拉伸速率與球鐵試樣的宏觀變形測各點(diǎn)的位置。可以看出：（1）試棒慢拉伸后，直徑發(fā)生了顯著變化，表明塑性變形量較大；（2）試樣軸向各處直徑較一致，沒有一般韌性球鐵常出現(xiàn)的縮頸，表明整個(gè)試樣基本上是均勻變形。這一特征類似金屬超塑性變形的無縮頸.石墨沿拉伸方向的變形要呈球團(tuán)狀、彌散分布，無明顯的方向性。試樣拉伸后縱剖面的顯微組織（試樣標(biāo)距內(nèi)各處的顯微組織基本一致）。可以看到，石墨形態(tài)已明顯改變，原來的球團(tuán)狀石墨，沿拉伸方向被拉長。為反映變形程度，將拉伸方向的石墨長度記作L，把寬度記作<，測量結(jié)果.

　　隨拉伸速率的減小，LP<值逐漸增大，達(dá)某一最大值后反向逐漸減小。由此得出的LP<）E關(guān)系曲線與各曲線的走向相似。值得注意的是，與LP<最大值對(duì)應(yīng)的？E值為313@1此時(shí)S3球鐵的力學(xué)性能最佳，二者對(duì)應(yīng)良好。LP<值越大，表明球團(tuán)石墨被擠壓、拉長的變形量越大，金屬基體的變形量越大，LP<的比值與球鐵的力學(xué)性能間的關(guān)系有良好的一致性。

　　上述試驗(yàn)結(jié)果表明，在慢加載條件下，球墨鑄鐵的強(qiáng)度及塑性指標(biāo)均隨拉伸變形速率呈同一規(guī)律變化：隨變形速率減小，球鐵的力學(xué)性能（含R先是逐漸提高，到某一最大值后又逐漸降低。對(duì)此，有如下初步解釋：為便于說明，將力學(xué)性能隨拉伸變形速度的變化趨勢分兩個(gè)階段討論。首先討論力學(xué)性能隨拉伸速率減小而逐漸增至最大值的變化，然后再討論其余部分。

　　在慢加載條件下，變形速度率減慢，球鐵試樣各部位發(fā)生均勻變形，未出現(xiàn)明顯的縮頸，在第一階段D、7等指標(biāo)都隨變形速率減小而提高，但此刻R）D曲線的走向與一般拉伸不同。與曲線上的B）K段對(duì)應(yīng)，試樣出現(xiàn)局部塑性變形（縮頸）。在K點(diǎn)處試樣被拉斷。慢加載條件下，試樣未出現(xiàn)明顯縮頸，對(duì)應(yīng)的R）D曲線上不應(yīng)有B）K線段。又因?yàn)樵嚇痈鞑课痪鶆蜃冃危�且伸長率大于正常拉伸狀態(tài)，可以推出，曲線將沿著B）Bc）Kc線段變化，在Kc點(diǎn)處試樣被拉斷。Kc點(diǎn)與K點(diǎn)對(duì)比，不難理解，在慢加載條件下，金屬的伸長率與抗拉強(qiáng)度都將比正常拉伸時(shí)有所提高，隨拉伸速率降低而不斷升高，直至出現(xiàn)最大值。

　　進(jìn)一步減慢拉伸速率進(jìn)入第二階段時(shí)，由于鑄鐵含硅量較高，鑄態(tài)時(shí)固溶在晶體中的氫含量相應(yīng)提成等：慢加載拉伸時(shí)球墨鑄鐵的力學(xué)性能高，氫除富集在石墨P基體界面外，無序固溶在基體的氫原子還會(huì)向某些晶面（如{112}滑移面）擴(kuò)散。慢加載使氫原子有足夠的時(shí)間完成擴(kuò)散和富集，富集在滑移面上的氫原子會(huì)降低鐵原子間的結(jié)合力，而富集在石墨P基體界面處的氫會(huì)促進(jìn)裂紋的形成，它們會(huì)惡化鑄鐵的力學(xué)性能。使強(qiáng)度和塑性同時(shí)明顯下降，作者在S3試樣斷口處曾觀察到典型氫脆斷裂特征的雞爪狀花紋.氫脆導(dǎo)致材料的強(qiáng)度和塑（韌）性指標(biāo)隨拉伸速度減小而雙雙下降還出現(xiàn)于其它金屬材料.

　　 結(jié)論范圍內(nèi)拉伸，其主要力學(xué)性能.隨拉伸速率的減小先逐漸增大，至某一最大值后反而逐漸減小。對(duì)某種球鐵而言，強(qiáng)度和塑性指標(biāo)在一定的變形速度時(shí)同時(shí)出現(xiàn)最大值。含5%Si的中硅耐熱球鐵本來屬于典型的脆性材料。當(dāng)拉伸速率降至313@1時(shí)，其伸長率達(dá)3%4%，呈現(xiàn)出一定的塑性。表明了脆性金屬材料塑性尚有一定潛力。慢拉伸時(shí)，球鐵試樣表面光潔、變形均勻，無明顯縮頸。球團(tuán)狀石墨沿拉伸方向被拉長，其變化規(guī)律與力學(xué)性能的變化規(guī)律相對(duì)應(yīng)。隨變形速率減小，球鐵力學(xué)性能提高。當(dāng)力學(xué)性能指標(biāo)增至最大值后，進(jìn)一步放慢拉伸速率，鑄鐵中氫原子擴(kuò)散并引發(fā)氫脆是力學(xué)性能反而逐漸降低的主要原因。