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镍基合金时效沉淀过程中γ′沉淀相从γ母相中脱溶的相变可以近似看作同构型相变,由于沉淀相与母相的晶格失配,导致系统出现与沉淀相和母相间的晶格失配相关的失配应变弹性能。随着γ′的粗化和沉淀相与母相间晶格失配应变的增大,失配应变弹性能而不是界面能将主导沉淀粗化过程,继而沉淀粗化过程中发生以下现象:一、沉淀颗粒形态将由球形转变为立方体形态;二、单个立方体颗粒会劈裂为对偶体或八偶体;三、沉淀颗粒逐渐在母相晶体学软化方向对齐为一线或周期排列。这种类型的沉淀粗化行为与LSW理论大相径庭,因为LSW理论没有考虑失配应变弹性能。本文利用相场方法,将实际镍基合金相与模型合金进行相似处理,并针对模型合金进行建模、计算模拟,以得到实际镍基合金时效沉淀颗粒的演化序列和劈裂行为。镍基合金时效沉淀过程所涉及的γ′和γ两相与温度相关的晶格常数分别为aγ′（T）和aγ（T）,这两条与温度相关的晶格常数在某温度下可能存在交点,该交点对应的温度为MSC温度,或称MSC点。如果热处理连续冷却曲线经过MSC点,这样的MSC点称为实MSC点;如果热处理连续冷却曲线不经过MSC点,则这样的MSC点称为虚MSC点。如果aγ′（T）和aγ（T）相交于虚MSC点,那么在一级等温时效温度下,沉淀相与母相的失配应变不为0。如果aγ′（T）和aγ（T）相交于实MSC点,可以选择一级时效温度Ts正好在MSC点,以至一级等温时效期间沉淀相相与母相的晶格畸变为0,进而γ′晶核的生长只受界面能控制。随着连续冷却过程中温度连续降低,由于沉淀相与母相的晶格常数随温度变化而变化的速率不同,导致沉淀相与母相发生挤压进而产生弹性能。镍基合金时效的MSC效应,实际是γ′沉淀相与γ母相之间的、与温度相关的失配应变ε0c（T）在热处理过程中随时效温度变化而变化的响应。镍基合金的MSC效应在温度均匀性假设条件下可以简化为MSC函数,且MSC函数可以表达为由三个参数确定的双曲正切函数,这三个参数分别为MSC延迟时间t0、MSC速率β和MSC函数初始值α。MSC延迟时间t0表示分级时效的一级等温时效延续的时间,MSC速率β由热处理中的连续冷却速率确定,而MSC函数初始值α表达的是一级等温时效温度与MSC温度的差。如果镍基合金在MSC点时效且不考虑界面能各项异性,沉淀颗粒的生长由于只受界面能控制而不受弹性能约束,在此条件下的生长称为等轴生长,沉淀颗粒等轴生长的最终形态为球形。镍基合金时效沉淀颗粒的等轴生长不符合LSW经验所给出的?r?∝t1/3关系,实际上时效沉淀颗粒会等轴生长到最大半径,该最大半径由沉淀和母相的溶质平衡浓度决定。当等轴生长结束并在t0时刻开始冷却,由于γ′沉淀相与γ母相的晶格常数随温度变化而变化的速率不同,导致沉淀与母相之间产生由晶格失配引起的失配应变弹性能。界面能试图使颗粒生长为球形,而失配应变弹性能试图使颗粒生长为立方体。立方体沉淀颗粒由于受到来自母相的压应力,溶质在立方沉淀的八角所在的?111?方向富集而在?100?方向贫化,直至沉淀颗粒心部的溶质贫化至母相溶质浓度,导致沉淀颗粒心部出现γ相晶核,且该γ相晶核在?100?面上扩展至沉淀颗粒的表面直至颗粒完全劈裂。在一级等温时效结束后的非平衡连续冷却过程中,由于沉淀与母相间晶格失配引起的弹性能在t0点处的突然变化,导致时效合金总自由能升高,这表明非平衡过程系统自由能可能升高。多颗粒劈裂过程中,沉淀颗粒生长除了受界面能和失配应变弹性能的控制,颗粒之间还存在弹性交互作用能。镍基合金时效沉淀颗粒形态演化路径取决于两个条件:第一个条件是一级时效是否在MSC温度附近进行,第二个条件是一级时效时间长度。如果一级时效温度不在MSC点附近,会导致γ′沉淀颗粒自形核起就受失配应变弹性能的控制,使得沉淀颗粒直接生长为碟形。如果一级时效温度为MSC温度,由于没有失配应变弹性能,颗粒只在界面能的控制下生长,由于界面能各向异性,沉淀颗粒有生长为枝晶形态的可能。如果一级时效温度是MSC温度,沉淀颗粒是否生长为枝晶还取决于MSC延迟时间t0,如果t0较小,沉淀颗粒可能还没有形成枝晶就劈裂;如果t0较大,沉淀颗粒会生长为枝晶后劈裂。