティングを行うことにより各ピークの強度が得られる。これらのピーク強度と、同様に計測したAl相の200回折線強度とを比較することで、下記の手順に従って、α-Mg相および体積分率Al3Mg2相の体積分率を推算することができる。まず、複数のAl合金の標準資料を用意して、EDSによってα-Mg相およびAl3Mg2相の体積分率をそれぞれ求める。次に、同じ標準資料を用いてX線回折の測定を行い、α-Mg相/Al相、Al3Mg2相/Al相の回折線強度比を求める。これらの標準資料について、EDSによる体積分率と、α-Mg相/Al相およびAl3Mg2相/Al相の回折線強度比と、から検量線を作成する。試験資料についてはX線回折の測定のみを行い、各試料の回折線強度比と上記検量線を比較することで各相の体積分率を算出した。なお、α-Mg相もAl3Mg2相も、結晶方位が多少配向していることもあるが、十分な量のα-Mg相、Al3Mg2相が生成している場合には、サンプルの面内回転などで十分、単一のピークにより検出が可能である。X線回折を用いる上記方法で測定した場合、線源の出力等の条件を調整することによって、めっき鋼板の表面から約5μmの深さまで領域のα-Mg相、Al3Mg2相の体積分率を測定できる。α-Mg相、Al3Mg2相の体積分率の合計が1以上であれば、高い防食能を持つめっき層が得られる。上記の条件で得られるめっき層で得られるα-Mg相、Al3Mg2相の体積分率の合計の上限は40程度である。より高い防食能を求める場合、上記体積分率の合計が3以上であることが好ましく、5以上、または、7以上であることがさらに望ましい。特に乾燥環境での高い犠牲防食能を求める場合、α-Mg相の体積分率が0.4以上20以下であることが望ましい。一方、特に湿潤環境での高い犠牲防食能を求める場合、Al3Mg2相の体積分率が0.1以上40であることが望ましい。本実施形態のめっき被膜には、他に、Si:0.02~2、及び、REM希土類元素:0.02~1の1種又は2種を含有することができる。めっき被膜中に、Si及び/又はREMが存在すると、耐食性、特に、切断端面耐食性と加工部耐食性がより向上するとともに、裸耐食性や塗装後の耐食性についての改善効果も認められる。いずれの成分も、0.02未満では、上記耐食性向上効果が発現しないので、Si及びREMの量の下限は、0.02とする。一方、めっき被膜中にSiが多量に存在すると、このSiがAl-Fe-Mg-Caの合金化を抑制するように作用する。その結果、合金化に必要な加熱温度が上昇したり、加熱を長時間保持する必要が生じることになる。このため、Si量の上限は2とする。また、めっき被膜中のREM量を1を超えて増大しても、切断端面耐食性と加工部耐食性は、増量に応じて向上せず、飽和する。このため、REM量の上限は1とする。REMとしては、工業的に安価であるミッシュメタルとしてめっき浴に添加することができるLa-Ce合金が好ましい。他のREM、例えば、Sc、Y、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Luなども、上記耐食性向上効果を発現するので、添加材として使用することができる。製造時の表面性状を良好に保つために、本実施形態のめっき成分としてSrを添加してもよい。Sr量が0.003未満では効果がなく、2を超えると、ドロス生成が著しくなる。このため、Sr量を添加する場合、0.003~2の範囲とする。Srの添加効果は、特に、Mg添加量の多い時に有効である。また、特に塗装後耐食性に対して、表面性状の改善を通して二次的に寄与する。本実施形態においては、上記組成のめっき被膜が、優れた切断端面耐食性及び加工部耐食性を担うので、下地鋼材は、特定の鋼材に限定されない。下地鋼材として、熱間圧延材、冷間圧延材を問わず使用できる。また、普通鋼材を始めとし、極低炭素鋼材、Si、Mn、Alを多量に含有する高強度鋼材や、ステンレス鋼材、電磁鋼材も使用することができる。また、鋼材の形状は、鋼板、鋼管、構造材、及び、線材のいずれでもよい。めっき方法は、工業的な見地から、溶融めっき法が好ましい。なお、めっきの前工程で、鋼材を、アルカリで脱脂した後、無酸化炉-還元炉方法、全還元炉方法、フラックス法、サンドブラスト、ショットブラスト等のいずれかの方法で鋼材の表面を活性化する前処理を行うことが好ましい。溶融めっき法においては、めっき層中にFeを含有させる方法は、Al-Mg-Ca合金溶融めっき浴に、直接、Feを添加する場合と、合金化処理を施す場合がある。合金化処理では、基材となる鋼材をFeを殆ど含まないAl-Mg-Ca合金溶融めっき浴に浸漬し、Al-Mg-Caめっきを付着させた後、浸漬中に、又は、めっき後の熱処理により、Feが地鉄からめっき層に導入される。以下、この工程を合金化と称する。溶融めっき工程の操業において、めっき浴中にFeを大量に含有させると、めっき浴の融点が上昇するため、操業温度を高温にする必要が生じる。このため、殆どのFeは、後者の合金化による方法で導入する方が望ましい。また、特に、Siを含有しないか、少量のSiのみを含有するめっき成分の場合、めっき浴温が比較的高いこと、及び、AlのFeとの反応性の高さより、浴中反応のみで、25以上のFe濃度とすることも可能である。具体的には、前処理しない鋼材、又は、前処理した鋼材を、所要のFe濃度、及び、Mg及びCa濃度のAl-Mg-Ca-Fe合金めっき浴、又は、Feを殆ど含まない、所要のMg及びCa濃度のAl-Mg-Ca合金めっき浴に、3秒超60秒以下、浸漬する。これによって、鋼材表面に、所要厚のAl-Fe-Mg-Ca合金めっき被膜が形成される。Feを殆ど含まないAl-Mg-Ca合金めっき浴を用いる場合には、浴温は、500°C以上、700°C未満が好ましい。この温度で、めっき被膜の合金化が進行し、Al-Fe-Mg-Ca合金めっき被膜が生成する。また、鋼材をめっき浴から引き上げた後、めっき被膜を加熱し、Al-Fe-Mg-Ca合金層の形成を促進してもよい後述の合金化加熱を参照。Mg及びCaを浴中に添加する際には、Mgを先に添加し、数Mgを添加するごとに、Mgの10程度のCaを添加し、よく撹拌した後に、また、数Mgを添加する、という手順を繰り返すことにより、浴の安定性を保ちながら、成分調整をすることが可能である。また、MgまたはCaと、Alとの共晶合金を使用して、なるべく低融点の状態でめっき浴に添加する方法を用いても良い。この方法は、添加金属の酸化を抑制し、浴安定性を保持するのに有効である。ただし、その場合も、MgとCaを数ごとに交互に添加するべきであり、Mg又はCaのみが高濃度に溶解しためっき浴を一時的にでも作成するのは避けるのが好ましい。また、浴中のMg量が20を超えるようにするためには、特に、Feを殆ど含有しないめっき浴を用いて、鋼板との反応でFeを導入する場合、めっき浴中のMgを最終濃度よりも高濃度にしておく必要がある。つまり、浸漬後の合金化反応によりめっき層にFeが加わるので、めっき層中のMg濃度は、めっき浴中のMg濃度より低くなるためである。合金化のための熱処理を別途実施し、十分なFe濃度を得る場合には、熱処理時に一定量のMgが気化して失われる。このため、めっき層中に20のMgを含有させるためには、めっき浴中のMg濃度は、具体的には、40程度が必要である。同様に、Caの濃度も、合金化のための熱処理を別途実施する場合には、初期のめっき浴における濃度は、目標とするめっき中の最終濃度の倍程度以上としておく必要がある。本実施形態の鋼材においては、添加したMgを、主にα-Mg相またはAl3Mg2として析出させる必要がある。このうち、Al3Mg2をより多く得るためには、鋼材をめっき浴に浸漬したあと、めっき浴からゆっくり引き揚げる、あるいは、引き揚げた後にただちにガスワイピングするなどして、余分な付着量を除去して、溶融めっきを凝固、付着させ、鋼材表面に、所要厚のAl-Fe-Mg-Ca合金系めっき被膜を形成する。この場合、浴外での熱処理は行わない。一方、α-Mg相をより多く得るためには、例えば、浴中で地鉄とめっき層の反応が不完全なまま鋼材を引き揚げ、浴外でさらなる熱処理以降、合金化加熱というにより、所望のFe濃度を得る反応を起こすのが好ましい。浴成分に近い組成で付着しためっき被膜を、めっき浴系外で熱処理すると、成分中のAlが優先的にFeと反応し、Al中に固溶していたMgや、Al3Mg2相中にあったMgがα-Mg相として析出するためである。ただし、合金化加熱の温度が、鋼板の到達温度本明細書では、合金化熱処理温度は、この温度を指すで700°C以上となると、特に表層のα-Mg相が蒸発して失われていくため、十分なMg相が得られない場合が多い。このため、合金化加熱の温度は700°C未満が好ましい。より望ましくは、650°C未満であり、製造性、浴安定性、及び、Mgの歩留まりの観点から、歩留り良く、安価に、かつ、安定して、本実施形態の鋼材を製造することが可能である。合金化熱処理温度の下限は、通常、付着させるめっき浴成分の融点以上である。付着させためっき成分の融点より低い温度では、合金化反応速度が著しく低下するためである。しかし、合金化が進むと、合金化していない部分のめっき組成は変化する。本実施形態のめっきにおいては、合金化が進行するほど、未合金化部分の融点は上昇する成分系のため、合金化を終了させて所望の成分を得るためには、通常、めっき浴融点より高温での合金化熱処理が必要となる。本実施形態の成分範囲では、最低でも500°C以上、望ましくは550°C以上の合金化熱処理温度が必要である。本実施形態の鋼材においては、耐食性、特に、切断端面耐食性と加工部耐食性に優れており、裸使用で、十分、耐食性能を発揮するが、塗装をすることで、さらに、製品寿命を延長することができる。本実施形態の鋼材は、特に、これまでのAlめっき鋼材に比較して、乾いた環境での犠牲防食能力が、特に優れるため、塗装に生じた疵部の赤錆抑制能力に優れ、その効果として、塗膜膨れの進展も抑制できる。塗装する塗料は、特定の塗料に限られない。ポリエステル樹脂、アミノ樹脂、エポキシ樹脂、アクリル樹脂、ウレタン樹脂、フッ素樹脂などを用いることができる。塗装方法については、例えば、ロールコーター、バーコーター、スプレー、カーテンフロー、電着のいずれを用いてもよく、特定の塗装方法に限定されない。また、必要に応じ、塗装下地処理として、クロメートフリー化成処理、クロメート含有化成処理、燐酸亜鉛含有化成処理等を施してもよい。次に、本発明の実施例について説明するが、実施例の条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。めっき鋼材の製造板厚0.8mmの低炭素アルミキルド冷延鋼板、肉厚10mmで辺の長さが10cmの等辺山形鋼、及び、板厚10mmの熱延鋼板を基材とし、表1に示す合金めっき層を有する表面処理鋼材を製造した。実施例鋼材のめっき製造に使用するAl合金めっき浴は、純Alに、Mgを3~40、Caを0.05~5添加した、Al-Mg-Ca浴を基本とし、その他必要な成分元素Si、REMを、必要に応じて添加して、浴組成を調整した。冷延鋼板に対しては、N2-15H2雰囲気中、800°Cで還元し、焼鈍した。次いで、浴温をめっき浴の融点40度としためっき浴に鋼板を0.3~3秒浸漬した。鋼板を引き上げた後、エアワイピングで、めっき付着量を、片面40g/m2に調整した。エアワイピング後、実施例の鋼材に関しては、500~690°Cの範囲で、比較鋼材に関しては、440~720°Cの範囲にて、2.8~6秒、合金化加熱した。その後、窒素ガスにて、直ちに冷却して、上記鋼板の表面にめっき被膜を形成した。一部は、比較材として、めっき浴温や、合金化加熱条件を変更したり、合金化加熱しないものも作製した。等辺山形鋼については、長手方向に10cmで切断し、また、熱延鋼板については、10cm×10cmの正方形に切断して、試料を作製した。るつぼ炉を用い、該試料に、フラックス法によるどぶ漬けめっきを施した。浸漬時間、及び、引抜き速度を調整して、めっき付着量を調整した。合金化加熱処理は、別途、誘導加熱炉を用いて行った。めっき浴温を650°C未満、合金化加熱温度を650°C未満、さらに、合金化加熱時間を30秒未満、の全ての条件を満たして製造された鋼板は、製造性良好と判定して、表2の製造性欄にA評価を示した。めっき浴の融点が高く、めっき浴温を650°C以上としたもの、又は、合金化加熱温度を650°C以上としたもの、又は、合金化加熱時間を30秒以上とした鋼板は、平均的な労力で製造可能と判定し、表2の製造性欄にB評価を示した。また、合金化加熱温度を700°C以上あるいは合金化加熱時間を60秒以上必要としたもの、浸漬時間を0.5秒以下とする必要があったものは、製造が困難と判定して、表2の製造性欄にC評価を示した。めっき浴をめっき温度で大気中に24時間静置した結果、酸化物などのドロスアウトが発生し、浴成分に1以上の変動が生じた場合、製造が困難と判定して、表2の製造性欄にD評価を示した。製造しためっき鋼材のめっき層の分析めっき被膜を化学分析した結果を、表2に示す。めっき層中のMgの析出相を確認するために、20mm角の大きさに切りだしたサンプルに対して、θ-2θ法によるX線回折測定を行った。理学電気社製のRINT1500システムを使用し、X線源として、40kV-150mAのCu-Kα線、発散スリット=散乱スリット=1度、受光スリット=0.15mm、モノクロ受光スリット=0.8mm、走査速度:2θで2度/分連続、サンプリング間隔0.01度、の条件で、回折角度2θ:30度~40度の測定を行った。サンプルは面内で回転させて、結晶方位の配向の影響を抑制した。α-Mg相002ピーク検出のためには、回折角度2θが33.8度から34.7度の範囲の生データを使用した、Al3Mg2相880ピーク検出のためには、回折角度2θが35.6度から36.3度の範囲の生データを使用した。これらのデータを元に、便宜的に単一ピークを持つガウス関数でピークフィッティングした。使用した関数を式1に示す。I=BGIp×exp-T2-Tx2/Tw2式1ここで、IはX線回折測定の検出強度KCPS、T2が回折角度2θ、°で、これら2組のデータを生データとして、後述のフィッティングパラメータを求める。BGはバックグランド強度KCPS、Ipがピーク強度KCPS、Txがピーク中心角度°、Twが半価幅に比例する定数°で、これら4つが、フィッティングパラメータとなる。P/B比は、フィッティングにより求まったIp/BGで計算した。フィッティングが、そもそも収束しないもの、又は、フィッティングの結果、ピーク強度が負、ピークの半価幅が0.5度以上、バックグランドが負、バックグランドがフィッティング角度範囲の両端のデータの倍以上、等、異常な値に収束したものは、グラフ形状とも照らし合わせて、ピーク強度が有意には無いとして、ピーク強度0と判定した。図1は、No.20のサンプルのα-Mg相002ピーク検出のための解析例である。Ipが88.6、BGが78.6とフィッティングされ、P/B比は1.13である。グラフ上からも、フィッティング曲線は、データの分布の中心をなぞっており、かつ、ピーク強度がBG強度に対して有意に検出されていることから、α-Mg相002ピークを検出したと判定した。図2は、No.54のサンプルのα-Mg相002ピーク検出のための解析例である。Ipが15.2、BGが57.6とフィッティングされ、P/B比は0.26と、1以下であった。グラフ上からも、フィッティング曲線は、データの分布の中心をなぞっているが、ピーク強度が十分でなく、ノイズに埋もれている。このような場合は、十分なα-Mg相002ピーク検出は出来なかったとした。このため、No.54の場合、Mg相の形成条件は十分でないと判定した。図3は、No.54のサンプルのAl3Mg2相880ピーク検出のための解析例である。Ipが529、BGが193とフィッティングされ、P/B比は2.74であり、検出が明らかである。この場合のAl3Mg2相880ピーク強度は529として、Mg相のピーク強度と比較して、Mg相の形成条件が十分であるかどうかを判定した。図4は、No.20のサンプルのAl3Mg2相880ピーク検出のための解析例である。Ipが-167、BGが226とフィッティングされた。Ipが負になっており、BGもグラフで見積もれる、100以下の目視予想値より、かけ離れている。これは、グラフでもわかるように、ノイズレベルに比べて有意なピークが検出されていないため、フィッティングが異常値に収束している例である。α-Mg相、Al3Mg2相の体積分率の測定方法体積分率の測定方法は、測定する各試料について、X線ディフラクトメータを用いてAl相の200回折線強度に対するα-Mg相の002およびAl3Mg2相相の880回折線強度の比を求めた。α-Mg相およびAl3Mg2相相の体積分率が既知のAl合金について、EDSによる分析結果とα-Mg相/Al相およびAl3Mg2相/Al相の回折線強度比から検量線を作成し、各試料の回折線強度比と検量線を比較することで体積分率を算出した。切断端面耐食性試験めっき被膜を有する鋼板から、寸法:150mm×70mmの試料片を切り出した。この試料片に対して、長手部の切断端面を露出させたまま、塩水噴霧試験JIS-Z2371の塩水を0.5に変更した噴霧試験を、1日に1時間実施し、その他の時間は、温度35°C、湿度40に置く、乾湿繰り返し試験を40日間行った。この試験後に、試料片の切断端面の赤錆発生面積を測定した。切断端面の露出面積に対する端面赤錆発生面積を端面赤錆発生率として評価した。評価は、下記に示す5段階の評価基準評点を設定して行い、評点3以上を合格とした。結果を、表2に示す。評点:端面赤錆発生率5:5未満4:5以上10未満3:10以上20未満2:20以上30未満1:30以上表2に示す端面赤錆発生率から、実施例鋼材は、特に、犠牲防食能の働き難い、乾燥した試験においても、切断端面耐食性に優れていることが解る。加工部耐食性試験実施例1で得ためっき鋼板から、寸法:50mm×50mmの試料片を切り出し、180度曲げを施して、試験片を作製した。この試験片に対し、塩水噴霧試験JIS-Z2371の塩水を0.5に変更した噴霧試験を、1日に1時間実施し、その他の時間は、温度35°C、湿度40に置く、乾湿繰り返し試験を60日間行い、加工部における赤錆発生面積を測定した。加工部面積に対する赤錆発生面積を加工部赤錆発生率として評価した。評価は、下記に示す5段階の評価基準評点を設定して行い、評点3以上を合格とした。結果を、表2に示す。等辺山形鋼、熱延板については、加工部耐食性試験は実施せず、評価欄は-とした。評点:加工部赤錆発生率5:5未満4:5以上10未満3:10以上20未満2:20以上30未満1:30以上表2に示す加工部赤錆発生率から、実施例鋼材は、特に、犠牲防食能の働きにくい、乾燥した試験においても、加工部耐食性に優れていることが解る。塗装後耐食性試験実施例1で得ためっき被膜表面に、Cr6を含まない化成被膜を2g/m2施した後、プライマーとして、エポキシ変性ポリエステル塗料日本ペイント製P-02をバーコーターで塗布し、熱風乾燥炉にて、板温200°Cで焼き付け、膜厚5μmの塗膜を形成した。さらに、ポリエステル塗料日本ペイント製NSC-300HQを塗布し、熱風乾燥炉にて、板温220°Cで焼き付けて、膜厚20μmの塗膜を形成した。寸法:150mm×70mmの試料を切り出し、該試料の表面に、カッターナイフで、70mm長さの直線のカット疵を付与した。この試料につき、サイクル腐食試験SAEJ2334準拠を90サイクル行い、試験後、疵部からの塗膜膨れ幅の最大値を測定した。評価は、下記に示す5段階の評価基準評点を設定して行い、評点3以上を合格とした。結果を、表2に示す。評点:塗膜膨れ幅5:1mm未満4:1mm以上2mm未満3:2mm以上5mm未満2:5mm以上10mm未満1:10mm以上表2に示す塗膜膨れ幅から、実施例鋼材は、塗装後耐食性にも優れていることが解る。スポット溶接性試験スポット溶接試験は、0.8mm冷延鋼板を基材とするサンプルについて、以下の溶接条件下で、スポット溶接時の連続打点数を調査して行った。先端径4.5mmφ、先端角120度、外径13mmφのCu-Cr製電極を使用した。50Hz電源により、10サイクルの通電を行った。1.7kNの加圧力で通電前30サイクル、通電後10サイクル、アップダウンスロープなしで加圧した。なお、連続打点性調査における溶接電流値は、3.6mm以上のナゲット径が得られる電流値I1kA、及び、溶着電流値I2kAの平均値を用い、3.6mmのナゲット径が維持される最大打点数を求めた。2000点以上の連続打点数が得られたものは、特にスポット溶接性が優れるものとしてAとし、2000点には満たないが、1000点以上の連続打点数が得られたものは、Bとし、1000点に満たなかったものは、Dとした。各試験の評価結果を、表2に示す。等辺山形鋼、熱延板については、スポット溶接試験は実施せず、評価欄は-とした。表1中、基材欄で、Aは熱延鋼板、Bは等辺山形鋼材を示す。また、太字の数値は、本発明の範囲外、または、望ましい範囲外を示す。No.58~61は、浴外の合金化温度が低いため、合金化反応が十分に進まず、Fe量が本発明の範囲外である。このため、めっきの溶接性が悪い。No.62~63は、浴外の合金化温度が高く、α-Mg相、Al3Mg2相が失われているため、耐食性の各種試験結果が悪い。