本文以密排六方结构的纯钛为研究对象，进行动态塑性变形（DPD）实验和准静态压缩（QSC）对比试验，使用扫描电子显微镜（SEM）、电子背散射衍射技术（EBSD）、X射线衍射（XRD）、聚焦离子束（FIB）和透射电子显微镜（TEM）对变形样品进行表征和分析，研究DPD和QSC过程纯钛的变形机制，形变孪晶及其对织构演变的影响。利用OM和SEM观察了高应变DPD样品中出现的绝热剪切带（ASB）的形貌特征，对ASB中的绝热温升、热影响区和动态行为本构方程进行了研究。用EBSD、TEM和高分辨透射电子显微镜（HRTEM）详细表征了变形过程中产生的四种形变孪晶，并探讨影响{4211}孪晶产生的因素。　　在DPD纯钛样品中共发现有{2110}、{1211}、{2211}和{4211}四种类型形变孪晶存在，{4211}孪晶的百分含量很低（约0.5％）。形变孪生细化了初始晶粒，当应变增至0.2时，微结构片层间距降低至临界值（0.4~0.7μm），孪晶达到饱和。其织构演变过程可以分为三个阶段：双峰织构转变为圆环状分布；圆环状分布转变为基面织构；基面织构强化。{2110}拉伸孪晶在（0002）极图上形成圆环状分布，{2211}压缩孪晶则弱化初始双峰织构，两者共同导致了圆环状分布的形成。DPD纯钛的变形机制为：低应变阶段（ε=0.05~0.2），孪生占据主导地位，滑移起辅助作用；中应变-高应变阶段（ε＞0.2），转变为位错滑移变形为主。　　QSC纯钛的微结构演变与DPD基本相同，差别仅在于孪晶达到饱和时的应变不同（QSC为0.3）。QSC过程中只产生{2110}、{1211}和{2211}三种类型孪晶。相同的应变DPD和QSC样品对比发现，高应变速率会激发形变孪晶的形成。QSC的织构演变与DPD相似，也分为三个阶段。准静态压缩变形的变形机制与动态塑性变形相似，前期以孪生变形为主，孪晶饱和后转变为位错滑移为主。与DPD不同点在于变形机制转变的临界转变点延后（ε=0.3），说明高应变速率会促进变形机制的转变。　　DPD纯钛在应变大于等于0.6时发现ASB；而QSC样品没有出现ASB。表明ASB只有在高应变速率（约5×102 s-1）和高应变（ε≥0.6）条件下才会形成。ASB中心细晶粒区和过渡区的宽度都随着应变的增加而增宽，但过渡区宽度的增长幅度（1220%）远高于中心细晶粒区（77.8%）。通过绝热温升和热影响区的计算确认了过渡区受绝热温升的影响产生了软化，硬度比基体和中心细晶粒区软。针对动态本构关系的表述，根据实验结果建立了一个修正的DPD纯钛（?=5×102 s-1）的本构方程：154.8365.2。　　在整个变形过程中，DPD样品产生四种孪晶，而QSC样品只产生三种孪晶，{4211}孪晶只在DPD条件下形成。{4211}孪晶总是和{2211}孪晶伴生，它们在同一个(0101)孪晶面上沿着同一个切变方向形成。{2211}-{4211}变体对的取向差角度为12~13°，与12.43°的理论值相吻合。本文首次采用新的―V‖型FIB取出法制备出厚度50nm的高质量透射电镜样品。利用透射电镜技术对四种类型孪晶分别进行了详细地观察分析。　　{4211}孪晶的形成，受到多种因素的影响。高应变速率抑制了位错运动，激发{4211}孪晶的形成。初始双峰织构的取向分布范围为ф=25~45°(φ1=0°,φ2=0°)，{2110}、{2211}和{4211}三种形变孪晶的SF值相近，初始织构对其影响不大。{1211}孪晶的Σ值最小（11），{2110}和{2211}孪晶的Σ值均为23，{4211}孪晶的Σ值最大（31）意味着最高的形成能垒。{2211}和{4211}孪晶的原子迁移的原子层数分别为22和30，其原子迁移系数分别为0.490和0.675。{4211}孪晶的迁移系数比{2211}孪晶高40%，需要发生迁移的原子层数多8层，表明{4211}孪晶的形成难度要远高于{2211}孪晶。综合以上因素，高应变速率激发{4211}孪晶产生，初始织构的取向对其影响不大，而高界面内能（Σ）和高迁移系数都增加其产生难度，导致{4211}孪晶只在DPD纯钛中出现。