"マグネシウム合金からなるマグネシウム部材と、アルミニウム合金からなるアルミニウム部材と、前記マグネシウム部材及び前記アルミニウム部材の間に形成された中間層と、を備えた結合部材であって、前記中間層が、Ni、Cu及びTiからなる群より選ばれる少なくとも一種のインサート材からなり、前記マグネシウム部材、前記アルミニウム部材及び中間層が一体となるように接合されている結合部材。前記マグネシウム部材と前記中間層との界面には、前記マグネシウム合金と前記インサート材とからなる第1拡散層が形成されており、前記アルミニウム部材と前記中間層との界面には、前記アルミニウム合金と前記インサート材とからなる第2拡散層が形成されている請求項1記載の結合部材。前記マグネシウム部材と前記第1拡散層との界面、前記第1拡散層と前記中間層との界面、前記中間層と前記第2拡散層との界面、及び、前記アルミニウム部材と前記第2拡散層との界面、には、塑性流動による機械的接合部が形成されている請求項2記載の結合部材。請求項1~3のいずれか一項に記載の結合部材の製造方法であって、前記マグネシウム合金と、Tiからなるインサート材と、前記アルミニウム合金とを重ね合わせ、200°C~450°Cの範囲に加熱し、100MPa~700MPaで加圧することにより、前記マグネシウム部材と、前記中間層と、前記アルミニウム部材とを接合する結合部材の製造方法。請求項1~3のいずれか一項に記載の結合部材の製造方法であって、前記マグネシウム合金と、Ni又はCuからなるインサート材と、前記アルミニウム合金とを重ね合わせ、300°C~400°Cの範囲に加熱し、700MPa~750MPaで加圧することにより、前記マグネシウム部材と、前記中間層と、前記アルミニウム部材とを接合する結合部材の製造方法。前記マグネシウム部材と、前記中間層と、前記アルミニウム部材とを接合した後、更に溶体化処理と時効処理とを行う請求項4又は5に記載の結合部材の製造方法。しかしながら、上記特許文献1記載のマグネシウム-アルミニウムクラッド材及び上記特許文献2記載のアルミニウム被覆マグネシウム合金材は、いずれもマグネシウム合金が単にアルミニウム合金で被覆された形態となっており、マグネシウム合金とアルミニウム合金との接合部分の引張強さ以下接合性ともいう。が十分とはいえない。上記特許文献1及び2に記載の拡散接合法においては、一般に、アルミニウム合金とマグネシウム合金を直接拡散接合させると、接合界面に、Al3Mg2、Al12Mg17等からなる金属間化合物相が成長する。この金属間化合物相は、非常に脆弱であり、また容易に形成されるため、割れやカーケンダルボイド等の欠陥を生じやすい。一般にはその引っ張り強さは、30MPa程度である。また、接合過程において、酸化膜が生じるため、減圧又は不活性ガス雰囲気において加工しなければならないという欠点がある。さらに、数十分から数時間の加圧保持時間を要するため、強度および生産性の観点からも実用性が乏しい。一方、上記非特許文献1記載の摩擦攪拌接合法においては、接合部分の引張強さは比較的強くなるものの引張強さ約115MPa非特許文献1、現実的には線接合或いは点接合に限られているので接合性が不十分である。なお、摩擦攪拌接合法では部材内部の接合界面への施工は不可能であり、且つ3次元曲面にも適用が難しい。このため、加工に時間がかかり、量産対応が困難である。本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、軽量でありながら、マグネシウム部材とアルミニウム部材との接合性に優れる結合部材、及び、該結合部材を容易に製造でき、生産性にも優れる結合部材の製造方法を提供することを目的とする。本発明者等は、上記課題を解決するため鋭意検討したところ、アルミニウム合金とマグネシウム合金とを直接接合させる場合に熱間鍛造等の加熱加圧を施すと、所定の条件下では接合界面が微細に塑性流動し、拡散接合の他に機械的な接合界面が形成され、アンカー効果が生じて接合強度が大きく向上することを見出した。かかる知見を元にして、マグネシウム部材及びアルミニウム部材の間に所定の金属からなる中間層を設けることにより、上記課題を解決できることを見出し、本発明を完成させるに至った。すなわち、本発明は、1マグネシウム合金からなるマグネシウム部材と、アルミニウム合金からなるアルミニウム部材と、マグネシウム部材及びアルミニウム部材の間に形成された中間層と、を備えた結合部材であって、中間層が、Ni、Cu及びTiからなる群より選ばれる少なくとも一種のインサート材からなり、マグネシウム部材、アルミニウム部材及び中間層が一体となるように接合されている結合部材に存する。本発明は、2マグネシウム部材と中間層との界面には、マグネシウム合金とインサート材とからなる第1拡散層が形成されており、アルミニウム部材と中間層との界面には、アルミニウム合金とインサート材とからなる第2拡散層が形成されている上記1記載の結合部材に存する。本発明は、3マグネシウム部材と第1拡散層との界面、第1拡散層と中間層との界面、中間層と第2拡散層との界面、及び、アルミニウム部材と第2拡散層との界面、には、塑性流動による機械的接合部が形成されている上記2記載の結合部材に存する。本発明は、4上記1~3のいずれか一つに記載の結合部材の製造方法であって、マグネシウム合金と、Tiからなるインサート材と、アルミニウム合金とを重ね合わせ、200°C~450°Cの範囲に加熱し、100MPa~700MPaで加圧することにより、マグネシウム部材と、中間層と、アルミニウム部材とを接合する結合部材の製造方法に存する。本発明は、5上記1~3のいずれか一つに記載の結合部材の製造方法であって、マグネシウム合金と、Ni又はCuからなるインサート材と、アルミニウム合金とを重ね合わせ、300°C~400°Cの範囲に加熱し、700MPa~750MPaで加圧することにより、マグネシウム部材と、中間層と、アルミニウム部材とを接合する結合部材の製造方法に存する。本発明は、6マグネシウム部材と、中間層と、アルミニウム部材とを接合した後、更に溶体化処理と時効処理とを行う上記4又は5に記載の結合部材の製造方法に存する。本発明の結合部材によれば、マグネシウム部材とアルミニウム部材との間にNi、Cu及びTiからなる群より選ばれる少なくとも一種のインサート材からなる中間層を設けることにより、上述した脆弱なアルミニウムとマグネシウムからなる金属間化合物相が形成されないので、中間層を介してマグネシウム部材とアルミニウム部材との接合性が面全体において優れるものとなる。また、上記結合部材は、マグネシウム合金に起因して軽量性に優れるものであり、アルミニウム合金に起因して機械的強度あるいは耐食性に優れるものである。このため、例えば、自動車のホイール等に用いる場合、腐食環境下でまた傷等が付きやすい外側をアルミニウム部材とし、内側をマグネシウム部材とすると軽量化に好適である。さらに、上記結合部材は、面接合されているので、部材内部の接合界面への施工が可能であり、且つ3次元曲面にも適用できる。上記結合部材において、マグネシウム部材と中間層との界面には、マグネシウム合金とインサート材とからなる第1拡散層が形成されており、アルミニウム部材と中間層との界面には、アルミニウム合金とインサート材とからなる第2拡散層が形成されている場合、接合性がより向上する。特に、マグネシウム部材と第1拡散層との界面、第1拡散層と中間層との界面、中間層と第2拡散層との界面、及び、アルミニウム部材と第2拡散層との界面に塑性流動界面が形成されている場合、拡散接合される面積が増大するので接合性がより一層向上する。本発明の結合部材の製造方法においては、単にマグネシウム合金と、所定のインサート材と、アルミニウム合金とを重ね合わせ、所定の条件下で加熱加圧することにより、結合部材が得られるので、製造が容易であり、生産性にも優れる。また、接合後に溶体化処理と時効処理とを行うと、アルミニウム合金が焼き鈍し状態となることを抑制できるので、接合性が確実に向上する。以下、必要に応じて図面を参照しつつ、本発明の好適な実施形態について詳細に説明する。なお、図面中、同一要素には同一符号を付すこととし、重複する説明は省略する。また、上下左右等の位置関係は、特に断らない限り、図面に示す位置関係に基づくものとする。更に、図面の寸法比率は図示の比率に限られるものではない。図1は、本実施形態に係る結合部材を模式的に示す断面図である。図1に示すように、本実施形態に係る結合部材100は、マグネシウム合金からなるマグネシウム部材1と、アルミニウム合金からなるアルミニウム部材2と、マグネシウム部材1及びアルミニウム部材2の間に挿入された中間層3と、を備える。すなわち、結合部材100は、マグネシウム部材1、中間層3、アルミニウム部材2がこの順序で積層され一体となるように接合された構造となっている。マグネシウム部材1は、マグネシウムを主成分とする合金からなる。このため、結合部材100は、軽量であり、マグネシウム部材1側は、内部摩擦が大きく振動や衝撃を吸収し易いという特徴を有する。マグネシウム合金の添加元素としては、アルミニウム、亜鉛、カルシウム、リチウム等が挙げられる。これらの添加金属の配合を調整することにより、マグネシウム合金の特性を変えることができる。これらの中でも、添加金属は、汎用性の観点から、アルミニウム及び亜鉛であることが好ましい。アルミニウム部材2は、アルミニウムを主成分とする合金からなる。このため、アルミニウム部材2側は、機械的強度が優れるという特徴を有する。アルミニウム合金の添加元素としては、銅、マンガン、ケイ素、マグネシウム、亜鉛、ニッケル等が挙げられる。これらの添加金属の配合を調整することにより、アルミニウム合金の特性を変えることができる。具体的には、Al-Cu系合金ジュラルミン、Al-Mn系合金、Al-Si系合金、Al-Mg系合金、Al-Mg-Si系合金、Al-Zn-Mg系合金、Al-Zn-Mg-Cu系合金等が挙げられる。中間層3は、マグネシウム部材1と、アルミニウム部材2とを接合するための接着剤のような働きをする。中間層3は、Ni、Cu及びTiからなる群より選ばれる少なくとも一種のインサート材からなる。中間層3の厚みは、10μm~2mmであることが好ましい。特に1mmとすると、接合面の加圧力が均等化しやすい利点がある。厚みが10μm未満であると、厚みが上記範囲内にある場合と比較して、例えば、結合部材の形状を円弧、曲面、立体面等にした場合、加圧力にムラが生じて、マグネシウム部材1とアルミニウム部材2との接合が不十分となる場合がある。一方、厚みが2mmを超えると、厚みが上記範囲内にある場合と比較して、マグネシウム部材1とアルミニウム部材2との特性を十分に発揮できない場合があり、重量が大きくなり、コスト高になる欠点もある。結合部材100は、上述したように、マグネシウム部材1とアルミニウム部材2との間にインサート材からなる中間層3を設けることにより、中間層3を介してマグネシウム部材1とアルミニウム部材2との接合性が面全体において優れるものとなる。図2は、図1の部分Pの模式拡大断面図である。図2に示すように、本実施形態に係る結合部材100においては、マグネシウム部材1と中間層3との界面には、マグネシウム合金とインサート材からなる第1拡散層11が形成されており、アルミニウム部材2と中間層3との界面には、アルミニウム合金とインサート材からなる第2拡散層12が形成されている。結合部材100においては、マグネシウム部材1と第1拡散層11との界面に塑性流動による機械的接合部21が形成されており、第1拡散層11と中間層3との界面に塑性流動による機械的接合部22が形成されており、中間層3と第2拡散層12との界面に塑性流動による機械的接合部23が形成されており、アルミニウム部材2と第2拡散層12との界面に塑性流動による機械的接合部24が形成されている。ここで、機械的接合部とは、境界面に塑性流動により形成される微細な凹凸部を意味し、これによりアンカー効果が発揮される。したがって、結合部材100においては、第1拡散層11及び第2拡散層12が設けられているだけでなく、微細な塑性流動界面となっている機械的接合部21~24がアンカー効果を発揮するので、高強度な面接合となる。また、塑性流動界面の形成では、拡散接合される面積が増大することにもより、接合強度がより一層向上する。本実施形態に係る結合部材100は、マグネシウム合金に起因して軽量であり、アルミニウム合金に起因して耐食性及び機械的強度が優れるものである。このため、車両用ホイール、ハウジング、構造部材クラッド材、電子機器に於ける筺体用途等の用途に好適に用いられる。例えば、車両用ホイールに用いる場合、腐食環境下でかつ傷等が付きやすい外側をアルミニウム部材とし、内側をマグネシウム部材とすると好適である。また、これら以外にも、結合部材をプレス加工等して種々の立体成型品を提供できることから、広い分野に亘り、軽量化が図られた製品を提供することができる。次に、結合部材100の製造方法について説明する。結合部材100は、マグネシウム合金と、インサート材と、アルミニウム合金とを積層し、加熱加圧することにより、マグネシウム合金からなるマグネシウム部材1と、インサート材からなる中間層3と、アルミニウム合金からなるアルミニウム部材2とが一体となるように接合することにより得られる。まず、マグネシウム合金と、Ni、Cu及びTiからなる群より選ばれる少なくとも一種のインサート材をシート状にしたものと、アルミニウム合金と、を積層する。このとき、マグネシウム合金のインサート材と積層させる側の面の表面粗さRzが10μm以下であり、アルミニウム合金のインサート材と積層させる側の面の表面粗さRzが10μm以下であること、及び表面は清浄で研磨により自然酸化被膜程度にしておくことが好ましい。この場合、接合強度がより一層向上する。ここで、表面粗さRzは、JISB06012001に準じて測定した値を意味する。そして、全体を加熱加圧して第1拡散層及び第2拡散層を接合面に形成させることにより結合部材100が得られる。なお、このとき、上述した微細な塑性流動による機械的接合部が形成されるようにすることが好ましい。そうすると、インサート材がNi,Cuの場合、接合面の引張強さが少なくとも115MPa~120MPaに達し、インサート材がTiの場合、接合面の引張強さが少なくとも154MPaに達する。ここで、インサート材がTiの場合、加熱する温度は、200°C~450°Cの範囲であることが好ましく、200°C~400°Cの範囲であることがより好ましく、300°C~350°Cの範囲であることが更に好ましい。温度が200°C未満であると、温度が上記範囲内にある場合と比較して、塑性流動が小さくなる結果、接合が不十分となる場合がある。また、温度が450°Cを超えると、温度が上記範囲内にある場合と比較して、拡散反応層が必要以上に厚く成長し接合が不十分となる場合がある。インサート材がTiの場合、加圧する圧力は、100MPa~700MPaの範囲であることが好ましい。圧力が100MPa未満であると、圧力が上記範囲内にある場合と比較して、接合が不十分となる場合があり、圧力が700MPaを超えると、圧力が上記範囲内にある場合と比較して、塑性流動が大きくなり過ぎ、インサート材が破れ、マグネシウム合金とアルミニウム合金の直接反応による脆弱な金属間化合物が生じ、さらに割れやカーケンダルボイド等の欠陥の生成により強度が低下する恐れがある。インサート材がNi、Cuの場合、加熱する温度は、300°C~400°Cの範囲であることが好ましい。温度が300°C未満であると、温度が上記範囲内にある場合と比較して、塑性流動が小さくなる結果、接合が不十分となる場合がある。また、温度が400°Cを超えると、温度が上記範囲内にある場合と比較して、拡散反応層が必要以上に厚く成長し接合が不十分となる場合がある。インサート材がNi、Cuの場合、加圧する圧力は、700MPa~750MPaの範囲であることが好ましい。圧力が700MPa未満であると、圧力が上記範囲内にある場合と比較して、接合が不十分となる場合があり、圧力が750MPaを超えると、圧力が上記範囲内にある場合と比較して、塑性流動が大きくなり過ぎ、インサート材が破れ、マグネシウム合金とアルミニウム合金の直接反応による脆弱な金属間化合物が生じ、さらに割れやカーケンダルボイド等の欠陥の生成により強度が低下する恐れがある。加熱加圧する方法としては、特に限定されないが、例えば、熱間鍛造等が挙げられる。また、加熱加圧する際には、大気減圧下で行うか不活性ガス雰囲気で行うと、接合性低下の原因となる酸化皮膜の形成を抑制できる。このことから、より高強度な接合が期待できる。なお、接合前のマグネシウム合金、インサート材及びアルミニウム合金のそれぞれの接合面の状態は、研磨等により調整されていることが必要である自然酸化被膜程度の状態。なお、マグネシウム部材と、中間層と、アルミニウム部材とを接合した後、更に溶体化処理と時効処理とを行うことが好ましい。この場合、アルミニウム合金が焼き鈍し状態となることを抑制できるので、接合性が確実に向上する。特に、熱間鍛造を行った場合に効果的である。結合部材の製造方法によれば、単に、マグネシウム部材と、中間層と、アルミニウム部材とを積層し、所定の条件下で加熱加圧することにより、結合部材が得られるので、製造が容易であり、生産性にも優れる。すなわち、大気中において、例えば、20秒程度の短時間で三次元の面接合を可能としているので量産性の向上とコスト低減が見込める。以上、本発明の好適な実施形態について説明したが、本発明は上記実施形態に限定されるものではない。例えば、本実施形態に係る結合部材おいては、マグネシウム部材とアルミニウム部材との2層構造になっているが、3層以上あってもよい。すなわち、マグネシウム部材の両面にアルミニウム部材が積層されていてもよく、アルミニウム部材の両面にマグネシウム部材が積層されていてもよい。以下、実施例及び比較例に基づいて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。実施例1~25及び参考例1~10まず、AZ80マグネシウム合金の円柱状に鋳造されたマグネシウム合金ビレット直径204mm、高さ184mm、表1に示すインサート材Ni,Cu,Tiからなる中間層100mm×100mm×1mm厚さと、A6151アルミニウム合金の円柱状に鋳造されたアルミニウム合金ビレット直径204mm、高さ184mmを準備した。なお、インサート材としてTiを用いた場合は、アルミニウム合金としてA6151の代わりに、A2000系合金のA2017ジュラルミンを用いた。次に、マグネシウム合金ビレット及びアルミニウム合金ビレットの接合面を研削し、SiC1000の研磨紙で磨き、更に研磨面をアセトンで表面脱脂処理を行った。なお、表面粗さRzは、アルミニウム合金ビレット側の面が中央部でRz=3.4μmであり、マグネシウム合金ビレット側の面粗さRz=2.6μmであった。そして、図3に示すように、マグネシウム合金ビレット31、中間層33及びアルミニウム合金ビレット32を積層し、これらを固定するために、マグネシウム合金ビレット31及びアルミニウム合金ビレット32の側面に連結板材34をボルト35で螺着した。なお、マグネシウム合金ビレット31、中間層33及びアルミニウム合金ビレット32を積層したもの以下単に積層体という。の重量は、表1に示すように約27kgであった。なお、表1中の-は測定していないことを意味する。次に、図4のaに示すように、加圧力9000トン級のプレス機の平押し用の下金型37と、上金型38の間に、積層体36を設置して、下金型37に積層体36を載置した。その後、積層体を表2に示す温度条件下で加熱し、図4のbに示すように、表1に示す圧力条件下で20秒間加圧した。なお、表2中の-は測定していないことを意味する。そして、自然冷却した後、熱処理により溶体化し、時効硬化させることにより、図4のcに示す結合部材40を得た。表1表2評価1実施例1~25及び参考例1~10で得られた結合部材に対して接合界面に垂直方向にサンプルを採取し、JIS-Z2241金属材料引張試験方法に基づいて、結合部材の引張強さを測定した。なお、異なる箇所から試料を採取することで各サンプルに対して2回ずつ評価を行った。得られた結果を表3に示す。表3表3の結果より、インサート材にNiを用い、加熱温度300°C、加圧力750MPaとした実施例2の結合部材は、最大約120MPaの引張強さを示すことがわかった。インサート材にCuを用いた実施例12~17の結合部材は、最大約100MPaの引張強さであった。インサート材がNi、Cuいずれの場合も、低温では接合しないが引張強さ0MPa、ある温度を超えると急激に接合するようになることが分かった。これには塑性流動界面の形成が関係していると考えられる。また、急激に接合するようになる点以上に温度を増加させると、引っ張り強さが逆に低下する傾向にあることが分かった。この加工温度上昇と共に引張強さが低下する理由は、母材に比べ脆弱な拡散層が必要以上に厚く成長するためと考えられる高強度な拡散接合相を得るためには、一般にその反応層が薄いほど良い。インサート材にTiを用い、アルミニウム合金としてA2017を用い、加熱温度300°C、加圧力200MPaとした実施例22の結合部材は、最高の引張強さσB=151.0MPaを示した。加圧力が100MPa、300MPa、500MPa、700MPaにおいても引張強さσB=120MPa以上を記録した。この結果からインサート材としてNi、Cuに比較してTiが最も優れていることが判明した引張強さだけでなく、加工範囲の裕度についても優れている。実施例1~11における接合面の引張強さと、接合時の加圧力及び加熱温度との関係を図5に示し、実施例12~20における接合面の引張強さと、接合時の加圧力及び加熱温度との関係を図6に示し、実施例21~25における接合面の引張強さと、接合時の加圧力との関係を図7に示す。なお、図7においては、表3に示す引張強さの結果が高い方の値を示している。評価2実施例2及び実施例22で得られた結合部材の接合部分を走査型電子顕微鏡SEMで撮影した。なお、SEMにおいては、電子線を絞って電子ビームと成して対象物に照射し対象物から放出される二次電子、あるいは対象物によって反射される反射電子などを検出することで対象物を観察することができる。実施例2で得られた二次電子像を図8のa~cに示し、実施例22で得られた二次電子線を図9に示す。図8のaは、測定スケールが200μmであり、マグネシウム部材と、中間層Niと、アルミニウム部材との接合部分の写真である。図8のbは、測定スケールが20μmであり、マグネシウム部材と、中間層Niとの接合部分の写真である。図8のcは、測定スケールが20μmであり、中間層と、アルミニウム部材との接合部分の写真である。図8の断面観察において、アルミニウムとマグネシウムの直接拡散接合時に形成されやすい割れやカーケンダルボイド等の欠陥は認められなかった。図9中、矢印Line1、Line2の記載は、後述する線分析の接合面と測定方向を示している。なお、写真の上側部分はマグネシウム合金AZ80であり、中央部分はインサート材Tiであり、下側部分はアルミニウム合金A2017、ジュラルミンである。また、測定スケールは100μmである。評価3実施例2及び実施例22で得られた結合部材の接合界面を電子線マイクロアナライザーEPMAで面分析した。なお、EPMAにおいては、電子線を対象物に照射することにより発生する特性X線の波長から構成元素を分析することができる。実施例2で得られた面分析像を図10のa~図10のfに示し、実施例22で得られた面分析像を図11のa~図11のbに示す。図10のa~図10のcは、測定スケールが5μmであり、上側がマグネシウム部材であり、下側が中間層Niとなっており、図10のd~図10のfは、測定スケールが5μmであり、上側が中間層Niであり、下側がアルミニウム部材である。なお、図10のaは、二次電子像である。図10のbは、反射電子像である。図10のcは、マグネシウムの面分析結果である。図10のdは、Niの面分析結果である。図10のeは、アルミニウムの面分析結果である。図10のfは、酸素の面分析結果である。図10のfより、微細な酸化物の存在が明らかに確認できた界面からマグネシウム合金側に約10μmまで存在。これは大気中の加工プロセスであったため、ある程度の酸化物が形成されたと考えられる。なお、これは図10の、b、c及びeの信号強度変化部にも合致する。図11のa~図11のbは、測定スケールは5μmである。なお、図11のaは、図9のLine1に沿ってマグネシウム合金AZ80とインサート材Tiとの接合面の面分析結果であり、図中SLは二次電子像であり、CPは反射電子像である。また、Mg、Ti、Al、Oは分析した各元素を示す。図11のaの分析写真Mgの場合の接合面は、上側部分がマグネシウム合金AZ80であり、下側部分はインサート材Tiである。界面には薄い拡散層と微細な塑性流動界面の形成アンカー効果が認められる。二元系の状態図を見ると、TiはMgとの相互溶解が極めて小さいことから、これらの拡散反応は小さいと考えられる。この場合の拡散反応は主にMg合金中のAl成分とTiと考えられる。すなわち、インサート材にTiを用いることで、脆弱なMgの反応層の成長を極力抑えることができ、それにより高強度な拡散層を得ていると考えられる。図11のbの分析写真Tiの場合の接合面は、上側部分がTiであり、下側部分がアルミニウム合金である。接合界面では拡散反応が認められる。Alの記載される写真では上側部分がTiであり、下側部分がアルミニウム合金である。AZ80合金側と同様に薄く欠陥の無い良好な拡散層の形成が確認できた。図11のbにおいて、各写真の上側部分がインサート材Tiであり、下側部分はアルミニウム合金A2017ジュラルミンである。写真に記載されるSLは二次電子像であり、CPは反射電子像である。Ti記載の図では界面に薄い拡散層と微細な塑性流動界面の形成アンカー効果が認められる。同様にAl記載の図では界面に薄い拡散層と塑性流動界面の形成が認められる。O記載の写真では特に顕著な酸化物の存在は認められない。評価4評価3と同様にして、実施例2及び実施例22で得られた結合部材の接合部分をEPMAで線分析した。実施例2で得られた線分析のグラフを図12のa~図12のdに示し、実施例22で得られた線分析のグラフを図13a及び図13bに示す。図12のaは、図10のcに対応する線分析であり、マグネシウムの分析結果を示す。その走査方向はマグネシウム合金側からNiのインサート材方向へ界面に垂直に行っている。縦軸は発生した特性X線の強度、横軸は走査距離mmである。グラフの横軸は1目盛り0.001mm1μmであり、マグネシウムが存在する部分と存在しない部分の境界部分を示している。すなわち、ニッケルNiとの拡散層が読み取れる部分である。図12のbは、ニッケルの線分析結果を示す。主にマグネシウム部材と1μm前後の拡散層を形成していることが分かる。非常に薄い拡散層であることが分かり、良好な拡散層であることが理解できる。図12のcは、アルミニウムの線分析結果である。図12のdは、酸素の線分析結果である。酸化物層Qが検出されていることが確認できる。なお、この部分は、図10のfに示す酸化物層に相当する。酸化物層の厚みは10μm程度であった。図13aは、図9のLine1に沿って行われており、図13bは、図9のLine2に沿って行われている。また、分析する元素の種別をグラフ毎に記載している。図13中、CPは反射電子強度を示す。また、Mg,Ti,Al,Oはそれぞれ分析した元素記号を示す。横軸は走査距離であり、単位はである。図13aより、拡散層は2μm程度であることが分かる。マグネシウムはTiとの相互溶解度が小さい。Tiを中間材に用いることでMgとの反応を極力抑え、一方でマグネシウム合金中のAlと主に反応させることで薄く良好な拡散層が得られる。これにより微細な塑性流動界面と合わせて高強度な接合界面が形成できる機械的接合アンカー効果と冶金的接合拡散反応の相乗効果。なお、酸素の線分析結果を見ると、脆弱な酸化層の形成もTiにおいてはNi図12に比較し、非常に少ないことが理解できる高強度に寄与している。図13bより、インサート材TiとA2017の接合界面についてもTiとAlとの間で薄く良好な拡散層が形成されていることが分かる。拡散反応層の厚みは1μm前後と思われる特性X線の発生領域で決まる分解能程度で極めて薄い。また、接合界面の酸化物の生成もほとんどないことが分かる。比較例1中間層となるインサート材を用いないこと以外は、実施例1と同様にして、結合部材を得た。すなわち、マグネシウム合金AZ80とアルミニウム合金A6151とを直接接触させて積層体とし、積層体の温度360°C、385°C、400°C、420°Cに設定して、加圧力300MPaで加熱加圧を行った。評価5比較例1で得られた結合部材に対し、評価1と同様にして、引張強さを測定した。得られた結果を図14に示す。図14に示すように、比較例1の結合部材は、420°Cの加工温度で急激に引張強さが増加する傾向を示した引張強さσB=55MPa。また、これより低い温度では、引張強さがσB=10MPa~30MPaの範囲となった。420°Cで急激に引張強さが増加する理由は、塑性流動界面の形成がこの温度以上で顕著になるためである。しかしながら、インサート材を用いないこのAlMg直接接合法では、極めて脆弱で欠陥の多い金属間化合物相が容易に形成される図14。直接接合では、熱間鍛造による塑性流動界面の形成により、ある程度の引張強さ約55MPaは得られるものの、破壊の起点となるワレやボイドと言ったクリティカルな欠陥の形成は避けようがなく、適切なインサート材の使用は不可欠と理解できる。評価6比較例1で得られた結合部材に対し、評価2と同様にして、結合部材の接合部分を走査型電子顕微鏡SEMで撮影した。得られた二次電子像を図15のa及び図15のbに示す。図15のa及び図15のbに示すように、マグネシウム部材側に金属間化合物であるAl12Mg17とAl3Mg2との各層が確認された。また、図15のaでは割れが認められ、図15のbではカーケンダルボイド拡散速度の差から生じる空孔が生じていた。この結果から良好な拡散層を形成する中間層を用いる優位性が証明できる。"