實驗-CPFEM方法在分析先進高強鋼應力應變配分中的應用

韓 東， 丁 樺， 趙文娟

(1.東北大學 材料科學與工程學院，沈陽 110819; 2.遼寧省輕量化用關鍵金屬結構材料重點實驗室，沈陽 110819; 3.湘潭大學 機械工程學院，湖南 湘潭 411105)

先進高強鋼(Advanced high-strength steels, AHSS) 由于具有廣泛的應用前景，近年來一直是各國材料研究的重點.目前所研究的第三代AHSS實驗鋼多為雙相或復相組織，包含高強度相(超細晶鐵素體、馬氏體、貝氏體等)與具有較好塑性及應變硬化能力的相(奧氏體等).在外加載荷作用下，各相間應力應變配分在變形過程中的動態變化對于材料整體變形至關重要[1].因此，分析微觀應力應變配分有助于更加深入地理解現有高強鋼的動態變形行為，并為通過設計新成分、相組成、相界面等途徑來進一步提高高強鋼性能提供理論指導[2].

受實驗手段限制，采用傳統實驗方法研究材料應力應變行為存在以下缺點：無法測量應力場，特別是微觀應力分布；難以獲得高應變條件下的應變分布；無法將材料應力應變同微觀組織特征及演化相結合.早期的研究工作大多僅關注微觀組織演變[3]或宏觀應變場[4,5].微觀數字圖像相關技術(Microscopic digital image correlation, μDIC)的出現和發展，為微觀應變場和微觀組織演化的協同分析提供了有效手段.Martin[6]等將電子背散射衍射(Electron backscatter diffraction, EBSD)技術與μDIC技術相結合，可在獲得微區應變場的同時對其組織進行分析，為分析材料的不均勻變形提供了有效方法.與此同時，基于晶體塑性理論的有限元方法也應用于模擬材料的應力應變行為.早期的工作大多基于形貌簡化體胞模型[7-14].為了能更好地描述微觀組織特征，獲得更準確的結果，基于真實微觀組織的晶體塑性有限元(Crystal plasticity finite element method, CPFEM)模擬近年來被廣泛使用[11,15-23].隨著原位實驗技術[3,5,24-28]的發展和數值模擬理論[7,8,10,15,29]的不斷完善，研究者通常配合使用μDIC技術與有限元方法以分析材料的變形行為.通過μDIC技術可獲得試樣變形過程中的應變分布及演變規律，可用于驗證有限元模型的可靠性.同時，采用有限元方法可模擬出變形過程中的應力配分，這是傳統實驗方法難以企及的.本文對研究應力應變配分的傳統實驗方法與基于μDIC的原位實驗方法進行了綜述，并介紹了晶體塑性有限元方法的常用幾何模型；歸納了應用于不同微觀組織的幾何模型建立方法；總結了先進高強鋼變形中應力應變配分的最新研究進展.同時本文展望了晶體塑性有限元模擬與實驗手段相結合的分析方法的發展方向與研究前景.

1 分析應變配分的實驗方法

1.1 準原位實驗

準原位實驗通常采用EBSD與常規拉伸相結合.首先對拉伸試樣表面進行拋光處理，采用聚焦離子束(Focused ion beam, FIB)、顯微硬度或納米壓痕等方法標出感興趣區域(Region of interest, ROI).在拉伸實驗前，先通過EBSD獲得原始組織的圖像和取向信息.隨后將試樣拉伸至較小應變量，對試樣上標定ROI進行EBSD 分析，獲得該區域變形后的晶體學信息.隨后再對試樣進行進一步拉伸.重復此過程即可獲得同一區域不同變形量下的晶粒、組織、織構等演化信息.此方法的優點在于可以獲得近似原位的實驗結果，EBSD對試樣損傷較小，可提供晶粒尺寸、應變分布、織構演化等信息.

1.2 基于μDIC的原位實驗

常用原位分析技術包括原位高能XRD[30]、原位中子衍射[31-33]和數字圖像相關技術[27,34-36].原位XRD和原位中子衍射實驗無法獲得微觀尺度特征(如晶粒尺寸、形貌、各相屬性等)對協調應變的作用[34]，而μDIC技術可有效解決這一問題.數字圖像相關技術是一種非接觸式現代光學測量實驗技術，其基本原理是識別試樣表面離散分布的特征點，通過比較變形前后的數字散斑圖像，獲得區域的位移場，進而通過計算可獲得應變分布圖.

特征點的選取直接決定實驗結果的準確性.常用的方法有以下兩種：

1) 追蹤實驗材料微觀組織特征.例如滑移跡線的背散射電子(Backscattered electrons, BSE)[37]和二次電子(Secondary electrons, SE)[38]圖像，腐蝕出的晶界[39]、EBSD圖像質量圖(Image quality, IQ)[40]等.該方法的優點在于不需要額外的噴涂步驟.但由于分辨率受形貌影響，較難模擬晶內變形.

2) 人工添加特征點.可采用FIB[41]、重元素沉積法(Au、Pt等)[42,43]和紫外光刻法[44]等方法.其缺點為會對試樣表面產生損傷或污染，甚至使組織發生改變，從而影響實驗結果.Yan等[45]提出了使納米尺度的SiO2顆粒附著在樣品表面，并通過in-lens探頭進行圖像獲取，降低形貌、形變等引起的襯度變化，減小SiO2顆粒對圖像的影響(如圖1所示).

圖1 兩種特征點獲取方法示意圖[45]Fig.1 Schematic representation of two pattern imaging methodology[45]

2 晶體塑性有限元方法

2.1 晶體塑性有限元理論發展

1938年，Taylor[48]在晶體學剪切變形的基礎上提出了單晶塑性運動學方程和率無關本構關系.Rice[49]和Hill[50]隨后對晶體塑性變形的幾何學和運動學進行了深入的研究，并給出了相應的數學描述.Asaro[51]和Peirce[52]等進一步完善了晶體塑性理論，引入了自硬化和潛硬化的概念，推廣了率相關模型.率無關與率相關兩種模型的區別在于是否考慮應變速率對硬化的影響.在實際情況下，應變速率對變形后的組織性能有較大的影響，率相關模型更能反映材料變形的真實狀況，因此得到了更為廣泛的使用.

自上世紀40年代Courant[53]等提出有限元基本思想以來，有限元方法得到了巨大的發展，被廣泛應用于各行各業.晶體塑性有限元法是以晶體塑性理論為基礎，結合有限元方法形成的一種全新的分析材料變形的方法.晶體塑性有限元法的優勢在于可以求解復雜內部或外部邊界條件下的晶體力學行為，可靈活使用各種形式的本構方程[54]，可模擬不同尺度的變形.此外還可以在模型中加入更多的微觀信息特征變量，如晶粒形狀、取向等，從而更準確地模擬材料的變形，預測織構的演化.

2.2 常用幾何模型

2.2.1 體胞模型

體胞模型[8-10,46,47]建立在多相材料的周期性假設基礎上，將多相材料視為由周期性排列的體胞構成.圖2為兩種不同尺寸的球形馬氏體顆粒和六邊形立體結構的鐵素體基體組成的體胞模型.通過對多相組織形態、含量、分布情況等進行分析，建立代表性體積元模型，對代表性體積單元(RVE)模型進行求解，可獲得應力應變分布情況.該方法被用于分析馬氏體體積分數和馬氏體尺寸分布對宏觀應力應變行為的影響[8-10]以及鐵素體取向對DP鋼取向梯度的影響[47].

圖2 含兩種不同尺寸顆粒的軸對稱體胞模型[8]Fig 2 Axisymmetric two-particle model RVE idealization[8]

2.2.2 基于材料真實組織模型

圖3 DP980微觀組織與相應有限元模型[11]Fig.3 An actual microstructure and the corresponding finite element model of DP 980[11]

雙相/復相鋼的變形行為與各相形貌、分布情況等緊密相關.體胞模型難以反映真實材料中的微觀組織信息.因此，近年來，基于微觀組織的有限元模擬成為了研究雙相/復相鋼變形行為的有效方法.通常使用金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡(Scanning electron microscope，SEM)以及EBSD技術獲得實驗鋼的微觀組織圖像，通過對圖像進行去噪、矢量化等處理，構建模型.如圖3(a)所示，使用SEM獲得了DP980實驗鋼的微觀組織圖像，圖中黑色和白色區域分別為鐵素體和馬氏體.隨后使用Photoshop等軟件對圖像進行處理，通過調整對比度等參數將馬氏體與鐵素體進行區分，并生成晶界.接著將圖像導入ArcMap將其轉換為矢量圖，利用Gridgen軟件對獲得的矢量圖進行網格劃分，并對單元所屬物相進行定義，最終結果如圖3 (b)所示.

為模擬宏觀試樣的變形行為或分析不同相的平均應力應變，常通過微觀組織圖像建立代表性體積單元.通常代表性體積單元的建立基于以下假設：微觀組織在所研究宏觀區域內均勻分布，借助電子顯微鏡或金相顯微鏡獲得單個或多個區域的圖像作為代表性體積單元.Zhou[48]研究了DP980實驗鋼的應力應變行為，隨機選取了20個尺寸為110 μm ×110 μm的區域進行模擬.結果顯示，各區域模擬得出的宏觀應力-應變行為并不相同.但是，若將這些區域隨機分為兩組(每組10個視場)，分別對每組結果取平均值，則兩組結果極為相近.因此，對于組織不均勻或變形不均勻的材料，選取代表性體積單元時，應更為謹慎.選取數量較多或面積較大的區域進行模擬可以提高模擬結果的準確度.

目前對雙相/復相鋼的應力應變行為的模擬研究大多基于二維模型，對三維試樣不同位置、不同截面的變形模擬較少.由于在不同位置所受載荷的方向不同，邊界條件也不同，會對應力應變分布的模擬結果產生較大影響.Paul[49,50]使用2D RVE模型對DP590和DP780兩種實驗鋼的力學行為和微觀組織演化進行了研究.如圖4所示，作者選取了三個不同位置進行模擬，探究不同載荷和邊界條件的影響.其中A區域為平面應力狀態，由于位于試樣中心位置，其側面在Y軸方向沒有位移.B區域為平面應力狀態，但由于接近試樣表面，其側面被認為沒有約束.C區域為平面應變狀態.模擬結果顯示，在A區域中，由于側面約束的存在，兩種實驗鋼試樣內均出現垂直延伸的高應變帶.應變大多集中在鐵素體中.B區域中，高應變帶出現在最大剪應力方向上.C區域中，在加載初期即出現局部剪切集中的現象，且應變水平高于A、B兩個區域.可見，二維模型難以全面反映出試樣不同位置的應力應變情況.

圖4 拉伸試樣上選取不同位置微元[49]Fig.4 Microelements in three different locations of a sheet specimen under tensile loading[49]

2.3 本構模型

2.3.1 唯象晶體塑性本構模型

在晶體塑性理論中，流動法則反映了變形過程中材料的分切應變率同分切應力之間的關系.率相關流動法則采用冪指數形式描述如下：

(1)

實際晶體的硬化函數非常復雜，為了便于計算，將其簡化為線性模型：

(2)

式中，hαβ為滑移的硬化模量，表示由第β個滑移系的塑性剪切引起的第α個滑移系的滑移阻力的增加，既包含了自硬化的影響，也包含了不同滑移系之間的潛硬化影響.

自上世紀30年代Taylor提出各向同性硬化假設以來，學者們提出眾多的硬化模型.目前較為常見的為Asaro硬化模型[51]以及Bassani和Wu[52,53]提出的硬化模型.

Asaro硬化模型如下：

(3)

hαβ=qhαα,α≠β

(4)

上述模型的不足之處是無法描述潛硬化的影響.上世紀90年代，Bassani和Wu提出了新的硬化模型，通過對不同滑移系間的硬化使用不同的潛硬化系數，能更準確地反映實際硬化情況.其表達式為：

hαα=F(γα)G(γβ)

(5)

hαβ=qhαα,α≠β

(6)

(7)

(8)

式中，F(γα)和G(γβ)分別為滑移系單滑移的硬化模量和具有交互作用的潛在硬化模量，hs為硬化第一階段(易滑移階段)的硬化模量，fαβ為滑移系α與滑移系β間的相互作用系數.

2.3.2 基于位錯的晶體塑性本構模型

(9)

(10)

(11)

(12)

(13)

式中：kB為玻爾茲曼常數，G為剪切模量.假設林位錯切過過程由速率決定，可動位錯速率可表示為：

(14)

式中：λα為移動寬度，與林位錯間距成反比，νattack為相互作用頻率，Qslip為位錯滑移有效激活能，Vα為激活體積.有效剪切應力可表示為：

(15)

此模型中的硬化法則為位錯密度的演化.文獻中考慮了位錯鎖、位錯偶極子、熱湮滅和非熱湮滅四種過程.其中前兩種增加位錯密度，后兩種降低位錯密度[54].

3 研究現狀

3.1 DP鋼

DP鋼通常為鐵素體-馬氏體雙相組織，馬氏體呈顆粒狀分布于鐵素體基體上.馬氏體硬度較高，不容易變形，因此應變主要集中于鐵素體中.由于馬氏體與鐵素體晶格結構相似，因此無法通過EBSD將兩者標定出.但由于馬氏體與鐵素體IQ(Image quality，衍射花樣質量)相差較大，所以可以在IQ圖中由不同襯度區分.

Tasan等[1]研究了DP鋼的應變硬化行為，提出了實驗與數值模擬相全方位結合的新方法.在原位變形過程中，通過μDIC技術，可以獲得更高質量的應變圖.同時，借助EBSD、電子通道襯度成像(Electron channeling contrast imaging, ECCI)、SE圖像對相應的微觀組織進行分析.通過EBSD圖像建立CPFEM幾何模型.鐵素體屬性由納米壓痕實驗配合CPFEM模擬獲得，對于晶粒大小與壓痕接近的馬氏體，其屬性由擬合宏觀應力應變曲線得到.針對該實驗鋼較高的相襯度和非線性應力-應變響應的特點，采用了新開發的基于FFT 的譜求解器.通過將模擬結果與實驗應變場進行對比，可以獲得局部應力場.圖5為不同應變量下應力應變模擬結果.圖5(a)顯示，鐵素體和馬氏體存在顯著的應變配分，鐵素體承擔了絕大多數的變形，且內部存在應變分布的不均勻，應變集中于與載荷方向成40～50°角的條帶中.如圖5(b)所示，應力集中于馬氏體中.馬氏體形貌和強度直接影響應力在馬氏體區域分布的均勻性.變形過程中，馬氏體較早達到應變峰值，且馬氏體形狀和與載荷方向所成角度對材料變形有著重要影響.由于所使用2D模型的局限性，無法描述馬氏體在三維空間的分布情況.而實際材料中存在馬氏體與鐵素體互相重疊的情形，導致模擬結果與實際情況的偏差.

圖5 不同應變量(左：0.03，中：0.05，右：0.08)的數值模擬結果[1]Fig.5 Numerical results obtained from the CP simulations at an average strain of ε=0.03 (left), ε=0.05 (center) and ε=0.08 (right)[1]

回火處理不但可以影響DP鋼中馬氏體的體積分數，也會影響兩相性能.馬氏體性能的變化對DP鋼應力應變配分有較大影響.Han[57]對不同溫度回火的DP雙相鋼進行了研究.模擬結果顯示，隨著鐵素體與馬氏體間強度差的增大，鐵素體所承擔的應變也增加，并且鐵素體內應變分布更加不均勻，出現明顯的高應變區和低應變區.當鐵素體與馬氏體屬性相近時，應變配分現象更明顯，但是鐵素體內部應變分布更為均勻.

3.2 貝氏體鋼

Fujita等[58]研究了含有馬氏體-奧氏體的貝氏體鋼.其基體為貝氏體，馬氏體和殘余奧氏體形成馬奧島.通過組織圖像構建有限元模型時，EBSD可將奧氏體標定出.但由于馬氏體與貝氏體具有相似的晶體結構，難以通過EBSD進行標定區分.因此作者通過置信度因子(Confidence index, CI)對其進行區分.置信度因子越高，表明晶體學取向標定更準確.馬氏體和晶界處置信度因子較低，貝氏體置信度因子較高，可據此將各相識別出.后續模擬過程同DP鋼相似.

部分研究者對鐵素體-馬氏體鋼[1,45,59]和鐵素體-貝氏體鋼[46]的研究顯示，對于含有較高體積分數第二相的雙相鋼而言，應變集中往往出現在粗大的島狀第二相附近.而Fujita等研究結果顯示，在變形的早期階段，應變集中出現在貝氏體晶界附近而非馬奧島附近.這是由于該貝氏體鋼中馬奧島體積分數和尺寸都較小，且馬氏體-鐵素體在變形初期有著與貝氏體相近的硬化能力.隨著應變程度的增加，粗大的馬奧島附近出現較高應力梯度，馬奧島晶粒尺寸和分布都影響著應變集中.細小均勻分布的馬奧島可以防止嚴重的局部應變集中，有助于提高貝氏體-馬氏體-奧氏體復相鋼的應變容納能力.

3.3 雙相不銹鋼

雙相不銹鋼組織由體積分數近似相同的鐵素體和奧氏體組成.Tao[60]研究了2205雙相不銹鋼的應力應變配分.實驗結果表明，高應力區域大多出現于奧氏體中，高應變區域則大多位于鐵素體中.這是由于相比奧氏體，鐵素體具有較低的屈服強度，先于奧氏體發生變形.鐵素體中最大應變出現在島狀奧氏體之間的錐形區域，其方向近似垂直于施加載荷方向.基于冪率硬化法則模擬的力學曲線在真應變小于0.15時與實驗結果符合較好.隨著真應變進增大，模擬應力值與實際應力值偏差增大，反映出所用冪率硬化法則不能很好吻合全局變形行為.

Jeong[33]使用CPFEM與EBSD相結合的手段研究了原始組織對雙相不銹鋼細觀力學行為的影響.該實驗采用了準原位拉伸-EBSD分析的方法獲得試樣在不同變形量下的應變分布，并基于真實微觀組織建立了CPFEM模型.作者使用了唯象本構模型.雙相的微觀硬化參數由測得的宏觀應力與沿載荷方向的晶格畸變擬合得到，應力-應變關系通過原位中子衍射與基于簡化代表體積元模型的晶體塑性有限元模擬得到.Kernel取向平均差(Kernel average misorientation, KAM)圖顯示(圖6)，在變形的各個階段，奧氏體中的KAM值均大于鐵素體KAM值.這主要是由于奧氏體具有較低的流變應力，且晶內存在高密度的大角晶界.晶體塑性有限元模擬較好地反映出了材料微觀織構的演化以及雙相的KAM分配情況.但是，模擬得出的鐵素體中的KAM值低于實驗結果.作者使用TEM對該差異進行了分析，認為其原因在于鐵素體與奧氏體不同的變形機制：奧氏體發生平面滑移，形成層錯；鐵素體內形成位錯胞.由于位錯胞結構會在局部形成晶粒取向梯度，因此會導致模擬結果出現偏差.

圖6 DSS鋼中鐵素體與奧氏體KAM圖[33]Fig.6 Evolution of the KAM in the constituent phases of DSS during uniaxial tension simulation[33]

圖7 基于Abaqus/Standard有限元實現流程圖[62]Fig.7 The flow chart of numerical algorithm into implicit FEM[62]

圖8 不同應變量von Mises 應變場有限元模擬結果[63]Fig.8 Results of microstructure-based FE simulations of plane-strain tensile deformation[63]

圖9 不同區域的平均局部應力應變曲線和von Mises應變場[63]Fig.9 Averaged local stress-strain curves and von Mises strain fields obtained for plane-strain tension[63]

3.4 TWIP/TRIP鋼

在TWIP鋼和TRIP鋼中，由于TWIP和TRIP現象的出現，使得材料具有優異的力學性能.為了模擬其變形行為，在經典晶體塑性理論中，除滑移外還需加入孿生和馬氏體相變的描述.

Sun[61]和郭寧[62]提出了耦合TRIP和TWIP效應的晶體塑性有限元模型.采用率相關方法描述塑性流動，引入滑移和孿生阻力以及相應臨界剪切應力之比作為屈服準則.用易于數值實現的方式建立了馬氏體體積演化分數的率相關唯象描述，并以此作為相變流動法則.基于傳統單晶模型，考慮較大塑性變形條件和TWIP效應的影響，建立了階段式應變硬化拓展法則，并忽略馬氏體中的塑性變形.采用Abaqus有限元軟件，將耦合孿生和馬氏體相變的晶體塑性本構模型以UMAT的方式嵌入，具體流程如圖7所示.

Latypov[63]對Fe-6Mn-0.15C-1.5Si-3Al實驗鋼進行了研究.作者采用了中錳TRIP+TWIP鋼的唯象本構模型，考慮了位錯密度演化的硬化作用.孿生和相變的動力學分別用唯象法則和考慮孿生的Olson-Cohen模型來描述.圖8(a) 和圖8(b)分別模擬了試樣在實際條件下(存在TWIP和TRIP效應)和忽略TWIP+TRIP機制條件下的變形行為.在TWIP和TRIP機制激活條件下，當應變為0.005時，奧氏體區域之間出現應力集中，呈條帶狀分布，與載荷方向夾角為45°.大部分鐵素體未發生變形，僅分布在應力集中區域附近的鐵素體發生變形.隨著宏觀應變量的增加，鐵素體開始變形，應力分布趨于均勻.當應變增加到0.2時，條帶狀應力集中區再次出現，分布在鐵素體區域內，并隨應變量繼續增加更加明顯.此外，作者分析了不同應變量下的應變配分情況.如圖9所示，變形初期，應變集中在鐵素體內部的窄帶，隨著TWIP、TRIP效應的發生，高應變帶轉移至奧氏體-馬氏體區域.該結果表明，TWIP和TRIP效應的激活使得部分奧氏體轉變為馬氏體，形成奧氏體-馬氏體混合區域，使其流變應力超過鐵素體，從而發生應力應變的轉移.

4 尚存在的問題

準原位實驗方法的主要缺點為： ① 在較高的應變量下，EBSD的標定率會大幅下降，影響結果的準確性； ② 使用FIB和壓痕等方法對試樣表面進行標記時，會損傷樣品，并對標記周圍晶粒變形產生一定影響； ③ 實驗流程較為繁瑣，試樣易受污染，影響實驗結果.目前普遍采用的μDIC結合原位試驗的方法可以較好地獲得材料的微觀區域應變分布，避免準原位實驗的缺點.但由于μDIC是根據特征點的位移計算應力場，因此其精度與特征點密度正相關.即使采用不同探頭，采用追蹤微觀組織特征點的方法通常都難以獲得較好的特征點襯度，特別是當晶粒尺寸較小時，在較高放大倍數時獲得清晰的組織細節較為困難.相較之下人工添加的特征點可以獲得更高的襯度，特別是在選用尺寸為納米級的噴涂顆粒時，能對細晶組織進行分析.但是目前的方法無法精確控制附著顆粒密度.

采用晶體塑性有限元模擬雙相或多相鋼應力應變配分存在以下不足：一是現有模型未包含對材料強化機制及變形組織的描述.材料在變形時會出現不同的亞結構，如位錯胞、位錯墻、微帶等，其演變過程直接影響材料的硬化行為.此外，部分材料存在固溶強化或析出強化機制，但現有模型并未引入相應變量[64].二是基于二維模型的模擬難以反映實際材料變形情況.目前3D-EBSD技術可以重構出材料的三維真實組織模型，但由于3D-EBSD采用FIB對樣品表面進行連續切割，實驗結束后研究區域完全遭到破壞，無法通過原位拉伸實驗獲得材料的實際變形行為.因此目前基于真實組織的模型大多為二維模型.雖然模擬結果能較好體現不同相之間的應力應變配分情況，但由于二維模型無法全面描述晶粒的形狀、尺寸特點(例如板條狀晶粒)，也未考慮實際三維空間中晶粒與周圍晶粒之間的相對位置，因此模擬結果具有局限性.

此外，使用晶體塑性有限元模擬材料的應力應變配分行為需定義材料中各物相屬性，但目前仍沒有準確獲得材料中不同相的屬性的有效手段.由于材料屬性受成分、熱處理工藝等影響較大，難以通過查閱已有文獻獲得準確數據.部分學者通過納米壓痕實驗獲得相關參數[1,57,58]，但目前對納米壓痕硬度與屈服和抗拉強度之間換算關系的研究仍處于探索階段.此外，載荷選取對納米壓痕硬度值有較大影響，進而影響結果的準確性.

5 結語與展望

基于微觀組織的實驗-晶體塑性有限元模擬方法雖存在上述不足之處，但成熟的晶體塑性理論、豐富的本構方程以及日益發展的微觀組織觀測手段，結合高效靈活的有限元方法，使得該方法在研究雙相/復相鋼應力應變配分上具有傳統方法無法比擬的優越性.目前已經可以較好地模擬DP鋼、雙相不銹鋼以及含有TRIP和TWIP效應的多相鋼的微觀變形行為.

未來應繼續提高μDIC技術的分析精度.一方面，應繼續開發和改進噴涂點顆粒制備及噴涂工藝，使顆粒尺寸及噴涂密度可控，從而滿足不同尺度、不同精度的分析需求.另一方面，將材料本身組織形貌作為特征，可避免噴涂顆粒對結果的影響.因此，應結合表征手段的發展，提高獲取圖像質量及特征點襯度，優化算法，從而擴大該方法的應用范圍.

此外，應繼續探索獲得材料準確屬性的實驗方法；完善晶體塑性有限元理論，建立基于真實組織的三維模型，完善材料本構方程，使其可以模擬不同成分、組織、變形機制的高強鋼變形行為.特別是對于第三代AHSS鋼中的高錳鋼和中錳鋼，不同的熱處理工藝會使實驗鋼中出現多種碳化物與金屬間化合物，顯著影響力學性能.同時，隨著合金元素含量的改變，中錳鋼中可存在TRIP、TWIP及微帶誘發塑性等不同變形機制.將其考慮在內有助于深入分析微觀組織對變形行為和力學性能的影響，為合金設計和熱處理工藝優化提供理論依據.