RE:1~6原子、Zn:0.5~5原子を含有し、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溶解する溶解工程と、前記溶解工程で得られた溶湯を鋳造する鋳造工程とを含み、前記鋳造工程における冷却は、前記マグネシウム合金の固相線温度未満から室温までを400°C/時間以下の冷却速度で行うことを特徴とするマグネシウム合金材の製造方法。前記REは、Gd、Tb、Tmの少なくとも1種以上であることを特徴とする請求項1に記載のマグネシウム合金材の製造方法。前記マグネシウム合金は、Zr:0.05~2原子をさらに含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載のマグネシウム合金材の製造方法。請求項1ないし請求項3のいずれか一項に記載のマグネシウム合金材の製造方法により製造されたことを特徴とするマグネシウム合金材。しかしながら、従来の製造方法によって製造されたマグネシウム合金材においては、以下に示すような改良すべき問題がある。すなわち、従来の製造方法においては、鋳造工程を行った後に熱処理工程を行う必要があるため、設備投資面では熱処理炉等が必要となり、エネルギー面では熱処理炉用エネルギー等が必要となって製造コストが高くなるという問題がある。本発明は前記の問題に鑑み創案されたものであり、機械的性質に優れ、製造コストも低いマグネシウム合金材を製造することができるマグネシウム合金材の製造方法、および、これにより製造されたマグネシウム合金材を提供することを課題とする。前記課題を解決するために、本発明に係るマグネシウム合金材の製造方法は、RE:1~6原子、Zn:0.5~5原子を含有し、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溶解する溶解工程と、前記溶解工程で得られた溶湯を鋳造する鋳造工程とを含み、前記鋳造工程における冷却は、前記マグネシウム合金の固相線温度未満から室温までを400°C/時間以下の冷却速度で行うことを特徴とする。また、前記REは、Gd、Tb、Tmの少なくとも1種以上であることが好ましい。前記手順によれば、溶解工程において所定量のREおよびZnを含有するマグネシウム合金を溶解し、鋳造工程における冷却を所定速度で行うことによって、マグネシウム合金組織中に長周期積層構造が形成され、かつ、Mg-RE系金属間化合物が析出して、マグネシウム合金の機械的性質が向上する。したがって、長周期積層構造の形成、および、Mg-RE系金属間化合物の析出のために従来の製造方法において行われていた鋳造後の熱処理に替えて、鋳造工程における冷却速度の制御が行なわれることとなる。その結果、熱処理炉等が不要となるため、製造コストが低くなる。また、本発明に係るマグネシウム合金材の製造方法は、前記マグネシウム合金が、Zr:0.05~2原子をさらに含有することが好ましい。前記手順によれば、Zrをさらに含有することによって、マグネシウム合金組織が微細化され、マグネシウム合金の機械的性質がさらに向上する。本発明に係るマグネシウム合金材は、前記製造方法により製造されたことを特徴とする。前記構成によれば、前記製造方法により製造されることによって、マグネシウム合金組織中に長周期積層構造が形成され、マグネシウム合金材の機械的性質が向上する。本発明に係るマグネシウム合金材の製造方法によれば、機械的性質に優れたマグネシウム合金材を製造することができると共に、熱処理工程が不要となり、製造コストが低いものとなる。本発明に係るマグネシウム合金材によれば、機械的性質が優れたものとなる。本発明に係るマグネシウム合金材の製造方法の実施形態について、図面を参照して詳細に説明する。図1に示すように、本発明に係るマグネシウム合金材の製造方法は、溶解工程S1と、鋳造工程S2とを含むものである。以下、各工程について説明する。<溶解工程>溶解工程S1は、所定の合金組成を有するマグネシウム合金を溶解して溶湯とする工程である。ここで、溶解方法および溶解装置は、従来公知の方法および装置を用いる。また、溶湯からの酸化物除去のために、溶解はフラックス精錬が好ましい。マグネシウム合金は、RE:1~6原子、Zn:0.5~5原子を含有し、残部がMgと不可避的不純物からなるものである。REREは、鋳造時に合金組織中に長周期積層構造を形成させると共に、Mg-RE系金属間化合物を析出させる元素である。そして、この長周期積層構造およびMg-RE系金属間化合物によって、マグネシウム合金の塑性加工後の0.2耐力および伸びが向上する。REが1原子未満であると、長周期積層構造の形成、および、Mg-RE系金属間化合物の析出がなされないため、塑性加工後の0.2耐力が低下する。REが6原子を超えると、粒界に析出するMg-RE系金属間化合物が多くなり塑性加工後の伸びが低下する。したがって、REは、ここでは、1~6原子とする。また、REは、2~4原子が好ましい。また、REは、Gd、Tb、Tmの少なくとも1種以上であることが好ましい。ZnZnは、鋳造時に合金組織中にMg-RE系金属間化合物を析出させる元素である。そして、このMg-RE系間化合物によって、マグネシウム合金の塑性加工後の0.2耐力および伸びが向上する。Znが0.5原子未満であると、Mg-RE系金属間化合物の析出がなされないため、塑性加工後の0.2耐力が低下する。Znが5原子を超えると、粒界に析出するMg-RE系金属間化合物が多くなり塑性加工後の伸びが低下する。したがって、Znは、ここでは、0.5~5原子とする。また、Znは、1~4原子が好ましい。不可避的不純物不可避的不純物としては、Fe、Ni、Cu、Si等が挙げられ、各々0.2原子以下、含んでいても構わない。Fe等は、前記範囲内であれば、本発明に係るマグネシウム合金材の効果に影響を与えない。また、マグネシウム合金は、前記成分に加えて、Zr:0.05~2原子をさらに含有してもよい。ZrZrは、鋳造時に鋳造組織の微細化に寄与する元素である。Zrが0.05原子未満であると、鋳造組織の微細化に寄与しないため、マグネシウム合金の塑性加工後の0.2耐力の向上が得られ難くなる。Zrが2原子を超えると、塑性加工後の伸びが低下する。したがって、Zrは、ここでは、0.05~2原子とする。また、Zrは、1~2原子が好ましい。<鋳造工程>鋳造工程S2は、前記工程S1で得られたマグネシウム合金の溶湯を鋳造して鋳造材、すなわち、本発明に係るマグネシウム合金材を作製する工程である。また、鋳造後のマグネシウム合金材は、所定の形状に切削等により加工されて製品化される。ここで、鋳造方法および鋳造装置は、従来公知の方法および装置を用い、鋳造時の冷却を所定条件で行う。そして、鋳造時の冷却を所定条件で行うことによって、鋳造組織中に長周期積層構造が形成され、かつ、Mg-RE系金属間化合物が析出する。その長周期積層構造およびMg-RE系金属間化合物によって、鋳造材マグネシウム合金材の0.2耐力が向上する。したがって、長周期積層構造の形成、および、Mg-RE系金属間化合物の析出のために従来の製造方法において行われていた鋳造後の熱処理に替えて、鋳造時の冷却速度の制御を行うこととなる。その結果、煩雑な熱処理が不要となるため、生産性が向上する。長周期積層構造LPSOとは、例えば、規則格子が複数個並び、逆位相のずれを介して、再び規則格子が複数個並び、元の格子の数倍から10数倍の単位の構造が作られ、その周期が長い構造のものをいう。そして、LPSOは、規則相と不規則相との間の温度範囲に出現し、電子回析した図には規則相の反射が分裂して、数倍から10数倍の周期に対応する位置に回析斑点が現れる。マグネシウム合金の固相線温度未満から室温までの冷却速度:400°C/時間以下鋳造工程S2において、鋳造時の冷却条件は、具体的には、LPSOが出現、かつ、Mg-RE系金属間化合物が析出する温度範囲であるマグネシウム合金の固相線温度未満から室温までの温度範囲の冷却を、400°C/時間以下の冷却速度で行なう。例えば、後記するDC鋳造法において、鋳塊16の温度が、固相線温度未満から室温になるまでは、冷却速度400°C/時間以下で冷却する。なお、鋳塊16の温度とは、鋳塊16の中央部の温度、すなわち、鋳造方向に垂直な面の中央部の温度である図2参照。冷却速度が400°C/時間を超えて速いと、鋳塊割れや巣が発生し、鋳造歩留まりが低下する。そして、冷却速度の下限値は、20°C/時間以上が好ましい。冷却速度が20°C/時間未満と遅いと、鋳造組織中に析出するMg-RE系金属間化合物等の金属間化合物が粗大になり易いため、鋳造材の0.2耐力が低下し易くなる。鋳造工程S2において、前記温度範囲以外の温度範囲、すなわち、マグネシウム合金の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における冷却は、0.1~100°C/秒の冷却速度で行うことが好ましい。例えば、後記するDC鋳造法において、凝固殻17の温度が、液相線温度から固相線温度になるまでは、0.1~100°C/秒の冷却速度で行うことが好ましい。なお、凝固殻17の温度は、凝固殻17の先端中央部の温度である図2参照。冷却速度が0.1°C/秒未満と遅いと、鋳造組織中に粗大な金属間化合物Mg-RE系金属間化合物等が析出し、鋳造材の0.2耐力が低下し易くなる。冷却速度が100°C/秒を超えて速いと、鋳塊割れや巣が発生し易くなり、鋳造歩留まりが低下し易くなる。前記した鋳造工程S2における冷却速度の制御は、例えば、DC鋳造法においては以下のように行う。DC鋳造法においては、図2に示すような鋳造装置10が用いられる。そして、鋳造装置10は、底部が開放された金属製の水冷鋳型11に、上方よりマグネシウム合金の溶湯Mを注入し、水冷鋳型11の底部より凝固したマグネシウム合金を連続的に取り出し、所定長さの鋳塊16を得るものである。このとき、マグネシウム合金の溶湯Mは、桶12からノズル13、フロート14およびグラススクリーン15を介して水冷鋳型11に供給される。水冷鋳型11に供給されたマグネシウム合金の溶湯Mは、冷却水Wで冷却された水冷鋳型11の内壁面に接することにより凝固し凝固殻17となる。さらに、水冷鋳型11の下部から冷却水Wが、直接、凝固殻17の表面に噴射され、連続的に鋳塊16が製造される。鋳造工程S2において、液相線温度から固相線温度までの温度範囲の冷却速度の制御は、図2における溶湯Mと鋳塊16の中間状態である凝固殻17の温度を制御することを意味する。そして、凝固殻17の温度制御は、冷却水Wで冷却された水冷鋳型11の内壁面の温度によって制御され、具体的には、冷却水Wの温度、内壁面の厚さ、内壁面を構成する材料等を適宜調整、選択することで達成される。また、固相線温度未満から室温までの温度範囲の冷却速度の制御は、図2における鋳塊16の温度を制御することを意味する。そして、鋳塊16の温度制御は、凝固殻17の表面に噴射される冷却水Wの冷却条件によって制御され、具体的には、冷却水Wの温度、冷却水Wの噴射速度、冷却水Wの噴射量等を適宜調整することによって達成される。図1に示すように、本発明に係るマグネシウム合金材の製造方法は、溶解工程S1と、鋳造工程S2と、塑性加工工程S3とを含むものであってもよい。なお、溶解工程S1と、鋳造工程S2とを一連の工程として実施し、塑性加工工程S3は、製品納入先において実施するようにして構わない。また、溶解工程S1および鋳造工程S2は、前記のとおりであるので、説明を省略する。<塑性加工工程>塑性加工工程S3は、前記工程S2で得られた鋳造材に塑性加工を施す工程である。ここで、塑性加工とは、例えば、押出加工、鍛造加工等である。ここで、塑性加工方法および装置は、従来公知の方法および装置を用いる。そして、塑性加工によって、鋳造材マグネシウム合金材の強度がさらに向上するため、マグネシウム合金材の用途に応じて行ってもよい。また、塑性加工後のマグネシウム合金材は、所定の形状に切削等により加工されて製品化される。なお、本発明に係るマグネシウム合金材の製造方法は、以上説明したとおりであるが、マグネシウム合金材の製造を行うにあたり、前記各工程に悪影響を与えない範囲において、前記各工程の間あるいは前後に、他の工程を含めてもよい。例えば、鋳造工程S2または塑性加工工程S3の後に、マグネシウム合金材の外観等を検査する検査工程を設けてもよい。次に、本発明に係るマグネシウム合金材について説明する。本発明に係るマグネシウム合金材は、前記製造方法により製造されるため、Mg-RE-Zn合金またはMg-RE-Zn-Zr合金からなり、その合金組織中にLPSOが形成され、かつ、Mg-RE系金属間化合物が析出して、機械的性質が優れたものとなる。具体的には、マグネシウム合金材は、塑性加工後の0.2耐力強度が220MPa以上、伸びが3以上となる。その結果、本発明に係るマグネシウム合金材は、自動車のホイールや、足回り部品や、あるいは、エンジン回り部品等の自動車に関連する部品に好適に使用される。次に、本発明の実施例について説明する。表1に示す組成のMg-Gd-Zn合金またはMg-Gd-Zn-Zr合金を溶解炉に投入し、フラックス精錬により溶解を行った。続いて、加熱溶解した溶湯を金型で鋳造して外径φ60mm×長さ80mmのインゴット供試材No.1~17を製造した。なお、鋳造時におけるMg-Gd-Zn合金またはMg-Gd-Zn-Zr合金の固相線温度未満から室温までの冷却速度も合わせて表1に記載する。なお、供試材No.16、17については、鋳造後に熱処理525°Cで2時間保持後、80°Cまで冷却し、再度400°Cで1時間保持を行った。製造された供試材No.1~17の表面を、120~1000番のサンドペーパで研磨後、アルミナ等でバフ研磨して鏡面化し、鏡面化された表面を酢酸グリコール水溶液等でエッチングして組織観察面とした。この組織観察面を、倍率400倍の光学顕微鏡で観察し、LPSOの形成、および、Mg3Gdの析出を観察した。その結果を表1に示す。表1において、LPSOの形成およびMg3Gdの析出が観察されたものを○、LPSOの形成およびMg3Gdの析出が観察されなかったものを×とした。また、供試材No.1~17に鍛造加工を施し、外径φ120mm×高さ20mmの鍛造材を製造した。その鍛造材からJIS規定の試験片を切り出し、常温で引張試験を行い、0.2耐力強度、伸びを測定した。その結果を表1に示す。なお、鍛造後の0.2耐力は、220MPa以上を高い○、220MPa未満を低い×とした。また、鍛造後の伸びは、3以上を高い○、3未満を低い×とした。さらに、製造コストは、設備投資面およびエネルギー面で評価し、低いものを○、高いものをとした。表1に示すとおり、本発明の要件を満たす実施例供試材No.1~10は、組織中にLPSOおよびMg3Gdが観察されるため、鍛造後の0.2耐力および伸びが高く、機械的性質に優れていた。また、実施例供試材No.1~10では、熱処理を行わないため、熱処理炉等を必要とせず、製造コストが低くなった。これに対し、本発明の要件を満たさない比較例供試材No.11~17は、機械的性質が劣っていた。具体的には、比較例供試材No.11は、Gdの含有量が下限値未満であるため、LPSOおよびMg3Gdが観察されず、鍛造後の0.2耐力が低かった。比較例供試材No.12は、Gdの含有量が上限値を超えるため、LPSOおよびMg3Gdは観察されるが、粒界中にMg3Gdが多く析出し、鍛造後の伸びが低かった。比較例供試材No.13は、Znの含有量が下限値未満であるため、LPSOは観察されるが、Mg3Gdが観察されず、鍛造後の0.2耐力が低かった。比較例供試材No.14は、Znの含有量が上限値を超えるため、LPSOおよびMg3Gdは観察されるが、粒界中にMg3Gdが多く析出し、鍛造後の伸びが低かった。比較例供試材No.15は、Zrの含有量が上限値を超えるため、LPSOおよびMg3Gdは観察されるが、鍛造後の伸びが低かった。比較例供試材No.16、17は、鋳造後に熱処理を行うため、鋳造時の冷却速度が上限値を超え、鋳造歩留まりが低下した。また、比較例供試材No.16、17は、熱処理を行うため、熱処理炉等が必要となり、製造コストが高くなった。