时效的过程实质上就是一个由非平衡状态向平衡状态转化的过程。但这种转化在达到最终平衡状态前，往往要经历几个过渡阶段。下面以Cu含量为4%（质量分数）的铝合金为例，来说明时效过程的几个阶段。

1.形成溶质原子偏聚区——G·PⅠ

在新淬火状态的过饱和固溶体中，铜原子在铝晶格中的分布是任意、无序的，如图2-24a所示。

图2-24 Al-Cu合金时效结构变化示意图

在时效开始阶段，即时效温度低或时效时间短时，铜原子在铝基体的某些晶面上聚集，形成溶质原子偏聚区，称为G·PⅠ区。此时，G·PⅠ区与基体α相保持共格联系，共格边界出现了弹性畸变；由于溶质原子的偏聚，G·PⅠ区内的晶格也发生严重畸变，使合金的强度、硬度上升，如图2-25所示。G·PⅠ区的结构示意图如图2-24b所示。

图2-25 Al-Cu合金在130℃时效时的硬度及结构变化

一般认为在淬火温度下，合金中就已经存在G·PⅠ区了，只是通过淬火将其固定下来，而在随后的时效时再长大。因此，淬火温度越高，冷却速度越大，被固定下来的点缺陷越多，越有利于增加G·P区的数量，减小其尺寸。

2.G·P区有序化——G·PⅡ

随着时效温度升高或时效时间延长，铜原子继续偏聚，并发生有序化，即形成G·PⅡ区。它的基体α相仍然保持共格联系，但其尺寸较G·PⅠ大。G·PⅠ区的原子直径为40～50Å（1Å=0.1nm），厚度只有几个原子间距。G·PⅡ区的直径为100～400Å，厚度为10～40Å。由于G·PⅡ区弹性畸变范围增大，故使硬度进一步提高，如图2-25所示。G·PⅡ区结构示意图如图2-24c所示。(www.daowen.com)

在各种合金中，G·P区的形态取决于溶质和溶剂原子直径的差别。当两者相关较大时，G·P区呈片状，如Al-Cu合金；当两者相关较小时，G·P区呈球状，如Al-Zn、Al-Mg合金。

3.形成过渡相

时效过程的进一步发展，铜原子继续偏聚，那些大于临界尺寸的G·PⅡ区发展长大，形成过渡相θ′。θ′相的化学成分与θ相（CuAl₂）相同。θ′相具有正方晶格，和基体的联系已不像G·P区那样完全共格，只是局部共格联系。因此，由共格联系引起的畸变也有所减轻，表现在合金性能上是硬度开始下降，如图2-25所示。θ′相的结构如图2-24d所示。

4.形成稳定的θ相

在时效过程的后期，过渡相θ′继续长大，共格面附近的畸变也随之增加，达到一定程度后，共格关系被破坏，θ′相变成稳定相θ相（CuAl₂）。这时，θ相完全脱离了母相，并有自己的独立晶格，在高倍光学显微镜下，可以看到这种相的质点。这时合金的强度将超过极大值，并开始下降，称为过时效。如果时效温度再升高或时效时间再延长，则第二相θ质点聚集长大而变得粗大。稳定相θ形成后的结构示意图如图2-24e所示。

由此可见，时效的一般规律是：先在过饱和固溶体中形成亚稳偏聚状态，如溶质原子偏聚区（即G·P区），继而形成亚稳过渡相，最后形成平衡（稳定）相。G·P区与基体（过饱和固溶体）是完全共格的，其晶体结构也与基体相同，故不能当作“相”。亚稳相与基体可能完全或部分共格，并具有一定的化学成分，其晶体结构与基体不同，依据合金的成分不同，这种亚稳过渡相可能不止一种，常以θ′、θ″等表示之。平衡相也具有一定的化学成分和晶体结构，常以θ表示，它与基体呈非共格关系。G·P区、过渡相和平衡相是不同阶段的析出物，应有各处不同的固溶度曲线。现根据析出物的亚稳程度，将其固溶度曲线依次排列在亚平衡相图上，并与平衡相图重叠，如图2-26所示。G·P区的固溶度最大，平衡相的固溶度最小。因此可推断，在形成G·P区时，它与基体相之间的浓度差最小，而析出平衡相时，它与基体相之间的浓度差最大。

由于G·P区与基体相呈完全共格关系，界面能较小，使其形核功较小，加之它与基体相间的浓度差小，使之较易通过扩散而形核和长大，所以尽管从热力学上看，其相变驱动力比析出平衡相时小，但在整个时效过程中，其析出的次序一般是：G·P区→亚稳过渡相（θ′、θ″）→平衡相（θ）。可见，随着时间的推移，合金的显微结构将不断发生变化。

但是，如果时效温度高于G·P区完全固溶的最低温度（如图2-26中的t₁），则时效过程一开始就形成过渡相θ″，而无形成G·P区阶段。这表明，时效温度越高，即固溶体过饱和度越小，时效的阶段数便越少。

图2-26 各种析出物的固溶度曲线