镁合金是实际应用中最轻的金属结构材料，具有高的比强度、比刚度和减震性，而且易于回收，在汽车、电子、航空等领域有广阔的应用前景。常规铸造镁合金显微组织及析出相比较粗大，室温和高温强度都不理想，难以满足高性能结构材料的需求。快速凝固技术能显著细化晶粒、扩展固溶度及形成新的亚稳相，从而大幅度提高合金的强度，但成型困难，成本高。亚快速凝固技术兼备了常规凝固和快速凝固的优点，更接近于实际生产，易实现产业化，是提高镁合金强度的有效途径。Mg-Zn-Y（-Zr）系合金是目前开发高强镁合金的热点之一，本文采用水冷铜模射铸成型技术，研究了亚快速凝固条件下Mg-Zn-Y（-Zr）合金的组织演化、相选择及凝固动力学，对于亚快速凝固理论的研究和高强镁合金的开发具有一定的意义。采用半连续铸造制备出四种不同成分的常规凝固Mg-Zn-Y（-Zr）合金，将合金在石英管中高频感应加热重熔，射铸到水冷铜模中制成φ2mm的圆柱形亚快凝样品。采用OM、SEM、EDAX、XRD、DSC等分析了常规凝固和亚快速凝固条件下Mg-Zn-Y（-Zr）合金的显微组织和组成相，研究了亚快速凝固条件下Mg-Zn-Y（-Zr）合金的组织演化和相选择规律，并运用时间依从的瞬态形核理论和相生长理论从动力学角度探讨了亚快速凝固过程及析出相的形核和生长，其结果与试验有较好的吻合。试验结果表明，亚快速凝固条件下，Mg-Zn-Y（-Zr）合金的显微组织同常规凝固一样，主要由α-Mg固溶体和在晶界处呈网状分布的第二相组成。常规凝固条件下，第二相呈层片状共晶形态，亚快速凝固条件下，层片状共晶形态消失，产生了离异共晶。亚快速凝固促进了合金元素的固溶，降低了合金元素在晶界处的富集，减小了偏析，元素分布相对比较均匀，但在晶界处的含量仍高于晶内。亚快速凝固显著地细化了合金晶粒，并且随着Y含量的提高，合金晶粒逐步细化且基体分枝加剧，晶界相有增多并细化的趋势，加Zr则使合金的基体由树枝状向等轴晶转变，也更进一步促进了Y的这种作用。但是在亚快速凝固条件下，合金元素的细化作用不再处于主导地位，即提高Y含量或添加合金元素Zr后，合金晶粒的细化程度不如在常规凝固条件下细化程度明显。常规凝固条件下，Mg7Zn2Y合金的主要组成相有α-Mg，Mg₇Zn₃和Mg₁₂YZn，亚快速凝固Mg7Zn2Y合金主要由α-Mg，Mg₃YZn₆和Mg₁₂YZn组成。亚快速凝固条件下，Mg7Zn3Y，Mg7Zn3YZr和Mg6Zn4YZr合金的主要组成相同常规凝固一样，均为α-Mg，Mg₃YZn₆和Mg₃Y₂Zn₃。添加合金元素Zr没有改变合金的相组成，但提高了Mg₃YZn₆相的共晶温度。亚快速凝固促进了三元相Mg₃Y₂Zn₃和Mg₃YZn₆的形成，抑制了Mg₃Y₂Zn₃向Mg₃YZn₆的转变。在亚快速凝固条件下，冷速不能使合金熔体的起始形核过冷度达到Mg₃YZn₆液相线温度以下，三元相之间存在着竞争形核和生长区间，这个区间的竞争形核和生长共同决定了两相的最终含量。亚快速凝固Mg7Zn2Y合金的相形成次序为α-Mg→Mg₁₂YZn→Mg₃YZn₆，亚快速凝固Mg7Zn3Y，Mg7Zn3YZr和Mg6Zn4YZr合金的相形成次序均为α-Mg→Mg₃Y₂Zn₃→Mg₃YZn₆。合金元素影响析出相的形核孕育期和生长速率。提高Y／Mg比，α-Mg和Mg₃YZn₆的瞬态形核孕育期曲线右移。提高Y／Zn比，α-Mg，Mg₃Y₂Zn₃和Mg₃YZn₆的瞬态形核孕育期曲线左移。添加合金元素Zr，α-Mg的瞬态形核孕育期变化不大，Mg₃Y₂Zn₃的瞬态形核孕育期曲线左移，Mg₃YZn₆的瞬态形核孕育期曲线右移。提高Y含量或添加合金元素Zr，Mg₃Y₂Zn₃和Mg₃YZn₆相的生长速率都得到了提高。