细晶锡磷青铜合金带材及其制备方法与流程

1.本发明涉及锡磷青铜合金技术领域，具体而言，涉及一种细晶锡磷青铜合金带材及其制备方法。


背景技术：

2.对于多晶材料来说，晶界是材料中微观结构的重要组成部分，晶界的数量、类型和分布在材料的性能中起着关键作用。在力学性能方面，晶界是塑性变形过程中位错滑移的主要障碍，成为多晶金属材料强度和加工硬化的重要来源。同时，晶界也是裂纹形核的首选位置，因为结构无序界面两侧的原子之间的键合强度减弱，并且由于位错的堆积而导致了更高的应力集中。但是，最值得注意的是，不同晶界的结构等级存在显著差异，因此，不同的晶界抵抗晶间裂纹和断裂的能力也有所不同。基于此，watanabe于1984年首次提出了“晶界设计与控制”的思想，随后被发展为“晶界工程”(grain boundary engineering,gbe)。晶界工程的中心思想是通过一定的形变热处理工艺，以此调控材料的晶界特征分布(grain boundary character distribution，gbcd)，以提升晶界中低σcsl晶界的比例，从而阻断随机晶界网络的连通性，进而达到改善材料性能的目的。
3.而大多数gbe是在中低层错能金属合金中基于退火栾晶的形成来提升特殊晶界的比例，其中特殊晶界是指那些低σ重合位置点阵(coincident site lattice，csl)(1≤σ≤29)晶界表现出对腐蚀、断裂和溶质偏聚等性能具有强烈的抑制作用，某些情况下甚至能够实现完全免疫，而随机晶界(σ＞29)因具有较低的结构有序度、较大的自由体积和较高的界面能，常成为裂纹萌生的核心和扩展的通道。因此，通过对多晶材料的晶界结构进行控制和优化以改善材料的晶界相关性能，是一种行之有效的方法。
4.在专利申请公布号为cn106011710 a的中国专利申请中公开了一种在锡青铜中获得高比例特殊晶界的加工方法，该技术将工件通过5～40％变形，然后置于400～800℃环境中保温0.5～5h，再将其水淬至室温，可达到获得高比例特殊晶界的目的，但该专利仅仅考虑提升了特殊晶界比例，并未考虑晶粒大小对带材力学性能和弯曲加工性能的影响，也就是未将细晶强化效果和高比例特殊晶界协同控制关联在一起，这就导致仅得到高比例的特殊晶界，但晶粒已发生长大或原始晶粒尺寸已经比较大，从而达不到高机械强度和高弯曲加工性的目的。更进一步的，该技术并未针对低σcsl晶界中的σ3、σ9和σ27晶界的占比开展研究，而σ3、σ9和σ27晶界的占比对打断随机晶界网络的连通性的作用显著，从而更进一步说明该技术未能实现锡青铜的高机械强度和优异弯曲加工性的效果，然而不考虑锡青铜的高机械强度和优异弯曲加工性等性能而单纯的提高特殊晶界的比例，对于锡青铜的实际应用来说价值不大。
5.因此，不能从根本上使最终获得的锡青铜在具有细小晶粒的同时，具有较高的特殊晶界比例，因此，亟待开发一种能够提高细晶锡青铜中特殊晶界比例的工艺。


技术实现要素：

6.本发明的主要目的在于提供一种细晶锡磷青铜合金带材及其制备方法，以解决现有技术中因特殊晶界比例较低而使锡磷青铜带材无法同时实现高机械强度和优异的弯曲加工性能的问题。
7.为了实现上述目的，根据本发明的一个方面，提供了一种细晶锡磷青铜合金带材，以质量百分比计，细晶锡磷青铜合金带材包括以下元素：4.0～10wt％的sn、0.01～0.3wt％的p，余量为cu和不可避免的杂质元素，该锡磷青铜合金带材的平均晶粒尺寸为1～3μm，晶粒尺寸呈现正态分布，且晶粒尺寸标准差为0.9μm以下；锡磷青铜合金带材中的总低σcsl晶界在整个晶界中的占比为66～74％，且总低σcsl晶界中，(σ9+σ27)/σ3的比值范围为0.12～0.23：1。
8.进一步地，上述总低σcsl晶界中，σ3晶界的长度分数为56～60％，σ9晶界的长度分数为5～8％，σ27晶界的长度分数为2.5～4.5％。
9.进一步地，上述标准差为0.6～0.9μm。
10.根据本发明的另一个方面，提供了一种前述细晶锡磷青铜合金带材的制备方法，该制备方法包括：将锡磷青铜合金预处理带材依次进行冷轧变形步骤和热处理步骤，得到细晶锡磷青铜合金带材；其中，锡磷青铜合金预处理带材的平均晶粒尺寸为1～3μm。
11.进一步地，上述冷轧变形步骤的变形量为15～25％。
12.进一步地，上述热处理步骤的温度为600～750℃，优选热处理步骤的保温时间为40～120s。
13.进一步地，上述制备方法还包括锡磷青铜合金预处理带材的制备工艺流程，制备工艺流程包括依次进行的配料步骤、水平连铸步骤、均匀化退火步骤、铣面步骤、冷轧开坯步骤、第一次再结晶退火步骤、中轧变形步骤、第二次再结晶退火步骤、精轧变形步骤、第三次再结晶退火步骤、留底轧制步骤和第四次再结晶退火步骤，其中，均匀化退火步骤的温度为650～690℃，优选均匀化退火步骤的保温时间为6～8h；优选冷轧开坯步骤的变形量为80～90％；优选留底轧制步骤的变形量为40～55％；优选中轧变形步骤的变形量为50～70％；优选精轧变形步骤的变形量为40～60％。
14.进一步地，上述第一次再结晶退火步骤的温度为540～580℃，优选第一次再结晶退火步骤的保温时间为4～6h；优选第二次再结晶退火步骤的温度为460～500℃，优选第二次再结晶退火步骤的保温时间为4～6h。
15.进一步地，上述第三次再结晶退火步骤的温度为430～460℃，优选第三次再结晶退火步骤的保温时间为1～4h；优选第四次再结晶退火步骤的温度为380～430℃，优选第四次再结晶退火步骤的保温时间为1～4h。
16.进一步地，上述第一次再结晶退火步骤、第二次再结晶退火步骤、第三次再结晶退火步骤、第四次再结晶退火步骤的气氛为氮气与氢气的混合气，以体积百分比计，优选混合气包括15～30％的h2和70～85％的n2。
17.应用本发明的技术方案，与传统的锡磷青铜相比，一方面本技术中细晶锡磷青铜合金带材的平均晶粒尺寸为1～3μm，且晶粒呈现均匀的正态分布，标准差为0.9μm以下，实现了晶粒组织的细小均匀，从而使得细晶锡磷青铜合金带材能够充分发挥细晶强化的作用，进而能够得到更高强度的细晶锡磷青铜合金带材。另一方面本技术的细晶锡磷青铜合
金带材具有高长度分数的低σcsl晶界，大量的特殊晶界可有效阻碍位错运动，且具有较低的体积自由能，即通过控制细晶锡磷青铜合金带材的平均晶粒尺寸为1～3μm的前提下，使总低σcsl晶界具有更多占比，尤其是控制σ9和σ27晶界之和与σ3晶界的占比含量在上述范围内使得后续成品加工的变形量相对较小即可达到所需的强度要求，且保留更多的特殊晶界占比，从而使得成品带材具有更为优异的抗弯曲加工特性，进而使得成品带材能够兼顾抗拉强度和优异折弯性能。
附图说明
18.构成本技术的一部分的说明书附图用来提供对本发明的进一步理解，本发明的示意性实施例及其说明用于解释本发明，并不构成对本发明的不当限定。在附图中：
19.图1示出了根据本技术的实施例9提供的一种锡磷青铜合金预处理带材第四次再结晶退火后带材的组织照片和特殊晶界占比图；
20.图2示出了根据本技术的实施例9提供的一种锡磷青铜合金预处理带材第四次再结晶退火后带材的晶粒尺寸分布情况图；
21.图3示出了根据本技术的实施例9提供的一种细晶锡磷青铜合金带材的组织照片和特殊晶界占比图；
22.图4示出了根据本技术的实施例9提供的一种细晶锡磷青铜合金带材的晶粒尺寸分布情况图；
23.图5示出了根据本技术的对比例1提供的一种锡磷青铜合金的成品态组织照片和特殊晶界占比图；以及
24.图6示出了根据本技术的对比例1提供的一种锡磷青铜合金的晶粒尺寸分布情况图。
具体实施方式
25.需要说明的是，在不冲突的情况下，本技术中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。下面将参考附图并结合实施例来详细说明本发明。
26.如本技术背景技术所分析的，现有技术中存在因特殊晶界比例较低而使锡磷青铜带材无法同时实现高机械强度和优异的弯曲加工性能的问题，为了解决该问题，本技术提供了一种细晶锡磷青铜合金带材及其制备方法。
27.在本技术的一种典型的实施方式中，提供了一种细晶锡磷青铜合金带材，以质量百分比计，该细晶锡磷青铜合金带材包括4.0～10wt％的sn、0.01～0.3wt％的p，余量为cu和不可避免的杂质元素，锡磷青铜合金带材的平均晶粒尺寸为1～3μm，晶粒呈现正态分布，标准差为0.9μm以下；锡磷青铜合金带材中的总低σcsl晶界在整个晶界中的占比为66～74％，且总低σcsl晶界中，(σ9+σ27)/σ3的比值范围为0.12～0.23：1。
28.与传统的锡磷青铜相比，一方面本技术中细晶锡磷青铜合金带材的平均晶粒尺寸为1～3μm，且晶粒呈现均匀的正态分布，标准差为0.9μm以下，实现了晶粒组织的细小均匀，从而使得细晶锡磷青铜合金带材能够充分发挥细晶强化的作用，进而能够得到更高强度的细晶锡磷青铜合金带材。另一方面本技术的细晶锡磷青铜合金带材具有高长度分数的低σcsl晶界，大量的特殊晶界可有效阻碍位错运动，且具有较低的体积自由能，即通过控制细
晶锡磷青铜合金带材的平均晶粒尺寸为1～3μm的前提下，使总低σcsl晶界具有更多占比，尤其是控制σ9和σ27晶界之和与σ3晶界的占比含量在上述范围内使得后续成品加工的变形量相对较小即可达到所需的强度要求，且保留更多的特殊晶界占比，从而使得成品带材具有更为优异的抗弯曲加工特性，进而使得成品带材能够兼顾抗拉强度和优异折弯性能。
29.在本技术的一种实施例中，上述总低σcsl晶界中，σ3晶界的长度分数为56～60％，σ9晶界的长度分数为5～8％，σ27晶界的长度分数为2.5～4.5％。
30.在csl模型中，由不同取向晶体中某些位置相互重合的原子组成一个新阵点，即csl点阵，并用csl单胞体积与晶体点阵单胞体积的比σ来表示其数值。σ就是重合位置密度，它表示在csl模型中重合的点阵位置数与总共的点阵位置数比值的倒数，σ值越小重合点阵位置就越多。一般把低σ晶界称为特殊晶界，也就是界面为3≤σ≤29的csl晶界，σ越大，csl密度越小，但晶界能量较高时，重合位置点阵晶界上的原子可能不严格占据规定的几何位置，而是具有能量自发降低的趋势，使晶界原子发生刚性松弛，同时要满足brandon标准。因此需要通过形变热处理引入大量的低σcsl晶界，尤其是σ3、σ9和σ27晶界，本技术优选σ3、σ9和σ27晶界在以上范围内，且(σ9+σ27)/σ3的比值在0.12～0.23：1这一范围内，这些高占比的特殊晶界可有效阻碍位错运动，可在后续成品加工过程中保持着更多的特殊晶界比例，使普通的大角度晶界占比减小，进一步地提升带材在弯曲加工时止裂抗裂的作用，从而使成品带材具有更为优异的弯曲加工性。
31.在本技术的一种实施例中，上述标准差为0.6～0.9μm。
32.优选的细晶锡磷青铜合金带材的标准差在以上范围内，更有利于提高细晶锡磷青铜合金带材的整体均匀性和稳定性，从而使得细晶锡磷青铜合金带材能够充分发挥细晶强化的作用，进而能够得到更高强度的细晶锡磷青铜合金带材。
33.在本技术的另一种典型的实施方式中，提供了一种前述细晶锡磷青铜合金带材的制备方法，该制备方法包括：将锡磷青铜合金预处理带材依次进行冷轧变形步骤和热处理步骤，得到细晶锡磷青铜合金带材；其中，锡磷青铜合金预处理带材的平均晶粒尺寸为1～3μm。
34.由于锡磷青铜是中低层错能面心立方金属，通过依次进行的冷轧变形步骤和热处理步骤可形成大量的退火栾晶，控制形变和热处理工艺可在随机晶界网络中显著提升低σcsl晶界，特别是σ3晶界及其几何相关的σ9和σ27晶界，这些晶界对打断随机晶界网络的连通性，提升带材折弯性能效果显著，且晶粒组织不发生长大，从而最终实现锡磷青铜材料gbcd的优化，同时，较小的晶粒尺寸有助于使细晶锡磷青铜带材具有较高的强度和优异的弯曲加工性，进而使得后续成品带材变形后保持优异的机械强度和弯曲加工性。
35.在本技术的一种实施例中，上述冷轧变形步骤的变形量为15～25％。
36.在上述的变形量范围内gbe处理的细晶锡磷青铜带材的应变能储存在整个晶粒中，这意味着带材没有发生常规的再结晶形核，而是发生一种应变诱导的晶界迁移。若变形量过大且退火时间过长，会为晶界迁移提供更大的驱动力，并产生整体应变诱导的晶粒长大，而不是非共格σ3ic的选择性迁移；而若变形量不够，则应变不足仅会发生回复，而没有任何界面迁移。
37.在本技术的一种实施例中，上述热处理步骤的温度为600～750℃，优选热处理步
骤的保温时间为40～120s。
38.在上述冷轧变形量基础上，如果热处理温度过高或热处理时间过长，容易导致晶粒发生一定程度的长大。并且使得可移动的非共格σ3
ic
晶界减少，会使得σ9和σ27晶界的形成受到抑制，使得σ9和σ27的晶界减少，即使共格σ3c增加，使得总的低σcsl晶界增加，但由于其多为不可移动的σ3c晶界，对打断高角度晶界(hagb)随机网络连通性方面的益处不大。因此，需要在总的低σcsl晶界提升的基础上，增加非共格σ3
ic
晶界的数量，相应的σ9和σ27晶界的数量也会增加，而这些晶界在打断hagb随机网络连通性方面是有益的。如果热处理温度过低或热处理时间过短，虽然晶粒不会发生长大，但也意味着σ3的最大含量分数不会得到较大发展，也使得整体的低σcsl晶界也得不到发展。因此，在冷轧变形量基础上，控制热处理步骤的温度和保温时间在以上范围内，有助于兼顾细晶锡磷青铜带材的小晶粒尺寸和高特殊晶界占比。
39.在本技术的一种实施例中，上制备方法还包括锡磷青铜合金预处理带材的制备工艺流程，制备工艺流程包括依次进行的配料步骤、水平连铸步骤、均匀化退火步骤、铣面步骤、冷轧开坯步骤、第一次再结晶退火步骤、中轧变形步骤、第二次再结晶退火步骤、精轧变形步骤、第三次再结晶退火步骤、留底轧制步骤和第四次再结晶退火步骤，其中，均匀化退火步骤的温度为650～690℃，优选均匀化退火步骤的保温时间为6～8h；优选冷轧开坯步骤的变形量为80～90％；优选留底轧制步骤的变形量为40～55％；优选中轧变形步骤的变形量为50～70％；优选精轧变形步骤的变形量为40～60％。
40.通过以上制备方法中对每一步骤的冷变形和热处理工艺的协同处理，有助于获得晶粒组织均匀、晶粒尺寸较小的锡磷青铜合金预处理带材。
41.首先，通过加热温度为650～690℃、保温时间为6～8h的均匀化退火步骤，锡磷青铜中的微观偏析基本得到消除，合金中的锡元素已完全固溶到基体中，且在此工艺下基体组织的晶粒尺寸可控制在一个合理的范围内。由于均匀化时间随温度的增加而缩短，温度越高原子扩散速度越快，但随着保温时间的延长，扩散流量随浓度梯度的减小而减小，均匀化效果减弱，过长保温时间并未有太大意义，不仅增加能耗，还容易使得后续晶粒组织的长大。温度过低则达不到应有的均匀化退火效果。同时，过高温度也容易使得晶粒组织长大，难以为后续工艺提供相对较小的原始晶粒组织。
42.其次，控制冷轧开坯步骤的变形量为80～90％，这一变形量不仅可以使得均匀化退火阶段存在的部分离散不均匀的组织得以充分破碎，形成更多的再结晶形核核心，为后续的再结晶退火得到细小均匀的晶粒组织提供保障，同时在这一变形范围内，能够在后续退火过程中形成更多的σ3晶界，这些σ3晶界相对于普通大角度晶界在塑性变形过程中能够更有效的阻碍位错运动，为后续冷变形提供更多的变形储能。
43.在本技术的一种实施例中，上述第一次再结晶退火步骤的温度为540～580℃，优选第一次再结晶退火步骤的保温时间为4～6h；优选第二次再结晶退火步骤的温度为460～500℃，优选第二次再结晶退火步骤的保温时间为4～6h。
44.第一次再结晶退火温度和时间的控制，不仅确保带材晶粒组织已经发生完全再结晶，且晶粒组织较均匀化阶段组织更为细小，并确保晶粒不发生长大。结合50～70％的中轧变形量和第二次再结晶退火步骤，进一步控制带材晶粒尺寸进一步细化且均匀分布。
45.在本技术的一种实施例中，上述第三次再结晶退火步骤的温度为430～460℃，优
选第三次再结晶退火步骤的保温时间为1～4h；优选第四次再结晶退火步骤的温度为380～430℃，优选第四次再结晶退火步骤的保温时间为1～4h。
46.同样的道理，通过精轧变形、第三次再结晶退火步骤、留底轧制和第四次再结晶退火步骤，最终在第四次再结晶退火后将锡磷青铜合金预处理带材的平均晶粒尺寸控制在1～3μm，且均匀分布。
47.在本技术的一些实施例中，优选上述第一次再结晶退火步骤、第二次再结晶退火步骤、第三次再结晶退火步骤、第四次再结晶退火步骤的气氛为氮气与氢气的混合气，以体积百分比计，混合气包括15～30％的h2和70～85％的n2，从而有助于提高再结晶退火带材的表面质量，且有利于维持各再结晶退火步骤中带材的稳定性。
48.以下将结合实施例，进一步说明本技术的有益效果。
49.选取23个实施例、3个对比例按照本发明制备方法制备锡磷青铜合金带材，具体成分见表1，制备工艺流程为：配料步骤、水平连铸步骤、均匀化退火步骤、铣面步骤、冷轧开坯步骤、第一次再结晶退火步骤、中轧变形步骤、第二次再结晶退火步骤、精轧变形步骤、第三次再结晶退火步骤、留底轧制步骤、第四次再结晶退火步骤、冷轧变形步骤、热处理步骤、成品h态轧制和去应力退火步骤、清洗、成品矫直、剪切，具体工艺参数控制见表2和表3。
50.对比例1和对比例2分别在实施例9的基础上进行试验。
51.对比例3
52.与实施例1的区别在于，
53.利用线切割工具切割锡青铜材料，具体地，沿锡青铜材料轧向、横向、法向分别切取工艺要求的长度，获得立体状工件数块，如沿轧向、横向、法向分别切取20、9和3毫米，获得长方体块状工件，并进行冷变形量为20％的锡青铜板材，将该长方体块状工件在680℃下进行热处理1800s，得到锡青铜材料成品。
54.表1
55.实施/对比例锡磷青铜合金带材中sn、p的含量实施例1～44.0wt％的sn、0.1wt％的p(带材型号c51100)实施例5～86.5wt％的sn、0.3wt％的p(带材型号c51910)实施例9～12、对比例1至38.0wt％的sn、0.1wt％的p(带材型号c52100)实施例13～2310.0wt％的sn、0.1wt％的p(带材型号c52400)
56.表2
57.[0058][0059]
表3
[0060]
[0061][0062]
性能测试方法：
[0063]
抗拉强度：室温拉伸试验按照gb/t 228.1-2021金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法，在电子万能力学性能试验机上进行测试，采用标准哑铃形试样进行拉伸。
[0064]
组织分析：晶粒组织测试，采用扫描电镜ebsd进行分析，将成品样品沿着轧制方向的截面组织(纵截面)放大5000倍进行观察。并通过oim8.0分析软件对样品的平均晶粒度和标准偏差进行测试，用于评判样品的晶粒尺寸和晶粒均匀性分布的情况。同时也可以对锡磷青铜合金带材的csl晶界(σ3、σ9和σ27)进行分析。
[0065]
折弯性能：折弯性能测试按照gb/t 232-010金属材料弯曲试验方法通过hsl-bt-90折弯试验机上进行90
°
折弯试验，样品宽度为10mm，长度为50mm，以出现裂纹的r/t进行判断。
[0066]
将实施例1至23、对比例1至3中的细晶锡磷青铜合金带材的具体性能参数列于表4。
[0067]
表4
[0068][0069]
从以上的描述中，可以看出，本发明上述的实施例实现了如下技术效果：
[0070]
一方面本技术的细晶锡磷青铜合金带材的平均晶粒尺寸在1～3μm，且晶粒呈现均匀的正态分布，标准差为0.9μm以下，实现了晶粒组织的细小均匀，且不降低细晶锡磷青铜合金带材的抗应力松弛性，从而使得细晶锡磷青铜合金带材能够充分发挥细晶强化的作用，进而能够得到更高强度的细晶锡磷青铜合金带材。另一方面本技术的细晶锡磷青铜合金带材具有更高长度分数的低σcsl晶界，大量的特殊晶界可有效阻碍位错运动，且具有较低的体积自由能，在以上两方面的协同作用下使得后续成品加工的变形量相对较小即可达到所需的强度要求，且保留更多的特殊晶界占比，从而使得成品带材具有更为优异的抗弯曲加工特性，进而使得成品带材具有能够兼顾抗拉强度和优异折弯性能的效果。
[0071]
以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

技术特征：
1.一种细晶锡磷青铜合金带材，以质量百分比计，所述细晶锡磷青铜合金带材包括以下元素：4.0～10wt％的sn、0.01～0.3wt％的p，余量为cu和不可避免的杂质元素，其特征在于，所述锡磷青铜合金带材的平均晶粒尺寸为1～3μm，晶粒尺寸呈现正态分布，且晶粒尺寸标准差为0.9μm以下；所述锡磷青铜合金带材中的总低σcsl晶界在整个晶界中的占比为66～74％，且所述总低σcsl晶界中，(σ9+σ27)/σ3的比值范围为0.12～0.23：1。2.根据权利要求1所述的细晶锡磷青铜合金带材，其特征在于，所述总低σcsl晶界中，σ3晶界的长度分数为56～60％，σ9晶界的长度分数为5～8％，σ27晶界的长度分数为2.5～4.5％。3.根据权利要求1或2所述的细晶锡磷青铜合金带材，其特征在于，所述标准差为0.6～0.9μm。4.一种权利要求1至3中任一项所述细晶锡磷青铜合金带材的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括：将锡磷青铜合金预处理带材依次进行冷轧变形步骤和热处理步骤，得到所述细晶锡磷青铜合金带材；其中，所述锡磷青铜合金预处理带材的平均晶粒尺寸为1～3μm。5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述冷轧变形步骤的变形量为15～25％。6.根据权利要求4或5所述的制备方法，其特征在于，所述热处理步骤的温度为600～750℃，优选所述热处理步骤的保温时间为40～120s。7.根据权利要求4至6中任一项所述的制备方法，其特征在于，所述制备方法还包括所述锡磷青铜合金预处理带材的制备工艺流程，所述制备工艺流程包括依次进行的配料步骤、水平连铸步骤、均匀化退火步骤、铣面步骤、冷轧开坯步骤、第一次再结晶退火步骤、中轧变形步骤、第二次再结晶退火步骤、精轧变形步骤、第三次再结晶退火步骤、留底轧制步骤和第四次再结晶退火步骤，其中，所述均匀化退火步骤的温度为650～690℃，优选所述均匀化退火步骤的保温时间为6～8h；优选所述冷轧开坯步骤的变形量为80～90％；优选所述留底轧制步骤的变形量为40～55％；优选所述中轧变形步骤的变形量为50～70％；优选所述精轧变形步骤的变形量为40～60％。8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述第一次再结晶退火步骤的温度为540～580℃，优选所述第一次再结晶退火步骤的保温时间为4～6h；优选所述第二次再结晶退火步骤的温度为460～500℃，优选所述第二次再结晶退火步骤的保温时间为4～6h。9.根据权利要求7或8所述的制备方法，其特征在于，所述第三次再结晶退火步骤的温度为430～460℃，优选所述第三次再结晶退火步骤的保温时间为1～4h；优选所述第四次再结晶退火步骤的温度为380～430℃，优选所述第四次再结晶退火步骤的保温时间为1～4h。10.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，所述第一次再结晶退火步骤、所述第二次再结晶退火步骤、所述第三次再结晶退火步骤、所述第四次再结晶退火步骤的气氛为氮气与氢气的混合气，以体积百分比计，优选所述混合气包括15～30％的h2和70～85％的n2。

技术总结
本发明提供了一种细晶锡磷青铜合金带材及其制备方法。以质量百分比计，细晶锡磷青铜合金带材包括以下元素：4.0～10wt％的Sn、0.01～0.3wt％的P，余量为Cu和不可避免的杂质元素，该锡磷青铜合金带材的平均晶粒尺寸为1～3μm，晶粒尺寸呈现正态分布，且晶粒尺寸标准差为0.9μm以下；锡磷青铜合金带材中的总低ΣCSL晶界在整个晶界中的占比为66～74％，且总低ΣCSL晶界中，(Σ9+Σ27)/Σ3的比值范围为0.12～0.23：1。本申请的细晶锡磷青铜合金带材具有高长度分数的低ΣCSL晶界，从而使得成品带材具有更为优异的抗弯曲加工特性，进而使得成品带材能够兼顾抗拉强度和优异折弯性能。成品带材能够兼顾抗拉强度和优异折弯性能。成品带材能够兼顾抗拉强度和优异折弯性能。


技术研发人员：陈忠平 娄花芬 向朝建 张曦 杨春秀 莫永达 刘芳 王苗苗 李腾飞 薛冠霞
受保护的技术使用者：昆明冶金研究院有限公司北京分公司
技术研发日：2023.06.08
技术公布日：2023/9/20