真空电弧重熔 – VAR

有两种常用的金属精炼重熔工艺：电渣重熔（ESR）和真空电弧重熔（VAR）。在这两种工艺中，电极在进入熔炉的熔化区域时被熔化。当电极的工作面被加热至熔点时，从电极表面滴落的液态金属会落入下方的坩埚中并快速凝固。然而，ESR 和 VAR 的熔化方式差异显著，这影响了冷却速率的量级以及重熔过程本身可能产生的缺陷类型。此外，VAR 工艺在真空环境下进行，而 ESR 通常在常压下完成——尽管真空电渣重熔（VAC-ESR）或加压电渣重熔是 ESR 的一种变体工艺（关于 VAC-ESR 的简要描述，可参考本卷中的“电渣重熔”一文）。

VAR 工艺被广泛用于提升常规空气熔炼或真空感应熔炼（VIM）铸锭（通常称为自耗电极重熔）的洁净度并细化其组织结构。VAR 工艺也常用于高温合金的三联生产工艺（VIM-ESR-VAR）。VAR 是首个商业化应用于高温合金的重熔工艺，早在 20 世纪 50 年代末就被用于航空工业材料的制造。目前，VAR 工艺的应用领域包括钢和高温合金的生产，以及钛、锆等活性金属合金的熔炼。VAR 工艺带来的熔体清洁度和均匀性，无论是在初级铸锭还是铸造形状中，都为高完整性应用提供了优势。这些应用需要最终产品具备优异的疲劳性能和断裂韧性，例如航空航天、高强度钢、轴承钢、模具钢、工具钢（冷作钢和热作钢）、发电、国防、医疗及核工业领域。

工艺描述

VAR 的基本工艺（见图 1）是通过直流电弧（电极为负，熔池为正）在真空度约为 0.1 至 1 Pa（7.5×10⁻⁴ 至7.5×10−4 至 0.0075 托）的环境下连续熔化自耗电极。某些情况下，熔炼会在压力最高达 1000 Pa（7.5 托）的惰性气体环境中进行。在此压力下，挥发性合金元素的蒸发损失被最小化。VAR 工艺的重熔电流可达 40 千安（kA）。VAR 炉的熔化速率高达 1150 千克/小时（2500 磅/小时），铸锭直径可达 1.5 米（5 英尺）。图 2 展示了不同钢种和合金的熔化速率与铸锭直径的关系。这些数据是实际操作中总结出的经验值，既能实现较低的微观偏析，又能保证可接受的表面质量。电极直径与坩埚的匹配关系对熔化速率至关重要。

VAR 坩埚浸没在冷却水槽中。通常还会使用水导流管进一步包围坩埚，限制水流经坩埚表面的厚度，从而提高水流速度并增强坩埚表面的散热效率。坩埚底座（基座）设有气体（通常为氦气）入口。坩埚顶部与 VAR 炉头连接，炉头包含真空接口和驱动电极进入坩埚的液压杆。电极位置需精确控制，以维持熔化电极尖端与水冷铜模内凝固铸锭顶部熔池之间的电弧间隙。当铸锭在坩埚中凝固时，其会因冷却收缩而脱离坩埚壁。为了确保从凝固铸锭中尽可能高效地散热，会在铸锭收缩形成的间隙中注入高热容气体（如氦气）。

在新型设计中，液压杆具备 X-Y 方向的移动能力。在 VAR 工艺中，这种移动并非水平面上的移动（用于使电极组件在坩埚中对中），而是液压杆相对于垂直方向的倾斜调整。如果电极与坩埚壁不完全平行，液压杆可以通过倾斜使电极与坩埚壁平行。VAR 炉头通过 O 型密封圈与坩埚法兰连接。大多数 VAR 炉配备两个熔化站（坩埚装置）。当一个站中的电极正在熔化时，另一个站会为下一次熔化做好准备。当一次熔化完成后，VAR 炉头会在水平面上旋转，定位到第二个坩埚/电极装置上方。电极通过焊接在其上的连接杆与液压杆连接。

尽管 VAR 炉的基本设计多年来变化不大，但在工艺控制和调节方面取得了显著进展，目标是实现完全自动化的熔化过程。现代 VAR 炉（见图 3）采用计算机控制的工艺自动化技术，包括对自耗电极的连续称重以及基于电弧电压或短路脉冲频率的闭环控制，调节熔化速率和电弧间隙等参数。这些改进对产品的冶金性能产生了决定性的积极影响。为了生产出具有可控凝固结构且无宏观偏析的均匀铸锭，必须对所有重熔参数进行严格调控。

工艺能力

由于电弧温度高且液态金属池较小，VAR 工艺能够生产出具有致密晶体结构、低氢氧含量以及最小化学和非金属偏析的高质量铸锭。在真空环境下重熔自耗电极的主要优点包括：

• 去除溶解气体（如氢、氮、氧和一氧化碳）
• 减少高蒸气压的有害微量元素
• 通过去除氧化物提高洁净度
• 实现铸锭从底部到顶部的定向凝固，从而避免宏观偏析并减少微观偏析

在 VAR 工艺中，由于逐层熔化和凝固，铸锭铸造过程中产生的中心孔隙和偏析也被消除。铸锭从底部到顶部的定向凝固避免了宏观偏析，并最大限度地减少了微观偏析。

氧化物夹杂的去除效果显著，这得益于热电极端熔化过程中较短的反应路径以及等离子电弧中良好的液滴分散。氧化物去除通过化学和物理过程实现。不稳定的氧化物或氮化物会热解离或被合金中的碳还原，并通过气相去除。然而，在特殊合金和高合金钢中，非金属夹杂物（如氧化铝和钛碳氮化物）非常稳定。这些夹杂物在重熔过程中部分通过浮选去除，剩余的夹杂物则被破碎并均匀分布在凝固铸锭的横截面中。

由于熔融金属在重力作用下立即落入熔池，VAR 工艺中无法对金属进行过热处理。这一特性，加上工艺本身极高的散热能力，使得 VAR 成为经济生产大直径易偏析高温合金铸锭的首选工艺。此外，小体积熔融金属在高真空环境下的暴露能够去除有害的高蒸气压元素。然而，有益的高蒸气压元素（如镁）的浓度也会大幅降低。

VAR 工艺中的熔池

图 4 展示了 VAR 铸锭中熔池的特征。最重要的特征是熔池的深度。通常认为液态区的深度代表了液-固区的深度。对于给定的坩埚直径，液-固区的大小（深度）和形状与热输入（熔化速率）和热提取（水冷）直接相关。液-固区的深度和角度也决定了特定合金中斑点状的形成。

注：图中环形区域和电弧间隙的相对大小未按比例绘制。图中展示了两种竞争性流动：一种是由热浮力驱动的搅拌（低密度热金属沿铸锭中心线上升），另一种是由电磁场驱动的搅拌（洛伦兹搅拌），后者将液态金属从坩埚边缘推向坩埚中心并沿中心线下沉。

熔化速率与施加的熔化电流成正比（见图 5）。然而，如图 6 所示，熔池深度与熔化电流的关系虽然是直接的，但被分为不同的区域。熔池深度与熔化电流的关系分为两个不同的区域。原因如图 4 中的两条线所示，这两条线指示了 VAR 熔池中液态金属的流动方向。竞争性流动由两种趋势产生：一种是低密度热金属沿铸锭中心线上升的趋势（热浮力搅拌），另一种是电磁场（洛伦兹搅拌）驱动液态金属从坩埚边缘向坩埚中心并沿中心线下沉的趋势。因此，图 6 中有两个区域，拐点（对于直径为 50 厘米或 20 英寸的 IN-718 铸锭，拐点电流约为 6600 安培）标志着洛伦兹搅拌强于热浮力搅拌的临界点。熔池的表观深度变化并非因为熔融金属体积的变化，而是因为高电流下的中心线搅拌使熔池从典型的 U 形偏离，从而导致中心区域更深。

由于洛伦兹搅拌的作用，高 VAR 电流不仅会加深熔池，还会改变液-固区相对于铸锭轴线的角度。除了加深熔池和增加液-固区的角度外，当洛伦兹搅拌占主导时，还会产生另一个影响。在低电流下，电极中的氧化物和氮化物被熔化后滴落到熔池表面，并被推向电极边缘。而在高电流下熔化时，这些颗粒可能不会迁移到铸锭边缘，而是部分融入铸锭的整体结构中，甚至可能沿中心线集中。因此，不建议在洛伦兹搅拌占主导的电流范围内进行 VAR 熔化。

凝固

VAR 铸锭的凝固结构取决于局部凝固速率和液-固界面的温度梯度。为了实现定向枝晶的初生结构，必须在整个重熔过程中保持凝固前沿较高的温度梯度。枝晶的生长方向与温度梯度的方向一致，即凝固前沿在凝固时刻的热流方向。热流方向（即枝晶的生长方向）始终垂直于凝固前沿（见图 4）。VAR 铸锭的边缘是最先凝固的金属，因此根据相律，其合金含量较低。这部分金属以表皮形式存在于 VAR 铸锭周围，称为“壳层”。壳层不仅合金含量低，还包含从熔池表面收集的氧化物和氮化物，以及沉积在熔池上方坩埚壁上的蒸气沉积物和飞溅颗粒。如果未充分去除，这些壳层材料会残留在铸锭中。

随着重熔速率的增加，熔池深度增加，枝晶相对于铸锭轴线的生长角度也随之增加。在极端情况下，定向枝晶的生长可能会停止，导致铸锭核心以非定向方式凝固（例如等轴晶），从而产生偏析和微观条纹。即使在定向凝固的情况下，微观偏析也会随着枝晶臂间距的增加而加剧。枝晶平行于铸锭轴线的凝固结构会产生成比例的结果。然而，良好的铸锭表面需要一定的能量输入，从而导致相应的重熔速率。最佳熔化速率和能量输入取决于铸锭直径和材料等级，这意味着对于大直径铸锭，无法始终维持低重熔速率以实现轴向平行结晶。

尽管采用定向凝固，缺陷仍可能发生，这可能导致铸锭报废，尤其是在高温合金的情况下。这些缺陷通常出现在离散区域，而非连续区域。贫溶质（负偏析）缺陷对部件性能的固有危害性不如正偏析缺陷。铸锭缺陷的类型包括：

• 年轮状图案
• 斑点状(freckle)
• 白点

年轮状图案在宏观腐蚀横截面上表现为浅腐蚀环，通常代表负晶体偏析。年轮状图案对材料性能的影响较小。与年轮状图案相比，斑点状和白点对材料性能的影响更大，这两种缺陷可能是航空发动机涡轮盘过早失效的重要原因。

斑点状 是深腐蚀的圆形或近圆形斑点，通常富含碳化物或碳化物形成元素。斑点状的形成通常是由于熔池深度过大或旋转熔池的运动。重熔过程中的杂散磁场可能导致熔池旋转。通过保持低熔池深度和使用同轴电流供应避免干扰磁场，可以防止斑点状的形成。

白点 是 VAR 铸锭中的典型缺陷，在宏观腐蚀表面上表现为浅腐蚀斑点。白点的形成机制可能包括：

• 电极中意外枝晶的残留
• 铸锭顶部碎片落入熔池且未溶解或熔化
• 壳层区域碎片被带入凝固界面

上述三种机制单独或组合作用均可导致白点的形成。这表明在 VAR 过程中无法完全避免白点。为了尽量减少这些缺陷的发生频率，重熔过程中应遵循以下条件：

• 使用铸锭宏观结构允许的最大金属速率。
• 使用短电弧间隙以最小化顶部形成并最大化电弧稳定性。
• 使用基本无孔洞和裂纹的均质电极。
• 使用适当的熔化电源。

在理想条件下，电弧均匀分布在熔池表面（称为扩散电弧）。然而，导电孔洞的引入或系统电阻（电弧间隙）的增加可能导致电弧局部集中（收缩电弧）。收缩电弧不会停留在熔池表面的某一位置，而是在表面移动。当收缩电弧侵蚀顶部/壳层时，壳层的小碎片可能落入熔池。这些碎片沿熔池轮廓下沉，由于其熔点高于熔池，不易重新熔化，最终未溶解并作为低溶质区域融入铸锭，包含氧化物和氮化物条纹。在最终产品中检测到时，它们表现为包含氧化物和氮化物条纹的浅腐蚀缺陷，通常称为“脏白点”。更准确地说，这些区域被称为离散白点，因其在铸锭基体中作为独立但孤立的结构存在。理论上，不含氧化物和氮化物的壳层碎片可能被侵蚀并形成不脏的离散白点。

由于缺乏溶质，离散白点中的晶粒尺寸通常大于基体。当存在脏条纹时，它们会成为应力集中源。因此，离散白点（很可能具有大晶粒和脏结构）被认为对高温合金的性能有害。尽管通过最佳电极制备和 VAR 熔化实践可以尽量减少离散白点的发生频率，但无法保证其在 VAR 产品中的完全消除。在设计部件时必须考虑其在最终部件中出现的概率。目前，除了结合锻造变形可能产生的裂纹（可通过超声波检测发现）外，尚无检测亚表面缺陷的方法。关键部件表面的宏观腐蚀是检测离散白点和其他熔化相关结构的常用方法。

工艺变量

生产具有最小偏析的均匀铸锭需要严格控制重熔参数。熔化过程中定义的三个主要参数是铸锭和电极直径、电弧间隙和熔化速率。铸锭和电极直径的选择决定了坩埚与电极之间的间隙（环形区域）。间隙不足（无论是由于环形区域选择不当还是对中不良）都会导致电流从电极向坩埚壁的过度损失，而非通过电弧传递到铸锭。铸锭直径的选择控制着可能的散热量，并决定了熔化速率的选择，以避免铸锭中的正偏析缺陷。当然，这些选择是长期选择，取决于 VIM 模具和 VAR 坩埚的采购。

VAR 工艺的控制还包括：

• 熔池深度和形状（控制凝固结构）
• 电弧稳定性（控制滴落缺陷的形成）

如前所述，需要保持凝固前沿的深度和角度（熔池形状），以避免出现不可接受的富溶质凝固结构。熔池形状和深度通过调节热输入和热提取来控制。其中，熔化电流密度对熔池几何形状和凝固条件的影响最大。

熔化速率

熔化速率取决于熔化电流。许多生产商选择固定熔化电流并保持不变，而其他生产商则使用 VAR 炉内置的称重传感器测量电极重量变化，从而计算熔化速率，并通过调整电流来尝试保持均匀的熔化速率。单个熔化速率测量值会因所选时间范围的不同而有很大差异。熔化速率通常使用滚动平均值计算，常见的平均时间为 20 分钟。

现代 VAR 炉配备称重传感器系统，用于在特定时间间隔测量电极重量。称重传感器的设计和维护是确保熔化速率控制质量的重要因素，因为称重传感器可能会产生错误信号。计算机将实际熔化速率值与目标设定值进行比较，通过适当调整功率输入消除差异。图 7 显示了稳态熔化和热封顶期间的熔化速率和熔化电流。启动和热补缩通常基于时间控制，而熔化阶段基于重量控制。当达到预设的电极残余重量时，热补缩开始。计算机控制熔化参数，熔化速率的控制精度可优于 ±2%。

热输入由电极的熔化速率决定。熔化速率通常通过熔化电流的变化在极短时间内进行监控和校正（熔化速率控制）。或者，通过在恒定熔化电流下操作（电流控制）来维持整个熔化过程中的中值熔化速率。热提取是接触表面/体积（铸锭尺寸）的函数。较大的铸锭散热较差（表面积/体积较低），必须以相应较低的熔化速率熔化，以防止形成大的液-固区，从而避免不可接受的正偏析。对于给定尺寸的铸锭，高熔化速率可能促进正偏析，而过低的熔化速率可能导致可见的贫溶质结构。这些凝固白点的形成机制尚不完全清楚。它们与离散白点的不同之处在于，它们是凝固效应，而非壳层或电极滴落物，因此不包含氧化物氮化物条纹。然而，这些贫溶质区域可能对后续加工中的晶粒生长控制造成困难。

电弧稳定性

电弧稳定性的主动控制主要通过在整个电极熔化过程中控制电弧间隙来实现。电弧间隙是熔化电极表面与凝固铸锭顶部熔池之间的标称距离。商业上可用的间隙范围从最小约 2.5 毫米（0.1 英寸）到最大 12 毫米（0.35 英寸）。电弧间隙可视为电路中的电阻。由于熔化电流保持不变，电路电阻（电弧间隙）的任何增加或减少都会表现为电压变化。早期的 VAR 控制系统实际上是通过测量这些电压变化来保持整个熔化过程中的均匀电弧间隙。现代系统通过测量滴落短路频率（DSF）来控制电弧间隙。

当熔融金属滴在熔化电极表面形成时，会有一个时刻同时接触电极和熔池，导致电弧间隙电压突然下降（电短路）。短路的持续时间以毫秒计。控制系统测量给定持续时间的滴落次数。已证明滴落短路频率（通常以滴落/分钟计）与电弧间隙宽度相关。这种关系在整个熔化条件范围内并非线性，但在当前商业使用的范围内允许有用的测量和控制。DSF 越高，电弧间隙越小。减小间隙会增加短路的持续时间，从而增加计数的短路次数。

电弧间隙与 DSF 的关系也随熔化电流的变化而变化。在较高电流（较高熔化速率）下，滴落较大但频率较低。因此，如图 8 所示，提高电流需要降低 DSF 以保持等效的电弧间隙。DSF 在一段时间内（通常为几分钟）测量。单个 DSF 值变化很大，因此液压杆驱动（电极进给速度）的控制信号会波动。通常，液压杆连续运动。对 DSF 变化的响应是增加或减少液压杆速度。通过计算滚动平均值或简单观察记录的单个 DSF 测量值的带宽，可以监控电弧间隙的一致性。

对于高温合金的熔化，电弧间隙通常控制在 6.5 至 13 毫米（0.25 至 0.5 英寸）范围内。为了保持恒定的电弧间隙，根据系统电阻变化（响应电弧间隙变化）引起的电压波动，电极以更快或更慢的速度（液压杆驱动）进入熔池。现代高温合金控制系统通常不使用电压来控制电弧间隙，而是使用相关的电压测量值：DSF。滴落短路是当熔融金属滴同时接触电极和熔池时发生的瞬时电压下降。给定时间内短路的次数与电弧间隙成正比。电弧间隙与 DSF 的关系并非熔化术语独立。电弧稳定性的被动控制通过控制环形区域和控制重熔电极的质量来维持。VIM 电极通常含有孔隙和低水平的残余耐火材料，这些材料可能会破坏电弧的稳定性。因此，真空感应熔化和浇注实践是确保 VAR 电弧稳定性和最小化滴落型缺陷形成的重要因素。

真空电弧重熔控制异常

VAR 参数轨迹的变化可能表明熔化条件的变化会对凝固结构的质量产生不利影响。两个较易识别的问题是死短路和熔化速率异常（MRE）。死短路发生在电极被驱动到熔池顶部时，导致熔化电流直接传递到凝固铸锭。这种问题可能是由于电极中异常形状的初生收缩腔引起的。如果正常的液压杆驱动程序无法适应异常形状，电极可能会被驱动到熔池中。这将在记录参数中显示为电压突然降至零，并立即从死短路情况中回退液压杆。当然，当电极面与熔池接触时，滴落短路频率也会降至零。（这不会显示为零 DSF，因为 DSF 是在一段时间内假设的。）死短路会导致该区域熔池凝固特性的重大变化。

另一个导致多次死短路的原因是 VAR 电极中存在大量氧化物和氮化物。如果熔化到熔池表面的氧化物/氮化物体积超过工艺将其“扫”到侧面并融入铸锭表面的能力，则维持电弧的能力将下降。熔化速率会下降，而液压杆行程无法快速响应电弧间隙的突然变化，导致电极被驱动到熔池中，引起短路。随着液压杆从熔池中退出并再次进入，这种情况可能会反复发生。

电极中的横向裂纹会导致 MRE，这是 VAR 图表中最易定义的异常。电极可能由于热应力产生横向内部裂纹。这可能发生在电极冷却过程中，或者通常是由于 VAR 熔化前沿沿电极移动时产生的热应力。当熔化前沿接近横向裂纹时，跨裂纹的热传递减少，裂纹下方的材料变得比正常情况更热，因此熔化速率开始增加。响应 DSF 下降的液压杆速度无法足够快地响应以保持电弧间隙，从而导致电弧间隙增加。

高温合金 VAR

VAR 工艺通常使用铸造（通常是 VIM 或 VIM-ESR）电极。铋和铅等元素（即使在 VIM 后也可能以低浓度存在）是高度不希望的，但通过 VAR 工艺可将其降至可忽略的水平。镁（被认为有助于改善加工性，并且在 VIM 中是添加元素）的浓度会降低，但不会完全去除。除了高蒸气压元素外，VIM 化学成分代表了 VAR 化学成分。VAR 中氧化物和氮化物浮到熔池表面，提高了材料的洁净度并降低了气体含量。

影响 ESR 和 VAR 重熔质量的共同因素是电极的质量。电极质量受成分、洁净度（低氧化物和氮化物含量）和完整性（无孔隙和裂纹）的影响。电极最重要的特性是成分。除了挥发性元素的损失外，VAR 不会改变电极的成分。对于高完整性电极，通过氮化物的固定可实现一些氮的减少。随着合金中氮溶解度的接近，该机制不再有效。电渣重熔降低了硫含量，但也可能通过钛、铝、锆和硅与炉渣组分的反应引起成分的微小变化。这些变化在成熟工艺中是可预测的。因此，一旦主炉料被铸造，就无法实际实现成分修改，但 ESR 中的金属表面偏离可能会改变钛、铝、锆或硅的含量。

洁净度

重熔电极的洁净度取决于氧化物和氮化物的含量，这是 VAR 电极的重要特性。在 VAR 中向熔池引入大量氧化物或氮化物可能会降低熔化效率，并干扰用于维持电弧间隙控制的电气特性。这在 ESR 电极中不是问题。

孔隙率

电极的孔隙率（二次收缩）在 VAR 中可能是一个问题。具有中心线孔隙率的电极的真空电弧重熔会导致多孔区域的面热熔化。这种熔化面不再平坦。关于熔化过程中间隙控制的影响尚未量化。与中心线孔隙率相关的另一个问题是担心该区域的突出枝晶可能从电极上脱落并落入熔池中未熔化。然后，它们可能未重新熔化而融入结构中。因此，该区域的成分将是初生枝晶（贫合金）而非整体成分的代表。理论上，这些问题也可能适用于 ESR 工艺，但由于熔化或未熔化材料需要通过炉渣，ESR 产品对电极孔隙率的敏感性较低。

裂纹

影响重熔质量的最后一个电极特性是电极无横向裂纹。在高合金高温合金中，电极冷却或重熔过程中加热产生的热应力可能足以形成横向裂纹。当 VAR 或 ESR 的熔化前沿接近这种裂纹时，由于裂纹的热障，沿电极向上的热传递减少。因此，裂纹前方的材料变得比平衡条件下更热，并且会倾向于以更快的速率熔化。

当熔化前沿通过裂纹后，遇到冷材料，熔化速率会趋于下降。在 VAR 和 ESR 中，结果是控制响应通过改变施加的功率来尝试保持熔化速率恒定。然而，这很少能在不显著破坏凝固前沿连续生长的情况下实现。防御这些 MRE（也称为事件）的唯一方法是生产无裂纹的电极。未来，希望更复杂的熔化控制能够更早地检测熔化速率变化，从而更有效地补偿。

钛 VAR

自 20 世纪 50 年代钛合金商业化以来，VAR 一直是生产钛锭的主要方法。该工艺能够实现高熔化速率，钛的稳态凝固是不可能的，熔融金属池相对较深。真空电弧重熔具有许多优点，包括高纯度、良好的控制和产品的可重复性。然而，如果电极的高密度组分以固体形式落入熔池，它们可以通过迅速沉入熔池底部并在熔化和均匀化之前凝固而在熔池中存活。VAR 的替代方法是冷床熔炼。

制造钛锭的电极是海绵钛和合金元素（包括主炉料和元素材料）的压实聚集体（压实块或坯料）。对于商业纯钛，海绵钛被压实，电极以适当的氧含量熔化。当生产合金时，钛海绵颗粒与适当的含合金材料混合，然后压制成压实块或坯料。

大多数钛和钛合金锭使用 VAR 工艺进行两次熔化。该过程称为双自耗电极 VAR 工艺。双熔被认为对于确保最终产品的可接受均匀性是必要的。对于某些关键应用，有时指定第三次或三次熔化步骤，特别是在 20 世纪 60 年代中期发现双熔生产的转子级钛合金中存在缺陷后。三次熔化进一步提高了化学和结构的均匀性，并通过额外的熔化操作将氧富集或氮富集的夹杂物减少到非常低的水平。

在两阶段过程中，钛海绵、回炉料和合金添加物首先机械压实，然后一起熔化形成锭。第一次熔化的锭用作第二次熔化的自耗电极。第二次熔化的锭在第三次熔化时用作自耗电极。对于非关键应用，有时可能允许使用自耗电极电弧熔化以外的工艺进行第一次熔化。通常，所有熔化都在真空下进行，但对于非关键应用，最终熔化阶段必须通过自耗电极真空电弧工艺进行。