鋁型材的時效強化理論，有很多種說法；如彌散硬化理論、滑移干擾理論、溶質原子富集成強化或硬化區理論等；目前普遍認為時效強化或硬化是原子富集形成強化區的結果；經科學實驗證實，用X射線方法對鋁型材過飽和固溶體分解動力學研究和通過電子顯微鏡對薄膜透射觀察，看到中間過渡析出階段（硬化區）的數量、大小、形狀和分布特點，描繪了硬化區的形象，揭示了鋁型材時效硬化現象的實質；但時效硬化是一個非常復雜的問題，與合金的成分、時效工藝、生產過程中的加工狀態都有關系，目前對時效的認識還不十分徹底；下面僅介紹硬化區理論；

鋁型材在淬火加熱、快速冷卻時，形成過飽和固液體；過飽和固溶體有從不穩定狀態向穩定平衡狀態轉變的趨勢；而在過飽和固溶體快速冷卻過程中，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原子的擴散速度，促使溶質原子的富集；這些溶質原子富集區，開始形成時是無序的，這種無序的富集區成GPⅠ區；隨著溫度的升高和時間的延長，這些富集起來的溶質原子，逐漸有次序的排列起來，這種有序的富集區稱之為GPⅡ區；

GP區的大小、數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區的數量增加，GP區的尺寸減小；冷卻速度越大，固溶體內的固定的空位越多，有利于增加GP區的數量，減小GP區的尺寸；當時效溫度繼續升高，或時間延長時，那些大于臨界尺寸的GPⅡ區發生長大，形成過渡相θ’（β’），θ’相的化學成分與穩定相θ（CuAl2）相同，與母體保持有共格關系，有效阻礙了金屬晶體的變形，因而大大提高了鋁型材的強度；當溫度進一步升高或時間進一步延長時，過渡相θ’（或β’）變成了θ（CuAl2）相，這時的θ相完全脫離了母相，并有自己獨立的晶格；這時合金的強度已超過最大值，開始下降，稱為過時效；總之鋁型材的時效過程是過飽和固溶體的分解脫溶過程，具有一定的順序：先形成GPⅠ區，GP區的有序化形成GPⅡ區，形成過渡相θ’（或β’），最后形成平衡相；

脫溶時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，而亞穩定的脫溶產物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渡相，再演變成平衡穩定相；

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兩種過渡相θ’’及θ’，而大部分型材只存在一種過渡亞穩定相，表中為幾種型材的脫溶序列；