時効処理を施したマグネシウム合金であって、全体を100質量としたときに以下単にという。、16以上34以下の亜鉛Znと、0.3以上2以下の珪素Siと、0.1以上0.5以下のマンガンMnと、残部がマグネシウムMgと不可避不純物および/または改質元素とからなることを特徴とする高強度マグネシウム合金。Znを32以下含む請求項1記載の高強度マグネシウム合金。Znを17以上含む請求項1または2に記載の高強度マグネシウム合金。引張強さが180MPa以上である請求項1~3のいずれかに記載の高強度マグネシウム合金。ビッカース硬さがHv70以上である請求項1~4のいずれかに記載の高強度マグネシウム合金。全体を100質量としたときに以下単にという。、16以上34以下の亜鉛Znと、0.3以上2以下の珪素Siと、0.1以上0.5以下のマンガンMnと、残部がマグネシウムMgと不可避不純物および/または改質元素とからなることを特徴とするマグネシウム合金を時効処理することを特徴とする高強度マグネシウム合金の製造方法。前記時効処理は、150°C以上300°C以下で行う請求項6記載の高強度マグネシウム合金の製造方法。引用文献1では、時効処理を施したマグネシウム合金の引張強度を評価している。しかしながら、マグネシウム合金の硬さに関しては評価されていない。また、引用文献1にも記載されているように、Znを過剰に含むと脆くなり、引張強度が減少することが記載されている。そのため、マグネシウム合金におけるZn含有量の増加は、これまでほとんど行われていなかった。本発明は、高い引張強度を示すとともに、従来材よりも硬い高強度マグネシウム合金を提供することを目的とする。本発明者等は、Mg-Zn-Si-Mn合金において、従来よりもZn含有量を多く添加することで、マグネシウム合金が硬くなるという新たな知見を得た。さらに、鋳放し材ではZn含有量の増加に伴い引張強度が低下するが、Zn、SiおよびMnの含有量が適切な範囲であれば、時効処理することでマグネシウム合金の強度を大きく向上させられることが新たにわかった。すなわち、本発明の高強度マグネシウム合金は、時効処理を施したマグネシウム合金であって、全体を100質量としたときに以下単にという。、16以上34以下の亜鉛Znと、0.3以上2以下の珪素Siと、0.1以上0.5以下のマンガンMnと、残部がマグネシウムMgと不可避不純物および/または改質元素とからなることを特徴とする。また、本発明の高強度マグネシウム合金は、製造方法として捉えることも可能である。すなわち、本発明の高強度マグネシウム合金の製造方法は、全体を100質量としたときに以下単にという。、16以上34以下の亜鉛Znと、0.3以上2以下の珪素Siと、0.1以上0.5以下のマンガンMnと、残部がマグネシウムMgと不可避不純物および/または改質元素とからなることを特徴とするマグネシウム合金を時効処理することを特徴とする。本発明の高強度マグネシウム合金は、高い引張強度を示すとともに、従来材よりも硬い。発明の実施形態を挙げて本発明をより詳しく説明する。本発明の高強度マグネシウム合金は、時効処理を施したマグネシウム合金であって、Znと、Siと、Mnと、残部がMgと不可避不純物および/または改質元素とからなる。Znは、α-マグネシウム結晶粒α相に固溶して、マグネシウム合金の機械的強度を向上させる元素である。また、Zn含有量が通常よりも多い本発明のマグネシウム合金では、α-Mg結晶粒の粒界にMgZn2のようなZn系晶出物が三次元網目状に晶出する。そのため、Zn含有量が多いほど、マグネシウム合金は硬くなる。しかし、Znの含有量が多いほど、熱処理前のマグネシウム合金の引張強さは低下する傾向にある。Zn含有量が16以上であれば、時効処理することでマグネシウム合金の強度を大きく向上させられる。好ましいZn含有量は、17以上、18以上さらに好ましくは20以上であり、Zn含有量が少なく硬さが低いマグネシウム合金と同程度の引張強さおよび耐力が得られる。しかし、Znが過多であると、粗大なMgZn2が結晶粒界に晶出して網目構造が分断されて、延性が大きく低下する。そのため、Zn含有量は34以下とする。好ましくは、32以下、31以下、さらに好ましくは30以下である。Siは、Zn含有量が少ないマグネシウム合金において、α-Mg結晶粒の粒界にMg2Siとして晶出して機械的強度を向上させる。本発明のマグネシウム合金では、Siとともに多量のZnが存在するため、SiはZn系晶出物とともに引張強さおよび硬さの向上に寄与する。Si含有量は0.3以上とする。しかし、Siが過多であると、Mg2Siが粗大な初晶として晶出して機械的強度を低下させる。また、Si量の増加とともに液相温度が上昇し、鋳造の際の湯流れが悪くなる。そのため、Si含有量は2以下とする。好ましくは、1.8以下さらに好ましくは1.6以下である。Mnは、Znと同様にα相に固溶して、マグネシウム合金の機械的強度を向上させる元素である。Zn含有量が従来よりも多い本発明のマグネシウム合金は、Mnの存在により、時効処理による強度の向上効果が大きくなると推測される。しかし、Mnが過多であると、粒界に粗大な塊状の化合物が晶出して延性が低下する。そのため、望ましいMn含有量は0.1以上0.5以下である。本発明のマグネシウム合金に含まれる不可避不純物としては、たとえば、Al、Fe、Ni、Cu、Cl、Ca、K、Be等が挙げられる。これらの各不可避不純物は、0.02以下さらには0.01以下とするのが好ましい。また、本発明のマグネシウム合金は、金属組織、耐酸化性、耐腐食性、電気的特性等、種々の特性を改善するための改質元素を添加してもよい。つまり、本発明のマグネシウム合金に対して、公知の改質元素の添加を妨げるものではない。改質元素としては、たとえば、Sr、Y、Zr等が挙げられる。これら各元素の含有量は、マグネシウム合金に要求される特性によって適宜調整される。コストや基本組成への影響等の観点から、改質元素は含有総量で1以下、0.8以下さらには0.6以下程度が好ましい。本発明のマグネシウム合金は、高強度で硬質である。具体的に規定するのであれば、本発明のマグネシウム合金の引張強さは、180MPa以上、190MPa以上さらには200MPa以上であるとよい。本発明のマグネシウム合金の硬さは、ビッカース硬さで70以上、75以上、80以上、85以上さらには100以上であるとよい。なお、引張強さの測定には、JISに規定の引張試験を行うとよい。マグネシウム合金は、上述した組成を有するものであれば、溶製材でも焼結材でもよい。溶製または焼結中のマグネシウム合金の酸化を防止するために、酸化防止雰囲気さらには真空雰囲気で鋳造または焼結されてもよい。また、マグネシウム合金を鋳造する場合、その冷却速度に特に限定はなく、たとえば、大気中で徐冷するとよい。また、砂型、金型のいずれを使用して鋳造を行ってもよい。マグネシウム合金に施す熱処理は、時効処理である。Zn、SiおよびMnを含みZn含有量が比較的多い本発明のマグネシウム合金では、少なくとも時効処理を行うことで、微細な析出物が効果的に生成されて引張強さが向上すると推測される。鋳造などにより得られた上記の範囲に含まれる組成をもつマグネシウム合金に対し、150°C以上300°C以下さらには180°C以上250°C以下で時効処理を行うのが好ましい。なお、処理時間は、適切な時間を選定すればよく限定はないが、30分以上8時間以下が好適である。なお、熱処理は、時効処理のみいわゆるT5処理を行ってもよいが、時効処理の前に溶体化処理を行ってから時効処理いわゆるT6処理を行ってもよい。溶体化処理は、概ね300°C以上400°C以下で行うのが好ましい。本発明のマグネシウム合金は、高強度で、硬質であることから耐摩耗性に優れる。そのため、自動車エンジン用シリンダブロック、ベッドプレート、オイルパン、コンプレッサ用ハウジング、シリンダ等に使用されるのが好適である。以上、本発明の実施形態を説明したが、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。本発明の要旨を逸脱しない範囲において、当業者が行い得る変更、改良等を施した種々の形態にて実施することができる。実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。マグネシウム合金中の合金元素の含有量を変更した試験片を複数製作し、それらの特性の評価および金属組織の観察を行った。試験片01~05および11~21の作製電気炉中で予熱した鉄製るつぼの内面に塩化物系のフラックスを塗布し、その中に秤量した純マグネシウム地金、純Siおよび純Mn、必要に応じて純Znを投入して750°Cで溶解した。この溶湯を十分に攪拌し、原料を完全に溶解させた後、700°Cでしばらく沈静保持した。こうして得た各種の合金溶湯を所定の形状の鉄製鋳型に流し込み、大気中で空冷して凝固させて、各試験片マグネシウム合金鋳物を鋳造した。なお、得られた試験片は、20mm×30mm×200mmであった。各試験片の化学組成を表1に示した。表1の分析組成は、蛍光X線XRF分析による元素分析により測定した。また、市販のAZ91Dから同様の試験片00を作製した。表1に示した各試験片に、大気中、200°Cで1~8時間の時効処理T5処理を施した。時効処理後の各試験片熱処理材に対して、以下の手順で、引張り試験およびビッカース硬さ測定を行った。また、参考例として、熱処理前の鋳放し材について、引張試験およびビッカース硬さ測定に加え、熱伝導率の測定および応力緩和試験を行った。引張り試験表1に示した各試験片鋳放し材および熱処理材のそれぞれから、JISZ2201の14号引張試験片を作製し、室温においてJISZ2241の引張試験を行い、引張強さ、伸び、0.2耐力およびヤング率を求めた。結果を表1に示した。また、Zn含有量に対する引張強さを図1に、0.2耐力を図2に、それぞれ示した。ビッカース硬さ測定表1に示した各試験片鋳放し材および熱処理材について、室温においてビッカース硬さ測定を行った。ビッカース硬さ測定は、試験片中央部の断面に対して、ビッカース硬さ計を用いて測定荷重10kgfで行った。測定結果を表1および図3に示した。熱伝導率の測定上記の手順で作製した各試験片鋳放し材について、レーザフラッシュ法により熱伝導率を求めた。試験結果を表1に示した。応力緩和試験表1に示した各試験片鋳放し材について、応力緩和試験を行い、マグネシウム合金の耐クリープ性を調べた。応力緩和試験は、試験片に試験時間中、所定の変形量まで荷重を加えたときの応力が、時間とともに減少する過程を測定した。具体的には、150°Cの大気雰囲気中において、試験片に100MPaの圧縮応力を負荷し、そのときの試験片の変位が一定に保たれるように、時間の経過に併せてその圧縮応力を低下させていった。試験開始から40時間後の圧縮応力の値を、初期の値に対する割合応力保持率として表1に示した。なお、図1~図3のグラフに示したAZ91Dの引張強さ等は、比較のための参考値であって、Zn量に依存する値ではない。金属組織の観察表1に示した試験片のうち、熱処理前の01~04および熱処理後の19~21の金属組織を観察した。各試験片から切り出された断面からEPMAエレクトロンプローブマイクロアナライザの反射電子像組成像を得た。観察結果を図4~図10に示した。また、同じ表面を、EPMAにより面分析した図示せず。なお、組織観察結果もEPMAによる面分析の結果も、同じ試験片であれば、熱処理前後で大きな差は生じないことを確認した。鋳放し材の測定結果についてビッカース硬さは、Zn含有量が増加するにしたがい、向上する傾向にあった図3。また、引張強さは、Zn含有量が0~4の範囲では、Zn含有量が増加するにしたがい上昇したが、4~10ではZn含有量の増加とともに低下し、10を越えるとさらに低下した図1。0.2耐力については、Zn含有量が多い方が高い値を示す傾向にあった図2。また、Zn含有量が30以下であれば、AZ91Dと同等あるいはそれ以上の熱伝導率および耐クリープ性を有することがわかった。したがって、熱処理材についても、鋳放し材と同様な特性が期待される。図4および図5は、それぞれ、ビッカース硬さが不十分である01および02のEPMA反射電子像組成像を示す。EPMAによる分析より、α-Mg結晶粒の粒界にMgZn2およびMg2Siが晶出していることがわかった。しかし、これらの晶出物は、網目状ではなく分断されて粒界に存在していることがわかった。一方、19、20および03では、α-Mg結晶粒の粒界に三次元網目状に生成された晶出物が観察された図6、図8および図9。EPMAによる分析より、粒界に晶出している化合物は、ほとんどがMgZn2であることがわかった。さらにZn含有量が多い21では、合金中の粒界晶出物が占める割合が多くなった。Zn含有量が50の04では、結晶粒界に粗大なMgZn2が見られた図7。熱処理材の測定結果についていずれの試験片も、熱処理によりビッカース硬さは向上した。また、熱処理後においても、ビッカース硬さは、Zn含有量が増加するにしたがい、向上する傾向にあった図3。Znを16以上含む試験片のビッカース硬さはHv100以上であった。Zn含有量が35以上である21および04は、非常に硬質であったが、伸びがほとんど0の脆い材料であった。引張強さは、図1より、Zn含有量が5以上であれば、時効処理により引張強さが向上することがわかった。さらに、Zn含有量が16以上であると、熱処理後の試験片では、熱処理前の試験片の引張強さに対して約50以上の引張強さの向上熱処理前後で約65MPa以上の差が見られた。しかし、Zn含有量が34を越えると、Zn含有量の増加に伴う引張強さの低下が顕著に表れた。0.2耐力についても、引張強さと同様の傾向であった。特に、熱処理により引張強さが大きく向上した13は、熱処理後の0.2耐力が低下した。その値は、鋳放しのAZ91Dと同等であった。つまり、熱処理後に十分な機械的特性を満足するには、Zn含有量を16~34さらには17~31とするとよいことがわかった。この場合の特に好ましいSi含有量は、0.4~1.5であった。また、延性を考慮すると、Zn含有量は、16~20さらには16~18であるのが好ましい。