在目前国际普遍使用的压力容器钢（A508-Ⅲ）成分的基础上,将Cu含量提高至0.35wt.%左右,同时改变Mn、Ni元素的含量,一般将这种钢称之为压力容器（RPV）模拟钢。冶炼三种化学成分不同的RPV模拟钢,在880℃加热0.5 h后水淬,然后在660℃保温10h,最后分别在370℃和400℃进行不同时间的时效处理。利用场发射扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）、高分辨透射电子显微镜（HRTEM）、能谱仪（EDS）和三维原子探针（APT）技术相结合的方法,对富Cu相的析出过程,合金元素对富Cu相析出行为的影响,以及富Cu相不同晶体结构之间的演化进行详细深入的研究。主要得到以下结论:（1）在淬火过程中,Mn元素的添加能够有效地阻碍RPV模拟钢中贝氏体铁素体的形成,对贝氏体的形成温度有明显的延迟效果。Mn含量较高的RPV模拟钢,在淬火过程中形成bcc结构的Cu团簇,且在暗场像中其周期排列的光束条纹具有垂直于<112>?晶向的特征,椭圆形Cu团簇在?-Fe基体的{110}晶面上以平行于<112>晶向生长,同时还发现未转变的针状形残余奥氏体;而Mn含量较低的RPV模拟钢,在淬火过程中形成B2结构的Cu团簇,而这些针状形Cu团簇在?-Fe基体的{110}晶面上以平行于<001>晶向生长。bcc结构和B2结构的Cu团簇其形态及含量均与初始位错的特性有关,然而这些Cu团簇的特征与那些均匀析出的稳定态的富Cu相有着明显的区别。（2）利用APT技术得到在晶内析出的富Cu原子团簇在形核长大过程中,不断向富Cu原子团簇与?-Fe基体界面处排出Mn、Ni原子,被排出的Mn、Ni原子在该区域不断富集进而形成偏聚,而这些Mn、Ni原子的偏聚区域又将成为富Cu原子团簇新的形核位置,新富集形成的富Cu原子团簇在长大过程中又会继续向外排出Mn、Ni原子,导致形成的富Cu原子团簇中Cu含量成高低交替分布的特征,而排挤在富Cu原子团簇与?-Fe基体界面处Mn、Ni原子的含量随着富Cu原子团簇的的长大逐渐升高,进而形成包裹着富Cu原子团簇的“壳层”结构,同时在Mn、Ni原子的偏聚区域且偏向?-Fe基体一侧又存在Mo原子的偏聚,而这可能也是阻碍富Cu原子团簇长大的重要原因之一。（3）利用APT技术还观察到,在晶界析出的富Cu原子团簇其形貌主要为球状或椭球状,而在晶内析出的富Cu原子团簇主要呈短棒状,这可能是因为在晶界和晶内析出的富Cu原子团簇形核及长大方式不同造成。同时还观察到,在三叉晶界内部存在大量平行位错,实际上,富Cu原子团簇是在晶界内部的平行位错线或位错线附近Mn、Ni含量较高的区域形核长大,其形貌也主要呈球状或椭球状。同时,在三叉晶界还有其他粗大原子团簇的析出,而且在这些粗大原子团簇的中心区域有富Cu原子团簇的存在,可能是富Cu原子团簇在该位置优先形核,并在长大过程中其他元素原子不断在其周围富集进而产生偏聚,最终也形成包裹着富Cu原子团簇的“壳层”结构,并阻碍富Cu原子团簇的长大。（4）富Cu相不同晶体结构之间的转变与其自身尺寸大小并没有绝对的依赖。（5）在400℃时效11000 h后的RPV模拟钢样品中观察到,富Cu相以bcc结构在?-Fe基体中析出,随着富Cu相的继续长大,其晶体结构并不是由bcc结构直接转变为fcc结构,而是优先转变为孪晶9R结构,孪晶9R结构的富Cu相在随后的长大过程中,其内部肖克利不全位错将沿着（001）_9R晶面进行a/3[100]_9R大小的滑移,进而直接切变为孪晶fcc结构,最后通过点阵松弛生成非孪晶fcc结构的富Cu相,且与?-Fe基体呈K-S关系。（6）除此之外,在400℃时效11000 h后的RPV模拟钢样品中还观察到常见的孪晶单斜9R结构的富Cu相,其局部区域存在大量的层错和严重的晶格畸变,因此该区域具有较高能量,致使富Cu相中的局部区域不能维持典型“鱼骨状”条纹分布的特征,且该富Cu相有向多重孪晶9R结构转变的趋势。同时还观察到另一孪晶单斜9R结构的富Cu相中局部区域存在非孪晶9R结构,这可能是由于该富Cu相内部存在大量的层错和严重的晶格扭曲产生较高能量造成。（7）RPV模拟钢在370℃时效3000 h后,经分析得到富Cu相由bcc结构向9R结构转变时,可转变为单孪晶正交9R结构,在随后的长大过程中,进而转变为多重孪生关系的正交9R结构;或者bcc结构也可以直接转变为较低能态的单孪晶单斜9R结构,在随后的长大过程中,进而转变为多重孪生关系的单斜9R结构;除此之外,bcc结构还可以先转变为正交9R结构,再转变为单斜9R结构。而且单孪晶9R结构向多重孪晶9R结构转变时,伴随有新孪晶区的生成,且孪晶界在富Cu相中间部位断开并发生迁移,孪晶界向较窄孪晶片的一侧迁移,进而导致孪晶界两侧相邻孪晶片的宽度发生改变,同时（009）密排面与（11-4）孪晶界的夹角亦发生改变。