技术领域
本发明涉及的是一种金属材料技术领域的镁合金，具体是一种近无共晶凝固相的铸造镁合金及其铸件的制造方法。
背景技术：
镁合金具有低密度、高比强度的优点，在航空航天、军工和各大工业领域有广泛的应用。铸造镁合金适用于液态成形，可用于制造复杂薄壁构件。现有的国内外铸造镁合金中，可分为含铝铸造镁合金和含锆铸造镁合金。含铝铸造镁合金具有原材料成本低的优势，主要有ZM5、ZM10、AZ91D等，为了追求一定的力学性能，含铝铸造镁合金通常铝含量较高，一般在8%以上，凝固区间宽，具有形成显微缩松、反偏析的倾向，且铸件的壁厚效应严重。现有的含锆铸造镁合金，以强化元素来看，以Mg-Zn-Zr系和Mg-RE（稀土）-Zr系为主。Mg-Zn-Zr系铸造镁合金的铸件壁厚效应有显著改善，如ZM1、ZM7等，但其凝固区间比含铝铸造镁合金的更宽，因此其显微缩松倾向更为显著；Mg-RE（稀土）-Zr系铸造镁合金的凝固区间相对较窄，在显微缩松倾向和壁厚效应方面改善较为明显，如ZM6、WE54A、WE43A等。
纵观现有的铸造镁合金，均有一个共同的特点：为了提高铸件最终的力学性能，铸态下均含有较多的共晶凝固相。这种共晶凝固相的存在使铸件制造过程存在以下问题：一方面，共晶凝固相的存在损害合金铸态下的延伸率，因此现有的镁合金铸件容易发生开裂；另一方面，较多的共晶凝固相的存在导致必须采用较高的固溶处理温度，使铸件容易发生热处理变形。因此，通过合金成分设计，开发一种近无共晶凝固相的铸造镁合金，确保材料铸造成形工艺性优秀，且铸件的力学性能达到现有常规镁合金铸件的水平，对拓展铸造镁合金应用领域，尤其是制造大型复杂薄壁构件，有着极为重要的意义。
目前没有发现同本发明类似技术的说明或报道，也尚未搜索到国内外类似的资料。
技术实现要素：
本发明的目的在于克服现有技术的不足，提供近无共晶凝固相的铸造镁合金及其铸件的制造方法；所述铸造镁合金通过控制主要合金元素的含量在较低的水平，使合金在铸态下即形成基本不含共晶凝固相的组织，且凝固区间窄，显微缩松倾向低，铸件固溶处理温度低；同时调配Y、Gd、Nd等主要稀土元素的比例，使合金仍然具备时效强化能力。在制造高性能大型复杂薄壁构件方面，有显著的优势。
本发明是通过以下技术方案实现的：
本发明提供近无共晶凝固相的铸造镁合金，包含组分及重量百分比为：Y 2.0～3.0%，Gd 1.4～2.0%，Nd 0.6～1.0%，Zr 0.4～1.0%，Mg为余量。
本发明的另一技术方案在于：提供一种所述高性能耐热铸造镁合金的砂型铸件的铸造方法，所述铸造方法具体包括如下步骤：
预处理：按重量百分比称取原材料，预热；
熔炼浇注：将预处理后的原材料熔炼，均匀混合；经覆盖、精炼处理后浇注，得铸件；
热处理：对所述铸件在一定温度下保温一定时间，冷却，得到固溶态铸件，对所述固溶态铸件进行时效处理、冷却，得到铸件毛坯。
优选地，预处理的步骤中，所述预热的温度为200℃，时间为8小时。
优选地，熔炼浇注的步骤中，所述覆盖采用的覆盖剂为JDMF，所述精炼采用的精炼剂为RJ6，所述浇注的温度为700℃～720℃。
优选地，热处理的步骤中，所述固溶处理的条件为400～440℃下10～12小时；所述时效处理的条件为150～180℃下40～100小时；所述冷却具体是指在空气中自然冷却。
与现有技术相比，采用本发明近无共晶凝固相的铸造镁合金制造的铸件，在具备与常规镁合金铸件相当的力学性能的同时，凝固区间窄，基本不含共晶凝固相，铸造成形、热处理工艺性相对目前的铸造镁合金有大幅度改善，特别适合制造域高性能大型复杂薄壁铸件。
具体实施方式
下面对本发明的实施例作详细说明：本实施例在以本发明技术方案为前提下进行实施，给出了详细的实施方式和过程，但本发明的保护范围不限于下述的实施例列举的合金成分。
实施例1
熔炼浇注制备质量百分比为Mg-2.0%Y-1.4%Gd-0.6%Nd-0.4%Zr的近无共晶凝固相的铸造镁合金，包括以下步骤：
预处理步骤：按质量百分比称取纯镁、Mg-Gd中间合金、Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金、Mg-Zr中间合金。所有原材料在200℃预热，保温时间8小时。
熔炼浇注步骤：推荐采用坩埚电阻炉熔炼，加入覆盖剂JDMF进行覆盖、精炼剂RJ6进行精炼处理，使各合金成分均匀混合、去除夹杂物，在720℃进行浇注。
热处理步骤：在400℃对铸件进行固溶处理，处理时间为10小时，空冷；在150℃进行时效处理，处理时间为100小时，空冷，得到铸件毛坯。
本实施例近无共晶凝固相的铸造镁合金具备优秀的铸造成形、热处理工艺性，且制造的铸件力学性能良好，铸件本体取样性能可稳定达到：室温下σb≥180MPa，δ5≥6%。
实施例2
熔炼浇注制备质量百分比为Mg-2.5%Y-1.7%Gd-0.8%Nd-0.7%Zr的近无共晶凝固相的铸造镁合金，包括以下步骤：
预处理步骤：按质量百分比称取纯镁、Mg-Gd中间合金、Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金、Mg-Zr中间合金。所有原材料在200℃预热，保温时间8小时。
熔炼浇注步骤：推荐采用坩埚电阻炉熔炼，加入覆盖剂JDMF进行覆盖、精炼剂RJ6进行精炼处理，使各合金成分均匀混合、去除夹杂物，在710℃进行浇注。
热处理步骤：在420℃对铸件进行固溶处理，处理时间为11小时，空冷；在165℃进行时效处理，处理时间为70小时，空冷，得到铸件毛坯。
本实施例近无共晶凝固相的铸造镁合金具备优秀的铸造成形、热处理工艺性，且制造的铸件力学性能良好，铸件本体取样性能可稳定达到：室温下σb≥220MPa，δ5≥4%。
实施例3
熔炼浇注制备质量百分比为Mg-3.0%Y-2.0%Gd-1.0%Nd-1.0%Zr的近无共晶凝固相的铸造镁合金，包括以下步骤：
预处理步骤：按质量百分比称取纯镁、Mg-Gd中间合金、Mg-Y中间合金、Mg-Nd中间合金、Mg-Zr中间合金。所有原材料在200℃预热，保温时间8小时。
熔炼浇注步骤：推荐采用坩埚电阻炉熔炼，加入覆盖剂JDMF进行覆盖、精炼剂RJ6进行精炼处理，使各合金成分均匀混合、去除夹杂物，在700℃进行浇注。
热处理步骤：在440℃对铸件进行固溶处理，处理时间为12小时，空冷；在180℃进行时效处理，处理时间为40小时，空冷，得到铸件毛坯。
本实施例近无共晶凝固相的铸造镁合金具备良好的铸造成形、热处理工艺性，且制造的铸件力学性能良好，铸件本体取样性能可稳定达到：室温下σb≥240MPa，δ5≥3%。
对比例1
本对比例是实施例1的对比例，本实施例涉及一种近无共晶凝固相的铸造镁合金；与实施例1不同之处在于所述铸造镁合金主要合金元素的质量百分比为Mg-1.0%Y-0.5%Gd-0.5%Nd-0.4%Zr；
本对例近无共晶凝固相的铸造镁合金具备优秀的铸造成形、热处理工艺性，但制造的铸件力学性能过低，铸件本体取样性能稳定达到：室温下σb≥130MPa，δ5≥6%。
对比例2
本对比例是实施例2的对比例，本实施例涉及一种近无共晶凝固相的铸造镁合金；与实施例2不同之处仅在于所述铸造镁合金铸件时效热处理的条件为250℃下10小时；
本对例近无共晶凝固相的铸造镁合金具备优秀的铸造成形工艺性，但制造的铸件力学性能过低，铸件本体取样性能稳定达到：室温下σb≥150MPa，δ5≥4%。
对比例3
本对比例是实施例3的对比例，本实施例涉及一种铸造镁合金；与实施例3不同之处在于所述铸造镁合金主要合金元素Y、Gd、Nd的元素含量较高，各元素质量百分比为Mg-5.0%Y-3.0%Gd-2.0%Nd-1.0%Zr。
本对比例铸造镁合金的凝固区间较宽，铸态凝固组织存在较多共晶相，因此铸造成形工艺性一般，不易成形大型复杂薄壁件。为了达到优化的力学性能，其铸件的热处理工艺为：在525℃对铸件进行固溶处理，处理时间为12小时，空冷；在250℃进行时效处理，处理时间为10小时，空冷。因此，其铸件在固溶热处理过程中发生变形的风险较大。
以上对本发明的具体实施例进行了描述。需要理解的是，本发明并不局限于上述特定实施方式，本领域技术人员可以在权利要求的范围内做出各种变形或修改，这并不影响本发明的实质内容。