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本论文以具有密排六方结构(HCP)的纯钴样品为研究对象,首先利用X射线衍射(XRD)、电子背散射衍射(EBSD)和透射电子显微镜(TEM)对纯钴样品在动态塑性变形(DPD)后的退火组织进行了详细地表征和分析；用EBSD和高分辨透射电子显微镜(HRTEM)表征了在变形过程中产生的变形孪晶,并与准静态压缩变形(ND)形成的变形孪晶进行对比研究；利用位错分解的理论对DPD过程中产生的变形孪晶的形成机制进行了模拟研究。对样品DPD后的退火组织进行研究发现：(1)钴从高温FCC相向低温HCP相转变时相变没有全部完成,室温下仍存在少量的FCC结构,约占8.5%。残留的FCC结构与HCP结构满足SN(Shoji-Nishiyama)的取向关系,即{111}FCC||{0001}HCP；<110>FCC||<1120>HCP。(2)残留的FCC结构的晶粒中发现存有∑3晶界,这种晶界是由于FCC结构的晶粒在退火过程中高角度随机自由晶界快速迁移导致。(3)873K温度下退火后,在HCP结构的晶粒中发现大量71.4°/<1120>特殊晶界,这种晶界的形成原因与FCC结构的晶粒中∑3晶界的形成原因不同,是由FCC→HCP马氏体相变导致,这种孪晶是相变孪晶。对样品DPD后的微观组织随着变形量的增加产生的变化进行了研究,发现：(1)随着变形量增加,晶粒内部的层错附近出现锥面<1123>型位错,这些位错的产生会使样品在TEM测试时发生透射束和二次衍射束的相互干涉,从而形成莫尔条纹。同时,这种位错的出现表明,纯钴在DPD过程中启动了{1011}<1123>滑移系统,这种滑移系统的启动,能够更好地调节钴的塑性变形。(2)随着变形量的增大,各种变形孪晶界长度的相对百分含量发生变化。{1012}和{1121}两种拉伸孪晶的孪晶界长度相对百分含量随着变形量的增大急剧减少。{1122}、{1011}和{1013}三种压缩孪晶,其孪晶界长度的相对百分含量随着变形量的加大都有不同程度的增加。两种二次孪晶界长度的相对百分含量没有明显的变化。对样品DPD后形成的孪晶形式及与ND后形成的孪晶形式对比研究发现：(1)钴在DPD和ND过程中都会产生七种变形孪晶,分别是两种拉伸孪晶{1012}、{1121},三种压缩孪晶{1122}、{1013}、{1011},和两种二次孪晶{1011}-{1012}、{1013}-{1012}。{1121}拉伸孪晶在DPD过程中更容易产生。(2)钴在DPD和ND过程中,同一个晶粒内部会产生多种变形孪晶,具体的孪晶形式与初始晶粒的取向有关。当初始晶粒的c轴与加载方向几乎垂直时,变形过程中此晶粒只产生拉伸孪晶。当初始晶粒的c轴与加载方向呈一定角度(如65。)时,晶粒在变形过程中会同时产生拉伸孪晶和压缩孪晶,甚至可能产生二次孪晶。(3)钴在DPD过程中产生的几种变形孪晶的孪晶界特征不同：其中{1012}变形孪晶的孪晶界呈现出曲折现象,这些曲折的地方是由于孪晶界出现的台阶导致,这些台阶的高度从一个原子层到十几个原子层不等,这些台阶造成了{1012}变形孪晶界的不连续性；钴在DPD过程中产生的{1121}孪晶界的形貌与{1012}孪晶界不同,没有出现台阶,而是一条连续笔直的晶界；{1011}变形孪晶在动态塑性变形过程中也会因为Zonal位错的原因产生台阶,而且,在{1011}孪晶界附近发现有<1123>位错,说明DPD可以使钴的{1011}<1123>滑移系统和{1011}<1012>孪生系统双重启动,从而更有利地在e轴方向发生塑性变形。对纯钴在变形过程中产生的变形孪晶的形成机制模拟时发现,位错分解在变形孪晶的形成过程中起了重要作用。在加载应力下,全位错AB在{211ι}晶面和{101ι}晶面分解形成不同的孪生位错、不可滑移不全位错和可滑移的不全位错。其中,不可滑移不全位错会钉扎在两个孪生面之间,可滑移不全位错在加载应力下在(0002)面上滑移导致孪晶界的增长,孪生位错则可在加载应力下造成孪生剪切或者原子重组。在这三种不全位错的共同作用下,形成了钴在变形过程中形成的多种变形孪晶模式。