本文综合利用多种结构与性能表征技术（包括X射线衍射、维氏硬度计、光学显微镜、扫描电子显微镜、背散射电子衍射EBSD和透射电子显微镜(TEM）对爆炸加载下实心球形工业纯铁的变形行为及精细微观结构演变特征进行了研究，重点研究了α-Fe在冲击加载下形成{332}孪晶的形成位置、形成取向、形成条件和形成机制，首次从点阵调整的条件来比较分析各孪生体系施密特因子，完善了{332}<113>反常孪晶的形成机制，并揭示了{332}<113>孪生与α→ε相变过程的关联本质。具体结论如下:　　1.研究发现爆炸加载下工业纯铁中不仅会产生{112}<110>孪晶也会产生{332}<113>孪晶，并且{332}<113>孪晶均以二次孪晶的形式存在于{112}孪晶板条中;{332}孪晶不仅可以出现在相变过程中，还可以出现在形变过程中。{332}<113>孪晶与基体的晶体学取向关系为绕<110>轴旋转50.5°，与{112}<111>孪晶板条的夹角为30°。　　2.研究表明{332}<113>孪晶形成位置从R=0mm开始直到球心沿半径均有分布，这更新了以往研究学者关于爆炸加载下球形工业纯铁中半径大于1.74mm时才产生{332}<113>孪晶的结论。这对于研究孪晶的形成条件以及形成机理具有重要意义。{332}<113>孪晶和{112}<111>孪晶两种孪晶的分布比例均在完全相变区达到最大值，在完全相变区达到最大值之前呈现递增趋势，之后迅速减少。　　3.首次从点阵调整下各孪生体系施密特因子分析的角度进一步揭示了{332}<113>孪晶形成机制。利用EBSD分析技术并结合孪晶和基体的位向关系转换，通过软件计算获得了BCC结构晶格压缩调整后的四方晶格结构中各孪生体系的施密特因子，通过对比确认了在压缩后的BCC晶格即四方晶格结构中{130}t<310>t孪生体系的施密特因子(Schmid Factor)始终大于{110}t<1(1)0>t孪生体系的施密特因子，即在调整后的四方结构晶格中，{130}t<(3)10>t孪生({332}c<113>c孪生）相对更加容易激活。冲击加载时BCC晶格发生调整转变为四方晶格结构，调整后的失稳晶格优先促进了{332}c<113>c孪生体系的发生，{332}c<113>c孪生体系是体心立方晶格受到严重压缩畸变时产生的一种变形机制，以此使系统能量尽可能地降到最低，达到稳定。　　4.首次揭示了{332}<113>孪生与α→ε相变过程的关联本质，α→ε相变区的晶格转变和高对称性晶格到低对称性晶格的转变两种因素结合在一起共同促进了晶体中{332}<113>孪生体系的产生。具体来讲，相变区发生的α→ε可逆相变的机制模型与{332}<113>孪生机制的点阵调整模型中原子的调整方式和过程具有一致性，所有(110)bcc面每隔一层沿[-110]bcc方向调整移动一定数值，只是{332}<113>孪生机制中晶格失稳带来的点阵调整的幅度(0＜δ＜1/6)小于α→ε相变机制中调整移动的数值(a0/(3√2))，即由体心立方晶格到六方结构晶格的晶格转变过程，BCC→HCP的晶格转变过程中晶格失稳和点阵调整现象促进了晶体中{332}<113>孪生体系的产生。根据孪生发生的条件，晶体的对称度越低，越容易发生孪生，α→ε可逆相变导致的BCC→HCP的由高对称性晶格相α到低对称性晶格相ε的转变过程在促进晶体中{332}<113>孪生体系产生方面同样扮演了重要角色。