形成原因： G.P区的形核呈均匀分布，其形核率与晶体 中非均匀分布的位错无关，而完全依赖于淬火所保留下 来的空位浓度（因为溶质原子可借助于空位进行迁移）。 凡是能增加空位浓度的因素均能促进G.P区的形成。
例如：固溶温度越高，冷却速度越快，则淬火后固 溶体保留的空位就越多，有利于增加G.P区的数量并使 其尺寸减小。
1由于GP区与基体间没有相界面（完全共格），界面能极小，形 核功也小，因此在空位的帮助下在很低的温度即能迅速形成；
2作为GP区晶核的微小偏聚区，数量非常大，形成速度极高，但 只有长大到一定尺寸才能成为GP区；
3偏聚区的长大需要原子扩散迁移，因此以溶质原子的扩散速度 可估计GP区的形成速度。
（2）
????相
θ\相是Cu原子在GP区中有序化后形成的（也有人认 为是GP区重排），是Cu和Al混合的交替层，有独立的晶 体结构（Cu2Al5，正方结构），与基体共格。
θ\相结构与基体已有差别，因此与GP相比产生更大的共格应变 （更大的强化）
（3）???相
θ'相的化学组成与CuAl2相当（有人认为Cu2Al3.6）， 也是正方结构，与基体部分共格，是该系合金中第一种能 在光学显微镜下观察到的产物。
θ'是高温时效产物，对硬化有一定贡献，但最大硬化发生在θ\数量处于最大值时，当θ\质点逐渐长大时，其数量逐渐减少，共格 应变逐渐降低，合金逐渐软化（过时效）。
（4）??相
平衡相θ（ CuAl2）是退火产物 ，具有正方结构， 与Al的晶格结构差别更大，与基体无共格关系。
θ相与基体无共格关系，因此共格应变消失，同时随着其粗 化，数量减少，相邻颗粒间的平均距离增大，合金软化而远离其 峰值强度状态。
