在凝固过程中得到的大量弥散分布的纳米颗粒，无论20%还是40%的形变条件下，这些纳米颗粒在基体中的分布呈现弥散状态，并没有发生太过明显的团聚和长大现象 [图5.7 （a）～（d）]。
图5.7 （a）～（d）分别显示的是合金经过20%和40%形变400℃时效4h热处理后1号、3号试样合金基体中的纳米颗粒形貌图，绝大部分纳米颗粒的尺寸在10～25nm，基体上还有一些尺寸在10nm 之下的纳米颗粒，初步推测这很可能是凝固过程中那些来不及析出或者是形成了溶质富集区的Fe元素在形变能的作用下，材料在时效保温期间经过扩散形成的细小纳米颗粒，这些颗粒能对基体起到强化作用。
形变60% +400℃时效4h合金5号试样的TEM 微观照片如图5.7 （e）、（f）所示，基体上发现了尺寸较大的亚微米颗粒（尺寸在200nm 左右甚至更大），经过EDS能谱确定（表5.3和表5.4）这些亚微米的颗粒为富铁相。基体中发生了再结晶现象，但是数量不多，同时在基体中也发现了尺寸在几十个纳米的纳米颗粒，细小质点相能够在一定程度上抑制再结晶现象，由于细小尺寸的纳米颗粒出现，材料的再结晶现象也不是很明显。
材料经过60%形变后，材料储存了大量的应变能，塑性变形后的金属材料的能量升高，在能量状态上处于不稳定的状态，在时效过程中，Fe纳米颗粒发生了长大现象，粗大颗粒的生成必然会消耗更多的溶质，从而造成细小的Fe纳米颗粒数量的消失，这两种尺寸不同的颗粒数量和体积分数的此消彼长将很大程度上影响材料的力学性能，从纳米增强相角度分析，经过形变热处理后的材料中Fe纳米颗粒作为强化质点相，其体积分数越大，弥散度越高，强化效果就会越明显。
由于那些尺寸相对比较粗大的第二相颗粒 （直径在0.2μm 以上）在变形过程中几乎是没有变形能力的，这就十分容易造成材料在变形过程中的应力集中现象，使得粗大相颗粒可能发生断裂或者是界面脱粘现象而成为微裂纹源，造成材料的过早断裂和延塑性的下降，这也和5号试样的力学性能相一致。
形变40%+400℃时效4h热处理后3号试样中的Fe纳米颗粒高分辨形貌照片如图5.9所示。图5.9 （a）显示的是孪晶界面处的一个Fe纳米颗粒，这个纳米颗粒近乎于圆形，尺寸在10nm 左右，孪晶共格界面正好切过这个纳米颗粒。
图5.9 （b）为铜基体上两个圆盘形的纳米Fe颗粒，尺寸在15nm 左右，通过高分辨观察和面间距确定可以发现，Fe纳米颗粒的（110）晶面和基体Cu的 （111）晶面保持着完全共格的关系，共格界面处的位错和原子错排面清晰可见，纳米颗粒内部也有位错存在。和传统的微米、亚微米所产生的析出颗粒强化不同，当位错遇到具有共格界面的纳米颗粒时，纳米颗粒除了产生析出强化作用外，位错一方面能够沿着共格界面滑移到别的地方去，另一方面一部分位错能够通过共格界面进入到纳米颗粒内部，这就减轻了位错遇到析出质点所产生的塞积现象，在提高材料强度的同时对材料的延塑性有很好的作用。
图5.10是3号试样基体中共格界面处的位错塞积列形貌，可以发现位错塞积列并没有完全堆积在界面处而是在基体中和孪晶内部，局部的位错塞积现象得到了很大的缓解。
Cu属于层错能较低的面心立方金属材料，Fe纳米颗粒的加入能够进一步降低材料的层错能，层错能低的金属，位错就变得容易扩展分解，这个时候组织的位错组态呈现平面分布，不容易发生缠绕和形成缠结的状态。(www.xing528.com)
图5.9 40%3号试样中Fe相高分辨图像形貌
根据扩展位错的理论可知，（111）密排面上的
（110）位错很容易扩展成
（112）和
（111）不全位错[167]，而在两个不全位错之间夹着一片层错。Byun等人[168]认为如果材料的层错能越低，则两个分位错的距离就越远[169]。从图5.6 （a）中观察到了层错的存在，这就说明CuSn10Zn2FeCo合金的层错能比较低。
3号试样形变热处理后的拉伸断口形貌如图5.11所示，可以看出合金的断裂形式呈韧性断裂，这也和合金具有良好的伸长率相一致的。
图5.10 3号试样中的位错塞积形貌
图5.11 3号试样拉伸断口形貌
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