不同構(gòu)建策略的激光粉床融合復(fù)合材料增材制造中的Cu10Sn與Ti6Al4V鍵合機(jī)制（1）

來(lái)源：江蘇激光聯(lián)盟


導(dǎo)讀：據(jù)悉，本文對(duì)利用激光粉末床融合技術(shù)(L-PBF)對(duì)TiA→CuA(即TiA優(yōu)先)構(gòu)建的TiA-CuA界面的鍵合特性進(jìn)行了研究。本文為第一部分。

鈦合金(TiA) -銅合金(CuA)復(fù)合材料組分由于其材料性能的顯著差異，對(duì)其增材制造提出了許多挑戰(zhàn)。利用激光粉末床融合技術(shù)(L-PBF)對(duì)TiA→CuA(即TiA優(yōu)先)構(gòu)建的TiA-CuA界面的鍵合特性進(jìn)行了研究。在這里我們展示了TiA→CuA在不同構(gòu)建策略下的界面特性。我們發(fā)現(xiàn)，由于薄的Ti-Cu反應(yīng)區(qū)，直接鍵合導(dǎo)致CuA從TiA中分層(<10µm)。界面區(qū)重熔和靠近界面區(qū)的少量CuA層，使界面處的CuA熔池進(jìn)入匙孔模式，實(shí)現(xiàn)更多的Ti-Cu混合，使材料之間結(jié)合良好。功能梯度材料(FGM)形成Ti-Cu脆性相，硬度為>1000 Hv，導(dǎo)致CuA部分與預(yù)印TiA部分分離。提出了不同情況下所涉及的鍵合機(jī)制。

1. 介紹
鈦合金(TiAs)如Ti6Al4V具有低密度、高比強(qiáng)度、生物相容性和較強(qiáng)的耐腐蝕性。它們已廣泛應(yīng)用于飛機(jī)，如發(fā)動(dòng)機(jī)部件、主要承重部件、起落架、醫(yī)療植入物等。然而，TiAs成本高，很難加工。不銹鋼(SS)價(jià)格低廉，具有良好的機(jī)械性能和耐腐蝕性能，但其比強(qiáng)度低于TiA。因此，研究了使用傳統(tǒng)加工方法（如釬焊、擴(kuò)散焊和爆炸焊接）生產(chǎn)TiA SS雙金屬組件。值得注意的是，在上述所有研究中，在TiA和SS之間添加了由第三種金屬(如Cu)構(gòu)成的中間層，以避免在加工過(guò)程中形成脆性的金屬間化合物(如FeTi、Fe2Ti)。Ti-Fe相的出現(xiàn)降低了TiA-SS的結(jié)合強(qiáng)度，并導(dǎo)致了裂紋和分層等宏觀缺陷。Cu中間層抑制了Fe元素向鈦合金一側(cè)的擴(kuò)散，避免了Fe- ti和Fe- cr - ti相的形成。

1Cr18Ni9Ti/AgCuTi/TC4真空釬焊試樣在（a）920°C下5分鐘和（b）980°C下5分鐘的光學(xué)顯微照片。

上圖為1Cr18Ni9Ti/AgCuTi/ TC4接頭在920℃和980℃釬焊5 min后的光學(xué)顯微圖。從圖a和b可以清楚地看到，界面不存在微孔、氣孔等常見(jiàn)缺陷。

增材制造(AM)目前的發(fā)展趨勢(shì)是制造性能優(yōu)越的新材料(如高熵合金和功能梯度材料)和制造結(jié)構(gòu)功能一體部件。希望通過(guò)多材料集成實(shí)現(xiàn)上述目標(biāo)，實(shí)現(xiàn)“材料-結(jié)構(gòu)-性能”一體化設(shè)計(jì)與制造。

激光基粉末床融合(L-PBF)是一種金屬AM技術(shù)，利用激光束在粉末床中逐層熔化薄層粉末顆粒，形成固體組分。L-PBF加工的材料范圍相當(dāng)廣泛，包括鐵基合金、鋁合金、鈦合金、鈷基合金、銅基合金、鎳基合金等材料。因此，L-PBF是一種新興的AM技術(shù)，利用不同的原料粉末材料組合開(kāi)發(fā)新的材料系統(tǒng)。將人工智能技術(shù)(如機(jī)器學(xué)習(xí))應(yīng)用于多材料L-PBF研究，將加快新材料的開(kāi)發(fā)。

在靜態(tài)激光束下模擬熔池的應(yīng)用邊界條件。

研究了不同的金屬材料組合(如Cu-SS、Cu-Fe和Ti-TiB2)。然而，很少有研究對(duì)TiA與其他合金組合的L-PBF制備進(jìn)行研究。這是因?yàn)門i的晶體結(jié)構(gòu)與其他元素不同，導(dǎo)致Ti在其他金屬元素中的元素溶解度較差，很容易形成熱力學(xué)穩(wěn)定的金屬間相，如Ti+Al→Ti3Al，Ti+Ni→NiTi2/Ni3Ti和Ti+Fe→FeTi/Fe2Ti，導(dǎo)致雙金屬接頭的冶金結(jié)合不良。對(duì)于這個(gè)問(wèn)題的一個(gè)實(shí)踐解決方案是在上面提到的傳統(tǒng)過(guò)程中使用的層間策略。

新加坡研究人員論證了用銅合金(CuA)作為中間層材料與Ti6Al4V和316l SS結(jié)合的可行性。在他們的研究中，材料按SS→CuA→TiA的順序沉積和熔合。TiA位于CuA夾層上方，對(duì)CuA-TiA界面進(jìn)行了深入研究。在多材料構(gòu)件的實(shí)際設(shè)計(jì)中，材料的沉積順序可能是不同的。即CuA夾層可以位于TiA部分的上方或下方。然而，目前還沒(méi)有研究按TiA→CuA順序(即先打印TiA)制備TiA-CuA界面的鍵合特性。全面研究TiA與CuA界面的鍵合特性，有助于打破多材料AM與其他合金(如鐵基合金、鎳合金和鋁合金)鍵合的障礙。

TiA/CuA界面斷裂路徑示意圖。

上圖顯示了出了V650和V500 TiA/CuA接口內(nèi)的斷裂路徑。雖然非晶相（35–45 at. % Cu）占斷裂表面的比例不到3%，它們通常是裂紋萌生的位置，這表明存在多個(gè)裂紋在無(wú)特征的非晶巖心周圍收斂。

本研究采用不同的界面處理策略制備TiA→CuA樣品，包括直接鍵合、重熔和創(chuàng)建FGM夾層。研究了材料界面處的鍵合特性。本研究的貢獻(xiàn)在于了解不同制造策略下的TiA-CuA多材料增材制造中的鍵合機(jī)理和材料特性。

2.實(shí)驗(yàn)材料和程序
2.1. 材料
本次調(diào)查中使用了球形Cu10Sn粉末（由英國(guó)Makin金屬粉末有限公司提供，如圖1-a所示）和Ti6Al4V粉末（由英國(guó)LPW Technology Ltd.提供，如圖1-b所示）。這兩種粉末的直徑呈高斯分布，粉末的粒徑在15µm到45µm之間。采用表面噴砂處理的Ti6Al4V板（25mm×25mm×12mm）作為構(gòu)建基板。

圖1 掃描電子顯微鏡(SEM)圖像為:a) Cu10Sn粉末，b) Ti6Al4V粉末。

2.2 實(shí)驗(yàn)裝置
采用自制的多材料L-PBF系統(tǒng)，利用超聲輔助的多粉末材料分配功能，制備了Ti-Cu雙金屬樣品。該系統(tǒng)的工作原理在之前的工作中進(jìn)行了描述。系統(tǒng)配備波長(zhǎng)為1070 nm的500 W連續(xù)波光纖激光器，聚焦光斑為80µm。粉體的流動(dòng)由粉體分配器超聲波換能器的振動(dòng)控制。超聲振動(dòng)沉積的粉末層疏松，厚度不均勻。在該裝置中，采用由線性級(jí)驅(qū)動(dòng)的粉末葉片(圖2)對(duì)原始粉末層進(jìn)行壓縮。在L-PBF工藝中，保護(hù)氣體流動(dòng)對(duì)孔隙率和熔池幾何形狀有顯著影響。在裝置中，來(lái)自寬縫噴嘴（見(jiàn)圖2）的氬氣橫流作用是將煙霧和蒸氣從粉末床吹走，以防止飛濺物落入加工區(qū)域。氧含量控制在0.05 vol%以下。將CuA粉、TiA粉和CuA-TiA粉混合料儲(chǔ)存在不同的粉料斗中，料斗具有精細(xì)的進(jìn)給噴嘴(內(nèi)徑為450µm)。通過(guò)粉末分配器的移動(dòng)，異種粉末沉積到粉末床中的特定位置。

圖2 多材料L-PBF實(shí)驗(yàn)裝置的粉末分配器。

2.3. 實(shí)驗(yàn)程序

初步研究發(fā)現(xiàn)，雖然CuA和TiA在冶金上是相容的，但很難將CuA直接結(jié)合到L-PBF產(chǎn)生的TiA上。Qiu等人報(bào)道，在L-PBF過(guò)程中，前一層的充分重熔將導(dǎo)致層間良好的結(jié)合。FGM結(jié)構(gòu)使用平滑的材料成分變化來(lái)逐漸改變兩種不同基材的物理和機(jī)械性能，避免材料成分急劇變化導(dǎo)致的裂紋和分層等缺陷。如圖3所示，三種類型的TiA→CuA雙金屬用不同的鍵合方法打印進(jìn)行比較，包括a）直接鍵合（圖3-a），b）重熔前五層CuA（150 µm厚，五層，見(jiàn)圖3-b）和c）添加CuA-TiA夾層（60 µm厚，兩層，參見(jiàn)圖3-c），位于TiA和CuA之間。三個(gè)樣品的TiA均先用L-PBF打印，CuA構(gòu)建在TiA的頂部，如圖3中建筑方向(BD)所示。

圖3 不同鍵合策略下TiA→CuA雙金屬樣品示意圖。

在本研究中，這兩組參數(shù)用于熔化CuA和TiA粉末。兩種材料的熔點(diǎn)和熱導(dǎo)率的差異將導(dǎo)致不同粉末混合物中高熔點(diǎn)金屬的熔化不足�；�于每種建筑策略，在一個(gè)過(guò)程中使用相同的參數(shù)制造了四個(gè)樣品，以確保實(shí)驗(yàn)結(jié)果的一致性。

2．4． 材料描述

所有試樣均切至1.5 mm厚，觀察其橫截面。這些標(biāo)本被嵌在聚合物中，研磨和拋光。分別用酸化的氯化鐵溶液和Kroll試劑對(duì)CuA區(qū)和TiA區(qū)進(jìn)行化學(xué)刻蝕，得到用于光學(xué)顯微鏡的材料界面微觀結(jié)構(gòu)。用于電子背散射衍射（EBSD）分析的樣品使用離子研磨進(jìn)行拋光。

本研究使用配備100X - 1000X萬(wàn)能變焦鏡頭(VH-Z100UR, KEYENCE)的數(shù)字顯微鏡(VHX-5000, KEYENCE)獲取光學(xué)顯微照片。采用掃描電子顯微鏡(SEM)和能譜儀(EDS) (Sigma VP FEG SEM, Zeiss)對(duì)試樣的微觀結(jié)構(gòu)、完整性和化學(xué)成分進(jìn)行分析。用高分辨率x射線衍射儀(XRD, Smartlab, Rigaku)測(cè)量所有試樣的基材和材料界面的相。利用EBDS系統(tǒng)(JSM 7800F, JEOL)獲得了材料界面的圖形。使用HV0.2方法和40X物鏡，通過(guò)顯微硬度計(jì)(Durascan 80, Struers)測(cè)量所有試樣界面區(qū)域的顯微硬度。

用聚焦離子束掃描電子顯微鏡(FIB-SEM)系統(tǒng)(Helios NanoLab 660, FEI)分別從重熔樣品和FGM樣品中提取用于透射電子顯微鏡(TEM)研究的薄片樣品。使用兩個(gè)TEM系統(tǒng)（Talos F200X G2和Tecnai TF30-FEG，F(xiàn)EI）通過(guò)獲取高分辨率顯微照片、化學(xué)元素分布圖和選區(qū)電子衍射（SAED）圖案來(lái)檢查薄片。

使用通用試驗(yàn)機(jī)（WDW，華龍）進(jìn)行剪切試驗(yàn)。

3.結(jié)果

3．1. TiA→CuA樣品界面的宏觀形態(tài)特征

之前的研究發(fā)現(xiàn)，TiA總是與預(yù)印的CuA部分緊密地結(jié)合在一起(圖4-a1)。CuA→TiA試樣材料界面未見(jiàn)明顯缺陷(見(jiàn)圖4-a2)。

圖4 樣品的宏觀截面形態(tài)特征。

另一方面，通過(guò)直接鍵合法和FGM法處理的TiA→CuA樣品出現(xiàn)了明顯的分層現(xiàn)象，如圖4-b1、-d1中的紅色圓圈所示。直接鍵合試樣界面的分層(圖4-b2)發(fā)生在TiA側(cè)。在FGM試樣中(圖4-d2)，裂紋分布在熔融的CuA-TiA夾層中，并沿水平方向擴(kuò)展，但在CuA側(cè)和TiA側(cè)沒(méi)有擴(kuò)展。

在重熔試樣的材料界面未觀察到宏觀缺陷，如圖4-c1，-c2所示。在所有三個(gè)樣品中都觀察到Ti向CuA側(cè)的遷移(由圖4-b2，-c2，-d2中的箭頭標(biāo)記)。

３．２． TiA→CuA樣品的微觀結(jié)構(gòu)

在重熔試樣中，可以清晰地識(shí)別出熔池凝固線，如圖5-a2所示。相鄰熔池之間的距離與CuA的距離相同(85µm)。另外兩個(gè)樣品未觀察到這種現(xiàn)象(圖5-a1，-a3)。盡管在實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)中，CuA-TiA夾層的激光能量密度（320 J/mm3）高于TiA（86） J/mm3）和CuA（168 未熔化的TiA粉末和部分熔化的CuA仍存在于固化的CuA-TiA夾層中，如圖5-a3中箭頭所示。

圖5 樣品的微觀結(jié)構(gòu)特征。a1)到a3)分別是直接結(jié)合、重熔和FGM樣品的全截面;b1)和b2)分別是TiA和CuA遠(yuǎn)離材料界面處的顯微圖；b3)和b4)分別是靠近界面處和遠(yuǎn)離界面處的放大CuA顯微圖;c1) - c3)、d1) - d3)和e1) - e3)分別為直接粘結(jié)、重熔和FGM樣品的材料界面顯微照片。

3.2.1 基礎(chǔ)材料微觀結(jié)構(gòu)

a) TiA

如圖5-b1所示，三種試樣TiA的微觀組織中均發(fā)現(xiàn)針狀α’馬氏體(圖5-a1至a3)。圖5-b1為這種微結(jié)構(gòu)的放大顯微圖。Ahmed等研究表明，當(dāng)β相TiA的冷卻速率大于410 K/s時(shí)，β-Ti可以向馬氏體α′-Ti轉(zhuǎn)變。L-PBF過(guò)程中熔池的冷卻速率一般在1.4 × 106 K/s左右，滿足了相變條件，導(dǎo)致α′-Ti的生成。

α′-Ti的形成在TiA的的L-PBF打印中被廣泛報(bào)道。α′-Ti具有脆性，可導(dǎo)致裂紋和疲勞失效。解決這一問(wèn)題的方法通常是通過(guò)后處理，包括固溶和時(shí)效，將α′-Ti轉(zhuǎn)變?yōu)榫哂许g性的α + β組織。

b) CuA

XRD結(jié)果(圖7-e)表明，凝固后的CuA由Cu13.7Sn相(Cu-Sn相圖中的α相)和Cu41Sn11金屬間相(δ相)組成。如圖5-b2所示，在離界面較遠(yuǎn)的CuA微觀結(jié)構(gòu)中，各層柱狀晶或多或少地向build方向分布，每層柱狀晶的長(zhǎng)度約等于兩層粉末的厚度(60µm)。柱狀晶的亞晶結(jié)構(gòu)由α-相(圖5-b3中的暗相)和(α + δ)-共析相(圖5-b3中的亮相)組成，條間的間距(即(α + δ)-相)小于1µm�？拷麮uA- tia界面的3個(gè)樣品的CuA微觀結(jié)構(gòu)為尺寸小于1µm的超細(xì)胞狀顆粒，由暗色的α相基體和明亮的(α + δ)相環(huán)組成，如圖5-b4所示。

圖7 a) FGM樣品界面，b)重熔樣品界面，c)直接結(jié)合樣品界面，d) TiA基材料，e) CuA基材料的XRD圖。

3.2.2 直接結(jié)合、重熔和FGM TiA→CuA試樣的界面微觀結(jié)構(gòu)

a) 直接結(jié)合的TiA→CuA樣品的界面

材料界面處存在厚度小于10 μ m的Ti-Cu反應(yīng)區(qū)，其形態(tài)與CuA層和TiA層完全不同(圖5-c2)。這個(gè)Ti-Cu反應(yīng)區(qū)的形成機(jī)理將在后面的4.2節(jié)中討論。如圖5-c1所示，新形成的CuA層不能在Ti-Cu反應(yīng)區(qū)頂部結(jié)合。分層后形成厚度為2 μ m的空隙。如圖5-c3所示，在TiA層與Cu-Ti反應(yīng)區(qū)界面未發(fā)現(xiàn)其他缺陷。

b)重熔TiA→CuA樣品的界面

在重熔樣品中，界面重熔產(chǎn)生的過(guò)量熱量使熔池進(jìn)入過(guò)量匙孔模式，表示為一排均勻排列的匙孔針尖，如圖5-d2所示。這些鎖孔尖端就像drywall錨，可以將CuA層牢固地固定在預(yù)先印制的TiA層上。它的粘接機(jī)制將在后面的4.3節(jié)詳細(xì)介紹。在圖5-d2中可以觀察到Ti和Cu在填充和凝固的小孔中強(qiáng)烈的混合(Cu為亮相，Ti為暗相)。重熔后的CuA呈現(xiàn)出兩種不同的相，由于熔體池內(nèi)的流動(dòng)對(duì)流，這兩種相相互混合，如圖5-d1所示為暗相和亮相。如圖5-d1右上方放大圖所示，兩者間未見(jiàn)界面缺損。如圖5-d3所示，填充的鎖孔底部與TiA基材之間沒(méi)有缺陷。如圖5-d2中的水平箭頭所示，匙孔側(cè)壁與TiA基料之間存在狹窄的垂直空隙，這是由于匙孔沒(méi)有被液態(tài)金屬完全填充造成的。

鎖孔模式下過(guò)熱會(huì)進(jìn)一步影響預(yù)凝固材料在鎖孔尖端下的顯微組織，隨后的顯微硬度結(jié)果證實(shí)了這一點(diǎn)。另外，過(guò)熱也會(huì)使靠近熔池的熱影響區(qū)溫度升高，導(dǎo)致熱影響區(qū)熔化，導(dǎo)致液態(tài)銅向TiA側(cè)遷移，如圖5-d2中紅色箭頭所示。

c) FGM TiA→CuA樣品的界面

在固化的CuA-TiA中間層中存在未熔化的TiA顆粒(如圖5-e2箭頭所示)。值得注意的是，未發(fā)現(xiàn)直徑大于25µm的原始TiA顆粒。這可能是由于大直徑的TiA粉末顆粒具有更大的換熱表面積，能夠在熔池中吸收更多的熱量。因此，即使大直徑粉末顆粒不能完全熔化，也會(huì)部分熔化。

凝固的Ti-Cu相完全包裹了所有這些原始/部分熔化的TiA顆粒，并且在這些粉末顆粒周圍未發(fā)現(xiàn)裂紋或氣孔。這一結(jié)果與之前的出版物不同，后者報(bào)告了未熔化鐵基粉末周圍的裂紋和氣孔。液態(tài)銅與TiA和鐵合金接觸角的差異可能導(dǎo)致了上述不同的現(xiàn)象。較小的接觸角可以減小毛細(xì)管力，改善銅的潤(rùn)濕性和擴(kuò)散性，并增加固液界面接觸面積。因此，液態(tài)銅和新形成的Ti-Cu相可以完全包裹未熔化的TiA顆粒，避免裂紋和氣孔。

如圖5-e1、-e3所示，CuA-TiA中間層與CuA基材、TiA基材的冶金結(jié)合良好，未發(fā)現(xiàn)裂紋、分層等缺陷。其粘接機(jī)制將在第4.4節(jié)中介紹。由于CuA熔池的高導(dǎo)熱性，Cu滲入CuA-TiA中間層時(shí)，薄邊界（<5 µm厚，如圖5-e4中箭頭所示）出現(xiàn)在CuA和Ti-Cu相的界面上。

圖片熔池凝固后形成的彈坑形貌不同。(a) P = 500w, t = 0.6s;(b) P = 750 W, t = 1 s。（來(lái)源：doi.org/10.1016/j.ijheatmasstransfer.2017.07.011）

3.3 TiA→CuA樣品界面的EDS譜圖

上述三種材料界面處銅元素的EDS圖分別如圖6-a2、-b2、-c2所示。直接結(jié)合樣品中銅擴(kuò)散區(qū)的厚度小于10 µm（圖6-a2），而重熔樣品匙孔中的Cu擴(kuò)散區(qū)達(dá)到80–120 µm（圖6-b2）。異種金屬元素?cái)U(kuò)散面積越大，異種材料的冶金結(jié)合強(qiáng)度越高。Ti元素的EDS圖(圖6-a3， -b3)不能清楚地顯示Ti元素是否遷移到CuA側(cè)。Ti的遷移將稍后通過(guò)EDS線掃描來(lái)驗(yàn)證。FGM樣品的Cu EDS圖和Ti EDS圖(圖6-c2,-c3)證明未熔化的顆粒僅由TiA組成。

圖6 樣品的SEM圖和EDS圖。a1)、b1)、c1)三種材料界面的SEM圖像和EDS線掃描路徑。a2)， b2)， c2) Cu元素EDS圖。a3)， b3)， c3) Ti元素EDS圖。d1）、d2）、d3）分別沿a1）、b1）、c1）中顯示的掃描路徑進(jìn)行EDS線掃描。

圖6-a1、-b1、-c1三個(gè)樣品沿紅色掃描路徑的EDS線掃描結(jié)果分別如圖6-d1~-d3所示。在直接結(jié)合樣品的Ti-Cu反應(yīng)區(qū)(圖6-a1和-d1中的1區(qū))，在EDS掃描路徑的不同位置，Ti的原子百分比與Cu的原子百分比相等，即新形成的Ti-Cu相應(yīng)為TiCu。在Ti-cu反應(yīng)的上邊界(見(jiàn)圖6-a1)，除了Ti的微弱信號(hào)(見(jiàn)圖6-d1的紅色箭頭)，所有元素原子百分比均降為零。這表明Ti-Cu反應(yīng)區(qū)與CuA區(qū)之間形成了分層。

在重熔樣品的重新填充的匙孔區(qū)域(圖6-b1和-d2中的2區(qū))可以觀察到明顯的Cu信號(hào)，這是因?yàn)槌卓卓涨簧戏降腃uA熔池在空腔坍塌過(guò)程中飛入了空腔。這也導(dǎo)致了鎖孔頂部表面與CuA部分之間頂部邊界(圖6-b2)的Cu含量下降(如圖6-d2中紅色箭頭所示)。值得注意的是，如圖6-d2所示，整個(gè)EDS線掃描區(qū)域沒(méi)有Sn信號(hào)。在重熔過(guò)程中，由于熱量輸入過(guò)多，可能導(dǎo)致部分錫蒸發(fā)。Sn也可能由于區(qū)域細(xì)化效應(yīng)而集中在熔池的某些區(qū)域，導(dǎo)致元素偏析。

在FGM樣品的EDS線掃描圖(圖6-d3)中，在未熔解的TiA顆粒兩側(cè)可以觀察到Ti-Cu反應(yīng)區(qū)(圖6-c1和-d3中的3區(qū)和4區(qū))。該顆粒與兩個(gè)反應(yīng)區(qū)界面清晰，說(shuō)明Cu和新形成的Ti-Cu相沒(méi)有滲透到顆粒中。Ti信號(hào)出現(xiàn)在所有三個(gè)樣品的CuA側(cè)，如圖6-d1至-d3中的綠色箭頭所示。

來(lái)源：Cu10Sn to Ti6Al4V bonding mechanisms in laser-based powder bed fusion multiple material additive manufacturing with different build strategies, Additive Manufacturing, doi.org/10.1016/j.addma.2021.102588
參考文獻(xiàn)：E. Uhlmann, R. Kersting, T.B. Klein, M.F. Cruz, A.V. Borille，Additive manufacturing of titanium alloy for aircraft components，ProcediaCIRP, 35 (2015), pp. 55-60, 10.1016/j.procir.2015.08.061