鋁型材時效過程是第二相從過飽和固溶體中沉淀的過程，也是固態相變的一種；通過新相的形核和長大的方式完成轉變，這種形核長大首先取決于系統的自由能變化；只有在系統自由能降低條件下，才能形成新相；

時效硬化是鋁型材的主要強化手段，鋁型材的時效硬化是一個相當復雜的過程；它不僅取決于合金的組成、時效工藝，還取決于合金在生產過程中所造成的缺陷，特別是空位、位錯的數量和分布等，造成此種硬化的原因一般應用位錯理論解釋；目前普遍認為時效硬化是溶質原子偏聚形成硬化區的結果；

鋁型材在固溶處理加熱時，合金中形成了空位，在淬火時，由于冷卻快，這些空位來不及移出，便被固定在晶體內；這些在過飽和固溶體內的空位大多與溶質原子結合在一起；由于過飽和固溶體處于不穩定狀態，必然向平衡狀態轉變，空位的存在，加速了溶質原子的擴散速度，因而加速了溶質原子的偏聚；

硬化區的大小和數量取決于淬火溫度與淬火冷卻速度；淬火溫度越高，空位濃度越大，硬化區的數量也就越多，硬化區的尺寸減小；淬火冷卻速度越大，固溶體內所固定的空位越多，有利于增加硬化區的數量，減小硬化區的尺寸；

（Al-Cu二元相圖的富鋁部分）

沉淀硬化和金系的一個基本特征是隨溫度而變化的平衡固溶度，即隨溫度增加而固溶度增加，大多數可熱處理強化的鋁型材都符合這一條件；沉淀硬化所要求的溶解度-溫度關系，可用鋁-銅系的Al-4Cu合金說明合金時效的組成和結構的變化；上圖為鋁-銅系富鋁部分的二元相圖，在548℃進行共晶轉變L→α+θ（Al2Cu）；銅在α相中的極限溶解度5.65%（548℃），隨著溫度的下降，固溶度急劇減小，室溫下約為0.05%；

在時效處理過程中，該合金組織有以下幾個變化過程；

1. 形成溶質原子富集區—G.P.（Ⅰ）區

在新淬火狀態的過飽和固溶體中，銅原子在鋁晶格中的分布是任意的、無序的；時效初期，即時效溫度低或時效時間短時，銅原子在鋁型材上的某些晶面上聚集，形成溶質原子富集區，稱G.P.（Ⅰ）區，與型材α保持共格關系，這些聚合體成了提高抗變形的共格應變區，故使鋁型材的強度、硬度升高；G.P.（Ⅰ）區的直徑約為4~5nm，厚度只有幾個原子間距；它們仍保留在母相晶格中，與母相沒有界面，只是由于銅原子富集，使G.P.區附近的晶格發生很大的畸變，引起了合金的強化；

2. G.P.區有序化—形成G.P.（Ⅱ）區（θ相）

隨著時效溫度升高或時效時間延長，銅原子繼續富集并發生有序化，即形成G.P（Ⅱ）區；它與型材α仍保持共格關系，但尺寸較G.P.（Ⅰ）區的大；它比G.P.（Ⅰ）區周圍的畸變更大，對位錯運動的阻礙進一步增大，因此時效強化作用更大，G.P.（Ⅱ）區的直徑約為10~40nm，厚度1~4nm，它們與母相仍然保持同類型晶格，沒有明顯界面，只是晶格畸變更大些，使合金進一步強化；

3. 形成過渡相θ’

隨著時效溫度進一步升高，或時效時間進一步延長，銅原子在G.P.（Ⅱ）區繼續富集，當銅原子與鋁原子比為1:2時，形成過渡相θ’；θ’相的化學成分與穩定相θ（GuAl2）的相同；θ’相具有正方晶格，其兩棱a與b與母相的晶格常數相等，但在c軸方向略顯收縮；θ’相與母相保持有共格關系；過渡相θ’的[100]面與母相的[100]面原子排列和晶格常數最相近，因此，沿這兩個面相共格；但由于θ’相的點陣常數發生較大的變化，與基體共格關系由完全共格變為局部共格，因此θ’相周圍基體的共格畸變減弱，對位錯運動的阻礙作用減小，表現在型材性能上硬度開始下降；由此可見，共格畸變的存在是造成鋁型材時效強化的重要因素；

4. 形成穩定的θ相

隨著時效溫度再升高或時效時間再延長，過渡相θ’繼續長大，共格面附近的畸變也隨之增加，達到一定程度后，共格被破壞，過渡相θ’變成了平衡相θ（CuAl2）；過渡相從鋁型材固溶體中完全脫落，形成與型材有明顯的界面的獨立的穩定相CuAl2，稱為θ相；此時θ相與型材的共格關系完全破壞，并有自己獨立的晶格，其畸變也隨之消失；在高倍光學顯微鏡下，可看到第二相質點；這時型材強度已達到極大值，并隨時效溫度的提高或時間的延長，θ相的質點聚集長大，鋁型材的強度、硬度進一步下降，型材就軟化并稱為過時效；如果時效溫度再升高或時間再延長，第二相θ質點將發生聚集而變得粗大；