鋁型材的時(shí)效強(qiáng)化理論，有很多種說(shuō)法；如彌散硬化理論、滑移干擾理論、溶質(zhì)原子富集成強(qiáng)化或硬化區(qū)理論等；目前普遍認(rèn)為時(shí)效強(qiáng)化或硬化是原子富集形成強(qiáng)化區(qū)的結(jié)果；經(jīng)科學(xué)實(shí)驗(yàn)證實(shí)，用X射線方法對(duì)鋁型材過(guò)飽和固溶體分解動(dòng)力學(xué)研究和通過(guò)電子顯微鏡對(duì)薄膜透射觀察，看到中間過(guò)渡析出階段（硬化區(qū)）的數(shù)量、大小、形狀和分布特點(diǎn)，描繪了硬化區(qū)的形象，揭示了鋁型材時(shí)效硬化現(xiàn)象的實(shí)質(zhì)；但時(shí)效硬化是一個(gè)非常復(fù)雜的問(wèn)題，與合金的成分、時(shí)效工藝、生產(chǎn)過(guò)程中的加工狀態(tài)都有關(guān)系，目前對(duì)時(shí)效的認(rèn)識(shí)還不十分徹底；下面僅介紹硬化區(qū)理論；

鋁型材在淬火加熱、快速冷卻時(shí)，形成過(guò)飽和固液體；過(guò)飽和固溶體有從不穩(wěn)定狀態(tài)向穩(wěn)定平衡狀態(tài)轉(zhuǎn)變的趨勢(shì)；而在過(guò)飽和固溶體快速冷卻過(guò)程中，合金中的大量空位也被固定在晶體中，這些空位的存在加速了溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速度，促使溶質(zhì)原子的富集；這些溶質(zhì)原子富集區(qū)，開(kāi)始形成時(shí)是無(wú)序的，這種無(wú)序的富集區(qū)成GPⅠ區(qū)；隨著溫度的升高和時(shí)間的延長(zhǎng)，這些富集起來(lái)的溶質(zhì)原子，逐漸有次序的排列起來(lái)，這種有序的富集區(qū)稱之為GPⅡ區(qū)；

GP區(qū)的大小、數(shù)量決定于淬火溫度和冷卻速度；淬火加熱溫度越高，空位濃度越大，GP區(qū)的數(shù)量增加，GP區(qū)的尺寸減?。焕鋮s速度越大，固溶體內(nèi)的固定的空位越多，有利于增加GP區(qū)的數(shù)量，減小GP區(qū)的尺寸；當(dāng)時(shí)效溫度繼續(xù)升高，或時(shí)間延長(zhǎng)時(shí)，那些大于臨界尺寸的GPⅡ區(qū)發(fā)生長(zhǎng)大，形成過(guò)渡相θ’（β’），θ’相的化學(xué)成分與穩(wěn)定相θ（CuAl2）相同，與母體保持有共格關(guān)系，有效阻礙了金屬晶體的變形，因而大大提高了鋁型材的強(qiáng)度；當(dāng)溫度進(jìn)一步升高或時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)時(shí)，過(guò)渡相θ’（或β’）變成了θ（CuAl2）相，這時(shí)的θ相完全脫離了母相，并有自己獨(dú)立的晶格；這時(shí)合金的強(qiáng)度已超過(guò)最大值，開(kāi)始下降，稱為過(guò)時(shí)效；總之鋁型材的時(shí)效過(guò)程是過(guò)飽和固溶體的分解脫溶過(guò)程，具有一定的順序：先形成GPⅠ區(qū)，GP區(qū)的有序化形成GPⅡ區(qū)，形成過(guò)渡相θ’（或β’），最后形成平衡相；

脫溶時(shí)為什么不直接形成平衡相？這是由于平衡相一般與基體形成新的非共格界面，界面能大，而亞穩(wěn)定的脫溶產(chǎn)物θ’相與基體完全或部分共格，界面能小；相變初期新相的比表面大，因而界面能起決定作用；界面能小的相，形功小，容易形成；所以首先形成形核功最小的過(guò)渡相，再演變成平衡穩(wěn)定相；

不同系列的鋁型材脫溶序列不一定相同；如Al-Cu系列的鋁型材可能出現(xiàn)兩種過(guò)渡相θ’’及θ’，而大部分型材只存在一種過(guò)渡亞穩(wěn)定相，表中為幾種型材的脫溶序列；