"Znをa原子含有し、Gd、Tb、Tm及びLuからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でb原子含有し、残部がMgからなり、aとbは下記式1~3を満たす鋳造物を形成する工程と、前記鋳造物に溶体化処理を施すことにより、前記鋳造物にMgと希土類元素の化合物、MgとZnの化合物、Znと希土類元素の化合物及びMgとZnと希土類元素の化合物からなる析出物群から選択される少なくとも1種類の析出物を残存させる工程と、前記少なくとも1種類の析出物が残存する鋳造物に塑性加工を行うことにより塑性加工物を形成する工程と、前記塑性加工物に熱処理を施す工程と、を具備し、前記溶体化処理を施す工程では前記鋳造物に長周期積層構造相が析出されず、前記塑性加工を行う工程では前記塑性加工物に塊状の長周期積層構造相が析出され、前記熱処理を施す工程では、前記塊状の長周期積層構造相が板状の長周期積層構造相になることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。10.2≦a≦5.020.5≦b≦5.030.5a-0.5≦bZnをa原子含有し、Gd、Tb、Tm及びLuからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でb原子含有し、残部がMgからなり、aとbは下記式1~3を満たす鋳造物を形成する工程と、前記鋳造物に溶体化処理を施すことにより、前記鋳造物にMgと希土類元素の化合物、MgとZnの化合物、Znと希土類元素の化合物及びMgとZnと希土類元素の化合物からなる析出物群から選択される少なくとも1種類の析出物を残存させる工程と、前記少なくとも1種類の析出物が残存する鋳造物に塑性加工を行うことにより塑性加工物を形成する工程と、前記塑性加工物に熱処理を施す工程と、を具備し、前記溶体化処理を施す工程では前記鋳造物に長周期積層構造相が析出されず、前記塑性加工を行う工程では前記塑性加工物に塊状の長周期積層構造相が析出され、前記熱処理を施す工程では、前記塊状の長周期積層構造相が板状の長周期積層構造相になることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。10.2≦a≦3.020.5≦b≦5.032a-3≦b請求項1又は2において、前記鋳造物にYb、Sm及びNdからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でc原子含有し、cは下記式4及び5を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。40≦c≦3.050.5≦bc≦6.0請求項1又は2において、前記鋳造物にLa、Ce、Pr、Eu及びMmからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でc原子含有し、cは下記式4及び5を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。40≦c≦2.050.5≦bc≦6.0請求項1又は2において、前記鋳造物にYb、Sm及びNdからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でc原子含有し、La、Ce、Pr、Eu及びMmからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でd原子含有し、c及びdは下記式4~6を満たすことを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。40≦c≦3.050≦d≦2.060.5≦bcd≦6.0請求項1乃至5のいずれか一項において、前記鋳造物を形成する工程は、Al、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B及びCからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計で0原子超2.5原子以下含有する鋳造物を形成する工程であることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。請求項1乃至6のいずれか一項において、前記塑性加工は、圧延、押出し、ECAE、引抜加工及び鍛造、これらの繰り返し加工、FSW加工のうちの少なくとも一つを行うものであるマグネシウム合金の製造方法。Znをa原子含有し、Gd、Tb、Tm及びLuからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でb原子含有し、残部がMgからなり、aとbは下記式1~3を満たし、塊状の長周期積層構造相及び板状の長周期積層構造相を有することを特徴とするマグネシウム合金。10.2≦a≦5.020.5≦b≦5.030.5a-0.5≦bZnをa原子含有し、Gd、Tb、Tm及びLuからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でb原子含有し、残部がMgからなり、aとbは下記式1~3を満たし、塊状の長周期積層構造相及び板状の長周期積層構造相を有することを特徴とするマグネシウム合金。10.2≦a≦3.020.5≦b≦5.032a-3≦b本発明の一態様は、耐熱性と高強度を有したまま延性を改善することを課題とする。本発明の一態様は、Znをa原子含有し、Gd、Tb、Tm及びLuからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でb原子含有し、残部がMgからなり、aとbは下記式1~3を満たす鋳造物を形成する工程と、前記鋳造物に溶体化処理を施すことにより、前記鋳造物にMgと希土類元素の化合物、MgとZnの化合物、Znと希土類元素の化合物及びMgとZnと希土類元素の化合物からなる析出物群から選択される少なくとも1種類の析出物を残存させる工程と、前記少なくとも1種類の析出物が残存する鋳造物に塑性加工を行うことにより塑性加工物を形成する工程と、前記塑性加工物に熱処理を施す工程と、を具備し、前記溶体化処理を施す工程では前記鋳造物に長周期積層構造相が析出されず、前記塑性加工を行う工程では前記塑性加工物に塊状の長周期積層構造相が析出され、前記熱処理を施す工程では、前記塊状の長周期積層構造相が板状の長周期積層構造相になることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法である。10.2≦a≦5.020.5≦b≦5.030.5a-0.5≦b本発明の一態様は、Znをa原子含有し、Gd、Tb、Tm及びLuからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でb原子含有し、残部がMgからなり、aとbは下記式1~3を満たす鋳造物を形成する工程と、前記鋳造物に溶体化処理を施すことにより、前記鋳造物にMgと希土類元素の化合物、MgとZnの化合物、Znと希土類元素の化合物及びMgとZnと希土類元素の化合物からなる析出物群から選択される少なくとも1種類の析出物を残存させる工程と、前記少なくとも1種類の析出物が残存する鋳造物に塑性加工を行うことにより塑性加工物を形成する工程と、前記塑性加工物に熱処理を施す工程と、を具備し、前記溶体化処理を施す工程では前記鋳造物に長周期積層構造相が析出されず、前記塑性加工を行う工程では前記塑性加工物に塊状の長周期積層構造相が析出され、前記熱処理を施す工程では、前記塊状の長周期積層構造相が板状の長周期積層構造相になることを特徴とするマグネシウム合金の製造方法。10.2≦a≦3.020.5≦b≦5.032a-3≦b上記の本発明の一態様によれば、塑性加工物に熱処理を施すことにより、塊状の長周期積層構造相を板状の長周期積層構造相に変化させることができる。これにより、耐熱性と高強度を有したまま延性を改善することができる。また、本発明の一態様において、前記少なくとも1種類の析出物がMg3Gd化合物であっても良い。また、本発明の一態様において、前記鋳造物にYb、Sm及びNdからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でc原子含有し、cは下記式4及び5を満たすことも可能である。40≦c≦3.050.5≦bc≦6.0また、本発明の一態様において、前記鋳造物にLa、Ce、Pr、Eu及びMmからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でc原子含有し、cは下記式4及び5を満たすことも可能である。40≦c≦2.050.5≦bc≦6.0尚、Mmミッシュメタルとは、Ce及びLaを主成分とする複数の希土類元素の混合物又は合金であり、鉱石から有用な希土類元素であるSmやNdなどを精錬除去した後の残渣であり、その組成は精錬前の鉱石の組成に依存する。また、本発明の一態様において、前記鋳造物にYb、Sm及びNdからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でc原子含有し、La、Ce、Pr、Eu及びMmからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でd原子含有し、c及びdは下記式4~6を満たすことも可能である。40≦c≦3.050≦d≦2.060.5≦bcd≦6.0本発明の一態様は、Znをa原子含有し、Gd、Tb、Tm及びLuからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でb原子含有し、残部がMgからなり、aとbは下記式1~3を満たし、塊状の長周期積層構造相及び板状の長周期積層構造相を有することを特徴とするマグネシウム合金である。10.2≦a≦5.020.5≦b≦5.030.5a-0.5≦b本発明の一態様は、Znをa原子含有し、Gd、Tb、Tm及びLuからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でb原子含有し、残部がMgからなり、aとbは下記式1~3を満たし、塊状の長周期積層構造相及び板状の長周期積層構造相を有することを特徴とするマグネシウム合金である。10.2≦a≦3.020.5≦b≦5.032a-3≦b本発明の一態様を適用することで、耐熱性と高強度を有したまま延性を改善することができる。以下では、本発明の実施の形態について図面を用いて詳細に説明する。ただし、本発明は以下の説明に限定されず、本発明の趣旨及びその範囲から逸脱することなくその形態及び詳細を様々に変更し得ることは、当業者であれば容易に理解される。従って、本発明は以下に示す実施の形態の記載内容に限定して解釈されるものではない。本発明の一態様は、Mgに希土類元素Gd,Tb,Tm,Luを添加したマグネシウム合金に、押出加工に代表される塑性加工を施した後に、LPSO相を塊状板状BlockPlate状もしくは板状plate状に現出させることで延性を大幅に改善したものである。本発明の一態様に係るマグネシウム合金は、300°Cの温度で1000時間の熱処理を施した後に室温引張試験を行っても顕著な耐力低下は認められず、延性を向上させたものである。このマグネシウム合金は、加工後の組織が再結晶温度以下においても時間経過と共に微細結晶粒へと変化し、集合組織も弱くなる特徴を有する。加えて、このマグネシウム合金は、長時間高温熱処理後も高温において高強度高延性を示す。熱処理温度を上昇させるとLPSO相は塊状→塊状板状→板状に変化するが、板状に変化するとMg-Zn-Y合金とは異なりα-Mg相が著しい結晶粒成長を示し、顕著な強度低下を示す。一方で延性はMg-Zn-Y合金のように20を達成することが難しい。本発明の一態様に係るマグネシウム合金は、熱処理を施しても室温および高温で耐熱性を有し、高強度を維持しつつ延性成形性を改善するものである。LPSO相の観点からは高強度を示す塊状、α-Mg相の観点からは極端な結晶粒成長を示さず、長時間熱処理しても結晶粒は粗大化せずに加工組織が微細粒に変化したものである。成形性改善のみに着目すると塊状板状のLPSO相は強度低下が少なくて良いが、板状のLPSO相は強度の著しい低下が生じてしまう。本発明の一態様は、耐熱性と高強度を有したまま延性を改善し、成形性を付与することで2次加工の効率化と金型などへの負荷軽減を目指したものである。成形性を付与するということは、複雑形状の加工が従来の合金に比べてより容易に行え、使用用途を拡大させることができるということである。なお、本発明の一態様の産業状の利用分野としては、従来Mg-Zn-Gd合金押出材と同一箇所に適用が可能である。本発明の一態様に係るマグネシウム合金は、耐熱性と強度および延性を有しているため、車両部材内外装品に用いることは構造設計の観点からも軽量化が期待できる。さらに、成形性が改善されているため加工に要するエネルギーセーブ、金型などへの負荷低下、軽量かつ耐熱高強度を必要とする複雑形状を有する福祉部材への適用も期待できる。エネルギー効率の向上とCO2抑制が可能であるため、自動車や鉄道車両といった我が国の基幹産業はもちろん、福祉分野といった民生部品へ適用が期待できる。実施の形態1本発明の一態様に係るマグネシウム合金は、Mg、Zn及びGd又はTb又はTm又はLuを含む3元以上の合金である。このマグネシウム合金はZnをa原子含有し、Gd、Tb、Tm及びLuからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でb原子含有し、残部がMgから成り、aとbは下記式1~3を満たすような組成範囲を有する。また、aとbは下記式1~3を満たすような組成範囲を有することがより好ましい。10.2≦a≦5.020.5≦b≦5.030.5a-0.5≦b10.2≦a≦3.020.5≦b≦5.032a-3≦b尚、Gdのさらに好ましい上限含有量は、経済性及び比重の増加を考慮すると、3原子未満である。また、前記マグネシウム合金におけるGdの含有量とZnの含有量の比は、2:1又はそれに近い比であることが特に好ましい。このような含有量の比にすることより高強度高靭性を特に向上させることができる。また、前記マグネシウム合金にYb、Sm及びNdからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でc原子含有し、cは下記式4及び5を満たすことも可能である。これらの元素を含有することにより、結晶粒を微細化させる効果、金属間化合物を析出させる効果が得られる。40≦c≦3.050.5≦bc≦6.0また、前記マグネシウム合金にLa、Ce、Pr、Eu及びMmからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でc原子含有し、cは下記式4及び5を満たすことも可能である。これらの元素を含有することにより、結晶粒を微細化させる効果、金属間化合物を析出させる効果が得られる。40≦c≦2.050.5≦bc≦6.0また、前記マグネシウム合金にYb、Sm及びNdからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でc原子含有し、La、Ce、Pr、Eu及びMmからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計でd原子含有し、c及びdは下記式4~6を満たすことも可能である。これらの元素を含有することにより、結晶粒を微細化させる効果、金属間化合物を析出させる効果が得られる。40≦c≦3.050≦d≦2.060.5≦bcd≦6.0また、前記マグネシウム合金にDy、Ho及びErからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計で0原子超1.5原子以下含有することも可能である。また、前記マグネシウム合金にYを合計で0原子超1.0原子以下含有することも可能である。これらの希土類元素を含有させることにより、長周期積層構造相の形成を促進させることができる。また、前記マグネシウム合金にAl、Th、Ca、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B及びCからなる群から選択される少なくとも1種の元素を合計で0原子超2.5原子以下含有することも可能である。これらの元素を含有することにより、高強度高靭性を維持したまま、他の性質を改善することができる。例えば、耐食性や結晶粒微細化などに効果がある。上記の組成からなるマグネシウム合金を溶解して鋳造し、マグネシウム合金鋳造物を作る。鋳造時の冷却速度は1000K/秒以下であり、より好ましくは100K/秒以下である。このマグネシウム合金鋳造物としては、インゴットから所定形状に切り出したものを用いる。このマグネシウム合金鋳造物には、Mgと希土類元素の化合物、MgとZnの化合物、Znと希土類元素の化合物及びMgとZnと希土類元素の化合物からなる析出物群から選択される少なくとも1種類の析出物が析出されている。なお、このマグネシウム合金には長周期積層構造相が形成されていない。次いで、マグネシウム合金鋳造物に溶体化処理を施す。この溶体化処理では、上記の少なくとも1種類の析出物を残存させる。また、この溶体化処理ではマグネシウム合金に長周期積層構造相が形成されない。次に、前記マグネシウム合金鋳造物に塑性加工を行うことにより塑性加工物に塊状の長周期積層構造相を析出させる。この塑性加工の方法としては、例えば押出し、ECAEequal-channel-angular-extrusion加工法、圧延、引抜及び鍛造、これらの繰り返し加工、FSW摩擦攪拌溶接などの塑性変形を伴う加工を用いる。また、前記塑性加工は、圧延、押出し、ECAE、引抜加工及び鍛造のうち単独でも組み合わせでも可能である。また、上記の塑性加工は、例えば押出し温度が250°C以上500°C以下、押出しによる断面減少率が5以上である押出加工、例えば圧延温度が250°C以上500°C以下、圧下率が5以上である圧延加工、例えば温度が250°C以上500°C以下、ECAEのパス回数が1パス以上であるECAE、例えば温度が250°C以上500°C以下、断面減少率が5以上である引抜加工、例えば250°C以上500°C以下、加工率が5以上である鍛造加工であっても良い。次に、上記の塑性加工を行った塑性加工物に熱処理を施すことにより、塊状の長周期積層構造相を板状の長周期積層構造相に変化させる。この結果、この熱処理後の塑性加工物は、塊状の長周期積層構造相及び板状の長周期積層構造相を有することが好ましい。また、前述したYb、Sm及びNdそれぞれは、それらとMgとZnの3元合金では、鋳造物に長周期積層構造の結晶組織を形成しない希土類元素であってマグネシウムに固溶限があるものである。また、前述したLa、Ce、Pr、Eu及びMmそれぞれは、それらとMgとZnの3元合金では、前記マグネシウム合金鋳造物に長周期積層構造の結晶組織を形成しない希土類元素であってマグネシウムに固溶限が殆ど無いものである。本実施の形態によれば、鋳造物に溶体化処理を施すことにより上記の少なくとも1種類の析出物を残存させ、この少なくとも1種類の析出物が残存する鋳造物に塑性加工を行っている。このため、塑性加工を行う工程で鋳造物に長周期積層構造相を析出させることができ、且つ長周期積層構造相の少なくとも一部を湾曲又は屈曲させることができる。つまり、上記のように塑性加工を行った塑性加工物は、常温においてα-Mg相及び少なくとも一部が湾曲又は屈曲した長周期積層構造相の結晶組織を有する。また、前記塑性加工を行った後の塑性加工物については、塑性加工を行う前の鋳造物に比べてビッカース硬度及び降伏強度がともに上昇する。また、本実施の形態によれば、塑性加工物に熱処理を施すことにより、塊状の長周期積層構造相を板状の長周期積層構造相に変化させ、その結果、この熱処理後の塑性加工物は、塊状の長周期積層構造相及び板状の長周期積層構造相を有している。これにより、α-Mg相が著しい結晶粒成長を示さず、顕著な強度低下を示すこともないため、耐熱性と高強度を有したまま延性及び成形性を改善することができる。以下、本発明の実施例について説明する。実施例1まず、本発明の実施例によるマグネシウム合金の試験片を作製した。図1は、試験片1~8それぞれに室温R.T.で引張試験を行い、機械的特性を評価した結果を示すグラフである。図2は、試験片1~8それぞれに250°Cの温度で引張試験を行い、機械的特性を評価した結果を示すグラフである。図1、図2に示すUTSは引張強さであり、YSは降伏応力であり、El.は伸びである。試験片および比較片それぞれの製造方法は下記のとおりである。試験片1~8Znを1原子、Gdを2原子含有し、残部がMgと不可避的不純物からなるマグネシウム合金を真空溶解炉に投入して溶解を行った。次に、加熱溶解した材料を金型に入れて鋳造し、φ29mm×L60mmのインゴット鋳造材を作製した。次に、インゴットに520°Cの温度で2時間の溶体化処理を行った。次に、押出温度350°Cにおいて押出比10、押出速度2.5mm/秒として塑性加工押出加工を行った。次に、試験片1~8の押出材に300°Cの温度で0~1000時間熱処理を行った後に引張試験を行った。図1及び図2において、参照符号16Uは試験片1~8の引張強さを示すグラフであり、参照符号16Yは試験片1~8の降伏応力を示すグラフであり、参照符号16Eは試験片1~8の伸びを示すグラフである。図1及び図2に示すように、押出加工によってLPSO相を析出させ且つLPSO相の少なくとも一部を湾曲又は屈曲させた試験片1~8では、300°Cで1000時間まで熱処理を行っても極端な強度低下を示さずに延性を改善させることができた。図1に示す室温での引張試験では、試験片1によって得られる加工材の降伏応力が392MPa、伸びが6.7であるが、例えば300°Cで1000時間の熱処理を施した試験片8によって得られる熱処理材の降伏応力が355MPa、延性が13.7であり、熱処理を施しても強度の顕著な低下が無く、延性が10以上まで向上している。図2に示す250°Cの試験温度では、試験片1によって得られる加工材の降伏応力が309MPa、伸びが20.6を示し、例えば300°Cで1000時間の熱処理を施した試験片8によって得られる熱処理材の降伏応力は264MPa、伸びは40を示す。300°Cで1000時間の熱処理後も降伏応力が顕著に低下せず延性は2倍にまで向上していることからも耐熱性に優れた高成形性合金に変化したことが分かる。つまり、室温と高温250°Cに於ける熱処理前後の強度に大きな変化が無く、延性が改善していることから、耐熱性を有する複雑形状Mg合金素材の加工が容易となる。図3は、試験片4100時間の熱処理、試験片6500時間の熱処理及び試験片81000時間の熱処理それぞれの結晶組織を示す写真である。実施例2まず、本発明の実施例によるマグネシウム合金の試験片および比較片を作製した。図4は、試験片9~15、比較片1~7それぞれに室温R.T.で引張試験を行い、機械的特性を評価した結果を示すグラフである。図5は、試験片9~15、比較片1~7に250°Cの温度で引張試験を行い、機械的特性を評価した結果を示すグラフである。図4、図5に示すY.S.は降伏応力であり、El.は伸びである。試験片および比較片それぞれの製造方法は下記のとおりである。試験片9~15Znを1原子、Gdを2原子含有し、残部がMgと不可避的不純物からなるマグネシウム合金を真空溶解炉に投入して溶解を行った。次に、加熱溶解した材料を金型に入れて鋳造し、φ29mm×L60mmのインゴット鋳造材を作製した。次に、インゴットに520°Cの温度で2時間の溶体化処理を行った。次に、押出温度350°Cにおいて押出比10、押出速度2.5mm/秒として塑性加工押出加工を行った。次に、試験片9~15の押出材に300°Cの温度で0.1~1000時間熱処理を施した後に引張試験を行った。比較片1~7Znを2原子、Yを2原子含有し、残部がMgと不可避的不純物からなるマグネシウム合金を真空溶解炉に投入して溶解を行った。次に、加熱溶解した材料を金型に入れて鋳造し、φ29mm×L60mmのインゴット鋳造材を作製した。次に、インゴットに520°Cの温度で2時間の溶体化処理を行った。次に、インゴットに400°Cで10時間の熱処理を行うことにより、インゴットにLPSO相を析出させた。次に、押出温度350°Cにおいて押出比10、押出速度2.5mm/秒として塑性加工押出加工を行った。次に、比較片1~7の押出材に300°Cの温度で0.1~1000時間熱処理を施した後に引張試験を行った。図4及び図5において、参照符号19Yは試験片9~15の降伏応力を示すグラフであり、参照符号19Eは試験片9~15の伸びを示すグラフであり、参照符号20Yは比較片1~7の降伏応力を示すグラフであり、参照符号20Eは比較片1~7の伸びを示すグラフである。図4に示すように、室温引張試験では、試験片9~15及び比較片1~7の押出材の熱的安定性が同じ傾向にあった。図5に示すように、高温引張試験250°Cでは、熱処理時間の増加に伴う機械的特性の低下が試験片9~15及び比較片1~7の押出材で同じ傾向にあったが、降伏応力は試験片9~15の押出材のほうが高かった。"