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上記鋼板と上記めっき層の界面から鋼板側に10μm以内の領域に、結晶粒径2μm以下で、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種以上を内包する微細組織が存在し、y上記酸化物及び/又は複合酸化物の一部の周囲に、Zn-Fe合金相が存在することを特徴とするめっき密着性に優れた高強度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に記載のめっき密着性に優れた高強度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に記載のめっき密着性に優れた高強度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項に記載のめっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。請求項1~4のいずれか1項に記載の密着性に優れた高強度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、露点:-30°C超~20°C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まで加熱して焼鈍し、その後、溶融亜鉛めっきを行い、次いで、合金化処理を行うことを特徴とする密着性に優れた高強度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に記載の密着性に優れた高強度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項に記載の密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。前記合金化処理を、450~550°Cで行うことを特徴とする請求項1~7のいずれか1項に記載の密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。本発明は、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に係る上記現状に鑑み、飛躍的にめっき密着性に優れた高強度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、高強度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。のめっき密着性を向上させる手法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、めっき層と鋼板との界面近傍において、i鋼板側に形成される組織と酸化物の形成状態、及び、iiZnがめっき層側から鋼板に浸入して生成したZn-Fe合金相の存在形態が、めっき密着性の向上に大きく影響することが判明した。そして、本発明者らは、上記判明事実を踏まえ、めっき層と鋼板の界面近傍の組織を制御すれば、上記課題を解決できることを知見した。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上記鋼板と上記めっき層の界面から鋼板側に10μm以内の領域に、結晶粒径2μm以下で、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種以上を内包する微細組織が存在し、y上記酸化物及び/又は複合酸化物の一部の周囲に、Zn-Fe合金相が存在することを特徴とするめっき密着性に優れた高強度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に記載のめっき密着性に優れた高強度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に記載のめっき密着性に優れた高強度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めっき密着性に優れた高強度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密着性に優れた高強度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、露点:-30°C超~20°C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まで加熱して焼鈍し、その後、溶融亜鉛めっきを行い、次いで、合金化処理を行うことを特徴とする密着性に優れた高強度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に記載の密着性に優れた高強度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:430~500°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密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。8前記合金化処理を、450~550°Cで行うことを特徴とする前記1~7のいずれかに記載の密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。本発明によれば、めっき密着性が、従来以上に向上した高強度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。本発明のめっき密着性に優れた高強度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上記鋼板と上記めっき層の界面から鋼板側に10μm以内の領域に、結晶粒径2μm以下で、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種以上を内包する微細組織が存在し、y上記酸化物及び/又は複合酸化物の一部の周囲に、Zn-Fe合金相が存在す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0.10~0.4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:0.10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:0.10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、本発明の組織的特徴について説明する。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、及び、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、焼鈍炉内の酸素ポテンシャルや昇温パターンを調整すれば、鋼板表面近傍の結晶粒が粗大化する前に、鋼板中のMn、Si、Al、及び、Cr易酸化性元素を、鋼板の結晶粒界で優先的に酸化することができる。優先酸化で生成した内部酸化物が、結晶粒界の移動を抑制するので、鋼板表面近傍の圧延まま微細組織を微細なままに維持し、鋼板表面近傍に、結晶粒界に内部酸化物を内包する微細組織を形成することができる。本発明鋼板においては、焼鈍で生成した内部酸化物の粒成長抑制作用で得られた微細組織の結晶粒界において、内部酸化物の周囲に、めっき層から浸入したZnと鋼板中のFeが反応して、Zn-Fe合金相が楔状に生成する。Zn-Fe合金相が楔状をなしているので、鋼板とめっき層の密着性が顕著に向上する。この密着性向上機構について、図面に基づいて説明する。図1に、めっき密着性が顕著に向上する機構を模式的に示す。図1aに、内部酸化物を内包する微細組織の鋼板に亜鉛めっきを施した態様を示し、図1bに、めっき層から侵入したZnと鋼板中のFeが反応して、結晶粒界に存在する内部酸化物の周囲に生成した楔状のZn-Fe合金相の態様を示し、図1cに、合金化処理で形成されたZn-Feめっき層の態様を示す。図1aに示すように、内部酸化物4を内包する微細組織1を有する鋼板にめっき層2を形成する。内部酸化物4は、殆どの結晶粒界に存在するが、内部酸化物4が存在する結晶粒界は、めっき層2からZnが侵入し易く、合金化処理により、内部酸化物4が存在する結晶粒界の一部には、めっき層2から侵入したZnと、鋼板中のFeが結合して、図1bに示すように、内部酸化物4の周囲に楔状のZn-Fe合金相金属間化合物5が形成される。合金化処理の進行に伴い、図1cに示すように、合金めっき層3は、鋼板表面近傍の微細組織を取り込んで、内部に成長していくが、本発明者らは、鋼板表面近傍の微細組織1の内部に存在する楔状のZn-Fe合金相金属間化合物5が、合金めっき層3と鋼板表面近傍の微細組織1を強固に結合して、合金めっき層3と鋼板の密着性を飛躍的に高めることを見いだした。この点が、本発明の基礎をなす知見である。前述したように、鋼板表面近傍の微細組織は、合金化処理により、鋼板表面側から、合金めっき層に取り込まれていくが、本発明者らは、焼鈍雰囲気と加熱速度を調整して、内部酸化の進行を制御すれば、鋼板表面近傍の微細組織の厚みを制御できることを見いだした。焼鈍雰囲気と加熱速度の調整については後述する。内部酸化物を内包する微細組織を、ある程度の厚みをもって形成すれば、鋼板とめっき層の界面での合金化が迅速に進行し、かつ、合金化処理の終了後に、鋼板側に、微細組織の一部が残ることになる。図2に、鋼板表面近傍に形成された内部酸化物を内包する微細組織とめっき層の相互関係を示す。図2aに、鋼板表面近傍に形成された内部酸化物を内包する微細組織の態様を模式的に示し、図2bに、鋼板側に残った内部酸化物を内包する微細組織の態様を模式的に示す。図2aに示す鋼板の表面にめっき層を形成し、合金化処理を施すと、合金めっき層が、前述したように、内部酸化物を内包する微細組織を取り込んで鋼板側に成長するが、本発明鋼板においては、図2bに示すように、鋼板側に内部酸化物を内包する微細組織を残すこととする。内部酸化物を内包する微細組織の結晶粒界に存在する楔状のZn-Fe合金相が、合金めっき層と鋼板を組織的に結び付ける役割を担うので、本発明鋼板では、めっき密着性が飛躍的に向上する。めっき密着性の飛躍的向上を確保するため、本発明鋼板においては、鋼板とめっき層の界面から10μm以内の鋼板側に、結晶粒径が2μm以下で、内部酸化物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種以上を内包する微細組織を残すことを特徴とする。前述したように、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。このことを踏まえ、結晶粒界に、充分な量の楔状のZn-Fe合金相を形成するため、上記微細組織は、結晶粒径2μm以下の微細組織に規定した。好ましくは、微細組織の粒径が1μm以下となることである。上記微細組織の存在範囲が鋼板とめっき層の界面から10μmを超えると、内部酸化組織が過度に存在することで鋼板表面近傍が脆くなり、曲げ加工時に割れを発生し易くなってしまう。それ故、微細組織の存在範囲を、鋼板側において、鋼板とめっき層の界面から10μm以内と規定した。十分な曲げ性を確保するためには、内部酸化物を内包する微細組織の存在領域が、鋼板とめっき層の界面から5μm以内となることが好ましい。次に、本発明鋼板の製造方法について説明する。本発明鋼板の製造方法は、所定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、露点:-30°C超~20°C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、合金化処理を行うことを特徴とする。前記焼鈍は、連続式溶融めっき設備の全還元炉で行うことが好ましい。めっき前の還元焼鈍雰囲気は、水素:0.1~50体積、残部:窒素及び不可避不純物からなる雰囲気とする。水素が0.1体積未満であると、鋼板表面に存在する酸化膜を十分に還元することができず、めっき濡れ性を確保できない。それ故、還元焼鈍雰囲気の水素量は0.1体積以上とする。還元焼鈍雰囲気中の水素が50体積を超えると、露点水蒸気分圧PH2Oに対応するが上昇し過ぎて、結露を防ぐ設備を導入する必要がある。新たな設備の導入は、生産コストの上昇を招くので、還元焼鈍雰囲気の水素量は50体積以下とする。好ましくは、0.1~40体積である。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、鋼中で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。還元焼鈍雰囲気のlogPH2O/PH2を、0以下に調整することが好ましい。logPH2O/PH2を大きくすると、合金化は促進されるが、0を超えると、焼鈍前に鋼板表面に生成してい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とする。より好ましくは、-0.1以下である。還元焼鈍雰囲気中では、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。焼鈍温度が750°C未満であると、焼鈍前に鋼板表面に生成してい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こと場合があるので、焼鈍温度は750°C以上とする。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大きくなり、製造コストの上昇を招くので、焼鈍温度は900°C以下とする。好ましくは、760~880°Cである。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、めっき浴中でZn-Fe合金層が急激に成長し、鋼種によっては、浸漬時間のみの所望のめっき層を形成することができないだけでなく、めっき浴中におけるボトムドロスの生成量が増大し、ドロス起因の表面欠陥が生じ、鋼板の外観不良が生じることになる。一方で、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未満では、亜鉛の融点が約420°Cであるので、浴温制御が不安定となり、浴が一部凝固してしまう懸念がある。浴温が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ってしまう。それ故、亜鉛めっき浴の浴温は、420~500°C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以上であることが望ましい。また、加工性、溶接性、及び、経済性の観点から片面付着量で20μm以下が望ましい。合金化処理は、450~550°Cで行う。合金化温度が450°C未満であると、合金化の進行が遅くなり、めっき表層にZn層が残留する可能性がある。合金化速度が550°Cを超えると、合金化が進み過ぎて、めっき鋼板界面に脆いΓ相が厚くできので、加工時のめっき密着力が低下する。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に示す成分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を表2に示す。最高到達温度は800°C、最高到達温度での保定温度は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0.13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450~550°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。また、めっき層と鋼板の界面の組織観察は、10mm×10mmに切り出した鋼板を、クロスセクションポリッシャを用いて加工した後、FE-SEMを用いて、10000倍の倍率で、各試料について20視野以上を観察して行った。得られた画像データを画像解析し、めっき/鋼板界面の鋼板側の組織において、鋼板の初期界面と平行方向の結晶粒径を測定した。結晶粒径が2μm以下のものを微細組織とした。図3に、焼鈍後の内部酸化物を内包する微細組織を示し、図4に、合金化処理後の鋼板と合金めっき層の界面近傍の微細組織を示す。図3から、鋼板の表面近傍に、内部酸化物を内包する微細組織が形成されていることが解る。また、図4から、鋼板と合金めっき層の界面から鋼板側に、内部酸化物を内包する微細組織が残っていることが解る。結晶粒径が2μm以下の結晶粒が見られなかったものについては、微細組織の平均粒径の測定は行わなかった。また、上記の画像データから、図1bに示すようなZn-Fe合金層の微細組織の結晶粒界への浸入の有無を確認した。これらの鋼板について、耐パウダリング性を調査した。結果を、還元焼鈍条件、界面の組織観察結果と併せて、表2に示す。耐パウダリング性の評価方法は以下の通りとした。耐パウダリング性上記の手法で製造した合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、幅40mm×長さ250mmに切り出し、r=5mmの半丸ビードの金型にてパンチ肩半径5mm、ダイ肩半径5mmで成形高さ65mmに加工した。加工の際、隔離しためっき層を測定し、以下の基準にて評価した。評価基準めっき剥離量:3g/m2未満:◎3g/m2以上6g/m2未満:○6g/m2以上10g/m2未満:△10g/m2以上:×