高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を素地鋼板とし、この素地鋼板上にメッキ材がメッキされた溶融メッキ鋼板であって、前記素地鋼板とメッキ層の界面に非連続的な還元Fe層とFe‐メッキ材合金相を有する、メッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板。前記素地鋼板がSi、Mn及びAlのうち1種又は2種以上の合金元素を含む、請求項1に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板。前記素地鋼板がDP鋼、TRIP鋼、CP鋼、MART鋼及びTWIP鋼のうちいずれか一つである、請求項1に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板。前記メッキ材がZn、Al及びMgのうち1種又は2種以上を主成分として含む、請求項1に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板。前記素地鋼板とメッキ層の間に非連続的なSi‐Mn酸化物層が形成されている、請求項1に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板。前記Fe‐メッキ材合金相がメッキ層と素地鋼板の界面からメッキ層の表面方向にメッキ層の全厚さの60以内に分布されている、請求項1に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板。非連続的なAl‐Fe抑制剤層inhibitionlayerが前記素地鋼板とメッキ層の間に分布されている、請求項1に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板。Si‐Mn内部酸化物internaloxideが前記メッキ層と素地鋼板の界面から素地鋼板の内部方向に深さ7μmまでに分布されている、請求項1に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板。高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を、直接加熱炉を用いて空燃比[空気air/燃料fuelの比又は空気air/ガスgasの比]を1.01~1.5、直接加熱炉の出口の鋼板温度を550~750°Cとして酸化させ、還元焼鈍及び溶融メッキを行った後、400~550°Cで弱合金化処理を行う、メッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板の製造方法。素地鋼板がSi、Mn及びAlのうち1種又は2種以上を含む、請求項9に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板の製造方法。素地鋼板がDP鋼、TRIP鋼、CP鋼、MART鋼及びTWIP鋼のうちいずれか一つである、請求項9に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板の製造方法。前記弱合金化温度が400~550°Cである、請求項9に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板の製造方法。前記メッキ材がZn、Al及びMgのうち1種又は2種以上を主成分として含む、請求項9に記載のメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板の製造方法。本発明は、高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を素地鋼板とするメッキ性及びメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。本発明の一実施形態によれば、高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を素地鋼板とし、この素地鋼板上にメッキ材がメッキされた溶融メッキ鋼板であって、上記素地鋼板とメッキ層の界面又は界面の近くに非連続的な還元Fe層とFe‐メッキ材合金相を有するメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板を提供する。上記素地鋼板の例としては、Fe以外にSi、Mn及びAlのうち1種又は2種以上を含む焼鈍又は未焼鈍冷延鋼板が挙げられる。上記素地鋼板の一例としては、二相組織鋼DP鋼、変態誘起塑性鋼TRIP鋼、複相鋼CP鋼:ComplexPhaseSteel、マルテンサイト鋼MART鋼:MartensiticSteel及び双晶誘導可塑性鋼TWIP鋼:TwinningInducedPlasticitySteel等が挙げられる。上記メッキ材としては、Zn、Al及びMgのうち1種又は2種以上を主成分として含むものが挙げられる。また、上記溶融メッキ鋼板としては、溶融亜鉛メッキ鋼板、溶融アルミニウムメッキ鋼板、溶融亜鉛アルミニウムメッキ鋼板及びAl‐Zn‐Mg‐Si、Al‐Zn‐Mg、Al‐Mg、Zn‐Mg等の溶融合金メッキ鋼板が挙げられる。本発明の他の実施形態によれば、高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を、直接加熱炉を用いて空燃比[空気air/燃料fuelの比又は空気air/ガスgasの比]を1.01~1.5、直接加熱炉の出口の鋼板温度を550~750°Cにして酸化させ、還元焼鈍及び溶融メッキを行った後、400~550°Cで弱合金化処理を行うメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板の製造方法を提供する。上記素地鋼板の例としては、Fe以外にSi、Mn及びAlのうち1種又は2種以上を含む焼鈍又は未焼鈍冷延鋼板が挙げられる。上記素地鋼板の一例としては、DP鋼、TRIP鋼、CP鋼、MART鋼及びTWIP鋼等が挙げられる。上記直接加熱炉としては、直火炉DFF又はDFIDirectFlameImpingement等が挙げられる。上記メッキ材としては、Zn、Al及びMgのうち1種又は2種以上を主成分として含むものが挙げられる。また、上記溶融メッキ鋼板としては、溶融亜鉛メッキ鋼板、溶融アルミニウムメッキ鋼板、溶融亜鉛アルミニウムメッキ鋼板及びAl‐Zn‐Mg‐Si、Al‐Zn‐Mg、Al‐Mg、Zn‐Mg等の溶融合金メッキ鋼板が挙げられる。本発明によれば、高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を素地鋼板とするメッキ性及びメッキ密着性に優れた溶融メッキ鋼板を提供することにより、Si、Mn、Al等の添加量の制約を緩和させることができるため、新たな鋼種の開発を加速化させることができる。以下、本発明について詳細に説明する。本発明に適用可能な溶融メッキ鋼板としては上述したように様々な種類があるが、以下では、最も代表的な溶融メッキ鋼板として知られている溶融亜鉛メッキ鋼板をその一例として説明する。高温で鋼板の表面に酸化物を容易に形成するSi、Mn等の合金元素を含有する鋼板を素地鋼板とし、従来技術のように直接加熱炉で鋼板の表面にFe酸化物層を形成し還元焼鈍工程でFe酸化物層を還元させて還元Fe層を形成した後、溶融亜鉛メッキする場合、図1に示されているように上記素地鋼板と亜鉛メッキ層の間に酸化物層が連続的に又は多量に形成される。この際に形成された上記酸化物層は、必ずしも連続的に構成される必要はなく、非連続的に構成されて良く、未メッキ又はメッキ剥離をもたらすことができればいずれの形態でも良い。上記素地鋼板と亜鉛メッキ層の間に形成された酸化物層の例としては、Si、Mn又はAlが単独で酸素と結合された単独酸化物又はSi、Mn又はAlが2種以上混合されて酸素と結合された複合酸化物からなる酸化物層が挙げられる。以下では、鋼板の表面に酸化物を容易に形成する成分のうちSiとMnを合金元素として含有する素地鋼板を一例として従来技術及び本発明について説明する。上記素地鋼板と亜鉛メッキ層の間に形成された酸化物層とは、SiO2、MnOのような単独酸化物又はMn2SiO4、MnSiO3等のような複合酸化物が単独で又は2種以上混合されて構成された酸化物層をいう。ここでは、上記酸化物が表面に連続的又は非連続的に濃化されて構成された酸化物層を、図1、図2、図4及び図5のように便宜上Si‐Mn酸化物層と表示して説明する。上記従来技術は、Si‐Mn酸化物層が還元Fe層により鋼板の表層部に拡散されることが防止されるため、亜鉛メッキ性は改善されるが、Si‐Mn酸化物層と還元Fe層の密着性が足りないため、図1にも示されているようにSi‐Mn酸化物層と還元Fe層の界面に剥離が起こりやすい。本発明は、高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を素地鋼板とし、この素地鋼板上にメッキ材以下、Znを一例として説明するをメッキした溶融亜鉛メッキ鋼板であって、素地鋼板と溶融亜鉛メッキ層の界面又はその近くに図2に示されているように非連続的な還元Fe層とFe‐Zn合金相を形成させることによりメッキ性とメッキ密着性を改善させようとするものである。上記Fe‐Zn合金相は、図2に示されているようにメッキ層/素地鋼板の界面からメッキ層の表面方向に分布されており、メッキ鋼板の表面からは目視で観察されないように分布されることが好ましい。上記Fe‐Zn合金相は、例えば、図2にも示されているように、非連続的な酸化物層を貫通してメッキ層/素地鋼板の界面から亜鉛メッキ層内に分布される。上記Fe‐Zn合金相は、メッキ層/素地鋼板の界面からメッキ層の表面方向にメッキ層の全厚さの60以内に分布されることが好ましい。上記Fe‐Zn合金相がメッキ層の全厚さの60を超える場合は、この合金相がメッキ層の表面に局部的に形成される可能性があるため、鋼板の耐食性低下等の問題を起こすこともある。本発明の溶融亜鉛メッキ鋼板は、素地鋼板と亜鉛メッキ層の間に上記非連続的な還元Fe層とFe‐Zn合金相の他にも非連続的なSi‐Mn酸化物層及びAl‐Fe抑制層inhibitionlayerを有することができる。上記非連続的なSi‐Mn酸化物層及びAl‐Fe抑制層は、図1のように従来技術では比較的連続的な形で観察されたが、図2のようにFe‐Zn合金相が形成されている間には一部破壊されるか亜鉛メッキ層中に拡散されて非連続的な形で観察される。本発明の溶融亜鉛メッキ鋼板は、メッキ層/素地鋼板の界面から素地鋼板の内部方向に、例えば、深さ7μmまでSi‐Mn内部酸化物internaloxideを有することができる。また、上記素地鋼板の例としては、Fe以外にSi、Mn及びAlのうち1種又は2種以上を含む焼鈍又は未焼鈍冷延鋼板が挙げられる。上記素地鋼板の一例としては、DP鋼、TRIP鋼、CP鋼、MART鋼及びTWIP鋼等が挙げられる。上記メッキ材としては、Zn、Al及びMgのうち1種又は2種以上を主成分として含むものが挙げられる。また、上記溶融メッキ鋼板としては、溶融亜鉛メッキ鋼板、溶融アルミニウムメッキ鋼板、溶融亜鉛アルミニウムメッキ鋼板及びAl‐Zn‐Mg‐Si、Al‐Zn‐Mg、Al‐Mg、Zn‐Mg等の溶融合金メッキ鋼板が挙げられる。上述したように、本発明の溶融亜鉛メッキ鋼板では、還元Fe層によってSi‐Mn酸化物が鋼板の表面部に拡散する量が抑制されて溶融亜鉛のぬれ性が向上する上、メッキ後には図3に示されているようにFe‐Zn合金相が連続的な酸化物層を破壊しながらメッキ層/素地鋼板の界面から亜鉛メッキ層の内部に形成されて鋼板とメッキ層間の架橋役割をするため、優れたメッキ密着性が確保される。以下、本発明によりメッキ密着性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する方法について説明する。本発明の溶融メッキ鋼板を製造する方法は、高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を素地鋼板としてこの素地鋼板を酸化する工程、還元焼鈍する工程、溶融亜鉛メッキする工程及び弱合金化処理する工程を含む。上記素地鋼板の例としては、Fe以外にSi、Mn及びAlのうち1種又は2種以上を含む焼鈍又は未焼鈍冷延鋼板が挙げられる。上記素地鋼板の一例としては、DP鋼、TRIP鋼、CP鋼、MART鋼及びTWIP鋼等が挙げられる。上記メッキ材としては、Zn、Al及びMgのうち1種又は2種以上を主成分として含むものが挙げられる。また、上記溶融メッキ鋼板としては、溶融亜鉛メッキ鋼板、溶融アルミニウムメッキ鋼板、溶融亜鉛アルミニウムメッキ鋼板及びAl‐Zn‐Mg‐Si、Al‐Zn‐Mg、Al‐Mg、Zn‐Mg等の溶融合金メッキ鋼板が挙げられる。上記酸化工程は直接加熱炉で1.01~1.5の空燃比条件下で行い、直接加熱炉の出口の鋼板温度を550~750°Cとする。上記直接加熱炉としては、直火炉DFF又はDFIDirectFlameImpingement等が挙げられる。上記直接加熱炉における空燃比が1.01未満の場合は、Feの酸化が十分に起こらず、1.5を超える場合は、直接加熱炉の加熱設備の逆火現象が発生する。したがって、上記直接加熱炉における空燃比を1.01~1.5に制限することが好ましい。上記直接加熱炉の出口の鋼板温度が550°C未満の場合は、鋼板の内部酸化が十分に発生しないため、酸化物の表面への拡散を抑制するのが困難であり、750°Cを超える場合は、酸化物の表面への拡散速度が増加しすぎて濃化物の量が多くなりすぎ、目標温度に到達するためにはライン速度Linespeedを減少させなければならないため、生産量の低減をもたらす。したがって、上記直接加熱炉の出口の鋼板温度を550~750°Cに制限することが好ましい。例えば、上記直接加熱炉の内部を4個の領域に区分したとき、上記4個の領域のうち鋼板が引き込まれる入口から3番目の領域の空燃比を1.1~1.4とし、4番目の領域の空燃比を1.1~1.3とすることが好ましい。この際、本発明で説明している直接加熱炉であるDFF又はDFI設備は主に加熱帯の前半部に位置しているが、これに限定されず、目標とする熱処理温度の確保とFe酸化物層の形成に問題がなければいずれの位置でも良い。上記のように直接加熱炉で鋼板を酸化させると、鋼板の表面にFe酸化物層が形成され、このFe酸化物層は還元焼鈍工程で還元されて還元Fe層を形成するようになる。上記のように還元Fe層を形成することにより、素地鋼板に含有されている合金成分の酸化物、例えば、Si‐Mn酸化物が鋼板の表面部に拡散されることを抑制するため、優れたメッキ性が確保される。本発明において、還元焼鈍工程は特に限定されず、連続的に熱処理を行って鋼板の機械的性質を確保し還元Fe層を形成するのに問題がない限り設備種類と操業条件は関係がない。例えば、一般の焼鈍熱処理設備は予熱帯Preheatingsection、加熱帯Heatingsection、均熱帯Soakingsection、急冷帯Fastcoolingsection、徐冷帯Slowcoolingsection、過時効帯Overagingsection、再加熱帯Reheatingsection等で構成されるが、これらの熱処理セクションSectionの配列と数量は必要に応じて変わっても良い。この際、高温で鋼板の表面に酸化物を形成する合金元素を含有する鋼板を素地鋼板として酸化及び還元焼鈍熱処理を行う場合、Si‐Mn酸化物が鋼板の表面部に拡散される速度は、温度が高くなるほど増加する。例えば、溶融亜鉛メッキ工程の場合、熱処理温度の最も高いセクションは均熱帯であり、通常、780~850°Cの温度で50~100秒間維持しながら均熱処理を行う。本発明において、上記溶融亜鉛メッキ工程は、特に限定されず、通常、0.12~0.25のAlと他のZnで組成された460~470°Cのメッキ浴で約3~5秒間浸漬してメッキを行っている。この際、メッキ材が異なる溶融メッキ鋼板の場合にも一般の操業条件があり、例えば、溶融アルミニウムメッキ鋼板の場合は5~12のSiと他のAlの660~680°Cのメッキ浴、溶融アルミニウム亜鉛メッキ鋼板の場合は50~60のAlと40~50のZnの590~610°Cのメッキ浴等のように、合金元素の融点と設備能力に応じて操業条件が変わっても良い。また、本発明は、上記のように素地鋼板を溶融亜鉛メッキした後、素地鋼板と溶融亜鉛メッキ層の界面に還元Fe層とFe‐Zn合金相を形成させるために弱合金化処理を行うが、この際、上記弱合金化温度を400~550°Cに制限することが好ましい。上記弱合金化温度が400°C未満の場合は、素地鋼板/メッキ層の界面にFe‐Zn合金相が少なく形成されて素地鋼板とメッキ層間の架橋効果が足りないため、メッキ剥離が発生し、550°Cを超える場合は、Fe‐Zn合金相がメッキ層の全厚さの60を超え、この合金相がメッキ層の表面まで局部的に形成されるため、鋼板の耐食性の低下と外観の不均一等の問題を起こす。より好ましい弱合金化温度は440~500°Cである。上記弱合金化処理に用いられる装置は、例えば、溶融メッキ後にメッキ付着量調節器Airknifeを過ぎた特定の地点に位置して数秒以内に鋼板を400~550°Cに加熱して弱合金化反応させることができるものであればいずれのものでも良いが、好ましくは、通常のメッキラインに設置された合金化炉GAheater又はこれと類似した機能を有する装置を用いて処理するのが効果的である。また、上記メッキ層と素地鋼板の界面には、非連続的なSi‐Mn酸化物層及びAl‐Fe抑制層inhibitionlayerが存在することができる。以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は、下記表1の組成を有し厚さが1.0mmの未焼鈍冷延鋼板FullHardSteelSheetsを素地鋼板として下記表2の条件で直火加熱炉で酸化した後、通常の操業条件で還元焼鈍と溶融メッキを行ったものである。この際、下記表1の試料番号1~5の場合、還元焼鈍は、露点が-45°Cの10H2‐90N2の混合ガス雰囲気で熱処理が行われた。特に、均熱帯熱処理条件は、800°Cで1分間維持するものであった。一方、下記表1の試料番号6~8の場合、還元焼鈍は、露点が-45°Cの25H2‐75N2の混合ガス雰囲気で熱処理が行われた。上記と同様に、均熱帯熱処理条件は、800°Cで1分間維持するものであった。また、溶融メッキは、下記表1のメッキ材の組成で十分に溶融されたメッキ浴で5秒間浸漬してメッキすることにより行われた。また、上記の条件で製造された溶融メッキ鋼板を表2の条件で弱合金化処理してそれぞれの溶融メッキ鋼板を製造した。上記のように製造された溶融亜鉛メッキ鋼板の未メッキの有無及びメッキ密着性を調査し、その結果を下記表2に示した。ここで、メッキ品質を評価する方法及び基準はそれぞれ下記の通りである。メッキ性は、溶融メッキ物質が素地鋼板にうまくコーティングされる性質であり、目視でメッキ鋼板の外観を観察して評価した。評価基準は下記の通りである。1~2等級:未メッキBarespotがなく、自動車外板用の水準3~5等級:未メッキが極細にあり、自動車内板用及びその他の製品の水準等級外:未メッキが多少あり、製品不可の水準メッキ密着性は、素地鋼板に付着されたメッキ層が加工時及び使用時に剥離問題を起こすか否か等を評価する特性であり、メッキ鋼板を0‐Tbendingした後、bending部にテープを付着して外したとき、剥離されたメッキ層がテープについているか否かを観察して評価した。評価基準は下記の通りである。◎:非常に優れ、全体的に剥離なし○:優れ、Edge部から5mm以内の地点で剥離発生製品生産時にSidetrimming処理すれば異常なしX:全体的に剥離発生なお、その他の操業性及び安定性を考慮して特異な問題が発生した場合も観察して評価した。評価基準は下記の通りである。○:異常なしX:問題発生直火加熱炉の逆火現象一方、従来方法である従来例により製造された溶融亜鉛メッキ鋼板の厚さ方向の断面写真を観察してその結果を図4に示し、本発明の一例により製造された溶融亜鉛メッキ鋼板の厚さ方向の断面写真を観察してその結果を図5に示した。上記表2を参照すると、従来方法である従来例2により製造された溶融亜鉛メッキ鋼板は、メッキ鋼板の表面外観が1~3等級であり、メッキ性には優れるが、メッキ密着性は良くないことが分かる。これに対し、本発明に係る発明例により製造された溶融亜鉛メッキ鋼板は、鋼板の表面外観に優れる上、メッキ密着性にも優れることが分かる。また、図4に示されているように従来例により製造された溶融亜鉛メッキ鋼板では連続的で緻密なSi‐Mn酸化物層が観察されるのに対し、図5に示されているように発明例により製造された溶融亜鉛メッキ鋼板ではFe‐Zn合金相及び非連続的なSi‐Mn酸化物層が観察されることが分かる。図5に示されているように、本発明例では、Fe‐Zn合金相が形成されながらSi‐Mn酸化物層を破壊して非連続化又は弱化させることにより、溶融亜鉛メッキ鋼板のメッキ密着性がより向上する。