电子背散射衍射是一种强大且广泛用于材料晶体学表征的技术。EBSD使我们能够以亚微米的空间分辨率绘制微观结构特征，如晶粒取向、边界和相分布。
在各种EBSD应用中，文献中使用了多种空间分辨率的定义[1]，[2]。这里强调物理分辨率作为最有意义的度量标准：它可以通过从真实的高角度晶界到原始Kikuchi信号保持两种晶体叠加的横向距离来定义，并且从根本上受SEM-样品相互作用体积的控制。相比之下，所谓的有效分辨率是采集-分析工作流的产物，因为在当前EBSD可视化范式中，每个图点强制只显示一个相和一个取向，软件算法必须在包含混合贡献的区域内放置一个明确定义的边界。因此，报告的“有效”分辨率取决于用户约定和索引启发式方法，而不仅仅是物理因素，它可能因为EBSD图中晶界的定义和分类方式而在数值上显得比物理极限更精细。众所周知，实际的晶界是在原子水平上定义的，因此EBSD永远无法成像。
由于三维SEM束相互作用体积的不同大小和形状，报告的空间分辨率取决于样品材料和扫描方向。Zaefferer [1] 在研究多晶Fe时报告了30 × 90 nm的分辨率，这取决于与SEM倾斜轴平行和垂直的方向。相比之下，Tripathi [3] 显示对于镁，分辨率可以在5 kV时为240 nm，在15 kV时约为575 nm。这些值表明，在SEM的扩展采样体积中，不同相和晶体取向的图案重叠往往是EBSD数据真实物理分辨率的限制因素。
Steinmetz和Zaefferer [4] 证明，降低加速电压可以减少电子相互作用体积，从而减少图案重叠，将有效空间分辨率从15 kV时的约30 nm提高到7.5 kV时的10 nm。他们的方法使用Hough峰强度的变化作为重叠效应的更定量度量，但他们也指出，较低的电压需要更长的采集时间，增加了漂移和污染的风险。
Bate等人[5]表明，EBSD中的有效采样区域通常比标称束尺寸大得多，因此在低角度晶界处的重叠图案可能会产生模仿逐渐取向变化的伪影。尽管先进的图案移位方法可以显著提高角度分辨率，但边界附近的固有图案重叠仍然是解析细节的限制因素。
Wright等人[6]还表明，由于图案混合和高位错密度的噪声，晶界处的重叠EBSD图案会产生索引伪影，通常引入约0.5°的误差。这些伪影使得局部错位的解释变得复杂，但可以通过使用更多的Kikuchi带和仔细的离线索引来部分缓解。
Shi等人[7]提出了一种基于扩展DIC的EBSD索引方法，用于处理重叠的EBSPs，能够高精度地提取多个晶体取向。虽然这提高了晶界处的分辨率，但它需要高质量的数据，假设全局图案匹配，并且计算强度可能很高。
Tong等人[8]量化了图案重叠如何影响高分辨率交叉相关EBSD（HR-EBSD）的精度，表明在边界18 nm范围内的混合会降低应变测量的准确性。他们证明，虽然仔细的傅里叶滤波可以帮助，但过度过滤或忽略重叠可能会引入显著误差。
然而，EBSD的有效分辨率最终受到电子-样品相互作用体积的限制，该体积根据束参数和材料密度可以延伸数十到数百纳米[1]，[2]，[4]。在细晶粒、多相或纳米结构材料中，EBSD图案通常包含来自该体积内多个晶体或相的Kikuchi信号[6]，[9]。传统的基于Hough变换的索引通常假设每个图案只有一个主导取向，并且难以处理重叠信号，导致索引错误或解决方案失败[2]，[10]。
全图案匹配和基于字典的索引（DI）的最新进展提供了更好的处理噪声或重叠图案的方法[7]，[9]，[11]，但需要高质量的模式和大量的计算资源。特别是，Brodu等人[12]表明，通过减去高质量的相邻图案，可以恢复来自纳米尺度相的弱次级Kikuchi信号，例如，在15 kV下能够映射出纳米结构珠光体钢中的亚100 nm渗碳体层。
这些发展表明，传统的分辨率限制（由相互作用体积大小决定）可以通过先进的计算后处理来扩展——这一概念有时被称为有效空间分辨率。基于Hough的索引通常可以解析重叠图案中的较强主导信号。例如，Chauniyal等人[13]使用受限非负矩阵分解将重叠信号分解为其贡献取向并量化每个贡献。
尽管有这些进展，挑战仍然存在：分离多晶粒重叠中的信号仍然很困难，长时间曝光会增加漂移和污染风险，后处理可能耗时且对参数敏感。硬件和算法的持续进步对于推动EBSD在复杂材料中的常规纳米尺度晶体学映射至关重要。
与现有方法相比，本研究引入了一种完全基于模拟的残差分析方法，不需要事先知道取向关系或访问非重叠的参考图案。通过迭代减去动态拟合的模拟EBSD图案，可以在单个EBSD图像素内解析多个晶体学贡献。
