6063等軟鋁合金（這些鋁合金熔點較高，其正常擠壓溫度遠低於熔點溫度），會出現晶粒粗大，其抗拉強度、屈服強度、硬度降低，伸長率提高；特別是有些鋁合金在高溫擠壓時就已經發生再結晶或部分結晶，在隨後熱處理時，以結晶晶粒會迅速長成粗大晶粒組織而降低力學性能。

對一些鋁合金型材，如2系和7系列鋁合金，擠壓加工後，大部分都要進行淬火工藝以提高工業鋁型材的力學性能。

。一般的6063鋁合金在擠壓鋁型材時，為減少變形抗力，加溫在460-530°c。在鑄造鋁棒是一般要高於660°c。也就是溶化的溫度。鋁合金的時效硬化是一個相當複雜的過程，它不僅決定於合金的組成、時效工藝，還取決於合金在生產過程中縮造成的缺陷，特別是空位、位錯的數量和分布等。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。鋁合金在淬火加熱時，合金中形成了空位，在淬火時，由於冷卻快，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。由於過飽和固溶體處於不穩定狀態，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於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，有利於增加硬化區的數量，減小硬化區的尺寸。沉澱硬化合金系的一個基本特徵是隨溫度而變化的平衡固溶度，即隨溫度增加固溶度增加，大多數可熱處理強化的的鋁合金都符合這一條件。沉澱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。圖3－1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％。在時效熱處理過程中，該合金組織有以下幾個變化過程：形成溶質原子偏聚區－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，銅原子在鋁基體上的某些晶面上聚集，形成溶質原子偏聚區，稱G·P（Ⅰ）區。G·P（Ⅰ）區與基體α保持共格關系，這些聚合體構成了提高抗變形的共格應變區，故使合金的強度、硬度升高。G·P區有序化－形成G·P（Ⅱ）區隨著時效溫度升高或時效時間延長，銅原子繼續偏聚併發生有序化，即形成G·P（Ⅱ）區。它與基體α仍保持共格關系，但尺寸較G·P（Ⅰ）區大。它可視為中間過渡相，常用θ”表示。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，θ”相析出階段為合金達到最大強化的階段。形成過渡相θ′隨著時效過程的進一步發展，銅原子在G·P（Ⅱ）區繼續偏聚，當銅原子與鋁原子比為1：2時，形成過渡相θ′。由於θ′的點陣常數發生較大的變化，故當其形成時與基體共格關系開始破壞，即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亦減小，表現在合金性能上硬度開始下降。由此可見，共格畸變的存在是造成合金時效強化的重要因素。形成穩定的θ相過渡相從鋁基固溶體中完全脫溶，形成與基體有明顯界面的獨立的穩定相Al2Cu，稱為θ相此時θ相與基體的共格關系完全破壞，並有自己獨立的晶格，其畸變也隨之消失，並隨時效溫度的提高或時間的延長，θ相的質點聚集長大，合金的強度、硬度進一步下降，合金就軟化並稱為“過時效”。θ相聚集長大而變得粗大。鋁－銅二元合金的時效原理及其一般規律對於其他工業鋁合金也適用。但合金的種類不同，形成的G·P區、過渡相以及最後析出的穩定性各不相同，時效強化效果也不一樣。幾種常見鋁合金系的時效過程及其析出的穩定相列於表3－1。從表中可以看到，不同合金系時效過程亦不完全都經歷了上述四個階段，有的合金不經過G·P（Ⅱ）區，直接形成過渡相。就是同一合金因時效的溫度和時間不同，亦不完全依次經歷時效全過程，例如有的合金在自然時效時只進行到G·P（Ⅰ）區至G·P（Ⅱ）區即告終了。在人工時效，若時效溫度過高，則可以不經過G·P區，而直接從過飽和固溶體中析出過渡相，合計時效進行的程度，直接關係到時效後合金的結構和性能。