GH3625合金主要应用于航天航空、石油化工等领域的管道系统,而传统的热挤压管材制备工艺中锻造开坯环节难以控制,很容易形成微裂纹或断裂。因而本课题针对传统的制管工艺进行了研究改进,提出了一种省去锻造开坯环节的短流程热挤压GH3625无缝管材的制备方法,直接从电渣空芯铸锭到热挤压出荒管再冷轧/冷拔为成品管材的工艺路线。改进的工艺中必然存在一些新的关键性技术问题,本文对提出的短流程管材制备工艺中的凝固偏析、均匀化效果评定、热变形行为及管材热挤压、热挤压管材开裂问题和荒管时效处理这五个关键性技术问题进行了研究,为该合金管材短流程热挤压工艺的优化提供理论基础,从而指导实践,提高成材率。利用共聚焦激光扫描显微镜(CLSM)对GH3625合金在不同冷却速率下(30℃/min、100℃/min和200℃/min)的凝固过程进行了动态原位观察,研究了合金的凝固组织演变及相析出规律。结果表明:GH3625合金的液相线温度在1356.5℃,在凝固过程中自由表面液相分数随温度和时间的变化关系满足Avrami方程;凝固过程中相的析出顺序依次为γ基体相、碳化物和laves相;随着冷却速率的增大,枝晶细化,枝晶间距减小,成分偏析减轻,laves相分布更加弥散,且以析出共晶laves相为主;凝固末期大量的Nb元素富集在枝晶间和晶界,是形成laves相的主要原因。本课题在前期工作中进行了一系列实验,制定了GH3625合金的二段式均匀化工艺:1140℃/10h+1210℃/48h。本文通过ClSM、DSC、SEM、EDS和均匀化动力学方程对均匀化过程中的偏析元素及偏析相进行了定量分析与表征。结果表明:GH3625合金中存在较为严重的Nb、Mo偏析及低熔点laves相,laves相的回溶温度为1171℃;第一阶段均匀化处理后基本消除了Laves相,第二阶段明显降低了Nb、Mo等元素的偏析;通过原位观察,均匀化处理后合金中的laves相明显回溶,碳化物(NbC)的回溶温度无明显变化,而γ基体的熔点明显提高了10℃。采用Gleeble3800热模拟实验机对GH3625合金进行高温压缩实验研究其热变形行为,变形温度为800~1200℃、应变速率为0.01~10s-1。结果表明:GH3625合金的热变形激活能Q=512.97KJ/mol;GH3625合金的热加工图中存在六个不稳定变形区域和一个加工安全区域,其中加工安全区温度为1100~1200℃、应变速率为0.1~2s-1,该区域主要的变形机制为动态再结晶,所对应的工艺参数适合进行管材热挤压;确定热挤压温度为1150℃、挤压速度为50mm/s、挤压比为7.4,热挤压荒管组织为部分动态再结晶晶粒、形变孪晶及少量原始晶粒的混合组织,其抗拉强度达到了771 MPa。针对GH3625合金热挤压开裂爆裂管材进行研究,通过分析管材的组织、断口、温度分布、应力分布,探讨裂纹形成机理。结果表明:管坯在挤压开始2s后与模具接触位置在径向先受到一个较大的压应力,而后瞬间转变为拉应力,落差达到了517 MPa,当这种附加拉应力大于合金此温度下的断裂强度时可能助长管材表面裂纹的产生,这是外因;热挤压过程中过大的挤压比(9.86)产生很大的应变集中和应力集中,诱发孔洞、微裂纹在晶界的夹杂物或脆性相附近形核,集中应力作用下孔洞合并形成微裂纹,进而引发合金失稳脆断,断裂机制主要为解理断裂,这是内因。研究了时效温度为720℃时不同时效时间对GH3625合金热挤压管材组织和性能的影响。结果发现,挤压态GH3625合金在720℃长期时效后主要析出M23C6、γ"相和δ相,合金的强度和硬度均提高,塑性急剧下降。随着时效时间的延长,部分M23C6转变为M6C,大部分γ"相转变为针状δ相,时效5000h后δ相由长针状变为长棒状,减弱了γ"相对合金的强化作用;δ相随着时效时间的延长发生长大,平均长度的长大速率为5.9×108 nm3/h,遵循LSW理论,而平均宽度的粗化却偏离了LSW理论。