氧

氧几乎不固溶于铜，含氧铜凝固时，氧以共晶体的形式析出，分布于铜的晶界上。铸态含氧铜中含氧量极低时，随着氧含量的升高依次出现含Cu2O的亚共晶体、共晶体与过共晶体。

氧与其他杂质共存时则影响极为复杂，例如微量氧可氧化高纯铜中的痕量杂质Fe、Sn、P等，提高铜的电导率，若杂质含量较多，氧的该作用则不明显。

氧能部分削弱Sb、Cd对铜导电性的影响，但不改变As、S、Se、Te、Bi等对铜导电性的影响。

可采用P、Ca、Si、Li、Be、Al、Mg、Zn、Na、Sr、B等作为铜的脱氧剂，其中P是常用的。含P量达到0.1%时，虽不影响铜的力学性能，却严重降低铜的电导率，对于高导铜，磷含量不得大于0.001%。

某些情况下紫铜中特意保留一定量的氧，一方面它对铜性能的影响不大，另一方面Cu2O可与Bi、Sb、As等杂质起反应，形成高熔点的球状质点分布于晶粒内，消除了晶界脆性。

当氧含量为0.016%~0.036%之间时，随着氧含量增加铜的抗拉强度增加，但铜的塑性和疲劳极限会降低，氧含量增加对铜的电导率影响不大。

当氧含量为0.003%~0.008%，铁含量为0.06%~2.09%之间时，随着两种元素含量的增加，铜的电导率和伸长率均显著下降，而抗拉强度和疲劳强度显著升高。

氧和砷共存时，对铜的力学性能无明显影响，但显著降低铜的电导率。

氢在液固与固态铜中的溶解度均随着温度的升高而增加。洛阳铜加工厂氢在固态铜中形成间歇固溶体，提高铜的硬度。

含氧铜在氢气中退火时，氢可与铜中的Cu2O反应，产生高压水蒸气，使铜破裂，俗称“氢病”。氢病的发生与危害程度与温度有关。150℃时，因水蒸气处于凝聚状态，不引发氢病，含氧铜在氢气中搁置10a也不破裂；200℃时可放置1.5a，在400℃氢气中只能停放70h。以Mg或B脱氧的铜不发生氢病。

硫在室温铜中的溶解度为零，硫在铜中以Cu2S的弥散质点存在，降低铜的电导率与热导率，但极大地降低铜的塑性，显著改善铜的可切削性能。

铜中的微量硒以Cu2Se化合物形式存在，硒在固态铜中的溶解度极低，对铜的电导率及热导率的影响很小，但显著降低铜的塑性，并大幅度提高铜的可切削性能。

碲在固态铜中的溶解度很小，以Cu2Te弥散质点存在，对铜的电导率及热导率的影响很小，但能显著改善铜的可切削性能。含0.06%~0.70%Te的铜在工业中获得了应用，并在淬火和加工状态下应用，不要回火，以免Cu2Te沿晶界沉淀，使材料变脆。

微量(0.003%)硒和碲(0.0005%~0.0030%)显著降低铜的可焊性能。

磷在铜中的***大溶解度（714℃共晶温度时）为1.75%，室温时几乎为零，洛铜显著降低铜的电导率及热导率，但对钢的力学性能与焊接性能有良好的影响。因此，在以磷脱氧的铜中，要求有一定量的残留磷。磷能提高铜熔体的流动性。

直接封装电真空用的无氧铜的含磷量***好不大于0.0003%，否则硼化处理氧化膜易剥落，可引起电子管泄漏。Si、Mg等也有与磷相似的影响。

在共晶温度时，砷在铜中的溶解度可达6.77%。少量砷可改善含氧铜的加工性能，对力学性能的影响很小，显著提高铜的再结晶温度，降低铜的导电、导热性能。

As可与铜中的Cu2O起反应形成高熔点的砷酸铜质点，消除了晶界上的Cu+Cu2O共晶体，从而提高了铜的塑性。

含0.15%~0.50%砷的铜可用于制造在高温还原气氛中工作的零部件、发电厂低压给水加热器。

在共晶温度645℃时，锑在铜中的溶解量可达9.5%，并随着温度的下降而急速减少。

锑降低铜的抗蚀性、电导率与热导率。电工铜含Sb量不得大于0.02%。锑可与含氧铜中的Cu2O反应形成高熔点的球状质点，分布于晶粒内，可消除晶界上的Cu+Cu2O共晶体，提高铜的塑性。

铋在铜中的溶解度可忽略不计，即使在800℃时的溶解度也只不过0.01%。铜带在270℃铋与铜形成共晶体，其中的铋呈薄膜分布于晶界，严重降低铜的加工性能。因此，其含量不得大于0.002%。

Bi对铜的热导率与电导率的影响不大，真空开关触头铜可含0.7%~1.0%Bi。因为它有高的电导率，并能防止开关粘结，提高其工作期限与确保运转安全。

铅不固溶于铜，呈黑色质点分布于易熔共晶体中，存在于晶界上。

Pb对铜的电导率与热导率无显著影响，还能大幅度提高铜的可切削性能。含1.0%Pb的铜合金用于加工高速切削零件。

Pb严重降低Cu的高温塑性，即伸长率δ与面缩率ψ剧烈下降，同时高温脆性区也随着铜含量的增加而扩大。

1050℃时，铁在铜中的溶解度可达3.5%，635℃时的溶解量下降到0.15%。铜板铁的有益作用是：细化铜晶粒，延迟铜的再结晶过程，提高其强度与硬度。

铁会降低铜的塑性、电导率与热导率。

如果铁在铜中呈独立的相，则铜具有铁磁性。

含0.45%~4.5%Fe的铜合金既有高的强度又有良好的耐热性、导电性、可焊性好与加工成型性，是一类获得应用的电工材料。

在组装某些电子器件时，引线框架需能承受350℃的高温数分钟，以及高达500℃的高温数秒钟。因此，含铁的C19400及C19500合金被选为引线框架材料，因为它们的电导率、强度与抗氧化能力好。

在共晶温度780℃时，银在铜中的溶解度为7.9%，但室温时的溶解度仅0.1%左右。尽管如此含0.5%Ag的铜合金在实际生产中仍可能为单一的固溶体。

银与可固溶Cu的元素不同，含银量少时，铜的电导率与热导率的下降不多，对塑性的影响也甚微，并显著提高铜的再结晶温度与蠕变强度。因此，含0.03%~0.25%Ag高铜合金成为一类很有实用价值的电工材料，如C11300、C11400、C11500、C11600、C15500等。含银的铜带是一种广为应用的汽车水箱材料。

含Ag的C15500合金（99.75Cu-0.11Ag-0.06P）是一种良好的引线框架材料，铜棒既有高的电导率又有相当高的强度与抗软化能力。

铍是铜的有效脱氧剂之一，但由于铍的价格昂贵又不易添加，故不用作脱氧剂，而作为铍青铜的主要合金元素。作为杂质存在的微量铍固溶于铜中，对铜的力学性能及工艺性能的影响甚微，略使铜的电导率与热导率下降，明显提高铜的抗高温氧化能力。

作为杂质存在的微量铝固溶于铜，对铜的力学性能与工艺性能无明显影响，但降低铜的电导率、热导率、钎焊焊性能与镀锡性能等，提高铜的抗氧能力。

在共晶温度485℃时，镁在铜中的固溶度为0.61%，并随着温度的下降而急剧减少，因而含镁量高的（2.5%~3.5%）合金有沉淀硬化作用。

实际应用的Cu-Mg合金的镁含量不到1%，如含0.3%~1.0%Mg的铜合金用于加工导电线材。这些合金无时效作用，只能通过冷加工强化。微量镁略使铜的电导率下降，提高铜的抗高温氧化能力，也对铜有脱氧作用。

这些元素对铜都有脱氧作用。作为杂质存在的锂可与铜中的杂质铋等生成高熔点化合物，铜管呈细化弥散状态分布于晶粒内，提高铜的高温塑住，微量锂几乎不影响铜的电导率与热导率。

作为铜脱氧剂而残存的0.005%~0.015% B能细化铜晶粒，提高铜的力学性能与工艺性能。

锰可作为铜的脱氧剂，以锰脱氧的铜中一般含0.1%~0.3%Mn，固溶于铜，一方面提高铜的软化温度，另一方面有益于铜的力学性能与工艺性能。

钙几乎不固溶于铜，作为杂质存在的钙可与杂质Bi等形成高熔点化合物，以质点形式均匀地分布于晶粒内，提高铜的高温塑性。

稀土元素一般几乎不固溶于铜，但少量的稀土金属不管是单独还是混合的形式加入，都对铜的力学性能有益，而对铜的电导率影响又不大。这类元素可与铜中的杂质铅、铋等形成高熔点化合物，呈细小的球形质点均布于晶粒内，细化晶粒，提高钢的高温塑性。

向铜中添加0.008%混合稀土即可显著改善铜的工艺性能；加入小于0.l%Y时，铜的力学性能与工艺性能就有所改善；含0.01%~0.15% La的铜合金的力学性能、电导率、抗软化温度均优于Cu-0.15Ag合金，已在工业中获得应用。

钨、钼、铌、铀、钚等元素几乎不固溶于铜，钛、锆、铬、钴等元素少量固溶于铜，但它们都不同程度地细化铜晶粒，铜带，提高其再结晶温度，中和一些易熔杂质的有害作用，对改善高温塑性有益。

含少量锆（Cl5000、C15100、C18100)）、钴（C17110、C17500）、铬（C18400、C18200、C18500）的铜合金已在工业上获得应用，成为良好的电工材料。

铁在固态铜中的熔解极微，呈富铁相质点分布于α基体中，有细化晶粒作用。H60黄铜添加0.3%~0.6%Fe，有较强的晶粒细化作用，但抗磁铜材的含铁量应小于0.3%。

杂质铁对黄铜的力学性能无明显影响。

铅和铋对于一般黄铜中是有害杂质，铋的危害比铅的大。

铅呈颗粒状存在于晶界上的易熔共晶体中，α黄铜的含铅量若大于0.03%会出现热脆性，对冷加工性能无明显影响。铅对双相黄铜的加工性能无大的影响，其允许含量可稍高一些。

铋在黄铜中呈连续的脆性薄膜分布于晶界上，使黄铜在冷、热加工时发脆。

含铅、铋量超过允许限度的冷轧黄铜在退火过程中若加热速度过快，会产生“火裂”即突然爆裂，铜板。

含铅、铋的黄铜添加少量锆之类的元素，使它们形成高熔点化合物，可消除它们的危害。

锑在铜中的溶解度随着温度的下降而急剧减小，在其含量还不到0.1%时，就会形成Cu2Sb，呈网状分布于晶界，使黄铜的冷加工性能大幅度下降。

锑还使铜合金产生热脆性。

黄铜添加微量锂可形成高熔点化合物Li3Sb，呈细小颗粒均布于晶粒内，从而消除锑的不利影响。

由于锑在高温下在铜中的熔解度较大，因而固溶处理可提高含锑黄铜的冷加工性能。

磷在α铜中的固溶度很小，少量磷有晶粒细化作用，提高黄铜的力学性能。黄铜中磷含量大于0.05%时，就会形成脆相的Cu3P，降低黄铜的加工性能。

磷显著提高黄铜的再结晶温度，使再结晶晶粒粗细不均匀。

砷在室温黄铜中的溶解度小于0.01%，含量较大时则形成脆相化合物Cu3As，分布于晶界，降低黄铜的加工性能。含0.02%~0.05%As的黄铜的抗腐蚀性能能得到提高，不会产生脱锌现象。

锡青铜的磷含量一般不超过0.45%。当磷含量大于0.5%时在637℃左右会发生共晶-包晶反应L+α⇄β+Cu3P，引起热脆。合金的磷含量大于0.3%时，组织中会出现铜与铜的磷化物（Cu3P）组成的共晶体。

磷是铜合金的有效脱氧剂，提高锡青铜的流动性。缺点是加大铸锭的逆偏析。

材料冷加工前的晶粒尺寸和加工后的低温退火（180~300℃）对锡-磷青铜的力学性能有较大的影响。晶粒细小时，材料的强度、硬度、弹性模量、疲劳强度都比粗晶粒材料高，但塑性却稍低一些。

冷加工锡-磷青铜在200~260℃退火1~2h后，其强度、塑性、弹性极限与弹性模量均有所提高，还能改善弹性稳定性。

锌是锡青铜的合金元素之一，锌在锡青铜α固溶体中的溶解度大。因此Cu-Sn-Zn加工青铜为单相α固溶体，Zn提高合金的流动性、缩小结晶温度区间，减轻逆偏析，而对其组织与性能无大的影响。

Zn在加工锡青铜中的含量一般不大于5%。

Pb在锡青铜中的含量不超过5%，它不固溶于α相，以游离状态存在，呈黑色质点分布于枝晶之间，但分布不均匀。

Pb可降低锡青铜的摩擦系数，改善耐磨性能，提高可切削性能，但略使合金的力学性能下降。

Fe是锡青铜的杂质，其***大含量为0.05%，有细化晶粒、延缓再结晶过程，提高强度与硬度作用。但含量不得超过极限值，否则会形成过多的富铁相，降低合金的抗蚀性与工艺性能。

Mn是锡青铜的有害杂质之一，对其含量应严加控制，不得大于0.002%。

锰易氧化生成氧化物，降低合金熔体流动性，而在凝固后又分布于晶界上，削弱晶间结合，使强度下降。

Ti可与Sn形成化合物TiSn，固溶于铜，有沉淀强化作用，并能提高加工锡青铜退火后的硬度和软化温度。含0.20%~0.75%Ti与、5%Sn的青铜合金，在800℃固溶处理1h，淬火后在450℃时效1h可达到峰值硬度。

Be可与Sn形成金属间化合物，使合金的强度升高。

Cu-4.5%Sn-1.0%Be青铜淬火后在325℃时效具有***大硬度值。

铝在Sn青铜中的含量不宜大于0.002%，Mg的含量也应严加控制，因为它们的氧化物会使合金的强度下降及熔体流动性降低。而国外已开发出一些含Al及含Mg的锡青铜，不但有高的强度，而且抗蚀性也好，如Cu-5Sn-7Al合金有高的抗蚀性与强度，又如Cu-5Sn-lMg锡青铜在时效处理后的强度可达900 MPa、30 HRC，电导率为30%~35% IACS，可用于制造具有高的强度、较高的抗蚀性、电导率好的元器件。

Si 是锡青铜的有害杂质之一，微量Si可国溶于α相中，对合金的力学性能有益，但在高温下易形成SiO2，会使熔体流动性下降。若残留于铸锭中，又有损于其强度。Si的***大含量为0.002%。

锑与铋都是锡青铜的有害杂质元素，其允许***大含量为0.002%。它们都不固溶于α相。

三种元素几乎不固溶于α相中，微量Zr、Nb、B有晶粒细化作用。因此对锡青铜的力学性能与压力加工性能有益。

少量Fe可固溶于Cu-Al合金的α固溶体中， 若过量则会形成针状FeAl3，使合金的力学性能与抗蚀性降低。因此，合金中的Fe含量不应超过5%。

若合金中的Ni、Mn、Al 含量增多，会进一步降低Fe在固溶体中的溶解度。铁可使铝青铜中的原子扩散速度减慢，增加β相稳定性，因而能抑制引起合金变脆的“自退火”现象，使合金的脆性大大下降。

适量铁能细化铝青铜铸造与再结晶晶粒，提高力学性能，加0.5%~1.0%Fe就有明显的细化晶粒效果。

镍在Cu-Al合金中有一定的固溶度，当Ni含量超过***大固溶度时会有K相NiAl相形成。Ni一方面提高铝青铜的共析转变温度，另一方面又使共析点成分向升温方向移动，还能改变α相的形态。Ni含量低时，α相呈针状，镍含量达3%时转变为片状。

在Cu-Al-Ni合金中添加Mn，β相发生共析转变时有形成粒状组织的倾向。

Ni能显著提高铝青铜的强度、硬度、热稳定性与抗蚀性，含有一定量Ni的的Cu-Al-Ni-Fe合金在热加工后不需要再固溶处理与淬火，即可直接时效。

铝青铜中同时添加Ni和Fe，可获得更佳的综合性能。在Cu-A1-Ni-Fe合金中，κ相的析出形态对其力学性能的影响甚大。

Ni与Fe的***佳含量比为0.9~1.1。

Mn在Cu-Al合金α固溶体中有较大的溶解度，却又降低铝在α中的固溶度。锰对β相分解起稳定作用，降低相变开始温度，推迟共析转变。

铝青铜中的含Mn量不超过***大溶解度极限，对合金的力学性能与抗蚀性有益，它们有良好的加工成形性能。

含0.3%~0.5%Mn的二元铝青铜有相当好的热加工性能，热轧时的开裂倾向显著减少。

含Mn的铝青铜添加一定量Fe，合金的性能得到进一步攻善，因为Fe能细化晶粒，不过铁会减弱Mn对β相的稳定作用。

铝青铜添加≤0.2%Sn，能提高合金在蒸汽和微酸性气氛中抵抗应力腐蚀开裂的能力。

铬可提高二元Cu-Al合金的力学性能，抑制合金退火时的晶粒长大，提高退火材料的硬度。

锌在Cu-Al合金α中有限溶解，扩大α相区。但Zn会减少Cu-Al-Ni-Fe合金的富铁相质点，使耐磨性下降。加工铝青铜的杂质锌的***大含量为1.0%。

硅是铝青铜的杂质，其含量不得越过0.2%，对大多数铝青铜不得大于0.1%，否则会降低合金的力学性能与工艺性能，但能改善合金的可切削性能。

以上元素均为铝青铜的有害杂质，降低合金的力学性能、工艺性能及其他性能，须严格控制在标准范围内。

适量Mn对硅青铜的力学性能、抗蚀性能与工艺性能有益。含量小于3%Si、1%Mn的合金在高温下为单一的α固溶体，当冷却到450℃以下时，会析出脆性相Mn2Si，但几乎无强化效果。

合金的Si含量越高，沉淀的Mn2Si也越多，发生自裂倾向也越大。把硅含量控制在3%以下对材料进行低温退火可消除自裂现象。

含Ni的硅青铜有良好的力学性能、抗蚀性和导电性。

Ni与Si可形成化合物Ni2Si，Ni在共晶温度1025℃在α固溶体中的固溶度溶度可达9%，而室温时的固溶度几乎为零。因此，当合金中的Ni、Si含量比为4:1时，可全部形成Ni2Si，有较强的时效硬化作用，使合金具有良好的综合性能。

合金中的Ni/Si比值小于4时，虽有高的强度与硬度，但其电导率与塑性会降低，不利于压力加工。Cu-Si-Ni合金添加少量（0.1%~0.4%）Mn，可改善合金的性能，因为Mn既有脱氧作用又有固溶强化效果。

Cr与Ni的作用相似，能形成固溶于α的硅化铬，但没有时效硬化效果，是硅青铜的有害杂质之一。

钴与硅可形成能固溶于α中的Co2Si，并且其溶解度随着温度的下降而减少，有一定的时效强化效果。淬火温度为1000~1050℃，时效温度500~550℃。含少量钴的合金已得到应用。如C66400等。

锌可较多地固溶于Cu-Si合金的α中，提高合金的强度与硬度，缩小合金的凝固温度范围，提高合金的流动性，改善其铸造性能。Cu-3.5Si-3Zn-1.5Fe青铜用于制造高温轴套。

虽然Fe在α固溶体中的溶解度随着温度的降低而显著减少，室温溶解度几乎为零。时效强化效果甚微。Cu-Si合金中的Fe含量不得大于0.3%。否则形成单独的相，大大降低合金的抗蚀性。

Ti对硅青铜有晶粒细化效果，并能增强Cu-Si合金的时效硬化效果，提高材料的强度与硬度。

以上元素都是硅青铜中的有害杂质，须严加控制。

Pb虽提高合金的抗磨性和可切削性能，但会引起热裂。

铝对硅青铜的强度和硬度有益，但使焊接性能变差。

加工锰青铜为Cu-Mn二元合金，有相当高的力学性能，抗腐蚀、耐热、可进行冷、热压力加工，多用于制造在高温下工作的零件。

Mn可大量固溶于铜，有较高的固溶强化作用，Mn能提高铜的再结晶温度（150~200℃）。含16.3 at.%Mn的铜合金在400℃形成面心立方晶格的有序相Cu5Mn。含25.0 at.%Mn的铜合金于450℃形成面心立方晶格的有序相Cu3Mn。

Mn提高合金的硬度与强度，伸长率开始阶段随Mn含量的提高而上升，于4%~5%Mn时达到***大值，然而后下降，但变化不大。

Zn在Cu-Mn合金中的固溶度很大，有一定的固溶强化作用。

Ni可固溶于Cu-Mn合金的α固溶体中，有固溶强化作用，同时提高合金的抗蚀性。Cu-20Mn-20Ni合金是一种时效硬化型铜合金，其硬状态材料的力学性能为抗拉强度1200MPa~1300MPa，屈服强度1150MPa~1250MPa，伸长率1%~4%，维氏硬度370~410，弹性模量157GPa。

Sn是锰青铜中的杂质元素之一，其***大含量为0.1%，溶于Cu-Mn固溶体α中，Sn扩大锰青铜的凝固温度范围。

以上元素都是锰青铜的杂质，含量应控制在标准规定的范围，含2%Al的56Cu-42Mn合金是一种可热处理强化的合金，经固溶处理与时效后，其强度几乎与结构钢相当，并且与很强的吸震能力，比灰铸铁的还高30%左右，是一种既可以压力加工又可以铸造的合金，还有良好的可焊性，已用于制造垫片、齿轮、锯片之类的消震零件。

Cr及Cd均可与铜形成固溶体，而且其固溶度随着温度的下降而显著减少，因此它们都有沉淀硬化作用。这两类青铜由高的强度和硬度，抗磨、耐热、电导率与热导率高，加工成型性能好，是制造导电、耐磨零件的优选材料。

镉是一种对人体有害的元素，在熔炼时应注意防护其蒸气对人的危害。镉含量低的Cu-Cd合金时效硬化效果很小，没有实际生产意义。

Al与Mg可作为铬青铜的合金元素，它们可在Cu-Cr合金表面形成一层薄而致密的与基体金属结合牢靠的氧化物膜，提高合金的高温抗氧化性能与耐热性。不过Al及Mg在合金中的含量通常各不大于0.3%。

铬青铜中添加一定量的Sn和Ti，可形成有时效硬化作用的TiSn金属间化合物，对合金强度、硬度和耐热性有益。含0.3%~0.5%Cr、0.15%~0.25%Sn、0.05%~0.12%Ti是一种可在250℃下长期使用的导电材料。

Cr与Zr形成固溶于Cu的化合物Cr2Zr，而且其溶解度随着温度的降低而明显减少，使合金的强度、硬度、耐热性有所提高，同时对合金电导率的影响很小。

铪在这类青铜中的作用与Zr相似，可与Cu 形成有一定时效强化作用的铜铪化合物。Cu-0.6Cr合金在时效后的强度随铪含量的上升而提高，但其电导率则随铪含量的增加而下降。含0.6%Cr与0.2%~0.6%Hf的青铜于400~450℃时效3~20h后，既有高的力学性能又有良好的电导率，其抗拉强度≥600 MPa，电导率达80% IACS。

锌可溶于铬青铜的α固溶体中，能提高合金的强度性能，而对其电导率的影响不大。铬青铜添加约0.2%Ag，一方面能显著提高合金的软化温度，另一方面又不降低合金的电导率。

铬是镉青铜的一种有益的微量元素，少量铬（0.35%~0.65%）对其时效强化效果有较明显的有益影响。

以上元素都是这两类青铜的有害杂质，应严加控制，不得超过标准的***大值。

在共晶温度966℃时，锆在铜中的极限溶解度只有0.15%，但随着温度的下降而急剧减少。因此锆青铜有时效强化作用，强化相为β(Cu5Zr或Cu3Zr)。锆青铜有高的导电性、导热性与耐热性，并有良好的抗蠕变性能。在400℃以下，锆青铜的强度虽与锆青铜的相当，但前者电导率与塑性却比后者高。

锆显著提高铜合金的再结晶温度，其效果比其它元素的都大。

在含有少量Cr的锆青铜中，会出现可固溶于α相中的化合物Cr2Zr，在高温下为密集六方晶格，低温时为面心立方晶格。Cu-0.3Zr-0.34Cr合金有较明显的时效强化作用，因为它含有约0.64%Cr2Zr。Cu-Zr-Cr合金因Zr、Cr含量的不同，而从固溶体中单独析出Cr2Zr或同时析出β相与Cr2Zr，起合金强化作用。

砷可与Zr形成Zr-As化合物。

As可把Cu-Zr合金的共晶温度提高到1000~1020℃，增加锆在该温度的溶解度而降低它在低温下的溶解度，细化铅青铜的晶粒，抑制合金在加热时的晶粒长大。

锑、锡、铅、硫、铁、铋、镍等元素都是锆青铜的有害杂质，不得超出标准规定的极限值。

加工铍青铜的正常铍含量为0.20%~2.00%，一般还0.2%~2.7%Co或小于2.2%Ni。铍青铜又分为两类：①高强度合金，如C17200、C17000；②高导性合金，其铍含量较低，通常不大于0.7%，如C17500、C17510、C17410。铍含量接近12 at.%的高强度合金呈金黄色，而铍含量较低的高导铍青铜为淡红色或珊珊金黄色。

镍和钴是铍青铜的合金化元素， Ni与Be可形成有序体心立方晶格的化合物NiBe，NiBe硬度高达610 MPa。NiBe可溶于α固溶体，在共温度1030℃的***大溶解度为3.25%（0.42%Be、2.83%Ni），NiBe的溶解度随着温度的下降而显著减少，故此类合金有明显的时效硬化效果。

Cu-Be合金中加人0.2%~0.5%Ni能延缓再结晶过程、阻碍晶粒长大、大大减慢冷却时的相变过程、抑制时效时的晶界反应，因此少量Ni能进一步提高铍青铜在时效后的力学性能。

不过工业铍青铜含有少量Ni时会出现硬而脆的γ1相，降低合金的疲劳强度、弹性滞后和弹性稳定性。因此，既要控制γ1相的数量又要控制其分布形态。

高电导率镀青铜常含有一定的Co。它可与形成化合物CoBe及Co5Be21。CoBe属于体心立方晶格，其显微硬度高达443 MPa。CoBe在α固溶体中的固溶量随着温度的下降而减少，在共晶温度1011℃的***大溶解度为2.7%，因而当合金含有一定量Co，可通过固溶与时效处理提高镀青铜的强度性能。

少量Co（0.2%~0.5%）能阻碍铍青铜在加热过程中的晶粒长大、延缓固溶体分解、抑制晶界反应、避免晶界附近由于过时效而形成的组织不均匀性，从而提高合金的沉淀硬化效果。

钛可与铍形成固溶于α固溶体的金属化合物TiBe2，在共晶温度825℃时的***大固溶度为3.7%，温度下降时，其固溶度会急剧减少，因而TiBe2有沉淀硬化作用。含少量Ti的Cu-Be-Ni合金中有时会出现富钛的化合物，如果呈条状分布，会使合金在加工过程中出现层状开裂。

含少量Ni的Cu-Be合金添加0.10%~0.25%Ti可使其硬脆γ1相的量减到***低限度，使合金组织均匀，一方面能改善合金的加工性能与提高疲劳强度，另一方面使时效后的材料有好的弹性稳定性和低的弹性滞后；少量钛既能细化铸锭的晶粒又能细化退火材料的晶粒，降低铍的扩散速度，减弱晶界反应，阻碍脱溶相优先在晶界沉淀，使合金沉淀相分布均匀，提高材料的力学性能。

镁降低铍在固态铜中的溶解度。含2%Be的镀青铜添加0.2%~0.5%Mg，在合金晶界上会出现低熔点共晶体Cu2Mg+Cu，其熔点约730℃，使材料在热加工过程中易开裂。向QBe1.9和QBe2合金添加0.02%~0.15%Mg，不但能细化晶粒，而且会使γ1相质点既细小又均匀地分布，提高材料的力学性能及其稳定性。

少量镁对铍青铜的可焊性与抗蚀性无影响。

一般铍青铜的含Fe量应小于0.1%。铁含量过多，不但会形成含铁的相，增加合金的组织不均匀，降低其抗蚀性，而且会减少Be在α固溶体中的过饱和度，即降低合金的沉淀硬化效果。

铁能细化晶粒，而且固溶的Fe能延迟过饱和固溶体分解与抑制晶界反应。

少量锡能固溶于铍青铜的α固溶体，延迟过饱和固溶体分解，显著抑制晶界的不连续沉淀，防止过时效，故可用锡代替部分铍，例如含1.30%Be、0.25%Co、3%Sn、1.0%Zn的铜合金的力学性能与QBe 2青铜的相当，且有很高的可切削性能。

锰可与铍形成溶于α固熔体中的化合物MnBe2，在共晶温度782℃时的***大溶解度为7.3%，而且会随着温度的下降而显著减小，因而合金有明显沉淀硬化效果。Mn对含Be量高的铍青铜的力学性能没有显著影响，但对含Be量低的合金却有积极的作用。

含0.25%~0.50%Be、1.1%~1.7%Co的铍青铜加入0.9%~1.1%Ag，既能提高合金时效后的室温强度，又使合金保持有高的电导率（50%~55%）。这种合金是制造焊接电极的良好材料。

合金中同时含有Co与Si时，可形成CoSi、Co2Si、Co3Si5以及CoSi2等化合物，提高合金的强度。硅含量足够大时，可与铍形成又硬、又脆的共晶体，使材料的韧性大幅度下降。

少量（0.4%~0.8%）铝略使Cu-2%Be合金的力学性能上升。

磷促使Cu-Be合金晶粒在加热过程中长大，加速固溶体分解，生成分布于晶界的易熔物，降低合金的热硬性，提高其可切削加工性能。

铍青铜中添加0.1%~0.2%As促进其晶界反应和过时效软化过程。

铍青铜添加0.2%~0.3%Pb，通常可显著提高其可切削性能，如C17300合金。另外，含1.8%~2.0%Be、0.20%~0.25%Pb的铍青铜是制造手表齿轮的良好材料。Pb加速铍青铜的晶界反应，促进软化。

Cu与Ni形成无限固溶的连续固溶体，面心立方晶格，温度低于322℃时，存在一个亚稳分解的相当宽的成分-温度区域，向Cu-Ni合金添加第三元素诸如Fe、Cr、Sn、Ti、Co、Si、Al等，可改变亚稳分解的成分-温度区域范围和位置。同时也可改善合金的某些性能。白铜除是良好的结构材料外，还是一类重要的高电阻和热电偶合金。

锌在Cu-Ni固溶体中的溶解度相当大，有较大的固溶作用。

当Ni含量一定时，提高合金的锌含量会增强合金抗大气腐蚀的能力。

一般锌白铜含5%~18%Ni和43%~72%Cu，其余为Zn，其抗蚀性、弹性与强度均高。

Fe在Cu-Ni合金中的固溶度较小，950℃时可固溶1.8%。300℃时则剧降到0.1%。铁可提高Cu-Ni合金的在抗蚀性与力学性能，特别能大幅度提高Cu-Ni合金抗海水冲击腐蚀的能力。一般Cu-Ni-Fe合金的Fe含量不大于2%，否则合金有应力腐蚀开裂倾向，若超过1%则腐蚀加剧。

Al在Cu-Ni合金中的固溶度较低，并随着温度的下降而减小。

Cu-Ni-Al合金中会产生Ni3Al化合物，有明显的沉淀硬化作用，提高合金的强度和硬度。

铝显著提高白铜的强度与抗蚀性。但材料的冷成形性下降。合金的Ni/Al比为8~10时，具有***佳的综合性能。

白铜中的锰含量一般不超过14%。

在Cu-Ni-Mn合金中可形成MnNi化合物，具有沉淀硬化作用，Mn提高合金的强度、抗蚀性与弹性，还能提高Cu-Ni合金抗湍流冲击腐蚀的能力，不过会略使B19合金的抗应力腐蚀开裂的能力下降，但比Al、Si、Sn、Cr、Be等元素的影响小。

Mn能消除Cu-Ni合金中过量碳的不良影响，改善其工艺性能。Cu-Ni-Zn合金添加少量Mn，也有一定的有益作用。