"鋼板表面にAl含有量が20~95massであるAl-Zn系めっき層を有する溶融Al-Zn系めっき鋼板であって、前記Al-Zn系めっき層中にCaを0.01~10mass含有し、前記Al-Zn系めっき層の直下の、下地鋼板表面から100μm以内の鋼板表層部には、Fe、Si、Mn、Al、P、B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Niのうちから選ばれる1種以上の酸化物が合計で片面あたり0.06~1.0g/m2存在することを特徴とする溶融Al-Zn系めっき鋼板。鋼板表面にAl含有量が20~95massであるAl-Zn系めっき層を有する溶融Al-Zn系めっき鋼板であって、前記Al-Zn系めっき層中にCaおよびMgを合計で0.01~10mass含有し、前記Al-Zn系めっき層の直下の、下地鋼板表面から100μm以内の鋼板表層部には、Fe、Si、Mn、Al、P、B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Niのうちから選ばれる1種以上の酸化物が合計で片面あたり0.06~1.0g/m2存在することを特徴とする溶融Al-Zn系めっき鋼板。前記Al-Zn系めっき層中のCaとZnの質量比Ca/Znが0.5以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の溶融Al-Zn系めっき鋼板。前記Al-Zn系めっき層中のZn含有量が10mass以上であることを特徴とする請求項1~3のいずれか一項に記載の溶融Al-Zn系めっき鋼板。前記Al-Zn系めっき層中のAl含有量が45~85massであることを特徴とする請求項1~4のいずれか一項に記載の溶融Al-Znめっき鋼板。本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、Si、Mnを含有する鋼板を下地鋼板とし、めっき外観、高加工後の耐食性、および合わせ部耐食性に優れる溶融Al-Zn系めっき鋼板を提供することを目的とする。本発明者らは、上記めっき性不めっき発生の課題を解決すべく、鋭意研究を重ねた。その結果、めっき処理前の加熱過程において、例えば、高酸素ポテンシャル下で鋼板を強制的に酸化以下、プレ酸化と称することもあるさせた後、還元させることで、Al-Zn系めっき層の直下の、下地鋼板表面から100μm以内の鋼板表層部にFe、Si、Mn、Al、P、B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Niのうちから選ばれる1種以上の酸化物が片面あたり、0.06~1.0g/m2形成され、不めっき及び高加工後の耐食性が改善されめっき外観に優れた溶融Al-Zn系めっき鋼板が得られることを見出した。一方、合わせ部耐食性の課題を解決すべく、さらに鋭意研究を重ねた。その結果、Al-Zn系めっき層中にCa、または、CaおよびMgを含有することにより、従来にない優れた耐食性が得られることを見出した。具体的には、めっき層中にCaまたはCaおよびMgをmassで0.01~10含有させる。CaまたはCaおよびMgをmassで0.01~10含有させることにより、これらの元素を合わせ部に生じる腐食生成物中に含ませる。これにより、腐食生成物が安定化し、以降の腐食の進行を遅延させる効果をもたらし、優れた合わせ部耐食性を示すこととなる。さらに、Al-Zn系めっき層中のCa/Znの質量比、Znの含有量、さらにはAl含有量、を適正化することにより、従来にないより一層優れた高加工後の耐食性が得られることを見出した。本発明は上記知見に基づくものであり、特徴は以下の通りである。[1]鋼板表面にAl含有量が20~95massであるAl-Zn系めっき層を有する溶融Al-Zn系めっき鋼板であって、前記Al-Zn系めっき層中にCaを0.01~10mass含有し、前記Al-Zn系めっき層の直下の、下地鋼板表面から100μm以内の鋼板表層部には、Fe、Si、Mn、Al、P、B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Niのうちから選ばれる1種以上の酸化物が合計で片面あたり0.06~1.0g/m2存在することを特徴とする溶融Al-Zn系めっき鋼板。[2]鋼板表面にAl含有量が20~95massであるAl-Zn系めっき層を有する溶融Al-Zn系めっき鋼板であって、前記Al-Zn系めっき層中にCaおよびMgを合計で0.01~10mass含有し、前記Al-Zn系めっき層の直下の、下地鋼板表面から100μm以内の鋼板表層部には、Fe、Si、Mn、Al、P、B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Niのうちから選ばれる1種以上の酸化物が合計で片面あたり0.06~1.0g/m2存在することを特徴とする溶融Al-Zn系めっき鋼板。[3]前記Al-Zn系めっき層中のCaとZnの質量比Ca/Znが0.5以下であることを特徴とする[1]または[2]に記載の溶融Al-Zn系めっき鋼板。[4]前記Al-Zn系めっき層中のZn含有量が10mass以上であることを特徴とする[1]~[3]のいずれかに記載の溶融Al-Zn系めっき鋼板。[5]前記Al-Zn系めっき層中のAl含有量が45~85massであることを特徴とする[1]~[4]のいずれかに記載の溶融Al-Znめっき鋼板。なお、本発明の溶融Al-Zn系めっき鋼板は引張強度TSが340MPa以上の高強度鋼板に適用することが好ましい。また、本発明においては、合金化処理を施す、施さないにかかわらず、めっき処理方法によって鋼板上にAl-Znをめっきした鋼板を総称して溶融Al-Zn系めっき鋼板と呼称する。すなわち、本発明における溶融Al-Zn系めっき鋼板とは、合金化処理を施していない溶融Al-Znめっき鋼板、合金化処理を施した合金化溶融Al-Znめっき鋼板いずれも含むものである。本発明によれば、めっき外観、耐食性、特に合わせ部耐食性、及び高加工後の耐食性に優れた溶融Al-Zn系めっき鋼板が得られる。そして、本発明の溶融Al-Zn系めっき鋼板を高強度鋼板に適用することにより、自動車分野において、軽量化と優れた耐食性の両立が可能となる。以下、本発明について具体的に説明する。先ず、本発明で最も重要な要件である、Al-Zn系めっき層直下の下地鋼板表面の構造について説明する。本発明の溶融Al-Zn系めっき鋼板は、Al-Zn系めっき層直下の、下地鋼板表面から100μm以内の鋼板表層部にFe、Si、Mn、Al、P、B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Niのうちから選ばれる1種以上の酸化物が片面あたり、0.06~1.0g/m2存在する。鋼中にSi及び多量のMnが添加された溶融Al-Zn系めっき鋼板において、めっき性を満足させるためには、めっき性、めっき密着性を劣化させる焼鈍工程におけるSiやMn等の易酸化性元素の表面濃化を抑制することが必要である。一方、90°曲げや2T曲げなどの高加工後の耐食性を改善するには、高加工時に適量な亀裂をめっき層の全体に均一に発生させることが必要である。そこで、本発明では、易酸化性元素であるSiやMn等を下地鋼板表面から100μm以内に内部酸化させ、これらの元素の表面濃化を抑制した後、組成を適正化したAl-Zn系めっき層を形成させることにより、めっき性と高加工後の耐食性を同時に改善する。めっき性は易酸化性元素であるSiやMnを内部酸化させることで表面濃化を抑制した結果、改善される。一方、高加工後の耐食性は、高加工時に内部酸化物の周辺を起点に亀裂が発生し、この亀裂がめっき層、さらにはα-Al相のデンドライト組織内部まで伝播することにより、適量な亀裂をめっき層の全体に均一に発生させた結果、改善される。このような効果は、下地鋼板表面から100μm以内の鋼板表層部に、Fe、Si、Mn、Al、P、B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Niのうちから選ばれる1種以上の内部酸化物の形成量を合計で0.06~1.0g/m2に制御することで認められる。酸化物形成量の合計以下、内部酸化量と称すが0.06g/m2未満では、Si、Mn等の易酸化性元素の表面濃化を防止することができずに、めっき性を劣化させる。さらに、0.06g/m2以上で適量な亀裂をめっき層の全体に均一に発生させることが可能となることから、下限をめっき性との両立を可能とする0.06g/m2とする。一方、1.0g/m2超えでは、加工時に内部酸化物の周辺を起点に発生する亀裂の数が増大し、めっき層を含む鋼板表層部が全て剥離する懸念がある。よって、内部酸化量は0.06~1.0g/m2の範囲とする。易酸化性元素であるSiやMn等を下地鋼板表面から100μm以内に内部酸化させ、これらの元素の表面濃化を抑制する手段として、例えば、本発明では、加熱過程において、O2ガスで高酸素ポテンシャルにした雰囲気下で鋼板を強制的に酸化させた後、還元焼鈍を行う。まず、プレ酸化工程において、O2ガスで酸素ポテンシャルを高める制御を行い、Feを酸化させ、鋼板の最表層にFe系酸化物層を形成させる。そして、続く還元焼鈍において、Fe系酸化物層を還元し、鋼板の最表層に清浄で活性な還元Feを形成させる。このFeの還元と同時に、SiやMn等の易酸化性元素は、Fe系酸化物層の還元によって生成したOと鋼板の表層内部で反応し、内部酸化する。これにより、SiやMn等の易酸化性元素の表面濃化が抑制され、結果的にめっき性が改善する。本発明において、加熱過程では、焼鈍炉内温度:400°C以上900°C以下の温度域をO2が0.01vol以上20vol以下の量含有する雰囲気に制御するプレ酸化工程の後、焼鈍炉内温度が600°C以上950°C以下の温度域を、露点が-60°C以上10°C以下でかつH2を3vol以上含有するH2-N2ガス雰囲気になるように制御する還元焼鈍を行うことが好ましい。具体的には、連続式溶融めっき設備において焼鈍および溶融Al-Zn系めっき処理を施すに際して、加熱過程におけるプレ酸化工程では、焼鈍炉内温度:400°C以上900°C以下の温度域をO2が0.01vol以上20vol以下の量含有する雰囲気に制御し、質量で酸化物層の構成元素の9割以上がFe及びOであるFe系酸化物層を下地鋼板表面に、片面あたりO量で0.03~2.0g/m2形成させる。さらに、プレ酸化工程後、加熱過程の焼鈍炉内温度が600°C以上950°C以下の温度域を、露点が-60°C以上10°C以下でかつH2を3vol以上含有するH2-N2ガス雰囲気になるように制御し、前記のFe系酸化物層を還元し、鋼板の最表層に活性な還元Feを形成させると同時に、SiやMn等の易酸化性元素を鋼板表層部の100μm以内の鋼板内部に内部酸化させる。その後、めっき処理され、得られる溶融Al-Zn系めっき鋼板は、めっき層直下の、下地鋼板表面から100μm以内の鋼板表面にFe、Si、Mn、Al、P、B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Niのうちから選ばれる1種以上の酸化物が片面あたり、0.06~1.0g/m2形成される。なお、上記において、焼鈍炉内温度:400°C以上900°C以下の温度域のプレ酸化工程における雰囲気は、O2が0.01vol以上20vol以下に加え、H2Oが:1~50volを含有し、残部がN2、CO、CO2の1種又は2種以上および不可避的不純物からなる雰囲気であることが好ましい。雰囲気のO2濃度が0.01vol未満になるとFeが酸化せず、20vol超えになるとコストがかかる。また、H2Oは酸化を促進するために1vol以上が好ましい。加湿コストを考えて50vol以下が好ましい。プレ酸化工程の温度域は以下のように限定することが好ましい。炉内温度が400°C未満では、Feはほとんど酸化せずプレ酸化の効果が得られず、Si、Mn等の易酸化性元素の表面濃化を防止することができずに、めっき性を劣化させる。一方、900°C超えでは過酸化となり、プレ酸化後の還元焼鈍工程において、Fe酸化皮膜が完全に還元されずに残存し、過酸化されたFeが炉内ロールでのピックアップとなり押し疵が発生する懸念がある。そのため、プレ酸化の温度域は焼鈍炉内温度:400°C以上900°C以下の範囲が好ましい。プレ酸化工程により下地鋼板表面に形成される、酸化物層の構成元素の9割以上がFe及びOであるFe系酸化物層の生成量は、片面あたりO量で0.03~2.0g/m2に限定することが好ましい。プレ酸化の温度域を限定した理由と同様に、酸化量が0.03g/m2未満では、Si、Mn等の易酸化性元素の表面濃化を防止することができずに、めっき性を劣化させ、一方、酸化量が2.0g/m2超え過酸化では、プレ酸化後の還元焼鈍工程において、Fe酸化皮膜が完全に還元されずに残存し、過剰酸化されたFeが炉内ロールでのピックアップとなり押し疵が発生する懸念がある。従って、0.03~2.0g/m2が好ましい。一方、プレ酸化工程後の還元焼鈍は、焼鈍炉内温度が600°C以上950°C以下の温度域を、露点が-60°C以上10°C以下でかつH2を3vol以上含有するH2-N2ガス雰囲気で加熱することにより、前記のFe系酸化物層を還元し、鋼板の最表層に活性な還元Feを形成させると同時に、SiやMn等の易酸化性元素を鋼板表層部の100μm以内で内部酸化させる。露点が-60°C未満または炉内温度が950°C超えの温度では、Fe系酸化物が還元されすぎて、易酸化性元素のSiやMn等が表面濃化し、めっき性を劣化させる。一方、露点が10°C超えまたはH2濃度:3vol未満または600°C未満の温度では、Fe系酸化物の還元量が少なく、未還元物が残り、不めっきが発生する。なお、上記プレ酸化工程後の還元焼鈍処理時間は5秒以上が好ましい。5秒未満では,Fe系酸化物の還元量が少なく、未還元物が残り、不めっきが発生する。このように焼鈍加熱過程の雰囲気と温度を適切に制御するにより、SiやMn等の易酸化性元素の内部酸化を促進させ、表面濃化を極力抑制し、めっき外観及び高加工後の耐食性に優れる溶融Al-Zn系めっき鋼板が得られることになる。なお、めっき外観に優れるとは、不めっきが認められない外観を有することを言う。また、易酸化性元素であるSiやMn等を下地鋼板表面から100μm以内に内部酸化させ、これらの元素の表面濃化を抑制するもう一つの手段として、例えば、本発明では、加熱過程において、高露点雰囲気で還元焼鈍を行う。本発明において、加熱過程では、加熱過程の焼鈍炉内温度:650°C以上の温度域を、露点が-10°C以上10°C以下、且つH2を3vol以上含有するH2-N2ガス雰囲気に制御し加熱することが好ましい。加熱過程において、高露点雰囲気で還元焼鈍を行うことで、めっき層直下の、下地鋼板表面から100μm以内の鋼板表面にFe、Si、Mn、Al、P、B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Niのうちから選ばれる1種以上の酸化物が片面あたり、0.06~1.0g/m2形成することができる。まず、加熱過程において、H2-N2の還元雰囲気をH2Oにより加湿し高露点化する。これにより、炉内温度600°C以上の高温下で鋼板表面、つまりFeが酸化しない還元雰囲気下に存在するH2Oは分解によってO2を生じさせる。生じたO2は鋼板内部に内方拡散し、鋼板表層部の100μm以内の鋼板内部でSiやMn等の易酸化性元素と反応する。すなわち、高温還元雰囲気下でH2Oの分解によって生じたO2により鋼板表層部の100μm以内の鋼板内部でSiやMn等の易酸化性元素を内部酸化させる。これにより、SiやMn等の易酸化性元素の表面濃化が抑制され、結果的にめっき性が改善する。このような効果は、具体的に、連続式溶融めっき設備において焼鈍および溶融Al-Zn系めっき処理を施すに際し、加熱過程の焼鈍炉内温度:650°C以上の温度域を、露点が-10°C以上10°C以下、且つH2を3vol以上含有するH2-N2ガス雰囲気に制御し加熱することにより、SiやMn等の易酸化性元素を鋼板表層部の100μm以内の鋼板内部に内部酸化させる。その後、めっき処理され、得られる溶融Al-Zn系めっき鋼板は、めっき層直下の、下地鋼板表面から100μm以内の鋼板表面にFe、Si、Mn、Al、P、B、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Niのうちから選ばれる1種以上の酸化物が片面あたり、0.06~1.0g/m2形成される。なお、上記において、焼鈍炉内温度:650°C以上の温度域の雰囲気を限定する理由は以下の通りである。H2は3vol未満では還元力が小さく、鋼板表面の自然酸化膜、つまりFe系酸化物の還元が不十分で、結果的に不めっきをもたらす。よってH2を3vol以上とする。尚、より大きい還元力をもたせるためには、H2濃度を増加させることが効果的であるが、同時にコストが掛かる。よって15vol未満に抑えることが望ましい。また、露点が-10°C未満では、易酸化性元素を十分に内部酸化させるための酸素ポテンシャルが得られない。一方、露点が10°Cを越えると、Feの酸化やH2Oの結露による炉壁の劣化促進の懸念がある。よって露点は-10°C以上10°C以下が望ましい。-5°C以上がより望ましい。雰囲気を高露点制御する温度範囲を焼鈍炉内温度:650°C以上とするのは、SiやMnの内部酸化が650°C以上で起こるためである。内部酸化物の量を増加させるためには、内部酸化の開始温度を制御する温度範囲に加えることが望ましい。650°C未満においても高露点に制御することは、得られるめっき鋼板の性質に問題ないが、制御する温度範囲が広くなると操業が難しくなる。よって、高露点制御する温度範囲の下限を内部酸化の開始温度である650°Cとする。本発明における内部酸化物の量は内部酸化量O酸素換算量であり、インパルス炉溶融赤外線吸収法により測定することができる。鋼板表層部の100μm以内の内部酸化量は、鋼板の板厚方向全体の酸化量から素材鋼板に含まれる酸素量を差し引く必要がある。そのため、本発明では、焼鈍後の高張力鋼板の両面の表層部を100μm研磨して鋼中酸素濃度を測定し、その測定値を素材に含まれる酸素量OHとし、また、焼鈍後の鋼板の板厚方向全体での鋼中酸素濃度を測定して、その測定値を内部酸化後の酸素量OIとする。こうして得られる鋼板の内部酸化後の酸素量OIと、素材に含まれる酸素量とを用いて、OIとOHの差=OI-OHを算出し、さらに片面単位面積すなわち1m2当たりの量に換算した値g/m2を内部酸化量とする。また、予め検量線を作成しておくことにより,簡易的に蛍光X線にてOを定量化することも可能である。これら以外の方法でも、内部酸化量を定量可能であればいずれの方法を用いても構わない。次いで、本発明の対象とする溶融Al-Zn系めっき鋼板の好適な鋼成分組成について説明する。特に限定しないが、安定的な製造を確保する点、さらに製造後のめっき鋼板が自動車用途として十分に加工性を確保する点から、以下の鋼成分組成とすることが好ましい。なお、以下の説明において、鋼成分組成の各元素の含有量の単位はいずれもmassであり、以下、特に断らない限り単にで示す。C:0.01~0.18Cは、鋼組織としてマルテンサイトなどを形成させることで加工性を向上させる。そのためには0.01以上が好ましい。一方、0.18を超えると溶接性が劣化する場合がある。したがって、C量は0.01以上0.18以下が好ましい。Si:0.001~2.0Siは鋼を強化して良好な材質を得るのに有効な元素であり、強度、加工性の両方を得るためには0.001以上が好ましい。Siが0.001未満では優れた強度が得られない場合がある。一方、2.0を超えると高加工時の耐めっき剥離性の改善が困難となってくる場合がある。したがって、Si量は0.001以上2.0以下が好ましい。Mn:0.1~3.0Mnは鋼の高強度化に有効な元素である。機械特性や強度を確保するためは0.1以上含有させることが好ましい。一方、3.0を超えると溶接性やめっき密着性の確保、強度と延性のバランスの確保が困難になる場合がある。したがって、Mn量は0.1以上3.0以下が好ましい。Al:0.001~1.0Alは溶鋼の脱酸を目的に添加されるが、その含有量が0.001未満の場合、その目的が達成されにくい。溶鋼の脱酸の効果は0.001以上で確実に得られる。一方、1.0を超えるとコストアップになる場合がある。したがって、Al量は0.001以上1.0以下が好ましい。P:0.005~0.060以下Pは不可避的に含有される元素のひとつであり、0.005未満にするためには、コストの増大が懸念されるため、0.005以上が好ましい。一方、Pが0.060を超えて含有すると溶接性、表面品質、めっき密着性が劣化する場合がある。P量は0.005以上0.060以下が好ましい。S≦0.01Sは不可避的に含有される元素のひとつである。下限は規定しないが、多量に含有すると溶接性が劣化する場合があるため0.01以下が好ましい。なお、強度と延性のバランスを制御するため、B:0.001~0.005、Nb:0.005~0.05、Ti:0.005~0.05、Cr:0.001~1.0、Mo:0.05~1.0、Cu:0.05~1.0、Ni:0.05~1.0の中から選ばれる1種以上の元素を必要に応じて添加してもよい。これらの元素を添加する場合における適正添加量の限定理由は以下の通りである。B:0.001~0.005Bは0.001未満では焼き入れ促進効果が得られにくい。一方、0.005超えではめっき密着性が劣化する。よって、含有する場合、B量は0.001以上0.005以下とする。Nb:0.005~0.05Nbは0.005未満では強度調整の効果やMoとの複合添加時におけるめっき密着性の改善効果が得られにくい。一方、0.05超えではコストアップを招く。よって、含有する場合、Nb量は0.005以上0.05以下とする。Ti:0.005~0.05Tiは0.005未満では強度調整の効果が得られにくい。一方、0.05超えではめっき密着性の劣化を招く。よって、含有する場合、Ti量は0.005以上0.05以下とする。Cr:0.001~1.0Crは0.001未満では焼き入れ性効果が得られにくい。一方、1.0超えではCrが表面濃化するため、めっき密着性や溶接性が劣化する。よって、含有する場合、Cr量は0.001以上1.0以下とする。Mo:0.05~1.0Moは0.05未満では強度調整の効果やNb、またはNiやCuとの複合添加時におけるめっき密着性の改善効果が得られにくい。一方、1.0超えではコストアップを招く。よって、含有する場合、Mo量は0.05以上1.0以下とする。Cu:0.05~1.0Cuは0.05未満では残留γ相形成促進効果やNiやMoとの複合添加時におけるめっき密着性の改善効果が得られにくい。一方、1.0超えではコストアップを招く。よって、含有する場合、Cu量は0.05以上1.0以下とする。Ni:0.05~1.0Niは0.05未満では残留γ相形成促進効果やCuとMoとの複合添加時におけるめっき密着性の改善効果が得られにくい。一方、1.0超えではコストアップを招く。よって、含有する場合、Ni量は0.05以上1.0以下とする。上記以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。次いで、本発明の対象とする溶融Al-Zn系めっき鋼板のめっき層成分、およびめっき層構造について説明する。なお、めっき層成分組成の各元素の含有量の単位はいずれもmassであり、以下、特に断らない限り単にで示す。Al:20~95本発明の対象とするめっき鋼板は、めっき層中にAlを20~95含有する溶融Al-Zn系めっき鋼板である。Alが20以上で、下地鋼板との界面に存在する合金相と、その上に存在する上層の二層からなるめっき層において、上層にAlのデンドライト凝固が起こる。これにより、上層側は、主としてZnを過飽和に含有しAlがデンドライト凝固した部分と、残りのデンドライト間隙の部分からなり、かつデンドライト凝固部分はめっき層の膜厚方向に積層した、耐食性、加工性に優れる構造をとる。以上の理由により、Alの下限は20とする。さらに、このようなめっき層構造を安定的に得るには、Alを45以上にすることが好ましい。一方、Alが95超えでは、Feに対して犠牲防食作用をもつZn量が少ないため、鋼素地が露出した場合に、耐食性が劣化する。よって、Alの上限は95とする。一般的に、めっきの付着量が少ないほど鋼素地が露出しやすい。付着量が少なくても十分な耐食性が得られるようにするには、Alを85以下にすることが好ましい。尚、Al-Zn系の溶融めっきでは、Alの含有量の増加に伴い、めっき浴の温度以下、浴温度と称すが高くなるため、操業面での問題が懸念されるが、前記Al含有量であれば、浴温度が適度であり問題はない。以上の理由から、めっき層中のAl含有量は20~95と限定し、性能面耐食性、加工性等と操業面のバランスから、好ましい範囲は45~85である。さらに好ましい範囲は55~80である。Zn:10以上本発明においては、めっき層中のZn含有量は10以上であることが好ましい。Zn含有量が10以上であれば、合わせ部にAl及びZnを含む緻密な腐食生成物が形成し、高加工部では、下地の鉄が露出した部分でZnの犠牲陽極作用の効果が得られ、優れた合わせ部耐食性及び高加工後の耐食性が得られることになる。また、50以下であれば、合わせ部に前記のAl及びZnを含む緻密な腐食生成物が安定的に形成されるため、より好ましい。さらに好ましい範囲は15~40である。Ca:0.01~10、または、CaMg:0.01~10本発明においては、前記めっき層中にCaを0.01~10含有する。または、前記めっき層中にCaおよびMgを合計で0.01~10含有する。めっき層中にCa、または、CaおよびMgを含有することで、これらの元素が合わせ部に生じる腐食生成物中に含まれることになる。その結果、腐食生成物が安定化する。そして、以降の腐食の進行を遅延させる効果をもたらす。Caの含有量もしくはCaおよびMgの合計含有量が0.01未満ではこの効果が発揮されない。一方、10超えでは効果が飽和する上に、添加量の増加に伴うコスト上昇と浴組成管理の困難さをもたらすことになる。よって、めっき層中に含有するCa、または、CaおよびMgの含有量は0.01以上10以下とする。さらに、Ca、または、CaおよびMgの含有量は2.00超10以下であればZn相中に後に記すCaやMgを含有した硬い金属間化合物が形成する。これにより、めっき層の硬度が上昇し、めっき層の表面に疵が付きにくい、耐疵付き性に優れるめっき鋼板の製造が可能となり好ましい。さらに好ましいのはCa:3.0以上かつCaMg:4.0以上である。CaとZnの質量比Ca/Zn:0.5以下本発明においては、めっき層中のCaとZnの質量比Ca/Znが0.5以下であることが好ましい。0.5以下であれば、Caが合わせ部内に生じる腐食生成物を安定化する機能を有する状態で、Znの犠牲陽極作用を十分に得ることができるため、優れた合わせ部耐食性及び高加工後の耐食性が得られることになる。0.25以下であればZnの犠牲陽極作用を最大限に得ることができるため、より好ましくは0.25以下である。さらに好ましい範囲は0.05~0.20である。また、前記めっき層は上層と下地鋼板との界面に存在する合金相からなり、前記上層中にはCa、または、CaおよびMgが存在することが好ましい。このように、めっき層が下地鋼板との界面に存在する合金相とその上に存在する上層からなり、めっき層中に含有されるCa、または、CaおよびMgが主として上層に存在するようにすることで、これらの元素による腐食生成物の安定化効果が十分に発揮される。Ca、Mgが界面の合金相中ではなく上層中に存在する場合は、腐食の初期段階において腐食生成物の安定化が図られ、以降の腐食進行が遅くなり好ましい。なお、本発明でいう合金相および上層は、走査型電子顕微鏡等によりめっき層の断面を研磨して観察することで容易に確認できる。断面の研磨方法やエッチング方法はいくつかの方法があるが、めっき層断面を観察する際に用いる方法であればどのようなものでも構わない。上層中にCa、または、CaおよびMgが存在することは、例えば、グロー放電発光分析装置でめっき層を貫通分析することにより確認することができる。また、Ca、または、CaおよびMgが主として上層に存在するとは、例えば、前述グロー放電発光分析装置でめっき層を貫通分析した結果から、Ca、または、CaおよびMgのめっき膜厚方向分布を調べることにより確認することができる。ただし、グロー放電発光分析装置を用いるのはあくまでも一例であり、めっき層中における、Ca、または、CaおよびMgの有無、分布を調べることができればどのような方法を用いても構わない。また、Ca、または、CaおよびMgが上層中に存在するとは、例えば、グロー放電発光分析装置によりめっき層を貫通して分析したときに、Ca、または、CaおよびMgの全検出ピークの90以上が、界面に存在する合金相ではなく、上層から検出されることで確認可能である。この確認方法はめっき層中の元素の深さ方向分布を検出できる方法であればどのような方法でもよく、特に限定するものではない。さらに、腐食生成物の安定化効果を十分に発揮する観点から、めっき層中に含有されるCa、または、CaおよびMgは、めっき層を厚さ方向に表層側と下地鋼板側に厚みで等分したときに、下地鋼板側よりも表層側に多く存在するのが好ましい。表層側に多く存在することで、腐食の初期段階からCa、Mgが腐食生成物中に含有されるようになり、より一層腐食生成物を安定化することが可能になる。なおCa、または、CaおよびMgが表層側に多く存在するとは、例えば、グロー放電発光分析装置によりめっき層を貫通して分析したときに、Ca、または、CaおよびMgの全検出ピークの50超えが、めっき層を厚さで表層側と下地鋼板側に等分したときの表層側から検出されることで確認可能である。この確認方法はめっき層中の元素の深さ方向分布を検出できる方法であればどのような方法でもよく、特に限定するものではない。さらに、めっき層中に含有されるCa、または、CaおよびMgがZn、Al、Siから選ばれる1種または2種以上と金属間化合物を形成することが好ましい。めっき層を形成する過程においてAl相がZn相より先に凝固するため、金属間化合物はZn相に含まれる。よって金属間化合物中のCaまたはMgが常にZnと共にあり、腐食環境ではAlより先に腐食されるZnによって形成される腐食生成物中にCaまたはMgが確実に取り込まれるようになり、さらに効果的に腐食の初期段階における腐食生成物の安定化が図られる。金属間化合物としては、Al4Ca、Al2Ca、Al2CaSi2、Al2CaSi15、Ca3Zn、CaZn3、CaSi2、CaZnSi、Al3Mg2、MgZn2、Mg2Si、のうちの1種または2種以上が挙げられる。これらは、前述の腐食生成物を安定化する効果をもたらす点で、好適である。中でも、金属間化合物がSiを含む場合は、めっき層中の余剰Siが上層に非固溶Siを形成して曲げ加工性高加工時の90°曲げ、2T曲げが低下するのを防止できるのでさらに好ましい。特に、Al2CaSi2および/またはAl2CaSi15は、Al25~95mass、Ca:0.01~10mass、Si:Alの3mass程度で、最も形成しやすい金属間化合物であり、前述のめっき層中の余剰Siが上層に非固溶Siを形成することによる曲げ加工性高加工時の90°曲げ、2T曲げの低下を防止する効果が得られるので最も好ましい。Ca、または、CaおよびMgがZn、Al、Siから選ばれる1種または2種以上と金属間化合物を形成しているかどうかを確認する方法としては、めっき鋼板を表面から広角X線回折で解析してこれらの金属間化合物を検出する方法、もしくはめっき層の断面を透過電子顕微鏡中で電子線回折によって解析して検出するなどの方法が挙げられる。また、これら以外の方法でも、前記金属間化合物を検出可能であればいずれの方法を用いても構わない。次に、本発明の溶融Al-Zn系めっき鋼板の製造方法について説明する。鋼を熱間圧延した後、冷間圧延し鋼板とし、次いで、連続式溶融めっき設備において加熱過程での焼鈍および溶融Al-Zn系めっき処理を行う。なお、この時、本発明においては、加熱過程の焼鈍炉内温度が400°C以上900°C以下の温度域をO2が0.01vol以上20vol以下の量含有する雰囲気に制御した後、焼鈍炉内温度が600°C以上950°C以下の温度域を、露点が-60°C以上10°C以下でかつH2を3vol以上含有するH2-N2ガス雰囲気に制御することが好ましい。または、焼鈍炉内温度:650°C以上の温度域を、露点が-10°C以上10°C以下、且つH2を3vol以上含有するH2-N2ガス雰囲気に制御することが好ましい。めっき浴中のAl含有量は25~95massとし、Ca含有量、またはCaおよびMgの合計含有量は0.01~10massとする。熱間圧延通常、行われる条件にて行うことができる。酸洗熱間圧延後は酸洗処理を行うのが好ましい。酸洗工程で表面に生成した黒皮スケールを除去し、しかる後冷間圧延する。なお、酸洗条件は特に限定しない。冷間圧延40以上80以下の圧下率で行うことが好ましい。圧下率が40未満では再結晶温度が低温化するため、機械特性が劣化しやすい。一方、圧下率が80超えでは圧延コストがアップするだけでなく、焼鈍時の表面濃化が増加するため、めっき性が劣化する場合がある。加熱過程冷間圧延した鋼板に対して、加熱過程で焼鈍した後溶融Al-Zn系めっき処理を施す。加熱過程の焼鈍炉では、前段の加熱帯で鋼板を所定温度まで加熱する加熱工程を行い、後段の均熱帯で所定温度に所定時間保持する均熱工程を行う。そして、上述したように、加熱過程では、焼鈍炉内温度が400°C以上900°C以下の温度域をO2が0.01vol以上20vol以下の量含有する雰囲気に制御した後、焼鈍炉内温度が600°C以上950°C以下の温度域を、露点が-60°C以上10°C以下でかつH2を3vol以上含有するH2-N2ガス雰囲気に制御して焼鈍を行うことが好ましい。または、焼鈍炉内温度:650°C以上の温度域を、露点が-10°C以上10°C以下、且つH2を3vol以上含有するH2-N2ガス雰囲気に制御することが好ましい。溶融めっき処理本発明の溶融Al-Zn系めっき鋼板は、連続式溶融めっき設備などで製造され、めっき浴中のAl含有量は25~95massとし、Ca含有量、またはCaおよびMgの合計含有量は0.01~10massとする。また、めっき浴中のCaとZnの含有量の質量比Ca/Znは0.50以下とすることが好ましい。また、Zn含有量は10mass以上とすることが好ましい。さらに、Al含有量は45~85massとすることが好ましい。これもまた、本発明において、最も重要な要件の1つである。このような組成のめっき浴を用いることにより前記した溶融Al-Zn系めっき鋼板が製造可能となる。また、過度の合金相成長を抑制するため、めっき浴には通常SiをAlに対して3mass程度含まれるが、好適にはAlに対して1.5~10massである。なお、本発明のめっき鋼板のめっき浴には上述したAl、Zn、Ca、Mg、Si以外にも例えばSr、V、Mn、Ni、Co、Cr、Ti、Sb、Ca、Mo、B等の何らかの元素が添加されている場合もあるが、本発明の効果が損なわれない限り適用可能である。また、めっき層が下地鋼板との界面に存在する合金相とその上に存在する上層からなり、めっき層中に含有されるCa、または、CaおよびMgが主として上層に存在する溶融Al-Zn系めっき鋼板を製造するための方法としては、Ca、または、CaおよびMgが主として上層に存在するようにできればどのような方法を用いてもよく、特に限定するものではない。ただし、例えば、めっき後の冷却速度を速くして、合金相形成を抑制することで合金相に取り残されるCa、または、CaおよびMgを少なくするなどが挙げられる。この場合、めっき後の冷却速度は10°C/sec以上とすることが好ましい。また、めっき層中に含有されるCa、または、CaおよびMgが、めっき層を厚さ方向に表層側と下地鋼板側に等分したときに、下地鋼板側よりも表層側に多く存在する溶融Al-Zn系めっき鋼板を製造するための製造方法としては、CaおよびMgが、めっき層を厚さ方向に表層側と下地鋼板側に等分したときに、下地鋼板側よりも表層側に多く存在するようにできればどのような方法を用いてもよく、特に限定するものではない。例えば、めっき層の凝固反応が下地鋼板側から表層側に向けて進行するようにして、凝固の進行に伴いCa、または、CaおよびMgが、表層側に排出されるようにする方法が挙げられる。これは通常の連続式溶融めっき操業におけるめっき後の冷却過程で達成することができる。なお、めっき浴に浸入する鋼板の温度以下、浸入板温と称すは、連続式溶融めっき操業における浴温度の変化を防ぐべく、めっき浴温度に対して±20°C以内に制御することが好ましい。以上により、本発明の溶融Al-Zn系めっき鋼板が得られる。本発明の溶融Al-Zn系めっき鋼板は、鋼板の表面に、片面あたりのめっき付着量が20~120g/m2の溶融Al-Zn系めっき層を有することが好ましい。20g/m2未満では耐食性の確保が困難になる。一方、120g/m2を超えると耐めっき剥離性が劣化する。そして、以下のように、めっき層直下の下地鋼板表面の構造に特徴を有することになる。Al-Zn系めっき層の直下の下地鋼板表面から100μm以内の鋼板表面にFe、Si、Mn、Al、P、さらにはB、Nb、Ti、Cr、Mo、Cu、Niのうちから選ばれる1種以上の内部酸化物が片面あたり、0.06~1.0g/m2形成される。さらに、前述した溶融AlZn系めっき鋼板は、その表面に化成処理皮膜、および/または有機樹脂を含有する塗膜を有することにより表面処理鋼板とすることができる。化成処理皮膜は、例えば、クロメート処理液またはクロムフリー化成処理液を塗布し水洗することなく鋼板温度として80~300°Cとなる乾燥処理を行うクロメート処理またはクロムフリー化成処理により形成できる。これら化成処理皮膜は単層でも複層でもよく、複層の場合には複数の化成処理を順次行えばよい。さらに、めっき層または化成処理皮膜の表面には有機樹脂を含有する単層又は複層の塗膜を形成することができる。この塗膜としては、例えば、ポリエステル系樹脂塗膜、エポキシ系樹脂塗膜、アクリル系樹脂塗膜、ウレタン系樹脂塗膜、フッ素系樹脂塗膜等が挙げられる。また、上記樹脂の一部を他の樹脂で変性した、例えばエポキシ変性ポリエステル系樹脂塗膜等も適用できる。さらに上記樹脂には必要に応じて硬化剤、硬化触媒、顔料、添加剤等を添加することができる。上記塗膜を形成するための塗装方法は特に規定しないが、塗装方法としてはロールコーター塗装、カーテンフロー塗装、スプレー塗装等が挙げられる。有機樹脂を含有する塗料を塗装した後、熱風乾燥、赤外線加熱、誘導過熱等の手段により加熱乾燥して塗膜を形成することができる。ただし、上記表面処理鋼板の製造方法は一例であり、これに限定されるものではない。以下、本発明を、実施例に基いて具体的に説明する。表1に示す鋼組成からなる熱延鋼板を酸洗し、黒皮スケールを除去した後、圧下率50の条件で冷間圧延し、厚さ1.0mmの冷延鋼板を得た。次いで、上記で得た冷延鋼板を、連続式溶融めっき設備に通板し、溶融AlZn系めっき鋼板を製造した。なお、めっき浴の組成Al、Zn、Si、Ca、Mg、ならびに、CaおよびMgの含有量はめっき浴中とめっき層中で同一であるを表2に、連続式溶融めっき設備で実施した製造条件を表3および表4にそれぞれ示す。No.1~56は加熱過程でプレ酸化工程の後、還元焼鈍する条件とし、No.57~67は高露点雰囲気で還元焼鈍する条件とした。また、ラインスピ-ド100m/分で実施し、付着量はガスワイピングにより調節し、めっき浴への浸入板温はめっき浴温度~5°Cとなるように制御した。めっき後の冷却速度は15°C/secとした。以上により得られた溶融Al-Zn系めっき鋼板に対して、めっき外観不めっきの有無、合わせ部耐食性、高加工後の耐食性、機械的特性を調査した。また、めっき層直下の100μmまでの下地鋼鈑表層部に存在する酸化物の量内部酸化量とめっき層の上層に存在するCaおよびMgの割合を測定した。測定方法および評価基準を下記に示す。めっき外観めっき外観は、目視で観察し、不めっきめっきがされない部分が無い場合は外観良好記号○、不めっきめっきがされない部分がある場合は外観不良記号×と判定した。なお、めっき外観が外観不良記号×と判定された場合は、合わせ部耐食性、機械的特性、上層に存在するCaおよびMgの割合は評価しなかった。合わせ部耐食性合わせ部耐食性は、図1に示すように、片面あたりのめっき量45g/m2の合金化溶融亜鉛めっき鋼板大板のめっき面と上記溶融Al-Zn系めっき鋼板小板:試験対象鋼板の上記めっき層を形成した面とを、スポット溶接で接合し合わせ材とし、化成処理リン酸亜鉛2.0~3.0g/m2、電着塗装膜厚20±1μmを施した後に、図2に示すサイクルで耐食性試験を実施した。耐食性試験は、湿潤からスタートし、150サイクル後まで行い、合わせ部耐食性を以下のように評価した。耐食性試験後の試験片は、合わせ部を分解して塗膜や錆を除去した後、下地鋼板の腐食深さをマイクロメーターにて測定した。試験片腐食部を20mm×15mmの単位区画で10区画に区切り、各区画の最大腐食深さを腐食していない健全部の板厚と腐食部の板厚の差として求めた。測定した各単位区画の最大腐食深さデータにGumbel分布を適用して極値統計解析を行い、最大腐食深さの最頻値を求めた。高加工後の耐食性高加工後の耐食性は、上記溶融Al-Zn系めっき鋼板の試験片100mm×100mm各3枚に、それぞれ90°曲げ加工及び2T曲げ加工を施し、化成処理や塗装処理は施さず、各試験片の剪断端面のみをシールで保護した後、図2に示すサイクルで耐食性試験を実施した。耐食性試験は、湿潤からスタートし、30サイクル後まで行い、高加工後の耐食性を以下のように評価した。90°曲げ加工はJISZ22481996に準拠して被評価面が曲げ外側になるように押曲げ法で行った。2T曲げ加工はJISZ22481996に準拠して被評価面が曲げ外側になるように試験片と同じ板厚の鋼板を2枚挟んで巻付け法で行った。上記耐食性試験後のめっき鋼板について、それぞれ曲げ部外側の外観を目視で観察し、赤錆が発生していない場合は、良好記号○、赤錆が発生している場合は、不良記号×と判定した。90°曲げの耐食性と2T曲げ後の耐食性が共に良好記号○の場合、高加工後耐食性が優れる記号◎、90°曲げの耐食性と2T曲げ後の耐食性どちらかが一つが良好記号○の場合、高加工後耐食性が良好記号○、90°曲げの耐食性と2T曲げ後の耐食性が共に不良記号×の場合、高加工後耐食性が劣る記号×と判定した。機械的特性機械的特性は、試料から圧延方向に対して90°方向にJISS5号引張試験片を採取し、JISZ22411998の規定に準拠してクロスヘッド速度10mm/min一定で引張試験を行い、引張り強度TSMPaと伸びElを測定した。TS×El≧18000のものはとくに機械的特性が優れる。めっき層直下100μmまでの領域における内部酸化量は、インパルス炉溶融赤外線吸収法により測定した。前述の通り、得られた鋼板全体の酸素量OIと、素材に含まれる酸素量OHとを用いて、OIとOHの差=OI-OHを算出し、さらに片面単位面積すなわち1m2当たりの量に換算した値g/m2を内部酸化量とした。めっき層の上層に存在するCaおよびMgの割合はグロー放電発光分析装置でめっき層表面の4mmφをめっき層の厚み方向に貫通分析して、Ca、または、CaおよびMgのめっき層の膜厚方向の分布を調べた。具体的には、Ca及びMgの検出強度の波形が、下地鋼板から検出される値に収斂する秒数スパッタ時間までをめっき膜厚と判断し、またCaおよびMgの検出強度波形が変曲点を持つ秒数スパッタ時間までを上層厚と判断した。めっき層中にCaを含有する場合は、上層に存在するCaのめっき層全体に存在するCaやMgに対する割合検出強度の積算値の比を求めた。めっき層中にCaおよびMgを含有する場合は上層に存在するCaとMgの合計のめっき層全体に存在するCaとMgの合計に対する割合検出強度の積算値の比を求めた。以上により得られたAl-Zn系めっき鋼板の各種特性を表3および表4に製造条件と併せて示す。表1~表4より、本発明例では、めっき外観に優れた溶融Al-Zn系めっき鋼板が得られることがわかる。また、耐食性試験150サイクルにおける最大腐食深さの最頻値が0.5mmを下回ることから、合わせ部耐食性にも優れていることがわかる。また、本発明例では高加工後の耐食性に優れた溶融Al-Zn系めっき鋼板が得られることがわかる。さらに、鋼組成、焼鈍条件により、機械的特性にも優れた溶融Al-Zn系めっき鋼板が得られる。さらに、比較例となるNo.10、17では充分なプレ酸化できないため、還元焼鈍でも内部酸化させることができず、易酸化性元素の表面濃化を生じるため不めっきが生じ、めっき外観が劣る。また、No.63でも充分な内部酸化量を確保できず、易酸化性元素の表面濃化を生じたため不めっきが生じ、めっき外観が劣る。さらにNo.10、17、63では内部酸化量が0.06g/m2未満であり、高加工後の耐食性にも劣ることがわかる。"