質量で、C:0.05~0.50、Mnを0.01~3.0含有し、さらに、Si:3.0以下、Al:2.0以下、Cr:2.0以下の1種又は2種以上を含有し、MnSiAlCr:0.4以上で、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼板の表面に、Fe:7~15、Al:0.01~1、残部Zn及び不可避的不純物からなるめっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、x上記めっき層の鋼板側が、Mn、Si、Al、及び、Crの酸化物の1種又は2種以上、及び/又は、Mn、Si、Al、及び、Crの2種以上からなる複合酸化物の1種又は2種以上を内包するZn-Fe合金相であり、y上記めっき層の表層が、上記酸化物及び/又は複合酸化物を内包しないζ相を含むZn-Fe合金相であることを特徴とするめっき接着強度に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。前記Zn-Fe合金相は、合金化処理時、めっき層から浸入したZnと鋼板中のFeが反応して生成したものであることを特徴とする請求項1に記載の接着強度に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。前記鋼板が、さらに、質量で、B:0.010以下を含有することを特徴とする請求項1又は2に記載の接着強度に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。前記鋼板が、さらに、質量で、P:0.10以下を含有することを特徴とする請求項1~3のいずれか1項に記載の接着強度に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。請求項1~4のいずれか1項に記載の接着強度に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、請求項1~4のいずれか1項に記載の成分組成の鋼板を、水素:0.1~50体積、残部:窒素及び不可避不純物からなり、logPH2O/PH2が0以下の雰囲気中で、600°C以上のある一定の温度領域T1以上T2以下の領域を、6°C/秒以下で最高750~900°Cに加熱して焼鈍し、その後、溶融亜鉛めっきを行い、次いで、420~500°Cで合金化処理を行うことを特徴とする接着強度に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。前記焼鈍を、連続式溶融めっき設備の全還元炉で行うことを特徴とする請求項5に記載の接着強度に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。前記溶融亜鉛めっきを、Al:0.01~1を含む亜鉛めっき浴を用い、浴温:430~500°Cで行うことを特徴とする請求項1~6のいずれか1項に記載の接着強度に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に係る上記現状に鑑み、接着強度に優れ、接着用構造材として好適な合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。本発明者らは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板以下、めっき鋼板と総称することがある。において、接着用構造材として必要な接着強度を確保する手法について鋭意検討した。その結果、めっき層において、内部酸化物を内包するZn-Fe合金相の外側めっき層の表層に、酸化物を内包しないζ相を形成すると、接着強度が飛躍的に向上することが判明した。本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、以下の通りである。1質量で、C:0.05~0.50、Mnを0.01~3.0含有し、さらに、Si:3.0以下、Al:2.0以下、Cr:2.0以下の1種又は2種以上を含有し、MnSiAlCr:0.4以上で、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼板の表面に、Fe:7~15、Al:0.01~1、残部Zn及び不可避的不純物からなるめっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、x上記めっき層の鋼板側が、Mn、Si、Al、及び、Crの酸化物の1種又は2種以上、及び/又は、Mn、Si、Al、及び、Crの2種以上からなる複合酸化物の1種又は2種以上を内包するZn-Fe合金相であり、y上記めっき層の表層が、上記酸化物及び/又は複合酸化物を内包しないζ相を含むZn-Fe合金相であることを特徴とするめっき接着強度に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。2前記Zn-Fe合金相は、合金化処理時、めっき層から浸入したZnと鋼板中のFeが反応して生成したものであることを特徴とする前記1に記載の接着強度に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。3前記鋼板が、さらに、質量で、B:0.010以下を含有することを特徴とする前記1又は2に記載の接着強度に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。4前記鋼板が、さらに、質量で、P:0.10以下を含有することを特徴とする前記1~3のいずれかに記載の接着強度に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。5前記1~4のいずれかに記載の接着強度に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、前記1~4のいずれかに記載の成分組成の鋼板を、水素:0.1~50体積、残部:窒素及び不可避不純物からなり、logPH2O/PH2が0以下の雰囲気中で、600°C以上のある一定の温度領域T1以上T2以下の領域を、6°C/秒以下で最高750~900°Cに加熱して焼鈍し、その後、溶融亜鉛めっきを行い、次いで、420~500°Cで合金化処理を行うことを特徴とする接着強度に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。6前記焼鈍を、連続式溶融めっき設備の全還元炉で行うことを特徴とする前記5に記載の接着強度に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。7前記溶融亜鉛めっきを、Al:0.01~1を含む亜鉛めっき浴を用い、浴温:430~465°Cで行うことを特徴とする前記1~6のいずれかに記載の接着強度に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。本発明によれば、接着強度が飛躍的に向上した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。以下、本発明について詳細に説明する。本発明の接着強度に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板以下本発明鋼板ということがある。は、質量で、C:0.05~0.50、Mnを0.01~3.0含有し、さらに、Si:3.0以下、Al:2.0以下、Cr:2.0以下の1種又は2種以上を含有し、MnSiAlCr:0.4以上で、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼板の表面に、Fe:7~15、Al:0.01~1、残部Zn及び不可避的不純物からなるめっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、x上記めっき層の鋼板側が、Mn、Si、Al、及び、Crの酸化物の1種又は2種以上、及び/又は、Mn、Si、Al、及び、Crの2種以上からなる複合酸化物の1種又は2種以上を内包するZn-Fe合金相であり、y上記めっき層の表層が、上記酸化物及び/又は複合酸化物を内包しないζ相を含むZn-Fe合金相であることを特徴とする。亜鉛めっきを施す鋼板の厚さmmは特に限定されない。通常、亜鉛めっきを施す鋼板の厚さは0.4~3.2mmであるが、圧延機の負荷や生産性を考慮すると、1.0~3.2mmが好ましい。まず、本発明鋼板の成分組成を限定する理由について説明する。成分組成に係るは質量を意味する。C:0.05~0.5Cは、鋼の強度を確保する元素である。0.05未満では、強度向上効果が期待できず、0.5を超えると、溶接性が劣化し、本発明鋼板の実用性が低下するので、Cは0.05~0.5とする。好ましくは0.1~0.4である。Mn:0.01~3.0Mnは、鋼の強度を確保する元素である。また、Mnは、焼鈍時、鋼板の表面近傍の結晶粒の粗大化を抑制する内部酸化物を形成する元素である。0.01未満では、添加効果が期待できず、3.0超では、溶接性が劣化し、本発明鋼板の実用性が低下するので、Mnは0.01~3.0とする。好ましくは0.07~3.0である。Si:3.0以下Siは、鋼の強度を確保する元素である。また、Siは、焼鈍時、鋼板の表面近傍の結晶粒の粗大化を抑制する内部酸化物を形成する元素である。3.0を超えると、粗大な内部酸化物が生成して、めっき層が剥離し易くなるので、Siは3.0以下とする。好ましくは2.0以下である。下限は0を含むが、添加する場合は0.01以上が好ましい。Al:2.0以下Alは、鋼を脱酸する元素である。また、Alは、焼鈍時、鋼板の表面近傍の結晶粒の粗大化を抑制する内部酸化物を形成する元素である。2.0を超えると、粗大な介在物及び内部酸化物が生成して、加工性が低下し、また、めっき層が剥離し易くなるので、Alは2.0以下とする。高い加工性を確保する観点から、好ましくは1.5以下である。下限は0を含むが、添加する場合は0.01以上が好ましい。Cr:2.0以下Crは、鋼板の加工性、特に、伸びを損なわずに、鋼の強度を確保する元素である。また、Crは、焼鈍時、鋼板の表面近傍の結晶粒の粗大化を抑制する内部酸化物を形成する元素である。2.0を超えると、粒界偏析で粒界が脆化し、また、合金化速度が遅くなるので、Crは2.0以下とする。好ましくは1.5以下である。下限は0を含むが、添加する場合は、強度の確保の点で、0.01以上が好ましい。MnSiAlCr:0.4以上Mn、Si、Al、及び、Crは、前述したように、いずれも、焼鈍時、鋼板の表面近傍の結晶粒の粗大化を抑制する内部酸化物を形成する元素である。MnSiAlCrが0.4未満であると、内部酸化物の生成量が充分でなく、鋼板の表面近傍の結晶粒が粗大化して、所望の微細組織が得られない。それ故、MnSiAlCrは0.4以上とする。好ましくは0.9以上である。上限は、各元素の上限で定まるが、内部酸化物の過剰な生成を抑制する点で、6.0以下が好ましい。ここで、内部酸化物は、Mn、Si、Al、及び、Crの酸化物、及び、Mn、Si、Al、及び、Crの2種以上からなる複合酸化物である。具体的には、Si酸化物、Mn酸化物、Si-Mn酸化物、Al酸化物、Al-Si複合酸化物、Al-Mn複合酸化物、Al-Si-Mn複合酸化物、Cr酸化物、Cr-Si複合酸化物、Cr-Mn複合酸化物、Cr-Si-Mn複合酸化物、Cr-Al複合酸化物、Cr-Al-Si複合酸化物、Cr-Al-Mn複合酸化物、Cr-Al-Mn-Si複合酸化物である。内部酸化物の大きさは、伸びが低下しないように、平均直径で1μmを超えないことが好ましく、鋼板の結晶粒界の移動を抑制する効果を発揮するためには、10nm以上であることが好ましい。酸化物の個数は特に限定しないが、断面観察時、深さdμmにおいて、断面の板幅方向100μm長さ中に1個以上存在することが好ましい。本発明鋼板は、上記成分の他、B:0.010以下、及び、P:0.100以下の一方又は両方を含有してもよい。B:0.010以下Bは、粒界を強化し、2次加工性を改善する元素であるが、めっき性を劣化させる元素でもある。それ故、上限を0.010とする、好ましくは0.0075である。下限は特に限定しないが、上記改善効果を確保する点で、0.0001以上が好ましい。P:0.1以下Pは、鋼の強度を高める元素であるが、鋼板の板厚中央部に偏析して、溶接部を脆化する元素でもある。それ故、上限を0.10とする。好ましくは0.08以下である。下限は特に限定しないが、強度向上効果を確保する点で、0.001以上が好ましい。本発明鋼板は、上記以外の元素としてS、Nを不可避的に含有するが、Sは、0.02以下が好ましく、Nは、0.01以下が好ましい。また、本発明鋼板は、本発明鋼板の特性を阻害しない範囲で、必要に応じ、Ti、Nb、Mo、W、Co、Cu、Ni、Sn、V、及び、REMの1種又は2種以上を含有してもよい。本発明鋼板のめっき層の成分組成を限定する理由について説明する。成分組成に係るは質量を意味する。Fe:7~157未満であると、未合金となり、表面外観が悪いだけでなく、プレス時の耐フレーキング性が劣位となる。一方で、15を超えると、過合金となり、プレス時の耐パウダリング性が劣位となるので、めっき層中のFeは7~15とする。Al:0.01~10.01未満であると、鋼板製造時にめっき層中でZnFeの合金化反応が過度に進行してしまい、1を超えると、逆にAlによるZn-Fe合金化反応の抑制効果が顕著になることで、Zn-Fe反応を進行させるためにライン速度を低減させざるを得なくなり、生産性を劣化させるので、めっき層中のAlは0.01~1とする。次に、本発明鋼板の組織的特徴について説明する。Mn、Si、Al、及び、Cr等の易酸化性元素を含有する鋼板をめっき原板として、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際、めっき前の焼鈍時の雰囲気の水素分圧PH2と水蒸気分圧PH2Oを調整することで、めっき原板の高温酸化挙動を制御し、鋼板内部に、Mn、Si、Al、及び、Cr等の内部酸化物を生成させて、めっき濡れ性を改善し、かつ、原板とめっき層の間のZn-Fe合金化反応を向上させる手法がある。この手法においては、焼鈍時に鋼板表面近傍に生成させた内部酸化物が、合金化処理後に、めっき層全体に分散する。これは、合金化処理時、鋼板側から、Feがめっき層中に拡散する際、同時に、内部酸化物がめっき層中に拡散するためと考えられるが、合金化処理後のめっき層中に内部酸化物が分散していると、合金めっき層の塑性変形能が小さくなり、めっき層に応力が負荷されたとき、めっき層の割れ及び剥離が起き易くなる。本発明者らは、接着用構造材として優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供するため、他の部材との接着を直接担うめっき層の形態について鋭意検討した。その結果、めっき処理後のめっき鋼板において、めっき層の形態を、鋼板側が、Mn、Si、Al、及び、Crの酸化物の1種又は2種以上、及び/又は、Mn、Si、Al、及び、Crの2種以上からなる複合酸化物の1種又は2種以上を内包するZn-Fe合金相とし、表層が、上記酸化物を内包しないζ相を含むZn-Fe合金相とすると、他の部材との接着強度が飛躍的に向上することを見いだした。接着強度が飛躍的に向上する理由は、次のように考えられる。Zn-Fe合金相の中で、ζ相は、比較的軟質で、上記酸化物を内包していないので、ある程度の変形能を有していて、めっき層の表層に応力が負荷された際、ある程度、変形し得る。それ故、接着剤で他の部材と接着したとき、他の部材との接着が緻密となる。めっき層の表層がζ相を含む本発明鋼板は、Fe-Zn状態図によれば、ζ相の包晶温度である500°C以下の比較的低い温度で合金化処理を行うことで得られる。合金化温度が500°Cを超えると、ζ相は不安定となり、δ1相とZn相に分離する。合金化処理をさらに進めると、鋼板からのFeの拡散により、めっき層全体がδ1相となる。一般的なゼンジマー方式の手法を用いて、Si等を含有する高強度鋼板を原板として、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際、合金化処理を500°C以下で行うと、めっき層中にFeを一定量確保するために、膨大な時間を必要とする。それ故、通常、500°C以下で合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することは容易でない。しかし、本発明者らは、めっき前の焼鈍時の雰囲気の酸素ポテンシャルと昇温速度を調整すると、合金化処理時のZn-Fe合金化反応が飛躍的に促進し、一般的な溶融亜鉛めっき鋼板製造ラインでも、合金化処理温度500°C以下で、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造できることを知見した。ここで、本発明鋼板の製造方法について説明する。全還元炉型RTFのラインで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、焼鈍炉内の酸素ポテンシャルを調整して、鋼板表面に存在する酸化膜を還元しつつ、一方で、鋼板中のMn、Si、Al、Cr易酸化性元素を酸化することができる。焼鈍前の鋼板の組織は、通常、圧延まま組織であり、多くの場合、粒径がサブミクロンオーダーの微細な結晶粒で構成されている。この微細組織が、焼鈍炉内で加熱されて、ある一定の温度以上に達すると、回復再結晶が起きて、結晶粒が徐々に粗大化する。しかし、鋼板の加熱過程において、鋼板表面近傍の結晶粒が粗大化する前に、鋼板中の易酸化性元素の酸化を進行させることができれば、内部酸化が結晶粒界で優先的に進行する。内部酸化で生成した内部酸化物は、結晶粒界の移動を抑制するので、鋼板表面近傍の組織を微細なままに維持することができる。この際、加熱過程の雰囲気と加熱速度を調整することで、内部酸化の進行を制御して、鋼板表面近傍の微細組織の厚みを制御することができる。鋼板表面が微細組織で構成されていると、鋼板表面の結晶粒界を通じて、Znが鋼板に容易に浸入する。そのため、微細組織の厚みを、合金化処理時に消費されるFe量に相当する厚み以上にすると、合金化処理時に、微細組織の厚みに相当する分のFeとZnとの反応が爆発的に進行し、通常の溶融めっき鋼板製造ラインにおいて、合金化処理温度を500°C以下としても、十分にめっき層中のFe量を確保することができる。このとき、めっき層の表層側に生成するζ相中に、焼鈍時に鋼板表面近傍に生成した内部酸化物は存在しない。この理由は明らかでないが、ζ相は、合金化処理時に生成したものではなく、めっき浴浸漬時に、鋼板表面からめっき浴中に溶出したFeと浴中のZnが反応して、鋼板表面にZn-Fe合金相として析出したものと考えられる。ここで、図1に、合金化処理後の鋼板とめっき層の界面近傍の微細組織を示す。鋼板1とめっき層2の間に、内部酸化物3を内包する微細組織が形成されている。図2に、内部酸化物を内包しないζ相を含むめっき層の表層を示す。図2に示すめっき層2において、黒点が内部酸化物であるが、めっき層2の表層に、黒点内部酸化物は存在しない。即ち、めっき層の表層は、ζ相となっている。めっき浴中でFeが溶出する際、焼鈍時に生成した内部酸化物も、ある程度の量、めっき浴中に溶出するが、浴中でZn-Fe合金層が析出する際、内部酸化物は、合金層中に取り込まれないものと推察される。めっき前の還元焼鈍雰囲気は、水素を0.1~50体積含む窒素で構成する。水素が0.1体積未満では、焼鈍前に鋼板表面に存在する酸化膜を十分還元できず、めっき濡れ性を改善できない。水素が50体積を超えると、必要な水蒸気分圧PH2Oに対応する露点が高くなり過ぎて、装置内での結露を防ぐための設備を導入するなど、生産コストの上昇を招く。それ故、窒素雰囲気中の水素は0.1~50体積とする。焼鈍雰囲気のlogPH2O/PH2は0以下とする。logPH2O/PH2を大きくすると、合金化は促進するが、0を超えると、焼鈍前に鋼板表面に生成した酸化膜を充分に還元できず、めっき濡れ性を確保できないので、logPH2O/PH2の上限は0とした。より好ましくは、-0.1以下である。なお、焼鈍還元雰囲気の露点は、-30°C超~20°Cとする。-30°C以下であると、Si、Mn等の易酸化性元素を鋼中に内部酸化させるために必要な酸素ポテンシャルを確保することが困難となるので、露点は、-30°C超とする。好ましくは、-25°C以上である。一方で、20°Cを超えると、還元ガスを流す配管の結露が顕著になり、安定した雰囲気制御が困難となるので、露点は、20°C以下とする。好ましくは、15°C以下である。焼鈍の最高到達温度の下限は750°Cとする。最高到達温度が750°C未満であると、焼鈍前に鋼板表面に生成した酸化膜を十分還元できず、めっき濡れ性を確保できない。焼鈍の最高到達温度の上限は900°Cとする。焼鈍温度が900°Cを超えると、プレス成形性が劣化するとともに、加熱に必要な熱量が増大して、製造コストの上昇を招く。好ましくは760~880°Cである。還元焼鈍雰囲気中で、鋼板が600°Cに達すると、600°C以上のある一定の温度領域T1以上T2以下の領域を6°C/秒以下の加熱速度で750~900°Cまで加熱して焼鈍を行う。加熱速度が6°C/秒を超えると、加熱速度が早すぎて、内部酸化が十分に進行する前に鋼板内部の結晶粒が粗大化してしまい、本発明が必要とする組織形態が得られなくなってしまうので、加熱速度は6°C/秒以下とする。好ましくは4°C/秒以下である。下限は特に定めないが、生産性の観点から0.2°C/秒以上が好ましい。還元焼鈍雰囲気の成分組成及び露点、及び、鋼板の加熱速度及び焼鈍温度は、鋼板表面近傍に、所望の内部酸化物を内包する微細組織を形成する上で重要である。本発明鋼板では、合金化処理後、めっき層に隣接する鋼板側に、内部酸化物を内包する微細組織が残っていることが特徴である。それ故、鋼板の表面近傍に、所定の厚さの内部酸化物を内包する微細組織を形成する必要がある。内部酸化物を内包する微細組織の厚さは、還元焼鈍雰囲気の成分組成及び露点、及び、鋼板の加熱速度及び焼鈍温度を調整して、所望の厚さの内部酸化物を内包する微細組織を形成する。溶融亜鉛めっきは、Al:0.01~1を含む亜鉛めっき浴を用い、浴温430~500°Cで行う。Alが0.01未満であると、めっき浴中において、Zn-Fe合金相が急激に成長し、鋼種によっては、浸漬時間のみの制御で、耐パウダリング性に優れためっき層を得ることが困難になると同時に、めっき浴中におけるボトムドロスの生成量が顕著に増大し、ドロス起因の表面欠陥によりめっき鋼板の外観不良が生じる。Alが1を超えると、AlによるZn-Fe合金化反応の抑制効果が顕著になることで、Zn-Fe反応を進行させるためにライン速度を低減させざるを得なくなり、生産性を劣化させる。亜鉛めっき浴の浴温が430°C未満であると、亜鉛の融点が約420°Cであることから、温度制御が不安定となると、めっき浴の一部が凝固する懸念がある。500°Cを超えると、シンクロールや亜鉛ポットなどの設備の寿命が短くなる。それ故、亜鉛めっき浴の浴温は430~500が好ましい。より好ましくは440~480°Cである。めっき付着量は、特に制約はないが、耐食性の観点から、片面付着量で1μm以上が望ましい。加工性、溶接性、及び、経済性の観点から、片面付着量は20μm以下が望ましい。合金化温度は420~500°Cとする。420°C未満であると、合金化反応の進行が遅くなり、めっき層の表面にZnが残留する可能性が高くなる。500°Cを超えると、合金化処理時に、ζ相が不安定となり、所望の接着強度が得られない。なお、本発明のめっき鋼板上に塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施すことや、各種の化成処理、例えば、りん酸塩処理、溶接性向上処理、潤滑性向上処理等を施すことは、本発明を逸脱しない。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。実施例表1に示す組成の冷延鋼板をめっき原板とし、縦型の溶融めっきシミュレータを用いて、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。めっき前の還元焼鈍条件は表2に示す。最高到達温度に達した後の保定温度は100秒とした。焼鈍後に連続して窒素ガス中で鋼板を450°Cまで冷却し、Alを0.12含有する溶融亜鉛浴に3秒浸漬した。溶融亜鉛めっき浴の温度は、鋼板が浴に進入した温度と同じ450°Cとした。めっき後、ガスワイパーで亜鉛の目付量を5~15μmに調整し、合金化処理を行った。合金化温度は450~500°Cとし、めっき層中のFe量が9~11未満となるようにした。合金化処理の後、鋼板を窒素ガスにて室温まで冷却した。めっき層の成分組成は、めっき層を酸で溶解した後、ICPを用いて化学分析して測定した。めっき層の断面組織観察は、溶融亜鉛めっき鋼板の断面を研磨した後、SEMを用いて行い、めっき層中における酸化物粒子の分布を確認した。また、めっき層の相構成は定電流電解法により行い、ζ相の有無を確認した。製造しためっき鋼板に対して、引張剪断試験を行い、めっき/鋼板界面の密着性を調査した結果を、焼鈍条件、めっき層の断面組織観察結果と併せて、表2に示す。接合強度の評価は、引張剪断試験で、以下のように行った。上記の手法で製造した板厚が0.8mmの合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、100mm×25mmに切断し、これらを2枚用意して、互いに板長さ方向に12.5mmずらした状態で、重なり合う部分に接着剤を塗布して接合した。接着材には、市販のエポキシ系接着剤を用い、25mm×12.5mmの接着面に約100μmの厚みで塗布した。作製した試験片を冷凍庫に5時間放置した後、0°Cの雰囲気下で50mm/分の速度で引張り、引張剪断試験を行なった。破壊するまでの最大荷重を測定し、この最大荷重を剪断面積接着面積で割った引張剪断強度で、接着強度を評価した。評価結果を、表2に示す。評価基準は、下記の通りである。◎:180kgf/mm2以上○:160kgf/mm2以上、180kgf/mm2未満○:140kgf/mm2以上、160kgf/mm2未満△:120kgf/mm2以上、140kgf/mm2未満×:120kgf/mm2未満