Zn-Al合金作为一种典型的超塑性合金,多年来人们对其进行了深入的研究。同时Zn-Al合金棒线材作为常用的热喷涂材料,广泛应用于钢结构防腐蚀领域中。通过轧制、等通道挤压（ECAP）、热挤压、高压扭转（HTP）等成形手段均可使Zn-Al合金获得室温超塑性。然而这些成形方式存在工序复杂、浪费能源的缺点。连续铸挤（CASTEX）作为一种新型短流程成形手段,极具发展潜力与研究价值。目前对于连续铸挤Zn-Al合金的研究主要集中在变形过程中的金属流动组织演化以及铸挤态的组织调控等方面,然而其力学性能仍无法满足热喷涂棒线材的要求。因此,本文通过调节连续铸挤工艺中挤压比与铸挤轮转速两项重要参数,成功制备出不同规格的Zn-Al合金棒线材,可满足热喷涂棒线材的力学性能要求,并且获得了一定的室温超塑性。本实验借助扫描电子显微镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）、透射电子显微镜（TEM）以及不同应变速率下的室温拉伸,对铸挤态Zn-Al合金进行了微观组织与力学性能的研究。搭建出连续铸挤Zn-Al合金成分-工艺-组织-力学性能之间的桥梁。本实验的主要结果如下:（1）调节连续铸挤Zn5Al合金的挤压比与铸挤轮转速,使其获得了一定的室温超塑性。当λ=6,n=8 r/min时,Zn5Al合金塑性最佳,伸长率可达123%,对应抗拉强度为160 MPa。在1×10-5～1×10-3 s-1的应变速率范围内,Zn5AI合金的m值达到0.33。此工艺下合金中的η相平均晶粒尺寸为2.44 μm,无明显织构产生。（2）调节工艺使λ=6,n=14 r/min,此时Zn10Al合金获得了一定的室温超塑性。可达到173%的伸长率,抗拉强度为168MPa。在1×10-5～1×10-3 s-1的应变速率范围内,m值达到0.25。此工艺下合金中的η相平均晶粒尺寸为2.33 μm,无明显织构产生。（3）当铸挤轮转速固定为8 r/min时,随着挤压比由4增加到12.5,Zn5Al、Zn10Al合金的抗拉强度先降低后升高。其中Zn5Al合金的抗拉强度介于160～182 MPa;Zn10Al合金的抗拉强度介于170～245 MPa。伸长率均为先升高后降低,变化范围分别为37%～123%以及41%～122%。增大挤压比无法消除Zn-Al合金的片层组织,但可以使其由非基面织构转变为基面织构。其中当λ=6或11时,可使Zn5Al合金及Zn10Al合金满足热喷涂棒线材的力学性能要求。（4）固定挤压比为6,随着铸挤轮转速由10 r/min提高到16 r/min。Zn5Al合金的抗拉强度先降低后升高,介于155～190MPa,伸长率由113%降至46%;Zn10Al合金的抗拉强度先降低后升高,介于168～184MPa,伸长率先升至173%再降到38%。当λ=6时,不同铸挤轮转速下的Zn-Al合金均为非基面织构,且依然为粒状与片状的混合组织。为使热喷涂棒线材的力学性能满足供货要求,Zn5Al合金应控制铸挤轮转速不超过10 r/min;Zn10Al合金应控制铸挤轮转速为14 r/min以下。（5）研究了优化工艺后铸挤态Zn5Al合金以及Zn10Al合金的应变速率敏感性。在1×10-4 s-1的应变速率下,Zn5Al合金及Zn10Al合金的伸长率最高,分别为172%及177%;在1×10-5 s-1的应变速率下伸长率分别下降到119%和135%。铸挤态Zn10Al合金在1×10-2 s-1的应变速率下伸长率仍可达到102%。拉伸变形后Zn-Al合金的片层组织基本消失,且应变速率在1×10-2 s-1以下时仍保持等轴组织,而在1×10-3 s-1的应变速率下拉伸后,Zn5Al合金与Zn10Al合金的η相晶粒最细,分别细化至1.85μm和1.88 μm。应变速率降至1×10-4 s-1以下时η相晶粒开始粗化。（6）对连续铸挤Zn22Al合金进行了试制与工艺优化,但改变挤压比与铸挤轮转速尚未使其具备室温超塑性。当λ=11,n=8 r/min时,伸长率最高,达到87%,对应的抗拉强度为170 MPa。不同工艺下均存在大量的片层团域,部分片层组织通过连续粗化与不连续粗化形成了更粗的球状与片层形貌。