本文采用熔融玻璃净化与循环过热相结合的深过冷技术，在真空高频熔炼条件下对富Fe端Fe-B共晶系合金进行了深过冷实验。分析了影响合金熔体净化效果的主要因素及微观净化机制，提出了该合金获得深过冷甚至超过冷的工艺路线。借助ICP、DSC、SAED、SEM、XRD等分析手段，系统研究了该共晶系合金的组织演化与熔体过冷度间的关系。借助经典形核理论、瞬态形核理论以及枝晶生长理论分析了过冷熔体中的组织形成、相选择以及亚稳相与稳定相的竞争形核关系。提出了Fe-B共晶合金深过冷条件下非规则共晶组织的形成机制。考察了亚稳共晶合金的热稳定性和软磁性能。主要结论如下：1．预抽真空、氩气保护、B₂O₃熔融玻璃包覆和循环过热相结合的净化方法能够最大可能地抑制Fe-B共晶系合金熔体的形核，从而在大体积合金熔体中获得了深过冷和超过冷。采用此工艺方法成功地使Fe₈₃B₁₇共晶合金稳定获得了324K～460K的超过冷度，使Fe₈₀B₂₀过共晶合金熔体的过冷度达到了485K。从而使Fe-B共晶系合金熔体开始形核前的初始过冷度达到了（0.3～0.4）T_m的水平。2．大量实验结果表明，Fe₈₃B₁₇共晶合金随过冷度变化其组织演化遵循如下规律：△T＜50K，形成了完全的规则层片（α-Fe／Fe₂B）共晶；50K≤△T＜300K，形成了初生相为Fe₂B的过共晶组织；300K≤△T＜386K，初生相Fe₂B消失，凝固组织逐渐成为完全的α-Fe／Fe₂B非规则共晶组织。△T≥386K时，亚稳相Fe₃B取代稳定相Fe₂B直接从液相中析出，形成了α-Fe／Fe₃B非规则共晶组织，并且Fe₃B相在随后的冷却中没有发生固态转变而被保留到了室温。3．运用LKT／BCT枝晶生长理论模型，分析了过冷Fe₈₃B₁₇共晶合金熔体中α-Fe相和Fe₂B相的竞争生长，准确获得了富Fe端过冷Fe-B共晶系合金的共晶共生区和组织选择图。4．当亚稳相Fe₃B形成时发生显著的晶粒粗化，其主要机制是：当亚稳相Fe₃B形成时，熔体已达超过冷状态。在大过冷度下，熔体形核主要受界面原子扩散控制，随着过冷度的继续增大，原子扩散越不容易，从而导致了形核率减小。然而，此时晶体生长的驱动力（超过冷）又足够大，从而导致了快速生长，于是就出现了晶粒粗化。5．深过冷Fe₈₃B₁₇共晶合金熔体中亚稳相形成的主要机制是亚稳相Fe₃B在与稳定相Fe₂B的竞争形核中胜出，即在给定成分的合金中，对于同样满足形核热力学条件的亚稳相和稳定相，当亚稳相的形核孕育时间小于稳定相时，亚稳相Fe₃B优先析出并完全抑制了稳定相Fe₂B的形成。6．深过冷Fe₈₃B₁₇共晶合金竞争形核的理论和实验结果分析表明，在同时满足形核热力学条件的两相竞争形核中，对于亚稳相的形成，形核的动力学条件显得更为重要；亚稳相Fe₃B的晶体结构也是决定其优先形核的一个重要因素；相对于经典形核理论，在相同的热物性参数下，基于瞬态形核理论的形核孕育时间更能准确地预测亚稳相与稳定相的竞争形核。7．深过冷Fe-B共晶合金熔体中非规则共晶组织的形成机制为：规则层片共晶组织通过碎断、熟化形成非规则共晶，或Fe₂B（Fe₃B）相首先形核，建立起互相贯通的共晶骨架，而α-Fe相在这些骨架中形核和生长，从而形成非规则共晶组织。8．通过超过冷快速凝固技术从液相中直接析出的亚稳相Fe₃B能够在1223K-1273K的温度范围内稳定存在一定时间，即：Fe₃B（?）α-Fe+Fe₂B。其热稳定性比非晶晶化法形成的亚稳相Fe₃B的热稳定性更高。9．Fe₈₃B₁₇共晶合金软磁性能的测试结果表明，采用超过冷快速凝固技术制备的亚稳相合金具有比相应准稳态合金和非晶合金更加优异的软磁性能。