外，在拉伸前之低溫退火或恆溫靜置，並不會對低溫超塑性帶來幫助。
(3) 在相同熱機處理過程中，軋延量的提高，將使室溫抗拉強度增加，但伸長量降低。
在除去最後壓延厚度之考量，軋延量的提高，將使低溫超塑性提升至更高且更廣之 應變速率範圍，並朝向低溫高速超塑性發展；在 270 ~ 400 oC 之溫度範圍，不管軋 延量提升多少，試片之伸長量均明顯下降，以及抗拉強度均提高；而在高溫之拉伸 測試，試片均呈現與 TMT3 試片類似之性質。
(4) 在相同軋延量但不同熱機處理過程之比較，過程與 TMT3 相似之 TMT3a 試片，所 得低溫及中高溫之機性測試結果，以及各溫度試片之拉伸外觀現象，均與 TMT3 試 片相似；而過程簡化許多之 TMT3b 試片，並無法發展出有利於低溫超塑性之結構，
故無明顯之低溫超塑性，但在中高溫之拉伸測試，則又與 TMT3 試片類似。
(5) 從 TMT3 試片之低溫拉伸截面積縮減率來看，當拉伸至約 150%時，試片將產生局 部之頸縮，但在此局部頸縮會向兩端擴展開來，且其塑性異向性 R 值會趨近於 0.8，
此意味著，頸縮不會於繼續惡化。
(6) 5083 鋁合金主要之析出物為 Al8Mg5及 Al6Mn。當溫度升至 300 oC 時， Al8Mg5及 Al6Mn 均將無法有效抑制晶粒成長。
(7) 從 TEM 觀察 TMT3 試片，在 250 oC 之溫度，其晶粒結構是相當穩定的，而晶粒取 向並沒有隨退火時間之延長而有明顯之改變。
(8) TMT3 試片隨著溫度升高超過 270 oC，晶粒結構明顯因再結晶及晶粒成長而改變。
但當溫度升至 300 oC 時，晶粒成長之趨勢將趨於和緩，當溫度達 550 oC 時，其平 均有效晶粒尺寸為 9.5 µm，並趨近於等軸晶粒結構。而在試片厚度中心位置，受軋 延應變影響較小，偶而呈現較粗大之帶狀晶粒結構。
(9) TMT3 試片在 250 oC 及 1x10-3 s-1的條件下，拉伸至 216%，晶粒尺寸仍維持在 2.5 µm
左右，相對於在 250 oC 之恆溫靜置，動態晶粒成長速率將比靜態再結晶速率快。在 拉伸過程中，晶粒取向明顯改變，逐漸轉為散亂分佈之晶粒取向。
(10) 不管冷軋延或溫軋延，將都使試片形成β-fiber 織構，其兩者織構之強度相當，但 冷軋延將使試片形成較高比例之低角度晶界。而溫軋延及冷軋延並不會對共位晶界 造成明顯影響。
(11) 在相同熱機處理過程中，軋延量的提高將使β-fiber 織構強度逐漸下降，低角度晶 界及高角度晶界所佔比例將隨軋延量之提高而逐漸下降及提高，中間角度晶界則較 無明顯之變化趨勢。而共位晶界及Σ=3n之雙晶晶界對於軋延量之提高，並無明顯受 影響。
(12) 在不同熱機處理過程試片中，連續熱軋延及冷軋延之 TMT3b 試片將呈現較強之
β-fiber 織構強度，並造成較高比例之低角度晶界，而 TMT3a 試片之晶界角度分佈
趨勢，則與 TMT3 試片相似。而共位晶界及Σ=3n之雙晶晶界亦沒有因熱機處理過程 之不同而有明顯受影響。(13) TMT3 試片升溫至 250 oC 時，由於回復，將使低角度晶界所佔比例明顯提高，
且β-fiber 織構強度明顯增加，而隨著退火時間之延長，由於再結晶及晶粒成長，低 角度晶界則逐漸下降，而β-fiber 織構強度亦逐漸降低。而共位晶界在中高角度中所 佔比例略高於未加熱試片，如此顯示著，靜態退火將使晶界較容易傾向於形成共位 晶界，Σ=3n之雙晶晶界則無明顯變化。
(14) TMT3 片於 250 oC 及 1x10-3 s-1時之拉伸過程中，由於晶界滑移之運作，β-fiber 織構強度逐漸下降，晶粒取向逐漸呈現散亂之分佈，低角度晶界及高角度晶界隨著 拉伸應變量之增加而逐漸降低及提高，中間角度晶界則無明顯變化趨勢，晶界角度 分佈趨勢逐漸呈現散亂分佈，此顯示有越來越高比例之晶界可進行晶界滑移。而共 位晶界在中高角度中所佔比例將隨拉伸應變量之增加而逐漸下降，此意味著，不易
進行晶界滑移之共位晶界，所佔份量逐漸減少，且在拉伸過程中，原為低角度之晶 界將轉換為有利於晶界滑移之晶界，而非形成共位晶界，而Σ=3n之雙晶晶界則未因 拉伸應變量之增加而有明顯變化之趨勢。
(15) ARA 試片在低溫之變形機構推測應是 power law dislocation，而在中高溫，則應 是以溶質拖曳潛變為主。由於 ARA 試片在中高溫時結構之不均勻性，造成溶質拖 曳潛變之不易進行，此與 TMT3 試片中溫時是相類似的，均無法得到良好之超塑性 質。
(16) TMT3 試片於 200 ~ 250 oC 溫度區間之變形機構，在應變初期，其所佔比例依序 為溶質拖曳潛變、power law dislocation creep 以及晶界滑移，且應變速率控制之擴 散步驟應為鎂原子在鋁基材之差排管擴散，此時之晶粒尺寸指數趨近於零，但在拉 伸後期，晶粒尺寸指數將提高至約 0.8 左右，顯示晶界滑移有更多之參與。
(17) TMT3 試片於 300 ~ 400 oC 之溫度區間，主要之變形機構為溶質拖曳潛變，而應 變速率控制之擴散步驟為鎂原子在鋁基材之差排管擴散。由於再結晶造成結構之不 均勻性，以及溶質擴散速率不夠快，無法充分回拉伸應變速率，造成伸長量明顯降 低。
(18) TMT3 試片於 450 ~ 550 oC 之溫度區間，晶粒結構主要為小且等軸之晶粒，故主 要之變形機構推測為晶界滑移，而可能之應變速率控制之擴散步驟為晶界擴散。