黄铜的相组成及各相的特性 Cu-Zn 二元系相图中的相有 α、 β 、γ 、δ、 ε 、η。
普通黄铜 37.5 32.5 36.8 α 相：以铜为基的固溶体。 α 晶格常数随锌含量增加而
增大，锌在铜中的溶解度与一般合金相反，随温度降低而增加，在 456 ℃时固溶
度达最大值 (39 ％Zn) ；之后，锌在铜中的溶解度随温度的降低而减少。含锌25 ％
左右合金，存在 Cu Zn 化合物的两种有序化转变： 450 ℃左右，α 无序固溶体→α
3
l 有序固溶体；217℃左右，α l 有序固溶体→α 2 有序固溶体。 α 相塑性良好，
可进行冷热加工，并具有良好焊接性能。 β 相：以电子化合物 CuZn 为基的体心
立方晶格固溶体。冷却时：468～456 ℃，无序相 β→成有序相 β??。 β??塑性低，
硬而脆，冷加工困难，所以含有 β??相的合金不适宜冷加工。但加热到有序化温
度以上，β??→β 后，又具有良好塑性。β 相高温塑性好，可进行热加工。 γ 相：
以电子化合物Cu 5 Zn 8 为基的复杂立方晶格固溶体。硬而脆，难以压力加工，
无法应用。工业用黄铜的锌含量均小于 46 ％，避免出现γ 相。 H70 黄铜的铸态
组织及变形后退火组织按退火组织，工业用黄铜分为 α 黄铜和 α+β 两相黄铜。
WZn ＜36 ％的α 黄铜：H96～H65 为单相 α 黄铜，α 黄铜的铸态组织中存在树枝
状偏析，枝轴部分含铜较高，不易腐蚀；呈亮色，枝间部分含锌较多，易腐蚀，
故呈暗色。变形及再结晶退火后，得到等轴的 α 晶粒，而且出现很多退火孪晶，
这是铜合金形变后退火组织的特点。 H62 双相黄铜 退火 α 白 +β' 黑 α+β 黄
铜：36～46 ％Zn，如 H62 至 H59。凝固时发生包晶反应形成 β 相，凝固后的合
金为单相 β 组织；冷至 α+β 两相区时，自 β 相中析出 α 相，残留的 β 相冷至有
序转变温度时(456℃)，β 无序相转变为 β??有序相，室温下合金为 α+β??两相
组织。铸态 α+β??黄铜，α 相呈亮色(因含锌少，腐蚀浅), β??相呈黑色(因含锌多，
腐蚀深)。经变形和再结晶退火后，α 相具有挛晶特征。普通黄铜性能变化与锌含
量的关系物理性能：普通黄铜密度 WZn 增加而下降，而线膨胀系数 WZn 增
加而上升。电导率、热导率在 α 区 WZn 增加而下降；WZn≥39 ％，合金中出现
β，电导率又上升，WZn 为 50 ％时达峰值。力学性能：WZn <30％时， WZn 增
加，Rm 和 A 同时增大，对固溶强化的合金来说，这种情况是极少有的，WZn 在
30～32%时，A 达最大值。之后， β??相的出现、增多，塑性急剧下降；R 则
m
一直增加，并当 WZn ≈45 ％时，Rm 值达最大。WZn ＞45 ％，α 相全部消失，组
织为硬脆的 β??相，导致 Rm 急剧下降。变形和退火后的性能：α 相 WZn 增加，
其强度、塑性均增加；当 WZn 为 30 ％时，塑性最好，适于深冲压和冷拉，大量
用于制造炮弹壳，H70 黄铜又称为“炮弹黄铜” 。β 相强度更高，但室温下呈有序
状态，塑性很低。γ 相在室温下则更硬而脆。α 黄铜在 200～600℃温度范围内均
存在中温低塑性区。这是微量杂质(铅、锑、铋等)所致，这些杂质与铜生成低熔
点共晶并凝聚在晶界上，形成低熔点共晶薄膜，从而造成热加工过程的“热脆” 。
黄铜的塑性会随温度升高而重新显著增加，因这些杂质在高温时的溶解度明显增
加。脆性区温度范围与锌含量有关。加入微量混合稀土或锂、钙、锆、铈等可与
杂质形成高熔点化合物的元素，均有效减轻或消除杂质的有害影响，从而消除热
脆性。如铈与铅、铋形成 Pb 2 Ce 及 Bi 2 Ce 等高熔点化合物。 黄铜的热加工
应在高于脆性区的温度下进行；α+β 黄铜室温塑性较低，只能热变形、要加热到
β 相区热轧，但温度不能太高，因 β 相长大得快，以保留少量 α 相为宜，利用残
留 α 相限制 β 晶粒长
