本文通过热挤压成形工艺制备了GH3625合金荒管,研究了GH3625合金热挤压荒管的冷变形行为、静态再结晶行为及形变诱导δ相析出行为;并采用短流程制管工艺研制出了GH3625合金无缝管材。通过室温压缩试验、数学模型拟合、光学显微镜和洛氏硬度计等手段,并建立了GH3625合金管材冷变形本构方程,研究了冷变形及热处理工艺对GH3625合金管材组织和性能的影响。研究表明,GH3625合金管材加工硬化规律基本符合Hollomon方程,其中冷变形量是影响加工硬化的主要因素。随着冷变形量的增大,晶粒的变形程度加大,晶粒的变形均匀性逐渐变好,平均晶粒尺寸减小。合金的平均晶粒尺寸随热处理温度的升高呈现出先减小后增大的趋势,在1100~1250℃温度范围内晶粒长大激活能为180.46 k J/mol。硬度随热处理温度的升高而降低,且在晶粒长大过程中合金的硬度值与平均晶粒尺寸相似于Hall-Patch关系式。研究了冷变形GH3625合金管材中间退火过程中的组织演变规律,并建立了中间退火过程中静态再结晶动力学方程及再结晶晶粒长大方程。研究表明,随着冷变形量的增加,合金组织均匀性逐渐变好,硬度值显著增加,特别是冷变形量0~50%的阶段更为明显;GH3625合金管材再结晶体积分数与保温时间的关系可用JMAK方程进行描述。结合实验数据计算得到GH3625合金管材的再结晶激活能随冷变形量的增加而逐渐减小,其范围为344.26~287.12 k J/mol。随着温度的升高,再结晶完成时间急剧缩短,其范围为30.57~12.69 min。退火温度和冷变形量对再结晶速率具有明显的影响。在1120℃退火温度下,冷变形后晶粒发生完全再结晶,随着冷变形量的增加,完全再结晶晶粒尺寸减小。最终获得GH3625合金管材静态再结晶动力学曲线,该曲线为制定GH3625合金管材中间退火处理工艺和晶粒细化提供理论依据。GH3625合金管材在1120℃/15 min/AC下进行退火处理,组织为均匀细小的完全再结晶晶粒,是适宜的中间退火工艺。所建立的晶粒长大模型预测结果与实测值吻合较好。研究了冷变形对δ相的析出规律及析出动力学的影响。结果表明,δ相首先在形变孪晶界、晶界以及变形带上形核并析出,随后在晶内形核并长大,并且随冷变形量的增加,δ相在变形带上析出量增加;随冷变形量(ε)的增加,δ相的形貌从针状向棒状或颗粒状转变;随着时效时间的延长,δ相的平均尺寸不断增大,并且长大规律符合LSW理论。当时效温度为800℃时,δ相的析出含量与时效时间的关系满足Avrami方程,且随冷变形量的增加,δ相的含量增加,时间指数n减小,δ相析出速率α增加,冷变形促进δ相的析出。Nb的溶质拖曳与δ相的钉扎共同作用抑制晶粒长大;ε=35%时,其合金的硬度随保温时间的延长而增加,ε≥50%时未发生明显变化。为了获得GH3625合金无缝管材,采用短流程热挤压成形及冷轧成型工艺,研制出了规格为Φ28×5.5 mm的GH3625合金无缝管材,并对GH3625合金无缝管材微观组织和力学性能进行综合评价。结果表明,空心管坯在固定挤压速度50 mm/s,预热温度为1150℃和挤压比为7.4的条件下,成功挤压出了规格为Φ43×9.5 mm的GH3625合金荒管,其组织为少量的形变孪晶和大量的等轴晶的混晶组织,平均晶粒度约为8.6级左右,室温抗拉强度和断后延伸率分别为771 MPa和52.33%,具有良好的冷加工性能和力学性能;经冷轧加工及退火后的GH3625合金无缝管材的性能指标达到ASTM-B163-04国际标准。