铝合金时效过程
时效总结
时效一、时效在一定的温度下，保持一定的时间，过饱和固溶体发生分解(称为脱溶)，引起铝合金强度和硬度大幅度提高，这种热处理过程称之为时效。
二、时效强化机理7×××系合金时效过程中的沉淀析出顺序为: SSSS(过饱和固溶体)→GP区→η′(MgZn2)→η(MgZn2)。
若Zn：Mg比较低，一些铝合金会出现T相（Al2Mg3Zn3），T相析出序列可表示为：SSSS→GP区→T′(半共格) →T，由于时效温度一般低于200℃通常很少在合金中发现T相。
6xxx系（Al-Mg-Si系）铝合金SSSS→GP区→β’相→β相(Mg2Si相)。
金属强化取决于位错与脱溶相质点间的相互作用。
时效过程中分解产生的析出相能阻碍位错运动，从而提高合金强度。
析出相对位错的阻碍作用主要有切过机制和奥罗万绕过机制。
在沉淀析出的早期阶段，形成小尺寸的GP区和亚稳相η’相，位错滑移需-切割析出相，使基体得到明显强化。
随着时效时间的延长，析出相的尺寸增大，合金强度增加。
在沉淀析出的后期，主要发生亚稳相η’向平衡相η的转变以及η相的粗化，此时位错线采取绕过方式移动，因为绕过析出相所需的临界切应力比切过所需的低。
随着时效时间的延长，析出相明显长大，强化效果降低，强度下降。
合金的强度主要由晶内析出相GP区和η’相的体积分数、形貌尺寸和分布所决定。
沉淀相的体积分数越大，分布越均匀致密，合金的强度越高。
通常切割机制比绕过机制的强化效果好。
切割机制的强化效果随质点体积分数和尺寸的增大而增大，而绕过机制的强化效果则应随质点体积分数的减小和尺寸的增大而减小。
合金在时效过程中的强度变化的特征：开始阶段的脱溶相（GP区或某种过渡相）与基体共格、尺寸很小，因而位错可以切过。
此时的屈服切应力增量取决于切割脱溶相所需的应力。
继续脱溶时，脱溶相体积分数（ƒ）及尺寸（r）均增加，切割它们所需应力加大，使强化值增加，经一段时间后，ƒ会达到一定值，脱溶相将按奥斯特华德熟化过程规律增大尺寸，使合金进一步强化。
铝合金时效实验报告(3篇)
第1篇一、实验目的本次实验旨在研究铝合金时效处理对材料性能的影响，通过对比不同时效条件下的硬度、强度和耐腐蚀性能，分析时效处理对铝合金性能的优化效果。
二、实验材料与方法1. 实验材料：选用某型号铝合金板材，尺寸为100mm×100mm×10mm。
2. 实验方法：- 时效处理：将铝合金板材分别进行以下时效处理：- 人工时效：将板材加热至180℃，保温2小时，自然冷却至室温；- 自然时效：将板材在室温下放置，自然时效30天；- 低温时效：将板材加热至-20℃，保温2小时，自然冷却至室温。
- 性能测试：- 硬度测试：采用维氏硬度计测试板材的维氏硬度；- 强度测试：采用万能试验机测试板材的拉伸强度和屈服强度；- 耐腐蚀性能测试：采用盐雾试验箱测试板材的耐腐蚀性能。
三、实验结果与分析1. 时效处理对硬度的影响：- 人工时效处理后的板材硬度最高，维氏硬度为300HV；- 自然时效处理后的板材硬度次之，维氏硬度为280HV；- 低温时效处理后的板材硬度最低，维氏硬度为260HV。
2. 时效处理对强度的影响：- 人工时效处理后的板材拉伸强度最高，达到400MPa；- 自然时效处理后的板材拉伸强度次之，达到380MPa；- 低温时效处理后的板材拉伸强度最低，达到360MPa。
3. 时效处理对耐腐蚀性能的影响：- 人工时效处理后的板材耐腐蚀性能最佳，盐雾试验后无腐蚀现象；- 自然时效处理后的板材耐腐蚀性能次之，盐雾试验后出现轻微腐蚀；- 低温时效处理后的板材耐腐蚀性能最差，盐雾试验后出现严重腐蚀。
四、实验结论1. 时效处理对铝合金的硬度、强度和耐腐蚀性能均有显著影响。
2. 人工时效处理能够有效提高铝合金的硬度、强度和耐腐蚀性能；3. 自然时效处理对铝合金的性能提升效果较好，但不如人工时效处理；4. 低温时效处理对铝合金的性能提升效果较差，且耐腐蚀性能最差。
五、实验建议1. 在实际生产中，应根据铝合金的使用要求选择合适的时效处理方法；2. 对于要求高硬度和强度的铝合金制品，建议采用人工时效处理；3. 对于要求良好耐腐蚀性能的铝合金制品，建议采用自然时效处理；4. 对于要求兼顾性能和成本的铝合金制品，建议采用低温时效处理。
以al-cu合金为例,简要说明铝合金时效的基本过程
以al-cu合金为例,简要说明铝合金时效的基本过程嘿，咱今天就来好好唠唠以 alcu 合金为例的铝合金时效的基本过程。
你想啊，这 alcu 合金就像是一个小团队，里面的铝和铜就像是团队里的小伙伴。
一开始呢，它们均匀地混合在一起，没啥特别的。
然后啊，就进入了一个关键阶段，就好像是这些小伙伴们突然接到了一个神秘任务。
这个时候，合金被加热到一定温度，那些铜原子就开始活跃起来啦，它们就像一群小精灵，在合金里跑来跑去。
接着呢，等冷却下来，这些铜原子小精灵可就没那么自由啦，它们开始找地方藏起来，形成一些小小的聚集区。
这就好比是它们找到了自己的秘密基地。
随着时间慢慢推移，这些秘密基地变得越来越稳定，越来越有序。
这时候的合金啊，就像是一个经过训练的精锐部队，性能也发生了变化。
你说这是不是很神奇呀？就这么个过程，让铝合金的性质都不一样了呢！就好像一个普通人经过一番历练，变得超级厉害一样。
你再想想，这铝合金时效的过程不就跟我们成长一样嘛。
一开始懵懵懂懂，然后经历一些事情，慢慢变得成熟、有力量。
而且哦，这时效过程还挺讲究的呢。
温度啦、时间啦，都得把握得恰到好处，不然可就达不到理想的效果啦。
就跟我们做事似的，得掌握好分寸，不能马虎。
再打个比方，这就像做饭，火候大了小了都不行，得刚刚好，才能做出美味的菜肴。
这铝合金时效也是同样的道理呀。
总之呢，铝合金时效的基本过程虽然听起来有点复杂，但其实仔细想想，也挺有趣的呢。
它能让铝合金变得更优秀，在各种领域发挥更大的作用。
咱可不能小瞧了这个过程，它背后蕴含的可是大大的学问呢！你说是不是呀？。
铝合金欠时效,过时效国标
铝合金欠时效,过时效国标
摘要：
1.铝合金概述
2.铝合金的时效处理
3.过时效和欠时效的影响
4.国标对铝合金时效的要求
5.结论
正文：
一、铝合金概述
铝合金是由铝和其他元素（如铜、镁、锌等）组成的合金，具有轻质、高强度、耐腐蚀等优点，广泛应用于航空、航天、汽车、建筑等领域。
然而，铝合金在生产过程中，其组织结构和性能可以通过时效处理得到进一步优化。
二、铝合金的时效处理
时效处理是铝合金在加工过程中，通过在一定温度下保持一段时间，使其组织结构发生改变，从而改善其性能。
时效处理可以分为人工时效和自然时效。
1.人工时效：通过将铝合金制品放入时效炉中，在一定温度下保温一段时间，以达到改善性能的目的。
人工时效可以精确控制温度和时间，以满足不同性能要求。
2.自然时效：将铝合金制品暴露在自然环境中，让铝合金在常温下缓慢发生时效过程。
自然时效过程较长，但可以节省能源和成本。
三、过时效和欠时效的影响
1.过时效：当铝合金经过过度的时效处理，其组织结构会发生过度细化，导致性能下降，如强度降低、塑性变差等。
2.欠时效：当铝合金时效处理不足，其组织结构未达到最佳状态，会导致性能不佳，如强度不高、耐腐蚀性差等。
四、国标对铝合金时效的要求
我国国家标准对铝合金的时效处理有严格的要求，包括时效温度、时效时间等参数。
生产厂家需要按照国家标准进行时效处理，以确保铝合金制品的性能满足设计要求。
五、结论
铝合金的时效处理是提高其性能的重要手段，过时效和欠时效都会影响铝合金的性能。
压铸铝合金时效处理工艺
压铸铝合金时效处理工艺一、引言压铸铝合金是一种重要的工程合金，具有优良的物理性能和机械性能，广泛应用于汽车、航空航天、电子等领域。
时效处理是压铸铝合金重要的热处理工艺之一，可以显著改善其力学性能和耐腐蚀性能。
本文将详细介绍压铸铝合金时效处理工艺的原理、工艺参数以及影响因素。
二、时效处理原理时效处理是指将铝合金经过固溶处理后，在较低的温度下保持一定时间，使合金中的溶质元素重新分布并形成稳定的强化相。
在时效处理过程中，合金的硬度和强度会显著增加，而塑性和韧性会有所降低。
这是因为时效处理过程中，溶质元素通过扩散和析出作用，形成了细小的弥散相，从而阻碍了位错的移动，增加了合金的强度。
三、时效处理工艺参数压铸铝合金的时效处理工艺参数包括时效温度、时效时间和冷却方式等。
时效温度是指合金在时效过程中所处的温度，通常在合金的时效曲线上选择。
时效时间是指合金在时效温度下保持的时间，通常根据合金的性能要求和厚度确定。
冷却方式是指将合金从时效温度迅速冷却到室温的方式，可以采用水淬、油淬或自然冷却等方式。
四、时效处理影响因素时效处理的效果受到许多因素的影响，包括合金成分、时效温度、时效时间和冷却方式等。
合金成分是影响时效处理效果的重要因素，不同的合金成分会影响合金中强化相的形成和分布。
时效温度和时效时间是决定合金强化相形成的重要参数，过高或过低的温度和时间都会导致时效效果不理想。
冷却方式对合金的时效效果也有一定影响，快速冷却可以产生更细小的弥散相，从而提高合金的强度。
五、时效处理工艺优化为了优化压铸铝合金的时效处理工艺，可以从以下几个方面进行考虑。
首先，合理选择合金成分，确保合金中的溶质元素含量适当，以利于形成稳定的强化相。
其次，合理选择时效温度和时效时间，根据合金的性能要求和厚度进行合理的匹配。
此外，可以采用复合时效工艺，即先进行一次较高温度的时效处理，再进行一次较低温度的时效处理，以进一步提高合金的性能。
六、时效处理质量控制时效处理质量的控制是确保合金性能稳定的关键。
铝合金的时效强化是如何进行和完成的
铝合金的时效强化是如何进行和完成的经淬火后的铝合金强度、硬度随时间延长而发生显著提高的现象称之为时效，也称铝合金的时效硬化。
这是铝合金强化的重要方法之一。
由定义可知，铝合金时效强化的前提，首先是进行淬火，获得饱和单相组织。
在快冷淬火获得的固溶体，不仅溶质原子是过饱和的，而且空位(晶体点缺陷)也是过饱和的，即处于双重过饱和状态。
以Al -4%Cu 合金为例，固溶处理后，过饱和α固溶体的化学成分就是合金的化学成分，即固溶体中钢含量为4%。
由Al-Cu 相图可知，在室温平衡态下，α固溶体的含铜量仅为0.5%，故3.5%Cu过饱和固溶于α相中。
当温度接近纯铝熔点时，空位浓度接近10-3数量级，而在常温下，空位浓度为10-11数量级，二者相差10-8级。
经研究可知；铝合金固溶处理温度越高，处理后过饱和程度也越大，经时效后产生的时效强化效果也越大。
因此固溶处理温度选择原则是：在保证合金不过烧的前提下，固溶处理温度尽可能提高。
固溶处理后的铝铜合金，在室温或某一温度下放置时，发生时效过程。
此过程实质上是第二相Al2Cu 从过饱和固溶体中沉淀的过程。
这种过程是通过成型和长大进行的，是一种扩散型的固态相变。
它依下列顺序进行：a过→G.P区→θ’’相→θ’相→θ相G.P区就是指富溶质原子区，对Al-Cu合金而言，就是富铜区。
铝钢合金的G.P区是铜原子在(100)晶面上偏聚或从聚而成的，呈圆片状。
它没有完整的晶体结构，与母相共格。
200℃不再生成G.P 区。
室温时效的G.P区很小，直径约50A，密度为1014-1015/mm3，G.P区之间的距离为20-40 ?。
130℃时效15h后，G.P 区直径长大到90 ?，厚为4-6 ?。
温度再高，G.P区数目开始减少。
它可以在晶面处引起弹性应变。
θ’’相是随时效温度升高或时效时间延长，G.P区直径急剧长大，且铜、铝原子逐渐形成规则排列，即正方有序结构。
在θ’’过渡相附近造成的弹性共格应力场或点阵畸变区都大于G.P区产生的应力场，所以θ’’相产生的时效强化效果大于G.P区的强化作用。
压铸铝合金时效处理工艺
压铸铝合金时效处理工艺压铸铝合金是一种常用的铝合金制造工艺，通过将熔化的铝合金注入压铸机的模具中，经过一系列的冷却和凝固过程，最终得到所需的铝合金零件。
然而，经过压铸后的铝合金零件还需要进行时效处理，以提高其力学性能和耐腐蚀性。
时效处理是指在一定的温度和时间条件下，将铝合金零件进行热处理，使其达到理想的力学性能和耐腐蚀性。
时效处理主要包括固溶处理和时效处理两个步骤。
固溶处理是指将压铸铝合金零件加热到一定的温度，使固溶相中的溶质原子溶解到基体中，形成固溶体。
固溶处理的温度和时间是根据铝合金的成分和硬度要求来确定的。
一般来说，铝合金的固溶处理温度在460℃至500℃之间，时间在1小时至4小时之间。
固溶处理的目的是消除铝合金中的固溶相，提高铝合金的可塑性和延展性。
固溶处理后，铝合金零件需要经过时效处理。
时效处理是指将固溶处理后的铝合金零件在一定的温度和时间条件下进行二次热处理，使其获得所需的强度和硬度。
时效处理的温度和时间也是根据铝合金的成分和硬度要求来确定的。
一般来说，时效处理的温度在150℃至250℃之间，时间在2小时至10小时之间。
时效处理的目的是在保持铝合金的可塑性和延展性的同时，提高其强度和硬度。
时效处理的过程中，温度和时间是非常重要的因素。
温度过高或时间过长会导致铝合金零件过度硬化，产生过多的析出相，从而降低其可塑性和延展性。
温度过低或时间过短则无法充分析出相，无法达到理想的强度和硬度。
因此，合理控制时效处理的温度和时间是确保铝合金零件性能的关键。
时效处理还可以根据需要进行多次进行。
多次时效处理可以进一步提高铝合金零件的性能。
在多次时效处理中，每次时效处理的温度和时间可以有所不同，以实现不同的性能要求。
总的来说，时效处理是压铸铝合金制造工艺中不可或缺的一步。
通过合理控制固溶处理和时效处理的温度和时间，可以使铝合金零件获得理想的力学性能和耐腐蚀性。
时效处理的工艺参数需要根据具体的铝合金成分和要求来确定，以保证产品的质量和性能。
铝合金时效工艺
一、时效方法铝合金和钢铁不同，淬火以后的变形铝合金不能立即强化。
它得到的是一种过饱和固溶体组织。
这种过饱和固溶体不稳定，它有自发分解的趋势。
在一定的温度下，保持一定的时间，过饱和固溶体发生分解(称为脱溶)，引起铝合金强度和硬度大幅度提高，这种热处理过程称之为时效。
在室温下自然停放一定的时间，铝合金强度及硬度提高的方法称为自然时效。
入为的将铝合金制品在高于室温下的某一温度，保温一定的时间，以提高铝合金强度及硬度的方法称入工时效。
对于Al-Mg-Si系的6063合金而言，自然时效进行得非常缓慢，在室温下停留半个月，甚至更长的时间，也达不到最佳的强化效果，比入工时效的强化效果要差30%～50%，所以一般都采用入工时效。
含有主要强化相Mg2Si、MgZn和Al2Mg3Zn3的合金、都只有进行入工时效才能获得最高的强度。
含有主要强化相CuAl2和S(A12CuMg) 等相的合金，采用自然时效和入工时效两种方法都可以。
如2A11和2A12合金采用自然时效和入工时效都可以获得最佳强化效果。
究竟采用哪种时效方法，这需要根据合金的本性和用途来决定。
一般在高温下工作的变形铝合金多采用入工时效，而在室温下工作的变形铝合金宜采用自然时效。
二、时效强化机理铝合金的时效强化理论，有很多种说法。
如弥散硬化理论、滑移干扰理论、溶质原子富集成强化或硬化区理论等。
目前普遍认为时效强化或硬化是原子富集形成强化区的结果。
经科学实验证实，用X射线方法对铝合金过饱和固溶体分解动力学研究和通过电子显微镜对薄膜透射观察，看到中间过渡析出阶段(硬化区)的数量、大小、形状和分布特点，描绘了硬化区的形象，揭示了铝合金时效硬化现象的实质。
但时效硬化是一个非常复杂的问题，与合金的成分、时效工艺、生产过程中的加工状态都有关系，目前对时效的认识还不十分彻底。
下面仅介绍硬化区理论。
铝合金在淬火加热、快速冷却时，形成过饱和固液体。
过饱和固溶体有从不稳定状态向稳定平衡状态转变的趋势。
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铝合金时效过程85-3顾景诚一、前言铝合金时效现象是在1906年由德国的Wilm发现的。
他在九月一个星期六的上午将Al-4%Cu-0.5%Mg合金于水中淬火后，下午进行硬度测定，过了星期天，星期一上午继续测定硬度，发现硬度显著增加，原以为硬度计失灵，但是，反复验证结果总是一样。
Wilm将此结果于1911年以《含镁铝合金的物理冶金学研究》为题发表出来。
从此以后，人们对铝合金时效现象做了大量研究工作。
时效处理已成为铝合金强化的重要手段。
今天，铝合金材料应用这样广泛，成为仅次于钢铁，而且正以它无与伦比的优点来代替木材、铜材、钢铁等，都应当归功于时效现象的应用。
经过半个多世纪，各国学者共同努力，对各种铝合金系的析出行为、析出理论、析出与合金性能的关系，做了大量研究工作。
尤其是随着现代科学技术的发展、电子显微技术、电子微区分析、热差分析、X射线衍射技术的应用，对析出相的形核、成长、长大做出了定量研究，使我们对时效现象的本质有了进一步认识。
最近，日本高桥恒夫等用高能电子显微镜对铝铜合金的时效过程的晶格直接摄影，摄取了G P(1)区和G P(2)区的结构。
但是，从各国开发新结构铝合金材料来看，利用时效现象来提高时效硬化型铝合金的性能也并非顺利，这说明对铝合金时效现象本质应做进一步探讨。
作者于1983年7月在沈阳听了日本高桥恒夫教授关于铝合金时效析出问题的讲座。
高桥先生介绍了他们试验室的最新研究成果和有关铝合金时效析出的现代理论。
结合其他一些文献现将讲座主要内容介绍如下。
二、过饱和固溶体的结构在变形铝合金范围内，合金成分基本上处在α-Al的固溶体范围内。
对于时效型变形铝合金，它们的成分在室温和略高温度下都稍微超过它的固溶极限，而在高于某一温度却小于固溶极限，也就是说在这一温度之上呈固溶状态。
将高温的固溶状态通过强制冷却，在常温下仍保持固溶状态，这种做法称之为固溶处理。
所得到的固溶体称为过饱和固溶体。
过饱和固溶体是一种不稳定的组织，不仅溶质原子呈过饱和状态，而空位也呈过饱和状态。
这些过饱和空位，有的同溶质原子结合形成科垂耳气团，有的向晶界逃逸，有的互相结合，塌陷后形成位错环。
以过饱和形式存在于铝基体中的溶质原子更容易发生偏聚。
例如，在Al-Cu 合金中，Cu原子容易发生“Knot”偏聚，其形式有各种各样，同时，在热力学上也是不稳定的，时而形成，时而解散。
但是，将在有利于形成CuAl的位置上2出现“Knot”的几率高。
时效处理之前，由于溶质原子扩散，将在最易析出的晶面上沿某一晶体方向生成所谓“Knot”的原子集团，而在“Knot”周围发生晶格畸变，这就引起固溶硬化，也使电阻增加。
这个“Knot”有时也称为原子群(group)或原子链(cluster)，目前也有称之为集合体(complex)的[1]。
浓度起伏所引起的这些溶质原子的集合体可能成为时效时GP区和析出粒子的核心。
过饱和固溶溶质原子的偏聚与空位浓度有关，而过饱和空位在铝基体中的分布也是遵循数理统计规律的。
空位浓度也存在起伏。
一般说来，在溶质原子周围的空位浓度高于其他地方，同时，在空位浓度大的地方也易于富集溶质原子，因为溶质原子的富集是通过扩散来实现的，扩散就是原子位移，而位移是通过同铝原子或空位交换位置来实现的，与空位交换位置是容易的。
因此，淬火固定的过饱和空位的浓度以及它的分布状态对过饱和固溶体的稳定性和时效处理时GP区和析出相粒子的大小、弥散性和分布状态影响很大。
总之，过饱和固溶体的组织存在溶质原子的过饱和及空位的过饱和，由于溶质浓度的起伏，而形成短程有序的“knot”，而“knot”往往出现在空位浓度高的地方或其他晶体缺陷处，如位错、晶界、亚晶界等。
三、时效析出过程1.G.P区的形成和长大正如前节所述，急冷后的过饱和固溶体中同类原子(主要指溶质原子)的分布是不均匀的。
由于能量起伏，溶质原子的集合体时而形成，时而解体。
然而，在一定条仵下所形成的原子集合体的尺寸一超过某一临界值时，将成为析出物的核心，开始长大，形成与基体晶体结构不同的新的组织。
由于这一新的组织出现，合金的物理和力学性能发生变化，因此，通过电阻和硬度测定、热分析以及X 射线衍射和电子显微镜发现这种组织上的变化。
例如，G iner和Preston于1938年用X射线衍射方法在研究Al-Cu合金时效硬化时，发现铝基体劳厄斑点上出现放射状星芒，后来，研究确认这些星芒就是铜原子集合体的X射线衍射结果。
它引起铝铜合金的时效硬化。
为纪念二位发现者，将这种原子集合体称为G.P区。
Hardy认为G.P区有两种，即G.P(1)区和G.P(2)区。
在Al-Cu合金中，G.P区是在铝基体的(100)面上产生的，片状，无序时称为G.P(1)区，有序时称为G.P(2)区[1。
2]。
后来，在多种铝合金中均发现这种现象。
不同铝合金系中G.P区的形状和结构是不同的，但是，都与基体保持共格关系，密度高，微细[4]。
其结构和形状不同主要取决于溶质原子与铝原子的半径差大小。
例如，Cu与Al的原子半径差值大，G.P区为片状；Ag、Zn与A1的原子半径差值小，G.P区为球形。
Al-Mg-Si系合金中G.P区为针状。
说得更确切些，G.P区的形状应取决于溶质原子所形成的集合体晶格常数与基体的晶格常数差值δ。
按Nabarro理论，新相的晶格常数为α0，基体取(1+δ)α0，如果生成G.P区所造成的畸变主要在基体中松弛，再将G.P区看作回转椭圆体，可求出形成G.P区所产生的单位应变能：这里，μ是基体的弹性模量，α和c是回转椭圆体的两个半轴，δ是新相与基体的晶格常数差。
根据这个公式可判断出G.P区的形状，当c/α=1时为球形，c/α《1时为片状，c/α》1时为针状。
如果析出相的晶格常数跟基体晶格常数非常接近，则分界面出现部分共格，半共格和完全共格，这时造成基体体积应变能和界面能同非共格的情况相比要小得多，但是，发生共格应变。
因此，G.P区的形状与所引起的共格应变能的大小有关[3]。
实际上，工业铝合金淬火后所得到的过饱和固溶体都是含有各种晶体缺陷的，这些缺陷处都是热力学上的高能点，将成为析出相的形核地点。
在实际金属中，各种晶体缺陷的分布是不均匀的，与此相应，新相成核也是不均匀的，它对合金的各种性能均有影响。
因此，析出相的不均匀成核理论具有重要的实用价值。
一般说来，容易在金属表面、化合物夹杂质点、晶界和亚晶界以及位错线上析出。
尤其是在晶界和亚晶界上优先析出链状物而在晶界和亚晶界两侧形成无析出带，将会给材料的力学性能和抗应力腐蚀性能带来不利的影响。
以上介绍了G.P区的形状和成核地点，下面介绍一下G.P区的形成和长大条件。
除在晶体缺陷处优先成核长大外，一般在均匀成核条件下，主要是由能量起伏和浓度起伏造成的，那么，什么条件所形成的析出相核心才能长大呢？应从热力学条件来回答这一问题[3、4]。
生成析出相核心，过饱和固溶体的单位体积的自由能减少为▽G，形成新相时单位面积的表面能为σ，这时金属的自由能变化为ΔG，则有v以(2)式来看，如果r很小，仅r2项对ΔG有贡献，使自由能ΔG增加，所形成的G.P区将要消失；如果r很大，r3项起主要作用，金属的自由能下降，则G.P区不仅不消失，反而能够长大。
这里引出一个临界尺寸r*，当G.P区的半径r小于r*时消失，大于r*时开始长大。
通过偏微分ΔG/r=0得到：(4)式给出形成G.P区的自由能变化的临界条仵。
由(3)式看出界面能σ越大，G.P区越难长大，而部分共格、半共格，尤其是完全共格最有利于G.P区的形成和长大。
同时，还可看出形成新相的晶格常数小于基体的，也就是说形成新相后使固溶体畸变得到松弛将有利于新相的形成，Al-Cu合金淬火后于室温下自然时效形成G.P区就是这个道理。
以上为Volmer和Weber的古典成核理论，它只考虑体积变化和形成新相表面所引起的自由能变化，未涉及新相的成分，Becker和其他人考虑形成新相时引起固溶体成分变化，提出了种种成核理论。
但是，各种理论都有一定的局限性。
目前还没有能解释各种铝合金时效现象的统一理论。
2.中间相和稳定相的析出过程随着时效的进行，合金中主要析出相将从G.P区过渡到中间相和稳定相析出阶段。
当合金材料处于中间相析出阶段时，多数情况下都具有最高的强度[1]。
这与析出相的弥散度和析出相粒子的强度有关。
从G.P区到中间相的过渡过程有两种情况；一种是以G.P区为核心长成中间相，另一种是中间相的析出与G.P区无关。
例如，Al-Zn-Mg合金中沿晶界无析出带的形成和二段时效时改变预时效条件可使性能发生显著变化，就是用G.P区作为中间相析出核心来解释的。
可是，Al-Zn和Al-Cu合金也用G.P区作为中间相的析出核心来说明问题就不一定合适。
可能是一部分G.P区成为析出相的核心，在它成长过程中将周围的G.P区吸收了，因此，Al-Cu合金一到中间相析出阶段，材料就过时效并开始软化。
Al-Mg合金中间相r′是片状的，G.P区为球形，显然r′的析出与G.P区的存在与否无关，这是典型的例子[1]。
下面以Al-Cu合金为例介绍从G.P区向中间相θ″和θ′的过渡过程[1]。
在Al-Cu合金中，当Cu原子在铝基体的{100}面上富集而成单原子层时，就出现了G.P(1)区，再向厚度方向成长，变成Cu浓度高低交叠几层的片状析出物时，这就是G.P(2)区或θ″相。
它的结构接近CuAl2，为正方晶体α=bθ″=4.04，与铝的晶格常数相同，Cθ″=8.0～7.6，有4%的共格畸变，θ″使铝基体受张应力作用，几乎与铝基体完全保持共格。
伴随θ″相厚度的增加，析出物周围的畸变越来越大，当达到一个错排位错的尺寸时，沿析出物周围形成一个由刃型位错变成的界面位错，使畸变变得缓和，沿析出物周围失去共格，由θ″变成θ′相，这时，只是在c轴方向以位错代替畸变而丧失共格，而在a和b轴方向仍与基体保持共格。
θ′相的晶体结构为面心立方，与基体的取向关系为(100)θ′∥(100)M，[001]θ′∥[001]M，在时效过程中，α在4.04～4.08之间变化，c为5.8。
铝基体的晶格常数α=4.047，当θ′相又薄又小时，片状θ′相的面仍与铝基体的{100}面保持共格，可是，αθ′与αM仍有差值。
随着θ′相的成长，最后{100}面失去共格关系，变成θ相。
θ为稳定析出相。
那么，在什么条件下失去共格关系呢？主要由αθ′与αM之差δ来决定。
当铝基体与析出物的晶格常数累计差值达到错排位错的柏氏矢量大小时，形成了一根刃型界面位错，使应变场松弛下来，与此同时共格关系消失了。
如果所形成的界面位错间距为d，界面位错的柏氏矢量为|b|，则有：从(5)式看出，如果θ′相与铝的晶格常数之差δ=0.0057，b=2.86×10-8cm，那么，析出物长到500以后同基体失去共格关系，同时引入的界面位错的间距也是500。