该合金是以钼铌为主要强化元素的固溶强化型镍基变形高温合金，具有优良的耐腐蚀和搞氧化性能，从低温到980℃均具有良好的拉伸性能和疲劳性能，并且耐盐雾气氛下的应力腐蚀。因此，可广泛用于制造航空发动机零部件、宇航结构部件和化工设备。

　　GH3625 合金以 Nb、 Mo 为主要强化元素， 属于固溶强化型镍基高温合金，在 650℃以下合金具有优异的抗氧化和耐腐蚀性能。 本文中我们主要研究了 在高温腐蚀环境下 GH3625 合金的耐腐蚀性能及其腐蚀规律的变化， 为 GH3625 合金的使用 及腐蚀机理研究提供一定的理论基础。 本文主要从三个方面对 GH3625 合金的抗腐蚀性及腐蚀结果进行了 分析， 热力学方面通过 FactSage 软件可以计算腐蚀反应的吉布斯自 由能变化； 动力学方面通过合金的腐蚀增重和腐蚀膜厚度变化的规律来研究合金在高温腐蚀环境下的腐蚀速率； 另 一方面， 通过腐蚀产物以及微观组织形貌来分析合金的腐蚀行为， 确定合金成分、 结构对合金抗腐蚀性的影响。

　　该合金在固溶状态的组织为奥氏体基体和少量的TiN、NbC、和M6C相,经650~900℃长期时效后，所析出的相为γ、δ、M23C6和M6C。

　　为了 解熔融盐破坏 GH3625 合金氧化膜的机制， 我们研究了 GH3625 合金在800℃、 900℃和 1000℃下的熔融硫酸盐中的热腐蚀， 初步判定腐蚀机理。 得出 结论如下： GH3625 合金在热腐蚀时发生的主要是碱性熔融腐蚀， 合金表面的 Cr 2 O 3以 Na 2 CrO 4 的形式溶解在熔盐中， 导致合金表面失去保护性氧化层。 随着合金表面 Cr 2 O 3 的分解剥落， 导致合金基体/腐蚀层界面出 现贫 Cr 区， 阻碍了 Cr 2 O 3 氧化层的生长， 无法形成连续的氧化层， 使得 O 和 S 得以侵入， 腐蚀合金基体。 合金在 800℃、 900℃和 1000℃下腐蚀 120 h 后， 其腐蚀速度分别约为 3 mg/cm 2 、 6mg/cm 2 和 8 mg/cm 2 。 合金经 800℃热腐蚀后， 生成少量熔融盐， 腐蚀层较完整，主要由片状 Cr 2 O 3 和尖晶石状 NiCr 2 O 4 构成。当合金经 900℃和 1000℃热腐蚀后，腐蚀层出 现明显的脱落和断层， 主要分为外层、 中间层和内 层： 外层由 NiCr 2 O 4和 NiO 氧化层构成； 中间层为致密的 Cr 2 O 3 氧化层； 内 层由硫化物（ Cr 2 S 3 和 Ni 3 S 2 ）、氧化物（ Cr 2 O 3 和 NiO） 和铌化物（ NbC） 等构成。

　　为了 解 GH3625 合金在 Na 2 SO 4 +NaCl 熔盐中抗腐蚀的优劣性， 采用 坩埚热腐蚀法研究了 合金在 Na 2 SO 4 +NaCl 熔盐中 900℃下的腐蚀行为。 得出 结论如下：GH3625 合金的腐蚀失重动力学曲线呈现出近似抛物线的趋势， 抛物线 h， 合金质量损失速率从 0.028 g/cm 2增加到 0.044 g/cm 2 。合金经腐蚀后腐蚀层可分为三层： 最外侧疏松的 NiO 氧化层；中间致密的 Cr 2 O 3 氧化层； 内 层腐蚀区主要是 Ni 3 S 2 。 合金中 Ni 易于 S 元素反应形成低熔点共晶物 Ni·Ni 3 S 2 ， 加速腐蚀； 合金表面致密的 Cr 2 O 3 氧化膜对于腐蚀元素 S 的扩散有很好的抑制作用 ， 但易与氯盐（ NaCl） 反应生成挥发相 CrO 2 Cl 2挥发， 造成 Cr 流失。 故促进腐蚀加速的是高温下 NaCl 盐对氧化膜的破坏。

　　3、合金的焊接性能良好，可在保护气氛下用钨极或本合金作添料进行氩弧焊接，也可用钎焊连接及电阻缝焊。